(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．３％、
Ｓｉ：０．１〜２．０％、
Ｍｎ：１．０％未満、
Ｃｒ：１．０超〜３．０％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．０１４％以下、
Ｎ：０．００１〜０．００８％、
を含有し、且つ、２．５≦１．５Ｍｎ％＋Ｃｒ％、４．１−２．３Ｍｎ％−１．２Ｃｒ％≦Ｓｉ％を満足し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする溶融亜鉛めっき用鋼板。
【請求項２】
さらに、質量％で、
Ｃｏ：０．０１〜１％、
Ｍｏ：０．０１〜１．５％、
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に記載の溶融亜鉛めっき用鋼板。
【請求項３】
請求項１または２に記載の溶融亜鉛めっき用鋼板にＡｌ：０．１〜１０質量％、Ｆｅ：０．０１〜０．５質量％、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる溶融亜鉛めっき層を形成させた溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項４】
請求項１または２に記載の溶融亜鉛めっき用鋼板にＡｌ：０．０５〜０．５質量％、Ｆｅ：７〜１５質量％、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる合金化溶融亜鉛めっき層を形成させた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項５】
請求項４に記載の合金化溶融亜鉛めっき用鋼板のめっきのｄ＝１．２６、ｄ＝１．２２２のＸ線回折強度Ｉζ、ＩΓとＳｉ標準板のｄ＝３．１３のＸ線回折強度ＩＳｉとの比Ｉζ／ＩＳｉ、ＩΓ／ＩＳｉが、Ｉζ／ＩＳｉ≦０．００４、ＩΓ／ＩＳｉ≦０．００４であることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項６】
引張強度が３９０ＭＰａ以上であり、降伏比が０．５５以下、引張強度Ｆ（ＭＰａ）と伸びＬ（％）の関係が
Ｌ≧５７．５−０．０４６７×Ｆ
であ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７】
引張強度が３９０ＭＰａ以上であり、降伏比が０．５５以下、引張強度Ｆ（ＭＰａ）と伸びＬ（％）の関係が
Ｌ≧５７．５−０．０４６７×Ｆ
であることを特徴とする請求項４または５に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項８】
フェライト粒径が５〜４０μｍであることを特徴とする請求項３または６に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項９】
フェライト粒径が５〜４０μｍであることを特徴とする請求項４、５、７のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項１０】
主相であるフェライト組織の分率が面積率で７０％以上であり、面積率で１％以上１５％以下のマルテンサイト組織を含有し、前記マルテンサイトを含む第２相の分率の合計が面積率で３０％以下であることを特徴とする請求項３、６、８のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項１１】
主相であるフェライト組織の分率が面積率で７０％以上であり、面積率で１％以上１５％以下のマルテンサイト組織を含有し、前記マルテンサイトを含む第２相の分率の合計が面積率で３０％以下であることを特徴とする請求項４、５、７、９のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は溶融亜鉛めっき用鋼板に係り、さらに詳しくは引張り強度が３９０〜６９０ＭＰａ程度での高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関し、特に降伏点が低く成形性に優れると共に、加工後の外観に優れ、種種の用途、例えば自動車用外板として適用できる鋼板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
溶融亜鉛めっき鋼板は、塗装密着性、塗装耐食性、溶接性などの点に優れることから、自動車用をはじめとして、家電、建材等に非常に多用されている。その中でも合金化溶融亜鉛めっき鋼板は鋼板表面に溶融亜鉛をめっきした後、直ちに亜鉛の融点以上の温度に加熱保持して、鋼板中からＦｅを亜鉛中に拡散させることで、Ｚｎ−Ｆｅ合金を形成させるものであるが、鋼板の組成や組織によって合金化速度が大きく異なるため、その制御はかなり高度な技術を要する。一方、複雑な形状にプレスされる自動車用鋼板には、非常に高い成形性が要求されるとともに、近年では自動車の防錆性能への要求が高まったことによって、合金化溶融亜鉛めっきが適用されるケースが増加している。
【０００３】
また、近年、自動車分野においては衝突時に乗員を保護するような機能の確保と共に燃費向上を目的とした軽量化を両立させるために、めっき鋼板の高強度化が必要とされてきている。
【０００４】
加工性を悪化させずに鋼板を高強度化する方法の１つとして、鋼板の組織を複合組織とする方法が知られている。鋼板の組織を複合組織とするためには、ＭｎやＣｒ、Ｍｏといった元素を添加することが有効であり、こうした元素を添加することによって作製された複合組織を有する高強度めっき鋼板の発明も多数開示されている。
【０００５】
例えば、特許文献１においては、Ｃ：０．００５〜０．１５％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｃｒ：０．０３〜０．８％を含有する鋼板にめっきを行い合金化する高強度複合組織合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。
【０００６】
また、特許文献２においては、Ｃ：０．０４〜０．１５％、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ｃｒ：０．１〜２．０％を含有する鋼板にめっきを行い合金化する高強度複合組織合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。
【０００７】
また、特許文献３においては、Ｃ：０．０２〜０．０６％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｃｒ：０．０３〜０．５％、Ｍｏ：０〜０．５％を含有する鋼板にめっきを行い合金化する高強度複合組織合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。
【０００８】
【特許文献１】特開昭５５−１２２８２１号公報
【特許文献２】特開平６−７３４９７号公報
【特許文献３】特開２００１−３０３１８４号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
連続溶融亜鉛めっきラインでは、その製造工程の制約からＭｎやＣｒ、Ｍｏといった元素の添加量が少ないと、目的とした複合組織を得ることができないため、こうした元素を多量に添加する必要がある。ただし、Ｍｎは鋼板中に筋状に偏析し易いため、Ｍｎを多量に添加するとＭｎの濃淡に沿って材質の異なる組織ができ易くなる。このため、歪量が数％〜十％となるプレス加工を行うと、材質の違いによる変形量の差から鋼板表面に凹凸が発生し、加工後の外観が低下する。従って、Ｍｎを多量に添加した鋼板では、加工後に自動車用外板として使用可能な外観を確保することが非常に困難である。
【００１０】
一方、ＣｒやＭｏは、固溶強化能がＭｎほど高くないため、Ｍｎの変わりに添加し強度を確保するためには、さらに多量の添加が必要となり、生産コストを上昇させる問題を生じる。
【００１１】
また、固溶強化による鋼板の高強度化には、Ｓｉを添加することも有効であるが、ＳｉはＦｅよりも酸化し易いことから、Ｓｉを含有した鋼板を通常の溶融亜鉛めっき条件でめっきすると、焼鈍過程で鋼中のＳｉが表面に濃化し、不めっき欠陥やめっき密着性低下の原因となる。
【００１２】
このため、上記特許文献１乃至３及びその他これまで開示されためっき鋼板では、自動車用外板として使用可能な加工後の外観と強度が両立できていなかった。
【００１３】
本発明は上記の現状に鑑みて、高強度複合組織溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度複合組織合金化溶融亜鉛めっき鋼板の加工後の外観を改善する目的でＭｎやＣｒ、Ｍｏ、Ｓｉの添加量を最適化し、自動車用外板として使用可能な高強度複合組織溶融亜鉛めっき鋼板、高強度複合組織合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその被めっき用鋼板を提供することを目的とするものである。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
本発明者らは、複合組織とした高強度鋼板について鋭意研究を重ねた結果、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｓｉの添加量を最適化することによって、高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の加工性と加工後の外観を両立できることを見出して本発明に至った。
【００１５】
すなわち、本発明の趣旨とするところは、以下のとおりである。
【００１６】
（１）  質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．３％、
Ｓｉ：０．１〜２．０％、
Ｍｎ：１．０％未満、
Ｃｒ：１．０超〜３．０％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．０１４％以下、
Ｎ：０．００１〜０．００８％、
を含有し、且つ、２．５≦１．５Ｍｎ％＋Ｃｒ％、４．１−２．３Ｍｎ％−１．２Ｃｒ％≦Ｓｉ％を満足し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき用鋼板。
【００１７】
（２）  さらに、質量％で、
Ｃｏ：０．０１〜１％、
Ｍｏ：０．０１〜１．５％、
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）に記載の合金化溶融亜鉛めっき用鋼板。
【００１８】
（３）  前記（１）乃至（２）のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき用鋼板にＡｌ：０．１〜１０質量％、Ｆｅ：０．０１〜０．５質量％、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる溶融亜鉛めっき層を形成させた溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１９】
（４）  前記（１）乃至（２）のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき用鋼板にＡｌ：０．０５〜０．５質量％、Ｆｅ：７〜１５質量％、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる合金化溶融亜鉛めっき層を形成させた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２０】
（５）  前記（３）に記載の合金化溶融亜鉛めっき用鋼板のめっきのｄ＝１．２６、ｄ＝１．２２２のＸ線回折強度Ｉζ、ＩΓとＳｉ標準板のｄ＝３．１３のＸ線回折強度ＩＳｉとの比Ｉζ／ＩＳｉ、ＩΓ／ＩＳｉが、Ｉζ／ＩＳｉ≦０．００４、ＩΓ／ＩＳｉ≦０．００４であることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２１】
（６）  引張強度が３９０ＭＰａ以上であり、降伏比が０．５５以下、引張強度Ｆ（ＭＰａ）と伸びＬ（％）の関係が
Ｌ≧５７．５−０．０４６７×Ｆ
であることを特徴とする前記（３）に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
（７）  引張強度が３９０ＭＰａ以上であり、降伏比が０．５５以下、引張強度Ｆ（ＭＰａ）と伸びＬ（％）の関係が
Ｌ≧５７．５−０．０４６７×Ｆ
であることを特徴とする前記（４）または（５）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２２】
（８）  
フェライト粒径が５〜４０μｍであることを特徴とする前記（３）または（６）に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
（９）  フェライト粒径が５〜４０μｍであることを特徴とする前記（４）、（５）、（７）のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２３】
（１０）  主相であるフェライト組織の分率が面積率で７０％以上であり、面積率で１％以上１５％以下のマルテンサイト組織を含有し、前記マルテンサイトを含む第２相の分率の合計が面積率で３０％以下であることを特徴とする前記（３）、（６）、（８）のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
（１１）  主相であるフェライト組織の分率が面積率で７０％以上であり、面積率で１％以上１５％以下のマルテンサイト組織を含有し、前記マルテンサイトを含む第２相の分率の合計が面積率で３０％以下であることを特徴とする前記（４）、（５）、（７）、（９）のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【発明の効果】
【００２４】
本発明は、高強度で加工性と加工後の外観のいずれにも優れる高強度複合組織溶融亜鉛めっき鋼板と高強度複合組織合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造できる被めっき鋼板、及び、自動車用外板として使用可能な高強度複合組織溶融亜鉛めっき鋼板、高強度複合組織合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することを可能としたものであり、産業の発展に貢献するところが極めて大である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２５】
以下に本発明を詳細に説明する。まず、本発明において各成分の範囲を限定した理由を述べる。なお、本発明において％は、特に明記しない限り、質量％を意味する。
【００２６】
Ｃ：Ｃはマルテンサイト量を適正な範囲に制御し、強度を確保すると共に降伏強度を低下させるため、主相（面積率最大の相）および第２相の分率を制御する目的で添加する元素である。素地の微細均一化についても影響を与える。強度および各第２相の面積率を確保するために０．０２％以上を必要とする。０．３％を越えると、溶接性が著しく劣化するのでこれを上限とする。０．０２５〜０．１８％がより好ましい範囲である。
【００２７】
Ｓｉ：Ｓｉは鋼板の加工性、特に伸びを大きく損なうことなく強度を増す元素として０．１〜２．０％添加する。Ｓｉの含有量を０．１％以上とする理由は、Ｓｉが０．１％未満では必要とする引張強さの確保が困難であるためであり、Ｓｉの含有量を２．０％以下とする理由は、Ｓｉが２．０％を超えると強度を増す効果が飽和すると共に延性の低下が起こるためである。十分な強度を確保するためには、後述するように４．１−２．３Ｍｎ％−１．２Ｃｒ％≦Ｓｉ％添加することが望ましい。
【００２８】
Ｍｎ：Ｍｎは、オーステナイト安定化元素であり、変態生成物を作り、鋼板の機械的強度を高めるのに有効な元素である。ただし、Ｍｎの添加は、加工後の外観の低下の原因となるため、Ｍｎの上限を１．０％未満とする．Ｍｎが少ないほど加工後の外観は良好であるが、０．０１％以下とするためには精練コストが多大となるので下限含有量は０．０１％とすることが好ましい。
【００２９】
Ｃｒ：Ｃｒは、適正な量のマルテンサイトを生成させて、引張強度の向上と、降伏強度の低下を両立させるために添加される。またＣｒは常温非時効性を向上させるために欠かせない元素である。Ｍｎ含有量１％未満の鋼板において、Ｃｒ含有量が１．０％以下であるとこれらの効果が不十分であり、一方３．０％を超えると引張強度が高くなりすぎて、成形性を損なう。そのためＣｒ含有量を１．０％超、３．０％以下の範囲とした。
【００３０】
Ｐ：Ｐは一般に不可避的不純物として鋼に含まれるが、その量が０．０２％を超えるとスポット溶接性の劣化が著しいうえ、本発明におけるような引張強さが４９０ＭＰａを超すような高強度鋼板では靭性とともに冷間圧延性も著しく劣化するため、その含有量は０．０２％以下とする。
【００３１】
Ｓ：Ｓは鋼の熱間加工性、耐食性を低下させる元素であるから少ないほど好ましく、上限含有量は０．０２％とする。但し、Ｓ量を低減するためにはコストがかかるうえ、Ｓを過度に低減すると筋模様等の表面欠陥が発生し易くなるため、熱間加工性、耐食性等から必要なレベルにまでＳを低減すれば良い。下限は限定しないが、通常は０．００１％以上を含有する。鋼中に微細な硫化物を存在させ、結晶粒径を制御するには、Ｓを０．００２％以上含有させることが好ましい．また、０．０１２％超のＳを含有させると、鋼の結晶粒径が微細になりすぎて降伏強度が上昇し成形性が低下するため、特に高い成形性を必要とする場合には、上限を０．０１２％以下とすることが好ましい。
【００３２】
Ａｌ：Ａｌは一般に鋼の脱酸元素として添加されるが、Ａｌ含有量を減らすとＡｌ系析出物の生成が抑制されてフェライトが成長しやすくなるため、Ａｌの含有量は０．０１４％以下とする。Ａｌ含有量が低いほど降伏比が小さくなり、延性が向上するため、さらに加工性を向上させるためにはＡｌ量の上限を０．００８％にすることが好ましい．さらに好ましくは０．００５％以下である．下限は限定しないが、通常は０．０００５％以上を含有する。
【００３３】
Ｎ：Ｎは機械的強度を高めたり、ＢＨ性（焼付き硬化性）を付与したりするための重要な添加元素である。Ｎの添加量が０．００１％未満であると耐デント性の効果が十分には得られず、一方０．００８％を超えると降伏比が増加し、加工性が劣化すると共に、常温非時効性を確保することが困難になる。したがって、Ｎ含有量の範囲を０．００１〜０．００８％に限定する．より高い加工性を確保する観点から、Ｎ量の好ましい上限は０．００６％以下である。
【００３４】
本発明において、ＭｎとＣｒの添加量は、２．５≦１．５Ｍｎ％＋Ｃｒ％とする。Ｍｎ、Ｃｒは、焼き入れ性を向上させる元素であり、マルテンサイト相を生成させるために最適な添加量に制御することが重要である。１．５Ｍｎ％＋Ｃｒ％が２．５未満では、焼き入れ性が不十分であるため、複合組織を得ることが困難となるため、目的とする強度と加工性を得るためには、１．５Ｍｎ％＋Ｃｒ％を２．５以上とする。Ｍｎ、Ｃｒの添加量は多いほど焼き入れ性が向上し、複合組織が得られ易くなるため、望ましくは２．８≦１．５Ｍｎ％＋Ｃｒ％である。また、過剰の添加は製造コストの増大に繋がるため、Ｍｎ、Ｃｒの添加量は１．５Ｍｎ％＋Ｃｒ％≦４が望ましい。
【００３５】
ただし、Ｍｎ、Ｃｒの添加量が少ないと複合組織を得ることができても強度が十分でない場合がある。このため、Ｍｎ、Ｃｒの添加量を低く抑える場合には、伸びを大きく損なうことなく強度を増す元素としてＳｉを添加することが望ましい。特に１．５Ｍｎ％＋Ｃｒ％≦３において、引張強度を３９０ＭＰａ以上確保するためには、４．１−２．３Ｍｎ％−１．２Ｃｒ％≦Ｓｉ％の範囲で添加することが望ましい。
【００３６】
Ｓｉの添加量を４．１−２．３Ｍｎ％−１．２Ｃｒ％以上とする理由は、Ｍｎ、Ｃｒの添加量が２．５≦１．５Ｍｎ％＋Ｃｒ％≦３では、複合組織を得ることができても強度が十分でないため、Ｓｉの添加量が４．１−２．３Ｍｎ％−１．２Ｃｒ％未満では、目的とする強度と加工性が得られないためである。従って、Ｍｎ、Ｃｒの添加量が１．５Ｍｎ％＋Ｃｒ％≦３では、強度を増す元素として４．１−２．３Ｍｎ％−１．２Ｃｒ％以上のＳｉを添加することが望ましい。
一方、Ｍｎ、Ｃｒの添加量が３＜１．５Ｍｎ％＋Ｃｒ％では、４．１−２．３Ｍｎ％−１．２Ｃｒ％＜０．１となる。即ち、Ｓｉ添加量が０．１％未満でも目的とする強度は確保可能となるが、さらに強度を増す目的でＳｉを添加しても構わない。
【００３７】
さらに、本発明が対象とする鋼は、加工性のさらなる向上を目的として、Ｃｏ、Ｍｏの１種または２種以上を含有できる。
【００３８】
Ｃｏ：Ｃｏは、ベイナイト変態制御による強度−穴拡げ性の良好なバランスのため、０．０１質量％以上の添加とした。一方、添加の上限は特に設けないが、高価な元素であり、多量添加は経済性を損なうことから、１質量％以下にすることが望ましい。
【００３９】
Ｍｏ：Ｍｏも強化および炭化物生成の抑制とベイナイトおよびベイニティックフェライト生成の目的から添加する元素で、０．０１％以上にてその効果が得られる。しかしながら、１．５％を越えるとコストの上昇が問題となるため、上限は、１．５％とする。Ｍｏは、その他に、溶接時の熱影響部において軟化を防止する効果も有する。
【００４０】
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、前記成分の溶融亜鉛めっき用鋼板にＡｌ：０．１〜１０質量％、Ｆｅ：０．０１〜０．５質量％、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる溶融亜鉛めっき層を形成させた溶融亜鉛めっき鋼板である。
【００４１】
本発明において溶融亜鉛めっき層のＡｌ組成を０．１〜１０質量％に限定した理由は、０．１質量％未満のＡｌ量で通常の溶融めっき処理を行うと、めっき処理時においてＺｎ―Ｆｅ合金化反応が起こり、地鉄界面に脆い合金層が発達し、めっき密着性が劣化するためであり、Ａｌの含有量が１０質量％を超えると、めっき処理時においてＦｅ−Ａｌ合金化反応が起こり、地鉄界面に脆い合金層が発達し、めっき密着性の低下が見られるためである。
【００４２】
また、Ｆｅ組成を０．０１〜０．５質量％に限定した理由は、連続溶融亜鉛めっき設備では、鋼板から浴中へのＦｅの溶解が避けられずめっき浴中のＦｅ濃度を０．０１質量％未満とすることが困難であるためであり、合金化処理を行わずにＦｅの組成が０．５質量％を超えた溶融亜鉛めっきは、地鉄界面に脆いＺｎ―Ｆｅ合金層が発達し、めっき密着性が劣化した状態であるためである。
【００４３】
また、本発明の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、前記成分の溶融亜鉛めっき用鋼板にＡｌ：０．０５〜０．５質量％、Ｆｅ：７〜１５質量％、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる合金化溶融亜鉛めっき層を形成させた合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。
【００４４】
本発明において合金化溶融亜鉛めっき層のＡｌ組成を０．０５〜０．５質量％に限定した理由は、０．０５質量％未満では合金化処理時においてＺｎ―Ｆｅ合金化が進みすぎ、地鉄界面に脆い合金層が発達しすぎてめっき密着性が劣化するためであり、０．５質量％を超えるとＦｅ-Ａｌ-Ｚｎ系バリア層が厚く形成され過ぎ合金化処理時において合金化が進まないため目的とする鉄含有量のめっきが得られないためである．望ましくは０．１〜０．３質量％である。
【００４５】
また、Ｆｅ組成を７〜１５質量％に限定した理由は、７質量％未満だとめっき表面に柔らかいＺｎ−Ｆｅ合金が形成されプレス成形性を劣化させるためであり、１５質量％を超えると地鉄界面に脆い合金層が発達し過ぎてめっき密着性が劣化するためである。望ましくは９〜１２質量％である。
【００４６】
次に、合金化溶融亜鉛めっき層について述べる．本発明において、合金化溶融亜鉛めっき層とは、合金化反応によってＺｎめっき中に鋼中のＦｅが拡散し、できたＦｅ−Ｚｎ合金を主体としためっき層のことである。このめっき層はＦｅの含有率の違いにより、ζ相、δ１相、Γ相と呼ばれる合金層が形成される。この内、ζ相はめっきが軟らかくプレス金型と凝着しやすいため摩擦係数が高く、厳しいプレスを行った時に板破断を起こす原因となりやすい．また、Γ相は硬くて脆いため、加工時にパウダリングと呼ばれるめっき剥離を起こしやすい。従って、ζ相、Γ相を限りなく少なくし、めっき層をδ１相とすることにより、プレス加工性とめっき密着性を向上させることができる。ここで、めっき層中にはΓ１相と呼ばれる硬くて脆い相も存在することが知られているが、Ｘ線回折強度からはΓ相とΓ１相を区別することができないため、Γ相とΓ１相を合わせてΓ相として取り扱う。
【００４７】
具体的には、ζ相、Γ相を示すｄ＝１．２６、ｄ＝１．２２２のＸ線回折強度Ｉζ、ＩΓとＳｉ標準板のｄ＝３．１３のＸ線回折強度ＩＳｉとの比Ｉζ／ＩＳｉ、ＩΓ／ＩＳｉを、Ｉζ／ＩＳｉ≦０．００４、ＩΓ／ＩＳｉ≦０．００４とする。なお、Ｘ線回折強度はＪＣＰＤＳデータを用いた。
【００４８】
Ｉζ／ＩＳｉを０．００４以下に限定した理由は、Ｉζ／ＩＳｉが０．００４以下ではζ相は極微量であり、プレス加工性の低下が見られないためである。
【００４９】
また、ＩΓ／ＩＳｉを０．００４以下に限定した理由は、ＩΓ／ＩＳｉが０．００４以下ではΓ相は極微量であり、めっき密着性の低下が見られないためである。
【００５０】
本発明の鋼板には上記の成分の他に、鋼板自体の耐食性や熱間加工性を一段と改善する目的で、あるいはスクラップ等副原料からの不可避不純物として、他の合金元素を含有することも可能であり、他の合金元素を含有したとしても本発明の範囲を逸脱するものではない。かかる合金元素として、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｗ、Ｃａ、Ｙ、Ｖ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｍｇ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉが挙げられる。
【００５１】
また、本発明鋼板は、溶融亜鉛めっき浴中あるいは亜鉛めっき中にＰｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、希土類元素の１種または２種以上を含有、あるいは混入してあっても本発明の効果を損なわず、その量によっては耐食性が改善される等好ましい場合もある。合金化溶融亜鉛めっきの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２０ｇ／ｍ２以上、経済性の観点から１５０ｇ／ｍ２以下で有ることが望ましい。特に、パウダリング現象はめっき付着量が多いほど発生し易く、付着量が３０ｇ／ｍ２を超えると問題になり易い。
【００５２】
また、本発明において鋼板の板厚は本発明に何ら制約をもたらすものではなく、通常用いられている板厚であれば本発明を適用することが可能である。
【００５３】
また、本発明鋼板は、通常の溶融亜鉛めっき鋼板製造ラインに適用して、外観と成形性の優れた高強度複合組織合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
【００５４】
製造方法については特に限定しないが、高強度と加工性が良いことを両立するためには、適切な焼鈍条件を選択し、引張強度を３９０ＭＰａ以上、降伏比を０．５５以下、引張強度Ｆ（ＭＰａ）と伸びＬ（％）の関係が
Ｌ≧５７．５−０．０４６７×Ｆ
とすることが望ましい。
【００５５】
伸びＬを５７．５−０．０４６７×Ｆ以上とする理由は、５７．５−０．０４６７×Ｆ未満では、厳しいプレス加工時に割れやネッキングが発生し、目的とする良好な加工性が得られないためである。
【００５６】
また、Ｓｉを含有した鋼板を通常の溶融亜鉛めっき条件でめっきすると、焼鈍過程で鋼中のＳｉが表面に濃化し、不めっき欠陥の原因となるため、これを避ける目的で、還元帯の雰囲気としてＨ２を１〜６０体積％含有し、残部Ｎ２、Ｈ２Ｏ、Ｏ２、ＣＯ２、ＣＯの１種又は２種以上および不可避的不純物からなり、その雰囲気中の酸素分圧の対数ｌｏｇＰＯ２を
−０．００００３４Ｔ２＋０．１０５Ｔ−０．２〔Ｓｉ％〕２＋２．１〔Ｓｉ％〕−９８．８≦ｌｏｇＰＯ２≦−０．００００３８Ｔ２＋０．１０７Ｔ−９０．４・・・（１）
９２３≦Ｔ≦１１７３・・・（２）
Ｔ：鋼板の最高到達板温（Ｋ）
〔Ｓｉ％〕：鋼板中のＳｉ含有量（ｍａｓｓ％）
に制御した雰囲気で還元を行うことが望ましい。
【００５７】
Ｈ２を１〜６０体積％にする理由は、１％未満では鋼板表面に生成した酸化膜を十分還元できず、めっき濡れ性が確保できないためであり、６０％を超えると、還元作用の向上が見られず、コストが増加するためである。
【００５８】
ｌｏｇＰＯ２を−０．００００３８Ｔ２＋０．１０７Ｔ−９０．４以下にする理由は、還元帯において鉄の酸化物を還元するためである。ｌｏｇＰＯ２が−０．００００３８Ｔ２＋０．１０７Ｔ−９０．４を超えると鉄の酸化領域にはいるため、鋼板表面に鉄の酸化膜が生成し、ブルーイングとなって不めっきの原因となる。
【００５９】
ｌｏｇＰＯ２を−０．００００３４Ｔ２＋０．１０５Ｔ−０．２〔Ｓｉ％〕２＋２．１〔Ｓｉ％〕−９８．８以上にする理由は、ｌｏｇＰＯ２が−０．００００３４Ｔ２＋０．１０５Ｔ−０．２〔Ｓｉ％〕２＋２．１〔Ｓｉ％〕−９８．８未満ではＳｉの酸化物ＳｉＯ２が表面に露出し、めっき密着性を低下させるためである。
【００６０】
ｌｏｇＰＯ２を−０．００００３４Ｔ２＋０．１０５Ｔ−０．２〔Ｓｉ％〕２＋２．１〔Ｓｉ％〕−９８．８以上とすることで鋼板表面または表面側にＦｅＳｉＯ３、Ｆｅ２ＳｉＯ４、ＭｎＳｉＯ３、Ｍｎ２ＳｉＯ４から選ばれた１種以上のＳｉ酸化物が存在し、鋼板内面側にＳｉＯ２が存在する酸化状態が得られるようになり、不めっき欠陥の発生を抑制することが可能となる。
【００６１】
また、雰囲気中の酸素分圧の対数ｌｏｇＰＯ２を規定する鋼板の最高到達板温Ｔは、９２３Ｋ以上、１１７３Ｋ以下とする。
【００６２】
Ｔを９２３Ｋ以上にする理由は、Ｔが９２３Ｋ未満ではＳｉが外部酸化する酸素ポテンシャルが小さく、工業的に操業できる範囲の酸素ポテンシャルでは鉄の酸化域となるため、鋼板表面にＳｉＯ２が生成し密着性を劣化させることがないためである。一方、Ｔを１１７３Ｋ以下に限定する理由は、１１７３Ｋを超える温度で焼鈍するのは多大のエネルギーを要して不経済であるためである。鋼板の機械特性を得る目的であれば、後に記すように最高到達板温は１１５３Ｋ（８８０℃）以下で十分である。
【００６３】
また、炉内の雰囲気温度は高いほど鋼板の板温を上げ易くなるため有利であるが、雰囲気温度が高すぎると炉内の耐火物の寿命が短くなり、コストがかかるため１２７３Ｋ以下が望ましい。
【００６４】
その他の製造プロセスに対する制約は特に無く、コスト、生産性を考慮して、適宜プロセスを選択すれば良い。
【００６５】
例えば、熱間圧延に供するスラブは、連続鋳造スラブや薄スラブキャスター等で製造したものが使用でき、特に限定するものではない。また、鋳造後直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直送圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセスにも適合する。
【００６６】
熱間圧延の仕上温度は鋼板のプレス成形性と外観を確保するという観点からＡｒ３変態点以上とすることが好ましい。熱延後の冷却条件や巻取温度は特に限定しないが、巻取温度はコイル両端部での材質ばらつきが大ききなることを避け、またスケール厚の増加による酸洗性の劣化を避けるためには７５０℃以下とし、また部分的にベイナイトやマルテンサイトが生成すると冷間圧延時に耳割れを生じやすく、極端な場合には板破断することもあるため５５０℃以上とすることが望ましい。冷間圧延は通常の条件でよく、フェライトが加工硬化しやすいように硬質第２相を微細に分散させ、加工性の向上を最大限に得る目的からその圧延率は５０％以上とする。一方、９０％を超す圧延率で冷間圧延を行うことは多大の冷延負荷が必要となるため現実的ではない。
【００６７】
連続溶融亜鉛めっき設備を使用し、引張強度を３９０ＭＰａ以上、降伏比を０．５５以下確保するためには、７５０℃以上８８０℃以下のフェライト、オーステナイトの二相共存温度域で焼鈍し、その最高到達温度から６５０℃までを平均冷却速度０．５〜１０℃／秒で、引き続いて６５０℃からめっき浴までを平均冷却速度３℃／秒以上で冷却した後、溶融亜鉛めっき処理を行うことによって、前記冷延鋼板の表面上に溶融亜鉛めっき層を形成し、次いで、前記溶融亜鉛めっき層が形成された前記鋼板に対し合金化処理を施すことによって、前記鋼板の表面上に合金化溶融亜鉛めっき層を形成することが望ましい。
【００６８】
焼鈍温度が７５０℃未満では再結晶が不十分であり、鋼板に必要なプレス加工性を具備できない。８８０℃を超すような温度で焼鈍することは生産コストが上昇すると共に設備の劣化が早くなるため好ましくない。
【００６９】
焼鈍後、６５０℃までを平均０．５〜１０℃／秒とするのは加工性を改善するためにフェライトの体積率を増すと同時に、オーステナイトのＣ濃度を増すことにより、その生成自由エネルギーを下げ、マルテンサイト変態の開始する温度をめっき浴温度以下とすることを目的とする。６５０℃までの平均冷却速度を０．５℃／秒未満とするためには連続溶融亜鉛めっき設備のライン長を長くする必要がありコスト高となるため、６５０℃までの平均冷却速度は０．５℃／秒以上とする。
【００７０】
６５０℃までの平均冷却速度を０．５℃／秒未満とするためには、最高到達温度を下げ、オーステナイトの体積率が小さい温度で焼鈍することも考えられるが、その場合には実際の操業で許容すべき温度範囲に比べて適切な温度範囲が狭く、僅かでも焼鈍温度が低いとオーステナイトが形成されず目的を達しない。
【００７１】
一方、６５０℃までの平均冷却速度を１０℃／秒を超えるようにすると、フェライトの体積率の増加が十分でないばかりか、オーステナイト中Ｃ濃度の増加も少ないため、鋼帯がめっき浴に浸漬される前にその一部がマルテンサイト変態し、その後めっき合金化処理のための加熱でマルテンサイトが焼き戻されてセメンタイトとして析出するため高強度と加工性の良いことの両立が困難となる。
【００７２】
６５０℃からめっき浴までの平均冷却速度を３℃／秒以上とするのは、その冷却途上でオーステナイトがパーライトに変態するのを避けるためであり、その冷却速度が３℃／秒未満では本発明で規定する温度で焼鈍し、また６５０℃まで冷却したとしてもパーライトの生成を避けられない。平均冷却速度の上限は特に規定しないが、平均冷却速度５０℃／秒を超えるように鋼帯を冷却することはドライな雰囲気では困難である。
【００７３】
めっき合金化処理条件については特に定めないが、処理温度４６０〜５５０℃、処理時間１０〜４０秒の範囲が実際の操業上適切である。合金化処理を行った後の冷却中はマルテンサイト変態が起こるため、降伏比を下げて加工性及び耐面歪み性を安定的に確保する観点から、溶融亜鉛めっき後又は合金化処理後の冷却は、少なくとも２００℃までの温度を、５℃／ｓ以上の冷却速度で行うことが好ましい。優れた耐面ひずみ性と強度−延性バランスを得るための、より好ましい冷却速度は１０℃／ｓ以上である。
【００７４】
調質圧延は、形状矯正と表面性状確保のために行い、伸び率２％以下の範囲で行うことが好ましい。これは、伸び率が２％を超えると、ＢＨ量が低下することがあるためである。
【００７５】
このようにして作製した本発明鋼板は、フェライトと硬質第２相からなる複合組織となる。
【００７６】
引張強度を３９０ＭＰａ以上、降伏比を０．５５以下、引張強度Ｆ（ＭＰａ）と伸びＬ（％）の関係が
Ｌ≧５７．５−０．０４６７×Ｆ
とするためには、フェライトを主相とし、フェライト面積率を組織全体に対する面積率で７０％以上とする必要がある。さらにより高い伸びフランジ性が要求される場合には、８５％以上のフェライト面積率が望ましい。ここで云うフェライトとは、加工による歪を含まないいわゆるポリゴナルフェライト組織をさす。
【００７７】
また、マルテンサイトは、本発明が目標とする、強度と延性および降伏比の優れたバランスを得るのに極めて重要な組織である。マルテンサイトの分率が、組織全体に対する面積率で１％未満では、十分な延性改善効果が得られず、引張強度も低い。しかし、分率が面積率で１５％を上回ると、強度が大きく増加するものの、伸びフランジ性が顕著に低下し望ましくない。さらにより高い伸びフランジ性が要求される場合には、１０％以下の面積率が望ましい。
【００７８】
また、前記マルテンサイトを含む硬質第２相は、マルテンサイト以外に、ベイナイト、残留オーステナイトなどが可能となる。さらに、炭化物の析出を含まないベイニテイックフェライト、アシキュラーフェライトも、本願でいう硬質第２相の範疇に含むものとする。
【００７９】
硬質第２相の面積率は、３０％以下の範囲とすることによって、強度、降伏強度、降伏比、強度−延性バランスの全てを良好な範囲とすることが可能となる。さらにより高い伸びフランジ性が要求される場合には、１５％以下の面積率が望ましい。
【００８０】
これらの組織の分率の測定は、光学顕微鏡、ＳＥＭにより鋼板の断面組織を観察することで面積率として評価することができる。
【００８１】
ここで、フェライト粒径は、５μｍ未満であると、降伏比が増加して耐面歪み性が悪化し、一方、４０μｍを超えると成形後の表面外観が劣化するため、外板パネル用としては好ましくない。そのため、フェライト粒径は５〜４０μｍの範囲とすることが好ましい。
【００８２】
当然のことながら、本発明鋼板を使用して得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板上に、塗装性、溶接性を改善する目的で、各種の上層めっき、特に電気めっき、を施すことも勿論可能であり、本発明を逸脱するものではない。また、本発明の方法で得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板上に、各種の処理を付加して施すことも勿論可能であり、例えば、クロメート処理、りん酸塩処理、りん酸塩処理性を向上させるための処理、潤滑性向上処理、溶接性向上処理、樹脂塗布処理、等を施したとしても、本発明の範囲を逸脱するものではなく、付加して必要とする特性に応じて、各種の処理を施すことができる。
【００８３】
以下、実施例により本発明を具体的に説明する．
【実施例１】
【００８４】
表１に示す成分の鋼を溶製し、次いでスラブを１１５０℃に加熱し、仕上温度９１０〜９３０℃で４ｍｍの熱間圧延鋼帯とし、５８０〜６８０℃で巻き取った。酸洗後、冷間圧延を施して０．７ｍｍの冷間圧延鋼帯とした後、ライン内焼鈍方式の連続溶融亜鉛めっき設備を用いて溶融亜鉛めっき鋼板と合金化溶融亜鉛めっき鋼板、溶融Ｚｎ−５％Ａｌめっき鋼板を製造した。表１には、供試材すなわちめっき前鋼板の化学成分値を示した。
【００８５】
連続溶融亜鉛めっき設備の還元帯の雰囲気は、Ｈ2を１０体積％含むＮ2ガスにＨ2Ｏを導入し、酸素分圧の対数ｌｏｇＰＯ２を−２０に制御した．連続溶融亜鉛めっき設備での焼鈍は、８００℃で行い、その最高到達温度から６５０℃までを平均冷却速度５℃／秒で、引き続いて６５０℃からめっき浴までを平均冷却速度１０℃／秒で冷却し、溶融亜鉛めっき処理を行った。
【００８６】
合金化溶融亜鉛めっき鋼板製造時の溶融亜鉛浴は、Ａｌを０．１２％含有する溶融亜鉛とし、ガスワイパーで亜鉛の目付量を５０ｇ／ｍ2に調整した。また、合金化の加熱は誘導加熱方式の加熱設備を使用し、温度５３０℃で行い、合金化後は平均冷却速度１０℃／秒で冷却した。
【００８７】
溶融亜鉛めっき鋼板製造時の溶融亜鉛浴は、Ａｌを０．３％含有する溶融亜鉛とし、ガスワイパーで亜鉛の目付量を８０ｇ／ｍ2に調整した。めっき後は平均冷却速度１０℃／秒で冷却した。
【００８８】
溶融Ｚｎ−５％Ａｌめっき鋼板製造時の溶融Ｚｎ−Ａｌ浴は、Ａｌを５％含有する溶融Ｚｎ−Ａｌ浴とし、ガスワイパーで亜鉛の目付量を８０ｇ／ｍ2に調整した。めっき後は平均冷却速度１０℃／秒で冷却した。
【００８９】
めっき後、０．３％の圧下率の調質圧延を行い、ＪＩＳ５号引張試験片を採取し引張試験を行った。引張試験結果を表１に示す。高強度と加工性が良いことを両立する鋼板として、引張強度３９０ＭＰａ以上、降伏比０．５５以下を示す鋼板を合格とした。
【００９０】
鋼板のフェライト粒径は、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５１に準拠し、光学顕微鏡によって撮影した組織写真を画像解析して求めた。
【００９１】
また、鋼板組織の面積率は、試験片をナイタール腐食し、２０００倍で板厚中央部を連続的に縦１００μｍ×横２００μｍの視野をＳＥＭ観察し、フェライト相分率及びマルテンサイト相分率を測定した．硬質第２相分率は１００からフェライト相分率を引いた値を使用した。
【００９２】
めっき中のＦｅ％、Ａｌ％は、めっきをインヒビター入りの塩酸で溶解し、ＩＣＰにより測定して求めた。
【００９３】
成形後の外観は、圧延方向１００ｍｍ、幅方向５００ｍｍの試験片を切り出し、幅方向に５％の平面歪みを付与した後、砥石掛けを行い、観察されるゴーストラインを評価した。ゴーストラインとは、圧延方向に沿った凹凸状の線状欠陥を指し、評価は、幅２ｍｍ以上、長さ５０ｍｍ以上の凸部の高さを測定し、以下の分類で○を合格とした。
○：凸部の高さが０．５μｍ未満のもの
△：凸部の高さが０．５μｍ以上、１．５μｍ未満のもの
×：凸部の高さが０．５μｍ以上、１．５μｍ以上のもの
【００９４】
評価結果は表１に示す通りである。番号３０は１．５Ｍｎ％＋Ｃｒ％が本発明の範囲外であるため目的とする複合組織が得られず、引張強度と降伏比が不合格であった。番号３１、３２は１．５Ｍｎ％＋Ｃｒ％が本発明の範囲外であるため目的とする複合組織が得られず、降伏比が不合格であった。番号３３、３５、３６はＭｎ含有量が本発明の範囲外であるため成型後の外観が不合格であった。番号３４はＳｉ含有量が本発明の範囲外であるため、引張強度が不合格であった。番号３７はＡｌ含有量が本発明の範囲外であるため、降伏比が不合格であった。
【００９５】
これら以外の本発明品は、優れた加工性と高いめっき密着性が両立し、自動車用外板として使用可能な高強度複合組織合金化溶融亜鉛めっき鋼板であった。
【００９６】
【表１】
0005092858.tif 000002
【実施例２】
【００９７】
表１の８に示す成分の鋼を溶製し、次いでスラブを１１５０℃に加熱し、仕上温度９１０〜９３０℃で４ｍｍの熱間圧延鋼帯とし、５８０〜６８０℃で巻き取った。酸洗後、冷間圧延を施して０．７ｍｍの冷間圧延鋼帯とした後、ＣＧＬの熱サイクル及び雰囲気のシミュレートが可能な縦型溶融めっき装置を用いて、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。めっきに際しては、焼鈍雰囲気は５％水素＋９５％窒素混合ガスにＨ2Ｏを導入し、酸素分圧の対数ｌｏｇＰＯ２を−２２に制御した。また、焼鈍は、８００℃で９０秒行い、その最高到達温度から６５０℃までを平均冷却速度５℃／秒で、引き続いて６５０℃からめっき浴までを平均冷却速度１０℃／秒で冷却し、溶融亜鉛めっき処理を行った。
【００９８】
溶融亜鉛浴はＡｌを含有する溶融亜鉛とし、ガスワイピングにより亜鉛の目付量を５０ｇ／ｍ2に調整した。合金化の加熱は誘導加熱方式の加熱設備を使用し、合金化溶融亜鉛めっき中のＦｅ含有量が表２に示す値となるように行った。めっき浴中のＡｌ濃度は、合金化溶融亜鉛めっき中のＡｌ含有量が表２に示す値となるように調整した。また、溶融めっき後は平均冷却速度１０℃／秒で冷却した。
【００９９】
めっき処理後、０．３％の圧下率の調質圧延を行い、ＪＩＳ５号引張試験片を採取し引張試験を行った結果、何れのサンプルもＹＳ≦２２５ＭＰａ、ＴＳ４４０〜４５０ＭＰａ、ＥＬ３８〜３９％であった。また、鋼板のフェライト粒径は、何れのサンプルも８〜９μｍであった。
【０１００】
めっきのＦｅ含有量、Ａｌ含有量は、被膜をインヒビター入りの塩酸で溶解し、ＩＣＰにより測定した。
【０１０１】
Ｘ線回折は、ζ相、Γ相を示すｄ＝１．２６、ｄ＝１．２２２のＸ線回折強度Ｉζ、ＩΓとＳｉ標準板のｄ＝３．１３のＸ線回折強度ＩＳｉとの比Ｉζ／ＩＳｉ、ＩΓ／ＩＳｉを測定した。
【０１０２】
得られためっき鋼板はプレス成形性とめっき密着性を調査した。
【０１０３】
プレス成形性は、プレス加工におけるめっきの摺動性を調べるため、ビード引き抜き試験を行った。試験条件を以下に示す。
・サンプル引き抜き巾：３０ｍｍ
・金型：片側が肩Ｒ１ｍｍＲの角ビード（凸部は４×４ｍｍ）凸型、反対側が肩Ｒ１ｍｍＲの凹型
・押しつけ荷重：８００、１０００ｋｇ
・引き抜き速度：２００ｍｍ／ｍｉｎ
・塗油：防錆油塗布
【０１０４】
プレス成形性の評価は以下の分類で評価し、×を不合格とした。
◎：押しつけ荷重１０００ｋｇｆで引き抜けたもの
○：押しつけ荷重９００ｋｇｆで引き抜けたが、荷重１０００ｋｇｆでは破断したもの
△：押しつけ荷重８００ｋｇｆで引き抜けたが、荷重９００ｋｇｆでは破断したもの
×：押しつけ荷重８００ｋｇｆで破断したもの
【０１０５】
めっき密着性は、以下の条件の角筒絞り試験を行い、試験前後の質量差から剥離しためっきの質量を測定し評価した。
角筒絞り試験条件
ブランクサイズ：１５０×１１０ｍｍ
ポンチ寸法：８０×４０ｍｍ
ポンチ肩ｒ：５ｍｍ
ダイス肩ｒ：５ｍｍ
成形深さ：２５ｍｍ
【０１０６】
密着性は、以下の分類で評価し、×を不合格とした。
◎：めっき層の剥離量が５０ｍｇ以下のもの
○：めっき層の剥離量が５０ｍｇを超え、１５０ｍｇ以下のもの
△：めっき層の剥離量が１５０ｍｇを超え、３００ｍｇ以下のもの
×：めっき層の剥離量が３００ｍｇを超えるもの
【０１０７】
成形後の外観は、圧延方向１００ｍｍ、幅方向５００ｍｍの試験片を切り出し、幅方向に５％の平面歪みを付与した後、砥石掛けを行い、観察されるゴーストラインを評価した．ゴーストラインとは、圧延方向に沿った凹凸状の線状欠陥を指し、評価は、幅２ｍｍ以上、長さ５０ｍｍ以上の凸部の高さを測定し、以下の分類で○を合格とした。
○：凸部の高さが０．５μｍ未満のもの
△：凸部の高さが０．５μｍ以上、１．５μｍ未満のもの
×：凸部の高さが０．５μｍ以上、１．５μｍ以上のもの
【０１０８】
評価結果は表２に示す通りである。番号１１はめっき中のＦｅ％が本発明の範囲外であるため、プレス成形性が不合格となった。番号１２はめっき中のＦｅ％が本発明の範囲外であるため、めっき密着性が不合格となった。番号１３はめっき中のＡｌ％が０．０５未満であるため、めっき密着性が不合格となった。
【０１０９】
これら以外の本発明品は、優れた加工性と高いめっき密着性が両立し、自動車用外板として使用可能な高強度複合組織合金化溶融亜鉛めっき鋼板であった。
【０１１０】
【表２】
0005092858.tif 000003
【実施例３】
【０１１１】
表３に示す成分の鋼を溶製し、次いでスラブを１１５０℃に加熱し、仕上温度９１０〜９３０℃で４ｍｍの熱間圧延鋼帯とし、５８０〜６８０℃で巻き取った。酸洗後、冷間圧延を施して０．７ｍｍの冷間圧延鋼帯とした後、ＣＧＬの熱サイクル及び雰囲気のシミュレートが可能な縦型溶融めっき装置を用いて、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。めっきに際しては、焼鈍雰囲気は５％水素＋９５％窒素混合ガスにＨ2Ｏを導入し、酸素分圧の対数ｌｏｇＰＯ２を−２０に制御した。また、焼鈍及び冷却は表３に示すような条件で行った。合金化溶融亜鉛めっき鋼板製造時の溶融亜鉛浴は、Ａｌを０．１２％含有する溶融亜鉛とし、ガスワイパーで亜鉛の目付量を５０ｇ／ｍ2に調整した。また、合金化の加熱は誘導加熱方式の加熱設備を使用し、温度５３０℃で行った。
【０１１２】
めっき後、０．３％の圧下率の調質圧延を行い、ＪＩＳ５号引張試験片を採取し引張試験を行った。引張試験結果を表３に示す。高強度と加工性が良いことを両立する鋼板として、引張強度３９０ＭＰａ以上、降伏比０．５５以下を示す鋼板を合格とした。
【０１１３】
鋼板のフェライト粒径は、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５１に準拠し、光学顕微鏡によって撮影した組織写真を画像解析して求めた。
【０１１４】
また、鋼板組織の面積率は、試験片をナイタール腐食し、２０００倍で板厚中央部を連続的に縦１００μｍ×横２００μｍの視野をＳＥＭ観察し、フェライト相分率及びマルテンサイト相分率を測定した．硬質第２相分率は１００からフェライト相分率を引いた値を使用した。
【０１１５】
めっき中のＦｅ％、Ａｌ％は、めっきをインヒビター入りの塩酸で溶解し、ＩＣＰにより測定して求めた。
【０１１６】
成形後の外観は、圧延方向１００ｍｍ、幅方向５００ｍｍの試験片を切り出し、幅方向に５％の平面歪みを付与した後、砥石掛けを行い、観察されるゴーストラインを評価した。ゴーストラインとは、圧延方向に沿った凹凸状の線状欠陥を指し、評価は、幅２ｍｍ以上、長さ５０ｍｍ以上の凸部の高さを測定し、以下の分類で○を合格とした。
○：凸部の高さが０．５μｍ未満のもの
△：凸部の高さが０．５μｍ以上、１．５μｍ未満のもの
×：凸部の高さが０．５μｍ以上、１．５μｍ以上のもの
【０１１７】
評価結果は表３に示す通りである。番号３、８、１３、１８、２３は焼鈍温度から６５０℃までの平均冷速が本発明の範囲外であるため目的とする複合組織が得られず、降伏比が不合格であった。番号４、９、１４、１９、２４は６５０℃からめっき浴までの平均冷速が本発明の範囲外であるため目的とする複合組織が得られず、降伏比が不合格であった。番号５、１０、１５、２０、２５は合金化処理後の平均冷速が本発明の範囲外であるため目的とする複合組織が得られず、降伏比が不合格であった。
【０１１８】
これら以外の本発明品は、優れた加工性と高いめっき密着性が両立し、自動車用外板として使用可能な高強度複合組織合金化溶融亜鉛めっき鋼板であった。
【０１１９】
【表３】
0005092858.tif 000004