JP5682357B2 - 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。具体的には、本発明は、９８０ＭＰａ以上の極めて高い引張強度を有しながら優れた曲げ性および伸びフランジ性を有する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、地球環境保護を目的として自動車の燃費向上が求められていることから、乗員の安全性を確保しつつ車体の軽量化を可能にする高強度鋼板へのニーズが高まっている。特に、自動車用骨格部材の軽量化は車体の軽量化への寄与が大きいことから、自動車用骨格部材に供される鋼板について９８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度鋼板、とりわけ、防錆性が要求される部材への適用が可能な高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板へのニーズが高まっている。
そして、自動車用骨格部材に供される鋼板には、高い引張強度のみならず、プレス成形性、溶接性、めっき密着性といった、部材成形時に要求される様々な性能を満足することが必要とされる。中でも、ロッカーやピラー類のような自動車用骨格部品の成形プロセスにおいて曲げ成形と伸びフランジ成形とが多用されていることから曲げ性および伸びフランジ性に優れることが必要とされる。
したがって、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有しながら曲げ性および伸びフランジ性に優れる高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が求められている。
また、曲げ性や伸びフランジ性が良好であったとしても、鋼板の降伏強度が高いと、しわが発生したり、スプリングバックが大きくなることによる形状不良の問題が顕在化したりする場合がある。したがって、曲げ性および伸びフランジ性に優れるとともに、降伏強度が低いことが好ましい。具体的には、７００ＭＰａ以下であることが好ましい。
また、曲げ性や伸びフランジ性が良好であったとしても、鋼板の降伏強度が高いと、しわが発生したり、スプリングバックが大きくなることによる形状不良の問題が顕在化したりする場合がある。したがって、曲げ性および伸びフランジ性に優れるとともに、降伏強度が低いことが好ましい。具体的には、７００ＭＰａ以下であることが好ましい。
しかし、一般に引張強度と曲げ性および伸びフランジ性とはトレードオフの関係にあり、引張強度の上昇に伴って曲げ性や伸びフランジ性は著しく低下する。このため、高い引張強度と優れた曲げ性および伸びフランジ性とを両立させることは容易ではない。
ところで、合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、生産性の観点から連続溶融亜鉛めっき設備により製造されることが一般的である。連続溶融亜鉛めっき設備における製造プロセスは、冷延鋼板などの基材鋼板を加熱し、所定の温度範囲内にて基材鋼板を保持し（この処理を「均熱」といい、均熱における保持温度を「均熱温度」という。）、この保持終了後の基材鋼板を冷却し、この均熱温度からの冷却の際に、４００℃以上の温度に維持された溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、再加熱して合金化処理を施す、という特徴的な温度履歴を有する。すなわち、均熱温度からの冷却過程において４００℃以上の温度域で一旦冷却が中断される。高い引張強度を確保するために調整された化学組成を有する高強度鋼板において、４００℃以上５００℃以下の温度域は本質的にベイナイト変態が進行しやすい温度域である。そのため、均熱温度からの冷却過程において上記温度域に一旦保持されることによりベイナイト変態が進行するのであるが、上記温度域に保持される時間が短時間であるため、ＭｎやＢを多く含有する高強度鋼においては、ベイナイト変態が完結せずに、変態したベイナイトから排出されたＣが未変態のオーステナイトに濃化する。斯かる状態から常温までの冷却が施されると、Ｃが濃化した前記オーステナイトは残留オーステナイトとして多量に残存し、プレス成形が施されると変態して非常に硬質なマルテンサイトとなり、不均一変形を助長し、曲げ成形や伸びフランジ成形において割れを誘発する。したがって、斯様な組織が形成されると優れた曲げ性および伸びフランジ性を確保することは極めて困難となる。特に、従来の９８０ＭＰａ以上の引張強度を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、フェライトの面積率が６０％超であると、ひずみがフェライトと硬質な組織との界面に集中してしまうために、伸びフランジ性が不芳であった。
また、連続溶融亜鉛めっき設備における製造プロセスにおいて、均熱温度からの冷却速度は通常０.５〜５０℃／秒程度であり、連続焼鈍設備における製造プロセスのものより小さい。このため、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することはそれ自体容易なことではない。
このように、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有しながら曲げ性および伸びフランジ性に優れる高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することは非常に困難な技術課題であるが、幾つかの技術がこれまでに提案されている。
上記技術課題を解決するアプローチの多くは、鋼板の化学組成と連続溶融亜鉛めっき設備における温度履歴等とを適正化するというものである。
先ず、曲げ性を改善する技術として、特許文献１には、特定の化学組成を有する冷延鋼板に対して、８００℃以上に加熱した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを施し、さらに５３０℃以下で合金化処理を施す高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。次に、伸びフランジ性を改善する技術として、特許文献２には、特定の化学組成を有する冷延鋼板に対して、最高加熱温度を（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２℃以上で焼鈍した後、７６０〜６８０℃間で１０秒以上の保持を行い、６８０℃〜５５０℃間を平均冷却速度１℃／秒以上で（亜鉛めっき浴温度−４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃まで冷却した後、亜鉛めっき浴に浸漬し、室温まで冷却する高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。
先ず、曲げ性を改善する技術として、特許文献１には、特定の化学組成を有する冷延鋼板に対して、８００℃以上に加熱した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを施し、さらに５３０℃以下で合金化処理を施す高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。次に、伸びフランジ性を改善する技術として、特許文献２には、特定の化学組成を有する冷延鋼板に対して、最高加熱温度を（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２℃以上で焼鈍した後、７６０〜６８０℃間で１０秒以上の保持を行い、６８０℃〜５５０℃間を平均冷却速度１℃／秒以上で（亜鉛めっき浴温度−４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃まで冷却した後、亜鉛めっき浴に浸漬し、室温まで冷却する高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。
また、特許文献３には、特定の化学組成を有する冷延鋼板に対して、Ａ３（℃）以上、（Ａ３＋３０）（℃）以下で再結晶焼鈍を施し、その後６００℃まで５℃／ｓ以上の速度で冷却し、ついで酸洗後、鋼組成におけるＳｉ，ＭｎおよびＮｉの含有量により規定される温度Ａ１（℃）以下、５００℃以上の温度範囲で熱処理を行い、ついで溶融亜鉛めっき処理を施す溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法が開示されている。
また、特許文献４には、合金元素を適正に調整し、焼鈍過程における均熱温度からの冷却時に（Ｍｓ−１００℃）〜（Ｍｓ−２００℃）の温度域まで強冷却してオーステナイトの一部をマルテンサイトに変態させる部分焼入れを行った後、再加熱してめっき処理を施す溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。
上述したように、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有しながら曲げ性および伸びフランジ性に優れる高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することについて幾つかの技術が提案されているが、何れも十分なものとはいえない。
特許文献１に開示された技術では優れた伸びフランジ性を確保することが困難である。すなわち、特許文献１に開示された鋼はフェライトを主相とするものであるが、具体的に開示されているのはフェライト面積率を６０％超とするものである。このため、引張強度を９８０ＭＰａ以上とすると、ひずみがフェライトと硬質な組織との界面に集中してしまい、優れた伸びフランジ性を確保することが困難となる。
特許文献２に開示された技術では９８０ＭＰａ以上の引張強度と優れた曲げ性および伸びフランジ性とを安定して確保することが困難である。すなわち、特許文献２の特許請求の範囲には最高加熱温度を（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２℃以上で焼鈍することが記載されているものの、実施例の記載等から明らかなように最高加熱温度をＡｃ３℃以下で焼鈍するもの、すなわち二相域温度で焼鈍するものである。そして、特許文献２に開示された鋼は、Ｔｉを微量に添加した化学組成とするものであるところ、Ｔｉを微量に添加した鋼を二相域温度で焼鈍すると未再結晶のフェライトが残存してしまい、斯かる未再結晶のフェライトは引張強度を著しく上昇させるものの分率の制御が極めて困難である。このため、高い引張強度と優れた曲げ性および伸びフランジとを安定して確保することが困難となる。したがって、特許文献２に開示された技術は、９８０ＭＰａ以上の引張強度と優れた曲げ性および伸びフランジ性とを安定して確保することが困難である。
特許文献３に開示された技術は、９８０ＭＰａ以上の引張強度を安定して確保することが困難であるとともに量産技術への適用が困難である。すなわち、一般に急冷プロセスを有する連続焼鈍炉で熱処理した鋼板に高温の熱処理を施すと強度低下を招いてしまうところ、特に、Ｍｎの拡散が活発となる５００℃以上Ａ１点以下の温度域で熱処理を施す特許文献３に開示された技術においては斯かる傾向が顕著となり、熱処理温度の変動に伴う引張強度の変動が顕著となる。したがって、特許文献３に開示された技術は、材質安定性に欠けるものであり、９８０ＭＰａ以上の引張強度と良好な曲げ性および伸びフランジ性とを安定して確保することが困難である。また、再結晶焼鈍後に再度高温域に保持する熱処理を必要とする製造方法は生産性に劣るため、量産技術への適用は現実的でない。
特許文献４に開示された技術は、量産技術への適用が困難である。すなわち、特許文献３に開示された技術においては、均熱後にＭｓ点以下の温度域まで急冷却するため、鋼板の平坦性が著しく劣化してしまい、後続する溶融亜鉛めっき処理が困難となり、不めっきや外観ムラが散発するようになる。したがって、特許文献４に開示された技術の量産技術への適用は現実的でない。
このように、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有しながら曲げ性および伸びフランジ性に優れる高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することについて幾つかの技術が提案されているが、何れも十分なものとはいえなかった。
本発明は、上述したように従来製造することが困難であった、９８０ＭＰａ以上の極めて高い引張強度を有しながら優れた曲げ性および伸びフランジ性を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。ここで、「優れた曲げ性」とは、試験片の端面をシャー切断ままとし、曲げ角度：９０゜および曲げ内側半径：２．０ｔ（但し、ｔ：試験片の板厚）の曲げ試験を施した際に、試験片の湾曲部の外面および端面において肉眼で割れが確認されない機械特性を有することをいう。また、「優れた伸びフランジ性」とは、下記式（１）で規定される穴拡げ率（ＨＥＲ）が３５％以上である機械特性を有することをいう。
ＨＥＲ＝（Ｄｈ−Ｄ０）／Ｄ０×１００ （１）
ＨＥＲ＝（Ｄｈ−Ｄ０）／Ｄ０×１００ （１）
ここで、Ｄ０は初期穴径（ｍｍ）、Ｄｈは破断後の穴径（ｍｍ）であり、１２．５％のクリアランスで打抜いた直径１０ｍｍ（＝Ｄ０）の円形の打抜き穴を、バリがダイス側となるようにして円筒平底ポンチ（直径：３３ｍｍφ、肩Ｒ：３ｍｍ）で押し拡げ、前記打抜き穴の縁において厚さ方向に貫通する亀裂が発生した際の前記打抜き穴の径（＝Ｄｈ）である。
なお、クリアランスとは、打抜きによって試験片に穴を開けたときの、ダイスとポンチの間隙を試験片の厚さに対する比率で表したものであり、下記式（２）により定義される。
ｃ＝（ｄｄ−ｄｐ）／２ｔ×１００ （２）
ｃ＝（ｄｄ−ｄｐ）／２ｔ×１００ （２）
ここで、ｃはクリアランス（％）、ｄｄは打抜きダイスの内径（ｍｍ）、ｄｐは打抜きポンチの直径（ｄｐ＝１０ｍｍ）、ｔは試験片の厚さ（ｍｍ）である。
本発明者は、上記課題を解決するために鋭意検討を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき基材である鋼板の化学組成について、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＴｉおよびＢ含有量を極めて限られた範囲に制御するとともに、それに対する最適な製造条件を適用することによって、従来の技術では製造することが困難であった、９８０ＭＰａ以上の極めて高い引張強度を有しながら優れた曲げ性および伸びフランジ性をも有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができるという新知見を得た。
本発明は、上記新知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
（１）鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板は、質量％で、Ｃ：０.０７％超０.１５％以下、Ｓｉ：０.００１％超０．８０％以下、Ｍｎ：２．１％超３.５％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０.０１％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０.００１％以上０.４０％以下、Ｔｉ：０．０３０％以上０.２５％以下、Ｂ：０．００１５％超０.０１０％以下、Ｎ：０.０１％以下、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、面積％で、フェライト：２０％以上６０％以下および残留オーステナイト：０．５％以上３．０％以下を含有し、未再結晶フェライトが０．５％未満であるとともに残部がベイナイトである鋼組織を有し、前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上である機械特性を有することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（１）鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板は、質量％で、Ｃ：０.０７％超０.１５％以下、Ｓｉ：０.００１％超０．８０％以下、Ｍｎ：２．１％超３.５％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０.０１％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０.００１％以上０.４０％以下、Ｔｉ：０．０３０％以上０.２５％以下、Ｂ：０．００１５％超０.０１０％以下、Ｎ：０.０１％以下、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、面積％で、フェライト：２０％以上６０％以下および残留オーステナイト：０．５％以上３．０％以下を含有し、未再結晶フェライトが０．５％未満であるとともに残部がベイナイトである鋼組織を有し、前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上である機械特性を有することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（２）前記化学組成が、質量％で、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．１２％以下、Ｃｕ：０.５％以下およびＮｉ：０．５％以下からなる群から選ばれた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上記（１）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（３）前記化学組成が、質量％で、Ｃａ：０.０１％以下、Ｍｇ：０.０１％以下、ＲＥＭ：０.０１％以下およびＺｒ：０.０１％以下からなる群から選ばれた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上記（１）または上記（２）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（４）前記化学組成が、質量％で、Ｂｉ：０.０５％以下をさらに含有することを特徴とする上記（１）から上記（３）のいずれか１項に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（５）下記工程（Ａ）〜（Ｃ）を備えることを特徴とする上記１から上記４までのいずれか１項に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法：
（Ａ）鋼材を１１００℃以上１３００℃以下として熱間圧延を施し、８００℃以上１０００℃以下の温度域で熱間圧延を完了し、４００℃以上６８０℃以下の温度域で巻き取って熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱延鋼板に、酸洗および冷間圧延を施して冷延鋼板とする酸洗・冷間圧延工程；および
（Ｃ）前記冷延鋼板に、１００℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度を１℃／秒以上５０℃／秒以下として加熱し、次いで７２０℃以上８００℃以下の温度域に２０秒間以上１６０秒間以下保持し、さらに下記式（ｉ）により規定されるＴ（℃）以上かつ８１０℃以上９５０℃以下の温度域に５秒間以上１５０秒間以下保持した後、５８０℃以上７５０℃以下の温度域における平均冷却速度を３℃／秒以上３０℃／秒以下として４００℃以上５６０℃以下の温度域まで冷却し、引き続いて、４００℃以上５４０℃以下の温度域にめっき浴浸漬時および合金化処理時を含めて２５秒間以上５００秒間以下保持するとともに５００℃以上５４０℃以下の温度域で合金化処理を施し、さらに３００℃以上５００℃以下の温度域に２０秒間以上５０秒間以下保持し、室温まで冷却して合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする連続溶融亜鉛めっき工程。
Ｔ＝９１０−２０３×（Ｃ０．５）−１５．２×Ｎｉ＋４４．７×Ｓｉ
＋１０４×Ｖ＋３１．５×Ｍｏ−３０×Ｍｎ−１１×Ｃｒ−２０×Ｃｕ
＋７００×Ｐ＋４００×Ａｌ＋５０×Ｔｉ （ｉ）
ここで、式中における元素記号は前記鋼材における各元素の含有量（単位：質量％）を示す。
（Ａ）鋼材を１１００℃以上１３００℃以下として熱間圧延を施し、８００℃以上１０００℃以下の温度域で熱間圧延を完了し、４００℃以上６８０℃以下の温度域で巻き取って熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱延鋼板に、酸洗および冷間圧延を施して冷延鋼板とする酸洗・冷間圧延工程；および
（Ｃ）前記冷延鋼板に、１００℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度を１℃／秒以上５０℃／秒以下として加熱し、次いで７２０℃以上８００℃以下の温度域に２０秒間以上１６０秒間以下保持し、さらに下記式（ｉ）により規定されるＴ（℃）以上かつ８１０℃以上９５０℃以下の温度域に５秒間以上１５０秒間以下保持した後、５８０℃以上７５０℃以下の温度域における平均冷却速度を３℃／秒以上３０℃／秒以下として４００℃以上５６０℃以下の温度域まで冷却し、引き続いて、４００℃以上５４０℃以下の温度域にめっき浴浸漬時および合金化処理時を含めて２５秒間以上５００秒間以下保持するとともに５００℃以上５４０℃以下の温度域で合金化処理を施し、さらに３００℃以上５００℃以下の温度域に２０秒間以上５０秒間以下保持し、室温まで冷却して合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする連続溶融亜鉛めっき工程。
Ｔ＝９１０−２０３×（Ｃ０．５）−１５．２×Ｎｉ＋４４．７×Ｓｉ
＋１０４×Ｖ＋３１．５×Ｍｏ−３０×Ｍｎ−１１×Ｃｒ−２０×Ｃｕ
＋７００×Ｐ＋４００×Ａｌ＋５０×Ｔｉ （ｉ）
ここで、式中における元素記号は前記鋼材における各元素の含有量（単位：質量％）を示す。
本発明により、９８０ＭＰａ以上の極めて高い引張強度を有しながら優れた曲げ性および伸びフランジ性を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、産業上、特に、自動車分野において、広範に使用可能である。特に、自動車の車体のようにプレス成形、その中でも、従来適用が困難であった曲げ性および伸びフランジ成形が必要不可欠となる用途に好適である。
以下、本発明を実施するための形態を説明する。
１．化学組成
はじめに、本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき基材である鋼板の化学組成を上述のように規定した理由を説明する。なお、以下の説明において、各元素の含有量を表す「％」は特に断りがない限り質量％を意味する。
１．化学組成
はじめに、本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき基材である鋼板の化学組成を上述のように規定した理由を説明する。なお、以下の説明において、各元素の含有量を表す「％」は特に断りがない限り質量％を意味する。
（Ｃ：０.０７％超０.１５％以下）
Ｃは、鋼板の強度を高める作用を有する元素である。Ｃ含有量が０．０７％以下では９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０.０７％超とする。一方、Ｃ含有量が０.１５％超では伸びフランジ性の劣化が顕著となる。したがって、Ｃ含有量は０.１５％以下とする。冷間圧延時の荷重を低減して生産性を向上させる観点からはＣ含有量を０．１２％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは０．１１％以下である。
Ｃは、鋼板の強度を高める作用を有する元素である。Ｃ含有量が０．０７％以下では９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０.０７％超とする。一方、Ｃ含有量が０.１５％超では伸びフランジ性の劣化が顕著となる。したがって、Ｃ含有量は０.１５％以下とする。冷間圧延時の荷重を低減して生産性を向上させる観点からはＣ含有量を０．１２％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは０．１１％以下である。
（Ｓｉ：０.００１％超０．８０％以下）
Ｓｉは、延性をさほど劣化させることなく、あるいは、延性を向上させて、鋼板の強度を高める作用を有する元素である。また、めっき密着性を高める作用を有する元素でもある。Ｓｉ含有量が０．００１％以下では上記作用を得ることが困難である。したがって、Ｓｉ含有量は０.００１％超とする。Ｓｉ含有量を０.０５％以上にすると、めっき密着性が一層向上する。したがって、Ｓｉ含有量は０.０５％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｉ含有量が０．８０％超では、めっき濡れ性の低下が著しくなり、不めっきが多発する。したがって、Ｓｉ含有量は０．８０％以下とする。
Ｓｉは、延性をさほど劣化させることなく、あるいは、延性を向上させて、鋼板の強度を高める作用を有する元素である。また、めっき密着性を高める作用を有する元素でもある。Ｓｉ含有量が０．００１％以下では上記作用を得ることが困難である。したがって、Ｓｉ含有量は０.００１％超とする。Ｓｉ含有量を０.０５％以上にすると、めっき密着性が一層向上する。したがって、Ｓｉ含有量は０.０５％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｉ含有量が０．８０％超では、めっき濡れ性の低下が著しくなり、不めっきが多発する。したがって、Ｓｉ含有量は０．８０％以下とする。
（Ｍｎ：２．１％超３.５％以下）
Ｍｎは、鋼板の強度を高める作用を有する元素である。Ｍｎ含有量が２．１％以下では、９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。したがって、Ｍｎ含有量は２．１％超とする。Ｍｎ含有量を２．３％以上にすると、連続溶融亜鉛めっき設備における製造工程において均熱温度を８８０℃以下とすることが可能となり、これにより、均熱炉の損傷を抑制するとともに生産性を向上させることが可能となる。このため、Ｍｎ含有量は２．３％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｎ含有量が３.５％超では、バンド組織が発達してしまい曲げ性の劣化が著しくなる。したがって、Ｍｎ含有量は３.５％以下とする。冷間圧延時の荷重を低減して生産性を向上させる観点からは２．７％以下とすることが好ましい。
Ｍｎは、鋼板の強度を高める作用を有する元素である。Ｍｎ含有量が２．１％以下では、９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。したがって、Ｍｎ含有量は２．１％超とする。Ｍｎ含有量を２．３％以上にすると、連続溶融亜鉛めっき設備における製造工程において均熱温度を８８０℃以下とすることが可能となり、これにより、均熱炉の損傷を抑制するとともに生産性を向上させることが可能となる。このため、Ｍｎ含有量は２．３％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｎ含有量が３.５％超では、バンド組織が発達してしまい曲げ性の劣化が著しくなる。したがって、Ｍｎ含有量は３.５％以下とする。冷間圧延時の荷重を低減して生産性を向上させる観点からは２．７％以下とすることが好ましい。
（Ｐ：０．０２％以下）
Ｐは、一般には鋼に不可避的に含有される不純物であるが、固溶強化により鋼板の強度を高める作用を有するので積極的に含有させてもよい。しかし、Ｐ含有量が０．０２％超では溶接性の劣化が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０．０２％以下とする。好ましくは、０.０１２％以下である。上記作用をより確実に得るには、Ｐ含有量を０．００３％以上とすることが好ましい。
Ｐは、一般には鋼に不可避的に含有される不純物であるが、固溶強化により鋼板の強度を高める作用を有するので積極的に含有させてもよい。しかし、Ｐ含有量が０．０２％超では溶接性の劣化が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０．０２％以下とする。好ましくは、０.０１２％以下である。上記作用をより確実に得るには、Ｐ含有量を０．００３％以上とすることが好ましい。
（Ｓ：０.０１以下）
Ｓは、鋼に不可避的に含有される不純物であり、溶接性の観点からは低いほど好ましい。Ｓ含有量が０．０１％超では溶接性の低下が著しくなる。したがって、Ｓ含有量は０.０１％以下とする。好ましくは０.００３％以下、さらに好ましくは０.００１５％以下である。
Ｓは、鋼に不可避的に含有される不純物であり、溶接性の観点からは低いほど好ましい。Ｓ含有量が０．０１％超では溶接性の低下が著しくなる。したがって、Ｓ含有量は０.０１％以下とする。好ましくは０.００３％以下、さらに好ましくは０.００１５％以下である。
（ｓｏｌ.Ａｌ：０.００１％以上０.４０％以下）
Ａｌは、鋼を脱酸して鋼材を健全化する作用を有する元素であり、また、Ｔｉ等の炭窒化物形成元素の歩留まりを向上させる作用を有する元素でもある。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０.００１％未満では上記作用を得ることが困難となる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０.００１％以上とする。好ましくは０.０１５％以上である。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０.４０％超では、溶接性の低下が著しくなるとともに、酸化物系介在物が増加して表面性状の劣化が著しくなる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０.４０％以下とする。好ましくは０.０８０％以下である。
Ａｌは、鋼を脱酸して鋼材を健全化する作用を有する元素であり、また、Ｔｉ等の炭窒化物形成元素の歩留まりを向上させる作用を有する元素でもある。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０.００１％未満では上記作用を得ることが困難となる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０.００１％以上とする。好ましくは０.０１５％以上である。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０.４０％超では、溶接性の低下が著しくなるとともに、酸化物系介在物が増加して表面性状の劣化が著しくなる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０.４０％以下とする。好ましくは０.０８０％以下である。
（Ｔｉ：０．０３０％以上０．２５％以下）
Ｔｉは、本発明において重要な元素であり、鋼中に炭化物、窒化物、または炭窒化物である微細な析出物を形成することにより、鋼板の強度を著しく高める作用を有する元素である。そして、Ｃ含有量、Ｍｎ含有量およびＢ含有量を厳格に規定し、さらに、後述するような連続溶融亜鉛めっき処理条件を組み合わせることによって、９８０ＭＰａ以上の極めて高い引張強度を有しながら優れた曲げ性および伸びフランジ性を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることが可能となる。Ｔｉ含有量が０．０３０％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、Ｔｉ含有量は０．０３０％以上とする。一方、Ｔｉ含有量が０.２５％超では、上記析出物が粗大化してしまい、鋼板の強度を著しく高める作用を得ることが困難となり、９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。したがって、Ｔｉ含有量は０.２５％以下とする。
Ｔｉは、本発明において重要な元素であり、鋼中に炭化物、窒化物、または炭窒化物である微細な析出物を形成することにより、鋼板の強度を著しく高める作用を有する元素である。そして、Ｃ含有量、Ｍｎ含有量およびＢ含有量を厳格に規定し、さらに、後述するような連続溶融亜鉛めっき処理条件を組み合わせることによって、９８０ＭＰａ以上の極めて高い引張強度を有しながら優れた曲げ性および伸びフランジ性を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることが可能となる。Ｔｉ含有量が０．０３０％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、Ｔｉ含有量は０．０３０％以上とする。一方、Ｔｉ含有量が０.２５％超では、上記析出物が粗大化してしまい、鋼板の強度を著しく高める作用を得ることが困難となり、９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。したがって、Ｔｉ含有量は０.２５％以下とする。
（Ｂ：０．００１５％超０.０１０％以下）
Ｂは、本発明において重要な元素であり、ひずみが界面に集中するのを抑制することにより曲げ部の割れの発生を抑制して、鋼板の曲げ性を高める作用を有する。Ｂ含有量が０．００１５％以下では、上記作用による効果を得ることが困難となる。したがって、Ｂ含有量は０．００１５％超とする。一方、Ｂ含有量が０.０１０％超では、Ｂを含む酸化物が鋼板表面に生成して表面性状が劣化する。したがって、Ｂ含有量は０.０１０％以下とする。
Ｂは、本発明において重要な元素であり、ひずみが界面に集中するのを抑制することにより曲げ部の割れの発生を抑制して、鋼板の曲げ性を高める作用を有する。Ｂ含有量が０．００１５％以下では、上記作用による効果を得ることが困難となる。したがって、Ｂ含有量は０．００１５％超とする。一方、Ｂ含有量が０.０１０％超では、Ｂを含む酸化物が鋼板表面に生成して表面性状が劣化する。したがって、Ｂ含有量は０.０１０％以下とする。
（Ｎ：０.０１％以下）
Ｎは、鋼に不可避的に含有される不純物であり、伸びフランジ性の観点からは低いほど好ましい。Ｎ含有量が０．０１％超では伸びフランジ性の低下が著しくなる。したがって、Ｎ含有量は０.０１％以下とする。好ましくは０.００６％以下である。
Ｎは、鋼に不可避的に含有される不純物であり、伸びフランジ性の観点からは低いほど好ましい。Ｎ含有量が０．０１％超では伸びフランジ性の低下が著しくなる。したがって、Ｎ含有量は０.０１％以下とする。好ましくは０.００６％以下である。
（Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．１２％以下、Ｃｕ：０.５％以下およびＮｉ：０.５％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上）
これらの元素は、いずれも鋼板の強度を高める作用を有する元素である。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかしながら、ＮｂおよびＶについては、それぞれ０．１％を超えて含有させると熱間圧延および冷間圧延が困難になる。また、Ｃｒは１．０％を超えて含有させても、そして、ＣｕおよびＮｉはそれぞれ０.５％を超えて含有させても、上記作用による効果は飽和して経済的に不利となり、また、熱間圧延や冷間圧延が困難となる。また、Ｍｏは０．１２％を超えて含有させると、フェライト変態が過度に抑制され、目的とする鋼組織が得られずに降伏強度が過度に高くなる場合がある。したがって、各元素の含有量はそれぞれ上記のとおりとする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｎｂ：０.００３％以上、Ｖ：０.００３％以上、Ｃｒ：０.００５％以上、Ｍｏ：０.００５％以上、Ｃｕ：０.００５％以上およびＮｉ：０.００５％以上の少なくとも一つを満足させることが好ましい。
これらの元素は、いずれも鋼板の強度を高める作用を有する元素である。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかしながら、ＮｂおよびＶについては、それぞれ０．１％を超えて含有させると熱間圧延および冷間圧延が困難になる。また、Ｃｒは１．０％を超えて含有させても、そして、ＣｕおよびＮｉはそれぞれ０.５％を超えて含有させても、上記作用による効果は飽和して経済的に不利となり、また、熱間圧延や冷間圧延が困難となる。また、Ｍｏは０．１２％を超えて含有させると、フェライト変態が過度に抑制され、目的とする鋼組織が得られずに降伏強度が過度に高くなる場合がある。したがって、各元素の含有量はそれぞれ上記のとおりとする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｎｂ：０.００３％以上、Ｖ：０.００３％以上、Ｃｒ：０.００５％以上、Ｍｏ：０.００５％以上、Ｃｕ：０.００５％以上およびＮｉ：０.００５％以上の少なくとも一つを満足させることが好ましい。
（Ｃａ：０.０１％以下、Ｍｇ：０.０１％以下、ＲＥＭ：０.０１％以下およびＺｒ：０.０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上）
これらの元素は、いずれも介在物制御、特に介在物の微細分散化に寄与し、曲げ性を高める作用を有する元素である。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかしながら、いずれも０．０１％を超えて含有させると表面性状の劣化が顕在化する場合がある。したがって、各元素の含有量はそれぞれ上記のとおりとする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、これらの元素の少なくとも一つの含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。
これらの元素は、いずれも介在物制御、特に介在物の微細分散化に寄与し、曲げ性を高める作用を有する元素である。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかしながら、いずれも０．０１％を超えて含有させると表面性状の劣化が顕在化する場合がある。したがって、各元素の含有量はそれぞれ上記のとおりとする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、これらの元素の少なくとも一つの含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。
ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、上記ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。
（Ｂｉ：０.０５％以下）
Ｂｉは、曲げ性を高める作用を有する元素である。したがって、含有させてもよい。しかしながら、０．０５％を超えて含有させると、熱間加工性が劣化して、熱間圧延が困難になる。したがって、Ｂｉ含有量は０.０５％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０．０００３％以上とすることが好ましい。
Ｂｉは、曲げ性を高める作用を有する元素である。したがって、含有させてもよい。しかしながら、０．０５％を超えて含有させると、熱間加工性が劣化して、熱間圧延が困難になる。したがって、Ｂｉ含有量は０.０５％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０．０００３％以上とすることが好ましい。
２．鋼組織
次に、本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき基材である鋼板の鋼組織について説明する。
次に、本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき基材である鋼板の鋼組織について説明する。
（フェライトの面積率：２０％以上６０％以下）
フェライトは、延性を向上させるとともに、降伏強度を低下させる作用を有する。フェライトの面積率が２０％未満では、降伏強度が高くなり、しわが発生したり、スプリングバックが大きくなることによる形状不良の問題が顕在化したりする場合がある。したがって、フェライトの面積率は２０％以上とする。一方、フェライトの面積率が６０％超では、上述したように、鋼板の引張強度が９８０ＭＰａ以上になると伸びフランジ性の劣化が著しくなる。したがって、フェライトの面積率は６０％以下とする。
フェライトは、延性を向上させるとともに、降伏強度を低下させる作用を有する。フェライトの面積率が２０％未満では、降伏強度が高くなり、しわが発生したり、スプリングバックが大きくなることによる形状不良の問題が顕在化したりする場合がある。したがって、フェライトの面積率は２０％以上とする。一方、フェライトの面積率が６０％超では、上述したように、鋼板の引張強度が９８０ＭＰａ以上になると伸びフランジ性の劣化が著しくなる。したがって、フェライトの面積率は６０％以下とする。
（残留オーステナイトの面積率：０．５％以上３．０％以下）
残留オーステナイトは、ＴｉおよびＢを含有する高強度鋼において降伏強度を低下させる作用を有する。残留オーステナイトの面積率が０．５％未満では、降伏強度が高くなり、しわが発生したり、スプリングバックが大きくなることによる形状不良の問題が顕在化したりする場合がある。したがって、残留オーステナイトの面積率は０．５％以上とする。一方、残留オーステナイトの面積率が３．０％超では、プレス成形が施されると変態して非常に硬質なマルテンサイトとなり、不均一変形を助長し、曲げ成形や伸びフランジ成形において割れを誘発する。したがって、残留オーステナイトの面積率は３．０％以下とする。
残留オーステナイトは、ＴｉおよびＢを含有する高強度鋼において降伏強度を低下させる作用を有する。残留オーステナイトの面積率が０．５％未満では、降伏強度が高くなり、しわが発生したり、スプリングバックが大きくなることによる形状不良の問題が顕在化したりする場合がある。したがって、残留オーステナイトの面積率は０．５％以上とする。一方、残留オーステナイトの面積率が３．０％超では、プレス成形が施されると変態して非常に硬質なマルテンサイトとなり、不均一変形を助長し、曲げ成形や伸びフランジ成形において割れを誘発する。したがって、残留オーステナイトの面積率は３．０％以下とする。
（未再結晶フェライトの面積率：０.５％未満）
未再結晶フェライトの面積率が０.５％以上では、引張強度が９８０ＭＰａ以上となる領域で、安定した引張強度と目的とする曲げ性および伸びフランジ性とを得ることが困難である。したがって、未再結晶フェライトの面積率は０.５％未満とする（０％の場合も含む）。ここで、本発明において「未再結晶フェライト」とは、顕微鏡観察によって確認される圧延方向に伸長した相をいう。
未再結晶フェライトの面積率が０.５％以上では、引張強度が９８０ＭＰａ以上となる領域で、安定した引張強度と目的とする曲げ性および伸びフランジ性とを得ることが困難である。したがって、未再結晶フェライトの面積率は０.５％未満とする（０％の場合も含む）。ここで、本発明において「未再結晶フェライト」とは、顕微鏡観察によって確認される圧延方向に伸長した相をいう。
３．合金化溶融亜鉛めっき層
本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の合金化溶融亜鉛めっき層の化学組成は特に限定されないが、以下の条件を満足することが好ましい。
本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の合金化溶融亜鉛めっき層の化学組成は特に限定されないが、以下の条件を満足することが好ましい。
（Ｆｅ：８質量％以上１５質量％以下）
合金化溶融亜鉛めっき層中のＦｅ含有量を８質量％以上とすることにより、合金化処理後のめっき層の表層部における軟質部位の形成が抑制され、摺動性が高まってめっき層が基材である鋼板との界面から剥離することによるフレーク状の剥離が抑制される。したがって、Ｆｅ含有量は８質量％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは９.５質量％以上である。一方、Ｆｅ含有量を１５質量％以下にすると、鋼板に曲げ加工が施された際に曲げ部の内側で合金化溶融亜鉛めっき層が圧縮変形を受けることによって生じるパウダリング剥離が抑制される。したがって、Ｆｅ含有量は１５質量％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは１４質量％以下である。
合金化溶融亜鉛めっき層中のＦｅ含有量を８質量％以上とすることにより、合金化処理後のめっき層の表層部における軟質部位の形成が抑制され、摺動性が高まってめっき層が基材である鋼板との界面から剥離することによるフレーク状の剥離が抑制される。したがって、Ｆｅ含有量は８質量％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは９.５質量％以上である。一方、Ｆｅ含有量を１５質量％以下にすると、鋼板に曲げ加工が施された際に曲げ部の内側で合金化溶融亜鉛めっき層が圧縮変形を受けることによって生じるパウダリング剥離が抑制される。したがって、Ｆｅ含有量は１５質量％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは１４質量％以下である。
（Ａｌ：０.１５質量％以上０.５０質量％）
溶融亜鉛めっき層中のＡｌ含有量を０.１５質量％以上とすることにより、溶融亜鉛めっき浴中における合金層の発達をより適正に抑制することができ、めっき付着量の制御が容易となる。したがって、Ａｌ含有量は０.１５質量％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０.２０質量％以上、特に好ましくは０.２５質量％以上である。一方、Ａｌ含有量を０.５０質量％以下とすることにより、適度な合金化速度を確保することができ、通常のライン速度でも５４０℃以下の合金化処理温度で上記Ｆｅ含有量を確保することができ、降伏強度を７００ＭＰａ以下にすることが容易になる。したがって、Ａｌ含有量は０.５０質量％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは０.４５質量％以下、特に好ましくは０.４０質量％以下である。
溶融亜鉛めっき層中のＡｌ含有量を０.１５質量％以上とすることにより、溶融亜鉛めっき浴中における合金層の発達をより適正に抑制することができ、めっき付着量の制御が容易となる。したがって、Ａｌ含有量は０.１５質量％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０.２０質量％以上、特に好ましくは０.２５質量％以上である。一方、Ａｌ含有量を０.５０質量％以下とすることにより、適度な合金化速度を確保することができ、通常のライン速度でも５４０℃以下の合金化処理温度で上記Ｆｅ含有量を確保することができ、降伏強度を７００ＭＰａ以下にすることが容易になる。したがって、Ａｌ含有量は０.５０質量％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは０.４５質量％以下、特に好ましくは０.４０質量％以下である。
（その他）
溶融亜鉛めっき層中へは、合金化処理過程において、母材からＳｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭ、Ｂｉ等がとりこまれるが、通常の条件で溶融めっきおよび合金化処理した際にめっき層中にとりこまれる範囲内であれば、めっき品質に悪影響を及ぼさないので、問題ない。ここでいう通常のめっき条件とは、後述するように、めっき浴温度が４００℃以上４９０℃以下で、鋼板の侵入温度が４００℃以上５００℃以下、合金化温度が５００℃以上６００℃以下である。
溶融亜鉛めっき層中へは、合金化処理過程において、母材からＳｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭ、Ｂｉ等がとりこまれるが、通常の条件で溶融めっきおよび合金化処理した際にめっき層中にとりこまれる範囲内であれば、めっき品質に悪影響を及ぼさないので、問題ない。ここでいう通常のめっき条件とは、後述するように、めっき浴温度が４００℃以上４９０℃以下で、鋼板の侵入温度が４００℃以上５００℃以下、合金化温度が５００℃以上６００℃以下である。
４．製造方法
次に、上記の特徴を有する本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の好ましい製造方法について説明する。
次に、上記の特徴を有する本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の好ましい製造方法について説明する。
（Ａ）熱間圧延工程
上述した鋼組成を有する溶鋼を転炉、電気炉等の常法の溶製方法で溶製し、連続鋳造法でスラブ等の鋼材とするのが好ましい。なお、連続鋳造法に代えて、造塊法、薄スラブ鋳造法などを採用してもよい。この鋼材に熱間圧延を施し熱延鋼板とする。熱間圧延は、鋳造された鋼材を室温まで冷却せず温片のまま加熱炉に装入して加熱した後に圧延する直送圧延、または、わずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直接圧延、または、鋼材を一旦冷却した後に再加熱して圧延する再加熱圧延の何れでもよい。このとき、熱間圧延工程が粗圧延工程と仕上圧延工程とからなる場合には、粗圧延後仕上圧延前の粗バーに対して誘導加熱等により全長の温度均一化を図ると、特性変動を抑制することができるので好ましい。
上述した鋼組成を有する溶鋼を転炉、電気炉等の常法の溶製方法で溶製し、連続鋳造法でスラブ等の鋼材とするのが好ましい。なお、連続鋳造法に代えて、造塊法、薄スラブ鋳造法などを採用してもよい。この鋼材に熱間圧延を施し熱延鋼板とする。熱間圧延は、鋳造された鋼材を室温まで冷却せず温片のまま加熱炉に装入して加熱した後に圧延する直送圧延、または、わずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直接圧延、または、鋼材を一旦冷却した後に再加熱して圧延する再加熱圧延の何れでもよい。このとき、熱間圧延工程が粗圧延工程と仕上圧延工程とからなる場合には、粗圧延後仕上圧延前の粗バーに対して誘導加熱等により全長の温度均一化を図ると、特性変動を抑制することができるので好ましい。
（熱間圧延に供する鋼材の温度：１１００℃以上１３００℃以下）
熱間圧延に供する鋼材の温度は、１１００℃以上１３００℃以下とする。
本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、Ｔｉ等の微細析出物を分散させることによって目的とする引張強度を確保する。したがって、熱間圧延に供する段階においてＴｉ等を固溶状態とする必要がある。熱間圧延に供する鋼材の温度が１１００℃未満では、Ｔｉ等を固溶状態とすることが困難な場合がある。したがって、熱間圧延に供する鋼材の温度は１１００℃以上とする。一方、熱間圧延に供する鋼材の温度を１３００℃超としても、Ｔｉ等を固溶状態とする効果が飽和するだけでなく、スケールロス増加による歩留まりの低下が著しくなる。したがって、熱延鋼板に供する鋼材の温度は１３００℃以下とする。熱間圧延に供する際に１１００℃以上１３００℃の温度域に保持する時間は特に規定しないが、Ｔｉ等をより確実に固溶状態とするために１０分間以上とすることが好ましく、３０分間以上とすることがさらに好ましい。また、過度のスケールロスを抑制するために１０時間以下とすることが好ましく、５時間以下とすることがさらに好ましい。なお、直送圧延または直接圧延を行う場合であって、Ｔｉ等が固溶状態にある場合には、加熱処理を施さずにそのまま熱間圧延に供してもよい。
熱間圧延に供する鋼材の温度は、１１００℃以上１３００℃以下とする。
本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、Ｔｉ等の微細析出物を分散させることによって目的とする引張強度を確保する。したがって、熱間圧延に供する段階においてＴｉ等を固溶状態とする必要がある。熱間圧延に供する鋼材の温度が１１００℃未満では、Ｔｉ等を固溶状態とすることが困難な場合がある。したがって、熱間圧延に供する鋼材の温度は１１００℃以上とする。一方、熱間圧延に供する鋼材の温度を１３００℃超としても、Ｔｉ等を固溶状態とする効果が飽和するだけでなく、スケールロス増加による歩留まりの低下が著しくなる。したがって、熱延鋼板に供する鋼材の温度は１３００℃以下とする。熱間圧延に供する際に１１００℃以上１３００℃の温度域に保持する時間は特に規定しないが、Ｔｉ等をより確実に固溶状態とするために１０分間以上とすることが好ましく、３０分間以上とすることがさらに好ましい。また、過度のスケールロスを抑制するために１０時間以下とすることが好ましく、５時間以下とすることがさらに好ましい。なお、直送圧延または直接圧延を行う場合であって、Ｔｉ等が固溶状態にある場合には、加熱処理を施さずにそのまま熱間圧延に供してもよい。
（圧延完了温度：８００℃以上１０００℃以下）
圧延完了温度は８００℃以上１０００℃以下とする。圧延完了温度が８００℃未満では、圧延時の変形抵抗が大きく、操業が困難となる。したがって、圧延完了温度は８００℃以上とする。一方、圧延完了温度が１０００℃超では、粒界酸化が顕著となり、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面性状の劣化が著しくなる。したがって、圧延完了温度は１０００℃以下とする。
圧延完了温度は８００℃以上１０００℃以下とする。圧延完了温度が８００℃未満では、圧延時の変形抵抗が大きく、操業が困難となる。したがって、圧延完了温度は８００℃以上とする。一方、圧延完了温度が１０００℃超では、粒界酸化が顕著となり、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面性状の劣化が著しくなる。したがって、圧延完了温度は１０００℃以下とする。
（巻取温度：４００℃以上６８０℃以下）
巻取温度は４００℃以上６８０℃以下とする。巻取温度が４００℃未満では、硬質なベイナイトやマルテンサイトが生成し、その後の冷間圧延が困難となる。したがって、巻取温度は４００℃以上とする。好ましくは５００℃以上である。一方、巻取温度が６８０℃超では、粒界酸化が顕著となり、溶融亜鉛めっき鋼板の表面性状の劣化が著しくなる。したがって、巻取温度は６８０℃以下とする。好ましくは６００℃以下である。
巻取温度は４００℃以上６８０℃以下とする。巻取温度が４００℃未満では、硬質なベイナイトやマルテンサイトが生成し、その後の冷間圧延が困難となる。したがって、巻取温度は４００℃以上とする。好ましくは５００℃以上である。一方、巻取温度が６８０℃超では、粒界酸化が顕著となり、溶融亜鉛めっき鋼板の表面性状の劣化が著しくなる。したがって、巻取温度は６８０℃以下とする。好ましくは６００℃以下である。
（Ｂ）酸洗・冷間圧延工程
熱延鋼板は常法により酸洗を施された後に冷間圧延が行われ、冷延鋼板とされる。
酸洗の前または後に０〜５％程度の軽度の圧延を行って形状を修正すると、平坦確保の点で有利となるので好ましい。また、酸洗前に軽度の圧延を行うことより酸洗性が向上し、表面濃化元素の除去が促進され、めっき密着性を向上させる効果がある。
熱延鋼板は常法により酸洗を施された後に冷間圧延が行われ、冷延鋼板とされる。
酸洗の前または後に０〜５％程度の軽度の圧延を行って形状を修正すると、平坦確保の点で有利となるので好ましい。また、酸洗前に軽度の圧延を行うことより酸洗性が向上し、表面濃化元素の除去が促進され、めっき密着性を向上させる効果がある。
連続溶融亜鉛めっき後の鋼板の組織を微細化する観点からは、冷間圧延の圧下率は３０％以上とすることが好ましい。また、冷間圧延中の破断を抑制する観点からは、冷間圧延の圧下率は７０％以下とすることが好ましい。
（Ｃ）連続溶融亜鉛めっき工程
本発明では、Ｍｎを多量に含有させ、さらにＴｉとＢとを含有させているため、加工フェライトの再結晶は著しく抑制される。さらに、Ｔｉはフェライト変態を促進し、Ｂはフェライト変態を抑制する作用を有する。したがって、鋼組織におけるフェライトの面積率を好適な範囲として高い引張強度と優れた曲げ性および伸びフランジ性とを確保するには、連続溶融亜鉛めっき工程における条件が極めて重要となる。したがって、以下のような連続溶融亜鉛めっき処理条件にて処理を行うことが、目的とする性能の鋼板を得る観点から好ましい。
本発明では、Ｍｎを多量に含有させ、さらにＴｉとＢとを含有させているため、加工フェライトの再結晶は著しく抑制される。さらに、Ｔｉはフェライト変態を促進し、Ｂはフェライト変態を抑制する作用を有する。したがって、鋼組織におけるフェライトの面積率を好適な範囲として高い引張強度と優れた曲げ性および伸びフランジ性とを確保するには、連続溶融亜鉛めっき工程における条件が極めて重要となる。したがって、以下のような連続溶融亜鉛めっき処理条件にて処理を行うことが、目的とする性能の鋼板を得る観点から好ましい。
（１００℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度を１℃／秒以上５０℃／秒以下）
均熱温度までの加熱に際しては、１００℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度を１℃／秒以上５０℃／秒以下とする。前記平均加熱速度が１℃／秒未満では生産性の低下が著しくなる。したがって、前記平均加熱速度は１℃／秒以上とする。一方、前記平均加熱速度が５０℃／秒超では、連続溶融亜鉛めっき工程における温度制御が困難となり、安定した引張強度を確保することが困難となる。したがって、前記平均加熱速度は５０℃／秒以下とする。
均熱温度までの加熱に際しては、１００℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度を１℃／秒以上５０℃／秒以下とする。前記平均加熱速度が１℃／秒未満では生産性の低下が著しくなる。したがって、前記平均加熱速度は１℃／秒以上とする。一方、前記平均加熱速度が５０℃／秒超では、連続溶融亜鉛めっき工程における温度制御が困難となり、安定した引張強度を確保することが困難となる。したがって、前記平均加熱速度は５０℃／秒以下とする。
（７２０℃以上８００℃以下の温度域に２０秒間以上１６０秒間以下保持）
均熱温度までの加熱に際しては、７２０℃以上８００℃以下の温度域に２０秒間以上１６０秒間以下保持する。均熱までの加熱過程において７２０℃以上８００℃以下の温度域における保持は、Ｍｎの界面拡散による分配を促進するためであり、これにより、後続する熱処理におけるフェライト変態の制御が可能となり、目的とする鋼組織を確保することができる。上記温度域における保持時間が２０秒間未満では、Ｍｎの界面拡散による分配が不十分となり、後続する熱処理におけるフェライト変態の制御ができず、後述する条件を満たすようにしても目的とするフェライトの面積率を確保することが困難である。したがって、上記温度域における保持時間は２０秒間以上とする。一方、上記温度域における保持時間が１６０秒間超では、粒界酸化が著しくなり、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面性状が劣化する場合がある。したがって、上記温度域における保持時間は１６０秒間以下とする。
均熱温度までの加熱に際しては、７２０℃以上８００℃以下の温度域に２０秒間以上１６０秒間以下保持する。均熱までの加熱過程において７２０℃以上８００℃以下の温度域における保持は、Ｍｎの界面拡散による分配を促進するためであり、これにより、後続する熱処理におけるフェライト変態の制御が可能となり、目的とする鋼組織を確保することができる。上記温度域における保持時間が２０秒間未満では、Ｍｎの界面拡散による分配が不十分となり、後続する熱処理におけるフェライト変態の制御ができず、後述する条件を満たすようにしても目的とするフェライトの面積率を確保することが困難である。したがって、上記温度域における保持時間は２０秒間以上とする。一方、上記温度域における保持時間が１６０秒間超では、粒界酸化が著しくなり、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面性状が劣化する場合がある。したがって、上記温度域における保持時間は１６０秒間以下とする。
（Ｔ（℃）以上かつ８１０℃以上９５０℃以下の温度域に５秒間以上１５０秒間以下保持）
均熱処理は、下記式（１）により規定されるＴ（℃）以上かつ８１０℃以上９５０℃以下の温度域に５秒間以上１５０秒間以下保持することにより行う。
均熱処理は、下記式（１）により規定されるＴ（℃）以上かつ８１０℃以上９５０℃以下の温度域に５秒間以上１５０秒間以下保持することにより行う。
Ｔ＝９１０−２０３×（Ｃ０．５）−１５．２×Ｎｉ＋４４．７×Ｓｉ
＋１０４×Ｖ＋３１．５×Ｍｏ−３０×Ｍｎ−１１×Ｃｒ−２０×Ｃｕ
＋７００×Ｐ＋４００×Ａｌ＋５０×Ｔｉ （１）
ここで、式中における元素記号は前記鋼材における各元素の含有量（単位：質量％）を示す。
＋１０４×Ｖ＋３１．５×Ｍｏ−３０×Ｍｎ−１１×Ｃｒ−２０×Ｃｕ
＋７００×Ｐ＋４００×Ａｌ＋５０×Ｔｉ （１）
ここで、式中における元素記号は前記鋼材における各元素の含有量（単位：質量％）を示す。
均熱温度がＴ（℃）未満または８１０℃未満では、未再結晶が多く残存してしまい、鋼板の引張強度が安定せず、曲げ性が劣化する場合がある。したがって、均熱温度はＴ（℃）以上かつ８１０℃以上とする。一方、均熱温度が９５０℃超では、焼鈍炉の損傷が顕在化するとともに生産性が低下する。したがって、均熱温度は９５０℃以下とする。好ましくは８８０℃以下である。
均熱時間が５秒間未満では、連続溶融亜鉛めっき工程における温度制御が困難となり、安定した引張強度を確保することが困難となる。したがって、均熱時間は５秒間以上とする。一方、均熱時間が１５０秒間超では、生産性が低下するばかりか、粒界酸化が著しくなり、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面性状が劣化する場合がある。
（５８０℃以上７５０℃以下の温度域における平均冷却速度を３℃／秒以上３０℃／秒以下として４００℃以上５６０℃以下の温度域まで冷却）
上記均熱処理の後、５８０℃以上７５０℃以下の温度域における平均冷却速度を３℃／秒以上３０℃／秒以下として４００℃以上５６０℃以下の温度域まで冷却する。５８０℃以上７５０℃以下の温度域における冷却は、フェライト変態を制御して、目的とする鋼組織を確保するために重要である。上記温度域における平均冷却速度が３℃／秒未満ではフェライト変態が過度に進行してしまい、高い引張強度と優れた伸びフランジ性とを両立することが困難となる。したがって、上記温度域における平均冷却速度は３℃／秒以上とする。好ましくは、４℃／秒以上である。一方、上記温度域における平均冷却速度が３０℃／秒超では、フェライト変態が過度に抑制されてしまい、降伏強度が高くなり、しわが発生したり、スプリングバックが大きくなることによる形状不良の問題が顕在化したりする場合がある。したがって、上記温度域における平均冷却速度が３０℃／秒以下とする。好ましくは２５℃／秒以下である。
上記均熱処理の後、５８０℃以上７５０℃以下の温度域における平均冷却速度を３℃／秒以上３０℃／秒以下として４００℃以上５６０℃以下の温度域まで冷却する。５８０℃以上７５０℃以下の温度域における冷却は、フェライト変態を制御して、目的とする鋼組織を確保するために重要である。上記温度域における平均冷却速度が３℃／秒未満ではフェライト変態が過度に進行してしまい、高い引張強度と優れた伸びフランジ性とを両立することが困難となる。したがって、上記温度域における平均冷却速度は３℃／秒以上とする。好ましくは、４℃／秒以上である。一方、上記温度域における平均冷却速度が３０℃／秒超では、フェライト変態が過度に抑制されてしまい、降伏強度が高くなり、しわが発生したり、スプリングバックが大きくなることによる形状不良の問題が顕在化したりする場合がある。したがって、上記温度域における平均冷却速度が３０℃／秒以下とする。好ましくは２５℃／秒以下である。
本発明では、Ｍｎを多量に含有させ、さらにＢを含有させているため、ベイナイト変態が著しく抑制される。このため、残留オーステナイトの面積率を適正なものとするには冷却後の条件が重要となる。
上記冷却停止温度が４００℃未満では、めっき浴浸漬時の抜熱が大きく、操業が困難となる。したがって、冷却停止温度は４００℃以上とする。一方、冷却停止温度が５６０℃を超えると、ベイナイト変態が十分に進行せず、その結果、残留オーステナイトが過剰に残存してしまい、伸びフランジ性が劣化する場合がある。したがって、冷却停止温度は５６０℃以下とする。なお、溶融亜鉛めっきでは、常法に従って、４００℃以上４９０℃以下の溶融亜鉛めっき浴中に浸漬することにより行う。
（４００℃以上５４０℃以下の温度域にめっき浴浸漬時および合金化処理時を含めて２５秒間以上５００秒間以下保持）
上記冷却の後、溶融亜鉛めっき処理を施し、さらに合金化処理を施すが、この際、４００℃以上５４０℃以下の温度域にめっき浴浸漬時および合金化処理時を含めて２５秒間以上５００秒間以下保持する。４００℃以上５４０℃以下の温度域における保持時間が２５秒間未満では、ベイナイト変態が十分に進行せず、その結果、残留オーステナイトが過剰に残存してしまい、伸びフランジ性が劣化する場合がある。したがって、上記保持時間は２５秒間以上とする。一方、上記保持時間が５００秒間超では、ベイナイト変態が過度に進行してしまい、その結果、適正量の残留オーステナイトを残存させることができず、降伏強度が著しく上昇してしまう場合がある。したがって、上記保持時間は５００秒間以下とする。なお、生産性の観点からは、上記滞在時間を３００秒間以下とすることが好ましい。
上記冷却の後、溶融亜鉛めっき処理を施し、さらに合金化処理を施すが、この際、４００℃以上５４０℃以下の温度域にめっき浴浸漬時および合金化処理時を含めて２５秒間以上５００秒間以下保持する。４００℃以上５４０℃以下の温度域における保持時間が２５秒間未満では、ベイナイト変態が十分に進行せず、その結果、残留オーステナイトが過剰に残存してしまい、伸びフランジ性が劣化する場合がある。したがって、上記保持時間は２５秒間以上とする。一方、上記保持時間が５００秒間超では、ベイナイト変態が過度に進行してしまい、その結果、適正量の残留オーステナイトを残存させることができず、降伏強度が著しく上昇してしまう場合がある。したがって、上記保持時間は５００秒間以下とする。なお、生産性の観点からは、上記滞在時間を３００秒間以下とすることが好ましい。
（５００℃以上５４０℃以下の温度域で合金化処理）
めっき浴浸漬後に合金化処理を施す際の合金化処理温度は５００℃以上５４０℃以下とする。合金化処理温度が５００℃未満では、残留オーステナイトが過剰に残存してしまい、伸びフランジ性が劣化する場合がある。したがって、合金化処理温度は５００℃以上とする。好ましくは５１０℃以上である。一方、合金化処理温度が５４０℃を超えると、適正量の残留オーステナイトを残存させることができず、降伏強度が著しく上昇してしまう場合がある。したがって、合金化処理温度は５４０℃以下とする。好ましくは５３０℃以下である。合金化処理時間は特に規定しないが、好適な合金化度（合金化溶融亜鉛めっき層のＦｅ含有量）を確保する観点からは、５秒間以上６０秒間以下とすることが好ましい。このようにすることにより、合金化度を８質量％以上１５質量％以下とすることが好ましい。
めっき浴浸漬後に合金化処理を施す際の合金化処理温度は５００℃以上５４０℃以下とする。合金化処理温度が５００℃未満では、残留オーステナイトが過剰に残存してしまい、伸びフランジ性が劣化する場合がある。したがって、合金化処理温度は５００℃以上とする。好ましくは５１０℃以上である。一方、合金化処理温度が５４０℃を超えると、適正量の残留オーステナイトを残存させることができず、降伏強度が著しく上昇してしまう場合がある。したがって、合金化処理温度は５４０℃以下とする。好ましくは５３０℃以下である。合金化処理時間は特に規定しないが、好適な合金化度（合金化溶融亜鉛めっき層のＦｅ含有量）を確保する観点からは、５秒間以上６０秒間以下とすることが好ましい。このようにすることにより、合金化度を８質量％以上１５質量％以下とすることが好ましい。
（３００℃以上５００℃以下の温度域に２０秒間以上５０秒間以下保持）
合金化処理後に３００℃以上５００℃以下の温度域に２０秒間以上５０秒間以下保持する。合金化処理後に上記温度域に保持するのは、再びベイナイト変態を緩やかに進行させ、残留オーステナイトの面積率を精緻に制御するためである。上記温度域における保持時間が２０秒間未満ではベイナイト変態を適度に進行させることができずに、残留オーステナイトが過剰に残存してしまい、伸びフランジ性が劣化する場合がある。したがって、上記温度域における保持時間は２０秒間以上とする。一方、上記温度域における保持時間が５０秒間超ではベイナイト変態が過度に進行してしまい、適正量の残留オーステナイトを残存させることができず、降伏強度が著しく上昇してしまう場合がある。したがって、上記温度域における保持時間は５０秒間以下とする。
合金化処理後に３００℃以上５００℃以下の温度域に２０秒間以上５０秒間以下保持する。合金化処理後に上記温度域に保持するのは、再びベイナイト変態を緩やかに進行させ、残留オーステナイトの面積率を精緻に制御するためである。上記温度域における保持時間が２０秒間未満ではベイナイト変態を適度に進行させることができずに、残留オーステナイトが過剰に残存してしまい、伸びフランジ性が劣化する場合がある。したがって、上記温度域における保持時間は２０秒間以上とする。一方、上記温度域における保持時間が５０秒間超ではベイナイト変態が過度に進行してしまい、適正量の残留オーステナイトを残存させることができず、降伏強度が著しく上昇してしまう場合がある。したがって、上記温度域における保持時間は５０秒間以下とする。
連続溶融亜鉛めっき処理後、さらに調質圧延を伸び率０.０５〜１％の範囲で行うことが好ましい。調質圧延によって降伏点伸びが抑制されるとともに、降伏強度が調整される。
さらに、本発明を、実施例を参照しながらより具体的に説明する。
１．評価用鋼板の製造
表１に示す化学成分を有する鋼を転炉で溶製し、連続鋳造により２４５ｍｍ厚のスラブとした。
１．評価用鋼板の製造
表１に示す化学成分を有する鋼を転炉で溶製し、連続鋳造により２４５ｍｍ厚のスラブとした。
得られたスラブを表２に示す条件にて熱間圧延し、２.６ｍｍ厚の熱延鋼板を製板した。
得られた熱延鋼板を酸洗し、冷間圧延し、１.２ｍｍ厚の冷延鋼板を製板した。
得られた冷延鋼板について、連続溶融亜鉛めっき処理における熱履歴を模擬するように、表３に示す条件の熱処理を施して焼鈍冷延鋼板を作製した。すなわち、表３に示す条件にて加熱した後に冷却し、冷却停止温度で冷却後から所定の時間（浸漬前保持時間）保持し、想定めっき浴温である４６０℃まで４秒間かけて冷却し、４６０℃で２秒間保持した。続いて表３に示す合金化処理温度まで４秒間かけて加熱し、合金化処理を模擬するように、各々の合金化処理温度で５秒間保持し、その後、３００℃以上５００℃以下の温度域に表３に示す時間保持し、さらに、平均冷却速度２０℃／秒で室温まで冷却した。このようにして得られた焼鈍冷延鋼板を伸び率０.１％で調質圧延し、各種評価用鋼板を準備した。
得られた冷延鋼板について、連続溶融亜鉛めっき処理における熱履歴を模擬するように、表３に示す条件の熱処理を施して焼鈍冷延鋼板を作製した。すなわち、表３に示す条件にて加熱した後に冷却し、冷却停止温度で冷却後から所定の時間（浸漬前保持時間）保持し、想定めっき浴温である４６０℃まで４秒間かけて冷却し、４６０℃で２秒間保持した。続いて表３に示す合金化処理温度まで４秒間かけて加熱し、合金化処理を模擬するように、各々の合金化処理温度で５秒間保持し、その後、３００℃以上５００℃以下の温度域に表３に示す時間保持し、さらに、平均冷却速度２０℃／秒で室温まで冷却した。このようにして得られた焼鈍冷延鋼板を伸び率０.１％で調質圧延し、各種評価用鋼板を準備した。
本例において作製した焼鈍冷延鋼板は、溶融亜鉛めっきが施されていないが、合金化溶融亜鉛めっき鋼板と同じ熱履歴を受けているので、鋼板の機械的性質は同じ熱履歴を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板と実質的に同一である。
２．評価方法
各種製造条件で得られた焼鈍冷延鋼板に対して、鋼組織を解析し、引張試験、曲げ試験および伸びフランジ試験を実施し、それぞれの機械特性を評価した。各評価の方法は次のとおりである。
各種製造条件で得られた焼鈍冷延鋼板に対して、鋼組織を解析し、引張試験、曲げ試験および伸びフランジ試験を実施し、それぞれの機械特性を評価した。各評価の方法は次のとおりである。
（フェライトの面積率）
各焼鈍冷延鋼板の圧延方向および圧延方向に対して直角方向から試験片を採取し、圧延方向断面、圧延方向に対して直角方向断面の組織を電子顕微鏡で観察し、８ｍｍ２の領域を写真撮影し、画像解析によりフェライトの面積率を調査した。
各焼鈍冷延鋼板の圧延方向および圧延方向に対して直角方向から試験片を採取し、圧延方向断面、圧延方向に対して直角方向断面の組織を電子顕微鏡で観察し、８ｍｍ２の領域を写真撮影し、画像解析によりフェライトの面積率を調査した。
（残留オーステナイトの面積率）
各焼鈍冷延鋼板から２５ｍｍ×２５ｍｍ×板厚１．２ｍｍの試験片を切り出し、この試験片に化学研磨を施して０.３ｍｍ減厚し、化学研磨後の試験片表面に対しＸ線回折を三回実施し、得られたプロファイルを解析し、残留オーステナイトの面積率を平均した値を算出した。
各焼鈍冷延鋼板から２５ｍｍ×２５ｍｍ×板厚１．２ｍｍの試験片を切り出し、この試験片に化学研磨を施して０.３ｍｍ減厚し、化学研磨後の試験片表面に対しＸ線回折を三回実施し、得られたプロファイルを解析し、残留オーステナイトの面積率を平均した値を算出した。
（未再結晶フェライトの面積率）
各焼鈍冷延鋼板の圧延方向および圧延方向に対して直角方向から試験片を採取し、圧延方向断面、圧延方向に対して直角方向断面の組織を電子顕微鏡で観察し、８ｍｍ２の領域を写真撮影し、画像解析により未再結晶フェライトの面積率を調査した。
各焼鈍冷延鋼板の圧延方向および圧延方向に対して直角方向から試験片を採取し、圧延方向断面、圧延方向に対して直角方向断面の組織を電子顕微鏡で観察し、８ｍｍ２の領域を写真撮影し、画像解析により未再結晶フェライトの面積率を調査した。
（引張試験）
各焼鈍冷延鋼板から、圧延方向に直角方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＴＳ（引張強度）およびＹＳ（降伏強度）を測定した。
各焼鈍冷延鋼板から、圧延方向に直角方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＴＳ（引張強度）およびＹＳ（降伏強度）を測定した。
（曲げ試験）
各焼鈍冷延鋼板から、曲げ稜線が圧延方向となるように、圧延方向に対して直角方向が長手方向となる曲げ試験片（幅４０ｍｍ×長さ６０ｍｍ×板厚１．２ｍｍ）を採取した。試験片の端面はシャー切断ままとした。先端に２.４ｍｍの半径を持つ９０゜のポンチで押し込み、曲げ試験を実施し、表面および端面の割れの有無を目視にて確認した。表面および端面のいずれにも割れが無いものを「良好」とし、表面および端面の少なくとも一方に割れがあるものを「不良」とした。
各焼鈍冷延鋼板から、曲げ稜線が圧延方向となるように、圧延方向に対して直角方向が長手方向となる曲げ試験片（幅４０ｍｍ×長さ６０ｍｍ×板厚１．２ｍｍ）を採取した。試験片の端面はシャー切断ままとした。先端に２.４ｍｍの半径を持つ９０゜のポンチで押し込み、曲げ試験を実施し、表面および端面の割れの有無を目視にて確認した。表面および端面のいずれにも割れが無いものを「良好」とし、表面および端面の少なくとも一方に割れがあるものを「不良」とした。
（伸びフランジ試験）
各焼鈍冷延鋼板（幅１００ｍｍ×長さ１００ｍｍ×板厚１．２ｍｍ）の中央に、直径１０ｍｍ（＝Ｄ０）の丸穴を、クリアランスが１２.５％となる条件で打ち抜き、伸びフランジ試験片を作製した。打ち抜き部のバリがダイス側となるようにして、直径３３ｍｍ、肩Ｒ３ｍｍの円筒平底ポンチで押し拡げ、上記丸穴の縁において亀裂が板厚を貫通した直後の穴の直径Ｄｈを測定し、次式で得られるＨＥＲ（穴拡げ率）を算出した。ＨＥＲが３５％以上であるものを「良好」とし、３５％未満のものを「不良」とした。
ＨＥＲ＝（Ｄｈ−Ｄ０）／Ｄ０×１００ （１）
各焼鈍冷延鋼板（幅１００ｍｍ×長さ１００ｍｍ×板厚１．２ｍｍ）の中央に、直径１０ｍｍ（＝Ｄ０）の丸穴を、クリアランスが１２.５％となる条件で打ち抜き、伸びフランジ試験片を作製した。打ち抜き部のバリがダイス側となるようにして、直径３３ｍｍ、肩Ｒ３ｍｍの円筒平底ポンチで押し拡げ、上記丸穴の縁において亀裂が板厚を貫通した直後の穴の直径Ｄｈを測定し、次式で得られるＨＥＲ（穴拡げ率）を算出した。ＨＥＲが３５％以上であるものを「良好」とし、３５％未満のものを「不良」とした。
ＨＥＲ＝（Ｄｈ−Ｄ０）／Ｄ０×１００ （１）
３．評価結果
上記の評価の結果を表４に示す。
上記の評価の結果を表４に示す。
なお、表１〜４において下線を付された数値は、その数値により示される含有量、条件、または機械特性が本発明の範囲外であることを示している。
表４における供試材Ｎｏ.１、４、６、８、１０、１２、１７、２０、２２、２７〜２９および３３は、本発明の条件を全て満足する本発明例の鋼板である。
表４における供試材Ｎｏ.１、４、６、８、１０、１２、１７、２０、２２、２７〜２９および３３は、本発明の条件を全て満足する本発明例の鋼板である。
一方、供試材Ｎｏ.２、１５および１９は、製造条件が本発明で規定する範囲を外れるため、残留オーステナイトの面積率が０.５％以下となった。これらは降伏強度が７００ＭＰａ超であり好ましくなかった。
供試材Ｎｏ.３および１６は、化学組成が発明で規定する範囲を外れるため、曲げ性が悪かった。
供試材Ｎｏ.５は、製造条件が本発明で規定する範囲を外れるため、目的とする引張強度が得られなかった。
供試材Ｎｏ.５は、製造条件が本発明で規定する範囲を外れるため、目的とする引張強度が得られなかった。
供試材Ｎｏ.７および３０は、製造条件が本発明で規定する範囲を外れるため、フェライトの面積率が６０％超となり、伸びフランジ性が悪かった。
供試材Ｎｏ.９、２５、３１および３２は、化学組成が発明で規定する範囲を外れるため、目的とする引張強度が得られなかった。
供試材Ｎｏ.９、２５、３１および３２は、化学組成が発明で規定する範囲を外れるため、目的とする引張強度が得られなかった。
供試材Ｎｏ.１１および２３は、製造条件が本発明で規定する範囲を外れるため、未再結晶フェライトの面積率が０.５０％以上となり、曲げ性と伸びフランジ性に劣っていた。
供試材Ｎｏ.１３、１４、１８および３４は、製造条件が本発明で規定する範囲を外れるため、残留オーステナイトの面積率が３.０％超となり、伸びフランジ性が悪かった。
供試材Ｎｏ.２１は、製造条件が本発明で規定する範囲を外れるため、フェライトの面積率が２０％未満となった。降伏強度は７００ＭＰａ超となり好ましくなかった。
供試材Ｎｏ.２１は、製造条件が本発明で規定する範囲を外れるため、フェライトの面積率が２０％未満となった。降伏強度は７００ＭＰａ超となり好ましくなかった。
供試材Ｎｏ.２４は、化学組成が発明で規定する範囲を外れるため、伸びフランジ性が悪かった。
供試材Ｎｏ.２６は、化学組成が発明で規定する範囲を外れるため、フェライトの面積率が２０％未満となった。降伏強度は７００ＭＰａ超となり好ましくなかった。
供試材Ｎｏ.２６は、化学組成が発明で規定する範囲を外れるため、フェライトの面積率が２０％未満となった。降伏強度は７００ＭＰａ超となり好ましくなかった。
Claims (5)
- 鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、
前記鋼板は、質量％で、Ｃ：０.０７％超０.１５％以下、Ｓｉ：０.００１％超０．８０％以下、Ｍｎ：２．１％超３.５％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０.０１％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０.００１％以上０.４０％以下、Ｔｉ：０．０３０％以上０.２５％以下、Ｂ：０．００１５％超０.０１０％以下、Ｎ：０.０１％以下、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、面積％で、フェライト：２０％以上６０％以下および残留オーステナイト：０．５％以上３．０％以下を含有し、未再結晶フェライトが０．５％未満であるとともに残部がベイナイトである鋼組織を有し、
前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上である機械特性を有することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。 - 前記化学組成が、質量％で、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．１２％以下、Ｃｕ：０.５％以下およびＮｉ：０．５％以下からなる群から選ばれた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に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
- 前記化学組成が、質量％で、Ｃａ：０.０１％以下、Ｍｇ：０.０１％以下、ＲＥＭ：０.０１％以下およびＺｒ：０.０１％以下からなる群から選ばれた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に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
- 前記化学組成が、質量％で、Ｂｉ：０.０５％以下をさらに含有することを特徴とする請求項１から請求項３のいずれか１項に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
- 下記工程（Ａ）〜（Ｃ）を備え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項に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法：
（Ａ）鋼材を１１００℃以上１３００℃以下として熱間圧延を施し、８００℃以上１０００℃以下の温度域で熱間圧延を完了し、４００℃以上６８０℃以下の温度域で巻き取って熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱延鋼板に、酸洗および冷間圧延を施して冷延鋼板とする酸洗・冷間圧延工程；および
（Ｃ）前記冷延鋼板に、１００℃以上７００℃以下の温度域における平均加熱速度を１℃／秒以上５０℃／秒以下として加熱し、次いで７２０℃以上８００℃以下の温度域に２０秒間以上１６０秒間以下保持し、さらに下記式（１）により規定されるＴ（℃）以上かつ８１０℃以上９５０℃以下の温度域に５秒間以上１５０秒間以下保持した後、５８０℃以上７５０℃以下の温度域における平均冷却速度を３℃／秒以上３０℃／秒以下として４００℃以上５６０℃以下の温度域まで冷却し、引き続いて、４００℃以上５４０℃以下の温度域にめっき浴浸漬時および合金化処理時を含めて２５秒間以上５００秒間以下保持するとともに５００℃以上５４０℃以下の温度域で合金化処理を施し、さらに３００℃以上５００℃以下の温度域に２０秒間以上５０秒間以下保持し、室温まで冷却して合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする連続溶融亜鉛めっき工程。
Ｔ＝９１０−２０３×（Ｃ０．５）−１５．２×Ｎｉ＋４４．７×Ｓｉ
＋１０４×Ｖ＋３１．５×Ｍｏ−３０×Ｍｎ−１１×Ｃｒ−２０×Ｃｕ
＋７００×Ｐ＋４００×Ａｌ＋５０×Ｔｉ （１）
ここで、式中における元素記号は前記鋼材における各元素の含有量（単位：質量％）を示す。
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