JP2010065269A - 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】引張強度が540MPa以上であって,めっき密着性を改善した曲げ性に優れる高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供する。
【解決手段】質量%で,C:0.03〜0.12%,Si:0.02〜0.50％,Mn:2.0〜4.0％,P:0.1％以下,S:0.01％以下,sol.Al:0.01〜1.0％およびN:0.01％以下を含有し,さらに,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及び不純物からなる化学組成を有するとともに,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である鋼組織を有し,前記合金化溶融亜鉛めっき層は,質量％で,Fe:8〜15％及びAl:0.08〜0.50％を含有し,残部がZnおよび不純物からなる。Ti+Nb/2≧0.03・・・(1)
【選択図】図１

Description

本発明は、合金化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、めっき密着性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板および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めっき密着性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびそれらの製造方法に関する。

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、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板へのニーズが高まっている。

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合金化溶融亜鉛めっき鋼板が必要になる。

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。

しかし、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。

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に開示された技術では、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。

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、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。

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。

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、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。

一方、合金化溶融亜鉛めっき鋼板そのものについても以下に記述する課題がある。特に、高強度鋼板を母材に用いた合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、プレス成形時に、その被膜のめっき層にかかる面圧が急激に増加するので、軟鋼板を母材に用いた合金化溶融亜鉛めっき鋼板よりも、プレス因子が被膜剥離挙動に大きく作用することになる。したがって、高強度鋼板を母材に用いた合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、プレス成形時の被膜損傷への対策、すなわち、めっき密着性の改善が必要になる。

合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、通常、次のようにして製造される。鋼板を溶融めっき前に予熱炉において加熱し、不めっきが生じないように露点を−２０℃以下に調整したＨ_２＋Ｎ_２の還元雰囲気中で焼鈍し、次いでめっき浴温前後に冷却し、その後に溶融亜鉛めっきを施す。そして、この溶融亜鉛めっきを施した鋼板を、熱処理炉において４８０〜６００℃の材料温度で３〜３０秒加熱してＦｅ−Ｚｎ合金めっき相を形成することによって、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する。

しかし、合金化溶融亜鉛めっき鋼板をプレス加工する場合、めっき表層においてＦｅ含有量が比較的低い軟質な合金相（ζ相）を有するときは、めっき表層と金型表面との凝着現象などにより金型表面と鋼板との間の摺動性に劣るため、めっき剥離（フレーキング）や鋼板のプレス割れが生じることがある。一方、めっき層中のＦｅ含有量が高い場合には、鋼板とめっき層との界面近傍に硬質なΓ、Γ_１、δ_１ｃ相が形成されるため、合金化溶融亜鉛めっき鋼板をプレス加工する場合にめっき層の粉化（パウダリング）が発生しやすくなる。この現象が発生すると、金型に剥離片が付着して押込み疵が生じることになる。

このような問題点を解決するために、軟鋼板を母材とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、被膜のめっき層を比較的硬度のバランスが取れたδ_１相主体の合金相とすることが提案されている。

例えば、特許文献６には、目付量：４５〜９０ｇ／ｍ^２／片面を有する耐パウダリング性及び耐フレーキング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。ここでは、めっき層中のＦｅ含有量を８〜１２質量％に、そしてＡｌ含有量を０．０５〜０．２５質量％に管理して、被膜のめっき層にη、ζ相を存在させず、母材とめっき層の界面の合金層のΓ相を１．０μｍ以下にするものである。

また、特許文献７には、被膜のめっき層中のＦｅ含有量が８〜１２％となるように合金化処理を行う合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関して、めっき浴中のＡｌ濃度を０．１３％以上に管理するとともに、母材となる鋼板の侵入板温を浴中Ａｌ濃度の増加に伴って上昇させたり、高周波誘導加熱炉出側の板温を適正範囲に管理したりすることによって、耐パウダリング性及び耐フレーキング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することが提案されている。

しかし、上述の特許文献６に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板や特許文献７に記載の製造方法によって得られる合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、軟鋼板を母材に用いた合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関して、被膜のめっき層の合金相を規定するものであるが、高強度鋼板を母材に用いた合金化溶融亜鉛めっき鋼板に適用しても、プレス成形時の耐パウダリング性の改善効果は殆ど認められないことが判明した。また、母材とめっき層の界面の密着力を高めるためには、極低炭素鋼板の場合、めっき浴中のＡｌ濃度を高めることにより、母材となる鋼板の粒内と粒界における合金化速度の差を拡大させ、鋼板と合金化溶融亜鉛めっき層との界面の凹凸増加を図るという手法を採用できた。また、極低炭素鋼をベースとした高張力鋼板でも、同様な手法を採用すればよかった。ところが、本発明鋼のように引張強度が５４０ＭＰａ以上となるようなＣ含有量の高い鋼板の場合、同様な手法でめっき浴中のＡｌ濃度を高めても、鋼板と合金化溶融亜鉛めっき層との密着強度が低強度鋼板よりも低下することが判明した。

さらに、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合金化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。

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。

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。

しかし、これらの知見の殆どは、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、合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関するものではない。

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。

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、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の穴拡げ性を改善することは困難であった。

特許文献８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。

特許文献９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。

特許文献１０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。
特開昭６２−１３５３３号公報 特開２００４−２１１１２６号公報 特開２００４−２５０７７４号公報 特開２００２−１６１３３６号公報 特開平４−１９１３２２号公報 特開平１−６８４５６号公報 特開平４−２７６０５３号公報 特開２００３−１９３１９０号公報 特開２００４−２１１１４０号公報 特開２００５−２２０４１７号公報 ＩＳＩＪ Ｉｎｔ．， ｖｏｌ．４４（２００４）， Ｎｏ．３， ｐ．６０３−６０９ ＩＳＩＪ Ｉｎｔ．， ｖｏｌ．４４（２００４）， Ｎｏ．１１， ｐ．１９４５−１９５１

本発明の目的は、自動車用部材、特に防錆性を考慮した自動車用補強部材として好適でありながら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、めっき密着性を改善した曲げ性に優れる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。

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。

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（引張強度）×Ｅｌ値（全伸び）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。
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。

本発明者らが上記課題を解決すべく検討した結果、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、均一であり、平均粒径が１．０〜６．０μｍの微細なフェライトを有する組織が得られ、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合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供できることを見出した。

しかしながら、前述のような微細組織となる鋼板の場合には鋼板表面の粒界面積が極度に増加してしまう。このため、めっき浴中のＡｌ濃度を高めることによって粒界と粒内の合金化速度の差を拡大させるという従来のめっき密着性向上の手法が、粒径が６μｍ以下の高強度鋼板については適用できないことが判明した。

この問題に対して、本発明者らは粒内の合金化速度を遅延させる手法を検討した結果、０．０２〜０．５０％のＳｉを含有させることが極めて有効であることを見出した。従来のような粒径が６．０μｍ超の組織の場合には、上記の含有量でＳｉを添加すると合金化速度の遅い粒内面積が増えすぎるため、合金化に長時間必要であり、かつ不めっきも発生してしまう。このため、上記の含有量でＳｉを含有する鋼板を原板として連続式溶融亜鉛めっきラインで合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することは困難であった。しかしながら、本発明のように、粒径が６．０μｍ以下の微細粒な高強度鋼板に対してＳｉを０．０２〜０．５０％含有させると、合金化速度が大きくかつ濡れ性も良好な粒界部と、合金化速度を適度に抑制した粒内部とを適正にバランスさせることができ、鋼板と合金化溶融亜鉛めっきの密着性を向上させることができるという知見に基づいて、完成したものである。

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、さらには穴拡げ性、延性、材質安定性にも優れる高強度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。合金化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。

本発明は、鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：２．０〜４．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜１．０％およびＮ：０．０１％以下を含有し、さらに、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するとともに、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である鋼組織を有し、前記合金化溶融亜鉛めっき層は、質量％で、Ｆｅ：８〜１５％およびＡｌ：０．０８〜０．５０％を含有し、残部がＺｎおよび不純物からなり、前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、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合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
Ｔｉ＋Ｎｂ／２≧０．０３ （１）

本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、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種以上を含有することが好ましい。

また、本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼組織における残留オーステナイトの面積率が３．０％以下であることが好ましい。この場合に、ＪＦＳＴ１００１に規定される方法により測定した穴拡げ率が５０％以上であることが好ましく、引張強度×伸びの値が１２０００ＭＰａ・％以上であることがさらに好ましい。

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、曲げ性に優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
下記（Ａ）〜（Ｃ）の工程を備えることを特徴とする、曲げ性に優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法：
（Ａ）上記化学組成を有する溶鋼を下記式（２）を満足する条件で冷却して鋼塊とする鋳造工程；
（Ｂ）前記鋼塊に、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するとともに、前記鋼塊からの総圧下率が９８．８０％以上になる圧延を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板用の原板とする圧延工程；および
（Ｃ）前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板用の原板に、還元雰囲気中でＡｃ_３点〜９５０℃の温度域に５〜２００秒保持する還元焼鈍を施し、次いで７５０℃から６００℃までの平均冷却速度を１〜５０℃／秒として［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、引き続いて前記温度域に１０〜１０００秒保持するとともに、０．０８〜０．２０質量％のＡｌを含有する溶融亜鉛めっき浴に浸漬後、鋼板表面の亜鉛付着量を制御する付着量を制御し、その後４６０〜５４０℃の温度域で合金化処理する焼鈍−合金化溶融亜鉛めっき工程。
ΔＴ_Ｄ／Ｖ≧２０ （２）
ここで、ΔＴ_Ｄ（℃）は平衡状態図においてδ相が出現する温度区間であり、Ｖ（℃／秒）は鋼塊表面から１０ｍｍの深さ位置におけるデンドライト二次アーム間隔から算出される凝固冷却速度を示す。

これらの本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、鋳造工程が連続鋳造により鋳造を行うものであり、前記鋳造の際に、連続鋳造機の鋳型内の溶鋼に移動磁場による攪拌を施すことが、量産により安定して性能を維持できるため望ましい。

本発明により、５４０ＭＰａ以上の強度を有し、めっき密着性が改善され、曲げ性が優れる高強度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、曲げ性やめっき密着性のみならず、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、曲げ性やめっき密着性が優れ、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。本発明に係る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。

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。なお、本明細書において、鋼成分の含有量、めっき層成分の含有量およびめっき浴成分の濃度を示す「％」は、特に断りのない限り、それぞれ、鋼全体に対する質量％、めっき層全体に対する質量％、およびめっき浴全体に対する質量％を意味する。

１．鋼板の化学組成
はじめに、本発明に係る鋼板の化学組成を上述したように規定する理由を説明する。
（Ｃ：０．０３％以上０．１２％以下）
Ｃは、鋼の強度を確保するために０．０３％以上含有させる。しかし、過剰な含有はδ相の安定域を狭めるために、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含有量を０．１２％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含有量が高くなり、穴拡げ性が低下する傾向を示すようになる。このため、特に優れた穴拡げ性を求める場合にはＣ含有量を０．０４％以上０．０６％以下とすることが好ましい。

（Ｓｉ：０．０２％以上０．５０％以下）
Ｓｉは、合金化処理過程において、鋼板粒界から被膜のめっき層中へＦｅが拡散するのを助長する反面、粒内からめっき層中へＦｅが拡散するのを抑制することによって粒界と粒内との合金化速度の差を大きくして、この速度差によって粒界部分と粒内部分とのめっき厚みを変化させ、その結果として母材とめっき層との界面の凹凸を増加させることで、母材の鋼板とめっき層との界面密着強度を増加させる重要な元素である。

Ｓｉ含有量が０．０２％未満ではこの界面密着強度の向上効果が十分ではないので、Ｓｉ含有量を０．０２％以上とする。好ましくは０．０４％以上である。一方、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると合金化速度が著しく低下するため、合金化処理時間を長時間化する必要が生じて生産性の低下や設備の長大化を招く。合金化処理時間を短縮するために合金化処理温度を上昇させると、操業性の低下もしくは上記界面密着強度の低下を招く。このためＳｉ含有量を０．５０％以下とする。好ましくは０．３０％以下である。なお、Ｓｉは、鋼のＡｃ_３点を著しく上昇させ好適な焼鈍温度範囲を狭めるため、焼鈍工程における操業性の観点からは、Ｓｉ含有量を０．２０％以下とすることがさらに好ましい。

（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Ａｃ_３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含有量を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含有量を４．０％以下とする。なお、上述したように、Ｃ含有量が０．０４％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、特に高い引張強度を求める場合には、Ｍｎ含有量を２．３％以上４．０％以下とすることが好ましい。

（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、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含有量を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。

（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、Ｓ含有量を０．０１％以下とする。好ましくは０．００５％以下である。

（ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以上１．０％以下）
Ａｌは、鋼を脱酸する作用を有し、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含有量を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含有量を１．０％以下とする。なお、Ａｌは、鋼のＡｃ_３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、焼鈍工程における製造容易性の観点からは、ｓｏｌ．Ａｌ含有量を０．１％以下とすることが好ましい。さらに、好ましくは０．０２％以上０．０８％以下である。

（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、曲げ性および穴拡げ性を劣化させるので、Ｎ含有量を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。

（Ｔｉ：０．５０％以下および／またはＮｂ：０．５０％以下、かつ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含有量と、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、結晶粒径を顕著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、ＴｉおよびＮｂの１種または２種を含有させ、Ｔｉ＋Ｎｂ／２の値を０．０３以上とする。これらの元素は、さらに、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、Ｔｉ＋Ｎｂ／２の値を０．０５以上とすることが好ましく、０．１以上とすればさらに好ましい。

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。

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およ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。

ＰＥＱ＝Ａ／Ｂ
Ａ＝｛（Ｔｉ＋Ｎｂ／２）−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ｝／４８
Ｂ＝Ｃ／１２

（Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下、Ｚｒ：０．０１％以下）
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ（希土類元素）およびＺｒは、いずれも、任意に含有させることができる元素であり、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。したがって、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させることが好ましい。しかし、過剰な含有は延性を劣化させるため、各元素の含有量を、それぞれ０．０１％以下とする。

上述した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不純物である。

２．鋼組織
次に、本発明に係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。

（フェライトの面積率：６０％以上）
本発明に係る鋼板の鋼組織は、本明細書の実施例において記載される観察方法によって観察したときの各組織の面積率で評価した分率（以下、「面積率」と略記する。）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、良好な曲げ性、さらには穴拡げ性や延性を確保しつつ、５４０ＭＰａ以上の高い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。

（フェライトの平均粒径：１．０μｍ以上６．０μｍ以下）
本発明に係る鋼板の鋼組織は、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、曲げ性および穴拡げ性が向上する。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、曲げ性および延性が劣化する。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。

さらに、優れた穴拡げ性を得るために、鋼板の鋼組織は、上記の面積率で評価した分率で、残留オーステナイトの割合を３．０％以下（０％の場合も含む。）とすることが好ましい。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。

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含有量を０．６％以下にすることが有効である。

３．めっき層の化学組成
次に、本発明に係る鋼板の被膜となるめっき層の化学組成を上述したように規定する理由を説明する。

（Ｆｅ：８％以上１５％以下）
被膜となる合金化溶融亜鉛めっき層中のＦｅ含有量が８％未満では、合金化処理後のめっき層の表層部に軟質部位が形成されやすくなり、摺動性が低下して被膜のめっき層が母材の鋼板との界面から剥離することによるフレーク状の剥離が増加する。したがって、Ｆｅ含有量を８％以上とする。好ましくは９．５％以上である。一方、Ｆｅ含有量が１５％を超えると、鋼板に曲げ加工が施された場合に、曲げ部の内側で合金化溶融亜鉛めっき層が圧縮変形を受けることによるパウダリング剥離量が増加する。このため、Ｆｅ含有量を１５％以下とする。好ましくは１４％以下である。

（Ａｌ：０．０８％以上０．５０％以下）
被膜となる合金化溶融亜鉛めっき層中のＡｌ含有量が０．０８％未満では、めっき浴中における合金層の発達の抑制効果が不十分となり、めっき付着量の制御が困難となる。したがって、Ａｌ含有量は０．０８％以上とする。好ましくは０．２０％以上、さらに好ましくは０．２５％以上である。一方、Ａｌ含有量が０．５０％を超えると、合金化速度の低下が著しくなり、通常のライン速度では上記Ｆｅ含有量を実現するために合金化処理温度を５４０℃超とせざるを得なくなる場合があり、後述するように鋼板と合金化溶融亜鉛めっき層との界面密着強度を２０ＭＰａ以上とすることが困難になる。したがって、Ａｌ含有量を０．５０％以下とする。好ましくは０．４５％以下、さらに好ましくは０．４０％以下である。

その他、被膜となる合金化溶融亜鉛めっき層中へは、合金化処理過程において、母材からＳｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭ等がとりこまれるが、通常の条件で溶融めっきおよび合金化処理した際にめっき層中にとりこまれる範囲内であれば、めっき品質に悪影響を及ぼさないので、問題ない。ここでいう通常のめっき条件とは、後述するように、めっき浴温度が４００℃〜５００℃で、鋼板の浸入温度が４００℃〜５００℃、合金化温度が４６０〜５４０℃である。なお、めっき被膜の化学組成の残部は実質的にＺｎである。

４．製造方法
本発明に係る溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板について上記の化学組成および組織を有し、めっき層について上記の化学組成を有するのであれば、いかなる製造方法により製造されてもよい。ただし、以下の製造方法を採用することによって、本発明に係る溶融亜鉛めっき鋼板をより効率的かつ安定的に製造することが実現される。

（Ａ）鋳造工程
（ΔＴ_Ｄ／Ｖ≧２０）
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て鋳造する。鋳造法としては、生産性の観点から連続鋳造法を採用することが好ましい。なお、造塊法、薄スラブ鋳造法等を採用してもよい。

上述した溶鋼を冷却する場合、鋼塊の表面から１０ｍｍの深さ位置におけるデンドライト二次アーム間隔から換算される凝固冷却速度をＶ（℃／秒）とし、平衡状態図においてδ相が出現する温度区間をΔＴ_Ｄ（℃）とするときに、ＶおよびΔＴ_Ｄが下記式(2)を満たす範囲とする。

ΔＴ_Ｄ／Ｖが２０未満であると、冷却速度が速すぎるために、後述するプロセスによっても解消することが困難なミクロ偏析が凝固時に形成されてしまい、曲げ成形後に凹凸が発生しやすくなって、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ΔＴ_Ｄは式(2)を満たす範囲とする。
ΔＴ_Ｄ／Ｖ≧２０ (2)

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、上記ミクロ偏析が抑制され、これにより曲げ性のさらなる向上が期待できるので好ましい。また、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。ここで、移動磁場による溶鋼の攪拌は、鋳型からの距離が２０ｍｍの位置における流速を１０ｃｍ／秒以上１００ｃｍ／秒以下となるように行うことが好ましい。上記流速が１０ｃｍ／未満ではミクロ偏析抑制作用や表面欠陥抑制作用が十分でない場合があり、１００ｃｍ／秒超ではパウダーの巻き込みにより介在物が増加して表面欠陥の発生を助長する場合があるからである。上記流速は、例えばカルマン渦式流量計を用いて測定することができる。

（Ｂ）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て熱延鋼板とする。熱間圧延は、鋳造された鋼塊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。

（ｉ）熱間圧延の圧延開始温度：１０５０℃以上１３００℃以下
鋼塊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、一旦冷却された鋼素材については、１０５０℃以上に加熱することで認められる。ただし、１３００℃超に加熱すると上記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、鋼塊の再加熱温度は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。

また、再加熱により上記再固溶を確実に行うためには、この加熱時間を１０分間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。

（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℃未満では、変形抵抗が過大となって圧延が困難となる。一方、仕上温度が９５０℃を超えると、析出物が粗大化し、最終製品において目的とする強度を確保することが困難になるだけでなく、鋼板表面におけるスケール生成が著しくなり、巻取温度を制御することが困難になる。

（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℃未満では、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施すことが困難になる。一方、巻取温度が７５０℃を超えると、析出物が粗大化し、最終製品において目的とする強度を確保することが困難になるだけでなく、表面のスケールが発達し、その後の酸洗でのスケール除去が困難になり、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の外観が劣化する。

熱延鋼板は、通常の方法で酸洗を施された後に冷間圧延を施して、冷延鋼板としてもよい。なお、酸洗の前または後に、０％以上５％以下程度の軽度の圧延を施して形状を修正すると平坦度を確保するうえで有利となる。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るので、溶融めっきの密着性が向上する。

（ｉｖ）圧延工程の総圧下率：９８．８０％以上
圧延工程において熱間圧延および冷間圧延の双方併せた総圧下率を９８．８０％以上とする。この総圧下率が９８．８０％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。熱間圧延における総圧下率が９８．８０％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、冷間圧延を施すとともにその圧下率を３０％以上とすることが好ましい。

（Ｃ）焼鈍−合金化溶融亜鉛めっき工程
このようにして得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板用の原板は、本発明によれば、還元雰囲気中でＡｃ_３点〜９５０℃の温度域に５〜２００秒間保持する還元焼鈍を施し、次いで７５０℃から６００℃までの平均冷却速度を１〜５０℃／秒として［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、引き続いて前記温度域に１０〜１０００秒間保持するとともに、０．０８〜０．２０質量％のＡｌを含有する溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、その後４６０〜５４０℃で合金化処理する。これらの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。

（ｉ）還元焼鈍
合金化溶融亜鉛めっき鋼板用の原板には、圧延油や鉄粉が付着している。それゆえ、めっき外観を向上させる等の観点から、冷間圧延後の鋼板をアルカリ脱脂槽に入れてアルカリ脱脂することにより、洗浄してもよい。その後、水素を含有する還元雰囲気中で、鋼板を以下に記載する温度まで上昇させることにより、還元焼鈍を行う。

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。

（ｉｉ）焼鈍温度：Ａｃ_３点以上９５０℃以下の温度域
Ａｃ_３点以上９５０℃以下の温度域で焼鈍を施す。
焼鈍温度がＡｃ_３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、良好な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、最終製品において目的とする強度の確保が困難になるだけでなく、連続焼鈍炉が損傷しやすくなり、大量生産できない。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Ａｃ_３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。

（ｉｉｉ）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に進行しないため、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。

（ｉｖ）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には上記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、上記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。上記平均冷却速度が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、上記平均冷却速度が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することを容易とし、さらに良好な材質安定性を確保することができる。

（ｖ）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、その後の溶融亜鉛めっき浴への浸漬時の抜熱が大きく、操業が困難となる。一方、冷却停止温度が［亜鉛めっき浴温度＋１００℃］よりも高いと、操業が困難であるとともに、粗大なセメンタイトが生成して穴拡げ性が低下する。
溶融亜鉛めっきは、常法に従って、４００℃以上５００℃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。

（ｖｉ）（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
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、１０秒間以上１０００秒間以下保持する。
保持時間が１０秒間未満であると、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、穴拡げ性が劣化する。したがって、保持時間は１０秒間以上とする。好ましくは２０秒間以上である。一方、保持時間が１０００秒間を超えると、粗大なセメンタイトが生成して穴拡げ性が劣化する。したがって、保持時間は１０００秒間以内とする。生産性の観点からは、２００秒間以内とすることが好ましい。
なお、上記保持時間には、後述する溶融亜鉛めっき浴への浸漬工程および溶融亜鉛めっきの付着量制御工程に要する時間も含まれる。

（ｖｉｉ）溶融亜鉛めっき浴中のＡｌ濃度：０．０８〜０．２０％
溶融亜鉛めっき浴中のＡｌ濃度が０．０８％未満の場合、合金化処理前の溶融亜鉛めっき浴中において既に過剰のＦｅ−Ｚｎ界面合金層が形成されてしまう。このため、付着量の制御が困難となる。したがって、溶融亜鉛めっき浴中のＡｌ濃度は０．０８％以上とする。好ましくは０．０９％以上である。

一方、溶融亜鉛めっき浴中のＡｌ濃度が０．２０％を超えると、めっき被膜中へのＡｌ濃化が過剰に進行して合金化速度の低下をもたらし、通常のライン速度では上記Ｆｅ含有量を実現するために合金化処理温度を５４０℃超とせざるを得なくなる場合があり、後述するように鋼板と合金化溶融亜鉛めっき層との界面密着強度を２０ＭＰａ以上とすることが困難になる。したがって、溶融亜鉛めっき浴中のＡｌ濃度は０．２０％以下とする。好ましくは０．１５％以下である。

浸漬時間については、５秒間以内であれば性能、操業性を特に阻害することはない。その他のめっき条件については、一般的に採用されている範囲で良く、めっき浴温は４００〜５００℃、侵入板温は４００〜５００℃の範囲で有れば特に問題はない。めっき浴中のＡｌ以外の成分として、不可避元素であるＦｅならびにＰｂ、Ｃｄ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｗ、Ｔｉ、ＭｇおよびＳｉのそれぞれが０．１％以下含有されていても本性能に影響を及ぼさない。

上記浸漬工程後に、ガスワイピングなど公知の方法によりめっきの付着量を制御する。付着量は一般に製品として用いられている片面当り２５〜７０ｇ／ｍ^２の範囲とすればよい。
さらに、溶融亜鉛めっき浴浸漬後に４６０℃以上５４０℃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。

（ｖｉｉｉ）合金化処理温度：４６０℃以上５４０℃以下
合金化処理温度が４６０℃未満であるとζ相の粗大結晶が合金化溶融亜鉛めっき層の表層部に形成されやすく、合金化溶融亜鉛めっき層中のＦｅの含有量が８％未満となってしまう場合がある。したがって、合金化処理温度は４６０℃以上とする。好ましくは４７０℃以上であり、さらに好ましくは４８０℃以上である。

一方、合金化処理温度が５４０℃を超えると、鋼板粒内から被膜のめっき層中へのＦｅの拡散が活発となり、上述した鋼板中へのＳｉを含有させることによる効果、すなわち、鋼板粒界から被膜のめっき層中へＦｅが拡散するのを助長し、粒内からめっき層中へＦｅが拡散するのを抑制することにより、母材とめっき層との界面の凹凸を増加させて、母材の鋼板とめっき層との界面密着強度を増加させる効果が小さくなる。その結果、目的とする鋼板と合金化溶融亜鉛めっき層との界面密着強度を得ることが困難となる。したがって、合金化処理温度を５４０℃以下とする。好ましくは５２０℃以下である。合金化処理における加熱手段については、輻射加熱、高周波誘導加熱、通電加熱等何れの手段によっても良い。

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を促進して残留オーステナイトの面積率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４６０℃以上５４０℃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。

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。

また、めっき後の製品表面は、無処理でも構わないが、公知のクロム酸処理、リン酸塩処理、樹脂被膜塗布などの後処理を施しても構わない。また、防錆油を塗付してもよく、その塗付に用いる防錆油については、市販の一般的なもので良いが、極圧添加剤であるＳやＣａを含有した高潤滑性防錆油を塗布しても良い。

５．評価基準
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、フェライトを面積率で６０％以上、フェライトの平均粒径が１．０μｍ以上６．０μｍ以下となる鋼組織を得ることができ、引張強度５４０ＭＰａ以上と高強度で、曲げ性とめっき密着性が良好な合金化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合金化溶融亜鉛めっき鋼板も得られる。以下に各特性について良好と判断される評価基準について記載する。

曲げ性：前述のように、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場合に良好とする。
めっき密着性：以下の実施例に記載する界面密着強度で評価し、強度が２０ＭＰａ以上のもの良好とする。

穴拡げ性：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。

延性：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判断する。この値が１４０００ＭＰａ・％以上であると、延性はより良好である。

材質安定性：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。

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。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。

なお、表１において下線が付された含有量は、その含有量が本発明に係る化学組成の範囲外にあることを示している。

得られたスラブを表２に示す条件にて熱間圧延した。得られた熱延鋼板を酸洗し、表２に示す条件で冷間圧延した。得られた冷延鋼板に対し、表２に示す条件で、焼鈍および合金化溶融亜鉛めっきを施した。

なお、表２において下線が付された製造条件は、その条件が本発明に係る製造条件の範囲外にあることを示している。

得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板に対して、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、めっき特性を調査した。なお、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であるとした。

［試験方法］
（凝固冷却速度の算出）
得られたスラブの断面をピクリン酸にてエッチングし、鋼塊表面から１０ｍｍの深さ位置にて、５箇所のデンドライト二次アーム間隔λ（μｍ）を測定し、下記式に基づいて、それらの平均値から液相線温度〜固相線温度における凝固冷却速度Ａ（℃／分）を算出した。
λ＝７１０×Ａ^{−０．３９}

（Ａｃ_３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Ａｃ_３点を測定した。

（組織観察）
各合金化溶融亜鉛めっき鋼板から圧延方向、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。

（残留オーステナイト面積率および残留オーステナイト中のＣ含有量）
各合金化溶融亜鉛めっき鋼板に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の面積率と残留オーステナイト中のＣ含有量を算出した。

（機械的性質）
各合金化溶融亜鉛めっき鋼板について圧延直角方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、降伏応力（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）を測定した。穴拡げ率（ＨＥＲ）はＪＦＳ Ｔ １００１に規定の方法で測定した。

（曲げ試験）
各合金化溶融亜鉛めっき鋼板から、曲げ稜線が圧延方向となるように、圧延直角方向を長手方向とする曲げ試験片（幅４０ｍｍ×長さ１００ｍｍ×板厚１．２ｍｍ）を採取した。その際、板厚が３．０ｍｍの合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、曲げ内側となる面を研削し、板厚１．２ｍｍ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。

（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精緻に制御することは困難である。そこで、上述したようにして得られた焼鈍を施していない冷延鋼板に対し、７００℃まで１０℃／秒の昇温速度で加熱し、表２に示す温度で焼鈍した。焼鈍温度から冷却停止温度まで１℃、５℃、１０℃、５０℃で冷却し、それ以降は合金化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に示す冷却停止温度での保持、めっき浴への浸漬、合金化熱処理を模擬し、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。

さらに、めっき特性は下記のように調査した。
（めっき層の組成分析）
合金化処理後の試料から２５ｍｍφの試料片を採取し、０．５ｖｏｌ％インヒビター（商品名：朝日化学製「イビット７１０Ｎ」）を含有した１０％ＨＣｌ水溶液でめっき層を溶解し、これをＩＣＰ法でめっき層の組成分析に供した。

（鋼板と合金化溶融亜鉛めっき層との界面密着強度の測定）
合金化処理を施したサンプルを長手方向が圧延方向となるように２０ｍｍ×１００ｍｍに裁断し、サンスター（株）製の一液型エポキシ系構造用接着剤（商品名：Ｅ−６９７３）を接着剤として用い、重ね代：１２．５ｍｍ、接着剤膜厚：２００μｍ、焼付条件：１８０×２０分、引張速度：５ｍｍ／分、室温下の条件で長手方向に引張試験を実施した。本試験の界面密着強度は、母材変形も加わるため基板強度の影響を受けるが、今回のようにＹＰが３５０ＭＰａ以上の母材では、殆ど無視できる。試験の結果、界面密着強度が２０ＭＰａ以上のものをめっき密着性が良好であるとし、２０ＭＰａ未満のものをめっき密着性が不良であるとした。

結果を表３にまとめて示す。なお、表３において下線が付された結果は、その条件が本発明の範囲外にあることを示している。

本発明例の鋼板Ｎｏ．１〜３、５、６、８、１０、１３、１４、１７、２０、２２は、いずれも、所望の化学組成であり、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以下の鋼組織を有し、めっき層が所望の化学組成である。
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し、なおかつ、めっき密着性に優れる。

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、６、８、１０、１３、１４、１７、２０、２２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。

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．１、３、５、１０、１７、２０、２２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。

さらに、その中でも、ＰＥＱ値が０．８を超える鋼板Ｎｏ．３、５、１０、１７、２２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。

これに対し、比較例の鋼板Ｎｏ．４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。

鋼板Ｎｏ．７は、Ｓｉ含有量が本発明で規定する範囲の下限を下回るために、めっき密着性が悪い。

鋼板Ｎｏ．９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。

鋼板Ｎｏ．１１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。

鋼板Ｎｏ．１２はＣ含有量が本発明で規定する範囲の下限を下回っており、鋼板Ｎｏ．２１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。

鋼板Ｎｏ．１５は、合金化処理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、めっき層中のＦｅ濃度が所望の値を上回り、めっき密着性が悪い。

鋼板Ｎｏ．１６は、圧延総圧下量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。

鋼板Ｎｏ．１８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．１９はＣ含有量が本発明で規定する範囲の上限を上回り、ΔＴ_Ｄ／Ｖが本発明で規定する範囲の下限を下回るために、曲げ成形時に割れが発生するとともに、曲げ成形時に凹凸が発生し、曲げ性が悪い。

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。 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。

Claims (7)

1. 鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、
   前記鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：２．０〜４．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜１．０％およびＮ：０．０１％以下を含有し、さらに、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するとともに、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である鋼組織を有し、
   前記合金化溶融亜鉛めっき層は、質量％で、Ｆｅ：８〜１５％およびＡｌ：０．０８〜０．５０％を含有し、残部がＺｎおよび不純物からなり、
   前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、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合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
   Ｔｉ＋Ｎｂ／２≧０．０３ (1)
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に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
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に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
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に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
5. 引張強度×伸びの値が１２０００ＭＰａ・％以上である、請求項４に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
6. 下記（Ａ）〜（Ｃ）の工程を備えることを特徴とする、曲げ性に優れる合金化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下記式(2)を満足する条件で冷却して鋼塊とする鋳造工程；
   （Ｂ）前記鋼塊に、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するとともに、前記鋼塊からの総圧下率が９８．８０％以上になる圧延を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板用の原板とする圧延工程；および
   （Ｃ）前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板用の原板に、
   還元雰囲気中でＡｃ_３点〜９５０℃の温度域に５〜２００秒保持する還元焼鈍を施し、次いで７５０℃から６００℃までの平均冷却速度を１〜５０℃／秒として［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、引き続いて前記温度域に１０〜１０００秒間保持するとともに、０．０８〜０．２０質量％のＡｌを含有する溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、その後４６０〜５４０℃の温度域で合金化処理する焼鈍−合金化溶融亜鉛めっき工程。
   ΔＴ_Ｄ／Ｖ≧２０ (2)
   ここで、ΔＴ_Ｄ（℃）は平衡状態図においてδ相が出現する温度区間であり、Ｖ（℃／秒）は鋼塊表面から１０ｍｍの深さ位置におけるデンドライト二次アーム間隔から算出される凝固冷却速度を示す。
7. 前記鋳造工程が連続鋳造により鋳造を行うものであり、前記鋳造の際に、連続鋳造機の鋳型内の溶鋼に移動磁場による攪拌を施すことを特徴とする請求項６記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

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