(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼成分が、質量％で、
Ｃ：０．１〜０．３％、
Ｓｉ：０．００１〜０．２００％未満、
Ｍｎ：１．０〜３．０％、
Ａｌ：０．５〜２．０％、
Ｐ：０．００１〜０．３００％、
Ｓ：０．０００１〜０．１０００％、
Ｏ：０．０００５〜０．０１００％、
Ｎ：０．００１〜０．０１０％
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる溶融亜鉛めっき鋼板であって、鋼のミクロ組織が、体積分率で３０〜９０％のフェライト相、５％以上のベイナイト、１０％以下のマルテンサイト、および５〜３０％の残留オーステナイト相を含み、さらに残留オーステナイト中の炭素が質量％で１．０％以上であり、かつ、残留オーステナイト粒の平均アスペクト比（最大幅／最小幅）が２以下であることを特徴とする耐食性および溶接強度に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項２】
鋼板のミクロ組織が、体積分率で３０〜９０％のフェライトを主相とし、その平均粒径が２０μｍ以下であり、第２相として体積分率で５〜３０％の残留オーステナイトをからなり、第２相の平均粒径が１０μｍ以下であり、さらに体積分率で５％以上のベイナイトからなることを特徴とする請求項１に記載の耐食性および溶接強度に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
鋼が、さらに質量％で、
Ｍｏ：０．００１〜１．０％、
Ｃｒ：０．００１〜２５．０００％、
Ｎｉ：０．００１〜１０．０００％、
Ｃｕ：０．００１〜５．０００％、
Ｃｏ：０．００１〜５．０００％、
Ｗ：０．００１〜５．０００％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２記載の耐食性および溶接強度に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項４】
鋼が、さらに質量％で、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａの１種または２種以上を合計で０．００１〜１．０００％含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の耐食性および溶接強度に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項５】
鋼が、さらに質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．１０００％を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の耐食性および溶接強度に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項６】
鋼が、さらに質量％で、Ｙ、Ｒｅｍ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｃｅの１種以上を０．０００１〜１．００００％含有することを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の耐食性および溶接強度に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項７】
請求項１〜６のいずれかの１項に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造において、請求項１〜６の何れか１項に記載の鋼板の成分からなる鋳造スラブを鋳造ままもしくは一旦冷却した後に再度１２００〜１３００℃に加熱して、その後、粗熱延で全圧下率６０〜９９％の圧下を８００〜１２００℃で加え、仕上げ圧延して巻取った熱延鋼板を酸洗後、冷延し、その後、Ａｃ１（℃）以上Ａｃ３＋５０（℃）以下の温度域で１０秒〜３０分焼鈍した後に、焼鈍時の最高到達温度：Ｔｍａｘ（℃）とするとき、１０℃／ｓ以下の冷却速度でＴｍａｘ−２００℃〜Ｔｍａｘ−１００℃の温度域に冷却し、引き続いて５℃／秒以上の冷却速度で３５０〜５００℃の温度に冷却し、この温度範囲内で５〜９００ｓｅｃの間保持した後、めっき浴に浸漬し、室温まで冷却することを特徴とする耐食性および溶接強度に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項８】
めっき浴浸漬後に、合金化処理を４００〜５５０℃の温度域で行い、室温まで冷却することを特徴とする請求項７記載の耐食性および溶接強度に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項９】
冷延率を４０〜８０％の範囲とすることを特徴とする請求項７に記載の耐食性および溶接強度に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車、電機、建材などの産業で広く利用される、延性ならびにめっき密着性・耐食性、ならびに溶接強度に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板ならびにその製造方法に関する。以下では、代表的な用途として、自動車の車体に使用する場合を中心に説明する。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車の衝突安全性向上や燃費向上を両立する観点から、車体に延性に優れた高強度鋼板の利用が拡大しつつある。しかしながら一般に、鋼材の高強度化によって延性は劣化する傾向にあり、加工度の高い自動車部品に適用するためには高強度を維持しつつ延性を向上させた鋼板が必要とされている。
【０００３】
こうした状況のもと、強度と伸びを両立した鋼板として残留オーステナイト鋼が知られている。この鋼材は、製造過程においてオーステナイト中へＣを濃化させ、室温まで安定化・残存させた鋼材であり、自動車用材料としての利用が拡大しつつある。従来の残留オーステナイト鋼ではＳｉ添加が行われていたが、Ｓｉ添加量が０．３％を超えるとＡｌを含んだめっき浴を用いたゼンジマー法ではめっき濡れ性が著しく低下し、不めっきが発生し、外観品質の悪化、ひいては耐食性が劣化する問題を抱えていた。この現象は、還元焼鈍時に鋼板表面にＳｉ酸化物が濃化し、溶融亜鉛のＳｉ酸化物への濡れ性が悪いことに起因すると考えられている。また、残留オーステナイト鋼の材質をつくり込む一般的な連続焼鈍設備においては、焼鈍・冷却後に３５０〜５５０℃の範囲の温度に保持することでオーステナイトの安定化を図っているが、連続溶融亜鉛めっき設備は一般に連続焼鈍設備で行われる等温保持が可能な設備を備えておらず、溶融めっきが施された残留オーステナイト鋼の製造は成分的および製法的にも困難とされてきた。
【０００４】
こうした問題を解決する手段として、特許文献１、特許文献２、特許文献３、特許文献４、そして特許文献５等に、Ｓｉ量を低減し、代替としてＡｌ添加量を増加することで、溶融めっきを付与可能な残留オーステナイト鋼の製造方法が開示されている。また、特許文献６には、残留オーステナイト鋼のオーステナイトの形状をラス状にすることで伸びフランジ性も良好な鋼板の製造方法も開示されている。しかしながら、熱延、冷延、焼鈍冷却後における３５０〜５５０℃の範囲の温度に保持する時間が十分でないばかりか、強度・延性バランスを高度に確保するためのオーステナイト組織の規定が不十分であり、ますます高まっている成形性向上のニーズに対応するのは困難だと考えられる。
【０００５】
また、残留オーステナイト相を安定化させるために、一般に鋼板へのＣ添加量が０．１質量％を超える場合が多いことに加え、強度確保のためＭｎも添加する。すると鋼板の焼入れ性は高くなり、溶接後の溶接金属や熱影響部（ＨＡＺ）はマルテンサイトやベイナイトといった硬化組織となる。溶接金属やＨＡＺの硬度が高いと、溶接部の強度や靭性、疲労強度といった特性は劣化する。従来知られた鋼板では、強度・延性やめっき性は配慮されていたが、必ずしも溶接部特性まで踏み込んだものではなかった。自動車車体に用いられる該鋼板は、成形後に必ず溶接されて車体構造を成すことから、車体性能を良好にかつ長期に保つために健全な溶接部を形成することは必須な条件と言える。即ち、鋼板の延性や耐食性がどんなに優れていても、溶接部特性が不良であれば、鋼板は具備すべき要件を満足していないこととなる。
上述したような、高強度化と高延性化、Ｓｉ添加の問題、耐食性向上、さらに溶接部特性を考慮した鋼板は開発されていない。
【０００６】
【特許文献１】特開平６―１４５７８８号公報
【特許文献２】特開平６―１４５８９２号公報
【特許文献３】特開平１０―１３０７７６号公報
【特許文献４】特開平１１―１３１１４５号公報
【特許文献５】特開２０００−２５６７８８号公報
【特許文献６】特開２００２―３０９３３４号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明は、上記課題を解決し、不めっきや表面欠陥が抑制され、耐食性と高延性、さらには良好な溶接部強度を兼ね備えた高強度溶融亜鉛めっき鋼板並びにその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者は上記課題を解決すべく、鋭意研究し、鋼中の残留オーステナイト粒の形状制御をすることによって、鋼材の強度と伸びの両者を高度に発揮させることができ、また、溶接部の硬さを低下させることで、靭性や疲労強度といった溶接部の特性を向上させることができ、さらに、鋼中のＡｌやＯ、その他、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎの添加量とその量バランスを図ることで、強度・延性と溶接部特性の両方を高いレベルに維持することができること等を見出して本発明を完成した。
本発明の要旨とするところは以下の通りである。
【０００９】
（１）  鋼成分が、質量％で、
Ｃ：０．１〜０．３％、
Ｓｉ：０．００１〜０．２００％未満、
Ｍｎ：１．０〜３．０％、
Ａｌ：０．５〜２．０％、
Ｐ：０．００１〜０．３００％、
Ｓ：０．０００１〜０．１０００％、
Ｏ：０．０００５〜０．０１００％、
Ｎ：０．００１〜０．０１０％
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる溶融亜鉛めっき鋼板であって、鋼のミクロ組織が、体積分率で３０〜９０％のフェライト相、５％以上のベイナイト、１０％以下のマルテンサイト、および５〜３０％の残留オーステナイト相を含み、さらに残留オーステナイト中の炭素が質量％で１．０％以上であり、かつ、残留オーステナイト粒の平均アスペクト比（最大幅／最小幅）が２以下であることを特徴とする耐食性および溶接強度に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１１】
（２）  鋼板のミクロ組織が、体積分率で３０〜９０％のフェライトを主相とし、その平均粒径が２０μｍ以下であり、第２相として体積分率で５〜３０％の残留オーステナイトをからなり、第２相の平均粒径が１０μｍ以下であり、さらに体積分率で５％以上のベイナイトからなることを特徴とする（１）に記載の耐食性および溶接強度に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１２】
（３）  鋼が、さらに質量％で、
Ｍｏ：０．００１〜１．０％、
Ｃｒ：０．００１〜２５．０００％、
Ｎｉ：０．００１〜１０．０００％、
Ｃｕ：０．００１〜５．０００％、
Ｃｏ：０．００１〜５．０００％、
Ｗ：０．００１〜５．０００％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）記載の耐食性および溶接強度に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１３】
（４）  鋼が、さらに質量％で、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａの１種または２種以上を合計で０．００１〜１．０００％含有することを特徴とする（１）〜（３）のいずれか１項に記載の耐食性および溶接強度に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１４】
（５）鋼が、さらに質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．１０００％を含有することを特徴とする（１）〜（４）のいずれか１項に記載の耐食性および溶接強度に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１５】
（６）  鋼が、さらに質量％で、Ｙ、Ｒｅｍ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｃｅの１種以上を０．０００１〜１．００００％含有することを特徴とする（１）〜（５）のいずれか１項に記載の耐食性および溶接強度に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１６】
（７）  （１）〜（６）のいずれかの１項に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造において、請求項１〜６の何れか１項に記載の鋼板の成分からなる鋳造スラブを鋳造ままもしくは一旦冷却した後に再度１２００〜１３００℃に加熱して、その後、粗熱延で全圧下率６０〜９９％の圧下を８００〜１２００℃で加え、仕上げ圧延して巻取った熱延鋼板を酸洗後、冷延し、その後、Ａｃ１（℃）以上Ａｃ３＋５０（℃）以下の温度域で１０秒〜３０分焼鈍した後に、焼鈍時の最高到達温度：Ｔｍａｘ（℃）とするとき、１０℃／ｓ以下の冷却速度でＴｍａｘ−２００℃〜Ｔｍａｘ−１００℃の温度域に冷却し、引き続いて５℃／秒以上の冷却速度で３５０〜５００℃の温度に冷却し、この温度範囲内で５〜９００ｓｅｃの間保持した後、めっき浴に浸漬し、室温まで冷却することを特徴とする耐食性および溶接強度に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１７】
（８）  めっき浴浸漬後に、合金化処理を４００〜５５０℃の温度域で行い、室温まで冷却することを特徴とする（７）記載の耐食性および溶接強度に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１８】
（９）  冷延率を４０〜８０％の範囲とすることを特徴とする（７）に記載の耐食性および溶接強度に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１９】
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、耐食性、特に塩素含有の環境における耐食性に優れると共に加工性が優れ、さらには溶接部特性も良好なことから、建材、家電製品、自動車車体用途等に極めて有効である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２０】
本発明者らは、鋼板が高強度でありながら、優れた延性ならびに溶接性を保有するには、次の３つの条件を満足することが極めて重要であることを鋭意研究することで見出した。
【００２１】
まず、鋼材の強度と伸びの両者を高度に発揮するには、鋼中の残留オーステナイト粒の形状制御が極めて重要である。即ち、オーステナイト粒の平均アスペクト比（最大幅／最小幅）を２以下とする必要があることを明らかにした。残留オーステナイトのアスペクト比を減少させるには、鋼板成分ではＡｌとＯの添加が特に重要な役割を果たし、また製造条件においては加熱冷却後の等温保持を十分な時間行う必要があることを明らかにした。
【００２２】
次に、靭性や疲労強度といった溶接部の特性を向上させるには、溶接部の硬さを低下させる必要がある。溶接部硬さ低下を実現するためにも、鋼中にＡｌとＯの添加が必須であり、融点でも安定して存在しうるＡｌの酸化物が溶接部の焼入れ性を低下させ、溶接部硬さの低下が可能となる。
【００２３】
さらに、強度・延性と溶接部特性の両方を高いレベルに維持するため、鋼中のＡｌやＯ、その他、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎの添加量とその量バランスが重要であることを見出した。即ち、次の（Ａ）式の関係を満足することが重要であることを見出した。
０≦２（Ａｌ＋Ｍｎ／２＋１００×Ｏ）×（２．２×Ａｌ−Ｍｎ−Ｏ）−Ｃ−Ｓｉ／３０                                                    ・  ・  ・（Ａ）
【００２４】
以下、本発明を詳細に説明する。
【００２５】
まず、それぞれの鋼板成分の限定理由について述べる。
【００２６】
Ｃ：強度（ＴＳ）を５９０ＭＰａ以上確保するためにＣ量の下限を０．１質量％とした。また、特に残留オーステナイトを充分な量と安定性を確保するのに必要な不可欠な添加元素である。一方では、溶接部特性を保持可能な上限として０．３質量％とした。
【００２７】
Ｓｉ：製造性および材質上強度を確保するため０．００１％以上とし、また、めっき性を劣化させることから上限を０．２００％未満とした。これを超える添加はスケール傷が多発して、めっき外観の劣化や鋼板の歩留まり低下にもつながる。また、ＳｉもＣ同様、焼入れ性を高める元素であり、溶接部特性を劣化させる。他方、Ｓｉは溶融金属の濡れ性を良好とし、溶接金属の止端形状を改善する効果を持つことから、０．０３０％以上添加することが望ましい。
【００２８】
Ｍｎ：１．０〜３．０質量％の範囲としたのは、１．０質量％以上とすることでＴＳを５９０ＭＰａ以上を確保可能であり、３．０質量％を上限としたのは、これを上回る添加は伸びに悪影響を及ぼすためである。また、Ｍｎは単独では焼き入れ性を高め溶接部特性を劣化させるが、鋼中でＭｎＯを形成しＡｌ２Ｏ３と複合することで溶接冷却中のフェライト生成核となりうるため焼き入れ性を低下できると考えられる。
【００２９】
Ａｌ：Ａｌは溶接性と強度・延性バランスを向上するために特に重要な元素である。Ａｌを０．５〜２．０質量％の範囲としたのは、低Ｓｉであるがゆえに脱酸の目的および炭化物の生成を抑制し残留オーステナイトを安定化させる目的から０．５質量％以上とした。後述するように、Ａｌの一部は鋼板中でＡｌ２Ｏ３を形成しており、溶接部の焼入れ性を低下させ、溶接部特性を改善可能となる。一方、過剰添加はめっき濡れ性、製造性に悪影響を及ぼすため２．０％を上限とした。めっき密着性の観点からは１．７％以下とすることが望ましい。
【００３０】
Ｏ：Ｏも本発明では重要な元素である。Ｏ量は０．０００５〜０．０１００質量％とした。Ｏ量が０．０００５％以上とすることで溶接部の焼き入れ性は低下し溶接部硬さを低下でき、また極低化が経済的にも不利なことから、これを下限とした。特に溶接部特性を良好にするには、０．０００８％以上とすることが望ましい。一方、０．０１００％を超えた鋼板の製造は、過多に生成する酸化物が精錬や鋳造の時のノズルづまりを引き起こすなど技術的に困難な点があり、さらにＡｌ２Ｏ３の析出量が多くなりＡｌ添加の効果が低下してしまうため、これを上限とした。精錬や鋳造における製造し易さの観点からは、０．００８０％以下が望ましい。
【００３１】
さらにＡｌとＯの両者の添加による溶接部特性の改善効果について述べる。本発明鋼を含む残留オーステナイト鋼は、室温で安定な残留γ相を確保するためＣ量が高く（０．１％以上）、また強度確保のためＭｎも高い（１．０％以上）。ＣやＭｎ等は鋼材の焼き入れ性を高める元素であり、これら元素が増加するほど溶接部（ここでは、溶接金属と熱影響部（ＨＡＺ））は硬化する。溶接部の組織や硬さは溶接加熱後の冷却速度にも依存し、冷却速度が高いと溶接部は硬質なマルテンサイトやベイナイトとなり硬さが高く、一方、冷却速度が低いと軟質なフェライトやパーライトが変態生成して硬さが低下する。溶接部が硬化するほど、溶接部の靭性や疲労強度といった特性が劣化することとなる。上記範囲のＡｌおよびＯを添加することにより、鋼中に適量のＡｌ２Ｏ３が形成されるＡｌ２Ｏ３は融点が高く、溶接加熱時でも溶解せず、安定して存在する。Ａｌ２Ｏ３は溶接冷却時に溶接金属中のオーステナイト粒の成長を妨げ、そのため変態前のオーステナイト粒は細粒となる。細粒化は焼き入れ性の低下をもたらす。さらに、Ａｌ２Ｏ３が溶接部でフェライト生成の核になるため、溶接部の焼き入れ性が低下し、即ち、溶接部硬さを低下できる。但し、Ａｌ２Ｏ３にＭｎＯが複合した酸化物が溶接冷却中において溶接部のフェライト生成核になると言われており、本発明でもＡｌ２Ｏ３・ＭｎＯが形成されている可能性がある。一方、Ｓｉの酸化物あるいはＳｉとＭｎが複合した酸化物では焼き入れ性を低下できないことが知られており、この事実からもＳｉ代替でＡｌを添加することが特に重要な意味を有する。
【００３２】
さらに本発明者らは、ＡｌやＯを本発明範囲内で添加することで、残留オーステナイトのアスペクト比を広い製造条件範囲に渡って２以下とできる事実を見出した。この理由として、ＡｌだけでなくＡｌ２Ｏ３などの酸化物が製造中のフェライト変態やベイナイト変態を促進し、さらに残留オーステナイトの形状にも好ましい影響を及ぼしたと推定している。
【００３３】
ところで、溶鋼に固溶するＯ量はＡｌが約０．５質量％まではＡｌ量と共に減少する。これは、精錬時、即ち鋼材が溶融している高温においてＡｌとＯの親和力が強く、溶鋼中でＡｌ２Ｏ３が形成されるためである。粗大化したＡｌ２Ｏ３は溶鋼表面に浮上し、その他の酸化物とスラグを形成し排除される。従って、最終製品となった鋼板中のＯ量も低いレベルにとどまる。ところが、Ａｌ量が約０．５％を超えると、溶鋼が固溶できるＯ量をＡｌ量増加に伴い増加させることが可能となる。即ち、最終製品のＯ量も増加させることが可能となる。しかし、通常の製法ではＡｌ量を０．５％以上としても溶接部特性を改善可能なレベルまでＯ量を増加することは困難である。また従来、Ｏ量を増加し酸化物を母材中に形成させることは、母材の延性や靭性を劣化させるため回避されてきた。しかし、本発明では、延性や靭性を劣化させない範囲で溶接部特性を改善できる条件を見出した点に新規性がある。本発明で規定したＯ量を母材で確保するには、Ａｌを０．５％以上添加することに加え、例えば精錬時にＯを溶鋼に吹き込むなどといった製法上の工夫が必要である。
【００３４】
他の元素の限定理由を述べる。
【００３５】
Ｎ量は０．００１〜０．０１０質量％とした。Ｎ量を０．００１％以上とすると、鋼板中のＡｌＮ形成により溶接時、熱影響部（ＨＡＺ）の焼入れ性を低下させ、溶接部特性向上の効果が現れることや極低化が経済的にも不利なことから、これを下限とした。一方、０．０１０％を超えるとＡｌＮの析出量が多くなり、Ａｌ添加の効果が低下してしまうため、これを上限とした。なお、ＡｌＮは溶鋼中で溶解し、一般的な溶接冷却過程では再析出することは無い。従って、Ａｌ２Ｏ３とは異なり、溶接金属の焼き入れ性低下には寄与しない。しかし、ＨＡＺはその領域内で最高到達温度が溶融温度以下であり、冷却速度が高い溶接法、例えばレーザ溶接やスポット溶接においてはＨＡＺのＡｌＮが完全に溶解することはないので、ＨＡＺの結晶粒粗大化を抑制し、ＨＡＺの焼き入れ性を低下できる。
【００３６】
Ｐ量を０．００１〜０．３００質量％の範囲としたのは、０．００１質量％以上で強化効果が現れることや極低化は経済的にも不利であることに加えて、母材の耐食性向上の一因となることから、これを下限とした。一方、０．３００質量％を上限としたのは、これを超える量の添加では、溶接性や鋳造時や熱延時の製造性に悪影響を及ぼすためである。
【００３７】
Ｓ量を０．０００１〜０．１０００質量％の範囲としたのは、極低化は経済的にも不利であることから、０．０００１質量％を下限とし、また、０．１０００質量％を上限としたのは、これを超える量の添加では、溶接性や鋳造時や熱延時の製造性に悪影響を及ぼすためである。
【００３８】
さらに、本発明が対象とする鋼は、強度のさらなる向上を目的としてＭｏ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｗの１種または２種以上を含有できる。
【００３９】
Ｍｏ：耐食性向上および強化を可能なことから添加しても良い。低Ｓｉであるため、強度延性バランスに悪影響を及ぼすパーライトや炭化物析出をＳｉの変わりに抑制することに加えて、母材の耐食性向上に有効であるため、０．００１％以上を下限とした。一方、過剰添加は延性低下をもたらすため上限を１．０％とした。ただし、強度延性バランスを高度に確保するには０．２００％以下の添加が望ましい。
【００４０】
Ｃｒ量を０．００１〜２５．０００質量％の範囲としたのは、０．００１質量％以上で強化効果が現れること、２５．０００質量％を上限としたのは、これを超える量の添加では、加工性に悪影響を及ぼすためである。
【００４１】
Ｎｉ量を０．００１〜１０．０００質量％の範囲としたのは、０．００１％以上で強化効果が現れること、１０．０００質量％を上限としたのは、これを超える量の添加では、加工性に悪影響を及ぼすためである。
【００４２】
Ｃｕ量を０．００１〜５．０００質量％の範囲としたのは、０．００１質量％以上で強化効果および耐食性向上効果が現れること、５．０００質量％を上限としたのは、これを超える量の添加では、加工性および製造性に悪影響を及ぼすためである。
【００４３】
Ｃｏ量を０．００１〜５．０００質量％の範囲としたのは、０．００１質量％以上で強化効果が現れること、５．０００質量％を上限としたのは、これを超える量の添加では、加工性に悪影響を及ぼすためである。
【００４４】
Ｗ量を０．００１〜５．０００質量％の範囲としたのは、０．００１質量％以上で強化効果が現れること、５．０００質量％を上限としたのは、これを超える量の添加では、加工性に悪影響を及ぼすためである。
【００４５】
さらに、本発明が対象とする鋼は、強度のさらなる向上を目的として強炭化物形成元素であるＮｂ，Ｔｉ，Ｖ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔａの１種または２種以上を含有できる。
【００４６】
これらの元素は、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成して、鋼板を強化するのに極めて有効であるため、必要に応じて１種または２種以上を合計で０．００１質量％以上の添加とした。一方で、延性劣化や残留オーステナイト中へのＣの濃化を阻害することから、１種または２種以上の合計添加量の上限として１質量％ととした。
【００４７】
Ｂもまた、必要に応じて添加できる。Ｂは、０．０００１％以上の添加で粒界の強化や鋼材の高強度化に有効ではあるが、その添加量が０．１質量％を超えるとその効果が飽和するばかりでなく、必要以上に鋼板強度を上昇させ、加工性が低下する上、さらに溶接部の焼き入れ性も向上させるため、上限を０．１質量％とした。
【００４８】
Ｙ、Ｒｅｍ、Ｃａ、Ｍｇ：めっきの濡れ性を劣化させるＳｉ系の内部粒界酸化相生成を抑制する目的で添加する。Ｓｉ系の酸化物のように粒界酸化物が形成するのではなく、比較的微細な酸化物を分散して形成させることができる。ここでＲｅｍとは、元素番号が２１、３９、あるいは５７〜７１の元素を指す。元素群中から１種または２種以上の元素をあわせて０．０００１％以上の添加とした。また一方で過剰添加は鋳造性や熱間加工性などの製造性および鋼板製品の延性を低下させるため１．０質量％を上限とした。
【００４９】
続いて、鋼板の特に強度・延性バランスを確保・改善するのに好ましいミクロ組織について述べる。
【００５０】
加工性を十分に確保するためには主組織を体積分率で３０％以上，好ましくは４０％以上のフェライト相とするのが望ましい。フェライトの体積分率の増加は延性を高めるが強度低下に結びつくため、上限は９０％とする。
【００５１】
高強度化やオーステナイトの安定化を考慮するとベイナイトを５％以上含むことが望ましく、強度・延性バランスを高度に確保するため１０％以上含むことが望ましい。上限は特に定めないが、過多に含むと延性低下を招くため５０％以下が望ましい。
【００５２】
また、高強度と高延性を両立させるため、残留オーステナイト相を含む複合組織とする。高強度と高延性を両立するために、残留オーステナイト相は体積率で５％以上、好ましくは１０％以上含むことが望ましい。上限を３０％以下としたのは、体積率の増加に伴いオーステナイト中の炭素濃度が低下し、延性が劣化するからである。残留オーステナイト中の炭素濃度はオーステナイトの安定化の指標であり、質量％で１．０％以上を超えると温度や加工に対して安定であり、優れた強度・延性バランスを発揮するので下限とした。上限は特に定めないが、オーステナイト相の体積率や他相の炭素濃度とのバランスで決定される。
【００５３】
さらに高強度化のためマルテンサイトを含んでもよいが、高延性を確保するために上限を１０％以下とした。
【００５４】
次に、相の平均粒径について述べる。
【００５５】
残留オーステナイト鋼が高強度でありながら高延性を発揮するために極めて重要な因子となる残留オーステナイト粒の形状について述べる。該鋼板が高強度・高延性を達成するには、残留オーステナイト粒の形状を制御する必要がある。即ち、鋼材の断面組織において、オーステナイト粒の平均アスペクト比（最大幅／最小幅）が２以下であれば高強度・高延性を発揮できることを鋭意検討することにより見出した。一方、平均アスペクト比が２を越える場合、延性向上の効果が小さいので、２以下と規定した。平均アスペクト比が２以下で高延性となる理由は必ずしも明らかでないが、円形に近いオーステナイト相がフェライト粒の周辺に一定以上の間隔を保って分散することが重要であると考えている。本発明鋼に一軸引張試験や絞り成形などの変形を加えると、変形初期には主に組織中のフェライトが歪を負担して加工硬化が進行し、変形中期からは残留オーステナイトからマルテンサイトへの変態が増加し、硬質なマルテンサイトが生成することで周囲のより軟質な相に歪が分散する、つまり優れた延性が達成されると推定している。しかし、残留オーステナイトの平均アスペクト比が２を超える場合、即ち、残留オーステナイトがフェライト粒の周囲を取り囲むように存在すると、変形初期からオーステナイトとフェライト間で応力が伝達することによってオーステナイトからマルテンサイトの変態が促進され、変形中期からの歪分散効果が小さい、即ち、延性が低いレベルにとどまると考えられる。なお、特許文献６でも、残留オーステナイトの形状に着目し、形状をラス状とし、延性と伸びフランジ性が良好な鋼板の製造方法も開示されているが、伸びを高度に発揮することは困難と思われる。
【００５６】
また、鋼板の高延性を確保するために、フェライトの平均粒径を２０μｍ以下とし、第２相であるオーステナイトの平均粒径は１０μｍ以下と規定する。フェライト粒径が増加すると残留オーステナイト平均粒径も増加する。残留オーステナイト平均粒径が１０μｍを超えると、加工に対し著しく安定化し延性が劣化してしまうので、１０μｍを上限とした。また、残留オーステナイト平均粒径を微小化するために、フェライトの平均粒径は２０μｍを上限とした。２０μｍを超えると、残留オーステナイト粒径がフェイラト粒径の増加関数にあるため、残留オーステナイト平均粒径を１０μｍ以下とすることが製造上困難となる。
【００５７】
なお、上記の他にミクロ組織の残部組織として、炭化物、窒化物、硫化物、酸化物の１又は２種以上を含有する場合も本発明の鋼板の範疇であるが、これらの１種又は２種以上は体積分率で１．０％以下であることが好ましい。なお、上記ミクロ組織のフェライト、オーステナイト、ベイナイト、マルテンサイトおよび残部組織の同定、存在位置の観察、平均粒径（平均円相当径、下記の方法により２０視野観察以上した結果に基づいて、ＪＩＳにより求めた値と定義する）や平均アスペクト比、そして占有率の測定はナイタール試薬やレペラー試薬、および特開昭５９−２１９４７３号公報に開示された試薬を用いて鋼板圧延方向断面または圧延方向と直角な断面を腐食して５００倍〜１０００倍の光学顕微鏡観察により定量化が可能である。ただし、オーステナイトに限って、占有率の測定は、ＭｏＫα線によりフェライトの（２００）面および（２１１）面の積分強度とオーステナイトの（２００）面、（２２０）面、（３１１）面の積分強度を測定し算出した。また、オーステナイト中の炭素濃度は、ＣｕのＫα線によりオーステナイトの（１１１）面、（２００）面、（２２０）面の反射角度から格子常数を求め、格子常数とオーステナイト中の炭素濃度の関係式（Ｒ．Ｃ．Ｒｕｈｌらの論文、Ｔｒａｎｓ．ＡＩＭＥ、２４５頁、（１９６９）２４１）から算出した。
【００５８】
次に、下記（Ａ）式について述べる。鋼材の強度・延性を高度に確保し、かつ溶接部硬さを低減し、溶接部の靭性や疲労強度を良好とするには次の（Ａ）式の関係を満たす組成とすることが好ましいことが判った。
０≦２（Ａｌ＋Ｍｎ／２＋１００×Ｏ）×（２．２×Ａｌ−Ｍｎ−Ｏ）−Ｃ−Ｓｉ／３０                                                      ・  ・  ・（Ａ）
【００５９】
溶接部の靭性や疲労強度を良好とするためには、０℃における溶接部のシャルピー試験にて衝撃吸収エネルギで１００Ｊ／ｃｍ２以上ないと割れやクラックが容易に進展するため継手性能として十分となる。発明者らは鋭意検討の結果、後述の実施例１の鋼種を用いて試験した結果、図１に示すように、ＨＡＺ硬さが試験荷重５００ｇｆの条件下で板厚中心の融合線を狙った場合のビッカース硬さで３５０以下の時に前記衝撃吸収エネルギが１００Ｊ／ｃｍ２以上を確保できることがわかり、ＨＡＺ硬さで３５０以下を確保するためには、図２に示すように前記成分バランス式（Ａ）式が０以上必要なことが判明した。これは成分バランス式（Ａ）におけるＡｌ、Ｍｎ、Ｏによる酸化物形成やＣ、Ｓｉが焼入れ性に影響を及ぼすためと推定され、ＡｌやＭｎ、Ｏは酸化物を形成し溶接部の焼き入れ性を低下する反面、Ａｌに対し相対的にＭｎやＯが過多になるとＡｌ添加による延性向上の効果が減じてしまうため第１項にまとめ、一方、ＣやＳｉは焼き入れ性を高めるため、負の項とし、影響代から係数を決定した。
【００６０】
尚、溶接ＨＡＺ部の試験評価は、鋼板をＴＩＧアークで溶融凝固させ、溶接の再現とし、板厚方向に貫通溶接ができるよう、溶接電流は１５０Ａ、溶接速度は０．９ｍ／ｍｉｎを選定した。この時のＨＡＺ硬さが実際の溶接部靭性と良い相関が得られたので、溶接部特性の指標として用いている。
【００６１】
以上のような成分および組織を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について以下説明する。
熱延後、冷延・焼鈍して本発明鋼を製造する場合、所定の成分に調整されたスラブを鋳造まま、もしくは一旦冷却した後１２００〜１３００℃に再加熱し、Ｍｏ等の偏析を軽減する。一方、１３００℃超の加熱では局部的な酸化が著しく促進される可能性があるため、これを加熱温度の上限とした。
【００６２】
その後、粗熱延で全圧下率６０％以上の圧下を８００〜１２００℃の温度範囲で加え、仕上げ圧延して酸洗し、冷延後、めっき工程を含む焼鈍を施すことで最終製品とする。全圧下率は高い方が望ましいが、設備制約上９９％以下とした。また、熱延の仕上げ温度は鋼板の化学成分で定まるＡｒ３変態温度以上で行うことが望ましく、この場合、熱延後の再結晶が促進され優れた強度・延性バランスが得られる。
【００６３】
さらに、熱延冷却後の巻取温度は鋼材の化学成分によって決まるベイナイト変態開始温度以上とすることで冷延時の荷重を軽減できるが、冷延の全圧下率が小さい場合には巻取温度を特に考慮する必要はない。一方、冷延の全圧下率は、最終板厚と冷延荷重の関係から設定されるが、４０％以上であれば最終的な鋼板の特性を劣化させない。冷延の全圧下率は高い方が望ましいが、設備制約上８０％以下とした。
【００６４】
冷延後に焼鈍する際、焼鈍（最高）温度は鋼の化学成分によって決まる温度Ａｃ１およびＡｃ３の温度で、即ちＡｃ１（℃）以上Ａｃ３＋５０（℃）以下の温度域で１０秒〜３０分焼鈍する。Ａｃ１（℃）未満では、焼鈍中に生成するオーステナイト量が全く無い、あるいは少ないので、最終的に鋼板中にオーステナイト相を十分に残すことができないことから、これを焼鈍温度の下限とした。また、焼鈍温度がＡｃ３＋５０（℃）を超えても何ら鋼板の特性を改善することができず製造コストの上昇をまねくために、焼鈍温度の上限をＡｃ３＋５０（℃）とした。この温度での焼鈍時間は鋼板の温度均一化とオーステナイトの確保のために１０秒以上が必要である。しかし、３０分超では、効果が飽和するばかりでなくコストの上昇を招くのでこれを上限とした。なお、Ａｃ１（℃）やＡｃ３（℃）は例えば以下の式で計算可能であることが知られている。
Ａｃ１  ＝７２３−１０．７×Ｍｎ％＋２９．１×Ｓｉ％、
Ａｃ３  ＝９１０−２０３×（Ｃ％）０．５％＋４４．７×Ｓｉ％＋３１．５×Ｍｏ％
−３０×Ｍｎ％−１１×Ｃｒ％＋４００×Ａｌ％
【００６５】
続く一次冷却によって、オーステナイト相からフェライト相への変態を促進し、未変態のオーステナイト相中にＣを濃化させることで、オーステナイト相を安定化させる。このときの冷却速度は１０℃／ｓ以下とする。冷却速度が１０℃／ｓを超える場合にはフェライト変態が十分に起こらず、最終的な鋼板中の残留オーステナイト相確保が困難となったり、マルテンサイトなどの硬質相が多量になったりするため、これを上限とした。下限は特に設けないが、１℃／ｓ未満とすることは必要な生産ライン長の拡大につながるほか、生産速度を著しく低下させるといった製造上のデメリットを生じるので、１℃／ｓ以上が望ましい。
【００６６】
この一次冷却での到達温度が、焼鈍時の最高温度をＴｍａｘ（℃）としたとき、Ｔｍａｘ−３００℃未満まで行われると冷却中にパーライトが生成し延性が劣化するため、これを下限とした。一方、一次冷却がＴｍａｘ−１００℃より高温で停止するとフェライト変態の進行が十分ではないのでこれを上限とした。
【００６７】
続く二次冷却の急速冷却は、冷却中にパーライト変態や鉄炭化物の析出などを抑制するため、冷却速度として５℃／秒以上が必要となる。但し、この冷却速度を１００℃／秒超にすることは設備能力上困難であることから、５〜１００℃／秒を二次冷却速度の範囲とした。引き続き、５〜１００℃／秒以上の冷却速度で３５０〜５００℃の範囲の温度に冷却し、保持する。この保持は、鋼板中に残留しているオーステナイト相を室温で安定化させるために必須であり、オーステナイト相の一部をベイナイトへ変態させ、オーステナイト中の炭素濃度を更に高めることが必須である。二次冷却の冷却停止温度が３５０℃未満でも５００℃超であっても、ベイナイト変態の反応が極端に低速となる、あるいは全く起こらないので、上記温度範囲を設定した。上記温度範囲に５〜９００秒、望ましくは１５０ｓｅｃ以上保持することでベイナイト変態を進行させることが可能となり、優れた強度・延性バランスを発揮することを見出した。尚、５秒未満の保持ではベイナイト変態が進展せず、９００秒超では炭化物が生成し延性が劣化してしまうため、これ以上延長しても効果がない。
【００６８】
さらに、本発明鋼は上記温度範囲保持の後にめっき浴に浸漬され、合金化処理される。めっき浴温度は通常４２０〜４８０℃の範囲である。めっき浴に浸漬される直前の鋼板温度、即ち、上記保持温度がめっき浴温度に比較し３０℃以上低いと、鋼板のめっき浴進入時にめっき浴温度の低下につながり操業上大きな問題となる。ただし、めっき浴の直前に加熱装置を設置し、めっき浴浸漬前に加熱することにより、めっき浴温度低下の問題は解消される。なお、鋼板のめっき浴中の浸漬時間は通常３０秒以内であり、この浸漬時間を上記保持時間；５〜９００ｓに含めても何ら差し支えない。
【００６９】
続く合金化処理において、処理温度が５５０℃を超えると炭化物が生成し、十分な残留オーステナイト相を残すことが困難となり、強度・延性バランスが劣化する。従って、２次冷却後の十分な合金化処理を行うためにも合金化処理の温度は４００℃〜５５０℃の温度域とすることが好ましい。
【００７０】
めっき付着量については、特に制約は設けないが、耐食性の観点から片面付着量で５ｇ／ｍ２以上であることが望ましい。本発明の溶融Ｚｎめっき鋼板上に塗装性、溶接性を改善する目的で上層めっきを施すことや、各種の処理、例えば、クロメート処理、りん酸塩処理、潤滑性向上処理、溶接性向上処理等を施しても、本発明を逸脱するものではない。
【実施例】
【００７１】
以下、実施例によって本発明をさらに詳細に説明する。
【００７２】
表１−１及び表１−２に示すような組成の鋼板を１２００〜１３００℃に加熱し、その後、９００℃以上で全圧下率６０％以上の圧下を施し仕上げ圧延を完了し、巻取った熱延鋼板を酸洗後、冷延して２．０ｍｍ厚とした。Ａｃ１（℃）以上Ａｃ３＋５０（℃））に１０％Ｈ２−Ｎ２雰囲気中で昇温・保定したのち、焼鈍時の最高到達温度：Ｔｍａｘ（℃）とするとき、１０℃／ｓ以下の冷却速度でＴｍａｘ−２００℃〜Ｔｍａｘ−１００℃の温度域に冷却し、引き続いて５℃／秒以上の冷却速度で３５０〜５００℃の温度に冷却し、この温度範囲内で、５〜９００ｓｅｃの間保持した後、めっき浴に浸漬され、Ｆｅ−Ｚｎ合金化処理として、めっき後の鋼板を４００〜５５０℃の温度域で１５秒〜２０分保持した。
【００７３】
さらに一部鋼板を用い、表１−１及び表１−２に示す板厚、強度の鋼板をＴＩＧアークで溶融凝固させ、溶接の再現とした。このとき、溶接電流は１５０Ａ、溶接速度は０．９ｍ／ｍｉｎとした。継手作製後、板厚中心の融合線を狙った硬さをＨＡＺ硬さと定義し、これを溶接部の靭性を推定する指標として比較した。ＨＡＺ硬さがビッカース硬さで３５０以下の場合を「ＯＫ」（良好）、それ以上のものを「ＮＧ」（不良）とした。試験条件および結果を表２および表３に示す。
【００７４】
表２および表３より、本発明鋼は、溶接部（ＨＡＺ）軟化効果、耐食性、強度・延性バランスに優れる。
【００７５】
一方、本発明の範囲を満たさない比較例は、ＨＡＺ硬さが高い上、いずれも外観評点が低く、溶接部強度・伸びバランスに劣る。また、本願発明の請求項の範囲で製造した鋼板は、ミクロ組織も上述した組織になっており外観及び強度・伸びバランスにも優れている。
【００７６】
【表１−１】
0004676923.tif 000002
【００７７】
【表１−２】
0004676923.tif 000003
【００７８】
【表２】
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【００７９】
【表３】
0004676923.tif 000005
【図面の簡単な説明】
【００８０】
【図１】衝撃吸収エネルギ（Ｊ／ｃｍ２）とＨＡＺ硬さ（ビッカース硬さＨｖ）との関係を示す図である。
【図２】ＨＡＺ硬さ（ビッカース硬さＨｖ）と（Ａ）式の値との関係を示す図である。
【図１】
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【図２】
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