JP3912181B2 - 深絞り性と伸びフランジ性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
深絞り性と伸びフランジ性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき冷延鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車用鋼板等の使途に有用な深絞り性と伸びフランジ性に優れた引張強さが440MPa以上の複合組織型高張力溶融亜鉛めっき冷延鋼板およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、地球環境の保全という観点から、自動車の燃費改善が要求されている。加えて、車両衝突時に乗員を保護する観点から、自動車車体の安全性向上も要求されている。このようなことから、自動車車体の軽量化と強化の双方を図るための検討が積極的に進められている。
自動車車体の軽量化と強化を同時に満足させるには、部品素材を高強度化することが効果的であると言われており、最近では高張力鋼板が自動車部品に積極的に使用されている。
【０００３】
鋼板を素材とする自動車部品の多くがプレス加工によって成形されるため、自動車用鋼板には優れたプレス成形性を具備していることが必要とされる。しかし、−般に、鋼板を高強度化すると、ランクフォード値（ｒ値）および伸び（El）で表される延性が低下し、また、伸びフランジ性も低下して、プレス成形性が劣化するとともに、降伏応力が上昇して形状凍結性が劣化する傾向がある。特に引張強さ（TS）と伸び（El）との積TS×Elで表される、いわゆる強度伸びバランスの値が大きいほどプレス成形性には有利であり、従来から鋼板の高強度化と共に高延性化が図られてきた。
高強度と高延性を兼ね備えた鋼板については、歪み誘起塑性現象を利用した残留オーステナイト鋼（残留γ鋼）をはじめとしてポリゴナルフェライトとマルテンサイトの２相を有するDual‐Phase鋼（ＤＰ鋼）など、いわゆる複合組織鋼についての開発研究が進められている。
【０００４】
一方、自動車部品には、適用部位によっては高い耐食性も要求されることから、従来より、自動車部品用鋼板として耐食性の優れた種々の表面処理鋼板が用いられている。かかる表面処理鋼板のうち、特に再結晶焼鈍およびめっきを同一ラインで行う連続溶融亜鉛めっき設備において製造される溶融亜鉛めっき鋼板は、優れた耐食性を有するとともに安価な製造が可能であり、また、溶融亜鉛めっき後にさらに加熱処理を施した合金化溶融亜鉛めっき鋼板も製造可能となり、耐食性に加え、溶接性やプレス成形性に優れていることから広く用いられている。
【０００５】
したがって、自動車車体の軽量化および強化をより一層推進するためには、連続合金化溶融亜鉛めっきラインによって、耐食性とプレス成形性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板を開発することが望まれる。
【０００６】
プレス成形性の良好な高張力鋼板の代表例としては、フェライトとマルテンサイトの複合組織からなる複合組織鋼板が挙げられ、特に連続焼鈍後ガスジェット冷却で製造される複合組織鋼板は、降伏応力（YS）が低く、さらに高延性と優れた焼付け硬化性とを兼ね備えている。しかしながら、連続溶融亜鉛めっきラインは、焼鈍設備とめっき設備を連続化して設置するのが一般的である。この連続化されためっき工程の存在により、焼鈍後の冷却はめっき温度で中断され、工程を通じた平均冷却速度も必然的に小さくなる。
【０００７】
したがって、連続溶融亜鉛めっきラインで製造される鋼板では、冷却速度の大きい冷却条件下で生成するマルテンサイトを溶融めっき後の鋼板中に生成させることは難しい。このため、フェライトとマルテンサイトの複合組織を有する高張力溶融亜鉛めっき鋼板を連続溶融亜鉛めっきラインで製造することは、一般には困難である。
また、上記複合組織鋼板は、ランクフォード値（ｒ値）が低く、深絞り成形性に劣るとともに、穴拡げ率（λ）が低く、伸びフランジ成形性に劣るという欠点があった。
【０００８】
こうした不利な条件のもとで、組織強化型溶融亜鉛めっき高張力鋼板を製造する方法としては、CrやMoといった焼入性を高める合金元素を多量に添加した鋼を用い、低温変態相の生成を容易化する方法が一般的である。しかし、前記した合金元素を多量に添加することは製造コストの上昇を招くという問題がある。
【０００９】
また、特公昭62−40405号公報等にて開示されているように、連続溶融亜鉛めっきラインでの焼鈍後やめっき後の冷却における冷却速度を規定することにより、組織強化型溶融亜鉛めっき高張力鋼板を製造する方法も提案されている。しかし、かかる方法は、連続溶融亜鉛めっきラインの設備上の制約から困難を伴う場合があり、この方法によって得られる鋼板の延性についてもさらなる改善が望まれていた。
【００１０】
さらに、複合組織鋼板のランクフォード値（ｒ値）を改善する試みがなされている。例えば特公昭55−10650号公報では、冷間圧延後、再結晶温度〜Ａc3変態点の温度で箱焼鈍を行い、その後、複合組織とするため700〜800℃に加熱した後、焼入れ焼戻しを伴う連続焼鈍を行う技術が開示されている。しかしながら、この方法では、連続焼鈍時に焼入れ焼戻しを行うため降伏応力YSが高く、低い降伏比YRが得られない。なお、ここで降伏比YRは引張強さTSに対する降伏応力YSの比であり、YR＝YS/TSである。この高降伏応力の鋼板はプレス成形が難しく、かつプレス部品の形状凍結性が悪いという欠点がある。
【００１１】
この高降伏応力YSを改善するための方法としては、特開昭55−100934号公報に開示されている。この方法は、高いランクフォード値（r値）を得るためにまず箱焼鈍を行うが、箱焼鈍時の温度をフェライト（α）−オーステナイト（γ）の２相域とし、均熱時にα相からγ相にMnを濃化させる。このMn濃化相は連続焼鈍時に優先的にγ相となり、ガスジェット程度の冷却速度でも混合組織が得られ、さらに降伏応力YSも低い。しかし、この方法では、Mn濃化のためα−γの２相域という比較的高温で長時間の箱焼鈍が必要であり、そのため鋼板間の密着の多発、テンパーカラーの発生および炉体インナーカバーの寿命低下など製造工程上、多くの問題がある。従来、このように高いランクフォード値（ｒ値）と低い降伏応力YSを兼ね備えた高張力鋼板を工業的に安定して製造することは困難であった。
【００１２】
加えて、特公平1-35900号公報では、0.012質量％Ｃ-0.32質量％Si-0.53質量％Mn-0.03質量％Ｐ−0.051質量％Tiの組成の鋼を冷間圧延後、α-γの２相域である870℃に加熱後、100℃／ｓの平均冷却速度にて冷却することにより、r＝1.61、YS＝224MPa、TS=482MPaの非常に高いランクフォード値（ｒ値）と低降伏応力を有する複合組織型冷延鋼板が製造可能となる技術が開示されている。しかしながら、100℃／ｓという高い冷却速度を、通常の連続溶融亜鉛めっきラインで実現することは困難であるため水焼入れ設備が必要となる他、水焼入れした冷延鋼板は、表面処理性の問題も顕在化するため、製造設備上および材質上の問題がある。
【００１３】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の問題を有利に解決するもので、鋼組成として特にＣとＶおよびNbの含有量、および製造条件として特に焼鈍温度を規制することにより、強度伸びバランスに優れ、且つ高いランクフォード値に加えて、伸びフランジ性に優れる複合組織型高張力溶融亜鉛めっき冷延鋼板と、これを安定して製造できる技術を提案することを目的とする。なお、本発明でいう「溶融亜鉛めっき冷延鋼板」とは、溶融亜鉛めっき後に加熱合金化処理を施さない、いわゆる非合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板および溶融亜鉛めっき後に加熱合金化処理を施す、いわゆる合金化溶融亜鉛めっき鋼板の双方を意味する。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記した課題を達成するため、冷延鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を具える溶融亜鉛めっき冷延鋼板のミクロ組織および再結晶集合組織におよぼす合金元素、および焼鈍温度条件の影響について鋭意研究を重ねた。その結果、Ｃ含有量を0.01〜0.05質量％とし、適正範囲のＶ、Nb量を含有することにより、再結晶焼鈍前には、固溶Ｃを極力低減させて{111}再結晶集合組織を発達させることにより、高いランクフォード値（ｒ値）が得られること、また、１次連続焼鈍で750〜950℃の温度域で加熱することにより、ＶおよびNb系炭化物を溶解させて、固溶Ｃを大量に生成できること、および、引き続き２次焼鈍温度を（Ａc3変態点−50℃）〜（Ａc3変態点＋50℃）とすることで、オーステナイト中にＣを濃化させてその後の冷却過程でマルテンサイト相を生成させることにより、高強度にもかかわらず延性に優れ、ランクフォード値が高く、伸びフランジ性も良好な複合組織型高張力溶融亜鉛めっき冷延鋼板が製造可能であることを見出した。
【００１５】
ここで、本発明鋼である複合組織型溶融亜鉛めっき冷延鋼板とは、主相がフェライト相であり、これはポリゴナルフェライトとオーステナイト域からの冷却過程により生成した転位密度の高いベイニチックフェライト相が混在したもので、さらに面積率で１％以上のマルテンサイト相を含む第２相との複合組織を有する溶融亜鉛めっき冷延鋼板である。
【００１６】
まず、本発明者らが行った基礎的な実験結果について説明する。
質量％で、Ｃ：0.02％、Si：0.5％、Mn：2.0％、Ｐ：0.08％、Ｓ：0.005％、Al：0.03％、Ｎ：0.002％を基本組成とし、これにＶ:0.05〜0.10質量％の範囲およびNb：0.001〜0.16質量％の範囲で添加することによって、異なるＶおよびNb含有量を有する種々の鋼素材について、1250℃に加熱−均熱後、仕上圧延終了温度が880℃となるように３パス圧延を行って板厚4.0ｍｍとした。なお、仕上圧延終了後、コイル巻取り処理として650℃×３ｈの保温相当処理を施した。引き続き、圧下率70％の冷間圧延を施して板厚1.2ｍｍとした。ついで、これらの冷延板に、880℃に加熱した後、400℃以下まで平均冷却速度15℃／ｓで冷却する１次連続焼鈍（再結晶焼鈍）を施した。次いで、（Ａc3変態点−50℃）〜（Ａc3変態点＋50℃）の温度域内である850℃に加熱してから450〜500℃の温度域まで平均冷却速度15℃／ｓで冷却する２次連続焼鈍を施した後、Alを0.13質量％含有する溶融亜鉛めっき浴に浸漬してめっきした後、450〜550℃の温度範囲の合金化処理（めっき層中のFe含有率：約10質量％）を施し、その後、15℃／ｓの平均冷却速度で室温まで冷却した。
【００１７】
得られた溶融亜鉛めっき鋼板について、引張試験を実施し引張特性を調査した。引張試験は、JIS5号引張試験片を用いて行った。引張強さTSおよび延性Elは、圧延方向に対して垂直方向に引張試験を行ったときの値である。r値は、圧延方向（ｒL）、圧延方向に45度方向（ｒD）および圧延方向に垂直（90度）方向（ｒc）の平均ｒ値{＝(ｒL ＋ｒc ＋２×ｒD)／４}として求めた。
【００１８】
図1は、ＶとNbの含有量がＣとの関係でr値と強度伸びバランス（TS×El）に及ぼす影響を示した図であり、横軸はＶおよびNbの含有量とＣ含有量の原子比（（Ｖ/51＋Nb/93）／（Ｃ/12））であり、縦軸はr値と強度伸びバランス（TS×El）を上下に分けて示す。
【００１９】
図１から、鋼中のＶおよびNbの含有量をＣとの原子比にして0.5〜2.0の範囲に制限することにより、高いｒ値と高い強度伸びバランスが得られ、高ｒ値と高い延性Elを有する複合組織型溶融亜鉛めっき冷延鋼板が製造可能となることが明らかになった。
【００２０】
つぎに、上記図１で用いた溶融亜鉛めっき冷延鋼板のうち、（Ｖ/51＋Nb/93）／（Ｃ/12）＝1.1の鋼素材（Ａc3変態点：890℃）を熱間圧延し、引き続き酸洗した後、冷間圧延を施し、その後、850℃に加熱した後、400℃まで平均冷却速度15℃／ｓで冷却する１次連続焼鈍（再結晶焼鈍）を施し、760〜960℃の温度範囲に加熱してから450〜500℃の温度域まで平均冷却速度10℃／ｓで冷却する２次連続焼鈍を施した後、Alを0.13質量％含有する溶融亜鉛めっき浴に浸漬してめっきした後、450〜550℃の温度範囲の合金化処理（めっき層中のFe含有率：約10質量％）を施し、その後、平均冷却速度15℃／ｓで室温まで冷却することによって、得られた溶融亜鉛めっき鋼板について、穴拡げ試験を実施し穴拡げ率（λ）を求めて伸びフランジ性を評価した。
【００２１】
穴拡げ試験は、JFST 1001の規定に準拠して、10ｍｍφのポンチで打ち抜いて供試片にポンチ穴を形成したのち、頂角60°の円錐ポンチを用い、ばりが外側になるようにして、板厚を貫通する割れが発生するまで穴拡げを行い、穴拡げ率λを求めた。穴拡げ率λは、λ（％）＝｛（ｄ−ｄ0）／ｄ0｝×100で求めた。なお、ｄ0：初期穴内径、ｄ：割れ発生時の穴内径である。
【００２２】
図２は、2次連続焼鈍温度が穴拡げ率（λ）に及ぼす影響を示した図である。2次連続焼鈍温度を（Ａc3変態点−50℃）〜（Ａc3変態点＋50℃）とすることにより、高い穴拡げ率が得られ、伸びフランジ性に優れた複合組織型溶融亜鉛めっき鋼板が製造可能となることが明らかになった。
【００２３】
本発明の溶融亜鉛めっき冷延鋼板では、１次連続焼鈍過程においては、再結晶焼鈍前には固溶ＣおよびＮが少ないため、{111}再結晶集合組織が強く発達し、高いランクフォード値が得られるとともに、再結晶後にＶおよびNb系炭化物が溶解し、固溶Ｃがオーステナイト相に多量に濃化することにより、その後の冷却過程においてオーステナイト相がマルテンサイト相に変態し、高いランクフォード値を有するフェライト相とマルテンサイト相の複合組織が得られる。この冷延鋼板を、さらに２次焼鈍過程において、（Ａc3変態点−50℃）〜（Ａc3変態点＋50℃）に加熱することにより、固溶Ｃが多量に濃化したオーステナイト相と、固溶Ｃが少ないオーステナイト相およびフェライト相に変態し、その後の冷却過程において固溶Ｃが多量に濃化したオーステナイト相はマルテンサイト相に変態し、固溶Ｃが少ないオーステナイト相は転位密度の高いベイニチックフェライト相に変態することにより、主相がポリゴナルフェライトとベイニチックフェライト相で、第２相がマルテンサイト相の複合組織が得られる。このような組織を有する複合組織鋼板は、主相のポリゴナルフェライトおよびベイニチックフェライト相と、第２相のマルテンサイト相との硬度差が小さくなったため、穴拡げ率が高くなったものと考えられるが、詳細は明らかではない。
【００２４】
本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討して完成されたものであり、本発明の要旨は下記のとおりである。
（１）質量％で
Ｃ:0.01〜0.05％、Si：0.1〜1.0％、Mn:1.0〜3.0％、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:0.005〜0.1％、Ｎ：0.02％以下、Ｖ:0.01〜0.2％およびNb：0.001〜0.2％を含有し、かつ、ＶおよびNbとＣとの含有量（質量％）が、
0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51＋Nb/93）≦２×Ｃ/12
なる関係を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、ポリゴナルフェライト相とベイニチックフェライト相からなるフェライト相と、面積率で１％以上のマルテンサイト相を含む第２相とを有する鋼組織を有し、表面に溶融亜鉛めっき層を具えることを特徴とする、深絞り性と伸びフランジ性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき冷延鋼板。
【００２５】
（２）質量％で
Ｃ:0.01〜0.05％、Si：0.1〜1.0％、Mn:1.0〜3.0％、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:0.005〜0.1％、Ｎ：0.02％以下、Ｖ:0.01〜0.2％、Nb：0.001〜0.2％およびTi：0．001〜0．3％を含有し、かつ、Ｖ、NbおよびTiとＣとの含有量（質量％）が、
0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51＋Nb/93＋Ti/48）≦２×Ｃ/12
なる関係を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、ポリゴナルフェライト相とベイニチックフェライト相からなるフェライト相と、面積率で１％以上のマルテンサイト相を含む第２相とを有する鋼組織を有し、表面に溶融亜鉛めっき層を具えることを特徴とする、深絞り性と伸びフランジ性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき冷延鋼板。
【００２６】
（３）上記組成に加えてさらにMo：0.01〜0.5質量％を含有することを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の深絞り性と伸びフランジ性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき冷延鋼板。
【００２７】
（４）質量％で
Ｃ:0.01〜0.05％、Si：0.1〜1.0％、Mn:1.0〜3.0％、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:0.005〜0.1％、Ｎ：0.02％以下、Ｖ:0.01〜0.2％およびNb：0.001〜0.2％を含有し、かつ、ＶおよびNbとＣとの含有量（質量％）が、
0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51＋Nb/93）≦２×Ｃ/12
なる関係を満たし、残部は Fe および不可避的不純物からなる組成を有する鋼スラブを、熱間圧延し、引き続き酸洗した後、冷間圧延を施し、その後、750℃以上950℃以下に加熱した後、平均冷却速度５℃／ｓ以上で400℃以下まで冷却する１次連続焼鈍を施し、次いで、（Ａc3変態点−50℃）〜（Ａc3変態点＋50℃）で２次連続焼鈍してから溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする、深絞り性と伸びフランジ性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法。
【００２８】
（５）質量％で
Ｃ:0.01〜0.05％、Si：0.1〜1.0％、Mn:1.0〜3.0％、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:0.005〜0.1％、Ｎ：0.02％以下、Ｖ:0.01〜0.2％、Nb：0.001〜0.2％およびTi：0.001〜0.3％を含有し、かつ、Ｖ、NbおよびTiとＣとの含有量（質量％）が、
0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51＋Nb/93＋Ti/48）≦２×Ｃ/12
なる関係を満たし、残部は Fe および不可避的不純物からなる組成を有する鋼スラブを、熱間圧延し、引き続き酸洗した後、冷間圧延を施し、その後、750℃以上950℃以下に加熱した後、平均冷却速度５℃／ｓ以上で400℃以下まで冷却する１次連続焼鈍を施し、次いで、（Ａc3変態点−50℃）〜（Ａc3変態点＋50℃）で２次連続焼鈍してから溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする、深絞り性と伸びフランジ性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法。
【００２９】
（６）鋼スラブは、上記組成に加えてさらにMo：0.01〜0.5質量％を含有することを特徴とする、上記（４）または（５）に記載の深絞り性と伸びフランジ性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００３０】
（７）１次連続焼鈍と２次連続焼鈍の間で、鋼板表面に生成した鋼中成分の濃化層を除去する酸洗処理を施すことを特徴とする、上記（４）、（５）または（６）に記載の深絞り性と伸びフランジ性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法。
【００３１】
【発明の実施の形態】
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強さTSが440MPa以上の深絞り性と伸びフランジ性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき冷延鋼板である。
【００３２】
まず、本発明鋼板の組織について説明する。
本発明の溶融亜鉛めっき冷延鋼板の組織は、転位密度の低いポリゴナルフェライトと転位密度の高いベイニチックフェライト相が混合した主相と、マルテンサイト相を含む第２相との複合組織を有する。また、主相であるポリゴナルフェライトとベイニチックフェライト相は｛111｝集合組織が発達しており、高いランクフォード値を有する。
【００３３】
低い降伏応力（YS）と高い強度伸びバランス（TS×El）を有し、優れた深絞り性と伸びフランジ性を有する溶融亜鉛めっき冷延鋼板とするために、本発明では冷延鋼板の組織を、ポリゴナルフェライト相およびベイニチックフェライト相からなるフェライト相である主相と、マルテンサイト相を含む第２相との複合組織とする必要がある。主相であるポリゴナルフェライト相およびベイニチックフェライト相は、面積率で80％以上とし、且つ主相中のベイニチックフェライト相は組織全体に対する面積率で５％以上含まれていることが好ましい。また、本発明では、ポリゴナルフェライト相は、組織全体に対する面積率で概ね40％以上含まれる。ポリゴナルフェライト相およびベイニチックフェライト相が、面積率で80％未満では、高い強度伸びバランスを確保することが困難となり、プレス成形性が低下する傾向があるからである。また、さらに良好な延性と穴拡げ性が要求される場合には、主相に占めるベイニチックフェライト相の割合が、面積率で10％以上とするのが好ましい。なお、複合組織の利点を利用するため、主相であるポリゴナルフェライト相およびベイニチックフェライト相は99％以下とするのが好ましい。
【００３４】
また、第２相として、本発明では、マルテンサイト相が存在することが必要であり、本発明の鋼板は、マルテンサイト相を組織全体に対する面積率で１％以上含有するような複合組織鋼である。マルテンサイト相が面積率で１％未満では、低い降伏比（YR）と高い強度伸びバランス（TS×El）を同時に満足させることが難しい。なお、第２相は、面積率で１％以上のマルテンサイト相単独としても、あるいは面積率で１％以上のマルテンサイト相と、副相としてそれ以外のパーライト相、ベイナイト相、残留オーステナイト相のいずれかとの混合としてもよい。
【００３５】
次に、本発明溶融亜鉛めっき冷延鋼板の組成を限定した理由について説明する。なお、質量％は単に％と記す。
Ｃ：0.01〜0.05％
Ｃは、鋼板の強度を増加し、さらに主相であるポリゴナルフェライト相およびベイニチックフェライト相と第２相であるマルテンサイト相の複合組織の形成を促進する元素であり、本発明では複合組織形成の観点から0.01％以上含有する必要がある。一方、0.05％を超える含有は、{111}再結晶集合組織の発達を阻害し、深絞り成形性および穴拡げ性を低下させる。このため、本発明では、Ｃ含有量は0.01〜0.05％に限定した。
【００３６】
Si：0.1〜1.0％以下
Siは、鋼板の延性を顕著に低下させることなく、鋼板を高強度化、すなわち強度伸びバランスを向上させることができる有用な強化元素であり、この効果を得るためには、Si含有量は0.1％以上とする必要がある。しかしながら、Si含有量が1.0％を超えると、表面性状、とくにめっき性が悪化する。このため、Si含有量は0.1〜1.0％に限定した。なお、めっき性の観点から、Si含有量は0．7％未満とすることがより好ましい。
【００３７】
Mn：1.0〜3.0％
Mnは、鋼を強化する作用があり、さらに主相であるポリゴナルフェライト相およびベイニチックフェライト相からなるフェライト相と、第２相であるマルテンサイト相との複合組織が得られる臨界冷却速度を低くし、主相であるポリゴナルフェライト相およびベイニチックフェライト相からなるフェライト相と、第２相であるマルテンサイト相の複合組織の形成を促進する作用を有しており、焼鈍後の冷却速度に応じ含有するのが好ましい。臨界冷却速度未満での緩慢な冷却速度ではマルテンサイト相は生成されず、代わりにベイナイト相あるいはパーライト相が生成されるが、第２相にマルテンサイトが存在しない場合、強度伸びバランスが低下する傾向にある。したがって、マルテンサイト相の生成を容易にするため、すなわち臨界冷却速度を低くするためには、Mnの添加が有効となる。また、Mnは、Ｓによる熱間割れを防止する有効な元素であり、含有するＳ量に応じて含有するのが好ましい。このような効果は、Mnを1.0％以上含有させることで顕著となる。一方、Mn含有量が3.0％を超えると、深絞り性および溶接性が劣化する。このため、本発明ではMn含有量は1.0〜3.0％の範囲に限定した。
【００３８】
Ｐ：0.10％以下
Ｐは鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて適宜含有させることができるが、Ｐ含有量が0.10％を超えると、強度伸びバランスが低下するとともに深絞り性が劣化する。このため、Ｐ含有量は0.10％以下に限定した。なお、より優れたプレス成形性が要求される場合には、Ｐ含有量は0.08％以下とするのが好ましい。なお、上記効果を得るため、Ｐは0.005％以上含有することが好ましい。
【００３９】
Ｓ：0.02％以下
Ｓは、鋼板中では介在物として存在し、鋼板の延性、成形性、とくに伸びフランジ性の劣化をもたらす元素であるため、できるだけ低減するのが好ましく、0.02％以下に低減すると、さほど悪影響を及ぼさなくなることから、本発明ではＳ含有量は0.02％を上限とした。なお、より優れた伸びフランジ性が要求される場合には、Ｓ含有量は0.01％以下とするのが好ましく、より好ましくは0.005％以下である。
【００４０】
Al：0.005〜0.1％
Alは、鋼の脱酸元素として添加され、鋼の清浄度を向上させるのに有用な元素であるが、0.005％未満では添加の効果がなく、一方、0.1％を超えて含有してもより一層の脱酸効果は得られず、逆に深絞り性が劣化する．このため、Al含有量は0.005〜0.1％に限定した。なお、本発明では、Al脱酸以外の脱酸方法による溶製方法を排除するものではなく、たとえばTi脱酸やSi脱酸を行ってもよく、これらの脱酸法による鋼板も本発明の範囲に含まれる。その際、CaやREM等を溶鋼に添加しても、本発明鋼板の特徴はなんら阻害されず、CaやREM等を含む鋼板も本発明範囲に含まれるのは勿論である。
【００４１】
Ｎ：0.02％以下
Ｎは、固溶強化や歪時効硬化で鋼板の強度を増加させる元素であるが、0.02％を超えて含有すると、鋼板中に窒化物が増加し、それにより鋼板の深絞り性が顕著に劣化する。このため、Ｎは0.02％以下に限定した。なお、よりプレス成形性の向上が要求される場合にはＮは低減させることが好ましく、0.004％以下とするのが好適である。
【００４２】
Ｖ：0.01〜0.2％ 、Nb：0.001〜0.2％でかつ0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51＋Nb/93）≦２×Ｃ/12の関係を満たすこと
ＶおよびNbは、本発明において最も重要な元素であり、再結晶前には固溶ＣをＶおよびNb系炭化物として析出固定することにより、{111}再結晶集合組織を発達させて高いランクフォード値を得ることができる。さらに、焼鈍時にはＶおよびNb系炭化物を溶解させて固溶Ｃを多量にオーステナイト相に濃化させ、その後の冷却過程においてマルテンサイト変態させることにより、主相であるポリゴナルフェライト相およびベイニチックフェライト相からなるフェライト相と、第２相であるマルテンサイト相との複合組織鋼板を得る。このような効果を奏するには、ＶおよびNbの含有量がそれぞれ0.01％以上および0.001％以上でかつ、Ｃ、Ｖ、Nbの含有量（質量％）が0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51＋Nb/93）の関係を満足することが必要である。一方、ＶおよびNbの少なくとも一方の含有量が0.2％を超えるか、あるいは、Ｃ、Ｖ、Nbの含有量（質量％）が（Ｖ/51＋Nb/93）＞２×Ｃ/12であると、焼鈍時におけるＶおよびNb系炭化物の溶解が起こりにくくなるため、主相であるポリゴナルフェライト相およびベイニチックフェライト相からなるフェライト相と、第２相であるマルテンサイト相との複合組織が得られない。したがって、本発明では、Ｖ：0.01〜0.2％ 、Nb：0.001〜0.2％でかつ0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51＋Nb/93）≦２×Ｃ/12の関係を満たすことに限定した。
【００４３】
また、本発明では、上記した組成に加えて、質量％で、Ti：0.001〜0.3％を含有することが好ましく、この場合には、上記Ｃ、Ｖ、Nbの含有量（質量％）の関係式である0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51＋Nb/93）≦２×Ｃ/12に代えて、上記Ｃ、Ｖ、Nb、Tiの含有量（質量％）の関係式、すなわち0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51＋Nb/93＋Ti/48）≦２×Ｃ/12なる関係式を満たすことが必要である。
Tiは炭化物形成元素であり、再結晶前には固溶ＣをＶ、NbおよびTi系炭化物として析出固定することにより、{111}再結晶集合組織を発達させて高いランクフォード値を得る。さらに、焼鈍時には、Ｖ、NbおよびTi系炭化物を溶解させて固溶Ｃを多量にオーステナイト相に濃化させ、その後の冷却過程においてマルテンサイト変態させることにより、主相であるポリゴナルフェライト相およびベイニチックフェライト相からなるフェライト相と、第２相であるマルテンサイト相との複合組織鋼板を得る。このような効果を奏するには、Ti含有量が0.001％以上でかつ0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51＋Nb/93＋Ti/48）の関係を満足することが必要である。一方、Ti含有量が0.3％を超えるか、あるいは、（Ｖ/51＋Nb/93＋Ti/48）＞２×Ｃ/12であると、焼鈍時における炭化物の溶解が起こりにくくなるため、主相であるポリゴナルフェライト相およびベイニチックフェライト相からなるフェライト相と、第２相であるマルテンサイト相との複合組織が得られない。したがって、Tiを含有する場合には、Ti：0.001〜0.3％であって0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51＋Nb/93＋Ti/48）≦２×Ｃ/12なる関係を満たすことに限定した。
【００４４】
また、本発明では、上記した組成に加えてさらにMo：0.01〜0.5％を含有することが好ましい。
Mo:0.01〜0.5％
MoはMnと同様に、主相であるポリゴナルフェライト相およびベイニチックフェライト相からなるフェライト相と、第２相であるマルテンサイト相との複合組織が得られる臨界冷却速度を低くし、フェライト相とマルテンサイト相の複合組織の形成を促進する作用を有しており、必要に応じて含有できる。その効果は、0.01％以上のMoの含有により発揮される。しかしながら、Mo含有量が0.5％を超えると、深絞り性が低下するため、Mo含有量は0.01〜0.5％に限定した。
【００４５】
なお、本発明では、上記した成分以外の残部は実質的にFeおよび不可避的不純物の組成とすることが好ましいが、Ｂ、Ca、REM等を通常の鋼組成の範囲内であれば含有させてもなんら問題はない。
【００４６】
Ｂは、鋼の焼入性を向上する作用を有する元素であり、必要に応じ含有できる。しかし、Ｂ含有量が0.003％を超えると、効果が飽和するため、Ｂは0.003％以下が好ましい。なお、より望ましい範囲は0.0001〜0.002％である。CaおよびREMは、硫化物系介在物の形態を制御する作用を有し、これにより鋼板の伸びフランジ性を向上させる効果を有する。このような効果は、CaおよびREMのうちから選ばれた１種または２種の含有量が合計で、0.01％を超えると飽和する。このため、CaおよびREMのうちの１種または２種の含有量は、合計で0.01％以下とするのが好ましい。なお、より好ましい範囲は0.001〜0.005％である。
【００４７】
また、その他の不可避的不純物としては、例えばSb、Sn、Zn、Co等が挙げられ、これらの含有量の許容範囲としては、Sb:0.01％以下、Sn：0.1％以下、Zn：0.01％以下、Co：0.1％以下の範囲である。
【００４８】
次に、本発明の溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法について説明する。
本発明の製造方法に用いられる鋼スラブの組成は、上述した溶融亜鉛めっき冷延鋼板の組成と同様であるので、鋼スラブの限定理由の説明については省略する。
本発明の溶融亜鉛めっき冷延鋼板は、上記した範囲内の組成を有する鋼スラブを素材とし、該素材に熱間圧延を施し熱延板とする熱延工程と、該熱延板を酸洗する酸洗工程と、該熱延板に冷間圧延を施し冷延板とする冷延工程と、該冷延板に再結晶焼鈍を施す連続焼鈍工程と、焼鈍および溶融亜鉛めっきを行い溶融亜鉛めっき鋼板とする連続溶融亜鉛めっき工程とを順次施すことにより製造される。また必要に応じて、連続焼鈍工程と連続溶融亜鉛めっき工程の間に、鋼板表面に生成した鋼中成分の濃化層を除去する酸洗を行う工程を施す。
【００４９】
使用する鋼スラブは、成分のマクロ偏析を防止するために連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法で製造してもよい。また、鋼スラブを製造したのち、いったん室温まで冷却し、その後、再度加熱する従来法に加え、冷却しないで、温片のままで加熱炉に挿入する方法や、わずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直送圧延・直接圧延する方法などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
【００５０】
上記した素材（鋼スラブ）を加熱し、熱間圧延を施し熱延板とする熱延工程を施す。熱延工程は所望の板厚の熱延板が製造できる条件であればよく、通常の圧延条件を用いても特に問題はない。なお、参考のため、好適な熱延条件を以下に示しておく。
【００５１】
スラブ加熱温度：900℃以上
スラブ加熱温度は、析出物を粗大化させることにより、{111}再結晶集合組織を発達させ、深絞り性を改善するため、低い方が望ましい。しかし、加熱温度が900℃未満では、圧延荷重が増大し、熱間圧延時におけるトラブル発生の危険性が増大する。このため、スラブ加熱温度は900℃以上にすることが好ましい。また、酸化重量の増加に伴うスケールロスの増大などから、スラブ加熱温度の上限は1300℃とすることがより好適である。なお、スラブ加熱温度を低くし、かつ熱間圧延時のトラブルを防止するといった観点から、シートバーを加熱する、いわゆるシートバーヒーターを活用することは、有効な方法であることは言うまでもない。
【００５２】
仕上圧延終了温度：700℃以上
仕上圧延終了温度（FDT）は、冷間圧延および再結晶焼鈍後に優れた深絞り性が得られる均一な熱延母板組織を得るため、700℃以上にすることが好ましい。すなわち、仕上圧延終了温度が700℃未満では、熱延母板組織が不均一となるとともに、熱間圧延時の圧延負荷が高くなり、熱間圧延時におけるトラブル発生の危険性が増大するからである。
【００５３】
巻取温度：800℃以下
巻取温度は、800℃以下とするのが好ましい。すなわち、巻取温度が800℃を超えると、スケールが増加しスケールロスにより歩留りが低下する傾向があるからである。なお、巻取温度は200℃未満となると、鋼板形状が顕著に乱れ、実際の使用にあたり不具合を生じる危険性が増大するため、巻取温度の下限を200℃とすることがより好適である。
【００５４】
このように、本発明の熱延工程では、鋼スラブを900℃以上に加熱した後、仕上圧延終了温度：700℃以上とする熱間圧延を施し、800℃以下好ましくは200℃以上の巻取温度で巻き取り熱延板とするのが好ましい。
なお、本発明における熱間圧延工程では、熱間圧延時の圧延荷重を低滅するため、仕上圧延の一部または全部のパス間で潤滑圧延としてもよい。加えて、潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化や材質の均一化の観点からも有効である。なお、潤滑圧延の際の摩擦係数は0.10〜0.25の範囲とすることが好ましい。
【００５５】
また、相前後するシートバー同士を接合し、連続的に仕上圧延する連続圧延プロセスとすることが好ましい。連続圧延プロセスを適用することは、熱間圧延の操業安定性の観点からも望ましい。
【００５６】
ついで、熱延板を酸洗後、冷間圧延を施し冷延板とする。酸洗は通常の条件にて行えばよい。冷間圧延条件は、所望の寸法形状の冷延板とすることができればよく、特に限定されないが、冷間圧延時の圧下率は40％以上とすることが好ましい。圧下率が40％未満では、｛111｝再結晶集合組織が発達せず、優れた深絞り性を得ることが困難となるからである。
【００５７】
引き続き、上記冷延鋼板に再結晶焼鈍を行い冷延焼鈍板とする１次連続焼鈍工程を施す。再結晶焼鈍は、連続焼鈍ラインで行う。再結晶焼鈍の焼鈍温度は、750℃以上950℃以下の温度範囲で行う必要がある。焼鈍温度が750℃未満では、フェライト単相組織となり、かつＶおよびNb系炭化物が十分に溶解しない。引き続く溶融亜鉛めっき処理を行った後でも、主相であるポリゴナルフェライト相およびベイニチックフェライト相からなるフェライト相と、第２相であるマルテンサイト相との複合組織が得られない。一方、950℃を超える高温では、伸びフランジ特性等が劣化するからである。
【００５８】
なお、再結晶焼鈍における冷却は、マルテンサイト形成の観点から、焼鈍温度から平均冷却速度５℃／ｓ以上で400℃以下まで冷却する必要がある。平均冷却速度が５℃／ｓ未満だと、マルテンサイト相が形成されにくく、フェライト相とパーライト相からなる組織、あるいはフェライト相とベイナイト相からなる組織となり、強度伸びバランスが低下するからである。したがって、本発明においては、マルテンサイト相を含む第２相の存在が必須であることから、そのために上記平均冷却速度を、臨界冷却速度以上である５℃／ｓ以上とすることが必要である。
【００５９】
次いで、冷延鋼板を連続溶融亜鉛めっきラインにて、２次連続焼鈍してから溶融亜鉛めっきを施し、溶融亜鉛めっき冷延鋼板とする。２次連続焼鈍温度は、（Ａc3変態点−50℃）〜（Ａc3変態点＋50℃）の温度域にて行う必要がある。２次連続焼鈍温度が（Ａc3変態点−50℃）未満では、ベイニチックフェライトが形成しにくく、したがって穴拡げ性を向上させるのに必要なベイニチックフェライト組織が得られない。一方、（Ａc3変態点＋50℃）を超える温度域では、結晶粒が粗大化するとともに、｛111｝再結晶集合組織が発達せずに深絞り性が著しく劣化するからである。
【００６０】
上記2次連続焼鈍後は、溶融亜鉛めっき処理温度である380〜530℃の温度域に急冷するのが好ましい。急冷停止温度が380℃未満では不めっきが発生しやすくなり、−方、530℃を超えるとめっき表面にむらが発生しやすくなるため好ましくないからである。なお、冷却速度は、主相であるポリゴナルフェライト相およびベイニチックフェライト相と、第２相であるマルテンサイト相との複合組織とするため、2次連続焼鈍温度から溶融亜鉛めっき処理温度までの平均冷却速度を５℃／ｓ以上で急冷するのが好ましい。上記急冷後は引き続いて溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきする。この時、めっき浴のAl濃度は0.12〜0.145mass％の範囲にするのが好ましい。めっき浴中のAl含有量が0.12 mass％未満では合金化が進み過ぎてめっき密着性（耐パウダリング性）が劣化する傾向があるからであり、一方、0.145 mass％を超えると不めっきが発生しやすくなるからである。
【００６１】
また、溶融亜鉛めっき処理後にめっき層の合金化処理を施してもよい。なお、合金化処理を行う場合には、めっき層中のFe含有率が9〜12％となるように実施するのが好ましい。
【００６２】
合金化処理は、溶融亜鉛めっき処理後、450〜550℃の温度域まで再加熱し溶融亜鉛めっき層の合金化を行うのが好ましい。合金化処理後は、５℃／ｓ以上の平均冷却速度で少なくとも300℃まで冷却するのが好ましい。550℃を超える高温での合金化は、マルテンサイト相の形成が難しく、鋼板の延性が低下するおそれがあり、一方、合金化温度が450℃未満では、合金化の進行が遅く生産性が低下する傾向があるからである。
【００６３】
また、合金化処理後の冷却速度が極端に小さい場合にはマルテンサイト相の形成が困難になる。このため、合金化処理後から300℃までの温度範囲における平均冷却速度を５℃／ｓ以上にするのが好ましい。
【００６４】
なお、めっき性をより一層改善する必要がある場合には、１次連続焼鈍と２次連続焼鈍の間で、鋼板表面に生成した鋼中成分の濃化層を除去する酸洗処理を施すことが好ましい。１次連続焼鈍ラインにて焼鈍された鋼板は、表面に鋼中成分であるＰが鋼板表面に析出し、Si、Mn、Crなどが酸化物として濃化する傾向があるため、かかる表面濃化層を酸洗により除去することがめっき性を向上させる点で好ましいからである。その後、連続溶融亜鉛めっきラインで、還元焼鈍である２次連続焼鈍を行う。なお、酸洗は、連続溶融亜鉛めっきラインに設置されている酸洗槽で行ってもよい。
【００６５】
また、めっき処理後あるいは合金化処理後の鋼板には、形状矯正、表面粗度等の調整のための調質圧延を加えてもよい。また、樹脂あるいは油脂コーティング、各種塗装あるいは電気めっき等の処理を施しても何ら不都合はない。
【００６６】
【実施例】
表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブとした。ついで、これら鋼スラブを1250℃に加熱したのち、仕上圧延終了温度：880℃、巻取温度：650℃とする熱間圧延を施す熱延工程により、板厚4.0ｍｍの熱延鋼帯（熱延板）とした。引き続き、これら熱延鋼帯(熱延板)に酸洗、冷間圧延を施す冷延工程により、板厚1.2ｍｍの冷延鋼帯（冷延板）とした。ついで、これら冷延鋼帯(冷延板)に、連続焼鈍ラインで表２に示す条件で１次連続焼鈍を行った。なお、表２に示す１次連続焼鈍における冷却速度は、300℃までの平均冷却速度とした。引き続き、連続溶融亜鉛めっきラインで、表２に示す条件で２次連続焼鈍を施した後、溶融亜鉛めっきおよび合金化処理を施した。ここで、溶融亜鉛めっき処理は、溶融亜鉛めっき処理温度である380〜530℃に冷却した後、Alを0.13質量％含有する溶融亜鉛めっき浴に浸漬してめっきした後、450〜550℃の温度範囲の合金化処理（めっき層中のFe含有量：約10質量％）を施し、その後、300℃までの平均冷却速度を15℃／ｓとして300℃以下まで冷却した。なお、表２に示す２次連続焼鈍における冷却速度は、溶融亜鉛めっき処理までの平均冷却速度とした。また、一部の鋼帯（表2の鋼板No.１および３）に関しては、１次連続焼鈍後、連続溶融亜鉛めっきライン内にて、酸洗処理を施した後、２次連続焼鈍を行った。得られた鋼帯（溶融亜鉛めっき冷延鋼板）に、さらに伸び率：0.5％の調質圧延を施した。
【００６７】
得られた鋼帯から試験片を採取し、圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）について、光学顕微鏡あるいは走査型電子顕微鏡を用いて400〜1000倍程度の倍率で微視組織を撮像し、画像解析装置を用いて主相であるポリゴナルフェライトおよびベイニチックフェライトの組織分率および第２相の種類と組織分率を求めた。また、得られた鋼帯から、前述の基礎的な実験結果を得た時と同様にJIS５号引張試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を行い、降伏応力（YS）、引張強さ（TS）、伸び（El）、降伏比（YR）を求めた。またｒ値は、得られた鋼帯から採取したＪＩＳ５号引張試験片を用いてＪＩＳ Ｚ ２２５４の規定に準拠して平均ｒ値（平均塑性ひずみ比）を求め、これをｒ値とした。さらに、穴拡げ率（λ）も求めた。ここで、穴拡げ率（λ）は、得られた鋼帯から試験片を採取し、前述のようにJFST 1001の規定に準拠して穴拡げ試験を行って求めた。これらの結果を表２に示す。
【００６８】
【表１】
【００６９】
【表２】
【００７０】
表2に示す結果から、本発明例は、いずれも、目標とする、低い降伏比（YR≦70％）、高い伸び（El≧28％）、高いランクフォード値（ｒ≧1.3）および高い穴拡げ率（λ≧100％）を有し、深絞り成形性に優れた鋼板となっている。特に本発明例では、２次連続焼鈍温度を、本発明の範囲である（Ａc3変態点−50℃）〜（Ａc3変態点＋50℃）の温度域とすることによって、穴拡げ率（λ）が飛躍的に上昇し、λ≧100％以上を確保できる。これに対し、本発明の範囲を外れる条件で製造した比較例では、降伏比（YR）が高いか、伸び（El）、ランクフォード値（ｒ値）または穴拡げ率（λ）が低下した鋼板となっている。
【００７１】
【発明の効果】
本発明によれば、強度伸びバランスに優れるとともに、深絞り成形性および伸びフランジ性にも優れた溶融亜鉛めっき冷延鋼板を安定して製造することが可能となり、産業上格段の効果を奏する。本発明の溶融亜鉛めっき冷延鋼板を自動車部品に適用した場合、プレス成形が容易で、自動車車体の軽量化に十分に寄与できるという効果もある。
【図面の簡単な説明】
【図１】 ＶとNbの含有量とＣとの関係を表す比（Ｖ/51＋Nb/93）／（Ｃ/12）がランクフォード値（r値）と強度伸びバランス（TS×El）に及ぼす影響を示した図である。
【図２】 2次連続焼鈍温度が穴拡げ率（λ）に及ぼす影響を示した図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車用鋼板等の使途に有用な深絞り性と伸びフランジ性に優れた引張強さが440MPa以上の複合組織型高張力溶融亜鉛めっき冷延鋼板およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、地球環境の保全という観点から、自動車の燃費改善が要求されている。加えて、車両衝突時に乗員を保護する観点から、自動車車体の安全性向上も要求されている。このようなことから、自動車車体の軽量化と強化の双方を図るための検討が積極的に進められている。
自動車車体の軽量化と強化を同時に満足させるには、部品素材を高強度化することが効果的であると言われており、最近では高張力鋼板が自動車部品に積極的に使用されている。
【０００３】
鋼板を素材とする自動車部品の多くがプレス加工によって成形されるため、自動車用鋼板には優れたプレス成形性を具備していることが必要とされる。しかし、−般に、鋼板を高強度化すると、ランクフォード値（ｒ値）および伸び（El）で表される延性が低下し、また、伸びフランジ性も低下して、プレス成形性が劣化するとともに、降伏応力が上昇して形状凍結性が劣化する傾向がある。特に引張強さ（TS）と伸び（El）との積TS×Elで表される、いわゆる強度伸びバランスの値が大きいほどプレス成形性には有利であり、従来から鋼板の高強度化と共に高延性化が図られてきた。
高強度と高延性を兼ね備えた鋼板については、歪み誘起塑性現象を利用した残留オーステナイト鋼（残留γ鋼）をはじめとしてポリゴナルフェライトとマルテンサイトの２相を有するDual‐Phase鋼（ＤＰ鋼）など、いわゆる複合組織鋼についての開発研究が進められている。
【０００４】
一方、自動車部品には、適用部位によっては高い耐食性も要求されることから、従来より、自動車部品用鋼板として耐食性の優れた種々の表面処理鋼板が用いられている。かかる表面処理鋼板のうち、特に再結晶焼鈍およびめっきを同一ラインで行う連続溶融亜鉛めっき設備において製造される溶融亜鉛めっき鋼板は、優れた耐食性を有するとともに安価な製造が可能であり、また、溶融亜鉛めっき後にさらに加熱処理を施した合金化溶融亜鉛めっき鋼板も製造可能となり、耐食性に加え、溶接性やプレス成形性に優れていることから広く用いられている。
【０００５】
したがって、自動車車体の軽量化および強化をより一層推進するためには、連続合金化溶融亜鉛めっきラインによって、耐食性とプレス成形性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板を開発することが望まれる。
【０００６】
プレス成形性の良好な高張力鋼板の代表例としては、フェライトとマルテンサイトの複合組織からなる複合組織鋼板が挙げられ、特に連続焼鈍後ガスジェット冷却で製造される複合組織鋼板は、降伏応力（YS）が低く、さらに高延性と優れた焼付け硬化性とを兼ね備えている。しかしながら、連続溶融亜鉛めっきラインは、焼鈍設備とめっき設備を連続化して設置するのが一般的である。この連続化されためっき工程の存在により、焼鈍後の冷却はめっき温度で中断され、工程を通じた平均冷却速度も必然的に小さくなる。
【０００７】
したがって、連続溶融亜鉛めっきラインで製造される鋼板では、冷却速度の大きい冷却条件下で生成するマルテンサイトを溶融めっき後の鋼板中に生成させることは難しい。このため、フェライトとマルテンサイトの複合組織を有する高張力溶融亜鉛めっき鋼板を連続溶融亜鉛めっきラインで製造することは、一般には困難である。
また、上記複合組織鋼板は、ランクフォード値（ｒ値）が低く、深絞り成形性に劣るとともに、穴拡げ率（λ）が低く、伸びフランジ成形性に劣るという欠点があった。
【０００８】
こうした不利な条件のもとで、組織強化型溶融亜鉛めっき高張力鋼板を製造する方法としては、CrやMoといった焼入性を高める合金元素を多量に添加した鋼を用い、低温変態相の生成を容易化する方法が一般的である。しかし、前記した合金元素を多量に添加することは製造コストの上昇を招くという問題がある。
【０００９】
また、特公昭62−40405号公報等にて開示されているように、連続溶融亜鉛めっきラインでの焼鈍後やめっき後の冷却における冷却速度を規定することにより、組織強化型溶融亜鉛めっき高張力鋼板を製造する方法も提案されている。しかし、かかる方法は、連続溶融亜鉛めっきラインの設備上の制約から困難を伴う場合があり、この方法によって得られる鋼板の延性についてもさらなる改善が望まれていた。
【００１０】
さらに、複合組織鋼板のランクフォード値（ｒ値）を改善する試みがなされている。例えば特公昭55−10650号公報では、冷間圧延後、再結晶温度〜Ａc3変態点の温度で箱焼鈍を行い、その後、複合組織とするため700〜800℃に加熱した後、焼入れ焼戻しを伴う連続焼鈍を行う技術が開示されている。しかしながら、この方法では、連続焼鈍時に焼入れ焼戻しを行うため降伏応力YSが高く、低い降伏比YRが得られない。なお、ここで降伏比YRは引張強さTSに対する降伏応力YSの比であり、YR＝YS/TSである。この高降伏応力の鋼板はプレス成形が難しく、かつプレス部品の形状凍結性が悪いという欠点がある。
【００１１】
この高降伏応力YSを改善するための方法としては、特開昭55−100934号公報に開示されている。この方法は、高いランクフォード値（r値）を得るためにまず箱焼鈍を行うが、箱焼鈍時の温度をフェライト（α）−オーステナイト（γ）の２相域とし、均熱時にα相からγ相にMnを濃化させる。このMn濃化相は連続焼鈍時に優先的にγ相となり、ガスジェット程度の冷却速度でも混合組織が得られ、さらに降伏応力YSも低い。しかし、この方法では、Mn濃化のためα−γの２相域という比較的高温で長時間の箱焼鈍が必要であり、そのため鋼板間の密着の多発、テンパーカラーの発生および炉体インナーカバーの寿命低下など製造工程上、多くの問題がある。従来、このように高いランクフォード値（ｒ値）と低い降伏応力YSを兼ね備えた高張力鋼板を工業的に安定して製造することは困難であった。
【００１２】
加えて、特公平1-35900号公報では、0.012質量％Ｃ-0.32質量％Si-0.53質量％Mn-0.03質量％Ｐ−0.051質量％Tiの組成の鋼を冷間圧延後、α-γの２相域である870℃に加熱後、100℃／ｓの平均冷却速度にて冷却することにより、r＝1.61、YS＝224MPa、TS=482MPaの非常に高いランクフォード値（ｒ値）と低降伏応力を有する複合組織型冷延鋼板が製造可能となる技術が開示されている。しかしながら、100℃／ｓという高い冷却速度を、通常の連続溶融亜鉛めっきラインで実現することは困難であるため水焼入れ設備が必要となる他、水焼入れした冷延鋼板は、表面処理性の問題も顕在化するため、製造設備上および材質上の問題がある。
【００１３】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の問題を有利に解決するもので、鋼組成として特にＣとＶおよびNbの含有量、および製造条件として特に焼鈍温度を規制することにより、強度伸びバランスに優れ、且つ高いランクフォード値に加えて、伸びフランジ性に優れる複合組織型高張力溶融亜鉛めっき冷延鋼板と、これを安定して製造できる技術を提案することを目的とする。なお、本発明でいう「溶融亜鉛めっき冷延鋼板」とは、溶融亜鉛めっき後に加熱合金化処理を施さない、いわゆる非合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板および溶融亜鉛めっき後に加熱合金化処理を施す、いわゆる合金化溶融亜鉛めっき鋼板の双方を意味する。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記した課題を達成するため、冷延鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を具える溶融亜鉛めっき冷延鋼板のミクロ組織および再結晶集合組織におよぼす合金元素、および焼鈍温度条件の影響について鋭意研究を重ねた。その結果、Ｃ含有量を0.01〜0.05質量％とし、適正範囲のＶ、Nb量を含有することにより、再結晶焼鈍前には、固溶Ｃを極力低減させて{111}再結晶集合組織を発達させることにより、高いランクフォード値（ｒ値）が得られること、また、１次連続焼鈍で750〜950℃の温度域で加熱することにより、ＶおよびNb系炭化物を溶解させて、固溶Ｃを大量に生成できること、および、引き続き２次焼鈍温度を（Ａc3変態点−50℃）〜（Ａc3変態点＋50℃）とすることで、オーステナイト中にＣを濃化させてその後の冷却過程でマルテンサイト相を生成させることにより、高強度にもかかわらず延性に優れ、ランクフォード値が高く、伸びフランジ性も良好な複合組織型高張力溶融亜鉛めっき冷延鋼板が製造可能であることを見出した。
【００１５】
ここで、本発明鋼である複合組織型溶融亜鉛めっき冷延鋼板とは、主相がフェライト相であり、これはポリゴナルフェライトとオーステナイト域からの冷却過程により生成した転位密度の高いベイニチックフェライト相が混在したもので、さらに面積率で１％以上のマルテンサイト相を含む第２相との複合組織を有する溶融亜鉛めっき冷延鋼板である。
【００１６】
まず、本発明者らが行った基礎的な実験結果について説明する。
質量％で、Ｃ：0.02％、Si：0.5％、Mn：2.0％、Ｐ：0.08％、Ｓ：0.005％、Al：0.03％、Ｎ：0.002％を基本組成とし、これにＶ:0.05〜0.10質量％の範囲およびNb：0.001〜0.16質量％の範囲で添加することによって、異なるＶおよびNb含有量を有する種々の鋼素材について、1250℃に加熱−均熱後、仕上圧延終了温度が880℃となるように３パス圧延を行って板厚4.0ｍｍとした。なお、仕上圧延終了後、コイル巻取り処理として650℃×３ｈの保温相当処理を施した。引き続き、圧下率70％の冷間圧延を施して板厚1.2ｍｍとした。ついで、これらの冷延板に、880℃に加熱した後、400℃以下まで平均冷却速度15℃／ｓで冷却する１次連続焼鈍（再結晶焼鈍）を施した。次いで、（Ａc3変態点−50℃）〜（Ａc3変態点＋50℃）の温度域内である850℃に加熱してから450〜500℃の温度域まで平均冷却速度15℃／ｓで冷却する２次連続焼鈍を施した後、Alを0.13質量％含有する溶融亜鉛めっき浴に浸漬してめっきした後、450〜550℃の温度範囲の合金化処理（めっき層中のFe含有率：約10質量％）を施し、その後、15℃／ｓの平均冷却速度で室温まで冷却した。
【００１７】
得られた溶融亜鉛めっき鋼板について、引張試験を実施し引張特性を調査した。引張試験は、JIS5号引張試験片を用いて行った。引張強さTSおよび延性Elは、圧延方向に対して垂直方向に引張試験を行ったときの値である。r値は、圧延方向（ｒL）、圧延方向に45度方向（ｒD）および圧延方向に垂直（90度）方向（ｒc）の平均ｒ値{＝(ｒL ＋ｒc ＋２×ｒD)／４}として求めた。
【００１８】
図1は、ＶとNbの含有量がＣとの関係でr値と強度伸びバランス（TS×El）に及ぼす影響を示した図であり、横軸はＶおよびNbの含有量とＣ含有量の原子比（（Ｖ/51＋Nb/93）／（Ｃ/12））であり、縦軸はr値と強度伸びバランス（TS×El）を上下に分けて示す。
【００１９】
図１から、鋼中のＶおよびNbの含有量をＣとの原子比にして0.5〜2.0の範囲に制限することにより、高いｒ値と高い強度伸びバランスが得られ、高ｒ値と高い延性Elを有する複合組織型溶融亜鉛めっき冷延鋼板が製造可能となることが明らかになった。
【００２０】
つぎに、上記図１で用いた溶融亜鉛めっき冷延鋼板のうち、（Ｖ/51＋Nb/93）／（Ｃ/12）＝1.1の鋼素材（Ａc3変態点：890℃）を熱間圧延し、引き続き酸洗した後、冷間圧延を施し、その後、850℃に加熱した後、400℃まで平均冷却速度15℃／ｓで冷却する１次連続焼鈍（再結晶焼鈍）を施し、760〜960℃の温度範囲に加熱してから450〜500℃の温度域まで平均冷却速度10℃／ｓで冷却する２次連続焼鈍を施した後、Alを0.13質量％含有する溶融亜鉛めっき浴に浸漬してめっきした後、450〜550℃の温度範囲の合金化処理（めっき層中のFe含有率：約10質量％）を施し、その後、平均冷却速度15℃／ｓで室温まで冷却することによって、得られた溶融亜鉛めっき鋼板について、穴拡げ試験を実施し穴拡げ率（λ）を求めて伸びフランジ性を評価した。
【００２１】
穴拡げ試験は、JFST 1001の規定に準拠して、10ｍｍφのポンチで打ち抜いて供試片にポンチ穴を形成したのち、頂角60°の円錐ポンチを用い、ばりが外側になるようにして、板厚を貫通する割れが発生するまで穴拡げを行い、穴拡げ率λを求めた。穴拡げ率λは、λ（％）＝｛（ｄ−ｄ0）／ｄ0｝×100で求めた。なお、ｄ0：初期穴内径、ｄ：割れ発生時の穴内径である。
【００２２】
図２は、2次連続焼鈍温度が穴拡げ率（λ）に及ぼす影響を示した図である。2次連続焼鈍温度を（Ａc3変態点−50℃）〜（Ａc3変態点＋50℃）とすることにより、高い穴拡げ率が得られ、伸びフランジ性に優れた複合組織型溶融亜鉛めっき鋼板が製造可能となることが明らかになった。
【００２３】
本発明の溶融亜鉛めっき冷延鋼板では、１次連続焼鈍過程においては、再結晶焼鈍前には固溶ＣおよびＮが少ないため、{111}再結晶集合組織が強く発達し、高いランクフォード値が得られるとともに、再結晶後にＶおよびNb系炭化物が溶解し、固溶Ｃがオーステナイト相に多量に濃化することにより、その後の冷却過程においてオーステナイト相がマルテンサイト相に変態し、高いランクフォード値を有するフェライト相とマルテンサイト相の複合組織が得られる。この冷延鋼板を、さらに２次焼鈍過程において、（Ａc3変態点−50℃）〜（Ａc3変態点＋50℃）に加熱することにより、固溶Ｃが多量に濃化したオーステナイト相と、固溶Ｃが少ないオーステナイト相およびフェライト相に変態し、その後の冷却過程において固溶Ｃが多量に濃化したオーステナイト相はマルテンサイト相に変態し、固溶Ｃが少ないオーステナイト相は転位密度の高いベイニチックフェライト相に変態することにより、主相がポリゴナルフェライトとベイニチックフェライト相で、第２相がマルテンサイト相の複合組織が得られる。このような組織を有する複合組織鋼板は、主相のポリゴナルフェライトおよびベイニチックフェライト相と、第２相のマルテンサイト相との硬度差が小さくなったため、穴拡げ率が高くなったものと考えられるが、詳細は明らかではない。
【００２４】
本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討して完成されたものであり、本発明の要旨は下記のとおりである。
（１）質量％で
Ｃ:0.01〜0.05％、Si：0.1〜1.0％、Mn:1.0〜3.0％、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:0.005〜0.1％、Ｎ：0.02％以下、Ｖ:0.01〜0.2％およびNb：0.001〜0.2％を含有し、かつ、ＶおよびNbとＣとの含有量（質量％）が、
0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51＋Nb/93）≦２×Ｃ/12
なる関係を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、ポリゴナルフェライト相とベイニチックフェライト相からなるフェライト相と、面積率で１％以上のマルテンサイト相を含む第２相とを有する鋼組織を有し、表面に溶融亜鉛めっき層を具えることを特徴とする、深絞り性と伸びフランジ性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき冷延鋼板。
【００２５】
（２）質量％で
Ｃ:0.01〜0.05％、Si：0.1〜1.0％、Mn:1.0〜3.0％、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:0.005〜0.1％、Ｎ：0.02％以下、Ｖ:0.01〜0.2％、Nb：0.001〜0.2％およびTi：0．001〜0．3％を含有し、かつ、Ｖ、NbおよびTiとＣとの含有量（質量％）が、
0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51＋Nb/93＋Ti/48）≦２×Ｃ/12
なる関係を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、ポリゴナルフェライト相とベイニチックフェライト相からなるフェライト相と、面積率で１％以上のマルテンサイト相を含む第２相とを有する鋼組織を有し、表面に溶融亜鉛めっき層を具えることを特徴とする、深絞り性と伸びフランジ性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき冷延鋼板。
【００２６】
（３）上記組成に加えてさらにMo：0.01〜0.5質量％を含有することを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の深絞り性と伸びフランジ性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき冷延鋼板。
【００２７】
（４）質量％で
Ｃ:0.01〜0.05％、Si：0.1〜1.0％、Mn:1.0〜3.0％、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:0.005〜0.1％、Ｎ：0.02％以下、Ｖ:0.01〜0.2％およびNb：0.001〜0.2％を含有し、かつ、ＶおよびNbとＣとの含有量（質量％）が、
0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51＋Nb/93）≦２×Ｃ/12
なる関係を満たし、残部は Fe および不可避的不純物からなる組成を有する鋼スラブを、熱間圧延し、引き続き酸洗した後、冷間圧延を施し、その後、750℃以上950℃以下に加熱した後、平均冷却速度５℃／ｓ以上で400℃以下まで冷却する１次連続焼鈍を施し、次いで、（Ａc3変態点−50℃）〜（Ａc3変態点＋50℃）で２次連続焼鈍してから溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする、深絞り性と伸びフランジ性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法。
【００２８】
（５）質量％で
Ｃ:0.01〜0.05％、Si：0.1〜1.0％、Mn:1.0〜3.0％、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:0.005〜0.1％、Ｎ：0.02％以下、Ｖ:0.01〜0.2％、Nb：0.001〜0.2％およびTi：0.001〜0.3％を含有し、かつ、Ｖ、NbおよびTiとＣとの含有量（質量％）が、
0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51＋Nb/93＋Ti/48）≦２×Ｃ/12
なる関係を満たし、残部は Fe および不可避的不純物からなる組成を有する鋼スラブを、熱間圧延し、引き続き酸洗した後、冷間圧延を施し、その後、750℃以上950℃以下に加熱した後、平均冷却速度５℃／ｓ以上で400℃以下まで冷却する１次連続焼鈍を施し、次いで、（Ａc3変態点−50℃）〜（Ａc3変態点＋50℃）で２次連続焼鈍してから溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする、深絞り性と伸びフランジ性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法。
【００２９】
（６）鋼スラブは、上記組成に加えてさらにMo：0.01〜0.5質量％を含有することを特徴とする、上記（４）または（５）に記載の深絞り性と伸びフランジ性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００３０】
（７）１次連続焼鈍と２次連続焼鈍の間で、鋼板表面に生成した鋼中成分の濃化層を除去する酸洗処理を施すことを特徴とする、上記（４）、（５）または（６）に記載の深絞り性と伸びフランジ性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法。
【００３１】
【発明の実施の形態】
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強さTSが440MPa以上の深絞り性と伸びフランジ性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき冷延鋼板である。
【００３２】
まず、本発明鋼板の組織について説明する。
本発明の溶融亜鉛めっき冷延鋼板の組織は、転位密度の低いポリゴナルフェライトと転位密度の高いベイニチックフェライト相が混合した主相と、マルテンサイト相を含む第２相との複合組織を有する。また、主相であるポリゴナルフェライトとベイニチックフェライト相は｛111｝集合組織が発達しており、高いランクフォード値を有する。
【００３３】
低い降伏応力（YS）と高い強度伸びバランス（TS×El）を有し、優れた深絞り性と伸びフランジ性を有する溶融亜鉛めっき冷延鋼板とするために、本発明では冷延鋼板の組織を、ポリゴナルフェライト相およびベイニチックフェライト相からなるフェライト相である主相と、マルテンサイト相を含む第２相との複合組織とする必要がある。主相であるポリゴナルフェライト相およびベイニチックフェライト相は、面積率で80％以上とし、且つ主相中のベイニチックフェライト相は組織全体に対する面積率で５％以上含まれていることが好ましい。また、本発明では、ポリゴナルフェライト相は、組織全体に対する面積率で概ね40％以上含まれる。ポリゴナルフェライト相およびベイニチックフェライト相が、面積率で80％未満では、高い強度伸びバランスを確保することが困難となり、プレス成形性が低下する傾向があるからである。また、さらに良好な延性と穴拡げ性が要求される場合には、主相に占めるベイニチックフェライト相の割合が、面積率で10％以上とするのが好ましい。なお、複合組織の利点を利用するため、主相であるポリゴナルフェライト相およびベイニチックフェライト相は99％以下とするのが好ましい。
【００３４】
また、第２相として、本発明では、マルテンサイト相が存在することが必要であり、本発明の鋼板は、マルテンサイト相を組織全体に対する面積率で１％以上含有するような複合組織鋼である。マルテンサイト相が面積率で１％未満では、低い降伏比（YR）と高い強度伸びバランス（TS×El）を同時に満足させることが難しい。なお、第２相は、面積率で１％以上のマルテンサイト相単独としても、あるいは面積率で１％以上のマルテンサイト相と、副相としてそれ以外のパーライト相、ベイナイト相、残留オーステナイト相のいずれかとの混合としてもよい。
【００３５】
次に、本発明溶融亜鉛めっき冷延鋼板の組成を限定した理由について説明する。なお、質量％は単に％と記す。
Ｃ：0.01〜0.05％
Ｃは、鋼板の強度を増加し、さらに主相であるポリゴナルフェライト相およびベイニチックフェライト相と第２相であるマルテンサイト相の複合組織の形成を促進する元素であり、本発明では複合組織形成の観点から0.01％以上含有する必要がある。一方、0.05％を超える含有は、{111}再結晶集合組織の発達を阻害し、深絞り成形性および穴拡げ性を低下させる。このため、本発明では、Ｃ含有量は0.01〜0.05％に限定した。
【００３６】
Si：0.1〜1.0％以下
Siは、鋼板の延性を顕著に低下させることなく、鋼板を高強度化、すなわち強度伸びバランスを向上させることができる有用な強化元素であり、この効果を得るためには、Si含有量は0.1％以上とする必要がある。しかしながら、Si含有量が1.0％を超えると、表面性状、とくにめっき性が悪化する。このため、Si含有量は0.1〜1.0％に限定した。なお、めっき性の観点から、Si含有量は0．7％未満とすることがより好ましい。
【００３７】
Mn：1.0〜3.0％
Mnは、鋼を強化する作用があり、さらに主相であるポリゴナルフェライト相およびベイニチックフェライト相からなるフェライト相と、第２相であるマルテンサイト相との複合組織が得られる臨界冷却速度を低くし、主相であるポリゴナルフェライト相およびベイニチックフェライト相からなるフェライト相と、第２相であるマルテンサイト相の複合組織の形成を促進する作用を有しており、焼鈍後の冷却速度に応じ含有するのが好ましい。臨界冷却速度未満での緩慢な冷却速度ではマルテンサイト相は生成されず、代わりにベイナイト相あるいはパーライト相が生成されるが、第２相にマルテンサイトが存在しない場合、強度伸びバランスが低下する傾向にある。したがって、マルテンサイト相の生成を容易にするため、すなわち臨界冷却速度を低くするためには、Mnの添加が有効となる。また、Mnは、Ｓによる熱間割れを防止する有効な元素であり、含有するＳ量に応じて含有するのが好ましい。このような効果は、Mnを1.0％以上含有させることで顕著となる。一方、Mn含有量が3.0％を超えると、深絞り性および溶接性が劣化する。このため、本発明ではMn含有量は1.0〜3.0％の範囲に限定した。
【００３８】
Ｐ：0.10％以下
Ｐは鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて適宜含有させることができるが、Ｐ含有量が0.10％を超えると、強度伸びバランスが低下するとともに深絞り性が劣化する。このため、Ｐ含有量は0.10％以下に限定した。なお、より優れたプレス成形性が要求される場合には、Ｐ含有量は0.08％以下とするのが好ましい。なお、上記効果を得るため、Ｐは0.005％以上含有することが好ましい。
【００３９】
Ｓ：0.02％以下
Ｓは、鋼板中では介在物として存在し、鋼板の延性、成形性、とくに伸びフランジ性の劣化をもたらす元素であるため、できるだけ低減するのが好ましく、0.02％以下に低減すると、さほど悪影響を及ぼさなくなることから、本発明ではＳ含有量は0.02％を上限とした。なお、より優れた伸びフランジ性が要求される場合には、Ｓ含有量は0.01％以下とするのが好ましく、より好ましくは0.005％以下である。
【００４０】
Al：0.005〜0.1％
Alは、鋼の脱酸元素として添加され、鋼の清浄度を向上させるのに有用な元素であるが、0.005％未満では添加の効果がなく、一方、0.1％を超えて含有してもより一層の脱酸効果は得られず、逆に深絞り性が劣化する．このため、Al含有量は0.005〜0.1％に限定した。なお、本発明では、Al脱酸以外の脱酸方法による溶製方法を排除するものではなく、たとえばTi脱酸やSi脱酸を行ってもよく、これらの脱酸法による鋼板も本発明の範囲に含まれる。その際、CaやREM等を溶鋼に添加しても、本発明鋼板の特徴はなんら阻害されず、CaやREM等を含む鋼板も本発明範囲に含まれるのは勿論である。
【００４１】
Ｎ：0.02％以下
Ｎは、固溶強化や歪時効硬化で鋼板の強度を増加させる元素であるが、0.02％を超えて含有すると、鋼板中に窒化物が増加し、それにより鋼板の深絞り性が顕著に劣化する。このため、Ｎは0.02％以下に限定した。なお、よりプレス成形性の向上が要求される場合にはＮは低減させることが好ましく、0.004％以下とするのが好適である。
【００４２】
Ｖ：0.01〜0.2％ 、Nb：0.001〜0.2％でかつ0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51＋Nb/93）≦２×Ｃ/12の関係を満たすこと
ＶおよびNbは、本発明において最も重要な元素であり、再結晶前には固溶ＣをＶおよびNb系炭化物として析出固定することにより、{111}再結晶集合組織を発達させて高いランクフォード値を得ることができる。さらに、焼鈍時にはＶおよびNb系炭化物を溶解させて固溶Ｃを多量にオーステナイト相に濃化させ、その後の冷却過程においてマルテンサイト変態させることにより、主相であるポリゴナルフェライト相およびベイニチックフェライト相からなるフェライト相と、第２相であるマルテンサイト相との複合組織鋼板を得る。このような効果を奏するには、ＶおよびNbの含有量がそれぞれ0.01％以上および0.001％以上でかつ、Ｃ、Ｖ、Nbの含有量（質量％）が0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51＋Nb/93）の関係を満足することが必要である。一方、ＶおよびNbの少なくとも一方の含有量が0.2％を超えるか、あるいは、Ｃ、Ｖ、Nbの含有量（質量％）が（Ｖ/51＋Nb/93）＞２×Ｃ/12であると、焼鈍時におけるＶおよびNb系炭化物の溶解が起こりにくくなるため、主相であるポリゴナルフェライト相およびベイニチックフェライト相からなるフェライト相と、第２相であるマルテンサイト相との複合組織が得られない。したがって、本発明では、Ｖ：0.01〜0.2％ 、Nb：0.001〜0.2％でかつ0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51＋Nb/93）≦２×Ｃ/12の関係を満たすことに限定した。
【００４３】
また、本発明では、上記した組成に加えて、質量％で、Ti：0.001〜0.3％を含有することが好ましく、この場合には、上記Ｃ、Ｖ、Nbの含有量（質量％）の関係式である0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51＋Nb/93）≦２×Ｃ/12に代えて、上記Ｃ、Ｖ、Nb、Tiの含有量（質量％）の関係式、すなわち0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51＋Nb/93＋Ti/48）≦２×Ｃ/12なる関係式を満たすことが必要である。
Tiは炭化物形成元素であり、再結晶前には固溶ＣをＶ、NbおよびTi系炭化物として析出固定することにより、{111}再結晶集合組織を発達させて高いランクフォード値を得る。さらに、焼鈍時には、Ｖ、NbおよびTi系炭化物を溶解させて固溶Ｃを多量にオーステナイト相に濃化させ、その後の冷却過程においてマルテンサイト変態させることにより、主相であるポリゴナルフェライト相およびベイニチックフェライト相からなるフェライト相と、第２相であるマルテンサイト相との複合組織鋼板を得る。このような効果を奏するには、Ti含有量が0.001％以上でかつ0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51＋Nb/93＋Ti/48）の関係を満足することが必要である。一方、Ti含有量が0.3％を超えるか、あるいは、（Ｖ/51＋Nb/93＋Ti/48）＞２×Ｃ/12であると、焼鈍時における炭化物の溶解が起こりにくくなるため、主相であるポリゴナルフェライト相およびベイニチックフェライト相からなるフェライト相と、第２相であるマルテンサイト相との複合組織が得られない。したがって、Tiを含有する場合には、Ti：0.001〜0.3％であって0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51＋Nb/93＋Ti/48）≦２×Ｃ/12なる関係を満たすことに限定した。
【００４４】
また、本発明では、上記した組成に加えてさらにMo：0.01〜0.5％を含有することが好ましい。
Mo:0.01〜0.5％
MoはMnと同様に、主相であるポリゴナルフェライト相およびベイニチックフェライト相からなるフェライト相と、第２相であるマルテンサイト相との複合組織が得られる臨界冷却速度を低くし、フェライト相とマルテンサイト相の複合組織の形成を促進する作用を有しており、必要に応じて含有できる。その効果は、0.01％以上のMoの含有により発揮される。しかしながら、Mo含有量が0.5％を超えると、深絞り性が低下するため、Mo含有量は0.01〜0.5％に限定した。
【００４５】
なお、本発明では、上記した成分以外の残部は実質的にFeおよび不可避的不純物の組成とすることが好ましいが、Ｂ、Ca、REM等を通常の鋼組成の範囲内であれば含有させてもなんら問題はない。
【００４６】
Ｂは、鋼の焼入性を向上する作用を有する元素であり、必要に応じ含有できる。しかし、Ｂ含有量が0.003％を超えると、効果が飽和するため、Ｂは0.003％以下が好ましい。なお、より望ましい範囲は0.0001〜0.002％である。CaおよびREMは、硫化物系介在物の形態を制御する作用を有し、これにより鋼板の伸びフランジ性を向上させる効果を有する。このような効果は、CaおよびREMのうちから選ばれた１種または２種の含有量が合計で、0.01％を超えると飽和する。このため、CaおよびREMのうちの１種または２種の含有量は、合計で0.01％以下とするのが好ましい。なお、より好ましい範囲は0.001〜0.005％である。
【００４７】
また、その他の不可避的不純物としては、例えばSb、Sn、Zn、Co等が挙げられ、これらの含有量の許容範囲としては、Sb:0.01％以下、Sn：0.1％以下、Zn：0.01％以下、Co：0.1％以下の範囲である。
【００４８】
次に、本発明の溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法について説明する。
本発明の製造方法に用いられる鋼スラブの組成は、上述した溶融亜鉛めっき冷延鋼板の組成と同様であるので、鋼スラブの限定理由の説明については省略する。
本発明の溶融亜鉛めっき冷延鋼板は、上記した範囲内の組成を有する鋼スラブを素材とし、該素材に熱間圧延を施し熱延板とする熱延工程と、該熱延板を酸洗する酸洗工程と、該熱延板に冷間圧延を施し冷延板とする冷延工程と、該冷延板に再結晶焼鈍を施す連続焼鈍工程と、焼鈍および溶融亜鉛めっきを行い溶融亜鉛めっき鋼板とする連続溶融亜鉛めっき工程とを順次施すことにより製造される。また必要に応じて、連続焼鈍工程と連続溶融亜鉛めっき工程の間に、鋼板表面に生成した鋼中成分の濃化層を除去する酸洗を行う工程を施す。
【００４９】
使用する鋼スラブは、成分のマクロ偏析を防止するために連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法で製造してもよい。また、鋼スラブを製造したのち、いったん室温まで冷却し、その後、再度加熱する従来法に加え、冷却しないで、温片のままで加熱炉に挿入する方法や、わずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直送圧延・直接圧延する方法などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
【００５０】
上記した素材（鋼スラブ）を加熱し、熱間圧延を施し熱延板とする熱延工程を施す。熱延工程は所望の板厚の熱延板が製造できる条件であればよく、通常の圧延条件を用いても特に問題はない。なお、参考のため、好適な熱延条件を以下に示しておく。
【００５１】
スラブ加熱温度：900℃以上
スラブ加熱温度は、析出物を粗大化させることにより、{111}再結晶集合組織を発達させ、深絞り性を改善するため、低い方が望ましい。しかし、加熱温度が900℃未満では、圧延荷重が増大し、熱間圧延時におけるトラブル発生の危険性が増大する。このため、スラブ加熱温度は900℃以上にすることが好ましい。また、酸化重量の増加に伴うスケールロスの増大などから、スラブ加熱温度の上限は1300℃とすることがより好適である。なお、スラブ加熱温度を低くし、かつ熱間圧延時のトラブルを防止するといった観点から、シートバーを加熱する、いわゆるシートバーヒーターを活用することは、有効な方法であることは言うまでもない。
【００５２】
仕上圧延終了温度：700℃以上
仕上圧延終了温度（FDT）は、冷間圧延および再結晶焼鈍後に優れた深絞り性が得られる均一な熱延母板組織を得るため、700℃以上にすることが好ましい。すなわち、仕上圧延終了温度が700℃未満では、熱延母板組織が不均一となるとともに、熱間圧延時の圧延負荷が高くなり、熱間圧延時におけるトラブル発生の危険性が増大するからである。
【００５３】
巻取温度：800℃以下
巻取温度は、800℃以下とするのが好ましい。すなわち、巻取温度が800℃を超えると、スケールが増加しスケールロスにより歩留りが低下する傾向があるからである。なお、巻取温度は200℃未満となると、鋼板形状が顕著に乱れ、実際の使用にあたり不具合を生じる危険性が増大するため、巻取温度の下限を200℃とすることがより好適である。
【００５４】
このように、本発明の熱延工程では、鋼スラブを900℃以上に加熱した後、仕上圧延終了温度：700℃以上とする熱間圧延を施し、800℃以下好ましくは200℃以上の巻取温度で巻き取り熱延板とするのが好ましい。
なお、本発明における熱間圧延工程では、熱間圧延時の圧延荷重を低滅するため、仕上圧延の一部または全部のパス間で潤滑圧延としてもよい。加えて、潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化や材質の均一化の観点からも有効である。なお、潤滑圧延の際の摩擦係数は0.10〜0.25の範囲とすることが好ましい。
【００５５】
また、相前後するシートバー同士を接合し、連続的に仕上圧延する連続圧延プロセスとすることが好ましい。連続圧延プロセスを適用することは、熱間圧延の操業安定性の観点からも望ましい。
【００５６】
ついで、熱延板を酸洗後、冷間圧延を施し冷延板とする。酸洗は通常の条件にて行えばよい。冷間圧延条件は、所望の寸法形状の冷延板とすることができればよく、特に限定されないが、冷間圧延時の圧下率は40％以上とすることが好ましい。圧下率が40％未満では、｛111｝再結晶集合組織が発達せず、優れた深絞り性を得ることが困難となるからである。
【００５７】
引き続き、上記冷延鋼板に再結晶焼鈍を行い冷延焼鈍板とする１次連続焼鈍工程を施す。再結晶焼鈍は、連続焼鈍ラインで行う。再結晶焼鈍の焼鈍温度は、750℃以上950℃以下の温度範囲で行う必要がある。焼鈍温度が750℃未満では、フェライト単相組織となり、かつＶおよびNb系炭化物が十分に溶解しない。引き続く溶融亜鉛めっき処理を行った後でも、主相であるポリゴナルフェライト相およびベイニチックフェライト相からなるフェライト相と、第２相であるマルテンサイト相との複合組織が得られない。一方、950℃を超える高温では、伸びフランジ特性等が劣化するからである。
【００５８】
なお、再結晶焼鈍における冷却は、マルテンサイト形成の観点から、焼鈍温度から平均冷却速度５℃／ｓ以上で400℃以下まで冷却する必要がある。平均冷却速度が５℃／ｓ未満だと、マルテンサイト相が形成されにくく、フェライト相とパーライト相からなる組織、あるいはフェライト相とベイナイト相からなる組織となり、強度伸びバランスが低下するからである。したがって、本発明においては、マルテンサイト相を含む第２相の存在が必須であることから、そのために上記平均冷却速度を、臨界冷却速度以上である５℃／ｓ以上とすることが必要である。
【００５９】
次いで、冷延鋼板を連続溶融亜鉛めっきラインにて、２次連続焼鈍してから溶融亜鉛めっきを施し、溶融亜鉛めっき冷延鋼板とする。２次連続焼鈍温度は、（Ａc3変態点−50℃）〜（Ａc3変態点＋50℃）の温度域にて行う必要がある。２次連続焼鈍温度が（Ａc3変態点−50℃）未満では、ベイニチックフェライトが形成しにくく、したがって穴拡げ性を向上させるのに必要なベイニチックフェライト組織が得られない。一方、（Ａc3変態点＋50℃）を超える温度域では、結晶粒が粗大化するとともに、｛111｝再結晶集合組織が発達せずに深絞り性が著しく劣化するからである。
【００６０】
上記2次連続焼鈍後は、溶融亜鉛めっき処理温度である380〜530℃の温度域に急冷するのが好ましい。急冷停止温度が380℃未満では不めっきが発生しやすくなり、−方、530℃を超えるとめっき表面にむらが発生しやすくなるため好ましくないからである。なお、冷却速度は、主相であるポリゴナルフェライト相およびベイニチックフェライト相と、第２相であるマルテンサイト相との複合組織とするため、2次連続焼鈍温度から溶融亜鉛めっき処理温度までの平均冷却速度を５℃／ｓ以上で急冷するのが好ましい。上記急冷後は引き続いて溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきする。この時、めっき浴のAl濃度は0.12〜0.145mass％の範囲にするのが好ましい。めっき浴中のAl含有量が0.12 mass％未満では合金化が進み過ぎてめっき密着性（耐パウダリング性）が劣化する傾向があるからであり、一方、0.145 mass％を超えると不めっきが発生しやすくなるからである。
【００６１】
また、溶融亜鉛めっき処理後にめっき層の合金化処理を施してもよい。なお、合金化処理を行う場合には、めっき層中のFe含有率が9〜12％となるように実施するのが好ましい。
【００６２】
合金化処理は、溶融亜鉛めっき処理後、450〜550℃の温度域まで再加熱し溶融亜鉛めっき層の合金化を行うのが好ましい。合金化処理後は、５℃／ｓ以上の平均冷却速度で少なくとも300℃まで冷却するのが好ましい。550℃を超える高温での合金化は、マルテンサイト相の形成が難しく、鋼板の延性が低下するおそれがあり、一方、合金化温度が450℃未満では、合金化の進行が遅く生産性が低下する傾向があるからである。
【００６３】
また、合金化処理後の冷却速度が極端に小さい場合にはマルテンサイト相の形成が困難になる。このため、合金化処理後から300℃までの温度範囲における平均冷却速度を５℃／ｓ以上にするのが好ましい。
【００６４】
なお、めっき性をより一層改善する必要がある場合には、１次連続焼鈍と２次連続焼鈍の間で、鋼板表面に生成した鋼中成分の濃化層を除去する酸洗処理を施すことが好ましい。１次連続焼鈍ラインにて焼鈍された鋼板は、表面に鋼中成分であるＰが鋼板表面に析出し、Si、Mn、Crなどが酸化物として濃化する傾向があるため、かかる表面濃化層を酸洗により除去することがめっき性を向上させる点で好ましいからである。その後、連続溶融亜鉛めっきラインで、還元焼鈍である２次連続焼鈍を行う。なお、酸洗は、連続溶融亜鉛めっきラインに設置されている酸洗槽で行ってもよい。
【００６５】
また、めっき処理後あるいは合金化処理後の鋼板には、形状矯正、表面粗度等の調整のための調質圧延を加えてもよい。また、樹脂あるいは油脂コーティング、各種塗装あるいは電気めっき等の処理を施しても何ら不都合はない。
【００６６】
【実施例】
表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブとした。ついで、これら鋼スラブを1250℃に加熱したのち、仕上圧延終了温度：880℃、巻取温度：650℃とする熱間圧延を施す熱延工程により、板厚4.0ｍｍの熱延鋼帯（熱延板）とした。引き続き、これら熱延鋼帯(熱延板)に酸洗、冷間圧延を施す冷延工程により、板厚1.2ｍｍの冷延鋼帯（冷延板）とした。ついで、これら冷延鋼帯(冷延板)に、連続焼鈍ラインで表２に示す条件で１次連続焼鈍を行った。なお、表２に示す１次連続焼鈍における冷却速度は、300℃までの平均冷却速度とした。引き続き、連続溶融亜鉛めっきラインで、表２に示す条件で２次連続焼鈍を施した後、溶融亜鉛めっきおよび合金化処理を施した。ここで、溶融亜鉛めっき処理は、溶融亜鉛めっき処理温度である380〜530℃に冷却した後、Alを0.13質量％含有する溶融亜鉛めっき浴に浸漬してめっきした後、450〜550℃の温度範囲の合金化処理（めっき層中のFe含有量：約10質量％）を施し、その後、300℃までの平均冷却速度を15℃／ｓとして300℃以下まで冷却した。なお、表２に示す２次連続焼鈍における冷却速度は、溶融亜鉛めっき処理までの平均冷却速度とした。また、一部の鋼帯（表2の鋼板No.１および３）に関しては、１次連続焼鈍後、連続溶融亜鉛めっきライン内にて、酸洗処理を施した後、２次連続焼鈍を行った。得られた鋼帯（溶融亜鉛めっき冷延鋼板）に、さらに伸び率：0.5％の調質圧延を施した。
【００６７】
得られた鋼帯から試験片を採取し、圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）について、光学顕微鏡あるいは走査型電子顕微鏡を用いて400〜1000倍程度の倍率で微視組織を撮像し、画像解析装置を用いて主相であるポリゴナルフェライトおよびベイニチックフェライトの組織分率および第２相の種類と組織分率を求めた。また、得られた鋼帯から、前述の基礎的な実験結果を得た時と同様にJIS５号引張試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を行い、降伏応力（YS）、引張強さ（TS）、伸び（El）、降伏比（YR）を求めた。またｒ値は、得られた鋼帯から採取したＪＩＳ５号引張試験片を用いてＪＩＳ Ｚ ２２５４の規定に準拠して平均ｒ値（平均塑性ひずみ比）を求め、これをｒ値とした。さらに、穴拡げ率（λ）も求めた。ここで、穴拡げ率（λ）は、得られた鋼帯から試験片を採取し、前述のようにJFST 1001の規定に準拠して穴拡げ試験を行って求めた。これらの結果を表２に示す。
【００６８】
【表１】
【表２】
表2に示す結果から、本発明例は、いずれも、目標とする、低い降伏比（YR≦70％）、高い伸び（El≧28％）、高いランクフォード値（ｒ≧1.3）および高い穴拡げ率（λ≧100％）を有し、深絞り成形性に優れた鋼板となっている。特に本発明例では、２次連続焼鈍温度を、本発明の範囲である（Ａc3変態点−50℃）〜（Ａc3変態点＋50℃）の温度域とすることによって、穴拡げ率（λ）が飛躍的に上昇し、λ≧100％以上を確保できる。これに対し、本発明の範囲を外れる条件で製造した比較例では、降伏比（YR）が高いか、伸び（El）、ランクフォード値（ｒ値）または穴拡げ率（λ）が低下した鋼板となっている。
【００７１】
【発明の効果】
本発明によれば、強度伸びバランスに優れるとともに、深絞り成形性および伸びフランジ性にも優れた溶融亜鉛めっき冷延鋼板を安定して製造することが可能となり、産業上格段の効果を奏する。本発明の溶融亜鉛めっき冷延鋼板を自動車部品に適用した場合、プレス成形が容易で、自動車車体の軽量化に十分に寄与できるという効果もある。
【図面の簡単な説明】
【図１】 ＶとNbの含有量とＣとの関係を表す比（Ｖ/51＋Nb/93）／（Ｃ/12）がランクフォード値（r値）と強度伸びバランス（TS×El）に及ぼす影響を示した図である。
【図２】 2次連続焼鈍温度が穴拡げ率（λ）に及ぼす影響を示した図である。
Claims (7)
- 質量％で
Ｃ:0.01〜0.05％、Si：0.1〜1.0％、Mn:1.0〜3.0％、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:0.005〜0.1％、Ｎ：0.02％以下、Ｖ:0.01〜0.2％およびNb：0.001〜0.2％を含有し、かつ、ＶおよびNbとＣとの含有量（質量％）が、
0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51＋Nb/93）≦２×Ｃ/12
なる関係を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、ポリゴナルフェライト相とベイニチックフェライト相からなるフェライト相と、面積率で１％以上のマルテンサイト相を含む第２相とを有する鋼組織を有し、表面に溶融亜鉛めっき層を具えることを特徴とする、深絞り性と伸びフランジ性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき冷延鋼板。 - 質量％で
Ｃ:0.01〜0.05％、Si：0.1〜1.0％、Mn:1.0〜3.0％、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:0.005〜0.1％、Ｎ：0.02％以下、Ｖ:0.01〜0.2％、Nb：0.001〜0.2％およびTi：0．001〜0．3％を含有し、かつ、Ｖ、NbおよびTiとＣとの含有量（質量％）が、
0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51＋Nb/93＋Ti/48）≦２×Ｃ/12
なる関係を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、ポリゴナルフェライト相とベイニチックフェライト相からなるフェライト相と、面積率で１％以上のマルテンサイト相を含む第２相とを有する鋼組織を有し、表面に溶融亜鉛めっき層を具えることを特徴とする、深絞り性と伸びフランジ性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき冷延鋼板。 - 上記組成に加えてさらにMo：0.01〜0.5質量％を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の深絞り性と伸びフランジ性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき冷延鋼板。
- 質量％で
Ｃ:0.01〜0.05％、Si：0.1〜1.0％、Mn:1.0〜3.0％、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:0.005〜0.1％、Ｎ：0.02％以下、Ｖ:0.01〜0.2％およびNb：0.001〜0.2％を含有し、かつ、ＶおよびNbとＣとの含有量（質量％）が、
0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51＋Nb/93）≦２×Ｃ/12
なる関係を満たし、残部は Fe および不可避的不純物からなる組成を有する鋼スラブを、熱間圧延し、引き続き酸洗した後、冷間圧延を施し、その後、750℃以上950℃以下に加熱した後、平均冷却速度５℃／ｓ以上で400℃以下まで冷却する１次連続焼鈍を施し、次いで、（Ａc3変態点−50℃）〜（Ａc3変態点＋50℃）で２次連続焼鈍してから溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする、深絞り性と伸びフランジ性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法。 - 質量％で
Ｃ:0.01〜0.05％、Si：0.1〜1.0％、Mn:1.0〜3.0％、Ｐ:0.10%以下、Ｓ:0.02％以下、Al:0.005〜0.1％、Ｎ：0.02％以下、Ｖ:0.01〜0.2％、Nb：0.001〜0.2％およびTi：0.001〜0.3％を含有し、かつ、Ｖ、NbおよびTiとＣとの含有量（質量％）が、
0.5×Ｃ/12≦（Ｖ/51＋Nb/93＋Ti/48）≦２×Ｃ/12
なる関係を満たし、残部は Fe および不可避的不純物からなる組成を有する鋼スラブを、熱間圧延し、引き続き酸洗した後、冷間圧延を施し、その後、750℃以上950℃以下に加熱した後、平均冷却速度５℃／ｓ以上で400℃以下まで冷却する１次連続焼鈍を施し、次いで、（Ａc3変態点−50℃）〜（Ａc3変態点＋50℃）で２次連続焼鈍してから溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする、深絞り性と伸びフランジ性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法。 - 鋼スラブは、上記組成に加えてさらにMo：0.01〜0.5質量％を含有することを特徴とする、請求項４または５に記載の深絞り性と伸びフランジ性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- １次連続焼鈍と２次連続焼鈍の間で、鋼板表面に生成した鋼中成分の濃化層を除去する酸洗処理を施すことを特徴とする、請求項４、５または６に記載の深絞り性と伸びフランジ性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法。
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