JP5699860B2 - 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents
溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP5699860B2 JP5699860B2 JP2011182725A JP2011182725A JP5699860B2 JP 5699860 B2 JP5699860 B2 JP 5699860B2 JP 2011182725 A JP2011182725 A JP 2011182725A JP 2011182725 A JP2011182725 A JP 2011182725A JP 5699860 B2 JP5699860 B2 JP 5699860B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- hot
- steel sheet
- less
- rolled steel
- rolling
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
Description
本発明は、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。より詳しくは、本発明は、抵抗スポット溶接性および伸びフランジ性に優れた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。
近年、自動車の軽量化を図るため、自動車用鋼板の高強度化が要求されている。鋼板の高強度化に関しては、従来から研究が行われており、例えば固溶強化元素や析出強化元素を添加したり、鋼組織をベイナイトやデュアルフェイズとして鋼組織を強化することが行われてきた。
しかし、引張強度が４９０ＭＰａ級以上の鋼板については、延性の低下、さらには穴拡げ性の低下による伸びフランジ成形性の劣化が課題となっており、特に５９０ＭＰａ級以上の鋼板については伸びフランジ成形性の劣化が顕著であるため重要な課題となっている。
さらに、鋼板の高強度化に伴って、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎなどの鋼を強化する元素を一定以上添加することが必要となるため、合金成分含有量が高く、スポット溶接性が劣化するといった課題を有している。
ところで、自動車用鋼板の用途によっては、強度だけでなく耐食性も要求される。鋼板の耐食性を改善するには溶融めっき鋼板が大量に使用されているが、とりわけ経済性、防錆機能、塗装後の性能の点で優れる溶融亜鉛めっき鋼板が広く用いられている。
そこで、成型性やスポット溶接性の劣化を抑制しつつ溶融亜鉛めっき鋼板を高強度するために、様々な技術が提案されている。
例えば、特許文献１には、円相当半径が０．１μｍ以上のセメンタイトの組織率を０．１％以下と限定した、穴拡げ性に優れるとされる高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。
例えば、特許文献１には、円相当半径が０．１μｍ以上のセメンタイトの組織率を０．１％以下と限定した、穴拡げ性に優れるとされる高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。
特許文献２には、固溶強化元素としてＳｉを０．３〜１．８％（本明細書では特に断りがない限り化学組成に関する「％」は「質量％」を意味する）を添加し、第２相を焼き戻しマルテンサイトを面積率で２０％以上含有する組織とした、加工性およびスポット溶接性に優れるとされる高張力溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。
特許文献３には、平均粒径３．５μｍ以下の主相であるフェライトと第２相とからなり、第２相として体積率で７０％以上のマルテンサイトと２％以上のオーステナイトを有する鋼組織とした、加工性に優れるとされる高張力溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。
特許文献４には、ベイニティックなフェライト組織と円相当径０．５μｍ以上の粗大なセメンタイトを占積率で０．１％以下含むベイニティックなフェライト組織との両方もしくは一方のみからなるものとした、７８０Ｎ／ｍｍ２以上の引張強度を有し強度延性バランスおよびバーリング性に優れるとされる高強度熱延鋼板が開示されている
さらに、特許文献５には、Ｃ，Ｍｎ，Ｓｉ，Ａｌの添加量を制御し固有抵抗が２８μΩ・ｃｍ以上５３μΩ・ｃｍ以下とした、スポット溶接性と成形性に優れるとされる高強度溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。
さらに、特許文献５には、Ｃ，Ｍｎ，Ｓｉ，Ａｌの添加量を制御し固有抵抗が２８μΩ・ｃｍ以上５３μΩ・ｃｍ以下とした、スポット溶接性と成形性に優れるとされる高強度溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。
しかし、これら従来の発明には、いずれも以下に列記する課題がある。
特許文献１において提案されている技術は、Ｃを炭化物として固定する元素がなく、熱処理条件でセメンタイトの生成を抑制する。このように組織変化を利用するために組織のバラツキが大きく、優れた性能を安定して得ることは難しい。
特許文献１において提案されている技術は、Ｃを炭化物として固定する元素がなく、熱処理条件でセメンタイトの生成を抑制する。このように組織変化を利用するために組織のバラツキが大きく、優れた性能を安定して得ることは難しい。
また、Ｓｉを多量に添加した鋼板には、熱間圧延工程においてファイアライトと呼ばれる赤色のスケールを生じ、外観や塗装性が低下するという問題がある。さらに、連続溶融亜鉛めっき工程の前酸化過程においてＳｉ酸化層が形成され、その後の合金化処理が困難になり、高温での合金化処理が必要となるという問題がある。特許文献２において提案されている技術では、これら課題に対する対策が十分になされていないため良好なめっき性が得られない。
特許文献３において提案されている技術は、鋼組織が複合組織からなるために硬質な第二相がプレス加工における割れの起点になり易い。また、第２相の分率の変動により組織のバラツキが大きく、優れた性能を安定して得ることは難しい。
特許文献４において提案されている技術は、その実施例にも記載されているようにＴｉを０．１〜０．１５％程度と多量に添加する必要があるため、材料疵による鋼板表面の外観不良が発生する。さらに、耐食性確保のためにＣｕ、ＰさらにはＮｉを多量に添加する必要もあり、コストが嵩む。
特許文献５において提案されている技術は、合金化溶融亜鉛めっき軟鋼板とのスポット溶接において十分な適正溶接電流範囲を確保することが提案されているが、溶接部の強度や延性比は考慮されておらず、実際の部品において安定した溶接強度を確保できない場合がある。
このように、従来の技術では、成形性とスポット溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を低コストで安定して製造することは困難であった。
ここに、本発明の目的は、成形性とスポット溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を低コストで安定して提供することである。
ここに、本発明の目的は、成形性とスポット溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を低コストで安定して提供することである。
本発明者らは、前記課題を解決すべく鋭意研究を重ねた結果、鋼組成と製造条件を適正範囲に調整してＣやＮ化合物による析出強化を最大限に利用することによって、効率的に鋼板の強化が図られるとともに、鋼中の固溶Ｃが低減され、これによって成形性およびスポット溶接性に優れたものとすることができ、高い強度を有しながら成形性とスポット溶接性とに優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られることを新たに知見した。
本発明は以上の新たな知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下の通りである。
（１）鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、
前記鋼板は、Ｃ：０．０２％以上０．１０％以下、Ｓｉ：０．００５％以上０．５％以下、Ｍｎ：１．４％以上２．５％以下、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上０．２％以下、Ｎ：０．００８％以下およびＴｉ：０．１５％以下を含有し、さらにＣａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＲＥＭ：０．０１％以下からなる群から選択された１種または２種以上を含有するとともに、下記式（１）〜（３）を満足し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有するとともに、面積％で、フェライト：５０％以上９４％以下、ベイナイト：５％以上４９％以下ならびにマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計：１％以上２０％以下を含有する鋼組織を有し、
前記溶融亜鉛めっき鋼板は、全伸び（Ｅｌ）と穴拡げ率（λ）との積（Ｅｌ×λ値）が１５００％２以上、降伏比（ＹＲ）が７５％以上、引張強度（ＴＳ）が４９０ＭＰａ以上である機械特性を有し、溶接電極先端径：６ｍｍ、加圧力：４４１０Ｎ、溶接電流：９ｋＡおよび通電時間：１８サイクルの直流式抵抗スポット溶接条件で作成した抵抗スポット溶接継手の十字引張試験における十字引張力（ＣＴＳ）とせん断試験におけるせん断力（ＴＳＳ）との比の値である延性比（ＣＴＳ／ＴＳＳ）が０．５５以上、抵抗スポット溶接継手の溶金部と母材とのビッカース硬さの比の値が２．０以下である抵抗スポット溶接性を有することを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。
（１）鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、
前記鋼板は、Ｃ：０．０２％以上０．１０％以下、Ｓｉ：０．００５％以上０．５％以下、Ｍｎ：１．４％以上２．５％以下、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上０．２％以下、Ｎ：０．００８％以下およびＴｉ：０．１５％以下を含有し、さらにＣａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＲＥＭ：０．０１％以下からなる群から選択された１種または２種以上を含有するとともに、下記式（１）〜（３）を満足し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有するとともに、面積％で、フェライト：５０％以上９４％以下、ベイナイト：５％以上４９％以下ならびにマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計：１％以上２０％以下を含有する鋼組織を有し、
前記溶融亜鉛めっき鋼板は、全伸び（Ｅｌ）と穴拡げ率（λ）との積（Ｅｌ×λ値）が１５００％２以上、降伏比（ＹＲ）が７５％以上、引張強度（ＴＳ）が４９０ＭＰａ以上である機械特性を有し、溶接電極先端径：６ｍｍ、加圧力：４４１０Ｎ、溶接電流：９ｋＡおよび通電時間：１８サイクルの直流式抵抗スポット溶接条件で作成した抵抗スポット溶接継手の十字引張試験における十字引張力（ＣＴＳ）とせん断試験におけるせん断力（ＴＳＳ）との比の値である延性比（ＣＴＳ／ＴＳＳ）が０．５５以上、抵抗スポット溶接継手の溶金部と母材とのビッカース硬さの比の値が２．０以下である抵抗スポット溶接性を有することを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。
Ｃ−（１２／４８）×Ｔｉ＊−（１２／９３）×Ｎｂ≦０．０９０ （１）
Ｔｉ＊＝ｍａｘ［Ｔｉ−（４８／１４）×Ｎ−（４８／３２）×Ｓ，０］ （２）
２／３×Ｃ＋（１／１５０）×Ｍｎ＋Ｐ＋２×Ｓ＜０．１５ （３）
ここで、式（１）〜（３）における各元素記号は各元素の含有量（単位：質量％）を示し、式（２）におけるｍａｘ［ ］は［ ］内の引数のうち最大の値を返す関数である。
Ｔｉ＊＝ｍａｘ［Ｔｉ−（４８／１４）×Ｎ−（４８／３２）×Ｓ，０］ （２）
２／３×Ｃ＋（１／１５０）×Ｍｎ＋Ｐ＋２×Ｓ＜０．１５ （３）
ここで、式（１）〜（３）における各元素記号は各元素の含有量（単位：質量％）を示し、式（２）におけるｍａｘ［ ］は［ ］内の引数のうち最大の値を返す関数である。
（２）前記化学組成が、Ｂｉ：０．００５％以下をさらに含有することを特徴とする（１）項に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
（３）前記化学組成が、Ｎｂ：０．１５％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：１％以下およびＢ：０．００５％以下からなる群から選択された１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする（１）項または（２）項に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
（４）前記フェライトがＴｉまたはＮｂを含有する粒径１ｎｍ以上２０ｎｍ以下の炭化物、窒化物およびそれらの複合物を１００個／μｍ２以上の数密度で含有することを有することを特徴とする（１）項から（３）項までのいずれか１項に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
（５）前記溶融亜鉛めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする（１）項から（４）項までのいずれか１項に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
（６）下記工程（Ａ）〜（Ｄ）を有することを特徴とする（１）項から（４）項までのいずれか１項に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法：
（Ａ）スラブを１１００℃以上として粗熱間圧延を施して粗バーとし、前記粗バーを１０００℃以上に加熱した後にＡｒ３点以上の温度域で圧延を完了する仕上熱間圧延を施して熱延鋼板とし、６００℃以上７００℃以下の温度域まで３５℃／秒以上の平均冷却速度で１次冷却し、次いで、４００℃以上６５０℃以下の温度域まで５℃／秒以上４０℃／秒以下の平均冷却速度で５秒間以上２次冷却し、その後巻取る熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に酸洗処理を施す酸洗工程；
（Ｃ）前記酸洗工程により得られた熱延鋼板を下記式（４）を満足する保持温度に保持する均熱処理工程；および
（Ｄ）前記均熱処理工程により得られた熱延鋼板に溶融亜鉛めっきを施す溶融亜鉛めっき工程。
９００―Ｔ２×０．２≦Ｔ≦１０００ （４）
ここで、式中のＴ２は熱間圧延工程における２次冷却の終了温度（℃）を、Ｔは均熱処理工程における保持温度（℃）を、それぞれ示す。
（Ａ）スラブを１１００℃以上として粗熱間圧延を施して粗バーとし、前記粗バーを１０００℃以上に加熱した後にＡｒ３点以上の温度域で圧延を完了する仕上熱間圧延を施して熱延鋼板とし、６００℃以上７００℃以下の温度域まで３５℃／秒以上の平均冷却速度で１次冷却し、次いで、４００℃以上６５０℃以下の温度域まで５℃／秒以上４０℃／秒以下の平均冷却速度で５秒間以上２次冷却し、その後巻取る熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に酸洗処理を施す酸洗工程；
（Ｃ）前記酸洗工程により得られた熱延鋼板を下記式（４）を満足する保持温度に保持する均熱処理工程；および
（Ｄ）前記均熱処理工程により得られた熱延鋼板に溶融亜鉛めっきを施す溶融亜鉛めっき工程。
９００―Ｔ２×０．２≦Ｔ≦１０００ （４）
ここで、式中のＴ２は熱間圧延工程における２次冷却の終了温度（℃）を、Ｔは均熱処理工程における保持温度（℃）を、それぞれ示す。
（７）下記工程（ａ）〜（ｅ）を有することを特徴とする（１）項から（４）項までのいずれか１項に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法：
（ａ）スラブを１１００℃以上として粗熱間圧延を施して粗バーとし、前記粗バーを１０００℃以上に加熱した後にＡｒ３点以上の温度域で圧延を完了する仕上熱間圧延を施して熱延鋼板とし、６００℃以上７００℃以下の温度域まで３５℃／秒以上の平均冷却速度で１次冷却し、次いで、４００℃以上６５０℃以下の温度域まで５℃／秒以上４０℃／秒以下の平均冷却速度で５秒間以上２次冷却し、その後巻取る熱間圧延工程；
（ｂ）前記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に酸洗処理を施す酸洗工程；
（ｃ）前記酸洗工程により得られた熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；
（ｄ）前記冷間圧延工程により得られた冷延鋼板を下記式（４）を満足する保持温度に保持する均熱処理工程；および
（ｅ）前記均熱処理工程により得られた冷延鋼板に溶融亜鉛めっきを施す溶融亜鉛めっき工程。
（ａ）スラブを１１００℃以上として粗熱間圧延を施して粗バーとし、前記粗バーを１０００℃以上に加熱した後にＡｒ３点以上の温度域で圧延を完了する仕上熱間圧延を施して熱延鋼板とし、６００℃以上７００℃以下の温度域まで３５℃／秒以上の平均冷却速度で１次冷却し、次いで、４００℃以上６５０℃以下の温度域まで５℃／秒以上４０℃／秒以下の平均冷却速度で５秒間以上２次冷却し、その後巻取る熱間圧延工程；
（ｂ）前記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に酸洗処理を施す酸洗工程；
（ｃ）前記酸洗工程により得られた熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；
（ｄ）前記冷間圧延工程により得られた冷延鋼板を下記式（４）を満足する保持温度に保持する均熱処理工程；および
（ｅ）前記均熱処理工程により得られた冷延鋼板に溶融亜鉛めっきを施す溶融亜鉛めっき工程。
９００―Ｔ２×０．２≦Ｔ≦１０００ （４）
ここで、式中のＴ２は熱間圧延工程における２次冷却の終了温度（℃）を、Ｔは均熱処理工程における保持温度（℃）を、それぞれ示す。
ここで、式中のＴ２は熱間圧延工程における２次冷却の終了温度（℃）を、Ｔは均熱処理工程における保持温度（℃）を、それぞれ示す。
（８）下記工程（Ａ）〜（Ｄ）および（Ｆ）を有することを特徴とする（５）項に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法：
（Ａ）スラブを１１００℃以上として粗熱間圧延を施して粗バーとし、前記粗バーを１０００℃以上に加熱した後にＡｒ ３ 点以上の温度域で圧延を完了する仕上熱間圧延を施して熱延鋼板とし、６００℃以上７００℃以下の温度域まで３５℃／秒以上の平均冷却速度で１次冷却し、次いで、４００℃以上６５０℃以下の温度域まで５℃／秒以上４０℃／秒以下の平均冷却速度で５秒間以上２次冷却し、その後巻取る熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に酸洗処理を施す酸洗工程；
（Ｃ）前記酸洗工程により得られた熱延鋼板を下記式（４）を満足する保持温度に保持する均熱処理工程；
（Ｄ）前記均熱処理工程により得られた熱延鋼板に溶融亜鉛めっきを施す溶融亜鉛めっき工程；および
（Ｆ）前記溶融亜鉛めっき工程により得られた冷延鋼板を室温まで冷却する過程において、４８０℃以上６００℃以下の温度域に保持して合金化処理を施す合金化処理工程。
９００―Ｔ ２ ×０．２≦Ｔ≦１０００ （４）
ここで、式中のＴ ２ は熱間圧延工程における２次冷却の終了温度（℃）を、Ｔは均熱処理工程における保持温度（℃）を、それぞれ示す。
（９）下記工程（ａ）〜（ｆ）を有することを特徴とする（５）項に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法：
（ａ）スラブを１１００℃以上として粗熱間圧延を施して粗バーとし、前記粗バーを１０００℃以上に加熱した後にＡｒ ３ 点以上の温度域で圧延を完了する仕上熱間圧延を施して熱延鋼板とし、６００℃以上７００℃以下の温度域まで３５℃／秒以上の平均冷却速度で１次冷却し、次いで、４００℃以上６５０℃以下の温度域まで５℃／秒以上４０℃／秒以下の平均冷却速度で５秒間以上２次冷却し、その後巻取る熱間圧延工程；
（ｂ）前記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に酸洗処理を施す酸洗工程；
（ｃ）前記酸洗工程により得られた熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；
（ｄ）前記冷間圧延工程により得られた冷延鋼板を下記式（４）を満足する保持温度に保持する均熱処理工程；
（ｅ）前記均熱処理工程により得られた冷延鋼板に溶融亜鉛めっきを施す溶融亜鉛めっき工程；および
（ｆ）前記溶融亜鉛めっき工程により得られた冷延鋼板を室温まで冷却する過程において、４８０℃以上６００℃以下の温度域に保持して合金化処理を施す合金化処理工程。
９００―Ｔ ２ ×０．２≦Ｔ≦１０００ （４）
ここで、式中のＴ ２ は熱間圧延工程における２次冷却の終了温度（℃）を、Ｔは均熱処理工程における保持温度（℃）を、それぞれ示す。
（Ａ）スラブを１１００℃以上として粗熱間圧延を施して粗バーとし、前記粗バーを１０００℃以上に加熱した後にＡｒ ３ 点以上の温度域で圧延を完了する仕上熱間圧延を施して熱延鋼板とし、６００℃以上７００℃以下の温度域まで３５℃／秒以上の平均冷却速度で１次冷却し、次いで、４００℃以上６５０℃以下の温度域まで５℃／秒以上４０℃／秒以下の平均冷却速度で５秒間以上２次冷却し、その後巻取る熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に酸洗処理を施す酸洗工程；
（Ｃ）前記酸洗工程により得られた熱延鋼板を下記式（４）を満足する保持温度に保持する均熱処理工程；
（Ｄ）前記均熱処理工程により得られた熱延鋼板に溶融亜鉛めっきを施す溶融亜鉛めっき工程；および
（Ｆ）前記溶融亜鉛めっき工程により得られた冷延鋼板を室温まで冷却する過程において、４８０℃以上６００℃以下の温度域に保持して合金化処理を施す合金化処理工程。
９００―Ｔ ２ ×０．２≦Ｔ≦１０００ （４）
ここで、式中のＴ ２ は熱間圧延工程における２次冷却の終了温度（℃）を、Ｔは均熱処理工程における保持温度（℃）を、それぞれ示す。
（９）下記工程（ａ）〜（ｆ）を有することを特徴とする（５）項に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法：
（ａ）スラブを１１００℃以上として粗熱間圧延を施して粗バーとし、前記粗バーを１０００℃以上に加熱した後にＡｒ ３ 点以上の温度域で圧延を完了する仕上熱間圧延を施して熱延鋼板とし、６００℃以上７００℃以下の温度域まで３５℃／秒以上の平均冷却速度で１次冷却し、次いで、４００℃以上６５０℃以下の温度域まで５℃／秒以上４０℃／秒以下の平均冷却速度で５秒間以上２次冷却し、その後巻取る熱間圧延工程；
（ｂ）前記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に酸洗処理を施す酸洗工程；
（ｃ）前記酸洗工程により得られた熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；
（ｄ）前記冷間圧延工程により得られた冷延鋼板を下記式（４）を満足する保持温度に保持する均熱処理工程；
（ｅ）前記均熱処理工程により得られた冷延鋼板に溶融亜鉛めっきを施す溶融亜鉛めっき工程；および
（ｆ）前記溶融亜鉛めっき工程により得られた冷延鋼板を室温まで冷却する過程において、４８０℃以上６００℃以下の温度域に保持して合金化処理を施す合金化処理工程。
９００―Ｔ ２ ×０．２≦Ｔ≦１０００ （４）
ここで、式中のＴ ２ は熱間圧延工程における２次冷却の終了温度（℃）を、Ｔは均熱処理工程における保持温度（℃）を、それぞれ示す。
ここで、抵抗スポット溶接継手の十字引張試験における十字引張力（ＣＴＳ）はＪＩＳ Ｚ ３１３７で規定されるものであり、抵抗スポット溶接継手のせん断試験におけるせん断力（ＴＳＳ）はＪＩＳ Ｚ ３１３６で規定されるものであり、穴拡げ率（λ）は日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ Ｔ １００１で規定されるものである。
本発明によれば、スポット溶接性および成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られるので、特に自動車車体の軽量化および防錆化に対して極めて有益であって、工業的効果が大きく、産業上の利用価値は非常に大きい。
１．鋼板の化学組成
まず鋼板の化学組成の限定理由について説明する。
（１）Ｃ：０．０２％以上０．１０％以下
Ｃは、固溶強化や変態強化、また、Ｔｉ，Ｎｂ等と結合し炭化物を形成することで析出強化にも寄与するので、鋼の強化に有効な元素である。本発明では、変態強化と析出強化とを活用することにより鋼を強化するので、十分な強化能を得るためにＣ含有量を０．０２％以上とする。しかし、Ｃ含有量が０．１０％を超えると、スポット溶接における十字引張強度の低下が顕著となる場合がある。したがって、Ｃ含有量は０．１０％以下とする。
まず鋼板の化学組成の限定理由について説明する。
（１）Ｃ：０．０２％以上０．１０％以下
Ｃは、固溶強化や変態強化、また、Ｔｉ，Ｎｂ等と結合し炭化物を形成することで析出強化にも寄与するので、鋼の強化に有効な元素である。本発明では、変態強化と析出強化とを活用することにより鋼を強化するので、十分な強化能を得るためにＣ含有量を０．０２％以上とする。しかし、Ｃ含有量が０．１０％を超えると、スポット溶接における十字引張強度の低下が顕著となる場合がある。したがって、Ｃ含有量は０．１０％以下とする。
（２）Ｓｉ：０．００５％以上０．５％以下
Ｓｉは、延性の低下を抑制しつつ強度を高めることを可能にする作用を有するので、鋼の強化および成形性の向上に有効な元素である。Ｓｉ含有量が０．００５％未満では上記作用による効果を十分に得られない場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は０．００５％以上とする。好ましくは、０．０２％以上である。一方、Ｓｉ含有量が０．５％超では、めっき性が著しく阻害される場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は０．５％以下とする。
Ｓｉは、延性の低下を抑制しつつ強度を高めることを可能にする作用を有するので、鋼の強化および成形性の向上に有効な元素である。Ｓｉ含有量が０．００５％未満では上記作用による効果を十分に得られない場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は０．００５％以上とする。好ましくは、０．０２％以上である。一方、Ｓｉ含有量が０．５％超では、めっき性が著しく阻害される場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は０．５％以下とする。
（３）Ｍｎ：１．４％以上２．５％以下
Ｍｎは、鋼の強化に有効な元素である。さらに、鋼板の成形性を低下させるパーライトの生成を抑制するとともに、結晶粒を微細にして鋼板の成形性を向上させる作用を有する。Ｍｎ含有量が１．４％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｍｎ含有量は１．４％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が２．５％超では、スポット溶接部の靭性の低下により延性比の低下が著しくなる場合がある。また、めっきのぬれ性の劣化が著しくなる場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は２．５％以下とする。
Ｍｎは、鋼の強化に有効な元素である。さらに、鋼板の成形性を低下させるパーライトの生成を抑制するとともに、結晶粒を微細にして鋼板の成形性を向上させる作用を有する。Ｍｎ含有量が１．４％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｍｎ含有量は１．４％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が２．５％超では、スポット溶接部の靭性の低下により延性比の低下が著しくなる場合がある。また、めっきのぬれ性の劣化が著しくなる場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は２．５％以下とする。
（４）Ｐ：０．０２５％以下
Ｐは、一般的には不純物として含有される元素であるが、固溶強化により鋼板を高強度化する作用を有するので積極的に含有させてもよい。しかしながら、Ｐ含有量が０．０２５％超では、スポット溶接部の靭性の劣化が著しくなる場合がある。したがって、Ｐ含有量は０．０２５％以下とする。
Ｐは、一般的には不純物として含有される元素であるが、固溶強化により鋼板を高強度化する作用を有するので積極的に含有させてもよい。しかしながら、Ｐ含有量が０．０２５％超では、スポット溶接部の靭性の劣化が著しくなる場合がある。したがって、Ｐ含有量は０．０２５％以下とする。
（５）Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、不純物として含有される元素である。Ｓ含有量が０．０１０％超では、スポット溶接部の靭性の劣化が著しくなる場合がある。また、ＭｎＳを形成して成形性を著しく劣化させる場合がある。したがって、Ｓ含有量は０．０１０％以下とする。好ましくは０．００８％以下、さらに好ましくは０．００５％以下である。
Ｓは、不純物として含有される元素である。Ｓ含有量が０．０１０％超では、スポット溶接部の靭性の劣化が著しくなる場合がある。また、ＭｎＳを形成して成形性を著しく劣化させる場合がある。したがって、Ｓ含有量は０．０１０％以下とする。好ましくは０．００８％以下、さらに好ましくは０．００５％以下である。
（６）ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上０．２％以下
Ａｌは、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する作用を有する。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．００１％未満では脱酸が十分でない。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．２％超では、上記作用による効果は飽和してコスト的に不利となる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．２％以下とする。
Ａｌは、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する作用を有する。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．００１％未満では脱酸が十分でない。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．２％超では、上記作用による効果は飽和してコスト的に不利となる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．２％以下とする。
（７）Ｎ：０．００８％以下
Ｎは、不純物として含有される元素であり、その含有量が０．００８％を超えると、鋳造時にスラブ表面に割れが発生したり、鋼板の延性の低下が著しくなったりする場合がある。したがって、Ｎ含有量は０．００８％以下とする。
Ｎは、不純物として含有される元素であり、その含有量が０．００８％を超えると、鋳造時にスラブ表面に割れが発生したり、鋼板の延性の低下が著しくなったりする場合がある。したがって、Ｎ含有量は０．００８％以下とする。
（８）Ｔｉ：０．１５％以下
Ｔｉは、鋼中のＣやＮと結合して析出物を形成することにより、鋼板の強度を高めるとともに、鋼板の成形性を低下させる固溶Ｃや固溶Ｎを低減させる作用を有する。また、固溶Ｃを低減することにより、スポット溶接におけるナゲット部の硬度上昇が抑制されるので、延性比を高める作用をも有する。さらにまた、鋼板の成形性を低下させるパーライトやセメンタイトの生成を抑制するとともに、高い強度と良好な穴拡げ性とを両立するうえで有効な相であるベイニティックフェライトの確保を容易にする作用も有する。このように、Ｔｉは鋼板の成形性を高めるとともに良好なスポット溶接性を確保するのに有効な元素である。したがって、Ｔｉを含有させる。しかしながら、０．１５％を超えて含有させても、上記作用による効果は飽和してコスト的に不利となる。したがって、Ｔｉの含有量は０．１５％以下とする。上記作用による効果をより確実に得るにはＴｉの含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｔｉは、鋼中のＣやＮと結合して析出物を形成することにより、鋼板の強度を高めるとともに、鋼板の成形性を低下させる固溶Ｃや固溶Ｎを低減させる作用を有する。また、固溶Ｃを低減することにより、スポット溶接におけるナゲット部の硬度上昇が抑制されるので、延性比を高める作用をも有する。さらにまた、鋼板の成形性を低下させるパーライトやセメンタイトの生成を抑制するとともに、高い強度と良好な穴拡げ性とを両立するうえで有効な相であるベイニティックフェライトの確保を容易にする作用も有する。このように、Ｔｉは鋼板の成形性を高めるとともに良好なスポット溶接性を確保するのに有効な元素である。したがって、Ｔｉを含有させる。しかしながら、０．１５％を超えて含有させても、上記作用による効果は飽和してコスト的に不利となる。したがって、Ｔｉの含有量は０．１５％以下とする。上記作用による効果をより確実に得るにはＴｉの含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
（９）Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下からなる群から選択された１種または２種以上
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、いずれも、硫化物や酸化物等の介在物を球状化して、鋼板の成形性を向上させる作用を有する。したがって、上記元素の１種または２種以上を含有させる。しかしながら、上記範囲を超えて含有させても、上記作用による効果は飽和してしまい、コスト的に不利となる。したがって、各元素の含有量は上記範囲とする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、上記元素のいずれかの含有量を０．０００１０％以上とすることが好ましい。
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、いずれも、硫化物や酸化物等の介在物を球状化して、鋼板の成形性を向上させる作用を有する。したがって、上記元素の１種または２種以上を含有させる。しかしながら、上記範囲を超えて含有させても、上記作用による効果は飽和してしまい、コスト的に不利となる。したがって、各元素の含有量は上記範囲とする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、上記元素のいずれかの含有量を０．０００１０％以上とすることが好ましい。
（１０）Ｂｉ：０．００５％以下
Ｂｉは、任意元素であり、その含有によって凝固組織が微細化し、Ｍｎ等を多量に含有させても凝固偏析が抑制されて鋼組織が均一となり、成形性の劣化を抑制する作用を有する。さらに上記効果によって微細析出物の微細化を促進し、よりフェライト相を強化する作用を有する析出物の生成を促進するので、高い降伏比と良好な成形性とを両立させることを目的とする本発明において有効な元素である。したがって、より良好な加工性を確保する観点からＢｉを含有させることが好ましい。しかしながら、Ｂｉ含有量が０．００５％超であると、上記作用による効果が飽和してコスト的に不利となる。したがって、Ｂｉ含有量は０．００５％以下とする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｂｉ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｂｉは、任意元素であり、その含有によって凝固組織が微細化し、Ｍｎ等を多量に含有させても凝固偏析が抑制されて鋼組織が均一となり、成形性の劣化を抑制する作用を有する。さらに上記効果によって微細析出物の微細化を促進し、よりフェライト相を強化する作用を有する析出物の生成を促進するので、高い降伏比と良好な成形性とを両立させることを目的とする本発明において有効な元素である。したがって、より良好な加工性を確保する観点からＢｉを含有させることが好ましい。しかしながら、Ｂｉ含有量が０．００５％超であると、上記作用による効果が飽和してコスト的に不利となる。したがって、Ｂｉ含有量は０．００５％以下とする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｂｉ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。
（１１）Ｎｂ：０．１５％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：１％以下およびＢ：０．００５％以下からなる群から選択された１種または２種以上
これらの元素は、任意元素であり、鋼板の強度を高める作用を有するので含有させてもよい。各元素の含有量が上記範囲を超えると高強度化の効果が飽和してコストが嵩む。このため各元素の含有量を前記範囲とする。高強度化の効果をより確実に得るには、Ｎｂ：０．００１％以上、Ｃｒ：０．１％以上、Ｖ：０．０１％以上、Ｍｏ：０．０５％以上、Ｃｕ：０．１％以上、Ｎｉ：０．１％以上およびＢ：０．０００２％以上のいずれかを含有させることが好ましい。
これらの元素は、任意元素であり、鋼板の強度を高める作用を有するので含有させてもよい。各元素の含有量が上記範囲を超えると高強度化の効果が飽和してコストが嵩む。このため各元素の含有量を前記範囲とする。高強度化の効果をより確実に得るには、Ｎｂ：０．００１％以上、Ｃｒ：０．１％以上、Ｖ：０．０１％以上、Ｍｏ：０．０５％以上、Ｃｕ：０．１％以上、Ｎｉ：０．１％以上およびＢ：０．０００２％以上のいずれかを含有させることが好ましい。
（１２）式（１）および式（２）
本発明では、Ｃ、Ｔｉ、Ｎ、ＳおよびＮｂの含有量を、下記式（１）および（２）を満足するものとする。
本発明では、Ｃ、Ｔｉ、Ｎ、ＳおよびＮｂの含有量を、下記式（１）および（２）を満足するものとする。
Ｃ−（１２／４８）×Ｔｉ＊−（１２／９３）×Ｎｂ≦０．０９ （１）
Ｔｉ＊＝ｍａｘ［Ｔｉ−（４８／１４）×Ｎ−（４８／３２）×Ｓ，０］ （２）
ここで、式（１）および（２）における各元素記号は各元素の含有量（単位：質量％）を示し、式（２）におけるｍａｘ［ ］は［ ］内の引数のうち最大の値を返す関数である。
Ｔｉ＊＝ｍａｘ［Ｔｉ−（４８／１４）×Ｎ−（４８／３２）×Ｓ，０］ （２）
ここで、式（１）および（２）における各元素記号は各元素の含有量（単位：質量％）を示し、式（２）におけるｍａｘ［ ］は［ ］内の引数のうち最大の値を返す関数である。
固溶Ｃ量が過剰であると、フェライトの面積率が十分でなく、成形性が低下する。したがって、固溶Ｃ量の指標である上記式（１）の左辺を用いて、化学組成を上記式（１）を満足するものとする。上記式（１）の右辺は０．０６５であることが好ましい。
（１３）式（３）
本発明では、Ｃ、Ｍｎ、ＰおよびＳの含有量を、下記式（３）を満足するものとする。
２／３×Ｃ＋（１／１５０）×Ｍｎ＋Ｐ＋２×Ｓ＜０．１５ （３）
ここで、式（３）における各元素記号は各元素の含有量（単位：質量％）を示す。
抵抗スポット溶接継手の十字引張試験における十字引張力（ＣＴＳ）を高めるには、ナゲット内において割れの起点となるＣ、Ｍｎ、ＰおよびＳの偏析を抑制することが重要である。このため、溶接母材である鋼板の化学組成について上記元素の含有量を制限すべく、化学組成を上記式（３）を満足するものとする。下記式（４）を満足するものとすることが好ましく、下記式（５）を満足するものとすることがさらに好ましい。
本発明では、Ｃ、Ｍｎ、ＰおよびＳの含有量を、下記式（３）を満足するものとする。
２／３×Ｃ＋（１／１５０）×Ｍｎ＋Ｐ＋２×Ｓ＜０．１５ （３）
ここで、式（３）における各元素記号は各元素の含有量（単位：質量％）を示す。
抵抗スポット溶接継手の十字引張試験における十字引張力（ＣＴＳ）を高めるには、ナゲット内において割れの起点となるＣ、Ｍｎ、ＰおよびＳの偏析を抑制することが重要である。このため、溶接母材である鋼板の化学組成について上記元素の含有量を制限すべく、化学組成を上記式（３）を満足するものとする。下記式（４）を満足するものとすることが好ましく、下記式（５）を満足するものとすることがさらに好ましい。
２／３×Ｃ＋（１／１５０）×Ｍｎ＋Ｐ＋２×Ｓ≦０．１２ （４）
２／３×Ｃ＋（１／１５０）×Ｍｎ＋Ｐ＋２×Ｓ≦０．１０ （５）
２／３×Ｃ＋（１／１５０）×Ｍｎ＋Ｐ＋２×Ｓ≦０．１０ （５）
２．鋼板の鋼組織
次に鋼板の鋼組織の限定理由について説明する。なお、鋼組織に関する％は特に断らない限り面積％を意味する。
次に鋼板の鋼組織の限定理由について説明する。なお、鋼組織に関する％は特に断らない限り面積％を意味する。
（１）フェライト面積率：５０％以上９４％以下
フェライトは、軟質で加工性に富む相であり、良好な成形性を確保するのに有効な相である。フェライト面積率が５０％未満では、延性の低下が著しくなる場合がある。したがって、フェライト面積率は５０％以上とする。フェライト面積率の上限は、後述するベイナイトと残留オーステナイトの面積率を確保するために９４％以下とする。なお、本発明におけるフェライトにはベイニティックフェライトが含まれる。ベイニティックフェライトはポリゴナルフェライトに比して硬質であるため、４９０ＭＰａ以上の引張強度を確保する観点からはその面積率が高いほど好ましい。
フェライトは、軟質で加工性に富む相であり、良好な成形性を確保するのに有効な相である。フェライト面積率が５０％未満では、延性の低下が著しくなる場合がある。したがって、フェライト面積率は５０％以上とする。フェライト面積率の上限は、後述するベイナイトと残留オーステナイトの面積率を確保するために９４％以下とする。なお、本発明におけるフェライトにはベイニティックフェライトが含まれる。ベイニティックフェライトはポリゴナルフェライトに比して硬質であるため、４９０ＭＰａ以上の引張強度を確保する観点からはその面積率が高いほど好ましい。
（２）ベイナイト面積率：５％以上４９％以下
ベイナイトは、穴拡げ性を低下を抑制しつつ強度を高めるのに有効な組織である。ベイナイト面積率が５％未満では４９０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難な場合がある。したがって、ベイナイト面積率は５％以上とする。ベイナイト面積率の上限は、上述したフェライトと後述する残留オーステナイトおよびマルテンサイトの合計面積率を確保するために４９％以下とする。
ベイナイトは、穴拡げ性を低下を抑制しつつ強度を高めるのに有効な組織である。ベイナイト面積率が５％未満では４９０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難な場合がある。したがって、ベイナイト面積率は５％以上とする。ベイナイト面積率の上限は、上述したフェライトと後述する残留オーステナイトおよびマルテンサイトの合計面積率を確保するために４９％以下とする。
（３）残留オーステナイトおよびマルテンサイトの合計面積率：１％以上２０％以下
残留オーステナイトおよびマルテンサイトは、良好な延性を確保するのに有効な相である。したがって、本発明が目的とする良好な延性を確保するために、残留オーステナイトおよびマルテンサイトの合計面積率を１％以上とする。一方、残留オーステナイトが加工歪により変態して生成されるマルテンサイトや当初より存在するマルテンサイトは硬質であるため、その面積率が過大であると成形性の劣化が顕著となる。このため、残留オーステナイトおよびマルテンサイトの合計面積率は２０％以下とする。
残留オーステナイトおよびマルテンサイトは、良好な延性を確保するのに有効な相である。したがって、本発明が目的とする良好な延性を確保するために、残留オーステナイトおよびマルテンサイトの合計面積率を１％以上とする。一方、残留オーステナイトが加工歪により変態して生成されるマルテンサイトや当初より存在するマルテンサイトは硬質であるため、その面積率が過大であると成形性の劣化が顕著となる。このため、残留オーステナイトおよびマルテンサイトの合計面積率は２０％以下とする。
（４）ＴｉまたはＮｂを含有する粒径１ｎｍ以上２０ｎｍ以下の炭化物、窒化物およびそれらの複合物のフェライト中における数密度：１００個／μｍ２以上
ＴｉおよびＮｂをフェライト中に析出させることにより、フェライトが強化され、他の相および組織との硬度差が小さくなり、穴拡げ性を高めることができる。フェライトを効果的に強化し得る析出物の粒径が１ｎｍ以上２０ｎｍ以下であることから、本発明においては、ＴｉまたはＮｂを含有する粒径１ｎｍ以上２０ｎｍ以下の炭化物、窒化物およびそれらの複合物のフェライト中における数密度を１００個／μｍ２以上とすることが好ましい。上記数密度の上限は特に規定しないが、フェライトが過度に硬質化すると伸びフランジ性の劣化を招く場合があるので１００００個／μｍ２以下とすることが好ましい。
ＴｉおよびＮｂをフェライト中に析出させることにより、フェライトが強化され、他の相および組織との硬度差が小さくなり、穴拡げ性を高めることができる。フェライトを効果的に強化し得る析出物の粒径が１ｎｍ以上２０ｎｍ以下であることから、本発明においては、ＴｉまたはＮｂを含有する粒径１ｎｍ以上２０ｎｍ以下の炭化物、窒化物およびそれらの複合物のフェライト中における数密度を１００個／μｍ２以上とすることが好ましい。上記数密度の上限は特に規定しないが、フェライトが過度に硬質化すると伸びフランジ性の劣化を招く場合があるので１００００個／μｍ２以下とすることが好ましい。
３．溶融亜鉛めっき鋼板の機械特性
次に、溶融亜鉛めっき鋼板の機械特性の限定理由について説明する。
次に、溶融亜鉛めっき鋼板の機械特性の限定理由について説明する。
（１）全伸び（Ｅｌ）と穴拡げ率（λ）との積Ｅｌ×λ値：１５００％２以上
本発明では、良好な成形性を得ることを目的とするので、全伸び（Ｅｌ）と穴拡げ率（λ）との積Ｅｌ×λ値を１５００％２以上とする。
本発明では、良好な成形性を得ることを目的とするので、全伸び（Ｅｌ）と穴拡げ率（λ）との積Ｅｌ×λ値を１５００％２以上とする。
（２）降伏比（ＹＲ）：７５％以上、引張強度（ＴＳ）：４９０ＭＰａ以上
降伏比や引張強度が低いと、耐衝突特性を要求される部品や大入力時に塑性変形することを避ける必要がある部品といった用途に適用することが困難となる。そこで、本発明においては、降伏比（ＹＲ）を７５％以上とし、引張強度（ＴＳ）を４９０ＭＰａ以上とする。
降伏比や引張強度が低いと、耐衝突特性を要求される部品や大入力時に塑性変形することを避ける必要がある部品といった用途に適用することが困難となる。そこで、本発明においては、降伏比（ＹＲ）を７５％以上とし、引張強度（ＴＳ）を４９０ＭＰａ以上とする。
４．溶融亜鉛めっき鋼板の溶接性
次に、溶融亜鉛めっき鋼板の溶接性の限定理由について説明する。
次に、溶融亜鉛めっき鋼板の溶接性の限定理由について説明する。
なお、抵抗スポット溶接継手は、溶接電極先端径：６ｍｍ、加圧力：４４１０ｋＮ、溶接電流：９ｋＡおよび通電時間：１８サイクルの直流式抵抗スポット溶接条件で作成したものとする。
（１）抵抗スポット溶接継手の十字引張試験における十字引張力（ＣＴＳ）とせん断試験におけるせん断力（ＴＳＳ）との比の値である延性比（ＣＴＳ／ＴＳＳ）：０．５５以上
スポット溶接継手の信頼性を示す指標として、抵抗スポット溶接継手の十字引張試験における十字引張力（ＣＴＳ）とせん断試験におけるせん断力（ＴＳＳ）とが挙げられる。通常、十字引張力（ＣＴＳ）はせん断力（ＴＳＳ）に比して小さくなるので、十字引張力（ＣＴＳ）とせん断力（ＴＳＳ）との比の値である延性比（ＣＴＳ／ＴＳＳ）が高いほどスポット溶接性に優れるといえる。そこで、本発明においては延性比（ＣＴＳ／ＴＳＳ）を０．５５以上とする。
スポット溶接継手の信頼性を示す指標として、抵抗スポット溶接継手の十字引張試験における十字引張力（ＣＴＳ）とせん断試験におけるせん断力（ＴＳＳ）とが挙げられる。通常、十字引張力（ＣＴＳ）はせん断力（ＴＳＳ）に比して小さくなるので、十字引張力（ＣＴＳ）とせん断力（ＴＳＳ）との比の値である延性比（ＣＴＳ／ＴＳＳ）が高いほどスポット溶接性に優れるといえる。そこで、本発明においては延性比（ＣＴＳ／ＴＳＳ）を０．５５以上とする。
（２）抵抗スポット溶接継手の溶金部と母材とのビッカース硬さの比の値：２．０以下
抵抗スポット溶接継手の溶金部と母材との硬度比が大きいと、延性比（ＣＴＳ／ＴＳＳ）を０．５５以上とすることが困難となる。したがって、抵抗スポット溶接継手の溶金部と母材とのビッカース硬さの比の値は小さいほど好ましく、本発明においては２．０以下とする。
抵抗スポット溶接継手の溶金部と母材との硬度比が大きいと、延性比（ＣＴＳ／ＴＳＳ）を０．５５以上とすることが困難となる。したがって、抵抗スポット溶接継手の溶金部と母材とのビッカース硬さの比の値は小さいほど好ましく、本発明においては２．０以下とする。
５．製造方法
次に、本発明にかかる溶融亜鉛めっき鋼板の好適な製造方法について説明する。
次に、本発明にかかる溶融亜鉛めっき鋼板の好適な製造方法について説明する。
（１）熱間圧延工程
上記化学組成を有するスラブを１１００℃以上として粗熱間圧延を施して粗バーとし、前記粗バーを１０００℃以上に加熱した後にＡｒ３点以上の温度域で圧延を完了する仕上熱間圧延を施して熱延鋼板とし、６００℃以上７００℃以下の温度域まで３５℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、次いで、４００℃以上６５０℃以下の温度域まで５℃／秒以上４０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却して巻取る。
上記化学組成を有するスラブを１１００℃以上として粗熱間圧延を施して粗バーとし、前記粗バーを１０００℃以上に加熱した後にＡｒ３点以上の温度域で圧延を完了する仕上熱間圧延を施して熱延鋼板とし、６００℃以上７００℃以下の温度域まで３５℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、次いで、４００℃以上６５０℃以下の温度域まで５℃／秒以上４０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却して巻取る。
粗熱間圧延に供するスラブの温度は１１００℃以上とする。粗熱間圧延に供するスラブの温度が１１００℃未満では、鋳造時に析出したＴｉおよびＮｂ系の炭化物、窒化物、炭窒化物の再固溶が十分に進行せずに、粗大なまま最終製品である溶融亜鉛めっき鋼板にまで残存してしまい、穴拡げ性や成形性の低下を招く場合がある。また、再固溶したＴｉやＮｂによる析出強化により引張強度の向上が図られるところ、再固溶するＴｉやＮｂの量が低下することにより、再固溶したＴｉやＮｂによる析出強化が不十分となり、目的とする引張強度が得られない場合がある。したがって、粗熱間圧延に供するスラブの温度は１１００℃以上とする。粗熱間圧延に供するスラブの温度の上限は特に規定する必要はないが、過度に高温とするとスケールによる歩留り低下が著しくなるので１４００℃以下とすることが好ましい。
粗熱間圧延により得られる粗バーを１０００℃以上に加熱する。粗バーを１０００℃以上に加熱することにより、高温域におけるＴｉやＮｂの析出が抑制され、後述する仕上熱間圧延後の低温域において微細な析出物を十分に生成させることができるので、ＴｉやＮｂの析出強化による鋼の強化が可能となる。また、鋼板表面のスケール生成が促進されその剥離が容易となり、美麗な表面を有する鋼板を得ることができる。したがって、粗バー加熱温度は１０００℃以上とする。粗バーの加熱温度の上限は特に規定しないが、生産性の観点からは１３００℃以下とすることが好ましい。
仕上熱延圧延完了温度はＡｒ３点以上とする。仕上熱延圧延完了温度がＡｒ３点未満では、鋼組織が不均一なバンド状組織となり、製品の成形性が劣化する。仕上熱間圧延完了温度の上限は特に規定する必要はないが、仕上熱間圧延完了温度が著しく高いと、スケールが過度に生成して表面疵を誘発する場合があるので、１０００℃以下とすることが好ましい。
仕上熱間圧延完了後は、フェライト変態が活発化する温度域まで急冷して保持することによりフェライト面積率を高める。このため、６００℃以上７００℃以下の温度域まで３５℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する１次冷却を行う。１次冷却の平均冷却速度が３５℃／秒未満では、設備制約上、フェライト変態に要する時間を十分に確保することが困難となり、所定のフェライト面積率を確保することが困難となる場合がある。
仕上熱間圧延完了後は、フェライト変態が活発化する温度域まで急冷して保持することによりフェライト面積率を高める。このため、６００℃以上７００℃以下の温度域まで３５℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する１次冷却を行う。１次冷却の平均冷却速度が３５℃／秒未満では、設備制約上、フェライト変態に要する時間を十分に確保することが困難となり、所定のフェライト面積率を確保することが困難となる場合がある。
上記１次冷却の後、過度なフェライト変態を抑制しつつＴｉやＮｂの炭化物の生成を促すために、４００℃以上６５０℃以下の温度域まで５℃／秒以上４０℃／秒の平均冷却速度で５秒間以上冷却する２次冷却を行う。２次冷却の平均冷却速度が５℃／秒未満であったり、２次冷却の終了温度が６５０℃超であったりすると、フェライト変態が過度に進行してしまい、ベイナイトや残留オーステナイトの面積率が不足して目的とする強度が得られない場合がある。一方、２次冷却の平均冷却速度が４０℃／秒超であったり、２次冷却の終了温度が４００℃未満であったり、２次冷却時間が５秒間未満であったりすると、ＴｉやＮｂの炭化物の生成が十分に進行しないため、上記式（１）を満足する化学組成としても、鋼中にＣが固溶状態で多量に残存し、抵抗スポット溶接性を低下させる場合がある。
（２）酸洗工程
上記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に酸洗処理を施す。
酸洗は常法に従えばよい。また、酸洗前または酸洗後において、平坦矯正やスケール剥離促進のためにスキンパス圧延を施してもよく、本発明の効果に影響することはない。スキンパス圧延を施す場合の伸び率は特に規定する必要はなく、例えば０．３％以上３．０％未満とすればよい。
上記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に酸洗処理を施す。
酸洗は常法に従えばよい。また、酸洗前または酸洗後において、平坦矯正やスケール剥離促進のためにスキンパス圧延を施してもよく、本発明の効果に影響することはない。スキンパス圧延を施す場合の伸び率は特に規定する必要はなく、例えば０．３％以上３．０％未満とすればよい。
（３）冷間圧延工程
上記酸洗工程により得られた熱延鋼板には冷間圧延を施して冷延鋼板としてもよい。冷間圧延は常法に従えばよい。
上記酸洗工程により得られた熱延鋼板には冷間圧延を施して冷延鋼板としてもよい。冷間圧延は常法に従えばよい。
（４）均熱処理および溶融亜鉛めっき工程
上記酸洗工程により得られた熱延鋼板、または、上記冷間圧延工程により得られた冷延鋼板に、下記式（４）を満足する保持温度に保持する均熱処理を施した後、溶融亜鉛めっき処理を施す。上記均熱処理と融亜鉛めっき処理とは、連続溶融亜鉛めっき設備で連続して行うことが生産性の観点から好ましい。
上記酸洗工程により得られた熱延鋼板、または、上記冷間圧延工程により得られた冷延鋼板に、下記式（４）を満足する保持温度に保持する均熱処理を施した後、溶融亜鉛めっき処理を施す。上記均熱処理と融亜鉛めっき処理とは、連続溶融亜鉛めっき設備で連続して行うことが生産性の観点から好ましい。
９００―Ｔ２×０．２≦Ｔ≦１０００ （４）
ここで、式中のＴ２は熱間圧延工程における２次冷却の終了温度（℃）を、Ｔは均熱処理工程における保持温度（℃）を、それぞれ示す。
ここで、式中のＴ２は熱間圧延工程における２次冷却の終了温度（℃）を、Ｔは均熱処理工程における保持温度（℃）を、それぞれ示す。
均熱温度が（９００―Ｔ２×０．２）℃未満では、オーステナイトへの変態が不十分であり、目的とする残留オーステナイトおよびマルテンサイトの面積率が得られないため、目的とする強度、延性を確保することが困難となる。したがって、均熱温度は（９００―Ｔ２×０．２）℃以上とする。一方、均熱温度が１０００℃超では、結晶粒が過剰に成長してしまい、目的とする強度を得ることが困難となる場合がある。また、粗大なパーライトおよびセメンタイトが析出しやすくなるため、目的とする成形性が得られなくなる場合がある。したがって、均熱温度は１０００℃以下とする。
均熱処理後の冷却条件は特に規定する必要はない。Ｔｉ炭化物の析出を促して、より良好なスポット溶接性を確保するという観点からは、平均冷却速度を１０℃／秒以下とすることが好ましい。
溶融亜鉛めっき処理は常法に従えばよい。また、さらに合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板としてもよい。この場合、合金化処理温度は４００℃以上６００℃以下とすることが好ましい。また、めっき付着量は一般に製品として用いられている２５ｇ／ｍ２以上７０ｇ／ｍ２以下範囲とすればよい。また、形状矯正のために本発明の鋼板にスキンパス圧延を施してもよい。
このようにして、本発明にかかる製造方法により、本発明にかかる溶融亜鉛めっき鋼板が提供される。
本発明の具体的な実施例を以下に説明する。
表１に示す１〜１２の化学成分を有する鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造試験機にて連続鋳造を実施し、幅１４００ｍｍで厚み２５０ｍｍのスラブとした。得られたスラブを表２に示す条件にて熱間圧延した。粗バーの加熱温度は１０３０℃とした。得られた熱延鋼板に酸洗を施した。一部の鋼板については、４５％の圧下率で、冷間圧延を行った。得られた熱延鋼板ならびに冷延鋼板に対して、続いて表３に示した各条件で合金化溶融亜鉛めっき処理を施した。一部の鋼板においては、めっき後、５１０℃で合金化処理も行った。
表１に示す１〜１２の化学成分を有する鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造試験機にて連続鋳造を実施し、幅１４００ｍｍで厚み２５０ｍｍのスラブとした。得られたスラブを表２に示す条件にて熱間圧延した。粗バーの加熱温度は１０３０℃とした。得られた熱延鋼板に酸洗を施した。一部の鋼板については、４５％の圧下率で、冷間圧延を行った。得られた熱延鋼板ならびに冷延鋼板に対して、続いて表３に示した各条件で合金化溶融亜鉛めっき処理を施した。一部の鋼板においては、めっき後、５１０℃で合金化処理も行った。
（１）鋼組織の評価
鋼板の圧延方向に平行な断面について、光学顕微鏡または電子顕微鏡を用いて、残留オーステナイト以外の相および組織の面積率を画像処理により求めた。残留オーステナイトの面積率は、各鋼板に対して、板厚の２５％を減厚するための化学研磨を施し、化学研磨後の表面をＸ線回折により、残留オーステナイト量を算出して求めた。
鋼板の圧延方向に平行な断面について、光学顕微鏡または電子顕微鏡を用いて、残留オーステナイト以外の相および組織の面積率を画像処理により求めた。残留オーステナイトの面積率は、各鋼板に対して、板厚の２５％を減厚するための化学研磨を施し、化学研磨後の表面をＸ線回折により、残留オーステナイト量を算出して求めた。
（２）引張試験
各種鋼板に対して圧延直角方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）を調査した。
各種鋼板に対して圧延直角方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）を調査した。
（３）成形性
成形性は、引張試験よって求めた降伏比（ＹＲ）と全伸び（Ｅｌ）、および、穴拡げ試験によって求めた穴拡げ率（λ）とを用いて評価した。穴拡げ試験は日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ Ｔ １００１に準拠して行った。降伏比（ＹＲ）が７５％以上かつ全伸び（Ｅｌ）との積Ｅｌ×λ値が１５００％２以上である場合に、成形性が良好であると判定した。
成形性は、引張試験よって求めた降伏比（ＹＲ）と全伸び（Ｅｌ）、および、穴拡げ試験によって求めた穴拡げ率（λ）とを用いて評価した。穴拡げ試験は日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ Ｔ １００１に準拠して行った。降伏比（ＹＲ）が７５％以上かつ全伸び（Ｅｌ）との積Ｅｌ×λ値が１５００％２以上である場合に、成形性が良好であると判定した。
（４）延性比
スポット溶接性は、溶接電極の先端径を６ｍｍ、直流電源、加圧力４５０ｋｇ、電流を９ｋＡ、通電時間を１８サイクルの条件で行った。スポット溶接後、ＪＩＳ Ｚ ３１３７の十字引張試験による十字引張力（ＣＴＳ）とＪＩＳ Ｚ ３１３６のせん断試験によるせん断力（ＴＳＳ）とを測定した。
スポット溶接性は、溶接電極の先端径を６ｍｍ、直流電源、加圧力４５０ｋｇ、電流を９ｋＡ、通電時間を１８サイクルの条件で行った。スポット溶接後、ＪＩＳ Ｚ ３１３７の十字引張試験による十字引張力（ＣＴＳ）とＪＩＳ Ｚ ３１３６のせん断試験によるせん断力（ＴＳＳ）とを測定した。
（５）抵抗スポット溶接継手の溶金部と母材とのビッカース硬さの比
抵抗スポット溶接継手の溶金部と母材とのビッカース硬さはＪＩＳ Ｚ ２２４４に記載されるビッカース硬さ試験により調査した。試験力はＨｖ０．５とした。圧延方向に平行な断面について鋼板表面から板厚の１／４深さ位置における硬度を測定した。溶金部の硬度はスポット溶接後のナゲット径中央部から左右に０．２ｍｍピッチで５点、母材の硬度は溶接前の鋼板を０．２ｍｍピッチで１０点測定し、それぞれの平均値を求め、溶金部の平均硬度を母材の平均硬度で除した値を溶金部と母材とのビッカース硬さの比とした。
抵抗スポット溶接継手の溶金部と母材とのビッカース硬さはＪＩＳ Ｚ ２２４４に記載されるビッカース硬さ試験により調査した。試験力はＨｖ０．５とした。圧延方向に平行な断面について鋼板表面から板厚の１／４深さ位置における硬度を測定した。溶金部の硬度はスポット溶接後のナゲット径中央部から左右に０．２ｍｍピッチで５点、母材の硬度は溶接前の鋼板を０．２ｍｍピッチで１０点測定し、それぞれの平均値を求め、溶金部の平均硬度を母材の平均硬度で除した値を溶金部と母材とのビッカース硬さの比とした。
＜本発明＞
本発明である供試材Ｎｏ．１〜１９は、全伸び（Ｅｌ）と穴拡げ率（λ）との積（Ｅｌ×λ値）が１５００％２以上、降伏比（ＹＲ）が７５％以上、引張強度（ＴＳ）が４９０ＭＰａ以上である機械特性を有し、高い強度と良好な成形性を有している。また、抵抗スポット溶接継手の十字引張試験における十字引張力（ＣＴＳ）とせん断試験におけるせん断力（ＴＳＳ）との比の値である延性比（ＣＴＳ／ＴＳＳ）が０．５５以上、抵抗スポット溶接継手の溶金部と母材とのビッカース硬さの比の値が２．０以下であり、良好な溶接性をも有している。
本発明である供試材Ｎｏ．１〜１９は、全伸び（Ｅｌ）と穴拡げ率（λ）との積（Ｅｌ×λ値）が１５００％２以上、降伏比（ＹＲ）が７５％以上、引張強度（ＴＳ）が４９０ＭＰａ以上である機械特性を有し、高い強度と良好な成形性を有している。また、抵抗スポット溶接継手の十字引張試験における十字引張力（ＣＴＳ）とせん断試験におけるせん断力（ＴＳＳ）との比の値である延性比（ＣＴＳ／ＴＳＳ）が０．５５以上、抵抗スポット溶接継手の溶金部と母材とのビッカース硬さの比の値が２．０以下であり、良好な溶接性をも有している。
＜比較例＞
供試材Ｎｏ．２０は、粗バー加熱が実施されず、本発明外であった。析出物が微細に生成せず、その密度は１００個／μｍ２以下となり、目的とする引張強度が得られず、また成型性が不十分であった。
供試材Ｎｏ．２０は、粗バー加熱が実施されず、本発明外であった。析出物が微細に生成せず、その密度は１００個／μｍ２以下となり、目的とする引張強度が得られず、また成型性が不十分であった。
供試材Ｎｏ．２１はスラブの加熱温度が不十分であり、本発明外であった。スラブ加熱時に、熱延後に微細な析出物が十分生成せず、その密度は１００個／μｍ２以下となり、目的とする引張強度が得られず、また成型性が不十分であった。
供試材Ｎｏ．２２は仕上圧延完了温度がＡｒ３点以下となり本発明外であった。圧延温度の低下によりフェライト主体の組織とならず、成形性が不十分であった。
供試材Ｎｏ．２３は１次冷却速度が３５℃／秒を満たさず、本発明外であった。１次冷却速度が遅いため、フェライト変態温度域の時間が十分でなく、フェライト主体の組織とならず、成型性が不十分であった。
供試材Ｎｏ．２３は１次冷却速度が３５℃／秒を満たさず、本発明外であった。１次冷却速度が遅いため、フェライト変態温度域の時間が十分でなく、フェライト主体の組織とならず、成型性が不十分であった。
供試材Ｎｏ．２４は２次冷却速度が５℃／秒未満となり本発明外であった。高温度域においてフェライトの変態が過度に進み、目的とする金属組織が得られないため十分な引張強度が得られなかった。
供試材Ｎ０．２５は２次冷却速度が４０℃／秒以上となり、本発明外であった。Ｔｉ、Ｎｂの析出が十分ではなく、鋼板中の固溶Ｃ量が増加したため良好な溶接性が得られなかった。
供試材Ｎｏ．２６は均熱温度が式（４）を外れ、本発明外であった。オーステナイト変態が不十分であり、残留オーステナイトとマルテンサイトが得られず、成形性が低下した。また、析出物の生成が不十分であり、鋼板中の固溶Ｃ量が増加したため良好な溶接性が得られなかった。
供試材Ｎｏ．２７は、Ｃ量が０．０２％未満であり、本発明外であった。ベイナイト、およびオーステナイトとマルテンサイトの面積率が十分でなく、目的とする強度が得られなかった。
供試材Ｎｏ．２８は、Ｃ量が０．１を超え本発明外であった。鋼板中のＣ量が高いために良好な溶接性が得られなかった。
供試材Ｎｏ．２９は、式（１）を満たさず本発明外であった。固溶Ｃ量が高いため成形性が十分ではなく、さらに良好な溶接性が得られなかった。
供試材Ｎｏ．２９は、式（１）を満たさず本発明外であった。固溶Ｃ量が高いため成形性が十分ではなく、さらに良好な溶接性が得られなかった。
さらに、供試材Ｎｏ．３０は式（３）を満たさず本発明外であった。Ｍｎ量とＳ量が高く、成型性が十分ではなく、さらに良好な溶接性が得られなかった。
Claims (9)
- 鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、
前記鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０２％以上０．１０％以下、Ｓｉ：０．００５％以上０．５％以下、Ｍｎ：１．４％以上２．５％以下、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上０．２％以下、Ｎ：０．００８％以下およびＴｉ：０．１５％以下を含有し、さらにＣａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＲＥＭ：０．０１％以下からなる群から選択された１種または２種以上を含有するとともに、下記式（１）〜（３）を満足し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有するとともに、面積％で、フェライト：５０％以上９４％以下、ベイナイト：５％以上４９％以下ならびにマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計：１％以上２０％以下を含有する鋼組織を有し、
前記溶融亜鉛めっき鋼板は、全伸び（Ｅｌ）と穴拡げ率（λ）との積（Ｅｌ×λ値）が１５００％２以上、降伏比（ＹＲ）が７５％以上、引張強度（ＴＳ）が４９０ＭＰａ以上である機械特性を有し、溶接電極先端径：６ｍｍ、加圧力：４４１０Ｎ、溶接電流：９ｋＡおよび通電時間：１８サイクルの直流式抵抗スポット溶接条件で作成した抵抗スポット溶接継手の十字引張試験における十字引張力（ＣＴＳ）とせん断試験におけるせん断力（ＴＳＳ）との比の値である延性比（ＣＴＳ／ＴＳＳ）が０．５５以上、抵抗スポット溶接継手の溶金部と母材とのビッカース硬さの比の値が２．０以下である抵抗スポット溶接性を有することを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。
Ｃ−（１２／４８）×Ｔｉ＊−（１２／９３）×Ｎｂ≦０．０９０ （１）
Ｔｉ＊＝ｍａｘ［Ｔｉ−（４８／１４）×Ｎ−（４８／３２）×Ｓ，０］ （２）
２／３×Ｃ＋（１／１５０）×Ｍｎ＋Ｐ＋２×Ｓ＜０．１５ （３）
ここで、式（１）〜（３）における各元素記号は各元素の含有量（単位：質量％）を示し、式（２）におけるｍａｘ［ ］は［ ］内の引数のうち最大の値を返す関数である。 - 前記化学組成が、質量％で、Ｂｉ：０．００５％以下をさらに含有することを特徴とする請求項１に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
- 前記化学組成が、質量％で、Ｎｂ：０．１５％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：１％以下およびＢ：０．００５％以下からなる群から選択された１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
- 前記フェライトがＴｉまたはＮｂを含有する粒径１ｎｍ以上２０ｎｍ以下の炭化物、窒化物およびそれらの複合物を１００個／μｍ２以上の数密度で含有することを有することを特徴とする請求項１から請求項３までのいずれか１項に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
- 前記溶融亜鉛めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする請求項１から請求項４までのいずれか１項に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
- 下記工程（Ａ）〜（Ｄ）を有することを特徴とする請求項１から請求項４までのいずれか１項に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法：
（Ａ）スラブを１１００℃以上として粗熱間圧延を施して粗バーとし、前記粗バーを１０００℃以上に加熱した後にＡｒ３点以上の温度域で圧延を完了する仕上熱間圧延を施して熱延鋼板とし、６００℃以上７００℃以下の温度域まで３５℃／秒以上の平均冷却速度で１次冷却し、次いで、４００℃以上６５０℃以下の温度域まで５℃／秒以上４０℃／秒以下の平均冷却速度で５秒間以上２次冷却し、その後巻取る熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に酸洗処理を施す酸洗工程；
（Ｃ）前記酸洗工程により得られた熱延鋼板を下記式（４）を満足する保持温度に保持する均熱処理工程；および
（Ｄ）前記均熱処理工程により得られた熱延鋼板に溶融亜鉛めっきを施す溶融亜鉛めっき工程。
９００―Ｔ２×０．２≦Ｔ≦１０００ （４）
ここで、式中のＴ２は熱間圧延工程における２次冷却の終了温度（℃）を、Ｔは均熱処理工程における保持温度（℃）を、それぞれ示す。 - 下記工程（ａ）〜（ｅ）を有することを特徴とする請求項１から請求項４までのいずれか１項に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法：
（ａ）スラブを１１００℃以上として粗熱間圧延を施して粗バーとし、前記粗バーを１０００℃以上に加熱した後にＡｒ３点以上の温度域で圧延を完了する仕上熱間圧延を施して熱延鋼板とし、６００℃以上７００℃以下の温度域まで３５℃／秒以上の平均冷却速度で１次冷却し、次いで、４００℃以上６５０℃以下の温度域まで５℃／秒以上４０℃／秒以下の平均冷却速度で５秒間以上２次冷却し、その後巻取る熱間圧延工程；
（ｂ）前記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に酸洗処理を施す酸洗工程；
（ｃ）前記酸洗工程により得られた熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；
（ｄ）前記冷間圧延工程により得られた冷延鋼板を下記式（４）を満足する保持温度に保持する均熱処理工程；および
（ｅ）前記均熱処理工程により得られた冷延鋼板に溶融亜鉛めっきを施す溶融亜鉛めっき工程。
９００―Ｔ２×０．２≦Ｔ≦１０００ （４）
ここで、式中のＴ２は熱間圧延工程における２次冷却の終了温度（℃）を、Ｔは均熱処理工程における保持温度（℃）を、それぞれ示す。 - 下記工程（Ａ）〜（Ｄ）および（Ｆ）を有することを特徴とする請求項５に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法：
（Ａ）スラブを１１００℃以上として粗熱間圧延を施して粗バーとし、前記粗バーを１０００℃以上に加熱した後にＡｒ ３ 点以上の温度域で圧延を完了する仕上熱間圧延を施して熱延鋼板とし、６００℃以上７００℃以下の温度域まで３５℃／秒以上の平均冷却速度で１次冷却し、次いで、４００℃以上６５０℃以下の温度域まで５℃／秒以上４０℃／秒以下の平均冷却速度で５秒間以上２次冷却し、その後巻取る熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に酸洗処理を施す酸洗工程；
（Ｃ）前記酸洗工程により得られた熱延鋼板を下記式（４）を満足する保持温度に保持する均熱処理工程；
（Ｄ）前記均熱処理工程により得られた熱延鋼板に溶融亜鉛めっきを施す溶融亜鉛めっき工程；および
（Ｆ）前記溶融亜鉛めっき工程により得られた冷延鋼板を室温まで冷却する過程において、４８０℃以上６００℃以下の温度域に保持して合金化処理を施す合金化処理工程。
９００―Ｔ ２ ×０．２≦Ｔ≦１０００ （４）
ここで、式中のＴ ２ は熱間圧延工程における２次冷却の終了温度（℃）を、Ｔは均熱処理工程における保持温度（℃）を、それぞれ示す。 - 下記工程（ａ）〜（ｆ）を有することを特徴とする請求項５に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法：
（ａ）スラブを１１００℃以上として粗熱間圧延を施して粗バーとし、前記粗バーを１０００℃以上に加熱した後にＡｒ ３ 点以上の温度域で圧延を完了する仕上熱間圧延を施して熱延鋼板とし、６００℃以上７００℃以下の温度域まで３５℃／秒以上の平均冷却速度で１次冷却し、次いで、４００℃以上６５０℃以下の温度域まで５℃／秒以上４０℃／秒以下の平均冷却速度で５秒間以上２次冷却し、その後巻取る熱間圧延工程；
（ｂ）前記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に酸洗処理を施す酸洗工程；
（ｃ）前記酸洗工程により得られた熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；
（ｄ）前記冷間圧延工程により得られた冷延鋼板を下記式（４）を満足する保持温度に保持する均熱処理工程；
（ｅ）前記均熱処理工程により得られた冷延鋼板に溶融亜鉛めっきを施す溶融亜鉛めっき工程；および
（ｆ）前記溶融亜鉛めっき工程により得られた冷延鋼板を室温まで冷却する過程において、４８０℃以上６００℃以下の温度域に保持して合金化処理を施す合金化処理工程。
９００―Ｔ ２ ×０．２≦Ｔ≦１０００ （４）
ここで、式中のＴ ２ は熱間圧延工程における２次冷却の終了温度（℃）を、Ｔは均熱処理工程における保持温度（℃）を、それぞれ示す。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2011182725A JP5699860B2 (ja) | 2011-08-24 | 2011-08-24 | 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2011182725A JP5699860B2 (ja) | 2011-08-24 | 2011-08-24 | 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2013044022A JP2013044022A (ja) | 2013-03-04 |
| JP5699860B2 true JP5699860B2 (ja) | 2015-04-15 |
Family
ID=48008163
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2011182725A Active JP5699860B2 (ja) | 2011-08-24 | 2011-08-24 | 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP5699860B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US10961600B2 (en) | 2016-03-31 | 2021-03-30 | Jfe Steel Corporation | Steel sheet and plated steel sheet, method for producing steel sheet, and method for producing plated steel sheet |
Families Citing this family (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101518581B1 (ko) * | 2013-09-13 | 2015-05-07 | 주식회사 포스코 | 프레스 가공성이 우수한 극박 냉연강판, 아연도금강판 및 이들의 제조방법 |
| KR102021687B1 (ko) | 2015-04-08 | 2019-09-16 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 열처리용 열연 강판 |
| RU2686713C1 (ru) * | 2015-04-08 | 2019-04-30 | Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн | Элемент из термообработанного стального листа и способ его производства |
| MX2018014261A (es) * | 2016-05-25 | 2019-04-29 | Jfe Steel Corp | Lamina de acero recubierta o chapada y metodo para producir la misma. |
| CN110402297B (zh) * | 2017-03-10 | 2022-04-12 | 杰富意钢铁株式会社 | 高强度热轧镀敷钢板 |
| MX2021011077A (es) * | 2019-04-11 | 2021-10-22 | Nippon Steel Corp | Lamina de acero y metodo de produccion para la misma. |
| JP7173303B2 (ja) * | 2019-04-11 | 2022-12-08 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板及びその製造方法 |
| CN110983196A (zh) * | 2019-12-17 | 2020-04-10 | 首钢集团有限公司 | 一种600MPa级热轧镀锌高扩孔钢及其生产方法 |
| JP7440799B2 (ja) * | 2020-06-08 | 2024-02-29 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板及びその製造方法 |
Family Cites Families (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4235030B2 (ja) * | 2003-05-21 | 2009-03-04 | 新日本製鐵株式会社 | 局部成形性に優れ溶接部の硬さ上昇を抑制した引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板および高強度表面処理鋼板 |
| JP4436275B2 (ja) * | 2005-03-30 | 2010-03-24 | 新日本製鐵株式会社 | 高降伏比高強度冷延鋼板と高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板並びにそれらの製造方法 |
| JP4837426B2 (ja) * | 2006-04-10 | 2011-12-14 | 新日本製鐵株式会社 | バーリング加工性に優れた高ヤング率薄鋼板及びその製造方法 |
| JP5412746B2 (ja) * | 2008-04-22 | 2014-02-12 | 新日鐵住金株式会社 | 溶接性と伸びフランジ性の良好な高強度鋼板 |
| JP5720208B2 (ja) * | 2009-11-30 | 2015-05-20 | 新日鐵住金株式会社 | 高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
-
2011
- 2011-08-24 JP JP2011182725A patent/JP5699860B2/ja active Active
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US10961600B2 (en) | 2016-03-31 | 2021-03-30 | Jfe Steel Corporation | Steel sheet and plated steel sheet, method for producing steel sheet, and method for producing plated steel sheet |
| US11939640B2 (en) | 2016-03-31 | 2024-03-26 | Jfe Steel Corporation | Method for producing hot-rolled steel sheet, method for producing cold-rolled full-hard steel sheet, and method for producing heat-treated sheet |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2013044022A (ja) | 2013-03-04 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5699860B2 (ja) | 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| TWI502081B (zh) | Molten galvanized steel sheet and method of manufacturing the same | |
| KR101528080B1 (ko) | 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법 | |
| JP5041084B2 (ja) | 加工性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法 | |
| CN103108974B (zh) | 韧性优良的高强度热轧钢板及其制造方法 | |
| JP5018934B2 (ja) | 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 | |
| KR20130083481A (ko) | 가공성 및 내피로 특성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법 | |
| JP2010275627A (ja) | 加工性に優れた高強度鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板並びにそれらの製造方法 | |
| JP5825082B2 (ja) | 伸び及び伸びフランジ性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板とその製造方法 | |
| KR101445465B1 (ko) | 가공성과 스폿 용접성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법 | |
| JP5741456B2 (ja) | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP6265108B2 (ja) | 冷延鋼板用または溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板およびその製造方法 | |
| CN108779536B (zh) | 钢板、镀覆钢板和它们的制造方法 | |
| WO2014097430A1 (ja) | 熱延鋼板及びその製造方法 | |
| JP5391801B2 (ja) | 溶融めっき熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP4772431B2 (ja) | 伸びと穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板の製造方法 | |
| JP4710558B2 (ja) | 加工性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JP4288146B2 (ja) | 溶接熱影響部の耐軟化性に優れたバーリング性高強度鋼板の製造方法 | |
| JP5533143B2 (ja) | 冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP5141232B2 (ja) | 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP5870825B2 (ja) | 合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2016188395A (ja) | 溶接性と加工性に優れた高強度冷延鋼板とその製造方法 | |
| JP2006274378A (ja) | 高降伏比高強度冷延鋼板と高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板並びにそれらの製造方法 | |
| JP2007119842A (ja) | 伸びフランジ成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JP6724320B2 (ja) | 伸びと穴広げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20130812 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20140410 |
|
| RD03 | Notification of appointment of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7423 Effective date: 20140411 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20140415 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20140611 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20150120 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20150202 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 5699860 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |