(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０５〜０．２％
Ｓｉ：０．３〜２．５％
Ｍｎ：０．５〜３．０％
Ｐ  ：０．１％以下
Ａｌ：０．０４０％以下
Ｍｏ：０．０１〜０．２０％
Ｎ  ：０．００１０〜０．０１００％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、Ｍｎ，ＭｏおよびＳｉが質量％で３．３−１．１Ｓｉ＞Ｍｎ＞２．３−１．１Ｓｉ、かつ８．３３×１０-2−０．０１Ｍｎ−４．４４×１０-2×Ｓｉ＜Ｍｏ＜０．３０３−０．０５Ｍｎ−４．４４×１０-2×Ｓｉ
を満たし、炭素を平均濃度で０．９％以上含む残留オーステナイトを体積率で３％以上含有し、アスペクト比で０．５〜３．０の等軸フェライトを体積率で５０％以上含有することを特徴とする成形性の優れた溶融亜鉛メッキ高強度薄鋼板。
【請求項２】
Ｎｂ、ＴｉおよびＶの１種又は２種以上を合計で０．０１〜０．３質量％以下含む事を特徴とした請求項１記載の成形性の優れた溶融亜鉛メッキ高強度薄鋼板。
【請求項３】
Ｂを０．０００１〜０．０１質量％以下含むことを特徴とした請求項１または２記載の成形性の優れた溶融亜鉛メッキ高強度薄鋼板。
【請求項４】
Ｃｒ，ＣｕおよびＮｉの１種又は２種以上を合計で０．０１〜１．５質量％以下含む事を特徴とした請求項１〜３のいずれか１項に記載の成形性の優れた溶融亜鉛メッキ高強度薄鋼板。
【請求項５】
Ｃｏを合計で０．００５〜２．０質量％以下含む事を特徴とした請求項１〜４のいずれか１項に記載の成形性の優れた溶融亜鉛メッキ高強度薄鋼板。
【請求項６】
Ｃａおよび希土類元素の１種又は２種を合計で０．０００１〜０．５質量％以下含む事を特徴とした請求項１〜５のいずれか１項に記載の成形性の優れた溶融亜鉛メッキ高強度薄鋼板。
【請求項７】
請求項１〜６のいずれか１項に記載の成分を有する鋳造スラブを鋳造まま、もしくは鋳造後一旦冷却した後に１０００〜１３００℃に再度加熱したのち、Ａｒ3 変態温度−１０℃以上、Ａｒ3 変態温度＋１２０℃未満で熱延を完了し、その後２℃／秒以上１００℃／秒以下で鋼板を冷却し２５０℃以上４２０℃未満で巻き取り、前記鋼板を巻き戻した後、酸化スケールを除去し、Ｎｉ、ＦｅおよびＣｕの何れか一種以上を０．０２〜１０ｇ／ｍ2 の範囲であらかじめメッキしたのちに連続焼鈍亜鉛メッキ工程で、０．１×（Ａｃ3 変態温度−Ａｃ1 変態温度）＋Ａｃ1 変態温度［℃］以上、Ａc3変態温度＋５０［℃］以下で１０秒〜３分間焼鈍した後平均冷却速度１〜１００℃／ｓでメッキ浴温度以上５００℃以下に冷却し、引き続き溶融亜鉛メッキを施して、炭素を平均質量濃度で０．９％以上含む残留オーステナイトを体積率で３％以上含有し、アスペクト比で０．５〜３．０の等軸フェライトを体積率で５０％以上含有する鋼板を得ることを特徴とする成形性の優れた溶融亜鉛メッキ高強度薄鋼板の製造方法。
【請求項８】
請求項１〜６のいずれか１項に記載の成分を有する鋳造スラブを鋳造まま、もしくは鋳造後一旦冷却した後に１０００〜１３００℃に再度加熱したのち、Ａｒ3 変態温度−１０℃以上、Ａｒ3 変態温度＋１２０℃未満で熱延を完了し、その後２℃／秒以上１００℃／秒以下で鋼板を冷却し、２５０℃以上４２０℃未満で巻き取り、前記鋼板を巻き戻した後、酸化スケールを除去し、還元焼鈍前に、燃焼空気比０．９〜１．２にて酸化し、鋼板表面に２０〜１０００ｎｍのＦｅ酸化物を付与させたのちに連続焼鈍亜鉛メッキ工程で、０．１×（Ａc 3 変態温度−Ａｃ1 変態温度）＋Ａｃ1 変態温度［℃］以上、Ａｃ3 変態温度＋５０［℃］以下で１０秒〜３分間焼鈍した後平均冷却速度１〜１００℃／ｓ以上でメッキ浴温度以上５００℃以下に冷却し、引き続き溶融亜鉛メッキを施し、炭素を平均質量濃度で０．９％以上含む残留オーステナイトを体積率で３％以上含有し、アスペクト比で０．５〜３．０の等軸フェライトを体積率で５０％以上含有する鋼板を得ることを特徴とする成形性の優れた溶融亜鉛メッキ高強度薄鋼板の製造方法。
【請求項９】
熱延後巻き取った鋼板を巻き戻し、酸洗冷延してその後Ｎｉ、ＦｅおよびＣｕの１種以上の予メッキまたは還元焼鈍を行い、連続焼鈍亜鉛メッキを施すことを特徴とする請求項７又は８記載の成形性の優れた溶融亜鉛メッキ高強度薄鋼板の製造方法。
【請求項１０】
溶融亜鉛メッキを施した後３５０〜５５０℃で合金化処理する事を特徴とする請求項７〜９のいずれか１項に記載の成形性の優れた溶融亜鉛メッキ高強度薄鋼板の製造方法。
【請求項１１】
熱間圧延時の仕上げ圧延前に、高圧水を鋼板表面に吹き付けて酸化スケールを除去することを特徴とする請求項７〜１０の何れか１項に記載の成形性の優れた溶融亜鉛メッキ高強度薄鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高強度化かつ耐食性を必要とする部材、例えば自動車の足廻り、メンバーや内外板などに用いられる成形性の優れた溶融亜鉛メッキ高強度薄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】
地球温暖化問題からＣＯ2 排出量の削減が強く求められている。これに伴い自動車の燃費規制が世界各国で強化される趨勢にある。燃費の向上には車体重量の減量化が必要となり、主要な構成材料である鋼板の薄手化が求められている。鋼板の薄手化を進める場合に重要なのは、▲１▼加工性を損なわずに高強度化すること▲２▼耐食性を向上させること等が挙げられる。
▲１▼については、残留オーステナイトの変態誘起塑性の活用により高強度・高延性化が実現可能であることが示されている。例えば、特開平１−２３０７１５号公報、特開平２−２１７４２５号公報や特開平１−７９３４５号公報に記載の発明がこれにあたる。これらは、Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎ系成分を基本組成とした鋼で、二相域焼鈍後ベイナイト変態を活用した熱処理を施すことや熱延後の冷却と巻取りを制御することで残留オーステナイトを生成させることを特徴としている。残留オーステナイトを生成させる熱処理制御として重要なのがパーライトや炭化物の生成を抑制することである。具体的には、オーステナイトが分解しやすい温度域である６００〜４５０℃での滞留時間を短くすることやベイナイト変態温度である３５０〜４５０℃である程度保持することが必要となる。
【０００３】
▲２▼については、メッキが挙げられる。しかし、▲１▼にあるような比較的厳密な熱処理パターンでコストが低く目付量も厚くできる溶融亜鉛メッキを行うことは現状のメッキ設備では極めて困難である。また、Ｓｉを比較的多く（〜２ｗｔ％）含むことからもメッキの密着性向上は大きな課題である。例えば、マテリア（日本金属学会発行、第３８巻、第２号、１９９９年、１６６頁）などではフェライト＋マルテンサイト＋ベイナイトのいわゆる複相鋼板は現状の溶融亜鉛メッキ設備で製造可能であるがオーステナイト相を含む鋼板の製造が難しいことを述べている。成形性に寄与する残留オーステナイト量の確保とそのメッキ性の改善の両立については、例えば、特開平６−１４５８９２号公報に有るようにＡｌを適量添加する事で達成する発明がある。しかし、この中でもオーステナイトの分解を避けるべく焼鈍後の冷却時に６００〜４５０℃の温度域を５℃／ｓ以上の冷却速度とすることが望ましいと記され、依然現状の溶融亜鉛メッキ設備での製造は容易ではない。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
以上のように、現状の溶融亜鉛メッキラインにて成形性向上に寄与する残留オーステナイト量を確保したメッキ鋼板およびその製造方法は未だ充分には見出されているとは言い難い。
本発明は、上記課題を解決し、現状の溶融亜鉛メッキラインの通常の処理条件にて成形性の優れた残留オーステナイトを含む高強度鋼板とその製造方法を提供する事を目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、現状の溶融亜鉛メッキラインの通常の処理条件にて処理しても、成形性に寄与する残留オーステナイト量及びその安定性を確保し得るための成分を見出したものである。この成分限定により、薄肉化に対応し得る成形性と耐食性の優れた薄鋼板を供給できる。
即ち、本発明の要旨とするところは、
（１）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｓｉ：０．３〜２．５％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．１％以下、Ａｌ：０．０４０％以下、Ｍｏ：０．０１〜０．２０％、Ｎ：０．００１０〜０．０１００％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、Ｍｎ，ＭｏおよびＳｉが質量％で３．３−１．１Ｓｉ＞Ｍｎ＞２．３−１．１Ｓｉ、かつ８．３３×１０-2−０．０１Ｍｎ−４．４４×１０-2×Ｓｉ＜Ｍｏ＜０．３０３−０．０５Ｍｎ−４．４４×１０-2×Ｓｉを満たし、炭素を平均濃度で０．９％以上含む残留オーステナイトを体積率で３％以上含有し、アスペクト比で０．５〜３．０の等軸フェライトを体積率で５０％以上含有することを特徴とする成形性の優れた溶融亜鉛メッキ高強度薄鋼板。
【０００６】
（２）Ｎｂ、Ｔi およびＶの１種又は２種以上を合計で０．０１〜０．３質量％以下含む事を特徴とした前記（１）記載の成形性の優れた溶融亜鉛メッキ高強度薄鋼板。
（３）Ｂを０．０００１〜０．０１質量％以下含むことを特徴とした前記（１）または（２）記載の成形性の優れた溶融亜鉛メッキ高強度薄鋼板。
（４）Ｃｒ，ＣｕおよびＮｉの１種又は２種以上を合計で０．０１〜１．５質量％以下含む事を特徴とした前記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の成形性の優れた溶融亜鉛メッキ高強度薄鋼板。
【０００７】
（５）Ｃｏを合計で０．００５〜２．０質量％以下含む事を特徴とした前記（１）〜（４）のいずれか１項に記載の成形性の優れた溶融亜鉛メッキ高強度薄鋼板。
（６）Ｃａ及び希土類元素の１種又は２種を合計で０．０００１〜０．５質量％以下含む事を特徴とした前記（１）〜（５）のいずれか１項に記載の成形性の優れた溶融亜鉛メッキ高強度薄鋼板。
【０００８】
（７）前記（１）〜（６）のいずれか１項に記載の成分を有する鋳造スラブを鋳造まま、もしくは鋳造後一旦冷却した後に１０００〜１３００℃に再度加熱したのち、Ａｒ3 変態温度−１０℃以上、Ａｒ3 変態温度＋１２０℃未満で熱延を完了し、その後２℃／秒以上１００℃／秒以下で鋼板を冷却し、２５０℃以上４２０℃未満で巻き取り、前記鋼板を巻き戻した後、酸化スケールを除去し、Ｎｉ、ＦｅおよびＣｕの何れか一種以上を０．０２〜１０ｇ／ｍ2 をあらかじめメッキしたのちに連続焼鈍亜鉛メッキ工程で、０．１×（Ａｃ3 変態温度−Ａｃ1 変態温度＋Ａｃ1 変態温度［℃］以上、Ａc3変態温度＋５０［℃］以下で１０秒〜３分間焼鈍した後平均冷却速度１〜１００℃／ｓでメッキ浴温度以上５００℃以下に冷却し、引き続き溶融亜鉛メッキを施して、炭素を平均質量濃度で０．９％以上含む残留オーステナイトを体積率で３％以上含有し、アスペクト比で０．５〜３．０の等軸フェライトを体積率で５０％以上含有する鋼板を得ることを特徴とする成形性の優れた溶融亜鉛メッキ高強度薄鋼板の製造方法。
【０００９】
（８）前記（１）〜（６）のいずれか１項に記載の成分を有する鋳造スラブを鋳造まま、もしくは鋳造後一旦冷却した後に１０００〜１３００℃に再度加熱したのち、Ａｒ3 変態温度−１０℃以上、Ａｒ3 変態温度＋１２０℃未満で熱延を完了し、その後２℃／秒以上１００℃／秒以下で鋼板を冷却し、２５０℃以上４２０℃未満で巻き取り、前記鋼板を巻き戻した後、酸化スケールを除去し、還元焼鈍前に、燃焼空気比０．９〜１．２にて酸化し、鋼板表面に１００〜１０００ｎｍのＦｅ酸化物を付与させたのちに連続焼鈍亜鉛メッキ工程で、０．１×（Ａc3変態温度−Ａｃ1 変態温度）＋Ａｃ1 変態温度［℃］以上、Ａｃ3 変態温度＋５０［℃］以下で１０秒〜３分間焼鈍した後平均冷却速度１〜１００℃／ｓ以上でメッキ浴温度以上５００℃以下に冷却し、引き続き溶融亜鉛メッキを施し、炭素を平均質量濃度で０．９％以上含む残留オーステナイトを体積率で３％以上含有し、アスペクト比で０．５〜３．０の等軸フェライトを体積率で５０％以上含有する鋼板を得ることを特徴とする成形性の優れた溶融亜鉛メッキ高強度薄鋼板の製造方法。
【００１０】
（９）熱延後巻き取った鋼板を巻き戻し、酸洗冷延してその後Ｎｉ、ＦｅおよびＣｕの１種以上の予メッキまたは還元焼鈍を行い、連続焼鈍亜鉛メッキを施すことを特徴とする前記（７）又は（８）記載の成形性の優れた溶融亜鉛メッキ高強度薄鋼板の製造方法。
（１０）溶融亜鉛メッキを施した後３５０〜５５０℃で合金化処理する事を特徴とする前記（７）〜（９）のいずれか１項に記載の成形性の優れた溶融亜鉛メッキ高強度薄鋼板の製造方法。
（１１）熱間圧延時の仕上げ圧延前に、高圧水を鋼板表面に吹き付けて酸化スケールを除去することを特徴とする前記（７）〜（１０）の何れか１項に記載の成形性の優れた溶融亜鉛メッキ高強度薄鋼板の製造方法にある。
【００１１】
【発明の実施の形態】
以下に、本発明を詳細に説明する。
Ｃ：Ｃは室温で残留するオーステナイトの安定化に貢献する最も安価な元素であるために、本発明において最も重要な元素といえる。鋼材の平均Ｃ量は、室温で確保できる残留オーステナイト体積分率に影響を及ぼすのみならず、製造の加工熱処理中に未変態オーステナイト中に濃化する事で、残留オーステナイトの加工に対する安定性を向上させることが出来る。しかしながら、この添加量が０．０５重量％未満の場合には、最終的に得られる炭素濃度０．９％以上の残留オーステナイト体積分率が３％以上を確保することが出来ないので０．０５％を下限とした。
【００１２】
一方、鋼材の平均Ｃ量が増加するに従って確保可能な残留オーステナイト体積分率は増加し、残留オーステナイト体積率を確保しつつ残留オーステナイトの安定性を確保することが可能となる。しかしながら、鋼材のＣ添加量が過大になると、必要以上に鋼材の強度を上昇させ、プレス加工等の成形性を阻害するのみならず、静的な強度上昇に比して動的な応力上昇が阻害されると共に、溶接性を低下させることによって部品としての鋼材の利用が制限されるようになる。従って鋼材のＣ量の上限を０．２％とした。
【００１３】
Ｓｉ：Ｓｉはフェライトの安定化元素であり、フェライト体積率を増加させることによって鋼材の加工性を向上させる動きがある。また、セメンタイトの生成を抑制することから、効果的にオーステナイト中へのＣを濃化させることを可能とすることから、室温で適当な体積分率のオーステナイトを残留させるためには不可避的な元素であり、０．３％以上添加することが必要である。この様な機能を持つ添加元素としては、Ｓｉ以外に、Ａｌ、ＰやＣｕ、Ｃｒ、Ｍｏ等があげられ、この様な元素を適当に添加することも同様な効果が期待される。しかしながら、Ｓｉの過剰添加はメッキ性を損なうため上限を２．５％とした。
【００１４】
Ｍｎ：Ｍｎはオーステナイト安定化元素であり、室温でオーステナイトを安定化させるためには有効な元素である。特に、溶接性の観点からＣの添加量が制限される場合には、この様なオーステナイト安定化元素を適量添加することによって効果的にオーステナイトを残留させることが可能となるため、０．５％を下限とした。また、ＭｎはＡｌやＳｉ程ではないがセメンタイトの生成を抑制する効果があり、オーステナイトへのＣの濃化を助ける働きもする。しかしながら、３．０質量％を越える場合には、母相であるフェライトの硬質化を招くためこれを上限とした。
【００１５】
Ｐ：Ｐは、鋼材の高強度化や前述のように残留オーステナイトの確保に有効であり、０．００５％以上含有しても良いが、０．１質量％を越えて添加された場合には鋼材のコストの上昇を招くばかりでなく、耐置き割れ性の劣化や疲労特性、靱性の劣化を招くことから、０．１質量％をその上限とした。
Ａｌ：Ａｌは、Ｓｉ同様、フェライト体積率を増加させることによって鋼材の加工性を向上させる働きとセメンタイトの生成を抑制する効果があり０．００５％含有しても良いが、過剰添加はメッキ性を著しく損なうため上限を０．０４０％とした。
【００１６】
Ｍｏ：ＭｏはＡｌやＳｉ程ではないがセメンタイトの生成を抑制する効果があり、オーステナイトへのＣの濃化を助ける働きもする。更に、マトリックスであるフェライトやベイナイトを固溶強化させる。しかしながら、添加が０．０１質量％未満の場合には、必要な残留オーステナイトの確保が出来なくなるとともに、鋼材の強度が低くなり、炭化物抑制効果も十分でない。一方、０．２０質量％を越える場合には、母相であるフェライトの硬質化を招くだけでなく、焼き入れ性が極めて良好になり冷却中にオーステナイトがマルテンサイトに変態してしまうため、これを上限とした。
Ｎ：Ｎは、Ｃ同様、室温で残留するオーステナイトの安定化に貢献する安価な元素で、０．００１０％以上とした。一方で、過剰添加は溶接時のブローホール発生の直接の原因となるため、上限を０．０１００％とした。
【００１７】
さらに、溶融亜鉛メッキラインでの成形性の向上に寄与する残留オーステナイト量を確保するための範囲として、Ｍｎ、ＭｏおよびＳｉが質量％で３．３−１．１Ｓｉ＞Ｍｎ＞２．３−１．１Ｓｉ、かつ８．３３×１０-2−０．０１Ｍｎ−４．４４×１０-2×Ｓｉ＜Ｍｏ＜０．３０３−０．０５Ｍｎ−４．４４×１０-2×Ｓｉを満たすことを必要とする。ＭｎまたはＭｏ量が上記関係式の下限よりも低いと、炭化物生成が促進されて残留オーステナイトが生成困難になり、上限よりも多いと焼き入れ性が上がり、マルテンサイトが生成するため残留オーステナイトが生成困難になるため、上記の範囲に限定した。
【００１８】
残留オーステナイト中の平均炭素濃度及び残留オーステナイト体積率：残留オーステナイト中の平均炭素量はその安定性を高めて成形加工時に残留オーステナイトの変態誘起塑性を十分に活用するために重要であり、０．９質量％以上含む残留オーステナイトを体積率で３％以上含有する事が必要である。残留オーステナイト中の平均炭素濃度が０．９質量％より小さいと残留オーステナイトが極めて不安定で延性向上には寄与しないため、下限を０．９重量％とした。残留オーステナイト中の平均炭素濃度の上限についても特に限定することなく本発明の効果が得られるが、Ｃのオーステナイトの固溶限は概ね２質量％でありこれ以上の濃化は不可能で炭化物析出を伴うので好ましくない。また、オーステナイトの体積率の上限は特に限定することなく本発明の効果を得ることが出来るが体積率増加には合金添加量を増加させることが必要となり経済的に不利となるため５０％未満が望ましい。
【００１９】
なお、残留オーステナイトの体積率およびその炭素濃度は特開平１１−１９３４３９号公報にあるようにＸ線解析により実験的に求められるもので、Ｍｏ−Ｋα線およびＣｕ−Ｋα線を用いて得たデータから次式によりそれぞれ算出できる。残留オーステナイトの体積率＝（２／３）［１００／｛０．７×（フェライトの２１１面のＸ線強度）／（オーステナイトの２２０面のＸ線強度＋１）｝＋１］＋（１／３）［１００／｛０．７８×（フェライトの２１１面のＸ線強度）／（オーステナイトの３１１面のＸ線強度）｝＋１］
また、オーステナイトの（２００）、（２２０）および（３１１）の各面の反射角から格子定数を求め、炭素濃度＝（格子定数−３．５７２）／０．０３３［１×１０-10 ｍ］で得ることが出来る。
【００２０】
フェライトのアスペクト比と体積率：残留オーステナイトばかりでなく主相であるフェライトも充分な変形能を持たなければ、素材全体の延性は確保されない。延性確保には粒の等軸化が有効で、Ｌ断面でのフェライト主相の平均のアスペクト比（Ｌ断面の２００〜１０００倍の１０〜２０視野の光顕観察により、圧延方向と厚さ方向の粒の長さの比を取った値の平均値）を０．５〜３．０とし、これらフェライトが体積率で５０％以上含む事が必要である。アスペクト比が０．５未満であったり３．０以上であると延性が低下し強度が増加し、結果強度−延性バランスが劣化するため、０．５〜３．０に限定した。また、軟質のフェライト相は延性向上に効果的であるため体積率で５０％以上とした。上限は特に定めないが、残留オーステナイトの体積率を確保する点から９７％未満が望ましい。
【００２１】
Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ：また、必要に応じて添加するＮｂ、Ｔｉ、Ｖは、炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって鋼材を高強度化する事が出来るので、合計０．０１％以上添加する。一方、その合計が０．３％を越えた場合には母相であるフェライト粒内もしくは粒界に多量の炭化物、窒化物もしくは炭窒化物として析出してしまう。このような、炭化物の生成は、本発明にとって最も重要な残留オーステナイト中へのＣの濃化を阻害し、Ｃを浪費することから上限を０．３重量％とした。
Ｂ：また、必要に応じて添加するＢは、粒界の強度や鋼材の高強度化に有効ではあるので０．０００１％以上添加する。一方、その添加量が０．０１質量％を越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上昇させ、加工性も低下させることから、上限を０．０１質量％とした。
【００２２】
Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ：必要に応じて添加するＮｉ、Ｃｒ、Ｃｕは全てオーステナイト安定化元素であり、室温でオーステナイトを安定化させるためには有効な元素である。特に、溶接性の観点からＣの添加量が制限される場合には、この様なオーステナイト安定化元素を適量添加することによって効果的にオーステナイトを残留させることが可能となる。また、これらの元素はＡｌやＳｉ程ではないがセメンタイトの生成を抑制する効果があり、オーステナイトへのＣの濃化を助ける働きもするので合計で０．０１％以上添加する。一方、これらの合計が１．５質量％を越える場合には、母相であるフェライトの硬質化を招くと共に、焼き入れ性の向上から冷却時のオーステナイトからマルテンサイトへの変態を促進して、残留オーステナイト量を確保できなくなる。したがって、これを条件とした。
【００２３】
Ｃｏ：必要に応じて添加するＣｏはオーステナイト中のＣ濃度を高めるのに有効な元素であり、安定なオーステナイト形成のためには特に有効であるので０．００５％以上添加する。一方で、高価であるため、実用上十分な炭素濃化が図れる添加量として２．０％を上限とした。
Ｃａ，Ｒｅｍ：
必要に応じて添加するＣａ，ＲＥＭは介在物制御に有効な元素で、合計で０．０００１％以上添加することにより熱間加工性を向上させるが、過剰添加は逆に熱間脆化を助長させるため上限を０．５％とした。
【００２４】
熱延条件：熱延ままで本発明の鋼板を製造する場合には、所定の成分に調整されたスラブを鋳造まま、もしくは一旦冷却した後に１０００〜１３００℃の範囲に再度加熱し、熱間圧延を行う。再加熱温度を１０００℃未満とすると、スラブの均一加熱が困難となり、表面キズ発生等の問題を生じるので、再加熱温度の下限を１０００℃とした。また、再加熱温度が１３００℃超では、スラブの変形が激しくなると同時にコスト高となることから、これを上限とした。また、熱延完了温度ＦＴが鋼材の化学成分で決まるＡｒ3 変態温度−１０℃未満である場合には時に鋼板の表層部及びその近傍に加工フェライト層が生成し、加工性を著しく劣化させると同時に、動的な変形抵抗を下げる。従ってこれを熱延完了温度の下限値とする。また熱延完了温度がＡｒ3 変態温度＋１２０℃以上の場合には必要以上に鋼板の強度が上昇するのみならず、組織の粗大化が起こり、鋼板動的変形抵抗の上昇を阻害する。またこの様な高温で熱延が完了された場合には鋼板の表面粗度が大きくなり、表面品位を落とす。従って、これを熱延完了温度の上限値とする。尚、Ａｒ3 変態温度はＡｒ3 ＝９０１−３２５×％Ｃ＋３３×％Ｓｉ−９２×（％Ｍｎ＋％Ｎｉ／２＋％Ｃｒ／２＋％Ｃｕ／２＋％Ｍｏ／２）で計算される。
【００２５】
鋼板は熱延完了後に冷却されるが、このときの冷却速度を２℃／秒未満もしくは１００℃／秒超とすることは、大量生産の工程条件上困難であることから、これを下限、上限とした。また冷却の方法は一定の冷却速度で行っても、途中で低冷却速度の領域を含むような複数種類の冷却速度の組み合わせであってもよい。冷却後鋼板は巻き取り処理が行われるが、巻き取り温度が２５０℃未満ではマルテンサイトの生成が過多となって加工性を損なうので下限を２５０℃とした。また、炭化物析出を抑制する目的で低温巻き取りとして巻取温度を４２０℃未満とした。巻き戻し後、メッキぬれ性を十分確保するため酸化スケールを除去する。酸化スケールは酸洗や、メカデスケ等により除去できる。
Ｎｉ，Ｃｕ，Ｆｅの下地メッキ：下地メッキは鋼板表面とメッキ相のぬれ性を確保する目的で行う。したがって、ぬれ性確保のため下限を０．０２ｇ／ｍ2 とした。また、それぞれ１０ｇ／ｍ2 以上のメッキはそのぬれ性向上効果が飽和するうえ、経済的に不利になることからこれを上限とした。メッキは電機メッキ装置などにより実施できる。
【００２６】
連続焼鈍亜鉛メッキ条件：熱延又は冷延後の溶融亜鉛メッキに於いては、充分な２相域での焼鈍、すなわち、焼鈍温度が鋼の化学成分によって決まるＡｃ1 変態温度及びＡｃ3 変態温度（例えば「鉄鋼材料学」：Ｗ．Ｃ．Ｌｅｓｌｉｅ著、幸田成康監訳、丸善Ｐ２７３）で表現される０．１×（Ａｒ3 −Ａｃ1 ）＋Ａｃ1 ［℃］未満の場合には、焼鈍温度で得られるオーステナイト量が少ないので、最終的な鋼板中に安定して残留オーステナイトを残すことができないためにこれを焼鈍温度の下限とした。また焼鈍温度がＡｃ3 変態温度＋５０［℃］を越えても何ら鋼板の特性を改善することができない一方で製造コストの上昇をまねくために、焼鈍温度の上限をＡc3変態温度＋５０［℃］とした。この温度での焼鈍時間は鋼板の温度均一化とオーステナイト量の確保のために最低１０秒以上必要である。しかし、３分超では効果が飽和するのみならずコストアップにつながることから、これを上限とした。
【００２７】
その後の一次冷却はオーステナイトからフェライトへの変態を促して、未変態のオーステナイト中にＣを濃化させて最終的に残留するオーステナイトの安定化をはかるのに重要である。この冷却速度を１℃／秒未満にすることは、必要な生産ライン長を長くしたり、生産速度を極めて遅くするといった製造上のデメリットを生じるために、この冷却速度の下限を１℃／秒とした。また、設備能力上の冷速の上限として１００℃／ｓとした。また、冷却停止温度は炭化物析出を抑制するため５００℃以下とし、メッキ浴温度まで冷却しても本発明の効果を得ることが出来る。
【００２８】
Ｆｅ酸化物の事前付与：Ｆｅ酸化物形成の燃焼雰囲気として燃焼空気比が０．９に満たない場合、Ｆｅ酸化物が完全に鋼板表面を被覆しないため、焼鈍中に  Ｆｅ酸化物未生成部において、Ｓｉ、Ｍｎ等の酸化物が生成し、メッキ濡れ性を低下させる。一方、１．２を越える場合、生成したＦｅ酸化物の密着性が確保できず、焼鈍炉のハースロールにＦｅ酸化物がビルドアップし、操業性に悪影響を及ぼす。以上の条件にてＦｅ酸化物の厚みを１０００ｎｍ以下とすることでその密着性を確保することとした。一方、酸化物の厚みが２０ｎｍ未満ではメッキぬれ性が確保できずこれを下限とした。なお、酸化物の厚みは走査型電顕を用いて測定できる。
【００２９】
また、冷延は加工性確保のため圧下率５０％以上の冷延が望ましい。合金化処理は、３５０℃以下では反応が進まずこれを下限とした。また、５５０℃を越えると炭化物が析出して充分な残留オーステナイト量を確保できなくなることからこれを上限とした。
再加熱後、酸化スケール除去のため、高圧水によるデスケーリングを以下の条件て行うことが望ましい。
【００３０】
仕上げ熱延前のデスケーリング：仕上げ圧延前の鋼板表面に、衝突圧Ｐ（ＭＰａ）×流量Ｌ（リットル／ｃｍ2 ）≧０．００２５の条件を満たす高圧水で、酸化スケール除去を行うこととする。ここで酸化スケールを十分除去することは、メッキの密着性を十分確保する上で重要となる。ここで、鋼板表面での高圧水の衝突圧Ｐは以下のように極めて記述される。（「鉄と鋼」１９９１  ｖｏｌ．７７Ｎｏ．９  ｐ１４５０参照）
Ｐ（ＭＰａ）＝５．６４×Ｐ0 ×Ｖ／Ｈ2 
ただし、
Ｐ0 （ＭＰａ）：液圧力
Ｖ（リットル／ｍｉｎ）：ノズル流液量
Ｈ（ｃｍ）：鋼板表面とノズル間の距離
【００３１】
流量Ｌは以下のように記述される。
Ｌ（リットル／ｃｍ2 ）＝Ｖ／（Ｗ×ｖ）
ただし、
Ｖ（リットル／ｍｉｎ）：ノズル流液量
Ｗ（ｃｍ）：ノズル当たり噴射液が鋼板表面に当たっている幅
ｖ（ｃｍ／ｍｉｎ）：通板速度
衝突圧Ｐ×流量Ｌの上限は本発明の効果を得るためには特に定める必要はないが、ノズル流液量を増加させるとノズルの摩耗が激しくなる等の不都合が生じるため、０．０２以下とすることが好ましい。
【００３２】
【実施例】
表１に示す成分の各鋼を、２５ｋｇインゴットに鋳造して１２００℃に加熱後、熱間圧延して各鋼の成分で決まるＡｒ3 変態点−１０［℃］以上、Ａｒ3 変態点＋１２０［℃］未満（概ね９００℃）で熱間圧延を終了して、５０℃／ｓで３７０℃まで冷却した後３７０℃×１ｈ保定後炉冷の巻き取り処理を行った。また、一部鋼種については、仕上げ熱延前に、衝撃圧２．７ＭＰａ、流量０．００１リットル／ｃｍ2 の条件で高圧デスケーリングを行った。得られた熱延板はメッキ試験および冷間圧延に使用した。圧下率６０％の冷延後、０．５×（Ａｃ3 −Ａc1）＋Ａc1［℃］の温度で１分焼鈍の２相域加熱した後平均冷却速度２．５℃／ｓで４６０℃まで冷却してその後５３０℃で１０秒保定し空冷したのち機械的性質を調査した。亜鉛メッキ試験は、熱延板、冷延板、あらかじめＮｉを３ｇ／ｍ2 、Ｃｕを３ｇ／ｍ2 またはＦｅを８ｇ／ｍ2 をメッキした各鋼板および燃焼雰囲気でＦｅ酸化物を１００〜２００ｎｍ形成させた各鋼板について、上記と同じ熱処理に加えて焼鈍・冷却後亜鉛メッキ浴に浸漬したのち一部は５３０℃で１０秒の合金化処理を行い空冷後、６０度曲げ・戻し試験を先端曲率半径３ｍｍで行い、その内側にテープ着脱を行い外観検査にて評価した。
【００３３】
【表１】
0004283408.tif 000002
【００３４】
表２に各鋼の機械的性質を示す。発明鋼であるＡ，Ｂ，Ｃ，Ｇ，Ｈ，Ｉ，Ｊ，Ｋ，Ｌ，Ｍ，Ｎは熱延板および冷延板共にＴＳ×Ｅｌ＞２１０００ＭＰａ・％と良好な強度延性バランスを示すことが判る。一方、比較鋼のＤ，Ｅ，Ｆ，Ｏ，Ｐ，Ｑ，Ｒ，Ｓ，Ｔは残留オーステナイト量及びその炭素量が低くＴＳ×Ｅｌ．＜２００００ＭＰａ・％にとどまることが判る。これは、焼鈍後の冷却中にオーステナイトが分解してパーライトもしくはマルテンサイトが生成したことに起因すると考えられる。一方で、Ａｌを多量添加したＶ鋼は良好な機械的性質を示すが、メッキ性が良好でないことが表３から判る。
【００３５】
【表２】
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【００３６】
【表３】
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【００３７】
【発明の効果】
本発明により、現状の溶融亜鉛メッキラインの通常の処理条件にて成形性の優れた残留オーステナイトを含む高強度鋼板を得ることができる。