JP4629138B2 - 合金化溶融亜鉛めっき鋼板 - Google Patents

Description

本発明は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法に関するものである。

溶融亜鉛めっき鋼板は、例えば、自動車や家電製品、建材など広範囲の用途に使用されており、特に、溶融亜鉛めっき鋼板に熱処理を施して溶融亜鉛めっき層と素地鋼板（溶融亜鉛めっき前の鋼板）を合金化した合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、耐食性やスポット溶接性に優れていることから自動車の素材として広く使用されている。

自動車においては、車体の軽量化による燃費向上や衝突安全性を高めるために、素地鋼板の高強度化による薄物化が要求されている。一方、素地鋼板を高強度化すると、延性が悪くなり、加工性が劣化する。そこで素地鋼板には、強度と延性のバランスが良好であることが求められている。

良好な強度延性バランスを保ちつつ、強度と延性の両特性を一段と高めるために、高濃度のＳｉやＭｎを添加することが知られている。しかしＳｉやＭｎは易酸化性元素のため、溶融亜鉛めっきを行なう前の焼鈍時に酸化され、めっきの濡れ性や合金化処理性を著しく阻害するという問題が発生する。濡れ性が悪くなると、素地鋼板の表面にめっき層が均一に付着せず、不めっき部が発生したり、めっき層は付着しているものの表面に波を打った様な「さざなみ」と呼ばれる模様が発現して外観が悪くなり、めっき不良が発生する。また、めっき不良が起こることで合金化ムラが発生し易くなるため、合金化処理条件の制御が難しくなり、安定的に製造することが困難になる。

このようにめっき不良（不めっき部の発生とさざなみ模様の発生）や合金化ムラが発生すると、耐パウダリング性が劣化するため、部品加工工程でめっき層が素地鋼板から剥離し、表面外観不良となる問題も発生する。こうした問題を解決する技術が特許文献１〜５に開示されている。

特許文献１には、亜鉛めっき浴中を通過する前の焼鈍された素地鋼板の表層をドライエッチング法により除去することで、素地鋼板と溶融亜鉛めっきとの濡れ性を良好にすることが開示されている。濡れ性を良好にすることで、めっき不良や合金化ムラが発生するのを防止できるからである。特許文献２には、Ｍｎを含む高張力鋼板の表面に、Ｓを含有するアンモニウム塩を付着させたのち、熱処理を施し、次いで溶融亜鉛めっき処理を行うことが開示されている。特許文献３には、溶融亜鉛めっき前後の熱履歴を制御することによって、高Ｓｉ、高Ｐ含有鋼を用いた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の板幅方向のめっき密着性を改善し、めっきむらを改善できるめっき性改善方法が開示されている。特許文献４には、高張力鋼板を、無酸化炉型または直火炉型の加熱帯を有する連続焼鈍炉で焼鈍した後、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ等の表面濃化層の７０％以上を酸洗によって除去してから溶融亜鉛めっきを施すことが開示されている。特許文献５には、被めっき鋼板の焼鈍工程で、当該鋼板表層に鋼板添加元素と焼鈍雰囲気の成分との反応物を形成させることが開示されている。

しかし特許文献１〜４では、溶融亜鉛めっきの前にドライエッチングを行なったり、アンモニウム塩を付着させたり、溶融亜鉛めっき前後の熱履歴を制御したり、酸洗条件を制御する必要があるため、製造工程が複雑化する。一方、特許文献５のように、素地鋼板の表面に反応物を形成させると、却ってめっき不良や合金化ムラが発生することがあった。

ところで合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、素地鋼板よりも耐食性に優れている。しかしその耐食性向上効果は、溶融亜鉛めっき層の付着量によるところが多く、付着量を増加させるにしても限界がある。また、耐食性を更に向上させるために、合金化溶融亜鉛めっき層の表面に塗装を施したり、合金化溶融亜鉛めっき層にＡｌやＭｇを添加することが行われている。しかし塗装を施すと欠陥が発生する場合があり、コスト高となる。また、合金化溶融亜鉛めっき層にＡｌやＭｇを含有させるにしてもコスト高は免れない。また、ＡｌやＭｇを含有させて合金化溶融亜鉛めっき層自体の耐食性を高めたとしても、該めっき層が素地鋼板表面から剥離してしまうと、結局のところ耐食性は著しく劣化する。
特開平６−８８１９３号公報 特開２００１−２７９４１０号公報 特開２００３−３２８０３６号公報 特開２００４−２６３２７１号公報 特開２００５−２００７１１号公報

本発明は、この様な状況に鑑みてなされたものであり、その目的は、めっき不良や合金化ムラの発生を抑え、表面外観に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することにある。また、本発明の他の目的は、こうした合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供することにある。

上記課題を解決することのできた本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、Ｃ：０．０２〜０．２５％（質量％の意味。以下同じ。）、Ｓｉ：０．５〜３％、Ｍｎ：１〜４％、Ｃｒ：０．０３〜１％、Ａｌ：１．５％以下（０％を含まない）、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．００３〜１％を含有し、更に、Ｃｕ：０．２５〜５．０％および、Ｎｉ：０．０５〜１．０％を含有すると共に、ＣｕとＮｉの含有量が下記（１）式を満足し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼を熱間圧延して得られる素地鋼板に、溶融亜鉛めっきを施してから、めっき層を合金化した点に要旨を有している。（１）式中、［ ］は元素の含有量（質量％）を示す。
［Ｃｕ］／［Ｎｉ］≧５ ・・・（１）

上記合金化溶融亜鉛めっき鋼板の金属組織は、
（ｉ）フェライトとマルテンサイトの合計が７０面積％以上で、残留オーステナイトが１面積％以下（０面積％を含む）に抑制されているものであるか、
（ｉｉ）Ｓｉを１％以上含有し、上記合金化溶融亜鉛めっき鋼板の金属組織が、３面積％以上の残留オーステナイトを含有するものであればよい。（ｉｉ）の場合は、前記残留オーステナイト（以下、残留γと表記することがある。）結晶粒の平均軸比（長軸／短軸）は、５以上であることが好ましい。

上記合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、更に、他の元素として、
（ａ）Ｖ：１％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：１％以下（０％を含まない）、およびＭｏ：１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上の元素、
（ｂ）Ｂ：０．１％以下（０％を含まない）、
（ｃ）Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）および／またはＭｇ：０．０１％以下（０％を含まない）を含有することが好ましい。

本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、上記成分を満足する鋼を熱間圧延して得られる素地鋼板に、溶融亜鉛めっきを施した後、合金化処理を行うことによって製造できる。

本発明によれば、ＣｕとＮｉをバランス良く含有する素地鋼板に合金化溶融亜鉛めっき処理を施しているため、めっき不良や合金化ムラの発生が抑制された表面外観が良好な合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供できる。

本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板（以下、ＧＡ鋼板と呼ぶことがある。）の特徴部分は、ＣｕとＮｉをバランス良く含む素地鋼板に、合金化溶融亜鉛めっき処理を施すことによって、めっき不良や合金化ムラの発生が抑制された表面外観に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供するところにある。

本発明のＧＡ鋼板は、残留γを実質的に含まないＤＰ（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ；複合組織）鋼板と、３面積％以上の残留γを含むＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ；変態誘起塑性）鋼板の両方を含み、各組織鋼板による効果も有効に発揮される。本明細書では、溶融亜鉛めっきが施される前の鋼板を素地鋼板と呼び、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ鋼板）やＧＡ鋼板と区別することとする。

はじめに、本発明に到達した経緯について説明する。本発明者らは強度延性バランスを向上する目的で、ＳｉやＭｎなどの易酸化性元素を多く含むＧＡ鋼板のめっき不良や合金化ムラを防止するために検討を行った。前述したように、強度と延性を高めるためにＳｉやＭｎを高濃度で含有させると、溶融亜鉛めっきを行なう前に行なわれる焼鈍工程でＳｉとＭｎが選択的に酸化される。酸化されて形成されたＳｉやＭｎの酸化物は、素地鋼板の表面へ拡散し、酸化物層を形成し、この酸化物層がめっき不良を発生する原因となる。また、この酸化物層は、溶融亜鉛めっきした鋼板に熱処理を施して溶融亜鉛めっき層を合金化したときには、合金化ムラを発生する原因となる。特に、素地鋼板の表面にＳｉが濃化すると、素地鋼板の最表面に薄い酸化物層を形成したり、粒界酸化が起こるため、めっき付着性や合金化処理性が著しく劣化する。一方、素地鋼板の表面にはＭｎも濃化するが、Ｍｎが酸化されて形成される酸化物（ＭｎＯ）の形状は粒状のため、合金化処理時にＦｅが外方へ拡散するバリア効果はＳｉによる酸化物層よりも弱い。そのため少量添加であればＭｎの合金化速度への悪影響は少ない。しかしＭｎを添加して強度と延性を向上させるには、Ｓｉよりも多く添加しなければならないため、素地鋼板の表面には多量のＭｎＯが形成される。そのため合金化挙動が複雑化し、合金化処理条件の制御が困難になる。

そこで本発明者らは、素地鋼板の表面に形成されるＳｉ酸化物やＭｎ酸化物と、溶融亜鉛めっき層の合金化との関係に着目し、素地鋼板の表面に形成される上記酸化物の生成を抑制し、素地鋼板と溶融亜鉛の濡れ性や、素地鋼板と亜鉛の反応性を改善すれば、めっき不良や合金化ムラを低減でき、良好な表面外観が得られるのではないかと考えた。そして本発明者らは、Ｓｉ酸化物やＭｎ酸化物の生成を抑制する元素として、ＣｕとＮｉに着目した。その結果、高濃度のＳｉとＭｎを含有する素地鋼板に、更にＣｕとＮｉの両方をバランス良く含有させたところ、めっき不良が低減することが判明した。めっき不良が低減したのは、素地鋼板の表面にＣｕが濃化することで、素地鋼板の表面においてＳｉとＭｎの酸化を抑制できるためと考えられる。このときＣｕと共にＮｉを含有させることで、Ｃｕ濃化層の融点を上げることができるため、熱間加工時に疵や割れが発生するのを防止できる。しかもＣｕとＮｉは、溶融亜鉛めっき層中のＺｎと反応しやすいため、めっき付着性が良好になったと考えられる。即ち、Ｎｉを含むＣｕ濃化層は、めっき不良を低減するだけでなく、溶融亜鉛めっきとの濡れ性を改善するため、合金化反応が均一に進行し、不めっき部の発生や合金化不良も低減することが分かった。

また、Ｃｕを含む素地鋼板を用いれば、ＧＡ鋼板の耐食性も向上させることができる。即ち、溶融亜鉛めっき層の一部が腐食しても、Ｃｕ（一部、ＮｉやＴｉも相乗効果がある）がＺｎの溶解やＦｅの溶解に作用し、ＺｎさびやＦｅさびの形態を微細に変化させるため、さび層自体に耐食性向上作用をもたらすこととなる。つまり、Ｚｎめっきが腐食しても、緻密なＺｎさびを生成するため、耐食性向上作用を維持でき、素地鋼板中のＦｅが腐食しても、緻密なＦｅさびを生成するため、耐食性向上作用を維持できる。こうした緻密なＺｎさびとＦｅさびの生成によって、全体としての耐食性向上作用が維持され、長寿命化を図ることができる。

また、Ｃｕはそれ自体が貴な金属であるため、Ｃｕ濃化層は、外部からの腐食因子に対して侵入障壁の役割を果たし耐食性向上作用を有している。

こうしたＣｕ濃化層を形成させるために、本発明のＧＡ鋼板は、ＣｕとＮｉの含有量の比（［Ｃｕ］／［Ｎｉ］）が５以上となるように、Ｃｕを０．２５〜５．０％とＮｉを０．０５〜１．０％含有しているところに特徴がある。ＣｕとＮｉは、固溶強化元素であり、強度を向上させる他、めっき付着性を向上させるのに作用する元素である。特にＣｕは、Ｆｅよりも酸化し難いため、素地鋼板の表面に濃化させることでＳｉ酸化物やＭｎ酸化物の形態を変化させることができ、めっき付着性の劣化を防止できる。即ち、表面の粒界近傍にＣｕが濃化することによってＳｉ酸化物やＭｎ酸化物の生成が抑制されるため、めっき不良を低減できる。また、Ｓｉ酸化物やＭｎ酸化物の生成が抑制されることで、素地鋼板と溶融亜鉛の濡れ性が改善され、合金化反応を均一に進めることができるため、合金化ムラの発生が低減される。

また、本発明においてＣｕとＮｉの両方を添加したのは、Ｃｕの単独添加では、鋼の熱間圧延工程において表面に疵や割れが生じる場合があるからである。Ｃｕのみを含むＣｕ濃化層が高温に曝されると、その一部が液相化し、液相が生じた脆弱な素地鋼板の表面が熱間加工を受けることで疵や割れが発生してしまう。そこで表面の疵や割れの発生を防止するために、本発明ではＣｕと共にＮｉを必須元素として含有させる。Ｎｉを含有させることで、Ｃｕ濃化層の融点を上げることができ、熱間加工時に疵や割れが発生するのを防止できるからである。

こうした効果を発揮させるには、Ｃｕは０．２５％以上含有させる必要がある。好ましくは０．３％以上であり、より好ましくは０．３５％以上である。しかし過剰に含有すると加工性が劣化するため、Ｃｕの上限は５．０％とする。好ましくは４％以下であり、より好ましくは３％以下である。

一方、Ｎｉは０．０５％以上含有させる必要がある。好ましくは０．０６％以上である。しかし過剰に含有させると加工性が劣化するため、Ｎｉの上限は１．０％とする。好ましくは０．８％以下であり、より好ましくは０．６％以下である。

本発明のＧＡ鋼板は、ＣｕとＮｉを必須元素として含有するものであるが、更にＣｕとＮｉの含有量の比（［Ｃｕ］／［Ｎｉ］）が、下記（１）式で示される関係を満足していることが重要である。ＣｕとＮｉを上記の範囲で含有しているだけでは、ＧＡ鋼板の外観性を改善できない場合があるからである。Ｎｉを添加することで、Ｃｕの濃化が若干ではあるが阻害されるため、ＣｕとＮｉの含有量のバランスが悪ければ、Ｃｕ濃化層の幅や厚みが不連続になる。Ｃｕ濃化層が不連続になると、Ｃｕ濃化層が存在しているところと存在していないところで、めっき付着性や合金化速度に差がでるため、却って合金化ムラが発生することとなる。
［Ｃｕ］／［Ｎｉ］≧５ ・・・（１）

［Ｃｕ］／［Ｎｉ］の値が５未満では、Ｎｉが過剰となり、所望とするＣｕ濃化層の形成が阻害され、均一な濃化層が形成されないからである。従って［Ｃｕ］／［Ｎｉ］の値は５以上とする。好ましくは５．５以上であり、より好ましくは６以上である。

［Ｃｕ］／［Ｎｉ］の上限は、理論上は１００であるが、Ｎｉに対してＣｕを過剰に含有すると、割れが発生する原因となったり、コスト高となるので、［Ｃｕ］／［Ｎｉ］の値は、５０以下とするこが好ましい。より好ましくは４０以下であり、更に好ましくは３０以下である。

上記Ｃｕ濃化層は、溶製した鋼を熱間圧延する工程で形成され、素地鋼板の表面近傍に数μｍから数十μｍの厚みで形成されており、且つ、板厚中央部におけるＣｕ濃度に対して、２倍以上の濃度を有する層を指す。このＣｕ濃化層は、具体的には、素地鋼板の表面近傍に１μｍ以上の厚みで、連続的に形成されていることが好ましい。Ｃｕ濃化層の厚みはより好ましくは３μｍ以上である。なお、素地鋼板の表面近傍に形成されたＣｕ濃化層は、溶融亜鉛めっき浴へ浸漬したときに反応し、一部が溶解するため、ＧＡ鋼板の表面近傍を観察しても厚みや形成状態は変化する。また、Ｃｕ濃化層による上記効果は、後述するように、粒界に偏析し易いＶ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｂ等の元素を添加することによって、一層発揮される。

本発明のＧＡ鋼板は、上述したように、ＣｕとＮｉをバランス良く含有するところに最大の特徴がある。

次に、ＣｕとＮｉ以外の基本成分について、残留γを実質的に含まないＤＰ鋼板と、３面積％以上の残留γを含むＴＲＩＰ鋼板を分けて説明する。

本発明で用いる素地鋼板の金属組織は、残留γの有無によって（ａ）フェライトとマルテンサイトを合計で７０面積％以上含み、残留γが１面積％以下（０面積％を含む）であるＤＰ鋼板と、（ｂ）３面積％以上の残留γを含有するＴＲＩＰ鋼板に分けられる。

上記（ａ）のＤＰ鋼板を用いれば、母相をフェライトとマルテンサイトの混合組織になっているため、割れの発生を防止できる。一方、上記（ｂ）のＴＲＩＰ鋼板を用いれば、残留γを３面積％以上含有しているため、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）以上の温度で加工変形させることで、応力によって残留γがマルテンサイトに誘起変態して大きな伸びが得られる。

なお、素地鋼板の金属組織は、板厚の中央部を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて観察し、分析すればよい。観察倍率は３０００倍程度とすればよい。なお、残留γの生成量は、後記の実施例で詳述するように、ＥＢＳＰ検出器を備えたＦＥ−ＳＥＭを用いて定量すればよい。

《（ａ）フェライトとマルテンサイトを合計で７０面積％以上で、残留γを１面積％以下（０面積％を含む）に抑えたＤＰ鋼板》
［Ｃ：０．０２〜０．２５％］
Ｃは、強度を確保するために必要な元素であり、また低温変態生成物の生成量や生成形態を変化させるのにも寄与し、伸びや伸びフランジ性にも影響を及ぼす元素である。従ってＣは０．０２％以上含有する必要がある。好ましくは０．０４％以上であり、より好ましくは０．０６％以上である。しかし０．２５％を超えて含有すると溶接性が低下するので、Ｃは０．２５％以下とする。ＤＰ鋼板の場合は、特に０．２％以下であることが好ましい。より好ましくは０．１８％以下である。

［Ｓｉ：０．５〜３％］
Ｓｉは、置換型の固溶強化元素であり、α層中の固溶Ｃ量を減少させることにより強度を向上させる元素である。また、Ｓｉ量が多くなると、フェライト分率が増大すると共に、低温変態生成相のベイナイト変態が抑制される。従ってマルテンサイトが得られやすくなり、金属組織はフェライトとマルテンサイトの複合組織となるため、Ｓｉは高強度鋼板の伸びなどの加工性を向上させるのにも作用する元素である。こうした効果を発揮させるには、Ｓｉを０．５％以上含有させる必要がある。好ましくは１％以上であり、より好ましくは１．２％以上である。しかしＳｉを過剰に含有させると、上述したようにＣｕとＮｉを適切に含有させても素地鋼板の表面にＳｉの酸化物層が形成されるため、めっきの濡れ性が劣化し、めっき不良や合金化ムラを低減できない。また、Ｓｉが過剰になると、熱間圧延時に素地鋼板の表面に酸化皮膜を形成し、スケールの除去やキズの除去にコストがかかり、経済的に不利になる。また、Ｓｉを過剰に含有させても上述した強度向上効果は飽和し、コスト高となる。従ってＳｉは３％以下とする。好ましくは２．５％以下であり、より好ましくは２％以下である。

［Ｍｎ：１〜４％］
Ｍｎは、強度と延性を高めるために必要な元素であり、１％以上含有する。好ましくは１．３％以上であり、より好ましくは１．５％以上である。しかしＭｎが過剰になると、上記Ｓｉと同様に、素地鋼板の表面にＭｎの酸化物層が形成されるため、めっきの濡れ性が劣化し、めっき不良や合金化ムラを低減できない。また、熱間圧延時に素地鋼板の表面に酸化皮膜を形成し、スケールの除去やキズの除去にコストがかかり、経済的に不利になる。また、Ｍｎを過剰に含有させても強度向上効果は飽和し、コスト高となる。従ってＭｎは４％以下とする。好ましくは３．５％以下である。ＤＰ鋼板の場合は、３％以下であることが特に推奨される。

［Ｃｒ：０．０３〜１％］
Ｃｒは、焼入れ性を高め、組織強化を図るのに有効に作用する元素である。即ち、Ｃｒはオーステナイト中にＣを濃化させ、オーステナイトの安定度を高めてマルテンサイトを生成させやすくし、金属組織を強化する元素である。従ってＣｒは０．０３％以上含有する必要がある。好ましくは０．１％以上であり、より好ましくは０．１５％以上である。しかし１％を超えて含有させても上記効果は飽和し、コスト高となるので、上限は１％とする。好ましくは０．８％以下であり、より好ましくは０．６％以下である。

［Ａｌ：１．５％以下（０％を含まない）］
Ａｌは、耐食性向上作用と耐水素脆化特性向上作用を有する元素である。Ａｌの添加により耐水素脆化特性が向上するのは、Ａｌを添加することで耐食性が向上し、結果として大気腐食で発生する水素量が低減されるからと考えられる。しかし過剰に含有すると、アルミナ等の介在物が多く生成し、加工性が劣化するため、１．５％以下とする。好ましくは１％以下、より好ましくは０．５％以下、更に好ましくは０．１％以下である。なお、Ａｌは、製鋼段階で脱酸剤として添加するため、通常、０．０１％程度含有している。

［Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）］
Ｐは、高強度鋼板を得るために有効に作用する元素であるが、過剰に含有すると、めっきムラが生じやすくなり、また溶融亜鉛めっきの合金化が困難になる。従ってＰは０．０３％以下に抑える必要がある。好ましくは０．０２％以下であり、より好ましくは０．０１５％以下とする。

［Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）］
Ｓは、不可避不純物として混入する元素であり、過剰に含有すると、熱間圧延時に熱間割れを発生する原因になるほか、スポット溶接性を著しく損なう元素である。また、過剰に含有すると、鋼中に生成する析出物の量が増大し過ぎて、伸びや伸びフランジ性が劣化する。従ってＳは０．０３％以下に抑える必要がある。好ましくは０．０２％以下であり、より好ましくは０．０１％以下とする。

［Ｔｉ：０．００３〜１％］
Ｔｉは、鋼中のＣを固定して炭化物を形成し、ＧＡ鋼板の高強度化に有効に作用する元素である。また、Ｔｉは、鋼中のＣを固定する他、Ｎを固定して窒化物を形成し、ｒ値（ランクフォード値）を高めて加工性を向上させるのにも作用する元素である。また、Ｔｉは、上記ＣｕとＮｉと複合添加することで、Ｆｅが溶解するときにＦｅの複合酸化物を形成し、この複合酸化物がめっき付着性を向上させる。また、腐食発生時に耐食性を向上させる作用を有している緻密な鉄さびや亜鉛さびの形成に寄与する元素である。即ち、Ｔｉは、塩化物環境での耐食性を劣化させる原因となるβ−ＦｅＯＯＨの生成を抑制する唯一の元素であり、こうした抑制作用は、耐食性を向上させるα―ＦｅＯＯＨや非晶質さびの生成を促進する作用を有するＣｕやＮｉと複合添加することで一層発揮される。本発明では、Ｔｉは０．００３％以上含有させる必要がある。好ましくは０．００３５％以上、より好ましくは０．００４％以上とする。しかし過剰に含有させるとコスト高となる他、加工性を低下させるため上限は１％とする。好ましくは０．５％以下であり、より好ましくは０．１％以下である。

本発明のＧＡ鋼板の残部成分は、鉄および不可避不純物である。

本発明の効果を損なわない範囲で、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇなどの選択元素を含有してもよい。これらの選択元素を含有する場合の好適な範囲は次の通りである。

［Ｖ：１％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：１％以下（０％を含まない）、およびＭｏ：１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上の元素］
Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏは、いずれも強度を一段と向上させる元素であり、これらの元素を単独、または２種以上添加することができる。特に、ＶとＮｂは、鋼中のＣを固定して炭化物を形成することで、強度を高める元素である。Ｍｏは、めっき付着性を損なわずに、鋼中に固溶して強度を高める元素である。こうした効果は、少量添加することで発揮されるが、好ましくは、いずれかの元素を０．００３％以上含有するのがよい。より好ましくは、いずれかの元素を０．０１％以上含有するのがよく、更に好ましくは、いずれかの元素を０．０２％以上含有するのがよい。しかし過剰に含有させるとコスト高となる他、加工性が低下する。従って上記元素の上限は、いずれの元素も１％とすることが好ましい。より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．５％以下である。なお、２種以上含有させる場合は、合計で１％以下とするのがよい。

［Ｂ：０．１％以下（０％を含まない）］
Ｂ（ホウ素）は、焼入れ性を高める元素であり、また溶接性も向上させる元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、０．０００２％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．０００３％以上であり、更に好ましくは０．０００４％以上である。しかし過剰に含有させても添加効果は飽和し、しかも延性が低下して加工性が悪くなる。従ってＢは０．１％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．０１％以下であり、更に好ましくは０．００１％以下である。

前述したＶ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｂは、ＳｉやＭｎが素地鋼板の表面で酸化するのを抑えてめっき付着性を向上させる作用を有している元素であり、しかも粒界に偏析して亜鉛めっき層の合金化が均一に進行するように有効に作用して、合金化ムラやめっき不良を低減させる作用を有している。

［Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）および／またはＭｇ：０．０１％以下（０％を含まない）］
ＣａとＭｇは、鋼中の介在物の形態を球状化することにより延性を高め、加工性を向上させる作用を有している。また、ＣａとＭｇは、鋼を清浄化する作用を有しているため、ＣａやＭｇを含有すると溶融亜鉛めっき層の合金化が均一に進行し易くなる。こうした効果を有効に発揮させるには、ＣａとＭｇは、夫々、０．０００５％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．００１％以上である。しかし過剰に含有すると、鋼中の介在物量が増加するため、延性が劣化し、加工性が低下する。従ってＣａは０．００５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００３％以下である。Ｍｇは０．０１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００５％以下であり、更に好ましくは０．００３％以下である。

本発明のＧＡ鋼板の成分組成は、上記の通りであるが、本発明の効果を損なわない範囲で、更に他の元素を含有してもよい。

上記成分組成を満足する本発明のＧＡ鋼板は、引張強度が５９０〜１４７０ＭＰａ級になり、強度と延性のバランスが良好になる。

本発明で用いる素地鋼板の金属組織は、母相がフェライトとマルテンサイトの混合組織であればよい。母相組織とは、金属組織全体に対して、７０％以上生成している組織を意味する。

母相組織に占めるフェライトとマルテンサイトの各分率は、ＧＡ鋼板に要求される強度と伸びのバランスに応じて決定すればよく、特に限定されない。

一般的には、フェライト分率が高くなると、ＧＡ鋼板の強度が低下する反面、伸びが向上する傾向がある。一方、マルテンサイト分率が高くなると、ＧＡ鋼板の強度は向上するが、伸びが低下する傾向がある。上記金属組織に占めるフェライトとマルテンサイトの分率は、ＧＡ鋼板の延性を確保するために、フェライトを５〜９０体積％、マルテンサイトを５〜９０体積％であればよい。なお、上記フェライトは、通常のフェライトでもよいし、転位密度が高く、板状のベイニティックフェライトであってもよい。即ち、本発明で用いる素地鋼板は、フェライトおよび／またはベイニティックフェライトと、マルテンサイトの混合組織が母相であればよい。

一方、残留γが生成していると、ＧＡ鋼板を変形させたときに該残留γがマルテンサイトに変態して割れ発生の起点になるため、残留γは１面積％以下であることが好ましい。

フェライトとマルテンサイトの混合組織が７０面積％以上で、残留γを１面積％以下に抑えた素地鋼板を製造するには、例えば、上記成分組成を満足するスラブを熱間圧延した後に酸洗すればよく、必要に応じて冷間圧延してもよい。得られた熱延鋼板または冷延鋼板は、溶融亜鉛めっきライン等において溶融亜鉛めっきを行い、更に合金化処理を施せばよい。以下、この製造条件について具体的に説明する。

熱間圧延の条件は、例えば、加熱温度を約１１００〜１３００℃、仕上げ圧延温度を約８００〜９５０℃、巻き取り温度を約７００℃以下とすることが好ましい。

加熱温度を約１１００〜１３００℃とするのは、仕上げ圧延温度を確保すると共に、オーステナイト結晶粒の粗大化を防止するためである。仕上げ圧延温度を約８００〜９５０℃とするのは、加工性を阻害する集合組織が形成されないようにするためである。巻き取り温度を約７００℃以下とするのは、これを超える高温で巻き取ると素地鋼板の表面に生成するスケールが厚くなり過ぎるため、酸洗性が劣化するからである。なお、仕上げ圧延後は、パーライトの生成を抑制するために、平均冷却速度を約３０〜１２０℃／秒の範囲に制御することが好ましい。

熱間圧延後は、素地鋼板の加工性を向上させるために、必要に応じて冷間圧延を行なってもよい。冷間圧延時の冷延率は、３０％以上とすることが好ましい。冷延率を３０％未満とすると、熱間圧延時に素地鋼板の厚みを所望の製品厚みまで圧延しなければならないため、生産性が悪くなる。なお、冷間圧延を行なう前には、熱延鋼板を酸洗して表面に生成したスケールを除去すればよい。

上記熱延鋼板または冷延鋼板は、必要に応じて酸洗して素地鋼板の表面を清浄化した後、連続式溶融亜鉛めっきラインで熱処理を行なう。熱処理は、所望の組織を確実に得るには、７００℃以上に加熱するのが良い。上限は特に規定しないが、９００℃であれば何ら問題はない。熱処理時の保持時間は、１０秒以上でれば充分に均熱され、所望の組織が得られる。

熱処理した後は、亜鉛めっき処理を施す。めっき浴温は、管理のし易さや、その後の合金化処理条件との関係で、約４００〜５００℃とすることが好ましい。より好ましくは約４４０〜４８０℃である。めっき浴への浸漬時間は、１〜５秒とすることが好ましい。めっき浴の組成は特に限定されないが、例えば、有効Ａｌ濃度を０．０７〜０．１３質量％に調整しておくことが好ましい。なお、めっき浴へ浸漬する前の素地鋼板は、めっき付着性を向上させるために、めっき浴温程度に加熱しておくことが推奨される。

溶融亜鉛めっきを施した鋼板は、更に合金化処理を施す。合金化処理条件は、所望の特性に応じて決定すればよく、例えば、合金化処理温度は４００〜６００℃程度、合金化処理時間は１〜３００秒程度とすればよい。

合金化処理は、加熱炉や直火、赤外線加熱炉などを用いて行えばよい。加熱方法も特に限定されず、例えば、ガス加熱やインダクションヒーター加熱（高周波誘導加熱装置による加熱）など慣用の手段を採用できる。なお、合金化処理は、溶融亜鉛めっき直後に行うことが好ましい。

《（ｂ）３面積％以上の残留γを含むＴＲＩＰ鋼板》
［Ｃ：０．０２〜０．２５％］
Ｃは、強度を確保するために必要な元素であり、また低温変態生成物の生成量や生成形態を変化させるのにも寄与し、伸びや伸びフランジ性にも影響を及ぼす元素である。従ってＣは０．０２％以上含有する必要がある。好ましくは０．０４％以上であり、より好ましくは０．０６％以上である。しかし０．２５％を超えて含有すると溶接性が低下するので、Ｃは０．２５％以下とする。好ましくは０．２％以下であり、より好ましくは０．１８％以下である。

［Ｓｉ：０．５〜３％］
Ｓｉは、置換型の固溶強化元素であり、α層中の固溶Ｃ量を減少させることにより強度を向上させる元素である。また、Ｓｉ量が多くなると、フェライト分率が増大すると共に、低温変態生成相のベイナイト変態が抑制される。従ってマルテンサイトが得られやすくなり、金属組織はフェライトとマルテンサイトの複合組織となるため、Ｓｉは高強度鋼板の伸びなどの加工性を向上させるのにも作用する元素である。こうした効果を発揮させるには、Ｓｉを０．５％以上含有させる必要がある。ＴＲＩＰ鋼板の場合は、Ｓｉは、特に１％以上含有することが推奨される。Ｓｉは、残留γが分解して炭化物が生成するのを抑制するのに作用する元素だからである。Ｓｉは、好ましくは１．２％以上である。しかしＳｉを過剰に含有させると、上述したようにＣｕとＮｉを適切に含有させても素地鋼板の表面にＳｉの酸化物層が形成されるため、めっきの濡れ性が劣化し、めっき不良や合金化ムラを低減できない。また、Ｓｉが過剰になると、熱間圧延時に素地鋼板の表面に酸化皮膜を形成し、スケールの除去やキズの除去にコストがかかり、経済的に不利になる。また、Ｓｉを過剰に含有させても上述した強度向上効果は飽和し、コスト高となる。従ってＳｉは３％以下とする。好ましくは２．５％以下であり、より好ましくは２％以下である。

［Ｍｎ：１〜４％］
Ｍｎは、強度と延性を高めるために必要な元素であり、１％以上含有する。好ましくは１．３％以上であり、より好ましくは１．５％以上である。しかしＭｎが過剰になると、上記Ｓｉと同様に、素地鋼板の表面にＭｎの酸化物層が形成されるため、めっきの濡れ性が劣化し、めっき不良や合金化ムラを低減できない。また、熱間圧延時に素地鋼板の表面に酸化皮膜を形成し、スケールの除去やキズの除去にコストがかかり、経済的に不利になる。また、Ｍｎを過剰に含有させても強度向上効果は飽和し、コスト高となる。従ってＭｎは４％以下とする。好ましくは３．５％以下であり、より好ましくは３％以下である。

［Ｃｒ：０．０３〜１％］
Ｃｒは、焼入れ性を高め、組織強化を図るのに有効に作用する元素であり、０．０３％以上含有する必要がある。好ましくは０．１％以上であり、より好ましくは０．１５％以上である。しかし１％を超えて含有させても上記効果は飽和し、コスト高となるので、上限は１％とする。好ましくは０．８％以下であり、より好ましくは０．６％以下である。

［Ａｌ：１．５％以下（０％を含まない）］
Ａｌは、耐食性向上作用と耐水素脆化特性向上作用を有する元素である。Ａｌの添加により耐水素脆化特性が向上するのは、Ａｌを添加することで耐食性が向上し、結果として大気腐食で発生する水素量が低減されるからと考えられる。また、Ａｌを添加することによってラス状の残留γの安定度が増加することも耐水素脆化特性の向上に寄与していると考えられる。しかし過剰に含有すると、アルミナ等の介在物が多く生成し、加工性が劣化するため、１．５％以下とする。好ましくは１％以下、より好ましくは０．５％以下、更に好ましくは０．１％以下である。なお、Ａｌは、製鋼段階で脱酸剤として添加するため、通常、０．０１％程度含有している。

［Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）］
Ｐは、高強度鋼板を得るために有効に作用する元素であるが、過剰に含有すると、めっきムラが生じやすくなり、また溶融亜鉛めっきの合金化が困難になる。従ってＰは０．０３％以下に抑える必要がある。好ましくは０．０２％以下であり、より好ましくは０．０１５％以下とする。

［Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）］
Ｓは、不可避不純物として混入する元素であり、過剰に含有すると、熱間圧延時に熱間割れを発生する原因になるほか、スポット溶接性を著しく損なう元素である。また、過剰に含有すると、鋼中に生成する析出物の量が増大し過ぎて、伸びや伸びフランジ性が劣化する。従ってＳは０．０３％以下に抑える必要がある。好ましくは０．０２％以下であり、より好ましくは０．０１％以下とする。

［Ｔｉ：０．００３〜１％］
Ｔｉは、鋼中のＣを固定して炭化物を形成し、ＧＡ鋼板の高強度化に有効に作用する元素である。また、Ｔｉは、鋼中のＣを固定する他、Ｎを固定して窒化物を形成し、ｒ値（ランクフォード値）を高めて加工性を向上させるのにも作用する元素である。また、Ｔｉは、上記ＣｕとＮｉと複合添加することで、Ｆｅが溶解するときにＦｅの複合酸化物を形成し、この複合酸化物がめっき付着性を向上させる。また、腐食発生時に耐食性を向上させる作用を有している緻密な鉄さびや亜鉛さびの形成に寄与する元素である。即ち、Ｔｉは、塩化物環境での耐食性を劣化させる原因となるβ−ＦｅＯＯＨの生成を抑制する唯一の元素であり、こうした抑制作用は、耐食性を向上させるα―ＦｅＯＯＨや非晶質さびの生成を促進する作用を有するＣｕやＮｉと複合添加することで一層発揮される。本発明では、Ｔｉは０．００３％以上含有させる必要がある。好ましくは０．００３５％以上、より好ましくは０．００４％以上とする。しかし過剰に含有させるとコスト高となる他、加工性を低下させるため上限は１％とする。好ましくは０．５％以下であり、より好ましくは０．１％以下である。

本発明のＧＡ鋼板の残部成分は、鉄および不可避不純物である。

本発明の効果を損なわない範囲で、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇなどの選択元素を含有してもよい。これらの選択元素を含有する場合の好適な範囲は次の通りである。

［Ｖ：１％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：１％以下（０％を含まない）、およびＭｏ：１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上の元素］
Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏは、いずれも強度を一段と向上させる元素であり、これらの元素を単独、または２種以上添加することができる。特に、ＶとＮｂは、鋼中のＣを固定して炭化物を形成することで、強度を高める元素である。Ｍｏは、めっき付着性を損なわずに、鋼中に固溶して強度を高める元素である。こうした効果は、少量添加することで発揮されるが、好ましくは、いずれかの元素を０．００３％以上含有するのがよい。より好ましくは、いずれかの元素を０．０１％以上含有するのがよく、更に好ましくは、いずれかの元素を０．０２％以上含有するのがよい。しかし過剰に含有させるとコスト高となる他、加工性が低下する。従って上記元素の上限は、いずれの元素も１％とすることが好ましい。より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．５％以下である。なお、２種以上含有させる場合は、合計で１％以下とするのがよい。

［Ｂ：０．１％以下（０％を含まない）］
Ｂ（ホウ素）は、焼入れ性を高める元素であり、また溶接性も向上させる元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、０．０００２％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．０００３％以上であり、更に好ましくは０．０００４％以上である。しかし過剰に含有させても添加効果は飽和し、しかも延性が低下して加工性が悪くなる。従ってＢは０．１％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．０１％以下であり、更に好ましくは０．００１％以下である。

前述したＶ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｂは、ＳｉやＭｎが素地鋼板の表面で酸化するのを抑えてめっき付着性を向上させる作用を有している元素であり、しかも粒界に偏析して亜鉛めっき層の合金化が均一に進行するように有効に作用して、合金化ムラやめっき不良を低減させる作用を有している。

［Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）および／またはＭｇ：０．０１％以下（０％を含まない）］
ＣａとＭｇは、鋼中の介在物の形態を球状化することにより延性を高め、加工性を向上させる作用を有している。また、ＣａとＭｇは、鋼を清浄化する作用を有しているため、ＣａやＭｇを含有すると溶融亜鉛めっき層の合金化が均一に進行し易くなる。こうした効果を有効に発揮させるには、ＣａとＭｇは、夫々、０．０００５％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．００１％以上である。しかし過剰に含有すると、鋼中の介在物量が増加するため、延性が劣化し、加工性が低下する。従ってＣａは０．００５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００３％以下である。Ｍｇは０．０１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００５％以下であり、更に好ましくは０．００３％以下である。

本発明のＧＡ鋼板の成分組成は、上記の通りであるが、本発明の効果を損なわない範囲で、更に他の元素を含有してもよい。

上記成分組成を満足する本発明のＧＡ鋼板は、引張強度が５９０〜１４７０ＭＰａ級になり、強度と延性のバランスが良好になる。

本発明のＧＡ鋼板は、３面積％以上の残留γが生成しているＴＲＩＰ鋼板であってもよい。残留γを含有することで、加工性が向上する。また、残留γが粒界に存在することによって、粒界を通してＦｅとＺｎが急激に反応するのが抑制されるため、めっき不良や合金化ムラの発生が低減され、鋼板の外観が良好になる。また、残留γが分布していることにより、腐食時に腐食の起点になるアノードサイトが分散するため、腐食時には表面に微細な凹凸が形成され、マクロ的に見ると全面腐食が発生することとなる。しかし、表面に微細な凹凸が均一に形成されることにより、局所的に腐食して孔が空く孔食は発生しない。特に、薄鋼板の場合は、孔食が発生して鋼板が貫通することは工業的に大変危険であるので、孔食が発生するよりも、均一に全面腐食する方が望まれている。

こうした効果を有効に発揮させるには、残留γは金属組織全体に対して３面積％以上含有していることが好ましい。この残留γは、できるだけ微細に分散していることが推奨される。

上記残留γ結晶粒は、平均軸比（長軸／短軸）が５以上を満たすラス状で分散しているのが好ましい。残留γは粒界に存在するため、亜鉛と鉄が粒界を通して急激に反応し、外観ムラの原因となる反応を抑制し、合金化ムラやめっき不良を低減させる効果があるからである。こうした効果は、残留γの体積率が同じ場合は、粗大な粒で存在するよりも反応を均一に進行させるために微細に分散している方が一段と発揮される。

残留γ結晶粒の平均軸比は、例えば、ＥＰＳＰ検出器を備えたＦＥ−ＳＥＭを用いて金属組織を観測すればよい。

残留γ以外の金属組織は、主としてベイニティックフェライトであり、更にベイナイトおよび／またはマルテンサイトを含有していてもよい。

残留γ以外の金属組織は、金属組織全体に占めるベイニティックフェライトが、７０面積％以上であればよい。但し、混合組織に占めるベイニティックフェライトの分率や、ベイナイトおよび／またはマルテンサイトの各分率は、鋼板に要求される強度と伸びのバランスに応じて決定すればよく、特に限定されない。

ベイニティックフェライトが７０面積％以上で、残留γを３面積％以上含有する鋼板を製造するには、例えば、上記成分組成を満足するスラブを熱間圧延した後に酸洗し、必要に応じて冷間圧延した後、オーステナイト単層域（この温度を以下「Ｔ１」とする）に加熱・保持し、平均冷却速度を１０℃／秒以上として３００〜６００℃の温度域（この温度を以下「Ｔｏ」とする）で３０秒間以上保持すればよい。なお、溶融亜鉛めっきライン等において溶融亜鉛めっき等を行なう場合は、溶融亜鉛めっきを上記Ｔｏの温度域で行えばよい。以下、この製造条件について具体的に説明する。

熱間圧延の条件は、例えば、加熱温度を約１１００〜１３００℃、仕上げ圧延温度を約８００〜９５０℃、巻き取り温度を約７００℃以下とすることが好ましい。

加熱温度を約１１００〜１３００℃とするのは、仕上げ圧延温度を確保すると共に、オーステナイト結晶粒の粗大化を防止するためである。仕上げ圧延温度を約８００〜９５０℃とするのは、加工性を阻害する集合組織が形成されないようにするためである。巻き取り温度を約７００℃以下とするのは、これを超える高温で巻き取ると素地鋼板の表面に生成するスケールが厚くなり過ぎるため、酸洗性が劣化するからである。なお、仕上げ圧延後は、パーライトの生成を抑制するために、平均冷却速度を約３０〜１２０℃／秒の範囲に制御することが好ましい。

熱間圧延後は、加工性を向上させるために、必要に応じて冷間圧延を行なってもよい。冷間圧延時の冷延率は、３０％以上とすることが好ましい。冷延率を３０％未満とすると、熱間圧延時に素地鋼板の厚みを所望の製品厚みまで圧延しなければならないため、生産性が悪くなる。なお、冷間圧延を行なう前には、熱延鋼板を酸洗して表面に生成したスケールを除去すればよい。

次に、熱延鋼板または冷延鋼板を、連続式溶融亜鉛めっきラインにて以下の熱処理を行なう。鋼板をオーステナイト単層域（Ｔ１）にて加熱・保持し、続いて冷却する。Ｔ１での保持時間は、鋼板の金属組織をオーステナイト化できる範囲で設定すればよく、例えば、１０秒以上である。しかし保持時間が長くなり過ぎると生産性が悪くなるので、保持時間は１２００秒以下とすることが好ましい。より好ましくは６００秒以下である。

Ｔ１で保持した後は、平均冷却速度を１０℃／秒以上として３００〜６００℃の温度域（Ｔｏ）で３０秒間以上保持すればよい。Ｔｏで３０秒間以上保持することで、オーステナイトを微細分散でき、所望の残留γを生成させることができる。特に、残留γを微細に、しかも平均軸比が大きいラス状にするには、保持温度Ｔｏを低温側に設定すればよい。なお、Ｔ１からＴｏまでの冷却速度が小さいとパーライト変態が起こるため、Ｔ１からＴｏまでの平均冷却速度は１０℃／秒以上とするのがよい。

次に、熱処理した鋼板に、溶融亜鉛めっき処理と合金化処理を施す。

溶融亜鉛めっき処理は、上記Ｔｏの温度域で行えばよい。具体的には、めっき浴温は、管理のし易さや、その後の合金化処理条件との関係で、約４００〜５００℃とすることが好ましい。より好ましくは約４４０〜４８０℃である。めっき浴への浸漬時間は、１〜５秒とすることが好ましい。めっき浴の組成は特に限定されないが、例えば、有効Ａｌ濃度を０．０７〜０．１３質量％に調整しておくことが好ましい。なお、めっき浴へ浸漬する前の鋼板は、めっき付着性を向上させるために、鋼板をめっき浴温程度に加熱しておくことが推奨される。

溶融亜鉛めっきを施した鋼板は、更に合金化処理を施す。合金化処理は、溶融亜鉛めっき後の鋼板の温度を上記Ｔｏの温度域に保持し、１〜３０秒以内に行うのがよい。

合金化処理は、加熱炉や直火、赤外線加熱炉などを用いて行えばよい。加熱方法も特に限定されず、例えば、ガス加熱やインダクションヒーター加熱（高周波誘導加熱装置による加熱）など慣用の手段を採用できる。

合金化処理条件は、所望の特性に応じて決定すればよく、例えば、合金化処理温度は４５０〜５５０℃程度、合金化処理時間は５〜３０秒程度とすればよい。

本発明のＧＡ鋼板は、自動車用強度部品、例えば、フロントやリア部のサイドメンバやクラッシュボックスなどの衝突部品をはじめ、センターピラーレインフォースなどのピラー類、ルーフレールレインフォース、サイドシル、フロアメンバー、キック部などの車体構成部品に使用できる。

また、上記ＧＡ鋼板には、各種塗装や塗装下地処理（例えば、リン酸塩処理などの化成処理）、有機皮膜処理（例えば、フィルムラミネートなどの有機皮膜の形成）などを行なってもよい。

塗料には、公知の樹脂、例えばエポキシ樹脂、フッ素樹脂、シリコンアクリル樹脂、ポリウレタン樹脂、アクリル樹脂、ポリエステル樹脂、フェノール樹脂、アルキッド樹脂、メラミン樹脂などを使用できる。耐食性の観点から、エポキシ樹脂、フッ素樹脂、シリコンアクリル樹脂が好ましい。前記樹脂とともに、硬化剤を使用しても良い。また塗料は、公知の添加剤、例えば、着色用顔料、カップリング剤、レベリング剤、増感剤、酸化防止剤、紫外線安定剤、難燃剤などを含有していても良い。

本発明において塗料形態に特に限定はなく、あらゆる形態の塗料、例えば、溶剤系塗料、水系塗料、水分散型塗料、粉体塗料、電着塗料などを使用できる。また塗装方法にも特に限定にはなく、ディッピング法、ロールコーター法、スプレー法、カーテンフローコーター法、電着塗装法などを使用できる。被覆層（めっき層、有機皮膜、化成処理皮膜、塗膜など）の厚みは、用途に応じて適宜設定すれば良い。

以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更して実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。

下記実験例１では金属組織が上記（ａ）で規定する要件を満足するＤＰ鋼板を狙って製造し、下記実験例２では金属組織が上記（ｂ）で規定する要件を満足するＴＲＩＰ鋼板を狙って製造した。

［実験例１］
下記表１に示す成分組成（残部は鉄および不可避不純物）の溶鋼を鋳造し、得られたスラブを１１８０℃に加熱し、仕上げ温度を８９０〜９００℃として熱間圧延を行なった。熱間圧延後、平均冷却速度を５０℃／秒として５００℃まで冷却した後、この温度で巻取った。次いで、酸洗を行い、冷間圧延して厚さ１．２ｍｍの冷延鋼板を製造した。冷延率は３０％である。

得られた冷延鋼板を１００×２５０ｍｍに加工し、溶融めっきシミュレータを用いて焼鈍、還元処理し、続いて溶融亜鉛めっき、および合金化処理を行い、ＧＡ鋼板を得た。具体的には、冷延鋼板の表面を酸洗して清浄化した後、８００℃で３０秒間の焼鈍を行い、Ｈ₂を２０％含有する還元性雰囲気中で８６０℃で４５秒間の還元処理を行なった。還元処理した冷延鋼板を、Ａｌを０．１３％含有し、浴温が４６０℃の溶融亜鉛めっき浴に２秒間浸漬して溶融亜鉛めっきを行なった。

溶融亜鉛めっき後の合金化処理は、めっき処理直後に、めっきシミュレータ内で赤外線加熱炉を用いて行った。合金化温度は５５０℃とし、合金化時間は１５秒とした。

得られたＧＡ鋼板の金属組織を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて３０００倍で観察した。その結果、鋼板の金属組織は、フェライトとマルテンサイトの混合組織を主体（全組織に対する面積率で７０％以上）であった。なお、残留γの生成量は、後記の実験例２に示した方法で定量した。その結果、残留γ量は、１面積％以下であった（表には示さず）。

次に、得られたＧＡ鋼板について、めっき性と耐パウダリング性を次の手順で評価した。

《めっき性の評価》
不めっき部の有無と、合金化ムラ発生の有無を目視で観察してめっき性を評価した。不めっき部の発生状況と、合金化ムラの発生状況は、面積率に基づいて次の基準で評価し、評価結果を下記表２に示す。本発明では、評価３〜評価５を合格とする。
（評価基準）
評価５：不めっき部無し、合金化ムラ無し。
評価４：不めっき部無し、合金化ムラ微量発生（面積率で５％未満）。
評価３：不めっき部無し、合金化ムラ一部発生（面積率で５％以上１０％未満）。
評価２：不めっき部無し、合金化ムラ発生（面積率で１０％以上）。
評価１：不めっき部有り、合金化ムラ発生（面積率で１０％以上）。

《耐パウダリング性の評価》
曲げ角が６０°、曲げ半径が１ｍｍのＶ型パンチを用いてＶ曲げ試験を行い、曲げ部の内側におけるめっき剥離量を測定し、耐パウダリング性を次の基準で評価した。評価結果を下記表２に示す。本発明では、評価◎と評価○を合格とする。
（評価基準）
評価◎：めっき剥離量が６ｍｇ以下。
評価○：めっき剥離量が６ｍｇを超え、１０ｍｇ以下。
評価×：めっき剥離量が１０ｍｇを超える。

下記表１、表２から次のように考察できる。Ｎｏ．１〜４は、本発明の要件、特に［Ｃｕ］／［Ｎｉ］の値が本発明で規定する要件を満足していないため、めっき性が悪く、耐パウダリング性も劣っている。特にＮｏ．４は、Ｎｉを含有せず、Ｃｕのみを含有しているため、鋼板表面に微小な疵などが発生し、表面性状に劣るため、めっき付着にムラが生じた。そのため、Ｎｏ．２やＮｏ．３よりもＣｕの添加量が多いにもかかわらず、めっき性は悪くなった。一方、Ｎｏ．５〜１７は、本発明で規定している要件を満足しているため、めっき性が良好で、耐パウダリング性にも優れている。

［実験例２］
下記表３に示す成分組成（残部は鉄および不可避不純物）の溶鋼を鋳造し、得られたスラブを熱間圧延して板厚３．２ｍｍの熱延鋼板を得た後、酸洗して表面スケールを除去し、冷間圧延して板厚１．２ｍｍの冷延鋼板を得た。

熱間圧延は、具体的には、開始温度１１５０〜１２００℃で３０分間保持した後、仕上温度を８５０℃として熱間圧延を行ない、次いで平均冷却速度５０℃／秒で冷却して５５０℃で巻取り、熱延鋼板を得た。冷間圧延は、具体的には、冷延率を４０％として行なった。

得られた冷延鋼板を１００×２５０ｍｍに加工し、更に溶融めっきシミュレータを用いて連続焼鈍し、続いて溶融亜鉛めっき、および合金化処理を行い、ＧＡ鋼板を得た。

連続焼鈍は、冷延鋼板をオーステナイト単層域（この温度をＴ１とし、下記表４に示す。）で１８０秒間保持した後、下記表４に示す温度Ｔｏまで平均冷却速度を５０℃／秒として冷却して行なった。なお、連続焼鈍は、Ｈ₂を２０％含有する還元性雰囲気中で行なった。

溶融亜鉛めっきは、連続焼鈍した冷延鋼板を、Ａｌを０．１３％含有し、浴温が４６０℃の溶融亜鉛めっき浴に２秒間浸漬して行なった。

溶融亜鉛めっき後の合金化処理は、めっき処理直後に、溶融めっきシミュレータ内で赤外線加熱炉を用いて行った。合金化温度は５５０℃とし、合金化時間は１５秒とした。

得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の金属組織を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて３０００倍で観察した。その結果、鋼板の金属組織は、ベイニティックフェライトが主体（全組織に対する面積率で７０％以上）であり、残留γが生成していた。残留γの生成量は、後述する方法で測定した。また、残留γ結晶粒の平均軸比（長軸／短軸）は、任意に選択される１視野内に観察される残留γの軸比を測定して平均値を求めた。残留γの生成量と平均軸比に基づいて下記基準で評価した。評価結果を下記表４に示す。本発明では、評価◎と評価○を合格とする。
（評価基準）
評価◎：残留γの生成量が３面積％以上で、平均軸比が５以上。
評価○：残留γの生成量が３面積％以上で、平均軸比が１以上５未満。
評価△：残留γの生成量が１面積％以上、３面積％未満。
評価×：残留γの生成量が１面積％未満。

残留γの生成量は、ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ）検出器を備えたＦＥ−ＳＥＭを用い、ＦＣＣ（面心立方格子）として観察される領域として測定した。ＥＢＳＰは、試料表面に電子線を入射させてこのときに発生する反射電子から得られた菊池パターンを解析することにより電子線入射位置の結晶方位を決定する装置であり、電子線を試料表面に２次元で走査させ、所定のピッチごとに結晶方位を測定すれば、試料表面での方位分布を測定できる。

測定手順の一例は、次の通りである。板厚に対して１／４の位置で圧延面と平行な面における任意の測定面積（約５０×５０μｍ、測定間隔は０．１μｍ）を測定対象とする。なお、当該測定面までの研磨は、残留γの変態を防ぐために電解研磨によって行った。

次に、上記ＥＢＳＰ検出器を備えたＦＥ−ＳＥＭを用い、ＥＢＳＰ画像を高感度カメラで撮影し、コンピューターに画像として取り込み、画像解析を行い、既知の結晶系［残留γの場合はＦＣＣ（面心立方格子）］を用いたシミュレーションによるパターンと比較して決定したＦＣＣ相をカラーマップした。このようにしてマッピングされた領域の面積率を算出し、これを残留γの面積率とした。なお、前記解析に係わるハードウェアおよびソフトとしては、ＴｅｘＳＥＭ Ｌａｂｏｒａｔｏｒｉｅｓｅｓ Ｉｎｃ．のＯＩＭ（Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｉｍａｇｉｎｇ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｏｙ）を用いた。

また、得られたＧＡ鋼板のめっき性と耐パウダリング性を上記実験例１と同じ手順で評価した。評価結果を下記表４に示す。また、得られたＧＡ鋼板の耐食性を次の手順で評価した。

《耐食性の評価》
ＧＡ鋼板から１５０ｍｍ×５０ｍｍの試験片を切り取り、乾湿繰り返しの腐食サイクル試験を行った。腐食サイクル試験は、８時間を１サイクルとし、具体的には、５％塩水噴霧を２時間行った後、６０℃で４時間乾燥し、９５％ＲＨ湿潤で２時間保持する工程を１サイクルとした。本実験例では、このサイクルを４５回繰返して試験を行った。試験後にさびを除去し、試験片の質量を測定し、腐食による質量の減量を算出した。評価基準は次の通りであり、結果を下記表４に示す。本発明では、評価２〜評価５を合格とする。
（評価基準）
評価５：腐食減量が４０ｍｇ／ｃｍ²以下。
評価４：腐食減量が４０ｍｇ／ｃｍ²を超え、５０ｍｇ／ｃｍ²以下。
評価３：腐食減量が５０ｍｇ／ｃｍ²を超え、６０ｍｇ／ｃｍ²以下。
評価２：腐食減量が６０ｍｇ／ｃｍ²を超え、８０ｍｇ／ｃｍ²以下。
評価１：腐食減量が８０ｍｇ／ｃｍ²を超える。

下記表３、表４から次のように考察できる。Ｎｏ．２１〜２４，３３は、本発明の要件、特に［Ｃｕ］／［Ｎｉ］の値が本発明で規定する要件を満足していないため、めっき性が悪く、耐パウダリング性も劣っている。特にＮｏ．２４は、Ｎｉを含有せず、Ｃｕのみを含有しているため、鋼板表面に微小な疵などが発生し、表面性状に劣るため、めっき付着にムラが生じた。そのため、Ｎｏ．２２やＮｏ．２３よりもＣｕの添加量が多いにもかかわらず、めっき性は悪くなった。また、Ｎｏ．２１〜２４は、腐食減量が６０ｍｇ／ｃｍ²を超えており、耐食性も悪くなっている。一方、Ｎｏ．２５〜３２，３４〜３９は、本発明で規定している要件を満足しているため、めっき性が良好で、耐パウダリング性にも優れている。また、腐食減量を６０ｍｇ／ｃｍ²以下に抑えることができており、耐食性にも優れている。

Claims (5)

1. Ｃ ：０．０２〜０．２５％（質量％の意味。以下同じ。）、
   Ｓｉ：１〜３％、
   Ｍｎ：１〜４％、
   Ｃｒ：０．０３〜１％、
   Ａｌ：１．５％以下（０％を含まない）、
   Ｐ ：０．０３％以下（０％を含まない）、
   Ｓ ：０．０３％以下（０％を含まない）、
   Ｔｉ：０．００３〜１％を含有し、
   更に、
   Ｃｕ：０．２５〜５．０％および、
   Ｎｉ：０．０５〜１．０％を含有すると共に、ＣｕとＮｉの含有量が下記（１）式を満足し、
   残部が鉄および不可避不純物からなる鋼を熱間圧延して得られる素地鋼板に、溶融亜鉛めっきを施してから、めっき層を合金化した合金化溶融亜鉛めっき鋼板であり、
   金属組織として３面積％以上の残留オーステナイトを含有することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
   ［Ｃｕ］／［Ｎｉ］≧５ ・・・（１）
   ［（１）式中、［ ］は元素の含有量（質量％）を示す。］
2. 前記残留オーステナイト結晶粒の平均軸比（長軸／短軸）が５以上を満たす請求項１に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
3. 更に、他の元素として、
   Ｖ ：１％以下（０％を含まない）、
   Ｎｂ：１％以下（０％を含まない）、および
   Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有する請求項１または２に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
4. 更に、他の元素として、
   Ｂ ：０．１％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
5. 更に、他の元素として、
   Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）および／または
   Ｍｇ：０．０１％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。