JP4958383B2 - 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、自動車車体などに用いられる、加工性に優れた溶融亜鉛めっき高張力鋼板(合金化処理したものを含む)の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車用の鋼板には、加工性と共に優れた耐食性が要求されるため、種々の表面処理鋼板が用いられている。中でも、溶融亜鉛めっき鋼板は、優れた耐食性を有するとともに、再結晶焼鈍と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、安価に製造できるという利点を具えている。さらに、前記溶融亜鉛めっきの後、合金化処理を行った合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、とりわけ耐食性に優れ、溶接性やプレス成形性にも優れている。そのため、これらの溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板（以降、両鋼板を併せて、「溶融亜鉛めっき鋼板」と称する）は、自動車車体用として多用されている。
【０００３】
一方、近年では、地球環境の保護を目的として、自動車の燃費向上のための車体軽量化が図られるとともに、乗員の安全性向上を目的として、衝突時の安全性の確保がより強く求められるようになり、上記溶融亜鉛めっき鋼板の高強度化(高張力化)が進められている。
【０００４】
高張力鋼板としては、種々の強化機構を利用したものが開発されているが、中でも、複合組織高張力鋼板は、自動車の耐衝突特性に優れた特性を有している。この複合組織鋼板は、軟質なフェライト相中にマルテンサイト相を主とする硬質な第２相を分散させることによって高強度化するもので、Mnなどの合金元素を添加した低炭素鋼素材を、フェライトとオーステナイトの２相領域に加熱したのち、急速冷却し、オーステナイト相をマルテンサイトに低温変態させることにより製造されている。そして、この鋼板は、上記マルテンサイト変態時に、マルテンサイトの周囲のフェライトに多数の可動転位が導入される結果、引張強さが大きい割には降伏強さが低い、いわゆる降伏比(ＹＲ＝降伏強さ／引張強さ)が低いという特性を有している。このような低降伏比の材料は、プレス成形時のスプリングバックが小さく、また、しわの発生を抑えることができるので、プレス成形性に優れている。また、複合組織鋼板は、加工硬化係数(ｎ値)が高く、均一伸びの値が高いという特性も有している。
【０００５】
ところで、上述した２相域焼鈍後の冷却において、オーステナイト相をマルテンサイト相に変態させるためには、合金元素の添加が必要である。例えば、特許文献１には、焼鈍後の冷却速度に応じて、Mn，Mo，Crなどの合金元素の添加量を調整する技術が提案されている。しかし、Moは、めっき性への悪影響が小さいものの、高価でコストアップを招くため、多量に添加できない。そのため、高強度化を図るための添加元素としては、主としてMnあるいはCrが用いられている。
【０００６】
しかし、このMn，Crは、一般に、焼鈍の過程で鋼板の表面に濃化して表面濃化層を形成し、めっき特性の劣化、とくに溶融亜鉛めっきにおける溶融亜鉛との濡れ性を悪くして不めっきを引き起こしたり、めっきされた亜鉛層の密着性を低下させたりするため、極力低減することが望ましい元素である。一方、ＣＧＬにおける溶融亜鉛めっき後、あるいは合金化処理後の冷却速度は、連続焼鈍ライン(ＣＡＬ)のそれと比べて低いので、マルテンサイト変態を行わせるためには、より多くの合金元素の添加が必要となる。そのため、溶融亜鉛めっきあるいは合金化処理した鋼板において、複合組織化し、高強度と低降伏比特性が得られる程度に合金元素を添加すると、不めっきや密着不良が発生し、自動車用車体への適用が困難になるという問題があった。
【０００７】
これらの問題に対する対策として、例えば、特許文献２には、鋼板を連続溶融亜鉛めっきラインに通板するのに先立って電気めっき処理を施すことにより、また、特許文献３には、クラッド法によりSi，Mnなどの含有量の少ない組成の鋼を高張力鋼板の表層に設けることにより、めっき濡れ性を改善する技術が提案されている。
【０００８】
また、特許文献４には、連続溶融亜鉛めっきラインに通板する前に、一旦、２相域で焼鈍を行って表面濃化層を形成し、この濃化層を酸洗により取り除いてから、再び２相域に加熱し、その後、鋼板成分に応じた臨界冷却速度以上で冷却することにより、めっき特性と加工性に優れた複合組織型の溶融亜鉛めっき高張力鋼板を製造する技術が開示されている。
【０００９】
【特許文献１】
特開昭57−152421号公報
【特許文献２】
特開平２−194156号公報
【特許文献３】
特開平３−199363号公報
【特許文献４】
特開2000-109966号公報
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特許文献２や特許文献３の技術では、新たな工程を経る必要があり、生産性の低下や製造コストの上昇を招く等の問題があった。また、特許文献４の技術では、高強度、低降伏比の鋼板が得られるものの、第２相の形態を十分に制御しきれていないために、トータルの伸び(全伸び)が低くて加工性が劣るため、強度が高い割には低降伏比でｎ値が大きいという複合組織鋼板の利点を十分に活かしきれていないという問題があった。
【００１１】
本発明の目的は、従来技術が抱えている上記問題点を解消し、MnやMo等の合金元素を多く添加した鋼板においても、不めっきやめっき密着性の劣化等がなく、かつ高強度で降伏比が低く、特に、高強度の割には延性の低下の少ない強度−延性バランスに優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板の新規な製造方法を提案することにある。具体的な本発明の開発目標は、引張強さが380〜1000MPa、とりわけ440〜650MPaで、降伏比が60％以下、ＴＳ×Ｅｌが18000MPa・％以上を満たすめっき特性と強度−延性バランスに優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提案することにある。
なお、本発明で言う溶融亜鉛めっき鋼板は、溶融亜鉛めっきままで製品とするいわゆる溶融亜鉛めっき鋼板(ＧＩ)のほか、溶融亜鉛めっき後、加熱し合金化処理を施すいわゆる合金化溶融亜鉛めっき鋼板(ＧＡ)の双方を意味する。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、めっき特性と加工性、特に優れた強度−延性バランスとを具備した高張力溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法について鋭意研究を行った。その結果、適正量の合金元素を添加した溶融亜鉛めっき用母板を連続溶融亜鉛めっきライン(ＣＧＬ)に通板するに先立って、２相域焼鈍と酸洗処理とを施すことにより、複合組織化を促進し、めっき特性を向上できること、さらに、ＣＧＬにおける溶融亜鉛めっき直前の２相域焼鈍後の冷却速度を制御することにより、複合組織化をより促進すると共に、局部伸びを改善して大きな全伸び量を確保し、ひいては強度−延性バランスの向上をなし得ることを見出し、本発明を完成するに至った。
【００１３】
上記、知見に基いて開発された本発明の要旨構成は以下の通りである。
（１）Ｃ：０．０３〜０．１ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．５〜３．０ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．０２〜０．１５ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０５ｍａｓｓ％以下、Ｂ≦０．０００３ｍａｓｓ％（ただし、０ｍａｓｓ％を含む）を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する溶融亜鉛めっき用母板を、Ａｃ１変態点以上Ａｃ３変態点以下で少なくとも１回の焼鈍を行った後、酸洗し、その後、Ａｃ１変態点以上Ａｃ３変態点以下の温度に加熱し、この温度から７００℃までの平均冷却速度を下記（１）式を満たす冷却速度（ＣＲ１）とし、さらに７００℃からめっき浴温までの平均冷却速度を下記（２）式を満たす冷却速度（ＣＲ２）として冷却した後、溶融亜鉛めっきあるいはさらに合金化処理を施し、その後、めっき浴温あるいは合金化処理温度から３００℃までの平均冷却速度を上記ＣＲ２を満たす冷却速度として冷却してＴＳ×Ｅｌが１８０００ＭＰａ・％以上の強度−延性バランスを有する鋼板を得ることを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
記
ＣＲ１（℃／ｓｅｃ）：１０（Ａ＋２．５）〜１０（Ａ＋３．５）未満 ・・・（１）
ＣＲ２（℃／ｓｅｃ）≧１０（Ａ＋３．５） ・・・（２）
ただし、Ａ＝−３．５（Ｍｏ）−１．２（Ｍｎ）−０．１６（Ｓｉ）−２．０（Ｃｒ）−０．０８（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋０．１５（Ｐ）
なお、Ａを表す式中の各元素記号は、各々の元素の含有量（ｍａｓｓ％）を意味する。
（２）Ｃ：０．０３〜０．１ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．５〜３．０ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．０２〜０．１５ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０５ｍａｓｓ％以下、Ｂ：０．０００３ｍａｓｓ％超０．０１ｍａｓｓ％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する溶融亜鉛めっき用母板を、Ａｃ１変態点以上Ａｃ３変態点以下で少なくとも１回の焼鈍を行った後、酸洗し、その後、Ａｃ１変態点以上Ａｃ３変態点以下の温度に加熱し、この温度から７００℃までの平均冷却速度を下記（１）式を満たす冷却速度（ＣＲ１）とし、さらに７００℃からめっき浴温までの平均冷却速度を下記（２）式を満たす冷却速度（ＣＲ２）として冷却した後、溶融亜鉛めっきあるいはさらに合金化処理を施し、その後、めっき浴温あるいは合金化処理温度から３００℃までの平均冷却速度を上記ＣＲ２を満たす冷却速度として冷却してＴＳ×Ｅｌが１８０００ＭＰａ・％以上の強度−延性バランスを有する鋼板を得ることを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
記
ＣＲ１（℃／ｓｅｃ）：１０（Ａ＋２．５）〜１０（Ａ＋３．５）未満 ・・・（１）
ＣＲ２（℃／ｓｅｃ）≧１０（Ａ＋３．５） ・・・（２）
Ａ＝−３．５（Ｍｏ）−１．２（Ｍｎ）−０．１６（Ｓｉ）−２．０（Ｃｒ）−０．０８（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋０．１５（Ｐ）−１１．５√（Ｂ−０．０００３）
なお、Ａを表す式中の各元素記号は、各々の元素の含有量（ｍａｓｓ％）を意味する。
【００１４】
（３）上記溶融亜鉛めっき用母板が、上記成分組成に加えてさらに、Ｓｉ：０．５ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：１．５ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：１．５ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：１．０ｍａｓｓ％以下のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１５】
（４）上記溶融亜鉛めっき用母板が、上記成分組成に加えてさらに、Ｐ：０．１ｍａｓｓ％以下を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１６】
（５）上記溶融亜鉛めっき用母板が、上記成分組成に加えてさらに、Ｎｂ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．３ｍａｓｓ％以下のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１７】
（６）上記溶融亜鉛めっき用母板が、上記成分組成に加えて、Ｐ：０．１ｍａｓｓ％以下を含有し、さらにＳｉ：０．５ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：１．５ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：１．５ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：１．０ｍａｓｓ％以下のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１８】
（７）上記溶融亜鉛めっき用母板が、上記成分組成に加えて、Ｓｉ：０．５ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：１．５ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：１．５ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：１．０ｍａｓｓ％以下のうちの１種または２種以上を含有し、さらにＮｂ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．３ｍａｓｓ％以下のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１９】
（８）上記溶融亜鉛めっき用母板が、上記成分組成に加えて、Ｐ：０．１ｍａｓｓ％以下を含有し、さらにＮｂ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．３ｍａｓｓ％以下のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２０】
（９）上記溶融亜鉛めっき用母板が、上記成分組成に加えて、Ｐ：０．１ｍａｓｓ％以下を含有し、Ｓｉ：０．５ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：１．５ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：１．５ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：１．０ｍａｓｓ％以下のうちの１種または２種以上を含有し、さらにＮｂ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．３ｍａｓｓ％以下のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２１】
【発明の実施の形態】
本発明において、溶融亜鉛めっき用母板の成分組成を上記範囲に限定する理由について説明する。
Ｃ：0.03〜0.1mass％
Ｃは、第２相をマルテンサイト化し、そのマルテンサイト相の強度を確保するために必要な元素である。Ｃ量が0.03mass％未満では、マルテンサイト化しにくく、複合組織を安定して得ることが困難となる。一方、0.1mass％を超えて含有すると、強度−延性バランスが劣化する。そのため、Ｃ量は0.03〜0.1mass％、好ましくは0.035〜0.06mass％の範囲で添加する。
【００２２】
Ｍｎ：１．５〜３．０ｍａｓｓ％
Ｍｎは、焼入性を向上させる元素として有効な元素であり、複合組織を安定して得るためには、少なくとも１．５ｍａｓｓ％は含有する必要がある。一方、Ｍｎ含有量が３．０ｍａｓｓ％を超えると、加工性が低下するほか、めっき性が本発明の方法によっても改善できなくなる。このため、Ｍｎ量は１．５〜３．０ｍａｓｓ％とする。
【００２３】
Ｍｏ：０．０２〜０．１５ｍａｓｓ％
Ｍｏは、焼入性を向上させる効果が大きく、めっき性への悪影響が少ないので、強度を確保するためには極めて有用な元素である。このような効果を発揮させるためには０．０２ｍａｓｓ％以上の含有が必要である。一方、０．１５ｍａｓｓ％を超える含有は、亜鉛めっき層の合金化を遅延させるほか、コスト上昇にもつながるので、Ｍｏ含有量は０．０２〜０．１５ｍａｓｓ％の範囲とする。
【００２４】
なお、本発明においては、上述した基本成分に加えて、高張力鋼板のさらなる特性改善を図るため、その他の元素を添加してもよい。具体的には、焼入性を改善する元素として、Si，Ｂ，Cr，Ni，Cuのうちの１種または２種以上を、高強度化とともにｒ値等の加工性を改善することを目的としてＰを、さらに局部延性を改善することを目的としてTi，Nb，Ｖのうち１種または２種以上を、それぞれ以下の範囲で含有させてもよい。
【００２５】
Si：0.5mass％以下
Siは、鋼の焼入性を改善し、さらに強化と強度−伸びバランスを改善するのに有用な元素である。その効果を得るためには0.05mass％以上含有させることが好ましいが、0.5mass％を超えて含有すると、めっき特性、とくに濡れ性を阻害する。このため、Si量は0.5mass％以下含有させる。好ましくは、0.05〜0.5mass％である。
【００２６】
Ｂ：0.01mass％以下
Ｂは、鋼の焼入性を改善し、さらに伸びの改善にも有効な元素である。上記効果を得るためには0.0003mass％超えて含有することが好ましく、一方、0.01mass％を超えて含有すると、析出物が過剰に生成し加工性の低下をきたす。よって、Ｂは0.01mass％を上限として含有させる。好ましくは0.0003mass％超0.01mass％以下である。
なお、上記Ｂの焼入性の向上効果は他の元素と比べて大きく、ある量以上ではその効果は含有量が少なくても大きい。そこで、本発明においては、後述するように、焼入れ性に及ぼす合金元素の影響を評価する関数Ａを、Ｂの含有量によって異なるものを用いることとした。
【００２７】
Ni：1.5mass％以下
Niは、鋼の焼入性を改善する元素であり、この効果を発揮させるためには0.05mass％以上含有することが好ましい。またNiは、めっき特性への悪影響が少ない元素であるが、1.5mass％を超えて含有すると、伸びなどの加工特性を低下させるので、1.5mass％以下を含有させる。好ましくは0.05〜1.5mass％の範囲である。
【００２８】
Cu：1.5mass％以下
Cuは、Niと同じく、鋼の焼入性を改善する元素である。この効果を発揮させるためには、0.05mass％以上の含有が好ましい。一方、1.5mass％を超えて含有すると、熱間圧延におけるスケール疵を引き起こすので、1.5mass％以下を含有させる。好ましい含有範囲は、0.05〜1.5mass％である。
【００２９】
Cr：1.0mass％以下
Crは、鋼の焼入性を改善してマルテンサイト変態を促進し、さらにマルテンサイトの分布状態を制御し、降伏比を下げる効果を有する元素である。この効果を得るためには0.05mass％以上の含有が好ましいが、1.0mass％を超えて含有すると、めっき濡れ性を阻害する。よって、Crは、1.0mass％の以下の範囲で含有させる。好ましくは0.05〜1.0mass％の範囲である
【００３０】
Ｐ：0.1mass％以下
Ｐは、強度の向上とともに、伸びやｒ値の改善に有効な元素である。これらの効果を得るには0.02mass％以上含有することが好ましいが、0.1mass％を超えての含有は、加工性の低下、靭性の低下をもたらすので、0.1mass％以下含有させる。好ましくは、0.02〜0.1mass％の範囲である。
【００３１】
Nb：0.3mass％以下、Ti：0.3mass％以下、Ｖ：0.3mass％以下のうちの１種あるいは２種以上
Nb，Ti，Ｖは、微細な炭窒化物をフェライト中に析出することにより、フェライトの強度を上昇すると共に、伸びフランジ性などの局部延性を向上させるのに有効な元素である。上記効果を得るためには、それぞれ0.005mass％以上含有させることが好ましい。しかし、0.3mass％を超えての含有は、析出物が多くなり過ぎ、却って伸びの低下を招くので、それぞれ0.3mass％を上限とする。なお、Nb，TiおよびＶの３元素は、それぞれ同等の効果を有するので、特に伸び特性を良好とするためには、それらは(Nb＋Ti＋Ｖ)の合計で0.3mass％以下の範囲で添加するのが望ましい。
【００３２】
本発明の鋼板は、上記成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物とすることが好ましい。ただしAlは、脱酸成分として添加される場合には、0.05mass％以下の範囲内であれば、本発明の効果に特に影響しないので、含まれていてもよい。
【００３３】
次に、本発明に係る高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造条件について説明する。
上述した成分を有する鋼を転炉や脱ガス処理等の工程で溶製し、連続鋳造等の通常の方法で鋼スラブとした後、必要に応じて再加熱を行い、熱間圧延を行う。この熱間圧延は、仕上圧延の終了温度をＡr3変態点以上とし、オーステナイト(γ)域で圧延を終了することが好ましい。熱延後の鋼板は、酸洗により表面の酸化スケールを除去したのち、冷間圧延により所定の板厚とする。
【００３４】
冷間圧延後の鋼板は、連続溶融亜鉛めっきラインにおける溶融亜鉛めっきに先立って、Ａc1変態点以上Ａc3変態点以下の２相域温度に加熱、焼鈍を行う。この焼鈍は、連続焼鈍ライン(以下、単に「ＣＡＬ」と略記する)で行うことが好ましいが、バッチ焼鈍で行ってもよい。この焼鈍の第１の目的は、ＣＧＬにおける溶融亜鉛めっき前の焼鈍より以前の段階において鋼板をフェライト＋オーステナイト(α＋γ)の２相域温度に加熱し、γ相に焼入性の向上に有効な合金元素を濃化させることによって、マルテンサイト変態をより安定して行わせるとともに、α相の純化を図ることにより、めっき特性を改善することにある。なお、上記γ相に濃化させる合金元素とは、Mn，Mo，Crなどの比較的拡散しにくい置換型の元素のことである。
【００３５】
また、この焼鈍の第２の目的は、後述する酸洗工程と組み合わせることにより、鋼板表面の純化を図り、もってめっき特性を大幅に改善することにある。すなわち、この焼鈍を行うことによって、鋼板表面には、Si，Mn，Crなどの元素が濃化して表面酸化物層を形成するが、この酸化物層は、めっき特性に対して著しく悪影響を及ぼすので、酸洗によって除去する必要がある。一方、この焼鈍によっては、鋼板表面だけでなく、表面直下３〜30μｍ程度の深さの結晶粒界にも、Mn，Cr等の酸化物が析出、形成する。この析出物は、上記酸洗によっては除去されずに鋼板の表層直下に残存する。そして、この結晶粒界の析出物は、後工程のＣＧＬで行われるめっき前の焼鈍時に、Si，Mn等の成分が鋼板表層へ拡散するのを抑制し、その結果、めっき特性を害する表面濃化層の形成が著しく低減する。
【００３６】
すなわち、ＣＡＬでの焼鈍と酸洗による表面濃化層の除去を終えた鋼板の表面は、ミクロ的には粒界に内部酸化層が形成された状態となる。これを、ＣＧＬで焼鈍すると、めっき性に不利なSiやMnなどの合金元素は、粒界にそって表面に濃化しようとするが、上記内部酸化物にトラップされて表面に移動できなくなり、表面濃化層の形成が抑制される。さらに、鋼板の表面は、還元雰囲気により還元されてFe層が形成されるため、めっき性により好ましい表面になる。これらの相乗効果によって、めっき性が著しく向上するのである。
【００３７】
このＣＡＬでの焼鈍温度は、上記効果を得るためには、Ａc1変態点以上Ａc3変態点以下(好ましくは950℃以下)とする必要がある。なお、Ａc1変態点やＡc3変態点は、鋼板の成分によって異なるため、事前に試験を行い確認しておく必要がある。また、上記焼鈍の効果は、１回の焼鈍でも得ることができるが、かかる温度域への加熱を複数回繰り返すことにより、合金元素が局所的に濃化し、複合組織をより安定して得ることが可能となる。焼鈍(均熱)時間は、ＣＡＬの場合、積算で20秒〜15分が好ましい。
【００３８】
焼鈍時の雰囲気ガスは、スケールの発生を抑制するためには、鉄に対して還元性とすることが好ましく、ＣＡＬ焼鈍の場合には、数％のＨ2ガスを含むＮ2ガスを用いることが好ましい。なお、上記のような還元性の雰囲気ガスでは、鉄は酸化されず、Mnなどが選択的に酸化され外部酸化層を生成する。また、ミクロ的には、結晶粒界に沿って、Mn等の内部酸化物が析出するが、この酸化物は、先述したように、その後の酸洗でも除去されずに残存する。
【００３９】
ＣＡＬ等での焼鈍を施した鋼板は、上述したように、酸洗処理を行い、鋼板表面の表面濃化層を除去する必要がある。酸洗の方法は、通常行なわれている方法で行うことができ、酸洗液もＨCl，Ｈ2ＳＯ4等、通常用いられているもので構わない。
【００４０】
酸洗を終えた鋼板は、連続溶融亜鉛めっきライン(ＣＧＬ)において、還元性雰囲気下で加熱を行った後、溶融亜鉛めっきを行い、必要に応じてさらに合金化処理を施し、製品とする。ＣＧＬでの加熱温度は、めっき濡れ性の点からは650℃以上であればよいが、複合組織鋼板を得るためには、Ａc1変態点以上Ａc3変態点以下の２相域温度とする必要がある。この温度域に加熱することによって、合金元素がさらにγ相へと濃化し、特に粒界の３重点付近に合金元素が濃化する。そして、この合金元素が濃化したγ相は、その後、所定速度で冷却することにより、安定してマルテンサイトに変態し、複合組織の形成に寄与するからである。但し、酸洗前のＣＡＬなどでの焼鈍温度を超えて加熱すると、めっき性を悪化する元素が鋼板表面に再び濃化し、酸洗した効果が小さくなるため、ＣＧＬでの加熱温度は、酸洗前に施す焼鈍の焼鈍温度以下にすることが好ましい。なお、ＣＧＬでの加熱時間（均熱時間）は、20秒〜３分であることが好ましい。
【００４１】
ＣＧＬにおけるめっき前加熱を行った後の冷却は、本発明の最も重要なところであり、加熱温度〜700℃まで、700℃〜めっき浴温まで、めっき浴温または合金化処理温度〜300℃までの３段階で冷却速度を制御する必要がある。
・加熱温度〜700℃まで
発明者らは、フェライトとマルテンサイトからなる複合組織鋼板の全伸びに及ぼす鋼板組織の影響について研究したところ、主としてマルテンサイトからなる第２相のサイズを適度に小さくするとともに、その存在する位置を結晶粒界の３重点付近に存在させることにより、局部伸び、ひいては全伸びが改善され、強度−延性バランスが大きく改善されることを新規に見出した。また、そのためには、上述した２相域焼鈍後の冷却、特に２相域温度における冷却速度を、従来よりも緩冷却となるよう制御することが重要であることを見出した。
【００４２】
すなわち、本発明においては、２相域焼鈍後の冷却、特に加熱温度〜700℃までの温度域での冷却速度を、従来よりも緩冷却とするところに特徴がある。その理由は、緩冷却とすることにより、マルテンサイト変態に有効な合金元素のγ相への濃化を十分に行わせて、変態を容易にするとともに、γ相の体積率を減少して、その後の急冷により生成する第２相のサイズを小さく制御するとともに、マルテンサイトの存在位置を主に粒界の３重点等に限定することにより、局部延性への悪影響を低減するためである。また、上記γ相への合金元素の濃化は、生成するマルテンサイト相の硬さを高くし、マルテンサイト相の体積率の減少による低強度化を抑制する。
【００４３】
上記効果を得るためには、ＣＧＬにおける加熱温度〜700℃までの温度域における平均冷却速度は、添加された合金成分の量に応じて、下記(1)式を満たす冷却速度ＣＲ1となるように制御する必要がある。
記
ＣＲ1(℃/sec)：10(A+2.5)〜10(A+3.5)未満 …… (1)
ただし、Ｂ≦0.0003mass％のとき、
Ａ＝−3.5(Mo)−1.2(Mn)−0.16(Si)−2.0(Cr)−0.08(Ni＋Cu)＋0.15(Ｐ)
Ｂ＞0.0003mass％のとき、
Ａ＝−3.5(Mo)−1.2(Mn)−0.16(Si)−2.0(Cr)−0.08(Ni＋Cu)＋0.15(Ｐ)−11.5√(Ｂ−0.0003)
ここで、Ａを表す式のカッコ内の元素記号は、各元素の含有量(mass％)を意味する。
【００４４】
冷却速度ＣＲ１が、１０（Ａ＋３．５）以上となると、冷却が速すぎて合金元素が拡散するための十分な時間が確保できないため、上記所望の効果を得られない。一方、ＣＲ１が、１０（Ａ＋２．５）未満では、オーステナイト相の体積率が減少しすぎて硬質な第２相の量を十分確保することができなくなり、強度の低下や、降伏比の上昇を招き、本発明が目標とする良好な強度−延性バランスが得られなくなる。また、冷却速度を低下することは、７００℃までの冷却に長時間を要することになり、生産能率の低下を招く。従って、冷却速度は、１０（Ａ＋２．５ ）以上とするのが好ましい。
【００４５】
・700℃〜めっき浴温まで
700℃までの緩冷却が終了した後は、最終的にフェライトとマルテンサイトを主とする第２相からなる複合組織型の高張力鋼板を得るために、少なくともめっき浴温度(通常、550〜450℃)までの温度域の平均冷却速度を、Ｂ含有量に応じて、下記(2)式を満たす冷却速度ＣＲ2となるように制御する必要がある。
記
ＣＲ2(℃/sec)≧10(A+3.5) …… (2)
ただし、Ｂ≦0.0003mass％のとき、
Ａ＝−3.5(Mo)−1.2(Mn)−0.16(Si)−2.0(Cr)−0.08(Ni＋Cu)＋0.15(Ｐ)
Ｂ＞0.0003mass％のとき、
Ａ＝−3.5(Mo)−1.2(Mn)−0.16(Si)−2.0(Cr)−0.08(Ni＋Cu)＋0.15(Ｐ)−11.5√(Ｂ−0.0003)
ここで、上記Ａを表す式のカッコ内の元素記号は、各元素の含有量(mass％)を意味する。
【００４６】
上記Ａは、鋼板に含まれる各合金元素が焼入性に及ぼす影響係数を加算した焼入性を示す指標値である。また、上記(2)式は、上記Ａの関数であり、鋼板の成分組成により、冷却過程におけるパーライトの晶出曲線が変化するために、このパーライトノーズにかからないよう、合金元素の量に応じて冷却速度を制御しなければならないことを意味している。つまり、700℃〜めっき浴温までの温度域の平均冷却速度を、上記(2)式を満たす冷却速度ＣＲ2とすることによって、合金元素が濃化したγ相はマルテンサイトに変態し、高強度で降伏比が低い複合組織鋼板を製造することができる。なお、上記冷却における終点温度は、めっき浴温度として、そのまま溶融亜鉛めっきを施してもよいし、めっき浴温未満とし、その後、少なくともめっき浴温まで再加熱して溶融亜鉛めっきを施してもよい。また、溶融亜鉛めっき後は、必要に応じて、470〜600℃の温度まで再加熱して合金化処理を施してもよい。
【００４７】
・めっき浴温(合金化処理温度)〜300℃まで
溶融亜鉛めっきを施した後、あるいはさらに合金化処理を施した後は、最終的にフェライトとマルテンサイトを主とする第２相からなる複合組織型の高張力鋼板を得るために、めっき温度からあるいは合金化処理を施した場合は合金化処理温度から300℃までの平均冷却速度を、上述した(2)式を満たす冷却速度ＣＲ2として冷却する必要がある。冷却速度ＣＲ2が低く、上記(2)式を満たさない場合には、焼鈍において生成したγ相がマルテンサイトに変態する前にベイナイト変態してしまい、目的とした複合組織とならず、高強度、低降伏比の鋼板が得られない。
【００４８】
【実施例】
表１に示す成分組成を有する鋼スラブを、1150℃に加熱したのち、仕上圧延終了温度を900〜850℃とする熱間圧延を行い、この熱延板を酸洗した後、冷間圧延により板厚：1.2mmの冷延鋼板とし、溶融亜鉛めっき鋼板用の母板とした。これらの母板を、ＣＡＬにおいて、５vol％Ｈ2＋残Ｎ2雰囲気ガス中(露点−20℃)で焼鈍を行い、表面濃化層を生成させたのち、この濃化層を５％ＨCl(60℃)の水溶液中に６秒間浸漬する酸洗処理を行い、前記表面濃化層を除去した。その後、溶融亜鉛めっきライン(ＣＧＬ)に通板し、５vol％Ｈ2＋残Ｎ2雰囲気ガス中(露点−20℃)で加熱処理を行った後、めっき浴温(475℃)まで冷却し、Al濃度：0.13mass％の溶融亜鉛めっき浴槽に３秒間浸漬して、目付量(片面当り)：45g/m2の溶融亜鉛めっきを行い、300℃以下まで冷却した。また、一部については、めっき後さらに470〜600℃の温度に加熱し、めっき層中の目標Fe濃度を10mass％とする合金化処理を施した後、300℃以下まで冷却した。上記、ＣＡＬおよびＣＧＬにおける焼鈍、冷却条件等を、表２に整理して示した。なお、表１に示したＡc1変態点およびＡc3変態点は、鋼板を650℃以上の種々の温度に５℃間隔で、加熱速度10℃／secで加熱し、各々の温度に到達後、均熱保持することなく直ちに焼入れ(保持時間０sec)したものを組織観察し、焼入組織が観察され始める加熱温度をＡc1変態点、全面が焼入組織となる加熱温度をＡc3変態点として求めたものである。
【００４９】
【表１】
【００５０】
【表２】
【００５１】
上記方法で製造した(合金化)溶融亜鉛めっき鋼板について、引張特性(降伏強さＹＳ，引張強さＴＳ，伸びＥｌ，降伏伸びＹＥｌ，降伏比ＹＲ)、めっき性(不めっきの程度)およびめっきの密着性(耐パウダリング性)を調査した。引張特性は、圧延方向から、ＪＩＳ ５号試験片を採取し、測定した。不めっきの程度は、目視によりめっき鋼板表面を観察し、不めっき欠陥が全くないものを「１」、最も不めっきの多いものを「５」とする５段階で評価した。実用上、「２」以下であれば問題ない。また、耐パウダリング性は、セロハンテープを40×80mmの試験片に貼り付けてから90°の曲げ、曲げ戻しを行い、セロハンテープを剥離した時に付着している亜鉛粉の量を、蛍光Ｘ線測定装置で測定した。測定条件は、測定面積：30mmφ、電圧：50ｋＶ、電流：50ｍＡで、Ｘ線種：Rhで２分間計測し、そのカウント数で亜鉛粉の付着量を評価した。因みに、セロハンテープにうっすらと亜鉛粉が付着した状態が2000cpsであり、2500cps以下であれば、自動車などのプレス成形に耐えうるものとなる。これらの測定結果を、表３に示した。
【００５２】
【表３】
【００５３】
表３から、本発明に従って製造した(合金化)溶融亜鉛めっき高張力鋼板は、いずれも、合金化処理の有無にかかわらず、めっき性、耐パウダリング性が良好であるとともに、引張強さが440MPa以上で、降伏比が60％以下でＴＳ×Ｅｌが18000MPa・％以上を満たす、優れた特性を有することがわかる。
【００５４】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、ＣＧＬに先立つ２相域焼鈍と酸洗によって表面濃化層の除去と内部酸化層の形成を行うことにより溶融亜鉛めっき鋼板のめっき性を大幅に向上することができる。また、上記２相域焼鈍とＣＧＬでの２相域焼鈍ならびにその後の冷却速度を規制することにより、高強度、低降伏比でかつ強度-延性バランスに優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。したがって、本発明は、耐食性と加工性が求められる自動車車体用の高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造に用いて好適である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車車体などに用いられる、加工性に優れた溶融亜鉛めっき高張力鋼板(合金化処理したものを含む)の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車用の鋼板には、加工性と共に優れた耐食性が要求されるため、種々の表面処理鋼板が用いられている。中でも、溶融亜鉛めっき鋼板は、優れた耐食性を有するとともに、再結晶焼鈍と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、安価に製造できるという利点を具えている。さらに、前記溶融亜鉛めっきの後、合金化処理を行った合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、とりわけ耐食性に優れ、溶接性やプレス成形性にも優れている。そのため、これらの溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板（以降、両鋼板を併せて、「溶融亜鉛めっき鋼板」と称する）は、自動車車体用として多用されている。
【０００３】
一方、近年では、地球環境の保護を目的として、自動車の燃費向上のための車体軽量化が図られるとともに、乗員の安全性向上を目的として、衝突時の安全性の確保がより強く求められるようになり、上記溶融亜鉛めっき鋼板の高強度化(高張力化)が進められている。
【０００４】
高張力鋼板としては、種々の強化機構を利用したものが開発されているが、中でも、複合組織高張力鋼板は、自動車の耐衝突特性に優れた特性を有している。この複合組織鋼板は、軟質なフェライト相中にマルテンサイト相を主とする硬質な第２相を分散させることによって高強度化するもので、Mnなどの合金元素を添加した低炭素鋼素材を、フェライトとオーステナイトの２相領域に加熱したのち、急速冷却し、オーステナイト相をマルテンサイトに低温変態させることにより製造されている。そして、この鋼板は、上記マルテンサイト変態時に、マルテンサイトの周囲のフェライトに多数の可動転位が導入される結果、引張強さが大きい割には降伏強さが低い、いわゆる降伏比(ＹＲ＝降伏強さ／引張強さ)が低いという特性を有している。このような低降伏比の材料は、プレス成形時のスプリングバックが小さく、また、しわの発生を抑えることができるので、プレス成形性に優れている。また、複合組織鋼板は、加工硬化係数(ｎ値)が高く、均一伸びの値が高いという特性も有している。
【０００５】
ところで、上述した２相域焼鈍後の冷却において、オーステナイト相をマルテンサイト相に変態させるためには、合金元素の添加が必要である。例えば、特許文献１には、焼鈍後の冷却速度に応じて、Mn，Mo，Crなどの合金元素の添加量を調整する技術が提案されている。しかし、Moは、めっき性への悪影響が小さいものの、高価でコストアップを招くため、多量に添加できない。そのため、高強度化を図るための添加元素としては、主としてMnあるいはCrが用いられている。
【０００６】
しかし、このMn，Crは、一般に、焼鈍の過程で鋼板の表面に濃化して表面濃化層を形成し、めっき特性の劣化、とくに溶融亜鉛めっきにおける溶融亜鉛との濡れ性を悪くして不めっきを引き起こしたり、めっきされた亜鉛層の密着性を低下させたりするため、極力低減することが望ましい元素である。一方、ＣＧＬにおける溶融亜鉛めっき後、あるいは合金化処理後の冷却速度は、連続焼鈍ライン(ＣＡＬ)のそれと比べて低いので、マルテンサイト変態を行わせるためには、より多くの合金元素の添加が必要となる。そのため、溶融亜鉛めっきあるいは合金化処理した鋼板において、複合組織化し、高強度と低降伏比特性が得られる程度に合金元素を添加すると、不めっきや密着不良が発生し、自動車用車体への適用が困難になるという問題があった。
【０００７】
これらの問題に対する対策として、例えば、特許文献２には、鋼板を連続溶融亜鉛めっきラインに通板するのに先立って電気めっき処理を施すことにより、また、特許文献３には、クラッド法によりSi，Mnなどの含有量の少ない組成の鋼を高張力鋼板の表層に設けることにより、めっき濡れ性を改善する技術が提案されている。
【０００８】
また、特許文献４には、連続溶融亜鉛めっきラインに通板する前に、一旦、２相域で焼鈍を行って表面濃化層を形成し、この濃化層を酸洗により取り除いてから、再び２相域に加熱し、その後、鋼板成分に応じた臨界冷却速度以上で冷却することにより、めっき特性と加工性に優れた複合組織型の溶融亜鉛めっき高張力鋼板を製造する技術が開示されている。
【０００９】
【特許文献１】
特開昭57−152421号公報
【特許文献２】
特開平２−194156号公報
【特許文献３】
特開平３−199363号公報
【特許文献４】
特開2000-109966号公報
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特許文献２や特許文献３の技術では、新たな工程を経る必要があり、生産性の低下や製造コストの上昇を招く等の問題があった。また、特許文献４の技術では、高強度、低降伏比の鋼板が得られるものの、第２相の形態を十分に制御しきれていないために、トータルの伸び(全伸び)が低くて加工性が劣るため、強度が高い割には低降伏比でｎ値が大きいという複合組織鋼板の利点を十分に活かしきれていないという問題があった。
【００１１】
本発明の目的は、従来技術が抱えている上記問題点を解消し、MnやMo等の合金元素を多く添加した鋼板においても、不めっきやめっき密着性の劣化等がなく、かつ高強度で降伏比が低く、特に、高強度の割には延性の低下の少ない強度−延性バランスに優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板の新規な製造方法を提案することにある。具体的な本発明の開発目標は、引張強さが380〜1000MPa、とりわけ440〜650MPaで、降伏比が60％以下、ＴＳ×Ｅｌが18000MPa・％以上を満たすめっき特性と強度−延性バランスに優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提案することにある。
なお、本発明で言う溶融亜鉛めっき鋼板は、溶融亜鉛めっきままで製品とするいわゆる溶融亜鉛めっき鋼板(ＧＩ)のほか、溶融亜鉛めっき後、加熱し合金化処理を施すいわゆる合金化溶融亜鉛めっき鋼板(ＧＡ)の双方を意味する。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、めっき特性と加工性、特に優れた強度−延性バランスとを具備した高張力溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法について鋭意研究を行った。その結果、適正量の合金元素を添加した溶融亜鉛めっき用母板を連続溶融亜鉛めっきライン(ＣＧＬ)に通板するに先立って、２相域焼鈍と酸洗処理とを施すことにより、複合組織化を促進し、めっき特性を向上できること、さらに、ＣＧＬにおける溶融亜鉛めっき直前の２相域焼鈍後の冷却速度を制御することにより、複合組織化をより促進すると共に、局部伸びを改善して大きな全伸び量を確保し、ひいては強度−延性バランスの向上をなし得ることを見出し、本発明を完成するに至った。
【００１３】
上記、知見に基いて開発された本発明の要旨構成は以下の通りである。
（１）Ｃ：０．０３〜０．１ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．５〜３．０ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．０２〜０．１５ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０５ｍａｓｓ％以下、Ｂ≦０．０００３ｍａｓｓ％（ただし、０ｍａｓｓ％を含む）を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する溶融亜鉛めっき用母板を、Ａｃ１変態点以上Ａｃ３変態点以下で少なくとも１回の焼鈍を行った後、酸洗し、その後、Ａｃ１変態点以上Ａｃ３変態点以下の温度に加熱し、この温度から７００℃までの平均冷却速度を下記（１）式を満たす冷却速度（ＣＲ１）とし、さらに７００℃からめっき浴温までの平均冷却速度を下記（２）式を満たす冷却速度（ＣＲ２）として冷却した後、溶融亜鉛めっきあるいはさらに合金化処理を施し、その後、めっき浴温あるいは合金化処理温度から３００℃までの平均冷却速度を上記ＣＲ２を満たす冷却速度として冷却してＴＳ×Ｅｌが１８０００ＭＰａ・％以上の強度−延性バランスを有する鋼板を得ることを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
記
ＣＲ１（℃／ｓｅｃ）：１０（Ａ＋２．５）〜１０（Ａ＋３．５）未満 ・・・（１）
ＣＲ２（℃／ｓｅｃ）≧１０（Ａ＋３．５） ・・・（２）
ただし、Ａ＝−３．５（Ｍｏ）−１．２（Ｍｎ）−０．１６（Ｓｉ）−２．０（Ｃｒ）−０．０８（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋０．１５（Ｐ）
なお、Ａを表す式中の各元素記号は、各々の元素の含有量（ｍａｓｓ％）を意味する。
（２）Ｃ：０．０３〜０．１ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．５〜３．０ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．０２〜０．１５ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０５ｍａｓｓ％以下、Ｂ：０．０００３ｍａｓｓ％超０．０１ｍａｓｓ％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する溶融亜鉛めっき用母板を、Ａｃ１変態点以上Ａｃ３変態点以下で少なくとも１回の焼鈍を行った後、酸洗し、その後、Ａｃ１変態点以上Ａｃ３変態点以下の温度に加熱し、この温度から７００℃までの平均冷却速度を下記（１）式を満たす冷却速度（ＣＲ１）とし、さらに７００℃からめっき浴温までの平均冷却速度を下記（２）式を満たす冷却速度（ＣＲ２）として冷却した後、溶融亜鉛めっきあるいはさらに合金化処理を施し、その後、めっき浴温あるいは合金化処理温度から３００℃までの平均冷却速度を上記ＣＲ２を満たす冷却速度として冷却してＴＳ×Ｅｌが１８０００ＭＰａ・％以上の強度−延性バランスを有する鋼板を得ることを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
記
ＣＲ１（℃／ｓｅｃ）：１０（Ａ＋２．５）〜１０（Ａ＋３．５）未満 ・・・（１）
ＣＲ２（℃／ｓｅｃ）≧１０（Ａ＋３．５） ・・・（２）
Ａ＝−３．５（Ｍｏ）−１．２（Ｍｎ）−０．１６（Ｓｉ）−２．０（Ｃｒ）−０．０８（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋０．１５（Ｐ）−１１．５√（Ｂ−０．０００３）
なお、Ａを表す式中の各元素記号は、各々の元素の含有量（ｍａｓｓ％）を意味する。
【００１４】
（３）上記溶融亜鉛めっき用母板が、上記成分組成に加えてさらに、Ｓｉ：０．５ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：１．５ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：１．５ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：１．０ｍａｓｓ％以下のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１５】
（４）上記溶融亜鉛めっき用母板が、上記成分組成に加えてさらに、Ｐ：０．１ｍａｓｓ％以下を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１６】
（５）上記溶融亜鉛めっき用母板が、上記成分組成に加えてさらに、Ｎｂ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．３ｍａｓｓ％以下のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１７】
（６）上記溶融亜鉛めっき用母板が、上記成分組成に加えて、Ｐ：０．１ｍａｓｓ％以下を含有し、さらにＳｉ：０．５ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：１．５ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：１．５ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：１．０ｍａｓｓ％以下のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１８】
（７）上記溶融亜鉛めっき用母板が、上記成分組成に加えて、Ｓｉ：０．５ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：１．５ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：１．５ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：１．０ｍａｓｓ％以下のうちの１種または２種以上を含有し、さらにＮｂ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．３ｍａｓｓ％以下のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１９】
（８）上記溶融亜鉛めっき用母板が、上記成分組成に加えて、Ｐ：０．１ｍａｓｓ％以下を含有し、さらにＮｂ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．３ｍａｓｓ％以下のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２０】
（９）上記溶融亜鉛めっき用母板が、上記成分組成に加えて、Ｐ：０．１ｍａｓｓ％以下を含有し、Ｓｉ：０．５ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：１．５ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：１．５ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：１．０ｍａｓｓ％以下のうちの１種または２種以上を含有し、さらにＮｂ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．３ｍａｓｓ％以下のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２１】
【発明の実施の形態】
本発明において、溶融亜鉛めっき用母板の成分組成を上記範囲に限定する理由について説明する。
Ｃ：0.03〜0.1mass％
Ｃは、第２相をマルテンサイト化し、そのマルテンサイト相の強度を確保するために必要な元素である。Ｃ量が0.03mass％未満では、マルテンサイト化しにくく、複合組織を安定して得ることが困難となる。一方、0.1mass％を超えて含有すると、強度−延性バランスが劣化する。そのため、Ｃ量は0.03〜0.1mass％、好ましくは0.035〜0.06mass％の範囲で添加する。
【００２２】
Ｍｎ：１．５〜３．０ｍａｓｓ％
Ｍｎは、焼入性を向上させる元素として有効な元素であり、複合組織を安定して得るためには、少なくとも１．５ｍａｓｓ％は含有する必要がある。一方、Ｍｎ含有量が３．０ｍａｓｓ％を超えると、加工性が低下するほか、めっき性が本発明の方法によっても改善できなくなる。このため、Ｍｎ量は１．５〜３．０ｍａｓｓ％とする。
【００２３】
Ｍｏ：０．０２〜０．１５ｍａｓｓ％
Ｍｏは、焼入性を向上させる効果が大きく、めっき性への悪影響が少ないので、強度を確保するためには極めて有用な元素である。このような効果を発揮させるためには０．０２ｍａｓｓ％以上の含有が必要である。一方、０．１５ｍａｓｓ％を超える含有は、亜鉛めっき層の合金化を遅延させるほか、コスト上昇にもつながるので、Ｍｏ含有量は０．０２〜０．１５ｍａｓｓ％の範囲とする。
【００２４】
なお、本発明においては、上述した基本成分に加えて、高張力鋼板のさらなる特性改善を図るため、その他の元素を添加してもよい。具体的には、焼入性を改善する元素として、Si，Ｂ，Cr，Ni，Cuのうちの１種または２種以上を、高強度化とともにｒ値等の加工性を改善することを目的としてＰを、さらに局部延性を改善することを目的としてTi，Nb，Ｖのうち１種または２種以上を、それぞれ以下の範囲で含有させてもよい。
【００２５】
Si：0.5mass％以下
Siは、鋼の焼入性を改善し、さらに強化と強度−伸びバランスを改善するのに有用な元素である。その効果を得るためには0.05mass％以上含有させることが好ましいが、0.5mass％を超えて含有すると、めっき特性、とくに濡れ性を阻害する。このため、Si量は0.5mass％以下含有させる。好ましくは、0.05〜0.5mass％である。
【００２６】
Ｂ：0.01mass％以下
Ｂは、鋼の焼入性を改善し、さらに伸びの改善にも有効な元素である。上記効果を得るためには0.0003mass％超えて含有することが好ましく、一方、0.01mass％を超えて含有すると、析出物が過剰に生成し加工性の低下をきたす。よって、Ｂは0.01mass％を上限として含有させる。好ましくは0.0003mass％超0.01mass％以下である。
なお、上記Ｂの焼入性の向上効果は他の元素と比べて大きく、ある量以上ではその効果は含有量が少なくても大きい。そこで、本発明においては、後述するように、焼入れ性に及ぼす合金元素の影響を評価する関数Ａを、Ｂの含有量によって異なるものを用いることとした。
【００２７】
Ni：1.5mass％以下
Niは、鋼の焼入性を改善する元素であり、この効果を発揮させるためには0.05mass％以上含有することが好ましい。またNiは、めっき特性への悪影響が少ない元素であるが、1.5mass％を超えて含有すると、伸びなどの加工特性を低下させるので、1.5mass％以下を含有させる。好ましくは0.05〜1.5mass％の範囲である。
【００２８】
Cu：1.5mass％以下
Cuは、Niと同じく、鋼の焼入性を改善する元素である。この効果を発揮させるためには、0.05mass％以上の含有が好ましい。一方、1.5mass％を超えて含有すると、熱間圧延におけるスケール疵を引き起こすので、1.5mass％以下を含有させる。好ましい含有範囲は、0.05〜1.5mass％である。
【００２９】
Cr：1.0mass％以下
Crは、鋼の焼入性を改善してマルテンサイト変態を促進し、さらにマルテンサイトの分布状態を制御し、降伏比を下げる効果を有する元素である。この効果を得るためには0.05mass％以上の含有が好ましいが、1.0mass％を超えて含有すると、めっき濡れ性を阻害する。よって、Crは、1.0mass％の以下の範囲で含有させる。好ましくは0.05〜1.0mass％の範囲である
【００３０】
Ｐ：0.1mass％以下
Ｐは、強度の向上とともに、伸びやｒ値の改善に有効な元素である。これらの効果を得るには0.02mass％以上含有することが好ましいが、0.1mass％を超えての含有は、加工性の低下、靭性の低下をもたらすので、0.1mass％以下含有させる。好ましくは、0.02〜0.1mass％の範囲である。
【００３１】
Nb：0.3mass％以下、Ti：0.3mass％以下、Ｖ：0.3mass％以下のうちの１種あるいは２種以上
Nb，Ti，Ｖは、微細な炭窒化物をフェライト中に析出することにより、フェライトの強度を上昇すると共に、伸びフランジ性などの局部延性を向上させるのに有効な元素である。上記効果を得るためには、それぞれ0.005mass％以上含有させることが好ましい。しかし、0.3mass％を超えての含有は、析出物が多くなり過ぎ、却って伸びの低下を招くので、それぞれ0.3mass％を上限とする。なお、Nb，TiおよびＶの３元素は、それぞれ同等の効果を有するので、特に伸び特性を良好とするためには、それらは(Nb＋Ti＋Ｖ)の合計で0.3mass％以下の範囲で添加するのが望ましい。
【００３２】
本発明の鋼板は、上記成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物とすることが好ましい。ただしAlは、脱酸成分として添加される場合には、0.05mass％以下の範囲内であれば、本発明の効果に特に影響しないので、含まれていてもよい。
【００３３】
次に、本発明に係る高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造条件について説明する。
上述した成分を有する鋼を転炉や脱ガス処理等の工程で溶製し、連続鋳造等の通常の方法で鋼スラブとした後、必要に応じて再加熱を行い、熱間圧延を行う。この熱間圧延は、仕上圧延の終了温度をＡr3変態点以上とし、オーステナイト(γ)域で圧延を終了することが好ましい。熱延後の鋼板は、酸洗により表面の酸化スケールを除去したのち、冷間圧延により所定の板厚とする。
【００３４】
冷間圧延後の鋼板は、連続溶融亜鉛めっきラインにおける溶融亜鉛めっきに先立って、Ａc1変態点以上Ａc3変態点以下の２相域温度に加熱、焼鈍を行う。この焼鈍は、連続焼鈍ライン(以下、単に「ＣＡＬ」と略記する)で行うことが好ましいが、バッチ焼鈍で行ってもよい。この焼鈍の第１の目的は、ＣＧＬにおける溶融亜鉛めっき前の焼鈍より以前の段階において鋼板をフェライト＋オーステナイト(α＋γ)の２相域温度に加熱し、γ相に焼入性の向上に有効な合金元素を濃化させることによって、マルテンサイト変態をより安定して行わせるとともに、α相の純化を図ることにより、めっき特性を改善することにある。なお、上記γ相に濃化させる合金元素とは、Mn，Mo，Crなどの比較的拡散しにくい置換型の元素のことである。
【００３５】
また、この焼鈍の第２の目的は、後述する酸洗工程と組み合わせることにより、鋼板表面の純化を図り、もってめっき特性を大幅に改善することにある。すなわち、この焼鈍を行うことによって、鋼板表面には、Si，Mn，Crなどの元素が濃化して表面酸化物層を形成するが、この酸化物層は、めっき特性に対して著しく悪影響を及ぼすので、酸洗によって除去する必要がある。一方、この焼鈍によっては、鋼板表面だけでなく、表面直下３〜30μｍ程度の深さの結晶粒界にも、Mn，Cr等の酸化物が析出、形成する。この析出物は、上記酸洗によっては除去されずに鋼板の表層直下に残存する。そして、この結晶粒界の析出物は、後工程のＣＧＬで行われるめっき前の焼鈍時に、Si，Mn等の成分が鋼板表層へ拡散するのを抑制し、その結果、めっき特性を害する表面濃化層の形成が著しく低減する。
【００３６】
すなわち、ＣＡＬでの焼鈍と酸洗による表面濃化層の除去を終えた鋼板の表面は、ミクロ的には粒界に内部酸化層が形成された状態となる。これを、ＣＧＬで焼鈍すると、めっき性に不利なSiやMnなどの合金元素は、粒界にそって表面に濃化しようとするが、上記内部酸化物にトラップされて表面に移動できなくなり、表面濃化層の形成が抑制される。さらに、鋼板の表面は、還元雰囲気により還元されてFe層が形成されるため、めっき性により好ましい表面になる。これらの相乗効果によって、めっき性が著しく向上するのである。
【００３７】
このＣＡＬでの焼鈍温度は、上記効果を得るためには、Ａc1変態点以上Ａc3変態点以下(好ましくは950℃以下)とする必要がある。なお、Ａc1変態点やＡc3変態点は、鋼板の成分によって異なるため、事前に試験を行い確認しておく必要がある。また、上記焼鈍の効果は、１回の焼鈍でも得ることができるが、かかる温度域への加熱を複数回繰り返すことにより、合金元素が局所的に濃化し、複合組織をより安定して得ることが可能となる。焼鈍(均熱)時間は、ＣＡＬの場合、積算で20秒〜15分が好ましい。
【００３８】
焼鈍時の雰囲気ガスは、スケールの発生を抑制するためには、鉄に対して還元性とすることが好ましく、ＣＡＬ焼鈍の場合には、数％のＨ2ガスを含むＮ2ガスを用いることが好ましい。なお、上記のような還元性の雰囲気ガスでは、鉄は酸化されず、Mnなどが選択的に酸化され外部酸化層を生成する。また、ミクロ的には、結晶粒界に沿って、Mn等の内部酸化物が析出するが、この酸化物は、先述したように、その後の酸洗でも除去されずに残存する。
【００３９】
ＣＡＬ等での焼鈍を施した鋼板は、上述したように、酸洗処理を行い、鋼板表面の表面濃化層を除去する必要がある。酸洗の方法は、通常行なわれている方法で行うことができ、酸洗液もＨCl，Ｈ2ＳＯ4等、通常用いられているもので構わない。
【００４０】
酸洗を終えた鋼板は、連続溶融亜鉛めっきライン(ＣＧＬ)において、還元性雰囲気下で加熱を行った後、溶融亜鉛めっきを行い、必要に応じてさらに合金化処理を施し、製品とする。ＣＧＬでの加熱温度は、めっき濡れ性の点からは650℃以上であればよいが、複合組織鋼板を得るためには、Ａc1変態点以上Ａc3変態点以下の２相域温度とする必要がある。この温度域に加熱することによって、合金元素がさらにγ相へと濃化し、特に粒界の３重点付近に合金元素が濃化する。そして、この合金元素が濃化したγ相は、その後、所定速度で冷却することにより、安定してマルテンサイトに変態し、複合組織の形成に寄与するからである。但し、酸洗前のＣＡＬなどでの焼鈍温度を超えて加熱すると、めっき性を悪化する元素が鋼板表面に再び濃化し、酸洗した効果が小さくなるため、ＣＧＬでの加熱温度は、酸洗前に施す焼鈍の焼鈍温度以下にすることが好ましい。なお、ＣＧＬでの加熱時間（均熱時間）は、20秒〜３分であることが好ましい。
【００４１】
ＣＧＬにおけるめっき前加熱を行った後の冷却は、本発明の最も重要なところであり、加熱温度〜700℃まで、700℃〜めっき浴温まで、めっき浴温または合金化処理温度〜300℃までの３段階で冷却速度を制御する必要がある。
・加熱温度〜700℃まで
発明者らは、フェライトとマルテンサイトからなる複合組織鋼板の全伸びに及ぼす鋼板組織の影響について研究したところ、主としてマルテンサイトからなる第２相のサイズを適度に小さくするとともに、その存在する位置を結晶粒界の３重点付近に存在させることにより、局部伸び、ひいては全伸びが改善され、強度−延性バランスが大きく改善されることを新規に見出した。また、そのためには、上述した２相域焼鈍後の冷却、特に２相域温度における冷却速度を、従来よりも緩冷却となるよう制御することが重要であることを見出した。
【００４２】
すなわち、本発明においては、２相域焼鈍後の冷却、特に加熱温度〜700℃までの温度域での冷却速度を、従来よりも緩冷却とするところに特徴がある。その理由は、緩冷却とすることにより、マルテンサイト変態に有効な合金元素のγ相への濃化を十分に行わせて、変態を容易にするとともに、γ相の体積率を減少して、その後の急冷により生成する第２相のサイズを小さく制御するとともに、マルテンサイトの存在位置を主に粒界の３重点等に限定することにより、局部延性への悪影響を低減するためである。また、上記γ相への合金元素の濃化は、生成するマルテンサイト相の硬さを高くし、マルテンサイト相の体積率の減少による低強度化を抑制する。
【００４３】
上記効果を得るためには、ＣＧＬにおける加熱温度〜700℃までの温度域における平均冷却速度は、添加された合金成分の量に応じて、下記(1)式を満たす冷却速度ＣＲ1となるように制御する必要がある。
記
ＣＲ1(℃/sec)：10(A+2.5)〜10(A+3.5)未満 …… (1)
ただし、Ｂ≦0.0003mass％のとき、
Ａ＝−3.5(Mo)−1.2(Mn)−0.16(Si)−2.0(Cr)−0.08(Ni＋Cu)＋0.15(Ｐ)
Ｂ＞0.0003mass％のとき、
Ａ＝−3.5(Mo)−1.2(Mn)−0.16(Si)−2.0(Cr)−0.08(Ni＋Cu)＋0.15(Ｐ)−11.5√(Ｂ−0.0003)
ここで、Ａを表す式のカッコ内の元素記号は、各元素の含有量(mass％)を意味する。
【００４４】
冷却速度ＣＲ１が、１０（Ａ＋３．５）以上となると、冷却が速すぎて合金元素が拡散するための十分な時間が確保できないため、上記所望の効果を得られない。一方、ＣＲ１が、１０（Ａ＋２．５）未満では、オーステナイト相の体積率が減少しすぎて硬質な第２相の量を十分確保することができなくなり、強度の低下や、降伏比の上昇を招き、本発明が目標とする良好な強度−延性バランスが得られなくなる。また、冷却速度を低下することは、７００℃までの冷却に長時間を要することになり、生産能率の低下を招く。従って、冷却速度は、１０（Ａ＋２．５ ）以上とするのが好ましい。
【００４５】
・700℃〜めっき浴温まで
700℃までの緩冷却が終了した後は、最終的にフェライトとマルテンサイトを主とする第２相からなる複合組織型の高張力鋼板を得るために、少なくともめっき浴温度(通常、550〜450℃)までの温度域の平均冷却速度を、Ｂ含有量に応じて、下記(2)式を満たす冷却速度ＣＲ2となるように制御する必要がある。
記
ＣＲ2(℃/sec)≧10(A+3.5) …… (2)
ただし、Ｂ≦0.0003mass％のとき、
Ａ＝−3.5(Mo)−1.2(Mn)−0.16(Si)−2.0(Cr)−0.08(Ni＋Cu)＋0.15(Ｐ)
Ｂ＞0.0003mass％のとき、
Ａ＝−3.5(Mo)−1.2(Mn)−0.16(Si)−2.0(Cr)−0.08(Ni＋Cu)＋0.15(Ｐ)−11.5√(Ｂ−0.0003)
ここで、上記Ａを表す式のカッコ内の元素記号は、各元素の含有量(mass％)を意味する。
【００４６】
上記Ａは、鋼板に含まれる各合金元素が焼入性に及ぼす影響係数を加算した焼入性を示す指標値である。また、上記(2)式は、上記Ａの関数であり、鋼板の成分組成により、冷却過程におけるパーライトの晶出曲線が変化するために、このパーライトノーズにかからないよう、合金元素の量に応じて冷却速度を制御しなければならないことを意味している。つまり、700℃〜めっき浴温までの温度域の平均冷却速度を、上記(2)式を満たす冷却速度ＣＲ2とすることによって、合金元素が濃化したγ相はマルテンサイトに変態し、高強度で降伏比が低い複合組織鋼板を製造することができる。なお、上記冷却における終点温度は、めっき浴温度として、そのまま溶融亜鉛めっきを施してもよいし、めっき浴温未満とし、その後、少なくともめっき浴温まで再加熱して溶融亜鉛めっきを施してもよい。また、溶融亜鉛めっき後は、必要に応じて、470〜600℃の温度まで再加熱して合金化処理を施してもよい。
【００４７】
・めっき浴温(合金化処理温度)〜300℃まで
溶融亜鉛めっきを施した後、あるいはさらに合金化処理を施した後は、最終的にフェライトとマルテンサイトを主とする第２相からなる複合組織型の高張力鋼板を得るために、めっき温度からあるいは合金化処理を施した場合は合金化処理温度から300℃までの平均冷却速度を、上述した(2)式を満たす冷却速度ＣＲ2として冷却する必要がある。冷却速度ＣＲ2が低く、上記(2)式を満たさない場合には、焼鈍において生成したγ相がマルテンサイトに変態する前にベイナイト変態してしまい、目的とした複合組織とならず、高強度、低降伏比の鋼板が得られない。
【００４８】
【実施例】
表１に示す成分組成を有する鋼スラブを、1150℃に加熱したのち、仕上圧延終了温度を900〜850℃とする熱間圧延を行い、この熱延板を酸洗した後、冷間圧延により板厚：1.2mmの冷延鋼板とし、溶融亜鉛めっき鋼板用の母板とした。これらの母板を、ＣＡＬにおいて、５vol％Ｈ2＋残Ｎ2雰囲気ガス中(露点−20℃)で焼鈍を行い、表面濃化層を生成させたのち、この濃化層を５％ＨCl(60℃)の水溶液中に６秒間浸漬する酸洗処理を行い、前記表面濃化層を除去した。その後、溶融亜鉛めっきライン(ＣＧＬ)に通板し、５vol％Ｈ2＋残Ｎ2雰囲気ガス中(露点−20℃)で加熱処理を行った後、めっき浴温(475℃)まで冷却し、Al濃度：0.13mass％の溶融亜鉛めっき浴槽に３秒間浸漬して、目付量(片面当り)：45g/m2の溶融亜鉛めっきを行い、300℃以下まで冷却した。また、一部については、めっき後さらに470〜600℃の温度に加熱し、めっき層中の目標Fe濃度を10mass％とする合金化処理を施した後、300℃以下まで冷却した。上記、ＣＡＬおよびＣＧＬにおける焼鈍、冷却条件等を、表２に整理して示した。なお、表１に示したＡc1変態点およびＡc3変態点は、鋼板を650℃以上の種々の温度に５℃間隔で、加熱速度10℃／secで加熱し、各々の温度に到達後、均熱保持することなく直ちに焼入れ(保持時間０sec)したものを組織観察し、焼入組織が観察され始める加熱温度をＡc1変態点、全面が焼入組織となる加熱温度をＡc3変態点として求めたものである。
【００４９】
【表１】
【表２】
上記方法で製造した(合金化)溶融亜鉛めっき鋼板について、引張特性(降伏強さＹＳ，引張強さＴＳ，伸びＥｌ，降伏伸びＹＥｌ，降伏比ＹＲ)、めっき性(不めっきの程度)およびめっきの密着性(耐パウダリング性)を調査した。引張特性は、圧延方向から、ＪＩＳ ５号試験片を採取し、測定した。不めっきの程度は、目視によりめっき鋼板表面を観察し、不めっき欠陥が全くないものを「１」、最も不めっきの多いものを「５」とする５段階で評価した。実用上、「２」以下であれば問題ない。また、耐パウダリング性は、セロハンテープを40×80mmの試験片に貼り付けてから90°の曲げ、曲げ戻しを行い、セロハンテープを剥離した時に付着している亜鉛粉の量を、蛍光Ｘ線測定装置で測定した。測定条件は、測定面積：30mmφ、電圧：50ｋＶ、電流：50ｍＡで、Ｘ線種：Rhで２分間計測し、そのカウント数で亜鉛粉の付着量を評価した。因みに、セロハンテープにうっすらと亜鉛粉が付着した状態が2000cpsであり、2500cps以下であれば、自動車などのプレス成形に耐えうるものとなる。これらの測定結果を、表３に示した。
【００５２】
【表３】
表３から、本発明に従って製造した(合金化)溶融亜鉛めっき高張力鋼板は、いずれも、合金化処理の有無にかかわらず、めっき性、耐パウダリング性が良好であるとともに、引張強さが440MPa以上で、降伏比が60％以下でＴＳ×Ｅｌが18000MPa・％以上を満たす、優れた特性を有することがわかる。
【００５４】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、ＣＧＬに先立つ２相域焼鈍と酸洗によって表面濃化層の除去と内部酸化層の形成を行うことにより溶融亜鉛めっき鋼板のめっき性を大幅に向上することができる。また、上記２相域焼鈍とＣＧＬでの２相域焼鈍ならびにその後の冷却速度を規制することにより、高強度、低降伏比でかつ強度-延性バランスに優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。したがって、本発明は、耐食性と加工性が求められる自動車車体用の高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造に用いて好適である。
Claims (9)
- Ｃ：０．０３〜０．１ｍａｓｓ％、
Ｍｎ：１．５〜３．０ｍａｓｓ％、
Ｍｏ：０．０２〜０．１５ｍａｓｓ％、
Ａｌ：０．０５ｍａｓｓ％以下、
Ｂ≦０．０００３ｍａｓｓ％（ただし、０ｍａｓｓ％を含む）を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する溶融亜鉛めっき用母板を、Ａｃ１変態点以上Ａｃ３変態点以下で少なくとも１回の焼鈍を行った後、酸洗し、その後、Ａｃ１変態点以上Ａｃ３変態点以下の温度に加熱し、この温度から７００℃までの平均冷却速度を下記（１）式を満たす冷却速度（ＣＲ１）とし、さらに７００℃からめっき浴温までの平均冷却速度を下記（２）式を満たす冷却速度（ＣＲ２）として冷却した後、溶融亜鉛めっきあるいはさらに合金化処理を施し、その後、めっき浴温あるいは合金化処理温度から３００℃までの平均冷却速度を上記ＣＲ２を満たす冷却速度として冷却してＴＳ×Ｅｌが１８０００ＭＰａ・％以上の強度−延性バランスを有する鋼板を得ることを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
記
ＣＲ１（℃／ｓｅｃ）：１０（Ａ＋２．５）〜１０（Ａ＋３．５）未満 ・・・（１）
ＣＲ２（℃／ｓｅｃ）≧１０（Ａ＋３．５） ・・・（２）
ただし、Ａ＝−３．５（Ｍｏ）−１．２（Ｍｎ）−０．１６（Ｓｉ）−２．０（Ｃｒ）−０．０８（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋０．１５（Ｐ）
なお、Ａを表す式中の各元素記号は、各々の元素の含有量（ｍａｓｓ％）を意味する。 - Ｃ：０．０３〜０．１ｍａｓｓ％、
Ｍｎ：１．５〜３．０ｍａｓｓ％、
Ｍｏ：０．０２〜０．１５ｍａｓｓ％、
Ａｌ：０．０５ｍａｓｓ％以下、
Ｂ：０．０００３ｍａｓｓ％超０．０１ｍａｓｓ％以下を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する溶融亜鉛めっき用母板を、Ａｃ１変態点以上Ａｃ３変態点以下で少なくとも１回の焼鈍を行った後、酸洗し、その後、Ａｃ１変態点以上Ａｃ３変態点以下の温度に加熱し、この温度から７００℃までの平均冷却速度を下記（１）式を満たす冷却速度（ＣＲ１）とし、さらに７００℃からめっき浴温までの平均冷却速度を下記（２）式を満たす冷却速度（ＣＲ２）として冷却した後、溶融亜鉛めっきあるいはさらに合金化処理を施し、その後、めっき浴温あるいは合金化処理温度から３００℃までの平均冷却速度を上記ＣＲ２を満たす冷却速度として冷却してＴＳ×Ｅｌが１８０００ＭＰａ・％以上の強度−延性バランスを有する鋼板を得ることを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
記
ＣＲ１（℃／ｓｅｃ）：１０（Ａ＋２．５）〜１０（Ａ＋３．５）未満 ・・・（１）
ＣＲ２（℃／ｓｅｃ）≧１０（Ａ＋３．５） ・・・（２）
Ａ＝−３．５（Ｍｏ）−１．２（Ｍｎ）−０．１６（Ｓｉ）−２．０（Ｃｒ）−０．０８（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋０．１５（Ｐ）−１１．５√（Ｂ−０．０００３）
なお、Ａを表す式中の各元素記号は、各々の元素の含有量（ｍａｓｓ％）を意味する。 - 上記溶融亜鉛めっき用母板が、上記成分組成に加えてさらに、
Ｓｉ：０．５ｍａｓｓ％以下、
Ｎｉ：１．５ｍａｓｓ％以下、
Ｃｕ：１．５ｍａｓｓ％以下、
Ｃｒ：１．０ｍａｓｓ％以下のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 上記溶融亜鉛めっき用母板が、上記成分組成に加えてさらに、
Ｐ：０．１ｍａｓｓ％以下を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 上記溶融亜鉛めっき用母板が、上記成分組成に加えてさらに、
Ｎｂ：０．３ｍａｓｓ％以下、
Ｔｉ：０．３ｍａｓｓ％以下、
Ｖ：０．３ｍａｓｓ％以下のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 上記溶融亜鉛めっき用母板が、上記成分組成に加えて、
Ｐ：０．１ｍａｓｓ％以下を含有し、さらに
Ｓｉ：０．５ｍａｓｓ％以下、
Ｎｉ：１．５ｍａｓｓ％以下、
Ｃｕ：１．５ｍａｓｓ％以下、
Ｃｒ：１．０ｍａｓｓ％以下のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 上記溶融亜鉛めっき用母板が、上記成分組成に加えて、
Ｓｉ：０．５ｍａｓｓ％以下、
Ｎｉ：１．５ｍａｓｓ％以下、
Ｃｕ：１．５ｍａｓｓ％以下、
Ｃｒ：１．０ｍａｓｓ％以下のうちの１種または２種以上を含有し、さらに
Ｎｂ：０．３ｍａｓｓ％以下、
Ｔｉ：０．３ｍａｓｓ％以下、
Ｖ：０．３ｍａｓｓ％以下のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 上記溶融亜鉛めっき用母板が、上記成分組成に加えて、
Ｐ：０．１ｍａｓｓ％以下を含有し、さらに
Ｎｂ：０．３ｍａｓｓ％以下、
Ｔｉ：０．３ｍａｓｓ％以下、
Ｖ：０．３ｍａｓｓ％以下のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 上記溶融亜鉛めっき用母板が、上記成分組成に加えて、
Ｐ：０．１ｍａｓｓ％以下を含有し、
Ｓｉ：０．５ｍａｓｓ％以下、
Ｎｉ：１．５ｍａｓｓ％以下、
Ｃｕ：１．５ｍａｓｓ％以下、
Ｃｒ：１．０ｍａｓｓ％以下のうちの１種または２種以上を含有し、さらに
Ｎｂ：０．３ｍａｓｓ％以下、
Ｔｉ：０．３ｍａｓｓ％以下、
Ｖ：０．３ｍａｓｓ％以下のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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