JP4528135B2 - 穴拡げ性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、建材、家電製品、自動車などに適する穴拡げ性および延性に優れ、引張強度が８５０MPa以上の高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。

近年、特に自動車車体において燃費向上や耐久性向上の観点を目的とした加工性の良い高強度鋼板の需要が高まっている。加えて、衝突安全性やキャビンスペースの拡大のニーズからこれら部材用鋼板の高強度化が望まれている。実際、自動車の衝突安全に関しては規制がＮ−ＣＡＰに代表される如く年々厳しくなっている。この様な背景から、これまで７８０MPa級の高強度鋼板を使用する動きが活発であった。しかし更なる規制の厳化に耐え得るには高強度引張り強度にして９８０MPa級クラスの鋼板が、一部レインフォースなどの部材には必要と考えられる。

このような高強度材を用いて部材を組みあげる時には延性、曲げ性、穴拡げ性および耐食性などが、大きな問題となるため、これらに対する対策が必要となる。

穴拡げ性と延性とは相反する特性であるものの個々の特性向上については、以下のような対策が各々講じられている。

たとえば、穴拡げ性については、非特許文献１にあるように、主相をベイナイトととして穴拡げ性を向上させ、さらには張り出し性形成性についても、第２相に残留オーステナイトを生成させることで現行の残留オーステナイト鋼並の張り出し性を示すことが開示されている。さらには、Ｍｓ温度以下でオーステンパ処理をすることで面積率２〜３％の残留オーステナイトを生成させると、引張り強度×穴拡率が最大となることも示されている。しかし、これらは現状の連続亜鉛めっき工程を考慮したものではなく、めっきによる耐食性向上について考慮に欠ける。

また、高強度亜鉛めっき鋼板の穴拡げ性向上については、特許文献１にあるように鋼板のミクロ組織をベイナイトまたは低炭素マルテンサイトの占積率を連続めっき工程の中で高める事で高い穴拡げ率を達成させている。しかしながら、延性に関しては鋼板のミクロ組織をベイナイトまたは低炭素マルテンサイトの占積率を高めることは極めて悪影響である。実際、この発明中では８００MPaを超える引張り強度レベルで８０％を超える優れた穴拡げ率を達成しているものの延性確保についての考慮は一切ない。また高強度高延性めっき鋼板に関しては、特許文献２にあるように主に残留オーステナイトを連続めっき工程中にいかにして確保させて延性向上を図るのかに主眼が置かれている。また、残留オーステナイトでなくマルテンサイトも第２相として許容している。しかし、強度レベルが高々７８０MPaレベルである事や主相をフェライトとしていることなどから本発明の目的とする８５０MPa以上での高強度材については考慮されていない。

特開２００３−１９３１９０号公報 特開２００３−１０５４９２号公報 ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ ｖｏｌ．１３ （２０００） ｐ．３９５

本発明は、上記課題を解決し、引張り強度が８５０MPa以上で主には９８０MPa級以上の高強度鋼板の穴拡げ性および延性を同時に改善した高強度鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、種々検討を行った結果、引張り強度を８５０MPa以上で主には９８０MPa級以上の領域で穴拡げ性および延性を同時に改善する手法として、鋼板成分およびミクロ組織構成を規定することで、８５０MPa以上の高強度を保ちつつ穴拡げ性および延性を確保できることを見出した。

本発明は、上記知見に基づいて完成されたもので、その要旨とするところは以下の通り
である。
（１） 質量％で、
Ｃ ：０．００１〜０．３％、
Ｓｉ：０．００１〜０．１％、
Ｍｎ：０．０１〜３％、
Ａｌ：０．００１〜４．０％、
Ｍｏ：０．００１〜１．０％、
Ｐ ：０．０００１〜０．３％、
Ｓ ：０．０００１〜０．１％、
Ｂ ：０．０００１〜０．００５０％、
Ｎ ：０．０００１〜０．００７０％
を含有し、かつ、次式を満たし、
Ｂ／１１＋（Ａｌ／２７−Ｏ／１６）−Ｎ／１４＞０
（ただし、Ｂ、Ａｌ、Ｏ、Ｎは、質量％で表される各元素の含有量であり、Ｏは、０．００４７％以下である。）
残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなり、鋼のミクロ組織の占積率が、体積分率でフェライト相を２０％以上、ベイナイト相を１０％以上、マルテンサイト相を５％以上、残留オーステナイト相を５％以下から構成され、引張り強度が８５０MPa以上であることを特徴とするとする穴拡げ性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
（２）鋼のミクロ組織において、フェライト相の平均粒径が３０μｍ以下であることを特徴とする（１）に記載の穴拡げ性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
（３）鋼が、さらに質量％で、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａの１種または２種以上を合計で０．００１〜０．５０％含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の穴拡げ性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
（４）鋼が、さらに質量％で、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｗの１種または２種以上を合計で０．００１〜５％含有することを特徴とする（１）〜（３）の何れか１項に記載の穴拡げ性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
（５）鋼が、さらに質量％で、Ｙ、Ｒｅｍ、Ｃａ、Ｍｇの１種又は２種以上を０．０００１〜０．５％含有することを特徴とする（１）〜（４）のいずれか１項に記載の穴拡げ性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
（６）鋼板表面のめっき層中に、質量％でＦｅ：５〜２０％を含有することを特徴とする（１）〜（５）のいずれか１項に記載の穴拡げ性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
（７）鋼板表面のめっき層中に、質量％でＦｅ：５％未満を含有することを特徴とする（１）〜（５）のいずれか１項に記載の穴拡げ性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
（８）（１）〜（７）のいずれか１項に記載の高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法であって、（１）、（３）〜（５）の何れか１項に記載の鋼板の成分からなる鋳造スラブを鋳造ままもしくは一旦冷却した後に１１５０〜１２５０℃に再度加熱し、８００〜９５０℃で熱延を終了させた後平均冷速で５〜２００℃／ｓにて５５０℃以下に冷却して、５５０℃以下で巻取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、その後、Ａｃ1 （℃）以上Ａｃ3 ＋５０（℃）以下の温度域で１０秒〜３０分焼鈍した後に、平均０．１〜１００℃／秒の冷却速度でめっき浴温度−５０℃〜めっき浴温度＋５０（℃）にまで冷却した後めっき浴に浸漬し、浸漬時間を含めて、めっき浴温度−５０℃〜めっき浴温度＋５０（℃）の温度域に２〜２００秒保持した後、室温まで冷却することを特徴とする穴拡げ性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（９）（８）に記載の高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法であって、めっき浴浸漬および保持処理後に、合金化処理を４００〜５５０℃の温度域で行い、室温まで冷却することを特徴とする加工性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板はめっき、穴拡げおよび延性が共に良好であり、自動車骨格やその補強部材を初めとして建材、家電製品等の用途に極めて有効である。

以下、本発明を詳細に説明する。

発明者らは、各合金元素を添加した鋼塊を溶製し、鋳造まま又は一旦冷却した後に再度加熱し、熱延後巻取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、その後焼鈍し、冷延焼鈍板を作成した。

その鋼板について、ミクロ組織観察、鉄鋼連盟規定の穴拡げ試験、ＪＩＳに準拠した引張り試験を行い、各特性を比較評価した。

その結果、最終的に得られるミクロ組織制御により８５０MPa以上の引張り強度を得、穴拡げ性および延性に優れた高強度鋼板が製造可能なことを見出した。

鋼板の好ましいミクロ組織について述べる。

穴拡げ性を十分に確保するためには一般的には主組織をベイナイト相（ベイナイトともいう）またはベイニティックフェライトとするのが有効である。しかし、この様な硬質相を増やすと延性が劣化してしまう。一方、比較的軟質のフェライト相（フェライトともいう）を増やすと延性は向上する傾向にあるものの強度確保や穴拡げ性確保には適さない。したがって、これらの各ミクロ組織を現状の連続めっき工程で上手くバランスさせる事が強度−穴拡げ性−延性を十分なレベルに確保するには重要である。

すなわち、各ミクロ組織の占積率を、体積分率で軟質のフェライト相を２０％以上、ベイナイト相を１０％以上、マルテンサイト相（マルテンサイトともいう）を５％以上、残留オーステナイト相（残留オーステナイトともいう）を５％以下とする事で、良好な材質が得られる。フェライトとマルテンサイトのバランスで強度−延性を、ベイナイトとマルテンサイトのバランスで強度−穴拡げ性を確保するものである。ここで、残留オーステナイトは延性確保には効力があるが、穴拡げ向上には効果が小さく、むしろ劣化させる傾向にある事から、３％未満である事が望ましい。０％であることが最も好ましい。例えば、引張強度で９８０〜１１８０MPa級の強度を確保しつつ、良好な穴拡げ−延性バランスを得るためには、フェライトを２０〜７０％、ベイナイトを２０〜６０％、マルテンサイトを５〜２０％、残留オーステナイトを３％未満とすることが望ましい。

さらに、主相である軟質のフェライトの体積分率が比較的高いことは延性向上に、細粒である事は強度−穴拡げ性バランス向上に有効である。このため、フェライトの平均粒径の上限を３０μｍとした。

また、上記の他にミクロ組織の残部組織として、炭化物、窒化物、硫化物、酸化物などの１又は２種以上を体積分率で１％以下含有する場合も本発明に含まれる。なお、上記ミクロ組織の各相、フェライト、ベイナイト、オーステナイト、マルテンサイト、界面酸化相および残部組織の同定、存在位置の観察および占積率の測定は、ナイタール試薬および特開昭５９−２１９４７３号公報に開示された試薬により鋼板圧延方向断面または圧延直角方向断面を腐食して５００倍〜１０００倍の光学顕微鏡観察および１０００〜１０００００倍の電子顕微鏡（走査型および透過型）により定量化が可能である。各２０視野以上の観察を行い、ポイントカウント法や画像解析により各組織の占積率および主相の平均粒径を求めることができる。また、フォーマスタなどによる膨張・収縮曲線から各相変態挙動調査から各ミクロ組織の占積率を求める事も出来る。

なお、ミクロ組織の各相の合計は１００％となるが、炭化物、酸化物、硫化物等の光学顕微鏡や膨張曲線では観察・同定ができない相については主相の面積率に含めている。

次に、本発明における鋼板成分の好適な範囲の限定理由について述べる。

Ｃは、良好な材質バランスを確保するために重要な添加元素である。フェライト、ベイナイトおよびマルテンサイトの分率制御に最も重要な添加元素である。強度確保のために０．００１％以上の添加とし、９８０MPa以上を狙う場合には０．１％以上の添加が望ましい。一方、添加量が増加すると穴拡げ性の劣化を招くため０．３％以下とした。９８０〜１１８０MPa級の強度レベルでの穴拡げ性および延性の良好なバランスを得るためには０．０５〜０．１５％以下が望ましい。

また、Ｃは、強度および延性確保の点からは、下限を０．０３質量％以上とし、穴拡げ性を保持可能な上限として０．２０％とすることが好ましい。

Ｓｉは、めっき性を劣化させるため低い事が望ましいため０．１％以下とした。しかしながら、精錬能力や原料組成などを考慮すると、０．００１％未満にすることは大幅なコストアップにつながる懸念があることから０．００１％を下限とした。また、めっき性確保の観点からは０．１％以下とすることが望ましい。

Ｍｎは、高強度化の目的で添加する。また、強度低下と材質劣化の１つの原因である炭化物析出やパーライト生成を抑制する目的で添加する。これらのことから、０．０１質量％以上とした。一方では、穴拡げ性向上に寄与するベイナイト変態を遅滞させることから３質量％を上限とした。好ましくは、１．５〜３．０％とすることにより良好な強度−穴広げ性のバランスが得られる。

Ａｌは、脱酸元素に加えて、フェライトおよびベイナイトの制御の目的で添加する。フェライト促進による延性向上やベイナイト促進による穴拡げ性の向上に効果的である。このため、０．００１質量％以上の添加とした。一方過剰添加はフェライトの過剰促進に伴うベイナイト分率の低下やマルテンサイトの過剰化を招き、穴拡げ性劣化を伴うだけでなく溶接性も損なうため４％を上限とした。また、特に９８０〜１１８０MPa級の強度レベルにおいて延性・穴拡げ性の良好なバランスを得るためには０．２０％以上１．５％以下の添加が望ましい。

また、特に良好な穴広げ−延性バランスを得るためには０．４％以上０．９％以下の範囲が望ましい。

Ｍｏは、強度延性バランスを劣化させる炭化物やパーライトの生成を抑制する目的で添加する元素で、０．００１％以上とした。また、過剰添加は、フェライトやベイナイト生成を遅延させて延性劣化を招くことから、上限を１．０％とした。特に、連続めっき工程での穏冷プロセス（焼鈍後の平均冷速が１０℃／ｓ以下）や合金化温度の高温化（５２０℃以上）においてもパーライトや炭化物析出を極力抑制するためには０．０５％以上の添加が望ましく、特に９８０〜１１８０MPa級の強度レベルにおいて延性・穴拡げ性の良好なバランスを得るためには０．３０％以下の添加が望ましい。

また、特に良好な穴広げ−延性バランスを得るためには０．１％以上０．３％以下の範囲が望ましい。
Ｐは強化元素であり極低化は経済的にも不利であることから０．０００１質量％を下限とした。また、多量添加では、溶接性や鋳造時や熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため、０．３％を上限とした。

また、低Ｐ化は穴拡げ性を向上させるが、極低化は経済的にも不利であることから０．００１０質量％を下限とすることが好ましい。また、多量添加では、溶接性や鋳造時や熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため、０．１％を上限とすることが好ましい。好ましくは、０．０３％以下が望ましい。

Ｓは、極低化は経済的に不利であることから、０．０００１質量％を下限とし、また、０．１質量％を上限としたのは、これを超える量の添加では、溶接性や鋳造時や熱延時の製造性に悪影響を及ぼすためである。

また、低Ｓ化は穴拡げ性向上に有効である。一方、極低化は経済的に不利であることから、０．００１０質量％を下限とし、また、０．０５質量％を上限とすることが好ましいのは、これを超える量の添加では、溶接性や鋳造時や熱延時の製造性に悪影響を及ぼすためである。

Ｂもまた、穴拡げ性および延性のバランスを良好に保つ上で必要添加元素である。Ｂは、０．０００１質量％以上の添加で粒界の強化や鋼材の高強度化、穴拡げ性および延性のバランスを良好に有効ではある。しかし、その添加量が０．００５０質量％を超えるとその効果が飽和するばかりでなく、加工性が低下するため、これを上限とした。

また、Ｂは、熱延板組織の微細均一化を促し、結果として焼鈍後の穴広げの向上に有効な元素である。このため、０．０００１％以上の添加とした。また、この効果は、Ｔｉとの複合添加時に特に効果的である。一方、過剰添加は延性劣化を招くことから上限を０．００５０％とした。また、特に良好な穴広げ−延性バランスを得るためには０．０００３％以上０．００２０％以下の範囲が望ましい。

ＮはＢの添加効果を発揮させる上で好ましい元素ではない。したがって、０．００７０％以下の添加とし、極低化は経済的に不利であることから、０．０００１質量％を下限とした。

Ｂ、ＡＬ、ＯおよびＮの関係：上述の様にＢ添加は本発明の重要な項目であり、この効果を十分発揮させるためには、ＢをＮとなるべく結合させない事が効果的である。したがって、Ｂよりも強い窒化物生成元素としてＯと結合していないＡＬ量およびＢ添加量との和がＮ量よりも大きいことがＢの効果を発揮させ材質バランス向上を図るためには重要であることからＢ／１１＋（Ａｌ／２７−Ｏ／１６）−Ｎ／１４＞０である事が望ましく、さらに、同式が０．０２以上の値であるとより良好な穴拡げ−延性バランスが得られる。
ただし、上記式において、Ｂ、Ａｌ、Ｏ、Ｎは、質量％で表される各元素の含有量であり、Ｏは、実施例の記載に基づいて０．００４７％以下とする。

さらに、本発明が対象とする鋼は、強度のさらなる向上や組織の微細化を目的として強炭化物形成元素であるＮｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａの１種または２種を含有できる。これらの元素は、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成して、鋼板の強化にとって極めて有効であるため、必要に応じて１種または２種以上を合計で０．００１質量％以上の添加とした。

一方で、延性劣化や残留オーステナイト中へのＣの濃化を阻害することから、１種または２種以上の合計添加量の上限として０．５０質量％とした。また、この中でもＢよりも強窒化物形成元素であるＮｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＴａはＢ添加効果の活用についても有効であり、経済性を考慮しつつ添加することは望ましい。

さらに、本発明が対象とする鋼は、強度のさらなる向上を目的としてＣｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｗの１種または２種以上を含有できる。

Ｃｒは、強化目的および炭化物生成の抑制とベイナイトおよびベイニティックフェライト生成の目的から添加する元素で、０．００１％以上の添加で効果を発現し、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｗの１種または２種以上の合計で５％を超える量の添加では、加工性に悪影響を及ぼすため、これを上限とした。

Ｎｉは、焼き入れ性の向上による強化目的で０．００１質量％以上の添加で効果を発現し、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｗの１種または２種以上の合計で５質量％を超える量の添加では、加工性、特にマルテンサイトの硬度上昇寄与して悪影響を及ぼすため、これを上限とした。

Ｃｕは、強化目的で０．０１質量％以上の添加で効果を発現し、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｗの１種または２種以上の合計で５質量％を超える量の添加では、加工性および製造性に悪影響を及ぼす。

Ｃｏは、ベイナイト変態制御による強度延性バランスの向上のため、０．０１質量％以上の添加で効果を発現する。一方、高価な元素であるため多量添加は経済性を損なうため、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｗの１種または２種以上の合計で５質量％以下にすることが望ましい。

Ｗは、０．０１質量％以上の添加で強化効果が現れ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｗの１種または２種以上の合計で５質量％を超える量の添加では、加工性に悪影響を及ぼす。

Ｙ、Ｒｅｍ（Rare Earth Metal）の略でＬａから始まるランタノイド系の元素を示す。工業的はミッシュメタルの形で添加されることがおおく、この場合には中でもＬａおよびＣｅの含有が主体となる）、Ｃａ、Ｍｇは、適量添加により介在物の形態制御、特に微細分散化の観点から０．００１％以上とし、一方で過剰添加は鋳造性や熱間加工性などの製造性および鋼板製品の延性を低下させるため０．５質量％を上限とした。また、この中でもＢよりも強窒化物形成元素であるＬａやＣｅはＢ添加効果の活用についても有効であり、製造性を考慮しつつ添加することは望ましい。

不可避的不純物として、例えばＳｎなどがあるがこれら元素を０．０２質量％以下の範囲で含有しても本発明の効果を損なうものではない。

また、めっき相に関しては、合金化処理によって亜鉛めっき層中にＦｅが取り込まれ、塗装性やスポット溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。亜鉛めっき層のＦｅ量が５質量％未満ではスポット溶接性が不十分となる。一方、Ｆｅ量が２０質量％を超えるとめっき層自体の密着性を損ない、加工の際めっき層が破壊・脱落し金型に付着することで、成形時の疵の原因となる。したがって、合金化処理を行う場合の亜鉛めっき層中Ｆｅ量の範囲は５〜２０質量％とする。

一方、溶融亜鉛めっき層のＦｅ量が５質量％未満でも、前述の合金化による効果以外の耐食性向上効果は得ることが出来る。

めっき付着量については、特に制約は設けないが、耐食性の観点から片面付着量で５ｇ／ｍ² 以上であることが望ましい。本発明の溶融Ｚｎめっき鋼板上に塗装性、溶接性を改善する目的で上層めっきを施すことや、各種の処理、例えば、クロメート処理、りん酸塩処理、潤滑性向上処理、溶接性向上処理等を施しても、本発明を逸脱するものではない。

このような組織を有する穴拡げ性に優れた高強度高延性亜鉛めっき鋼板の製造方法について以下に説明する。

熱延後冷延・焼鈍して本発明の鋼板を製造する場合には、所定の成分に調整されたスラブを鋳造ままもしくは一旦冷却した後再加熱して熱延を行う。このときの再加熱温度は１１５０℃以上１２５０℃以下とすることが望ましい。再加熱温度が高温になると粗粒化や厚い酸化スケールが形成され、一方、低温加熱では圧延抵抗が高くなってしまう。また熱延後は、高圧デスケーリング装置や酸洗することなどで表面スケール削除を行うと製品での表面清浄がよくなり、めっき性に有利な傾向にある。

また、熱延の仕上げ温度は８００〜９５０℃とする。９５０℃を超えると、組織の粗大化や冷却中の変態制御性が難しくなるなどの問題が懸念される。一方、８００℃未満では、２相域圧延になる懸念があり、狙いゲージ厚みの確保が困難となる場合がある。

その後の冷却は、パーライト変態を抑制する目的で、平均冷速として５℃／ｓ以上とする。一方、速冷側は特別な冷却装置無しで可能な範囲として２００℃／ｓ以下とした。冷却停止は、ベイナイト生成温度域までとして、５５０℃以下とした。また、より良好な材質得るためには仕上げ後の平均冷速を１０〜１００℃／ｓで５５０℃以下の温度域にまで冷却することが望ましい。

その後は、ベイナイトまたはマルテンサイト生成による熱延組織の均質化を図る目的で、５５０℃以下に巻き取る事とした。この熱延板の均質化はＢの添加効果と同様に穴拡げ性および延性の同じ確保に特に重要である。一方では、冷延時の反力増加の問題からなるべく高温側で巻き取る事が望ましく、５００〜４００℃での巻取りが望ましい。

その後の冷延については、最終板厚と冷延荷重の関係から設定される全圧下率は、４０％以上であれば再結晶・変態制御の点から十分で、最終的な鋼板の特性を劣化させないので好ましい。また、溶融亜鉛めっき、溶融合金化亜鉛めっき工程の条件については、焼鈍温度が鋼の化学成分によって決まる温度Ａｃ₁ 及びＡｃ₃ 温度（例えば「鉄鋼材料学」：Ｗ． Ｃ． Ｌｅｓｌｉｅ著、幸田成康監訳、丸善Ｐ２７３）で、表現されるＡｃ₁ （℃）未満の場合には、焼鈍温度で得られるオーステナイト量が少なく、最終的な鋼板中にベイナイトやマルテンサイトを残すことができない。このため、これを焼鈍温度の下限とした。また、焼鈍温度がＡｃ₃ ＋５０（℃）を超えると組織の粗大化や製造コストの上昇を招くために、焼鈍温度の上限をＡｃ₃ ＋５０（℃）とした。この温度での焼鈍時間は鋼板の温度均一化とオーステナイトの確保のために１０秒以上が必要である。しかし、３０分超では、効果が飽和するばかりでなくコストの上昇や組織の粗大化を招くのでこれを上限とした。また、良好な組織分率を得るためには、０．２×（Ａｃ₁−Ａｃ₃）＋Ａｃ₁〜０．９×（Ａｃ₁−Ａｃ₃）＋Ａｃ₁の温度域での焼鈍が望ましい。

さらに、良好な材質を得るためには、焼鈍温度の上限を０．８×（Ａｃ₃−Ａｃ₁）＋Ａｃ₁ （℃）とすることが好ましい。この温度域での焼鈍時間は鋼板の温度均一化とオーステナイトの確保のために１０秒以上とすることが好ましい。一方、３０分超では、粒界酸化相生成が促進されるうえ、コストの上昇を招くので、３０分以下とすることが好ましい。また、より良好な穴広げ性を確保するためには、０．３×（Ａｃ₃−Ａｃ₁）＋Ａｃ₁ （℃）以上の温度域で６０〜２００秒の範囲で焼鈍することが望ましい。

ここで、昇温および焼鈍時の雰囲気が酸素濃度が５０ppm以下で露点が−２０℃以下とすることがめっき品質を向上させるためには望ましい雰囲気である。酸素濃度が５０ppmを超えたり、露点が−２０℃を超えると、鋼板のめっき性、特に濡れ性が劣化し、不めっきの原因となる場合がある。

その後の一次冷却はオーステナイト相からフェライト相への変態をある程度抑しつつ、ベイナイトまたはベイニティックフェライト生成またはマルテンサイトの生成させるのに重要である。この冷却速度を０．１℃／秒未満にすることは、フェライトやパーライトの生成を促進して強度低下を招く懸念があることから、冷却速度の下限を０．１℃／秒とした。一方、冷却速度が１００℃／秒超の場合には最終的な鋼板中のマルテンサイト相などの硬質相が多量になってしまうことや、操業上困難なため、これを上限とした。

冷却停止温度は、めっき浴温度−５０℃よりも低いと操業上大きな問題となり、めっき浴温度＋５０（℃）を超えると炭化物析出が短時間で生じるため得られるマルテンサイトの量が確保できなくなる。このため、冷却の停止温度をめっき浴温度−５０℃以上めっき浴温度＋５０（℃）とした。

鋼板中にベイナイトを確保するためには、合金化処理を併せてベイナイト変態を短時間で進行させるため、めっき温度−５０℃からめっき温度＋５０℃の温度域で浸漬時間を含めて２〜２００秒保持することとした。めっき温度−５０℃未満ではベイナイト変態が起こりにくく、めっき温度＋５０℃を超えると炭化物が生じてしまう。

上記の焼鈍後の冷却において、望ましくは、冷却がめっき浴温度−２０℃未満まで行われると、めっき浴浸入時の抜熱が大きいことなどの操業上の問題がある。一方、冷却停止温度がめっき浴＋５０℃を超えると、操業上の問題に加え、その後の保持時に炭化物が生成してしまい、強度低下を招くため、めっき浴温度−２０℃〜めっき浴温度＋５０℃とすることが好ましい。また、次にベイナイト変態の進行を促すため、この温度域での保持を行う。この停留時間が長時間になると生産性上好ましくないうえ、炭化物が生成してしまうことから１０００秒以内とすることが望ましい。また、ベイナイト変態進行させるため、１秒以上保持し、好ましくは１５秒から１０分保持することが望ましい。めっき浴温度−２０℃未満ではベイナイト変態が起こりにくく、めっき浴温度＋５０℃を超えると炭化物が生じて材質劣化してしまう。

マルテンサイト相を生成させるには、ベイナイト変態を生じさせる必要はないが、炭化物やパーライトの生成は、抑制する必要があるため、上記の保持後、十分な合金化処理を行うため４００〜５５０℃の温度域で合金化処理することが好ましい。

また、合金化処理を行う場合には、４００℃以上５８０℃以下とした。合金化処理温度が４００℃未満であると合金化の進行が遅く、生産性が悪い。また、５８０℃を超えると炭化物析出を伴い、材質劣化する。好ましくは４３０℃以上５５０℃以下とする。
＜実施例１＞
以下、実施例によって本発明をさらに詳細に説明する。

表１、表２（表１の続き）に示すような組成の鋼板を、１１８０〜１２５０℃に加熱し、８００〜９５０℃で熱延を完了し、冷却後巻き取って、酸洗後、冷延して１．２ｍｍ厚とした。

その後、各鋼の成分（質量％）から下記式にしたがってＡｃ₁ とＡｃ₃ 変態温度を計算により求めた。

Ａｃ₁ ＝７２３−１０．７×Ｍｎ％−１６．９×Ｎｉ％
＋２９．１×Ｓｉ％＋１６．９×Ｃｒ％、
Ａｃ₃ ＝９１０−２０３×（Ｃ％） ^１／２ −１５．２×Ｎｉ％
＋４４．７×Ｓｉ％＋１０４×Ｖ％＋３１．５×Ｍｏ％
−３０×Ｍｎ％−１１×Ｃｒ％−２０×Ｃｕ％
＋７００×Ｐ％＋４００×Ａｌ％＋４００×Ｔｉ％、
これらのＡｃ₁ およびＡｃ₃ 変態温度から計算される焼鈍温度に１０％Ｈ₂ −Ｎ₂ 雰囲気中で昇温・保定したのち、０．０１〜１５０℃／秒の冷却速度でめっき浴温度付近にまで冷却し、亜鉛めっき浴に３秒間浸漬することでめっきを行った。その際、鋼板は、４２０℃、４５０℃、４６０℃の各温度で、めっき時の浸漬時間を含め３〜３６０秒保持された。

また、一部の鋼板については、Ｆｅ−Ｚｎ合金化処理として、めっき後の鋼板を５００〜５５０℃の温度域で２５秒、３０秒保持し、めっき層中のＦｅ含有率が質量％で５〜２０％となるよう調節した。めっき表面外観および不めっき状況を目視観察により評価した。

作製しためっきは、ＪＩＳ−Ｈ−０４０１に準拠し、インヒビター（三塩化アンチモンまたは三酸化アンチモン）を含有した５％塩酸溶液でめっき層を溶解し、化学分析に供し組成を求め表５に示した。
また、これらの鋼板からＪＩＳ５号引張り試験片を採取して、機械的性質を測定した。さらに、鉄鋼連盟規格に準拠して穴拡げ試験を行い、穴拡げ率を求めた（表３）。

表３〜表５より、本発明鋼は、外観評点がすべて５で、かつ強度・穴拡げ・伸びバランスにも優れる。一方、本発明の範囲を満たさない比較例は、いずれも外観評点が低く、強度・穴拡げ・伸びバランスに劣る。また、本発明の請求項の範囲で製造した鋼板は、ミクロ組織も上述した組織になっており外観及び強度・穴拡げ・伸びバランスに優れている。

Claims (9)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．００１〜０．３％、
   Ｓｉ：０．００１〜０．１％、
   Ｍｎ：０．０１〜３％、
   Ａｌ：０．００１〜４．０％、
   Ｍｏ：０．００１〜１．０％、
   Ｐ ：０．０００１〜０．３％、
   Ｓ ：０．０００１〜０．１％、
   Ｂ ：０．０００１〜０．００５０％、
   Ｎ ：０．０００１〜０．００７０％
   を含有し、かつ、次式を満たし、
   Ｂ／１１＋（Ａｌ／２７−Ｏ／１６）−Ｎ／１４＞０
   （ただし、Ｂ、Ａｌ、Ｏ、Ｎは、質量％で表される各元素の含有量であり、Ｏは、０．００４７％以下である。）
   残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなり、鋼のミクロ組織の占積率が、体積分率でフェライト相を２０％以上、ベイナイト相を１０％以上、マルテンサイト相を５％以上、残留オーステナイト相を５％以下から構成され、引張り強度が８５０MPa以上であることを特徴とする穴拡げ性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
2. 鋼のミクロ組織において、フェライト相の平均粒径が３０μｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の穴拡げ性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
3. 鋼が、さらに質量％で、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａの１種または２種以上を合計で０．００１〜０．５０％含有することを特徴とする請求項１または２に記載の穴拡げ性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
4. 鋼が、さらに質量％で、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｗの１種または２種以上を合計で０．００１〜５％含有することを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の穴拡げ性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
5. 鋼が、さらに質量％で、Ｙ、Ｒｅｍ、Ｃａ、Ｍｇの１種又は２種以上を０．０００１〜０．５％含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の穴拡げ性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
6. 鋼板表面のめっき層中に、質量％でＦｅ：５〜２０％を含有することを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の穴拡げ性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
7. 鋼板表面のめっき層中に、質量％でＦｅ：５％未満を含有することを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の穴拡げ性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
8. 請求項１〜７のいずれか１項に記載の高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法であって、請求項１、３〜５の何れか１項に記載の鋼板の成分からなる鋳造スラブを鋳造ままもしくは一旦冷却した後に１１５０〜１２５０℃に再度加熱し、８００〜９５０℃で熱延を終了させた後平均冷速で５〜２００℃／ｓにて５５０℃以下に冷却して、５５０℃以下で巻取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、その後、Ａｃ1 （℃）以上Ａｃ3 ＋５０（℃）以下の温度域で１０秒〜３０分焼鈍した後に、平均０．１〜１００℃／秒の冷却速度でめっき浴温度−５０℃〜めっき浴温度＋５０（℃）にまで冷却した後めっき浴に浸漬し、浸漬時間を含めて、めっき浴温度−５０℃〜めっき浴温度＋５０（℃）の温度域に２〜２００秒保持した後、室温まで冷却することを特徴とする穴拡げ性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
9. 請求項８に記載の高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法であって、めっき浴
   浸漬および保持処理後に、合金化処理を４００〜５５０℃の温度域で行い、室温まで冷却
   することを特徴とする加工性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。