JP4732962B2 - 合金化溶融亜鉛めっき鋼板の強度−延性バランスのバラツキ改善方法 - Google Patents

Description

本発明は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の強度−延性バランスのバラツキ改善方法に関するものであり、より詳細には、合金化温度に応じて最大級の強度−延性バランスを発揮し得る合金化溶融亜鉛めっき鋼板を、常時、バラツキなく、製造することが可能な強度−延性バランスのバラツキ改善方法に関するものである。

合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ鋼板）は、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ鋼板）を加熱して素地鋼板中のＦｅをめっき層へ拡散させ、ＦｅとＺｎを合金化することによって得られる。ＧＡ鋼板は、強度、溶接性、塗装後の耐食性などに優れるため、例えば、自動車の骨格部材（衝突時のエネルギーを吸収する役割を担うメンバーなど）などに使用されている。自動車部品の製造においては、複雑形状のプレス加工が施される場合が多いため、更に、加工性にも優れたＧＡ鋼板の提供が切望されている。

そこで、組織中に残留オーステナイト（γＲ）を生成させ、このγＲが加工変形中に誘起変態（歪み誘起変態：ＴＲＩＰ）して優れた延性を発揮するＴＲＩＰ鋼板が注目されている。ＴＲＩＰ鋼板の母相としては、例えば、ポリゴナルフェライトやベイニティックフェライトが代表的に挙げられ、そのほか、焼戻マルテンサイトや焼戻ベイナイトなども例示される。ＴＲＩＰ鋼板は、熱間圧延後の冷却速度を調整するなどして母相組織を導入し、次いでフェライト−オーステナイト２相域温度またはオーステナイト単相域温度から特定のパターンで冷却し、所定温度で加熱保持する（オーステンパ処理）ことによってγＲを導入している。

特許文献１には、ポリゴナルフェライトおよびベイニティックフェライトを母相組織とするＴＲＩＰ鋼板が開示されている。この文献には、主に、ＧＩ鋼板について記載されており、γＲ中のＣ濃度（Ｃγ）はＴＲＩＰの特性に大きく影響し、Ｃγの含有量が多い程（例えば、Ｃγ≧０．８％）伸びなどの延性が向上することが記載されている。しかし特許文献１には、ＧＡ鋼板については具体的に記載されていない。

特許文献２には、焼戻マルテンサイトおよびフェライトを母相組織とするＴＲＩＰ鋼板が開示されており、ＧＩ鋼板およびＧＡ鋼板の両方が例示されている。ここには、ＧＡ鋼板に関し、好ましい合金化温度は４５０〜６００℃である旨記載されているが、γＲ中のＣ濃度（Ｃγ）については、何も記載されていない。
特開２００２−２３５１６０号公報 特開２００５−１４６３０１号公報

前述したように、ＴＲＩＰ鋼板は、残留オーステナイト（γＲ）による優れた延性向上作用を利用するものであるが、オーステンパ処理によって生成したγＲは、合金化を適切に行わないと、セメンタイトとフェライトに変態し、ＧＡ鋼板中のγＲ量が低下するといった問題がある。即ち、ＧＩ鋼板では、γＲの生成により優れた強度−延性バランスが得られていたにもかかわらず、ＧＩ鋼板を合金化する過程で、ＧＩ鋼板中のγＲの一部が消失するため、ＧＡ鋼板では、所望とする強度−延性バランスが有効に発揮されない場合があるという問題を抱えている。特に、ＧＡ鋼板では、合金化温度による強度−延性バランスのバラツキが大きいことから、合金化温度に応じて、常時、最大級の強度−延性バランスを発揮し得るＧＡ鋼板の提供が切望されている。

本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、合金化温度に応じて最大級の強度−延性バランスを発揮し得る合金化溶融亜鉛めっき鋼板を、常時、バラツキなく、製造することが可能な強度−延性バランスのバラツキ改善方法を提供することにある。

上記課題を解決することのできた本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の強度−延性バランスのバラツキ改善方法は、鋼中成分は、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．２５％、Ｓｉ：２．５％以下、Ｍｎ：１．０〜３．５％、ｓｏｌ．Ａｌ：２．５％以下、Ｓｉ＋ｓｏｌ．Ａｌ：１．０〜３．０％、残部：Ｆｅ及び不可避的不純物で、鋼中組織は、フェライトおよび／またはベイニティックフェライトの母相組織と、残留オーステナイトの第２相組織とを含む合金化溶融亜鉛めっき鋼板の強度−延性バランスのバラツキを改善する方法であって、合金化温度（Ｔｇａ）に応じて、合金化前の溶融亜鉛めっき鋼板中の残留オーステナイトの炭素濃度（Ｃγ）が下記式（１）を満足するように制御することに要旨を有している。
−０．００３０×Ｔｇａ＋２．４２≦Ｃγ≦−０．００３０×Ｔｇａ＋２．７２
・・・（１）
但し、４５０≦Ｔｇａ≦５５０
式中、Ｔｇａは合金化温度（℃）であり、Ｃγは合金化前の溶融亜鉛めっき鋼板中の残留オーステナイトの炭素濃度（％）である。

好ましい実施形態において、前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、更に他の元素として、Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）を含有している。

本発明には、上記のいずれかに記載のバラツキ改善方法を用いて合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法も包含される。また、本発明には、上記のいずれかに記載のバラツキ改善方法で得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を用いて得られた自動車用部材も含まれる。

本発明の強度−延性バランスのバラツキ改善方法は、上記のように構成されているため、残留オーステナイト組織を有する溶融亜鉛めっき鋼板を合金化して合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造しても、溶融亜鉛めっき鋼板中に含まれる残留オーステナイトによる優れた延性向上作用が、そのまま、合金化後も有効に引き継がれ、合金化温度による強度−延性バランスのバラツキを改善することできる。その結果、本発明によれば、合金化温度に応じて最大級の強度−延性バランスを発揮し得る合金化溶融亜鉛めっき鋼板を、常時、バラツキなく、製造することが可能である。

合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ鋼板）において、ＴＲＩＰ鋼板の特性を有効に発揮させるためには、合金化後も、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ鋼板）由来の残留オーステナイト（γＲ）がセメンタイトとフェライトに変態して消失することなく、そのまま残存していることが必要である。しかしながら前述したように、オーステンパ処理によって生成したγＲは、合金化を適切に行わないと、セメンタイトとフェライトに変態し、ＧＡ鋼板中のγＲ量が低下するため、ＧＡ鋼板では、所望とする強度−延性バランスが有効に発揮されないといった問題を抱えている。

ＴＲＩＰ鋼板については、これまで、主に、ＧＩ鋼板を対象に研究が進められており、ＧＩ鋼板を合金化したＧＡ鋼板の特性は、充分研究が行なわれていないというのが実情である。このような事情のもと、本発明者は、特に、合金化温度に応じて最大級の強度−延性バランスを発揮し得る合金化溶融亜鉛めっき鋼板を、常時、バラツキなく、製造することが可能な方法を提供するという観点から検討を進めてきた。その結果、合金化温度（Ｔｇａ）に応じて、合金化前の溶融亜鉛めっき鋼板中の残留オーステナイト（γＲ）の炭素濃度（Ｃγ）が上記式（１）を満足するように制御すれば、所期の目的を達成し得ることを見出し、本発明を完成した。

はじめに、本発明に到達した経緯を詳細に説明する。
本発明者は、まず、伸びなどの延性向上に寄与する残留オーステナイト（γＲ）中の炭素濃度（Ｃγ）に着目した。前述したように、ＧＩ鋼板は、鋼板中のγＲ中のＣγが多いほど、γＲは安定化し、延性が上昇して強度−延性バランスが向上する。この点は、ＧＡ鋼板も同じであり、合金化後のγＲ中のＣγが多いほど、強度−延性バランスが向上する。しかしながら、合金化前のγＲ中のＣγに関していえば、ＧＡ鋼板はＧＩ鋼板と異なる挙動を示しており、ＧＡ鋼板では、合金化前のγＲ中のＣγ量が多くても少なくても、良好な強度−延性バランスを確保することが出来ないことが、本発明者による数多くの基礎実験によって初めて明らかになった。

更に、本発明者が実験を重ねた結果、ＧＡ鋼板では、合金化温度に応じて、最大級の強度−延性バランスを発揮し得る適切なＣγ量の範囲（至適範囲）があることを突き止めた。

ＧＩ鋼板とＧＡ鋼板との上記相違点について、図１〜図３を参照しながら説明する。これらの図は、後記する実施例の欄に記載の結果（表２〜表３）の一部を抜粋し、グラフ化したものである。

図１は、ＧＩ鋼板における、Ｃγ量と強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）との関係をグラフ化したものである。図１中、□は表３のＮｏ．３０〜３２（表１の鋼種ｂを使用）の結果を、×は表２のＮｏ．１〜３（表１の鋼種ａを使用）の結果を、それぞれ示している。

図１から明らかなように、ＧＩ鋼板では、残留オーステナイト中のＣγが高くなるほど、強度−延性バランスが向上することが分かる。

一方、図２は、ＧＡ鋼板における、合金化前のＣγ量と強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）との関係をグラフ化したものである。図２中、●は合金化温度が４７５℃の結果（表３のＮｏ．３３〜３５）を、×は合金化温度が５００℃の結果（表３のＮｏ．３６〜３８）を、△は合金化温度が５２５℃の結果（表３のＮｏ．３９〜４１）を、それぞれ、示している。これらは、いずれも表１の鋼種ｂを使用した結果である。

図２に示すように、ＧＡ鋼板には、合金化温度に応じて、それぞれ、強度−延性バランスを最大限に発揮し得るＣγ量の至適範囲が存在し、Ｃγ量が当該至適範囲より多くても少なくても、強度−延性バランスは低下することが分かる。

更に、図２より、ＧＡ鋼板では、合金化温度が４７５℃、５００℃、５２５℃と高くなるほど、Ｃγ量の至適範囲は低下する傾向が見られることも分かった。即ち、最大級の強度−延性バランスを実現するためには、合金化温度が高いときはＣγ量の至適範囲を低く設定し、一方、合金化温度が低いときはＣγ量の至適範囲を高く設定すれば良いことが分かった。

上記の傾向は、図３を参照すると一層明瞭になる。図３中、○は合金化温度が４７５℃の結果（後記する表２のＮｏ．７〜１３）を、●は合金化温度が５００℃の結果（後記する表２のＮｏ．１４〜２０）を、それぞれ示している。これらは、いずれも表１の鋼種ａを使用した結果である。

図３においても、前述した図２と同様の傾向が見られ、合金化温度が５００℃と高いときはＣγ量の至適範囲を低く設定し、一方、合金化温度が４７５℃と低いときはＣγ量の至適範囲を高く設定すれば、合金化温度に応じた最大級の強度−延性バランスを実現できることが分かる。

上記の図１〜図３に示す実験結果を踏まえたうえで、本発明者らは、更に検討を重ねてきた。その結果、合金化温度（Ｔｇａ）に応じて、合金化前の溶融亜鉛めっき鋼板中の残留オーステナイト（γＲ）の炭素濃度（Ｃγ）が下記式（１）を満足するように制御すれば、合金化温度に応じた最大級の強度−延性バランスを実現出来ることを突き止め、本発明を完成した。
−０．００３０×Ｔｇａ＋２．４２≦Ｃγ≦−０．００３０×Ｔｇａ＋２．７２
・・・（１）
但し、４５０≦Ｔｇａ≦５５０

上記式（１）に基づき、再び、図３を参照する。図３において、合金化温度が４７５℃のとき（図中、○）の強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）の推移をみると、Ｃγが上記式（１）の範囲を満足する例（本発明例）は、いずれも、上記式（１）の範囲を満足しない例（比較例）に比べ、強度−延性バランスが格段に向上している。具体的には、本発明例における（ＴＳ×Ｅｌ）の値は、いずれも比較例における（ＴＳ×Ｅｌ）の最小値に比べ、約３ＧＰａ％以上も上昇している。同様の傾向は、合金化温度が５００℃のとき（図中、●）においても見られた。

次に、上記式（１）について、詳しく説明する。上記式（１）は、要するに、合金化温度（Ｔｇａ）が高いときはＣγを低く設定し、一方、合金化温度（Ｔｇａ）が低いときはＣγを高く設定するように定めたものであり、上記式（１）に従ってＣγとＴｇａとを適切に制御すれば、合金化温度に応じた最大級の強度−延性バランスを発揮し得るＧＡ鋼板を提供できるというものである。

ここで合金化温度（Ｔｇａ）は、残留オーステナイトの性質（残留オーステナイトの変態、および残留オーステナイト中へのＣの濃化）と密接に関連している。即ち、合金化温度が高いほど、残留オーステナイトの変態が促進され、セメンタイトとフェライトへ変態し易くなる。また、残留オーステナイト中へのＣの濃化も促進される。逆に、合金化温度が低いほど、残留オーステナイトの変態は生じ難くなる。この傾向は、残留オーステナイト中のＣγが高くても同様に見られる。

上記式（１）は、このような残留オーステナイトの性質と合金化温度との関係をうまく利用したものである。即ち、合金化温度が高い場合には、上記式（１）に従ってＣγを低く制御すれば、残留オーステナイトから、セメンタイトとフェライトへの変態が抑えられる。このようにＣγを低く抑えることで、ＧＡ後に残留オーステナイトを多く存在させることができる。

一方、合金化温度が低い場合には、上記式（１）に従って、合金化温度が高いときよりもＣγを高く制御し、ＧＡ鋼板中に安定な残留オーステナイトを多く存在させることが有効である。このようにＣγを高めておけば、ＧＡ後にＣγ量の多い安定した残留オーステナイトを多く存在させることができる。

従って、上記式（１）に基づいて残留オーステナイト中のＣγを適切に制御すれば、合金化温度に応じた最大級の強度−延性バランスを実現することができる。

一方、ＧＡ直前の残留オーステナイト中のＣγが上記式（１）の範囲を満足しないときは、以下の不具合を有している。以下では、説明の便宜のため、上記式（１）の左辺で算出される値をＱ値、上記式（１）の右辺で算出される値をＲ値と呼ぶことがある。

まず、ＧＡ直前の残留オーステナイト中のＣγが上記式（１）の左辺の値（Ｑ値）より低い場合について考察する。この場合は、ＧＡ後もＧＡ直前のＣγ（低いＣγ）がそのまま引き継がれるため、ＧＡ鋼板には、ＧＩ鋼板と同様、Ｃγの少ない残留オーステナイト（γＲ）が生成する。

次に、ＧＡ直前の残留オーステナイト中のＣγが上記式（１）の右辺の値（Ｒ値）より高い場合について考察する。この場合は、Ｃγが高すぎるためにＧＡの過程で残留オーステナイトがセメンタイトとフェライトに変態してしまうため、ＧＡ鋼板には、ＧＩ鋼板と同様、Ｃγの少ない残留オーステナイトが生成する。

従って、ＧＡ直前の残留オーステナイト中のＣγが上記式（１）の範囲内にあるときにのみ、ＧＡ後もセメンタイトとフェライトに変態することが少なく、ＧＡ直前のＣγ（ＧＩ由来のＣγ）がほぼそのまま継承された残留オーステナイトを確保することができる。

図４は、後記する実施例の欄に記載の結果（表１のＮｏ．７〜２３，鋼種ａを用い、Ｔｇａが４５０〜５５０℃の例）を、合金化温度ごとに整理したものである。図４中、●は上記式（１）の範囲内に含まれる例であり、○は上記式（１）の範囲を外れる例である。

図４に示すように、Ｃγが上記式（１）の範囲を満足する例（本発明例）は、いずれも、上記式（１）の範囲を満足しない例（比較例）に比べ、強度−延性バランスが格段に向上している。具体的には、本発明例における（ＴＳ×Ｅｌ）の値は、いずれも、比較例における（ＴＳ×Ｅｌ）の最小値に比べ、約３ＧＰａ以上も上昇している。

具体的には、合金化温度（Ｔｇａ）に応じて、以下のように、ＧＡ直前のＣγを制御すれば良い。
Ｔｇａ＝４５０℃の場合、１．０７％≦Ｃγ≦１．３７％
Ｔｇａ＝４７５℃の場合、０．９９５％≦Ｃγ≦１．２９５％
Ｔｇａ＝５００℃の場合、０．９２％≦Ｃγ≦１．２２％
Ｔｇａ＝５５０℃の場合、０．７７％≦Ｃγ≦１．０７％

ここで、合金化前の残留オーステナイト中のＣγは、後に詳しく説明するように、溶融亜鉛めっきを行った後合金化処理を行う前に、約１０℃／秒の平均冷却速度で急冷した鋼板を用い、Ｘ線回折によって測定したものである。

以上の知見に基づき、本発明では、上記式（１）を定めた。

更に、本発明では、合金化温度（Ｔｇａ）を４５０〜５５０℃の範囲内に定めている。この温度範囲は、残留オーステナイトを有するＧＡ鋼板を得るために設定されたものである。即ち、Ｔｇａが４５０℃未満になると、溶融亜鉛めっき層を合金化することができない。一方、Ｔｇａが５５０℃を超えると、残留オーステナイトがセメンタイトとフェライトに変態してしまう。

このように、本発明に係る強度−延性バランスのバラツキ改善方法は、合金化温度を４５０〜５５０℃の範囲内にすることを前提にしたうえで、上記式（１）に基づき、合金化温度に応じて合金化前のＣγを制御するというものである。本発明の改善方法を実施するに当たっては、後に詳しく説明するように、鋼種などに応じて、合金化温度の下限（溶融亜鉛めっき層を合金化するための温度）を適切に設定すれば良い。

次に、Ｃγを制御する方法について、具体的に説明する。Ｃγは、例えば、鋼中成分、フェライト−オーステナイト２相域温度からオーステンパ温度域までの冷却条件、オーステンパ条件などによって変化することが知られている。ここでは、オーステンパ条件以外の要件（鋼種、冷却条件など）を一定にし、オーステンパ温度及びオーステンパ時間を種々変化させたときのＣγ量の推移（オーステンパ条件とＣγ量との関係を示す予備データ）を予め調べて作成しておき、この予備データに基づき、所定のＣγ量を得るためのオーステンパ条件を適宜選択することが好ましい。オーステンパ処理は、通常、約３００〜５００℃の温度（オーステンパ温度）で約２０〜１０００秒間（オーステンパ時間）行われ、これにより、残留オーステナイトによる延性向上作用が有効に発揮されるようになる。従って、上記の予備データは、オーステンパ温度およびオーステンパ時間を上記の範囲内で種々変化させることによって作成すれば良い。

図５は、オーステンパ条件とＣγ量との関係を示す予備データの一例である。図５には、Ｃを０．１８質量％、Ｓｉを１．５質量％、Ｍｎを１．５質量％、ｓｏｌ．Ａｌを０．０４５質量％含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼を用い、後記する条件Ａに記載の冷却条件で冷却を行なったとき、オーステンパ温度（３００〜５００℃）およびオーステンパ時間（２０〜１０００秒間）を種々変化させたときに測定されたＣγ量の結果を示している。

図５において、例えば、Ｃγを１．０％に制御する場合を考える。オーステンパ時間は、図５に示すように、オーステンパ温度が４００℃の場合を境にしてほぼ対称なカーブを示している。従って、例えば、４００℃の温度でオーステンパ処理を行うときは、オーステンパ時間を５０秒程度に短く設定すればよく、一方、３５０℃または４５０℃の温度でオーステンパ処理を行うときは、オーステンパ時間を１００秒程度に長く設定することが好ましい。

次に、上記の強度−延性バランスのバラツキ改善方法を用い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法について説明する。

まず、Ｃ：０．１０〜０．２５％、Ｓｉ：２．５％以下、Ｍｎ：１．０〜３．５％、ｓｏｌ．Ａｌ：２．５％以下、Ｓｉ＋ｓｏｌ．Ａｌ：１．０〜３．０％を含有し、残部：Ｆｅ及び不可避的不純物である鋼を用意する。各成分の限定理由は、以下の通りである。

Ｃ：０．１０〜０．２５％
Ｃは、残留オーステナイトの生成に重要な元素であり、特に、残留オーステナイト中のＣγに大きく影響する元素である。Ｃが０．１０％未満では、残留オーステナイトを生成させることが難しい。従ってＣは０．１０％以上であり、好ましくは０．１３％以上、より好ましくは０．１４％以上である。しかしＣが０．２５％を超えると、溶接性が悪くなる。従ってＣは０．２５％以下であり、好ましくは０．２３％以下、より好ましくは０．２％以下である。

Ｓｉ＋ｓｏｌ．Ａｌ：１．０〜３．０％
Ｓｉおよびｓｏｌ．Ａｌは、いずれも、残留オーステナイトの生成に必要な元素であり、合計で１．０％以上含有させる。好ましくは１．３％以上であり、より好ましくは１．５％以上である。しかしＳｉとｓｏｌ．Ａｌの合計が３．０％を超えるように含有させても、残留オーステナイトを生成させる効果は飽和するし、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の延性が却って劣化する。従って合計は３．０％以下とし、好ましくは２．８％以下、より好ましくは２．５％以下である。Ｓｉとｓｏｌ．Ａｌは、単独で含有しても良いし、両方を含有しても良い。即ち、Ｓｉのみを含有しｓｏｌ．Ａｌは実質的に含有しない場合と、ｓｏｌ．Ａｌのみを含有しＳｉを実質的に含有しない場合と、Ｓｉとｓｏｌ．Ａｌの両方を含有する場合とを含み得る。

Ｓｉとｓｏｌ．Ａｌは、夫々、Ｓｉ：２．５％以下（０％を含む）、ｓｏｌ．Ａｌ：２．５％以下（０％を含む）を満足しているのがよい。Ｓｉまたはｓｏｌ．Ａｌを２．５％を超えるように含有させても、残留オーステナイト生成作用は飽和するし、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の延性が却って劣化するからである。Ｓｉは、２．３％以下であることが好ましく、より好ましくは２％以下である。ｓｏｌ．Ａｌは、２％以下であることが好ましく、より好ましくは１．５％以下である。

Ｍｎ：１．０〜３．５％
Ｍｎは、オーステナイトを安定化させ、残留オーステナイトの生成に必要な元素であり、１．０％以上含有する。好ましくは１．３％以上であり、より好ましくは１．５％以上である。しかし３．５％を超えて含有させると、鋳片割れ等の問題が発生する。従ってＭｎは３．５％以下とし、好ましくは２．５％以下、より好ましくは２％以下である。

更に、必要に応じて、下記の元素を積極的に添加してもよい。

Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）
Ｎｂは、析出強化作用および組織の微細化作用を有しており、鋼板の高強度化に寄与する元素である。しかし０．１％を超えて含有させても上記効果は飽和してしまい、経済的に無駄である。従ってＮｂは０．１％以下とする。好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０６％以下である。なお、Ｎｂは少量添加することで上記効果を発揮するが、好ましくは０．０１％以上含有させるのがよく、より好ましくは０．０２％以上含有させればよい。

次に、上記の鋼を用い、常法に従って、所定の母相組織および残留オーステナイトを有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する。その際、予め設定された合金化温度に応じ、上記式（１）に基づいて合金化前のＣγを適切に制御すれば、合金化温度に応じた最大級の強度−延性バランスを発揮し得る合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。

合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、特に限定されず、熱間圧延後の冷却速度を調整する等して母相組織（フェライトおよび／またはベイニティックフェライト）を導入し、次いで、フェライト−オーステナイト２相域温度から特定のパターンで冷却し、オーステンパ処理を施すことによってγＲを導入する。具体的には、所定の母相組織と残留オーステナイト（後記する）が得られるよう、上記成分の鋼を、以下のように熱間圧延し、巻取を行った後、必要に応じて冷間圧延を行う。冷間圧延の前には、鋼板の表面に形成されたスケールを除去するため、酸洗を行ってもよい。

熱間圧延の条件は、例えば、加熱温度を約１０００〜１３００℃、仕上圧延温度を約８００〜９５０℃、巻取温度を約７００℃以下の範囲内で行うことが好ましい。加熱温度は、仕上温度の確保およびオーステナイト結晶粒の粗大化防止の観点から、上記の範囲内に制御する。熱間圧延の仕上温度は、加工性を阻害する集合組織が形成されないように上記範囲内に定めた。巻取温度を約７００℃以下に制御するのは、この温度より高温で巻取ると、鋼板表面のスケールが厚くなり、酸洗性が劣化するためである。なお、仕上圧延後の冷却速度は、パーライトの生成を抑制するため、約３０〜１２０℃／秒の範囲内に制御することが好ましい。

冷間圧延は、加工性を高めるため、必要に応じて行われる。冷延率は、約１０％以上であることが好ましい。冷延率が１０％未満では、所望の製品を得るために熱延板を薄く長くする必要があり、酸洗時の生産性などが低下するようになる。

次に、上記鋼板をオーステナイト領域（Ａｃ１点以上の温度）に加熱する。加熱条件は、母相組織の種類によって適切に制御すれば良い。例えば、フェライト組織を生成する場合は、約８００〜８４０℃の温度で約５０〜２００秒間加熱することが好ましい。一方、ベイニティックフェライト組織を生成する場合は、約９００〜９５０℃の温度で約５０〜２００秒間加熱することが好ましい。上記の加熱処理は、連続式溶融亜鉛めっきラインで行えばよい。

次いで、上記鋼板を約２〜１００℃／秒の冷却速度でオーステンパ温度域（約３００〜５００℃）まで冷却する。冷却速度が２℃／秒未満では、冷却中にパーライトが多く生成し、冷却終了時のオーステナイト体積率が著しく減少してしまう。冷却速度は、パーライト変態領域を避ける様に、出来るだけ急速に冷却する方が良いが、冷却速度を大きくし過ぎると、冷却終了時での温度を制御することが困難なため、上限を１００℃／秒とすることが好ましい。

冷却方法は、後記する実施例の欄に記載の条件Ｂに示すように、オーステンパ温度域まで冷却する（一段冷却）方法が簡便であるが、一段冷却でフェライトを安定に生成させることは困難である為、冷却速度を複数回に分けて設定する多段冷却法を採用することが好ましい。後記する条件Ａでは、二段冷却法を採用している。

次に、オーステンパ温度（約３００〜５００℃）で２０〜１０００秒間加熱保持する（オーステンパ処理）。これにより、所定量の残留オーステナイトが得られる。本発明では、予め設定された合金化温度に応じ、合金化前の残留オーステナイト中のＣγが上記式（１）を満足するように、オーステンパ条件を適切に制御すれば良い。

次に、溶融亜鉛めっき処理を行う。めっき浴の温度は約４００〜５００℃（より好ましくは約４４０〜４７０℃）とし、約１〜５秒間浸漬することが好ましい。めっき浴の組成は特に限定されず、例えば、有効Ａｌ濃度が０．０７〜０．１３質量％の溶融亜鉛めっき浴とすることが好ましい。めっき後は１〜３０秒以内に合金化する。

合金化は、約４５０〜５５０℃の温度に加熱して行う。合金化時間は、約５〜３０秒間の範囲内に制御することが好ましい。合金化処理の加熱手段は、特に限定されず、例えば、ガス加熱、インダクションヒーター加熱などの慣用の手段を採用することができる。その後、約１℃／秒以上の平均冷却速度で常温まで冷却する。

このようにして得られる合金化溶融亜鉛めっき鋼板の組織は、以下のように制御されていることが好ましい。

母相組織：フェライト（ＰＦ）またはベイニティックフェライト（ＢＦ）
フェライト（ポリゴナルフェライトのこと、ＰＦ）およびベイニティックフェライト（ＢＦ）は、鋼板の強度を高めるだけでなく、伸び特性の向上にも寄与している。ＢＦとは、転位密度（初期転位密度）の高い下部組織（ラス状組織は、有していても、有していなくても良い）を意味し、転位密度がないか或いは極めて少ない下部組織を有するＰＦと相違している。ＢＦは、ＰＦに比べ転位密度が高いため、高強度を容易に達成できると共に、伸び特性や伸びフランジ性も高いという特徴を有している。本発明では、上記の組織が単独で存在していてもよいし、混合組織となっていてもよい。

母相組織の占積率は、全組織に対して、７０面積％以上であればよい。好ましくは８０面積％以上であり、より好ましくは８５面積％以上である。

第２相組織：残留オーステナイト（γＲ）
残留オーステナイトは、鋼板の全伸び、更には疲労特性を向上させる組織である。この様な作用を有効に発揮させる為には、全組織に対して占積率（面積率）で３％以上存在することが必要である。好ましくは５％以上である。しかし残留オーステナイトが多量に存在すると伸びフランジ性が劣化することがある。残留オーステナイトの上限は、前述した母相組織とのバランスによって適切に定められるが、上限は３０％程度とする。

残留オーステナイトの量は、後記する実施例の欄に詳述するように、飽和磁化測定法によって測定することができる。

第２相組織には、残留オーステナイトの他、本発明の作用を損なわない範囲で、他の異種組織として、ベイナイトおよび／またはマルテンサイトを有していても良い。これらの組織は本発明の製造過程で必然的に残存し得るものであるが、少なければ少ない程良く、全組織に対するベイナイトとマルテンサイトの占積率は、合計で、例えば５％以下（好ましくは３％以下）であることが推奨される。尚、上記異種組織には、パーライトは含まれておらず、最大でもパーライトを１０％以下に制御することが推奨される。より好ましいのは、パーライト組織は０％である。

上記の製造方法によれば、おおむね５９０〜１１８０ＭＰａレベルの高強度の合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。

以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更して実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。

本実施例では、合金化温度に応じて、合金化前のＣγが上記式（１）を満足するように制御すれば、合金化温度に応じた最大級の強度−延性バランスを発揮し得る合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られることを説明する。

本実施例で行なった製造条件は、次のとおりである。下記表１に示す成分組成の鋼を溶製し、溶鋼を鋳造して得られたスラブを１１５０℃に加熱し、仕上温度を８６０〜９００℃として厚さ２．４ｍｍまで熱間圧延し、６３０℃まで平均冷却速度３０℃／秒で冷却し、この温度で巻き取った。得られた熱延鋼板を酸洗後、冷延率５０％で厚さ１．２ｍｍまで冷間圧延し、冷延鋼板を得た。なお、下記表４に示すＮｏ．６３については、熱間圧延時に鋳片割れが生じたため、以後の試験を行っていない。

得られた冷延鋼板に、下記Ａ〜Ｃのいずれかの条件でオーステンパ処理を行った。

［条件Ａ：表２のＮｏ．１〜２６、表３のＮｏ．３０〜４１、表４のＮｏ．６０〜６３］
条件Ａは、フェライトの母相組織を得る方法であり、以下に示すように二段冷却を行なっている。

上記冷延鋼板を、連続式溶融亜鉛めっきラインにて８４０℃に加熱し、この温度で１００秒間保持した後、６５０℃まで冷却速度５℃／秒で冷却し、次いで下記表２〜４に示すオーステンパ温度まで３０℃／秒で冷却し、このオーステンパ温度で下記表２〜４に示すオーステンパ時間保持してオーステンパ処理した。

［条件Ｂ：表３のＮｏ．４２〜４７、表４のＮｏ．４８〜５９］
条件Ｂは、条件Ａと同様、フェライトの母相組織を得る方法であるが、二段冷却を行なっていない点で条件Ａと相違している。

上記冷延鋼板を、連続式溶融亜鉛めっきラインにて８００℃に加熱し、この温度で１００秒間保持した後、下記表２〜４に示すオーステンパ温度まで冷却速度３０℃／秒で冷却し、このオーステンパ温度で下記表２〜４に示すオーステンパ時間保持してオーステンパ処理した。

［条件Ｃ：表２のＮｏ．２７〜２９］
条件Ｃは、ベイニティックフェライトの母相組織を得る方法である。

上記冷延鋼板を、連続式溶融亜鉛めっきラインにて９００℃に加熱し、この温度で１００秒間保持した後、４５０℃まで冷却速度３０℃／秒で冷却し、４５０℃（オーステンパ温度）で下記表２〜４に示すオーステンパ時間保持してオーステンパ処理した。

上記条件Ａ〜Ｃのいずれかでオーステンパ処理し、得られた鋼板は、引き続き、めっき浴温が４５０〜４７０℃、めっき浴中の有効Ａｌ濃度が０．１０％の溶融亜鉛めっき浴に３秒間浸漬させ、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ鋼板）を得た。なお、オーステンパ処理後、めっき浴温までの冷却速度は、３０℃／秒とした。

次に、下記表２〜４に示す種々の合金化温度（Ｔｇａ）で２０秒間保持した後、室温まで１０℃／秒以上（具体的には、２０℃／秒）の平均冷却速度で急冷し、圧下率１．０％で調質圧延して合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ鋼板）を得た。但し、表２のＮｏ．１〜３、表３のＮｏ．３１〜３３は、合金化処理を行っておらず、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ鋼板）の例である。

（組織の同定）
このようにして得られたＧＩ鋼板またはＧＡ鋼板を用い、各鋼板の板厚１／４位置における組織およびＣγを以下のようにして測定した。なお、ＧＩ鋼板の組織は、上記のように溶融亜鉛めっきを行なった後、室温まで１０℃／秒以上の平均冷却速度で急冷し、得られた供試材を用いて測定した。具体的には、鋼板をナイタールで腐食し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ、倍率：３０００倍）観察によりポリゴナルフェライト、ベイニティックフェライトおよび残留オーステナイトを下記の通り区別して面積率を求めた。

ポリゴナルフェライト（ＰＦ）：ＳＥＭ写真において黒色であり、多角形の形状で、内部に第２相組織（残留γやマルテンサイト）を含まない。

ベイニティックフェライト（ＢＦ）：ＳＥＭ写真において、第２相組織（主に、残留オーステナイトであり、そのほかにマルテンサイトなども含む）を含むベイナイト組織から該第２相組織を差し引いて求めた。ＳＥＭ写真では濃灰色を示し、ベイニティックフェライトと上記第２相を分離区別できない場合も多い。この様な場合には、ベイナイト組織（ベイニティックフェライト＋残留γと仮定）から、後述する飽和磁化法による残留γを差し引いた値を、ベイニティックフェライトの面積率とした。

残留γ（γＲ）：飽和磁化測定法（Ｒ＆Ｄ 神戸製鋼技報 Ｖｏｌ．５２、Ｎｏ．３を参照）で面積率を測定した。

（残留オーステナイト中のＣγの測定）
上記のようにして得られた供試材の板厚１／４位置における残留オーステナイト中のＣγを、Ｘ線回折により測定した格子定数から求めた。詳細な測定方法は、例えば、ＩＳＩＪ Ｉｎｔ．Ｖｏｌ．３３，（１９９３），Ｎｏ．７，Ｐ．７７６に記載されている。

（合金化の評価）
ＧＡ鋼板の溶融亜鉛めっき層が合金化できているかどうかを目視で判断した。具体的には、表面に溶融亜鉛によるギラツキが残っている場合を合金化できていない（×）と判断し、表面がくすんでおり、ギラツキが無くなっている場合を合金化できている（○）と判断した。

（強度−延性バランスの測定）
上記のＧＩ鋼板またはＧＡ鋼板からＪＩＳ Ｚ２２０１の５号試験片を切り出し、引張試験（歪速度：１０ｍｍ／秒）を行って引張強さ（ＴＳ）および伸び（Ｅｌ）を測定した。表２〜表４には、ＴＳ×Ｅｌの積も併記した。

これらの結果を表２〜４にまとめて示す。表２〜４には、参考のため、各合金化温度（Ｔｇａ）を上記式（１）に代入したときの左辺の値（Ｑ値）と右辺の値（Ｒ値）も併記している。

これらの表より以下のように考察することができる。

（Ｎｏ．１〜３）
Ｎｏ．１〜３は、鋼種ａを用い、条件Ａにより母相組織がポリゴナルフェライトの溶融亜鉛めっき鋼板を製造した例であり、Ｃγ量が多いほど、強度−延性バランスが向上していることが分かる。

（Ｎｏ．４〜２６）
Ｎｏ．４〜２６は、鋼種ａを用い、条件Ａにより母相組織がポリゴナルフェライトの合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した例である。

このうちＮｏ．４〜６は、合金化温度（Ｔｇａ）が４４０℃と低い例であり、合金化ができなかった。

Ｎｏ．７〜１３は、合金化温度（Ｔｇａ）が４７５℃の例であり、いずれも合金化は適切に行われている。このうち合金化前のＣγが上記式（１）を満足するＮｏ．９〜１１は、上記式（１）の左辺の値を下回るＮｏ．７〜８、上記式（１）の右辺の値を超えるＮｏ．１２〜１３に比べ、強度−延性バランスが著しく高められており、合金化前の残留オーステナイト（ＧＩ鋼板由来の残留オーステナイト）は、合金化により消失することなく、ほぼ残存している。

Ｎｏ．１４〜２０は、合金化温度（Ｔｇａ）が５００℃の例であり、いずれも合金化は適切に行われている。このうち合金化前のＣγが上記式（１）を満足するＮｏ．１６〜１８は、上記式（１）の左辺の値を下回るＮｏ．１４〜１５、上記式（１）の右辺の値を超えるＮｏ．１９〜２０に比べ、強度−延性バランスが著しく高められており、合金化前の残留オーステナイトは、合金化により消失することなく、ほぼ残存している。

Ｎｏ．２１〜２３は、合金化温度（Ｔｇａ）が５２５℃の例であり、いずれも合金化は適切に行われている。このうち合金化前のＣγが上記式（１）を満足するＮｏ．２２は、上記式（１）の左辺の値を下回るＮｏ．２１、上記式（１）の右辺の値を超えるＮｏ．２３に比べ、強度−延性バランスが著しく高められており、合金化前の残留オーステナイトは、合金化により消失することなく、ほぼ残存している。

一方、Ｎｏ．２４〜２６は、合金化温度（Ｔｇａ）が５７５℃と高い例であり、合金化により、残留オーステナイトがセメンタイトとフェライトに変態し、所望の残留オーステナイトが得られなかった。

（Ｎｏ．２７〜２９）
Ｎｏ．２７〜２９は、鋼種ａを用い、条件Ｃにより母相組織がベイニティックフェライトの合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した例である。このうち合金化前のＣγが上記式（１）を満足するＮｏ．２８は、上記式（１）の左辺の値を下回るＮｏ．２７、上記式（１）の右辺の値を超えるＮｏ．２９に比べ、強度−延性バランスが著しく高められており、合金化前の残留オーステナイト（ＧＩ鋼板由来の残留オーステナイト）は、合金化により消失することなく、ほぼ残存している。

（Ｎｏ．３０〜３２）
Ｎｏ．３０〜３２は、鋼種ｂを用い、条件Ａにより母相組織がポリゴナルフェライトの溶融亜鉛めっき鋼板を製造した例であり、Ｃγ量が多いほど、強度−延性バランスが向上していることが分かる。

（Ｎｏ．３３〜４１）
Ｎｏ．３３〜４１は、鋼種ｂを用い、条件Ａにより母相組織がポリゴナルフェライトの合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した例である。

Ｎｏ．３３〜３５は、合金化温度（Ｔｇａ）が４７５℃の例であり、いずれも合金化は適切に行われている。このうち合金化前のＣγが上記式（１）を満足するＮｏ．３４は、上記式（１）の左辺の値を下回るＮｏ．３３、上記式（１）の右辺の値を超えるＮｏ．３５に比べ、強度−延性バランスが著しく高められており、合金化前の残留オーステナイト（ＧＩ鋼板由来の残留オーステナイト）は合金化により消失することなく、ほぼ残存している。

Ｎｏ．３６〜３８は、合金化温度（Ｔｇａ）が５００℃の例であり、いずれも合金化は適切に行われている。このうち合金化前のＣγが上記式（１）を満足するＮｏ．３７は、上記式（１）の左辺の値を下回るＮｏ．３６、上記式（１）の右辺の値を超えるＮｏ．３８に比べ、強度−延性バランスが著しく高められており、合金化前の残留オーステナイトは、合金化により消失することなく、ほぼ残存している。

Ｎｏ．３９〜４１は、合金化温度（Ｔｇａ）が５２５℃の例であり、いずれも合金化は適切に行われている。このうち合金化前のＣγが上記式（１）を満足するＮｏ．４０は、上記式（１）の左辺の値を下回るＮｏ．３９、上記式（１）の右辺の値を超えるＮｏ．４１に比べ、強度−延性バランスが著しく高められており、合金化前の残留オーステナイトは、合金化により消失することなく、ほぼ残存している。

（Ｎｏ．４２〜４７）
Ｎｏ．４２〜４７は、鋼種ｃを用い、条件Ｂにより母相組織がベイニティックフェライトの合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した例である。

Ｎｏ．４２〜４４は、合金化温度（Ｔｇａ）が４７５℃の例であり、いずれも合金化は適切に行われている。このうち合金化前のＣγが上記式（１）を満足するＮｏ．４３は、上記式（１）の左辺の値を下回るＮｏ．４２、上記式（１）の右辺の値を超えるＮｏ．４４に比べ、強度−延性バランスが著しく高められており、合金化前の残留オーステナイトは、合金化により消失することなく、ほぼ残存している。

Ｎｏ．４５〜４７は、合金化温度（Ｔｇａ）が５００℃の例であり、いずれも合金化は適切に行われている。このうち合金化前のＣγが上記式（１）を満足するＮｏ．４６は、上記式（１）の左辺の値を下回るＮｏ．４５、上記式（１）の右辺の値を超えるＮｏ．４７に比べ、強度−延性バランスが著しく高められており、合金化前の残留オーステナイトは、合金化により消失することなく、ほぼ残存している。

（Ｎｏ．４８〜５０）
Ｎｏ．４８〜５０は、鋼種ｄを用い、条件Ｂにより母相組織がベイニティックフェライトの合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した例である。

Ｎｏ．４８〜５０は、合金化温度（Ｔｇａ）が５００℃の例であり、いずれも合金化は適切に行われている。このうち合金化前のＣγが上記式（１）を満足するＮｏ．４９は、上記式（１）の左辺の値を下回るＮｏ．４８、上記式（１）の右辺の値を超えるＮｏ．５０に比べ、強度−延性バランスが著しく高められており、合金化前の残留オーステナイトは、合金化により消失することなく、ほぼ残存している。

（Ｎｏ．５１〜５３）
Ｎｏ．５１〜５３は、鋼種ｅを用い、条件Ｂにより母相組織がベイニティックフェライトの合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した例である。これらは、いずれも合金化温度（Ｔｇａ）が５００℃の例であり、合金化は適切に行われている。このうち合金化前のＣγが上記式（１）を満足するＮｏ．５２は、上記式（１）の左辺の値を下回るＮｏ．５１、上記式（１）の右辺の値を超えるＮｏ．５３に比べ、強度−延性バランスが著しく高められており、合金化前の残留オーステナイトは、合金化により消失することなく、ほぼ残存している。

（Ｎｏ．５４〜５６）
Ｎｏ．５４〜５６は、鋼種ｆを用い、条件Ｂにより母相組織がベイニティックフェライトの合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した例である。これらは、いずれも合金化温度（Ｔｇａ）が５００℃の例であり、合金化は適切に行われている。このうち、合金化前のＣγが上記式（１）を満足するＮｏ．５５は、上記式（１）の左辺の値を下回るＮｏ．５４、上記式（１）の右辺の値を超えるＮｏ．５６に比べ、強度−延性バランスが著しく高められており、合金化前の残留オーステナイトは、合金化により消失することなく、ほぼ残存している。

（Ｎｏ．５７〜５９）
Ｎｏ．５７〜５９は、鋼種ｇを用い、条件Ｂにより母相組織がベイニティックフェライトの合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した例である。これらは、いずれも合金化温度（Ｔｇａ）が４７５℃の例であり、合金化は適切に行われている。このうち、合金化前のＣγが上記式（１）を満足するＮｏ．５８は、上記式（１）の左辺の値を下回るＮｏ．５７、上記式（１）の右辺の値を超えるＮｏ．５９に比べ、強度−延性バランスが著しく高められており、合金化前の残留オーステナイトは、合金化により消失することなく、ほぼ残存している。

（Ｎｏ．６０〜６３）
Ｎｏ．６０〜６３は、本発明の化学成分を満足しない鋼種ｈ〜ｋを用い、条件Ａにより母相組織がベイニティックフェライトの合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した比較例（Ｎｏ．６０〜６３）である。これらは、いずれも合金化温度（Ｔｇａ）が５００℃の例であり、合金化は適切に行われている。

Ｎｏ．６０はＣ量が少ない鋼種ｈを用いた例、Ｎｏ．６１はＳｉ＋ｓｏｌ．Ａｌの合計量が少ない鋼種ｉを用いた例、Ｎｏ．６２はＭｎ量が少ない鋼種ｊを用いた例、Ｎｏ．６３はＭｎ量が多い鋼種ｋを用いた比較例であり、いずれも所望とする残留オーステナイト量を確保できず、強度−延性バランスが低下している。Ｎｏ．６３はＭｎ量が多い鋼種ｋを用いた比較例であり、熱間圧延時に鋳片割れが生じた。

図１は、ＧＩ鋼板における残留オーステナイト中のＣγと強度−延性バランスとの関係を示すグラフである。 図２は、ＧＡ鋼板における、合金化前の残留オーステナイト中のＣγと強度−延性バランスとの関係を示すグラフである。 図３は、他のＧＡ鋼板における、合金化前の残留オーステナイト中のＣγと強度−延性バランスとの関係を示すグラフである。 図４は、実施例の結果（表１の鋼種ａを用いた結果）を、合金化温度ごとに整理したグラフである。 図５は、オーステンパ条件とＣγ量との関係を示す予備データの一例を示す図である。

Claims (3)

1. 鋼中成分は、質量％で、
   Ｃ ：０．１０〜０．２５％、
   Ｓｉ ：２．５％以下、
   Ｍｎ ：１．０〜３．５％、
   ｓｏｌ．Ａｌ ：２．５％以下、
   Ｓｉ＋ｓｏｌ．Ａｌ：１．０〜３．０％、
   残部 ：Ｆｅ及び不可避的不純物で、
   鋼中組織は、フェライトおよび／またはベイニティックフェライトの母相組織と、残留オーステナイトの第２相組織とを含む合金化溶融亜鉛めっき鋼板の強度−延性バランスのバラツキを改善する方法であって、
   合金化温度（Ｔｇａ）に応じて、合金化前の溶融亜鉛めっき鋼板中の残留オーステナイトの炭素濃度（Ｃγ）が下記式（１）を満足するように制御することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の強度−延性バランスのバラツキ改善方法。
   −０．００３０×Ｔｇａ＋２．４２≦Ｃγ≦−０．００３０×Ｔｇａ＋２．７２
   ・・・（１）
   但し、４５０≦Ｔｇａ≦５５０
   式中、Ｔｇａは合金化温度（℃）であり、Ｃγは合金化前の溶融亜鉛めっき鋼板中の残留オーステナイトの炭素濃度（％）である。
2. 前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、更に他の元素として、Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）を含有する請求項１に記載のバラツキ改善方法。
3. 請求項１または２に記載のバラツキ改善方法を用いて合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法。

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