JP4085809B2 - 超微細粒組織を有し伸びフランジ性に優れる溶融亜鉛めっき冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車や家電、さらには機械構造用鋼としての用途に供して好適な冷延鋼板、とくに超微細粒組織を有し、強度、延性および伸びフランジ性に優れる溶融亜鉛めっき冷延鋼板およびその製造方法関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車用、家電用および機械構造用鋼板として用いられる鋼材には、通常、加工性と共に耐食性が要求されることから、種々の表面処理鋼板が用いられている。その中でも、溶融亜鉛めっき鋼板は、高度な耐食性を有しているだけでなく、再結晶焼鈍および亜鉛めっきを同一ラインで処理できる連続溶融亜鉛めっきライン（CGL)により、極めて安価に製造できるという利点を備えている。また、上記の溶融亜鉛めっき後に直ちに加熱して合金化処理を行った、いわゆる合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、とりわけ耐食性に優れている。
【０００３】
一方、自動車用、家電用および機械構造用鋼板として用いられる鋼材には、強度、加工性といった機械的性質に優れていることが要求され、かような機械的性質を総合的に向上させる手段としては組織を微細化することが有効であることから、これまでにも、微細組織を得るための製造方法が数多く提案されてきた。
【０００４】
また、近年、高張力鋼については、高機能特性と共に低コストを両立できる高張力鋼板の開発に目標が移行しつつある。さらに、自動車用鋼板においては、衝突時における乗員の保護の面から、高強度化に加えて耐衝撃性にも優れていることが要求されている。
【０００５】
さらに、鋼板を素材とする自動車用部品は、その多くがプレス加工により成形されるため、自動車部品用鋼板としては優れた成形性が要求される。特に、自動車車体の強度を確保するための骨格部材であるメンバーやリンフォース等を構成する部品では、伸びフランジ変形を多用した部品成形が行われることが多いため、このような用途に用いられる自動車部品用鋼板に対しては、高強度化と同時に良好な伸びフランジ性を有することが強く求められている。
【０００６】
このような情勢の下、高張力化に伴う延性、伸びフランジ性などの劣化を抑制する目的で、高張力鋼における組織の微細化が重要な課題となっている。
【０００７】
組織の微細化手段としては、従来から大圧下圧延法が知られている。この大圧下圧延法における組織の微細化機構の要点は、オーステナイト粒に大圧下を加えて、γ−α歪誘起変態を促進させることにある（例えば特許文献１参照）。
また、制御圧延法や制御冷却法を適用した場合などについても知られている（例えば特許文献２参照）。
【０００８】
その他、素材鋼について、少なくとも一部がフェライトからなる鋼組織としておき、これに塑性加工を付加しつつ変態点（Ａc1点）以上の温度域に昇温するか、この昇温に続いてＡc1点以上の温度域に一定時間保持して、組織の一部または全部を一旦オーステナイトに逆変態させたのち、超微細オーステナイト粒を出現させ、その後冷却して平均結晶粒径が５μm 以下の等方的フェライト結晶粒を主体とする組織にする技術が提案されている（特許文献３）。
【０００９】
以上のような技術は全て、熱延プロセスにおいて結晶粒を微細化する技術、すなわち熱延板の微細粒化を狙った技術である。
この点、熱延鋼板に比べて板厚が薄く、板厚精度が厳しく、耐食性を具備するため表面処理を施す溶融亜鉛めっき冷延鋼板に対しては、通常の冷間圧延−焼鈍−めっきプロセスにおいて結晶粒を微細化する技術はほとんど見当たらない。
【００１０】
また、加工性に優れる高強度鋼板としては、フェライトとマルテンサイトの複合組織からなる二相組織鋼板（デュアルフェース鋼板）が代表的である。
その他、近年では、残留オーステナイトに起因する変態誘起塑性（Transformation Induced Plasticity : TRIP）を利用した高延性鋼板も実用化の段階に至っている。
しかしながら、このような組織強化鋼板は、高い伸びを有するものの、硬質なマルテンサイト（残留オーステナイトも加工中にマルテンサイトに変態する）を主要強化因子としていることから、母相フェライトとの硬度差が大きいために、加工中にボイドが発生し易く、局部伸びが低く、このため伸びフランジ性に劣るという問題があった。
【００１１】
【特許文献１】
特公平５−65564 号公報（特許請求の範囲）
【特許文献２】
特開昭63−128117号公報（特許請求の範囲）
【特許文献３】
特開平２−301540号公報（特許請求の範囲）
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたもので、自動車用、家電用および機械構造用鋼板として用いられる溶融亜鉛めっき冷延鋼板について、その超微細粒化を可能ならしめ、また第２相を最適化させることにより、強度、加工性、さらには伸びフランジ性の向上を図った超微細粒組織を有する溶融亜鉛めっき冷延鋼板を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。
【００１３】
ここに、本発明における溶融亜鉛めっき冷延鋼板の強度、加工性および伸びフランジ性の目標値は次のとおりである。
・引張強さ（ＴＳ）≧ 590 MPa
・強度−伸びバランス（ＴＳ×Ｅｌ）≧ 17000 MPa・％
・強度−伸びフランジ性バランス（ＴＳ×λ）≧ 50000 MPa・％
【００１４】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らは、上記の課題を解決すべく鋭意研究を重ねた結果、合金元素を適正に調整して鋼板の再結晶温度とＡ1 およびＡ3 変態温度を制御した上で、冷延後の再結晶焼鈍温度およびその後の冷却速度を適正化することにより、主相であるフェライトの平均結晶粒径が 3.5μm 以下の超微細粒組織になると共に、第２相を最適化されて、伸びフランジ性が著しく向上することの知見を得た。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
【００１５】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、
Ｃ：0.03〜0.16％、
Si：2.0 ％以下、
Mn：3.0 ％以下および／またはNi：3.0 ％以下、
Ti：0.2 ％以下および／またはNb：0.2 ％以下、
Al：0.01〜0.1 ％、
Ｐ：0.1 ％以下、
Ｓ：0.02％以下および
Ｎ：0.005 ％以下
で、かつＣ，Si, Mn, Ni, TiおよびNbが下記(1), (2), (3) 式をそれぞれ満足する範囲において含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、フェライト相の分率が65 vol％以上で、かつフェライトの平均結晶粒径が 3.5μm 以下であり、フェライト相以外の残部組織について、ベイナイト相および／または焼戻しマルテンサイト相以外の組織分率を組織全体に対する割合で３ vol％未満に制限し、さらに表面に溶融亜鉛めっき層をそなえることを特徴とする、超微細粒組織を有し伸びフランジ性に優れる溶融亜鉛めっき冷延鋼板。
記
637.5 ＋4930｛Ti* ＋ (48/93)・[%Nb] ｝≧Ａ1 --- (1)
Ａ3 ≦ 860 --- (2)
[%Mn] ＋ [%Ni]≧ 1.3 --- (3)
ただし、
Ti* ＝ [%Ti]− (48/32)・[%Ｓ] − (48/14)・[%Ｎ] --- (4)
Ａ1 ＝ 727＋14[%Si] −28.4[%Mn] −21.6[%Ni] --- (5)
Ａ3 ＝ 920＋ 612.8[%Ｃ]2− 507.7[%Ｃ] ＋ 9.8[%Si]3
− 9.5[%Si]2＋ 68.5[%Si]＋２[%Mn]2− 38[%Mn]
＋ 2.8[%Ni]2− 38.6[%Ni]＋102[%Ti]＋51.7[%Nb] --- (6)
また、[%Ｍ] はＭ元素の含有量（質量％）
【００１６】
２．上記１において、冷延鋼板が、さらに質量％で、
Mo：1.0 ％以下および
Cr：1.0 ％以下
のうちから選んだ一種または二種を含有する組成になることを特徴とする、超微細粒組織を有し伸びフランジ性に優れる溶融亜鉛めっき冷延鋼板。
【００１７】
３．上記１または２において、冷延鋼板が、さらに質量％で、
Ca, REMおよびＢのうちから選んだ一種または二種以上を合計で 0.005％以下
含有する組成になることを特徴とする、超微細粒組織を有し伸びフランジ性に優れる溶融亜鉛めっき冷延鋼板。
【００１８】
４．質量％で、
Ｃ：0.03〜0.16％、
Si：2.0 ％以下、
Mn：3.0 ％以下および／またはNi：3.0 ％以下、
Ti：0.2 ％以下および／またはNb：0.2 ％以下、
Al：0.01〜0.1 ％、
Ｐ：0.1 ％以下、
Ｓ：0.02％以下および
Ｎ：0.005 ％以下
で、かつＣ，Si, Mn, Ni, TiおよびNbが下記(1), (2), (3) 式をそれぞれ満足する範囲において含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼素材を、1200℃以上に加熱したのち、熱間圧延し、ついで冷間圧延後、下記(6) 式で求められる温度Ａ3 （℃) 以上、（Ａ3 ＋30）（℃）以下で再結晶焼鈍を施し、その後 600℃まで５℃/s以上の速度で冷却し、ついで酸洗後、下記(5) 式で求められるＡ1 （℃）以下、500 ℃以上の温度範囲で熱処理を行い、ついで溶融亜鉛めっき処理、またさらには合金化処理を施すことを特徴とする、超微細粒組織を有し伸びフランジ性に優れる溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法。
記
637.5 ＋4930｛Ti* ＋ (48/93)・[%Nb] ｝≧Ａ1 --- (1)
Ａ3 ≦ 860 --- (2)
[%Mn] ＋ [%Ni]≧ 1.3 --- (3)
ただし、
Ti* ＝ [%Ti]− (48/32)・[%Ｓ] − (48/14)・[%Ｎ] --- (4)
Ａ1 ＝ 727＋14[%Si] −28.4[%Mn] −21.6[%Ni] --- (5)
Ａ3 ＝ 920＋ 612.8[%Ｃ]2− 507.7[%Ｃ] ＋ 9.8[%Si]3
− 9.5[%Si]2＋ 68.5[%Si]＋２[%Mn]2− 38[%Mn]
＋ 2.8[%Ni]2− 38.6[%Ni]＋102[%Ti]＋51.7[%Nb] --- (6)
また、[%Ｍ] はＭ元素の含有量（質量％）
【００１９】
５．上記４において、鋼素材が、さらに質量％で、
Mo：1.0 ％以下および
Cr：1.0 ％以下
のうちから選んだ一種または二種を含有する組成になることを特徴とする、超微細粒組織を有し伸びフランジ性に優れる溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法。
【００２０】
６．上記４または５において、鋼素材が、さらに質量％で、
Ca, REMおよびＢのうちから選んだ一種または二種以上を合計で 0.005％以下
含有する組成になることを特徴とする、超微細粒組織を有し伸びフランジ性に優れる溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法。
【００２１】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において鋼の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
Ｃ：0.03〜0.16％
Ｃは、安価な強化成分であるだけでなく、ベイナイト等の低温変態相を生成させる上でも有用な元素である。しかしながら、含有量が0.03％に満たないとその添加効果に乏しく、一方0.16％を超えて含有させると延性や溶接性が劣化するため、Ｃは0.03〜0.16％の範囲に限定した。
【００２２】
Si：2.0 ％以下
Siは、固溶強化成分として、強度−伸びバランスを改善しつつ強度を向上させるのに有効に寄与するが、過剰な添加は、延性や表面性状、溶接性を劣化させるので、Siは 2.0％以下で含有させるものとした。なお、好ましくは0.01〜0.6 ％の範囲である。
【００２３】
Mn：3.0 ％以下および／またはNi：3.0 ％以下
MnおよびNiはいずれも、オーステナイト安定化元素であり、Ａ1 ，Ａ3 変態点を低下させる作用を通じて結晶粒の微細化に寄与し、また第２相の形成を進展させる作用を通じて強度−延性バランスを高める作用を有する。しかしながら、多量の添加は鋼を硬質化し、却って強度−延性バランスを劣化させるので、いずれも 3.0％以下で含有させるものとした。
なお、Mnは、有害な固溶ＳをMnＳとして無害化する作用も併せて有するので、0.1 ％以上含有させることが好ましい。また、Niは0.01％以上含有させることが好ましい。
【００２４】
Ti：0.2 ％以下および／またはNb：0.2 ％以下
Ti, Nbを添加することによって、TiＣやNbＣ等が析出し、鋼板の再結晶温度が上昇する効果がある。そのためには、それぞれ0.01％以上含有させることが好ましい。そして、これらは各々単独で添加しても複合して添加してもよいが、いずれも 0.2％を超えて添加しても効果が飽和するだけでなく、析出物が多くなりすぎてフェライトの延性の低下を招くので、いずれも 0.2％以下で含有させるものとした。
【００２５】
Al：0.01〜0.1 ％
Alは、脱酸剤として作用し、鋼の清浄度に有効な元素であり、脱酸の工程で添加することが望ましい。ここに、Al量が0.01％に満たないとその添加効果に乏しく、一方 0.1％を超えると効果は飽和し、むしろ製造コストの上昇を招くので、Alは0.01〜0.1 ％の範囲に限定した。
【００２６】
Ｐ：0.1 ％以下
Ｐは、延性の大きな低下を招くことなく安価に高強度化を達成する上で有効な元素であるが、一方で多量の含有は加工性や靱性の低下を招くので、Ｐは 0.1％以下で含有させるものとした。なお、加工性や靱性に対する要求が厳しい場合には、Ｐは低減させることが好ましいので、この場合には0.02％以下とすることが望ましい。
【００２７】
Ｓ：0.02％以下
Ｓは、熱延時における熱間割れの原因になるだけでなく、鋼板中にMnＳ等の介在物として存在し延性や伸びフランジ性の劣化を招くので、極力低減することが望ましいが、0.02％までは許容できるので、本発明では0.02％以下とした。
【００２８】
Ｎ：0.005 ％以下
窒素は、時効劣化をもたらす他、降伏延びの発生を招くことから、0.005 ％以下に抑制するものとした。
【００２９】
以上、基本成分について説明したが、本発明ではその他にも、以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
Mo：1.0 ％以下およびCr：1.0 ％以下のうちから選んだ一種または二種
Mo，Crはいずれも、強化成分として、必要に応じて含有させることができるが、多量の添加はかえって強度−延性バランスを劣化させるので、それぞれ 1.0％以下で含有させることが望ましい。なお、上記の作用を十分に発揮させるには、Mo, Crはそれぞれ0.01％以上含有させることが好ましい。
【００３０】
Ca, REM およびＢのうちから選んだ一種または二種以上を合計で 0.005％以下
Ca, REM，Ｂはいずれも、硫化物の形態制御や粒界強度の上昇を通じて加工性を改善する効果を有しており、必要に応じて含有させることができる。しかしながら、過剰な含有は清浄度に悪影響を及ぼすおそれがあるため、合計で 0.005％以下とするのが望ましい。なお、上記した作用を十分に発揮させるにはCa, REM,Ｂのうちから選んだいずれか一種または二種以上を0.0005％以上含有させることが好ましい。
【００３１】
以上、適正な成分組成範囲について説明したが、本発明では各成分が上記の組成範囲を単に満足しているだけでは不十分で、Ｃ，Si, Mn, Ni, TiおよびNbについては、下記(1), (2), (3) 式をそれぞれ満足する範囲で含有させる必要がある。
記
637.5 ＋4930｛Ti* ＋ (48/93)・[%Nb] ｝≧Ａ1 --- (1)
Ａ3 ≦ 860 --- (2)
[%Mn] ＋ [%Ni]≧ 1.3 --- (3)
ただし、
Ti* ＝ [%Ti]− (48/32)・[%Ｓ] − (48/14)・[%Ｎ] --- (4)
Ａ1 ＝ 727＋14[%Si] −28.4[%Mn] −21.6[%Ni] --- (5)
Ａ3 ＝ 920＋ 612.8[%Ｃ]2− 507.7[%Ｃ] ＋ 9.8[%Si]3
− 9.5[%Si]2＋ 68.5[%Si]＋２[%Mn]2− 38[%Mn]
＋ 2.8[%Ni]2− 38.6[%Ni]＋102[%Ti]＋51.7[%Nb] --- (6)
また、[%Ｍ] はＭ元素の含有量（質量％）
【００３２】
なお、上記のＡ1 , Ａ3 はそれぞれ、鋼のＡc1変態点温度（℃）、Ａc3変態点温度（℃）の予測値であり、発明者らの詳細な基礎実験から導出された成分回帰式である。この予測値温度（℃）は、２℃/s以上、20℃/s以下の昇温速度で加熱する際に適用して特に好適である。
【００３３】
以下、上記の(1), (2), (3) 式の限定理由を順に説明する。
(1) 式は、Ti，Nbの添加量を規定する条件であり、以下の知見に基づく。
一般に、Ti，Nbを添加するとTiＣやNbＣ等が析出し、鋼板の再結晶温度が上昇する効果があることが知られている。そこで、Ti，Nb添加量と再結晶温度Ｔreの関係について詳細に調査したところ、Ti，Nbをある量以上添加すると、再結晶温度は上記(6) 式で算出されるＡ3 と等価になることが判明した。
【００３４】
図１に、Ａ1 ＝700 ℃、Ａ3 ＝855 ℃に調整した鋼組成において、Ti，Nb添加量を種々に変更した場合のTi，Nb添加量と再結晶温度Ｔreとの関係について調べた結果を示す。なお、ここで再結晶温度Ｔreは、加熱温度を種々に変化させて連続焼鈍を実験室的に行い、硬度を測定すると共に組織を観察することにより決定した。また、Ti添加量はTiＣを析出させる上での有効Ti量としてTi* を用い、Nb添加量はTiに換算するため 48/93・[%Nb] を用いて、Ti, Nb添加量と再結晶温度との関係について表わしている。
同図によれば、 637.5＋4930｛Ti* ＋ (48/93)・[%Nb] ｝が 700℃すなわちＡ1 以上になると、再結晶温度Ｔreは 855℃近傍すなわちＡ3 近傍に急上昇し飽和することが分かる。
【００３５】
次に、図２に、 637.5＋4930｛Ti* ＋ (48/93)・[%Nb] ｝≧Ａ1 の条件下において、Ａ3 （Ｃ，Si，Mn, Ni等を変化させることで変動）を種々に変化させた場合におけるＡ3 と再結晶温度Ｔreとの関係について調べた結果を示す。
同図に示したとおり、 637.5＋4930｛Ti* ＋ (48/93)・[%Nb] ｝≧Ａ1 の条件下では、再結晶温度ＴreはＡ3 と等価になっている。
【００３６】
この理由については、必ずしも明確ではないが、以下のように考えられる。
すなわち、Ti，Nbが添加され、それらの微細炭化物のピン止め力により再結晶温度が上昇し、Ａ1 未満のフェライト（α）域で再結晶できなくなった場合、未再結晶の加工αのまま（フェライト＋オーステナイト（γ））２相域温度になり、高転位密度部、不均一変形部などの優先核生成サイトにおいて、加工αからの再結晶α核生成とα→γ変態核生成の競合が生じる。この時、α→γ変態の駆動力の方が再結晶の駆動力よりも大きいため、再結晶α核生成より優先してγ核が次々と生成し、優先核生成サイトを占有すると考えられる。
このα→γ変態での原子再配列により歪み（転位）は消費され、転位密度の低い加工αのみ残留し、加工αの再結晶はますます困難となる。温度が上昇し、Ａ3 を超え、γ単相域になって初めて歪みが完全に解消され、見かけ上再結晶が完了する。これが、再結晶温度がＡ3 に一致し、飽和する機構と考えられる。
なお、この際のα→γ変態は、加工α（優先核生成サイトが多い）から核生成することになるので、再結晶が完了した高温でのγ粒は微細化する。従って、焼鈍中の高温γ粒微細化のために再結晶温度をＡ3 に調整することは極めて有効であるので、本発明では式(1) を満足するTi, Nbを添加することにしたのである。
【００３７】
次に、 (2)式は、Ａ3 を規定する条件である。
上述したとおり、 (1)式を満足する場合には、Ａ3 は実質的に再結晶温度になるため、Ａ3 以上の温度で再結晶焼鈍を行う必要がある。ここに、Ａ3 が 860℃を超えた場合、再結晶焼鈍温度をより高温で施す必要が生じ、γ粒成長が激しく、結果として平均結晶粒径：3.5 μm 以下の微細粒は得られなかった。よって、Ａ3 ≦860 ℃を満足させる必要がある。なお、好ましくはＡ3 ≦ 830℃である。
【００３８】
次に、 (3)式は、MnやNiすなわちオーステナイト安定化元素の添加量を規定する条件である。
オーステナイト安定化元素の増大により、CCT 図におけるフェライトスタート線が低温側にシフトすることにより、焼鈍後の冷却過程におけるγ→α変態時の変態過冷度が増大してαが微細核生成することにより、α結晶粒が微細化する。ここに、平均結晶粒径：3.5 μm 以下の微細粒を得るためには、上掲した(1), (2)式に加えて [%Mn]＋[%Ni] ≧ 1.3（％）とする必要があった。
なお、 [%Mn]＋[%Ni] ≧ 1.3（％）さえ満足していれば、MnやNiは単独添加でも複合添加でもどちらでも良い。より好ましくは [%Mn]＋[%Ni] ≧ 2.0（％）の範囲である。
【００３９】
次に、鋼組織について説明する。
本発明では、鋼組織は、フェライト相の組織分率を体積率で65％以上にすると共に、フェライトの平均結晶粒径を 3.5μm 以下とする。
というのは、本発明で所期した強度、延性、靱性および強度−伸びバランスに優れた冷延鋼板とするには、微細フェライトを主体とする鋼組織とする必要があり、特に平均結晶粒径が 3.5μm 以下の微細フェライト相の組織分率を65 vol％以上とすることが重要だからである。より好ましくは75 vol％以上である。
ここに、フェライトの平均結晶粒径が 3.5μm を超えると強度−伸びバランスが劣化すると共に、靱性が低下し、また軟質なフェライトの組織分率が65 vol％に満たないと延性が著しく低下し、加工性に乏しくなる。
【００４０】
また、フェライト以外の第２相組織は、ベイナイト相および／または焼戻しマルテンサイト相とする必要がある。
フェライト以外の第２相組織としては、マルテンサイト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、パーライトおよび残留オーステナイトなどが取り得る。かような第２相と母相フェライトとの硬度差が大きいと加工時にボイドの生成サイトになり易いため、伸びフランジ性を良好とするためには、第２相としては、母相フェライトとの硬度差が小さいベイナイト相および／または焼戻しマルテンサイト相とすることが好ましい。
これらベイナイト相および／または焼戻しマルテンサイト相の合計の割合は、組織全体に対する分率で３ vol％以上、35 vol％以下程度とすることが好ましい。
【００４１】
なお、フェライト相やベイナイト相、焼戻しマルテンサイト相以外の相であるマルテンサイト相や残留オーステナイト相、パーライト相等が多量に存在すると、フェライト相との硬度差が大きくなったり、あるいはその相自体が脆弱で伸びフランジ性に悪影響を及ぼしたりして、良好な伸びフランジ性を得ることができなくなるおそれが生じるが、これらの相が体積分率で３％未満であれば、許容できる。
従って、フェライト相、ベイナイト相および焼戻しマルテンサイト相以外の相の割合は、組織全体に対する分率で３ vol％未満に限定した。
【００４２】
次に、製造条件について説明する。
上記の好適成分組成に調整した鋼を、転炉などで溶製し、連続鋳造法等でスラブとする。この鋼素材を、高温状態のまま、あるいは一旦冷却したのち、1200℃以上に加熱してから、熱間圧延を施し、ついで冷間圧延後、温度Ａ3 （℃）以上、（Ａ3 ＋30）（℃）以下で再結晶焼鈍を施し、その後少なくとも 600℃まで５℃/s以上の速度で冷却する。
【００４３】
上記の工程において、スラブの加熱温度が1200℃未満では、TiＣなどが十分に固溶せずに粗大化し、後の再結晶焼鈍工程での再結晶温度上昇効果および結晶粒成長抑止効果が不十分となるため、スラブの加熱温度は1200℃以上とする必要がある。
また、本発明において、熱間仕上げ圧延出側温度は特に限定されるものではないが、Ａr3変態点未満では、圧延中にαとγが生じて、鋼板にバンド状組織が生成し易くなり、かかるバンド状組織は冷間圧延後や焼鈍後にも残留し、材料特性に異方性を生じさせる原因となる場合があるので、仕上げ圧延終了温度はＡr3変態点以上とすることが好ましい。
【００４４】
熱延終了後の巻取り温度も特に限定されるものではないが、500 ℃未満または650 ℃超えでは、窒素による時効劣化を抑制するためのAlＮの析出が不十分であり、材料特性が劣ることとなる。また、鋼板の組織を均一化し、その結晶粒径をなるべく微細で均一化するためにも、コイルの巻取り温度は 500℃以上、 650℃以下とすることが好ましい。
【００４５】
ついで、好ましくは熱延鋼板表面の酸化スケールを酸洗により除去したのち、冷間圧延に供して、所定の板厚の冷延鋼板とする。ここに、酸洗条件や冷間圧延条件は特に制限されるものでなく、常法に従えばよい。
なお、冷間圧延時の圧下率は、再結晶焼鈍時の核生成サイトを増やし、結晶粒の微細化を促すという観点から40％以上とすることが望ましく、一方圧下率を上げすぎると鋼板の加工硬化によって操業が困難となるので、圧下率の上限は90％以下程度とするのが好ましい。
【００４６】
ついで、得られた冷延鋼板を、前掲(6) 式に示した温度Ａ3(℃）以上、（Ａ3＋30）（℃）以下に加熱して、再結晶焼鈍を施す。
前述のように成分調整した本発明の鋼素材では、Ａ3 が再結晶温度と等価となっているので、Ａ3 未満の温度では再結晶が不十分となる。一方、（Ａ3 ＋30）（℃）を超える温度では、焼鈍中のγ粒の成長が激しく、微細化に不適切である。この再結晶焼鈍は、連続焼鈍ラインで行うことが好ましく、連続焼鈍する場合の焼鈍時間は再結晶が生じる10秒から 120秒程度とすることが好ましい。というのは、10秒より短時間では再結晶が不十分であり、圧延方向に伸展したままの加工組織、再結晶していない回復組織が残存するために、十分な延性が確保できない場合があり、一方 120秒より長時間ではγ結晶粒の粗大化を招いて、所望の強度を得ることができないことがあるからである。
【００４７】
引き続き、焼鈍温度から少なくとも 600℃まで、冷却速度：５℃/s以上の条件で冷却する。なお、ここで冷却速度は、焼鈍温度から 600℃までの平均冷却速度である。ここに、上記冷却速度が５℃/s未満では、冷却中におけるγ→α変態時の過冷度が小さく、結晶粒径が粗大化する。よって、焼鈍温度から 600℃までの冷却速度は５℃/s以上とする必要がある。
また、上記の制御冷却処理の終点温度を 600℃としたのは、結晶粒の微細化にはγ→α変態が開始する 600℃までが強く影響するからである。
上記までの製造工程により、フェライト平均粒径が 3.5μm 以下の超微細組織を得ることができる。
【００４８】
ついで、上記の再結晶焼鈍後、酸洗を行い、めっき性に悪影響を及ぼす表面酸化物を除去する。すなわち、再結晶焼鈍中に鋼板表面にＰやSi，Mn，Crなどが酸化物として濃化した表面濃化層を除去する。なお、このような除去すべき表面濃化層は、軽酸洗によって除去可能であるので、従来から行われている連続溶融亜鉛めっき前の軽酸洗で十分である。
【００４９】
ついで、Ａ1 （℃）以下、500 ℃以上の温度範囲にて10〜120 秒間の熱処理を行ったのち、溶融亜鉛めっき開始温度まで好ましくは５〜30℃/sの速度で冷却する。
先にも述べたように、伸びフランジ性の確保のためには、均質な単相組織としても良いが、第２相が存在する場合には、加工中の母相−第２相界面でのボイドの発生を抑制するために、母相フェライトとの硬度差を小さくすることが好ましい。このめっき前の熱処理の温度がＡ1 （℃）よりも高い場合、再び（α＋γ）２相域加熱となるため、加熱中にＣやMn，Mo，Niなどの置換型の合金元素が変態により生成するオーステナイト相中へ濃化し、２相分離して安定化し、引き続く冷却工程で硬質なマルテンサイトあるいは残留オーステナイトになり易いため、伸びフランジ性が劣化する。一方、熱処理温度が 500℃未満では、鋼板表面が活性化しないため、以降の溶融亜鉛めっき工程でめっきむらや不めっきの発生を余儀なくされる。
よって、めっき前の熱処理温度はＡ1 （℃）以下、500 ℃以上の範囲に限定した。この温度範囲であれば、先の再結晶焼鈍の際に第２相として伸びフランジ性に有害なマルテンサイトが発生した場合であっても、いわゆる焼戻しによるマルテンサイトの軟質化（第２相の焼戻しマルテンサイト化）効果が作用し、伸びフランジ性の確保に有効である。
なお、これらの効果を発揮するためには、めっき前熱処理時間は10秒以上とすることが好ましく、一方粒成長抑制および生産効率の観点から、その上限は120秒以下とすることが好ましい。
【００５０】
さらに、上記しためっき前熱処理時後の冷却速度は、結晶粒成長を抑制するためには、５℃/s以上（30℃/s以下）程度とすることが好ましい。
なお、上記の熱処理は連続溶融亜鉛めっきラインで行うことが望ましい。
【００５１】
上記しためっき前熱処理に引き続き、溶融亜鉛めっき、あるいはさらに合金化処理を施すことにより、フェライトを主相とし、かつフェライト粒径が 3.5μm以下の組織を有する高張力溶融亜鉛めっき冷延鋼板を得ることができる。
【００５２】
ここに、本発明における溶融亜鉛めっき処理あるいは合金化処理は、通常の溶融亜鉛めっきラインで行われる条件と同様の条件で行えばよい。例えば、 450〜550 ℃の温度範囲で溶融亜鉛めっきを施して鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成すればよい。また、本発明では、溶融亜鉛めっき処理工程後、溶融亜鉛めっき層を合金化する合金化処理工程を施すことができる。この合金化処理時の温度は、470 〜600 ℃の範囲とするのが好ましい。というのは、合金化処理温度が 470℃未満では合金化の進行が遅すぎて生産性の低下を招き、一方 600℃を超えるとめっき層の合金化が進行しすぎて合金化溶融亜鉛めっき層が脆化するからである。
【００５３】
【実施例】
表１に示す成分組成になるスラブを、表２に示す条件でスラブ加熱後、常法に従い熱間圧延して4.0mm 厚の熱延板とした。この時巻き取り温度は 600℃とした。この熱延板を、酸洗後、冷間圧延（圧下率：60％）して、1.6mm 厚の冷延板としたのち、連続焼鈍ラインにて同じく表２に示す条件下で焼鈍を行い、ついで連続溶融亜鉛めっきラインにて、熱処理に引き続き、めっき処理さらには合金化処理を施して、製品板とした。この時、冷延板焼鈍時の昇温速度は５〜10℃/sとした。また、溶融亜鉛めっき処理における浴温は 465℃、その後合金化処理を施した場合の合金化温度は 520℃とした。なお、No.16 は溶融亜鉛めっきのみとし合金化処理は施さなかった。
かくして得られた製品板の組織、引張特性および伸びフランジ性について調査した結果を表３に示す。
【００５４】
なお、組織は、鋼板の圧延方向断面について、光学顕微鏡あるいは電子顕微鏡を用いて観察し、フェライトの平均結晶粒径を求めると共に、各組識の面積率を求めてこれを体積率とした。ここで、フェライトの平均結晶粒径はJIS G 0552に規定される切断法に準拠して求めた。
引張特性（引張強さTS、伸びEL）は、鋼板の圧延方向から採収したJIS ５号試験片を用いた引張試験により測定した。
さらに、伸びフランジ性は、下記の穴拡げ試験により評価した。すなわち、日本鉄鋼連盟規格JFST1001に準じて採取した試験片に、10mmφ（Ｄ0 ）の打ち抜き穴を加工したのち、頂角：60°の円錐ポンチで押し広げる加工を施し、割れが板厚を貫通した直後の穴径Ｄ(mm)を求め、次式
λ＝｛（Ｄ−Ｄ0)／Ｄ0 ｝×100 ％
で得られる穴拡げ率λで評価した。
【００５５】
【表１】
【００５６】
【表２】
【００５７】
【表３】
【００５８】
表３に示したとおり、発明例はいずれも、主相すなわち65％以上の分率を占めるフェライトの平均粒径が 3.1μm 以下と微細であり、特にNi，Mn量を増量し、Ａ3 を低下させたＧ鋼を用いたNo.13 は、平均結晶粒径が 0.9μm と超微細粒となっている。また、発明例はいずれも、TS×ELが 17000 MPa・％以上と強度−延性バランスに優れ、さらに伸びバランス性については、引張強度が 590〜780MPa級でTS×λが 60000 MPa・％以上、980 MPa 級でも 50000 MPa・％以上と、良好な伸びフランジ性を有していることが分かる。
【００５９】
これに対し、No.1は、めっき前熱処理時の温度が高く、２相域温度となったために、第２相としてマルテンサイが生成し，TS×λ値が劣った。
No.4は、めっき前熱処理時の温度が低く、第２相としてマルテンサイトが残留し、TS×λ値が劣ると共に、不めっきも発生した。
No.8は、スラブの加熱温度が低かったため、TiＣが粗大化し、再結晶温度上昇効果が抑制されて鋼板の結晶粒径微細化効果が得られず、結晶粒径が大きくなった。また、TS×EL、TS×λ値も小さくなっている。
No.9は、再結晶焼鈍温度が本発明の適正上限温度（ 846℃）を大きく超えたため、結晶粒成長が激しく、TS×EL、TS×λ値が劣っている。
No.10 は、焼鈍温度が本発明の下限（816 ℃）に満たなかったため、再結晶が完了せず、加工組織が残留したため、TS×EL値が極めて劣っている。
No.11 は、再結晶焼鈍後の冷却速度が小さかったために、結晶粒が粗大化して強度が低下し、TS×EL値の低下を招いた。
No.20 は、ＴX がＡ1 未満であるため、再結晶焼鈍によるγ粒微細化効果が得られず、粗大粒となったため、十分な強度が得られなかった。
No.21 は、Ａ3 が 860℃を超えていることから、高温焼鈍が必要となり、その結果結晶粒が成長して、TS×EL、TS×λ値の低下を招いた。
No.22 は、（Ni＋Mn）量が少ないために、焼鈍後冷却過程でのγ−α変態時の過冷度が小さく、αが微細核生成することができなかったため、結晶粒が粗大化した。
【００６０】
【発明の効果】
かくして、本発明によれば、超微細粒組織を有し、機械的特性なかでも強度−延性バランスおよび曲げフランジ性に優れた高張力溶融亜鉛めっき冷延鋼板を、製造設備の大幅な改造を伴うことなしに安定して製造することができ、産業上極めて有用である。
【図面の簡単な説明】
【図１】 Ａ1 ＝700 ℃、Ａ3 ＝855 ℃に調整した鋼組成において、Ti，Nb添加量を種々に変更した場合のTi，Nb添加量と再結晶温度との関係を示した図である。
【図２】 637.5＋4930｛Ti* ＋ (48/93)・[%Nb] ｝≧Ａ1 の条件下において、Ａ3 を種々に変化させた場合におけるＡ3 と再結晶温度Ｔreとの関係を示した図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車や家電、さらには機械構造用鋼としての用途に供して好適な冷延鋼板、とくに超微細粒組織を有し、強度、延性および伸びフランジ性に優れる溶融亜鉛めっき冷延鋼板およびその製造方法関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車用、家電用および機械構造用鋼板として用いられる鋼材には、通常、加工性と共に耐食性が要求されることから、種々の表面処理鋼板が用いられている。その中でも、溶融亜鉛めっき鋼板は、高度な耐食性を有しているだけでなく、再結晶焼鈍および亜鉛めっきを同一ラインで処理できる連続溶融亜鉛めっきライン（CGL)により、極めて安価に製造できるという利点を備えている。また、上記の溶融亜鉛めっき後に直ちに加熱して合金化処理を行った、いわゆる合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、とりわけ耐食性に優れている。
【０００３】
一方、自動車用、家電用および機械構造用鋼板として用いられる鋼材には、強度、加工性といった機械的性質に優れていることが要求され、かような機械的性質を総合的に向上させる手段としては組織を微細化することが有効であることから、これまでにも、微細組織を得るための製造方法が数多く提案されてきた。
【０００４】
また、近年、高張力鋼については、高機能特性と共に低コストを両立できる高張力鋼板の開発に目標が移行しつつある。さらに、自動車用鋼板においては、衝突時における乗員の保護の面から、高強度化に加えて耐衝撃性にも優れていることが要求されている。
【０００５】
さらに、鋼板を素材とする自動車用部品は、その多くがプレス加工により成形されるため、自動車部品用鋼板としては優れた成形性が要求される。特に、自動車車体の強度を確保するための骨格部材であるメンバーやリンフォース等を構成する部品では、伸びフランジ変形を多用した部品成形が行われることが多いため、このような用途に用いられる自動車部品用鋼板に対しては、高強度化と同時に良好な伸びフランジ性を有することが強く求められている。
【０００６】
このような情勢の下、高張力化に伴う延性、伸びフランジ性などの劣化を抑制する目的で、高張力鋼における組織の微細化が重要な課題となっている。
【０００７】
組織の微細化手段としては、従来から大圧下圧延法が知られている。この大圧下圧延法における組織の微細化機構の要点は、オーステナイト粒に大圧下を加えて、γ−α歪誘起変態を促進させることにある（例えば特許文献１参照）。
また、制御圧延法や制御冷却法を適用した場合などについても知られている（例えば特許文献２参照）。
【０００８】
その他、素材鋼について、少なくとも一部がフェライトからなる鋼組織としておき、これに塑性加工を付加しつつ変態点（Ａc1点）以上の温度域に昇温するか、この昇温に続いてＡc1点以上の温度域に一定時間保持して、組織の一部または全部を一旦オーステナイトに逆変態させたのち、超微細オーステナイト粒を出現させ、その後冷却して平均結晶粒径が５μm 以下の等方的フェライト結晶粒を主体とする組織にする技術が提案されている（特許文献３）。
【０００９】
以上のような技術は全て、熱延プロセスにおいて結晶粒を微細化する技術、すなわち熱延板の微細粒化を狙った技術である。
この点、熱延鋼板に比べて板厚が薄く、板厚精度が厳しく、耐食性を具備するため表面処理を施す溶融亜鉛めっき冷延鋼板に対しては、通常の冷間圧延−焼鈍−めっきプロセスにおいて結晶粒を微細化する技術はほとんど見当たらない。
【００１０】
また、加工性に優れる高強度鋼板としては、フェライトとマルテンサイトの複合組織からなる二相組織鋼板（デュアルフェース鋼板）が代表的である。
その他、近年では、残留オーステナイトに起因する変態誘起塑性（Transformation Induced Plasticity : TRIP）を利用した高延性鋼板も実用化の段階に至っている。
しかしながら、このような組織強化鋼板は、高い伸びを有するものの、硬質なマルテンサイト（残留オーステナイトも加工中にマルテンサイトに変態する）を主要強化因子としていることから、母相フェライトとの硬度差が大きいために、加工中にボイドが発生し易く、局部伸びが低く、このため伸びフランジ性に劣るという問題があった。
【００１１】
【特許文献１】
特公平５−65564 号公報（特許請求の範囲）
【特許文献２】
特開昭63−128117号公報（特許請求の範囲）
【特許文献３】
特開平２−301540号公報（特許請求の範囲）
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたもので、自動車用、家電用および機械構造用鋼板として用いられる溶融亜鉛めっき冷延鋼板について、その超微細粒化を可能ならしめ、また第２相を最適化させることにより、強度、加工性、さらには伸びフランジ性の向上を図った超微細粒組織を有する溶融亜鉛めっき冷延鋼板を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。
【００１３】
ここに、本発明における溶融亜鉛めっき冷延鋼板の強度、加工性および伸びフランジ性の目標値は次のとおりである。
・引張強さ（ＴＳ）≧ 590 MPa
・強度−伸びバランス（ＴＳ×Ｅｌ）≧ 17000 MPa・％
・強度−伸びフランジ性バランス（ＴＳ×λ）≧ 50000 MPa・％
【００１４】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らは、上記の課題を解決すべく鋭意研究を重ねた結果、合金元素を適正に調整して鋼板の再結晶温度とＡ1 およびＡ3 変態温度を制御した上で、冷延後の再結晶焼鈍温度およびその後の冷却速度を適正化することにより、主相であるフェライトの平均結晶粒径が 3.5μm 以下の超微細粒組織になると共に、第２相を最適化されて、伸びフランジ性が著しく向上することの知見を得た。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
【００１５】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、
Ｃ：0.03〜0.16％、
Si：2.0 ％以下、
Mn：3.0 ％以下および／またはNi：3.0 ％以下、
Ti：0.2 ％以下および／またはNb：0.2 ％以下、
Al：0.01〜0.1 ％、
Ｐ：0.1 ％以下、
Ｓ：0.02％以下および
Ｎ：0.005 ％以下
で、かつＣ，Si, Mn, Ni, TiおよびNbが下記(1), (2), (3) 式をそれぞれ満足する範囲において含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、フェライト相の分率が65 vol％以上で、かつフェライトの平均結晶粒径が 3.5μm 以下であり、フェライト相以外の残部組織について、ベイナイト相および／または焼戻しマルテンサイト相以外の組織分率を組織全体に対する割合で３ vol％未満に制限し、さらに表面に溶融亜鉛めっき層をそなえることを特徴とする、超微細粒組織を有し伸びフランジ性に優れる溶融亜鉛めっき冷延鋼板。
記
637.5 ＋4930｛Ti* ＋ (48/93)・[%Nb] ｝≧Ａ1 --- (1)
Ａ3 ≦ 860 --- (2)
[%Mn] ＋ [%Ni]≧ 1.3 --- (3)
ただし、
Ti* ＝ [%Ti]− (48/32)・[%Ｓ] − (48/14)・[%Ｎ] --- (4)
Ａ1 ＝ 727＋14[%Si] −28.4[%Mn] −21.6[%Ni] --- (5)
Ａ3 ＝ 920＋ 612.8[%Ｃ]2− 507.7[%Ｃ] ＋ 9.8[%Si]3
− 9.5[%Si]2＋ 68.5[%Si]＋２[%Mn]2− 38[%Mn]
＋ 2.8[%Ni]2− 38.6[%Ni]＋102[%Ti]＋51.7[%Nb] --- (6)
また、[%Ｍ] はＭ元素の含有量（質量％）
【００１６】
２．上記１において、冷延鋼板が、さらに質量％で、
Mo：1.0 ％以下および
Cr：1.0 ％以下
のうちから選んだ一種または二種を含有する組成になることを特徴とする、超微細粒組織を有し伸びフランジ性に優れる溶融亜鉛めっき冷延鋼板。
【００１７】
３．上記１または２において、冷延鋼板が、さらに質量％で、
Ca, REMおよびＢのうちから選んだ一種または二種以上を合計で 0.005％以下
含有する組成になることを特徴とする、超微細粒組織を有し伸びフランジ性に優れる溶融亜鉛めっき冷延鋼板。
【００１８】
４．質量％で、
Ｃ：0.03〜0.16％、
Si：2.0 ％以下、
Mn：3.0 ％以下および／またはNi：3.0 ％以下、
Ti：0.2 ％以下および／またはNb：0.2 ％以下、
Al：0.01〜0.1 ％、
Ｐ：0.1 ％以下、
Ｓ：0.02％以下および
Ｎ：0.005 ％以下
で、かつＣ，Si, Mn, Ni, TiおよびNbが下記(1), (2), (3) 式をそれぞれ満足する範囲において含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼素材を、1200℃以上に加熱したのち、熱間圧延し、ついで冷間圧延後、下記(6) 式で求められる温度Ａ3 （℃) 以上、（Ａ3 ＋30）（℃）以下で再結晶焼鈍を施し、その後 600℃まで５℃/s以上の速度で冷却し、ついで酸洗後、下記(5) 式で求められるＡ1 （℃）以下、500 ℃以上の温度範囲で熱処理を行い、ついで溶融亜鉛めっき処理、またさらには合金化処理を施すことを特徴とする、超微細粒組織を有し伸びフランジ性に優れる溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法。
記
637.5 ＋4930｛Ti* ＋ (48/93)・[%Nb] ｝≧Ａ1 --- (1)
Ａ3 ≦ 860 --- (2)
[%Mn] ＋ [%Ni]≧ 1.3 --- (3)
ただし、
Ti* ＝ [%Ti]− (48/32)・[%Ｓ] − (48/14)・[%Ｎ] --- (4)
Ａ1 ＝ 727＋14[%Si] −28.4[%Mn] −21.6[%Ni] --- (5)
Ａ3 ＝ 920＋ 612.8[%Ｃ]2− 507.7[%Ｃ] ＋ 9.8[%Si]3
− 9.5[%Si]2＋ 68.5[%Si]＋２[%Mn]2− 38[%Mn]
＋ 2.8[%Ni]2− 38.6[%Ni]＋102[%Ti]＋51.7[%Nb] --- (6)
また、[%Ｍ] はＭ元素の含有量（質量％）
【００１９】
５．上記４において、鋼素材が、さらに質量％で、
Mo：1.0 ％以下および
Cr：1.0 ％以下
のうちから選んだ一種または二種を含有する組成になることを特徴とする、超微細粒組織を有し伸びフランジ性に優れる溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法。
【００２０】
６．上記４または５において、鋼素材が、さらに質量％で、
Ca, REMおよびＢのうちから選んだ一種または二種以上を合計で 0.005％以下
含有する組成になることを特徴とする、超微細粒組織を有し伸びフランジ性に優れる溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法。
【００２１】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において鋼の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
Ｃ：0.03〜0.16％
Ｃは、安価な強化成分であるだけでなく、ベイナイト等の低温変態相を生成させる上でも有用な元素である。しかしながら、含有量が0.03％に満たないとその添加効果に乏しく、一方0.16％を超えて含有させると延性や溶接性が劣化するため、Ｃは0.03〜0.16％の範囲に限定した。
【００２２】
Si：2.0 ％以下
Siは、固溶強化成分として、強度−伸びバランスを改善しつつ強度を向上させるのに有効に寄与するが、過剰な添加は、延性や表面性状、溶接性を劣化させるので、Siは 2.0％以下で含有させるものとした。なお、好ましくは0.01〜0.6 ％の範囲である。
【００２３】
Mn：3.0 ％以下および／またはNi：3.0 ％以下
MnおよびNiはいずれも、オーステナイト安定化元素であり、Ａ1 ，Ａ3 変態点を低下させる作用を通じて結晶粒の微細化に寄与し、また第２相の形成を進展させる作用を通じて強度−延性バランスを高める作用を有する。しかしながら、多量の添加は鋼を硬質化し、却って強度−延性バランスを劣化させるので、いずれも 3.0％以下で含有させるものとした。
なお、Mnは、有害な固溶ＳをMnＳとして無害化する作用も併せて有するので、0.1 ％以上含有させることが好ましい。また、Niは0.01％以上含有させることが好ましい。
【００２４】
Ti：0.2 ％以下および／またはNb：0.2 ％以下
Ti, Nbを添加することによって、TiＣやNbＣ等が析出し、鋼板の再結晶温度が上昇する効果がある。そのためには、それぞれ0.01％以上含有させることが好ましい。そして、これらは各々単独で添加しても複合して添加してもよいが、いずれも 0.2％を超えて添加しても効果が飽和するだけでなく、析出物が多くなりすぎてフェライトの延性の低下を招くので、いずれも 0.2％以下で含有させるものとした。
【００２５】
Al：0.01〜0.1 ％
Alは、脱酸剤として作用し、鋼の清浄度に有効な元素であり、脱酸の工程で添加することが望ましい。ここに、Al量が0.01％に満たないとその添加効果に乏しく、一方 0.1％を超えると効果は飽和し、むしろ製造コストの上昇を招くので、Alは0.01〜0.1 ％の範囲に限定した。
【００２６】
Ｐ：0.1 ％以下
Ｐは、延性の大きな低下を招くことなく安価に高強度化を達成する上で有効な元素であるが、一方で多量の含有は加工性や靱性の低下を招くので、Ｐは 0.1％以下で含有させるものとした。なお、加工性や靱性に対する要求が厳しい場合には、Ｐは低減させることが好ましいので、この場合には0.02％以下とすることが望ましい。
【００２７】
Ｓ：0.02％以下
Ｓは、熱延時における熱間割れの原因になるだけでなく、鋼板中にMnＳ等の介在物として存在し延性や伸びフランジ性の劣化を招くので、極力低減することが望ましいが、0.02％までは許容できるので、本発明では0.02％以下とした。
【００２８】
Ｎ：0.005 ％以下
窒素は、時効劣化をもたらす他、降伏延びの発生を招くことから、0.005 ％以下に抑制するものとした。
【００２９】
以上、基本成分について説明したが、本発明ではその他にも、以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
Mo：1.0 ％以下およびCr：1.0 ％以下のうちから選んだ一種または二種
Mo，Crはいずれも、強化成分として、必要に応じて含有させることができるが、多量の添加はかえって強度−延性バランスを劣化させるので、それぞれ 1.0％以下で含有させることが望ましい。なお、上記の作用を十分に発揮させるには、Mo, Crはそれぞれ0.01％以上含有させることが好ましい。
【００３０】
Ca, REM およびＢのうちから選んだ一種または二種以上を合計で 0.005％以下
Ca, REM，Ｂはいずれも、硫化物の形態制御や粒界強度の上昇を通じて加工性を改善する効果を有しており、必要に応じて含有させることができる。しかしながら、過剰な含有は清浄度に悪影響を及ぼすおそれがあるため、合計で 0.005％以下とするのが望ましい。なお、上記した作用を十分に発揮させるにはCa, REM,Ｂのうちから選んだいずれか一種または二種以上を0.0005％以上含有させることが好ましい。
【００３１】
以上、適正な成分組成範囲について説明したが、本発明では各成分が上記の組成範囲を単に満足しているだけでは不十分で、Ｃ，Si, Mn, Ni, TiおよびNbについては、下記(1), (2), (3) 式をそれぞれ満足する範囲で含有させる必要がある。
記
637.5 ＋4930｛Ti* ＋ (48/93)・[%Nb] ｝≧Ａ1 --- (1)
Ａ3 ≦ 860 --- (2)
[%Mn] ＋ [%Ni]≧ 1.3 --- (3)
ただし、
Ti* ＝ [%Ti]− (48/32)・[%Ｓ] − (48/14)・[%Ｎ] --- (4)
Ａ1 ＝ 727＋14[%Si] −28.4[%Mn] −21.6[%Ni] --- (5)
Ａ3 ＝ 920＋ 612.8[%Ｃ]2− 507.7[%Ｃ] ＋ 9.8[%Si]3
− 9.5[%Si]2＋ 68.5[%Si]＋２[%Mn]2− 38[%Mn]
＋ 2.8[%Ni]2− 38.6[%Ni]＋102[%Ti]＋51.7[%Nb] --- (6)
また、[%Ｍ] はＭ元素の含有量（質量％）
【００３２】
なお、上記のＡ1 , Ａ3 はそれぞれ、鋼のＡc1変態点温度（℃）、Ａc3変態点温度（℃）の予測値であり、発明者らの詳細な基礎実験から導出された成分回帰式である。この予測値温度（℃）は、２℃/s以上、20℃/s以下の昇温速度で加熱する際に適用して特に好適である。
【００３３】
以下、上記の(1), (2), (3) 式の限定理由を順に説明する。
(1) 式は、Ti，Nbの添加量を規定する条件であり、以下の知見に基づく。
一般に、Ti，Nbを添加するとTiＣやNbＣ等が析出し、鋼板の再結晶温度が上昇する効果があることが知られている。そこで、Ti，Nb添加量と再結晶温度Ｔreの関係について詳細に調査したところ、Ti，Nbをある量以上添加すると、再結晶温度は上記(6) 式で算出されるＡ3 と等価になることが判明した。
【００３４】
図１に、Ａ1 ＝700 ℃、Ａ3 ＝855 ℃に調整した鋼組成において、Ti，Nb添加量を種々に変更した場合のTi，Nb添加量と再結晶温度Ｔreとの関係について調べた結果を示す。なお、ここで再結晶温度Ｔreは、加熱温度を種々に変化させて連続焼鈍を実験室的に行い、硬度を測定すると共に組織を観察することにより決定した。また、Ti添加量はTiＣを析出させる上での有効Ti量としてTi* を用い、Nb添加量はTiに換算するため 48/93・[%Nb] を用いて、Ti, Nb添加量と再結晶温度との関係について表わしている。
同図によれば、 637.5＋4930｛Ti* ＋ (48/93)・[%Nb] ｝が 700℃すなわちＡ1 以上になると、再結晶温度Ｔreは 855℃近傍すなわちＡ3 近傍に急上昇し飽和することが分かる。
【００３５】
次に、図２に、 637.5＋4930｛Ti* ＋ (48/93)・[%Nb] ｝≧Ａ1 の条件下において、Ａ3 （Ｃ，Si，Mn, Ni等を変化させることで変動）を種々に変化させた場合におけるＡ3 と再結晶温度Ｔreとの関係について調べた結果を示す。
同図に示したとおり、 637.5＋4930｛Ti* ＋ (48/93)・[%Nb] ｝≧Ａ1 の条件下では、再結晶温度ＴreはＡ3 と等価になっている。
【００３６】
この理由については、必ずしも明確ではないが、以下のように考えられる。
すなわち、Ti，Nbが添加され、それらの微細炭化物のピン止め力により再結晶温度が上昇し、Ａ1 未満のフェライト（α）域で再結晶できなくなった場合、未再結晶の加工αのまま（フェライト＋オーステナイト（γ））２相域温度になり、高転位密度部、不均一変形部などの優先核生成サイトにおいて、加工αからの再結晶α核生成とα→γ変態核生成の競合が生じる。この時、α→γ変態の駆動力の方が再結晶の駆動力よりも大きいため、再結晶α核生成より優先してγ核が次々と生成し、優先核生成サイトを占有すると考えられる。
このα→γ変態での原子再配列により歪み（転位）は消費され、転位密度の低い加工αのみ残留し、加工αの再結晶はますます困難となる。温度が上昇し、Ａ3 を超え、γ単相域になって初めて歪みが完全に解消され、見かけ上再結晶が完了する。これが、再結晶温度がＡ3 に一致し、飽和する機構と考えられる。
なお、この際のα→γ変態は、加工α（優先核生成サイトが多い）から核生成することになるので、再結晶が完了した高温でのγ粒は微細化する。従って、焼鈍中の高温γ粒微細化のために再結晶温度をＡ3 に調整することは極めて有効であるので、本発明では式(1) を満足するTi, Nbを添加することにしたのである。
【００３７】
次に、 (2)式は、Ａ3 を規定する条件である。
上述したとおり、 (1)式を満足する場合には、Ａ3 は実質的に再結晶温度になるため、Ａ3 以上の温度で再結晶焼鈍を行う必要がある。ここに、Ａ3 が 860℃を超えた場合、再結晶焼鈍温度をより高温で施す必要が生じ、γ粒成長が激しく、結果として平均結晶粒径：3.5 μm 以下の微細粒は得られなかった。よって、Ａ3 ≦860 ℃を満足させる必要がある。なお、好ましくはＡ3 ≦ 830℃である。
【００３８】
次に、 (3)式は、MnやNiすなわちオーステナイト安定化元素の添加量を規定する条件である。
オーステナイト安定化元素の増大により、CCT 図におけるフェライトスタート線が低温側にシフトすることにより、焼鈍後の冷却過程におけるγ→α変態時の変態過冷度が増大してαが微細核生成することにより、α結晶粒が微細化する。ここに、平均結晶粒径：3.5 μm 以下の微細粒を得るためには、上掲した(1), (2)式に加えて [%Mn]＋[%Ni] ≧ 1.3（％）とする必要があった。
なお、 [%Mn]＋[%Ni] ≧ 1.3（％）さえ満足していれば、MnやNiは単独添加でも複合添加でもどちらでも良い。より好ましくは [%Mn]＋[%Ni] ≧ 2.0（％）の範囲である。
【００３９】
次に、鋼組織について説明する。
本発明では、鋼組織は、フェライト相の組織分率を体積率で65％以上にすると共に、フェライトの平均結晶粒径を 3.5μm 以下とする。
というのは、本発明で所期した強度、延性、靱性および強度−伸びバランスに優れた冷延鋼板とするには、微細フェライトを主体とする鋼組織とする必要があり、特に平均結晶粒径が 3.5μm 以下の微細フェライト相の組織分率を65 vol％以上とすることが重要だからである。より好ましくは75 vol％以上である。
ここに、フェライトの平均結晶粒径が 3.5μm を超えると強度−伸びバランスが劣化すると共に、靱性が低下し、また軟質なフェライトの組織分率が65 vol％に満たないと延性が著しく低下し、加工性に乏しくなる。
【００４０】
また、フェライト以外の第２相組織は、ベイナイト相および／または焼戻しマルテンサイト相とする必要がある。
フェライト以外の第２相組織としては、マルテンサイト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、パーライトおよび残留オーステナイトなどが取り得る。かような第２相と母相フェライトとの硬度差が大きいと加工時にボイドの生成サイトになり易いため、伸びフランジ性を良好とするためには、第２相としては、母相フェライトとの硬度差が小さいベイナイト相および／または焼戻しマルテンサイト相とすることが好ましい。
これらベイナイト相および／または焼戻しマルテンサイト相の合計の割合は、組織全体に対する分率で３ vol％以上、35 vol％以下程度とすることが好ましい。
【００４１】
なお、フェライト相やベイナイト相、焼戻しマルテンサイト相以外の相であるマルテンサイト相や残留オーステナイト相、パーライト相等が多量に存在すると、フェライト相との硬度差が大きくなったり、あるいはその相自体が脆弱で伸びフランジ性に悪影響を及ぼしたりして、良好な伸びフランジ性を得ることができなくなるおそれが生じるが、これらの相が体積分率で３％未満であれば、許容できる。
従って、フェライト相、ベイナイト相および焼戻しマルテンサイト相以外の相の割合は、組織全体に対する分率で３ vol％未満に限定した。
【００４２】
次に、製造条件について説明する。
上記の好適成分組成に調整した鋼を、転炉などで溶製し、連続鋳造法等でスラブとする。この鋼素材を、高温状態のまま、あるいは一旦冷却したのち、1200℃以上に加熱してから、熱間圧延を施し、ついで冷間圧延後、温度Ａ3 （℃）以上、（Ａ3 ＋30）（℃）以下で再結晶焼鈍を施し、その後少なくとも 600℃まで５℃/s以上の速度で冷却する。
【００４３】
上記の工程において、スラブの加熱温度が1200℃未満では、TiＣなどが十分に固溶せずに粗大化し、後の再結晶焼鈍工程での再結晶温度上昇効果および結晶粒成長抑止効果が不十分となるため、スラブの加熱温度は1200℃以上とする必要がある。
また、本発明において、熱間仕上げ圧延出側温度は特に限定されるものではないが、Ａr3変態点未満では、圧延中にαとγが生じて、鋼板にバンド状組織が生成し易くなり、かかるバンド状組織は冷間圧延後や焼鈍後にも残留し、材料特性に異方性を生じさせる原因となる場合があるので、仕上げ圧延終了温度はＡr3変態点以上とすることが好ましい。
【００４４】
熱延終了後の巻取り温度も特に限定されるものではないが、500 ℃未満または650 ℃超えでは、窒素による時効劣化を抑制するためのAlＮの析出が不十分であり、材料特性が劣ることとなる。また、鋼板の組織を均一化し、その結晶粒径をなるべく微細で均一化するためにも、コイルの巻取り温度は 500℃以上、 650℃以下とすることが好ましい。
【００４５】
ついで、好ましくは熱延鋼板表面の酸化スケールを酸洗により除去したのち、冷間圧延に供して、所定の板厚の冷延鋼板とする。ここに、酸洗条件や冷間圧延条件は特に制限されるものでなく、常法に従えばよい。
なお、冷間圧延時の圧下率は、再結晶焼鈍時の核生成サイトを増やし、結晶粒の微細化を促すという観点から40％以上とすることが望ましく、一方圧下率を上げすぎると鋼板の加工硬化によって操業が困難となるので、圧下率の上限は90％以下程度とするのが好ましい。
【００４６】
ついで、得られた冷延鋼板を、前掲(6) 式に示した温度Ａ3(℃）以上、（Ａ3＋30）（℃）以下に加熱して、再結晶焼鈍を施す。
前述のように成分調整した本発明の鋼素材では、Ａ3 が再結晶温度と等価となっているので、Ａ3 未満の温度では再結晶が不十分となる。一方、（Ａ3 ＋30）（℃）を超える温度では、焼鈍中のγ粒の成長が激しく、微細化に不適切である。この再結晶焼鈍は、連続焼鈍ラインで行うことが好ましく、連続焼鈍する場合の焼鈍時間は再結晶が生じる10秒から 120秒程度とすることが好ましい。というのは、10秒より短時間では再結晶が不十分であり、圧延方向に伸展したままの加工組織、再結晶していない回復組織が残存するために、十分な延性が確保できない場合があり、一方 120秒より長時間ではγ結晶粒の粗大化を招いて、所望の強度を得ることができないことがあるからである。
【００４７】
引き続き、焼鈍温度から少なくとも 600℃まで、冷却速度：５℃/s以上の条件で冷却する。なお、ここで冷却速度は、焼鈍温度から 600℃までの平均冷却速度である。ここに、上記冷却速度が５℃/s未満では、冷却中におけるγ→α変態時の過冷度が小さく、結晶粒径が粗大化する。よって、焼鈍温度から 600℃までの冷却速度は５℃/s以上とする必要がある。
また、上記の制御冷却処理の終点温度を 600℃としたのは、結晶粒の微細化にはγ→α変態が開始する 600℃までが強く影響するからである。
上記までの製造工程により、フェライト平均粒径が 3.5μm 以下の超微細組織を得ることができる。
【００４８】
ついで、上記の再結晶焼鈍後、酸洗を行い、めっき性に悪影響を及ぼす表面酸化物を除去する。すなわち、再結晶焼鈍中に鋼板表面にＰやSi，Mn，Crなどが酸化物として濃化した表面濃化層を除去する。なお、このような除去すべき表面濃化層は、軽酸洗によって除去可能であるので、従来から行われている連続溶融亜鉛めっき前の軽酸洗で十分である。
【００４９】
ついで、Ａ1 （℃）以下、500 ℃以上の温度範囲にて10〜120 秒間の熱処理を行ったのち、溶融亜鉛めっき開始温度まで好ましくは５〜30℃/sの速度で冷却する。
先にも述べたように、伸びフランジ性の確保のためには、均質な単相組織としても良いが、第２相が存在する場合には、加工中の母相−第２相界面でのボイドの発生を抑制するために、母相フェライトとの硬度差を小さくすることが好ましい。このめっき前の熱処理の温度がＡ1 （℃）よりも高い場合、再び（α＋γ）２相域加熱となるため、加熱中にＣやMn，Mo，Niなどの置換型の合金元素が変態により生成するオーステナイト相中へ濃化し、２相分離して安定化し、引き続く冷却工程で硬質なマルテンサイトあるいは残留オーステナイトになり易いため、伸びフランジ性が劣化する。一方、熱処理温度が 500℃未満では、鋼板表面が活性化しないため、以降の溶融亜鉛めっき工程でめっきむらや不めっきの発生を余儀なくされる。
よって、めっき前の熱処理温度はＡ1 （℃）以下、500 ℃以上の範囲に限定した。この温度範囲であれば、先の再結晶焼鈍の際に第２相として伸びフランジ性に有害なマルテンサイトが発生した場合であっても、いわゆる焼戻しによるマルテンサイトの軟質化（第２相の焼戻しマルテンサイト化）効果が作用し、伸びフランジ性の確保に有効である。
なお、これらの効果を発揮するためには、めっき前熱処理時間は10秒以上とすることが好ましく、一方粒成長抑制および生産効率の観点から、その上限は120秒以下とすることが好ましい。
【００５０】
さらに、上記しためっき前熱処理時後の冷却速度は、結晶粒成長を抑制するためには、５℃/s以上（30℃/s以下）程度とすることが好ましい。
なお、上記の熱処理は連続溶融亜鉛めっきラインで行うことが望ましい。
【００５１】
上記しためっき前熱処理に引き続き、溶融亜鉛めっき、あるいはさらに合金化処理を施すことにより、フェライトを主相とし、かつフェライト粒径が 3.5μm以下の組織を有する高張力溶融亜鉛めっき冷延鋼板を得ることができる。
【００５２】
ここに、本発明における溶融亜鉛めっき処理あるいは合金化処理は、通常の溶融亜鉛めっきラインで行われる条件と同様の条件で行えばよい。例えば、 450〜550 ℃の温度範囲で溶融亜鉛めっきを施して鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成すればよい。また、本発明では、溶融亜鉛めっき処理工程後、溶融亜鉛めっき層を合金化する合金化処理工程を施すことができる。この合金化処理時の温度は、470 〜600 ℃の範囲とするのが好ましい。というのは、合金化処理温度が 470℃未満では合金化の進行が遅すぎて生産性の低下を招き、一方 600℃を超えるとめっき層の合金化が進行しすぎて合金化溶融亜鉛めっき層が脆化するからである。
【００５３】
【実施例】
表１に示す成分組成になるスラブを、表２に示す条件でスラブ加熱後、常法に従い熱間圧延して4.0mm 厚の熱延板とした。この時巻き取り温度は 600℃とした。この熱延板を、酸洗後、冷間圧延（圧下率：60％）して、1.6mm 厚の冷延板としたのち、連続焼鈍ラインにて同じく表２に示す条件下で焼鈍を行い、ついで連続溶融亜鉛めっきラインにて、熱処理に引き続き、めっき処理さらには合金化処理を施して、製品板とした。この時、冷延板焼鈍時の昇温速度は５〜10℃/sとした。また、溶融亜鉛めっき処理における浴温は 465℃、その後合金化処理を施した場合の合金化温度は 520℃とした。なお、No.16 は溶融亜鉛めっきのみとし合金化処理は施さなかった。
かくして得られた製品板の組織、引張特性および伸びフランジ性について調査した結果を表３に示す。
【００５４】
なお、組織は、鋼板の圧延方向断面について、光学顕微鏡あるいは電子顕微鏡を用いて観察し、フェライトの平均結晶粒径を求めると共に、各組識の面積率を求めてこれを体積率とした。ここで、フェライトの平均結晶粒径はJIS G 0552に規定される切断法に準拠して求めた。
引張特性（引張強さTS、伸びEL）は、鋼板の圧延方向から採収したJIS ５号試験片を用いた引張試験により測定した。
さらに、伸びフランジ性は、下記の穴拡げ試験により評価した。すなわち、日本鉄鋼連盟規格JFST1001に準じて採取した試験片に、10mmφ（Ｄ0 ）の打ち抜き穴を加工したのち、頂角：60°の円錐ポンチで押し広げる加工を施し、割れが板厚を貫通した直後の穴径Ｄ(mm)を求め、次式
λ＝｛（Ｄ−Ｄ0)／Ｄ0 ｝×100 ％
で得られる穴拡げ率λで評価した。
【００５５】
【表１】
【表２】
【表３】
表３に示したとおり、発明例はいずれも、主相すなわち65％以上の分率を占めるフェライトの平均粒径が 3.1μm 以下と微細であり、特にNi，Mn量を増量し、Ａ3 を低下させたＧ鋼を用いたNo.13 は、平均結晶粒径が 0.9μm と超微細粒となっている。また、発明例はいずれも、TS×ELが 17000 MPa・％以上と強度−延性バランスに優れ、さらに伸びバランス性については、引張強度が 590〜780MPa級でTS×λが 60000 MPa・％以上、980 MPa 級でも 50000 MPa・％以上と、良好な伸びフランジ性を有していることが分かる。
【００５９】
これに対し、No.1は、めっき前熱処理時の温度が高く、２相域温度となったために、第２相としてマルテンサイが生成し，TS×λ値が劣った。
No.4は、めっき前熱処理時の温度が低く、第２相としてマルテンサイトが残留し、TS×λ値が劣ると共に、不めっきも発生した。
No.8は、スラブの加熱温度が低かったため、TiＣが粗大化し、再結晶温度上昇効果が抑制されて鋼板の結晶粒径微細化効果が得られず、結晶粒径が大きくなった。また、TS×EL、TS×λ値も小さくなっている。
No.9は、再結晶焼鈍温度が本発明の適正上限温度（ 846℃）を大きく超えたため、結晶粒成長が激しく、TS×EL、TS×λ値が劣っている。
No.10 は、焼鈍温度が本発明の下限（816 ℃）に満たなかったため、再結晶が完了せず、加工組織が残留したため、TS×EL値が極めて劣っている。
No.11 は、再結晶焼鈍後の冷却速度が小さかったために、結晶粒が粗大化して強度が低下し、TS×EL値の低下を招いた。
No.20 は、ＴX がＡ1 未満であるため、再結晶焼鈍によるγ粒微細化効果が得られず、粗大粒となったため、十分な強度が得られなかった。
No.21 は、Ａ3 が 860℃を超えていることから、高温焼鈍が必要となり、その結果結晶粒が成長して、TS×EL、TS×λ値の低下を招いた。
No.22 は、（Ni＋Mn）量が少ないために、焼鈍後冷却過程でのγ−α変態時の過冷度が小さく、αが微細核生成することができなかったため、結晶粒が粗大化した。
【００６０】
【発明の効果】
かくして、本発明によれば、超微細粒組織を有し、機械的特性なかでも強度−延性バランスおよび曲げフランジ性に優れた高張力溶融亜鉛めっき冷延鋼板を、製造設備の大幅な改造を伴うことなしに安定して製造することができ、産業上極めて有用である。
【図面の簡単な説明】
【図１】 Ａ1 ＝700 ℃、Ａ3 ＝855 ℃に調整した鋼組成において、Ti，Nb添加量を種々に変更した場合のTi，Nb添加量と再結晶温度との関係を示した図である。
【図２】 637.5＋4930｛Ti* ＋ (48/93)・[%Nb] ｝≧Ａ1 の条件下において、Ａ3 を種々に変化させた場合におけるＡ3 と再結晶温度Ｔreとの関係を示した図である。
Claims (6)
- 質量％で、
Ｃ：0.03〜0.16％、
Si：2.0 ％以下、
Mn：3.0 ％以下および／またはNi：3.0 ％以下、
Ti：0.2 ％以下および／またはNb：0.2 ％以下、
Al：0.01〜0.1 ％、
Ｐ：0.1 ％以下、
Ｓ：0.02％以下および
Ｎ：0.005 ％以下
で、かつＣ，Si, Mn, Ni, TiおよびNbが下記(1), (2), (3) 式をそれぞれ満足する範囲において含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、フェライト相の分率が65 vol％以上で、かつフェライトの平均結晶粒径が 3.5μm 以下であり、フェライト相以外の残部組織について、ベイナイト相および／または焼戻しマルテンサイト相以外の組織分率を組織全体に対する割合で３ vol％未満に制限し、さらに表面に溶融亜鉛めっき層をそなえることを特徴とする、超微細粒組織を有し伸びフランジ性に優れる溶融亜鉛めっき冷延鋼板。
記
637.5 ＋4930｛Ti* ＋ (48/93)・[%Nb] ｝≧Ａ1 --- (1)
Ａ3 ≦ 860 --- (2)
[%Mn] ＋ [%Ni]≧ 1.3 --- (3)
ただし、
Ti* ＝ [%Ti]− (48/32)・[%Ｓ] − (48/14)・[%Ｎ] --- (4)
Ａ1 ＝ 727＋14[%Si] −28.4[%Mn] −21.6[%Ni] --- (5)
Ａ3 ＝ 920＋ 612.8[%Ｃ]2− 507.7[%Ｃ] ＋ 9.8[%Si]3
− 9.5[%Si]2＋ 68.5[%Si]＋２[%Mn]2− 38[%Mn]
＋ 2.8[%Ni]2− 38.6[%Ni]＋102[%Ti]＋51.7[%Nb] --- (6)
また、[%Ｍ] はＭ元素の含有量（質量％） - 請求項１において、冷延鋼板が、さらに質量％で、
Mo：1.0 ％以下および
Cr：1.0 ％以下
のうちから選んだ一種または二種を含有する組成になることを特徴とする、超微細粒組織を有し伸びフランジ性に優れる溶融亜鉛めっき冷延鋼板。 - 請求項１または２において、冷延鋼板が、さらに質量％で、
Ca, REMおよびＢのうちから選んだ一種または二種以上を合計で 0.005％以下
含有する組成になることを特徴とする、超微細粒組織を有し伸びフランジ性に優れる溶融亜鉛めっき冷延鋼板。 - 質量％で、
Ｃ：0.03〜0.16％、
Si：2.0 ％以下、
Mn：3.0 ％以下および／またはNi：3.0 ％以下、
Ti：0.2 ％以下および／またはNb：0.2 ％以下、
Al：0.01〜0.1 ％、
Ｐ：0.1 ％以下、
Ｓ：0.02％以下および
Ｎ：0.005 ％以下
で、かつＣ，Si, Mn, Ni, TiおよびNbが下記(1), (2), (3) 式をそれぞれ満足する範囲において含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼素材を、1200℃以上に加熱したのち、熱間圧延し、ついで冷間圧延後、下記(6) 式で求められる温度Ａ3 （℃) 以上、（Ａ3 ＋30）（℃）以下で再結晶焼鈍を施し、その後 600℃まで５℃/s以上の速度で冷却し、ついで酸洗後、下記(5) 式で求められるＡ1 （℃）以下、500 ℃以上の温度範囲で熱処理を行い、ついで溶融亜鉛めっき処理、またさらには合金化処理を施すことを特徴とする、超微細粒組織を有し伸びフランジ性に優れる溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法。
記
637.5 ＋4930｛Ti* ＋ (48/93)・[%Nb] ｝≧Ａ1 --- (1)
Ａ3 ≦ 860 --- (2)
[%Mn] ＋ [%Ni]≧ 1.3 --- (3)
ただし、
Ti* ＝ [%Ti]− (48/32)・[%Ｓ] − (48/14)・[%Ｎ] --- (4)
Ａ1 ＝ 727＋14[%Si] −28.4[%Mn] −21.6[%Ni] --- (5)
Ａ3 ＝ 920＋ 612.8[%Ｃ]2− 507.7[%Ｃ] ＋ 9.8[%Si]3
− 9.5[%Si]2＋ 68.5[%Si]＋２[%Mn]2− 38[%Mn]
＋ 2.8[%Ni]2− 38.6[%Ni]＋102[%Ti]＋51.7[%Nb] --- (6)
また、[%Ｍ] はＭ元素の含有量（質量％） - 請求項４において、鋼素材が、さらに質量％で、
Mo：1.0 ％以下および
Cr：1.0 ％以下
のうちから選んだ一種または二種を含有する組成になることを特徴とする、超微細粒組織を有し伸びフランジ性に優れる溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法。 - 請求項４または５において、鋼素材が、さらに質量％で、
Ca, REMおよびＢのうちから選んだ一種または二種以上を合計で 0.005％以下
含有する組成になることを特徴とする、超微細粒組織を有し伸びフランジ性に優れる溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法。
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