(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を備える溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１１％、Ｓｉ：０．００５〜０．５％、Ｍｎ：２．０〜４．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜１．０％、Ｎ：０．０１％以下を含有し、さらに、Ｔｉを含有するとともに、Ｔｉ：０．５０％以下およびＮｂ：０．５０％以下の１種または２種を、下記式（１）を満足する範囲で含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、表面から１／２０ｔ深さ位置（ｔ：鋼板の板厚）における圧延方向に展伸したＭｎ濃化部の板幅方向の平均間隔が３００μｍ以下であり、フェライトの面積率が６０％以上であり、フェライトの平均粒径が１．０〜６．０μｍであり、さらに、フェライト中に粒径１〜１０ｎｍの析出物を１００個／μｍ２以上含有する鋼組織を有し、引張強度が５４０ＭＰａ以上であり、曲げ性に優れることを特徴とする、溶融亜鉛めっき鋼板。
Ｔｉ＋Ｎｂ／２≧０．０３                              ・・・・・・・（１）
ここで、式中のＴｉおよびＮｂは各元素の含有量（単位：質量％）を示す。
【請求項２】
前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、さらにＣａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下およびＺｒ：０．０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有する、請求項１記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
前記鋼組織における残留オーステナイトの面積率が３．０％以下である、請求項１または請求項２に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項４】
ＪＦＳ  Ｔ  １００１に規定される方法により測定した穴拡げ率が５０％以上である、請求項３に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項５】
引張強度×伸びの値が１２０００ＭＰａ・％以上である、請求項４に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項６】
下記（Ａ）〜（Ｃ）の工程を備えることを特徴とする、曲げ性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法：
（Ａ）請求項１または請求項２に記載の化学組成を有する溶鋼を、鋳片表皮より内部に１０ｍｍの位置における二次デンドライトアーム間隔から算出される凝固冷却速度をＶ（℃／秒）、平衡状態図においてδ相が出現する温度区間をΔＴＤ（℃）としたときに、ＶおよびΔＴＤが下記式（２）および式（３）を満足する条件で冷却させて鋼塊とする鋳造工程；
ΔＴＤ／Ｖ≧２０                                      ・・・・・・・（２）
Ｖ≧１．３                                            ・・・・・・・（３）
（Ｂ）前記鋳造工程で得られた鋼塊に、圧延開始温度：１０５０℃〜１３００℃、仕上温度：８００℃〜９５０℃、巻取温度：４５０〜７５０℃の熱間圧延を施して熱延鋼板とし、総圧下率が９７％以上になる溶融亜鉛めっき鋼板用の原板とする圧延工程；および
（Ｃ）前記溶融亜鉛めっき鋼板用の原板に、Ａｃ３点〜９５０℃の温度域に５〜２００秒保持する焼鈍を施した後、７５０℃から６００℃までの平均冷却速度が１〜５０℃／秒で、［亜鉛めっき浴温度−２０℃］〜［亜鉛めっき浴温度＋１００℃］の温度域まで冷却し、引き続いて同温度域にめっき浴浸漬時を含めて１０〜１０００秒保持する焼鈍−溶融亜鉛めっき工程。
【請求項７】
請求項６に記載の製造方法により製造される溶融亜鉛めっき鋼板を、４３０〜６００℃の温度で合金化処理する合金化溶融亜鉛めっき工程を備えることを特徴とする穴広げ性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項８】
前記鋳造工程で用いる連続鋳造機の鋳型により、移動磁場による溶鋼の攪拌を実施する請求項６又は請求項７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】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関し、具体的には、曲げ性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板ならびにそれらの製造方法に関し、特に、自動車の車体のようにプレス成形、その中でも、従来困難であった曲げ成形が必要不可欠となる用途に好適な高強度溶融亜鉛めっき鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板ならびにそれらの製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球環境保護のために自動車の燃費向上が求められており、車体の軽量化および乗員の安全性確保のため、引張強度が５４０ＭＰａ以上である高強度鋼板、特に、防錆性を考慮した部材では、高強度溶融亜鉛めっき鋼板や高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板へのニーズが高まっている。
【０００３】
しかし、自動車用部材に供される鋼板は、高強度であるだけでは不十分であり、プレス成形性や溶接性等といった、部品成形時に要求される各種性能を満足するものでなければならない。とりわけ、部品の成形プロセスを考慮すると、曲げ成形の使用頻度が最も高く、その組み合わせによって様々な形状の部品に成形されるので、曲げ性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板や高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が必要になる。
【０００４】
高強度鋼板の曲げ性の改善は、従来、鋼組織の制御というアプローチが採用され、例えば特許文献１には、低温変態生成相の硬さを低下させてフェライト相との硬度差を小さくすることが開示される。一方、特許文献２や特許文献３には、フェライトの結晶粒を超微細化させることによって、曲げ性と同様に局部変形能が必要な伸びフランジ性および高強度化を両立することが開示される。
【０００５】
しかしながら、高強度化のためにＭｎを多量に含有する高強度鋼板では、図１に示すように、凝固偏析によって局所的な化学組成、特に、低温変態相の生成に強く影響するＭｎ濃度の変動が生じ、その変動に対応した不均一組織が形成される。このため、特許文献１により開示された技術では、鋼板全体でフェライト相や低温変態相の硬さそのものを精緻に制御することは極めて困難であるだけでなく、局所的な化学組成の変動に対応した不均一組織によって、図２に示すように、加工部の表面に目視でも観察可能な顕著な凹凸が出現し、この凹凸が不均一変形をさらに助長して割れを誘発し、曲げ性そのものを劣化させる。また、割れに至らない場合であっても、加工部に存在する凹凸によって、外観不良となるだけでなく部品としての衝突性能も劣化する。
【０００６】
また、凝固偏析によって、変態現象が局所的に変化して結晶粒径も不均一となるので、特許文献２や特許文献３により開示された技術でも、曲げ性を改善することはできない。とりわけ、これらの文献に記載の技術では、鋼中に凝固偏析し易いＭｎやＮｉを多量に含有するので、上述したように成形時の曲げ性はもちろんのこと、部品としての衝突性能も劣化することが懸念される。
【０００７】
また、高強度鋼板の曲げ性の改善のために、組織均一化の点から単相組織という究極的なアプローチがあり、特許文献４には、究極の均一組織であるマルテンサイト単相組織とすることによって、曲げ性も向上することが開示される。しかしながら、特許文献４により開示された技術のように、鋼組織をマルテンサイト単相組織とすると、鋼板の平坦性が損なわれるので、寸法精度も要求される自動車部品としては適用できない。
【０００８】
したがって、優れた曲げ性と高強度化とを両立させるためには、高強度化のためにＭｎを多量に含有しても均一組織が得られるという、一見相反することを両立させなければならない。
【０００９】
不均一組織の起源である凝固偏析そのものを拡散によって解消するアプローチもある。特許文献５には、鋼材を１２５０℃以上の高温に１０時間以上の長時間保持する溶質化処理を行うことによって、凝固偏析を低減して鋼材を均質化することが開示される。しかしながら、高温で長時間保持するプロセスは、著しい製造コストの上昇や生産性の低下をもたらすので、現実的なプロセスではない。
【００１０】
一方、部品の成形プロセスを考慮すると、伸びフランジ成形まで対応できる高強度溶融亜鉛めっき鋼板や高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板であることが好ましい。伸びフランジ成形において、金型の調整だけではそれに関する成形不良を回避できないので、高強度でありながら軟鋼レベルの優れた伸びフランジ性、具体的には優れた穴拡げ性とするのが好ましい。
【００１１】
一般に、高強度鋼板はフェライトを母相とし、マルテンサイトやベイナイトなどの硬質相を利用して高強度化を図るため、フェライトと硬質相との界面に延性破壊の起点となるマイクロボイドが生成し易く、穴拡げ性が不十分である。そこで、高強度鋼板の穴拡げ性を改善するために多数の研究開発がなされ、組織制御手法が確立されつつある。
【００１２】
例えば、非特許文献１には、フェライトとマルテンサイトの複合組織について、フェライトと硬質相であるマルテンサイトとの強度差が小さくなるほど穴拡げ性が改善されることが開示される。また、非特許文献２には、強度差の原因となる硬質相そのものを利用せずに優れた穴拡げ性を有するフェライト単相鋼が開示される。
【００１３】
しかし、これらの知見の殆どは、溶融亜鉛めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造プロセスを考慮しないものである。非特許文献１は焼入れ焼戻しプロセスによる冷延鋼板に関するものであるとともに非特許文献２は析出強化を最大限に活用できる熱延鋼板に関するものであって、いずれも、溶融亜鉛めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関するものではない。
【００１４】
例えば、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造プロセスの特徴は、再結晶温度からの冷却の際に、４００℃以上の溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、次いで、合金化を目的として、浸漬後に再加熱するという温度履歴にある。この製造プロセスでは、４００℃以上で冷却が一旦中断されるので、高強度鋼板を製造する場合に、本質的にベイナイト変態が進行し易いプロセスである。これは、溶融亜鉛めっき鋼板においても同様である。
【００１５】
ベイナイトが生成すると、粗大なセメンタイトだけでなく、オーステナイト中にＣが濃化されることにより、島状マルテンサイトや塊状オーステナイトを含む不均一組織が得られやすくなる。その傾向は、より高温で冷却が中断される溶融亜鉛めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造プロセスで顕著になる。粗大なセメンタイト、島状マルテンサイトさらに塊状オーステナイトは、いずれも非常に強度の高い硬質相であり、延性が不十分であり、不均一変形を助長するので、高強度溶融亜鉛めっき鋼板や高強度溶融めっき鋼板の穴拡げ性を改善することは困難であった。
【００１６】
特許文献６には、鋼板にＮｂやＭｏを積極的に添加することにより、ベイナイトまたはベイニティックフェライト主体の組織を生成し、高強度と優れた穴拡げ性とを両立させる技術が開示される。しかし、ベイナイトまたはベイニティックフェライト主体の組織にすると、加工硬化し難くなり、くびれに起因する成形不良が起こり易い。
【００１７】
特許文献７には、ＭｎやＢを積極的に添加し、Ｂ量を適正に制御することにより、フェライトと硬質なマルテンサイトを含む複合組織でありながら、マイクロボイドの発生を抑制でき、高強度、高延性かつ優れた穴拡げ性を兼ね備えた鋼板が開示される。しかし、鋼中Ｂ量の制御は極めて困難であり、複合組織においてＢを添加する場合、Ｂ量によって引張強度が著しく変化するので、量産工程を経ると成形不良が散発しやすくなるだけでなく、Ｍｎを積極的に添加するので曲げ性が不十分になることが懸念される。
【００１８】
特許文献８には、鋼板にＭｎやＴｉを積極的に添加し、Ｍｎ量とＴｉ量のみならずＣ量をも適正に制御することによって、高強度、高延性さらには優れた穴拡げ性を兼ね備えた鋼板が開示される。しかし、変態組織を積極的に利用した複合組織では、焼鈍条件や冷却条件による組織変化が著しいため、製造条件によって引張強度のみならず穴拡げ性も著しく変化する。このため、量産工程を経て、高強度、高延性さらには優れた穴拡げ性を兼備する鋼板を安定して製造すること、すなわち材質安定性に優れる鋼板を提供することは困難であるだけでなく、この発明もＭｎを積極的に添加するために曲げ性が不十分になることが懸念される。
【特許文献１】特開昭６２−１３５３３号公報
【特許文献２】特開２００４−２１１１２６号公報
【特許文献３】特開２００４−２５０７７４号公報
【特許文献４】特開２００２−１６１３３６号公報
【特許文献５】特開平４−１９１３２２号公報
【特許文献６】特開２００３−１９３１９０号公報
【特許文献７】特開２００４−２１１１４０号公報
【特許文献８】特開２００５−２２０４１７号公報
【非特許文献１】ＩＳＩＪ  Ｉｎｔ．，  ｖｏｌ．４４（２００４），  Ｎｏ．３，  ｐ．６０３−６０９
【非特許文献２】ＩＳＩＪ  Ｉｎｔ．，  ｖｏｌ．４４（２００４），  Ｎｏ．１１，  ｐ．１９４５−１９５１
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１９】
本発明の目的は、従来では製造することが困難であった、引張強度が５４０ＭＰａ以上であって、かつ曲げ性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板ならびにそれらの製造方法を提供することである。
【００２０】
本明細書において「曲げ性に優れる」とは、先端角度が１８０°のＵ曲げ試験において、密着曲げが可能であって、目視観察により加工後の曲げ稜線の表面に凹凸が出現しないことを意味する。したがって、特に断りがない限り、本明細書における曲げ性はそのような物性、実部材の観察によって評価される。
【００２１】
また、本発明の鋼板を、比較的軽度な伸びフランジ成形が必要となる自動車用補強部材の代表例であるフロントサイドメンバー等の、より高強度かつ複雑な形状の部品に適用するためには、所望の曲げ性を達成しつつ、穴拡げ性（後述する穴拡げ率＜ＨＥＲ＞）の目標値は５０％以上であり、延性の目標値は引張試験によって得られるＴＳ×Ｅｌ値が１２０００ＭＰａ・％以上であり、材質安定性の目標値は引張強度の上下限範囲（ΔＴＳ）が１００ＭＰａ以下であることが好ましい。
【００２２】
さらに、本発明の鋼板を、形状や金型の調整を含めて、自動車用補強部材の代表例であるクロスメンバー等の、より高強度かつ極めて複雑な形状の部品に適用するためには、所望の曲げ性、延性さらには材質安定性を達成しつつ、引張強度が５９０ＭＰａ以上、穴拡げ率が８０％以上であることが好ましい。形状や金型の調整に頼ることなく、自由度の高い設計のもとで、より高強度かつ複雑な形状のクロスメンバー等を製作するためには、引張強度が５９０ＭＰａ以上、穴拡げ性は８０％以上、ＴＳ×Ｅｌ値が１４０００ＭＰａ・％以上、ΔＴＳは６０ＭＰａ以下であることがさらに好ましい。
【課題を解決するための手段】
【００２３】
本発明は、略述すると、凝固偏析に起因する不均一組織の生成を抑制することによって曲げ性を改善し、特に、従来解決できなかった曲げ成形後に発生する微小な凹凸さえも抑制できるように、化学組成の最適化を図り、それに対する最適な製造条件を適用することによって、所望の均一な組織とし、これにより、強度レベルを低下させることなく曲げ性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供できるという知見に基づいて、完成したものである。
【００２４】
本発明は、さらに、穴拡げ性を劣化させる粗大なセメンタイト、島状マルテンサイトさらには塊状オーステナイトの生成を抑制しつつ、量産により安定して性能を維持できるように、化学組成のバランスを図り、それに対する最適な製造条件を適用することによって、曲げ性だけでなく、穴拡げ性、延性さらには材質安定性にも優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供できるという知見に基づいて、完成したものである。溶融亜鉛めっき鋼板の従来の製造プロセスによっても、これらの特性を同時に兼ね備えた鋼板を提供することは困難であった。
【００２５】
本発明は、鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を備える溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板が、Ｃ：０．０３％以上０．１１％以下（本明細書では特に断りがない限り、組成に関する「％」は「質量％」を意味するものとする）、Ｓｉ：０．００５％以上０．５％以下、Ｍｎ：２．０％以上４．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以上１．０％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、さらに、Ｔｉを含有するとともに、Ｔｉ：０．５０％以下およびＮｂ：０．５０％以下の１種または２種を下記式（１）を満足する範囲で含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、表面から１／２０ｔ深さ位置（ｔ：鋼板の板厚）における圧延方向に展伸したＭｎ濃化部の板幅方向の平均間隔が３００μｍ以下であり、フェライトの面積率が６０％以上であり、フェライトの平均粒径が１．０μｍ以上６．０μｍ以下であり、さらに、フェライト中に粒径１ｎｍ以上１０ｎｍ以下の析出物を１００個／μｍ２以上含有する鋼組織を有し、引張強度が５４０ＭＰａ以上であり、曲げ性に優れることを特徴とする、溶融亜鉛めっき鋼板である。
【００２６】
Ｔｉ＋Ｎｂ／２≧０．０３                            ・・・・・・・（１）
ここで、式中のＴｉおよびＮｂは各元素の含有量（単位：質量％）を示す。
【００２７】
この本発明にかかる溶融亜鉛めっき鋼板では、化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、さらにＣａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下およびＺｒ：０．０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有することが望ましい。
【００２８】
これらの本発明にかかる溶融亜鉛めっき鋼板では、鋼組織における残留オーステナイトの面積率が３．０％以下であることが望ましい。この場合に、ＪＦＳ  Ｔ  １００１に規定される方法により測定した穴拡げ率が５０％以上であることが望ましく、引張強度×伸びの値が１２０００ＭＰａ・％以上であることがさらに望ましい。
【００２９】
別の観点からは、本発明は、下記（Ａ）〜（Ｃ）の工程を備えることを特徴とする、曲げ性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
【００３０】
（Ａ）上述した本発明にかかる溶融亜鉛めっき鋼板の化学組成を有する溶鋼を、鋳片表皮より内部に１０ｍｍの位置における二次デンドライトアーム間隔から算出される凝固冷却速度をＶ（℃／秒）、平衡状態図においてδ相が出現する温度区間をΔＴＤ（℃）としたときに、ＶおよびΔＴＤが下記式（２）および式（３）を満足する条件で冷却させて鋼塊とする鋳造工程；
ΔＴＤ／Ｖ≧２０                                    ・・・・・・・（２）
Ｖ≧１．３                                          ・・・・・・・（３）
【００３１】
（Ｂ）鋳造工程で得られた鋼塊に、圧延開始温度：１０５０℃以上１３００℃以下、仕上温度：８００℃以上９５０℃以下、巻取温度：４５０℃以上７５０℃以下の熱間圧延を施して熱延鋼板とし、総圧下率が９７％以上になる溶融亜鉛めっき鋼板用の原板とする圧延工程；および
【００３２】
（Ｃ）溶融亜鉛めっき鋼板用の原板に、Ａｃ３点以上９５０℃以下の温度域に５秒以上２００秒以下保持する焼鈍を施した後、７５０℃から６００℃までの平均冷却速度が１℃／秒以上５０℃／秒以下で、［亜鉛めっき浴温度−２０℃］以上［亜鉛めっき浴温度＋１００℃］以下の温度域まで冷却し、引き続いて同温度域にめっき浴浸漬時を含めて１０秒以上１０００秒以下保持する焼鈍−溶融亜鉛めっき工程。
【００３３】
この本発明にかかる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法により製造される溶融亜鉛めっき鋼板を、４３０℃以上６００℃以下の温度で合金化処理する合金化溶融亜鉛めっき工程を備えることが、望ましい。
【００３４】
これらの本発明にかかる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、鋳造工程で用いる連続鋳造機の鋳型により、移動磁場による溶鋼の攪拌を実施することが望ましい。
なお、本発明にかかる「溶融亜鉛めっき鋼板」には、「合金化溶融亜鉛めっき鋼板」も含まれる。
【発明の効果】
【００３５】
本発明により、５４０ＭＰａ以上の強度を有し、曲げ性が優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板を量産することができる。また、本発明により、５４０ＭＰａ以上の強度を有し、曲げ性のみならず、穴拡げ性、延性、材質安定性のいずれにも優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板も量産することができる。究極的には、より高強度となる５９０ＭＰａ以上の強度を有し、曲げ性が優れ、穴拡げ性、延性さらには材質安定性がいっそう優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することも可能となる。本発明にかかる溶融亜鉛めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、産業上、とりわけ自動車分野において広範に使用可能である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００３６】
以下、本発明を実施するための最良の形態を詳細に説明する。
はじめに、本発明にかかる溶融亜鉛めっき鋼板のめっき被膜を除く鋼板（以下、便宜的に「本発明にかかる鋼板」ともいう。）の化学組成を上述したように規定する理由を説明する。
【００３７】
（Ｃ：０．０３％以上０．１１％以下）
Ｃは、鋼の強度を確保するために０．０３％以上含有する。しかし、過剰な含有はδ相の安定域を狭めるために、連続鋳造の際に式（２）を満足する条件で冷却することを困難にするだけでなく、残留オーステナイトの生成に作用し、曲げ性と穴拡げ性を劣化させるため、Ｃ含有量は０．１１％以下とする。なお、Ｃ含有量が０．０４％未満であり、かつ後述するように、Ｍｎ含有量が２．３％未満であると５９０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難になる。一方、Ｃ含有量が０．０６％を超えると残留オーステナイト中のＣ量が高くなり、穴拡げ性をさらに好ましいレベルにできない。このため、Ｃ含有量は好ましくは０．０４％以上０．０６％以下である。
【００３８】
（Ｓｉ：０．００５％以上０．５％以下）
Ｓｉは、固溶強化により強度を向上させるとともにフェライト変態を促進して延性等を向上させるので、Ｓｉ含有量は０．００５％以上とする。しかし、過剰な含有はめっきの濡れ性や密着性を劣化させるため、Ｓｉ含有量は０．５％以下とする。なお、連続焼鈍の製法を考慮すると、Ｓｉは、鋼のＡｃ３点を著しく上げて好適な焼鈍温度範囲を狭めるため、Ｓｉ含有量は０．２％以下とすることが好ましい。
【００３９】
（Ｍｎ：２．０％以上４．０％以下）
Ｍｎは、固溶強化により強度を向上させるとともに、鋼のＡｃ３点を下げて好適な焼鈍温度範囲を広げる効果も有するので、Ｍｎ含有量は２．０％以上とする。しかし、過剰な含有は、偏析に起因する不均一組織を助長し、曲げ性を劣化させるだけではなく、フェライト変態を抑制して延性を劣化させるため、Ｍｎ含有量は４．０％以下とする。なお、上述したように、Ｃ含有量が０．０３％以上であっても、Ｍｎ含有量が２．３％未満であれば、５９０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難になるので、Ｍｎ含有量は２．３％以上４．０％以下であることが好ましい。
【００４０】
（Ｐ：０．１％以下）
Ｐは、一般には不純物として含有されるが、固溶強化元素でもあり、鋼板の強化に有効であるので、本発明においては含有させても構わない。しかしながら、過剰な含有はめっきの密着性や溶接性を劣化させるので、Ｐ含有量は０．１％以下とする。固溶強化を目的とする場合には、Ｐ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。
【００４１】
（Ｓ：０．０１％以下）
Ｓは、不純物として含有され、曲げ性、穴拡げ性さらには溶接性の観点からその含有量は低いほど好ましい。そのため、Ｐ含有量は０．０１％以下とする。好ましくは０．００５％以下である。
【００４２】
（ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以上１．０％以下）
Ａｌは、鋼を脱酸するために含有し、Ｔｉ等の炭窒化物形成元素の歩留まりを向上させることに有効であるので、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０１％以上とする。しかし、その含有量が過剰になると、酸化物系介在物が増加するために表面性状や溶接性が劣化するとともに、コストの上昇を伴うので、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は１．０％以下とする。なお、連続焼鈍の製法を考慮すると、鋼のＡｃ３点を著しく上昇させて好適な焼鈍温度範囲を狭めるため、好ましくは０．１％以下である。さらに、好ましくは０．０２％以上０．０８％以下である。
【００４３】
（Ｎ：０．０１％以下）
Ｎは、一般には不可避的に含有されるが、本発明では、鋼板中にＴｉ系、Ｎｂ系、またはＴｉ−Ｎｂ複合系の窒化物や炭窒化物を形成して鋼板の強度を高めることに有効であるので、積極的に含有しても構わない。しかし、過剰に含有すると粗大なＴｉＮを形成し、曲げ性と穴拡げ性を劣化させるので、Ｎ含有量は０．０１％以下とする。鋼板の強度を上昇させる目的で含有する場合には、Ｎ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。
【００４４】
（Ｔｉ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．５０％以下、Ｔｉ＋Ｎｂ／２≧０．０３％）
ＴｉおよびＮｂは、１種を単独で、または２種を複合して含有し、炭化物、窒化物または炭窒化物を形成し、鋼板の高強度化に寄与する。また、上述したＣ量と、後述するような焼鈍条件とを組み合わせると、フェライト変態を促進する効果を有し、鋼板の延性の改善に有効であるとともに、結晶粒径を極度に微細化する効果を有し、鋼板の曲げ性の改善に有効である。このような効果を発現するためには、少なくとも、ＴｉおよびＮｂの１種または２種が含有され、Ｔｉ＋Ｎｂ／２の値で０．０３％以上含有させる。さらには、残留オーステナイトの生成を抑制し、鋼板の穴拡げ性の改善にも有効な元素である。なお、穴拡げ性改善に作用させるためには、この値が０．０５％以上、さらに好ましくは０．１％以上である。
【００４５】
また、Ｃ含有量が本発明の上限以下、Ｔｉ＋Ｎｂ／２の値が本発明の範囲、かつ焼鈍温度が本発明の下限以上であれば、材質安定性が確保される。しかし、過度に添加しても、効果が飽和するとともにコストが嵩むので、それぞれの含有量は０．５０％以下とする。
【００４６】
Ｔｉ、Ｎｂは、焼鈍後の冷却時のフェライト変態を著しく促進させるとともに、硬質な変態相生成を抑制し、下式を満たす含有量であれば、さらに好ましいレベルの材質安定性ならび穴拡げ性を確保できるので、以下に定義されるＰＥＱ値が０．８以上であることが好ましい。ＰＥＱ値とは、ＮとＳに固定されないＴｉとＮｂの合計モル分率（Ａ）とＣのモル分率（Ｂ）の比である。
【００４７】
ＰＥＱ＝Ａ／Ｂ
Ａ＝｛（Ｔｉ＋Ｎｂ／２）−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ｝／４８
Ｂ＝Ｃ／１２
【００４８】
（Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下、Ｚｒ：０．０１％以下）
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭおよびＺｒは、いずれも、本発明では必要に応じて含有する任意添加成分であり、これらを適量含有させることによって、介在物制御、特に微細分散化に寄与し、穴拡げ性をさらに好ましいレベルにすることができるので、これらの元素の１種または２種以上を、合計量で０．００１％以上となるように含有することが好ましい。しかし、過剰な含有は延性を劣化させるため、各元素の含有量は、それぞれ０．０１％以下とする。
【００４９】
上述した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不純物である。
次に、本発明にかかる鋼板の鋼組織を上述したように規定する理由を説明する。
【００５０】
（Ｍｎ濃化部の板幅方向の平均間隔：３００μｍ以下）
本発明にかかる鋼板は、鋼板の表面（すなわち、溶融亜鉛めっき鋼板からめっき被膜を除去した後の鋼板の表面）から１／２０ｔ深さ位置（ｔ：溶融亜鉛めっき鋼板からめっき被膜を除去した後の鋼板の板厚）において、ＥＰＭＡで圧延面方向からＭｎ濃度分布を観察した場合、圧延方向に展伸したＭｎ濃化部の板幅方向への平均間隔が３００μｍ以下である。圧延方向に展伸したＭｎ濃化部の板幅方向への平均間隔が３００μｍ以下であることにより、曲げ成形時に微小な凹凸が出現することなく、５４０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが可能になる。このため、圧延方向に展伸したＭｎ濃化部の板幅方向への平均間隔を３００μｍ以下とする。
【００５１】
（フェライトの面積率：６０％以上）
本発明にかかる鋼板の鋼組織は、面積率で評価した分率で、フェライトの割合が６０％以上である。フェライトを面積率で６０％以上含むことにより、曲げ性、穴拡げ性さらには延性を両立した上で、５４０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが可能になる。このため、フェライトの面積率を６０％以上とする。
【００５２】
（フェライトの平均粒径：１．０μｍ以上６．０μｍ以下）
本発明にかかる鋼板の鋼組織は、フェライトの平均粒径が１．０μｍ以上６．０μｍ以下である。フェライトの平均粒径を６．０μｍ以下とすることにより、曲げ性と穴拡げ性を向上できる。ただし、平均粒径が１．０μｍ未満になると、加工硬化し難くなり、曲げ性と延性が劣化する。このため、フェライトの平均粒径を１．０μｍ以上６．０μｍ以下とする。
【００５３】
（フェライト中の析出物：粒径１ｎｍ以上１０ｎｍ以下を１００個／μｍ２以上を含む）
本発明にかかる鋼板の鋼組織は、フェライトの粒内中に、粒径１ｎｍ以上１０ｎｍ以下の析出物を１００個／μｍ２以上の密度で含有する。粒径１ｎｍ以上１０ｎｍ以下の析出物が１００個／μｍ２未満では、強化量が小さくなり、所望の強度が得られない。この析出物はＴｉおよび／またはＮｂの炭窒化物であり、所望のＴｉおよび／またはＮｂを含有させることともに、例えば後述するように、熱間圧延条件および焼鈍条件を適正に制御することにより得られる。
【００５４】
さらに、優れた穴拡げ性を得るために、鋼板の鋼組織は、面積率で評価した分率で、残留オーステナイトの割合が３．０％以下（０％の場合も含む）であることが好ましい。残留オーステナイトは、打ち抜き加工、さらには打ち抜き加工後の穴拡げ加工において、加工誘起変態し、極めて硬質なマルテンサイトとなる。硬質なマルテンサイトの生成は歪の集中やマイクロクラック発生に繋がり、局部延性に悪影響を及ぼす。したがって、残留オーステナイトの面積率は穴拡げ性の観点から低いほどが好ましい。このため、残留オーステナイトの面積率を３．０％以下とすることが好ましい。
【００５５】
オーステナイト中のＣ濃度が低ければ、加工誘起変態しても、マルテンサイトの硬さを減ずることができるので、局部延性に悪影響を及ぼしにくくなる。したがって、穴拡げ性をさらに好ましいレベルとするためには、化学組成および連続焼鈍の適正化によって、残留オーステナイト中のＣ量を０．６％以下にすることが有効である。この際、残留オーステナイトの面積率が０％である場合には残留オーステナイト中のＣ量を測定できないが、加工誘起変態による硬質なマルテンサイトが生成しないので、穴拡げ性をさらに好ましいレベルとすることができる。
【００５６】
次に、本発明にかかる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法の限定理由を説明する。
（鋳造工程における凝固冷却速度Ｖおよびδ相が出現する温度区間ΔＴＤ：式（２）を満たす範囲）
上述した化学組成を有する溶鋼を転炉や電気炉等の周知慣用の溶製方法により溶製し、連続鋳造法でスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。なお、連続鋳造法に代えて、造塊法、薄スラブ鋳造法等を採用してもよい。
【００５７】
上述した溶鋼を冷却する場合、鋳片表皮より内部に１０ｍｍの位置における二次デンドライト間隔から換算される凝固冷却速度をＶ（℃／秒）とするとともに、平衡状態図においてδ相が出現する温度区間をΔＴＤ（℃）とするときに、ＶおよびΔＴＤが下記不等式（２）を満たす範囲とする。ΔＴＤ／Ｖが２０未満であると、凝固時に形成されたミクロ偏析を解消するための時間が不足し、曲げ成形後に凹凸が発生しやすくなり、曲げ性が劣化する。また、Ｖが１．３未満であると、Ｍｎ濃化の原因であるデンドライトアーム粗大化し、Ｍｎ濃化部の間隔が増大してしまい、曲げ性が劣化する。このため、凝固冷却速度Ｖおよびδ相が出現する温度区間は式（２）および式（３）を満たす範囲とする。
【００５８】
ΔＴＤ／Ｖ≧２０                                    ・・・・・・・（２）
Ｖ≧１．３                                          ・・・・・・・（３）
このとき、さらに連続鋳造機の鋳型において、移動磁場による溶鋼の攪拌を実施すると、溶融亜鉛めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面欠陥の発生が抑制されるので好ましい。
【００５９】
（圧延工程）
このようにして得られる鋼塊に熱間圧延を施し熱延鋼板とする。熱間圧延は、鋳造された鋼素材を室温まで冷却せず温片のまま加熱炉に装入して加熱した後に圧延する直送圧延、あるいは、わずかの保熱を行った後、直ちに圧延する直接圧延を行うか、あるいは、一旦、鋼素材を冷却した後に再加熱して圧延を行ってもよい。このとき、粗圧延後、仕上圧延前の粗バーに対して、誘導加熱等により全長の温度均一化を図ると、特性変動をさらに抑制することができるので好ましい。
【００６０】
（ｉ）鋼素材の圧延開始温度：１０５０℃以上１３００℃以下
鋼素材を再加熱する場合には、曲げ性および穴拡げ性を劣化させないためにＴｉＣやＮｂＣを再固溶させることが有効である。このような効果は、本発明では、１０５０℃以上に加熱することで認められるが、１３００℃超に加熱すると効果が飽和するだけでなく、スケールロスが増加する。このため、鋼素材の再加熱温度は１０５０℃以上１３００℃以下とする。換言すれば、熱間圧延の開始温度は１０５０℃以上１３００℃以下である。
【００６１】
また、再加熱により再固溶を確実に行うためには、この加熱時間を１０分以上とすることが好ましく、過度のスケールロスを抑制するために３時間以下とすることが好ましい。さらに好ましくは、３０分間以上２時間以下である。もちろん、直送圧延または直接圧延を行う場合、ＴｉＣやＮｂＣが固溶している限り、そのまま圧延を開始すればよいが、その場合にも圧延開始温度としては、好ましくは１０５０℃以上１３００℃以下である。
【００６２】
（ｉｉ）仕上温度：８００℃以上９５０℃以下
熱間圧延の仕上温度は８００℃以上９５０℃以下とする。仕上温度が８００℃未満であると、圧延時の変形抵抗が大きくなり、操業できない。一方、仕上温度が９５０℃を超えると、析出物が粗大化して連続焼鈍後の強度を確保することが困難になる。
【００６３】
（ｉｉｉ）巻取温度：４５０℃以上７５０℃以下
巻取温度は４５０℃以上７５０℃以下とする。巻取温度が４５０℃未満であると、硬質なベイナイトやマルテンサイトが生成し、その後に冷間圧延を行うことが困難になる。また、巻取温度が７５０℃を超えると、析出物が粗大化して微細な析出物が得られなくなり、連続焼鈍後の強度を確保することが困難になる。好ましくは５５０℃以上６５０℃以下である。
【００６４】
熱延鋼板は、通常の方法で酸洗を施された後に冷間圧延が行われ、冷延鋼板としてもよい。なお、酸洗の前もしくは後に、０％以上５％以下程度の軽度の圧延を行って形状を修正すると平坦度を確保する点で有利となる。また、この軽度の圧延により、酸洗性が向上し、表面濃化元素の除去が促進され、溶融めっきの密着性を向上させる効果がある。
【００６５】
（ｉｖ）圧延工程の総圧下率：９７％以上
圧延工程において双方併せた総圧下率を９７％以上とする。この総圧下率が９７％未満であると、残存するミクロ偏析の影響が現れ易くなり、曲げ性が劣化する。総圧下率９７％以上であれば、冷間圧延を行わなくともよい。なお、連続焼鈍後の鋼板の組織を微細化するためには、冷間圧延の圧下率は３０％以上とするのが好ましい。
【００６６】
（焼鈍−溶融亜鉛めっき工程）
このようにして得られた溶融亜鉛めっき鋼板用の原板は、本発明によれば、Ａｃ３点以上９５０℃以下の温度域に５秒以上２００秒以下保持した後、７５０℃から６００℃までの平均冷却速度が１℃／秒以上５０℃／秒以下で、［亜鉛めっき浴温度−２０℃］以上［亜鉛めっき浴温度＋１００℃］以下の温度域まで冷却した後に溶融亜鉛めっきを施す。Ａｃ３点以上９５０℃以下の温度域で５秒間以上２００秒間以下の保持による焼鈍熱処理と溶融亜鉛めっき処理とは、連続溶融亜鉛めっきラインで行うことが好ましい。以下、この処理を連続溶融亜鉛めっきラインで行う場合を例にとって説明する。
【００６７】
本発明では、Ｔｉおよび／またはＮｂを多量に含有するため、加工フェライトの再結晶は著しく抑制される。そのため、加熱時にオーステナイト域まで加工歪が残存し、オーステナイトへの相変態が著しく促進される。したがって、以下のような焼鈍条件にて所望の組織が得られる。
【００６８】
（ｉ）焼鈍温度：Ａｃ３点以上９５０℃以下の温度域
Ａｃ３点以上９５０℃以下の温度域で焼鈍を施す。焼鈍温度がＡｃ３点未満であると、未再結晶が残存し、均一な組織が得られなくなり、曲げ性、延性さらには穴拡げ性が低下するとともに、材質安定性を確保することが困難になる。一方、焼鈍温度が９５０℃を超えると析出物が粗大化し、微細な析出物が得られなくなり、連続焼鈍後の強度の確保が困難になる。なお、連続焼鈍後の鋼板の組織を微細化するためには、焼鈍温度にまで加熱する際に、７５０℃以上Ａｃ３変態点以下までの温度域における昇温速度を２℃／秒以上１０℃／秒以下とすることが好ましい。
【００６９】
（ｉｉ）焼鈍時間：５秒間以上２００秒間以下
上述した焼鈍温度で５秒間以上２００秒間以下保持することにより焼鈍を施す。この焼鈍時間が５秒間未満であると、加工フェライトからオーステナイトへの変態が十分でないため、未再結晶が残存し、均一な組織が得られなくなり、曲げ性、延性さらには穴拡げ性が低下する。一方、焼鈍時間が２００秒間を超えると、粒成長によって組織が粗大化し、穴拡げ性が低下する。生産性の観点からは、焼鈍時間は１２０秒間以内とすることが好ましい。
【００７０】
（ｉｉｉ）７５０℃から６００℃までの平均冷却速度：１℃／秒以上５０℃／秒以下
焼鈍後の冷却は、７５０℃から６００℃までの平均冷却速度を１℃／秒以上５０℃／秒以下とする。平均冷却速度を７５０℃から６００℃までの温度域で規定する理由は、Ｔｉおよび／またはＮｂを多量に含有している場合、その温度域でオーステナイトがフェライトに変態しやすいため、この温度域の冷却速度を制御することによって、組織の主相であるフェライトの性状を制御でき、強度、曲げ性さらには延性を制御できるためである。この平均冷却速度が１℃／秒未満であると、粒成長によって組織が粗大化し、不均一変形が助長され、曲げ性や穴拡げ性が低下する。一方、この平均冷却速度が５０℃／秒を超えると、軟質なフェライトが得られなくなるために延性が劣化するだけでなく、不均一変形が助長され、曲げ性も劣化する。なお、前述したように、ＰＥＱ値を０．８超とすることにより、このような操業上想定される広い冷却速度範囲で熱処理しても、引張強度の変動を抑制でき、さらに良好な材質安定性を確保することができる。
【００７１】
（ｉｖ）冷却停止温度：（亜鉛めっき浴温度−２０℃）以上（亜鉛めっき浴温度＋１００℃）以下
本発明では、冷却停止温度を［亜鉛めっき浴温度−２０℃］以上［亜鉛めっき浴温度＋１００℃］以下の温度域とする。冷却停止温度が［亜鉛めっき浴温度−２０℃］未満であると、めっき浴浸入時の抜熱が大きく、操業できない。一方、冷却停止温度が［亜鉛めっき浴温度＋１００℃］よりも高いと、操業が難しいとともに、粗大なセメンタイトが生成して穴拡げ性が低下する。
【００７２】
溶融亜鉛めっきは、常法に従って、４１０℃以上４９０℃以下の溶融亜鉛めっき浴中に焼鈍した鋼板を浸漬することにより、行う。
【００７３】
（ｖ）（亜鉛めっき浴温度−２０℃）以上（亜鉛めっき浴温度＋１００℃）以下の保持時間：１０秒間以上１０００秒間以下、ただし、めっき浸漬時も含める。
【００７４】
上述した温度域で冷却を停止した後、引き続いて同じ温度域に、めっき浸漬時間を含めて、１０秒間以上１０００秒間以下保持する。保持時間が１０秒未満であると、オーステナイトが十分に分解せず残留オーステナイトが生成し、曲げ性が劣化する。一方、保持時間が１０００秒を超えると、粗大なセメンタイトが生成して穴拡げ性が劣化する。なお、穴広げ性を劣化させないためには、３０秒間以上とすることが好ましい。また、生産性の観点からは、３００秒間以内とすることが好ましい。
【００７５】
さらに、めっき浴浸漬後に４３０℃以上６００℃以下で合金化処理することによって、穴拡げ性が向上する。
【００７６】
（合金化処理温度：４３０℃以上６００℃以下）
合金化処理温度が４３０℃未満であると、合金化未処理部が発生してムラが発生し、鋼板の表面性状が劣化する。一方、合金化処理温度が６００℃を超えると、粗大なセメンタイトが生成して穴拡げ性が劣化する。なお、合金化処理温度を［亜鉛めっき浴温度＋４０℃］以上とすると、Ｃ含有量が０．０６％を超える鋼板であっても、オーステナイトの分解が促進して残留オーステナイト中のＣ量を低くすることができ、穴拡げ性をさらに好ましいレベルにすることができる。このため、合金化処理温度は４３０℃以上６００℃以下であって、かつ［亜鉛めっき浴温度＋４０℃］以上とすることが好ましい。
【００７７】
特に好ましい合金化処理条件は、合金化処理温度が５００℃以上５３０℃以下であって、かつ処理時間が１０秒間以上６０秒間以下である。これにより、合金化度（めっき層のＦｅ含有量）を８％以上１３％以下程度にすることが好ましい。
【００７８】
合金化処理を行った後、さらに調質圧延を伸び率０．０５％以上１％以下の範囲で行うことが好ましい。調質圧延によって降伏点伸びを抑制するとともに、プレス時の焼付けやかじりを防止することができる。
【００７９】
このように、化学組成の調整、鋳造、圧延、その後の焼鈍−溶融亜鉛めっき条件の適正化によって、表面から１／２０ｔ深さ位置（ｔ：鋼板の板厚）における圧延方向に展伸したＭｎ濃化部の板幅方向への平均間隔が３００μｍ以下であり、面積率で、フェライトを６０％以上、フェライトの平均粒径が１．０μｍ以上６．０μｍ以下、フェライト中に粒径１ｎｍ以上１０ｎｍ以下の析出物を１００個／μｍ２以上含有する鋼組織を得ることができ、引張強度５４０ＭＰａ以上と高強度で、曲げ性が良好な溶融亜鉛めっき鋼板、さらには、穴拡げ性、延性、材質安定性も良好な溶融亜鉛めっき鋼板も得られる。
【００８０】
穴拡げ性は、ＪＦＳ  Ｔ  １００１に規定される方法により測定した穴拡げ率（ＨＥＲ）が５０％以上である場合を良好とする。ＨＥＲの値が８０％以上であると穴拡げ性はより良好であり、１００％以上であるとより一層良好である。本発明にかかる溶融亜鉛めっき鋼板のＨＥＲは５０％以上である。
【００８１】
また、延性は、引張試験によって得られるＴＳ×ＥＬ値が１２０００ＭＰａ・％以上である場合を良好とする。この値が１４０００ＭＰａ・％以上であると、延性はより良好である。本発明にかかる溶融亜鉛めっき鋼板のＴＳ×ＥＬ値は１２０００ＭＰａ・％以上である。
【００８２】
さらに、材質安定性は、引張強度の上下限範囲（ΔＴＳ）が１００ＭＰａ以下である場合を良好とし、この値が６０ＭＰａ以下である場合をより良好とする。本発明にかかる溶融亜鉛めっき鋼板のΔＴＳは１００ＭＰａ以下である。
【実施例１】
【００８３】
さらに、本発明を、実施例を参照しながらより具体的に説明する。
表１に示す化学組成を有する鋼を転炉で溶製し、連続鋳造により２４５ｍｍ厚のスラブとした。なお、凝固時の平均冷却速度を算出するために、得られたスラブの一部を切り出した。なお、δ相が出現する温度区間は、表１に示す化学組成のうち、微量添加元素を除いて主要元素となるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｎｂ量だけを考慮し、平衡状態図計算ソフト（ＴＨＥＲＭＯ−ＣＡＬＣ）を用い、熱力学計算を行うことによって、算出した。
【００８４】
【表１】
0005071173.tif 000002
【００８５】
得られたスラブを表２に示す条件で熱間圧延した。得られた熱延鋼板を酸洗し、表２に示す冷間圧延率で冷間圧延を施し冷延鋼板とした。なお、鋼板Ｎｏ．８、２２は冷間圧延せず、熱延鋼板のままとした。
【００８６】
得られた冷延鋼板、熱延鋼板に対し、７００℃まで１０℃／秒の昇温速度で加熱し、７００℃から焼鈍温度まで表２に示す条件で加熱し、焼鈍した。焼鈍温度から冷却停止温度まで表２に示す冷却速度で冷却し、それ以降は、溶融亜鉛めっき鋼板、および合金化溶融亜鉛めっき処理中の熱履歴を模擬するように、表２に示す時間の冷却停止温度で保持し、想定めっき浴温である４６０℃まで５ｓかけて冷却し、その温度で１０ｓ保持し、続いて表２に示す合金化処理温度まで５ｓかけて加熱し、表２に示す時間での合金化処理用の熱処理を行って、焼鈍冷延鋼板、および焼鈍熱延鋼板を作製した。
【００８７】
なお、表２における冷却停止温度の保持時間は、冷却停止温度での保持時間、めっき浴温まで冷却する時間、めっき浴温度に保持する時間の合計である。
【００８８】
【表２】
0005071173.tif 000003
【００８９】
本例において作製した焼鈍冷延鋼板、および焼鈍熱延鋼板は、溶融亜鉛めっきが施されていないが、溶融亜鉛めっき鋼板、および合金化溶融亜鉛めっき鋼板と同じ熱履歴を受けているので、鋼板の組織および機械的性質は、同じ熱履歴を有する溶融亜鉛めっき鋼板、および合金化溶融亜鉛めっき鋼板と実質的に同一である。
【００９０】
表１に示す化学組成を有する鋼片のＡｃ３変態点を測定するとともに、得られた焼鈍冷延鋼板、および焼鈍熱延鋼板に対して、ＥＰＭＡ分析によりＭｎの分布を調査し、Ｘ線回折、ＳＥＭ観察、ＴＥＭ観察により鋼板の組織を解析し、引張試験、曲げ試験、穴拡げ試験を実施し、機械特性を評価した。曲げ性は、割れだけでなく曲げ変形後の外観も確認し、密着曲げ後（先端角度が１８０°のＵ曲げ試験）の試験片表面を目視にて観察し、凹凸によるスジ状コントラストの有無によって評価し、割れが無く、スジ状コントラストが無い供試材を良好とした。
【００９１】
［試験方法］
（凝固冷却速度）
得られたスラブの断面をピクリン酸にてエッチングし、鋳片表皮より内部に１０ｍｍの位置にて、５箇所デンドライト２次アーム間隔λ（μｍ）を測定し、下記式に基づいて、その値からスラブの液相線温度〜固相線温度内の凝固冷却速度Ａ（℃／分）を算出した。
【００９２】
λ＝７１０×Ａ−０．３９
【００９３】
（ＥＰＭＡ分析）
各種焼鈍板の圧延面を研磨（バフ研磨仕上げ）し、分析用サンプルを作製し、ＥＰＭＡで表面から１／２０ｔ深さ位置（ｔ：鋼板の板厚）におけるＭｎ分布を調査した。ビーム系１０μｍにて、圧延方向に５００μｍ、圧延方向に直角方向に総計８ｍｍの領域を測定し、５００μｍ幅で平均された圧延方向に直角方向のＭｎ濃度分布を解析した。得られたＭｎ濃度分布より、極大値をＭｎ濃化部とし、極小値を定常部とし、Ｍｎ濃化部の平均間隔を算出した。
【００９４】
（Ａｃ３変態点の測定）
表１に示す化学組成を有する冷延鋼板を用い、１０℃／秒の昇温速度で加熱した際の膨張率変化を解析することによって、各供試鋼のＡｃ３変態点を測定した。
【００９５】
（組織観察）
各焼鈍冷延鋼板から圧延方向、および圧延方向と直角方向に試験片を採取し、圧延方向断面の組織、および圧延方向と直角方向の断面の組織を光学顕微鏡あるいは電子顕微鏡で撮影し、画像解析により各相の分率および各相の粒径を測定した。フェライト粒径の測定は、圧延方向断面および圧延方向と直角方向断面で板厚の全厚について、ＪＩＳＧ０５５２の交差線分法の規定に準拠して測定し、それらの平均値で表した。
【００９６】
（残留オーステナイト面積率およびオーステナイト中のＣ濃度）
各焼鈍冷延鋼板に０．３ｍｍ分減厚するための化学研磨を施し、化学研磨後の表面に対しＸ線回折を施し、得られたプロファイルを解析し、残留オーステナイト面積率（表中では残留γ面積率）量と残留オーステナイト中のＣ濃度（残留γ中Ｃ量）を算出した。
【００９７】
（析出物の粒径および密度）
析出物粒径と密度の測定は、電子顕微鏡のレプリカ法を採用し、各鋼板試料につき倍率１０万倍で５視野を撮影し、円換算粒径で算出し、そして粒径が１ｎｍ以上１０ｎｍ以下の析出物の全個数を測定し、その個数を撮影視野の面積で割り、密度を算出した。
【００９８】
（機械的性質）
圧延方向に直角方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）を測定した。穴拡げ率（ＨＥＲ）はＪＦＳＴ１００１に規定の方法で測定した。
【００９９】
（曲げ試験）
各種焼鈍板から、曲げ稜線が圧延方向となるように、圧延方向に直角方向を長手方向とする曲げ試験片（幅４０ｍｍ×長さ１００ｍｍ×板厚２．６ｍｍ）を採取した。その際、板厚が２．６ｍｍ以上の焼鈍板は曲げ内側となる面を研削し、板厚２．６ｍｍの試験片とした。密着曲げ（先端角度が１８０°のＵ曲げ試験）を実施し、割れの有無を目視にて確認するとともに、表面の凹凸の有無を目視にて確認した。割れと凹凸が有るものを不良、無いものを良好とした。
【０１００】
（材質安定性）
操業する上で連続焼鈍過程における冷却速度を制御するのは困難である。そこで、前述したように得られた冷延鋼板に対し、７００℃まで１０℃／秒の昇温速度で加熱し、７００℃から焼鈍温度まで表２に示す条件で加熱し、表２に示す条件で焼鈍した。焼鈍温度から冷却停止温度まで１℃、５℃、１０℃、５０℃で冷却し、それ以降、合金溶融亜鉛めっき鋼板製造時の熱処理を模擬するように、表２に示す条件で冷却停止温度での保持と合金化熱処理を行って、焼鈍冷延鋼板を作製した。すなわち、各種供試鋼について、冷却速度だけを変化させた４条件の焼鈍冷延鋼板を作製し、それらＴＳの最大値と最小値の差をΔＴＳとし、材質安定性の指標とした。
【０１０１】
結果を表３にまとめて示す。
【０１０２】
【表３】
0005071173.tif 000004
【０１０３】
本発明例の鋼板Ｎｏ．１〜３、５、６、８、１２、１４、１５、１８〜２０、２２、２６および２８〜３０は、いずれも、圧延方向に展伸したＭｎ濃化部の板幅方向の平均間隔が３００μｍ以下であり、面積率でフェライトを６０％以上有し、フェライトの平均粒径が１．０μｍ以上６．０μｍ以下であり、さらにフェライトが粒径１ｎｍ以上１０ｎｍ以下の析出物を１００個／μｍ２以上含むという鋼組織を有する。
【０１０４】
その結果、引張強度が５４０ＭＰａ以上の高強度あるにもかかわらず、密着曲げした場合にも、表面に割れや凹凸が発生しないという優れた曲げ性を有する。
本発明例の鋼板のうち残留オーステナイトを３．０％未満含有する鋼板Ｎｏ．１、３、５、８、１２、１４、１５、１８〜２０、２２、２６および２８〜３０は、上述した引張強度および曲げ性に加えて、ＴＳ×Ｅｌ値が１２０００ＭＰａ・％以上、ＨＥＲが５０％以上、材質安定性がΔＴＳで１００ＭＰａ以下となり、好ましい鋼板である。
【０１０５】
さらに、その中でも、少なくともＣ含有量およびＭｎ含有量が上述した好ましい範囲にあり、残留オーステナイトを含まないか、あるいは残留オーステナイトの面積率が３．０％以下であって、かつ残留オーステナイト中のＣ濃度が０．６質量％以下である鋼板Ｎｏ．３、１２、１４、１５、１８〜２０、２２および２８〜３０は、引張強度が５９０ＭＰａ以上、ＨＥＲが８０％以上のさらに好ましい鋼板となる。
【０１０６】
さらに、その中でも、ＰＥＱ値が０．８を超える鋼板Ｎｏ．１４、１５、１８〜２０、２２、２８および２９は、上述した引張強度および穴拡げ性に加えて、ＴＳ×Ｅｌ値が１４０００ＭＰａ・％以上、材質安定性がΔＴＳで６０ＭＰａ以下となり、さらに好ましい鋼板である。
【０１０７】
これに対し、比較例の鋼板Ｎｏ．４は、焼鈍時間が本発明で規定する範囲の下限を下回るために均一な組織が得られないので、曲げ性が悪い。
鋼板Ｎｏ．７は、ΔＴＤ／Ｖが本発明で規定する範囲の下限を下回るために均一な組織が得られないので、曲げ成形時に凹凸が発生し、曲げ性が悪い。
【０１０８】
鋼板Ｎｏ．９は、焼鈍時の冷却速度が本発明で規定する範囲の上限を上回っているために所望のフェライト面積率が得られないので、曲げ成形時に割れが発生し、曲げ性が悪い。
【０１０９】
鋼板Ｎｏ．１０は、凝固冷却速度が本発明で規定する範囲の下限を下回っているためにＭｎ濃化部の板幅方向の平均間隔が本発明で規定する範囲の上限を上回ってしまい均一な組織が得られず、曲げ成形時に凹凸が発生し、曲げ性が悪い。
【０１１０】
鋼板Ｎｏ．１１はＣ含有量が本発明で規定する範囲の下限を下回っているとともに、試料Ｎｏ．２５はＭｎ含有量が本発明で規定する範囲の下限を下回っているため、いずれも、所望の強度が得られない。
【０１１１】
鋼板Ｎｏ．１３は焼鈍温度が本発明で規定する範囲の上限を上回っているとともに、試料Ｎｏ．１７は圧延仕上温度が本発明で規定する範囲の上限を上回っているために所望の微細な析出物が十分得られず、所望の強度が得られない。
【０１１２】
鋼板Ｎｏ．１６は、焼鈍温度が本発明で規定する範囲の下限を下回っているために均一な組織が十分得られず、曲げ成形時に割れが発生し、曲げ性が悪い。
鋼板Ｎｏ．２１は、スラブ加熱温度（圧延開始温度）が本発明の範囲の下限を下回っているためにＴｉやＮｂを再固溶できず、曲げ性が悪い。
【０１１３】
鋼板Ｎｏ．２３はＣ含有量が本発明で規定する範囲の上限を上回っているとともに試料Ｎｏ．２７はＴｉ＋Ｎｂ／２の値が本発明で規定する範囲の下限を下回っているために曲げ成形時に割れが発生し、曲げ性が悪い。
【０１１４】
さらに、鋼板Ｎｏ．２４は、Ｍｎ含有量が本発明で規定する範囲の上限を上回っているために所望のフェライト面積率が得られず、曲げ性が悪い。
【実施例２】
【０１１５】
表１に示す組成Ｄのスラブより、表４に示す厚みであり、かつスラブ表皮を含むようにして試験用スラブを切りだした。この試験用スラブを表４に示す条件で熱間圧延して、板厚５ｍｍの熱延鋼板とした。
【０１１６】
【表４】
0005071173.tif 000005
【０１１７】
得られた熱延鋼板を酸洗してから冷間圧延を施して、板厚が２．６ｍｍの冷延鋼板とした。得られた冷延鋼板に対して、７００℃まで１０℃／秒の昇温速度で加熱し、７００℃から焼鈍温度まで表４に示す条件で加熱し、焼鈍した。焼鈍温度から冷却停止温度まで表４に示す冷却速度で冷却し、それ以降は、合金化溶融亜鉛めっき処理中の熱履歴を模擬するように、表４に示す時間の冷却停止温度で保持し、想定めっき浴温である４６０℃まで５ｓかけて冷却し、その温度で１０ｓ保持し、続いて表４に示す合金化処理温度まで５ｓかけて加熱し、表４に示す時間での合金化処理用の熱処理を行って、焼鈍冷延鋼板を作製した。
【０１１８】
得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板に対して、上記と同様の方法で、ＥＰＭＡ分析、Ｘ線回折、ＳＥＭ観察、ＴＥＭ観察、引張試験、曲げ試験、穴拡げ試験を実施し、機械特性を評価した。なお、曲げ外側となる面は、実際の鋼板最表面を再現するために、スラブ鋳片の表面側とした。
【０１１９】
結果を表５にまとめて示す。
【０１２０】
【表５】
0005071173.tif 000006
【０１２１】
本発明例の鋼板Ｎｏ．３１は、圧延方向に展伸したＭｎ濃化部の板幅方向の平均間隔が２４０μｍであり、面積率でフェライトを８７％有し、フェライトの平均粒径が３．２μｍであり、さらにフェライトが粒径１〜１０ｎｍの析出物を１４０個／μｍ２含むという、本発明で規定する条件を全て満足する鋼組織を有する。このため、鋼板Ｎｏ．２９は、引張強度が５４０ＭＰａ以上の高強度あるにもかかわらず、密着曲げした場合にも表面に割れや凹凸が発生せず、優れた曲げ性をも有する。
【０１２２】
これに対し、比較例の鋼板Ｎｏ．３２は、圧延の総圧下率が９５．７％と、本発明で規定する条件の下限を下回るため、曲げ成形時に凹凸が発生し、曲げ性が不芳である。
【図面の簡単な説明】
【０１２３】
【図１】Ｍｎを多量に含有する高強度鋼板において凝固偏析によって局所的なＭｎ濃度の変動が生じた状況を示す説明図である。
【図２】局所的な化学組成の変動に対応した不均一組織によって加工部の表面に目視でも観察可能な顕著な凹凸が出現した状況を示す説明図である。
【図１】
0005071173.tif 000007
【図２】
0005071173.tif 000008