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JP5041083B2 - 加工性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents

加工性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、自動車用部品等の素材に好適な、引張強さ(TS)：980MPa以上の高強度と、優れた加工性を兼ね備えた高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。
昨今、地球環境保全の観点からCO2排出量を削減すべく、自動車車体の軽量化を図り、自動車の燃費を改善することが要求されている。また、衝突時における乗員の安全を確保すべく、自動車車体を強化し、自動車車体の衝安全性を向上することも要求されている。このように、自動車車体の軽量化と安全性向上とを同時に満たすためには、自動車の部品用素材を高強度化し、剛性が問題とならない範囲で板厚を減ずることにより軽量化を図ることが効果的である。そのため、近年、高張力鋼板が自動車部品に積極的に使用されており、自動車業界では、例えば、足回り部品用素材として、引張強さ(TS)が780MPa級の高張力熱延鋼板を使用する傾向にある。更に、最近では自動車用鋼板において、より一層の高強度化が推進されており、引張強さが780MPa級以上、更には980MPa級以上の鋼板の適用が検討されつつある。
一方、鋼板を素材とする自動車部品の多くは、プレス加工やバーリング加工等によって成形されるため、自動車部品用鋼板には優れた加工性を有することが要求される。また、自動車部品は腐食環境下に晒されることが多いため、自動車部品用鋼板には優れた耐食性を有することも要求される。特に、足回り部品は複雑な形状を有し、且つ、過酷な腐食環境下に晒されることから、足回り部品用素材としての熱延鋼板においては強度とともに加工性、並びに耐食性が重要視され、伸びおよび伸びフランジ性等の加工性に優れた高張力熱延鋼板（めっき鋼板）が求められている。また、骨格部品用素材では加工性として更に曲げ特性に優れることが求められている。
しかしながら、一般的に鉄鋼材料は高強度化に伴い加工性が低下し、高張力熱延鋼板（めっき鋼板）の加工性は通常の軟鋼板よりもはるかに劣っている。そのため、高張力熱延鋼板（めっき鋼板）を足回り部品等に適用するうえでは、強度と加工性を兼備した高張力熱延鋼板（めっき鋼板）の開発が必須となり、現在までに様々な研究が為されている。
優れた加工性を確保しつつ鋼板の高強度化を図る技術としては、例えば、特許文献１には、実質的にフェライト単相組織であり、平均粒子径10nm未満のTiおよびMoを含む炭化物が分散析出していることを特徴とする、引張強さが590MPa以上の加工性に優れた高張力鋼板に関する技術が提案されている。しかしながら、特許文献１で提案された技術では、高価なMoを利用するため、製造コスト高を招くという問題を有していた。
また、特許文献２には、質量で、C：0.08〜0.20％、Si：0.001％以上0.2％未満、Mn：1.0％超3.0％以下、Al：0.001〜0.5％、V：0.1％超0.5％以下、Ti：0.05％以上0.2％未満およびNb：0.005〜0.5％を含有し、かつ、（式１）（Ti/48＋Nb/93）×C/12≦4.5×10−５、（式２）0.5≦（V/51＋Ti/48＋Nb/93）/（C/12）≦1.5、（式３）V＋Ti×2＋Nb×1.4＋C×2＋Mn×0.1≧0.80の3式を満たし、残部Feおよび不可避的不純物からなり、平均粒子径5μｍ以下で硬度が250Hv以上のフェライトを70体積％以上含有する鋼組織を有し、880MPa以上の強度と降伏比0.80以上を有する高強度熱延鋼板に関する技術が提案されている。
しかしながら、特許文献２で提案された技術では、伸びフランジ性について検討されておらず、780MPa以上の引張強さを確保しようとする場合、必ずしも十分な伸びフランジ性を得ることができないという問題がある。
また、特許文献３には、質量％で、C：0.0002〜0.25％、Si：0.003〜3.0％、Mn：0.003〜3.0％及びAl：0.002〜2.0％を含有し、残部はFe及び不可避的不純物からなり、不可避的不純物中のPは0.15％以下、Sは0.05％以下、Nは0.01％以下である成分組成を有し、面積割合で金属組織の70％以上がフェライト相で、その平均結晶粒径が20μm以下、アスペクト比が3以下であり、フェライト粒界の70％以上が大角粒界からなり、大角粒界で形成されたフェライト相のうち、最大径が30μm以下、最小径が5nm以上である析出物の面積割合が金属組織の2％以下であり、フェライト相と析出物とを除く残部相のなかで面積割合が最大である第二相の平均結晶粒径が20μm以下であり、最も近い第二相間にフェライト相の大角粒界が存在することを特徴とする熱延鋼板に関する技術が提案されている。また、特許文献３には、C含有量を非常に少なくし、かつオーステナイト安定化元素であるMnの含有量を少なくすることで、金属組織をフェライト単相組織とすることが記載されている。
しかしながら、C含有量を非常に少なくした場合、析出強化に効果のあるTi、Nb等の炭化物の析出量が減少するため、加工性に優れたフェライト単相組織鋼板とした場合には、780MPa以上の強度を発現することができない。そのため、特許文献３で提案された技術では、実質的にフェライト単相組織として伸びおよび伸びフランジ性等の加工性を確保し、且つ引張強度が780MPa以上である鋼板を製造することはできないという問題がある。
また、特許文献４には、mass％で、C：0.02％以上0.20％以下、Si：0.3％以下、Mn：0.5％以上2.5％以下、P：0.06％以下、S：0.01％以下、Al：0.1％以下、Ti：0.05％以上0.25％以下、V：0.05％以上0.25％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成と、実質的にフェライト単相組織であり、前記フェライト単相組織中には、大きさが20nm未満の析出物に含まれるTiが200mass ppm以上1750mass ppm以下、Vが150 mass ppm以上1750 mass ppm以下であり、固溶Vが200 mass ppm以上1750 mass ppm未満である組織を有することを特徴とする、加工後の伸びフランジ特性および塗装後耐食性に優れた高強度鋼板に関する技術が提案されている。
特許文献４に記載の技術では、鋼板に含まれる析出物を微細化（大きさ20nm未満）することにより鋼板の高強度化を図っている。また、特許文献４に記載の技術では、鋼板に含まれる析出物を微細なまま維持し得る析出物として、Ti-Vを含む析出物を用い、更に、鋼板に含まれる固溶V量を所望の範囲とすることにより、加工後の伸びフランジ特性の向上を図っている。そして、特許文献４に記載の技術によると、加工後の伸びフランジ性および塗装後耐食性に優れ、引張強さが780MPa以上である高強度熱延鋼板が得られるとされている。また、得られた熱延鋼板は、溶融亜鉛めっき皮膜または合金化溶融亜鉛めっき皮膜を形成した溶融亜鉛めっき鋼板の基板としても好適であるとされている。
特許第３５９１５０２号公報 特開２００６−１６１１１２号公報 特許第３８２１０３６号公報 特開２００９−０５２１３９号公報
特許文献４で提案された技術によれば、加工性（伸びおよび伸びフランジ性）に優れ且つ780MPa級程度までの強度を有する熱延鋼板を製造することができるとある。しかしながら、特許文献４に記載の技術では、析出物の大きさについて、20nm未満としているが、特許文献１に述べられているように、析出強化はさらに微細な、粒子径10nm未満程度の析出物が強化機構の主体とされており、20nm未満程度の大きさと規定しただけでは析出強化能が不安定となり易い。そのため、特許文献４で提案された技術では、優れた加工性を維持したまま980MPa級以上の強度を確実に確保することが困難であるという問題がある。また、特に980MPa級以上の強度を得ようとすると、鋼板特性の均一性が不十分となり易く、特に鋼板幅方向に特性（強度等）のばらつきが生じ易く、鋼板幅方向端部において十分な特性が得られないという問題があった。
すなわち、大量生産される自動車部品に対しては、その素材を安定的に供給すべく熱延鋼板を工業的に大量生産する必要があるが、特許文献４で提案された技術では、980MPa級以上の熱延鋼板を安定して、しかも確実に供給することが困難であるという問題があった。また、特許文献４で提案された技術では、鋼板幅方向端部において十分な特性が得られない場合があるため歩留りが低くなるという問題も起こり得る。
また、溶融亜鉛めっき鋼板においては、内部酸化層に起因する欠陥がたびたび観察され、めっき皮膜の密着性を落とすことが問題視されている。熱延鋼板と溶融亜鉛との濡れ性が悪いとめっき不良が生じる場合があり、めっき皮膜の密着性は重要な問題である。しかしながら、特許文献４で提案された技術では、溶融亜鉛めっき性に優れた熱延鋼板を得るための具体的手段について検討されていない。特許文献４で提案された技術では、溶融亜鉛めっき皮膜（または合金化溶融亜鉛めっき皮膜）形成後の表面品質が良好であり、且つ、所望の機械的特性（強度、伸びおよび伸びフランジ性）を有し、しかも鋼板幅方向全域にわたり均一な特性を有する高張力溶融亜鉛めっき鋼板を得るための具体的手段については検討されておらず、課題として残されていた。
本発明は、上記した従来技術が抱える問題を有利に解決し、自動車部品用として好適な、引張強さ(TS)：980MPa以上で、かつ、プレス時の断面形状が複雑な足回り部品用等の素材としても、また、骨格部品用等の素材としても適用可能な優れた加工性（伸び、伸びフランジ性、或いは更に曲げ特性）を有し、且つ、表面品質も良好な高張力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。
上記課題を解決すべく、本発明者らは、溶融亜鉛めっき鋼板の高強度化と加工性（伸び、伸びフランジ性、或いは更に曲げ特性）、および溶融亜鉛めっき鋼板の基板となる熱延鋼板の溶融亜鉛めっき性、更には溶融亜鉛めっき鋼板を工業的に大量生産する上で生産性に及ぼす各種要因について鋭意検討した。その結果、以下のような知見を得た。
１）鋼板組織を転位密度が低い加工性に優れたフェライト単相組織とし、更に、微細炭化物を分散析出させて析出強化すると、溶融亜鉛めっき鋼板の伸びはさほど落ちず、強度が向上すること。
２）加工性に優れ且つ引張強さ(TS)：980MPa以上の高強度を有する溶融亜鉛めっき鋼板を得るためには、析出強化に有効な平均粒子径が10nm未満である微細炭化物を所望の体積率で分散析出させる必要があること。
３）析出強化に寄与する微細炭化物としては、強度確保等の観点からは、Ti-Vを含む炭化物が有効であること。
４）10nm未満であるTi-V系微細炭化物を所望の体積率で分散析出させるためには、析出核となるTi炭化物を形成するTi量を確保する必要があり、素材となる鋼中のN,S含有量に対して所定量以上のTi（Ti ≧ 0.10＋(N/14×48＋S/32×48)）を含有させ、且つ、Ti-V系微細炭化物を安定して析出させるために素材となる鋼中のC,Ti,V含有量が所定の関係（0.8 ≦ (Ti/48＋V/51)/(C/12) ≦ 1.2）を満足するように制御する必要があること。
５）溶融亜鉛めっき鋼板に所定量の固溶Vが存在すると、伸びフランジ性が向上すること。
６）溶融亜鉛めっき鋼板に所定量以上の固溶Tiが多量に存在すると、引張強さが目標に達しないこと。
７）溶融亜鉛めっき鋼板組織のマトリックスを実質的にフェライト単相とし、上記の如く10nm未満であるTi-V系微細炭化物を所望の体積率で分散析出させるためには、熱延板の巻取り温度および溶融亜鉛めっき処理前に行う連続焼鈍処理の焼鈍温度を所望の温度範囲に制御することが重要であること。
８）従来技術に見られた熱延鋼板幅方向端部の特性の劣化は、熱間圧延後の冷却において幅方向端部が過冷却状態となり、Ti-V系微細炭化物が十分に分散析出していないことに起因すること。
９）熱延板の巻取り温度を、Ti-V系微細炭化物の析出に適した巻取り温度よりも低く設定することにより、熱延板の内部酸化層が抑制され、溶融亜鉛めっき性が向上すること。
10）熱延板の巻取り温度を低く設定すると、特に熱延板幅方向端部においてTi-V系微細炭化物の析出が不十分となるが、溶融亜鉛めっき処理前の連続焼鈍処理時に上記炭化物を析出させることにより、10nm未満であるTi-V系微細炭化物が所望の体積率で分散析出した溶融亜鉛めっき鋼板が得られること。
11）連続焼鈍処理時に析出するTi-V系微細炭化物は、フェライト相内に分散析出した析出形態を有すること。
12）溶融亜鉛めっき鋼板の素材となる鋼中のN,S含有量に対して所定量以上のTi（Ti ≧0.10＋(N/14×48＋S/32×48)）を含有させ、且つ、溶融亜鉛めっき鋼板の素材となる鋼中のC,Ti,V含有量が所定の関係（0.8 ≦ (Ti/48＋V/51)/(C/12) ≦ 1.2）を満足するように制御し、熱延板の巻取り温度および溶融亜鉛めっき処理前に行う連続焼鈍処理の焼鈍温度を所望の温度範囲に制御することにより、幅方向端部においてもTi-V系微細炭化物を所望の分散析出状態とすることができ、溶融亜鉛めっき鋼板の幅方向端部においても良好な特性を得ることができること。また、内部酸化層の形成が抑制され、優れた表面品質を有する高張力溶融亜鉛めっき鋼板が得られること。
13）上記に加えて更に、鋼中の固溶Tiと固溶Vの合計を所定量以上とすることで、曲げ特性が向上すること。また、熱間圧延における仕上げ圧延後の冷却速度を制御することで、鋼中の固溶Tiと固溶Vの合計を所定量以上に制御できること。
本発明は上記の知見に基づき完成されたものであり、その要旨は次のとおりである。
（１） 質量％で、
C ：0.07％以上0.13％以下、 Si：0.3％以下、
Mn：0.5％以上2.0％以下、 P ：0.025％以下、
S ：0.005％以下、 N ：0.0060％以下、
Al：0.06％以下、 Ti：0.10％以上0.14％以下、
V ：0.15％以上0.30％以下
を、C、Ti、V、SおよびNが下記(1)式および(2)式を満足するように含有し、且つ、固溶V：0.04％以上0.1％以下、固溶Ti：0.05％以下であり、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト相の組織全体に対する面積率が97％以上であるマトリックスと、TiおよびVを含み平均粒子径が10nm未満である微細炭化物が分散析出し、該微細炭化物の組織全体に対する体積率が0.007以上である組織とを有する熱延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき皮膜または合金化溶融亜鉛めっき皮膜を有することを特徴とする、引張強さが980MPa以上である加工性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板。
記
Ti ≧ 0.10＋(N/14×48＋S/32×48) ・・・ (1)
0.8 ≦ (Ti/48＋V/51)/(C/12) ≦ 1.2 ・・・ (2)
（C、Ti、V、S、N：各元素の含有量（質量％））
（２） （１）において、前記固溶Vと前記固溶Tiとの合計が質量％で0.07％以上であることを特徴とする、加工性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板。
（３） （１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％でCr：1％以下、B：0.003％以下のうちの１種または２種を含むことを特徴とする、加工性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板。
（４） （１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％でNb、Moのうちの１種または２種を合計で0.01％以下含むことを特徴とする、加工性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板。
（５） 鋼素材に、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却し、巻き取り、熱延板とし、該熱延板に連続焼鈍処理、溶融亜鉛めっき処理あるいは更に合金化処理を順次施し、溶融亜鉛めっき鋼板を製造するにあたり、
前記鋼素材を、質量％で、
C ：0.07％以上0.13％以下、 Si：0.3％以下、
Mn：0.5％以上2.0％以下、 P ：0.025％以下、
S ：0.005％以下、 N ：0.0060％以下、
Al：0.06％以下、 Ti：0.10％以上0.14％以下、
V ：0.15％以上0.30％以下
を含み、かつ、C、Ti、V、SおよびNを下記(1)式および(2)式を満足するように含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成とし、前記仕上げ圧延の仕上げ圧延終了温度を880℃以上とし、前記巻き取りの巻取り温度を480℃以上580℃未満とし、前記連続焼鈍処理の焼鈍温度を750℃以下とすることを特徴とする、固溶V量、固溶Ti量がそれぞれ質量％で固溶V：0.04％以上0.1％以下、固溶Ti：0.05％以下であり、フェライト相の組織全体に対する面積率が97％以上であるマトリックスと、TiおよびVを含み平均粒子径が10nm未満である微細炭化物が分散析出し、該微細炭化物の組織全体に対する体積率が0.007以上である組織を有する熱延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき皮膜または合金化溶融亜鉛めっき皮膜を有し、引張強さが980MPa以上である加工性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
記
Ti ≧ 0.10＋(N/14×48＋S/32×48) ・・・ (1)
0.8 ≦ (Ti/48＋V/51)/(C/12) ≦ 1.2 ・・・ (2)
（C、Ti、V、S、N：各元素の含有量（質量％））
（６） （５）において、前記冷却の平均冷却速度が20℃/s以上であることを特徴とする、高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（７） （５）または（６）において、前記組成に加えてさらに、質量％でCr：1％以下、B：0.003％以下のうちの１種または２種を含むことを特徴とする、高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（８） （５）ないし（７）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％でNb、Moのうちの１種または２種を合計で0.01％以下含むことを特徴とする、高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
本発明によれば、自動車用鋼板等に好適な、引張強さ(TS)：980MPa以上で、断面形状が複雑な足回り部品等の素材としても適用可能な優れた加工性（伸び、伸びフランジ性、或いは更に曲げ特性）を有し、且つ、表面品質が良好な高張力溶融亜鉛めっき鋼板を、工業的に安定して生産することが可能となり、産業上格段の効果を奏する。
以下、本発明について詳細に説明する。
まず、本発明鋼板の組織の限定理由について説明する。
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、フェライト相が組織全体に対する面積率で97％以上であるマトリックスと、TiおよびVを含み平均粒子径が10nm未満である微細炭化物が分散析出し、該微細炭化物の組織全体に対する体積率で0.007以上である組織を有する熱延鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき皮膜または合金化溶融亜鉛めっき皮膜を形成してなる鋼板である。
フェライト相：組織全体に対する面積率で97％以上
本発明においては、溶融亜鉛めっき鋼板の加工性（伸びおよび伸びフランジ性）を確保する上でフェライト相の形成が必須となる。溶融亜鉛めっき鋼板の伸びおよび伸びフランジ性の向上には、溶融亜鉛めっき鋼板の組織を、転位密度の低い延性に優れたフェライト相とすることが有効である。特に、伸びフランジ性の向上には、溶融亜鉛めっき鋼板の組織をフェライト単相とすることが好ましいが、完全なフェライト単相でない場合であっても、実質的にフェライト単相、すなわち、組織全体に対する面積率で97％以上がフェライト相であれば、上記の効果を十分に発揮する。したがって、フェライト相の組織全体に対する面積率は97％以上とする。
なお、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板において、フェライト相以外の組織としては、セメンタイト、パーライト相、ベイナイト相、マルテンサイト相、残留オーステナイト相等が挙げられ、これらの合計は組織全体に対する面積率で3％程度以下であれば許容される。
Ti、Vを含む微細炭化物
TiおよびVを含む炭化物は、その平均粒子径が極めて小さい微細炭化物となる傾向が強い。そのため、溶融亜鉛めっき鋼板中に微細炭化物を分散析出させることにより溶融亜鉛めっき鋼板の高強度化を図る本発明においては、分散析出させる微細炭化物として、TiおよびVを含む微細炭化物とする。
鋼板の高強度化を図る場合において、従来はVを含まないTi炭化物を用いることが主流であった。これに対し、本発明においては、TiとともにVを含む炭化物を用いることを特徴とする。
Tiは炭化物形成傾向が強いため、Vを含まない場合はTi炭化物が粗大化し易く、鋼板の高強度化への寄与度が低くなる。それゆえ、鋼板に所望の強度（引張強さ：980MPa以上）を付与するために、より多くのTiを添加してTi炭化物を形成することが必要となる。その一方で、Tiを過剰に添加すると、加工性（伸びおよび伸びフランジ性）の低下が懸念され、断面形状が複雑な足回り部品等の素材としても適用可能な優れた加工性が得られなくなる。
また、後述するように本発明の溶融亜鉛めっき鋼板の基板となる熱延鋼板を製造するに際しては、熱延前に鋼素材中の炭化物を溶解する必要がある。ここで、Ti炭化物のみで溶融亜鉛めっき鋼板に所望の強度（引張強さ：980MPa以上）を付与する場合、所望の強度を確保する上で必要となるTi炭化物を全て溶解するには、熱延前のスラブ加熱温度を1300℃以上という高温にしなければならない。係るスラブ加熱温度は、一般的な熱延前のスラブ加熱温度を上回る温度であり、特殊な設備を要することになり、現状の生産設備では製造が困難である。
そこで、本発明においては、分散析出させる炭化物として、TiとともにVを含む複合炭化物を用いる。Vは、炭化物形成傾向がTiよりも低いため、炭化物の粗大化を抑制する上で有効である。また、TiとVの組み合わせは、炭化物の溶解温度を低下させるのに極めて有効な組み合わせであるため、TiとともにVを含む複合炭化物を用いることにより、炭化物の溶解温度がTi単独炭化物の溶解温度よりも大幅に低下する。すなわち、分散析出させる炭化物として、TiとともにVを含む複合炭化物を用いれば、溶融亜鉛めっき鋼板に所望の強度（引張強さ：980MPa以上）を付与する目的で多量の炭化物を分散析出させる場合であっても、一般的な熱延前のスラブ加熱温度で炭化物が溶解するため、生産面においても極めて有利である。
なお、本発明においてTiおよびVを含む微細炭化物とは、それぞれ単独の炭化物が組織中に含まれるのではなく、一つの微細炭化物中にTiとVの双方が含まれる複合炭化物を指す。
微細炭化物の平均粒子径：10nm未満
溶融亜鉛めっき鋼板に所望の強度（引張強さ：980MPa以上）を付与する上では微細炭化物の平均粒子径が極めて重要であり、本発明においてはTiおよびVを含む微細炭化物の平均粒子径を10nm未満とする。マトリックス中に微細炭化物が析出すると、その微細炭化物が、鋼板に変形が加わった際に生じる転位の移動に対する抵抗として作用することにより溶融亜鉛めっき鋼板が強化されるが、微細炭化物の平均粒子径を10nm未満とすると、上記の作用がより一層顕著となる。したがって、TiおよびVを含む微細炭化物の平均粒子径は10nm未満とする。より好ましくは5nm以下である。
微細炭化物の組織全体に対する体積率：0.007以上
溶融亜鉛めっき鋼板に所望の強度（引張強さ：980MPa以上）を付与する上ではTiおよびVを含む微細炭化物の分散析出状態も極めて重要であり、本発明においては、TiおよびVを含み平均粒子径が10nm未満である微細炭化物の、組織全体に対する組織分率が体積率で0.007以上となるように分散析出させる。この組織分率が0.007未満である場合には、たとえTiおよびVを含む微細炭化物の平均粒子径が10nm未満であっても、所望の溶融亜鉛めっき鋼板強度（引張強さ：980MPa以上）を確実に確保することが困難となる。したがって、上記組織分率は0.007以上とする。好ましくは、0.008以上である。
なお、本発明において、TiおよびVを含む微細炭化物の析出形態として、主たる析出形態である列状析出のほか、ランダムに析出している微細炭化物が混在していても、なんら特性に影響を与えず、析出の形態は問わず、種々析出形態を併せて分散析出と称することとする。
次に、本発明溶融亜鉛めっき鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す％は、特に断らない限り質量％を意味するものとする。
C ：0.07％以上0.13％以下
Cは、微細炭化物を形成し、溶融亜鉛めっき鋼板を強化する上で必須の元素である。C含有量が0.07％未満であると所望の組織分率の微細炭化物を確保することができず、980MPa以上の引張強さが得られなくなる。一方、C含有量が0.13％を超えると、スポット溶接が困難になる等の支障をきたす。したがって、C含有量は0.07％以上0.13％以下とする。好ましくは、0.08％以上0.12％以下である。
Si：0.3％以下
Si含有量が0.3％を超えると、フェライト相からのC析出が促進され、粒界に粗大なFe炭化物が析出し易くなり、伸びフランジ性が低下する。また、Si含有量が0.3％を超えると圧延負荷が増大し、圧延材の形状が不良となる。したがって、Si含有量は0.3％以下とする。好ましくは0.15％以下であり、望ましくは0.05％以下である。
Mn：0.5％以上2.0％以下
Mnは、固溶強化元素であり、高強度化に有効な元素である。溶融亜鉛めっき鋼板を強化する観点からはMn含有量を0.5％以上とすることが好ましいが、Mn含有量が2.0％を超えると偏析が顕著になり、且つ、フェライト相以外の相、すなわち硬質相が形成され、伸びフランジ性が低下する。したがって、Mn含有量は0.5％以上2.0％以下とする。好ましくは1.0％以上2.0％以下である。
P ：0.025％以下
P含有量が0.025％を超えると、偏析が顕著になり伸びフランジ性が低下する。したがって、P含有量は0.025％以下とする。好ましくは0.02％以下である。
S ：0.005％以下
Sは、熱間加工性（熱間圧延性）を低下させる元素であり、スラブの熱間割れ感受性を高めるほか、鋼中にMnSとして存在して熱延鋼板の加工性（伸びフランジ性）を劣化させる。そのため、本発明ではSを極力低減することが好ましく、0.005％以下とする。好ましくは0.003％以下である。
N ：0.0060％以下
Nは、本発明においては有害な元素であり、極力低減することが好ましい。特にN含有量が0.0060％を超えると、鋼中に粗大な窒化物が生成することに起因して、伸びフランジ性が低下する。したがって、N含有量は0.0060％以下とする。
Al：0.06％以下
Alは、脱酸剤として作用する元素である。このような効果を得るためには0.001％以上含有することが望ましいが、0.06％を超える含有は、伸びおよび伸びフランジ性を低下させる。このため、Al含有量はAl：0.06％以下とする。
Ti：0.10％以上0.14％以下
Tiは、本発明において重要な元素のひとつである。Tiは、Vと複合炭化物を形成することにより、優れた伸びおよび伸びフランジ性を確保しつつ鋼板の高強度化に寄与する元素である。Ti含有量が0.10％未満では、所望の溶融亜鉛めっき鋼板強度（引張強さ：980MPa以上）を確保することができない。一方、Ti含有量が0.14％を超えると、伸びフランジ性が低下する傾向にある。また、溶融亜鉛めっき鋼板の基板となる熱延鋼板を製造するに際し、熱延前のスラブ加熱温度を1300℃以上という高温にしなければ炭化物が溶解しない可能性が高くなる。そのため、0.14％を超えてTiを含有させても析出する微細炭化物の組織分率は飽和し、含有量に見合った効果は得られない。したがって、Ti含有量は0.10％以上0.14％以下とする。
V ：0.15％以上0.30％以下
Vは、本発明において重要な元素のひとつである。上記したように、Vは、Tiと複合炭化物を形成することにより、優れた伸びおよび伸びフランジ性を確保しつつ溶融亜鉛めっき鋼板を強化する元素である。V含有量が0.15％未満では、所望の鋼板強度（引張強さ：980MPa以上）を確保することができない。一方、V含有量が0.30％を超えると、中心偏析が顕著になり、伸びや靭性の低下を招く。したがって、V含有量は0.15％以上0.30％以下とする。
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、C、N、S、Ti、Vを、上記した範囲で且つ(1)、(2)式を満足するように含有する。
Ti ≧ 0.10＋(N/14×48＋S/32×48) ・・・ (1)
0.8 ≦ (Ti/48＋V/51)/(C/12) ≦ 1.2 ・・・ (2)
（C、Ti、V、S、N：各元素の含有量（質量％））
上記(1)式および(2)式は、TiおよびVを含む微細炭化物を、上記した所望の析出状態とするために満足すべき要件であり、本発明において極めて重要な指標である。
Ti ≧0.10＋(N/14×48＋S/32×48) ・・・ (1)
先述のとおり、本発明においては溶融亜鉛めっき鋼板中にTiおよびVを含む微細炭化物を分散析出させるが、この微細炭化物は、熱延前の加熱で、鋼素材中の炭化物を溶解し、その後の熱間圧延、熱間圧延後の冷却、巻取り、並びに連続焼鈍処理時に析出される。また、上記微細炭化物は、まずTiが核となって析出し、Vが複合的に析出することによって形成される。そのため、上記微細炭化物を、そのサイズを平均粒子径10nm未満として安定的に析出させ、最終的に得られる溶融亜鉛めっき鋼板の組織全体に対する体積率で0.007以上となるように分散析出させるためには、析出核となるTi量が十分に確保されている必要がある。
そのため、Ti、N、S含有量を(1)式Ti ≧ 0.10＋(N/14×48＋S/32×48)を満足するように制御する。これにより、微細炭化物の析出の核となるTi量が十分に確保され、上記微細炭化物を、そのサイズを平均粒子径10nm未満として安定的に析出させ、最終的に得られる溶融亜鉛めっき鋼板の組織全体に占める割合が体積率で0.007以上となるように分散析出させることができる。本発明においては、溶融亜鉛めっき鋼板の素材となる鋼中のTi、N、S含有量を(1)式Ti ≧ 0.10＋(N/14×48＋S/32×48)を満足するように制御する。
0.8 ≦ (Ti/48＋V/51)/(C/12) ≦ 1.2 ・・・ (2)
本発明においては、鋼中のTi、V含有量とC含有量との比率を適正範囲に制御することも重要である。というのは、鋼中のTi、V含有量に対してC含有量が多過ぎると、溶融亜鉛めっき鋼板にパーライト相の析出、炭化物の粗大化を招き、伸びおよび伸びフランジ性に悪影響を及ぼす。一方、鋼中のTi、V含有量に対してC含有量が少な過ぎると、所望の鋼板強度（引張強さ：980MPa以上）を確保するために必要なTiおよびVを含む微細炭化物が十分に得られない。したがって、本発明においては、溶融亜鉛めっき鋼板の素材となる鋼中のTi、V、C含有量を(2)式0.8 ≦ (Ti/48＋V/51)/(C/12) ≦ 1.2 を満足するように制御する。
固溶V：0.04％以上0.1％以下
固溶Vは、溶融亜鉛めっき鋼板の伸びフランジ性の向上に有効に作用する。溶融亜鉛めっき鋼板に含有されるVのうち、固溶Vの含有量が0.04％未満である場合には上記の効果が十分に発現せず、断面形状が複雑な足回り部品等の素材としても適用可能な伸びフランジ性を確保することができない。一方、固溶Vの含有量が0.1％を超えても上記の効果が飽和し、また所望の鋼板強度（引張強さ：980MPa以上）を確保するために必要なTiおよびVを含む微細炭化物が十分に得られなくなる。したがって、溶融亜鉛めっき鋼板に含有されるVのうち、固溶V量は0.04％以上0.1％以下とする。なお、好ましくは、0.04％以上0.07％以下である。より好ましくは、0.04％以上0.06％以下である。
固溶Ti：0.05％以下
上記のとおり、本発明においては溶融亜鉛めっき鋼板の伸びフランジ性を確保する目的で所望の固溶Vを含有するが、固溶Tiにはこのような効果は認められない上、固溶Tiが存在することは、すなわち、析出の核として有効に作用するTiが実質少なくなっていることを意味する。そのため、所望の鋼板強度（引張強さ：980MPa以上）を確保するために固溶Tiは0.05％以下とする。好ましくは0.03％以下、より好ましくは0.02％以下である。
固溶Vと固溶Tiの合計：0.07%以上
フェライト相中に固溶したVとTiの合計量を所定の範囲とすることにより、粒界が強化されて曲げ特性が向上する。このため、上記した固溶V、固溶Tiの範囲内で且つ固溶Vと固溶Tiの合計量を0.07％以上に調整することが好ましい。固溶Vと固溶Tiの合計量が0.07％未満と少ないと、上記した所望の効果を得られない。一方、固溶Vと固溶Tiの合計量が過剰になると、TiおよびVを含む微細炭化物の析出が不十分となるおそれがある。このため、固溶V（0.04％以上0.1％以下）と固溶Ti（0.05％以下）の合計量は0.15％以下とする。含有するV、Tiの有効利用という観点からは、固溶Vと固溶Tiの合計量を0.10％以下とすることが好ましい。
以上が、本発明における基本組成であるが、基本組成に加えてさらにCr：1％以下、B：0.003％以下のうちの１種または２種を含有することができる。Cr、Bは何れも、鋼の強度を増加させる作用を有する元素であり、必要に応じ選択して含有できる。
Cr：1％以下
Crは、固溶状態でフェライト相を強化する上で有効に作用する元素である。このような効果を得るためには0.05％以上含有することが望ましいが、1％を超えて含有させてもその効果は飽和し、経済的でない。したがって、Cr含有量は1％以下とすることが好ましい。
B：0.003％以下
Bは、鋼のAr3変態点を低下させる上で有効な元素であり、熱間圧延における冷却過程でフェライト相の組織全体の面積率を調整するために活用してもよい。しかしながら、0.003％を超えて含有しても効果が飽和する。このため、B含有量は0.003％以下とすることが好ましい。なお、Bを活用する場合、上記効果を得るうえではB含有量を0.0005％以上とすることが好ましい。
また、上記した基本組成に加えてさらに質量％でNb、Moのうちの１種または２種を合計で0.01％以下含むことができる。NbおよびMoは、TiおよびVとともに複合析出して複合炭化物を形成し、所望の強度を得ることに寄与するため、必要に応じて含有できる。このような効果を得るうえでは、NbおよびMoを合計で0.005％以上含有することが好ましい。しかし、過剰に含有すると伸びが劣化する傾向にあるため、Nb、Moのうちの１種または２種を合計量で0.01%以下とすることが好ましい。
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板において、上記以外の成分は、Feおよび不可避的不純物である。なお、不可避的不純物としては、O、Cu、Sn、Ni、Ca、Co、Asなどが挙げられる。これらは0.1％以下の含有が許容されるが、好ましくは0.03％以下である。
次に、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。
鋼素材に、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却し、巻き取り、熱延板とし、該熱延板に連続焼鈍処理、溶融亜鉛めっき処理あるいは更に合金化処理を順次施し、溶融亜鉛めっき鋼板とする。この際、仕上げ圧延の仕上げ圧延終了温度を880℃以上とし、巻取り温度を480℃以上580℃未満とし、前記連続焼鈍処理の焼鈍温度を750℃以下とすることを特徴とする。また、熱間圧延後の冷却の平均冷却速度を20℃/s以上とすることが好ましい。
本発明において、鋼素材の溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用することができる。また、溶製後、偏析等の問題から連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とするのが好ましいが、造塊−分塊圧延法、薄スラブ連鋳法等、公知の鋳造方法でスラブとしても良い。なお、鋳造後にスラブを熱間圧延するにあたり、加熱炉でスラブを再加熱した後に圧延しても良いし、所定温度以上の温度を保持している場合には、スラブを加熱することなく直送圧延しても良い。
上記の如く得られた鋼素材に、粗圧延および仕上げ圧延を施すが、本発明においては、粗圧延前に鋼素材中の炭化物を溶解する必要がある。炭化物形成元素であるTiおよびVを含有する本発明においては、鋼素材の加熱温度を1150℃以上1280℃以下とすることが好ましい。先述のとおり、粗圧延前の鋼素材が、所定温度以上の温度を保持しており、鋼素材中の炭化物が溶解している場合には、粗圧延前の鋼素材を加熱する工程は省略可能である。なお、粗圧延条件については特に限定する必要はない。
仕上げ圧延終了温度：880℃以上
仕上げ圧延終了温度の適正化は、熱延鋼板の伸びおよび伸びフランジ性の確保、並びに、仕上げ圧延の圧延荷重の低減化を図る上で重要となる。仕上げ圧延終了温度が880℃未満であると、熱延鋼板表層の結晶粒が粗大粒となり、伸びおよび伸びフランジ性が損なわれる。また、未再結晶温度域で圧延が行われるため、圧延材に導入される歪の蓄積量が増大する。そして、歪の蓄積量が増大するにつれて圧延荷重が著しく増大し、熱延鋼板の薄物化が困難となる。したがって、仕上げ圧延終了温度は880℃以上とする。好ましくは900℃以上である。なお、仕上げ圧延終了温度が過剰に高くなると、結晶粒が粗大化して所望の鋼板強度（引張強さ：980MPa以上）の確保に悪影響を及ぼすため、仕上げ圧延終了温度は1000℃以下とすることが望ましい。
巻取り温度：480℃以上580℃未満
巻取り温度の適正化は、溶融亜鉛めっき鋼板の基板となる熱延鋼板（熱延板）の内部酸化層を抑制し、且つ、最終的に得られる溶融亜鉛めっき鋼板の組織を鋼板幅方向全域にわたり所望の組織、すなわち、フェライト相が組織全体に対する面積率で97％以上であるマトリックスと、TiおよびVを含み平均粒子径が10nm未満である微細炭化物が分散析出し、該微細炭化物の組織全体に対する体積率で0.007以上である組織とする上で、極めて重要である。
巻取り温度が480℃未満であると、過冷却状態となり易い圧延材幅方向端部において、微細炭化物の析出が不十分となり、最終的に得られる溶融亜鉛めっき鋼板に所望の引張強さを付与することができなくなる。また、硬質の第二相の生成を招き、最終的に得られる溶融亜鉛めっき鋼板の伸びを低下させ易くなる。更に、ランナウトテーブル上の走行安定性を損なうという問題を生じる。一方、巻取り温度が580℃以上となると、溶融亜鉛めっき鋼板の基板となる熱延鋼板（熱延板）に内部酸化層が顕著に生じ、溶融亜鉛めっき性が劣化する。したがって、巻取り温度は480℃以上580℃未満とする。なお、本発明において、巻取り温度は、圧延材の幅方向中央部で測定した巻取り温度、或いはシミュレーション等により算出される圧延材の幅方向中央部における巻取り温度とする。
なお、仕上げ圧延終了後、巻取り温度までの冷却は、平均冷却速度：20℃/s以上の冷却とすることが好ましい。
仕上げ圧延終了後、880℃以上の温度から巻取り温度までの平均冷却速度が20℃/s未満であると、Ar3変態点が高くなり易く、TiおよびVを含む炭化物が粗大化し易い。このため、曲げ性の向上に有効な鋼中の固溶Vおよび固溶Tiが消費され易い。上記したように、曲げ特性を良好とするためには、固溶Vと固溶Tiの合計を0.07％以上とすることが好ましいが、そのためには仕上げ圧延後880℃以上の温度から巻取り温度までの平均冷却速度を20℃/s以上とすることが好ましい。より好ましくは30℃/s以上である。なお、上記平均冷却速度の上限値は特に規定されないが、冷却むら防止という観点からは、上記平均冷却速度を60℃/s以下とすることが好ましい。
以上のようにして得られた熱延板に対し、本発明においては連続焼鈍処理、溶融亜鉛めっき処理あるいは更に合金化処理を順次施し、溶融亜鉛めっき鋼板とするが、ここで重要となるのは焼鈍温度の最適化である。なお、連続焼鈍処理、溶融亜鉛めっき処理、あるいは更に合金化処理を施すに際しては、連続溶融亜鉛めっきライン(CGL)にて行うことが、生産効率の観点から好ましい。
焼鈍温度：750℃以下
先述のとおり、本発明においては、溶融亜鉛めっき鋼板の基板となる熱延鋼板（熱延板）の内部酸化層を抑制すべく、熱延板の巻取り温度を低めに設定している。すなわち、本発明においては、熱延板の巻取り温度をTiおよびVを含む微細炭化物の析出に適した巻取り温度よりも低い温度に設定しているため、熱延板、特に熱延板幅方向端部においてTiおよびVを含む微細炭化物の析出が不十分となっている。
そこで、本発明においては、連続焼鈍処理の焼鈍温度の最適化を図り、連続焼鈍処理時にTiおよびVを含む微細炭化物の析出を促進する。最終的に得られる溶融亜鉛めっき鋼板に、TiおよびVを含み平均粒子径が10nm未満である微細炭化物を、組織全体に対する体積率で0.007以上となるように分散析出させるためには、焼鈍温度を750℃以下とするのが適切である。この焼鈍温度を750℃を超えて高めても効果は飽和するので、それ以上に高める必要はない。なお、焼鈍温度は700℃以下とすることが好ましい。また、焼鈍温度が600℃未満となると、上記微細炭化物の析出が不十分となり易いため、焼鈍温度は600℃以上とすることが好ましい。
なお、連続焼鈍処理を施すに際し、焼鈍温度以外の条件は特に限定されないが、上記焼鈍温度に120s以上300s未満保持することが好ましい。また、溶融亜鉛めっき処理条件、合金化処理条件についても特に限定されず、通常公知の条件にて溶融亜鉛めっき皮膜または合金化溶融亜鉛めっき皮膜を形成することができる。
以上のように、引張強さ(TS)：980MPa以上で、かつ、断面形状が複雑な足回り部品等の素材としても適用可能な優れた加工性（伸びおよび伸びフランジ性）を有する溶融亜鉛めっき鋼板を製造する上では、平均粒子径が10nm未満である微細炭化物を所望の体積率（0.007以上）で鋼板幅方向全域にわたり分散析出させる必要がある。
しかしながら、本発明においては、溶融亜鉛めっき鋼板の素材となる鋼中のN,S含有量に対して所定量以上のTi（Ti ≧0.10＋(N/14×48＋S/32×48)）を含有させ、且つ、溶融亜鉛めっき鋼板の素材となる鋼中のC,Ti,V含有量が所定の関係（0.8 ≦ (Ti/48＋V/51)/(C/12) ≦ 1.2）を満足するように含有させることにより、平均粒子径が10nm未満である微細炭化物が十分に分散析出するような組成に制御されている。
また、本発明においては、熱延板の巻取り温度をTiおよびVを含む微細炭化物の析出に適した巻取り温度よりも低い温度に設定しているため、特に熱延板幅方向端部においてTiおよびVを含む微細炭化物の析出が不十分となっている。しかしながら、本発明においては、上記(1)、(2)式を満足するような組成に制御することにより、溶融亜鉛めっき処理前の連続焼鈍処理において、TiおよびVを含む微細炭化物を析出させている。そのため、溶融亜鉛めっき鋼板の基板となる熱延板を製造するに際し、仕上げ圧延終了後の冷却・巻取りにおいて幅方向端部に過冷却が生じても、連続焼鈍処理を施すことにより幅方向端部でも平均粒子径が10nm未満である微細炭化物を析出させることが可能であり、最終的に得られる溶融亜鉛めっき鋼板においては、鋼板幅方向全域にわたって、平均粒子径が10nm未満である微細炭化物が所望の体積率（0.007以上）析出しており、良好な特性（引張強さ、伸び、伸びフランジ性）が付与される。
また、上記に加えてさらに、仕上げ圧延終了後880℃以上の温度から巻取り温度までの平均冷却速度を20℃/s以上とすることにより、溶融亜鉛めっき後の熱延鋼板において、固溶Vと固溶Tiを合計量で0.07%以上とすることができる。これにより、曲げ特性が良好な溶融亜鉛めっき鋼板となる。
更に、本発明では、溶融亜鉛めっき鋼板の基板となる熱延板は、内部酸化層の形成が抑制されるため、表面品質に優れた溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
（実施例１）
表１に示す組成の溶鋼を通常公知の手法により溶製、連続鋳造して肉厚250mmのスラブ（鋼素材）とした。これらのスラブを、1250℃に加熱後、粗圧延し、表２に示す仕上げ圧延終了温度とする仕上げ圧延を施し、表２に示す巻取り温度で巻取り、板厚：2.3mmの熱延板とした。
上記のようにして得られた各種熱延板に、連続溶融亜鉛めっきラインにて表２に示す条件の焼鈍温度・焼鈍温度保持時間で連続焼鈍処理を施した後、550℃の溶融亜鉛に浸漬し、表面に溶融亜鉛めっき皮膜を形成する溶融亜鉛めっき処理を施すことにより、溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。なお、めっき付着量は50g/m2とした。また、一部の熱延板については、溶融亜鉛めっき処理後、表２に示す条件で合金化処理を施した。
Figure 0005041083
Figure 0005041083
上記により得られた溶融亜鉛めっき鋼板から試験片を採取し、組織観察、引張試験、穴拡げ試験を行い、フェライト相の面積率、TiおよびVを含む微細炭化物の平均粒子径および体積率、固溶V含有量、固溶Ti含有量、内部酸化層の有無、引張強さ、全伸び、穴拡げ率（伸びフランジ性）を求めた。試験方法は次のとおりとした。
（i）組織観察
得られた溶融亜鉛めっき鋼板（溶融亜鉛めっき鋼板のうち、溶融亜鉛めっき皮膜以外の熱延鋼板の部分）（板幅方向中央部）から試験片を採取し、試験片の圧延方向断面を機械的に研磨し、ナイタールで腐食した後、走査型電子顕微鏡（SEM）で倍率：3000倍にて撮影した組織写真（SEM写真）を用い、画像解析装置によりフェライト相、フェライト相以外の組織の種類、および、それらの面積率を求めた。
また、溶融亜鉛めっき鋼板（溶融亜鉛めっき鋼板のうち、溶融亜鉛めっき皮膜以外の熱延鋼板の部分）（板幅方向中央部）から作製した薄膜を透過型電子顕微鏡（TEM）によって観察し、TiおよびVを含む微細炭化物の粒子径と体積率を求めた。
さらに、10％アセチルアセトン−1％塩化テトラメチルアンモニウム−メタノール溶液を電解液として用い、抽出残渣の化学分析により、析出物となったTi、V量を求め、totalTi、totalVから差引いて、固溶Ti、固溶Vを算出した。
内部酸化層については、走査型電子顕微鏡（SEM）で倍率：5000倍にて表層近傍を観察し、内部酸化層の有無を判定した。
（ii）引張試験
得られた溶融亜鉛めっき鋼板から、圧延方向に対して直角方向を引張方向とするJIS 5号引張試験片（JIS Z 2201）を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠した引張試験を行い、引張強さ（TS）、全伸び（El）を測定した。
（iii）穴拡げ試験
得られた溶融亜鉛めっき鋼板から、試験片（大きさ：130mm×130mm）を採取し、該試験片に初期直径d0：10mmφの穴を打ち抜き加工で形成した。これら試験片を用いて、穴拡げ試験を実施した。すなわち、該穴に頂角：60°の円錐ポンチを挿入し、該穴を押し広げ、亀裂が鋼板（試験片）を貫通したときの穴の径dを測定し、次式で穴拡げ率λ(％)を算出した。
穴拡げ率λ(％)＝{(d−d0)/d0}×100
得られた結果を表３に示す。
Figure 0005041083
本発明例は何れも、引張強さTS：980MPa以上の高強度と、全伸びEl：15％以上で穴拡げ率λ：40％以上の優れた加工性を兼備し、しかも内部酸化層が抑制された溶融亜鉛めっき鋼板となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、所定の高強度が確保できていないか、所望の全伸びEl、穴拡げ率λが確保できていないか、内部酸化層が多量に確認されている。
また、得られた溶融亜鉛めっき鋼板の一部について、上記した板幅方向中央部から以外に、板幅方向端部近傍（エッジ部）からも、上記と同様にJIS 5号引張試験片を採取して引張試験を行った。引張試験により測定された引張強さ(TS)について、板幅方向中央部と板幅方向端部近傍（エッジ部）とを比較した結果を、表４に示す。
Figure 0005041083
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板では、板幅方向端部近傍（エッジ部）においても板幅方向中央部と同等の引張強さTSが得られており、板幅方向端部においても特性に優れることがわかる。
（実施例２）
表５に示す組成の溶鋼を通常公知の手法により溶製、連続鋳造して肉厚250mmのスラブ（鋼素材）とし、これらのスラブを、1250℃に加熱後、粗圧延し、表６に示す仕上げ圧延終了温度とする仕上げ圧延を施し、表６に示す平均冷却速度（仕上げ圧延終了温度から巻取り温度までの平均冷却速度）で冷却し、表６に示す巻取り温度で巻取り、板厚：2.3mmの熱延鋼板とした。
上記のようにして得られた各種熱延板に、連続溶融亜鉛めっきラインにて、表６に示す条件の焼鈍温度・焼鈍温度保持時間で連続焼鈍処理を施した後、550℃の溶融亜鉛に浸漬し、表面に溶融亜鉛めっき皮膜を形成する溶融亜鉛めっき処理を施すことにより、溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。なお、めっき付着量は50g/m2とした。また、一部の熱延板については、溶融亜鉛めっき処理後、表６に示す条件で合金化処理を施した。
Figure 0005041083
Figure 0005041083
上記により得られた溶融亜鉛めっき鋼板（板幅方向中央部）から試験片を採取し、組織観察、引張試験、穴拡げ試験を行い、フェライト相の面積率、TiおよびVを含む微細炭化物の平均粒子径および体積率、固溶V含有量、固溶Ti含有量、内部酸化層の有無、引張強さ、全伸び、穴拡げ率（伸びフランジ性）を求めた。試験方法は実施例１と同様とした。
また、上記により得られた溶融亜鉛めっき鋼板から、曲げ試験片を採取し、曲げ試験を行った。試験条件は次のとおりとした
（iv）曲げ試験
得られた溶融亜鉛めっき鋼板から、試験片の長手が圧延方向に対して直角になるように30mm×150mmの曲げ試験片を採取し、JIS Z 2248の規定に準拠したＶブロック法（曲げ角：90°）で曲げ試験を実施した。試験は３本の試験片について行い、割れが発生しない最小の曲げ半径R（mm）を板厚t（mm）で除した値、R/tを、鋼板の限界曲げ半径として算出した。
得られた結果を表７に示す。
Figure 0005041083
本発明例は何れも、引張強さTS：980MPa以上の高強度と、全伸びEl：15％以上で穴拡げ率λ：40％以上の優れた加工性を兼備し、しかも内部酸化層が抑制された溶融亜鉛めっき鋼板となっている。
更に、固溶Vと固溶Tiの合計が0.07％以上である場合には、引張強さTS：980MPa以上の高強度と、全伸びEl：15％以上で穴拡げ率λ：40％以上という良好な加工性に加え、限界曲げ半径R/t：0.7以下という優れた曲げ特性を兼備し、加工性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板となっている。
また、得られた溶融亜鉛めっき鋼板の一部について、実施例１と同様に、上記した板幅方向中央部から以外に、板幅方向端部近傍（エッジ部）からも、上記と同様にJIS 5号引張試験片を採取して引張試験を行った。引張試験により測定された引張強さ(TS)について、板幅方向中央部と板幅方向端部近傍（エッジ部）とを比較した結果を、表８に示す。
Figure 0005041083
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板では、板幅方向端部近傍（エッジ部）においても板幅方向中央部と同等の引張強さTSが得られており、板幅方向端部においても特性に優れることがわかる。

Claims (8)

  1. 質量％で、
    C ：0.07％以上0.13％以下、 Si：0.3％以下、
    Mn：0.5％以上2.0％以下、 P ：0.025％以下、
    S ：0.005％以下、 N ：0.0060％以下、
    Al：0.06％以下、 Ti：0.10％以上0.14％以下、
    V ：0.15％以上0.30％以下
    を、C、Ti、V、SおよびNが下記(1)式および(2)式を満足するように含有し、且つ、固溶V：0.04％以上0.1％以下、固溶Ti：0.05％以下であり、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト相の組織全体に対する面積率が97％以上であるマトリックスと、TiおよびVを含み平均粒子径が10nm未満である微細炭化物が分散析出し、該微細炭化物の組織全体に対する体積率が0.007以上である組織とを有する熱延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき皮膜または合金化溶融亜鉛めっき皮膜を有することを特徴とする、引張強さが980MPa以上である加工性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板。
    記
    Ti ≧ 0.10＋(N/14×48＋S/32×48) ・・・ (1)
    0.8 ≦ (Ti/48＋V/51)/(C/12) ≦ 1.2 ・・・ (2)
    （C、Ti、V、S、N：各元素の含有量（質量％））
  2. 前記固溶Vと前記固溶Tiとの合計が質量％で0.07％以上であることを特徴とする、請求項１に記載の加工性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板。
  3. 前記組成に加えてさらに、質量％でCr：1％以下、B：0.003％以下のうちの１種または２種を含むことを特徴とする、請求項１または２に記載の加工性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板。
  4. 前記組成に加えてさらに、質量％でNb、Moのうちの１種または２種を合計で0.01％以下含むことを特徴とする、請求項１ないし３のいずれか1項に記載の加工性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板。
  5. 鋼素材に、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却し、巻き取り、熱延板とし、該熱延板に連続焼鈍処理、溶融亜鉛めっき処理あるいは更に合金化処理を順次施し、溶融亜鉛めっき鋼板を製造するにあたり、
    前記鋼素材を、質量％で、
    C ：0.07％以上0.13％以下、 Si：0.3％以下、
    Mn：0.5％以上2.0％以下、 P ：0.025％以下、
    S ：0.005％以下、 N ：0.0060％以下、
    Al：0.06％以下、 Ti：0.10％以上0.14％以下、
    V ：0.15％以上0.30％以下
    を含み、かつ、C、Ti、V、SおよびNを下記(1)式および(2)式を満足するように含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成とし、前記仕上げ圧延の仕上げ圧延終了温度を880℃以上とし、前記巻き取りの巻取り温度を480℃以上580℃未満とし、前記連続焼鈍処理の焼鈍温度を750℃以下とすることを特徴とする、固溶V量、固溶Ti量がそれぞれ質量％で固溶V：0.04％以上0.1％以下、固溶Ti：0.05％以下であり、フェライト相の組織全体に対する面積率が97％以上であるマトリックスと、TiおよびVを含み平均粒子径が10nm未満である微細炭化物が分散析出し、該微細炭化物の組織全体に対する体積率が0.007以上である組織を有する熱延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき皮膜または合金化溶融亜鉛めっき皮膜を有し、引張強さが980MPa以上である加工性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
    記
    Ti ≧ 0.10＋(N/14×48＋S/32×48) ・・・ (1)
    0.8 ≦ (Ti/48＋V/51)/(C/12) ≦ 1.2 ・・・ (2)
    （C、Ti、V、S、N：各元素の含有量（質量％））
  6. 前記冷却の平均冷却速度が20℃/s以上であることを特徴とする、請求項５に記載の高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  7. 前記組成に加えてさらに、質量％でCr：1％以下、B：0.003％以下のうちの１種または２種を含むことを特徴とする、請求項５または６に記載の高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  8. 前記組成に加えてさらに、質量％でNb、Moのうちの１種または２種を合計で0.01％以下含むことを特徴とする、請求項５ないし７のいずれか1項に記載の高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。



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