(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％でＣ:0.01〜0.08％、Si：2.0％以下、Mn:3.0％以下、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:0.005〜0.20％、Ｎ：0.004％以下およびＶ:0.01〜0.5％を含有し、かつ、ＶとＣが、
0.5×Ｃ/12≦Ｖ/51≦３×Ｃ/12
なる関係を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、
第１相であるフェライト相と、組織全体に対する面積率で１％以上のマルテンサイト相を含む第２相とからなる組織を有することを特徴とする、深絞り性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項２】
質量％でＣ:0.01〜0.08％、Si：2.0％以下、Mn:3.0％以下、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:0.005〜0.20％、Ｎ：0.004％以下およびＶ:0.01〜0.5％を含有するとともに、Nb：0.001〜0.3％とTi:0.001〜0.3％のうちの１種または２種を合計で0.3％以下含有し、かつ、Ｖ、Nb、TiとＣとが、
0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51＋２×Nb/93＋２×Ti/48）≦３×Ｃ/12
なる関係を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、
第１相であるフェライト相と、組織全体に対する面積率で１％以上のマルテンサイト相を含む第２相とからなる組織を有することを特徴とする、深絞り性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
上記組成に加えてさらに、質量％で、下記に示すＡ群およびＢ群のうちの１群または２群を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の深絞り性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板。
記
Ａ群：Crを2.0質量％以下
Ｂ群：CuおよびNiのうちの１種または２種を合計で2.0質量％以下
【請求項４】
質量％でＣ:0.01〜0.08％、Si：2.0％以下、Mn:3.0％以下、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:0.005〜0.20％、N：0.004％以下およびＶ:0.01〜0.5％を含有し、かつ、ＶとＣが、
0.5×Ｃ/12≦Ｖ/51≦３×Ｃ/12
なる関係を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、熱間圧延し、引き続き酸洗した後、冷間圧延を施し、その後、Ａc1〜Ａc3変態点の温度域で連続焼鈍してから溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする、深絞り性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項５】
質量％でＣ:0.01〜0.08％、Si：2.0％以下、Mn:3.0％以下、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:0.005〜0.20％、N：0.004％以下およびＶ:0.01〜0.5％を含有し、かつ、ＶとＣが、
0.5×Ｃ/12≦Ｖ/51≦３×Ｃ/12
なる関係を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、熱間圧延し、引き続き酸洗した後、冷間圧延を施し、その後、連続焼鈍し、引き続き鋼板表面に生成した鋼中成分の濃化層を酸洗により除去した後、Ａc1〜Ａc3変態点の温度域で連続焼鈍してから溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする、深絞り性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項６】
質量％でＣ:0.01〜0.08％、Si：2.0％以下、Mn:3.0％以下、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:0.005〜0.20％、Ｎ：0.004％以下およびＶ:0.01〜0.5％を含有するとともに、Nb：0.001〜0.3％とTi:0.001〜0.3％のうちの１種または２種を合計で0.3％以下含有し、かつ、Ｖ、Nb、TiとＣとが、
0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51＋２×Nb/93＋２×Ti/48）≦３×Ｃ/12
なる関係を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、熱間圧延し、引き続き酸洗した後、冷間圧延を施し、その後、Ａc1〜Ａc3変態点の温度域で連続焼鈍してから溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする、深絞り性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項７】
質量％でＣ:0.01〜0.08％、Si：2.0％以下、Mn:3.0％以下、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:0.005〜0.20％、N：0.004％以下およびＶ:0.01〜0.5％を含有し、かつ、Ｖ、Nb、TiとＣとが、
0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51＋２×Nb/93＋２×Ti/48）≦３×Ｃ/12
なる関係を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、熱間圧延し、引き続き酸洗した後、冷間圧延を施し、その後、連続焼鈍し、引き続き鋼板表面に生成した鋼中成分の濃化層を酸洗により除去した後、Ａc1〜Ａc3変態点の温度域で連続焼鈍してから溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする、深絞り性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項８】
鋼スラブは、上記組成に加えてさらに、質量％で、下記に示すＡ群およびＢ群のうちの１群または２群を含有することを特徴とする請求項４〜７のいずれか１項に記載の深絞り性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
記
Ａ群：Crを2.0質量％以下
Ｂ群：CuおよびNiのうちの１種または２種を合計で2.0質量％以下
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、鋼板の引張強さが440MPa以上である、自動車用鋼板等の使途に有用な深絞り性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
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るとともに、車両衝突時に乗員を保護する観点から、自動車車体の安全性向上も要求されている。このため、自動車車体の軽量化と強化の双方を図るための検討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、自動車部品に使用される高張力鋼板としては優れたプレス成形性を具備していること、より具体的には、鋼板の機械的特性として、高いランクフォード値（ｒ値）と高い延性（ＥＩ）および低い降伏応力（ＹＳ）を具備していることが必要である。
しかし、−般に、鋼板を高強度化すると、ｒ値および延性が低下してプレス成形性が劣化するするとともに、降伏応力が上昇して形状凍結性が劣化して、スプリングバックの問題が生じやすい。
【０００４】
また、自動車部品には、適用部位によっては高い耐食性も要求されることから、従来より、自動車部品用鋼板として耐食性の優れた種々の表面処理鋼板が用いられている。かかる表面処理鋼板のうち、特に再結晶焼鈍およびめっきを同一ラインで行う連続溶融亜鉛めっき設備において製造される溶融亜鉛めっき鋼板は、優れた耐食性と安価な製造が可能であるとともに、溶融亜鉛めっき後にさらに加熱処理を施した合金化溶融亜鉛めっき鋼板も製造可能となり、耐食性に加え、溶接性やプレス成形性に優れていることから広く用いられている。
【０００５】
したがって、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、連続溶融亜鉛めっきラインにより、優れた耐食性を具備したプレス成形性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板を開発することが望まれる。
【０００６】
プレス成形性の良好な高張力鋼板の代表例としては、軟らかいフェライトと硬質のマルテンサイトの複合組織からなる複合組織鋼板が挙げられ、特に連続焼鈍後ガスジェット冷却で製造される複合組織鋼板は、降伏応力が低く高延性と優れた焼付け硬化性とを兼ね備えている。しかしながら、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するのが一般的であるため、焼鈍後の冷却は、めっき温度の制約を受けこれよりも低い温度にまで一気に下げることができずに中断されることになり、この結果、平均冷却速度も必然的に小さくなる。
【０００７】
したがって、溶融亜鉛めっき鋼板を連続溶融亜鉛めっきラインで製造する場合、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溶融めっき後の鋼板中に生成させることは難しいため、フェライトとマルテンサイトの複合組織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で製造することは、一般には困難である。
また、上記複合組織鋼板は、加工性については概ね良好であるものの、厳しい条件下での加工性、特に深絞り成形性が劣るという欠点があった。
【０００８】
こうした不利な条件のもとで、複合組織型溶融亜鉛めっき高張力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、前記した合金元素を多量に添加することは製造コストの上昇を招くため望ましくない。
【０００９】
また、特公昭62−40405号公報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、複合組織型溶融亜鉛めっき高張力鋼板を製造する方法も提案されている。しかし、かかる方法は、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。
【００１０】
さらに、複合組織鋼板の深絞り性を改善する試みがなされている。例えば特公昭55−10650号公報では、冷間圧延後、再結晶温度〜Ａc3変態点の温度で箱焼鈍を行い、その後、複合組織とするため700〜800℃に加熱した後、焼入れ焼戻しを伴う連続焼鈍を行う技術が開示されている。しかしながら、この方法では、連続焼鈍時に焼入れ焼戻しを行うため降伏応力が高く、低い降伏比が得られない。この高降伏応力の鋼板はプレス成形に適さず、かつプレス部品の形状凍結性が悪いという欠点がある。
【００１１】
さらにまた、前記高降伏応力を改善するための方法としては、特開昭55−100934号公報に開示されている。この方法は、高r値を得るためにまず箱焼鈍を行うが、箱焼鈍時の温度をフェライト（α）−オーステナイト（γ）の２相域とし、均熱時にα相からγ相にMnを濃化させる。このMn濃化相は連続焼鈍時に優先的にγ相となり、ガスジェット程度の冷却速度でも混合組織が得られ、さらに降伏応力も低い。しかし、この方法では、Mn濃化のためα−γの２相域という比較的高温で長時間の箱焼鈍が必要であり、そのため鋼板間の密着の多発、テンパーカラーの発生および炉体インナーカバーの寿命低下など製造工程上、多くの問題がある。従来、このように高いｒ値と低い降伏応力を兼ね備えた高張力鋼板を工業的に安定して製造することは困難であった。
【００１２】
加えて、特公平1-35900号公報では、0.012質量％Ｃ-0.32質量％Si-0.53質量％Mn-0.03質量％Ｐ−0.051質量％Tiの組成の鋼を冷間圧延後、α-γの２相域である870℃に加熱後、100℃／ｓの平均冷却速度にて冷却することにより、r＝1.61、YS＝224MPa、TS=482MPaの非常に高いｒ値と低降伏応力を有する複合組織型冷延鋼板が製造可能となる技術が開示されている。しかしながら、100℃／ｓという高い冷却速度を、通常の連続溶融亜鉛めっきラインで実現することは困難であるため水焼入れ設備が必要となる他、水焼入れした冷延鋼板は、表面処理性の問題が顕在化するため、製造設備上および材質上の問題がある。
【００１３】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の問題を有利に解決した、高いｒ値を有する深絞り性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提案することを目的とする。
なお、本発明でいう「溶融亜鉛めっき鋼板」とは、溶融亜鉛めっき後に加熱合金化処理を施さない鋼板（非合金化溶融亜鉛めっき鋼板）および溶融亜鉛めっき後に加熱合金化処理を施す鋼板（合金化溶融亜鉛めっき鋼板）の双方を意味する。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記した課題を達成するため、溶融亜鉛めっき鋼板のミクロ組織および再結晶集合組織におよぼす合金元素の影響について鋭意研究を重ねたところ、鋼スラブ中のＣを低含有量に制限するとともに、Ｃ含有量との関係でＶ含有量の適正化を図ることにより、再結晶焼鈍前には、鋼中のＣをＶ系炭化物として析出させて固溶Ｃを極力低減させ、{111}再結晶集合組織を発達させることにより高ｒ値が得られること、また引き続きα−γの２相域に加熱することにより、Ｖ系炭化物を溶解させて、オーステナイト中にＣを濃化させることにより、その後の冷却過程でマルテンサイトが生成しやすくなる結果、ｒ値の高い深絞り性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板を安定して製造できることを見い出した。
【００１５】
まず、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。
質量％で、Ｃ：0.03％、Si：0.02％、Mn：1.6％、Ｐ：0.01％、Ｓ：0.004％、Al：0.03％、Ｎ：0.002％、Mo：0.17％を基本組成とし、これにＶを0.03〜0.55質量％の範囲で添加することによって、異なるＶ含有量を有する種々の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３パス圧延を行って板厚4.0ｍｍとした。なお、仕上圧延終了後、コイル巻取り処理として650℃×１ｈの保温相当処理を施した。引き続き、圧下率70％の冷間圧延を施して板厚1.2ｍｍとした。ついで、これらの冷延板に、850℃で60ｓの再結晶焼鈍を施した後、450〜500℃の温度域まで15℃／ｓの冷却速度で冷却し、Alを0.13質量％含有する溶融亜鉛めっき浴中に浸漬してめっきした後、450〜550℃の温度範囲の合金化処理（合金化処理後のめっき層中のFe含有率:約10質量％）を施した後、15℃／ｓの冷却速度で室温まで冷却した。
【００１６】
得られた溶融亜鉛めっき鋼板について、引張試験を実施し引張特性を調査した。引張試験は、JIS5号引張試験片を用いて行った。r値は、圧延方向（ｒL）、圧延方向に45度方向（ｒD）および圧延方向に垂直（90度）方向（ｒc）の平均ｒ値{＝(ｒL ＋ｒc ＋２×ｒD)／４}として求めた。
【００１７】
図1は、鋼スラブ中のＶ含有量がr値と降伏比（＝降伏応力（YS）/引張り強さ（TS）×100（％））に及ぼす影響を示すための図であり、横軸はＶ含有量とＣ含有量の原子比（（Ｖ／51）／（Ｃ／12））であり、縦軸はr値と降伏比に上下に分けて示す。
図１から、鋼スラブ中のＶ含有量をＣとの原子比にして0.5〜3.0の範囲に制限することにより、高いｒ値と低い降伏比が得られ、高ｒ値を有する複合組織型溶融亜鉛めっき鋼板が製造可能となることが明かになった。
【００１８】
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板では、再結晶焼鈍前には固溶ＣおよびＮが少なく、{111}再結晶集合組織が強く発達するため、高ｒ値が得られる。一方、α-γの２相域にて焼鈍することにより、Ｖ炭化物が溶解し、固溶Ｃがオーステナイト相に多量に濃化することにより、その後の冷却過程においてオーステナイトがマルテンサイトに容易に変態することができ、フェライトとマルテンサイトの複合組織が得られることを明らかにした。
【００１９】
ここで、従来は炭化物形成元素としてTiおよびNbが主に使用されてきたが、本発明者らは高温域での焼鈍で有効に固溶Ｃを得るために、炭化物の溶解度がTiおよびNbよりも高いＶに着目した。すなわち、Ｖ炭化物はTi炭化物およびNb炭化物よりも、高温焼鈍時に容易に溶解するため、その結果、α−γの２相域での焼鈍により、オーステナイトがマルテンサイトに変態するのに十分な量の固溶Ｃが得られることを発見した。加えて、この現象は、Ｖ成分が最も顕著に生じるが、Nb、Tiを複合添加することによっても得られることも明らかになった。
【００２０】
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:0.01〜0.08％、Si：2.0％以下、Mn:3.0％以下、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:0.005〜0.20％、Ｎ：0.004％以下およびＶ:0.01〜0.5％を含有し、かつ、ＶとＣが、
0.5×Ｃ/12≦Ｖ/51≦３×Ｃ/12
なる関係を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、第１相であるフェライト相と、組織全体に対する面積率で１％以上のマルテンサイト相を含む第２相とからなる組織を有することを特徴とする、深絞り性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２１】
（２）質量％でＣ:0.01〜0.08％、Si：2.0％以下、Mn:3.0％以下、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:0.005〜0.20％、Ｎ：0.004％以下およびＶ:0.01〜0.5％を含有するとともに、Nb：0.001〜0.3％とTi:0.001〜0.3％のうちの１種または２種を合計で0.3％以下含有し、かつ、Ｖ、Nb、TiとＣとが、
0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51＋２×Nb/93＋２×Ti/48）≦３×Ｃ/12
なる関係を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、第１相であるフェライト相と、組織全体に対する面積率で１％以上のマルテンサイト相を含む第２相とからなる組織を有することを特徴とする、深絞り性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２２】
（３）上記組成に加えてさらに、質量％で、下記に示すＡ群およびＢ群のうちの１群または２群を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の深絞り性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板。
記
Ａ群：Crを2.0質量％以下
Ｂ群：CuおよびNiのうちの１種または２種を合計で2.0質量％以下
【００２３】
（４）質量％でＣ:0.01〜0.08％、Si：2.0％以下、Mn:3.0％以下、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:0.005〜0.20％、N：0.004％以下およびＶ:0.01〜0.5％を含有し、かつ、ＶとＣが、
0.5×Ｃ/12≦Ｖ/51≦３×Ｃ/12
なる関係を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、熱間圧延し、引き続き酸洗した後、冷間圧延を施し、その後、Ａc1〜Ａc3変態点の温度域で連続焼鈍してから溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする、深絞り性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２４】
（５）質量％でＣ:0.01〜0.08％、Si：2.0％以下、Mn:3.0％以下、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:0.005〜0.20％、N：0.004％以下およびＶ:0.01〜0.5％を含有し、かつ、ＶとＣが、
0.5×Ｃ/12≦Ｖ/51≦３×Ｃ/12
なる関係を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、熱間圧延し、引き続き酸洗した後、冷間圧延を施し、その後、連続焼鈍し、引き続き鋼板表面に生成した鋼中成分の濃化層を酸洗により除去した後、Ａc1〜Ａc3変態点の温度域で連続焼鈍してから溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする、深絞り性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２５】
（６）質量％でＣ:0.01〜0.08％、Si：2.0％以下、Mn:3.0％以下、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:0.005〜0.20％、Ｎ：0.004％以下およびＶ:0.01〜0.5％を含有するとともに、Nb：0.001〜0.3％とTi:0.001〜0.3％のうちの１種または２種を合計で0.3％以下含有し、かつ、Ｖ、Nb、TiとＣとが、
0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51＋２×Nb/93＋２×Ti/48）≦３×Ｃ/12
なる関係を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、熱間圧延し、引き続き酸洗した後、冷間圧延を施し、その後、Ａc1〜Ａc3変態点の温度域で連続焼鈍してから溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする、深絞り性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２６】
（７）質量％でＣ:0.01〜0.08％、Si：2.0％以下、Mn:3.0％以下、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:0.005〜0.20％、N：0.004％以下およびＶ:0.01〜0.5％を含有し、かつ、Ｖ、Nb、TiとＣとが、
0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51＋２×Nb/93＋２×Ti/48）≦３×Ｃ/12
なる関係を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、熱間圧延し、引き続き酸洗した後、冷間圧延を施し、その後、連続焼鈍し、引き続き鋼板表面に生成した鋼中成分の濃化層を酸洗により除去した後、Ａc1〜Ａc3変態点の温度域で連続焼鈍してから溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする、深絞り性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２７】
（８）鋼スラブは、上記組成に加えてさらに、質量％で、下記に示すＡ群およびＢ群のうちの１群または２群を含有することを特徴とする上記（４）〜（７）のいずれか１項に記載の深絞り性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
記
Ａ群：Crを2.0質量％以下
Ｂ群：CuおよびNiのうちの１種または２種を合計で2.0質量％以下
【００２８】
【発明の実施の形態】
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強さ（TS）が440MPa以上の深絞り性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板である。
まず、本発明溶融亜鉛めっき鋼板の組成を限定した理由について説明する。なお、質量％は単に％と記す。
【００２９】
Ｃ：0.01〜0.08％
Ｃは、鋼板の強度を増加し、さらにフェライトとマルテンサイトの複合組織の形成を促進する元素であり、本発明では複合組織形成の観点から0.01％以上、より好ましくは0.015％以上含有する必要がある。なお、TS：540MPa以上の高強度化を指向する場合にもＣは0.015％以上とすることが好ましい。一方、0.08％を超える含有は、{111}再結晶集合組織の発達を阻害し、深絞り成形性を低下させる。このため、本発明では、Ｃ含有量は0.01〜0.08％に限定した．なお、深絞り性の観点からは0.05％以下とするのが好ましい。
【００３０】
Si：2.0％以下
Siは、鋼板の延性を顕著に低下させることなく、鋼板を高強度化させることができる有用な強化元素であるが、その含有量が2.0％を超えると、深絞り性の劣化を招くとともに、表面性状が悪化する。このため、Siは2.0％以下に限定した。
【００３１】
Mn：3.0％以下
Mnは、鋼を強化する作用があり、さらにフェライトとマルテンサイトの複合組織が得られる臨界冷却速度を小さくして、フェライトとマルテンサイトの複合組織の形成を促進する作用を有しており、再結晶焼鈍後の冷却速度に応じた量を含有させるのが好ましい。また、Mnは、Ｓによる熟間割れを防止する有効な元素でもあるため、含有するＳ量に応じて適量含有させるのが好ましい。しかしながら、Mn含有量が3.0％を超えると、深絞り性および溶接性が劣化する。このため、本発明ではMn含有量は3.0％以下に限定した。尚、Mn含有量は、0.5％以上含有させることが上記効果を顕著に発揮させる上で好ましく、より好ましくは1.0％以上である。
【００３２】
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させることができるが、Ｐ含有量が0.10％を超えると、プレス成形性が劣化する。このため、Ｐ含有量は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、Ｐ含有量は0.08％以下とするのが好ましい。
【００３３】
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るため、できるだけ低減するのが好ましく、0.02％以下に低減するとさほど悪影響を及ぼさなくなることから、本発明ではＳ含有量は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含有量は0.01％以下とするのが好ましく、より好ましくは0.005％以下である。
【００３４】
Al：0.005〜0.20％
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が、0.005％未満では添加の効果がなく、一方、0.20％を越えて含有してもより一層の脱酸効果は得られず、逆に深絞り性が劣化する．このため、Alは0.005〜0.20％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ず、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。
【００３５】
Ｎ：0.004％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が、0.004％を超えて含有すると、鋼板中に窒化物が増加し、それにより鋼板の深絞り性が顕著に劣化する。このため、Ｎは0.004％以下に限定した。
【００３６】
Ｖ：0.01〜0.5％でかつ0.5×Ｃ／12≦Ｖ/51≦３×C/12
Ｖは、本発明において最も重要な元素であり、再結晶前には固溶ＣをＶ炭化物として析出固定することにより、{111}再結晶集合組織を発達させて高いr値を得ることができ、さらに、α−γのニ相域焼鈍時にはＶ炭化物を溶解させて固溶Ｃを多量にオーステナイト相に濃化させ、その後の冷却過程において容易にマルテンサイト変態させることにより、フェライトとマルテンサイトの複合組織を有する複合組織鋼板を得ることができる。このような効果は、Ｖ含有量が0.01％以上、より好ましくは0.02％以上でかつＣ含有量との関係で0.5×Ｃ／12≦Ｖ/51で有効となる。一方、Ｖ含有量が0.5％を超えるかあるいはＣ含有量との関係でＶ/51＞３×C／12であると、α-γの２相域におけるＶ炭化物の溶解が起こりにくくなるため、フェライトとマルテンサイトの複合組織が得られにくくなる。したがって、Ｖ含有量は0.01〜0.5％でかつ0.5×Ｃ／12≦Ｖ/51≦３×C/12に限定した。
【００３７】
また、本発明では、上記した組成に加えて、質量％で、Nb：0.001〜0.3％およびTi:0.001〜0.3％のうちの１種または２種を合計で0.3％以下含有し、かつ、Ｖ含有量とＣ含有量とが0.5×Ｃ／12≦Ｖ/51≦３×C/12を満足することに代えて、Ｖ、Nb、Tiの各含有量とＣの含有量とが、
0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51＋２×Nb/93＋２×Ti/48）≦３×Ｃ/12なる関係を満たすことが好ましい。
【００３８】
Nb：0.001〜0.3％およびTi:0.001〜0.3％のうちの１種または２種を合計で0.3％以下含有し、かつ、Ｖ、Nb、TiとＣとが、0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51＋２×Nb/93＋２×Ti/48）≦３×Ｃ/12なる関係を満たすこと
NbおよびTiはＶと同様に炭化物形成元素であって、上述したＶと同様の作用を有する。すなわち、再結晶前には固溶ＣをNbおよびTi炭化物として析出固定することにより、{111}再結晶集合組織を発達させて高いｒ値を得ることができ、さらにα−γの２相域での焼鈍時にはNbおよびTi炭化物を溶解させて固溶Ｃを多量にオーステナイト相に濃化させ、その後の冷却過程においてマルテンサイト変態させることにより、フェライトとマルテンサイトの複合組織を有する複合組織鋼板を得ることができる。但し、NbおよびTiの上述した効果は、Ｖに比べるとかなり小さいため、鋼スラブ中にＶを添加することなく、NbやTiだけを添加しただけでは、本発明の効果である深絞り性を十分に高めることはできない。
【００３９】
具体的には、NbおよびTi含有量がそれぞれ0.001％以上でかつＣおよびＶ含有量との関係で0.5×Ｃ／12≦（Ｖ／51＋２×Nb／93＋２×Ti／48）であることが上記効果を発揮する上で好ましい。一方、NbおよびTiの単独添加で又は複合添加の合計で0.3％を超えるか、あるいはＣとＶ含有量との関係で（Ｖ／51＋２×Nb/93＋２×Ti/48）＞３×Ｃ／12の場合には、α−γの２相域における炭化物の溶解が起こりにくくなるため、フェライトとマルテンサイトの複合組織が得られにくくなる。したがって、NbおよびTiのいずれか１方のみを添加する場合には、ともに0.001〜0.3％の範囲とし、また、NbおよびTiを複合添加する場合には、合計で0.3％以下とし、かつＶおよびＣとの関係で0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51＋２×Nb/93＋２×Ti/48）≦３×Ｃ/12の範囲に限定した。
【００４０】
また、本発明では、上記した鋼スラブの組成に加えてさらに、下記に示すＡ群およびＢ群、すなわち、
Ａ群：Crを2.0％以下
Ｂ群：Cu、Niのうちの１種または２種を合計で2.0％以下
のうちの１群または２群を含有することが好ましい。
【００４１】
Ａ群：Crを2.0％以下
Ａ群：Crは、Mnと同様に、フェライトとマルテンサイトの複合組織が得られる臨界冷却速度を小さくし、フェライトとマルテンサイトの複合組織の形成を促進する作用を有しており、必要に応じ含有できる。上記効果を得るための好ましいCrの含有量の下限値は、Cr：0.05％である。但し、Crを2.0％超えて含有すると、深絞り性が低下する。このため、Ａ群：Crを2.0％以下に限定するのが好ましい。
【００４２】
Ｂ群：Cu、Niのうちの１種または２種を合計で2.0％以下
Ｂ群：Cu、Ni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が、CuおよびNiを単独添加でまたは複合添加の合計で2.0％を超えると、深絞り性が劣化する傾向がある。このため、Cu、Niは１種または２種を合計で2.0％以下とするのが好ましい。なお、上記効果を得るための好ましいCu、Niの含有量の下限値は、Cu：0.05％、Ni:0.05％である。
【００４３】
なお、本発明では、上記した成分以外については、特に限定していないが、Ｂ、Ca、REM等を通常の鋼組成の範囲内であれば含有させてもなんら問題はない。
【００４４】
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％以下が好ましい。なお、より望ましい範囲は0.001〜0.002％である。Caおよび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および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およびREMのうちの１種または２種の含有量は、合計で0.01％以下とするのが好ましい。なお、より好ましい範囲は0.001〜0.005％である。
【００４５】
上記した成分以外の残部はFeおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、例えばSb、Sn、Zn、Co等が挙げられ、これらの含有量の許容範囲としては、Sb:0.01％以下、Sn：0.1％以下、Zn：0.01％以下、Co：0.1％以下の範囲である。
【００４６】
次に、本発明鋼板の組織について説明する。本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、組織が、第１相であるフェライト相と、組織全体に対する面積率で１％以上のマルテンサイト相を含む第２相とからなる組織を有する。
【００４７】
低い降伏応力（YS）と高い延性（El）を有し、優れた深絞り性を有する溶融亜鉛めっき鋼板とするために、本発明では鋼板の組織を、第１相であるフェライト相と、マルテンサイト相を含む第２相との複合組織とする必要がある。第１相であるフェライト相は、面積率で80％以上とするのが好ましい。フェライト相が面積率で80％未満では、高い延性を確保することが困難となり、プレス成形性が低下する傾向があるからである。また、さらに良好な延性が要求される場合には、フェライト相を面積率で85％以上とするのが好ましい。なお、複合組織の利点を利用するため、フェライト相は99％以下とする必要がある。
【００４８】
また、第２相として、本発明では、マルテンサイト相を、組織全体に対する面積率で１％以上含有する必要がある。マルテンサイトが面積率で１％未満では、低い降伏応力（YS）と高い延性（El）を同時に満足させることができない。より好ましくはマルテンサイト相は面積率で３％以上である。なお、第２相は、面積率で１％以上のマルテンサイト相単独としても、あるいは面積率で１％以上のマルテンサイト相と、副相としてそれ以外のパーライト相、ベイナイト相、残留オーステナイト相のいずれかとの混合としてもよく、特に限定されない。ただし、これらパーライト相、ベイナイト相、残留オーステナイト相は、前記マルテンサイト相の効果をより有効に発揮させるため、これらの相の合計を第２相の組織に対して面積率で50％以下とするのが好ましい。
上記した組織を有する溶融亜鉛めっき鋼板は、低降伏応力で高延性を有する深絞り性に優れた鋼板である。
【００４９】
次に、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。
本発明の製造方法に用いられる鋼スラブの組成は、上述した溶融亜鉛めっき鋼板の組成と同様であるので、鋼スラブの限定理由の説明については省略する。
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、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熱延板とする熱延工程と、該熱延板を酸洗する酸洗工程と、該熱延板に冷間圧延を施し冷延板とする冷延工程と、該冷延板に再結晶焼鈍および溶融亜鉛めっきを行い溶融亜鉛めっき鋼板とする連続溶融亜鉛めっき工程とを順次施すことにより製造される。また必要に応じて、連続溶融亜鉛めっき工程の前に、該冷延鋼板に焼鈍および酸洗を行う工程を施す。
【００５０】
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のち、いったん室温まで冷却し、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方法や、わずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直送圧延・直接圧延する方法などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
【００５１】
上記した素材（鋼スラブ）を加熱し、熱間圧延を施し熱延板とする熱延工程を施す。熱延工程は所望の板厚の熱延板が製造できる条件であればよく、通常の圧延条件を用いても特に問題はない。なお、参考のため、好適な熱延条件を以下に示しておく。
【００５２】
スラブ加熱温度：900℃以上
スラブ加熱温度は、析出物を粗大化させることにより、{111}再結晶集合組織を発達させ、深絞り性を改善するため、低い方が望ましい。しかし、加熱温度が900℃未満では、圧延荷重が増大し、熱間圧延時におけるトラブル発生の危険性が増大する。このため、スラブ加熱温度は900℃以上にすることが好ましい。また、酸化重量の増加に伴うスケールロスの増大による歩留まり低下などから、スラブ加熱温度の上限は1300℃とすることがより好適である。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は言うまでもない。
【００５３】
仕上圧延終了温度：700℃以上
仕上圧延終了温度（FDT）は、冷間圧延および再結晶焼鈍後に優れた深絞り性が得られる均一な熱延母板組織を得るため、700℃以上にすることが好ましい。すなわち、仕上圧延終了温度が700℃未満では、熱延母板組織が不均一となるとともに、熱間圧延時の圧延負荷が高くなり、熱間圧延時におけるトラブル発生の危険性が増大するからである。
【００５４】
巻取温度：800℃以下
巻取温度は、800℃以下とするのが好ましい。すなわち、巻取温度が800℃を超えると、スケールが増加しスケールロスにより歩留りが低下する傾向があるからである。なお、巻取温度は200℃未満となると、鋼板形状が顕著に乱れ、実際の使用にあたり不具合を生じる危険性が増大するため、巻取温度の下限を200℃とすることがより好適である。
【００５５】
このように、本発明の熱延工程では、鋼スラブを900℃以上に加熱した後、仕上圧延終了温度：700℃以上とする熱間圧延を施し、800℃以下の巻取温度で巻き取るのが好ましい。
なお、本発明における熱間圧延工程では、熱間圧延時の圧延荷重を低滅するため、仕上圧延の一部または全部のパス間で潤滑圧延としてもよい。加えて、潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化や材質の均一化の観点からも有効である。なお、潤滑圧延の際の摩擦係数は0.10〜0.25の範囲とすることが好ましい。
【００５６】
また、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。
【００５７】
ついで、熱延板にスケールを除去するため、酸洗を施す。酸洗工程は、常法に従えばよく、酸洗液としては、例えば塩酸や硫酸系の処理液を用いるのが好ましい。
さらに、熱延板に冷間圧延を施し冷延板とする。冷聞圧延条件は、所望の寸法形状の冷延板とすることができればよく、特に限定されないが、冷間圧延時の圧下率は40％以上とすることが好ましい。圧下率が40％未満では、｛111｝再結晶集合組織が発達せず、優れた深絞り性が得られないからである。
【００５８】
引き続き、上記冷延鋼板を連続溶融亜鉛めっきラインにて再結晶焼鈍および溶融亜鉛めっきを施し、溶融亜鉛めっき鋼板とする。再結晶焼鈍の焼鈍温度はＡc1〜Ａc3変態点の温度範囲の(α＋γ)の２相域で行う必要がある。すなわち、焼鈍温度がＡc1変態点未満では、フェライト単相組織となって、マルテンサイトを生成することができなくなるからであり、一方、Ａc3変態点を超える高温では、結晶粒が粗大化するとともに、オーステナイト単相域となり、{111}再結晶集合組織が発達せずに深絞り性が著しく劣化するからである。
【００５９】
上記再結晶焼鈍後は、380〜530℃の温度域に急冷するのが好ましい。急冷停止温度が380℃未満では不めっきが発生しやすくなり、−方、530℃を超えるとめっき表面にむらが発生しやすくなるからである。なお、冷却速度は、マルテンサイトを生成することができ、フェライトとマルテンサイトの複合組織を得るため、５℃／ｓ以上とするのが好ましい。上記急冷後は引き続いて溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきする。この時、めっき浴のＡｌ濃度は0.12〜0.145mass％の範囲にするのが好ましい。めっき浴中のAl含有量が0.12 mass％未満では合金化が進み過ぎてめっき密着性（耐パウダリング性）が劣化する傾向があるからであり、一方、0.145 mass％を超えると不めっきが発生しやすくなるからである。
【００６０】
また、溶融亜鉛めっき処理後にめっき層の合金化処理を施してもよい。なお、合金化処理を行う場合には、めっき層中のFe含有率が9〜12％となるように実施するのが好ましい。
【００６１】
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のが好ましい。合金化処理後は、５℃／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、マルテンサイトの形成が困難となり、鋼板の延性が低下するおそれがあり、一方、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傾向があるからである。
【００６２】
また、合金化処理後の冷却速度が極端に小さい場合にはマルテンサイトの形成が困難になる。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５℃／ｓ以上にするのが好ましい。
【００６３】
なお、めっき性をより一層改善する必要がある場合には、冷間圧延後、連続溶融亜鉛めっきを施す前に、連続焼鈍ラインで焼鈍し、引き続き鋼板表面に生成した鋼中成分の濃化層を酸洗により除去し、その後、連続溶融亜鉛めっきラインで上述した処理を行うことが好ましい。このとき、酸洗は、酸洗ラインで行うか、または連続溶融亜鉛めっきライン内に設置された酸洗槽で行ってもよい。
【００６４】
この場合、連続焼鈍ラインの雰囲気は、スケールの生成を防ぐため、鋼板に対し、還元性雰囲気であることが好ましく、一般的には、数％Ｈ２を含有する窒素ガスを用いればよい。連続焼鈍ラインでの鋼板到達温度は、鋼成分によって決まるＡc1変態点以上で焼鈍を行うのが好ましい。これは、鋼板表面に合金元素の濃化を促すとともに、連続焼鈍ラインで一旦複合組織を形成することにより、第２相に合金元素を濃化させる必要からである。
【００６５】
連続焼鈍ラインにて焼鈍された後、鋼板は、鋼中成分のＰが拡散して鋼板表面に偏析するとともに、Si,Mn，Crなどが酸化物として濃化する傾向があるため、この鋼板表面に形成した濃化層を酸洗により除去することが好ましい。
【００６６】
ついで、連続溶融亜鉛めっきラインで上述したのと同様に焼鈍を行う。複合組織としての特性を発現させるため、連続溶融亜鉛めっきラインで行う焼鈍は、Ａc1〜Ａc3変態点の温度範囲の（α＋γ）の２相域で行うのが好ましい。
【００６７】
ここで、連続焼鈍ラインや連続溶融亜鉛めっきラインともにＡc1変態点以上で焼鈍する理由は、前述したように複合組織を形成するためである。一旦連続焼鈍ラインで複合組織という最終的な組織とし、第２相となる元素の濃化場所を作ることで、ある程度その場所に合金元素を濃化させることが可能になる。望ましくは、最終製品と同じ複合組織が冷却後に得られればよく、そのためには、合金元素を、粒界の３重点（３個の結晶粒によって形成される粒界の交点）付近に濃化させておくことがより好適である。
【００６８】
その後、さらに連続溶融亜鉛めっきラインにおいて、２相域にて焼鈍すると、合金元素がさらに第２相つまりγ相へと濃化し、冷却過程中にこのγ相がマルテンサイトになりやすくなるのである。なお、ここでいう合金元素とは、Mn，Moなどの置換型の合金元素であり、焼鈍工程における温度では、比較的拡散しにくく、より濃化しやすい状況をつくることが、降伏比を下げるために必要である。
【００６９】
また、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ら不都合はない。
【００７０】
【実施例】
表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブとした。ついで、これら鋼スラブを1150℃に加熱したのち、仕上圧延終了温度：900℃、巻取温度：650℃とする熱間圧延を施す熱延工程により、板厚4.0ｍｍの熱延鋼帯（熱延板）とした。引き続き、これら熱延鋼帯(熱延板）に酸洗、圧下率：70％で冷間圧延を施す冷延工程により、板厚1.2ｍｍの冷延鋼帯（冷延板）とした。ついで、これら冷延鋼帯(冷延板)に、連続溶融亜鉛めっきラインで、表２に示す焼鈍温度で再結晶焼鈍を行い、その後、溶融亜鉛めっきを施した。なお、一部の鋼帯（表2の鋼板No.３、19、20、21）に関しては、冷間圧延後に連続焼鈍ラインにて830℃で焼鈍を行ってから、連続溶融亜鉛めっきライン内にて酸洗した後、焼鈍および溶融亜鉛めっきを施した。得られた鋼帯（溶融亜鉛めっき鋼板）に、さらに伸び率：0.8％の調質圧延を施した。
【００７１】
得られた鋼帯から試験片を採取し、圧延方向に直交する断面（Ｃ断面）について、光学顕微鏡あるいは走査型電子顕微鏡を用いて微視組織を撮像し、画像解析装置を用いて第１相であるフェライトの組織分率および第２相の種類と組織分率を求めた。また、得られた鋼帯から、JIS５号引張試験片を採取し、JIS  Z  2241の規定に準拠して引張試験を行い、降伏応力（YS）、引張強さ（TS）、伸び（El）、降伏比（YR）およびランクフォード値（ｒ値）を求めた。これらの結果を表２に示す。
【００７２】
【表１】
0004010132.tif 000002
【００７３】
【表２】
0004010132.tif 000003
【００７４】
表2に示す結果から、本発明例は、いずれも、低い降伏応力（YS）、高い伸び（El）および低い降伏比（YR）を有し、さらに高いｒ値を示して、深絞り成形性に優れるとともに、引張り強さが（TS）が440MPa以上の高張力を有している。これに対し、本発明の範囲を外れる比較例では、降伏応力（YS）が高いか、伸び（El）が低いか、あるいはｒ値が低くなっている。
【００７５】
【発明の効果】
本発明によれば、優れた深絞り成形性を有する高張力の溶融亜鉛めっき鋼板を安定して製造することができるという産業上格段の効果を奏する。本発明の溶融亜鉛めっき鋼板を自動車部品に適用した場合、プレス成形が容易で、自動車車体の軽量化に十分に寄与できるという効果もある。
【図面の簡単な説明】
【図１】  鋼スラブ中のＶおよびＣ含有量がr値と降伏比（＝降伏応力（YS）/引張り強さ（TS）×100（％））に及ぼす影響を示すための図である。
【図１】
0004010132.tif 000004