(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼板表面に溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板が、質量％で、
Ｃ：0.15％以下、                Si：2.0 ％以下、
Mn：3.0 ％以下、                Ｐ：0.1 ％以下、
Ｓ：0.02％以下、                Al：0.1 ％以下、
Ｎ：0.02％以下、                Cu：1.28〜3.0 ％
を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、組織が、フェライト相と、面積率で２％以上のマルテンサイト相とからなる複合組織であることを特徴とする、プレス成形性と、ΔＴＳ：80MPa 以上になる歪時効硬化特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項２】
前記組成に加えてさらに、質量％で、下記Ａ群〜Ｃ群のうちの１群または２群以上を含有ることを特徴とする請求項１に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
記
Ａ群：Ni：2.0 ％以下
Ｂ群：Cr、Moのうちの１種または２種を合計で2.0 ％以下
Ｃ群：Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で0.2 ％以下
【請求項３】
鋼板表面に溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板が、質量％で、
Ｃ：0.15％以下、                Si：2.0 ％以下、
Mn：3.0 ％以下、                Ｐ：0.1 ％以下、
Ｓ：0.02％以下、                Al：0.1 ％以下、
Ｎ：0.02％以下
を含み、さらに、Ｗ：0.05〜2.0 ％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、組織が、フェライト相と、面積率で２％以上のマルテンサイト相からなる複合組織であることを特徴とする、プレス成形性と、ΔＴＳ：80MPa 以上になる歪時効硬化特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項４】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Mo：0.05〜2.0 ％、Cr：0.05〜2.0 ％のうちから選ばれた１種または２種をＷ、Mo、Crの合計で2.0 ％以下含有することを特徴とする請求項３に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項５】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で2.0 ％以下含有することを特徴とする請求項３または４に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項６】
質量％で、
Ｃ：0.15％以下、                Si：2.0 ％以下、
Mn：3.0 ％以下、                Ｐ：0.1 ％以下、
Ｓ：0.02％以下、                Al：0.1 ％以下、
Ｎ：0.02％以下、                Cu：1.28〜3.0 ％
を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼板に、連続溶融亜鉛めっきを行うラインで、Ac3 変態点〜Ac1 変態点の温度域のフェライト＋オーステナイトの２相域に加熱する焼鈍を行ったのち、溶融亜鉛めっき処理を行い、前記鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成することを特徴とする、プレス成形性と、ΔＴＳ：80MPa 以上になる歪時効硬化特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項７】
前記組成に加えてさらに、質量％で、下記Ａ群〜Ｃ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請求項６に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
記
Ａ群：Ni：2.0 ％以下
Ｂ群：Cr、Moのうちの１種または２種を合計で2.0 ％以下
Ｃ群：Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で0.2 ％以下
【請求項８】
前記焼鈍前に、連続焼鈍ラインで、700 ℃以上の温度で加熱する前加熱処理と、ついで酸洗処理とからなる前処理を施すことを特徴とする請求項６または７に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項９】
前記溶融亜鉛めっき処理を行い、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成したのち、前記溶融亜鉛めっき層の合金化処理を行うことを特徴とする請求項６ないし８のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１０】
前記鋼板に代えて、質量％で、
Ｃ：0.15％以下、                Si：2.0 ％以下、
Mn：3.0 ％以下、                Ｐ：0.1 ％以下、
Ｓ：0.02％以下、                Al：0.1 ％以下、
Ｎ：0.02％以下
を含み、さらに、Ｗ：0.05〜2.0 ％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼板とすることを特徴とする請求項６ないし９のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１１】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Mo：0.05〜2.0 ％、Cr:0.05 〜2.0 ％のうちから選ばれた１種または２種を、Ｗ，Mo，Crの合計で2.0 ％以下含有することを特徴とする請求項10に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１２】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で2.0 ％以下含有することを特徴とする請求項10または11に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、主として自動車用冷延鋼板に係り、とくに、曲げ加工性、伸びフランジ加工性、絞り加工性等のプレス成形性が良好で、しかもプレス成形後の熱処理により引張強さが顕著に増加する、極めて大きな歪時効硬化特性を有する溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。本発明でいう極めて大きな歪時効硬化特性、すなわち「歪時効硬化特性に優れる」とは、ΔＴＳ：80MPa 以上になる歪時効硬化特性を有することを意味する。また、本発明において、ΔＴＳとは、塑性歪量５％以上の予変形処理後、150 〜 350℃の範囲の温度で保持時間：30ｓ以上の熱処理を施したときの、熱処理前後の引張強さ増加量｛＝（熱処理後の引張強さ）−（予変形処理前の引張強さ）｝を意味する。また、本発明において、ΔＹＳとは、この熱処理前後の変形応力増加量（ΔＹＳと記す；ΔＹＳ＝（熱処理後の降伏応力）−（予変形処理前の降伏応力））をいう。
【０００２】
【従来の技術】
近年、地球環境の保全問題からの排出ガス規制に関連して、自動車の車体重量の軽減が極めて重要な課題となっている。最近、車体重量の軽減のために、自動車用鋼板を高強度化して鋼板板厚を低減することが検討されている。
鋼板を素材とする自動車の車体用部品の多くがプレス加工により成形されるため、使用される鋼板には、優れたプレス成形性を有することが要求される。優れたプレス成形性を有する鋼板となるためには、まず低い降伏強さと高い延性を確保することが肝要となる。また、伸びフランジ成形が多用される場合もあり、高い穴拡げ率を有することも必要となる。しかし、一般に、鋼板を高強度化すると、降伏強さが上昇し形状凍結性が劣化するとともに、延性が低下し、穴拡げ率が低下して、プレス成形性が低下する傾向となる。このため、従来から、高い延性を有し、プレス成形性に優れた高強度鋼板が要望されていた。
【０００３】
また最近では、衝突時に乗員を保護するため、自動車車体の安全性が重視され、そのために衝突時における安全性の目安となる耐衝撃特性の向上が要求されている。耐衝撃特性の向上には、完成車での強度が高いほど有利になる。したがって、自動車部品の成形時には、強度が低く、高い延性を有してプレス成形性に優れ、完成品となった時点には、強度が高くて耐衝撃特性に優れる鋼板が最も強く望まれていた。
【０００４】
このような要望に対し、プレス成形性と高強度化とを両立させた鋼板が開発された。この鋼板は、プレス加工後に通常100 〜200 ℃の高温保持を含む塗装焼付処理を施すと降伏応力が上昇する塗装焼付硬化型鋼板である。この鋼板では、最終的に固溶状態で残存するＣ量（固溶Ｃ量）を適正範囲に制御し、プレス成形時には軟質で、形状凍結性、延性を確保し、プレス成形後に行われる塗装焼付処理時に、残存する固溶Ｃがプレス成形時に導入された転位に固着して、転位の移動を妨げ、降伏応力を上昇させる。しかしながら、この塗装焼付硬化型自動車用鋼板では、降伏応力は上昇させることができるものの、引張強さまでは上昇させることができなかった。
【０００５】
また、特公平５-24979号公報には、Ｃ：0.08〜0.20％、Mn：1.5 〜3.5 ％を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、組織がフェライト量５％以下の均一なベイナイトもしくは一部マルテンサイトを含むベイナイトで構成された焼付硬化性高張力冷延鋼板が開示されている。特公平５-24979号公報に記載された冷延鋼板は、連続焼鈍後の冷却過程で400 〜200 ℃の温度範囲を急冷し、その後徐冷することにより、組織を従来のフェライト主体の組織からベイナイト主体の組織とし、従来になかった高い焼付け硬化量を得ようとするものである。しかしながら、特公平５-24979号公報に記載された技術で製造された鋼板は、塗装焼付け後に降伏応力が上昇し、従来になかった高い焼付け硬化量が得られるものの、依然として引張強さまでは上昇させることができず、耐衝撃特性の向上が期待できないという問題があった。
【０００６】
一方、プレス成形後に熱処理を施し、降伏応力のみならず引張強さをも上昇させようとする鋼板が、熱延鋼板ではあるが、いくつか提案されている。
例えば、特公平8-23048 号公報には、Ｃ：0.02〜0.13％、Si：2.0 ％以下、Mn：0.6 〜2.5 ％、sol.Al：0.10％以下、Ｎ：0.0080〜0.0250％を含む鋼を、1100℃以上に再加熱し、850 〜950 ℃で仕上圧延を終了する熱間圧延を施し、ついで15℃/s以上の冷却速度で150 ℃未満の温度まで冷却し巻取り、フェライトとマルテンサイトを主体とする複合組織とする、熱延鋼板の製造方法が提案されている。しかしながら、特公平8-23048 号公報に記載された技術で製造された鋼板では、歪時効硬化により降伏応力とともに引張強さが増加するものの、150 ℃未満という極めて低い巻取温度で巻き取るため、機械的特性の変動が大きいという問題があった。また、プレス成形−塗装焼付処理後の降伏応力の増加量のばらつきが大きく、さらに、穴拡げ率（λ）が低く、伸びフランジ加工性が低下しプレス成形性が不足するという問題もあった。
【０００７】
一方、自動車部品は、適用部位によっては高い耐食性も要求される。高い耐食性を要求される部位に適用される素材には、溶融亜鉛めっき鋼板が好適であり、成形時にはプレス成形性に優れ、成形後の熱処理により著しく硬化する溶融亜鉛めっき鋼板が要望されている。
このような要望に対し、例えば、特許第2802513 号公報には、熱延板をめっき原板とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が提案されている。この方法は、Ｃ：0.05％以下、Mn：0.05〜0.5 ％、Al：0.1 ％以下、Cu：0.8 〜2.0 ％を含む鋼スラブを巻取温度：530 ℃以下の条件で熱間圧延を行い、続いて530 ℃以下の温度に加熱し鋼板表面を還元したのち、溶融亜鉛めっきを施すことにより、成形後の熱処理による著しい硬化が得られるとしている。しかしながら、この方法で製造された鋼板では、成形後の熱処理により著しい硬化を得るためには、熱処理温度を500 ℃以上とする必要があり、熱処理温度が高く、実用上問題を残していた。
【０００８】
また、特開平10−310824号公報には、熱延板あるいは冷延板をめっき原板とし、成形後の熱処理により強度上昇が期待できる合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が提案されている。この方法は、Ｃ：0.01〜0.08％を含み、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Al、Ｎを適正量としたうえで、Cr、Ｗ、Moの１種または２種以上を合計で0.05〜3.0 ％含有する鋼を熱間圧延したのち、あるいはさらに冷間圧延または、調質圧延し焼鈍したのち、溶融亜鉛めっきを行い、その後加熱合金化処理を施すというものである。この鋼板は、成形後、200 〜450 ℃の温度域で加熱することにより引張強さ上昇が得られるとされる。しかしながら、得られた鋼板は、ミクロ組織が、フェライト単相、フェライト＋パーライト、またはフェライト＋べイナイト組織であるため、高い延性と低い降伏強さが得られず、プレス成形性が低下するという問題があった。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記したように、極めて強い要求があるにもかかわらず、これらの特性を満足する鋼板を工業的に安定して製造する技術がこれまでになかったことに鑑み成されたものであり、上記した問題を有利に解決し、自動車用鋼板として好適な、優れたプレス成形性を有し、かつプレス成形後に、比較的低い温度での熱処理によって引張強さが極めて大きく上昇する歪時効硬化特性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびこの溶融亜鉛めっき鋼板を安定して生産ができる製造方法を提案することを目的とする。
【００１０】
【問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に、歪時効硬化特性におよぼす合金元素の影響について鋭意研究を重ねた。その結果、Ｃ含有量を低炭素域とし、適正範囲内のCuを、あるいはＷ、あるいはさらにCr、Moのうちから選ばれた１種または２種を含有して、さらに加えて、鋼板組織をフェライトとマルテンサイトの複合組織とすることにより、予歪量：５％以上とした予変形処理と150 ℃以上350 ℃以下の比較的低い温度の熱処理後に、降伏応力の増加に加え、引張強さも顕著に増加する高い歪時効硬化が得られることに加えて、さらに良好な延性、低い降伏強さ、高い穴拡げ率を有し、プレス成形性に優れた鋼板となることを見いだした。
【００１１】
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：0.04％、Si：0.02％、Mn：1.6 ％、Ｐ：0.01％、Ｓ：0.004 ％、Al：0.04％、Ｎ：0.002 ％を含有し、Cuを0.3 ％と1.3 ％と含有する組成を有するシートバーについて、1150℃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、仕上圧延を終了し、コイルを巻取った後、600 ℃×１ｈの保温相当処理を施した。引続き、圧下率70％の冷間圧延を施して板厚1.2mm の冷延板とした。
【００１２】
これら冷延板に、種々の条件で再結晶焼鈍を施したのち、450 〜500 ℃の温度域まで急冷し、溶融亜鉛めっき浴（0.13質量％Al−Zn浴）に浸漬して、表面に溶融亜鉛めっき層を形成した。ついで、450 〜550 ℃の温度範囲に再加熱し、溶融亜鉛めっき層の合金化処理（めっき層中のFe含有率：約10％）を実施した。
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。さらに、これらめっき鋼板の歪時効硬化特性について調査した。
【００１３】
これら溶融亜鉛めっき鋼板から採取した試験片に、引張予歪量５％の予変形処理を施し、ついで50〜350 ℃×20min の熱処理を施したのち、引張試験を実施し引張特性を求めた。歪時効硬化特性は、熱処理前後の引張強さ増加量ΔＴＳで評価した。ΔＴＳは、熱処理を施した後の引張強さＴＳHTと、熱処理を施さない場合の引張強さＴＳとの差（＝（熱処理後の引張強さＴＳHT）−（予変形処理前の引張強さＴＳ））とした。なお、引張試験は、JIS ５号引張試験片を用いて実施した。
【００１４】
図１に、ΔＴＳと再結晶焼鈍温度との関係におよぼすCu含有量の影響を示す。なお、ΔＴＳは、得られた溶融亜鉛めっき鋼板から採取した試験片に、引張予歪量５％の予変形処理を施し、ついで250 ℃×20min の熱処理を施したのち、引張試験を実施して求めた。
図１から、Cu含有量が1.3 質量％の場合には、再結晶焼鈍温度を700 ℃以上として鋼板組織をフェライト＋マルテンサイト複合組織とすることにより、ΔＴＳ：80MPa 以上という高い歪時効硬化特性が得られることがわかる。一方、Cu含有量が0.3 質量％の場合には、いずれの再結晶焼鈍温度でもΔＴＳ：80MPa 未満であり、高い歪時効硬化特性は得られない。図１からCu含有量を適正化し、組織をフェライト＋マルテンサイト複合組織とすることにより、高い歪時効硬化特性を有する溶融亜鉛めっき鋼板を製造することが可能であることがわかる。
【００１５】
図２に、ΔＴＳと予変形処理後の熱処理温度の関係におよぼすCu含有量の影響を示す。なお、ΔＴＳは、冷延板に、再結晶焼鈍条件として、フェライト＋オーステナイトの２相域である800 ℃で保持時間40ｓの焼鈍を施し製造された溶融亜鉛めっき鋼板について、予変形処理後の熱処理温度を変化して求めた。なお、焼鈍後のミクロ組織は、マルテンサイトの面積率が７％である、フェライトとマルテンサイトの複合組織であった。
【００１６】
図２から、ΔＴＳは、熱処理温度が上昇するとともに増加するが、その増加量はCu含有量に大きく依存する。Cu含有量が1.3 質量％の場合には、熱処理温度が150 ℃以上でΔＴＳ：80MPa 以上という高い歪時効硬化特性が得られることがわかる。Cu含有量が0.3 質量％の場合には、いずれの熱処理温度でも、ΔＴＳ：80MPa 未満であり、高い歪時効硬化特性は得られない。
【００１７】
また、Cu含有量が、0.3 質量％と1.3 質量％の冷延まま鋼板について、冷延後の再結晶焼鈍条件を種々変化させて再結晶焼鈍を施したのち、450 〜500 ℃の温度域まで急冷し、ついで溶融亜鉛めっき浴（0.13質量％Al−Zn浴）に浸漬して、表面に溶融亜鉛めっき層を形成し、組織をフェライト＋マルテンサイトからフェライト単相と変化させた。ついで、450 〜550 ℃の温度範囲に再加熱し、溶融亜鉛めっき層の合金化処理（めっき層中のFe含有率：約10％）を実施した。これにより、降伏比ＹＲ（＝（降伏強さＹＳ／引張強さＴＳ）×100 ％）を50〜90％とした材料（鋼板）を得た。
【００１８】
得られた材料（鋼板）について、穴拡げ試験を実施し穴拡げ率（λ）を求めた。穴拡げ試験は、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（％）＝｛（ｄ−ｄ0 ）／ｄ0 ｝×100 で求めた。なお、ｄ0 ：初期穴径、ｄ：割れ発生時の内穴径である。
【００１９】
これらの結果を、穴拡げ率λと降伏比ＹＲとの関係に整理し、穴拡げ率λと降伏比ＹＲとの関係におよぼすCu含有量の影響として図３に示す。
図３から、Cu：0.3 質量％の鋼板では、フェライト＋マルテンサイトの複合組織となりＹＲが70％未満となると、ＹＲの低下とともにλが低下しているが、Cu：1.3 質量％の鋼板では、フェライト＋マルテンサイトの複合組織となりＹＲが低くなっても高いλ値を維持していることがわかる。一方、Cu含有量が0.3 質量％の鋼板では、低いＹＲと高いλを同時には得ることができない。
【００２０】
図３から、Cu含有量を適正範囲内とし、フェライト＋マルテンサイトの複合組織とすることにより、低降伏比と高穴拡げ率をともに満足する鋼板を製造することが可能であることがわかる。
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板では、通常の熱処理前後での変形応力増加量測定時の予歪量である２％よりも多い歪量での予変形と、150 ℃以上350 ℃以下といった比較的低温域での熱処理により、鋼板中に極微細Cuが析出する。本発明者らの検討によれば、この極微細Cuの析出により、降伏応力の増加に加え、引張強さが顕著に増加する高い歪時効硬化特性が得られたと考えられる。このような低温域での熱処理による極微細Cuの析出は、これまで報告されている極低炭素鋼あるいは低炭素鋼では全く認められなかった。低温域での熱処理によって極微細Cuが析出することについては、現在まで、その理由は明確となっていないが、α＋γの２相域での焼鈍中に、γ相にCuが多量に分配され、それが冷却後も引き継がれてマルテンサイト中にCuが過飽和に固溶した状態になり、５％以上の予歪の付加と低温熱処理により、極微細に析出したものと考えられる。
【００２１】
また、Cuを添加し、組織をフェライト＋マルテンサイトの複合組織とした鋼板の穴拡げ率が高くなる詳細な機構については、現在までに明確とはなっていないが、Cu添加によりフェライトとマルテンサイトとの硬度差が小さくなったためではないかと考えられる。
上記した新規な知見に基づき、本発明者らは、さらに鋭意研究を重ねた結果、上記した現象はCuを含まない鋼板においても起こることを知見した。Cuに代えて、Ｗ、あるいはさらにMo、Crのうちの１種または２種を含有し、組織をフェライト＋マルテンサイトの複合組織とすることにより、予歪を付加し低温での熱処理を施すと、マルテンサイト中に極微細な炭化物が歪誘起析出し引張強さが上昇することを見いだした。この低温加熱時の歪誘起微細析出は、Ｗ、あるいはさらにMo、Crのうちの１種または２種に加えてNb、Ｖ、Tiのうちの１種または２種以上を含有することによりさらに顕著となることも見いだした。
【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る。
すなわち、第１の本発明は、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板が、質量％で、Ｃ：0.15％以下、Si：2.0 ％以下、Mn：3.0 ％以下、Ｐ：0.1 ％以下、Ｓ：0.02％以下、Al：0.1 ％以下、Ｎ：0.02％以下、Cu：1.28〜3.0 ％を含み、あるいはさらに、次Ａ群〜Ｃ群
Ａ群：Ni：2.0 ％以下
Ｂ群：Cr、Moのうちの１種または２種を合計で2.0 ％以下
Ｃ群：Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で0.2 ％以下
のうちの１群または２群以上を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、組織が、フェライト相と、面積率で２％以上のマルテンサイト相とからなる複合組織であることを特徴とする、プレス成形性と、ΔＴＳ：80MPa 以上になる歪時効硬化特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板である。
【００２３】
また、第１の本発明では、前記鋼板が、質量％で、Ｃ：0.15％以下、Si：2.0 ％以下、Mn：3.0 ％以下、Ｐ：0.1 ％以下、Ｓ：0.02％以下、Al：0.1 ％以下、Ｎ：0.02％以下を含み、さらに、Ｗ：0.05〜2.0 ％を含有し、あるいはさらにMo：0.05〜2.0 ％、Cr:0.05 〜2.0 ％のうちから選ばれた１種または２種をＷ、Mo、Crの合計で2.0 ％以下含有し、あるいはさらに、Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で2.0 ％以下含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有することが好ましい。
【００２４】
第２の本発明は、質量％で、Ｃ：0.15％以下、Si：2.0 ％以下、Mn：3.0 ％以下、Ｐ：0.1 ％以下、Ｓ：0.02％以下、Al：0.1 ％以下、Ｎ：0.02％以下、Cu：1.28〜3.0 ％を含み、あるいはさらに、次Ａ群〜Ｃ群
Ａ群：Ni：2.0 ％以下
Ｂ群：Cr、Moのうちの１種または２種を合計で2.0 ％以下
Ｃ群：Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で0.2 ％以下
のうちの１群または２群以上を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼板に、連続溶融亜鉛めっきを行うラインで、Ac3 変態点〜Ac1 変態点の温度域のフェライト＋オーステナイトの２相域に加熱する焼鈍を行ったのち、溶融亜鉛めっき処理の温度まで冷却し、ついで溶融亜鉛めっき処理を行い、前記鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成することを特徴とする、プレス成形性と、ΔＴＳ：80MPa 以上になる歪時効硬化特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
【００２５】
また、第２の本発明では、前記焼鈍前に、連続焼鈍ラインで、700 ℃以上の温度で加熱する前加熱処理と、該前加熱処理に続く酸洗処理とからなる前処理を施すことが好ましい。また、第２の本発明では、前記溶融亜鉛めっき処理を行い、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成したのち、ついで前記溶融亜鉛めっき層の合金化処理を行うことが好ましい。なお第２の本発明では、前記鋼板は熱延板あるいは冷延板のいずれとしてもよい。
【００２６】
また、第２の本発明では、前記鋼板に代えて、質量％で、Ｃ：0.15％以下、Si：2.0 ％以下、Mn：3.0 ％以下、Ｐ：0.1 ％以下、Ｓ：0.02％以下、Al：0.1 ％以下、Ｎ：0.02％以下を含み、さらに、Ｗ：0.05〜2.0 ％を含有し、あるいはさらにMo：0.05〜2.0 ％、Cr：0.05〜2.0 ％のうちから選ばれた１種または２種をＷ、Mo、Crの合計で2.0 ％以下含有し、あるいはさらにNb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で2.0 ％以下含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼板とすることが好ましい。
【００２７】
【発明の実施の形態】
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層あるい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。本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強さＴＳ：440MPa以上の高張力溶融亜鉛めっき鋼板であり、プレス成形性に優れ、かつプレス成形後の比較的低い温度での熱処理により引張強さが顕著に上昇し、ΔＴＳ：80MPa 以上になる歪時効硬化特性に優れためっき鋼板である。鋼板は熱延板あるいは冷延板いずれとしてもよい。
【００２８】
本発明でいう、「歪時効硬化特性に優れた」とは、上記したように、引張塑性歪量５％以上の予変形処理後、150 〜 350℃の範囲の温度で保持時間：30ｓ以上の熱処理を施したとき、この熱処理前後の引張強さ増加量ΔＴＳ｛＝（熱処理後の引張強さ）−（予変形処理前の引張強さ）｝が80MPa 以上となることを意味する。なお、望ましくはΔＴＳは100 MPa 以上である。この熱処理により降伏応力も上昇し、ΔＹＳ： 80 MPa 以上が得られることはいうまでもない。なお、ΔＹＳ｛＝（熱処理後の降伏強さ）−（予変形処理前の降伏強さ）｝とは、熱処理前後での降伏強さの増加量を意味する。
【００２９】
歪時効硬化特性を規定する場合、予歪（予変形）量は重要な因子である。本発明者らは、自動車用鋼板が適用される変形様式を想定して、予歪量がその後の歪時効硬化特性に及ぼす影響について調査した。その結果、極めて深い絞り加工以外はおおむね１軸相当歪（引張歪）量で整理できること、また、実部品においては、この１軸相当歪量がおおむね５％を上回っていること、また、部品強度が予歪５％の歪時効処理後に得られる強度と良く対応すること、が明らかになった。これらのことから、本発明では、歪時効処理の予歪（変形）を５％以上の引張塑性歪とした。
【００３０】
従来の塗装焼付処理条件は、170 ℃×20min が標準として採用されているが、本発明におけるように、極微細Cuの析出強化を利用する場合には、熱処理温度は150 ℃以上が必要となる。一方、350 ℃を超える条件では、その効果が飽和し、逆にやや軟化する傾向を示す。また、350 ℃を超える温度に加熱すると、熱歪やテンパーカラーの発生などが顕著となる。このようなことから、本発明では、歪時効硬化のための熱処理温度は150 〜350 ℃とした。なお、熱処理温度における保持時間は30ｓ以上とする。熱処理の保持時間については、150 〜350 ℃ではおおむね30ｓ程度以上保持すれば、ほぼ十分な歪時効硬化が達成される。より大きな安定した歪時効硬化を得たい場合には保持時間は60ｓ以上とするのが望ましく、より好ましくは300 ｓ以上である。
【００３１】
予変形後の熱処理における加熱方法は、とくに限定されないが、通常の塗装焼付処理におけるように、炉による雰囲気加熱以外に、たとえば誘導加熱、無酸化炎、レーザー、プラズマなどによる加熱などがいずれも好適である。また、鋼板の温度を高めてプレスする、いわゆる温間プレスも、本発明においては極めて有効な方法である。
【００３２】
つぎに、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板の組織について説明する。
本発明のめっき鋼板は、フェライト相と、面積率で２％以上のマルテンサイト相とからなる複合組織を有する。
低い降伏強さＹＳと高い延性（Ｅｌ）を有し、優れたプレス成形性を有する鋼板とするために、本発明では鋼板の組織を、主相であるフェライト相と、第２相であるマルテンサイト相とからなる複合組織とする必要がある。主相であるフェライトは、面積率で50％以上とするのが好ましい。フェライトが、50％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。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の面積率は80％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に、フェライト相は 98 ％以下とするのが好ましい。
【００３３】
また、第２相として、本発明では、マルテンサイトを、面積率で２％以上含有する必要がある。マルテンサイトが２％未満では、低いＹＳと高いＥｌを同時に満足させることができない。なお、第２相は、面積率で２％以上のマルテンサイト相単独とする。
【００３４】
上記した組織を有する溶融亜鉛めっき鋼板は、低降伏強さで高延性を有しプレス成形性に優れ、かつ歪時効硬化特性に優れた鋼板である。
ついで、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板の組成限定理由について説明する。なお、質量％は単に％と記す。
Ｃ：0.15％以下
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、本発明ではフェライトとマルテンサイトの複合組織を得るために、0.01％以上含有するのが好ましい。一方、0.15％を超える含有は、鋼中の炭化物の分率が増加し、延性、さらにはプレス成形性を低下させる。さらに、より重要な問題として、Ｃ含有量が0.15％を超えると、スポット溶接性、アーク溶接性等が顕著に低下する。このため、本発明では、Ｃは0.15％以下に限定した。なお、成形性の観点からは0.10％以下とするのが好ましい。
【００３５】
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、プレス成形性の劣化を招くとともに、めっき性を低下させる。このため、Siは2.0 ％以下に限定した。
【００３６】
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低くし、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、再結晶焼鈍後の冷却速度に応じ含有するのが好ましい。また、MnはＳによる熱間割れを防止する有効な元素であり、含有するＳ量に応じて含有するのが好ましい。このような効果は0.5 ％以上の含有で顕著となる。一方、3.0 ％を超える含有は、プレス成形性および溶接性を劣化させる。このため、Mnは3.0 ％以下に限定した。なお、より好ましくは1.0 ％以上である。
【００３７】
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が、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％以下に限定した。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。
【００３８】
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が、0.02％以下に低減すると、さほど悪影響をおよぼさなくなるため、本発明ではＳは0.02％を上限とした。なお、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。
【００３９】
Al：0.10％以下
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、0.10％を超えて含有してもより一層の脱酸効果は得られず、逆にプレス成形性が劣化する。このため、Alは0.10％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ることはない。
【００４０】
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が、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、好ましくは0.0005％以上とするのが好適である。
【００４１】
Cu：1.28〜3.0 ％
Cuは、鋼板の歪時効硬化（予変形−熱処理後の強度増加）を顕著に増加させる元素であり、本発明において最も重要な元素の一つである。Cu含有量が0.5 ％未満では、たとえ予変形−熱処理条件を変化させても、ΔＴＳ：80MPa 以上の引張強さの増加は得られない。このため、本発明では、Cuは0.5 ％以上の含有を必要とする。一方、3.0 ％を超える含有は、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うえ、プレス成形性の劣化を招き、さらに鋼板の表面性状が悪くなる。より大きいΔＴＳと優れたプレス成形性を両立させるために、Cuは1.28〜3.0 ％に限定した。なお、より好ましくは2.5 ％以下である。
【００４２】
また、本発明では、上記したCuを含有する組成に加えてさらに、次Ａ群〜Ｃ群
Ａ群：Ni：2.0 ％以下
Ｂ群：Cr、Moのうちの１種または２種を合計で2.0 ％以下
Ｃ群：Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で0.2 ％以下
のうちの１群または２群以上を含有することが好ましい。
【００４３】
Ａ群：Ni：2.0 ％以下
Ａ群：Niは、Cu添加時に鋼板表面に発生する表面欠陥の防止に有効な元素であり、必要に応じ含有できる。含有する場合には、その含有量は、Cu含有量に依存し、およそCu含有量の半分とするのが好ましい。なお、2.0 ％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経済的に不利となるうえ、逆にプレス成形性が劣化する。このため、Niは2.0 ％以下に限定するのが好ましい。
【００４４】
Ｂ群：Cr、Moのうちの１種または２種を合計で2.0 ％以下
Ｂ群：Cr、Moは、いずれも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低くし、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。Cr、Moのうちの１種または２種が合計で2.0 ％を超えて含有すると、プレス成形性が低下する。このため、Ｂ群：Cr、Moのうちの１種または２種を合計で2.0 ％以下に限定するのが好ましい。
【００４５】
Ｃ群：Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で0.2 ％以下
Ｃ群：Nb、Ti、Ｖは、いずれも炭化物形成元素であり、炭化物の微細分散により高強度化に寄与するため、必要に応じ選択して含有できる。しかし、Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上が合計で0.2 ％を超えて含有すると、プレス成形性が低下する。このため、Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で0.2 ％以下に限定するのが好ましい。
【００４６】
また、本発明では、Cuに代えて、Ｗ：0.05〜2.0 ％、あるいはさらにMo：0.05〜2.0 ％、Cr：0.05〜2.0 ％のうちから選ばれた１種または２種をＷ、Mo、Crの合計で2.0 ％以下含有してもよい。
Ｗ：0.05〜2.0 ％、あるいはさらにMo：0.05〜2.0 ％、Cr：0.05〜2.0 ％のうちから選ばれた１種または２種を合計で2.0 ％以下
Mo、Cr、Ｗはいずれも、鋼板の歪時効硬化を顕著に増加させる元素であり、本発明において最も重要な元素でありＷを必須とし、あるいはさらにMo、Crを選択して含有できる。Ｗ、あるいはさらにMo、Crのうちの１種または２種を含有させ、さらにフェライトとマルテンサイトの複合組織とすることにより、予変形−熱処理時に微細炭化物が歪誘起微細析出し、ΔＴＳ：80MPa 以上の引張強さの増加が得られる。これら元素の含有量がそれぞれ0.05％未満では、予変形−熱処理条件、鋼板組織を変化させても、ΔＴＳ：80MPa 以上の引張強さの増加は得られない。一方、これら元素の含有量がそれぞれ2.0 ％を超えて含有しても、上記した効果は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うえ、プレス成形性の劣化を招く。このため、Ｗ：0.05〜2.0 ％、Mo：0.05〜2.0 ％、Cr：0.05〜2.0 ％の範囲に限定する。なお、プレス成形性の観点から、Mo、Cr、Ｗの含有量の合計は2.0 ％以下に限定した。
【００４７】
Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で2.0 ％以下
Nb、Ti、Ｖは、いずれも炭化物形成元素であり、Mo、Cr、Ｗの１種または２種以上を含有する場合に、必要に応じ選択して含有できる。これらNb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を含有させ、さらにフェライトとマルテンサイトの複合組織とすることにより、予変形−熱処理時に微細炭化物が歪誘起微細析出し、ΔＴＳ：80MPa 以上の引張強さの増加が得られる。しかし、Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で2.0 ％超えて含有すると、プレス成形性が劣化する。このため、Nb、Ti、Ｖは、合計で2.0 ％以下に限定するのが好ましい。
【００４８】
上記した元素以外に、本発明では、Ca：0.1 ％以下、REM ：0.1 ％以下のうちの１種または２種を含有してもよい。Ca、REM はいずれも介在物の形態制御を通して延性の向上に寄与する元素である。しかし、Ca：0.1 ％、REM ：0.1 ％をそれぞれ超える含有は清浄度を低下させ、延性をかえって低下させる。
また、マルテンサイト形成の観点から、Ｂ：0.1 ％以下、Zr：0.1 ％以下、Sb：0.1 ％以下のうちの１種または２種以上を含有してもよい。
【００４９】
上記した成分以外の残部はFeおよび不可避的不純物からなる。不可避的不純物としては、また、Pb：0.01％以下、Sn：0.1 ％以下、Zn：0.01％以下、Co：0.1 ％以下が許容できる。
つぎに、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。
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、上記した組成の鋼板に、連続溶融亜鉛めっきを行うラインで、Ac3 変態点〜Ac1 変態点の温度域のフェライト＋オーステナイトの２相域に加熱する焼鈍を行ったのち、溶融亜鉛めっき処理を行い、前記鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成して製造される。
【００５０】
使用する鋼板は、熱延鋼板、冷延鋼板がいずれも好適である。
使用する鋼板の好適な製造方法について、以下に説明するが、本発明ではこれに限定されるものではないことはいうまでもない。
まず、熱延鋼板（熱延板）の好適な製造方法について説明する。
使用する素材（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、薄スラブ連鋳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。
【００５１】
上記した素材（鋼スラブ）を加熱し、熱延工程を施し熱延板とする。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通常公知の条件でとくに問題はない。なお、好ましい熱延条件は下記のとおりである。
スラブ加熱温度：900 ℃以上
スラブ加熱温度が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。しかし、スラブ加熱温度は、Cuを含有する場合には、Cu起因の表面欠陥を防止するために低いほうが望ましい。なお、酸化重量の増加にともなうスケールロスの増大などから、スラブ加熱温度は1300℃以下とすることが望ましい。
【００５２】
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いうまでもない。
仕上圧延終了温度：700 ℃以上
仕上圧延終了温度ＦＤＴを700 ℃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。一方、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ＦＤＴは700 ℃以上とするのが好ましい。
【００５３】
巻取温度：800 ℃以下
巻取温度は、800 ℃以下とするのが好ましく、より好ましくは200 ℃以上である。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となる。なお、巻取温度が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。
【００５４】
このように、本発明で好適に使用できる熱延鋼板は、上記した組成のスラブを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 ℃以下好ましくは200 ℃以上の巻取温度で巻き取り熱延板とするのが好ましい。
なお、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。なお、潤滑圧延の際の摩耗係数は0.25〜0.10の範囲とすることが好ましい。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。
【００５５】
また、スケールが付着したままの熱延板に熱延板焼鈍を施し、鋼板表層に内部酸化層を形成させてもよい。内部酸化層の形成は、Si、Mn、Ｐ等の表面濃化防止のため溶融亜鉛めっき性を向上させる。
上記した方法で製造された熱延板を、めっき原板としてもよいが、さらに上記した熱延板に冷延工程を施した冷延板をめっき原板として使用してもよい。
【００５６】
冷延工程では、熱延板に冷間圧延を施す。冷間圧延条件は、所望の寸法形状の冷延板とすることができればよく、とくに限定されないが、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、後工程である焼鈍時に、再結晶が均一に起こりにくくなる。
本発明では、上記した熱延板または冷延板（鋼板）に、連続溶融亜鉛めっきを行うラインで、Ac1 変態点〜Ac3 変態点の温度範囲のフェライト（α）＋オーステナイト（γ）の２相域に加熱する焼鈍を行うのが好ましい。
【００５７】
加熱温度がAc1 変態点未満では、フェライト単相組織となり、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、プレス成形性が著しく劣化する。また、（α＋γ）２相域で焼鈍することにより、フェライト＋マルテンサイトの複合組織が得られるとともに、高いΔＴＳが得られる。
【００５８】
なお、フェライト＋マルテンサイトの複合組織を得るためには、２相域の加熱温度より溶融亜鉛めっき処理の温度までを、５℃／ｓ以上の冷却速度とすることが好ましい。冷却速度が５℃／ｓ未満では、マルテンサイト変態が生じにくくなり、フェライトとマルテンサイトの複合組織とするのが難しくなる。
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（亜鉛浴温度：450 〜500 ℃）でよく、とくに限定する必要はない。しかし、極端に高温でのめっきは、めっき特性が劣るため、500 ℃以下とするのが好ましい。また、450 ℃未満でのめっきでは、めっき特性の劣化という問題がある。
【００５９】
なお、マルテンサイト形成の観点から、溶融亜鉛めっき処理の温度から300 ℃までの冷却速度を、５℃／ｓ以上とすることが好ましい。
また、めっき処理後、必要に応じて目付量調整のため、ワイピングを行ってもよい。
また、溶融亜鉛めっき処理後に、溶融亜鉛めっき層の合金化処理を施してもよい。溶融亜鉛めっき層の合金化処理は、溶融亜鉛めっき処理後、460 〜560 ℃の温度域まで再加熱して行うのが好ましい。560 ℃を超える温度での合金化処理は、めっき特性が劣化する。一方、460 ℃未満の温度での合金化処理は、合金化の進行が遅く生産性が低下する。
【００６０】
なお、本発明では、連続溶融亜鉛めっきラインにおける焼鈍前に、連続焼鈍ラインで、700 ℃以上の温度で加熱する前加熱処理と、それに続いて、該前加熱処理により鋼板表面に形成された鋼中成分の濃化層を除去する酸洗処理とを行う前処理工程を施すことが、めっき性の改善のために好ましい。
連続焼鈍ラインにて前加熱処理された鋼板の表面には、鋼中成分のＰが濃化し、また、Si、Mn、Crなどが酸化物として濃化する表面濃化層を形成する。この表面濃化層を酸洗処理により除去し、その後の連続溶融亜鉛めっきラインで還元雰囲気中で焼鈍を行うことが、めっき性の改善に有利となる。なお、前加熱処理の温度が700 ℃未満では、表面濃化層の形成が促進されず、めっき性の改善が促進されない。また、前加熱処理の温度は1000℃以下とするのがプレス成形性の観点から好ましい。
【００６１】
また、溶融亜鉛めっき処理後、あるいは合金化処理後に、形状矯正、表面粗度等の調整のために、10％以下の調質圧延を加えてもよい。
また、本発明鋼板には、溶融亜鉛めっき後、特殊な処理を施して、化成処理性、溶接性、プレス成形性および耐食性等の改善を行ってもよい。
【００６２】
【実施例】
（実施例１）
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。これらスラブを、表２に示す条件の熱間圧延により熱延鋼帯（熱延板）にした。これら熱延鋼帯（熱延板）を酸洗した後、連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）で、表２に示す条件で焼鈍を行い、ついで溶融亜鉛めっき処理を施し、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成した。ついで、表２に示す条件で溶融亜鉛めっき層の合金化処理を行った。なお、一部の鋼板は溶融亜鉛めっき処理のままとした。
【００６３】
また、熱延鋼帯（熱延板）を、さらに酸洗したのち、表２に示す条件で冷延工程により冷延鋼帯（冷延板）とした。これら冷延鋼帯（冷延板）を、連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）で、表２に示す条件で焼鈍を行い、ついで溶融亜鉛めっき処理を施し、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成した。ついで、表２に示す条件で溶融亜鉛めっき層の合金化処理を行った。なお、一部の鋼板は溶融亜鉛めっき処理のままとした。
【００６４】
なお、一部の鋼板には、連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）での焼鈍に先立ち、連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）で、表２に示す条件の前加熱処理と、ついで酸洗処理を行う前処理工程を施した。前処理工程での酸洗は、ＣＧＬ入側の酸洗槽にて行った。
なお、亜鉛めっき浴温は460 〜480 ℃の範囲とし、浸漬する鋼板の温度は、めっき浴温以上、（浴温＋10℃）以下とした。また、合金化処理は、合金化処理温度に再加熱し、その温度に15〜28ｓ間保持した。これらめっき鋼板には、さらに1.0 ％の調質圧延を施した。
【００６５】
上記した工程により得られた溶融亜鉛めっき鋼板（鋼帯）について、微視組織、引張特性、歪時効硬化特性、穴拡げ率を求めた。なお、プレス成形性は、伸びＥｌ（延性）、降伏強さおよび穴拡げ率から評価した。
（１）微視組織
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主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。
【００６６】
（２）引張特性
得られた鋼帯から、JIS ５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、降伏強さＹＳ、引張強さＴＳ、伸びＥｌ、降伏比ＹＲを求めた。
（３）歪時効硬化特性
得られた鋼帯（めっき鋼板）からJIS ５号試験片を圧延方向に採取し、予変形（引張予歪）として５％の塑性変形を与えて、ついで250 ℃×20min の熱処理を施したのち、引張試験を実施し、熱処理後の引張特性（降伏応力ＹＳHT、引張強さＴＳHT）を求め、ΔＹＳ＝ＹＳHT−ＹＳ、ΔＴＳ＝ＴＳHT−ＴＳを算出した。なお、ＹＳHT、ＴＳHTは予変形−熱処理後の降伏応力（強さ）、引張強さであり、ＹＳ、ＴＳは鋼帯（めっき鋼板）の降伏応力、引張強さである。
【００６７】
（４）穴拡げ率
得られた鋼帯（めっき鋼板）から採取した試験片に、10mmφのポンチで打ち抜いて穴を形成したのち、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（％）＝｛（ｄ−ｄ0 ）／ｄ0 ｝×100 で求めた。なお、ｄ0 ：初期穴径、ｄ：割れ発生時の内穴径である。
【００６８】
これらの結果を表３に示す。
【００６９】
【表１】
0003925064.tif 000002
【００７０】
【表２】
0003925064.tif 000003
【００７１】
【表３】
0003925064.tif 000004
【００７２】
本発明例は、いずれも、低い降伏強さＹＳと高い伸びＥｌと、低い降伏比ＹＲを有し、さらに大きな穴拡げ率λを示して、伸びフランジ成形性を含むプレス成形性に優れるとともに、大きなΔＹＳと極めて大きなΔＴＳを示し、歪時効硬化特性に優れためっき鋼板となっている。これに対し、本発明の範囲を外れる比較例では、降伏強さＹＳが高いか、伸びＥｌが低いか、あるいは穴拡げ率λが小さいか、ΔＴＳが小さく、プレス成形性、歪時効硬化特性が低下しためっき鋼板となっている。
【００７３】
（実施例２）
表４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。これらスラブを、表５に示す条件の熱間圧延により板厚1.6mm 、4.0mm の熱延鋼帯（熱延板）にした。これら1.6mm 厚の熱延鋼帯（熱延板）を酸洗した後、連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）で、表５に示す条件で焼鈍を行い、ついで溶融亜鉛めっき処理を施し、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成した。ついで、表５に示す条件で溶融亜鉛めっき層の合金化処理を行った。なお、一部の鋼板は溶融亜鉛めっき処理のままとした。
【００７４】
また、4.0mm 厚の熱延鋼帯（熱延板）を、さらに酸洗したのち、表５に示す条件で冷延工程により冷延鋼帯（冷延板）とした。これら冷延鋼帯（冷延板）を、連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）で、表５に示す条件で焼鈍を行い、ついで溶融亜鉛めっき処理を施し、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成した。ついで、溶融亜鉛めっき層の合金化処理を行った。なお、一部の鋼板は溶融亜鉛めっき処理のままとした。
【００７５】
なお、一部の鋼板には、連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）での焼鈍に先立ち、連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）で、表５に示す条件の前加熱処理と、ついで酸洗処理を行う前処理工程を施した。前処理工程での酸洗は、ＣＧＬ入側の酸洗槽にて行った。
なお、亜鉛めっき浴温は460 〜480 ℃の範囲とし、浸漬する鋼板の温度は、めっき浴温以上、（浴温＋10℃）以下とした。また、合金化処理は、合金化処理温度に再加熱し、その温度に15〜28ｓ間保持した。これらめっき鋼板には、さらに伸び率1.0 ％の調質圧延を施した。
【００７６】
上記した工程により得られた溶融亜鉛めっき鋼板（鋼帯）について、実施例１と同様に、微視組織、引張特性、歪時効硬化特性、穴拡げ率を求めた。なお、プレス成形性は、伸びＥｌ（延性）、降伏強さおよび穴拡げ率から評価した。
これらの結果を表６に示す。
【００７７】
【表４】
0003925064.tif 000005
【００７８】
【表５】
0003925064.tif 000006
【００７９】
【表６】
0003925064.tif 000007
【００８０】
本発明例は、いずれも、低い降伏強さＹＳと高い伸びＥｌと、低い降伏比ＹＲを有し、さらに大きな穴拡げ率λを示して、伸びフランジ成形性を含むプレス成形性に優れるとともに、大きなΔＹＳと極めて大きなΔＴＳを示し、歪時効硬化特性に優れためっき鋼板となっている。これに対し、本発明の範囲を外れる比較例では、降伏強さＹＳが高いか、伸びＥｌが低いか、あるいは穴拡げ率λが小さいか、ΔＴＳが小さく、プレス成形性、歪時効硬化特性が低下しためっき鋼板となっている。
【００８１】
【発明の効果】
本発明によれば、優れたプレス成形性を維持しつつ、プレス成形後の熱処理により引張強さが顕著に上昇する溶融亜鉛めっき鋼板を、安定して製造することが可能となり、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用に適用した場合、プレス成形が容易で、かつ完成後の部品特性を安定して高くでき、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】予変形−熱処理後のΔＴＳと再結晶焼鈍温度の関係におよぼすCu含有量の影響を示すグラフである。
【図２】予変形−熱処理後のΔＴＳと熱処理温度の関係におよぼすCu含有量の影響を示すグラフである。
【図３】λとＹＲとの関係におよぼすCu含有量の影響を示すグラフである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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