(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ａｌ：０．００１〜０．５％、Ｍｎ：０．００１〜２％、Ｆｅ：５〜２０％を含有し、残部がＺｎおよび不可避不純物からなるめっき層を有し、鋼のＳｉ含有率：Ｘ（質量％）、鋼のＭｎ含有率：Ｙ（質量％）、鋼のＡｌ含有率：Ｚ（質量％）、めっき層のＡｌ含有率：Ａ（質量％）、めっき層のＭｎ含有率：Ｂ（質量％）が、下記（１）式を満たし、かつ、鋼板がミクロ組織において、主相としてフェライトまたはフェライトおよびベイナイトを体積分率で合計５０〜９７％含有し、第２相として残留オーステナイトを体積分率で合計３〜５０％とからなり、さらに、降伏強さ（ＹＳ）と引張り強さ（ＴＳ）の比が０．７以下である形状凍結性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、質量％で、Ｃ：０．０００１〜０．３％、Ａｌ：０．００１〜４％、Ｍｎ：０．００１〜３％、Ｍｏ：０．００１〜４％、Ｐ：０．０００１〜０．３％、Ｓ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋳造スラブを鋳造まま、あるいは、一旦冷却した後に再度加熱し、熱延後巻き取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、該冷延後、焼鈍時の最高加熱温度が、０．１×（Ａｃ3−Ａｃ1）＋Ａｃ1（℃）以上、Ａｃ3（℃）以下で焼鈍した後に、０．１〜１０（℃／秒）の冷却速度で６５０〜７１０（℃）の温度域に冷却し、引き続いて、１〜１００（℃／秒）の冷却速度で、Ｚｎめっき浴温度〜Ｚｎめっき浴温度＋１００（℃）まで冷却した後、３５０〜Ｚｎめっき浴温度＋１００（℃）の温度域で、めっき浴の侵漬時間を含めて１〜３０００秒保持し、次いで、Ｚｎめっき浴に侵漬して、その後、浴温〜Ｚｎめっき浴温度＋１００（℃）の温度範囲で１〜３００秒の保持を行った後、３５０℃までの温度範囲を０．５〜１００（℃／秒）の冷却速度で冷却し、その後、室温まで冷却することを特徴とする形状凍結性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
３−（Ｘ＋Ｙ／１０＋Ｚ／３）−１２．５×（Ａ−Ｂ）≧０・・・（１）
【請求項２】
質量％で、Ａｌ：０．００１〜０．５％、Ｍｎ：０．００１〜２％、Ｆｅ：５％未満を含有し、残部がＺｎおよび不可避不純物からなるめっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、鋼のＳｉ含有率：Ｘ（質量％）、鋼のＭｎ含有率：Ｙ（質量％）、鋼のＡｌ含有率：Ｚ（質量％）、めっき層のＡｌ含有率：Ａ（質量％）、めっき層のＭｎ含有率：Ｂ（質量％）が、下記（１）式を満たし、かつ、鋼板がミクロ組織において、主相としてフェライトまたはフェライトおよびベイナイトを体積分率で合計５０〜９７％含有し、第２相として残留オーステナイトを体積分率で合計３〜５０％とからなり、さらに、降伏強さ（ＹＳ）と引張り強さ（ＴＳ）の比が０．７以下である形状凍結性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、質量％で、Ｃ：０．０００１〜０．３％、Ａｌ：０．００１〜４％、Ｍｎ：０．００１〜３％、Ｍｏ：０．００１〜４％、Ｐ：０．０００１〜０．３％、Ｓ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋳造スラブを鋳造まま、あるいは、一旦冷却した後に再度加熱し、熱延後巻き取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、該冷延後、焼鈍時の最高加熱温度が、０．１×（Ａｃ3−Ａｃ1）＋Ａｃ1（℃）以上、Ａｃ3（℃）以下で焼鈍した後に、０．１〜１０（℃／秒）の冷却速度で６５０〜７１０（℃）の温度域に冷却し、引き続いて、１〜１００（℃／秒）の冷却速度で、Ｚｎめっき浴温度〜Ｚｎめっき浴温度＋１００（℃）まで冷却した後、３５０〜Ｚｎめっき浴温度＋１００（℃）の温度域で、めっき浴の侵漬時間を含めて１〜３０００秒保持し、次いで、Ｚｎめっき浴に侵漬して、その後、３５０℃までの温度範囲を０．５〜１００（℃／秒）の冷却速度で冷却し、その後、室温まで冷却することを特徴とする形状凍結性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
３−（Ｘ＋Ｙ／１０＋Ｚ／３）−１２．５×（Ａ−Ｂ）≧０・・・（１）
【請求項３】
さらに、めっき層が、質量％で、Ｓｉ：０．００１〜０．１％、Ｍｏ：０．００１〜０．１％、Ｗ：０．００１〜０．１％、Ｚｒ：０．００１〜０．１％、Ｃｓ：０．００１〜０．１％、Ｒｂ：０．００１〜０．１％、Ｋ：０．００１〜０．１％、Ａｇ：０．００１〜５％、Ｎａ：０．００１〜０．０５％、Ｃｄ：０．００１〜３％、Ｃｕ：０．００１〜３％、Ｎｉ：０．００１〜０．５％、Ｃｏ：０．００１〜１％、Ｌａ：０．００１〜０．１％、Ｔｌ：０．００１〜８％、Ｎｄ：０．００１〜０．１％、Ｙ：０．００１〜０．１％、Ｉｎ：０．００１〜５％、Ｂｅ：０．００１〜０．１％、Ｃｒ：０．００１〜０．０５％、Ｐｂ：０．００１〜１％、Ｈｆ：０．００１〜０．１％、Ｔｃ：０．００１〜０．１％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、Ｇｅ：０．００１〜５％、Ｔａ：０．００１〜０．１％、Ｂ ：０．００１〜０．１％、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に記載の形状凍結性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４】
さらに、鋼中に、質量％で、Ｎｉ：０．００１〜４％、Ｃｒ：０．００１〜４％、Ｃｕ：０．００１〜４％Ｃｏ：０．００１〜４％を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の形状凍結性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５】
さらに、鋼中に、質量％で、Ｓｉ： ０．００１〜３％を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の形状凍結性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６】
さらに、鋼中に、質量％で、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．００１〜１％含有することを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の形状凍結性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７】
さらに、鋼中に、質量％で、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、Ｃｅ、Ｒemの元素群中から１種または２種以上を合計で０．００１〜１％含有することを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載の形状凍結性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】
さらに、鋼中に、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．１％を含有することを特徴とする請求項１〜７のいずれか１項に記載の形状凍結性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】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車、建材、家電製品などに適する形状凍結性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車のクロスメンバーやサイドメンバー等の部材については、近年の燃費軽量化の動向に対応すべく軽量化が検討されている。材料面では、薄肉化しても強度および衝突安全性が確保されるという観点から、鋼板の高強度化が進められている。
【０００３】
しかしながら、材料の成形性は強度が上昇するのに伴って劣化するので、上記部材の軽量化を実現するには、プレス成形性と高強度の両方を満足する鋼板を製造する必要がある。
【０００４】
成形性を表す指標としては、引張り試験の際の伸び（Ｅｌ．）の値が用いられる。この値が高いと、成形性が良好である。また、強度を表す指標としては、引張り試験の際の最大応力である引張強さ（ＴＳ）の値が用いられている。
【０００５】
そして、これらの積（ＴＳ×Ｅｌ．）が２１０００（ＭＰａ・％）を上回る鋼板が高強度かつ高延性鋼板として知られている。これらの特性を有する鋼板としては、特開平１−２３０７１５号公報や特開平２−２１７４２５号公報に開示されているような残留オーステナイトを含む鋼板がある。
【０００６】
これら残留オーステナイトを含む鋼板は、その成分元素として、ＣとＳｉおよびＭｎのみを基本的な合金元素とし、冷延鋼板の場合、二相域で焼鈍後、３００〜４５０℃程度の温度範囲でベイナイト変態を行うことを特徴とする熱処理により、残留オーステナイトを金属中に含む鋼板である。これら鋼板は、残留オーステナイトを含む組織を作るために、特開平０５−１７１３４４号公報や特開平５−１９５１４３号公報で開示しているように、ＳｉまたはＡｌを含有させる必要がある。
【０００７】
これらの鋼板は、金属組織に含まれている残留オーステナイトをプレス成形時に、応力誘起変態により、マルテンサイトに変態させることで優れた延性を得ている。それ故、特開平１０−１３０７７６号公報や特開平４−９８８５９号公報に開示されているように、残留オーステナイトの安定性の向上と体積率増加に着目した研究が数多く行われてきた。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、これらの鋼板においては、残留オーステナイトの高歪み域での安定性のみに注目していたがため、降伏強さ（ＹＳ）と引張強さ（ＴＳ）の比（ＹＲ）が高くなりすぎ、強度と延性に優れるものの形状凍結性に劣るという問題を有していた。
【０００９】
また、自動車用鋼板の高性能化を反映して、耐食性および外観向上を目的に自動車部材のめっき化が進んでいるが、現在は、車内に装着される特定の部材を除いて、多くの部材に、溶融亜鉛めっき鋼板が使用されている。
【００１０】
しかしながら、これら鋼板はＳｉやＡｌを多量に含むため、鋼板表面が酸化し易く、溶融亜鉛めっきの際に微小不めっきを生じる、および、合金化後の加工部においてめっき密着性が劣る等の問題を抱えている。
【００１１】
これらの問題を解決するための手段としては、例えば、特開平３−２８３５９号公報や特開平３−６４４３７号公報には、鋼板表面に、０．００２〜２．０ｇ／ｍｍ２程度のＮｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｆｅの単独または複合めっきを行うことで、めっき性を改善する方法が開示されているが、この方法では、溶融亜鉛めっきライン前段に新たにめっき設備を設けるか、もしくは、あらかじめ電気めっきラインにおいてめっき処理を行わねばならず、大幅なコストアップを招くという問題を有していた。
【００１２】
あるいは、他の方法として、特開平１１−３０９９４４号公報や特開平１１−１４１４２３号公報に開示されているように、鋼中に０．０１〜２．０％程度のＮｉ、Ｃｕ、Ｃｏを単独あるいは複合添加することで、めっき性を改善する方法がある。しかしながら、この方法では、鋼中へＮｉ、Ｃｕ、Ｃｏ等の高価な元素の添加を必要とするため、コスト高を招くという問題を有していた。
【００１３】
本発明は、上記課題を解決し、形状凍結性に優れた高強度高延性合金化溶融亜鉛めっき鋼板ならびに形状凍結性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造法を提供することを目的とする。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
本発明者等は、種々検討を行った結果、めっき性に関しては、めっき層に特定の元素を適正濃度含有させること、および、鋼板の成分と組み合わせることで、高強度鋼板の溶融亜鉛めっき濡れ性および合金化めっきにおける合金化を促進できることを見出した。
【００１５】
この効果は、めっき層中のＦｅ、Ｓｉ、Ｍｎ量を制御することで出現する。すなわち、質量％で、鋼のＳｉ含有率をＸ、鋼のＭｎ含有率をＹ、鋼のＡｌ含有率をＺ、めっき層のＡｌ含有率をＡ、めっき層のＭｎ含有率をＢとすると、Ｘ、Ｙ、Ｚ、Ａ、Ｂが、下記（１）式を満たすことで達成される。
３−（Ｘ＋Ｙ／１０＋Ｚ／３）−１２．５×（Ａ−Ｂ）≧０・・・（１）
【００１６】
めっき性向上の原因は不明であるが、不めっき抑制および合金化促進には、めっき層中に存在するＭｎが有効と考えられる。
【００１７】
形状凍結性に関しては、鋼板の成分を下記範囲内とし、Ｚｎめっき浴侵漬後、浴温〜Ｚｎめっき浴温度＋１００（℃）の温度範囲で１〜３００秒の保持を行った後、あるいは、保持を行わずに、３５０℃までの温度範囲を０．５〜１００（℃／秒）の冷却速度で冷却することで、形状凍結性に優れた高強度高延性鋼板が製造可能であることを見出した。
【００１８】
本発明は、上記知見に基づいて完成されたもので、その要旨とするところは以下の通りである。
【００１９】
［１］  質量％で、Ａｌ：０．００１〜０．５％、Ｍｎ：０．００１〜２％、Ｆｅ：５〜２０％を含有し、残部がＺｎおよび不可避不純物からなるめっき層を有し、鋼のＳｉ含有率：Ｘ（質量％）、鋼のＭｎ含有率：Ｙ（質量％）、鋼のＡｌ含有率：Ｚ（質量％）、めっき層のＡｌ含有率：Ａ（質量％）、めっき層のＭｎ含有率：Ｂ（質量％）が、下記（１）式を満たし、かつ、鋼板がミクロ組織において、主相としてフェライトまたはフェライトおよびベイナイトを体積分率で合計５０〜９７％含有し、第２相として残留オーステナイトを体積分率で合計３〜５０％とからなり、さらに、降伏強さ（ＹＳ）と引張り強さ（ＴＳ）の比が０．７以下である形状凍結性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、質量％で、Ｃ：０．０００１〜０．３％、Ａｌ：０．００１〜４％、Ｍｎ：０．００１〜３％、Ｍｏ：０．００１〜４％、Ｐ：０．０００１〜０．３％、Ｓ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋳造スラブを鋳造まま、あるいは、一旦冷却した後に再度加熱し、熱延後巻き取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、該冷延後、焼鈍時の最高加熱温度が、０．１×（Ａｃ3−Ａｃ1）＋Ａｃ1（℃）以上、Ａｃ3（℃）以下で焼鈍した後に、０．１〜１０（℃／秒）の冷却速度で６５０〜７１０（℃）の温度域に冷却し、引き続いて、１〜１００（℃／秒）の冷却速度で、Ｚｎめっき浴温度〜Ｚｎめっき浴温度＋１００（℃）まで冷却した後、３５０〜Ｚｎめっき浴温度＋１００（℃）の温度域で、めっき浴の侵漬時間を含めて１〜３０００秒保持し、次いで、Ｚｎめっき浴に侵漬して、その後、浴温〜Ｚｎめっき浴温度＋１００（℃）の温度範囲で１〜３００秒の保持を行った後、３５０℃までの温度範囲を０．５〜１００（℃／秒）の冷却速度で冷却し、その後、室温まで冷却することを特徴とする形状凍結性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
３−（Ｘ＋Ｙ／１０＋Ｚ／３）−１２．５×（Ａ−Ｂ）≧０・・・（１）
【００２０】
［２］  質量％で、Ａｌ：０．００１〜０．５％、Ｍｎ：０．００１〜２％、Ｆｅ：５％未満を含有し、残部がＺｎおよび不可避不純物からなるめっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、鋼のＳｉ含有率：Ｘ（質量％）、鋼のＭｎ含有率：Ｙ（質量％）、鋼のＡｌ含有率：Ｚ（質量％）、めっき層のＡｌ含有率：Ａ（質量％）、めっき層のＭｎ含有率：Ｂ（質量％）が、下記（１）式を満たし、かつ、鋼板がミクロ組織において、主相としてフェライトまたはフェライトおよびベイナイトを体積分率で合計５０〜９７％含有し、第２相として残留オーステナイトを体積分率で合計３〜５０％とからなり、さらに、降伏強さ（ＹＳ）と引張り強さ（ＴＳ）の比が０．７以下である形状凍結性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、質量％で、Ｃ：０．０００１〜０．３％、Ａｌ：０．００１〜４％、Ｍｎ：０．００１〜３％、Ｍｏ：０．００１〜４％、Ｐ：０．０００１〜０．３％、Ｓ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋳造スラブを鋳造まま、あるいは、一旦冷却した後に再度加熱し、熱延後巻き取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、該冷延後、焼鈍時の最高加熱温度が、０．１×（Ａｃ3−Ａｃ1）＋Ａｃ1（℃）以上、Ａｃ3（℃）以下で焼鈍した後に、０．１〜１０（℃／秒）の冷却速度で６５０〜７１０（℃）の温度域に冷却し、引き続いて、１〜１００（℃／秒）の冷却速度で、Ｚｎめっき浴温度〜Ｚｎめっき浴温度＋１００（℃）まで冷却した後、３５０〜Ｚｎめっき浴温度＋１００（℃）の温度域で、めっき浴の侵漬時間を含めて１〜３０００秒保持し、次いで、Ｚｎめっき浴に侵漬して、その後、３５０℃までの温度範囲を０．５〜１００（℃／秒）の冷却速度で冷却し、その後、室温まで冷却することを特徴とする形状凍結性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
３−（Ｘ＋Ｙ／１０＋Ｚ／３）−１２．５×（Ａ−Ｂ）≧０・・・（１）
【００２１】
［３］  さらに、めっき層が、質量％で、Ｓｉ：０．００１〜０．１％、Ｍｏ：０．００１〜０．１％、Ｗ：０．００１〜０．１％、Ｚｒ：０．００１〜０．１％、Ｃｓ：０．００１〜０．１％、Ｒｂ：０．００１〜０．１％、Ｋ：０．００１〜０．１％、Ａｇ：０．００１〜５％、Ｎａ：０．００１〜０．０５％、Ｃｄ：０．００１〜３％、Ｃｕ：０．００１〜３％、Ｎｉ：０．００１〜０．５％、Ｃｏ：０．００１〜１％、Ｌａ：０．００１〜０．１％、Ｔｌ：０．００１〜８％、Ｎｄ：０．００１〜０．１％、Ｙ：０．００１〜０．１％、Ｉｎ：０．００１〜５％、Ｂｅ：０．００１〜０．１％、Ｃｒ：０．００１〜０．０５％、Ｐｂ：０．００１〜１％、Ｈｆ：０．００１〜０．１％、Ｔｃ：０．００１〜０．１％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、Ｇｅ：０．００１〜５％、Ｔａ：０．００１〜０．１％、Ｂ ：０．００１〜０．１％、の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記［１］または［２］に記載の形状凍結性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２３】
［４］  さらに、鋼中に、質量％で、Ｎｉ：０．００１〜４％、Ｃｒ：０．００１〜４％、Ｃｕ：０．００１〜４％Ｃｏ：０．００１〜４％を含有することを特徴とする前記［１］〜［３］のいずれかに記載の形状凍結性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２４】
［５］  さらに、鋼中に、質量％で、Ｓｉ：０．００１〜 ３％を含有することを特徴とする前記［１］〜［４］のいずれかに記載の形状凍結性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２５】
［６］  さらに、鋼中に、質量％で、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．００１〜１％含有することを特徴とする前記［１］〜［５］のいずれかに記載の形状凍結性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２６】
［７］  さらに、鋼中に、質量％で、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、Ｃｅ、Ｒemの元素群中から１種または２種以上を合計で０．００１〜１％含有することを特徴とする前記［１］〜［６］のいずれかに記載の形状凍結性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２７】
［８］  さらに、鋼中に、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．１％を含有することを特徴とする前記［１］〜［７］のいずれかに記載の形状凍結性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００３０】
【発明の実施の形態】
以下に本発明の詳細を説明する。本発明の要旨は、降伏比（ＹＲ）が０．７以下であり、第２相として、残留オーステナイトの体積率が３〜５０％である形状凍結性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００３１】
本発明の鋼板は、成分と製造条件をある範囲内に制御することで、ＹＲを０．７以下とし優れた形状凍結性を確保するとともに、体積率３〜５０％のオーステナイトを室温で残留させ、変態誘起塑性により良好な延性を有する高強度鋼板上に溶融亜鉛めっきを行うことで、耐食性を兼ね備えることを特徴とする。
【００３２】
本発明に係る高強度溶融亜鉛めっき鋼板の延性は、製品に含まれる残留オーステナイトの体積分率に左右される。金属組織に含まれている残留オーステナイトは応力を受けていない状態では、安定に存在するものの、変形が加えられるとマルテンサイトに変態し、変態誘起塑性により優れた延性が得られる。
【００３３】
しかしながら、その体積分率が３％未満では、その効果がほとんど現れないことから、下限値を３％とした。一方、残留オーステナイトの体積分率が５０％を超えると、極端に著しい成形を加えた場合、成形後に多量のマルテンサイトが存在することとなり、二次加工性や衝撃特性に問題を生じることがあるので、本発明では、その上限値を５０％とした。
【００３５】
鋼板の組織のサイズ分布については特に規定は設けないが、組織の均一性と細粒化による鋼板の強化の観点から、フェライト、ベイナイトおよび残留オーステナイトの粒径は、５０μｍ以下が望ましい。しかしながら、それらの粒径が、この大きさを超えたとしても本発明を逸脱するものではない。
【００３６】
形状凍結性に関しては、金属組織の一部にマルテンサイトが含まれると低降伏比となり、優れた形状凍結性が得られる。本発明では、金属組織に存在する残留オーステナイトの一部を、応力負荷時にマルテンサイト変態させることで、組織をフェライト、残留オーステナイトおよびマルテンサイトよりなる３相組織へと変化させる。この組織変化で、従来のＴＲＩＰ鋼に比べ優れた形状凍結性を得ている。
【００３７】
しかしながら、その際の降伏比（ＹＲ）が、０．７を超えると優れた形状凍結性が得られないので、その上限を０．７とした。ただし、この効果が顕著になるのは０．６５以下であることから、降伏比（ＹＲ）は０．６５以下が望ましい。さらに望ましくは、０．６以下である。一方、降伏比の下限は特に定めることなく本発明の効果を得ることができる。
【００３８】
次に、本発明におけるめっき成分組成の限定理由について述べる。
【００３９】
本発明者等は、質量％で、Ｃ：０．０００１〜０．３％、Ａｌ：０．００１〜４％、Ｍｎ：０．００１〜３％、Ｎｉ：０．００１〜４％、Ｃｒ：０．００１〜４％、Ｍｏ：０．００１〜４％、Ｃｕ：０．００１〜４％、Ｃｏ：０．００１〜４％、Ｐ：０．０００１〜０．３％、Ｓ：０．０１以下、Ｓｉ：３％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物より成る鋳造スラブを鋳造まま、あるいは、一旦冷却した後に再度加熱し、熱延後巻き取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、その後、焼鈍後の最高加熱温度が、０．１×（Ａｃ３−Ａｃ１）＋Ａｃ１（℃）以上、Ａｃ３（℃）以下で焼鈍した後に、０．１〜１０（℃／秒）の冷却速度で６５０〜７１０（℃）の温度域に冷却し、引き続いて、１〜１００（℃／秒）の冷却速度で、Ｚｎめっき浴温度で〜Ｚｎめっき浴温度＋１００（℃）まで冷却した後、３５０〜Ｚｎめっき浴温度＋１００（℃）の温度域で、めっき浴の侵漬時間を含めて１〜３０００秒保持し、次いで、温度４５０〜４７０℃のＺｎめっき浴に３秒間侵漬を行い、３５０℃までの温度範囲を０．５〜１００（℃／秒）の冷却速度で冷却し、その後、室温まで冷却した。
【００４０】
さらに、一部の試料についてはＺｎめっき浴に同条件で浸漬後、５００〜５５０℃で５〜６０秒保持することで合金化処理を行った後、３５０℃までの温度範囲を０．５〜１００（℃／秒）の冷却速度で冷却し、その後、室温まで冷却した。
【００４１】
上記の試験を行い、めっき表面の欠陥発生率に基づき外観を５段階評価で評価した。その結果、めっき層が、質量％で、
Ａｌ：０．００１〜０．５％、
Ｍｎ：０．００１〜２％、
Ｆｅ：５〜２０％
を含有し、残部がＺｎおよび不可避不純物からなるめっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板において、
鋼のＳｉ含有率：Ｘ（質量％）、
鋼のＭｎ含有率：Ｙ（質量％）、
鋼のＡｌ含有率：Ｚ（質量％）、
めっき層のＡｌ含有率：Ａ（質量％）、
めっき層のＭｎ含有率：Ｂ（質量％）が、下記（１）式を満たすと、
外観欠陥のほとんど生じない評点５〜４得ることが解った。
３−（Ｘ＋Ｙ／１０＋Ｚ／３）−１２．５×（Ａ−Ｂ）≧０・・・（１）
【００４２】
めっきの外観は不めっきの発生状況を目視にて判断した。評価指標は以下の通りである。
評点５：不めっきはほとんどなし。（面積率で０．１％以下）
評点４：不めっきは微少。（面積率で０．１％超３％以下）
評点３：不めっきは少。（面積率で３％超５％以下）
評点２：不めっきは多数。（面積率で３％超５０％以下）
評点１：めっき塗れず。（面積率で５０％超）
【００４３】
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、片面の付着量が５ｇ／ｍｍ２以上であることが望ましい。本発明の溶融亜鉛めっき鋼板上に塗装性、耐食性、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、溶接性向上処理を施すことも本発明を逸脱するものではない。
【００４４】
めっき層中のＡｌ含有量を０．００１〜０．５質量％（以下「質量％」は「％」と表示する。）の範囲としたのは、０．００１％未満では、ドロス発生が顕著で良好な外観が得られないこと、また、０．５％を超えてＡｌを添加すると合金化反応を著しく抑制してしまい、合金化溶融亜鉛めっき層を得ることが困難となるからである。
【００４５】
めっき層中のＭｎ量を０．００１〜２％の範囲としたのは、この範囲において不めっきが抑制され、良好な外観のめっきが得られるうえ、耐食性を向上できるからである。Ｍｎが上限の２％を超えると、Ｍｎを含有するドロス発生が顕著となり、めっき外観が著しく低下する。
【００４６】
さらに、めっき層中に、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｚｒ、Ｃｓ、Ｒｂ、Ｋ、Ａｇ、Ｎａ、Ｃｄ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｌａ、Ｔｌ、Ｎｄ、Ｙ、Ｉｎ、Ｂｅ、Ｃｒ、Ｐｂ、Ｈｆ、Ｔｃ、Ｔｉ、Ｇｅ、Ｔａ、Ｖ、Ｂの１種または２種以上を含有することで、不めっきが抑制されることおよび合金化が促進できることを見出した。
【００４７】
Ｓｉ量を０．００１〜０．１％、Ｍｏ量を０．００１〜０．１％、Ｗ量を０．００１〜０．１％、Ｚｒ量を０．００１〜０．１％、Ｃｓ量を０．００１〜０．１％、Ｒｂ量を０．００１〜０．１％、Ｋ量を０．００１〜０．１％、Ａｇ量を０．００１〜５％、Ｎａ量を０．００１〜０．０５％、Ｃｄ量を０．００１〜３％、Ｃｕ量を０．００１〜３％、Ｎｉ量を０．００１〜０．５％、Ｃｏ量を０．００１〜１％、Ｌａ量を０．００１〜０．１％、Ｔｌ量を０．００１〜８％、Ｎｄ量を０．００１〜０．１％、Ｙ量を０．００１〜０．１％、Ｉｎ量を０．００１〜５％、Ｂｅ量を０．００１〜０．１％、Ｃｒ量を０．００１〜０．０５％、Ｐｂ量を０．００１〜１％、Ｈｆ量を０．００１〜０．１％、Ｔｃ量を０．００１〜０．１％、Ｔｉ量を０．００１〜０．１％、Ｇｅ量を０．００１〜５％、Ｔａ量を０．００１〜０．１％、Ｂ量を０．００１〜０．１％としたのは、この範囲において不めっきが発生せず、良好な外観のめっきが得られるためである。含有量がそれぞれの上限を超えると、それぞれの成分を含有するドロスが生成するか、あるいは、めっき浴中にてＺｎ化合物が析出し、めっき層中に取り込まれることにより、めっき外観が著しく低下する。
【００４８】
さらに、合金化処理を施すことによって、めっき層中にＦｅが取り込まれ、塗装性やスポット溶接性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
【００４９】
前記［１］に係る発明では、めっき層中のＦｅ量が２０％を超えるとめっき自体の密着性を損ない、加工の際めっき層が破壊、脱落し金型に付着することで、成形時の疵の原因となる。一方、スポット溶接性を良好にするためにはＦｅ量を５％以上にすることが望ましい。それ故、合金化処理を行う場合、めっき層中のＦｅ量の範囲は５〜２０％とする。
【００５０】
また、合金化処理を行わない場合は、めっき層中のＦｅ量が５％未満でも、合金化により得られるスポット溶接を除く効果である耐食性と延性や加工性は良好である。
【００５１】
次に、本発明に於ける鋼板成分の限定理由について述べる。なお、「％」は「質量％」を意味する。
【００５２】
Ｃ：オーステナイト安定化元素であり、二相域加熱時およびベイナイト変態温度域でフェライトからオーステナイト中へと移動し、オーステナイト中に濃化することでオーステナイトを安定化させる。その結果、室温においてもオーステナイトが安定化することとなり、変態誘起塑性により優れた延性が確保される。
【００５３】
Ｃが０．０００１％未満だと３％以上の残留オーステナイトを確保するのが困難であることから、その下限を０．０００１％とした。一方では、Ｃが０．３％を超えると溶接が困難となることから、その上限を０．３％とした。
【００５４】
Ｍｎ：Ｍｎは強度確保に必要な元素であり、０．００１％未満では、強化効果が発現しないことから下限を０．００１％とした。一方、３％を超えると延性に悪影響を及ぼすことから３％を上限とした。
【００５５】
Ａｌ：Ａｌは、脱酸材として用いられるのに加え、セメンタイトに固溶しないことから、セメンタイト析出を遅らせ、オーステナイトがフェライトとセメンタイトへ分解するのを遅らせる。この間に、オーステナイト中へとＣを濃化させることが可能となり、室温でもオーステナイトが存在し得る。ただし、０．００１％未満だとその効果は発揮しないので、下限を０．００１％とした。一方、４％を超えると溶接性が悪化することから、その上限を４％とした。
【００５６】
Ｍｏ：Ｍｏは、セメンタイト析出およびパーライト変態を遅らせることから、残留オーステナイトの確保に重要である。ただし、０．００１％未満だとその効果を発揮しないので下限を０．００１％とした。一方、４％を超えると延性に悪影響を及ぼすことから、上限を４％とした。
【００５７】
Ｐ：Ｐを０．０００１％未満とすることは、経済的に不利であることからこの値を下限とした。一方、０．３％を超える量の添加では、溶接性ならびに製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。このことから上限を、０．３％とした。
【００５８】
Ｓ：Ｓは、溶接性ならびに製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。このことから、その上限を０．０１％とした。
【００５９】
さらに、本発明が対象とする鋼板は、強度の更なる向上を目的に、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｃｏの１種または２種以上を含有できる。
【００６０】
Ｎｉ：Ｎｉは、強化元素である。ただし、０．００１％未満であるとその効果が発揮されないことからその下限を０．００１％とした。一方、４％を超える添加は延性に悪影響を及ぼすとともに、コスト高を招き経済的に不利となることから、上限を４％とした。
【００６１】
Ｃｒ：Ｃｒは、強化元素である。ただし、０．００１％未満であるとその効果が発揮されないことからその下限を０．００１％とした。一方、４％を超える添加は延性に悪影響を及ぼすことから、上限を４％とした。
【００６２】
Ｃｕ：Ｃｕは、強化元素である。ただし、０．００１％未満であるとその効果が発揮されないことからその下限を０．００１％とした。一方、４％を超える添加は延性に悪影響を及ぼすとともに熱延時の製造性に悪影響を及ぼすことから、上限を４％とした。
【００６３】
Ｃｏ：Ｃｏは、強化元素である。ただし、０．００１％未満であるとその効果が発揮されないことからその下限を０．００１％とした。一方、４％を超える添加は延性に悪影響を及ぼすとともに、コスト高を招き経済的に不利となることから、上限を４％とした。
【００６４】
さらに、本発明が対象とする鋼板は、強度の更なる向上を目的に、Ｓｉを含有できる。
【００６５】
Ｓｉ：３％を超えると溶接性が悪化することから、その上限を３％とした。一方、強度向上の効果を得るためには、Ｓｉは０．００１％以上含有することが好ましい。
【００６６】
さらに、本発明が対象とする鋼板は、強度の更なる向上を目的に、強炭化物形成元素であるＮｂ、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上を含有できる。
【００６７】
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するので、鋼板の強化には極めて有効であることから、必要に応じて１種または２種類以上を合計で０．００１％以上添加できるものとした。一方で、多量の添加は、延性の劣化や残留オーステナイト中へのＣの濃化を妨げることから、その添加の上限を、１種または２種類以上の合計で１％とした。
【００６８】
Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、Ｃｅ、Ｒemは、ＡｌおよびＳｉの酸化形態を変化させ、濡れ性の向上および合金化の促進を引き起こす。この効果は、この元素群中から１種または２種以上を合計で０．００１％未満の添加では効果が少ないことから、その下限を０．００１％とした。一方で、過剰な添加は熱延および鋳造時の製造性の低下ならびに製品の延性の低下を招くことから、その上限を１％とした。
【００６９】
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強度化に有効であるが、その添加量が０．１％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増加させ、加工性を低下させることから、その上限を０．１％とした。
【００７０】
以上のような特性を有する鋼板の製造方法について述べる。
【００７１】
上記成分組成に係る要件を満足する成分組成の鋳造スラブを鋳造まま、あるいは、一旦冷却した後に再度加熱し、熱延後巻き取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、その後、焼鈍後の最高加熱温度が、０．１×（Ａｃ３−Ａｃ１）＋Ａｃ１（℃）以上、Ａｃ３（℃）以下で焼鈍した後に、０．１〜１０（℃／秒）の冷却速度で６５０〜７１０（℃）の温度域に冷却し、引き続いて、１〜１００（℃／秒）の冷却速度で、Ｚｎめっき浴温度〜Ｚｎめっき浴温度＋１００（℃）まで冷却した後、３５０〜Ｚｎめっき浴温度＋１００（℃）の温度域で、めっき浴の侵漬時間を含めて１〜３０００秒保持し、次いで、Ｚｎめっき浴に侵漬して、その後、めっき浴温からめっき浴温＋１００℃の温度範囲で１〜３００秒間の保持を行った後、あるいは、保持を行わずに、３５０℃までの温度範囲を０．５〜１００（℃／秒）の冷却速度で冷却し、その後、室温まで冷却することで、残留オーステナイトを３〜５０％含有し、形状凍結性が良好で、高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板を製造できる。
【００７２】
冷延鋼板の連続焼鈍では、その組織をフェライト＋オーステナイトの二相組織とするため、Ａｃ１変態点以上Ａｃ３変態点以下の温度に加熱する。この時の加熱温度が、０．１×（Ａｃ３−Ａｃ１）＋Ａｃ１（℃）未満になると、セメンタイトが再固溶するのに時間がかかりすぎ、オーステナイトの存在量も僅かとなってしまうため、加熱温度の下限は０．１×（Ａｃ３−Ａｃ１）＋Ａｃ１（℃）とする。
【００７３】
また、加熱温度が高くなりすぎるとオーステナイトの体積分率が大きくなりすぎて、オーステナイト中のＣ分率が低下するので、その上限温度をＡｃ３（℃）とする。
【００７４】
保持時間が短すぎると、未溶解炭化物が残存する可能性が高く、オーステナイト体積率が少なくなるため、１０秒以上とすることが望ましい。一方、保持時間が長すぎると、結晶粒が粗大化する可能性が高くなり強度−延性バランスが悪くなるため、その上限は１０００秒とすることが好ましい。
【００７５】
その後、０．１〜１０℃／秒の冷却速度で６５０〜７１０℃の温度域に冷却し、引き続いて、１〜１００℃／秒の冷却速度で、めっき浴温度〜めっき浴温度＋１００（℃）まで冷却した後、３５０〜めっき浴温度＋１００（℃）の温度域で、めっき浴の侵漬時間を含めて１〜３０００秒保持し、次いで、めっき浴に侵漬して、その後、浴温〜めっき浴温度＋１００（℃）の温度範囲で１〜３００秒の保持を行った後、あるいは、保持を行わずに、３５０℃までの温度範囲を０．５〜１００℃／秒の冷却速度で冷却し、その後、室温まで冷却する。
【００７６】
これは、二相域に加熱して生成させたオーステナイトをパーライトに変態させることなく、ベイナイト変態まで維持し、３５０〜Ｚｎめっき浴温度＋１００（℃）の温度域を１〜３０００秒間かけて通過させることで、その組織をフェライト（＋ベイナイト）＋残留オーステナイトとして所定の特性を得るためである。
【００７７】
焼鈍後、６５０〜７１０℃までの冷却速度が０．１℃／秒未満では結晶粒が粗大化してしまうので好ましくなく、１０℃／秒を超えるとオーステナイト中にＣが濃化し難くなるので、好ましくない。
【００７８】
また、その後、めっき浴温度〜めっき浴温度＋１００（℃）までの冷却速度が１℃／秒未満では、冷却途中でオーステナイトがパーライトへと変態してしまうため、残留オーステナイトが残らず望ましくない。また、冷却速度が１００℃／秒より速いと、板幅方向での冷却終点温度がばらつくこととなり、均一な鋼板の製造ができなくなるので好ましくない。
【００７９】
めっき浴侵漬前の保持温度を３５０〜Ｚｎめっき浴温度＋１００（℃）としたのは、この温度域にてベイナイト変態が起こり、残留オーステナイトを室温まで残せるためである。
【００８０】
３５０℃未満では、二相域に加熱して生成させたオーステナイトがマルテンサイト変態を起こしてしまい残留オーステナイトが残らないため、下限温度を３５０℃とした。
【００８１】
保持温度がＺｎめっき浴温度＋１００（℃）より高いと、二相域に加熱して生成させたオーステナイトがパーライトへと変態するか、あるいは、オーステナイト中からセメンタイトが析出して、オーステナイトがベイナイトへと分解してしまうため、その上限温度をＺｎめっき浴温度＋１００（℃）とした。
【００８２】
Ｚｎめっき浴浸漬時間を含めた前記の保持時間が１秒未満では鋼板をめっき浴へ侵漬する時間が十分でないので好ましくなく、３０００秒を超えると設備が巨大になりすぎ、不経済となるため好ましくないので、前記の保持時間は１〜３０００秒とした。
【００８３】
めっき浴侵漬後の保持温度を浴温〜Ｚｎめっき浴温度＋１００（℃）としたのは、この温度より高いと、オーステナイトがパーライトへと変態するか、あるいは、オーステナイト中からセメンタイトが析出して、オーステナイトがベイナイトへと分解してしまうことから、その上限温度をＺｎめっき浴温度＋１００（℃）とした。保持温度が浴温より低いと合金化に長時間の時間を要するので、下限温度を浴温とした。
【００８４】
Ｚｎめっき浸漬後の保持温度から、あるいは、Ｚｎめっき浴温度から、３５０℃までの温度範囲での冷却速度を０．５℃／秒以上としたのは、この温度域での冷却速度がこれより遅いと、ベイナイト変態が進行しすぎてしまい必要以上にオーステナイトが安定化してしまうか、あるいは、セメンタイトが析出してしまい残留オーステナイトが分解し、適正な変態誘起塑性が得られなくなるからである。そこで、冷却速度を０．５℃／秒以上とした。
【００８５】
一方、冷却速度が１００℃／秒を超えて、冷却したとしても、材質上はなんら問題を生じないが、過度に冷却速度を上げることは、製造コスト高を招くこととなるので、上限を１００℃／秒とした。
【００８６】
浴侵漬後、浴温〜めっき浴温度＋１００（℃）の温度範囲での保持を行わなくても、本発明に記載の本発明の形状凍結性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
【００８８】
また、めっき密着性をさらに向上させるために、焼鈍前に鋼板に、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｆｅの単独あるいは複数よりなるめっきを施しても本発明を逸脱するものではない。
【００８９】
さらには、めっき前の焼鈍については、「脱脂酸洗後、非酸化雰囲気にて加熱し、Ｈ２及びＮ２を含む還元雰囲気にて焼鈍後、めっき浴温度近傍まで冷却し、めっき浴に侵漬」というゼンジマー法、「焼鈍時の雰囲気を調節し、最初、鋼板表面を酸化させた後、その後還元することによりめっき前の清浄化を行った後にめっき浴に侵漬」という全還元炉方式、あるいは、「鋼板を脱脂酸洗した後、塩化アンモニウムなどを用いてフラックス処理を行って、めっき浴に侵漬」というフラックス法等があるが、いずれの条件で処理を行ったとしても本発明の効果は発揮できる。
【００９０】
なお、焼鈍後、切削を行い鋼板表面の酸化物を除去した後、めっき浴に侵漬させ、めっきを施したとしても本発明の効果を得ることができる。
【００９１】
【実施例】
以下実施例によって本発明をさらに詳細に説明する。
【００９２】
（実施例）
表１および表２（表１の続き）に成分組成を記載したスラブを熱延、酸洗、冷延し、１ｍｍ厚とした。その後、各鋼の成分（質量％）よって下記式に従ってＡｃ１とＡｃ３変態温度を計算により求めた。
【００９３】
Ａｃ１＝７２３−１０．７×Ｍｎ（％）＋２９．１×Ｓｉ（％）、
Ａｃ３＝９１０−２０３×Ｃ（％）１／２＋４４．７×Ｓｉ（％）＋３１．５×Ｍｏ（％）−３０×Ｍｎ（％）−１１×Ｃｒ（％）＋４００×Ａｌ（％）
【００９４】
【表１】
0003921101.tif 000002
【００９５】
【表２】
0003921101.tif 000003
【００９６】
これらのＡｃ１とＡｃ３変態温度から計算される焼鈍温度に１０％Ｈ２−Ｎ２雰囲気で昇温・保定した後、０．１〜１０℃／秒の冷却速度で６００〜７１０℃まで冷却し、その後、１〜１０℃／秒の冷速でめっき浴温度まで冷却し、浴組成を種々に変化させた４６０℃の溶融亜鉛めっき浴に３秒間侵漬することでめっきを行った。この際のめっき付着量は、片面４０ｇ／ｍ２とした。
【００９７】
この後、一部の鋼板については、めっき浴温度〜６００℃の温度範囲で保持を行った後、３５０℃までの温度域を０．１〜１００℃／秒の冷却速度で冷却し、その後、室温まで冷却した。
【００９８】
めっき表面外観におけるドロス巻き込みの状況の目視観察および不めっき部面積の測定によりめっき性を評価した。作製しためっき層中濃度測定は、アミン系インヒビターを入れた５％塩酸でめっき層を溶かした後、ＩＣＰ発光分析法を用いて行った。
【００９９】
これらめっきを施した鋼板から、ＪＩＳ５号試験片を採取し、ゲージ長さ５０ｍｍ、引張り試験速度１０ｍｍ／分で常温引張り試験を行った。
【０１００】
残留オーステナイト体積率Ｖγの測定は、表層より板厚の７／１６内層を化学研磨後、Ｍｏ管球を用いたＸ線回折で、フェライトの（２００）の回折強度Ｉα（２００）、フェライトの（２１１）の回折強度Ｉα（２１１）とオーステナイトの（２２０）の回折強度Ｉγ（２２０）、（３１１）の回折強度Ｉγ（３１１）の強度比より求めた。
【０１０１】
0003921101.tif 000004
【０１０２】
表３および表４（表３の続き）に示すように、本発明鋼は、Ａｌ、Ｓｉの有無にかかわらず、めっき成分と鋼成分が所定の範囲を満たすものは、不めっきもなく良好なめっき性が得られている。
さらに、めっき成分として第４元素を含むものは、前記（１）式の値が低いものであっても、良好なめっき性が得られている。
【０１０３】
【表３】
0003921101.tif 000005
【０１０４】
【表４】
0003921101.tif 000006
【０１０５】
表５〜１０に成分組成および製造条件が機械特性に及ぼす影響を示す。鋼板の成分が所定の範囲であったとしても、製造条件が所定の用件を満たさないものは、降伏比（ＹＲ）が０．７を上回り、形状凍結性に劣る。さらには、強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ．）も２１０００（ＭＰａ・％）未満となり、強度−延性バランスに劣る。
【０１０６】
製造条件が本発明を満たすものであっても、成分範囲が所定の用件を満たさないものは、本発明の要件から外れる。
【０１０７】
【表５】
0003921101.tif 000007
【０１０８】
【表６】
0003921101.tif 000008
【０１０９】
【表７】
0003921101.tif 000009
【０１１０】
【表８】
0003921101.tif 000010
【０１１１】
【表９】
0003921101.tif 000011
【０１１２】
【表１０】
0003921101.tif 000012
【０１１３】
【発明の効果】
本発明により、良好なめっき性が得られ、降伏比（ＹＲ）が０．７以下で強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ．）も２１０００（ＭＰａ・％）を超える良好な溶融亜鉛めっき鋼板が得られた。