(57)【要約】  穴広げ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法が提供される。本発明は、素地鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層が形成されている溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記素地鋼板は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０２〜０．０８％、マンガン（Ｍｎ）：１．３〜２．１％、シリコン（Ｓｉ）：０．３％以下（０％を除く）、クロム（Ｃｒ）：１．０％以下（０％を除く）、リン（Ｐ）：０．１％以下（０％を除く）、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下（０％を除く）、窒素（Ｎ）：０．０１％以下（０％を除く）、アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）：０．０２〜０．０６％、モリブデン（Ｍｏ）：０．２％以下（０％を除く）、ボロン（Ｂ）：０．００３％以下（０％を除く）、残部Ｆｅ及びその他不可避な不純物からなり、当該素地鋼板の微細組織は面積％で９０％以上のフェライトと、残部のマルテンサイト及び下記関係式１により定義される３％以下のベイナイトからなり、素地鋼板の表層部の平均１０μｍ以内の基地組織内のＣ＋Ｍｎ濃度（ａ）と素地鋼板の厚さ１／４ｔ地点の基地組織内のＣ＋Ｍｎ濃度（ｂ）との比率（ａ／ｂ）が０．７以下である穴広げ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板に関する。
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
素地鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層が形成されている溶融亜鉛めっき鋼板であって、
前記素地鋼板は、
重量％で、炭素（Ｃ）：０．０２〜０．０８％、マンガン（Ｍｎ）：１．３〜２．１％、シリコン（Ｓｉ）：０．３％以下（０％を除く）、クロム（Ｃｒ）：１．０％以下（０％は除く）、リン（Ｐ）：０．１％以下（０％を除く）、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下（０％を除く）、窒素（Ｎ）：０．０１％以下（０％を除く）、アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）：０．０２〜０．０６％、モリブデン（Ｍｏ）：０．２％以下（０％を除く）、ボロン（Ｂ）：０．００３％以下（０％を除く）、残部Ｆｅ及びその他不可避な不純物からなり、
当該素地鋼板の微細組織は面積％で９０％以上のフェライト、残部マルテンサイト及び下記関係式１によって定義される３％以下のベイナイトからなり、
素地鋼板の表層部の平均１０μｍ以内の基地組織内のＣ＋Ｍｎ濃度（ａ）と素地鋼板の厚さ１／４ｔ地点の基地組織内のＣ＋Ｍｎ濃度（ｂ）との比率（ａ／ｂ）が０．７以下である、穴広げ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
［関係式１］
Ｂ（％）＝｛ＢＡ／（ＦＡ＋ＭＡ＋ＢＡ）｝×１００
（ここで、ＦＡ：フェライトの占有面積、ＢＡ：ベイナイトの占有面積、ＭＡ：マルテンサイトの占有面積を示す。）
【請求項２】
前記素地鋼板の表層部の平均１０μｍ以内の基地組織におけるマルテンサイトの面積率（ｃ）と素地鋼板の厚さ１／４ｔ地点のマルテンサイトの面積率（ｄ）との比率（ｃ／ｄ）が０．８以下であることを特徴とする、請求項１に記載の穴広げ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
前記素地鋼板の表層部の平均１０μｍ以内のマルテンサイト相内のＣ＋Ｍｎの濃度（ｅ）と素地鋼板の厚さ１／４ｔ地点のマルテンサイト相内のＣ＋Ｍｎの濃度（ｆ）との比率（ｅ／ｆ）が０．９５以下であることを特徴とする、請求項１に記載の穴広げ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項４】
前記素地鋼板の表層部の平均１０μｍ以内のフェライト結晶粒の大きさ（ｇ）と素地鋼板の厚さ１／４ｔ地点のフェライト結晶粒の大きさ（ｈ）との比率（ｇ／ｈ）が１．２以上であることを特徴とする、請求項１に記載の穴広げ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項５】
請求項１から４に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の溶融亜鉛めっき層を合金化処理することにより製造される穴広げ性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項６】
重量％で、炭素（Ｃ）：０．０２〜０．０８％、マンガン（Ｍｎ）：１．３〜２．１％、シリコン（Ｓｉ）：０．３％以下（０％を除く）、クロム（Ｃｒ）：１．０％以下（０％を除く）、リン（Ｐ）：０．１％以下（０％を除く）、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下（０％を除く）、窒素（Ｎ）：０．０１％以下（０％を除く）、アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）：０．０２〜０．０６％、モリブデン（Ｍｏ）：０．２％以下（０％を除く）、ボロン（Ｂ）：０．００３％以下（０％を除く）、残部Ｆｅ及びその他不可避な不純物を含む鋼の組成成分を有する鋼スラブを設けた後、これを再加熱する工程と、
前記再加熱した鋼スラブをＡｒ３＋５０℃〜９５０℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延した後、４５０〜７００℃で巻取する工程と、
前記巻取した熱延鋼板を４０〜８０％の圧下率で冷間圧延し、その後、炉内雰囲気中の水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）を−４．０≦ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）≦−２．０に制御しながら、前記冷延鋼板を５６０℃〜６８０℃の温度範囲まで４℃／ｓ以上の平均昇温速度で１次昇温してから、７６０℃〜８５０℃の温度範囲まで２℃／ｓ以下の平均昇温速度で２次昇温する連続焼鈍する工程と、
前記連続焼鈍した鋼板を６３０〜６７０℃の温度範囲まで２〜８℃／ｓの平均冷却速度で１次冷却してから、Ｍｓ＋２０℃〜Ｍｓ＋５０℃の温度範囲まで３〜１０℃／ｓの平均冷却速度で２次冷却する工程と、
前記２次冷却した鋼板を４４０〜４８０℃の温度範囲で溶融亜鉛めっき処理した後、Ｍｓ−１００℃以下の温度まで４℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する工程と、を含む、穴広げ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項７】
前記溶融亜鉛めっき鋼板をなす素地鋼板は、その微細組織が面積％で９０％以上のフェライトと、残部のマルテンサイト及び下記関係式１によって定義される３％以下のベイナイトからなり、その表層部の平均１０μｍ以内の基地組織内のＣ＋Ｍｎ濃度（ａ）と素地鋼板の厚さ１／４ｔ地点の基地組織内のＣ＋Ｍｎ濃度（ｂ）との比率（ａ／ｂ）が０．７以下であることを特徴とする、請求項６に記載の穴広げ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［関係式１］
Ｂ（％）＝｛ＢＡ／（ＦＡ＋ＭＡ＋ＢＡ）｝×１００
（ここで、ＦＡ：フェライトの占有面積、ＢＡ：ベイナイトの占有面積、ＭＡ：マルテンサイトの占有面積を示す。）
【請求項８】
前記溶融亜鉛めっき鋼板をなす素地鋼板は、その表層部の平均１０μｍ以内の基地組織におけるマルテンサイトの面積率（ｃ）と素地鋼板の厚さ１／４ｔ地点のマルテンサイトの面積率（ｄ）との比率（ｃ／ｄ）が０．８以下であることを特徴とする、請求項６に記載の穴広げ性に優れた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鋼板をなす素地鋼板は、その表層部の平均１０μｍ以内のマルテンサイト相内のＣ＋Ｍｎの濃度（ｅ）と素地鋼板の厚さ１／４ｔ地点のマルテンサイト相内のＣ＋Ｍｎの濃度（ｆ）との比率（ｅ／ｆ）が０．９５以下であることを特徴とする、請求項６に記載の穴広げ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１０】
前記溶融亜鉛めっき鋼板をなす素地鋼板は、その表層部の平均１０μｍ以内のフェライト結晶粒の大きさ（ｇ）と素地鋼板の厚さ１／４ｔ地点のフェライト結晶粒の大きさ（ｈ）との比率（ｇ／ｈ）が１．２以上であることを特徴とする、請求項６に記載の穴広げ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１１】
前記水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）が−３．０≦ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）≦−２．５を満たすことを特徴とする、請求項６に記載の穴広げ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１２】
前記溶融亜鉛めっき処理した後、合金化熱処理を行う工程を含む、請求項６から１１のいずれか１項に記載の穴広げ性に優れた合金化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】
本発明は穴広げ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板などの製造に関し、より詳細には、穴広げ性により優れ、自動車の外板パネル用などに好適に適用できる溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車の衝撃安定性の規制及び燃費効率が強調されるにつれて、自動車の車体の軽量化と高強度化を同時に満たすために高張力鋼が積極的に使用されており、このような傾向により、自動車の外板にも高強度鋼の適用が拡大されている。現在では、大体３４０ＭＰａ級の焼付硬化鋼が自動車の外板に適用されているが、一部の４９０ＭＰａ級の鋼板も適用されており、さらには５９０ＭＰａ級の鋼板に拡大される見通しである。
【０００３】
このように強度の増加した鋼板を外板に適用すると、軽量化及び耐デント性は向上するが、強度が増加するにつれて、加工時に成形性が悪くなるという短所がある。その上、加工部位によって、エッジ部分の穴広げ性（ＨＥＲ）が低い場合、しばしばクラックが発生する。そのため、顧客各社は、外板に高強度鋼を適用しながら、足りない加工性を補うために穴広げ性により優れた鋼板を求めている。また、自動車の外板として適用される鋼板は、何よりも優れた表面品質が求められるが、高強度を確保するために添加する硬化能元素で、且つ酸化性元素（例えばＳｉ、Ｍｎなど）によりめっき表面品質を確保することが困難である。
【０００４】
一方、自動車用に好適に適用するためには、優れた耐食性が要求される。そのため、従来から自動車用鋼板として耐食性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板が用いられてきた。このような鋼板は再結晶焼鈍及びめっきを同じラインで行う連続溶融亜鉛めっき設備により製造されるため、少ない費用で高耐食性の鋼板を製造することができる。また、溶融亜鉛めっき後に再加熱処理した合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、優れた耐食性とともに、溶接性や成形性にも優れており、広く使用されている。
【０００５】
従って、自動車の外板の軽量化及び加工性を向上させるために成形性に優れた高張力冷延鋼板の開発が求められており、それとともに、優れた耐食性、溶接性及び成形性を有する高張力溶融亜鉛めっき鋼板の開発も求められている。
【０００６】
このような高張力鋼板において加工性を向上させた従来技術としては特許文献１があり、特許文献１には、マルテンサイトを主体とする複合組織を有する鋼板が開示されており、加工性を向上させるために、組織内に粒径１〜１００ｎｍの微細なＣｕ析出物を分散させた高張力鋼板の製造方法が提示されている。しかし、上記特許文献１は、微細なＣｕ粒子を析出させるために、２〜５％の多量のＣｕを添加しなければならず、これによりＣｕから起因する赤熱脆性が発生する恐れがあり、製造費用が過度に上昇するという問題点がある。
【０００７】
特許文献２には、主相であるフェライト、２相である残留オーステナイト及び低温変態相であるベイナイトとマルテンサイトを含む複合組織鋼板と、上記鋼板の延性と伸びフランジ性を改善する方法が開示されている。しかし、上記特許文献２には、残留オーステナイト相を確保するために、多量のＳｉとＡｌを添加するため、めっき品質が確保し難く、製鋼及び連鋳時に表面品質を確保することが困難である。また、変態誘起塑性により初期ＹＳ値が高くて降伏比が高い。
【０００８】
特許文献３は、加工性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板を提供するための技術であって、微細組織として軟質のフェライトと硬質のマルテンサイトを複合的に含む鋼板と、その伸び率及びｒ値（Ｌａｎｋｆｏｒｄ  ｖａｌｕｅ）を改善するための製造方法が開示されている。しかし、この技術は、多量のＳｉを添加するため、優れためっき品質を確保することが困難である上、多量のＴｉとＭｏを添加することにより、製造原価が上昇する。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】日本公開特許公報第２００５−２６４１７６号
【特許文献２】日本公開特許公報第２００４−２９２８９１号
【特許文献３】韓国公開特許公報第２００２−００７３５６４号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
従って、本発明は、上述した従来技術の限界を克服するためのものであり、鋼の組成成分及び製造工程を最適化して穴広げ性に優れた、引張強度４５０〜６５０ＭＰａの自動車外板用鋼板に適する溶融亜鉛めっき鋼板ないし合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することをその目的とする。
【００１１】
また、本発明は、上記溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法を提供することをその目的とする。
【００１２】
しかし、本発明が解決しようとする課題は、以上で言及した課題に制限されるものではなく、言及されていない他の課題は以下の記載から当業者には明確に理解できるだろう。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
上記目的を達成するための本発明は、素地鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層が形成されている溶融亜鉛めっき鋼板であって、上記素地鋼板は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０２〜０．０８％、マンガン（Ｍｎ）：１．３〜２．１％、シリコン（Ｓｉ）：０．３％以下（０％を除く）、クロム（Ｃｒ）：１．０％以下（０％は除く）、リン（Ｐ）：０．１％以下（０％を除く）、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下（０％を除く）、窒素（Ｎ）：０．０１％以下（０％を除く）、アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）：０．０２〜０．０６％、モリブデン（Ｍｏ）：０．２％以下（０％を除く）、ボロン（Ｂ）：０．００３％以下（０％を除く）、残部Ｆｅ及びその他不可避な不純物からなり、当該素地鋼板の微細組織は面積％で９０％以上のフェライトと、残部のマルテンサイト及び下記関係式１によって定義される３％以下のベイナイトからなり、素地鋼板の表層部の平均１０μｍ以内の基地組織内のＣ＋Ｍｎ濃度（ａ）と素地鋼板の厚さ１／４ｔ地点の基地組織内のＣ＋Ｍｎ濃度（ｂ）との比率（ａ／ｂ）が０．７以下である穴広げ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板に関するものである。
［関係式１］
Ｂ（％）＝｛ＢＡ／（ＦＡ＋ＭＡ＋ＢＡ）｝×１００
（ここで、ＦＡ：フェライトの占有面積、ＢＡ：ベイナイトの占有面積、ＭＡ：マルテンサイトの占有面積を示す。）
【００１４】
本発明では、上記素地鋼板の表層部の平均１０μｍ以内の基地組織におけるマルテンサイトの面積率（ｃ）と素地鋼板の厚さ１／４ｔ地点のマルテンサイトの面積率（ｄ）との比率（ｃ／ｄ）が０．８以下であることが好ましい。
【００１５】
また、上記素地鋼板の表層部の平均１０μｍ以内のマルテンサイト相内のＣ＋Ｍｎの濃度（ｅ）と素地鋼板の厚さ１／４ｔ地点のマルテンサイト相内のＣ＋Ｍｎの濃度（ｆ）との比率（ｅ／ｆ）が０．９５以下であることが好ましい。
【００１６】
さらに、上記素地鋼板の表層部の平均１０μｍ以内のフェライト結晶粒の大きさ（ｇ）と素地鋼板の厚さ１／４ｔ地点のフェライト結晶粒の大きさ（ｈ）との比率（ｇ／ｈ）が１．２以上であることが好ましい。
【００１７】
また、本発明は、上記溶融亜鉛めっき層に合金化処理を施すことで製造される穴広げ性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関するものである。
【００１８】
また、本発明は、上述した鋼の組成成分を有する鋼スラブを設けた後、これを再加熱する工程と、上記再加熱した鋼スラブをＡｒ３＋５０℃〜９５０℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延した後、４５０〜７００℃で巻取する工程と、上記巻取した熱延鋼板を４０〜８０％の圧下率で冷間圧延し、その後、炉内雰囲気中の水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）を−４．０≦ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）≦−２．０に制御しながら、上記冷延鋼板を５６０℃〜６８０℃の温度範囲まで４℃／ｓ以上の平均昇温速度で１次昇温してから、７６０℃〜８５０℃の温度範囲まで２℃／ｓ以下の平均昇温速度で２次昇温する連続焼鈍する工程と、上記連続焼鈍した鋼板を６３０〜６７０℃の温度範囲まで２〜８℃／ｓの平均冷却速度で１次冷却してから、Ｍｓ＋２０℃〜Ｍｓ＋５０℃の温度範囲まで３〜１０℃／ｓの平均冷却速度で２次冷却する工程と、上記２次冷却した鋼板を４４０〜４８０℃の温度範囲で溶融亜鉛めっき処理した後、Ｍｓ−１００℃以下の温度まで４℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する工程と、を含む、穴広げ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関するものである。
【００１９】
また、本発明は、上述した鋼の組成成分を有する鋼スラブを設けた後、これを再加熱する工程と、上記再加熱した鋼スラブをＡｒ３＋５０℃〜９５０℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延した後、４５０〜７００℃で巻取する工程と、上記巻取した熱延鋼板を４０〜８０％の圧下率で冷間圧延し、その後、炉内雰囲気中の水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）を−４．０≦ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）≦−２．０に制御しながら、上記冷延鋼板を５６０℃〜６８０℃の温度範囲まで４℃／ｓ以上の平均昇温速度で１次昇温してから、７６０℃〜８５０℃の温度範囲まで２℃／ｓ以下の平均昇温速度で２次昇温する連続焼鈍する工程と、上記連続焼鈍した鋼板を６３０〜６７０℃の温度範囲まで２〜８℃／ｓの平均冷却速度で１次冷却してから、Ｍｓ＋２０℃〜Ｍｓ＋５０℃の温度範囲まで３〜１０℃／ｓの平均冷却速度で２次冷却する工程と、上記２次冷却した鋼板を４４０〜４８０℃の温度範囲で溶融亜鉛めっき処理をしてから合金化熱処理を行い、次いでＭｓ−１００℃以下の温度まで４℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する工程と、を含む、穴広げ性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関するものである。
【００２０】
上記溶融亜鉛めっき鋼板又は合金化溶融亜鉛めっき鋼板をなす素地鋼板は、その微細組織が面積％で９０％以上のフェライトと、残部のマルテンサイト及び下記関係式１によって定義される３％以下のベイナイトからなり、その表層部の平均１０μｍ以内の基地組織内のＣ＋Ｍｎ濃度（ａ）と素地鋼板の厚さ１／４ｔ地点の基地組織内のＣ＋Ｍｎ濃度（ｂ）との比率（ａ／ｂ）が０．７以下であることが好ましい。
［関係式１］
Ｂ（％）＝｛ＢＡ／（ＦＡ＋ＭＡ＋ＢＡ）｝×１００
（ここで、ＦＡ：フェライトの占有面積、ＢＡ：ベイナイトの占有面積、ＭＡ：マルテンサイトの占有面積を示す。）
【００２１】
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板又は合金化溶融亜鉛めっき鋼板をなす素地鋼板は、その表層部の平均１０μｍ以内の基地組織におけるマルテンサイトの面積率（ｃ）と素地鋼板の厚さ１／４ｔ地点のマルテンサイトの面積率（ｄ）との比率（ｃ／ｄ）が０．８以下であることが好ましい。
【００２２】
また、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板又は合金化溶融亜鉛めっき鋼板をなす素地鋼板は、その表層部の平均１０μｍ以内のマルテンサイト相内のＣ＋Ｍｎの濃度（ｅ）と素地鋼板の厚さ１／４ｔ地点のマルテンサイト相内のＣ＋Ｍｎの濃度（ｆ）との比率（ｅ／ｆ）が０．９５以下であることが好ましい。
【００２３】
また、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板又は合金化溶融亜鉛めっき鋼板をなす素地鋼板は、その表層部の平均１０μｍ以内のフェライト結晶粒の大きさ（ｇ）と素地鋼板の厚さ１／４ｔ地点のフェライト結晶粒の大きさ（ｈ）との比率（ｇ／ｈ）が１．２以上であることが好ましい。
【００２４】
また、上記水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）が−３．０≦ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）≦−２．５を満たすことが好ましい。
【発明の効果】
【００２５】
上述した構成の本発明は、強度と穴広げ性にともに優れる溶融亜鉛めっき鋼板ないし合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することができるため、高加工性が求められる自動車外板用に適する。
【図面の簡単な説明】
【００２６】
【図１】本発明の一実施形態による溶融亜鉛めっき鋼板をなす素地鋼板の表層部と１／４ｔ地点のＣ、Ｍｎ濃度比を示すグラフである。
【図２】本発明の一実施形態による溶融亜鉛めっき鋼板をなす素地鋼板の表層部と中心部（１／４ｔ）のＣ、Ｍｎ濃度比（ＴＥＭ）を示すグラフである。
【図３】本発明の一実施形態による溶融亜鉛めっき鋼板におけるめっき層及び素地鋼板の組織を示すＳＥＭ写真である。
【図４】本発明の一実施形態による溶融亜鉛めっき鋼板をなす素地鋼板の表層部と中心部（１／４ｔ）地点のマルテンサイト相内のＣ、Ｍｎ濃度比を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００２７】
本発明者らは、自動車外板用に適するように強度及び穴広げ性を同時に確保して成形性に優れた鋼板を提供すべく鋭意研究した結果、合金設計と製造条件を最適化することによって意図する物性を満たす複合組織鋼板を提供することができることを見出し、本発明を完成するに至った。
【００２８】
以下、本発明について詳細に説明する。
【００２９】
まず、本発明の穴広げ性（ＨＥＲ）に優れた溶融亜鉛めっき鋼板ないし合金化溶融亜鉛めっき鋼板について詳細に説明する。
【００３０】
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０２〜０．０８％、マンガン（Ｍｎ）：１．３〜２．１％、シリコン（Ｓｉ）：０．３％以下（０％を除く）、クロム（Ｃｒ）：１．０％以下（０％を除く）、リン（Ｐ）：０．１％以下（０％を除く）、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下（０％を除く）、窒素（Ｎ）：０．０１％以下（０％を除く）、酸可溶アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）：０．０２〜０．０６％、モリブデン（Ｍｏ）：０．２％以下（０％を除く）、ボロン（Ｂ）：０．００３％以下（０％を除く）、残部Ｆｅ及びその他不可避な不純物からなる。
【００３１】
以下では、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板ないし合金化溶融亜鉛めっき鋼板の合金成分を上記のように制限する理由について詳細に説明する。このとき、特に言及しない限り、各成分の含量は全て重量％を意味する。
【００３２】
Ｃ：０．０２〜０．０８％
炭素（Ｃ）は複合組織を有する鋼板の製造に重要な成分であって、２相組織のうちの一つであるマルテンサイトを形成させて強度を確保するのに有利な元素である。通常、Ｃの含量が増加するほど、マルテンサイトの形成が容易で、複合組織鋼の製造に有利であるが、意図する強度及び降伏比（ＹＳ／ＴＳ）を制御するためには、適正水準の含量に制御する必要がある。
【００３３】
特に、Ｃの含量が増加するほど、焼鈍後の冷却時にベイナイト変態が同時に行われて鋼の降伏比を上昇させる傾向がある。本発明では、可能な限りベイナイトの形成を最小化し、適正水準のマルテンサイトを形成して目的とする材質特性を確保することが重要である。
【００３４】
よって、Ｃの含量を０．０２％以上に制御することが好ましい。Ｃの含量が０．０２％未満では、本発明で目標とする４５０ＭＰａ級の強度が確保し難くなり、適正水準のマルテンサイトを形成することが困難である。一方、その含量が０．０８％を超えると、焼鈍後の冷却時に粒界ベイナイトの形成が促進されて降伏強度が上昇するに伴って、降伏比（ＹＳ／ＴＳ）が高くなり、自動車部品の加工時に、曲げ及び表面欠陥が容易に発生するという問題がある。従って、本発明では、Ｃの含量を０．０２〜０．０８％に制御することが好ましく、適正な強度を確保するためには、Ｃの含量が０．０３〜０．０６％であることがより好ましい。
【００３５】
Ｍｎ：１．３〜２．１％
マンガン（Ｍｎ）は複合組織を有する鋼板において硬化能を向上させる元素で、特にマルテンサイトを形成するのに重要な元素である。既存の固溶強化鋼では、固溶強化効果により強度上昇に有効で、鋼中に不可避に添加されるＳをＭｎＳとして析出させて、熱間圧延時のＳによる板破断の発生及び高温脆化現象を抑制させる重要な役割を果たす。
【００３６】
本発明では、このようなＭｎを１．３％以上添加することが好ましく、その含量が１．３％未満ではマルテンサイトを形成することができず複合組織鋼を製造することが困難であり、２．１％を超えると、マルテンサイトが過剰に形成されて材質が不安定で、組織内にＭｎ−Ｂａｎｄ（Ｍｎ酸化物の帯）が形成されて加工クラック及び板破断が発生する恐れが高くなる。また、焼鈍時にＭｎ酸化物が表面に溶出されてめっき性を大きく阻害する。従って、本発明では、Ｍｎの含量を１．３〜２．１％に制限することが好ましく、１．４〜１．８％に制限することがより好ましい。
【００３７】
Ｃｒ：１．０％以下（０％を除く）
クロム（Ｃｒ）は上述したＭｎと類似する特性を有するもので、鋼の硬化能を向上させ、高強度を確保するために添加される元素である。このようなＣｒはマルテンサイトの形成に有効で、熱間圧延過程でＣｒ２３Ｃ６のような粗大なＣｒ系炭化物を形成して鋼中の固溶Ｃ量を適正水準以下に析出させることにより、降伏点伸び（ＹＰ−Ｅｌ）の発生を抑制するため、降伏比の低い複合組織鋼の製造に有利な元素である。また、強度上昇に対する伸び率の低下を最小化して高延性を有する複合組織鋼の製造にも有利である。
【００３８】
本発明において、上記Ｃｒは硬化能を向上させてマルテンサイトの形成を容易にするが、その含量が１．０％を超えると、マルテンサイトの形成比率を過度に増加させて、強度及び伸び率を低下させるという問題がある。従って、本発明では、Ｃｒの含量を１．０％以下に制限することが好ましく、製造上不可避に添加される量を考慮して０％は除く。
【００３９】
Ｓｉ：０．３％以下（０％を除く）
通常、シリコン（Ｓｉ）は、焼鈍冷却時に残留オーステナイトを適正水準形成させて伸び率の向上に大きく寄与する元素であるが、Ｃの含量が０．６％程度に高いときにその特性を発揮する。また、上記Ｓｉは固溶強化効果により鋼の強度を向上させる役割をするが、適正水準以上では溶融亜鉛めっき鋼板の表面特性を向上させると知られている。
【００４０】
本発明では、このようなＳｉの含量を０．３％以下（０％を除く）に制限するが、これは強度の確保及び伸び率を改善するためである。但し、上記Ｓｉを添加しなくても物性の確保には大して問題ないが、製造上不可避に添加される量を考慮して０％を除く。Ｓｉの含量が０．３％を超えると、めっき表面特性が劣り、複合組織鋼を形成するのに殆ど効果がない。
【００４１】
Ｐ：０．１％以下（０％を除く）
鋼中のリン（Ｐ）は成形性を大きく害することなく強度を確保するのに最も有利な元素であるが、過剰に添加すると、脆性破壊の発生の可能性が大きく増加して、熱間圧延中にスラブの板破断が発生する可能性が増加し、めっき表面特性を阻害する元素として作用する問題がある。
【００４２】
従って、本発明では、このようなＰの含量を最大０．１％に制限するが、不可避に添加される量を考慮して０％は除く。
【００４３】
Ｓ：０．０１％以下（０％を除く）
硫黄（Ｓ）は鋼中の不純物元素で、不可避に添加される元素であり、できる限り低く管理することが重要である。特に、鋼中のＳは赤熱脆性の発生の可能性を上げるため、その含量を０．０１％以下に制御することが好ましい。但し、製造過程中に不可避に添加される量を考慮して０％は除く。
【００４４】
Ｎ：０．０１％以下（０％を除く）
窒素（Ｎ）は鋼中の不純物元素で、不可避に添加される元素である。このようなＮはできる限り低く管理することが重要であるが、そのためには鋼の精錬費用が急激に上昇するという問題があるため、操業条件が可能な範囲である０．０１％以下に制御することが好ましい。但し、不可避に添加される量を考慮して０％は除く。
【００４５】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２〜０．０６％
酸可溶アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）は、鋼の粒度微細化と脱酸のために添加される元素で、その含量が０．０２％未満では、通常の安定した状態でアルミニウムキルド（Ａｌ  ｋｉｌｌｅｄ）鋼を製造することができず、その含量が０．０６％を超えると、結晶粒の微細化効果により強度の上昇には有利であるが、製鋼連鋳時に介在物が過度に形成されて溶融亜鉛めっき鋼板の表面不良が発生する可能性が高くなるだけでなく、製造原価が上昇する問題がある。従って、本発明では、ｓｏｌ．Ａｌの含量を０．０２〜０．０６％に制御することが好ましい。
【００４６】
Ｍｏ：０．２％以下（０％を除く）
モリブデン（Ｍｏ）は、オーステナイトのパーライトへの変態を遅延させるとともに、フェライトの微細化及び強度向上のために添加する元素である。このようなＭｏは、鋼の硬化能を向上させ、マルテンサイトを結晶粒界（ｇｒａｉｎｂｏｕｎｄａｒｙ）に微細に形成させて降伏比を制御することができる。但し、高価の元素であり、その含量が高くなるほど、製造上不利になるため、その含量を適切に制御することが好ましい。
【００４７】
上述した効果を得るためには最大０．２％添加することが好ましく、上記Ｍｏの含量が０．２％を超えると、合金原価が急激に上昇して経済性が低下し、また、鋼の延性も低下する。本発明におけるＭｏの最適な量は０．０５％であるが、添加しなくても目的とする物性の確保には問題ない。但し、製造過程中に不可避に添加される量を考慮して０％は除く。
【００４８】
Ｂ：０．００３％以下（０％を除く）
鋼中のボロン（Ｂ）は、Ｐの添加による二次加工脆性を防止するために添加する元素である。このようなＢの含量が０．００３％を超えると、伸び率が低下する問題があるため、上記Ｂの含量を０．００３％以下に制御する。このとき、不可避に添加される量を考慮して０％は除く。
【００４９】
本発明の鋼板は、上記成分以外にも、残部Ｆｅ及びその他不可避な不純物を含んでもよい。
【００５０】
上述した成分組成を満たす本発明の溶融亜鉛めっき鋼板ないし合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、その素地鋼板の微細組織として主相フェライトと残部マルテンサイトを含むことが好ましく、このとき、ベイナイトを一部含んでもよいが、ベイナイトの量はできる限り最小にするか、無いことが好ましい。従って、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板をなす素地鋼板は、微細組織が面積％で９０％以上のフェライトと、残部のマルテンサイト及び関係式１によって定義される３％以下のベイナイト（Ｂ）からなることが好ましい。
【００５１】
このとき、素地鋼板の全厚（ｔ）を基準として、１／４ｔ地点において、フェライトの分率が面積％で９０％以上であり、残部のマルテンサイト及びベイナイトを含む２相組織の分率が１〜１０％を満たすことが好ましい。上記２相組織の分率が１％未満では、複合組織鋼を形成することが困難であるため、降伏比の低い鋼板を得ることが困難で、１０％を超えると、強度が高くなり過ぎて所望する加工性を確保することが困難である。
【００５２】
本発明者の実験結果によると、素地鋼板の１／４ｔ地点におけるより好ましいマルテンサイト組織の分率は２〜５％であり、これは微細マルテンサイトの含量を最適に制御して、降伏比に優れ、延性を確保するのに最適な条件である。さらに下記関係式１に示されたように、ベイナイトは無くても構わないが、やむを得ずに形成される場合には３％以下であることが好ましい。３％を超えると、ベイナイト周辺のＣ濃度が増加して延性を劣らせ、降伏比を上昇させるため、本発明には適さない。
【００５３】
［関係式１］
Ｂ（％）＝｛ＢＡ／（ＦＡ＋ＭＡ＋ＢＡ）｝×１００
（ここで、ＦＡ：フェライトの占有面積、ＢＡ：ベイナイトの占有面積、ＭＡ：マルテンサイトの占有面積を示す。）
【００５４】
本発明では、全体の２相組織のうちベイナイトの面積比を低く制御することが重要である。これは、マルテンサイトよりベイナイト粒内の固溶元素であるＣとＮが容易に電位に固着されて電位の移動を妨害し、不連続的な降伏挙動を示して、降伏比を大幅に増加させるためである。
【００５５】
従って、全体の２相組織のうちベイナイトの面積比が３％以下であれば、調質圧延前の降伏比を０．５７以下に管理することができ、その後、調質圧延を行うことにより、適正水準の降伏比に制御することができる。一方、上記ベイナイトの面積比が３％を超えると、調質圧延前の降伏比が０．５７を超えるようになり、低降伏比型複合組織鋼板を製造することが困難で、延性が低下するという問題がある。
【００５６】
また、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、素地鋼板の表層部の平均１０μｍ以内のフェライトと第２相からなる全ての基地組織内のＣ＋Ｍｎ濃度（ａ）と素地鋼板の厚さ１／４ｔ地点の全ての基地組織内のＣ＋Ｍｎ濃度（ｂ）の比率（ａ／ｂ）が０．７以下であることが好ましい。
【００５７】
これは、より優れた穴広げ性（ＨＥＲ）を有する複合組織鋼を製造する方法で、自動車用加工品の形状が次第に複雑化しながら、加工エッジ部の穴広げ性が足りずしばしば加工クラックが発生する。これは、クラックが鋼板の表層部から中心部に発達して行くためであり、本発明者の研究結果によると、素地鋼板の表層部と１／４ｔ地点におけるＣ＋Ｍｎの濃度比を適正に制御すると、上述した亀裂伝播を抑制して穴広げ性が改善できることが分かった。
【００５８】
素地鋼板の表層部の平均１０μｍ以内のフェライトと第２相からなる全ての基地組織内のＣ＋Ｍｎ濃度（ａ）と素地鋼板の厚さ１／４ｔ地点の全ての基地組織内のＣ＋Ｍｎ濃度（ｂ）との比率（ａ／ｂ）が０．７以下であることが好ましく、上記比率が低いほど、穴広げ性は改善し、その下限値は制限しない。しかし、その比率（ａ／ｂ）が０．７を超えると、穴広げ性が大きく改善しないため、その上限を制限する。
【００５９】
また、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板ないし合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、素地鋼板の表層部の平均１０μｍ以内の基地組織におけるマルテンサイトの分率（ｃ）と１／４ｔ地点のマルテンサイトの分率（ｄ）との比率（ｃ／ｄ）が０．８以下であることが好ましい。これも、表層部のマルテンサイトの形成をできる限り抑制して穴広げ性を改善するためであり、マルテンサイトの量が少ないほど、フェライトとマルテンサイトの硬さの偏差が改善されて表層部の穴広げ性が改善される。この場合も、その下限値は制限しない。但し、上記比率（ｃ／ｄ）が０．８を超えると、鋼板の表層部と１／４ｔ地点におけるマルテンサイトの形成比率が大して変わらないため、穴広げ性の改善効果がない可能性がある。
【００６０】
さらに、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板ないし合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、素地鋼板の表層部の平均１０μｍ以内のマルテンサイト相内におけるＣ＋Ｍｎの濃度（ｅ）と素地鋼板の厚さ１／４ｔ地点のマルテンサイト相内におけるＣ＋Ｍｎの濃度（ｆ）との比率（ｅ／ｆ）を０．９５以下に制御することが好ましい。これも、マルテンサイト相内のＣ＋Ｍｎ濃度比をできる限り下げることで、表層部でのマルテンサイト相の硬さをできる限り下げ、これによって基地組織であるフェライトとの硬さの偏差を低減させて穴広げ性を改善するためである。しかし、上記比率（ｅ／ｆ）が０．９５を超えると、中心部と１／４ｔ地点とのマルテンサイト相の硬さの差がなくて穴広げ性の改善効果が少ない。
【００６１】
一方、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板ないし合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、素地鋼板の表層部の平均１０μｍ以内のフェライト結晶粒の大きさ（ｇ）と１／４ｔ地点のフェライト結晶粒の大きさ（ｈ）との比率（ｇ／ｈ）を１．２以上に制御することがより好ましい。これは、表層部の脱炭反応によるＣの減少によってフェライト結晶粒が粗大化することにより、表層部の延性を向上させて穴広げ性を改善させる。しかし、その比率（ｇ／ｈ）が１．２未満では、素地鋼板の厚さ１／４ｔ地点と比較して、結晶粒の大きさが類似して穴広げ性の改善効果がなくなる。
【００６２】
上述したように、本発明では、表層部のフェライトをできる限り粗大化することによる材質軟化と、全ての基地組織（Ｆ＋Ｍ）内のＣ＋Ｍｎ濃度比、特に、マルテンサイト相内でのＣ＋Ｍｎ濃度比を適正に制御することにより、鋼板の表層部の相間（フェライト、マルテンサイト）の硬さの偏差を減少させて、優れた穴広げ性を提供することができる。
【００６３】
以下では、本発明の穴広げ性に優れ、低降伏比を有する溶融亜鉛めっき鋼板ないし合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について詳細に説明する。
【００６４】
まず、本発明では、上述したような鋼の組成成分を有する鋼スラブを設けた後、これを再加熱する。当該再加熱工程は、後続する熱間圧延工程を円滑に行い、目的とする鋼板の物性を十分に得るために行われる。本発明では、このような再加熱の条件は特に制限されず、通常の条件であればよい。例えば、１１００〜１３００℃の温度範囲で再加熱工程を行うことができる。
【００６５】
次いで、本発明では、上記再加熱した鋼スラブをＡｒ３＋５０℃〜９５０℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延する。このとき、本発明では、上記再加熱した鋼スラブを下記関係式２により定義されるＡｒ３＋５０℃〜９５０℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延することが好ましい。仕上げ熱間圧延はオーステナイト系単相域で行うことが有利である。これは、オーステナイト単相域で仕上げ圧延を行うため、基本的に単相結晶粒で構成される組織でより均一な変形を加えて組織内の均一性を増加させることができるためである。一方、仕上げ熱間圧延温度がＡｒ３＋５０℃未満では、フェライト＋オーステナイトの２相域での圧延可能性が高くて材質の不均一性をもたらすことがある。また、９５０℃を超えると、高温圧延によって異常な粗大粒が形成されて材質の不均一が発生するため、熱延冷却時にコイルの歪み現象が発生する恐れがある。
【００６６】
［関係式２］
Ａｒ３＝９１０−３１０＊Ｃ−８０＊Ｍｎ−２０＊Ｃｕ−１５＊Ｃｒ−５５＊Ｎｉ−８０＊Ｍｏ
（ここで、Ａｒ３：理論式の温度）
【００６７】
そして、本発明では、上記仕上げ熱間圧延した熱延板を４５０〜７００℃で巻取する。このとき、巻取温度が４５０℃未満では、過度なマルテンサイトまたはベイナイトが生成されて熱延鋼板の強度が過度に上昇して、後続する冷間圧延時に負荷による形状不良などの問題が発生する恐れがある。一方、巻取温度が７００℃を超えると、鋼中のＳｉ、Ｍｎ、Ｂなどの溶融亜鉛めっきの濡れ性を低下させる元素によって表面濃化が酷くなる。従って、巻取温度を４５０〜７００℃に制御することが好ましい。それから、上記巻取した熱延板は、通常の条件で酸洗い処理することができる。
【００６８】
次に、本発明では、上記巻取した熱延鋼板を４０〜８０％の圧下率で冷間圧延する。上記冷間圧延時には４０〜８０％の圧下率で実施することが好ましい。冷間圧下率が４０％未満では、目標とする厚さを確保することが困難で、鋼板の形状矯正が困難であり、８０％を超えると、鋼板のエッジ（ｅｄｇｅ）部でクラックが発生する可能性が高く、冷間圧延時に負荷がかかるという問題がある。
【００６９】
次いで、本発明では、炉内雰囲気中の水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）を−４．０≦ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）≦−２．０に制御しながら、上記冷延鋼板を５６０℃〜６８０℃の温度範囲まで４℃／ｓ以上の平均昇温速度で１次昇温してから、７６０℃〜８５０℃の温度範囲まで２℃／ｓ以下の平均昇温速度で２次昇温する連続焼鈍工程を行う。
【００７０】
本発明における連続焼鈍工程は、例えば、連続焼鈍炉または合金化めっき連続炉で行うが、素地鋼板の表層部の脱炭反応が十分に行われるように、昇温温度、昇温速度及び炉内の水素分圧を管理することが重要である。即ち、焼鈍温度別に昇温速度を管理して、できる限り表層部の脱炭反応を増加させる。
【００７１】
具体的には、本発明では、上記冷延鋼板を５６０℃〜６８０℃の温度範囲まで４℃／ｓ以上の平均昇温速度で１次昇温する。これは生産性及び脱炭反応の面において最適の条件である。上記１次昇温温度が５６０℃未満では、昇温速度が遅くても組織内のＣの活動度が低くて十分に脱炭反応が行われず、低い温度で昇温速度を上げても生産性には役立たない。一方、６８０℃を超えると、表層部の脱炭反応の側面では有利であるが、上述した昇温速度４℃／ｓ以上での脱炭反応が十分に起きない恐れがある。
【００７２】
一方、生産性の側面では、上記１次昇温速度が高いほど有利であるため、その上限は限定しないが、その下限が４℃／ｓ未満では、生産性が低くて経済性が良くない。
【００７３】
本発明において、上記１次昇温の温度範囲及び昇温速度は、後続する２次昇温工程における焼鈍時の脱炭反応及び生産性の向上のために急速加熱と設定した。
【００７４】
続いて、本発明では、上記１次昇温した冷延鋼板を７６０℃〜８５０℃の温度範囲まで２℃／ｓ以下の平均昇温速度で２次昇温する。上記２次昇温工程は、再結晶すると同時にフェライトとオーステナイトを形成し、炭素を分配するためのものである。このとき、温度が７６０℃未満では、十分な再結晶が行われないだけでなく、十分なオーステナイトを形成することが困難であり、本発明で意図する強度が確保しにくい。一方、８５０℃を超えると、生産性が低下し、オーステナイトが過度に生成されて、冷却後にベイナイトが含まれて延性が低下する問題がある。
【００７５】
従って、それを考慮して、本発明では、上記２次昇温の温度範囲を７６０〜８５０℃に制御して焼鈍中の表層部の脱炭時間を十分に確保することが好ましい。より好ましくは、７７０〜８１０℃の温度範囲で２次昇温することである。本温度区間は、全て２相域（フェライト＋オーステナイト）の温度区間であるが、可能な限りフェライト領域が多く含まれた温度で行うことが好ましい。２相域焼鈍温度で初期フェライトが多いほど、焼鈍後の結晶粒の成長が容易であり、延性に優れる。また、オーステナイト内のＣ濃化度が増加してマルテンサイト開始温度（Ｍｓ）を下げることで、後続するめっき浴での溶融亜鉛めっき処理後の最終冷却時にマルテンサイトの形成を可能にし、それにより微細、且つ均一なマルテンサイトが結晶粒に多く分布して、延性及び低降伏比に優れた鋼板を製造することができる。上記２次昇温の温度範囲が低いほど、フェライト内のＣはオーステナイトへの拡散に有利（オーステナイト内のＣ飽和度がフェライトより高い）で、Ｃ濃化度のより高いオーステナイト含量が多いほど、微細なマルテンサイトが形成されやすく、最終的に延性の高い鋼を製造することができる。
【００７６】
本発明において、上記２次昇温は７６０℃〜８５０℃の温度範囲まで２℃／ｓ以下に昇温するが、これは焼鈍中の表層部の脱炭時間を十分に確保するためである。昇温速度が２℃／ｓを超えると、速度が速くて十分に脱炭反応が起きないため、その上限を２℃／ｓ以下に制限することが好ましい。
【００７７】
一方、本発明で上述した１次昇温と２次昇温からなる連続焼鈍工程において、炉内の雰囲気中、水素分圧の対数をｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）を−４．０≦ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）≦−２．０に管理することが好ましく、これは連続焼鈍中の表層部の脱炭反応を十分に確保するためである。より好ましくは、上記水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）を−３．０≦ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）≦−２．５に制御することである。このような条件で炉内の酸素（Ｏ）雰囲気を制御することにより、鋼板の表層部のＣと反応して脱炭反応を促進させることができる。上記水素分圧の対数が−４未満では、炉内の酸素（Ｏ）量が足りずにＣと反応する十分なＯが足りなくなり十分な脱炭反応が起きず、その値が−２．０を超えると、高すぎる炉内の酸素により脱炭反応に有利であるが、素地鋼板内にあるＳｉ、Ｍｎなどが酸化物とも同時に反応して表層に浸漬して合金化を遅延させ、化成処理性にも問題を引き起こしてめっき表面特性を悪くする恐れがある。
【００７８】
そして、本発明では、上記連続焼鈍した鋼板を６３０〜６７０℃の温度範囲まで２〜８℃／ｓの平均冷却速度で１次冷却する。本発明では、上記１次冷却温度を高くするか、非常に遅い速度で冷却するほど、フェライトが均一で、粗大化する傾向が高く、延性に有利である。また、１次冷却中に、微量ではあるがＣがオーステナイト系に拡散する十分な時間を与えており、これは本発明において非常に意味がある。詳細に説明すると、２相域におけるＣは常に流動的で、通常、Ｃ濃化度の高いオーステナイト系にＣは拡散移動するが、温度が高いほど、時間が多いほど、拡散速度が増加する。従って、上記１次冷却温度が重要であり、６３０℃未満では温度が低すぎてＣの拡散活動度が低いため、オーステナイト系に十分に拡散されず、フェライト内のＣ濃度が高くて延性の確保に不利である。また、６７０℃を超えると、上記した特性の側面では有利であるが、後続する冷却工程で過度に急冷が必要であるという問題が発生し得る。
【００７９】
そして、１次冷却速度を２〜８℃／秒に制限することが好ましい。これは、２℃／ｓ未満では、冷却速度が遅すぎて生産性に問題があり、８℃／秒を超えると、オーステナイトにＣが拡散する時間が足りないためである。
【００８０】
次に、本発明では、上記１次冷却した鋼板をＭｓ＋２０℃〜Ｍｓ＋５０℃の温度範囲まで３〜１０℃／ｓの平均冷却速度で２次冷却する。ここで、Ｍｓは下記関係式３で定義することができる。
【００８１】
［関係式３］
Ｍｓ（℃）＝５３９−４２３Ｃ−３０．４Ｍｎ−１２．１Ｃｒ−１７．７Ｎｉ−７．５Ｍｏ
（ここで、Ｍｓ：Ｍ相生成の理論式温度）
【００８２】
本研究によると、通常の溶融亜鉛めっき浴槽の温度範囲である４４０〜４８０℃を通過する前にマルテンサイト相が生成されると、最終的にマルテンサイト相が粗大化する傾向があって、低降伏比が得られない。従って、本発明では、上記２次冷却の温度範囲をＭｓ＋２０℃〜Ｍｓ＋５０℃に制限し、当該温度条件で、可能な限り徐冷してマルテンサイト相の生成を抑制する必要がある。Ｍｓ＋２０℃未満の温度では、マルテンサイト相が生成される恐れがあり、Ｍｓ＋５０℃を超えると、冷却速度が却って高くなって後続するめっき浴槽に浸漬する前にマルテンサイト相が形成される可能性が高くなる。
【００８３】
一方、上記２次冷却時の冷却速度を３〜１０℃／ｓに制限することが好ましい。これは、３℃／ｓ未満では、マルテンサイト相は形成されないが、生産性に問題があり、１０℃／ｓを超えると、全体的に通板速度が速くなって板の歪みなどの問題が発生する恐れがあるためである。
【００８４】
次いで、本発明では、上記２次冷却した鋼板を４４０〜４８０℃の温度範囲で溶融亜鉛めっき処理した後、Ｍｓ−１００℃以下の温度まで４℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する。
【００８５】
本発明において、上記溶融亜鉛めっき処理は、通常の温度範囲である４４０〜４８０℃の温度域で２次冷却した鋼板をめっき浴（Ｐｏｔ）に浸漬することで行うことができる。本発明は、このような具体的な溶融亜鉛めっき処理条件に制限されるものではないが、上記２次冷却した鋼板を上記温度範囲のめっき浴に至るまでの平均冷却速度を４〜８℃／ｓの範囲にすることが好ましい。上記平均冷却速度を４〜８℃／ｓ制御することで、めっき浴槽に至る前に鋼板にマルテンサイト組織を形成させないようにすることができる。具体的には、その冷却速度が４℃／ｓ未満では、マルテンサイトは形成されないが、生産性が劣って適さず、８℃／ｓを超えると、粒内にマルテンサイトが一部形成されベイナイトも形成されて降伏強度が上昇し、延性が劣る恐れがある。
【００８６】
次いで、本発明では、表面に溶融亜鉛めっき処理された鋼板をＭｓ−１００℃以下の温度まで４℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却することにより、最終段階で微細なマルテンサイトを有する溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。Ｍｓ−１００℃より高い温度条件では、非常に速い冷却速度でない限り、微細なマルテンサイト相を得ることができないだけでなく、板状不良が発生する恐れがある。
【００８７】
従って、本発明では、Ｍｓ−１００℃以下の温度まで４℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する。冷却速度が４℃／ｓ未満では、冷却速度が遅すぎてマルテンサイトが粒界または粒内に不規則に形成される上、粒内に対する粒界のマルテンサイトの形成比が低くて低降伏比を有する鋼を製造することができず、また、生産性も悪くなる。
【００８８】
一方、本発明では、上述した溶融亜鉛めっき処理をした後、合金化のために通常の熱処理温度で再加熱処理をする。それから、最終的にＭｓ−１００℃以下の温度まで平均冷却速度４℃／秒以上で冷却することで、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することもできる。その他の条件は、上述した溶融亜鉛めっき鋼板と同様である。
【実施例】
【００８９】
以下、実施例を通じて本発明をより詳細に説明する。
下記表１に示された鋼の組成成分を有する鋼スラブを設けた後、下記表２のような製造工程を利用して溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。下記表１における発明鋼１〜２及び４〜５は合金化溶融亜鉛鋼板（ＧＡ）の製造のために用いられ、発明鋼３と６は溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）の製造のために用いられた。また、下記表１における比較鋼１〜２はともに合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）の製造のために用いた。
【００９０】
上記のように製造された溶融亜鉛めっき鋼板の物性等を評価して下記表３に示した。このとき、本発明は、調質圧延を行わない状態で降伏比が０．５７以下で、穴広げ性（ＨＥＲ）は８０％以上の鋼板を製造することを目的とする。
【００９１】
このとき、それぞれの試験片に対する引張試験は、ＪＩＳ規格を利用してＣ方向に施し、微細組織の分率は焼鈍処理された鋼板の板厚１／４ｔ地点で基地組織を分析し、その結果を利用した。具体的には、マルテンサイト及びベイナイトは、まず、光学顕微鏡を用いてＬｅｐｅｌａｒ腐食により面積率を計算し、これを再びＳＥＭ（３０００倍）を用いて観察した後、Ｃｏｕｎｔ  Ｐｏｉｎｔ作業を通じて正確に測定した。
【００９２】
一方、素地鋼板の基地組織内のフェライトとマルテンサイト内のＣ、Ｍｎ濃度比は、集束イオンビーム（ＦＩＢ、Ｆｏｃｕｓ  Ｉｏｎ  Ｂｅａｍ）を用いてめっき層の表面から素地鉄内部の１／４ｔまで組織損傷なしにスパッタリング（ｓｐｕｔｔｅｒｉｎｇ）して切断した。次いで、これをＴＥＭのＥＤＳ（Ｅｎｅｒｇｙ  Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ  Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｙ）分析法を用いて、Ｌｉｎｅ及びＰｏｉｎｔ方式で各相に存在するＣ及びＭ濃度比を定量的に評価した。そして、穴広げ性（Ｈｏｌｅ  ｅｘｐａｎｓｉｏｎ  ｒａｔｉｏ）は、基本的にミーリング加工をして１０ｍｍの穴を形成した後、下部で円錐型パンチを利用して押し上げながら表層部のクラックが開始する時点で止めて初期穴の径に対するクラック発生前の径を比較してその比率を計算した。
【００９３】
【表１】
2017509789.tif 000003
【００９４】
【表２】
2017509789.tif 000004
【００９５】
【表３】
2017509789.tif 000005
【００９６】
上記表１〜３に示したように、本発明の鋼の組成成分及び製造工程の条件を全て満たす発明例１〜７は、引張強度が４５０〜６５０ＭＰａの範囲で、且つ、降伏比（ＹＳ／ＴＳ）が０．５７以下であり、本発明の引張強度の範囲で穴広げ性が８０％以上確保されることが分かる。
【００９７】
一方、図１は、本発明の発明例１に該当する合金化溶融亜鉛めっき鋼板の素地鋼板の表層１０μｍ以内と素地鋼板の厚さ１／４ｔ地点のＣ、Ｍｎ濃度比を示したもので、ＴＥＭを用いてＬｉｎｅ分析によるＣＰＳ（Ｃｏｕｎｔ  Ｐｏｉｎｔ  Ｓｅｃ）方式で分析したものである。図１に示したように、鋼板の厚さ１／４ｔ地点に対する表層でのＣ、Ｍｎ濃度比が著しく減少することが分かる。図２は、素地鋼板の表層部及び中心部（１／４ｔ）のＣ、Ｍｎ濃度比を示したもので、表層に対して１／４ｔ地点のＣ＋Ｍｎ濃度比が相対的に高いことが分かる。即ち、表層部と１／４ｔ地点のＣ、Ｍｎ濃度比（単位ＣＰＳ）の分析結果から分かるように、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、素地鋼板の厚さ１／４ｔに比べて表層部のＣ、Ｍｎ濃度比が減少するが、これは炉内脱炭、脱マンガン反応により表層部のＣ、Ｍｎ濃度比が減少するためであり、また、めっき層にＣ、Ｍｎが拡散されて表層部の濃度が低下するためである。これにより、素地鋼板の表層部の結晶粒の粗大化及びマルテンサイト相の減少のような表層部の軟質化が行われて、フェライトとマルテンサイト相間の硬度の差が低減するため、穴広げ性の改善効果をもたらすことができる。
【００９８】
図３は、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板の素地鋼板の表層部を含む１０μｍ以内とみなされる表層部と中心部を拡大し、ＳＥＭを用いて組織を観察したもので、表層部のフェライト組織が粗大化し、特に、粒界のマルテンサイト相が著しく減少したことが分かる。
【００９９】
一方、図４は、図１の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の素地鋼板の表層部及び中心部（１／４ｔ）地点のマルテンサイト相内のＣ、Ｍｎ濃度比を示したもので、マルテンサイト相内のＣ、Ｍｎ濃度比が表層部において小さいことが分かる。これは、１／４ｔ地点に比べて表層部のマルテンサイト相内のＣ、Ｍｎ濃度比の低下はマルテンサイト相を形成するための駆動力の減少に繋がり、マルテンサイト相の生成を減少させる。また、マルテンサイト相内のＣ、Ｍｎ濃度比も相対的に減少して、同一のマルテンサイト相であっても表層部のマルテンサイト相が１／４ｔ地点のマルテンサイト相に比べて軟質化し、フェライトとマルテンサイト相の硬さの偏差が減少することにより穴広げ性の改善効果を示すことができる。
【０１００】
これに対し、鋼の組成成分は本発明の範囲内であるが、製造工程の条件が本発明の範囲から外れた比較例１〜５は、素地鋼板の表層部のＣ、Ｍｎ濃度比が１／４ｔ地点に比べて高いか、または表層部のマルテンサイト相内のＣ、Ｍｎ濃度比が１／４ｔ地点に比べて高くて表層部の軟化が殆どないため、本発明で目的とする穴広げ性を確保することができなかった。
【０１０１】
また、鋼の組成成分が本発明の範囲から外れた比較例６〜８も、素地鋼板の表層部のＣ、Ｍｎ濃度比が１／４ｔ地点に比べて高いか、または表層部のマルテンサイト相内のＣ、Ｍｎ濃度比が１／４ｔ地点に比べて高くて表層部の軟化が殆どないため、本発明で目的とする穴広げ性を確保することができなかった。
【０１０２】
具体的には、鋼種４の比較例１の場合、昇温速度が低く、焼鈍温度も低いため、２相域の温度区間におけるオーステナイト含量が低く、結果的に最終組織でＢ分率が３％を超えることにより穴広げ性が足りなかった。
【０１０３】
また、鋼種７、８の場合、Ｍｎ含量が基本的に少なく、Ｃｒ添加によってマルテンサイトを形成するが、素地鋼板の表層部の平均１０μｍ以内の基地組織内のＣ＋Ｍｎ濃度（ａ）と素地鋼板の厚さ１／４ｔ地点の基地組織内のＣ＋Ｍｎ濃度（ｂ）との比率（ａ／ｂ）が０．７以上であり、表層部の平均１０μｍ以内の基地組織でのマルテンサイトの面積率（ｃ）と素地鋼板の厚さ１／４ｔ地点のマルテンサイトの面積率（ｄ）との比率（ｃ／ｄ）が０．８以上になり、結果的に穴広げ性を低下させた。即ち、鋼種７〜８に対して、焼鈍温度及び昇温速度などの工程条件を最適に適用しても、基本的に成分系が本発明の範囲から外れた場合には、目的とする穴広げ性が得られないことが分かる。このとき、Ｃ＋Ｍｎ濃度の測定においては、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いてＬｉｎｅ  ｐｒｏｆｉｌｅを基準にＣＰＳ（ｃｏｕｎｔ  ｐｅｒ  ｓｅｃ）法で上記成分がそれぞれの位置別に検出されるピーク（Ｐｅａｋ）数を利用して分析した。
【０１０４】
一方、比較例２は、焼鈍温度が本発明の範囲から外れた場合であって、オーステナイトは増加するが、降伏比が高くて穴広げ性が足りないことが分かる。
【０１０５】
以上、実施例を参照して説明したが、当該技術分野の熟練した当業者は、添付の特許請求の範囲に記載された本発明の思想及び領域から外れない範囲内で、本発明を多様に修正及び変更できることが理解できるであろう。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【国際調査報告】
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