JP2001303180A - 加工性および歪時効硬化特性に優れた高降伏比型高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 加工性と、歪時効硬化特性に優れる高降伏比
型高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提案
する。 【解決手段】 Ｃ：0.20％以下、Si：2.0 ％以下、Mn：
3.0 ％以下、Ｐ：0.08％以下、Ｓ：0.02％以下、Al：0.
02％以下、Ｎ：0.0050〜0.0250％、Nb：0.005 〜0.50％
を含み、かつＮ／Alが0.3 以上含有する組成を有する熱
延板または冷延板にＡc₁点〜Ａc₃点＋100 ℃の加熱処理
と、ついで溶融亜鉛めっきを施し、表面に溶融亜鉛めっ
き層を形成したのち冷却する。なお、加熱処理前に、Ａ
c₁以上の温度で焼鈍し冷却する焼鈍と、ついで酸洗とを
施すのが好ましい。また、仕上圧延後、0.5 秒以内に冷
却を開始し40℃／ｓ以上で急冷し、巻き取りのが好まし
い。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、主として自動車車
体用として好適な高加工性高張力めっき鋼板に係り、と
くに降伏比（降伏応力／引張強さ）0.7 以上で、かつ引
張強さＴＳ440MPa以上を有し、さらに歪時効硬化特性に
優れた高降伏比型高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその
製造方法に関する。本発明の高張力溶融亜鉛めっき鋼板
は、その具体的な用途として、軽度の曲げ加工やロール
フォーミングしてパイプに成形されるような比較的軽加
工に供されるものから、比較的厳しい絞り成形に供され
るものまで広範囲の用途に適する製品であり、とくに比
較的小さな歪しか加わらない部分が多い成形部品への適
用に有利である。なお、本発明における鋼板は、鋼板に
加えて鋼帯をも含むものとする。

【０００２】また、本発明でいう「歪時効硬化特性に優
れる」とは、引張歪２％の予変形後、170 ℃の温度で20
min 保持する条件で時効処理したとき、この時効処理前
後の変形応力増加量（ＢＨ量と記す；ＢＨ量＝（時効処
理後の降伏応力）−（時効処理直前の予変形応力））が
80MPa 以上であり、かつ歪時効処理( 前記予変形＋前記
時効処理）前後の引張強さ増加量（ΔＴＳと記す；ΔＴ
Ｓ＝（時効処理後の引張強さ）−（予変形前の引張強
さ））が40MPa 以上であることを意味する。

【０００３】

【従来の技術】昨今の地球環境問題から排出ガス規制に
関連し、車体重量の低減は極めて重要な課題である。車
体重量軽減のためには鋼板の強度を増加させて、すなわ
ち高張力鋼板を適用して、鋼板の板厚を低減することが
有効である。しかし、高張力鋼板を使用する対象となる
自動車部品を考えると、必要十分な部品としてのパフォ
ーマンスを確保することが必須である。それらは部品ご
とに異なるが、一例としては、曲げ、ねじり変形に対す
る静的強度、疲労強度、耐衝撃特性などである。これら
の特性は成形加工後の特性に関係するものであり、した
がって、薄肉化を達成するには、使用する高張力鋼板
が、成形加工後にかかる特性に優れることが要求され
る。

【０００４】一方、部品を作る過程においては、鋼板に
対してプレス成形が行われるが、強度の高い鋼板を使用
する場合には、 鋼板の強度が増加するため、形状凍結性が低下する、 鋼板の延性が低下するため、成形時に割れやネッキン
グなどの不都合を生じる、 耐デント特性（局部的な圧縮荷重負荷により生じる凹
みに対する抵抗性）が低下する、 などの問題がある。これらは、いずれも自動車車体に対
する高張力鋼板の適用を妨げるものであった。

【０００５】これを打開するための手段として、外板パ
ネル用の冷間圧延鋼板においては、例えば極低炭素鋼を
素材とし、最終的に固溶状態で残存するＣ量を適正範囲
に制御した鋼板の製造方法が知られている。この方法
は、プレス成形時には軟質でプレス成形時の形状凍結性
の低下を生じることなく、プレス成形後に行われる 170
℃×20min 程度の塗装焼付け工程で起こる歪時効硬化現
象を使い、部品強度として重要な耐デント特性を確保す
るものである。しかし、この方法では、表面欠陥となる
ストレチャーストレインの発生を防止するという観点か
ら、歪時効硬化による強度上昇量は小さいものであり、
実際の鋼板の薄肉化に寄与するところは小さいという難
点があった。

【０００６】一方、外観があまり問題にならない用途に
対しては、固溶Ｎを用いて焼付硬化量をさらに増加させ
た鋼板や、組織をフェライトとマルテンサイトからなる
複合組織とすることで焼付硬化性をより一層向上させた
鋼板が提案されている。しかしながら、これら鋼板で
は、塗装焼付け後に降伏強さが上昇し従来になかった高
い焼付硬化量が得られるものの、引張強さまでは上昇さ
せることができず、また、降伏応力ＹＳの増加量も大き
くばらつくなど機械的性質の変動も大きいため、自動車
部品の軽量化に寄与できるほどの鋼板の薄肉化が期待で
きない。また、強度部材に適用した場合、成形後の耐疲
労特性、耐衝撃特性の向上が期待できない。このため、
耐疲労特性、耐衝撃性等が強く要求される用途への適用
ができないという問題が残されていた。

【０００７】また、特公平8-23048 号公報には、組織を
フェライトとマルテンサイトからなる複合組織とした熱
延鋼板が提案されている。組織をフェライトとマルテン
サイトからなる複合組織とすることにより、大きな塗装
焼付硬化性が得られるとしている。しかし、特公平8-23
048 号公報に記載された技術では、歪時効硬化により引
張強度は増加するものの、極めて低い巻取り温度を採用
しているため、降伏応力の増加量のばらつきが大きく、
また機械的性質の変動も大きいという問題があった。さ
らに板厚 2.0mm以下の薄肉鋼板を製造する場合には、鋼
板の形状が大きく乱れるため、プレス成形が著しく困難
となるという問題点があった。

【０００８】さらに、上記した従来の鋼板では、単純な
引張試験による塗装焼付処理後の強度評価では優れてい
るものの、実プレス条件にしたがって塑性変形させたと
きの強度に大きなばらつきが存在し、信頼性が要求され
る部品に適用するには必ずしも十分とはいえなかった。
一方、自動車部品は、適用部位によっては高い耐食性が
要求され、このため、溶融亜鉛めっき鋼板、あるいは合
金化溶融亜鉛めっき鋼板が必要となる。

【０００９】したがって、自動車車体の軽量化および高
強度化をより一層推進するためには、耐食性に優れ、し
かも延性、さらには歪時効硬化特性に優れる高張力溶融
亜鉛めっき鋼板が必要不可欠な素材となる。多くの連続
溶融亜鉛めっきラインは、焼鈍設備とめっき設備を連続
化して設置している。この連続化されためっき工程の存
在により、焼鈍後の冷却はめっき温度で中断され、工程
を通じた平均冷却速度も必然的に小さくなる。したがっ
て、連続溶融亜鉛めっきラインで製造される鋼板では、
冷却速度の大きい冷却条件下で生成するマルテンサイト
をめっき後の鋼板中に含有させることは難しくなる。

【００１０】このような要望に対し、例えば、特開平10
-310824 号公報、特開平10-310847号公報には、Ｃ：0.0
1〜0.08％、Si：0.005 〜1.0 ％、Mn：0.01〜3.0 ％、A
l：0.001 〜0.1 ％、Ｎ：0.0002〜0.01％を含み、さら
にＷ、Cr、Moの１種または２種以上を合計量が0.05〜3.
0 ％含有し、組織がフェライトあるいはフェライトを主
体とする成形後強度上昇熱処理性能を有する合金化溶融
亜鉛めっき鋼板およびその製造方法が開示されている。
ここでいう、成形後強度上昇熱処理性能とは、２％以上
の歪が加わる成形加工後、200 〜450 ℃で加熱する熱処
理を施して、熱処理前の引張強さに比べ、熱処理後の引
張強さが増加する性能をいう。

【００１１】しかしながら、特開平10-310824 号公報、
特開平10-310847 号公報に記載された技術で製造された
鋼板では、塗装焼付け処理を従来（170 ℃）より高い20
0 〜450 ℃という温度で行う必要があり、部品製造の生
産性が低下し経済的に不利となるという問題があった。
一方、フロントサイドメンバーのような曲げ加工が施さ
れる部位では、良好な耐スプリングバック性が要求さ
れ、上記した加工性、歪時効硬化特性等に加えて、高い
降伏比を有する鋼板が要求される場合がある。これは、
比較的少ない歪が付与される部位に適用される鋼板であ
り、プレス成形加工後にも高い降伏応力と高い引張強さ
を有し、高い部品強度を安定して確保することが要求さ
れる。

【００１２】比較的高い降伏応力を有する高降伏比型高
張力鋼板として、Ti、Nb、Ｖ等の炭窒化物形成元素を添
加し、それらの微細な析出物によって強化する、いわゆ
る析出強化型鋼板がある。しかし、熱間圧延巻き取り後
に、十分保熱される工程を含む熱延鋼板では、析出物を
微細に析出させることは可能であるが、冷延鋼板におけ
る連続焼鈍工程、あるいは溶融亜鉛めっき鋼板における
連続めっきラインでは、均熱時間が短く冷却も速いため
十分な析出を進行させることは困難である。したがっ
て、現在まで高い降伏応力を有する高降伏比型高張力冷
延鋼板あるいは高降伏比型高張力溶融亜鉛めっき鋼板を
製造することは困難であった。とくに、Ｃ量が低い領
域、あるいは溶接性を考慮してさらにＣを低減した場合
には、析出物そのものの量が減少するためさらに困難と
なる。

【００１３】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記した従
来技術の問題点を解決し、自動車車体用として、高い部
品強度を安定して確保できる、加工性と、歪時効硬化特
性に優れる高降伏比型高張力溶融亜鉛めっき鋼板、およ
びそれらめっき鋼板を安定して製造できる製造方法を提
案することを目的とする。

【００１４】

【問題を解決するための手段】本発明者らは、上記した
課題を解決するために、溶融亜鉛めっき鋼板の組成、製
造方法について鋭意研究した。その結果、従来、高加工
性を要求される分野ではあまり積極的に利用されたいな
かったＮを強化元素として利用し、Ｎが持つ大きな歪時
効硬化現象を有利に活用することにより、プレス成形性
の向上とプレス成形後の高強度化とを両立させることが
できることを知見した。

【００１５】また、Ｎによる歪時効硬化現象を有利に活
用するためには、Ｎによる歪時効硬化現象を自動車の塗
装焼付け条件あるいはさらに積極的にプレス成形後熱処
理と有利に結合させる必要があり、そのために、鋼板の
微視組織を制御することが極めて有効であることを見い
だした。また、Ｎによる歪時効硬化現象を安定して発現
するためには、組成の面では、特にAl含有量を制御する
ことが重要であることも明らかとなった。また、本発明
者らは、鋼板の微視組織を、フェライトを主相とし、平
均結晶粒径を10μm 以下とすることにより、従来問題で
あった室温時効劣化の問題もなく、Ｎを十分に活用でき
ることを見いだした。

【００１６】すなわち、本発明者らは、Nbを含有し、さ
らにＮを強化元素として用い、Al含有量をＮ含有量に応
じ適正な範囲に制御するとともに、熱延条件、溶融亜鉛
めっき処理前の熱処理条件を適正化して、微視組織と固
溶Ｎ量を最適化することにより、従来の固溶強化型のＣ
−Mn系鋼板、析出強化型鋼板にくらべて、格段に優れた
成形性と、上記した従来にない大きな塗装焼付硬化量が
得られる歪時効硬化特性と、0.7 以上の高降伏比と、を
有する高降伏比型高張力溶融亜鉛めっき鋼板が得られる
ことを見いだした。

【００１７】本発明は、上記した知見に基づいて完成さ
れたものである。すなわち、第１の本発明は、鋼板表面
に溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有
する溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板が、質量％
で、Ｃ：0.20％以下、Si：2.0 ％以下、Mn：3.0 ％以
下、Ｐ：0.08％以下、Ｓ：0.02％以下、Al：0.02％以
下、Ｎ：0.0050〜0.0250％、Nb：0.005 〜0.50％を含
み、かつＮ／Alが0.3 以上、固溶状態としてのＮが0.00
10％以上含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる
組成と、平均結晶粒径10μm 以下のフェライト相を面積
率で50％以上含む組織とを有し、降伏比0.7 以上でかつ
引張強さ440MPa以上を有することを特徴とする加工性お
よび歪時効硬化特性に優れた高降伏比型高張力溶融亜鉛
めっき鋼板であり、第１の本発明では、前記組成に加え
てさらに、質量％で、次ａ群〜ｄ群 ａ群：Cu、Ni、Cr、Moの１種または２種以上を合計で5.
0 ％以下 ｂ群：Ti、Ｖの１種または２種以上を合計で0.1 ％以下 ｃ群：Ｂを0.0030％以下 ｄ群：Ca、REM の１種または２種を合計で0.0010〜0.01
0 ％ から選ばれた１群または２群以上を含むことが好まし
い。

【００１８】第２の本発明は、質量％で、Ｃ：0.20％以
下、Si：2.0 ％以下、Mn：3.0 ％以下、Ｐ：0.08％以
下、Ｓ：0.02％以下、Al：0.02％以下、Ｎ：0.0050〜0.
0250％、Nb：0.005 〜0.50％を含み、かつＮ／Alが0.3
以上含有する組成を有する鋼スラブを、スラブ加熱温
度：1000℃以上に加熱し、粗圧延してシートバーとし、
該シートバーに仕上圧延出側温度：800 ℃以上とする仕
上圧延を施し、巻取温度：750 ℃以下で巻き取り熱延板
とする熱間圧延工程と、該熱延板に酸洗を行う熱延板酸
洗工程と、該酸洗済の熱延板に（Ａc₁変態点）〜（Ａc₃
変態点＋100 ℃）の範囲の温度に加熱する加熱処理工程
と、430 〜600 ℃の温度範囲で溶融亜鉛めっきを施し、
前記冷延板の表面に溶融亜鉛めっき層を形成したのち冷
却するめっき工程とを、順次施すことを特徴とする降伏
比0.7 以上、引張強さ440MPa以上を有し加工性および歪
時効硬化特性に優れた高降伏比型高張力溶融亜鉛めっき
鋼板の製造方法であり、また第２の本発明では、前記仕
上圧延後、0.5 秒以内に冷却を開始し冷却速度40℃／ｓ
以上で急冷し、前記巻き取りを行うことが好ましく、ま
た第２の本発明では、前記加熱処理工程前に、Ａc₁変態
点以上の温度で焼鈍し冷却する焼鈍処理と、ついで鋼板
表層の成分濃化層を酸洗により除去する酸洗処理とを、
少なくとも１回以上施すことが好ましい。

【００１９】また、第２の本発明では、前記めっき工程
に続いてさらに、伸び率：0.2 〜10％の調質圧延または
レベラー加工を施すことが好ましく、また第２の本発明
では、前記粗圧延と前記仕上圧延の間で、相前後するシ
ートバー同士を接合することが好ましく、また第２の本
発明では、前記粗圧延と前記仕上圧延の間で、前記シー
トバーの幅端部を加熱するシートバーエッジヒータ、前
記シートバーの長さ端部を加熱するシートバーヒータの
いずれか一方または両方を使用することが好ましい。

【００２０】第３の本発明は、質量％で、Ｃ：0.20％以
下、Si：2.0 ％以下、Mn：3.0 ％以下、Ｐ：0.08％以
下、Ｓ：0.02％以下、Al：0.02％以下、Ｎ：0.0050〜0.
0250％、Nb：0.005 〜0.50％を含み、かつＮ／Alが0.3
以上含有する組成を有する鋼スラブを、スラブ加熱温
度：1000℃以上に加熱し、粗圧延してシートバーとし、
該シートバーに仕上圧延出側温度：800 ℃以上とする仕
上圧延を施し、巻取温度：750 ℃以下で巻き取り熱延板
とする熱間圧延工程と、該熱延板に酸洗を行う熱延板酸
洗工程と、該酸洗済の熱延板に冷間圧延を行い冷延板と
する冷間圧延工程と、該冷延板に（Ａc₁変態点）〜（Ａ
c₃変態点＋100 ℃）の範囲の温度に加熱する加熱処理工
程と、430 〜600 ℃の温度範囲で溶融亜鉛めっきを施
し、前記冷延板の表面に溶融亜鉛めっき層を形成したの
ち冷却するめっき工程とを、順次施すことを特徴とする
降伏比0.7 以上、引張強さ440MPa以上を有し加工性およ
び歪時効硬化特性に優れた高降伏比型高張力溶融亜鉛め
っき鋼板の製造方法であり、また第３の本発明では、前
記仕上圧延後、0.5 秒以内に冷却を開始し冷却速度40℃
／ｓ以上で急冷し、前記巻き取りを行うことが好まし
く、また第３の本発明では、前記加熱処理工程前に、Ａ
c₁変態点以上の温度で焼鈍し冷却する焼鈍処理と、つい
で鋼板表層の成分濃化層を酸洗により除去する酸洗処理
とを、少なくとも１回以上施すことが好ましい。

【００２１】また、第３の本発明では、前記めっき工程
に続いてさらに、伸び率：0.2 〜10％の調質圧延または
レベラー加工を施すことが好ましく、また第３の本発明
では、前記粗圧延と前記仕上圧延の間で、相前後するシ
ートバー同士を接合することが好ましく、また第３の本
発明では、前記粗圧延と前記仕上圧延の間で、前記シー
トバーの幅端部を加熱するシートバーエッジヒータ、前
記シートバーの長さ端部を加熱するシートバーヒータの
いずれか一方または両方を使用することが好ましい。

【００２２】また、第４の本発明は、質量％で、Ｃ：0.
20％以下、Si：2.0 ％以下、Mn：3.0 ％以下、Ｐ：0.08
％以下、Ｓ：0.02％以下、Al：0.02％以下、Ｎ：0.0050
〜0.0250％、Nb：0.005 〜0.50％を含み、かつＮ／Alが
0.3 以上含有する組成を有する鋼スラブを、スラブ加熱
温度：1000℃以上に加熱し、粗圧延してシートバーと
し、該シートバーに仕上圧延出側温度：800 ℃以上とす
る仕上圧延を施し、巻取温度：750 ℃以下で巻き取り熱
延板とする熱間圧延工程と、該熱延板に酸洗を行う熱延
板酸洗工程と、該酸洗済の熱延板に（Ａc₁変態点）〜
（Ａc₃変態点＋100℃）の範囲の温度に加熱する加熱処
理工程と、430 〜600 ℃の温度範囲で溶融亜鉛めっきを
施し、前記冷延板の表面に溶融亜鉛めっき層を形成する
めっき工程と、470 ℃〜（Ａc₁変態点）の温度に加熱し
前記溶融亜鉛めっき層の合金化を行ったのち冷却する合
金化処理工程と、を順次施すことを特徴とする降伏比0.
7 以上、引張強さ440MPa以上を有し加工性および歪時効
硬化特性に優れた高降伏比型高張力合金化溶融亜鉛めっ
き鋼板の製造方法であり、また、第４の本発明では、前
記仕上圧延後、0.5 秒以内に冷却を開始し冷却速度40℃
／ｓ以上で急冷し、前記巻き取りを行うことが好まし
く、また、第４の本発明では、前記加熱処理工程前に、
Ａc₁変態点以上の温度で焼鈍し冷却する焼鈍処理と、つ
いで鋼板表層の成分濃化層を酸洗により除去する酸洗処
理とを、少なくとも１回以上施すことが好ましい。

【００２３】また、第４の本発明では、前記めっき工程
に続いてさらに、伸び率：0.2 〜10％の調質圧延または
レベラー加工を施すことが好ましく、また第４の本発明
では、前記粗圧延と前記仕上圧延の間で、相前後するシ
ートバー同士を接合することが好ましく、また第４の本
発明では、前記粗圧延と前記仕上圧延の間で、前記シー
トバーの幅端部を加熱するシートバーエッジヒータ、前
記シートバーの長さ端部を加熱するシートバーヒータの
いずれか一方または両方を使用することが好ましい。

【００２４】また、第５の本発明は、質量％で、Ｃ：0.
20％以下、Si：2.0 ％以下、Mn：3.0 ％以下、Ｐ：0.08
％以下、Ｓ：0.02％以下、Al：0.02％以下、Ｎ：0.0050
〜0.0250％、Nb：0.005 〜0.50％を含み、かつＮ／Alが
0.3 以上含有する組成を有する鋼スラブを、スラブ加熱
温度：1000℃以上に加熱し、粗圧延してシートバーと
し、該シートバーに仕上圧延出側温度：800 ℃以上とす
る仕上圧延を施し、巻取温度：750 ℃以下で巻き取り熱
延板とする熱間圧延工程と、該熱延板に酸洗を行う熱延
板酸洗工程と、該酸洗済の熱延板に冷間圧延を行い冷延
板とする冷間圧延工程と、該冷延板に（Ａc₁変態点）〜
（Ａc₃変態点＋100 ℃）の範囲の温度に加熱する加熱処
理工程と、430 〜600 ℃の温度範囲で溶融亜鉛めっきを
施し、前記冷延板の表面に溶融亜鉛めっき層を形成する
めっき工程と、470 ℃〜（Ａc₁変態点）の温度に加熱し
前記溶融亜鉛めっき層の合金化を行ったのち冷却する合
金化処理工程と、を順次施すことを特徴とする降伏比0.
7 以上、引張強さ440MPa以上を有し加工性および歪時効
硬化特性に優れた高降伏比型高張力合金化溶融亜鉛めっ
き鋼板の製造方法であり、また、第５の本発明では、前
記仕上圧延後、0.5 秒以内に冷却を開始し冷却速度40℃
／ｓ以上で急冷し、前記巻き取りを行うことが好まし
く、また、第５の本発明では、前記加熱処理工程前に、
Ａc₁変態点以上の温度で焼鈍し冷却する焼鈍処理と、つ
いで鋼板表層の成分濃化層を酸洗により除去する酸洗処
理とを、少なくとも１回以上施すことが好ましい。

【００２５】また、第５の本発明では、前記めっき工程
に続いてさらに、伸び率：0.2 〜10％の調質圧延または
レベラー加工を施すことが好ましく、また第３の本発明
では、前記粗圧延と前記仕上圧延の間で、相前後するシ
ートバー同士を接合することが好ましく、また第５の本
発明では、前記粗圧延と前記仕上圧延の間で、前記シー
トバーの幅端部を加熱するシートバーエッジヒータ、前
記シートバーの長さ端部を加熱するシートバーヒータの
いずれか一方または両方を使用することが好ましい。

【００２６】

【発明の実施の形態】本発明の高張力溶融亜鉛めっき鋼
板は、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜
鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板である。まず、
本発明の高張力溶融亜鉛めっき鋼板の化学成分の限定理
由について説明する。なお、質量％は、以下、単に％で
記す。

【００２７】Ｃ：0.20％以下 Ｃは、鋼板の高強度化に必須の元素であり、0.010 ％以
上の含有が望ましいが、0.20％を超えて含有すると、鋼
中の炭化物分率が増加し、鋼板の延性、さらにはプレス
成形性が顕著に低下する。また、Ｃ：0.20％を超える含
有は、スポット溶接、あるいはアーク溶接等の溶接性が
顕著に低下する。このようなことから、Ｃは0.20％以下
とする。なお、プレス成形性の観点からは0.08％以下が
好ましい。。とくに良好な延性が必要となる用途に対し
ては、0.05％以下とするのがより好ましい。

【００２８】Si：2.0 ％以下 Siは、鋼の延性を顕著に低下させることなく、鋼板を高
強度化させることができる有用な元素であり、0.1 ％以
上の含有が望ましいが、2.0 ％を超える含有は、表面性
状、めっき性など、表面の美麗性が損なわれる。このた
め、Siは2.0 ％以下に限定する。なお、引張強さＴＳが
500MPaを超える高強度鋼板では、強度−延性バランスの
観点から、Siは0.3 〜1.5 ％の範囲とするのが望まし
い。

【００２９】Mn：3.0 ％以下 MnはＳによる熱間割れを防止する有効な元素であり、含
有するＳ量に応じて添加するのが望ましく、またMnは結
晶粒の微細化に対し大きな効果があり、積極的に添加し
て材質改善に利用するのが好ましい。Ｓを安定して固定
するという観点からは、0.2 ％程度以上含有するのが望
ましい。なお、ＴＳ500MPa超級の強度が要求される場合
には、1.2 ％以上とするのが望ましい。なお、より望ま
しくは1.5 ％以上である。Mn含有量をこのレベルまで高
めると、熱延条件の変動に対する鋼板の機械的性質、と
くに本発明が目的とする歪時効硬化特性のばらつき（変
動）が顕著に改善されるという大きな利点がある。

【００３０】しかし、Mnを3.0 ％を超えて過度に含有す
ると、詳細な機構は不明であるが鋼板の熱間変形抵抗を
増加させる傾向があり、さらに、溶接性、溶接部の成形
性、めっき性も悪化する傾向となり、またフェライトの
生成が顕著に抑制され、延性が顕著に低下する傾向とな
る。このようなことから、Mnは3.0 ％以下に限定する。
なお、より良好な耐食性と成形性とが要求される用途で
は、Mnは0.80％以下とするのが望ましい。

【００３１】また、Mnは変態点を低下させる望ましい効
果があるため、Siとともに含有することにより、Si含有
による変態点の上昇を相殺することができる。特に板厚
が薄い製品の場合には、品質・形状が敏感に変わるた
め、MnとSiの含有量をバランスさせることが特に必要と
なる。 Ｐ：0.08％以下 Ｐは鋼の固溶強化元素として有効であるが、過度に含有
すると鋼を脆化させ、さらに鋼板の伸びフランジ加工
性、めっき性、耐パウダリング性を悪化させる。また、
Ｐは鋼中で偏析する傾向が強いためそれに起因した溶接
部の脆化をもたらす。このため、Ｐは0.08％以下に限定
した。なお、伸びフランジ加工性、溶接部靱性が特に重
要視される場合は0.04％以下とするのが好ましい。

【００３２】Ｓ：0.02％以下 Ｓは、鋼板中では介在物として存在し、鋼板の延性を減
少させ、さらに耐食性の劣化をもたらす元素であり、本
発明ではＳは0.02％以下とした。なお、特に良好な加工
性が要求される用途においては、0.015 ％以下とするこ
とが望ましい。特に伸びフランジ加工性はＳ量に敏感で
あるため、優れたフランジ加工性が要求される場合はＳ
は0.008 ％以下とすることが望ましい。また、詳細な機
構は不明であるが、歪時効硬化特性を安定して高いレベ
ルに維持するためには、Ｓを0.008 ％以下まで低減する
ことが有効である。

【００３３】Al：0.02％以下 Alは、鋼の脱酸元素として添加され、鋼の清浄度を向上
させるのに有用な元素であり、また鋼の組織微細化のた
めにも有用な元素である。本発明においては、Ｎを強化
元素として利用するが、適正量のAlを含有したアルミキ
ルド鋼のほうが、アルミを添加しない従来のリムド鋼に
比して、機械的性質が優れている。

【００３４】Al含有量が過剰に多くなると、表面性状の
悪化、固溶Ｎの顕著な低下につながり、本発明の目的で
ある極めて大きな歪時効硬化特性を確保することが困難
となる。このため、本発明ではAlは従来より低い0.02％
以下に限定した。なお、材質の安定性という観点では、
Alは0.001 〜0.015 ％とするのが望ましい。また、Al含
有量の低減は結晶粒の粗大化につながる懸念があるが、
本発明では他の合金元素を最適量に調整し、さらに、焼
鈍条件を最適な範囲とすることにより防止できる。

【００３５】Ｎ：0.0050〜0.0250％ Ｎは、固溶強化と歪時効硬化により鋼板の強度を増加さ
せる元素であり、本発明においては最も重要な添加元素
である。また、Ｎは、鋼の変態点を降下させる作用も有
しており、薄物で変態点を大きく割り込んだ圧延をした
くないという状況下ではその含有は有効である。本発明
では、適正範囲のＮを含有し、製造条件を制御すること
により、めっき製品で必要かつ十分な固溶状態のＮを確
保し、それによって、固溶強化と歪時効硬化での強度
（降伏応力ＹＳおよび引張強さＴＳ）上昇効果が得ら
れ、目標とするＴＳ440MPa以上、焼付硬化量（ＢＨ量）
80MPa以上、歪時効処理前後での引張強さの増加量ΔＴ
Ｓ40MPa 以上が安定して得られる。

【００３６】Ｎ含有量が0.0050％未満では、上記の強度
上昇効果が安定して得られにくい。一方、0.0250％を超
えて含有すると、鋼板の内部欠陥発生率が高くなるとと
もに、連続鋳造時のスラブ割れなどの発生が顕著とな
る。このため、Ｎは0.0050〜0.0250％の範囲に限定し
た。なお、製造工程全体を考慮した材質の安定姓・歩留
り向上という観点からは、Ｎは0.0070〜0.0170％の範囲
が望ましい。なお、本発明の範囲内のＮ量であれば、溶
接性への悪影響は全くない。

【００３７】固溶状態のＮ：0.0010％以上 めっき鋼板で十分な強度が確保され、さらにＮによる歪
時効硬化が有効に発揮されるには、固溶状態のＮ（固溶
Ｎともいう）は概ね0.0010％以上である必要がある。な
お、ここで固溶Ｎ量は、鋼中の全Ｎ量から析出Ｎ量を差
し引いて求めるものとする。なお、析出Ｎ量の分析方法
としては、種々の方法を検討したが、定電位電解法を用
いた電解抽出分析法により求めるのが有効である。な
お、抽出分析に用いる地鉄を溶解する方法として、酸分
解法、ハロゲン法および電解法がある。この中で、電解
法は炭化物、窒化物などの極めて不安定な析出物を分解
することなく、安定して地鉄のみを溶解できる。電解液
としては、アセチル・アセトン系を用いて定電位にて電
解する。本発明では、定電位電解法を用いて析出Ｎ量を
測定した結果が、実際の部品強度ともっともよく対応し
た。

【００３８】このようなことから、本発明では定電位電
解法により抽出した残渣を化学分析して残渣中のＮ量を
求め、これを析出Ｎ量とする。なお、より高いＢＨ量、
ΔＴＳが必要な場合には、固溶Ｎを0.0020％さらには0.
0030％以上とするのが有効である。 Nb：0.005 〜0.50％ Nbは、炭化物、窒化物を形成し結晶粒を微細化する作用
を有する元素であり、本発明において、重要な元素の一
つである。本発明ではNbを0.005 ％以上含有させ、結晶
粒を顕著に微細化し、これにより、Ｎによる大きな歪時
効硬化現象を発現させる。しかし、Nbが過剰に含有され
ると、固溶Ｎを有効に残留させるのが困難となる。その
ため、Nbの含有量はその上限が制限される。本発明で
は、他の合金元素量と勘案して、Nbは0.50％以下とする
必要がある。なお、より好ましくは0.010 〜0.20％であ
る。

【００３９】Ｎ／Alの比：0.3 以上 製品状態で固溶Ｎを0.0010％以上安定して残留させるた
めには、Ｎを強力に固定する元素であるAlの含有量を制
限する必要がある。ＮとAl含有量の組み合わせを幅広く
変化させた鋼塊を準備し、熱間圧延−冷間圧延−めっき
処理後に固溶状態で残存するＮ量について調査した。そ
の結果、本発明鋼板の組成範囲ではＮ／Alの値を0.3 以
上とすることが、安定して固溶Ｎ量を0.0010％以上残留
させるために必要であり、これにより目標とする歪時効
硬化が発揮されることを確認した。このようなことか
ら、本発明では、Ｎ含有量とAl含有量の比、Ｎ／Alを0.
3 以上とする。

【００４０】本発明では、上記した組成に加えてさら
に、次ａ群〜ｄ群 ａ群：Cu、Ni、Cr、Moの１種または２種以上を合計で5.
0 ％以下 ｂ群：Ti、Ｖの１種または２種以上を合計で0.1 ％以下 ｃ群：Ｂを0.0030％以下 ｄ群：Ca、REM の１種または２種を合計で0.0010〜0.01
0 ％ のうちから選ばれた１群または２群以上を含有するのが
好ましい。なお、ａ群〜ｄ群のうちの１群のうちの各元
素を単独または複合しても、または２群以上の元素を複
合して含有しても、それぞれの元素の望ましい効果は相
殺されることはない。

【００４１】ａ群の元素：Cu、Ni、Cr、Moは、いずれも
鋼板の強度上昇に寄与する元素であり、必要に応じ選択
して単独または複合して含有できる。しかし、含有量が
多すぎると熱間変形抵抗が増加し、あるいは化成処理性
や広義の表面処理特性が悪化するうえ、溶接部が硬化し
溶接部成形性が劣化する。このため、ａ群の元素は合計
で5.0 ％以下とするのが好ましい。

【００４２】ｂ群の元素：Ti、Ｖは、いずれも結晶粒の
微細化・均一化に寄与する元素であり、必要に応じ選択
して単独または複合して含有できる。しかし、含有量が
多すぎると、熱間変形抵抗が増加し、化成処理性や広義
の表面処理特性が悪化する。また、含有量が多すぎる
と、溶接部を硬化させ、溶接部の成形性を悪化させる。
このため、ｂ群の元素は合計で0.1 ％以下とするのが好
ましい。

【００４３】ｃ群の元素：Ｂは、鋼の焼入れ性を向上さ
せる効果を有する元素であり、鋼の強度を増加させる目
的で必要に応じ含有することができる。しかし、量が多
すぎると熱間変形能が低下し、BNを生成することで固溶
Ｎを低減させる。このため、Ｂは0.0030％以下とするが
好ましい。 ｄ群の元素：Ca、REM は、いずれも介在物の形態制御に
役立つ元素であり、特に伸びフランジ加工性の要求があ
る場合には、単独または複合して含有するのが好まし
い。その場合、ｄ群の元素の合計で、0.0010％未満では
介在物の形態制御効果が不足し、一方、0.010 ％を超え
ると表面欠陥の発生が目立つようになる。このため、ｄ
群の元素は合計で0.0010〜0.010 ％の範囲に限定するの
が好ましい。

【００４４】ついで、鋼板の組織について説明する。 フェライト相の面積率：50％以上 本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、高度な加工性が要求さ
れる自動車用鋼板等の用途を目的としており、延性を確
保するために、フェライト相を面積率で50％以上を含む
組織とする。フェライト相の面積率が50％未満では、高
度な加工性が要求される自動車用鋼板として必要な延性
を確保することが困難となる。さらに良好な延性が要求
される場合は、フェライト相の組織分率は面積率で75％
以上100％以下とするのが望ましい。

【００４５】フェライト相の平均結晶粒径：10μm （0.
01mm）以下 本発明では、結晶粒径として、断面組織写真からASTMに
規定された求積法により算出した値と、同じく切断法に
より求めた公称粒径（例えば梅本ら：熱処理,vol24(198
4),p.334 参照）のうち、いずれか大きい方を採用す
る。本発明では、製品段階で所定量の固溶Ｎを確保して
いるが、同一量の固溶Ｎを確保しても、歪時効特性にば
らつきが生じ、その主たる要因の一つが結晶粒径である
ことが明らかになった。したがって、安定した歪時効硬
化特性を得るためには、フェライト相の平均結晶粒径を
少なくとも10μm 以下、望ましくは８μm 以下とする必
要がある。この詳細な機構は現在のところ不明である
が、結晶粒界への合金元素の偏析と析出、さらにはこれ
らに及ぼす加工、熱履歴の影響が関係しているものと推
定される。

【００４６】なお、本発明では、フェライト相以外の第
２相（残部）は、とくに限定されにいが、パーライト、
ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト、セ
メンタイトのうちの１種または２種以上としてもよく、
いずれの場合でも十分に大きな歪時効硬化特性を得るこ
とができる。歪時効硬化特性の観点からは、マルテンサ
イトとするのが有利である。

【００４７】上記した組成と組織を有する本発明の溶融
亜鉛めっき鋼板（本発明鋼板）は、引張強さＴＳが440M
Pa以上で、歪時効硬化特性に優れためっき鋼板である。
ＴＳが440MPaを下回る鋼板では、構造部材的な要素をも
つ部材に広く適用することができない。また、さらに適
用範囲を拡げるにはＴＳは500MPa以上とするのが望まし
い。

【００４８】本発明において、「歪時効硬化特性に優れ
た」とは、上記したように、引張歪２％の予変形後、17
0 ℃の温度に20min 保持する条件で時効処理したとき、
この時効処理前後の変形応力増加量（ＢＨ量と記す；Ｂ
Ｈ量＝時効処理後の降伏応力−時効処理直前の予変形応
力）が80MPa 以上であり、かつ歪時効処理（前記予変形
＋前記時効処理）前後の引張強さ増加量（ΔＴＳと記
す；ΔＴＳ＝（時効処理後の引張強さ）−（予変形前の
引張強さ）が40MPa 以上であることを意味する。

【００４９】歪時効硬化特性を規定する場合、予歪（予
変形）量が重要な因子となる。本発明者らは、自動車用
鋼板に適用される変形様式を想定して、歪時効硬化特性
に及ぼす予歪量の影響について調査し、その結果、前
記変形様式における変形応力は、極めて深い絞り加工の
場合を除き、概ね１軸相当歪（引張歪）量で整理できる
こと、実部品ではこの１軸相当歪量が概ね２％を上回
っていること、部品強度が、予歪２％の歪時効処理後
に得られる強度（ＹＳおよびＴＳ）と良く対応すること
を突き止めた。この知見をもとに、本発明では、歪時効
処理の予変形を引張歪２％に定めた。

【００５０】従来の塗装焼付け処理条件は、170 ℃×20
min が標準として採用されている。なお、多量の固溶Ｎ
を含む本発明鋼板に２％以上の歪が加わる場合は、より
緩やかな（低温側の）処理でも硬化が達成され、言い換
えれば時効条件をより幅広くとることが可能である。ま
た、一般に、硬化量を稼ぐには、過度の時効で軟化させ
ない限りにおいて、より高温で、より長時間保持するこ
とが有利である。

【００５１】具体的に述べると、本発明鋼板では、予変
形後に硬化が顕著となる加熱温度の下限は概ね100 ℃で
ある。一方、加熱温度が300 ℃を超えると硬化が頭打ち
となり、逆にやや軟化する傾向が現れるほか、熱歪やテ
ンパーカラーの発生が目立つようになる。また、保持時
間については、加熱温度200 ℃程度のとき概ね30ｓ程度
以上とすれば略十分な硬化が達成される。さらに大きな
安定した硬化を得るには保持時間60ｓ以上とするのが好
ましい。しかし、20min を超える保持では、さらなる硬
化を望みえないばかりか、生産効率も著しく低下して実
用面では不利である。

【００５２】以上のことから、本発明では、時効処理条
件として従来の塗装焼付処理条件の加熱温度である170
℃、保持時間を20min で評価すると定めた。従来の塗装
焼付け型鋼板では十分な硬化が達成されない低温加熱・
短時間保持の時効処理条件下でも、本発明鋼板では大き
な硬化が安定的に達成される。なお、加熱の仕方はとく
に制限されず、通常の塗装焼付けに採用されている炉に
よる雰囲気加熱のほか、たとえば誘導加熱や、無酸化
炎、レーザ、プラズマなどによる加熱などのいずれも好
ましく用いうる。

【００５３】自動車用の部品強度は外部からの複雑な応
力負荷に抗しうる必要があり、それゆえ素材鋼板では小
さな歪域での強度特性だけでなく大きな歪域での強度特
性も重要となる。本発明者らはこの点に鑑み、自動車部
品の素材となすべき本発明鋼板のＢＨ量を80MPa 以上と
するとともにΔＴＳ量を40MPa 以上とする。なお、より
好ましくはＢＨ量100MPa以上、ΔＴＳ50MPa 以上とす
る。ＢＨ量とΔＴＳ量をより大きくするには、時効処理
の際の加熱温度をより高温側に、および／または、保持
時間をより長時間側に設定すればよい。

【００５４】また、本発明鋼板は、とくに加速時効を行
わなくても、成形後に室温に放置するだけで強度増加が
期待できる。成形後の室温放置で完全な時効の概ね40％
程度の強度増加が見込まれる。一方、本発明鋼板は、成
形加工されない状態では、室温で１年程度の長時間放置
されても時効劣化（ＹＳが増加しかつＥｌ（伸び）が減
少する現象）は起こらないという、従来にない利点が備
わっている。

【００５５】ところで、本発明の効果は製品板厚が比較
的厚い場合でも発揮されうるが、製品板厚が3.2mm を超
える場合には、冷延板焼鈍工程、あるいはめっき処理工
程で必要十分な冷却速度を確保することができず、製品
として目標とする歪時効硬化特性が得にくくなる。した
がって、本発明鋼板の板厚は3.2 mm以下とするのが好ま
しい。

【００５６】次に、本発明鋼板の製造方法について説明
する。本発明鋼板は、基本的には、上記した範囲内の組
成を有するスラブを加熱し、粗圧延してシートバーと
し、該シートバーに仕上圧延を施して巻き取り熱延板と
する熱間圧延工程と、該熱延板に酸洗を施す熱延板酸洗
工程と、あるいはさらに酸洗済熱延板に冷間圧延を行い
冷延板とする冷間圧延工程と、前記酸洗済熱延板あるい
は前記冷延板に加熱を施す加熱処理工程と、溶融亜鉛め
っきを施し冷却するめっき工程と、あるいはさらに合金
化処理工程とを、順次施すことにより製造される。

【００５７】本発明の製造方法で使用するスラブは、成
分のマクロな偏析を防止すべく連続鋳造法で製造するこ
とが望ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法で製造してよ
い。また、スラブを製造した後、一旦室温まで冷却し、
その後再度加熱する従来法のほか、スラブを冷却しない
で、温片のままで加熱炉に挿入する、あるいはわずかの
保熱を行った後に直ちに圧延する直送圧延や直接圧延等
の省エネルギープロセスも問題なく適用できる。特に固
溶状態のＮを有効に確保するには、直送圧延は有用な技
術の一つである。

【００５８】まず、熱間圧延工程条件の限定理由につい
て説明する。 スラブ加熱温度：1100℃以上 スラブ加熱温度は、初期状態として必要かつ十分な固溶
状態のＮを確保するという観点から、1100℃以上とする
のが好ましい。なお、酸化ロスの増大などから、スラブ
加熱温度は1280℃以下とすることが望ましい。

【００５９】上記した条件で加熱されたスラブは、つい
で粗圧延によりシートバーとされる。なお、粗圧延の条
件はとくに規定する必要はなく、常法にしたがって行え
ばよい。しかし、固溶Ｎ量の確保という観点からはでき
るだけ短時間での処理とするのが望ましい。ついで、シ
ートバーを仕上圧延して熱延板とする。

【００６０】なお、本発明では、粗圧延と仕上圧延の間
で、相前後するシートバー同士を接合し、連続的に仕上
圧延することが好ましい。接合手段としては、圧接法、
レーザ溶接法、電子ビーム溶接法などを用いるのが好ま
しい。これにより、仕上圧延およびその後の冷却におい
て形状の乱れを生じやすい非定常部（被処理材の先端部
および後端部）の存在割合が減少し、安定した熱延条件
がコイル全長および全幅にわたって達成可能である。ま
た圧延後の鋼板をホットランテーブル上で冷却する場合
にも常に張力を鋼板に付与できるため鋼板の形状を良好
に保つことが可能である。これは熱延鋼板のみでなく冷
延鋼板の断面の形状および寸法を改善するのに極めて有
効であり、製品の形状・寸法精度および歩留りが向上す
る。

【００６１】また、従来のシートバー毎の単発圧延では
通板性や噛込み性等の問題により実施が難しかった薄物
・広幅に対する潤滑圧延が容易に実施できるようにな
り、圧延荷重およびロール面圧が低減してロールの寿命
が延長する。また、本発明では、粗圧延と仕上圧延の間
で、シートバーの幅端部を加熱するシートバーエッジヒ
ータ、シートバーの長さ端部を加熱するシートバーヒー
タのいずれか一方または両方を使用してエッジ部を加熱
し、シートバーの幅方向および長手方向の温度分布を均
一化することが好ましい。なお、シートバーエッジヒー
タによる幅端部の加熱量は、鋼組成その他で変化するが
幅方向温度分布範囲が仕上圧延出側での温度差で概ね20
℃以下となるような条件が推奨される。また、シートバ
ーヒーターによる鋼板（コイル）の先後端部の加熱量は
中央部に対して概ね＋20℃の範囲が材質均一化という観
点から推奨される。これにより、鋼板内の材質ばらつき
をさらに小さくすることができる。シートバーエッジヒ
ータ、シートバーヒータは誘導加熱方式のものとするの
が好ましい。

【００６２】また、圧延荷重を低減するために、熱間圧
延の一部または全部を潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延
とすることは、鋼板形状の均一化、材質の均一化の観点
からも有効である。この際の摩擦係数は0.25〜0.10の範
囲とすることが好ましい。 仕上圧延出側温度：800 ℃以上 仕上圧延出側温度ＦＤＴを 800℃以上とすることによ
り、均一微細な熱延板組織を得ることができる。しか
し、ＦＤＴが 800℃を下回ると、一部に加工組織が残留
し、鋼板の組織が不均一になる。この組織の不均一性は
さらに冷延、焼鈍を施しても消えずに残留する。このた
め、プレス成形時に種々の不具合を発生する危険性が増
大する。また、加工組織の残留を回避すべく、高い巻取
り温度を採用すると、粗大粒が発生し同様の不具合を生
じ、また固溶Ｎ量の顕著な低下も生じるため、目標の引
張強さである 440MPa 以上の強度を得ることが困難とな
る。このようなことから、仕上圧延出側温度ＦＤＴを 8
00℃以上とした。さらに機械的性質を向上させるにはＦ
ＤＴを 820℃以上とするのが望ましい。なお、ＦＤＴの
上限はとくに規制されないが、ＦＤＴが過度に高い場合
にはスケール疵などが発生する危険性が大きくなる。こ
のため、概ね1000℃程度までとするのが好ましい。

【００６３】仕上圧延後の冷却：仕上圧延圧延終了後、
直ちに（ 0.5ｓ以内に）冷却を開始、平均冷却速度40℃
／ｓ以上の急冷 本発明では、仕上圧延終了後直ちに（ 0.5ｓ以内に）冷
却を開始し、冷却中の平均冷却速度を40℃／ｓ以上とす
るのが望ましい。この条件を満足させることにより、結
晶粒径が微細化し、固溶Ｎ量も十分な量を確保できる。
圧延後は熱間圧延歪により、AlN の析出が促進される傾
向にあり、AlN が析出するような高温域をできるだけ速
く冷却することにより、AlN の析出が防止でき、有効に
固溶状態のＮを確保することができるためである。な
お、材質と形状の均一性を確保する観点から、冷却速度
は概ね 300℃／ｓ以下に抑えるのが好ましい。

【００６４】巻取温度： 750℃以下 熱延巻取温度ＣＴを低下させることで鋼板強度は増加す
る傾向にある。目標の引張強さＴＳ 440MPa 以上を得る
には、ＣＴは 750℃以下とするのが好ましい。なお、Ｃ
Ｔの下限温度は材質上からは厳しく限定されないが、し
かし、ＣＴが 200℃を下回ると鋼板形状が乱れやすくな
り、実操業にあたり不具合を生じる危険性が増大し、ま
た、材質の均一性も低下する傾向を示す。このため、巻
取温度は200℃以上 750℃以下とするのが望ましい。さ
らに高い材質の均一性が要求される場合は 300℃以上と
するのがより望ましい。

【００６５】上記した熱間圧延工程を施された熱延板
は、ついで、酸洗を施される熱延板酸洗工程を施され
る。酸洗の条件は通常公知の条件に準じて行うのがよく
とくに限定されない。なお、熱延板のスケールが、極め
て薄いスケールの状態であれば直接冷間圧延することも
可能である。

【００６６】本発明では、めっき原板は、上記した酸洗
済熱延板としても、あるいは冷延板としてもよい。冷延
板は上記した酸洗済熱延板に冷間圧延を施す冷間圧延工
程を経て得られる。冷間圧延条件は、通常公知の条件で
よく、とくに限定されない。なお、組織の均一性確保と
いう観点から冷間圧下率は20％以上とするのが好まし
い。

【００６７】ついで、熱延板あるいは冷延板は、連続亜
鉛めっきラインで加熱処理工程を施される。加熱処理工
程における加熱温度は（Ａc₁変態点）〜（Ａc₃変態点＋
100 ℃）の範囲の温度とするのが好ましい。加熱処理の
温度がＡc₁変態点未満では目標の強度が確保できるもの
の、延性が極めて低く、自動車用鋼板として適用できな
い。一方、加熱処理の温度が（Ａc₃変態点＋100 ℃）を
超えると、窒化物が析出し固溶Ｎが減少するため、目標
の固溶Ｎ量を確保できなくなる。なお、特に高い降伏比
が要求される場合には、組織の粗大化、固溶Ｎの析出進
行を防止する観点から、加熱処理の温度を 900℃以下と
するのがより好ましい。また、加熱処理における保持時
間は、組織の微細化、固溶Ｎの確保という観点からはで
きる限り短い方が望ましく、概ね90ｓ以下とするのが望
ましい。

【００６８】加熱温度で保持、均熱されたのち、鋼板は
冷却される。加熱保持後の冷却は、組織の微細化、固溶
Ｎの確保の観点から重要であり、少なくとも 500℃以下
の温度域まで１℃／ｓ以上の平均冷却速度で連続して冷
却するのが好ましい。通常、溶融亜鉛めっきは500 ℃付
近で行われるため、加熱処理工程後の冷却は、上記した
冷却速度で亜鉛の融点付近まで冷却すればよい。平均冷
却速度が１℃／ｓ未満では、均一かつ微細な組織と十分
な量の固溶Ｎを得ることができない。なお、鋼板の幅方
向での均一な材質を確保するためには、平均冷却速度は
300℃／ｓ以下とするのが好ましい。

【００６９】加熱処理工程を施されたのち亜鉛の融点付
近まで冷却された熱延板あるいは冷延板は、ついで連続
亜鉛めっきラインの亜鉛浴に浸漬され、めっき工程を施
される。めっき工程では、亜鉛浴の温度を430 〜600 ℃
の温度範囲とし、該温度の溶融亜鉛浴中に冷延板を浸漬
して、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成する。なお、
亜鉛浴は0.10〜0.20％Alを含有するZn浴とするのが好ま
しい。また、めっき処理後、必要に応じ目付量調整のた
めワイピングを行ってもよいのはいうまでもない。

【００７０】めっき処理後、鋼板は冷却されるが、めっ
き処理後300 ℃までの温度域を、１℃／ｓ以上の平均冷
却速度で冷却するのが好ましい。平均冷却速度が１℃／
ｓ未満では、マルテンサイト相などの硬質な第２相の生
成が困難となる。硬質な第２相の形成が必要な場合には
１℃／ｓ以上の冷却速度とするのが好ましい。また、め
っき処理後、直ちに合金化処理を行ってもよい。合金化
処理は、通常公知の温度範囲である、 450℃〜（Ａc₁変
態点）の範囲の温度に加熱して行うのが好ましい。合金
化処理は、めっき処理後冷却したのち、上記した温度ま
で再加熱してもよく、まためっき処理後冷却することな
くそのまま上記した温度まで再加熱してよい。

【００７１】合金化処理における加熱温度が470 ℃未満
では、合金化の進行が遅く生産性が低下する。一方、加
熱温度がＡc₁変態点を超えると、めっき層の合金化が進
行しすぎてめっき層が脆化する。このため、本発明で
は、合金化処理の加熱温度は450 ℃〜（Ａc₁変態点）の
範囲の温度とするのが好ましい。合金化処理後の冷却
は、300 ℃までの温度域を、１℃／ｓ以上の平均冷却速
度で冷却するのが好ましい。平均冷却速度が１℃／ｓ未
満では、硬質な第２相の形成が困難となる。

【００７２】なお、本発明では、めっき性の更なる改善
のため、上記した連続亜鉛めっきラインでの加熱処理工
程の前に、Ａc₁変態点以上の温度で焼鈍し冷却する焼鈍
処理と、ついで鋼板表層の成分濃化層を酸洗により除去
する酸洗処理とを、少なくとも１回以上施すのが好まし
い。Si、Mnの添加量の多い高張力鋼板は、溶融亜鉛めっ
き前の焼鈍により、鋼板表面にSi、Mnの表面濃化層を形
成しやすく、このためめっき不良が起きやすい。本発明
では、このめっき不良の発生を防止するため、溶融亜鉛
めっきラインでの加熱処理前に、Ａc₁変態点以上の温度
で連続焼鈍し冷却する焼鈍処理を施し、Si、Mnの濃化層
を鋼板表層に形成させ、ついで、酸洗によりこの鋼板表
層の成分濃化層を除去し、鋼板表層および直下のSi、Mn
濃度を低下させる。焼鈍処理における焼鈍温度がＡc₁変
態点未満では、Si、Mnが表面濃化しにくい。一方、焼鈍
温度の上限は、加熱炉の能力、耐久性の問題から1000℃
以下とするのが好ましい。なお、連続焼鈍後の冷却中
に、過時効処理を行ってもとくに問題はない。

【００７３】さらに、本発明では、めっき処理工程、あ
るいは合金化処理工程後に、形状矯正、粗度調整という
従来の目的だけでなく、鋼板の歪時効硬化特性を安定し
て高めるために、伸び率： 0.2〜15％の調質圧延または
レベラー加工を施してもよい。調質圧延またはレベラー
加工における伸び率は、合計量で規定し、概ね 0.2％以
上あれば十分である。一方、伸び率が、15％を超える場
合は延性が低下する。なお、調質圧延とレベラー加工で
はその加工様式が相違するが、本発明者らは鋼板の歪時
効硬化特性に対する硬化は調質圧延でも、レベラー加工
でも大きな差異がないことを確認している。

【００７４】

【実施例】表１に示す組成（残部Feおよび不可避的不純
物）の鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法で鋳片（スラブ）
とした。得られたスラブを加熱し、表２に示す条件の熱
間圧延工程を施し熱延板とし、ついで該熱延板に酸洗を
施す熱延板酸洗工程を施した。一部は酸洗済熱延板にさ
らに表２に示す条件の冷間圧延工程を施し冷延板とし
た。これら熱延板あるいは冷延板に、連続亜鉛めっきラ
インで表２に示す条件の加熱処理工程と、それに続くめ
っき処理工程あるいはさらに合金化処理工程を施し、溶
融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板とし
た。なお、一部の鋼板には、連続亜鉛めっきラインでの
加熱処理工程の前に、連続焼鈍ラインで表２に示す条件
の焼鈍処理と、その後に続く酸洗処理を施した。

【００７５】なお各工程後の冷却速度を表２に併記し
た。めっき処理は、溶融亜鉛めっき浴に鋼板を浸漬して
行い、浸漬した鋼板を引き上げたのちガスワイピングに
より目付量を調整した。めっき処理の条件は、 板温度 ：470 ℃ めっき浴：0.14％Al−Zn 浴温 ：470 ℃ 浸漬時間：１ｓ 目付量 ：60g/m² とした。

【００７６】焼鈍処理は、連続焼鈍ラインで実施し、５
体積％Ｈ₂ ＋Ｎ₂ 雰囲気（露点：−20℃）で、保持時間
は60ｓとした。酸洗処理は、焼鈍処理で生じた鋼板表層
の成分濃化層を除去する目的で、５％HCl 水溶液（液
温：60℃）で実施した。なお、浸漬時間は６ｓとした。
得られためっき鋼板について、組織、固溶Ｎ量、引張特
性、めっき性、歪時効硬化性を調査した。

【００７７】組織は、鋼板の圧延方向断面（Ｌ断面）に
ついて、光学顕微鏡あるいは走査型電子顕微鏡を用い
て、微視組織を撮像し、画像解析装置を用いて主相であ
るフェライトおよび第２相の組織分率（体積率）を求め
た。固溶Ｎ量は、化学分析により求めた鋼中の全Ｎ量か
ら析出Ｎ量を差し引いて求めた。析出Ｎ量は、電解抽出
を用いた分析法により求めた。ここで、この分析法は、
アセチル・アセトンを溶媒として用いて定電位電解によ
り地鉄を溶解して抽出した残渣について化学分析により
析出物となっているＮ量を求める分析方法である。

【００７８】引張特性は、鋼板より圧延直角方向（Ｃ方
向）に採取したJIS Z 2204に規定のJIS ５号試験片を用
いて、歪速度：３×10^-3／ｓで引張試験を行い、降伏強
さＹＳ、引張強さＴＳ、伸びＥｌを測定した。めっき性
は、鋼板表面を目視で観察し、不めっき欠陥の存在の有
無を判定した。判定の結果は、評価：○を不めっき欠陥
が全くないもの（めっき性良好）、評価：△を不めっき
欠陥が一部発生したのもの（めっき性やや良好）、評
価：×を不めっき欠陥が多数発生したもの（めっき性不
良）とした。

【００７９】歪時効硬化特性は、鋼板（製品板）からJI
S ５号試験片を圧延直角方向（Ｃ方向）に採取し、予変
形として２％の引張歪を与えて予変形応力σ_2%を測定
し、ついで170 ℃×20min の塗装焼付処理相当の熱処理
（時効処理）を施したのち、歪速度：３×10^-3／ｓで引
張試験を実施し、予変形−熱処理後の引張特性（降伏応
力ＹＳ_BH、引張強さＴＳ）を求め、ＢＨ量＝ＹＳ_BH−σ
_2%、ΔＴＳ＝ＴＳ_BH−ＴＳを算出した。なお、ＹＳ_BH、
ＴＳ_BHは予変形−熱処理後の降伏応力、引張強さであ
り、ＴＳは製品板の引張強さである。

【００８０】それらの結果を表３に示す。

【００８１】

【表１】

【００８２】

【表２】

【００８３】

【表３】

【００８４】

【表４】

【００８５】

【表５】

【００８６】本発明例は、いずれも延性に優れ、ＴＳ：
440 MPa 以上でかつ降伏比：70％以上と高降伏比型の優
れた引張特性と、ＢＨ量：80MPa 以上、ΔＴＳ：40MPa
以上と優れた歪時効硬化特性を有し、しかもめっき性も
全く問題なく良好であった。これに対し、本発明の範囲
を外れる比較例は、降伏比が0.7 未満であり、また、Ｂ
Ｈ量：80MPa 以上、ΔＴＳ：40MPa 以上をともに満足で
きるほどの優れた歪時効硬化特性を具備していない。

【００８７】

【発明の効果】本発明によれば、高い延性と高い降伏比
とを有し、加工性と、歪時効硬化特性に優れた高降伏比
型高張力溶融亜鉛めっき鋼板あるいは高張力合金化溶融
亜鉛めっき鋼板を、安定して製造でき、産業上格段の効
果を奏する。なお、本発明のめっき鋼板は、自動車車体
用として、高い部品強度を安定して確保できるという効
果もある。また、本発明によれば、成形後に熱処理を施
すことにより、歪時効硬化現象により、強度が増加し、
高強度の鋼板を適用したと同等の十分な部品強度が得ら
れ、部材の薄肉化を容易に達成できるという効果もあ
る。。例えば、おおむね強度レベルで１〜1.5 グレード
の高強度鋼板（例えば、TS:440MPa からTS：540 〜780M
Pa程度）を利用したと同じ効果が期待でき、鋼板板厚を
１グレード（例えば 2.0mmから1.6mm 程度）低減でき
る。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｃ 38/58 Ｃ２２Ｃ 38/58 Ｃ２３Ｃ 2/02 Ｃ２３Ｃ 2/02 2/06 2/06 2/28 2/28 2/40 2/40 (72)発明者 金子 真次郎 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内 (72)発明者 古君 修 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内 Ｆターム(参考） 4K027 AA02 AA23 AB01 AB02 AB28 AB42 AC02 AC12 AC73 AC87 AD25 AE12 AE18 4K037 EA01 EA02 EA04 EA05 EA06 EA09 EA11 EA13 EA15 EA16 EA17 EA18 EA19 EA20 EA23 EA25 EA27 EA28 EA31 EA32 EA36 EB06 EB07 EB08 EB09 FA02 FA03 FC03 FC04 FC05 FD04 FE01 FE02 FE03 FF02 FF03 FG00 FH01 FJ05 FJ06 FM02 GA05 JA01 JA07

Claims (16)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 鋼板表面に溶融亜鉛めっき層または合金
   化溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であっ
   て、 前記鋼板が、質量％で、 Ｃ：0.20％以下、 Si：2.0 ％以下、 Mn：3.0 ％以下、 Ｐ：0.08％以下、 Ｓ：0.02％以下、 Al：0.02％以下、 Ｎ：0.0050〜0.0250％、 Nb：0.005 〜0.50％ を含み、かつＮ／Alが0.3 以上、固溶状態としてのＮが
   0.0010％以上含有し、残部Feおよび不可避的不純物から
   なる組成と、平均結晶粒径10μm 以下のフェライト相を
   面積率で50％以上含む組織とを有し、降伏比0.7 以上で
   かつ引張強さ440MPa以上を有することを特徴とする加工
   性および歪時効硬化特性に優れた高降伏比型高張力溶融
   亜鉛めっき鋼板。
2. 【請求項２】 前記組成に加えてさらに、質量％で、下
   記ａ群〜ｄ群の１群または２群以上を含むことを特徴と
   する請求項１に記載の高降伏比型高張力溶融亜鉛めっき
   鋼板。 記 ａ群：Cu、Ni、Cr、Moの１種または２種以上を合計で5.
   0 ％以下 ｂ群：Ti、Ｖの１種または２種以上を合計で0.1 ％以下 ｃ群：Ｂを0.0030％以下 ｄ群：Ca、REM の１種または２種を合計で0.0010〜0.01
   0 ％
3. 【請求項３】 質量％で、 Ｃ：0.20％以下、 Si：2.0 ％以下、 Mn：3.0 ％以下、 Ｐ：0.08％以下、 Ｓ：0.02％以下、 Al：0.02％以下、 Ｎ：0.0050〜0.0250％、 Nb：0.005 〜0.50％ を含み、かつＮ／Alが0.3 以上含有する組成を有する鋼
   スラブを、スラブ加熱温度：1000℃以上に加熱し、粗圧
   延してシートバーとし、該シートバーに仕上圧延出側温
   度：800 ℃以上とする仕上圧延を施し、巻取温度：750
   ℃以下で巻き取り熱延板とする熱間圧延工程と、該熱延
   板に酸洗を行う熱延板酸洗工程と、酸洗済の熱延板に
   （Ａc₁変態点）〜（Ａc₃変態点＋100 ℃）の範囲の温度
   に加熱する加熱処理工程と、430 〜600 ℃の温度範囲で
   溶融亜鉛めっきを施し、前記熱延板の表面に溶融亜鉛め
   っき層を形成したのち冷却するめっき工程とを、順次施
   すことを特徴とする降伏比0.7 以上、引張強さ440MPa以
   上を有し加工性および歪時効硬化特性に優れた高降伏比
   型高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
4. 【請求項４】 質量％で、 Ｃ：0.20％以下、 Si：2.0 ％以下、 Mn：3.0 ％以下、 Ｐ：0.08％以下、 Ｓ：0.02％以下、 Al：0.02％以下、 Ｎ：0.0050〜0.0250％、 Nb：0.005 〜0.50％ を含み、かつＮ／Alが0.3 以上含有する組成を有する鋼
   スラブを、スラブ加熱温度：1000℃以上に加熱し、粗圧
   延してシートバーとし、該シートバーに仕上圧延出側温
   度：800 ℃以上とする仕上圧延を施し、巻取温度：750
   ℃以下で巻き取り熱延板とする熱間圧延工程と、該熱延
   板に酸洗を行う熱延板酸洗工程と、該酸洗済の熱延板に
   冷間圧延を行い冷延板とする冷間圧延工程と、該冷延板
   に（Ａc₁変態点）〜（Ａc₃変態点＋100 ℃）の範囲の温
   度に加熱する加熱処理工程と、430〜600 ℃の温度範囲
   で溶融亜鉛めっきを施し、前記冷延板の表面に溶融亜鉛
   めっき層を形成したのち冷却するめっき工程とを、順次
   施すことを特徴とする降伏比0.7 以上、引張強さ440MPa
   以上を有し加工性および歪時効硬化特性に優れた高降伏
   比型高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
5. 【請求項５】 前記仕上圧延後、0.5 秒以内に冷却を開
   始し冷却速度40℃／ｓ以上で急冷し、前記巻き取りを行
   うことを特徴とする請求項３または４に記載の高降伏比
   型高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
6. 【請求項６】 前記加熱処理工程前に、Ａc₁変態点以上
   の温度で焼鈍し冷却する焼鈍処理と、ついで鋼板表層の
   成分濃化層を酸洗により除去する酸洗処理とを、少なく
   とも１回以上施すことを特徴とする請求項３ないし５の
   いずれかに記載の高降伏比型高張力溶融亜鉛めっき鋼板
   の製造方法。
7. 【請求項７】 前記めっき工程に続いてさらに、伸び
   率：0.2 〜10％の調質圧延またはレベラー加工を施すこ
   とを特徴とする請求項３ないし６のいずれかに記載の高
   降伏比型高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
8. 【請求項８】 前記粗圧延と前記仕上圧延の間で、相前
   後するシートバー同士を接合することを特徴とする請求
   項３ないし７のいずれかに記載の高降伏比型高張力溶融
   亜鉛めっき鋼板の製造方法。
9. 【請求項９】 前記粗圧延と前記仕上圧延の間で、前記
   シートバーの幅端部を加熱するシートバーエッジヒー
   タ、前記シートバーの長さ端部を加熱するシートバーヒ
   ータのいずれか一方または両方を使用することを特徴と
   する請求項３ないし８のいずれかに記載の高降伏比型高
   張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
10. 【請求項10】 質量％で、 Ｃ：0.20％以下、 Si：2.0 ％以下、 Mn：3.0 ％以下、 Ｐ：0.08％以下、 Ｓ：0.02％以下、 Al：0.02％以下、 Ｎ：0.0050〜0.0250％、 Nb：0.005 〜0.50％ を含み、かつＮ／Alが0.3 以上含有する組成を有する鋼
    スラブを、スラブ加熱温度：1000℃以上に加熱し、粗圧
    延してシートバーとし、該シートバーに仕上圧延出側温
    度：800 ℃以上とする仕上圧延を施し、巻取温度：750
    ℃以下で巻き取り熱延板とする熱間圧延工程と、該熱延
    板に酸洗を行う熱延板酸洗工程と、該酸洗済の熱延板に
    （Ａc₁変態点）〜（Ａc₃変態点＋100 ℃）の範囲の温度
    に加熱する加熱処理工程と、430 〜600 ℃の温度範囲で
    溶融亜鉛めっきを施し、前記冷延板の表面に溶融亜鉛め
    っき層を形成するめっき工程と、470 ℃〜（Ａc₁変態
    点）の温度に加熱し前記溶融亜鉛めっき層の合金化を行
    ったのち冷却する合金化処理工程と、を順次施すことを
    特徴とする降伏比0.7 以上、引張強さ440MPa以上を有し
    加工性および歪時効硬化特性に優れた高降伏比型高張力
    合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
11. 【請求項11】 質量％で、 Ｃ：0.20％以下、 Si：2.0 ％以下、 Mn：3.0 ％以下、 Ｐ：0.08％以下、 Ｓ：0.02％以下、 Al：0.02％以下、 Ｎ：0.0050〜0.0250％、 Nb：0.005 〜0.50％ を含み、かつＮ／Alが0.3 以上含有する組成を有する鋼
    スラブを、スラブ加熱温度：1000℃以上に加熱し、粗圧
    延してシートバーとし、該シートバーに仕上圧延出側温
    度：800 ℃以上とする仕上圧延を施し、巻取温度：750
    ℃以下で巻き取り熱延板とする熱間圧延工程と、該熱延
    板に酸洗を行う熱延板酸洗工程と、該酸洗済の熱延板に
    冷間圧延を行い冷延板とする冷間圧延工程と、該冷延板
    に（Ａc₁変態点）〜（Ａc₃変態点＋100 ℃）の範囲の温
    度に加熱する加熱処理工程と、430〜600 ℃の温度範囲
    で溶融亜鉛めっきを施し、前記冷延板の表面に溶融亜鉛
    めっき層を形成するめっき工程と、470 ℃〜（Ａc₁変態
    点）の温度に加熱し前記溶融亜鉛めっき層の合金化を行
    ったのち冷却する合金化処理工程と、を順次施すことを
    特徴とする降伏比0.7 以上、引張強さ440MPa以上を有し
    加工性および歪時効硬化特性に優れた高降伏比型高張力
    合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
12. 【請求項12】 前記仕上圧延後、0.5 秒以内に冷却を開
    始し冷却速度40℃／ｓ以上で急冷し、前記巻き取りを行
    うことを特徴とする請求項10または11にに記載の高降伏
    比型高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
13. 【請求項13】 前記加熱処理工程前に、Ａc₁変態点以上
    の温度で焼鈍し冷却する焼鈍処理と、ついで鋼板表層の
    成分濃化層を酸洗により除去する酸洗処理とを、少なく
    とも１回以上施すことを特徴とする請求項10ないし12の
    いずれかに記載の高降伏比型高張力合金化溶融亜鉛めっ
    き鋼板の製造方法。
14. 【請求項14】 前記めっき工程に続いてさらに、伸び
    率：0.2 〜10％の調質圧延またはレベラー加工を施すこ
    とを特徴とする請求項10ないし13のいずれかに記載の高
    降伏比型高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
15. 【請求項15】 前記粗圧延と前記仕上圧延の間で、相前
    後するシートバー同士を接合することを特徴とする請求
    項10ないし14のいずれかに記載の高降伏比型高張力合金
    化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
16. 【請求項16】 前記粗圧延と前記仕上圧延の間で、前記
    シートバーの幅端部を加熱するシートバーエッジヒー
    タ、前記シートバーの長さ端部を加熱するシートバーヒ
    ータのいずれか一方または両方を使用することを特徴と
    する請求項10ないし15のいずれかに記載の高降伏比型高
    張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。