JP3764638B2 - 優れた加工性を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は優れた加工性を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関わるものである。本発明が係わる高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とは、自動車、家庭電気製品、建築などの用途にプレス加工をして使用されるものであり、プレス加工性や防錆の一層の改善のために上層に鉄めっきや金属酸化物皮膜、有機皮膜を表面処理した鋼板を含む。
【０００２】
【従来の技術】
自動車車体の防錆強化に対応し、プレス加工してフレーム、メンバーやフロア等の車体部品に用いられる鋼板も裸鋼板から亜鉛めっき鋼板に置換されてきた。一般に亜鉛めっき鋼板はその製造方法により電気亜鉛めっき鋼板と溶融亜鉛めっき鋼板に大別されるが、防錆性を重んじる立場から目付け量を増やそうとすると、電気亜鉛めっき鋼板では製造コストが著しく上昇するため、溶融亜鉛めっき鋼板の使用が一般的である。一方、自動車車体には防錆性以上に衝突時に乗員を保護するような機能の確保がＣＯ2をはじめとした排出ガスの低減を燃費向上により実現するような軽量化とともに要求されており、そのためには鋼板の高強度化が必須である。しかしながら、加工性を悪化させずに鋼板を高強度化する強化機構として一般に考えられているような固溶強化や複合組織強化ではＳｉやＭｎ、Ｐといった元素を添加する必要があるが、これらの元素の添加は一般に鋼板表面の濡れ性を悪くし、溶融亜鉛めっきを施すことは困難とされてきた。特にフェライトマトリクス中にマルテンサイトや残留オーステナイトが混在する複合組織強化では気水混合したミストや噴流水を冷却媒体とし、焼鈍温度から高速冷却を行うことが裸鋼板では一般に行われているが、溶融亜鉛めっきラインではこのような冷却方式の適用は困難であり、不必要なパーライトやベイナイト変態を避けるためにはＳｉやＭｎの添加量をいっそう増すことが必要となる。
【０００３】
このようなＳｉやＭｎ、Ｐが多く添加された鋼板の溶融亜鉛めっきにおける密着性を改善する手法としては、特開昭５７−７９１６０号公報や特開平５−６５６１２号公報に開示されているように、溶融亜鉛めっきに先立って鋼板表面に少量のＦｅや、特許第２５２６３２０号公報にあるように少量のＮｉをプレめっきする方法があり、さらにその添加量が多い場合にはＮｉプレめっきの前に鋼板表面層を除去する方法が特許第２５２６３２２号公報に開示されている。また特許第１９２４５８５号公報にあるように内部と比べてＣ、Ｓｉ、Ｍｎの含有量が少ない表層を有するスラブから製造された鋼板を溶融亜鉛めっきする方法も開示されているが、製造コストの増加が著しく工業的な生産には適さない。
【０００４】
これに対しめっき密着性の悪化が酸化雰囲気で形成されたＳｉやＭｎ、Ｐといった元素の酸化物層であることに着目し、形成させた酸化物層を水素を含む雰囲気中で還元し、酸化膜厚を適当な範囲としたうえで溶融亜鉛めっきすることにより、めっき密着性を改善する方法も例えば、特開昭５５−１２２８６５号公報で提案されており、更に連続ラインでの操業方案も特許第２５１３５３２号公報や特許第２５３０９３９号公報、更には特許第２５８７７２４号公報に開示されている。またカルシウムやマグネシウム、有機酸を含有する溶液や圧延油、洗浄水、過酸化水素や重クロム酸カリウム、過マンガン酸カリウムのような酸化剤を含有する酸性溶液を溶融亜鉛めっきに先立って塗布する方法がそれぞれ特開平８−１７０１６０号公報、特開平６−２０７２５９号公報、更には、特開平５−２３９６０６号公報に開示されている。これらの方法によって製造コストの著しい増加を招くことなく、０．３％以上のＳｉや１％以上のＭｎが添加されている鋼板に対しても密着性の良い溶融亜鉛めっきを行うことができるようになり、更に本発明者らは鋼成分と連続溶融亜鉛めっき設備における製造条件を特定することにより、その金属組織をフェライト中にマルテンサイトや残留オーステナイトが混在した組織で、パーライトやベイナイトを過大に含まない組織として加工性の良いことと高強度とを両立できることを特願平１０−８１８０５号のように見出したが、Ｍｎの添加量が多くなるとかかる金属組織であるにもかかわらず、複雑な形状へのプレス加工が困難な事例の多いことが判明した。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上述したように、焼鈍後めっき浴に鋼帯を浸漬するまでの冷却に水を用いることができない溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、フェライト中にマルテンサイトや残留オーステナイトが混在した金属組織とするためＭｎの添加量が多い場合も、裸鋼板に匹敵する秀逸した加工性を有する高強度溶融亜鉛めっきの製造方法を提供することを課題としてなされたものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記の課題を解決するべく、まず過大なパーライトやベイナイトを含まずに、フェライト中にマルテンサイトや残留オーステナイトが混在した金属組織を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板を複雑な形状にプレス加工し、その成形良否と引張試験値の対応を調査したところ、引張試験で破断に至るまでの全伸びから最大荷重に至るまでの伸び、すなわち均一伸びを減じた局部伸びが均一伸びの０．４〜０．８倍である時に加工性が秀逸であることを認め、その時の金属組織を詳細に検討した結果、マルテンサイトおよび残留オーステナイトが過大な場合だけではなく、マルテンサイトおよび残留オーステナイトが多数連結して存在したり、フェライトマトリクスを網目状に取り囲むようになると全伸びが低下しない場合にも、局部伸びが著しく低下して加工性が劣化すること、高強度であるにもかかわらず加工性が秀逸している場合にはフェライトマトリクス中に孤立して存在し、その体積率Ｖ％とその最大径ｄμｍとの積Ｖ×ｄが２〜２０であることを見出した。
【０００７】
引き続きＣとＭｎ、Ｓの添加量を制御した鋼を用いて、その金属組織と連続溶融亜鉛めっき設備において焼鈍温度からめっき浴に鋼帯を浸漬するまでの鋼の温度変化、更に合金化溶融めっき鋼板の場合にはめっき直後に行う合金化処理の加熱条件について鋭意検討を加えた結果、％Ｃ、％Ｍｎ、％ＳをそれぞれＣ、Ｍｎ、Ｓ含有量とした時に（％Ｃ）×（（％Ｍｎ）×（％Ｓ））1/2≦０．００８が満たされる鋼をＣ、Ｓｉ、Ｐ、Ａｌの含有量、％Ｃ、％Ｓｉ、％Ｐ、％Ａｌによって規定される温度Ｔ＝〔｛８＋３×（０．５×（％Ｓｉ）＋７×（％Ｐ）＋（％Ａｌ））1/2｝×（９０−１００×（％Ｃ））−２７３〕℃以下まで、７００℃からＴ℃までを平均冷却速度２〜４０℃／秒で冷却し、４００℃以上Ｔ℃以下で、且つ合金化溶融亜鉛めっき鋼板の場合には後で行う合金化処理に際する再加熱での最高到達温度よりも３０℃以上低い温度に１５秒以上５００秒以下保持した後に、溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、更に合金化溶融亜鉛めっき鋼板の場合には５００℃以上６００℃以下の温度に再加熱してめっき層を合金化した場合に、過大なパーライトやベイナイトを含まずに、マルテンサイトおよび残留オーステナイトがフェライトマトリクス中に孤立して存在し、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの体積率Ｖ％とその最大径ｄμｍとの積Ｖ×ｄが２〜２０である金属組織が得られ、Ｍｎの添加量が多い高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板であっても裸鋼板に匹敵する優れた加工性が確保できることを見出した。
【０００８】
本発明はこのような思想と新知見に基づいて構成された従来にはない全く新しい鋼板であり、その要旨とするところは以下のとおりである。
【０００９】
（１） 質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．１５％、
Ｓｉ：０．３〜１．８％、
Ｍｎ：１．５〜２．８％、
Ｐ：０．００３〜０．０５％、
Ｓ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．３１１％、
Ｎ：０．００６％以下、
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、更に、％Ｃ、％Ｍｎ、％ＳをそれぞれＣ、Ｍｎ、Ｓ含有量とした時に（％Ｃ）×（（％Ｍｎ）×（％Ｓ）） 1/2 ≦０．００８を満たす化学成分からなる組成のスラブをＡｒ3点以上の温度で仕上圧延を行い、５０〜８５％の冷間圧延を施した後、連続溶融亜鉛めっき設備で焼鈍し、引き続いて溶融亜鉛めっきを施して溶融亜鉛めっき鋼板を製造する工程において、連続溶融亜鉛めっき設備で７００℃以上８５０℃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、引き続いて溶融亜鉛めっき浴に浸漬するに際してＣ、Ｓｉ、Ｐ、Ａｌの含有量、％Ｃ、％Ｓｉ、％Ｐ、％Ａｌによって規定される温度Ｔ＝〔{８＋３×（０．５×（％Ｓｉ）+７×（％Ｐ）+（％Ａｌ））1/2}×（９０−１００×（％Ｃ））−２７３〕℃以下まで、７００℃からＴ℃までを平均冷却速度２〜１５℃／秒で冷却し、４００℃以上Ｔ℃以下の温度に１５秒以上５００秒以下保持し、その金属組織に含まれるマルテンサイトおよび残留オーステナイトがフェライトマトリックス中に孤立して存在し、その体積率Ｖ％とその最大径ｄμｍとの積Ｖ×ｄが２〜２０であり、引張試験における局部伸びの均一伸びに対する比が０．４〜０．８であることを特徴とする優れた加工性を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１０】
（２） 質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．１５％、
Ｓｉ：０．３〜１．８％、
Ｍｎ：１．５〜２．８％、
Ｐ：０．００３〜０．０５％、
Ｓ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．３１１％、
Ｎ：０．００６％以下、
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、更に、％Ｃ、％Ｍｎ、％ＳをそれぞれＣ、Ｍｎ、Ｓ含有量とした時に（％Ｃ）×（（％Ｍｎ）×（％Ｓ））1/2≦０．００８を満たす化学成分からなる組成のスラブをＡｒ3点以上の温度で仕上圧延を行い、５０〜８５％の冷間圧延を施した後、連続溶融亜鉛めっき設備で焼鈍し、引き続いて溶融亜鉛めっきを施して溶融亜鉛めっき鋼板を製造する工程において、連続溶融亜鉛めっき設備で７００℃以上８５０℃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、引き続いて溶融亜鉛めっき浴に浸漬するに際してＣ、Ｓｉ、Ｐ、Ａｌの含有量、％Ｃ、％Ｓｉ、％Ｐ、％Ａｌによって規定される温度Ｔ＝〔{８＋３×（０．５×（％Ｓｉ）+７×（％Ｐ）+（％Ａｌ））1/2}×（９０−１００×（％Ｃ））−２７３〕℃以下まで、７００℃からＴ℃までを平均冷却速度２〜１５℃／秒で冷却し、４００℃以上Ｔ℃以下で、且つ合金化処理時の再加熱の最高到達温度よりも３０℃以上低い温度に１５秒以上５００秒以下保持し、更に、溶融めっき浴に鋼帯を浸漬後５００℃以上６００℃以下の温度に再加熱してめっき層を合金化する、その金属組織に含まれるマルテンサイトおよび残留オーステナイトがフェライトマトリックス中に孤立して存在し、その体積率Ｖ％とその最大径ｄμｍとの積Ｖ×ｄが２〜２０であり、引張試験における局部伸びの均一伸びに対する比が０．４〜０．８であることを特徴とする優れた加工性を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１１】
（３） 更に、質量％で、
Ｃｒ：０．０５〜０．８％、
Ｍｏ：０．０５〜０．８％、
Ｎｉ：０．０５〜０．８％、およびＢ：０．０００２〜０．００２％のうちの１種または２種以上を含有する化学成分からなる組成のスラブを用いることを特徴とする請求項１記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１２】
（４） 更に、質量％で、
Ｃｒ：０．０５〜０．８％、
Ｍｏ：０．０５〜０．８％、
Ｎｉ：０．０５〜０．８％、およびＢ：０．０００２〜０．００２％のうちの１種または２種以上を含有する化学成分からなる組成のスラブを用いることを特徴とする請求項２記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１５】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を詳細に説明する。
【００１６】
まず、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｂの数値限定理由について述べる。
【００１７】
Ｃはマルテンサイトや残留オーステナイトによる組織強化で鋼板を高強度化しようとする場合に必須の元素であり、ミストや噴流水を冷却媒体として焼鈍温度から急速冷却することが困難な溶融亜鉛めっきラインではＣが０．０５％未満ではセメンタイトやパーライトの生成が速やかなため、必要とする引張強さの確保が困難である。一方、Ｃが０．１５％を超えると、スポット溶接で健全な溶接部を形成することが困難となると同時にＣの偏析が顕著となるため加工性が劣化する。
【００１８】
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知られており、その添加は一般に有用と考えられるうえ、ＰやＡｌとともにパーライトおよびベイナイト変態が進行するのを遅滞させ、溶融亜鉛めっきやさらにはそのめっき層を合金化のため再加熱してから室温まで冷却後にもマルテンサイトおよび残留オーステナイトがフェライト中に孤立して存在する金属組織とするために０．３％以上添加する。しかし、その添加量が１．８％を超えると酸化物層を還元し、酸化膜厚を適当な範囲としたり、適当な薬剤を塗布してから鋼帯をめっき浴に浸漬したとしてもめっき密着性の悪化が著しいため、上限を１．８％とする。
【００１９】
ＭｎはＣとともにオーステナイトの自由エネルギーを下げるため、めっき浴に鋼帯を浸漬するまでの間にオーステナイトがマルテンサイト変態するのを抑制する目的で１．５％以上添加する。しかし、添加量が過大になるとスラブに割れが生じやすく、またスポット溶接性も劣化するため、２．８％を上限とする。また特にＣ量、Ｓ量に対して一定量を超えると、室温まで冷却後の金属組織に含まれるマルテンサイトや残留オーステナイトの体積率やその最大径が著しく増大し、またフェライトマトリクス中に孤立して存在する状態から連結して存在するように変化し、あるいはフェライトに代わって組織の過半を形成するようになって、引張試験における局部伸びが均一伸びの０．４倍に達しなかったり、あるいは逆に０．８倍を超え、加工性が劣るため、％Ｃ、％Ｍｎ、％ＳをそれぞれＣ、Ｍｎ、Ｓ含有量とした時に（％Ｃ）×（（％Ｍｎ）×（％Ｓ））1/2を０．００８以下とする。
【００２０】
ＰもまたＳｉ、Ａｌとともにパーライトおよびベイナイト変態の進行を遅滞させる元素であり、更に金属組織においてマルテンサイトや残留オーステナイトをフェライトマトリクス中に孤立させるうえで有用なため、０．００３％以上の含有とする。しかし、その量が０．０５％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。
【００２１】
Ｓも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、圧延方向に伸張したＭｎＳの存在が顕著となり、鋼板の曲げ性に悪影響を及ぼす。
【００２２】
Ａｌは鋼の脱酸元素として、またＡｌＮによる熱延素材の細粒化、および一連の熱処理工程における結晶粒の粗大化を抑制し材質を改善するために０．００５％以上添加する必要があり、またＳｉやＰとともにパーライトやベイナイト変態の進行を遅滞させることにより、マルテンサイトおよび残留オーステナイトがフェライトマトリクス中に孤立して存在するような金属組織の形成を容易としたうえ、かかる金属組織を有する鋼板では伸びを増す効果もあるが、０．３１１％を超えることはコスト高となり、表面性状も劣化する。
【００２３】
Ｎもまた一般に不可避的不純物として鋼に含まれるが、その量が０．００６％を超えると、伸びとともに脆性も劣化するため、これを上限とする。
【００２４】
Ｃｒ、Ｎｉは細粒化元素として効果的であり、いずれか１種以上を０．０５％以上を添加すればマルテンサイトおよび残留オーステナイトの体積率が大きい場合にも、その体積率Ｖ％とその最大径ｄμｍとの積Ｖ×ｄを小さくし、加工性の劣化を抑制できるが、添加量が０．８％を超えるとその効果が認められない。
【００２５】
ＭｏおよびＢは一般に焼き入れ性を増す元素として知られており、冷却途上でパーライトおよびベイナイト変態が起こるのを抑制し、室温まで冷却後にマルテンサイトおよび残留オーステナイトがフェライト中に混在した金属組織とすることを容易にするためＭｏを０．０５％以上、あるいはＢを０．０００２％以上添加してもよい。しかしその添加量がＭｏが０．８％を超えたり、Ｂが０．００２％を超すと、フェライト、オーステナイトの二相共存温度域からの冷却条件を工夫してもじゅうぶんな体積率までフェライトが成長しないため、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの体積率Ｖ％とその最大径ｄμｍとの積Ｖ×ｄが２０を超え、引張試験における局部伸びの均一伸びに対する比が０．４に達しなかったり、あるいは逆に０．８を超すようになり、加工性が秀逸したものではなくなる。
【００２６】
これらを主成分とする鋼にＮｂ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｗを合計で１％以下含有し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。
【００２７】
次に、製造条件の限定理由について述べる。その目的は過大なパーライトやベイナイトを含まずに、フェライトマトリクス中にマルテンサイトや残留オーステナイトが孤立して存在し、その体積率Ｖ％と最大径ｄμｍの積Ｖ×ｄが２〜２０となるような金属組織を形成させ、引張試験における局部伸びの均一伸びに対する比を０．４〜０．８とし、高強度と秀逸したプレス加工性を両立させることにある。過大なパーライトやベイナイトが存在したり、マルテンサイトや残留オーステナイトの体積率が過大で、その体積率Ｖ％やその最大径ｄμｍの積が２に達しないと必要とする引張強さの確保が困難であるか、所要の引張強さを確保できても引張試験における局部伸びが均一伸びの０．８倍を超えるまでに均一伸びが減少し、加工性が劣る。またフェライトマトリクス中にマルテンサイトおよび残留オーステナイトが存在する金属組織であっても、その体積率が過大な場合だけではなく、マルテンサイトおよび残留オーステナイトがフェライトマトリクス中に孤立して存在する状態から多数連結して存在したり、フェライトマトリクスを網目状に取り囲むようになり、その体積率Ｖ％やその最大径ｄμｍの積が著しく増大して２０を超えると、引張試験における局部伸びが均一伸びの０．４倍に達しなかったり、あるいは逆に０．８を超すようになり、加工性が秀逸したものではなくなるため本発明の目的が達成されない。
【００２８】
熱間圧延に供するスラブは特に限定するものではない。すなわち、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であればよい。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。
【００２９】
熱間圧延の仕上温度は鋼板のプレス成形性を確保するという観点からＡｒ3点以上とする必要がある。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。
【００３０】
冷間圧延は通常の条件でよく、フェライトマトリクスが加工硬化しやすいようにマルテンサイトおよび残留オーステナイトを微細に分散させ、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、８５％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。
【００３１】
冷間圧延後、鋼帯をライン内焼鈍方式の連続溶融亜鉛めっき設備で焼鈍するが、焼鈍に先立って少量のＦｅやＮｉ、Ｃｕをプレめっきすることはめっきの密着性を改善する際に有効である。焼鈍温度は７００℃以上８５０℃以下のフェライト、オーステナイト二相共存域とする。焼鈍温度が７００℃未満では再結晶が不十分であり、加工性が陳腐となる。８５０℃を超すような温度で焼鈍することは鋼帯表面にＳｉやＭｎの酸化物層の成長が著しく、その還元に長時間を要するため好ましくない。また引き続きめっき浴へ浸漬する過程ではＣ、Ｓｉ、Ｐ、Ａｌの含有量、％Ｃ、％Ｓｉ、％Ｐ、％Ａｌによって規定される温度Ｔ＝〔｛８＋３×（０．５×（％Ｓｉ）＋７×（％Ｐ）＋（％Ａｌ））1/2｝×（９０−１００×（％Ｃ））−２７３〕℃以下まで、７００℃からＴ℃までを平均冷却速度２〜１５℃／秒で冷却する。この温度以下に冷却するのはオーステナイトがパーライトやベイナイトに変態するのを抑制するためであり、冷却の終了温度がＴ℃を超えていたり、冷却速度が２℃／秒未満だとその間でパーライトやベイナイトへの変態が急速に進展し、必要とする引張強さを確保できない。冷却速度が１５℃／秒を超えるとフェライトの成長が不十分で、めっき浴に鋼帯が浸漬される前に過半のオーステナイトがマルテンサイトに変態し、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの体積率Ｖ％とその最大径ｄμｍの積Ｖ×ｄが２０を超えるため、引張試験における局部伸びの均一伸びに対する比が０．４に達しなかったり、あるいは逆に０．８を超すようになり、加工性が秀逸したものではなく、本発明の目的が達成されない。
【００３２】
Ｃ、Ｓｉ、Ｐ、Ａｌの含有量、％Ｃ、％Ｓｉ、％Ｐ、％Ａｌによって規定される温度Ｔ＝〔｛８＋３×（０．５×（％Ｓｉ）＋７×（％Ｐ）＋（％Ａｌ））1/2｝×（９０−１００×（％Ｃ））−２７３〕℃以下まで冷却後、本発明ではめっき浴への浸漬前に４００℃以上Ｔ℃以下の温度に１５秒以上５００秒以下保持することにより、未変態で残存するオーステナイトの一部をフェライトに変態させ、マルテンサイトおよび残留オーステナイトをフェライトマトリクス中に孤立させ、その体積率Ｖ％とその最大径ｄμｍの積Ｖ×ｄを２〜２０とし、引張試験における局部伸びの均一伸びに対する比が０．４〜０．８となり、高強度でかつ加工性に優れたものとなる。特にその後合金化処理のため再加熱する場合には、その最高到達温度よりも３０℃以上低い温度で保持することで未変態オーステナイトが安定化し、再加熱時の不要なパーライト変態を阻止し、強度とともに加工性を向上する。この場合の保持温度がＣ、Ｓｉ、Ｐ、Ａｌの含有量によって規定されるＴ℃を超えるとその間にオーステナイトがパーライトやベイナイトに変態し、またその後合金化処理のため再加熱する場合にはその最高到達温度との差が３０℃未満だとオーステナイトの安定化にはつながらず、パーライトやベイナイトを過剰に生じるだけで、強度、加工性とも劣ったものになる。保持温度が４００℃以下の場合にはその間に未変態で残存するオーステナイトの一部がマルテンサイト変態に変態し、鋼帯がめっき浴へ浸漬されると、マルテンサイトが焼き戻されてセメンタイトが析出するため高強度と秀逸した加工性の両立が困難となる。また４００℃以上Ｃ、Ｓｉ、Ｐ、Ａｌの含有量によって規定されるＴ℃以下の温度における保持時間が１５秒未満の場合には、本発明で規定するようにＣ量、Ｓ量に対してＭｎ添加量を一定量以下としても、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの体積率Ｖ％とその最大径ｄμｍの積Ｖ×ｄを２〜２０とすることが難しく、引張試験における局部伸びの均一伸びに対する比が０．４に達しなかったり、あるいは逆に０．８を超すようになり、加工性が秀逸したものではなく、本発明の目的が達成されない。５００秒を超えて保持すること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、コスト高となるばかりか、場合によっては未変態オーステナイトの変態が過大となり、マルテンサイトや残留オーステナイトが主にフェライトマトリクスに混在した金属組織とはならず、目的とする強度を確保できない。
【００３３】
本発明では必要により鋼帯をめっき浴から引き出した後、５００℃以上６００℃以下の温度範囲に鋼帯を再加熱し、めっき層を鉄-亜鉛の合金とするが、その目的は塗装性や溶接性を改善するとともに、プレス加工時に軟質なめっき層がプレス金型との間に凝着して摩擦抵抗が増大し、破断するのを避けることにある。再加熱する温度が５００℃未満では合金化が不完全で塗装性や溶接性、プレス加工性に劣る。一方、６００℃を超すような温度に再加熱すると、鋼帯をめっき浴に浸漬した後にも残存していたオーステナイトがパーライトに変態するため、高強度とプレス加工性の良いことの両立が困難となる。
【００３４】
鋼帯はめっき浴から引き出した後、あるいは合金化処理の後に２００℃以下に冷却され、必要により調質圧延を施されるが、その間の冷却方法としてはオーステナイトの一部をベイナイト変態させ、残存するオーステナイトにＣを濃縮させることにより、プレス加工中に効果的に加工誘起変態するよう、４５０℃から３５０℃までを２℃/秒以下で冷却することが好ましいが、１００℃／秒以上で冷却したとしても本発明の効果に大きな影響を及ぼさない。
【００３５】
なおめっき浴の温度は浴組成により異なるが、一般には４５０〜５００℃程度であり、また鋼板表面の外観を損なわないようめっき浴に０．０１〜０．５％の濃度のＡｌを添加することもあるが、本発明の効果を何ら損なうものではない。
【００３６】
この後、必要により、上層に鉄めっきや金属酸化物皮膜、有機皮膜などの表面処理を施しても、本発明の特徴とする高強度とプレス加工性の良いことの両立を阻害せず、プレス加工性や防錆の一層の改善につながるため本発明の目的を達成する上で好ましい。
【００３７】
【実施例】
次に本発明例を実施例にて説明する。
【００３８】
（実施例１）
表１に示す組成からなる１１６０℃に加熱し、仕上温度８９０〜９２０℃で２．６〜６．５ｍｍの熱間圧延鋼帯とし、５４０〜６６０℃で巻き取った。酸洗後、５５〜７５％の圧下率の冷間圧延を施して０．８〜２．３ｍｍ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図１に示すような条件の熱処理と調質圧延を行い、溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。この鋼帯からＪＩＳ５号試験片を切り出し、常温での引張試験を行うことにより、降伏強さ（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）を求めた。まためっき密着性は半球状のポンチを落下させることにより形成された円状のくぼみにテープを付着した後剥離し、テープに付着しためっきの量を目視により判断する、いわゆるボールインパクト法で評価した。以上の結果を、図1の斜体で示す焼鈍時の最高到達温度、７００℃からＣ、Ｓｉ、Ｐ、Ａｌの含有量、％Ｃ、％Ｓｉ、％Ｐ、％Ａｌによって規定される温度Ｔ＝〔｛８＋３×（０．５×（％Ｓｉ）＋７×（％Ｐ）＋（％Ａｌ））1/2｝×（９０−１００×（％Ｃ））−２７３〕℃までの平均冷却速度、冷却終了温度、冷却後めっき浴浸漬までの保持温度範囲と保持時間の詳細とともに表２に示す。
【００３９】
この表から明らかなように、本発明試料である試料Ｎｏ．２、４、７、９は過大なパーライトやベイナイトを含まずに、フェライトマトリクス中にマルテンサイトや残留オーステナイトが孤立して存在し、その体積率Ｖ％と最大径ｄμｍの積Ｖ×ｄが２〜２０となるような金属組織を有し、引張試験における局部伸びの均一伸びに対する比が０．４〜０．８であり、高強度と秀逸した加工性が両立していることに加えて、めっきの密着性も良好である。これに対し、試料Ｎｏ．１、３、８のように本発明成分からはずれる鋼や、試料Ｎｏ．５、６、１０のように本発明鋼であっても溶融亜鉛めっき時の一連の熱処理条件が不適切なために過大なパーライトやベイナイトを含んだり、フェライトマトリクス中にマルテンサイトや残留オーステナイトが孤立して存在せず、またその体積率Ｖ％と最大径ｄμｍの積Ｖ×ｄが２〜２０の範囲を外れると高強度と優れた加工性、あるいはめっき層の密着性を両立できない。
【００４０】
【表１】
【００４１】
【表２】
【００４２】
（実施例２）
表１に示す組成からなる１１６０℃に加熱し、仕上温度８８０〜９３０℃で２．６〜６．５ｍｍの熱間圧延鋼帯とし、５３０〜６２０℃で巻き取った。酸洗後、５５〜７５％の圧下率の冷間圧延を施して０．８〜２．３ｍｍ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図２に示すような条件の熱処理と調質圧延を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。この鋼帯からＪＩＳ５号試験片を切り出し、常温での引張試験を行うことにより、降伏強さ（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）を求めた。また、めっき密着性は半球状のポンチを落下させることにより形成された円状のくぼみにテープを付着した後剥離し、テープに付着しためっきの量を目視により判断する、いわゆるボールインパクト法で評価し、パウダリング性評点は曲げ−曲げ戻しした試験片の表面をテープ剥離し、テープに付着した脱落皮膜の量の多少により評価し、合金化の程度を判定した。以上の結果を、図２の斜体で示す焼鈍時の最高到達温度、７００℃からＣ、Ｓｉ、Ｐ、Ａｌの含有量、％Ｃ、％Ｓｉ、％Ｐ、％Ａｌによって規定される温度Ｔ＝〔｛８＋３×（０．５×（％Ｓｉ）＋７×（％Ｐ）＋（％Ａｌ））1/2｝×（９０−１００×（％Ｃ））−２７３〕℃までの平均冷却速度、冷却終了温度、冷却後めっき浴浸漬までの保持温度範囲と保持時間、合金化の際の最高到達温度の詳細とともに表３に示す。
【００４３】
この表から明らかなように、本発明試料である試料Ｎｏ．３、４、８、１０、１１、２０、２２、２３、２８〜３０、３３、３４、３６、４１、４４、４７は過大なパーライトやベイナイトを含まずに、フェライトマトリクス中にマルテンサイトや残留オーステナイトが孤立して存在し、その体積率Ｖ％と最大径ｄμｍの積Ｖ×ｄが２〜２０となるような金属組織を有し、引張試験における局部伸びの均一伸びに対する比が０．４〜０．８であり、高強度と秀逸した加工性が両立していることに加えて、めっきの密着性も良好で、加工時にプレス金型との間にめっき層の凝着も生じない。これに対し、過大なパーライトやベイナイトを含んだり、フェライトマトリクス中にマルテンサイトや残留オーステナイトが孤立して存在せず、またその体積率Ｖ％と最大径ｄμｍの積Ｖ×ｄが２〜２０の範囲を外れると、試料Ｎｏ．１、２、５、６、１８、１９、２６、４２、４３、４６、４８〜５０のように本発明成分以外の鋼に加えて、試料Ｎｏ．７、９、１２〜１７、２１、２４、２５、２７、３１、３２、３５、３７〜４０のように本発明成分鋼であっても、引張試験における局部伸びの均一伸びに対する比が０．４〜０．８の範囲を外れ、高強度ではあっても秀逸した加工性は有しないか、優れた加工性を有しても強度が低い。また試料Ｎｏ．４５のように本発明鋼で過大なパーライトやベイナイトを含まずに、フェライトマトリクス中にマルテンサイトや残留オーステナイトが孤立して存在し、その体積率Ｖ％と最大径ｄμｍの積Ｖ×ｄが２〜２０となるような金属組織を有し、引張試験における局部伸びの均一伸びに対する比が０．４〜０．８で高強度で秀逸した加工性を有しても、めっき層の合金化が不適切だと、めっき層の密着性が悪かったり、加工時にプレス金型との間にめっき層の凝着を生じる。
【００４４】
【表３】
【００４５】
【発明の効果】
以上詳述したように、本発明によれば高強度溶融亜鉛めっきおよび高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、フェライト中にマルテンサイトや残留オーステナイトが混在した金属組織とするためにＭｎの添加量を多くしたにもかかわらず、過大なパーライトやベイナイトを含まずに、フェライトマトリクス中にマルテンサイトや残留オーステナイトが孤立して存在し、その体積率Ｖ％と最大径ｄμｍの積Ｖ×ｄが２〜２０となるような金属組織を形成することができ、引張強さＴＳが４９０〜８８０ＭＰａで、引張試験における局部伸びの均一伸びに対する比が０．４〜０．８となり、高強度とともに秀逸した加工性を両立することができるため、自動車、家庭電気製品、建築等の分野で防錆強化と軽量化に寄与することにより産業上極めて大きな効果を有する。
【図面の簡単な説明】
【図１】溶融亜鉛めっき鋼板を製造する際の、焼鈍時の最高到達温度、７００℃からＣ、Ｓｉ、Ｐ、Ａｌの含有量、％Ｃ、％Ｓｉ、％Ｐ、％Ａｌによって規定される温度Ｔ＝〔｛８＋３×（０．５×（％Ｓｉ）＋７×（％Ｐ）＋（％Ａｌ））1/2｝×（９０−１００×（％Ｃ））−２７３〕℃までの平均冷却速度、冷却終了温度、冷却後めっき浴浸漬までの保持温度範囲と保持時間の詳細を示す図である。
【図２】合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する際の、焼鈍時の最高到達温度、７００℃からＣ、Ｓｉ、Ｐ、Ａｌの含有量、％Ｃ、％Ｓｉ、％Ｐ、％Ａｌによって規定される温度Ｔ＝〔｛８＋３×（０．５×（％Ｓｉ）＋７×（％Ｐ）＋（％Ａｌ））1/2｝×（９０−１００×（％Ｃ））−２７３〕℃までの平均冷却速度、冷却終了温度、冷却後めっき浴浸漬までの保持温度範囲と保持時間、合金化の際の最高到達温度の詳細を示す図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は優れた加工性を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関わるものである。本発明が係わる高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とは、自動車、家庭電気製品、建築などの用途にプレス加工をして使用されるものであり、プレス加工性や防錆の一層の改善のために上層に鉄めっきや金属酸化物皮膜、有機皮膜を表面処理した鋼板を含む。
【０００２】
【従来の技術】
自動車車体の防錆強化に対応し、プレス加工してフレーム、メンバーやフロア等の車体部品に用いられる鋼板も裸鋼板から亜鉛めっき鋼板に置換されてきた。一般に亜鉛めっき鋼板はその製造方法により電気亜鉛めっき鋼板と溶融亜鉛めっき鋼板に大別されるが、防錆性を重んじる立場から目付け量を増やそうとすると、電気亜鉛めっき鋼板では製造コストが著しく上昇するため、溶融亜鉛めっき鋼板の使用が一般的である。一方、自動車車体には防錆性以上に衝突時に乗員を保護するような機能の確保がＣＯ2をはじめとした排出ガスの低減を燃費向上により実現するような軽量化とともに要求されており、そのためには鋼板の高強度化が必須である。しかしながら、加工性を悪化させずに鋼板を高強度化する強化機構として一般に考えられているような固溶強化や複合組織強化ではＳｉやＭｎ、Ｐといった元素を添加する必要があるが、これらの元素の添加は一般に鋼板表面の濡れ性を悪くし、溶融亜鉛めっきを施すことは困難とされてきた。特にフェライトマトリクス中にマルテンサイトや残留オーステナイトが混在する複合組織強化では気水混合したミストや噴流水を冷却媒体とし、焼鈍温度から高速冷却を行うことが裸鋼板では一般に行われているが、溶融亜鉛めっきラインではこのような冷却方式の適用は困難であり、不必要なパーライトやベイナイト変態を避けるためにはＳｉやＭｎの添加量をいっそう増すことが必要となる。
【０００３】
このようなＳｉやＭｎ、Ｐが多く添加された鋼板の溶融亜鉛めっきにおける密着性を改善する手法としては、特開昭５７−７９１６０号公報や特開平５−６５６１２号公報に開示されているように、溶融亜鉛めっきに先立って鋼板表面に少量のＦｅや、特許第２５２６３２０号公報にあるように少量のＮｉをプレめっきする方法があり、さらにその添加量が多い場合にはＮｉプレめっきの前に鋼板表面層を除去する方法が特許第２５２６３２２号公報に開示されている。また特許第１９２４５８５号公報にあるように内部と比べてＣ、Ｓｉ、Ｍｎの含有量が少ない表層を有するスラブから製造された鋼板を溶融亜鉛めっきする方法も開示されているが、製造コストの増加が著しく工業的な生産には適さない。
【０００４】
これに対しめっき密着性の悪化が酸化雰囲気で形成されたＳｉやＭｎ、Ｐといった元素の酸化物層であることに着目し、形成させた酸化物層を水素を含む雰囲気中で還元し、酸化膜厚を適当な範囲としたうえで溶融亜鉛めっきすることにより、めっき密着性を改善する方法も例えば、特開昭５５−１２２８６５号公報で提案されており、更に連続ラインでの操業方案も特許第２５１３５３２号公報や特許第２５３０９３９号公報、更には特許第２５８７７２４号公報に開示されている。またカルシウムやマグネシウム、有機酸を含有する溶液や圧延油、洗浄水、過酸化水素や重クロム酸カリウム、過マンガン酸カリウムのような酸化剤を含有する酸性溶液を溶融亜鉛めっきに先立って塗布する方法がそれぞれ特開平８−１７０１６０号公報、特開平６−２０７２５９号公報、更には、特開平５−２３９６０６号公報に開示されている。これらの方法によって製造コストの著しい増加を招くことなく、０．３％以上のＳｉや１％以上のＭｎが添加されている鋼板に対しても密着性の良い溶融亜鉛めっきを行うことができるようになり、更に本発明者らは鋼成分と連続溶融亜鉛めっき設備における製造条件を特定することにより、その金属組織をフェライト中にマルテンサイトや残留オーステナイトが混在した組織で、パーライトやベイナイトを過大に含まない組織として加工性の良いことと高強度とを両立できることを特願平１０−８１８０５号のように見出したが、Ｍｎの添加量が多くなるとかかる金属組織であるにもかかわらず、複雑な形状へのプレス加工が困難な事例の多いことが判明した。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上述したように、焼鈍後めっき浴に鋼帯を浸漬するまでの冷却に水を用いることができない溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、フェライト中にマルテンサイトや残留オーステナイトが混在した金属組織とするためＭｎの添加量が多い場合も、裸鋼板に匹敵する秀逸した加工性を有する高強度溶融亜鉛めっきの製造方法を提供することを課題としてなされたものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記の課題を解決するべく、まず過大なパーライトやベイナイトを含まずに、フェライト中にマルテンサイトや残留オーステナイトが混在した金属組織を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板を複雑な形状にプレス加工し、その成形良否と引張試験値の対応を調査したところ、引張試験で破断に至るまでの全伸びから最大荷重に至るまでの伸び、すなわち均一伸びを減じた局部伸びが均一伸びの０．４〜０．８倍である時に加工性が秀逸であることを認め、その時の金属組織を詳細に検討した結果、マルテンサイトおよび残留オーステナイトが過大な場合だけではなく、マルテンサイトおよび残留オーステナイトが多数連結して存在したり、フェライトマトリクスを網目状に取り囲むようになると全伸びが低下しない場合にも、局部伸びが著しく低下して加工性が劣化すること、高強度であるにもかかわらず加工性が秀逸している場合にはフェライトマトリクス中に孤立して存在し、その体積率Ｖ％とその最大径ｄμｍとの積Ｖ×ｄが２〜２０であることを見出した。
【０００７】
引き続きＣとＭｎ、Ｓの添加量を制御した鋼を用いて、その金属組織と連続溶融亜鉛めっき設備において焼鈍温度からめっき浴に鋼帯を浸漬するまでの鋼の温度変化、更に合金化溶融めっき鋼板の場合にはめっき直後に行う合金化処理の加熱条件について鋭意検討を加えた結果、％Ｃ、％Ｍｎ、％ＳをそれぞれＣ、Ｍｎ、Ｓ含有量とした時に（％Ｃ）×（（％Ｍｎ）×（％Ｓ））1/2≦０．００８が満たされる鋼をＣ、Ｓｉ、Ｐ、Ａｌの含有量、％Ｃ、％Ｓｉ、％Ｐ、％Ａｌによって規定される温度Ｔ＝〔｛８＋３×（０．５×（％Ｓｉ）＋７×（％Ｐ）＋（％Ａｌ））1/2｝×（９０−１００×（％Ｃ））−２７３〕℃以下まで、７００℃からＴ℃までを平均冷却速度２〜４０℃／秒で冷却し、４００℃以上Ｔ℃以下で、且つ合金化溶融亜鉛めっき鋼板の場合には後で行う合金化処理に際する再加熱での最高到達温度よりも３０℃以上低い温度に１５秒以上５００秒以下保持した後に、溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、更に合金化溶融亜鉛めっき鋼板の場合には５００℃以上６００℃以下の温度に再加熱してめっき層を合金化した場合に、過大なパーライトやベイナイトを含まずに、マルテンサイトおよび残留オーステナイトがフェライトマトリクス中に孤立して存在し、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの体積率Ｖ％とその最大径ｄμｍとの積Ｖ×ｄが２〜２０である金属組織が得られ、Ｍｎの添加量が多い高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板であっても裸鋼板に匹敵する優れた加工性が確保できることを見出した。
【０００８】
本発明はこのような思想と新知見に基づいて構成された従来にはない全く新しい鋼板であり、その要旨とするところは以下のとおりである。
【０００９】
（１） 質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．１５％、
Ｓｉ：０．３〜１．８％、
Ｍｎ：１．５〜２．８％、
Ｐ：０．００３〜０．０５％、
Ｓ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．３１１％、
Ｎ：０．００６％以下、
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、更に、％Ｃ、％Ｍｎ、％ＳをそれぞれＣ、Ｍｎ、Ｓ含有量とした時に（％Ｃ）×（（％Ｍｎ）×（％Ｓ）） 1/2 ≦０．００８を満たす化学成分からなる組成のスラブをＡｒ3点以上の温度で仕上圧延を行い、５０〜８５％の冷間圧延を施した後、連続溶融亜鉛めっき設備で焼鈍し、引き続いて溶融亜鉛めっきを施して溶融亜鉛めっき鋼板を製造する工程において、連続溶融亜鉛めっき設備で７００℃以上８５０℃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、引き続いて溶融亜鉛めっき浴に浸漬するに際してＣ、Ｓｉ、Ｐ、Ａｌの含有量、％Ｃ、％Ｓｉ、％Ｐ、％Ａｌによって規定される温度Ｔ＝〔{８＋３×（０．５×（％Ｓｉ）+７×（％Ｐ）+（％Ａｌ））1/2}×（９０−１００×（％Ｃ））−２７３〕℃以下まで、７００℃からＴ℃までを平均冷却速度２〜１５℃／秒で冷却し、４００℃以上Ｔ℃以下の温度に１５秒以上５００秒以下保持し、その金属組織に含まれるマルテンサイトおよび残留オーステナイトがフェライトマトリックス中に孤立して存在し、その体積率Ｖ％とその最大径ｄμｍとの積Ｖ×ｄが２〜２０であり、引張試験における局部伸びの均一伸びに対する比が０．４〜０．８であることを特徴とする優れた加工性を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１０】
（２） 質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．１５％、
Ｓｉ：０．３〜１．８％、
Ｍｎ：１．５〜２．８％、
Ｐ：０．００３〜０．０５％、
Ｓ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．３１１％、
Ｎ：０．００６％以下、
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、更に、％Ｃ、％Ｍｎ、％ＳをそれぞれＣ、Ｍｎ、Ｓ含有量とした時に（％Ｃ）×（（％Ｍｎ）×（％Ｓ））1/2≦０．００８を満たす化学成分からなる組成のスラブをＡｒ3点以上の温度で仕上圧延を行い、５０〜８５％の冷間圧延を施した後、連続溶融亜鉛めっき設備で焼鈍し、引き続いて溶融亜鉛めっきを施して溶融亜鉛めっき鋼板を製造する工程において、連続溶融亜鉛めっき設備で７００℃以上８５０℃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、引き続いて溶融亜鉛めっき浴に浸漬するに際してＣ、Ｓｉ、Ｐ、Ａｌの含有量、％Ｃ、％Ｓｉ、％Ｐ、％Ａｌによって規定される温度Ｔ＝〔{８＋３×（０．５×（％Ｓｉ）+７×（％Ｐ）+（％Ａｌ））1/2}×（９０−１００×（％Ｃ））−２７３〕℃以下まで、７００℃からＴ℃までを平均冷却速度２〜１５℃／秒で冷却し、４００℃以上Ｔ℃以下で、且つ合金化処理時の再加熱の最高到達温度よりも３０℃以上低い温度に１５秒以上５００秒以下保持し、更に、溶融めっき浴に鋼帯を浸漬後５００℃以上６００℃以下の温度に再加熱してめっき層を合金化する、その金属組織に含まれるマルテンサイトおよび残留オーステナイトがフェライトマトリックス中に孤立して存在し、その体積率Ｖ％とその最大径ｄμｍとの積Ｖ×ｄが２〜２０であり、引張試験における局部伸びの均一伸びに対する比が０．４〜０．８であることを特徴とする優れた加工性を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１１】
（３） 更に、質量％で、
Ｃｒ：０．０５〜０．８％、
Ｍｏ：０．０５〜０．８％、
Ｎｉ：０．０５〜０．８％、およびＢ：０．０００２〜０．００２％のうちの１種または２種以上を含有する化学成分からなる組成のスラブを用いることを特徴とする請求項１記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１２】
（４） 更に、質量％で、
Ｃｒ：０．０５〜０．８％、
Ｍｏ：０．０５〜０．８％、
Ｎｉ：０．０５〜０．８％、およびＢ：０．０００２〜０．００２％のうちの１種または２種以上を含有する化学成分からなる組成のスラブを用いることを特徴とする請求項２記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１５】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を詳細に説明する。
【００１６】
まず、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｂの数値限定理由について述べる。
【００１７】
Ｃはマルテンサイトや残留オーステナイトによる組織強化で鋼板を高強度化しようとする場合に必須の元素であり、ミストや噴流水を冷却媒体として焼鈍温度から急速冷却することが困難な溶融亜鉛めっきラインではＣが０．０５％未満ではセメンタイトやパーライトの生成が速やかなため、必要とする引張強さの確保が困難である。一方、Ｃが０．１５％を超えると、スポット溶接で健全な溶接部を形成することが困難となると同時にＣの偏析が顕著となるため加工性が劣化する。
【００１８】
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知られており、その添加は一般に有用と考えられるうえ、ＰやＡｌとともにパーライトおよびベイナイト変態が進行するのを遅滞させ、溶融亜鉛めっきやさらにはそのめっき層を合金化のため再加熱してから室温まで冷却後にもマルテンサイトおよび残留オーステナイトがフェライト中に孤立して存在する金属組織とするために０．３％以上添加する。しかし、その添加量が１．８％を超えると酸化物層を還元し、酸化膜厚を適当な範囲としたり、適当な薬剤を塗布してから鋼帯をめっき浴に浸漬したとしてもめっき密着性の悪化が著しいため、上限を１．８％とする。
【００１９】
ＭｎはＣとともにオーステナイトの自由エネルギーを下げるため、めっき浴に鋼帯を浸漬するまでの間にオーステナイトがマルテンサイト変態するのを抑制する目的で１．５％以上添加する。しかし、添加量が過大になるとスラブに割れが生じやすく、またスポット溶接性も劣化するため、２．８％を上限とする。また特にＣ量、Ｓ量に対して一定量を超えると、室温まで冷却後の金属組織に含まれるマルテンサイトや残留オーステナイトの体積率やその最大径が著しく増大し、またフェライトマトリクス中に孤立して存在する状態から連結して存在するように変化し、あるいはフェライトに代わって組織の過半を形成するようになって、引張試験における局部伸びが均一伸びの０．４倍に達しなかったり、あるいは逆に０．８倍を超え、加工性が劣るため、％Ｃ、％Ｍｎ、％ＳをそれぞれＣ、Ｍｎ、Ｓ含有量とした時に（％Ｃ）×（（％Ｍｎ）×（％Ｓ））1/2を０．００８以下とする。
【００２０】
ＰもまたＳｉ、Ａｌとともにパーライトおよびベイナイト変態の進行を遅滞させる元素であり、更に金属組織においてマルテンサイトや残留オーステナイトをフェライトマトリクス中に孤立させるうえで有用なため、０．００３％以上の含有とする。しかし、その量が０．０５％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。
【００２１】
Ｓも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、圧延方向に伸張したＭｎＳの存在が顕著となり、鋼板の曲げ性に悪影響を及ぼす。
【００２２】
Ａｌは鋼の脱酸元素として、またＡｌＮによる熱延素材の細粒化、および一連の熱処理工程における結晶粒の粗大化を抑制し材質を改善するために０．００５％以上添加する必要があり、またＳｉやＰとともにパーライトやベイナイト変態の進行を遅滞させることにより、マルテンサイトおよび残留オーステナイトがフェライトマトリクス中に孤立して存在するような金属組織の形成を容易としたうえ、かかる金属組織を有する鋼板では伸びを増す効果もあるが、０．３１１％を超えることはコスト高となり、表面性状も劣化する。
【００２３】
Ｎもまた一般に不可避的不純物として鋼に含まれるが、その量が０．００６％を超えると、伸びとともに脆性も劣化するため、これを上限とする。
【００２４】
Ｃｒ、Ｎｉは細粒化元素として効果的であり、いずれか１種以上を０．０５％以上を添加すればマルテンサイトおよび残留オーステナイトの体積率が大きい場合にも、その体積率Ｖ％とその最大径ｄμｍとの積Ｖ×ｄを小さくし、加工性の劣化を抑制できるが、添加量が０．８％を超えるとその効果が認められない。
【００２５】
ＭｏおよびＢは一般に焼き入れ性を増す元素として知られており、冷却途上でパーライトおよびベイナイト変態が起こるのを抑制し、室温まで冷却後にマルテンサイトおよび残留オーステナイトがフェライト中に混在した金属組織とすることを容易にするためＭｏを０．０５％以上、あるいはＢを０．０００２％以上添加してもよい。しかしその添加量がＭｏが０．８％を超えたり、Ｂが０．００２％を超すと、フェライト、オーステナイトの二相共存温度域からの冷却条件を工夫してもじゅうぶんな体積率までフェライトが成長しないため、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの体積率Ｖ％とその最大径ｄμｍとの積Ｖ×ｄが２０を超え、引張試験における局部伸びの均一伸びに対する比が０．４に達しなかったり、あるいは逆に０．８を超すようになり、加工性が秀逸したものではなくなる。
【００２６】
これらを主成分とする鋼にＮｂ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｗを合計で１％以下含有し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。
【００２７】
次に、製造条件の限定理由について述べる。その目的は過大なパーライトやベイナイトを含まずに、フェライトマトリクス中にマルテンサイトや残留オーステナイトが孤立して存在し、その体積率Ｖ％と最大径ｄμｍの積Ｖ×ｄが２〜２０となるような金属組織を形成させ、引張試験における局部伸びの均一伸びに対する比を０．４〜０．８とし、高強度と秀逸したプレス加工性を両立させることにある。過大なパーライトやベイナイトが存在したり、マルテンサイトや残留オーステナイトの体積率が過大で、その体積率Ｖ％やその最大径ｄμｍの積が２に達しないと必要とする引張強さの確保が困難であるか、所要の引張強さを確保できても引張試験における局部伸びが均一伸びの０．８倍を超えるまでに均一伸びが減少し、加工性が劣る。またフェライトマトリクス中にマルテンサイトおよび残留オーステナイトが存在する金属組織であっても、その体積率が過大な場合だけではなく、マルテンサイトおよび残留オーステナイトがフェライトマトリクス中に孤立して存在する状態から多数連結して存在したり、フェライトマトリクスを網目状に取り囲むようになり、その体積率Ｖ％やその最大径ｄμｍの積が著しく増大して２０を超えると、引張試験における局部伸びが均一伸びの０．４倍に達しなかったり、あるいは逆に０．８を超すようになり、加工性が秀逸したものではなくなるため本発明の目的が達成されない。
【００２８】
熱間圧延に供するスラブは特に限定するものではない。すなわち、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であればよい。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。
【００２９】
熱間圧延の仕上温度は鋼板のプレス成形性を確保するという観点からＡｒ3点以上とする必要がある。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。
【００３０】
冷間圧延は通常の条件でよく、フェライトマトリクスが加工硬化しやすいようにマルテンサイトおよび残留オーステナイトを微細に分散させ、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、８５％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。
【００３１】
冷間圧延後、鋼帯をライン内焼鈍方式の連続溶融亜鉛めっき設備で焼鈍するが、焼鈍に先立って少量のＦｅやＮｉ、Ｃｕをプレめっきすることはめっきの密着性を改善する際に有効である。焼鈍温度は７００℃以上８５０℃以下のフェライト、オーステナイト二相共存域とする。焼鈍温度が７００℃未満では再結晶が不十分であり、加工性が陳腐となる。８５０℃を超すような温度で焼鈍することは鋼帯表面にＳｉやＭｎの酸化物層の成長が著しく、その還元に長時間を要するため好ましくない。また引き続きめっき浴へ浸漬する過程ではＣ、Ｓｉ、Ｐ、Ａｌの含有量、％Ｃ、％Ｓｉ、％Ｐ、％Ａｌによって規定される温度Ｔ＝〔｛８＋３×（０．５×（％Ｓｉ）＋７×（％Ｐ）＋（％Ａｌ））1/2｝×（９０−１００×（％Ｃ））−２７３〕℃以下まで、７００℃からＴ℃までを平均冷却速度２〜１５℃／秒で冷却する。この温度以下に冷却するのはオーステナイトがパーライトやベイナイトに変態するのを抑制するためであり、冷却の終了温度がＴ℃を超えていたり、冷却速度が２℃／秒未満だとその間でパーライトやベイナイトへの変態が急速に進展し、必要とする引張強さを確保できない。冷却速度が１５℃／秒を超えるとフェライトの成長が不十分で、めっき浴に鋼帯が浸漬される前に過半のオーステナイトがマルテンサイトに変態し、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの体積率Ｖ％とその最大径ｄμｍの積Ｖ×ｄが２０を超えるため、引張試験における局部伸びの均一伸びに対する比が０．４に達しなかったり、あるいは逆に０．８を超すようになり、加工性が秀逸したものではなく、本発明の目的が達成されない。
【００３２】
Ｃ、Ｓｉ、Ｐ、Ａｌの含有量、％Ｃ、％Ｓｉ、％Ｐ、％Ａｌによって規定される温度Ｔ＝〔｛８＋３×（０．５×（％Ｓｉ）＋７×（％Ｐ）＋（％Ａｌ））1/2｝×（９０−１００×（％Ｃ））−２７３〕℃以下まで冷却後、本発明ではめっき浴への浸漬前に４００℃以上Ｔ℃以下の温度に１５秒以上５００秒以下保持することにより、未変態で残存するオーステナイトの一部をフェライトに変態させ、マルテンサイトおよび残留オーステナイトをフェライトマトリクス中に孤立させ、その体積率Ｖ％とその最大径ｄμｍの積Ｖ×ｄを２〜２０とし、引張試験における局部伸びの均一伸びに対する比が０．４〜０．８となり、高強度でかつ加工性に優れたものとなる。特にその後合金化処理のため再加熱する場合には、その最高到達温度よりも３０℃以上低い温度で保持することで未変態オーステナイトが安定化し、再加熱時の不要なパーライト変態を阻止し、強度とともに加工性を向上する。この場合の保持温度がＣ、Ｓｉ、Ｐ、Ａｌの含有量によって規定されるＴ℃を超えるとその間にオーステナイトがパーライトやベイナイトに変態し、またその後合金化処理のため再加熱する場合にはその最高到達温度との差が３０℃未満だとオーステナイトの安定化にはつながらず、パーライトやベイナイトを過剰に生じるだけで、強度、加工性とも劣ったものになる。保持温度が４００℃以下の場合にはその間に未変態で残存するオーステナイトの一部がマルテンサイト変態に変態し、鋼帯がめっき浴へ浸漬されると、マルテンサイトが焼き戻されてセメンタイトが析出するため高強度と秀逸した加工性の両立が困難となる。また４００℃以上Ｃ、Ｓｉ、Ｐ、Ａｌの含有量によって規定されるＴ℃以下の温度における保持時間が１５秒未満の場合には、本発明で規定するようにＣ量、Ｓ量に対してＭｎ添加量を一定量以下としても、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの体積率Ｖ％とその最大径ｄμｍの積Ｖ×ｄを２〜２０とすることが難しく、引張試験における局部伸びの均一伸びに対する比が０．４に達しなかったり、あるいは逆に０．８を超すようになり、加工性が秀逸したものではなく、本発明の目的が達成されない。５００秒を超えて保持すること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、コスト高となるばかりか、場合によっては未変態オーステナイトの変態が過大となり、マルテンサイトや残留オーステナイトが主にフェライトマトリクスに混在した金属組織とはならず、目的とする強度を確保できない。
【００３３】
本発明では必要により鋼帯をめっき浴から引き出した後、５００℃以上６００℃以下の温度範囲に鋼帯を再加熱し、めっき層を鉄-亜鉛の合金とするが、その目的は塗装性や溶接性を改善するとともに、プレス加工時に軟質なめっき層がプレス金型との間に凝着して摩擦抵抗が増大し、破断するのを避けることにある。再加熱する温度が５００℃未満では合金化が不完全で塗装性や溶接性、プレス加工性に劣る。一方、６００℃を超すような温度に再加熱すると、鋼帯をめっき浴に浸漬した後にも残存していたオーステナイトがパーライトに変態するため、高強度とプレス加工性の良いことの両立が困難となる。
【００３４】
鋼帯はめっき浴から引き出した後、あるいは合金化処理の後に２００℃以下に冷却され、必要により調質圧延を施されるが、その間の冷却方法としてはオーステナイトの一部をベイナイト変態させ、残存するオーステナイトにＣを濃縮させることにより、プレス加工中に効果的に加工誘起変態するよう、４５０℃から３５０℃までを２℃/秒以下で冷却することが好ましいが、１００℃／秒以上で冷却したとしても本発明の効果に大きな影響を及ぼさない。
【００３５】
なおめっき浴の温度は浴組成により異なるが、一般には４５０〜５００℃程度であり、また鋼板表面の外観を損なわないようめっき浴に０．０１〜０．５％の濃度のＡｌを添加することもあるが、本発明の効果を何ら損なうものではない。
【００３６】
この後、必要により、上層に鉄めっきや金属酸化物皮膜、有機皮膜などの表面処理を施しても、本発明の特徴とする高強度とプレス加工性の良いことの両立を阻害せず、プレス加工性や防錆の一層の改善につながるため本発明の目的を達成する上で好ましい。
【００３７】
【実施例】
次に本発明例を実施例にて説明する。
【００３８】
（実施例１）
表１に示す組成からなる１１６０℃に加熱し、仕上温度８９０〜９２０℃で２．６〜６．５ｍｍの熱間圧延鋼帯とし、５４０〜６６０℃で巻き取った。酸洗後、５５〜７５％の圧下率の冷間圧延を施して０．８〜２．３ｍｍ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図１に示すような条件の熱処理と調質圧延を行い、溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。この鋼帯からＪＩＳ５号試験片を切り出し、常温での引張試験を行うことにより、降伏強さ（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）を求めた。まためっき密着性は半球状のポンチを落下させることにより形成された円状のくぼみにテープを付着した後剥離し、テープに付着しためっきの量を目視により判断する、いわゆるボールインパクト法で評価した。以上の結果を、図1の斜体で示す焼鈍時の最高到達温度、７００℃からＣ、Ｓｉ、Ｐ、Ａｌの含有量、％Ｃ、％Ｓｉ、％Ｐ、％Ａｌによって規定される温度Ｔ＝〔｛８＋３×（０．５×（％Ｓｉ）＋７×（％Ｐ）＋（％Ａｌ））1/2｝×（９０−１００×（％Ｃ））−２７３〕℃までの平均冷却速度、冷却終了温度、冷却後めっき浴浸漬までの保持温度範囲と保持時間の詳細とともに表２に示す。
【００３９】
この表から明らかなように、本発明試料である試料Ｎｏ．２、４、７、９は過大なパーライトやベイナイトを含まずに、フェライトマトリクス中にマルテンサイトや残留オーステナイトが孤立して存在し、その体積率Ｖ％と最大径ｄμｍの積Ｖ×ｄが２〜２０となるような金属組織を有し、引張試験における局部伸びの均一伸びに対する比が０．４〜０．８であり、高強度と秀逸した加工性が両立していることに加えて、めっきの密着性も良好である。これに対し、試料Ｎｏ．１、３、８のように本発明成分からはずれる鋼や、試料Ｎｏ．５、６、１０のように本発明鋼であっても溶融亜鉛めっき時の一連の熱処理条件が不適切なために過大なパーライトやベイナイトを含んだり、フェライトマトリクス中にマルテンサイトや残留オーステナイトが孤立して存在せず、またその体積率Ｖ％と最大径ｄμｍの積Ｖ×ｄが２〜２０の範囲を外れると高強度と優れた加工性、あるいはめっき層の密着性を両立できない。
【００４０】
【表１】
【表２】
（実施例２）
表１に示す組成からなる１１６０℃に加熱し、仕上温度８８０〜９３０℃で２．６〜６．５ｍｍの熱間圧延鋼帯とし、５３０〜６２０℃で巻き取った。酸洗後、５５〜７５％の圧下率の冷間圧延を施して０．８〜２．３ｍｍ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図２に示すような条件の熱処理と調質圧延を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。この鋼帯からＪＩＳ５号試験片を切り出し、常温での引張試験を行うことにより、降伏強さ（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）を求めた。また、めっき密着性は半球状のポンチを落下させることにより形成された円状のくぼみにテープを付着した後剥離し、テープに付着しためっきの量を目視により判断する、いわゆるボールインパクト法で評価し、パウダリング性評点は曲げ−曲げ戻しした試験片の表面をテープ剥離し、テープに付着した脱落皮膜の量の多少により評価し、合金化の程度を判定した。以上の結果を、図２の斜体で示す焼鈍時の最高到達温度、７００℃からＣ、Ｓｉ、Ｐ、Ａｌの含有量、％Ｃ、％Ｓｉ、％Ｐ、％Ａｌによって規定される温度Ｔ＝〔｛８＋３×（０．５×（％Ｓｉ）＋７×（％Ｐ）＋（％Ａｌ））1/2｝×（９０−１００×（％Ｃ））−２７３〕℃までの平均冷却速度、冷却終了温度、冷却後めっき浴浸漬までの保持温度範囲と保持時間、合金化の際の最高到達温度の詳細とともに表３に示す。
【００４３】
この表から明らかなように、本発明試料である試料Ｎｏ．３、４、８、１０、１１、２０、２２、２３、２８〜３０、３３、３４、３６、４１、４４、４７は過大なパーライトやベイナイトを含まずに、フェライトマトリクス中にマルテンサイトや残留オーステナイトが孤立して存在し、その体積率Ｖ％と最大径ｄμｍの積Ｖ×ｄが２〜２０となるような金属組織を有し、引張試験における局部伸びの均一伸びに対する比が０．４〜０．８であり、高強度と秀逸した加工性が両立していることに加えて、めっきの密着性も良好で、加工時にプレス金型との間にめっき層の凝着も生じない。これに対し、過大なパーライトやベイナイトを含んだり、フェライトマトリクス中にマルテンサイトや残留オーステナイトが孤立して存在せず、またその体積率Ｖ％と最大径ｄμｍの積Ｖ×ｄが２〜２０の範囲を外れると、試料Ｎｏ．１、２、５、６、１８、１９、２６、４２、４３、４６、４８〜５０のように本発明成分以外の鋼に加えて、試料Ｎｏ．７、９、１２〜１７、２１、２４、２５、２７、３１、３２、３５、３７〜４０のように本発明成分鋼であっても、引張試験における局部伸びの均一伸びに対する比が０．４〜０．８の範囲を外れ、高強度ではあっても秀逸した加工性は有しないか、優れた加工性を有しても強度が低い。また試料Ｎｏ．４５のように本発明鋼で過大なパーライトやベイナイトを含まずに、フェライトマトリクス中にマルテンサイトや残留オーステナイトが孤立して存在し、その体積率Ｖ％と最大径ｄμｍの積Ｖ×ｄが２〜２０となるような金属組織を有し、引張試験における局部伸びの均一伸びに対する比が０．４〜０．８で高強度で秀逸した加工性を有しても、めっき層の合金化が不適切だと、めっき層の密着性が悪かったり、加工時にプレス金型との間にめっき層の凝着を生じる。
【００４４】
【表３】
【発明の効果】
以上詳述したように、本発明によれば高強度溶融亜鉛めっきおよび高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、フェライト中にマルテンサイトや残留オーステナイトが混在した金属組織とするためにＭｎの添加量を多くしたにもかかわらず、過大なパーライトやベイナイトを含まずに、フェライトマトリクス中にマルテンサイトや残留オーステナイトが孤立して存在し、その体積率Ｖ％と最大径ｄμｍの積Ｖ×ｄが２〜２０となるような金属組織を形成することができ、引張強さＴＳが４９０〜８８０ＭＰａで、引張試験における局部伸びの均一伸びに対する比が０．４〜０．８となり、高強度とともに秀逸した加工性を両立することができるため、自動車、家庭電気製品、建築等の分野で防錆強化と軽量化に寄与することにより産業上極めて大きな効果を有する。
【図面の簡単な説明】
【図１】溶融亜鉛めっき鋼板を製造する際の、焼鈍時の最高到達温度、７００℃からＣ、Ｓｉ、Ｐ、Ａｌの含有量、％Ｃ、％Ｓｉ、％Ｐ、％Ａｌによって規定される温度Ｔ＝〔｛８＋３×（０．５×（％Ｓｉ）＋７×（％Ｐ）＋（％Ａｌ））1/2｝×（９０−１００×（％Ｃ））−２７３〕℃までの平均冷却速度、冷却終了温度、冷却後めっき浴浸漬までの保持温度範囲と保持時間の詳細を示す図である。
【図２】合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する際の、焼鈍時の最高到達温度、７００℃からＣ、Ｓｉ、Ｐ、Ａｌの含有量、％Ｃ、％Ｓｉ、％Ｐ、％Ａｌによって規定される温度Ｔ＝〔｛８＋３×（０．５×（％Ｓｉ）＋７×（％Ｐ）＋（％Ａｌ））1/2｝×（９０−１００×（％Ｃ））−２７３〕℃までの平均冷却速度、冷却終了温度、冷却後めっき浴浸漬までの保持温度範囲と保持時間、合金化の際の最高到達温度の詳細を示す図である。
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．１５％、
Ｓｉ：０．３〜１．８％、
Ｍｎ：１．５〜２．８％、
Ｐ：０．００３〜０．０５％、
Ｓ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．３１１％、
Ｎ：０．００６％以下、
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、更に、％Ｃ、％Ｍｎ、％ＳをそれぞれＣ、Ｍｎ、Ｓ含有量とした時に（％Ｃ）×（（％Ｍｎ）×（％Ｓ）） 1/2 ≦０．００８を満たす化学成分からなる組成のスラブをＡｒ3点以上の温度で仕上圧延を行い、５０〜８５％の冷間圧延を施した後、連続溶融亜鉛めっき設備で焼鈍し、引き続いて溶融亜鉛めっきを施して溶融亜鉛めっき鋼板を製造する工程において、連続溶融亜鉛めっき設備で７００℃以上８５０℃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、引き続いて溶融亜鉛めっき浴に浸漬するに際してＣ、Ｓｉ、Ｐ、Ａｌの含有量、％Ｃ、％Ｓｉ、％Ｐ、％Ａｌによって規定される温度Ｔ＝〔{８＋３×（０．５×（％Ｓｉ）+７×（％Ｐ）+（％Ａｌ））1/2}×（９０−１００×（％Ｃ））−２７３〕℃以下まで、７００℃からＴ℃までを平均冷却速度２〜１５℃／秒で冷却し、４００℃以上Ｔ℃以下の温度に１５秒以上５００秒以下保持し、その金属組織に含まれるマルテンサイトおよび残留オーステナイトがフェライトマトリックス中に孤立して存在し、その体積率Ｖ％とその最大径ｄμｍとの積Ｖ×ｄが２〜２０であり、引張試験における局部伸びの均一伸びに対する比が０．４〜０．８であることを特徴とする優れた加工性を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．１５％、
Ｓｉ：０．３〜１．８％、
Ｍｎ：１．５〜２．８％、
Ｐ：０．００３〜０．０５％、
Ｓ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．３１１％、
Ｎ：０．００６％以下、
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、更に、％Ｃ、％Ｍｎ、％ＳをそれぞれＣ、Ｍｎ、Ｓ含有量とした時に（％Ｃ）×（（％Ｍｎ）×（％Ｓ）） 1/2 ≦０．００８を満たす化学成分からなる組成のスラブをＡｒ3点以上の温度で仕上圧延を行い、５０〜８５％の冷間圧延を施した後、連続溶融亜鉛めっき設備で焼鈍し、引き続いて溶融亜鉛めっきを施して溶融亜鉛めっき鋼板を製造する工程において、連続溶融亜鉛めっき設備で７００℃以上８５０℃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、引き続いて溶融亜鉛めっき浴に浸漬するに際してＣ、Ｓｉ、Ｐ、Ａｌの含有量、％Ｃ、％Ｓｉ、％Ｐ、％Ａｌによって規定される温度Ｔ＝〔{８＋３×（０．５×（％Ｓｉ）+７×（％Ｐ）+（％Ａｌ））1/2}×（９０−１００×（％Ｃ））−２７３〕℃以下まで、７００℃からＴ℃までを平均冷却速度２〜１５℃／秒で冷却し、４００℃以上Ｔ℃以下で、且つ合金化処理時の再加熱の最高到達温度よりも３０℃以上低い温度に１５秒以上５００秒以下保持し、更に、溶融めっき浴に鋼帯を浸漬後５００℃以上６００℃以下の温度に再加熱してめっき層を合金化する、その金属組織に含まれるマルテンサイトおよび残留オーステナイトがフェライトマトリックス中に孤立して存在し、その体積率Ｖ％とその最大径ｄμｍとの積Ｖ×ｄが２〜２０であり、引張試験における局部伸びの均一伸びに対する比が０．４〜０．８であることを特徴とする優れた加工性を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 更に、質量％で、
Ｃｒ：０．０５〜０．８％、
Ｍｏ：０．０５〜０．８％、
Ｎｉ：０．０５〜０．８％、
およびＢ：０．０００２〜０．００２％のうちの１種または２種以上を含有する化学成分からなる組成のスラブを用いることを特徴とする請求項１記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 更に、質量％で、
Ｃｒ：０．０５〜０．８％、
Ｍｏ：０．０５〜０．８％、
Ｎｉ：０．０５〜０．８％、およびＢ：０．０００２〜０．００２％のうちの１種または２種以上を含有する化学成分からなる組成のスラブを用いることを特徴とする請求項２記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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