(57)【要約】【課題】本発明は、自動車部品用素材として好適な、伸びフランジ性に優れた複合組織型低降伏比高張力溶融亜鉛めっき熱延鋼板及びその製造方法を提供することを課題とする。【解決手段】質量％でＣ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．５％未満、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．００５〜０．２％、Ｎ：０．０２％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼組成で、かつ、フェライト、焼戻マルテンサイト、マルテンサイトを含む複合組織を有し、かつ、焼戻マルテンサイトを体積率で５０％以上、マルテンサイトを体積率で５％以上含むことを特徴とする、伸びフランジ性に優れた複合組織型低降伏比高張力溶融亜鉛めっき熱延鋼板。【選択図】      なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％でＣ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．５％未満、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．００５〜０．２％、Ｎ：０．０２％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼組成で、かつ、フェライト、焼戻マルテンサイト、マルテンサイトを含む複合組織を有し、かつ、焼戻マルテンサイトを体積率で５０％以上、マルテンサイトを体積率で５％以上含むことを特徴とする、伸びフランジ性に優れた複合組織型低降伏比高張力溶融亜鉛めっき熱延鋼板。
【請求項２】
請求項１に記載の組成に加えて、さらに質量％で、下記Ａ群、Ｂ群、Ｃ群またはＤ群のうちの１群または２群以上を含有することを特徴とする、伸びフランジ性に優れた複合組織型低降伏比高張力溶融亜鉛めっき熱延鋼板。
記
（Ａ群）Ｃｒ、Ｍｏ：１種または２種合計で０．０５〜１．０％
（Ｂ群）Ｂ：０．００３％以下
（Ｃ群）Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ：１種または２種以上の合計で０．０１〜０．２％
（Ｄ群）Ｃａ、ＲＥＭ：１種または２種以上の合計で０．０１％以下
【請求項３】
質量％でＣ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．５％未満、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．００５〜０．２％、Ｎ：０．０２％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる組成の鋼を、Ａｒ３変態点以上の仕上げ圧延温度で熱間圧延した後、１５０℃／ｓ以上の冷却速度でＭｓ点以下の温度域まで冷却し、４００℃以下で巻き取って熱延鋼板を得る工程と、酸洗後、Ａｃ１変態点〜Ａｃ３変態点の温度域で５〜１２０秒保持する焼鈍を行った後、５℃／ｓ以上の冷却速度で５００℃以下の温度域まで冷却する工程と、溶融亜鉛めっきを施した後、３００℃まで１０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する工程とを具備することを特徴とする伸びフランジ性に優れた複合組織型低降伏比高張力溶融亜鉛めっき熱延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高張力溶融亜鉛めっき熱延鋼板及びその製造方法に係わり、特に連続溶融亜鉛めっきラインで製造される複合組織型高張力溶融亜鉛めっき熱延鋼板の伸びフランジ性向上に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球環境の保全という観点から、自動車の燃費改善が要求されている。さらに加えて、衝突時に乗員を保護するため、自動車車体の安全性向上も要求されている。このようなことから、自動車車体の軽量化および自動車車体の強化が積極的に進められている。自動車車体の軽量化と強化を同時に満足させるには、部品素材を高強度化することが効果的であると言われており、最近では高張力鋼板が自動車部品に積極的に使用されている。
【０００３】
鋼板を素材とする自動車部品の多くがプレス加工によって成形されるため、自動車部品用鋼板には優れた成形性が要求される。優れた成形性を実現するには、第一義的には高い延性と低い降伏応力を確保することが肝要であり、延性に優れる低降伏比高張力鋼板が強く求められている。さらに、部品によってはバーリング加工を施される場合も多く、延性と伸びフランジ性に優れた鋼板が求められる。
【０００４】
一方、自動車部品は、適用部位によっては高い耐食性が要求される。高い耐食性が要求される部位に適用される部品の素材には、溶融亜鉛めっき鋼板が好適である。従って、自動車車体の軽量化および強化をより一層推進するためには、耐食性に優れ、しかも延性と伸びフランジ性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板が必要不可欠な素材となっている。
【０００５】
ところで、延性に優れる高張力鋼板としては、フェライトとマルテンサイトの複合組織を有する二相組織鋼板が代表的である。
【０００６】
しかし、多くの連続溶融亜鉛めっきラインは、焼鈍設備とめっき設備を連続化して設置している。この連続化されためっき工程の存在により、焼鈍後の冷却はめっき温度で中断され、工程を通じた平均冷却速度も必然的に小さくなる。従って、連続溶融亜鉛めっきラインで製造される鋼板では、冷却速度の大きい冷却条件下で生成するマルテンサイトをめっき後の鋼板中に含有させることは難しい。このため、これらの相を有する高張力溶融亜鉛めっき鋼板を連続溶融亜鉛めっきラインにて製造することは、一般には困難である。
【０００７】
こうした不利な条件のもとで、組織強化型高張力溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法としては、ＣｒやＭｏといった焼入性を高める合金元素を多量に添加した鋼を用い、低温変態相の生成を容易化する方法が一般的である。しかし、前記した合金元素の多量の添加は製造コストの上昇を招くという問題がある。
【０００８】
また、特許文献１等にて開示されているように、連続溶融亜鉛めっきラインでの焼鈍後やめっき後の冷却における冷却速度を規定することにより、組織強化型高張力溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法も提案されている。しかし、連続溶融亜鉛めっきラインの設備上の制約から現実的ではなく、この方法によって得られる鋼板の延性も十分なものとは言えない。
【０００９】
一方、先に例示した組織強化型高張力溶融亜鉛めっき鋼板とは異なる組織とすることにより、成形性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板を得る手段として、焼戻マルテンサイトを利用する方法が提示されている。
【００１０】
例えば、特許文献２、特許文献３および特許文献４には、鋼板をめっき前あるいは合金化処理前にオーステナイト温度域からＭｓ点以下の温度に焼き入れてマルテンサイト組織の鋼板とし、これを再加熱して焼戻マルテンサイトを有する鋼板とする、曲げ加工性や伸びフランジ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。しかし、これらの提案では伸びフランジ性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板は製造されるものの、本発明のような冷間圧延工程を省略して、低コストで製造する溶融亜鉛めっき鋼板とは異なり、製造コストの面で問題がある。
【００１１】
一方、特許文献５では、鋼板をめっき前あるいは合金化処理前にオーステナイト温度域からＭｓ点以下の温度に焼き入れてマルテンサイト組織の鋼板とし、これを再加熱して焼戻マルテンサイトを有する鋼板とする、延性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。しかし、この提案では延性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板は得られるものの、伸びフランジ性に関しては何ら言及されておらず、やはり自動車部品等の素材として広く使用される鋼板として充分満足できるものではない。
【特許文献１】特公昭６２−４０４０５号公報
【特許文献２】特開平６−９３３４０号公報
【特許文献３】特開平６−１０８１５２号公報
【特許文献４】特開２００３−２４７０４５号公報
【特許文献５】特開２０００−３１５０号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
本発明は、上記従来技術が抱える問題点を解決し、自動車部品用素材として好適な、伸びフランジ性に優れた複合組織型低降伏比高張力溶融亜鉛めっき熱延鋼板を提供することを目的とする。  
また、本発明は上記溶融亜鉛めっき熱延鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
【００１３】
なお、本発明における複合組織型高張力溶融亜鉛めっき熱延鋼板は、連続溶融亜鉛めっきラインを利用して製造されることが望ましい。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
本発明者らは、上記した課題を解決するため、鋼板の延性および伸びフランジ特性におよぼす鋼板の組成およびミクロ組織の影響について鋭意研究を重ねた。その結果、溶融亜鉛めっき処理後に得られる高張力溶融亜鉛めっき鋼板の組織を、フェライト、焼戻マルテンサイト、マルテンサイトを含む複合組織とし、前記各相の体積率を所定の比率とすることにより、該鋼板に優れた延性と伸びフランジ特性を発現せしめることが可能であることを知見した。
【００１５】
さらに本発明者らは、鋼組成を所定の範囲に調整した鋼板を、まずラス状のマルテンサイトを含む組織とし、さらに連続溶融亜鉛めっきラインにて所定の条件下で再加熱処理およびめっき処理を施すことにより、該鋼板の組織が所定の体積率範囲内のフェライト、焼戻マルテンサイト、マルテンサイトを含む複合組織となり、延性と伸びフランジ特性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板とすることが可能であるという知見を得た。
【００１６】
次に、本発明者らが行った基礎的な実験結果について説明する。
【００１７】
まず、質量％で、Ｃ：０．０６％、Ｓｉ：０．２％、Ｍｎ：２．０％、Ｐ：０．０２％、Ｓ：０．００４％、Ａｌ：０．０３％、Ｎ：０．００２％の組成を有するシートバーについて、１２５０℃に加熱−均熱後、仕上圧延終了温度が９００℃となるように７パス圧延を行って板厚２．３ｍｍとした後、２０〜５００℃／ｓの冷却速度にてＭｓ点以下の３００℃まで冷却した。これらの熱延板に、７８０℃で４０ｓの焼鈍を施した後、４５０〜５００℃の温度域まで１０℃／ｓの冷却速度で冷却し、Ａｌを０．１３ｗｔ％含有する溶融亜鉛めっき浴に浸漬してめっきした。その後、４５０〜５５０℃の温度範囲の合金化処理（めっき層中のＦｅ含有率：約１０％）を施した後、１０℃／ｓの冷却速度で室温まで冷却した。
【００１８】
得られた溶融亜鉛めっき鋼板について、ミクロ組織観察、引張試験および穴拡げ試験を実施し引張特性および伸びフランジ特性を調査した。
【００１９】
鋼板のミクロ組織は、鋼板の圧延方向断面を光学顕微鏡あるいは走査型電子顕微鏡にて観察することにより調査した。鋼板中のフェライト、焼戻マルテンサイトおよびマルテンサイトの量については、倍率１０００倍の断面組織写真を用いて、画像解析により任意に設定した１００ｍｍ四方の正方形領域内に存在する該当相の占有面積率を求め、該当相の体積率とした。
【００２０】
引張特性は、鋼板より圧延直角方向に採取したJIS Z 2204に規定の５号試験片を用いて、JIS Z 2241に規定の方法により、耐力（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、破断伸び（ＥＩ）を測定した。穴拡げ試験は、JFST1001に規定の方法により、１０ｍｍφのポンチで打ち抜いて供試片にポンチ穴を形成した後、頂角６０℃の円錐ポンチを用い、ばりが外側になるようにして、板厚を貫通する割れが発生するまで穴拡げを行い、穴拡げ率λを求めた。穴拡げ率λは、λ（％）＝｛（ｄ−ｄ０）／ｄ０｝×１００で求めた。なお、ｄ０は初期穴径、ｄは割れ発生時の内穴径である。
【００２１】
図１にＴＳ×ＥＩおよびＴＳ×λを示し、図２にＴＳ×ＥＩおよびＴＳ×λバランスに及ぼす焼戻しマルテンサイト量とマルテンサイト量の影響を示す。焼戻しマルテンサイト量が５０％以上およびマルテンサイトが５％以上となる条件で製造した溶融亜鉛めっき鋼板は、ＴＳ×ＥＩおよびＴＳ×λが高く、優れた延性と伸びフランジ性を有する複合組織型溶融亜鉛めっき熱延鋼板が製造可能となることが明らかになった。
【００２２】
本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討して完成されたものであり、本発明の要旨は下記のとおりである。  
（１）質量％でＣ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．５％未満、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．００５〜０．２％、Ｎ：０．０２％以下を含有し、残部が不可避的不純物元素よりなる鋼組成で、かつ、フェライト、焼戻マルテンサイト、マルテンサイトを含む複合組織を有し、かつ、焼戻マルテンサイトを体積率で５０％以上、マルテンサイトを体積率で５％以上含むことを特徴とする、伸びフランジ性に優れた複合組織型低降伏比高張力溶融亜鉛めっき熱延鋼板。
【００２３】
（２）（１）に記載の組成に加えてさらに、質量％で、下記Ａ群、Ｂ群、Ｃ群またはＤ群のうちの１群または２群以上を含有することを特徴とする、伸びフランジ性に優れた複合組織型低降伏比高張力溶融亜鉛めっき熱延鋼板。
【００２４】
記  
（Ａ群）Ｃｒ、Ｍｏ：１種または２種合計で０．０５〜１．０％  
（Ｂ群）Ｂ：０．００３％以下  
（Ｃ群）Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ：１種または２種以上の合計で０．０１〜０．２％  
（Ｄ群）Ｃａ、ＲＥＭ：１種または２種以上の合計で０．０１％以下。
【００２５】
（３）質量％でＣ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．５％未満、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．００５〜０．２％、Ｎ：０．０２％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる組成の鋼を、Ａｒ３変態点以上の仕上げ圧延温度で熱間圧延した後、１５０℃／ｓ以上の冷却速度でＭｓ点以下の温度域まで冷却し、４００℃以下で巻き取って熱延鋼板を得る工程と、酸洗後、Ａｃ１変態点〜Ａｃ３変態点の温度域で５〜１２０秒保持する焼鈍を行った後、５℃／ｓ以上の冷却速度で５００℃以下の温度域まで冷却する工程と、溶融亜鉛めっきを施した後、３００℃まで１０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する工程とを具備することを特徴とする伸びフランジ性に優れた複合組織型低降伏比高張力溶融亜鉛めっき熱延鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００２６】
本発明によれば、非常に優れた延性と伸びフランジ特性を有し、自動車部品に代表される成形品素材として実に好適な高張力亜鉛めっき熱延鋼板が、安価にしかも安定的に製造でき、産業上格段の効果を奏する。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２７】
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強さＴＳ：５９０ＭＰａ以上の延性と伸びフランジ性には優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき熱延鋼板である。  
まず、本発明に用いる鋼板の組成限定理由について説明する。なお、本発明では、組成における％は質量％を意味する。
【００２８】
（１）Ｃ：０．０１〜０．２０％  
Ｃは、鋼の高強度化に必須の元素であり、さらにマルテンサイト相の生成に効果があり、不可欠の元素である。しかし、Ｃ含有量が０．０１％未満では所望の高強度化が得られず、一方、Ｃが０．２０％を超えると、溶接性の劣化を招く。このため、Ｃは０．０１〜０．２０％の範囲に限定した。
【００２９】
（２）Ｓｉ：０．５％未満  
Ｓｉは、固溶強化により鋼を強化するとともに、高延性化の作用を有する。しかしながら、Ｓｉを０．５％以上含有すると、めっき性が顕著に劣化する。このため、Ｓｉは０．５％未満に限定した。
【００３０】
（３）Ｍｎ：０．５〜３．０％  
Ｍｎは、固溶強化により鋼を強化するとともに、鋼の焼入性を向上し、マルテンサイト相の生成を促進する作用を有する。このような作用は、Ｍｎ含有量が０．５％以上で認められる。一方、Ｍｎは３．０％を超えて含有しても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなりコストの上昇を招く。このため、Ｍｎは０．５〜３．０％の範囲に限定した。
【００３１】
（４）Ｐ：０．１０％以下  
Ｐは鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必要量含有することができる。しかし、Ｐを過剰に含有するとプレス成形性が劣化する。このため、Ｐは０．１０％以下と限定した。なお、より優れたプレス成形性が要求される場合には、０．０８％以下とするのが好ましい。
【００３２】
（５）Ｓ：０．０２％以下
Ｓは、鋼板中では介在物として存在し、鋼板の延性、成形性、とくに伸びフランジ成形性の劣化をもたらす元素であり、できるだけ低減するのが好ましい。しかし、０．０２％以下に低減するとさほど悪影響を及ぼさなくなるため、本発明ではＳは０．０２％を上限とした。なお、より優れた伸びフランジ成形性を要求される場合には、Ｓは０．０１０％以下とするのが好ましい。
【００３３】
（６）Ａｌ：０．００５〜０．２％  
Ａｌは、鋼の脱酸元素として添加され、鋼の清浄度を向上させるのに有用な元素である。しかしながら、その含有量が０．２％を越えてもより一層の延性向上効果は得られず、逆にプレス成形性が劣化する。このため、Ａｌは０．２％以下に限定した。なお、本発明では、Ａｌ脱酸以外の脱酸方法による溶製方法を排除するものではなく、たとえばＴｉ脱酸やＳｉ脱酸を行ってもよく、これらの脱酸法による鋼板も本発明の範囲に含まれる。その際、ＣａやＲＥＭ等を溶鋼に添加しても、本発明鋼板の特徴はなんら阻害されない。ＣａやＲＥＭ等を含む鋼板も本発明範囲に含まれるのは、勿論である。
【００３４】
（７）Ｎ：０．０２％以下  
Ｎは、固溶強化や歪時効硬化で鋼板の強度を増加させる元素である。Ｎを０．０２％を超えて含有すると、鋼板中に窒化物が増加し、それにより鋼板の延性、さらにはプレス成形性が顕著に劣化する。このため、Ｎは０．０２％以下に限定した。なお、よりプレス成形性の向上が要求される場合には、０．０１％以下とするのが好適である。
【００３５】
さらに、本発明の鋼板では、必要に応じて、上記した鋼組成に加え、下記に示す（ａ）〜（ｄ）群のうちの１群または２群以上を含有することが可能である。  
（ａ群）Ｃｒ、Ｍｏのうちの１種または２種を合計で、０．０５〜１．０％  
ＣｒおよびＭｏは、鋼の焼入性を向上し、低温変態相の生成を促進する作用を有する元素である。このような作用は、ＣｒおよびＭｏのうちの１種または２種を合計で０．０５％以上含有して認められる。一方、合計で１．０％を超えて含有しても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利となる。このため、ＣｒおよびＭｏのうちの１種または２種を合計で０．０５〜１．０％の範囲に限定するのが望ましい。なお、より好ましい範囲はＣｒおよびＭｏのうちの１種または２種を合計で０．０５〜０．５％である。
【００３６】
（ｂ群）Ｂ：０．００３％以下  
Ｂは鋼の焼入性を向上する作用を有する元素であり、必要に応じ含有できる。しかし、Ｂ含有量が０．００３％を超えると、効果が飽和するため、Ｂは０．００３％以下に限定するのが好ましい。なお、より望ましい範囲は０．００１〜０．００２％である。
【００３７】
（ｃ群）Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で０．０１〜０．２％  
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、鋼中に炭窒化物を形成し、鋼を析出強化により高強度化する作用とともに、結晶粒径を微細化する効果も有しており、必要に応じて添加できる。このような作用は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で、０．０１％以上で認められる。一方、合計で０．２％を超えて含有しても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利となる、このため、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのうちの１種または２種以上の含有量は、合計で、０．０１〜０．２％の範囲に限定するのが好ましい。
【００３８】
（ｄ群）Ｃａ、ＲＥＭのうちから選ばれた１種または２種を合計で、０．０１％以下  
Ｃａ、ＲＥＭは、硫化物系介在物の形態を制御する作用を有し、これにより鋼板の伸びフランジ性を向上させる効果を有する。このような効果は、Ｃａ、ＲＥＭのうちから選ばれた１種または２種の含有量が合計で、０．０１％を超えると飽和する。このため、Ｃａ、ＲＥＭのうちの１種または２種の含有量は、合計で０．０１％以下に限定するのが好ましい。なお、より好ましい範囲は０．００１〜０．００５％である。
【００３９】
本発明において、上記成分以外の残部はＦｅ及び不可避的不純物とするが、本発明の作用効果を損なわない範囲で微量元素を含有することは許容される。
【００４０】
さらに、本発明の鋼板は、上記した組成とフェライト、焼戻マルテンサイト、マルテンサイト相からなる複合組織を有する鋼板である。なお、本発明における焼戻マルテンサイトとは、ラス状のマルテンサイトを加熱した際に生成する相である。本発明の鋼板は、上記のフェライト、焼戻マルテンサイト及びマルテンサイトからなる複合組織を有するが、上記以外の残部の組織としてベイナイトやパーライトを含有してもよい。これら残部の組織の許容範囲は、プレス成形性の理由から、体積分率で４５％以下であり、好ましくは３０％以下である。
【００４１】
（１）フェライト  
フェライトは、鉄炭化物を含まない軟質な相であり、高い変形能を有し、鋼板の延性を向上する作用を有する相である。
【００４２】
（２）焼戻マルテンサイト  
焼戻マルテンサイトは焼戻前のラス状マルテンサイトのラス形態を引き継いだ微細な内部構造を有することが特徴であり、鋼板の伸びフランジ性向上に有効な相である。また、焼戻マルテンサイトは、焼戻しによって軟質化しており、充分な塑性変形能を有するため、鋼板の延性向上にも有効な相である。本発明の鋼板では、このような焼戻マルテンサイトを体積率で５０％以上含有する。焼戻マルテンサイト量が５０％未満では前記した効果が充分に期待できない。このため、複合組織中の焼戻マルテンサイト量は５０％以上に限定した。なお、焼戻マルテンサイト量が９５％を超えると、多相複合組織化による利点が得難くなるため、焼戻マルテンサイト量は９５％以下とするのが望ましい。焼戻マルテンサイト量のより好ましい範囲は、６０％〜９０％である。
【００４３】
（３）マルテンサイト相  
マルテンサイト相は硬質相であり、組織強化によって鋼板強度を増加させる作用を有するとともに、フェライト相とマルテンサイト相との界面に生成する可動転位によって、降伏強度を低下させ、低降伏比特性を得る効果を有する。本発明の鋼板では、このようなマルテンサイトを、体積率で５％以上含有する。マルテンサイト量が５％未満では、前記した効果が充分に期待できない。このため、複合組織中のマルテンサイト量は５％以上に限定した。なお、マルテンサイト量が５０％を超えると、焼戻マルテンサイト量が５０％未満となり、焼戻マルテンサイトの効果が十分に発揮できない。従って、マルテンサイト量は５０％未満とするのが望ましく、より好ましくは体積率で５〜３０％である。
【００４４】
本発明の高張力溶融亜鉛めっき熱延鋼板は、上記した組成および上記した複合組織を有する鋼板の表層に、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層が形成されためっき鋼板である。めっき層の目付量は、使用部位による耐食性要求により適宜選択すればよく、特に限定されない。自動車用部品に使用される鋼板では、めっき層の厚さ（目付量）は、３０〜１５０ｇ／ｍ２とするのが好ましく、より好ましくは３０〜１００ｇ／ｍ２である。
【００４５】
なお、本発明においては、上記の鋼組成および複合組織を満足すれば、製造方法は特に限定するものではないが、以下に好適な製造方法について説明する。
【００４６】
本発明の熱延鋼板は、上記した範囲内の組成を有する鋼スラブを素材とし、該素材に熱間圧延を施し所定板厚の熱延板とする。  
使用する鋼スラブは、成分のマクロ偏析を防止するために連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法で製造してもよい。また、鋼スラブを製造した後、一旦室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法に加え、冷却しないで、温片のままで加熱炉に挿入する、あるいはわずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直送圧延、直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
【００４７】
スラブ加熱温度：９００〜１３００℃  
スラブ加熱温度は、酸化重量の増加に伴うスケールロスの増大などから、１３００℃以下とすることが好ましい。しかし、加熱温度が９００℃未満では、圧延荷重が増大し、熱間圧延時のトラブル発生の危険が増大する。なお、スラブ加熱温度を低くし、かつ熱間圧延時のトラブルを防止するといった観点から、シートバーを加熱する、いわゆるシートバーヒーターを活用することは、有効な方法であることば言うまでもない。
【００４８】
仕上圧延終了温度：Ａｒ３変態点以上  
仕上圧延終了温度をＡｒ３変態点以上とすることにより、均一な熱延母板組織を得ることができる。これにより、優れたプレス成形性が確保される。一方、仕上圧延終了温度がＡｒ３変態点未満では、熱延母板組織が不均一となるとともに、加工組織が残存しプレス成形性が劣化する。また、仕上圧延終了温度がＡｒ３変態点未満では、熱間圧延時の圧延負荷が高くなり、熱間圧延時のトラブルが発生する危険性が増大する。このようなことから、熱延工程の仕上圧延終了温度はＡｒ３変態点以上とするのが好ましい。
【００４９】
仕上圧延後冷却速度：１５０℃／ｓ以上  
仕上圧延終了後、１５０℃／ｓ以上の冷却速度でＭｓ点以下の温度域まで冷却するのが好ましい。このような冷却を行うことにより、熱延板に５０％以上のラスマルテンサイト組織が形成され、溶融亜鉛めっき処理後に５０％以上の焼戻しマルテンサイト組織が得られる。
【００５０】
なお、本発明における熱延工程では、熱間圧延時の圧延荷重を低減するために仕上圧延の一部または全部を潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化、材質の均一化の観点からも有効である。また、潤滑圧延の際の摩擦係数は０．２５〜０．１０の範囲とすることが好ましい。更に、相前後するシートバー同士を接合し、連続的に仕上圧延する連続圧延プロセスとすることが好ましい。連続圧延プロセスを適用することは、熱間圧延の操業安定性の観点からも望ましい。  
本発明においては、熱間圧延後、形状矯正、表面粗度等の調整のために、１０％以下の調質圧延を施してもよい。
【００５１】
熱間圧延工程での巻取温度：４００℃以下  
熱延板に５０％以上のマルテンサイト組織を得るためには、巻取温度を４００℃以下とする必要がある。４００℃を越える巻取温度では、所望のマルテンサイト組織が得られない。
【００５２】
上記条件にて熱間圧延を施すことにより熱延鋼板とする。引き続き、酸洗工程を施した後、連続溶融亜鉛めっきラインにて熱処理を行う。
【００５３】
本発明では、連続溶融亜鉛めっき工程にて熱処理を施すことにより、熱延工程で形成されたマルテンサイトの焼戻しと、マルテンサイト相を生成するための鋼板組織の一部再オーステナイト化を図る工程とを施し、しかる後亜鉛めっき処理を施し、冷却してマルテンサイト相の生成を図る。その結果、延性および伸びフランジ特性に優れる複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板を得る。
【００５４】
溶融亜鉛めっき工程では、熱延工程によりラス状マルテンサイトを生成させた鋼板に、さらにＡｃ１変態点〜Ａｃ３変態点の温度域で５〜１２０秒（ｓ）の間保持する加熱処理を施した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で５００℃以下の温度まで冷却する。前述した加熱工程により、熱延工程で形成されたマルテンサイトを焼戻マルテンサイトとするとともに、マルテンサイト相を生成するための鋼板組織の一部再オーステナイト化を図る。
【００５５】
加熱処理における加熱保持温度がＡｃ１変態点未満では、オーステナイトが再生成せず、マルテンサイト相が得られない。また、保持温度がＡｃ３変態点を超えると、鋼板組織の再オーステナイト化を招き、焼戻マルテンサイトが消失する。更に、加熱処理における加熱保持時間が５秒未満ではオーステナイトの再生成が不十分であるため、十分な量のマルテンサイトが得られない。一方、加熱保持時間が１２０秒を超えると、焼戻マルテンサイトの再オーステナイト化が進行し、必要量の焼戻マルテンサイトを得ることが困難となる。
【００５６】
また、加熱処理後の５００℃までの温度範囲での冷却速度が５℃／ｓ未満では二次加熱処理にて生成したオーステナイトがフェライトやパーライトに変態し、マルテンサイト相とならないため、冷却速度は５℃／ｓ以上とする。
【００５７】
引き続き、加熱−冷却処理を施された鋼板に溶融亜鉛めっきを施し、１０℃／ｓ以上の冷却速度で３００℃まで冷却するのが好ましい。溶融亜鉛めっき処理は、通常、連続溶融亜鉛めっきラインで行われている処理条件でよく、特に限定する必要はない。しかし、極端に高温でのめっきはマルテンサイトの確保が困難となる。このため、５００℃以下でのめっき処理とするのが好ましい。また、めっき処理後の冷却速度が極端に小さいときは、マルテンサイトの確保が困難になる。このため、めっき後から３００℃までの温度範囲における冷却速度は１０℃／ｓ以上にするのが好ましい。なお、好ましくは５０℃／ｓ以下である。また、めっき処理後、必要に応じて目付量調整のためのワイピングを行ってもよいのはいうまでもない。
【００５８】
また、溶融亜鉛めっき処理後、めっき層の合金化処理を施してもよい。合金化処理は、溶融亜鉛めっき処理後、４５０〜５５０℃の温度域まで再加熱し溶融亜鉛めっき層の合金化を行う。合金化処理後は、１０℃／ｓ以上の冷却速度で３００℃まで冷却するのが好ましい。高温での合金化は、必要なマルテンサイト量の確保が困難となり、鋼板の延性が低下する。このため、合金化温度の上限は６００℃にすることが好ましい。また、合金化温度が４５０℃未満では、合金化の進行が遅く生産性が低下する。このため、合金化温度の下限は４５０℃とするのが好ましい。また、合金化処理後の冷却速度が極端に低い場合には必要なマルテンサイトの確保が困難になる。このため、合金化処理後から３００℃までの温度範囲における冷却速度を１０℃／ｓ以上にするのが好ましい。
【００５９】
なお、めっき処理後あるいは合金化処理後の鋼板には、形状矯正、表面粗度等の調整のための調質圧延を加えてもよい。また、樹脂あるいは油脂コーティング、各種塗装あるいは電気めっき等の処理を施しても何等不都合はない。
【００６０】
本発明は、焼鈍設備とめっき設備および合金化処理設備を連続した溶融亜鉛めっきラインにおいて、焼鈍−めっき処理を連続して行うことを前提としているが、各工程を独立した設備で実施することも可能である。
【実施例】
【００６１】
以下、本発明の実施例について説明する。  
まず、下記表１に示す組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて鋳片とした。次に、得られた鋳片を板厚２．３ｍｍまで熱間圧延し、酸洗した後、連続溶融亜鉛めっきラインにて、下記表２に示す条件にて加熱保持した後冷却した。引き続き、溶融亜鉛めっき処理を施し、一部については溶融亜鉛めっき処理後に再加熱する溶融亜鉛めっき層の合金化処理を行い、次いで冷却を施した。下記表３は、得られた溶融亜鉛めっき鋼板のミクロ組織および機械的特性を示す。
【表１】
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【００６２】
【表２】
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【００６３】
【表３】
2005206920.tif 000004
【００６４】
溶融亜鉛めっき処理は、浴温４７５℃のめっき槽に鋼板を浸漬して行い、浸漬した鋼板を引き上げた後、片面当たりの目付量が５０ｇ／ｍ２となるように、ガスワイピングにより目付量を調整した。亜鉛めっき層の合金化処理を行う場合には、ワイピング処理の後、１０℃／ｓの加熱速度で５００℃まで昇温して合金化処理した。合金化処理時の保持時間は、めっき層中の鉄含有率が９〜１１％となるように調整した。
【００６５】
鋼板のミクロ組織は、鋼板の圧延方向断面を光学顕微鏡あるいは走査型電子顕微鏡にて観察することにより調査した。鋼板中のフェライト−焼戻マルテンサイト、マルテンサイトの量については、倍率１０００倍の断面組織写真を用いて、画像解析により任意に設定した１００ｍｍ四方の正方形領域内に存在する該当相の占有面積率を求め、該当相の体積率とした。
【００６６】
鋼板の機械的特性は、引張試験により測定した。  
引張特性は、鋼板より圧延直角方向に採取したJIS Z 2204に規定の５号試験片を用いて、JIS Z 2241に規定の方法により、耐力（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、破断伸び（ＥI）を測定した。穴拡げ試験は、JFST1001に規定の方法により、１０ｍｍφのポンチで打ち抜いて供試片にポンチ穴を形成したのち、頂角６０゜の円錐ポンチを用い、ばりが外側になるようにして、板厚を貫通する割れが発生するまで穴拡げを行い、穴拡げ率λを求めた。穴拡げ率λは、λ（％）＝λ｛（ｄ−ｄ０）／ｄ０｝×１００で求めた。なお、ｄ０は初期穴径、ｄは割れ発生時の内穴径である。
【００６７】
表３から、本発明例の溶融亜鉛めっき鋼板は、５９０ＭＰａ以上の引張強さ（ＴＳ）を有しており、強度伸びバランス（ＴＳ×ＥI）が18000ＭＰａ％以上と延性に優れるとともに、強度伸びフランジバランス（ＴＳ×λ）が50000以上の優れた伸びフランジ特性を有する高張力溶融亜鉛めっき鋼板となっていることが明らかである。
【００６８】
一方、本発明の範囲を外れる比較例では、強度伸びバランスおよび強度伸びフランジバランスで高い値を示すものはない。  
また、本発明における鋼の降伏比（ＹＲ：Yield  radio）は、いずれも８０％以下であった。
【図面の簡単な説明】
【００６９】
【図１】図１は、ＴＳ×ＥIおよびＴＳ×Ｅλを示すための説明図である。
【図２】図２は、ＴＳ×ＥIおよびＴＳ×Ｅλに及ぼすマルテンサイト量と焼戻しマルテンサイト量の影響を示すための説明図である。
【図１】
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【図２】
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