JP5194878B2 - 加工性および溶接性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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- Y10T428/12771—Transition metal-base component
- Y10T428/12785—Group IIB metal-base component
- Y10T428/12792—Zn-base component
- Y10T428/12799—Next to Fe-base component [e.g., galvanized]
Description
本発明は、厳しい形状にプレス成形されることが要求される自動車部品などに用いて好適な、加工性および溶接性に優れる引張強度（TS）が980MPa以上の高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関するものである。
なお、本発明における溶融亜鉛めっき鋼板は、溶融亜鉛めっき後に合金化熱処理を施したいわゆる合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含むものである。
なお、本発明における溶融亜鉛めっき鋼板は、溶融亜鉛めっき後に合金化熱処理を施したいわゆる合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含むものである。
自動車部品などに用いられる高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、その用途の特徴上、高強度に加えて、加工性に優れていることが要求される。
最近、車体軽量化による燃費向上および衝突安全性確保の観点から高強度の鋼板が自動車車体に求められ、適用が拡大している。また、従来は軽加工主体であったが、複雑形状への適用も検討されはじめている。
最近、車体軽量化による燃費向上および衝突安全性確保の観点から高強度の鋼板が自動車車体に求められ、適用が拡大している。また、従来は軽加工主体であったが、複雑形状への適用も検討されはじめている。
しかしながら、一般に、鋼板の高強度化に伴い加工性は低下する傾向にあるため、高強度鋼板を適用する際の一番の課題として、プレス成形時における割れが挙げられる。従って、部品形状に応じて伸びフランジ性などの加工性を向上することが要求されている。特に、ＴＳが980MPa以上の高強度鋼になると、曲げ成形で加工される部品が増加するため、曲げ成形性も重要になる。
また、成形後は組み立て工程にて抵抗スポット溶接が施されるため、加工性に加えて、優れた溶接性も要求される。
また、成形後は組み立て工程にて抵抗スポット溶接が施されるため、加工性に加えて、優れた溶接性も要求される。
上記の要請に応えるべく、例えば特許文献１〜８には、鋼成分や組織の限定、熱延条件や焼鈍条件の最適化などにより、高加工性で高強度の溶融亜鉛めっき鋼板を得る方法が提案されている。
上掲した特許文献のうち、特許文献１には、Ｃ，Si含有量の多いTS 980MPa級の鋼材について開示されているが、伸びフランジ性や曲げ性については何ら考慮が払われていない。
また、特許文献２〜４には、Crを活用した鋼材について開示されているが、やはり伸びフランジ性や曲げ性については何ら考慮が払われていない。
さらに、特許文献５〜７には、伸びフランジ性を評価する指標の一つである穴拡げ率λに関する記載があるが、引張強度（TS）は980MPaに達していない。また、曲げ性については何ら記載されていない。
特許文献８には、Ti添加により曲げ性や疲労特性を改善することについて記載されているが、穴拡げ特性や溶接性については言及されていない。
また、特許文献２〜４には、Crを活用した鋼材について開示されているが、やはり伸びフランジ性や曲げ性については何ら考慮が払われていない。
さらに、特許文献５〜７には、伸びフランジ性を評価する指標の一つである穴拡げ率λに関する記載があるが、引張強度（TS）は980MPaに達していない。また、曲げ性については何ら記載されていない。
特許文献８には、Ti添加により曲げ性や疲労特性を改善することについて記載されているが、穴拡げ特性や溶接性については言及されていない。
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたもので、TS≧980MPaの高い引張強度を有し、しかも加工性および溶接性、さらには曲げ性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。
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。
その結果、
(1) 加工性および溶接性の観点からは、Ｃ，Ｐ，Ｓ量を低減する必要がある、
(2) 良好な表面性状を達成するためにはSi量を低く抑える必要がある、
(3) ＣやＰの低減に伴う強度低下については、Crを活用することにより、合金元素が少なくても高強度化が可能である、
(4) 体積分率が20〜70％で、平均結晶粒径が５μm以下のフェライト相を有する組織とすることにより、加工性および溶接性が向上する、
(5) 上記(4)に加えて、体積分率が30〜80％で、平均結晶粒径が５μm 以下のベイナイト相および／またはマルテンサイト相を有する組織とすることにより、曲げ性が向上する
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。
その結果、
(1) 加工性および溶接性の観点からは、Ｃ，Ｐ，Ｓ量を低減する必要がある、
(2) 良好な表面性状を達成するためにはSi量を低く抑える必要がある、
(3) ＣやＰの低減に伴う強度低下については、Crを活用することにより、合金元素が少なくても高強度化が可能である、
(4) 体積分率が20〜70％で、平均結晶粒径が５μm以下のフェライト相を有する組織とすることにより、加工性および溶接性が向上する、
(5) 上記(4)に加えて、体積分率が30〜80％で、平均結晶粒径が５μm 以下のベイナイト相および／またはマルテンサイト相を有する組織とすることにより、曲げ性が向上する
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。
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：0.05％以上0.12％未満、Si：0.01％以上0.35％未満、Mn：2.0〜3.5％、Ｐ：0.001〜0.020％、Ｓ：0.0001〜0.0030％、Al：0.005〜0.1％、Ｎ：0.0001〜0.0060％、Cr：0.5％超2.0％以下、Mo：0.01〜0.50％、Ti：0.010〜0.080％、Nb：0.010〜0.080％およびＢ：0.0001〜0.0030％を含有し、残部はFeおよび不可避不純物の組成になり、体積分率が20〜70％で、かつ平均結晶粒径が５μm以下のフェライト相を含有する組織を有し、引張強度が980MPa以上で、さらに鋼板表面に付着量（片面当たり）：20〜150 g/m2の溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする加工性および溶接性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
１．質量％で、Ｃ：0.05％以上0.12％未満、Si：0.01％以上0.35％未満、Mn：2.0〜3.5％、Ｐ：0.001〜0.020％、Ｓ：0.0001〜0.0030％、Al：0.005〜0.1％、Ｎ：0.0001〜0.0060％、Cr：0.5％超2.0％以下、Mo：0.01〜0.50％、Ti：0.010〜0.080％、Nb：0.010〜0.080％およびＢ：0.0001〜0.0030％を含有し、残部はFeおよび不可避不純物の組成になり、体積分率が20〜70％で、かつ平均結晶粒径が５μm以下のフェライト相を含有する組織を有し、引張強度が980MPa以上で、さらに鋼板表面に付着量（片面当たり）：20〜150 g/m2の溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする加工性および溶接性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
２．質量％で、Ｃ：0.05％以上0.12％未満、Si：0.01％以上0.35％未満、Mn：2.0〜3.5％、Ｐ：0.001〜0.020％、Ｓ：0.0001〜0.0030％、Al：0.005〜0.1％、Ｎ：0.0001〜0.0060％、Cr：0.5％超2.0％以下、Mo：0.01〜0.50％、Ti：0.010〜0.080％、Nb：0.010〜0.080％およびＢ：0.0001〜0.0030％を含有し、残部はFeおよび不可避不純物の組成になり、体積分率で、平均結晶粒径が５μm 以下のフェライト相：20〜70％と、平均結晶粒径が５μm 以下のベイナイト相および／またはマルテンサイト相：30〜80％および５％以下（０％を含む）の残部組織からなる鋼組織を有し、引張強度が980MPa以上で、さらに鋼板表面に付着量（片面当たり）：20〜150 g/m2の溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする加工性および溶接性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
３．質量％で、Ｃ：0.05％以上0.12％未満、Si：0.01％以上0.35％未満、Mn：2.0〜3.5％、Ｐ：0.001〜0.020％、Ｓ：0.0001〜0.0030％、Al：0.005〜0.1％、Ｎ：0.0001〜0.0060％、Cr：0.5％超2.0％以下、Mo：0.01〜0.50％、Ti：0.010〜0.080％、Nb：0.010〜0.080％およびＢ：0.0001〜0.0030％を含有し、残部はFeおよび不可避不純物の組成になる鋼スラブを、熱間圧延後、コイルに巻き取ったのち、酸洗し、ついで冷間圧延後、溶融亜鉛めっきを施して溶融亜鉛めっき鋼板を製造するに際し、
上記熱間圧延では、スラブ加熱温度を1150〜1300℃、熱間仕上げ圧延温度を850〜950℃として熱間圧延した後、熱間仕上げ圧延温度〜（熱間仕上げ圧延温度−100℃）の温度域を平均冷却速度：５〜200℃／秒として冷却し、400〜650℃の温度でコイルに巻取り、ついで酸洗後、冷間圧延したのち、200℃から中間温度までの１次平均昇温速度を５〜50℃／秒として500〜800℃の中間温度まで加熱し、さらに該中間温度から焼鈍温度までの２次平均昇温速度を0.1〜10℃／秒として750〜900℃の焼鈍温度まで加熱し、この焼鈍温度域に10〜500秒保持したのち、450〜550℃の温度域まで１〜30℃／秒の平均冷却速度で冷却し、ついで溶融亜鉛めっき処理、あるいはさらに合金化処理を施すことを特徴とする加工性および溶接性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
上記熱間圧延では、スラブ加熱温度を1150〜1300℃、熱間仕上げ圧延温度を850〜950℃として熱間圧延した後、熱間仕上げ圧延温度〜（熱間仕上げ圧延温度−100℃）の温度域を平均冷却速度：５〜200℃／秒として冷却し、400〜650℃の温度でコイルに巻取り、ついで酸洗後、冷間圧延したのち、200℃から中間温度までの１次平均昇温速度を５〜50℃／秒として500〜800℃の中間温度まで加熱し、さらに該中間温度から焼鈍温度までの２次平均昇温速度を0.1〜10℃／秒として750〜900℃の焼鈍温度まで加熱し、この焼鈍温度域に10〜500秒保持したのち、450〜550℃の温度域まで１〜30℃／秒の平均冷却速度で冷却し、ついで溶融亜鉛めっき処理、あるいはさらに合金化処理を施すことを特徴とする加工性および溶接性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
本発明によれば、加工性および溶接性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。そして、本発明により得られる高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、自動車部品として要求される強度および加工性を共に満足しており、厳しい形状にプレス成形される自動車部品として好適である。
本発明において、加工性に優れるとは、TS×El≧15000MPa・％で、かつTS×λ≧43000 MPa・％、さらに望ましくは90°Ｖ曲げでの限界曲げ半径≦1.5ｔ（ｔ：鋼板の板厚）を満足することであり、また溶接性に優れるとは、ナゲット径：４ｔ1/2（mm）（ｔ：鋼板の板厚）以上で母材破断することであり、さらに高強度とは、引張強度（TS）が980MPa以上を意味する。
本発明において、加工性に優れるとは、TS×El≧15000MPa・％で、かつTS×λ≧43000 MPa・％、さらに望ましくは90°Ｖ曲げでの限界曲げ半径≦1.5ｔ（ｔ：鋼板の板厚）を満足することであり、また溶接性に優れるとは、ナゲット径：４ｔ1/2（mm）（ｔ：鋼板の板厚）以上で母材破断することであり、さらに高強度とは、引張強度（TS）が980MPa以上を意味する。
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において、鋼板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：0.05％以上0.12％未満
マルテンサイト相の強度はＣ量に比例する傾向にあるので、Ｃはマルテンサイト相を利用して鋼を強化する上で不可欠の元素である。980MPa以上のTSを得るには0.05％以上のＣが必要であり、Ｃ量の増加に伴ってTSは増加する。しかしながら、Ｃ量が0.12％以上になるとスポット溶接性が著しく劣化し、またマルテンナイト相の増量による硬質化、さらにはマルテンサイト相よりも硬質な残留オーステナイト相の生成により、伸びフランジ性等の加工性も著しく低下する傾向にある。そのため、Ｃ量は0.05％以上0.12％未満の範囲に限定した。より好ましくは0.10％未満である。一方、980MPa以上のTSを安定して確保する観点から、好ましいＣ量は0.08％以上である。
まず、本発明において、鋼板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：0.05％以上0.12％未満
マルテンサイト相の強度はＣ量に比例する傾向にあるので、Ｃはマルテンサイト相を利用して鋼を強化する上で不可欠の元素である。980MPa以上のTSを得るには0.05％以上のＣが必要であり、Ｃ量の増加に伴ってTSは増加する。しかしながら、Ｃ量が0.12％以上になるとスポット溶接性が著しく劣化し、またマルテンナイト相の増量による硬質化、さらにはマルテンサイト相よりも硬質な残留オーステナイト相の生成により、伸びフランジ性等の加工性も著しく低下する傾向にある。そのため、Ｃ量は0.05％以上0.12％未満の範囲に限定した。より好ましくは0.10％未満である。一方、980MPa以上のTSを安定して確保する観点から、好ましいＣ量は0.08％以上である。
Si：0.01％以上0.35％未満
Siは、固溶強化により強度向上に寄与する元素である。しかしながら、含有量が0.01％に満たないとその添加効果に乏しく、一方0.35％以上含有してもその効果は飽和する。また、過度に含有されることにより、熱延時に難剥離性のスケールを生成して鋼板の表面性状を劣化させ、さらに鋼板表面に酸化物として濃化し、不めっきの原因ともなる。それ故、Si量は0.01％以上0.35％未満に限定した。好ましくは0.01％以上0.20％以下である。
Siは、固溶強化により強度向上に寄与する元素である。しかしながら、含有量が0.01％に満たないとその添加効果に乏しく、一方0.35％以上含有してもその効果は飽和する。また、過度に含有されることにより、熱延時に難剥離性のスケールを生成して鋼板の表面性状を劣化させ、さらに鋼板表面に酸化物として濃化し、不めっきの原因ともなる。それ故、Si量は0.01％以上0.35％未満に限定した。好ましくは0.01％以上0.20％以下である。
Mn：2.0〜3.5％
Mnは、強度向上に有効に寄与し、この効果は2.0％以上含有することで認められる。一方、3.5％を超えて過度に含有すると、Mnの偏析などに起因して部分的に変態点が異なる組織となり、結果としてフェライト相とマルテンサイト相がバンド状で存在する不均一な組織となり、加工性が低下する。また、鋼板表面に酸化物として濃化し、不めっきの原因ともなる。さらには、スポット溶接部の靱性を低下させ、溶接特性を劣化させる。それ故、Mn量は2.0％以上3.5％以下に限定した。好ましくは2.2％以上2.8％以下である。
Mnは、強度向上に有効に寄与し、この効果は2.0％以上含有することで認められる。一方、3.5％を超えて過度に含有すると、Mnの偏析などに起因して部分的に変態点が異なる組織となり、結果としてフェライト相とマルテンサイト相がバンド状で存在する不均一な組織となり、加工性が低下する。また、鋼板表面に酸化物として濃化し、不めっきの原因ともなる。さらには、スポット溶接部の靱性を低下させ、溶接特性を劣化させる。それ故、Mn量は2.0％以上3.5％以下に限定した。好ましくは2.2％以上2.8％以下である。
Ｐ：0.001〜0.020％
Ｐは、強度向上に寄与する元素であるが、その反面溶接性を劣化させる元素でもあり、Ｐ量が0.020％を超えるとその影響が顕著に現れる。また一方で、過度のＰ低減は製鋼工程における製造コストの増加を伴う。それ故、Ｐ量は0.001％以上0.020％以下の範囲に限定した。好ましくは0.001％以上0.015％以下、より好ましくは0.001％以上0.010％以下である。
Ｐは、強度向上に寄与する元素であるが、その反面溶接性を劣化させる元素でもあり、Ｐ量が0.020％を超えるとその影響が顕著に現れる。また一方で、過度のＰ低減は製鋼工程における製造コストの増加を伴う。それ故、Ｐ量は0.001％以上0.020％以下の範囲に限定した。好ましくは0.001％以上0.015％以下、より好ましくは0.001％以上0.010％以下である。
Ｓ：0.0001〜0.0030％
Ｓ量が増加すると熱間赤熱脆性の原因となり、製造工程上不具合を生じる場合があり、また介在物MnＳを形成し、冷間圧延後に板状の介在物として存在することにより、特に材料の極限変形能を低下させ、伸びフランジ性などの成形性を低下させる。Ｓ量が0.0030％までは問題ない。一方、過度の低減は製鋼工程における脱硫コストの増加を伴う。それ故、Ｓ量は0.0001％以上0.0030％の範囲に限定した。好ましくは0.0001％以上0.0015％以下である。
Ｓ量が増加すると熱間赤熱脆性の原因となり、製造工程上不具合を生じる場合があり、また介在物MnＳを形成し、冷間圧延後に板状の介在物として存在することにより、特に材料の極限変形能を低下させ、伸びフランジ性などの成形性を低下させる。Ｓ量が0.0030％までは問題ない。一方、過度の低減は製鋼工程における脱硫コストの増加を伴う。それ故、Ｓ量は0.0001％以上0.0030％の範囲に限定した。好ましくは0.0001％以上0.0015％以下である。
Al：0.005〜0.1％
Alは、製鋼工程において脱酸剤として有効であり、また局部延性を低下させる非金属介在物をスラグ中に分離する点でも有用な元素である。さらに、Alは、焼鈍時に、めっき性を阻害する表層でのMn、Si系の酸化物の形成を抑制し、めっき表面外観を向上させる効果がある。このような効果を得るには0.005％以上の添加が必要である。一方、0.1％を超えて添加すると、鋼成分コストの増大を招くだけでなく、溶接性を低下させる。それ故、Al量は0.005〜0.1％の範囲に限定した。好ましくは0.01％以上0.06％以下である。
Alは、製鋼工程において脱酸剤として有効であり、また局部延性を低下させる非金属介在物をスラグ中に分離する点でも有用な元素である。さらに、Alは、焼鈍時に、めっき性を阻害する表層でのMn、Si系の酸化物の形成を抑制し、めっき表面外観を向上させる効果がある。このような効果を得るには0.005％以上の添加が必要である。一方、0.1％を超えて添加すると、鋼成分コストの増大を招くだけでなく、溶接性を低下させる。それ故、Al量は0.005〜0.1％の範囲に限定した。好ましくは0.01％以上0.06％以下である。
Ｎ：0.0001〜0.0060％
組織強化鋼において材料特性に及ぼすＮの影響はあまり大きくはないが、0.0060％以下であれば本発明の効果を損なわない。一方、フェライトの清浄化による延性向上の観点からはＮ量は少ないほうが望ましいが、製鋼上のコストも増大するので、下限は0.0001％とした。すなわち、Ｎ量は0.0001％以上0.0060％以下とした。
組織強化鋼において材料特性に及ぼすＮの影響はあまり大きくはないが、0.0060％以下であれば本発明の効果を損なわない。一方、フェライトの清浄化による延性向上の観点からはＮ量は少ないほうが望ましいが、製鋼上のコストも増大するので、下限は0.0001％とした。すなわち、Ｎ量は0.0001％以上0.0060％以下とした。
Cr：0.5％超2.0％以下
Crは、鋼の焼入れ強化に有効な元素である。また、Crは、オーステナイト相の焼入性を向上させ、硬質相を均一微細に分散させて伸び、伸びフランジ性および曲げ性の向上にも有効に寄与する。これらの効果を得るためには、0.5％を超える添加を必要とする。しかしながら、Cr量が2.0％を超えるとこの効果は飽和し、むしろ表面品質を著しく劣化させる 。それ故、Cr量は0.5％超2.0％以下の範囲に限定した。より好ましくは0.5％超 1.0％以下である。
Crは、鋼の焼入れ強化に有効な元素である。また、Crは、オーステナイト相の焼入性を向上させ、硬質相を均一微細に分散させて伸び、伸びフランジ性および曲げ性の向上にも有効に寄与する。これらの効果を得るためには、0.5％を超える添加を必要とする。しかしながら、Cr量が2.0％を超えるとこの効果は飽和し、むしろ表面品質を著しく劣化させる 。それ故、Cr量は0.5％超2.0％以下の範囲に限定した。より好ましくは0.5％超 1.0％以下である。
Mo：0.01〜0.50％
Moは、鋼の焼入れ強化に有効な元素であり、低炭素成分系で強度を確保しやすいため、溶接性を向上させる。この効果を得るためには、0.01％以上の添加を必要とする。しかしながら、Mo量が0.50％を超えると、この効果は飽和し、コストアップとなる。それ故、Mo量は0.01％以上0.50％以下の範囲に限定した。より好ましくは0.05〜0.35％の範囲である。
Moは、鋼の焼入れ強化に有効な元素であり、低炭素成分系で強度を確保しやすいため、溶接性を向上させる。この効果を得るためには、0.01％以上の添加を必要とする。しかしながら、Mo量が0.50％を超えると、この効果は飽和し、コストアップとなる。それ故、Mo量は0.01％以上0.50％以下の範囲に限定した。より好ましくは0.05〜0.35％の範囲である。
Ti：0.010〜0.080％
Tiは、鋼中でＣまたはＮと微細炭化物や微細窒化物を形成することにより、熱延板組織および焼鈍後の鋼板組織の細粒化および析出強化の付与に有効に作用する。この効果を得るためには、0.010％以上のTiが必要である。しかしながら、Ti量が0.080％を超えるとこの効果が飽和するだけでなく、フェライト中に過度に析出物が生成し、フェライトの延性を低下させる。従って、Ti量は0.010〜0.080％の範囲に限定した。より好ましくは0.010〜0.060％の範囲である。
Tiは、鋼中でＣまたはＮと微細炭化物や微細窒化物を形成することにより、熱延板組織および焼鈍後の鋼板組織の細粒化および析出強化の付与に有効に作用する。この効果を得るためには、0.010％以上のTiが必要である。しかしながら、Ti量が0.080％を超えるとこの効果が飽和するだけでなく、フェライト中に過度に析出物が生成し、フェライトの延性を低下させる。従って、Ti量は0.010〜0.080％の範囲に限定した。より好ましくは0.010〜0.060％の範囲である。
Nb：0.010〜0.080％
Nbは、固溶強化または析出強化により強度の向上に寄与する元素である。また、フェライトを強化することによりマルテンサイト相との硬度差を低減する効果を通じて、伸びフランジ性の改善にも有効に寄与する。さらに、フェライト粒およびベイナイト／マルテンサイト粒の微細化に寄与して、曲げ性を改善させる効果もある。このような効果はNb量が0.010％以上で得られる。しかしながら、0.080％を超えて過度に含有されると、熱延板が硬質化し、熱間圧延、冷間圧延時の圧延荷重の増大を招く。また、フェライトの延性を低下させ、加工性が劣化する。従って、Nb量は0.010％以上0.080％以下の範囲に限定した。なお、強度および加工性の観点からは、Nb量は0.030〜0.070％とするのが好ましい。
Nbは、固溶強化または析出強化により強度の向上に寄与する元素である。また、フェライトを強化することによりマルテンサイト相との硬度差を低減する効果を通じて、伸びフランジ性の改善にも有効に寄与する。さらに、フェライト粒およびベイナイト／マルテンサイト粒の微細化に寄与して、曲げ性を改善させる効果もある。このような効果はNb量が0.010％以上で得られる。しかしながら、0.080％を超えて過度に含有されると、熱延板が硬質化し、熱間圧延、冷間圧延時の圧延荷重の増大を招く。また、フェライトの延性を低下させ、加工性が劣化する。従って、Nb量は0.010％以上0.080％以下の範囲に限定した。なお、強度および加工性の観点からは、Nb量は0.030〜0.070％とするのが好ましい。
Ｂ：0.0001〜0.0030％
Ｂは、焼入れ性を高め、焼鈍冷却過程で起こるフェライトの生成を抑制し、所望のマルテンサイト量を得るのに寄与する。この効果を得るためには、Ｂ量は0.0001％以上含有させる必要があるが、0.0030％を超えると上記の効果は飽和する。それ故、Ｂ量は0.0001〜0.0030％の範囲に限定した。好ましくは0.0005〜0.0020％の範囲である。
Ｂは、焼入れ性を高め、焼鈍冷却過程で起こるフェライトの生成を抑制し、所望のマルテンサイト量を得るのに寄与する。この効果を得るためには、Ｂ量は0.0001％以上含有させる必要があるが、0.0030％を超えると上記の効果は飽和する。それ故、Ｂ量は0.0001〜0.0030％の範囲に限定した。好ましくは0.0005〜0.0020％の範囲である。
本発明の鋼板は、所望の加工性および溶接性を得る上で、上記の成分組成を必須とし、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなるが、必要に応じて以下の元素を適宜含有させることができる。
Caは、MnＳなど硫化物の形状制御により延性を向上させる効果があるが、多量に含有させてもその効果は飽和する傾向にある。よって、Caを含有させる場合、0.0001％以上 0.0050％以下、より好ましくは0.0001％以上 0.0020％以下とする。
また、Ｖは、炭化物の形成により、フェライト相を強化させる効果を有するが、逆にフェライト相の延性を低下させる。よって、Ｖは0.05％未満、より好ましくは0.005％未満で含有させることが好ましい。
さらに、めっき性を大きく変化させることなく、硫化物系介在物の形態を制御する作用を有し、これにより加工性の向上に有効に寄与するREM、あるいは鋼板表層の結晶を整粒にする作用を有するSbはそれぞれ、0.0001〜0.1％の範囲で含有させることが好ましい。
その他、析出物を形成するZr，Mgなどは含有量が極力少ない方が好ましく、積極的に添加する必要はなく、0.0200％未満、より好ましくは0.0002％未満の範囲とする。
また、Cuは溶接性、Niはめっき後の表面外観に悪影響を及ぼす元素であり、従ってCu，Niはそれぞれ0.4％未満、より好ましくは0.04％未満の範囲とする。
Caは、MnＳなど硫化物の形状制御により延性を向上させる効果があるが、多量に含有させてもその効果は飽和する傾向にある。よって、Caを含有させる場合、0.0001％以上 0.0050％以下、より好ましくは0.0001％以上 0.0020％以下とする。
また、Ｖは、炭化物の形成により、フェライト相を強化させる効果を有するが、逆にフェライト相の延性を低下させる。よって、Ｖは0.05％未満、より好ましくは0.005％未満で含有させることが好ましい。
さらに、めっき性を大きく変化させることなく、硫化物系介在物の形態を制御する作用を有し、これにより加工性の向上に有効に寄与するREM、あるいは鋼板表層の結晶を整粒にする作用を有するSbはそれぞれ、0.0001〜0.1％の範囲で含有させることが好ましい。
その他、析出物を形成するZr，Mgなどは含有量が極力少ない方が好ましく、積極的に添加する必要はなく、0.0200％未満、より好ましくは0.0002％未満の範囲とする。
また、Cuは溶接性、Niはめっき後の表面外観に悪影響を及ぼす元素であり、従ってCu，Niはそれぞれ0.4％未満、より好ましくは0.04％未満の範囲とする。
次に、本発明にとって重要な要件の一つである鋼組織の限定範囲および限定理由について説明する。
フェライト相の体積分率：20〜70％
フェライト相は軟質相であり、鋼板の延性に寄与するため、本発明の鋼板では、フェライト相を体積分率で20％以上含有させる必要がある。一方で、フェライト相が70％を超えて存在すると過度に軟質化し、強度の確保が困難となる。よって、フェライト相は体積分率で20％以上70％以下、好ましくは30％以上50％以下の範囲とした。
フェライト相の体積分率：20〜70％
フェライト相は軟質相であり、鋼板の延性に寄与するため、本発明の鋼板では、フェライト相を体積分率で20％以上含有させる必要がある。一方で、フェライト相が70％を超えて存在すると過度に軟質化し、強度の確保が困難となる。よって、フェライト相は体積分率で20％以上70％以下、好ましくは30％以上50％以下の範囲とした。
フェライト相の平均結晶粒径：５μm以下
組織の微細化は、鋼板の伸びフランジ性および曲げ性の向上に寄与する。そこで、本発明では、複合組織中のフェライト相の平均結晶粒径を５μm以下に制限することにより、曲げ性の向上を図るものとした。
また、軟質な領域と硬質な領域が粗に存在すると、加工が不均一となり成形性が劣化する。この点、フェライト相と硬質相が均一微細に存在すると、加工時に鋼板の変形が均一となるので、フェライト相の平均結晶粒径は小さい方が望ましい。加工性の劣化を抑制するために好ましい範囲は１〜3.5μmである。
組織の微細化は、鋼板の伸びフランジ性および曲げ性の向上に寄与する。そこで、本発明では、複合組織中のフェライト相の平均結晶粒径を５μm以下に制限することにより、曲げ性の向上を図るものとした。
また、軟質な領域と硬質な領域が粗に存在すると、加工が不均一となり成形性が劣化する。この点、フェライト相と硬質相が均一微細に存在すると、加工時に鋼板の変形が均一となるので、フェライト相の平均結晶粒径は小さい方が望ましい。加工性の劣化を抑制するために好ましい範囲は１〜3.5μmである。
ベイナイト相および／またはマルテンサイト相の体積分率：30〜80％
上記したフェライト相以外の組織としては、オーステナイトからの低温変態相であるベイナイト相および／または焼き戻しされていないマルテンサイト相を体積分率で30％以上80％以下の範囲で含有する組織とすることで、良好な材質が得られる。このベイナイト相および／またはマルテンサイト相は、硬質相であり、変態組織強化によって鋼板の強度を増加させる作用を有している。また、変態生成時に可動転位の発生を伴うため、鋼板の降伏比を低下させる作用も有する。しかしながら、ベイナイト相および／またはマルテンサイト相が体積分率で30％に満たないとこれらの効果が十分ではなく、一方80％を超えると硬質相が過剰となり加工性の確保が困難となる。また、スポット溶接時に熱影響部が軟化し、十字引っ張り時に母材破断しなくなる。
上記したフェライト相以外の組織としては、オーステナイトからの低温変態相であるベイナイト相および／または焼き戻しされていないマルテンサイト相を体積分率で30％以上80％以下の範囲で含有する組織とすることで、良好な材質が得られる。このベイナイト相および／またはマルテンサイト相は、硬質相であり、変態組織強化によって鋼板の強度を増加させる作用を有している。また、変態生成時に可動転位の発生を伴うため、鋼板の降伏比を低下させる作用も有する。しかしながら、ベイナイト相および／またはマルテンサイト相が体積分率で30％に満たないとこれらの効果が十分ではなく、一方80％を超えると硬質相が過剰となり加工性の確保が困難となる。また、スポット溶接時に熱影響部が軟化し、十字引っ張り時に母材破断しなくなる。
ベイナイト相および／またはマルテンサイト相の平均結晶粒径：５μm 以下
組織の均一微細化は、特に曲げ性の向上に寄与する。そこで、本発明では、複合組織中のベイナイト相およびマルテンサイト相の平均結晶粒径を５μm 以下に制限した。より好ましくは3.5μm 以下である。
組織の均一微細化は、特に曲げ性の向上に寄与する。そこで、本発明では、複合組織中のベイナイト相およびマルテンサイト相の平均結晶粒径を５μm 以下に制限した。より好ましくは3.5μm 以下である。
上記したフェライト相、ベイナイト相、マルテンサイト相以外の残部組織としては、残留オーステナイト相、パーライト相が考えられるが、これらの合計量が体積分率で５％以下（０％を含む）であれば、本発明の効果を損ねるものではない。
次に、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。
まず、上記の好適成分組成に調製された溶鋼から、連続鋳造法または造塊−分塊法でスラブを製造する。ついで、得られたスラブを、冷却後、再加熱したのち、あるいは鋳造後加熱処理を経ずにそのまま、熱間圧延を行う。スラブ加熱温度を1150〜1300℃として、熱延板を均一組織化し、伸びフランジ性などの加工性を向上させるために仕上げ圧延温度を850〜950℃とし、フェライト相とパーライト相の２相からなるバンド状組織の生成を抑制して熱延板を均一組織化し、さらに伸びフランジ性など加工性を向上させるために熱間仕上げ圧延温度〜（熱間仕上げ圧延温度−100℃）間の平均冷却速度を５〜200℃／秒とし、表面性状および冷間圧延性を向上させるため巻取り温度を400〜650℃として、熱間圧延を終了し、酸洗後、冷間圧延により所望の板厚とする。冷延圧下率はフェライト相の再結晶促進により延性を向上させるために30％以上とすることが望ましい。
まず、上記の好適成分組成に調製された溶鋼から、連続鋳造法または造塊−分塊法でスラブを製造する。ついで、得られたスラブを、冷却後、再加熱したのち、あるいは鋳造後加熱処理を経ずにそのまま、熱間圧延を行う。スラブ加熱温度を1150〜1300℃として、熱延板を均一組織化し、伸びフランジ性などの加工性を向上させるために仕上げ圧延温度を850〜950℃とし、フェライト相とパーライト相の２相からなるバンド状組織の生成を抑制して熱延板を均一組織化し、さらに伸びフランジ性など加工性を向上させるために熱間仕上げ圧延温度〜（熱間仕上げ圧延温度−100℃）間の平均冷却速度を５〜200℃／秒とし、表面性状および冷間圧延性を向上させるため巻取り温度を400〜650℃として、熱間圧延を終了し、酸洗後、冷間圧延により所望の板厚とする。冷延圧下率はフェライト相の再結晶促進により延性を向上させるために30％以上とすることが望ましい。
ついで、溶融亜鉛めっき工程では、冷却開始前の焼鈍時の組織を制御し、最終的に得られるフェライト分率と粒径を最適化させるために、200℃から中間温度までの１次平均昇温速度を５〜50℃／秒とし、中間温度を500〜800℃とし、中間温度から焼鈍温度までの２次平均昇温速度を0.1〜10℃／秒とし、焼鈍温度を750〜900℃とし、この温度域に10〜500秒保持したのち、冷却停止温度：450〜550℃まで１〜30℃／秒の平均冷却速度で冷却する。
冷却後、引き続き溶融亜鉛浴に鋼板を浸漬し、ガスワイピング等により亜鉛めっき付着量を制御したのち、あるいはさらに加熱して合金化処理を行った後、室温まで冷却する。
かくして本発明で目的とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られるが、めっき後の鋼板にスキンパス圧延を施しても良い。
冷却後、引き続き溶融亜鉛浴に鋼板を浸漬し、ガスワイピング等により亜鉛めっき付着量を制御したのち、あるいはさらに加熱して合金化処理を行った後、室温まで冷却する。
かくして本発明で目的とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られるが、めっき後の鋼板にスキンパス圧延を施しても良い。
以下、製造条件の限定範囲および限定理由を具体的に説明する。
スラブ加熱温度：1150〜1300℃
鋼スラブの加熱段階で存在している析出物は、最終的に得られる鋼板内では粗大な析出物として存在し、強度に寄与しないため、鋳造時に析出したTi，Nb系析出物を再溶解させる必要がある。ここに、1150℃以上の加熱により強度への寄与が認められる。また、スラブ表層の気泡、偏析などの欠陥をスケールオフし、鋼板表面の亀裂、凹凸を減少し、平滑な鋼板表面を達成する観点からも1150℃以上に加熱することが有利である。しかしながら、加熱温度が1300℃を超えると、オーステナイト粒の粗大化を引き起こし、最終組織が粗大化し、伸びフランジ性を低下させる。従って、スラブ加熱温度は1150℃以上1300℃以下の範囲に限定した。
スラブ加熱温度：1150〜1300℃
鋼スラブの加熱段階で存在している析出物は、最終的に得られる鋼板内では粗大な析出物として存在し、強度に寄与しないため、鋳造時に析出したTi，Nb系析出物を再溶解させる必要がある。ここに、1150℃以上の加熱により強度への寄与が認められる。また、スラブ表層の気泡、偏析などの欠陥をスケールオフし、鋼板表面の亀裂、凹凸を減少し、平滑な鋼板表面を達成する観点からも1150℃以上に加熱することが有利である。しかしながら、加熱温度が1300℃を超えると、オーステナイト粒の粗大化を引き起こし、最終組織が粗大化し、伸びフランジ性を低下させる。従って、スラブ加熱温度は1150℃以上1300℃以下の範囲に限定した。
仕上げ圧延温度：850〜950℃
熱間仕上げ圧延温度を850℃以上とすることにより加工性（延性、伸びフランジ性）を著しく向上させることができる。仕上げ圧延温度が850℃未満の場合、熱間圧延後に、結晶が展伸された加工組織となる。また、鋳片内にてオーステナイト安定化元素であるMnが偏析していると、その領域のＡr3変態点が低下し、低温までオーステナイト域となる。さらに、変態温度が低下することにより未再結晶温度域と圧延終了温度が同じ温度域となり、結果的に熱間圧延中に未再結晶のオーステナイトが存在すると考えられる。このように、不均一な組織となると加工時の材料の均一な変形が阻害され、優れた加工性を得ることが困難となる。
一方、仕上げ圧延温度が950℃を超えると酸化物（スケール）の生成量が急激に増大し、地鉄−酸化物界面が荒れ、酸洗、冷間圧延後の表面品質が劣化する傾向にあり、また酸洗後に熱延スケールの取れ残りなどが一部に存在すると、抵抗スポット溶接性に悪影響を及ぼす。さらに、結晶粒径が過度に粗大となり、加工時にプレス品表面荒れを生じる場合がある。従って、仕上げ圧延温度は850〜950℃、好ましくは900℃〜950℃とした。
熱間仕上げ圧延温度を850℃以上とすることにより加工性（延性、伸びフランジ性）を著しく向上させることができる。仕上げ圧延温度が850℃未満の場合、熱間圧延後に、結晶が展伸された加工組織となる。また、鋳片内にてオーステナイト安定化元素であるMnが偏析していると、その領域のＡr3変態点が低下し、低温までオーステナイト域となる。さらに、変態温度が低下することにより未再結晶温度域と圧延終了温度が同じ温度域となり、結果的に熱間圧延中に未再結晶のオーステナイトが存在すると考えられる。このように、不均一な組織となると加工時の材料の均一な変形が阻害され、優れた加工性を得ることが困難となる。
一方、仕上げ圧延温度が950℃を超えると酸化物（スケール）の生成量が急激に増大し、地鉄−酸化物界面が荒れ、酸洗、冷間圧延後の表面品質が劣化する傾向にあり、また酸洗後に熱延スケールの取れ残りなどが一部に存在すると、抵抗スポット溶接性に悪影響を及ぼす。さらに、結晶粒径が過度に粗大となり、加工時にプレス品表面荒れを生じる場合がある。従って、仕上げ圧延温度は850〜950℃、好ましくは900℃〜950℃とした。
仕上げ圧延温度〜（仕上げ圧延温度−100℃）間の平均冷却速度：５〜200℃／秒
仕上げ圧延直後の高温域［仕上げ温度〜（仕上げ温度−100℃）］における、冷却速度が５℃／秒に満たないと、熱延後、再結晶、粒成長し、熱延板組織が粗大化すると共に、フェライトとパーライトが層状に形成されたバンド状組織となる。焼鈍前にバンド状組織になると、成分の濃度ムラが生じた状態で熱処理されるため、めっき工程での熱処理では組織の微細均一化が困難となり、最終的に得られる組織が不均一となり、伸びフランジ性や曲げ性が低下する。このため、仕上げ温度〜（仕上げ温度−100℃）における平均冷却速度は５℃／秒以上とする。一方、当該温度域における平均冷却速度が200℃／秒を超えても効果は飽和する傾向にあるので、当該温度域における平均冷却速度は５〜200℃／秒の範囲とした。
仕上げ圧延直後の高温域［仕上げ温度〜（仕上げ温度−100℃）］における、冷却速度が５℃／秒に満たないと、熱延後、再結晶、粒成長し、熱延板組織が粗大化すると共に、フェライトとパーライトが層状に形成されたバンド状組織となる。焼鈍前にバンド状組織になると、成分の濃度ムラが生じた状態で熱処理されるため、めっき工程での熱処理では組織の微細均一化が困難となり、最終的に得られる組織が不均一となり、伸びフランジ性や曲げ性が低下する。このため、仕上げ温度〜（仕上げ温度−100℃）における平均冷却速度は５℃／秒以上とする。一方、当該温度域における平均冷却速度が200℃／秒を超えても効果は飽和する傾向にあるので、当該温度域における平均冷却速度は５〜200℃／秒の範囲とした。
巻取り温度：400〜650℃
巻取り温度については、650℃を超えると、熱延スケール厚が増加し、酸洗、冷間圧延後の表面が荒れ、表面に凹凸が形成されるため加工性の低下を招き、また酸洗後に熱延スケールが残存すると抵抗スポット溶接性に悪影響を及ぼす。一方、巻取り温度が400℃未満では熱延板強度が上昇し、冷間圧延における圧延負荷が増大し、生産性が低下する傾向にある。従って、巻取り温度は400℃以上650℃以下の範囲とした。
巻取り温度については、650℃を超えると、熱延スケール厚が増加し、酸洗、冷間圧延後の表面が荒れ、表面に凹凸が形成されるため加工性の低下を招き、また酸洗後に熱延スケールが残存すると抵抗スポット溶接性に悪影響を及ぼす。一方、巻取り温度が400℃未満では熱延板強度が上昇し、冷間圧延における圧延負荷が増大し、生産性が低下する傾向にある。従って、巻取り温度は400℃以上650℃以下の範囲とした。
１次平均昇温速度（200℃から中間温度まで）：５〜50℃／秒、中間温度：500〜800℃、２次平均昇温速度（中間温度から焼鈍温度まで）：0.1〜10℃／ 秒
１次昇温速度を５℃／秒以上とすることにより、組織の微細化を達成でき、伸びフランジ性や曲げ性を向上させることができる。この１次昇温速度は速くてもかまわないが、50℃／秒を超えると飽和する傾向にある。従って、１次平均昇温速度は５〜50℃／秒の範囲とした。好ましくは10℃／秒以上である。
また、中間温度が800℃を超えると結晶粒径が粗大化し、伸びフランジ性や曲げ性が低下する。中間温度は低くてもかまわないが、500℃未満では効果は飽和し、最終的に得られる組織に差が少なくなる。従って、中間温度は500〜800℃とした。
２次平均昇温速度が10℃／秒より速い場合には、オーステナイトの生成が遅く、最終的に得られるフェライト相分率が多くなり、強度確保が困難となる。一方、２次平均昇温速度が0.1℃／秒より遅い場合には、結晶粒径が粗大化し、伸びフランジ性や曲げ性が低下する 。従って、２次平均昇温速度は0.1〜10℃／秒の範囲とした。なお、２次平均昇温速度は５℃／秒未満とすることが好ましい。
１次昇温速度を５℃／秒以上とすることにより、組織の微細化を達成でき、伸びフランジ性や曲げ性を向上させることができる。この１次昇温速度は速くてもかまわないが、50℃／秒を超えると飽和する傾向にある。従って、１次平均昇温速度は５〜50℃／秒の範囲とした。好ましくは10℃／秒以上である。
また、中間温度が800℃を超えると結晶粒径が粗大化し、伸びフランジ性や曲げ性が低下する。中間温度は低くてもかまわないが、500℃未満では効果は飽和し、最終的に得られる組織に差が少なくなる。従って、中間温度は500〜800℃とした。
２次平均昇温速度が10℃／秒より速い場合には、オーステナイトの生成が遅く、最終的に得られるフェライト相分率が多くなり、強度確保が困難となる。一方、２次平均昇温速度が0.1℃／秒より遅い場合には、結晶粒径が粗大化し、伸びフランジ性や曲げ性が低下する 。従って、２次平均昇温速度は0.1〜10℃／秒の範囲とした。なお、２次平均昇温速度は５℃／秒未満とすることが好ましい。
焼鈍温度：750〜900℃、この温度域での保持時間：10〜500秒
焼鈍温度が750℃より低い場合、冷間加工により導入された歪が未回復の未再結晶フェライトが存在し、伸び、穴拡げ率など加工性が劣化する。一方、焼鈍温度が900℃より高い場合、加熱中にオーステナイトが粗大化し、その後の冷却過程で生成するフェライト相の量が減少し、伸びが低下する、また、最終的に得られる結晶粒径が過度に粗大化し、穴拡げ率や曲げ性が低下する傾向にある。従って、焼鈍温度は750℃以上900℃以下とした。
また、当該焼鈍温度域における保持時間が10秒未満では焼鈍中に未溶解炭化物が存在する可能性が高くなり、焼鈍中あるいは冷却開始温度におけるオーステナイト相の存在量が少なくなる可能性があり、最終的に鋼板の強度確保が困難となる。一方、長時間焼鈍により結晶粒は成長し粗大化する傾向にあり、上記の焼鈍温度域における保持時間が500秒を超えると加熱焼鈍中のオーステナイト相の粒径が粗大化し、最終的に熱処理後に得られる鋼板の組織が粗大化し、穴拡げ率が低下する傾向にある。加えて、オーステナイト粒の粗大化は、プレス成形後の肌荒れの原因ともなり好ましくない。さらに、冷却停止温度までの冷却過程中のフェライト相の生成量も減少するため、伸びも低下する傾向にある。
従って、より微細な組織を達成することと、焼鈍前の組織の影響を小さくして均一微細な組織を得ることとを両立するために、保持時間は10秒以上500秒以下とした。好ましい保持時間は20秒以上200秒以下である。なお、当該焼鈍温度域に保持する際の焼鈍温度の変動は５℃以内に抑制することが好ましい。
焼鈍温度が750℃より低い場合、冷間加工により導入された歪が未回復の未再結晶フェライトが存在し、伸び、穴拡げ率など加工性が劣化する。一方、焼鈍温度が900℃より高い場合、加熱中にオーステナイトが粗大化し、その後の冷却過程で生成するフェライト相の量が減少し、伸びが低下する、また、最終的に得られる結晶粒径が過度に粗大化し、穴拡げ率や曲げ性が低下する傾向にある。従って、焼鈍温度は750℃以上900℃以下とした。
また、当該焼鈍温度域における保持時間が10秒未満では焼鈍中に未溶解炭化物が存在する可能性が高くなり、焼鈍中あるいは冷却開始温度におけるオーステナイト相の存在量が少なくなる可能性があり、最終的に鋼板の強度確保が困難となる。一方、長時間焼鈍により結晶粒は成長し粗大化する傾向にあり、上記の焼鈍温度域における保持時間が500秒を超えると加熱焼鈍中のオーステナイト相の粒径が粗大化し、最終的に熱処理後に得られる鋼板の組織が粗大化し、穴拡げ率が低下する傾向にある。加えて、オーステナイト粒の粗大化は、プレス成形後の肌荒れの原因ともなり好ましくない。さらに、冷却停止温度までの冷却過程中のフェライト相の生成量も減少するため、伸びも低下する傾向にある。
従って、より微細な組織を達成することと、焼鈍前の組織の影響を小さくして均一微細な組織を得ることとを両立するために、保持時間は10秒以上500秒以下とした。好ましい保持時間は20秒以上200秒以下である。なお、当該焼鈍温度域に保持する際の焼鈍温度の変動は５℃以内に抑制することが好ましい。
冷却停止温度までの平均冷却速度：１〜30℃／秒
この冷却速度は、軟質なフェライト相と硬質なベイナイト相および／またはマルテンサイト相の存在比率を制御し、TS980MPa級以上の強度と加工性を確保するのに重要な役割を担っている。すなわち、平均冷却速度が30℃／秒を超えると、冷却中のフェライト生成が抑制され、ベイナイト相やマルテンサイト相が過度に生成するためTS980MPa級の確保は容易ではあるが、成形性の劣化を招く。一方、１℃／秒より遅いと、冷却過程中に生成するフェライト相の量が多くなりすぎ、TSの低下を招く傾向にある。当該平均冷却速度の好ましい範囲は５〜20℃／秒である。
なお、この場合の冷却は、ガス冷却が好ましいが、炉冷、ミスト冷却、ロール冷却、水冷などを用いて組み合わせて行うことも可能である。
この冷却速度は、軟質なフェライト相と硬質なベイナイト相および／またはマルテンサイト相の存在比率を制御し、TS980MPa級以上の強度と加工性を確保するのに重要な役割を担っている。すなわち、平均冷却速度が30℃／秒を超えると、冷却中のフェライト生成が抑制され、ベイナイト相やマルテンサイト相が過度に生成するためTS980MPa級の確保は容易ではあるが、成形性の劣化を招く。一方、１℃／秒より遅いと、冷却過程中に生成するフェライト相の量が多くなりすぎ、TSの低下を招く傾向にある。当該平均冷却速度の好ましい範囲は５〜20℃／秒である。
なお、この場合の冷却は、ガス冷却が好ましいが、炉冷、ミスト冷却、ロール冷却、水冷などを用いて組み合わせて行うことも可能である。
冷却停止温度：450〜550℃
冷却停止温度が550℃より高い場合、オーステナイトからマルテンサイト相より軟質なパーライト変態あるいはベイナイト変態が過度に進行し、TS980MPa級の確保が困難となる。また、残留オーステナイト相が過度に生成すると伸びフランジ性が低下する。一方、冷却停止温度が450℃未満の場合、冷却中のフェライト生成が過多となりTS980MPa級の確保が困難となる。
冷却停止温度が550℃より高い場合、オーステナイトからマルテンサイト相より軟質なパーライト変態あるいはベイナイト変態が過度に進行し、TS980MPa級の確保が困難となる。また、残留オーステナイト相が過度に生成すると伸びフランジ性が低下する。一方、冷却停止温度が450℃未満の場合、冷却中のフェライト生成が過多となりTS980MPa級の確保が困難となる。
上記の冷却停止後、一般的な溶融亜鉛めっき処理を施して溶融亜鉛めっきとする。あるいはさらに、上記の溶融亜鉛めっき処理後、誘導加熱装置などを用いて再加熱を施す合金化処理を施して、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする。
ここに、溶融亜鉛めっきの付着量は、片面当たり20〜150 g/m2程度とする必要がある。というのは、このめっき付着量が20g/m2未満では、耐食性の確保が困難であり、一方150g/m2を超えると、耐食効果は飽和し、むしろコストアップとなるからである。
ここに、溶融亜鉛めっきの付着量は、片面当たり20〜150 g/m2程度とする必要がある。というのは、このめっき付着量が20g/m2未満では、耐食性の確保が困難であり、一方150g/m2を超えると、耐食効果は飽和し、むしろコストアップとなるからである。
なお、連続焼鈍後、最終的に得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板に、形状矯正や表面粗度調整の目的から調質圧延を行ってもかまわないが、過度にスキンパス圧延を行うと過多に歪が導入され結晶粒が展伸され圧延加工組織となり、延性が低下するため、スキンパス圧延の圧下率は0.1〜1.5％程度とすることが好ましい。
表１に示す成分組成になる鋼を溶製し、スラブとしたのち、表２に示す種々の条件で熱間圧延、酸洗、圧下率：50％の冷間圧延、連続焼鈍およびめっき処理を施し、板厚が 1.4mmで片面当たりのめっき付着量が45g／m2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を製造した。
得られた溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、以下に示す材料試験を行い、材料特性を調査した。
得られた結果を表３に示す。
得られた溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、以下に示す材料試験を行い、材料特性を調査した。
得られた結果を表３に示す。
なお、材料試験および材料特性の評価法は次のとおりである。
(1) 鋼板の組織
圧延方向断面、板厚：1/4面位置を光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡（SEM）で観察することにより調査した。フェライト相の結晶粒径は、JIS Z 0552に規定の方法に準拠して結晶粒度を測定し、平均結晶粒径に換算した。また、フェライト相の体積分率は、倍率：1000倍の断面組織写真を用いて、画像解析により、任意に設定した100μm×100μm四方の正方形領域内に存在するフェライト相の占有面積を求め、これをフェライト相の体積分率とした。ベイナイト相および／またはマルテンサイト相の体積分率は、フェライト相と同様の手法で、フェライト相とパーライト相以外の部分の占有面積を求め、その値から残留オーステナイト分率を差し引いて求めた。残留オーステナイト分率は、鋼板を板厚1/4位置で化学研磨した面について、Ｘ線回折装置でMoのＫα線を用いて、ｆｃｃ鉄の（２００），（２２０），（３１１）面とｂｃｃ鉄の（２００），（２１１），（２２０）面の積分強度を測定し、これらから求めた。
(1) 鋼板の組織
圧延方向断面、板厚：1/4面位置を光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡（SEM）で観察することにより調査した。フェライト相の結晶粒径は、JIS Z 0552に規定の方法に準拠して結晶粒度を測定し、平均結晶粒径に換算した。また、フェライト相の体積分率は、倍率：1000倍の断面組織写真を用いて、画像解析により、任意に設定した100μm×100μm四方の正方形領域内に存在するフェライト相の占有面積を求め、これをフェライト相の体積分率とした。ベイナイト相および／またはマルテンサイト相の体積分率は、フェライト相と同様の手法で、フェライト相とパーライト相以外の部分の占有面積を求め、その値から残留オーステナイト分率を差し引いて求めた。残留オーステナイト分率は、鋼板を板厚1/4位置で化学研磨した面について、Ｘ線回折装置でMoのＫα線を用いて、ｆｃｃ鉄の（２００），（２２０），（３１１）面とｂｃｃ鉄の（２００），（２１１），（２２０）面の積分強度を測定し、これらから求めた。
(2) 引張特性
圧延方向と90°の方向を長手方向（引張方向）とするJIS Z 2201に記載の５号試験片を用い、JIS Z 2241に準拠した引張試験を行い評価した。なお、引張特性の評価基準はTS×EI値が15000MPa・％以上を良好とした。
圧延方向と90°の方向を長手方向（引張方向）とするJIS Z 2201に記載の５号試験片を用い、JIS Z 2241に準拠した引張試験を行い評価した。なお、引張特性の評価基準はTS×EI値が15000MPa・％以上を良好とした。
(3) 穴拡げ率
日本鉄鋼連盟規格JFST1001に基づき実施した。初期直径ｄ0＝10mmの穴を打抜き、60°の円錐ポンチを上昇させて穴を拡げた際に、亀裂が板厚貫通したところでポンチの上昇を止め、亀裂貫通後の打抜き穴径ｄを測定し、次式
穴拡げ率（％）＝（（ｄ−ｄ0）／ｄ0）×100
により穴拡げ率を算出した。
この試験は、同一番号の鋼板について３回実施し、穴拡げ率の平均値（λ）を求めた。なお、穴拡げ率の評価基準はTS×λ値が43000MPa・％以上を良好とした。
日本鉄鋼連盟規格JFST1001に基づき実施した。初期直径ｄ0＝10mmの穴を打抜き、60°の円錐ポンチを上昇させて穴を拡げた際に、亀裂が板厚貫通したところでポンチの上昇を止め、亀裂貫通後の打抜き穴径ｄを測定し、次式
穴拡げ率（％）＝（（ｄ−ｄ0）／ｄ0）×100
により穴拡げ率を算出した。
この試験は、同一番号の鋼板について３回実施し、穴拡げ率の平均値（λ）を求めた。なお、穴拡げ率の評価基準はTS×λ値が43000MPa・％以上を良好とした。
(4) 限界曲げ半径
JIS Z 2248のＶブロック法に基づき実施した。その際、曲げ部外側について亀裂の有無を目視で観察し、亀裂が発生しない最小の曲げ半径を限界曲げ半径とした。
JIS Z 2248のＶブロック法に基づき実施した。その際、曲げ部外側について亀裂の有無を目視で観察し、亀裂が発生しない最小の曲げ半径を限界曲げ半径とした。
(5) 抵抗スポット溶接性
電極：DR6mm−40R、加圧力：4802 N（490 kgf）、初期加圧時間：30cycles/60Hz、通電時間：17cycles/60Hz、保持時間：１cycle/60Hzとし、試験電流を変化させた各溶接条件（4.6〜10.0kAまで0.2kAピッチで変化させ、また10.5kAから溶着まで0.5kAピッチで変化させる条件）で、同一番号の鋼板をスポット溶接し、十字引張り試験、溶接部のナゲット径の測定に供した。抵抗スポット溶接継手の十字引張り試験はJIS Z 3137に基づき実施した。ナゲット径はJIS Z 3139の記載に準拠して実施した。抵抗スポット溶接後の対称円状のプラグを板表面に垂直な断面について、溶接点のほぼ中心を通る断面を適当な方法で半切断し、研磨、腐食の後、光学顕微鏡観察による断面組織観察により測定した。コロナボンドを除いた溶融領域の最大直径をナゲット径とした。ナゲット径が４ｔ1/2（mm）（ｔ：鋼板の板厚）以上の溶接材において十字引張り試験を行った際、母材で破断した場合に、溶接性を良好とした。
電極：DR6mm−40R、加圧力：4802 N（490 kgf）、初期加圧時間：30cycles/60Hz、通電時間：17cycles/60Hz、保持時間：１cycle/60Hzとし、試験電流を変化させた各溶接条件（4.6〜10.0kAまで0.2kAピッチで変化させ、また10.5kAから溶着まで0.5kAピッチで変化させる条件）で、同一番号の鋼板をスポット溶接し、十字引張り試験、溶接部のナゲット径の測定に供した。抵抗スポット溶接継手の十字引張り試験はJIS Z 3137に基づき実施した。ナゲット径はJIS Z 3139の記載に準拠して実施した。抵抗スポット溶接後の対称円状のプラグを板表面に垂直な断面について、溶接点のほぼ中心を通る断面を適当な方法で半切断し、研磨、腐食の後、光学顕微鏡観察による断面組織観察により測定した。コロナボンドを除いた溶融領域の最大直径をナゲット径とした。ナゲット径が４ｔ1/2（mm）（ｔ：鋼板の板厚）以上の溶接材において十字引張り試験を行った際、母材で破断した場合に、溶接性を良好とした。
表３に示したとおり、発明例では、TS×EI≧15000MPa・％、TS×λ≧43000MPa・％、90°Ｖ曲げでの限界曲げ半径≦1.5ｔ（ｔ：板厚）で、かつ良好な抵抗スポット溶接性を同時に満足する加工性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られていることが分かる。
これに対し、鋼成分が本発明の適正範囲外であるNo.20，21，22，23は、加工性と溶接性を両立できてない。
スラブ加熱温度、１次昇温速度、保持時間のいずれかの条件が本発明の適正範囲外であるNo.24，25，28は、フェライト相の結晶粒怪が粗大なため、伸びフランジ性が劣っている。
２次昇温速度または冷却停止温度までの冷却速度が本発明の適正範囲外である No.26，29は、フェライト相の分率が多く、TSが980MPaよりも低かった。
焼鈍温度が本発明の適正範囲外であるNo.27は、結晶粒径が粗大でしかもフェライト相の分率が少ないため、Elが低く、穴拡げ率λも低く、加工性が劣っている。
冷却停止温度が本発明の適正範囲外であるNo.30は、TSが980MPaよりも低く、かつλも低く加工性に劣っていた。
これに対し、鋼成分が本発明の適正範囲外であるNo.20，21，22，23は、加工性と溶接性を両立できてない。
スラブ加熱温度、１次昇温速度、保持時間のいずれかの条件が本発明の適正範囲外であるNo.24，25，28は、フェライト相の結晶粒怪が粗大なため、伸びフランジ性が劣っている。
２次昇温速度または冷却停止温度までの冷却速度が本発明の適正範囲外である No.26，29は、フェライト相の分率が多く、TSが980MPaよりも低かった。
焼鈍温度が本発明の適正範囲外であるNo.27は、結晶粒径が粗大でしかもフェライト相の分率が少ないため、Elが低く、穴拡げ率λも低く、加工性が劣っている。
冷却停止温度が本発明の適正範囲外であるNo.30は、TSが980MPaよりも低く、かつλも低く加工性に劣っていた。
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、高い引張強度を有するだけでなく、加工性および溶接性に優れるため、自動車部品をはじめとして、建築および家電分野など厳しい寸法精度および加工性が必要とされる用途に好適に使用することができる。
Claims (3)
- 質量％で、Ｃ：0.05％以上0.12％未満、Si：0.01％以上0.35％未満、Mn：2.0〜3.5％、Ｐ：0.001〜0.020％、Ｓ：0.0001〜0.0030％、Al：0.005〜0.1％、Ｎ：0.0001〜0.0060％、Cr：0.5％超2.0％以下、Mo：0.01〜0.50％、Ti：0.010〜0.080％、Nb：0.010〜0.080％およびＢ：0.0001〜0.0030％を含有し、残部はFeおよび不可避不純物の組成になり、体積分率が20〜70％で、かつ平均結晶粒径が５μm以下のフェライト相を含有する組織を有し、引張強度が980MPa以上で、さらに鋼板表面に付着量（片面当たり）：20〜150 g/m2の溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする加工性および溶接性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
- 質量％で、Ｃ：0.05％以上0.12％未満、Si：0.01％以上0.35％未満、Mn：2.0〜3.5％、Ｐ：0.001〜0.020％、Ｓ：0.0001〜0.0030％、Al：0.005〜0.1％、Ｎ：0.0001〜0.0060％、Cr：0.5％超2.0％以下、Mo：0.01〜0.50％、Ti：0.010〜0.080％、Nb：0.010〜0.080％およびＢ：0.0001〜0.0030％を含有し、残部はFeおよび不可避不純物の組成になり、体積分率で、平均結晶粒径が５μm 以下のフェライト相：20〜70％と、平均結晶粒径が５μm 以下のベイナイト相および／またはマルテンサイト相：30〜80％および５％以下（０％を含む）の残部組織からなる鋼組織を有し、引張強度が980MPa以上で、さらに鋼板表面に付着量（片面当たり）：20〜150 g/m2の溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする加工性および溶接性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
- 質量％で、Ｃ：0.05％以上0.12％未満、Si：0.01％以上0.35％未満、Mn：2.0〜3.5％、Ｐ：0.001〜0.020％、Ｓ：0.0001〜0.0030％、Al：0.005〜0.1％、Ｎ：0.0001〜0.0060％、Cr：0.5％超2.0％以下、Mo：0.01〜0.50％、Ti：0.010〜0.080％、Nb：0.010〜0.080％およびＢ：0.0001〜0.0030％を含有し、残部はFeおよび不可避不純物の組成になる鋼スラブを、熱間圧延後、コイルに巻き取ったのち、酸洗し、ついで冷間圧延後、溶融亜鉛めっきを施して溶融亜鉛めっき鋼板を製造するに際し、
上記熱間圧延では、スラブ加熱温度を1150〜1300℃、熱間仕上げ圧延温度を850〜950℃として熱間圧延した後、熱間仕上げ圧延温度〜（熱間仕上げ圧延温度−100℃）の温度域を平均冷却速度：５〜200℃／秒として冷却し、400〜650℃の温度でコイルに巻取り、ついで酸洗後、冷間圧延したのち、200℃から中間温度までの１次平均昇温速度を５〜50℃／秒として500〜800℃の中間温度まで加熱し、さらに該中間温度から焼鈍温度までの２次平均昇温速度を0.1〜10℃／秒として750〜900℃の焼鈍温度まで加熱し、この焼鈍温度域に10〜500秒保持したのち、450〜550℃の温度域まで１〜30℃／秒の平均冷却速度で冷却し、ついで溶融亜鉛めっき処理、あるいはさらに合金化処理を施すことを特徴とする加工性および溶接性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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