JP2003193189A - 深絞り性に優れた複合組織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】 引張り強さが780MPa以上である深絞り性に優
れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製
造方法を提案することにある。 【解決手段】 本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、質量％
で、Ｃ:0.03〜0.08％、Si：0.1〜2.0％、Mn:1.0〜3.0
％、Ｐ:0.05%以下、Ｓ:0.01％以下、Al:0.005〜0.20
％、Ｎ：0.02％以下およびＶ:0.01〜0.5％を含有し、さ
らに、Nb：0.001〜0.3％とTi:0.001〜0.3％のうちの１
種または２種を合計で0.3％以下含有し、かつ、Ｖ、N
b、TiとＣとが所定の関係を満たすとともに、Ｖ、Nb及
びTiが、所定の関係を満たし、残部は実質的にFeおよび
不可避的不純物からなる組成を有し、主相であるフェラ
イト相と、組織全体に対する面積率で１％以上のマルテ
ンサイト相を含む第２相とからなる組織を有する素地鋼
板の表面上に溶融亜鉛めっき層を具えることを特徴とす
る。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、引張り強さが780M
Pa以上である、自動車用鋼板等の使途に好適な深絞り性
に優れた複合組織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ものである。

【０００２】

【従来の技術】近年、地球環境の保全という観点から、
自動車の燃費改善が要求され、また、車両衝突時に乗員
を保護する観点から、自動車車体の安全性向上も要求さ
れている。このため、自動車車体の軽量化と強化の双方
を図るための検討が積極的に進められている。自動車車
体の軽量化と強化を同時に満足させるには、部品素材を
高強度化することが効果的であると言われており、最近
では高張力鋼板が自動車部品に積極的に使用されてい
る。

【０００３】鋼板を素材とする自動車の車体用部品の多
くは、プレス加工により成形される。このため、使用さ
れる高張力鋼板には、優れたプレス成形性を有すること
が要求される。プレス成形性向上のためには、鋼板の機
械的特性として、高いランクフォード値（ｒ値）と高い
延性（El）および低い降伏応力（ＹＳ）が必要である。
しかし、一般に、鋼板を高強度化すると、ｒ値および延
性が低下し、プレス成形性が劣化するとともに、降伏応
力が上昇して形状凍結性が劣化して、スプリングバック
の問題が生じやすい。

【０００４】また、自動車部品には、適用部位によって
は高い耐食性も要求されることから、従来より、自動車
部品用鋼板として耐食性の優れた種々の表面処理鋼板が
用いられている。かかる表面処理鋼板のうち、特に溶融
亜鉛めっき鋼板は、再結晶焼鈍およびめっきを同一ライ
ンで行う連続溶融亜鉛めっき設備において製造され、優
れた耐食性と安価な製造が可能である。また、溶融亜鉛
めっき後に、さらに加熱処理を施した合金化溶融亜鉛め
っき鋼板は、優れた耐食性に加え、溶接性やプレス成形
性も優れていることから広く用いられている。

【０００５】自動車車体の軽量化および強化をより一層
推進するためには、プレス成形性と耐食性の双方に優れ
た高張力溶融亜鉛めっき鋼板を開発することが望まれて
いる。

【０００６】プレス成形性の良好な高張力鋼板の代表例
としては、軟らかいフェライトと硬質のマルテンサイト
の複合組織からなる複合組織鋼板が挙げられる。特に連
続焼鈍後ガスジェット冷却で製造される複合組織鋼板
は、降伏応力が低く高延性と優れた焼付け硬化性とを兼
ね備えている。上記複合組織鋼板は、加工性については
概ね良好であるものの、厳しい条件下での加工性、特に
ｒ値が低く深絞り成形性が劣るという欠点があった。

【０００７】また、優れた耐食性を付与するために、溶
融亜鉛めっきを施す場合、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するのが一
般的である。このため、溶融亜鉛めっきを施す場合、焼
鈍後の冷却は、めっき温度の制約を受け、これよりも低
い温度にまで一気に下げることができずに中断されるこ
とになる。この結果、平均冷却速度も必然的に小さくな
る。したがって、溶融亜鉛めっき鋼板を連続溶融亜鉛め
っきラインで製造する場合、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溶融めっき後の鋼板中に
生成させることは難しい。このため、フェライトとマル
テンサイトの複合組織を有する高張力溶融亜鉛めっき鋼
板を連続溶融亜鉛めっきラインで製造することは、一般
には困難である。

【０００８】このような不利な条件のもとで、複合組織
鋼板のｒ値を大きくして深絞り性を改善する試みがなさ
れている。例えば特公昭55−10650号公報では、冷間圧延
後、再結晶温度〜Ａ_c3変態点の温度で箱焼鈍を行い、そ
の後、複合組織とするため700〜800℃に加熱した後、焼
入れ焼戻しを伴う連続焼鈍を行う技術が開示されてい
る。しかしながら、この方法では、連続焼鈍時に焼入れ
焼戻しを行うため降伏応力が高く、低い降伏比が得られ
ない。この高降伏応力の鋼板はプレス成形に適さず、か
つプレス部品の形状凍結性が悪いという欠点がある。

【０００９】また、前記高降伏応力を改善するための方
法としては、特開昭55−100934号公報に開示されてい
る。この方法は、高r値を得るためにまず箱焼鈍を行う
が、箱焼鈍時の温度をフェライト（α）−オーステナイ
ト（γ）の２相域とし、均熱時にα相からγ相にMnを濃
化させる。このMn濃化相は連続焼鈍時に優先的にγ相と
なり、ガスジェット程度の冷却速度でも混合組織が得ら
れ、さらに降伏応力も低い。しかし、この方法では、Mn
濃化のためα−γの２相域という比較的高温で長時間の
箱焼鈍が必要であり、そのため焼鈍時の熱膨張に起因す
るコイル内部における鋼板間の密着の多発、テンパーカ
ラーの発生および炉体インナーカバーの寿命低下など製
造工程上、多くの問題がある。従来、このように高いｒ
値と低い降伏応力を兼ね備えた高張力鋼板を工業的に安
定して製造することは困難であった。

【００１０】加えて、特公平1-35900号公報では、0.012
質量％Ｃ-0.32質量％Si-0.53質量％Mn-0.03質量％Ｐ−
0.051質量％Tiの組成の鋼を冷間圧延後、α-γの２相域
である870℃に加熱後、100℃／ｓの平均冷却速度にて冷
却することにより、r＝1.61、YS＝224MPa、TS=482MPaとい
った非常に高いｒ値と低降伏応力を有する複合組織型冷
延鋼板が製造可能となる技術が開示されている。しかし
ながら、100℃／ｓという大きな冷却速度は、通常の冷
間圧延後の連続焼鈍ライン、あるいは連続溶融亜鉛めっ
きラインで用いられるガスジェット冷却では達成困難
で、水焼入れ設備が必要となる他、水焼入れした鋼板
は、表面処理性の問題が顕在化するため、製造設備上お
よび材質上の問題がある。

【００１１】また、複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼
板を製造する試みもなされている。従来、複合組織型高
張力溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法としては、Crや
Moといった焼入性を高める合金元素を多量に添加した鋼
を用い、低温変態相の生成を容易化する方法が一般的で
ある。しかし、前記した合金元素を多量に添加すること
は製造コストの上昇を招くため望ましくない。

【００１２】また、特公昭62−40405号公報等にて開示
されているように、連続溶融亜鉛めっきラインでの焼鈍
後やめっき後の冷却における冷却速度を規定することに
より、複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板を製造する
方法も提案されている。しかし、かかる方法は、連続溶
融亜鉛めっきラインの設備上の制約から現実的ではな
く、この方法によって得られる鋼板の延性も十分なもの
とは言えない。

【００１３】本発明者らは、上記問題点を解決した、高
いｒ値と低い降伏応力を兼ね備えた高張力溶融亜鉛めっ
き鋼板の開発に成功し、既に出願した特願2001-312688
号の明細書及び図面において、かかる高張力溶融亜鉛め
っき鋼板を開示した。特願2001-312688号の明細書及び
図面にて開示した高張力溶融亜鉛めっき鋼板は、引張り
強さが440MPa以上のめっき鋼板を対象としていたが、発
明者らがさらに検討を進めたところ、440MPa以上のめっ
き鋼板であっても、特に780MPa級の高張力溶融亜鉛めっ
き鋼板の場合には、Ｖ含有量と、Nb及びTiの含有量との
関係によっては、高いｒ値が得られなくなる場合がある
ことが判明した。

【００１４】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記の問題
を解決した、引張り強さが780MPa以上である深絞り性に
優れた複合組織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ことを目的とする。なお、本発明で
「溶融亜鉛めっき鋼板」と表記している物は、亜鉛の他
にアルミニウム等を含有した溶融亜鉛めっきを施した、
溶融亜鉛めっき鋼板や、溶融亜鉛めっき後、素地鋼板の
鉄をめっき層に拡散させるための加熱合金化処理を施し
た合金化溶融亜鉛めっき鋼板も含むこととする。

【００１５】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記した
課題を達成するため、鋼板のミクロ組織および再結晶集
合組織におよぼす合金元素の影響について鋭意研究を重
ねた。これによって、鋼スラブ中のＣを低含有量に制限
するとともに、Ｃ含有量との関係でＶ、NbおよびTiの含
有量の適正化を図ることにより、再結晶焼鈍前には、鋼
中のＣをＶ、Nb、Ti系炭化物、特にＶ系炭化物として析
出させて固溶Ｃを極力低減させ、{111}再結晶集合組織
を発達させることにより高ｒ値が得られること、また、
引き続きα−γの２相域［（α＋γ）の２相域ともい
う。］に加熱することにより、Ｖ、Nb、Ti系炭化物を溶
解させて、オーステナイト中にＣを濃化させることによ
り、その後の冷却過程でマルテンサイトが生成しやすく
なる結果、ｒ値の高い深絞り性に優れた複合組織型高張
力溶融亜鉛めっき鋼板を安定して製造できることを見い
出した。

【００１６】以下、本発明者らが行った基礎的な実験結
果について説明する。ここでは、TS：590MPa級およびT
S：780MPa級の複合組織型高張力溶融めっき鋼板につい
て実験を行った。

【００１７】まず、TS：590MPa級の複合組織型高張力溶
融亜鉛めっき鋼板の基礎実験は以下のような条件で行っ
た。質量％で、Ｃ：0.03％、Si：0.02％、Mn：1.7％、
Ｐ：0.01％、Ｓ：0.005％、Al：0.04％、Ｎ：0.002％を
基本組成とし、これにＶを0.01〜0.03質量％の範囲、Nb
を0.005〜0.2質量％の範囲、およびTiを0.005〜0.2質量
％の範囲で添加することによって、異なるＶ、Nb、Ti含
有量を有する種々のシートバーについて、1250℃に加熱
−均熱後、仕上圧延終了温度が900℃となるように３パ
ス圧延を行って板厚4.0ｍｍの熱延板とした。

【００１８】加えて、質量％で、Ｃ：0.03％、Si：0.02
％、Mn：1.7％、Ｐ：0.01％、Ｓ：0.005％、Al：0.04
％、Ｎ：0.002％を基本組成とし、これにＶ、Ｎｂ、Ｔi
をそれぞれ質量％で0.03〜0.04％、0.01〜0.18％、0.01
〜0.18％の範囲で添加することによって、0.5×C/12≦
（V/51+2×Nb/93+2×Ti/48）≦3×C/12を満足し、異な
る(2×Nb/93+2×Ti/48)/(V/51)の値を有する種々のシー
トバーについても同様の処理を行った。

【００１９】なお、上記の仕上圧延終了後、コイル巻取
り処理として650℃×１ｈの保温相当処理を施した。引
き続き、圧下率70％の冷間圧延を施して板厚1.2ｍｍの
冷延板とした。ついで、これらの冷延板に、α‐γの２
相域温度である800℃で60ｓの再結晶焼鈍を施した後、4
70℃まで10℃／ｓで冷却し、溶融亜鉛浴温度470℃、浴
中Al濃度0.13％の条件で溶融亜鉛めっきを施し、さら
に、合金化温度540℃の条件で合金化処理を施した後、3
00℃までの平均冷却速度を10℃／ｓとして室温まで冷却
した。

【００２０】また、TS：780MPa級の複合組織型高張力溶
融亜鉛めっき鋼板の基礎実験は以下のような条件で行っ
た。質量％で、Ｃ：0.04％、Si：0.70％、Mn： 2.6％、
Ｐ：0.04％、Ｓ：0.005％、Al：0.04％、Ｎ：0.002％を
基本組成とし、これにＶ、Ｎｂ、Ｔiをそれぞれ質量％
で0.02〜0.06、0.01〜0.12、0.01〜0.12の範囲で添加す
ることによって、0.5×C/12≦（V/51+2×Nb/93+2×Ti/4
8）≦3×C/12を満足し、異なる(2×Nb/93+2×Ti/48)/(V
/51)の値を有する種々のシートバーについて、1250℃に
加熱−均熱後、仕上圧延終了温度が900℃となるように
３パス圧延を行って板厚4.0ｍｍの熱延板とした。なお、
仕上圧延終了後、コイル巻取り処理として650℃×１ｈ
の保温相当処理を施した。引き続き、圧下率70％の冷間
圧延を施して板厚1.2ｍｍの冷延板とした。ついで、これ
らの冷延板に、800℃で60ｓの再結晶焼鈍を施した後、4
70℃まで10℃／ｓで冷却し、溶融亜鉛浴温度470℃、浴
中Al濃度0.13％の条件で溶融亜鉛めっきを施し、さらに
合金化温度540℃の条件で合金化処理を施した後、300℃
までの平均冷却速度を10℃／ｓとして室温まで冷却し
た。

【００２１】得られた溶融亜鉛めっき鋼板について、引
張試験を実施し引張特性を調査した。引張試験は、JIS5
号引張試験片を用いて行った。r値は、圧延方向
（ｒ_L）、圧延方向に45度方向（ｒ_D）および圧延方向に
垂直（９０度）方向（ｒ_c）の平均ｒ値{＝(ｒ_L ＋ｒ_c
＋２×ｒ_D)／４}として求めた。

【００２２】図1(a),(b)は、TS：590MPa級の複合組織型
高張力溶融亜鉛めっき鋼板において、鋼スラブ中のＶ、
NbおよびTiの含有量が溶融亜鉛めっき鋼板のr値と降伏
比（ＹＲ＝降伏応力（YS）/引張り強さ（TS）×100
（％））に及ぼす影響を示すための図である。横軸は、
図1(a),(b)とも、Ｖ、NbおよびTiの含有量とＣ含有量の
原子比（（Ｖ/51＋２×Nb/93＋２×Ti/48）／（Ｃ／1
2））であり、縦軸は、図1(a)がr値、図1(b)が降伏比
（ＹＲ）である。図１(a),(b)から、鋼スラブ中のＶ、N
bおよびTiの含有量をＣとの原子比にして0.5〜3.0の範
囲に制限することにより、高いｒ値と低い降伏比が得ら
れ、深絞り性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板が製造可能と
なることが明らかになった。

【００２３】本発明の溶融亜鉛めっき鋼板では、再結晶
焼鈍前には固溶ＣおよびＮが少なく、{111}再結晶集合
組織が強く発達するため、高ｒ値が得られることを、発
明者らは知見している。また、α-γの２相域にて焼鈍
することにより、Ｖ、Nb、Ti系炭化物、特にＶ系炭化物
が溶解し、固溶Ｃがオーステナイト相に多量に濃化し、
その後の冷却過程においてオーステナイトがマルテンサ
イトに容易に変態することができ、フェライトとマルテ
ンサイトの複合組織が得られることを、発明者らは知見
している。

【００２４】ここで、従来は炭化物形成元素としてTiお
よびNbが主に使用されてきたが、本発明者らは高温域で
の焼鈍で有効に固溶Ｃを得るために、炭化物の溶解度が
TiおよびNbよりも高い、Ｖに着目した。すなわち、Ｖ炭
化物はTi炭化物およびNb炭化物よりも、高温焼鈍時に容
易に溶解する結果、α−γの２相域での焼鈍により、オ
ーステナイトがマルテンサイトに変態するのに十分な量
の固溶Ｃが得られることを発見した。加えて、この現象
は、Ｖにより最も顕著に生じるが、Nb、Tiを複合添加す
ることによっても同様に得られることも明らかになっ
た。

【００２５】本発明は、これらの知見に基づくものであ
るが、発明者らがさらに検討を進めたところ、780MPa級
の高張力溶融めっき鋼板の場合には、Ｖ含有量と、Nb及
びTiの含有量との関係によっては、高いｒ値が得られな
くなる場合があることが判明した。

【００２６】すなわち、発明者らは、Ｖ、NbおよびTiを
含有する鋼スラブを用いて製造したTS：590MPa級とTS：
780MPa級の複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板のｒ値
について比較した結果、以下の事項が明らかになった。
図2(a),(b)は、両者におけるＴＳおよびｒ値と、(2×Nb
/93+2×Ti/48)/(V/51)の関係を示したものである。

【００２７】この結果によると、TS：780MPa級では多量
の固溶強化元素により高強度化を図っているため、固溶
C量の増加等によりTS：590MPa級に比べｒ値が低下して
いる。しかしながら、TS:780MPa級では、(2×Nb/93+2×
Ti/48)/(V/51)を1.5以上の範囲とすることにより、ｒ値
が著しく向上することがわかる。こうした、TS:780MPa
級において、(2×Nb/93+2×Ti/48)/(V/51)を1.5以上の
範囲とすることにより、ｒ値が著しく向上する特徴は、
TS：590MPa級では見られなかった。原因の詳細について
は不明であるが、TS：780MPa級のような固溶C等のｒ値
を低下させる要因となる元素を多量に含有する系では、
Ｖに比べＮｂやＴiの方が固溶C、Nを化合物として析出
し易く、熱間圧延後の固溶C、N量が少量となるためｒ値
が向上したものと考えられる。なお、(2×Nb/93+2×Ti/
48)/(V/51)が15を超える範囲ではTSが著しく低下するた
め、TS：780MPa級の複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼
板を得る上では好ましくない。これは、Ｖ炭化物に比べ
Ｎｂ炭化物やＴi炭化物の方が溶解しにくいため、Ｖに
比べＮｂとＴiの添加量が多量となりすぎると、α−γ
の２相域での焼鈍時にオーステナイト相に濃化するC量
が大幅に減少し、冷却後に生成するマルテンサイト相が
軟質化するためと考えられる。

【００２８】本発明は、上記した知見に基づき、さらに
検討して完成されたものであり、本発明の要旨は下記の
とおりである。 （１）質量％でＣ:0.03〜0.08％、Si：0.1〜2.0％、Mn:
1.0〜3.0％、Ｐ:0.05%以下、Ｓ:0.01％以下、Al:0.005
〜0.20％、Ｎ：0.02％以下およびＶ:0.01〜0.5％を含有
し、さらに、Nb：0.001〜0.3％とTi:0.001〜0.3％のう
ちの１種または２種を合計で0.3％以下含有し、かつ、
Ｖ、Nb、TiとＣとが、0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51＋２×Nb/93
＋２×Ti/48）≦３×Ｃ/12なる関係を満たすとともに、
Ｖ、Nb及びTiが、 1.5≦(2×Nb/93+2×Ti/48)/(V/51)≦15 なる関係を満たし、残部は実質的にFeおよび不可避的不
純物からなる組成を有し、主相であるフェライト相と、
組織全体に対する面積率で１％以上のマルテンサイト相
を含む第２相とからなる組織を有する素地鋼板の表面上
に溶融亜鉛めっき層を具えることを特徴とする、深絞り
性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板。

【００２９】（２）（１）に記載の高張力溶融亜鉛めっ
き鋼板において、素地鋼板が、さらに、質量％で、下記
に示すＡ群およびＢ群のうちの１群または２群を含有す
ることを特徴とする深絞り性に優れた複合組織型高張力
溶融亜鉛めっき鋼板。 Ａ群：CrおよびMoのうちの１種または２種を合計で2.0
％以下 Ｂ群：CuおよびNiのうちの１種または２種を合計で2.0
％以下

【００３０】（３）質量％でＣ:0.03〜0.08％、Si：0.1
〜2.0％、Mn:1.0〜3.0％、Ｐ:0.05%以下、Ｓ:0.01％以
下、Al:0.005〜0.20％、Ｎ：0.02％以下およびＶ:0.01
〜0.5％を含有し、さらに、Nb：0.001〜0.3％とTi:0.00
1〜0.3％のうちの１種または２種を合計で0.3％以下含
有し、かつ、Ｖ、Nb、TiとＣとが、0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/5
1＋２×Nb/93＋２×Ti/48）≦３×Ｃ/12なる関係を満た
すとともに、Ｖ、Nb及びTiが、 1.5≦(2×Nb/93+2×Ti/48)/(V/51)≦15 なる関係を満たし、残部は実質的にFeおよび不可避的不
純物からなる組成になる鋼スラブを、熱間圧延し、つい
で酸洗した後、冷間圧延を施し、その後、Ａ_c1〜Ａ_c3変
態点の温度域で連続焼鈍してから溶融亜鉛めっきを施す
ことを特徴とする、深絞り性に優れた複合組織型高張力
溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

【００３１】（４）質量％でＣ:0.03〜0.08％、Si：0.1
〜2.0％、Mn:1.0〜3.0％、Ｐ:0.05%以下、Ｓ:0.01％以
下、Al:0.005〜0.20％、Ｎ：0.02％以下およびＶ:0.01
〜0.5％を含有し、さらに、Nb：0.001〜0.3％とTi:0.00
1〜0.3％のうちの１種または２種を合計で0.3％以下含
有し、かつ、Ｖ、Nb、TiとＣとが、0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/5
1＋２×Nb/93＋２×Ti/48）≦３×Ｃ/12なる関係を満た
すとともに、Ｖ、Nb及びTiが、 1.5≦(2×Nb/93+2×Ti/48)/(V/51)≦15 なる関係を満たし、残部は実質的にFeおよび不可避的不
純物からなる組成になる鋼スラブを、熱間圧延し、つい
で酸洗した後、冷間圧延を施し、その後、連続焼鈍した
後、酸洗し、ついでＡ_c1〜Ａ_c3変態点の温度域で連続焼
鈍してから溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする、深
絞り性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板の
製造方法。

【００３２】（５）（３）または（４）に記載の製造方
法において、さらに、鋼スラブが、質量％で、下記に示
すＡ群およびＢ群のうちの１群または２群を含有するこ
とを特徴とする深絞り性に優れた複合組織型高張力溶融
亜鉛めっき鋼板の製造方法。 Ａ群：CrおよびMoのうちの１種または２種を合計で2.0
％以下 Ｂ群：CuおよびNiのうちの１種または２種を合計で2.0
％以下

【００３３】

【発明の実施の形態】本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、
引張強さ（TS）が780MPa以上の深絞り性に優れた複合組
織型高張力鋼板である。まず、本発明の溶融亜鉛めっき
鋼板に用いられる素地鋼板の組成を限定した理由につい
て説明する。なお、質量％は単に％と記す。

【００３４】Ｃ：0.03〜0.08％ Ｃは、鋼板の強度を増加し、さらにフェライトとマルテ
ンサイトの複合組織の形成を促進する元素であり、本発
明では高強度化を指向した複合組織形成の観点から0.03
％以上、より好ましくは0.035％以上含有する必要があ
る。一方、Ｃが、0.08％を超えて含有すると、{111}再
結晶集合組織の発達を阻害し、深絞り成形性を低下させ
る。このため、本発明では、Ｃ含有量は0.03〜0.08％に
限定した。なお、深絞り性の観点からは0.05％以下とす
るのが好ましい。

【００３５】Si：0.1〜2.0％ Siは、鋼板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強化元素であるが、
その含有量が2.0％を超えると、深絞り性の劣化を招く
とともに、表面性状が悪化する。また、Si含有量が0.1
％未満だと、TS：780MPa以上の高強度を確保することが
難しくなる。このため、Siは2.0％以下に限定した。

【００３６】Mn：1.0〜3.0％ Mnは、鋼を強化する作用があり、さらにフェライトとマ
ルテンサイトの複合組織が得られる臨界冷却速度を小さ
くして、フェライトとマルテンサイトの複合組織の形成
を促進する作用を有しており、再結晶焼鈍後の冷却速度
に応じた量を含有させるのが好ましい。また、Mnは、Ｓ
による熱間割れを防止する有効な元素でもあるため、含
有するＳ量に応じて適量含有させるのが好ましい。しか
しながら、Mn含有量が3.0％を超えると、深絞り性およ
び溶接性が劣化し、1.0％未満だと、TS：780MPa以上の
高強度を確保することが難しくなる。このため、本発明
ではMn含有量は1.0〜3.0％に限定した。

【００３７】Ｐ：0.05％以下 Ｐは鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必要
量含有させることができるが、Ｐ含有量が0.05％を超え
ると、プレス成形性が劣化するとともに、TS：780MPa以
上を確保するためにC、Mn等を多量に含有する場合に
は、溶接性が劣化することから、Ｐ含有量は0.05％以下
と限定した。なお、ＴＳ：780MPa以上を確保するために
は、Ｐ含有量は0.005％以上とすることが好ましい。

【００３８】Ｓ：0.01％以下 Ｓは、鋼板中では介在物として存在し、鋼板の延性、成
形性、とくに伸びフランジ成形性の劣化をもたらすとと
もに、TS：780MPa以上を確保するためにC、Mn等を多量
に含有した場合には、溶接性を劣化させる元素である。
このため、できるだけ低減するのが好ましいが、0.01％
以下に低減するとさほど悪影響を及ぼさなくなることか
ら、本発明ではＳ含有量は0.01％を上限とした。なお、
好ましくは0.005％以下である。一方、製鋼工程での脱S
コストを考慮すると、Ｓ含有量は0.0001%以上とするこ
とが好ましい。

【００３９】Al：0.005〜0.20％ 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るが、0.005％未満では添加
の効果がない。一方、0.20％を超えて含有してもより一
層の脱酸効果は得られず、逆に深絞り性が劣化する。こ
のため、Alは0.005〜0.20％に限定した。なお、本発明
では、Al脱酸以外の脱酸方法による溶製方法を排除する
ものではなく、たとえばTi脱酸やSi脱酸を行ってもよ
く、これらの脱酸法による鋼板も本発明の範囲に含まれ
る。その際、CaやREM等を溶鋼に添加しても、本発明鋼
板の特徴はなんら阻害されず、CaやREM等を含む鋼板も
本発明範囲に含まれるのは勿論である。

【００４０】Ｎ：0.02％以下 Ｎは、固溶強化や歪時効硬化で鋼板の強度を増加させる
元素であるが、0.02％を超えて含有すると、鋼板中に窒
化物が増加し、それにより鋼板の深絞り性が顕著に劣化
する。このため、Ｎは0.02％以下に限定した。なお、よ
りプレス成形性の向上が要求される場合には0.01％以下
とするのが好適であり、より好ましくは、0.004％以下
とする。ここで、製鋼工程での脱Nコストを考慮する
と、N含有量は0.0001%以上とすることが好ましい。

【００４１】Ｖ：0.01〜0.5％含有し、Nb：0.001〜0.3
％およびTi:0.001〜0.3％のうちの１種または２種を合
計で0.3％以下含有し、かつ、Ｖ、NbおよびTiの含有量
とＣ含有量とが0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51＋２×Nb/93＋２×
Ti/48）≦３×Ｃ/12なる関係を満たすことＶは、本発明
において最も重要な元素であり、再結晶前には固溶Ｃを
Ｖ炭化物として析出固定することにより、{111}再結晶
集合組織を発達させて高いr値を得ることができる。さ
らに、Ｖは、α−γの二相域焼鈍時にはＶ炭化物を溶解
させて固溶Ｃを多量にオーステナイト相に濃化させ、そ
の後の冷却過程において容易にマルテンサイト変態させ
ることにより、フェライトとマルテンサイトの複合組織
を有する複合組織鋼板を得ることができる。このような
効果は、Ｖ含有量が0.01％以上、より好ましくは0.02％
以上で有効となる。一方、Ｖ含有量が0.5％を超える
と、α-γの２相域におけるＶ炭化物の溶解が起こりに
くくなるため、フェライトとマルテンサイトの複合組織
が得られにくくなる。したがって、Ｖ含有量は0.01〜0.
5％に限定した。

【００４２】NbおよびTiはＶと同様に炭化物形成元素で
あって、上述したＶと同様の作用を有する。すなわち、
再結晶前には固溶ＣをNbおよびTi炭化物として析出固定
することにより、{111}再結晶集合組織を発達させて高
いｒ値を得ることができ、さらにα−γの２相域での焼
鈍時にはNbおよびTi炭化物を溶解させて固溶Ｃを多量に
オーステナイト相に濃化させ、その後の冷却過程におい
てマルテンサイト変態させることにより、フェライトと
マルテンサイトの複合組織を有する複合組織鋼板を得る
ことができる。但し、NbおよびTiの上述した効果は、Ｖ
に比べるとかなり小さいため、鋼スラブ中にＶを添加す
ることなく、NbやTiだけを添加しただけでは、本発明の
効果である深絞り性を十分に高めることはできない。

【００４３】従って、NbおよびTi含有量はともに0.001
％以上であることが好ましい。さらに、この場合、Ｃと
Ｖ、NbおよびTiの含有量との関係で0.5×Ｃ／12≦（Ｖ
／51＋２×Nb／93＋２×Ti／48）であることが上記効果
を発揮する上で好ましい。一方、NbおよびTiの単独添加
で又は複合添加の合計で0.3％を超えるか、あるいはＣ
とＶ含有量との関係で（Ｖ／51＋２×Nb/93＋２×Ti/4
8）＞３×Ｃ／12の場合には、α−γの２相域における
炭化物の溶解が起こりにくくなるため、フェライトとマ
ルテンサイトの複合組織が得られにくくなる。したがっ
て、NbおよびTiのいずれか１方のみを添加する場合に
は、ともに0.001〜0.3％の範囲とし、また、NbおよびTi
を複合添加する場合には、合計で0.3％以下とし、かつ
ＣとＶ、NbおよびTiの含有量との関係で0.5×Ｃ/12≦
（Ｖ/51＋２×Nb/93＋２×Ti/48）≦３×Ｃ/12の範囲に
限定した。なお、（Ｖ/51＋２×Nb/93＋２×Ti/48）≦２
×Ｃ/12とすることが、フェライトとマルテンサイトの
複合組織を得る上で好ましい。

【００４４】また、TS：780MPa以上の高張力溶融亜鉛め
っき鋼板に用いられる素地鋼板に添加する多量のC、Ｍ
ｎ等の固溶強化元素等により、深絞り性が低下する場合
がある。このため、発明者らが鋭意検討を行ったとこ
ろ、上記構成に加えて、Ｖ、NbやTi の添加量を1.5≦(2
×Nb/93+2×Ti/48)/(V/51)≦15の範囲とすれば、TS：78
0MPa以上の高張力溶融亜鉛めっき鋼板において、深絞り
性を向上させることができることを見出し、本発明を完
成させるに至ったのである。すなわち、(2×Nb/93+2×T
i/48) /(V/51)を1.5以上の範囲とする理由は、原因の詳
細については明らかではないが、Ｖに比べ多量のNbやTi
を添加することにより、熱間圧延後の炭化物形成を促進
し固溶C量を減少させるため、｛１１１｝再結晶集合組
織が容易に発達するためと考えられる。また、(2×Nb/9
3+2×Ti/48) /(V/51)を15以下の範囲とする理由は、こ
の範囲を超えた場合には、TS：780MPa以上の高強度を確
保するのが難しくなるからである。

【００４５】また、本発明では、上記した鋼組成に加え
てさらに、下記に示すＡ群およびＢ群、すなわち、 Ａ群：Cr、Moのうちの１種または２種を合計で2.0％以
下 Ｂ群：Cu、Niのうちの１種または２種を合計で2.0％以
下 のうちの１群または２群を含有することが好ましい。

【００４６】Ａ群: Cr、Moのうちの１種または２種を
合計で2.0％以下 Ａ群：CrおよびMoは、いずれもMnと同様に、フェライト
とマルテンサイトの複合組織が得られる臨界冷却速度を
小さくし、フェライトとマルテンサイトの複合組織の形
成を促進する作用を有しており、必要に応じ含有でき
る。上記効果を得るための好ましいCr、Moの含有量の下
限値は、Cr：0.05％、Mo:0.05％である。但し、Cr、Mo
のうちの１種または２種を合計で2.0％超えて含有する
と、深絞り性が低下する。このため、Ａ群：Cr、Moのう
ちの１種または２種を合計で2.0％以下に限定するのが
好ましい。

【００４７】Ｂ群：Cu、Niのうちの１種または２種を合
計で2.0％以下 Ｂ群：Cu、Niは、鋼を強化する作用があり、所望の強度
に応じて必要量含有することができるが、CuおよびNiを
単独添加でまたは複合添加の合計で2.0％を超えると、
深絞り性が劣化する傾向がある。このため、Cu、Niは１
種または２種を合計で2.0％以下とするのが好ましい。
なお、上記効果を得るための好ましいCu、Niの含有量の
下限値は、Cu：0.05％、Ni:0.05％である。

【００４８】なお、本発明では、上記した成分以外につ
いては、特に限定していないが、Ｂ、Ca、Zr、REM等を
通常の鋼組成の範囲内であれば含有させてもなんら問題
はない。ここで、Ｂは鋼の焼入性を向上する作用を有す
る元素であり、必要に応じ含有できる。しかし、Ｂ含有
量が0.003％を超えると、効果が飽和するため、Ｂは0.0
03％以下が好ましい。なお、より望ましい範囲は0.001〜
0.002％である。CaおよびREMは、硫化物系介在物の形態
を制御する作用を有し、これにより鋼板の伸びフランジ
性を向上させる効果を有する。このような効果は、Caお
よびREMのうちから選ばれた１種または２種の含有量が
合計で、0.01％を超えると飽和する。このため、Caおよ
びREMのうちの１種または２種の含有量は、合計で0.01
％以下とするのが好ましい。なお、より好ましい範囲は
0.001〜0.005％である。

【００４９】上記した成分以外の残部はFeおよび不可避
的不純物である。不可避的不純物としては、例えばSb、
Sn、Zn、Co等が挙げられ、これらの含有量の許容範囲と
しては、Sb:0.01％以下、Sn：0.1％以下、Zn：0.01％以
下、Co：0.1％以下の範囲である。

【００５０】次に、本発明鋼板の組織について説明す
る。本発明の溶融亜鉛めっき鋼板の素地鋼板は、組織
が、主相であるフェライト相と、組織全体に対する面積
率で１％以上のマルテンサイト相を含む第２相とからな
る組織を有する。

【００５１】低い降伏応力（YS）と高い延性（El）を有
し、優れた深絞り性を有する冷延鋼板とするために、本
発明では素地鋼板の組織を、主相であるフェライト相
と、マルテンサイト相を含む第２相との複合組織とする
必要がある。主相であるフェライト相は組織全体に対す
る面積率で80％以上、従って、第２相は20％以下とする
のが好ましい。フェライト相が面積率で80％未満では、
高い延性を確保することが困難となり、プレス成形性が
低下する傾向があるからである。また、さらに良好な延
性が要求される場合には、フェライト相を面積率で85％
以上、従って、第２相を15％以下とするのが好ましい。
なお、複合組織の利点を利用するため、フェライト相は
99％以下とする必要がある。

【００５２】また、第２相として、本発明では、マルテ
ンサイト相を、組織全体に対する面積率で１％以上含有
する必要がある。マルテンサイトが面積率で１％未満で
は、低い降伏応力（YS）と高い延性（El）を同時に満足
させることができない。より好ましくはマルテンサイト
相は面積率で３％以上、20％以下であり、さらに良好な
延性が要求される場合には、マルテンサイト相は面積率
で15％以下とするのが好ましい。なお、第２相は、面積
率で１％以上のマルテンサイト相単独としても、あるい
は面積率で１％以上のマルテンサイト相と、副相として
それ以外のパーライト相、ベイナイト相、残留オーステ
ナイト相のいずれかとの混合としてもよく、特に限定さ
れない。ただし、これらパーライト相、ベイナイト相、
残留オーステナイト相は、前記マルテンサイト相の効果
をより有効に発揮させるため、これらの相の合計を第２
相の組織に対する面積率で50％以下とするのが好まし
い。

【００５３】上記した組織を有する素地鋼板の表面上に
溶融亜鉛めっき層を具える溶融亜鉛めっき鋼板は、低降
伏応力で高延性を有する深絞り性に優れた鋼板である。

【００５４】次に、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板の製造
方法について説明する。本発明の製造方法に用いられる
鋼スラブの組成は、上述した溶融亜鉛めっき鋼板の素地
鋼板の組成と同様であるので、鋼スラブの限定理由の説
明については省略する。本発明の溶融亜鉛めっき鋼板
は、上記した範囲内の組成を有する鋼スラブを素材と
し、該素材に熱間圧延を施し熱延板とする熱延工程と、
該熱延板を酸洗する酸洗工程と、該熱延板に冷間圧延を
施し冷延板とする冷延工程と、該冷延板に再結晶焼鈍お
よび溶融亜鉛めっきを行い溶融亜鉛めっき鋼板とする連
続溶融亜鉛めっき工程とを順次施すことにより製造され
る。また必要に応じて、連続溶融亜鉛めっき工程の前
に、該冷延鋼板に焼鈍や酸洗を行う工程を施すことによ
り製造される。

【００５５】使用する鋼スラブは、成分のマクロ偏析を
防止するために連続鋳造法で製造するのが好ましいが、
造塊法、薄スラブ鋳造法で製造してもよい。また、鋼ス
ラブを製造したのち、いったん室温まで冷却し、その
後、再度加熱する従来法に加え、冷却しないで、温片の
ままで加熱炉に挿入する方法や、わずかの保熱を行った
後に直ちに圧延する直送圧延・直接圧延する方法などの
省エネルギープロセスも問題なく適用できる。

【００５６】上記した素材（鋼スラブ）を加熱し、熱間
圧延を施し熱延板とする熱延工程を施す。熱延工程は所
望の板厚の熱延板が製造できる条件であればよく、通常
の圧延条件を用いても特に問題はない。なお、参考のた
め、好適な熱延条件を以下に示しておく。

【００５７】スラブ加熱温度：900℃以上 スラブ加熱温度は、析出物を粗大化させることにより、
{111}再結晶集合組織を発達させ、深絞り性を改善する
ため、低い方が望ましい。しかし、加熱温度が900℃未
満では、圧延荷重が増大し、熱間圧延時におけるトラブ
ル発生の危険性が増大する。このため、スラブ加熱温度
は900℃以上にすることが好ましい。また、酸化重量の
増加に伴うスケールロスの増大による歩留まりの低下な
どから、スラブ加熱温度の上限は1300℃とすることがよ
り好適である。なお、スラブ加熱温度を低くし、かつ熱
間圧延時のトラブルを防止するといった観点から、熱間
圧延時に、シートバーを加熱する、いわゆるシートバー
ヒーターを活用することは、有効な方法であることは言
うまでもない。

【００５８】仕上圧延終了温度：700℃以上 仕上圧延終了温度（FDT）は、冷間圧延および再結晶焼
鈍後に優れた深絞り性が得られる均一な熱延母板組織を
得るため、700℃以上にすることが好ましい。すなわ
ち、仕上圧延終了温度が700℃未満では、熱延母板組織
が不均一となるとともに、熱間圧延時の圧延負荷が高く
なり、熱間圧延時におけるトラブル発生の危険性が増大
するからである。

【００５９】巻取温度：800℃以下 巻取温度は、800℃以下とするのが好ましい。すなわ
ち、巻取温度が800℃を超えると、スケールが増加しス
ケールロスにより歩留りが低下する傾向があるからであ
る。なお、巻取温度は200℃未満となると、鋼板形状が顕
著に乱れ、実際の使用にあたり不具合を生じる危険性が
増大するため、巻取温度の下限を200℃とすることがよ
り好適である。

【００６０】このように、本発明の熱延工程では、鋼ス
ラブを900℃以上に加熱した後、仕上圧延終了温度：700
℃以上とする熱間圧延を施し、800℃以下の巻取温度で
巻き取るのが好ましい。なお、本発明における熱間圧延
工程では、熱間圧延時の圧延荷重を低滅するため、仕上
圧延の一部または全部のパス間で潤滑圧延としてもよ
い。加えて、潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化
や材質の均一化の観点からも有効である。なお、潤滑圧
延の際の摩擦係数は0.10〜0.25の範囲とすることが好ま
しい。

【００６１】また、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連続圧延プロセスとすること
が好ましい。連続圧延プロセスを適用することは、熱間
圧延の操業安定性の観点からも望ましい。

【００６２】ついで、熱延板にスケール除去のため酸洗
を施す。酸洗工程は、常法に従えばよく、酸洗液として
は、例えば塩酸や硫酸系の処理液を用いることが好まし
い。さらに、熱延板に冷間圧延を施し冷延板とする。冷
間圧延条件は、所望の寸法形状の冷延板とすることがで
きればよく、特に限定されないが、冷間圧延時の圧下率
は40％以上とすることが好ましい。圧下率が40％未満で
は、｛111｝再結晶集合組織が発達せず、優れた深絞り
性が得られないからである。

【００６３】上記冷延鋼板を連続溶融亜鉛めっきライン
にて再結晶焼鈍および溶融亜鉛めっきを施し、溶融亜鉛
めっき鋼板とする。このときの再結晶焼鈍の焼鈍温度
は、（α＋γ）の２相域であるＡ_c1〜Ａ_c3変態点の温度
範囲で行う必要がある。これは（α＋γ）の２相域で焼
鈍を行うことにより、Ｖ、ＴiやＮｂの炭化物を溶解さ
せ、オーステナイトがマルテンサイトに変態するのに十
分な量の固溶Ｃをオーステナイト相に分配するためであ
る。焼鈍温度がＡ_c1変態点よりも低いと、フェライト単
相組織となって、マルテンサイトを生成することができ
なくなるからであり、一方、Ａ_c3変態点よりも高いと、
結晶粒が粗大化するとともに、オーステナイト単相域と
なり、{111}再結晶集合組織が発達せずに深絞り性が著
しく劣化するからである。

【００６４】また、前記再結晶焼鈍時の冷却は、380〜5
30℃の温度域まで平均冷却速度５℃／ｓ以上で行うのが
好ましい。冷却停止温度が380℃未満では不めっきが発
生しやすくなり、−方、530℃を超えるとめっき表面に
むらが発生しやすくなるからである。また、前記冷却速
度を５℃／ｓ以上としたのは、５℃／ｓ以上であれば、
マルテンサイトを容易に生成して、フェライトとマルテ
ンサイトの複合組織を得るのには十分であるからであ
る。上記冷却後は引き続いて溶融亜鉛めっき浴に浸漬し
て溶融亜鉛めっきする。この時、めっき浴のＡｌ濃度は
0.12〜0.145mass％の範囲にするのが好ましい。めっき浴
中のAl含有量が0.12 mass％未満では合金化が進み過ぎ
てめっき密着性（耐パウダリング性）が劣化する傾向が
あるからであり、一方、0.145 mass％を超えると不めっ
きが発生しやすくなるからである。

【００６５】また、溶融亜鉛めっき処理後にめっき層の
合金化処理を施してもよい。なお、合金化処理を行う場
合には、めっき層中のFe含有率が9〜12％となるように
実施するのが好ましい。合金化処理は、溶融亜鉛めっき
処理後、450〜550℃の温度域まで再加熱し溶融亜鉛めっ
き層の合金化を行うのが好ましい。高温での合金化は、
マルテンサイトの形成が困難となり、鋼板の延性が低下
するおそれがあり、一方、合金化温度が450℃未満で
は、合金化の進行が遅く生産性が低下する傾向があるか
らである。溶融亜鉛めっき後、あるいは合金化処理を行
う場合は、合金化処理後、300℃までの平均冷却速度を
５℃／ｓ以上として冷却するのが好ましい。溶融亜鉛め
っき後、あるいは合金化処理後の冷却速度が極端に小さ
い場合にはマルテンサイトの形成が困難になる。このた
め、合金化処理後から300℃までの温度範囲における平
均冷却速度を５℃／ｓ以上にするのが好ましい。

【００６６】なお、めっき性をより一層改善する必要が
ある場合には、冷間圧延後、連続溶融亜鉛めっきを施す
前に、別途、連続焼鈍ラインで焼鈍し、ついで酸洗を行
って鋼板表面に生成した鋼中成分の濃化層を除去し、そ
の後、連続溶融亜鉛めっきラインで上述した連続焼鈍と
溶融亜鉛めっきの処理を行う。このとき、酸洗は、酸洗
ラインで行うか、または連続溶融亜鉛めっきライン内に
設置された酸洗槽で行ってもよい。この場合、連続焼鈍
ラインの雰囲気は、スケールの生成を防ぐため、鋼板に
対し、還元性雰囲気であることが好ましく、一般的に
は、数％Ｈ_２を含有する窒素ガスを用いればよい。連続
焼鈍ラインでの鋼板到達温度は、鋼成分によって決まる
Ａ_c1変態点以上で焼鈍を行うのが好ましい。これは、鋼
板表面に合金元素の濃化を促すとともに、連続焼鈍ライ
ンで一旦複合組織を形成することにより、第２相に合金
元素を濃化させる必要からである。連続焼鈍ラインにて
焼鈍された後、鋼板は、鋼中成分のＰが拡散して鋼板表
面に偏析するとともに、Si,Mn，Crなどが酸化物として
濃化する傾向があるため、この鋼板表面に形成した濃化
層を酸洗により除去することが好ましい。ついで、上述
した連続溶融亜鉛めっきラインでの焼鈍を同様の条件で
連続溶融亜鉛めっきラインで焼鈍を行う。複合組織とし
ての特性を発現させるため、連続溶融亜鉛めっきライン
で行う焼鈍は、（α＋γ）の２相域であるＡ_c1〜Ａ_c3変
態点の温度範囲で行うのが好ましい。ここで、連続焼鈍
ラインや連続溶融亜鉛めっきラインともにＡ_c1変態点以
上で焼鈍する理由は、前述したように複合組織を形成す
るためである。一旦連続焼鈍ラインで複合組織という最
終的な組織とし、第２相となる元素の濃化場所を作るこ
とで、ある程度その場所に合金元素を濃化させることが
可能になる。望ましくは、最終製品と同じ複合組織が冷
却後に得られればよく、そのためには、合金元素を、粒
界の３重点（３個の結晶粒によって形成される粒界の交
点）付近に濃化させておくことがより好適である。その
後、さらに連続溶融亜鉛めっきラインにおいて、２相域
にて焼鈍すると、合金元素がさらに第２相つまりγ相へ
と濃化し、冷却過程中にこのγ相がマルテンサイトにな
りやすくなるのである。なお、ここでいう合金元素と
は、Mn，Moなどの置換型の合金元素であり、焼鈍工程に
おける温度では、比較的拡散しにくく、より濃化しやす
い状況をつくることが、降伏比を下げるために必要であ
る。

【００６７】また、めっき処理後あるいは合金化処理後
の溶融亜鉛めっき鋼板には、形状矯正、表面粗度等の調
整のために、伸び率10％以下の調質圧延を加えてもよ
い。さらに、樹脂あるいは油脂コーティング、各種塗装
あるいは電気めっき等の処理を施しても何ら不都合はな
い。さらに、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板には、溶融亜
鉛めっき後、化成処理性、溶接性、プレス成形性および
耐食性等の改善のために特殊な処理を施してもよい。

【００６８】上述したところは、この発明の実施形態の
一例を示したにすぎず、請求の範囲において種々の変更
を加えることができる。

【００６９】

【実施例】表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続
鋳造法でスラブとした。ここで、表１に示した組成のス
ラブは、TS：780MPa以上の溶融亜鉛めっき鋼板を得るこ
とを目的として作製した。ついで、これら鋼スラブを11
50℃に加熱したのち、仕上圧延終了温度：900℃、巻取
温度：650℃とする熱間圧延を施す熱延工程により、板
厚4.0ｍｍの熱延鋼帯とした。引き続き、これら熱延鋼
帯に酸洗、圧下率：70％で冷間圧延を施す冷延工程によ
り、板厚1.2ｍｍの冷延鋼帯、すなわち冷延板とした。つ
いで、表１に示す組成の冷延板に、連続焼鈍ラインにて
830℃で焼鈍を行ってから、連続溶融亜鉛めっきライン
内にて酸洗した後、焼鈍および溶融亜鉛浴温度470℃、
浴中Al濃度0.13％の条件で溶融亜鉛めっきを施し、ある
いはさらに合金化温度540℃の条件で合金化溶融亜鉛め
っきとした後、300℃までの平均冷却速度を10℃／ｓと
して冷却し、得られた鋼帯（溶融亜鉛めっき鋼板）にさ
らに伸び率：0.8％の調質圧延を施した。なお、一部の
鋼板（表２の鋼板No.６，９）に関しては、連続溶融亜
鉛めっきラインで表２に示す焼鈍温度で再結晶焼鈍を行
い、その後、溶融亜鉛浴温度470℃、溶融亜鉛浴中Al濃
度0.13％の条件下で溶融亜鉛めっきを施し、あるいはさ
らに合金化温度540℃の条件で合金化溶融亜鉛めっきと
した後、300℃までの平均冷却速度を10℃／ｓとして冷
却し、得られた鋼帯（溶融亜鉛メッキ鋼）にさらに伸び
率：0.8％の調質圧延を施した。連続溶融亜鉛めっきラ
インでの焼鈍温度および合金化処理の有無を表2に示
す。

【００７０】得られた鋼帯から試験片を採取し、圧延方
向に直交する断面（Ｃ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の組織分率およ
び第２相の種類と組織分率を求めた。ここで、組織観察
用試料は、鏡面研磨後、2%のHNO_３を含むアルコール溶
液を用いてエッチングを施した後に観察に供した。ま
た、得られた鋼帯から、JIS５号引張試験片を採取し、J
IS Z 2241の規定に準拠して引張試験を行い、降伏応
力（YS）、引張強さ（TS）、伸び（El）、降伏比（YR）
およびランクフォード値（ｒ値）を求めた。これらの結
果を表２に示す。

【００７１】

【表１】

【００７２】

【表２】

【００７３】表２に示す結果から、溶融亜鉛めっき鋼板
における本発明例は、いずれも、高い引張強さに比して
低い降伏応力（YS）、すなわち70％以下の低い降伏応
力、18％以上の高い伸び（El）および1.1以上の高いｒ
値を示して、深絞り成形性に優れるとともに、引張り強
さが（TS）が780MPa以上の高張力を有している。これに
対し、本発明の範囲を外れる比較例では、降伏応力（Y
S）が高いか、伸び（El）が低いか、あるいはｒ値が低
くなっている。

【００７４】

【発明の効果】本発明によれば、引張り強さが780MPa以
上である深絞り成形性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼
板を安定して製造することができるという産業上格段の
効果を奏する。本発明の溶融亜鉛めっき鋼板を自動車部
品に適用した場合、プレス成形が容易で、自動車車体の
軽量化に十分に寄与できるという効果もある。

【図面の簡単な説明】

【図１】 (a)は、鋼中のＶ、NbおよびTiとＣの含有量
がr値に及ぼす影響を示す図であり、(b)は、鋼中のＶ、
NbおよびTiとＣの含有量が降伏比（ＹＲ＝降伏応力（Y
S）/引張り強さ（TS）×100（％））に及ぼす影響を示
す図である。

【図２】 (a)は、TS：590MPa級とTS：780MPa級の複合
組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板において、Nb,Ti,V添
加量の関係が引張り強さ（ＴＳ）に及ぼす影響を示す図
であり、(b)は、TS：590MPa級とTS：780MPa級の複合組
織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板において、Nb,Ti,V添加
量の関係がランクフォード値（ｒ値）に及ぼす影響を示
す図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 清水 哲雄 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 坂田 敬 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） 4K037 EA01 EA05 EA11 EA13 EA15 EA16 EA17 EA18 EA19 EA20 EA23 EA25 EA27 EA28 EA31 EA32 EB05 EB07 EB08 EB09 EB11 EC01 FA02 FC04 FE02 FE03 FH01 FJ05 FL02 FM02 GA05 HA02

Claims (5)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 質量％でＣ:0.03〜0.08％、Si：0.1〜2.
   0％、Mn:1.0〜3.0％、Ｐ:0.05%以下、Ｓ:0.01％以下、A
   l:0.005〜0.20％、Ｎ：0.02％以下およびＶ:0.01〜0.5
   ％を含有し、さらに、Nb：0.001〜0.3％とTi:0.001〜0.
   3％のうちの１種または２種を合計で0.3％以下含有し、
   かつ、Ｖ、Nb、TiとＣとが、 0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51＋２×Nb/93＋２×Ti/48）≦３×
   Ｃ/12なる関係を満たすとともに、Ｖ、Nb及びTiが、 1.5≦(2×Nb/93+2×Ti/48)/(V/51)≦15 なる関係を満たし、残部は実質的にFeおよび不可避的不
   純物からなる組成を有し、主相であるフェライト相と、
   組織全体に対する面積率で１％以上のマルテンサイト相
   を含む第２相とからなる組織を有する素地鋼板の表面上
   に溶融亜鉛めっき層を具えることを特徴とする、深絞り
   性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板。
2. 【請求項２】 請求項１に記載の高張力溶融亜鉛めっき
   鋼板において、素地鋼板が、さらに、質量％で、下記に
   示すＡ群およびＢ群のうちの１群または２群を含有する
   ことを特徴とする深絞り性に優れた複合組織型高張力溶
   融亜鉛めっき鋼板。 Ａ群：CrおよびMoのうちの１種または２種を合計で2.0
   ％以下 Ｂ群：CuおよびNiのうちの１種または２種を合計で2.0
   ％以下
3. 【請求項３】 質量％でＣ:0.03〜0.08％、Si：0.1〜2.
   0％、Mn:1.0〜3.0％、Ｐ:0.05%以下、Ｓ:0.01％以下、A
   l:0.005〜0.20％、Ｎ：0.02％以下およびＶ:0.01〜0.5
   ％を含有し、さらに、Nb：0.001〜0.3％とTi:0.001〜0.
   3％のうちの１種または２種を合計で0.3％以下含有し、
   かつ、Ｖ、Nb、TiとＣとが、 0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51＋２×Nb/93＋２×Ti/48）≦３×
   Ｃ/12なる関係を満たすとともに、Ｖ、Nb及びTiが、 1.5≦(2×Nb/93+2×Ti/48)/(V/51)≦15 なる関係を満たし、残部は実質的にFeおよび不可避的不
   純物からなる組成になる鋼スラブを、熱間圧延し、つい
   で酸洗した後、冷間圧延を施し、その後、Ａ_c1〜Ａ_c3変
   態点の温度域で連続焼鈍してから溶融亜鉛めっきを施す
   ことを特徴とする、深絞り性に優れた複合組織型高張力
   溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
4. 【請求項４】 質量％でＣ:0.03〜0.08％、Si：0.1〜2.
   0％、Mn:1.0〜3.0％、Ｐ:0.05%以下、Ｓ:0.01％以下、A
   l:0.005〜0.20％、Ｎ：0.02％以下およびＶ:0.01〜0.5
   ％を含有し、さらに、Nb：0.001〜0.3％とTi:0.001〜0.
   3％のうちの１種または２種を合計で0.3％以下含有し、
   かつ、Ｖ、Nb、TiとＣとが、 0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51＋２×Nb/93＋２×Ti/48）≦３×
   Ｃ/12なる関係を満たすとともに、Ｖ、Nb及びTiが、 1.5≦(2×Nb/93+2×Ti/48)/(V/51)≦15 なる関係を満たし、残部は実質的にFeおよび不可避的不
   純物からなる組成になる鋼スラブを、熱間圧延し、つい
   で酸洗した後、冷間圧延を施し、その後、連続焼鈍した
   後、酸洗し、ついでＡ_c1〜Ａ_c3変態点の温度域で連続焼
   鈍してから溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする、深
   絞り性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板の
   製造方法。
5. 【請求項５】 請求項３または４に記載の製造方法にお
   いて、さらに、鋼スラブが、質量％で、下記に示すＡ群
   およびＢ群のうちの１群または２群を含有することを特
   徴とする深絞り性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛め
   っき鋼板の製造方法。 Ａ群：CrおよびMoのうちの１種または２種を合計で2.0
   ％以下 Ｂ群：CuおよびNiのうちの１種または２種を合計で2.0
   ％以下