JP2001355043A - 穴広げ性および延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板および高強度鋼板と、それらの製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 穴広げ性および延性が優れた高強度合金化溶
融亜鉛めっき鋼板を低コストで製造することができな
い。 【解決手段】 Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.1 〜1.0 ％、
Mn：0.8 〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025 ％、Ｓ：0.010
％以下、Al：0.003 〜0.1 ％、Ｎ：0.008 ％以下を含有
する鋼組成を有し、Ｃ−(12/48) ×Ti^* −(12/93) ×Nb
≦0.09、および、−340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×
Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70の関係をともに満足すると
ともに、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が80％以上占め、
ベイニティックフェライト組織からなる、強度490MPa以
上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた高強度
合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。

Description

【発明の詳細な説明】 【０００１】 【発明の属する技術分野】本発明は、穴広げ性および延
性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板および高強
度鋼板とそれらの製造方法とに関し、より具体的には、
強度490MPa以上、穴広げ率80％以上であって延性が優れ
た高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板および高強度鋼板と
それらの製造方法とに関する。 【０００２】 【従来の技術】近年、自動車の軽量化を図るため、自動
車用鋼板の高強度化が要求されている。しかも、この自
動車用鋼板の用途によっては、強度だけでなく耐食性も
要求される。鋼板の高強度化に関しては従来から研究が
行われており、例えば、固溶強化元素や析出強化元素を
添加したり、組織をベイナイト、デュアルフェイズとす
ることにより組織を強化することが通常用いられる。一
方、鋼板の耐食性を改善するには、合金化溶融亜鉛めっ
きを施すことが知られている。しかし、前述した各種の
組織強化法を適用すると、以下に示すような様々な問題
がある。 【０００３】すなわち、固溶強化元素として一般的にSi
を用いるが、Siを多量に添加するとファイアライトと呼
ばれる赤色のスケールを生じ、外観や塗装性が低下する
という問題がある。さらに、Si添加鋼は溶融めっきライ
ン中の前酸化工程において酸化層が形成され難い。その
ため、その後の合金化処理が困難になり、めっき密着性
が劣化してしまう。 【０００４】さらに、熱延鋼板に、酸洗後に冷間圧延を
行わずに合金化溶融亜鉛めっきを行うと、穴広げ性が極
端に低下してしまう。これは、酸洗を行われた熱延鋼板
の表面は、結晶粒界が優先してエッチングされた結晶粒
界エッチング形態を呈するため、結晶粒界がエッチング
された熱延鋼板にめっきを行うと、自動車用鋼板の中で
もサスペンションアーム用鋼板のように穴広げを伴う加
工を行われる鋼板では、穴の打ち抜き加工によりZn脆化
した層が結晶粒ごと欠落し、ノッチ効果が生じるため
に、穴広げ性が極端に低下してしまう。 【０００５】一方、析出強化元素としては一般的に、炭
化物形成元素であるTiやNb等を用いるが、この方法も特
性的には、汎用鋼とされるレベルであり、優れた伸びフ
ランジ性は得られないという問題がある。さらに、Ti、
Nb添加鋼は、合金化溶融亜鉛めっきの際の炭化物の粗大
化によって、軟化を生じ易い。 【０００６】そこで、穴広げ性やめっき密着性の劣化を
防止しながら、合金化溶融亜鉛めっき鋼板または鋼板を
高強度化するために、様々な提案が行われている。例え
ば、特許第2553413 号には、円相当半径が0.1 μｍ以上
のセメンタイトの組織率を0.1 ％以下と限定することに
よる、穴広げ性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼
板が提案されている。 【０００７】また、特開平４−346645号公報には、Cuを
0.5 〜2.0 ％（本明細書においては特にことわりがない
限り「％」は「質量％」を意味する）添加することによ
り、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の穴広げ性を確保するこ
とが、提案されている。 【０００８】また、特開平５−263145号公報には、Cu添
加鋼にMnを添加することにより、合金化溶融亜鉛めっき
工程のような短時間の熱処理工程 (たとえば750 ℃で１
分程度) では熱処理時間が短すぎるために析出が不十分
なCuの析出を促進して、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の高
強度化を図ることが、提案されている。 【０００９】また、特許第2820819 号には、SiやMn等の
強化元素とともにＶやNbを主体とした特殊元素を添加す
ることにより、伸びフランジ成形性が優れる高強度薄鋼
板が提案されている。 【００１０】また、特開平５−311244号公報には、めっ
きラインにおいてMs点以下に急冷して、鋼板の一部また
は全部にマルテンサイトを生成させた後、再加熱して一
部または全部に焼戻しマルテンサイトを生成させること
により、伸びフランジ成形性が優れた高強度熱延原板合
金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することが提案されてい
る。 【００１１】また、特許第2792434 号には、溶融亜鉛め
っき設備の露点および空燃比を限定し、さらに鋼板中の
Si含有量によって前酸化炉内の最高到達温度を最適値に
制御することにより、高Si鋼に溶融亜鉛めっきを施すこ
とが提案されている。 【００１２】また、特開平６−293910号公報には、主体
であるフェライトとベイナイトとの二相組織からなる穴
広げ性と延性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法が開示
されている。 【００１３】また、特開平７−48648 号公報には、ベイ
ニティックなフェライト組織と円相当径0.5 μｍ以上の
粗大なセメンタイトとを占積率で0.1 ％以下含むベイニ
ティックなフェライト組織との両方もしくは、それらの
うち一方のみからなる、780N/mm²以上の引張強度を有
し、耐食性、張り出し性、すなわち強度延性バランスお
よびバーリング性に優れた高強度熱延鋼板とその製造方
法とが開示されている。 【００１４】また、特開平７−11382 号公報には、アシ
キュラー・フェライト組織からなり、686N/mm²以上の高
強度であり、優れた伸びフランジ性を有する高強度熱延
鋼板とその製造方法とが開示されている。 【００１５】さらに、特開平６−172924号公報には、引
張強度500N/mm²級以上の高強度であっても伸びフランジ
加工性に優れた高強度熱延鋼板が開示されている。 【００１６】 【発明が解決しようとする課題】しかし、これらの従来
の発明には、いずれも、以下に列記する課題がある。特
許第2553413 号により提案された発明は、Ｃを炭化物と
して固定する元素がなく、熱処理条件でセメンタイトの
生成を抑制する。このため、組織変態を利用するために
組織のバラツキが大きく、優れた性能を安定して得るこ
とは難しい。また、SiやMn等の強化元素を添加した高強
度鋼板で問題となるめっき処理性に対する対策が十分開
示されておらず、良好なめっき性が得られない。 【００１７】特開平４−346645号公報により提案された
発明では、高価なCuを用いるためにコスト高となる。ま
た、めっき性確保のために溶融めっき前の工程でNiプレ
めっきも行うため、さらにコスト高となり、経済的に実
用化は難しい。 【００１８】特開平５−263145号公報により提案された
発明では、Cuを用いるためにコストが嵩み、やはり経済
的に実用化は難しい。特許第2820819 号により提案され
た発明では、種々の強化元素を添加した場合に問題とな
るめっき処理性に対する対策が加味されておらず、良好
なめっき性が得られない。 【００１９】特開平５−311244号公報により提案された
発明では、組織変態を利用するため組織のバラツキが大
きく、優れた性能を安定して得ることは難しい。特許第
2792434 号により提案された発明では、合金化溶融亜鉛
めっき鋼板において、穴の打ち抜き加工でZn脆化した層
が結晶粒ごと欠落してノッチ効果が生じることに起因し
て、穴広げ性がめっきを施さない熱延鋼板や冷延鋼板に
比較して極端に低下することの対策が何ら開示されてお
らず、鋼板の加工性への考慮が不十分である。 【００２０】特開平６−293910号公報により提案された
発明では、複合組織からなるために、硬質な第二相がプ
レス加工における割れの起点になり易いことや、第二相
の分率の変動により特性が安定しない。 【００２１】特開平７−48648 号公報により提案された
発明では、その実施例にも記載されているように、Tiを
0.1 〜0.15％程度と多量に添加する必要があり、材料疵
による鋼板表面の外観不良が発生する。さらに、耐食性
確保のためにCu、ＰさらにはNiを多量に添加する必要も
あり、コストが嵩む。 【００２２】特開平７−11382 号公報により提案された
発明では、その実施例にも記載されているように、Tiを
0.1 〜0.25％程度と多量に添加する必要があり、材料疵
による鋼板表面の外観不良が発生し、またコストが嵩
む。 【００２３】さらに、特開平６−172924号公報により提
案された発明では、その実施例にも記載されているよう
に、真空溶解にて溶解した鋼を550 〜250 ℃ (主には40
0 ℃) の温度範囲で巻取処理相当の熱処理を実験室的に
行っているが、実際の製造では、このような低い巻取温
度は水冷が非常に不安定となり巻取温度がコイル内で急
変するため、現在の冷却技術では、狙い通りの巻取温度
に制御することが不可能であり、現実には実施できな
い。 【００２４】このように、従来の技術では、穴広げ性お
よび延性が優れた高強度鋼板または高強度合金化溶融亜
鉛めっき鋼板を低コストで安定して製造することは、で
きなかった。 【００２５】ここに、本発明の目的は、穴広げ性および
延性が優れた高強度鋼板または高強度合金化溶融亜鉛め
っき鋼板を低コストで安定して製造することである。よ
り具体的には、強度490MPa以上、穴広げ率80％以上であ
って延性が優れた高強度鋼板および高強度合金化溶融亜
鉛めっき鋼板を、低コストで安定して製造する技術を提
供することである。 【００２６】 【課題を解決するための手段】本発明者らは、前記目的
を達成すべく、鋭意実験および研究を重ねた結果、以下
に列記する新規な知見（１）〜（４）を得た。 【００２７】（１）良好な穴広げ性と延性を得るために
は、種々の元素の範囲を規定するだけでは不十分であ
り、各元素それぞれの含有量を相互関係づけて制御し、
さらに熱間圧延の温度条件を実生産を考慮した上で制御
することにより、得られる鋼板の組織を、20μｍ以下の
結晶粒が80％以上を占めるようにすることが有効であ
る。 【００２８】（２）上記の鋼板を母材としてめっきを行
う際のめっき条件を特定することにより、さらに良好な
めっき性を確保できる。すなわち、合金化溶融亜鉛めっ
きラインでは、溶融めっき工程の前に焼鈍工程があり、
加熱→均熱→冷却→めっき (浸漬) →合金化 (加熱) の
プロセスを辿るが、このプロセスのうちで、加熱工程の
炉である前酸化炉の雰囲気（露点および温度）をコント
ロールすることにより、鋼板表面のスケール生成量が制
御される。この前酸化炉で形成された鋼板表面のスケー
ルは、還元雰囲気である均熱帯で還元鉄層となる。Si添
加鋼では、酸化スケールが形成され難いため、鋼板表面
にSiが濃化し、めっきのぬれ性が低下し、合金化が遅延
する。そこで、前酸化炉の雰囲気 (露点および温度) を
制御することにより、酸化スケール量を適正化してSiの
濃化を抑制し、これにより、合金化の遅延を抑制でき
る。 【００２９】（３）穴広げ性が優れた合金化溶融亜鉛め
っき鋼板では、めっき層と鋼板との界面における鋼板表
面の個々の結晶の間の結晶粒界が、幅2.0 μｍ以下でエ
ッチングされている。 【００３０】（４）結晶粒界を制御するためには、前酸
化を強化すると粒界の選択酸化が生じるため好ましくな
い。しかしながら、Si添加鋼を合金化溶融亜鉛めっきす
るためには前酸化を行う必要があり、このための前酸化
の適正な雰囲気として、前酸化炉の露点を30℃以下、空
燃比を0.8 〜1.25とすることが有効である。 【００３１】本発明者らは、これらの新規な知見（１）
〜（４）に基づいてさらに検討を重ねた結果、低Ｃ鋼へ
のSi、TiやNb等の添加バランス、さらにはめっき条件を
特定することにより、強度490MPa以上で穴広げ率80％以
上かつ延性の優れた高強度鋼板および高強度合金化溶融
亜鉛めっき鋼板を、実際の製造工程でも安定して低コス
トで製造できることを知見して、本発明を完成した。 【００３２】本発明は、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.1 〜
1.0 ％、Mn：0.8 〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025 ％、
Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜0.1 ％、Ｎ：0.008 ％
以下、必要に応じてTi：0.003 〜0.1 ％およびNb：0.00
3 〜0.1 ％のうちの１種または２種、残部Feおよび不可
避的不純物からなる鋼組成を有し、下記(1) 式および下
記(2) 式の関係をともに満足することを特徴とする、強
度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優
れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。 【００３３】 Ｃ−(12/48) ×Ti^* −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1) −340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2) ただし、(1) 式において、Ti^* ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(4
8/32) ×Ｓである。 【００３４】この本発明にかかる高強度合金化溶融亜鉛
めっき鋼板では、さらに、Cr：0.005 〜0.10％、Mo：0.
005 〜0.10％、Ｖ：0.005 〜0.10％およびＢ：0.0001〜
0.0100％からなる群から選ばれた１種または２種以上を
含有してもよい。 【００３５】また、これらの本発明にかかる高強度合金
化溶融亜鉛めっき鋼板は、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒
が面積率80％以上占め、ベイニティックフェライト組織
からなることが、例示される。 【００３６】また、上記の本発明にかかる高強度合金化
溶融亜鉛めっき鋼板は、めっき層と鋼板との界面におけ
る鋼板表面の個々の結晶の間の結晶粒界が幅2.0 μｍ以
下エッチングされていることが、例示される。 【００３７】別の観点からは、本発明は、Ｃ：0.02〜0.
10％、Si：0.1 〜1.0 ％、Mn：0.8〜2.5 ％、Ｐ：0.001
〜0.025 ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜0.1
％、Ｎ：0.008 ％以下、必要に応じてTi：0.003 〜0.1
％およびNb：0.003 〜0.1 ％のうちの１種または２種、
残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、上
記(1) 式および上記(2) 式の関係をともに満足する鋼片
に、880 〜970 ℃の仕上圧延温度で熱間圧延を行った
後、600 〜700 ℃の温度域に35〜55℃／秒の冷却速度で
冷却し、その後、400 〜600 ℃の温度域に５〜40℃／秒
の冷却速度で冷却して巻取り、酸洗を行ってから、溶融
亜鉛めっきを行うことにより、結晶粒径20μｍ以下の結
晶粒が面積率80％以上占め、ベイニティックフェライト
組織からなり、めっきと鋼板界面における鋼板表面の個
々の結晶の間の結晶粒界が幅2.0 μｍ以下エッチングさ
れている合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することを特
徴とする、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であ
って延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製
造方法である。 【００３８】この本発明にかかる高強度合金化溶融亜鉛
めっき鋼板の製造方法では、さらに、溶融亜鉛めっき
が、連続式溶融亜鉛めっき設備の前酸化炉での加熱を、
露点が30℃以下の雰囲気中で空燃比を0.8 〜1.25として
行われるとともに、前酸化炉内での最高到達鋼板温度が
下記(3) 式を満たすようにして行われることが、望まし
い。 【００３９】 700 ＋100 ×ｌn[Si] ≦Ｔ≦ 830＋50×ｌn[Si] ・・・・・・・(3) ただし、(3) 式において、符号Ｔは、前酸化炉内での最
高到達鋼板温度 (℃)を示し、符号[Si]は、母材鋼板のS
i含有量 (％) を示す。 【００４０】これらの本発明にかかる高強度合金化溶融
亜鉛めっき鋼板の製造方法では、鋼片が、さらに、Cr：
0.005 〜0.10％、Mo：0.005 〜0.10％、Ｖ：0.005 〜0.
10％およびＢ：0.0001〜0.0100％からなる群から選ばれ
た１種または２種以上を含有してもよい。 【００４１】別の観点からは、本発明は、Ｃ：0.02〜0.
10％、Si：0.1 〜1.0 ％、Mn：0.8〜2.5 ％、Ｐ：0.001
〜0.025 ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜1.0
％、Ｎ：0.008 ％以下、必要に応じて、Cr：0.005 〜0.
10％、Mo：0.005 〜0.10％、Ｖ：0.005 〜0.10％および
Ｂ：0.0001〜0.0100％からなる群から選ばれた１種また
は２種以上、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組
成を有し、下記(1) 式および下記(2) 式の関係をともに
満足することを特徴とする、強度490MPa以上および穴広
げ率80％以上であって延性が優れた高強度鋼板である。 【００４２】 Ｃ−(12/48) ×Ti^* −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1) −340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2) ただし、Ti^* ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓであ
る。 【００４３】また、本発明は、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：
0.1 〜1.0 ％、Mn：0.8 〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025
％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜1.0 ％、Ｎ：0.00
8 ％以下、必要に応じて、Cr：0.005 〜0.10％、Mo：0.
005 〜0.10％、Ｖ：0.005 〜0.10％およびＢ：0.0001〜
0.0100％からなる群から選ばれた１種または２種以上、
残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、下
記(1) 式および下記(2) 式の関係をともに満足するとと
もに、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率80％以上占
め、グラニュラーベイニティックフェライトまたはクワ
シーポリゴナルフェライトのうちの１種以上からなるこ
とを特徴とする、強度490MPa以上および穴広げ率80％以
上であって延性が優れた高強度鋼板である。 【００４４】 Ｃ−(12/48) ×Ti^* −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1) −340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2) ただし、Ti^* ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓであ
る。 【００４５】また、本発明は、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：
0.1 〜1.0 ％、Mn：0.8 〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025
％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜1.0 ％、Ｎ：0.00
8 ％以下、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成
を有し、下記(1) 式および下記(2) 式の関係をともに満
足するとともに、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率
80％以上占め、グラニュラーベイニティックフェライト
またはクワシーポリゴナルフェライトのうちの１種以上
からなり、めっき層と鋼板との界面における鋼板表面の
個々の結晶の間の結晶粒界が幅2.0 μｍ以下エッチング
されていることを特徴とする、強度490MPa以上および穴
広げ率80％以上であって延性が優れた合金化溶融亜鉛め
っき鋼板である。 【００４６】 Ｃ−(12/48) ×Ti^* −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1) −340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2) ただし、Ti^* ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓであ
る。 【００４７】また、本発明は、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：
0.1 〜1.0 ％、Mn：0.8 〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025
％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜1.0 ％、Ｎ：0.00
8 ％以下、さらに、Cr：0.005 〜0.10％、Mo：0.005 〜
0.10％、Ｖ：0.005 〜0.10％およびＢ：0.0001〜0.0100
％からなる群から選ばれた１種または２種以上、残部Fe
および不可避的不純物からなる鋼組成を有し、下記(1)
式および下記(2) 式の関係をともに満足するとともに、
結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率80％以上占め、グ
ラニュラーベイニティックフェライトまたはクワシーポ
リゴナルフェライトのうちの１種以上からなり、めっき
層と鋼板との界面における鋼板表面の個々の結晶の間の
結晶粒界が幅2.0 μｍ以下エッチングされていることを
特徴とする、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上で
あって延性が優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。 【００４８】 Ｃ−(12/48) ×Ti^* −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1) −340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2) ただし、Ti^* ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓであ
る。 【００４９】これらの本発明にかかる、強度490MPa以上
および穴広げ率80％以上であって延性が優れた鋼板また
は合金化溶融亜鉛めっき鋼板においては、さらに、Ti：
0.003 〜0.1 ％およびNb：0.003 〜0.1 ％のうちの１種
または２種を含有することが例示される。 【００５０】また、本発明は、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：
0.1 〜1.0 ％、Mn：0.8 〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025
％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜1.0 ％、Ｎ：0.00
8 ％以下、必要に応じてTi：0.003 〜0.1 ％およびNb：
0.003 〜0.1 ％のうちの１種または２種、残部Feおよび
不可避的不純物からなる鋼組成を有し、下記(1) 式およ
び下記(2) 式の関係をともに満足する鋼片に、880 〜97
0 ℃の仕上圧延温度で熱間圧延を行った後、600 〜700
℃の温度域に35〜55℃／秒の冷却速度で冷却し、その
後、400 〜600 ℃の温度域に５〜40℃／秒の冷却速度で
冷却して巻取ることにより、結晶粒径20μｍ以下の結晶
粒が面積率80％以上占め、グラニュラーベイニティック
フェライトまたはクワシーポリゴナルフェライトのうち
の１種以上からなることを特徴とする、強度490MPa以上
および穴広げ率80％以上であって延性が優れた高強度鋼
板の製造方法である。 【００５１】 Ｃ−(12/48) ×Ti^* −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1) −340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2) ただし、Ti^* ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓであ
る。 【００５２】また、本発明は、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：
0.1 〜1.0 ％、Mn：0.8 〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025
％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜1.0 ％、Ｎ：0.00
8 ％以下、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成
を有し、下記(1) 式および下記(2) 式の関係をともに満
足する鋼片に、880 〜970 ℃の仕上圧延温度で熱間圧延
を行った後、600 〜700 ℃の温度域に35〜55℃／秒の冷
却速度で冷却し、その後、400 〜600 ℃の温度域に５〜
40℃／秒の冷却速度で冷却して巻取り、酸洗を行ってか
ら、連続式溶融亜鉛めっき設備で前酸化炉での加熱を、
露点が30℃以下の雰囲気中で空燃比を0.8 〜1.25とし、
かつ前酸化炉内での最高到達鋼板温度が下記(3) 式を満
たす溶融亜鉛めっきを行うことにより、結晶粒径20μｍ
以下の結晶粒が面積率80％以上占め、グラニュラーベイ
ニティックフェライトまたはクワシーポリゴナルフェラ
イトのうちの１種以上からなることを特徴とする、強度
490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れ
た合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。 【００５３】 Ｃ−(12/48) ×Ti^* −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1) −340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2) 700 ＋100 ×ｌn[Si] ≦Ｔ≦ 830＋50×ｌn[Si] ・・・・・・・(3) ただし、Ti^* ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓであ
る。 【００５４】これらの本発明にかかる、高強度鋼板また
は合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、鋼片が、
さらに、Cr：0.005 〜0.10％、Mo：0.005 〜0.10％、
Ｖ：0.005 〜0.10％およびＢ：0.0001〜0.0100％からな
る群から選ばれた１種または２種以上を含有することが
望ましい。 【００５５】別の観点からは、本発明は、Ｃ：0.02〜0.
10％、Si：0.1 〜1.0 ％、Mn：0.8〜2.5 ％、Ｐ：0.001
〜0.025 ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜0.1
％、Ｎ：0.008 ％以下、残部Feおよび不可避的不純物か
らなる鋼組成を有し、下記(1)式および下記(2) 式の関
係をともに満足するとともに、結晶粒径20μｍ以下の結
晶粒が面積率80％以上占め、グラニュラーベイニティッ
クフェライトまたはクワシーポリゴナルフェライトのう
ちの１種以上からなることを特徴とする、強度490MPa以
上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた高強度
合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。 【００５６】 Ｃ−(12/48) ×Ti^* −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1) −340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2) ただし、Ti^* ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓであ
る。 【００５７】また、本発明は、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：
0.1 〜1.0 ％、Mn：0.8 〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025
％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜0.1 ％、Ｎ：0.00
8 ％以下、さらに、Cr：0.005 〜0.10％、Mo：0.005 〜
0.10％、Ｖ：0.005 〜0.10％およびＢ：0.0001〜0.0100
％からなる群から選ばれた１種または２種以上、残部Fe
および不可避的不純物からなる鋼組成を有し、下記(1)
式および下記(2) 式の関係をともに満足するとともに、
結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率80％以上占め、グ
ラニュラーベイニティックフェライトまたはクワシーポ
リゴナルフェライトのうちの１種以上からなることを特
徴とする、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であ
って延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板であ
る。 【００５８】 Ｃ−(12/48) ×Ti^* −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1) −340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2) ただし、Ti^* ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓであ
る。 【００５９】また、本発明は、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：
0.1 〜1.0 ％、Mn：0.8 〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025
％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜0.1 ％、Ｎ：0.00
8 ％以下、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成
を有し、下記(1) 式および下記(2) 式の関係をともに満
足するとともに、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率
80％以上占め、グラニュラーベイニティックフェライト
またはクワシーポリゴナルフェライトのうちの１種以上
からなり、めっき層と鋼板との界面における鋼板表面の
個々の結晶の間の結晶粒界が幅2.0 μｍ以下エッチング
されていることを特徴とする、強度490MPa以上および穴
広げ率80％以上であって延性が優れた高強度合金化溶融
亜鉛めっき鋼板である。 【００６０】 Ｃ−(12/48) ×Ti^* −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1) −340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2) ただし、Ti^* ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓであ
る。 【００６１】また、本発明は、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：
0.1 〜1.0 ％、Mn：0.8 〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025
％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜0.1 ％、Ｎ：0.00
8 ％以下、さらに、Cr：0.005 〜0.10％、Mo：0.005 〜
0.10％、Ｖ：0.005 〜0.10％およびＢ：0.0001〜0.0100
％からなる群から選ばれた１種または２種以上、残部Fe
および不可避的不純物からなる鋼組成を有し、下記(1)
式および下記(2) 式の関係をともに満足するとともに、
結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率80％以上占め、グ
ラニュラーベイニティックフェライトまたはクワシーポ
リゴナルフェライトのうちの１種以上からなり、めっき
層と鋼板との界面における鋼板表面の個々の結晶の間の
結晶粒界が幅2.0 μｍ以下エッチングされていることを
特徴とする、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上で
あって延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板で
ある。 【００６２】 Ｃ−(12/48) ×Ti^* −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1) −340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2) ただし、Ti^* ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓであ
る。 【００６３】また、これらの本発明にかかる、強度490M
Pa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた高
強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、さらに、Ti：0.003
〜0.1 ％およびNb：0.003 〜0.1 ％のうちの１種または
２種を含有することが望ましい。 【００６４】また、本発明は、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：
0.1 〜1.0 ％、Mn：0.8 〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025
％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜0.1 ％、Ｎ：0.00
8 ％以下、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成
を有し、下記(1) 式および下記(2) 式の関係をともに満
足する鋼片に、880 〜970 ℃の仕上圧延温度で熱間圧延
を行った後、600 〜700 ℃の温度域に35〜55℃／秒の冷
却速度で冷却し、その後、400 〜600 ℃の温度域に５〜
40℃／秒の冷却速度で冷却して巻取り、酸洗を行ってか
ら、溶融亜鉛めっきを行うことにより、結晶粒径20μｍ
以下の結晶粒が面積率80％以上占め、グラニュラーベイ
ニティックフェライトまたはクワシーポリゴナルフェラ
イトのうちの１種以上からなり、めっきと鋼板界面にお
ける鋼板表面の個々の結晶の間の結晶粒界が幅2.0 μｍ
以下エッチングされている合金化溶融亜鉛めっき鋼板を
製造することを特徴とする、強度490MPa以上および穴広
げ率80％以上であって延性が優れた高強度合金化溶融亜
鉛めっき鋼板の製造方法である。 【００６５】 Ｃ−(12/48) ×Ti^* −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1) −340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2) ただし、Ti^* ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓであ
る。 【００６６】この本発明にかかる、強度490MPa以上およ
び穴広げ率80％以上であって延性が優れた高強度合金化
溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法においては、さらに、鋼
片は、Ti：0.003 〜0.1 ％およびNb：0.003 〜0.1 ％の
うちの１種または２種を含有することが望ましい。 【００６７】この本発明にかかる、強度490MPa以上およ
び穴広げ率80％以上であって延性が優れた高強度合金化
溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、さらに、溶融亜鉛
めっきは、連続式溶融亜鉛めっき設備の前酸化炉での加
熱を、露点が30℃以下の雰囲気中で空燃比を0.8 〜1.25
として行われるとともに、前記前酸化炉内での最高到達
鋼板温度が下記(3) 式を満たすようにして行われること
が望ましい。 【００６８】 700 ＋100 ×ｌn[Si] ≦Ｔ≦ 830＋50×ｌn[Si] ・・・・・・・(3) ただし、Ｔは、前酸化炉内での最高到達鋼板温度 (℃)
を示し、[Si]は、母材鋼板のSi含有量 (質量％) を示
す。 【００６９】さらに、これらの本発明にかかる、強度49
0MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた
高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、鋼片
が、さらに、Cr：0.005 〜0.10％、Mo：0.005 〜0.10
％、Ｖ：0.005 〜0.10％およびＢ：0.0001〜0.0100％か
らなる群から選ばれた１種または２種以上を含有するこ
とが望ましい。 【００７０】 【発明の実施の形態】(第１の実施の形態)以下、本発明
にかかる高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製
造方法の実施の形態を、添付図面を参照しながら詳細に
説明する。 【００７１】まず、本発明にかかる高強度合金化溶融亜
鉛めっき鋼板の製造方法において用いる鋼片の組成を限
定する理由を、説明する。 （Ｃ：0.02〜0.10％）高い穴広げ性を得るには、鋼板組
織をベイニティックフェライトとすることが有効であ
る。Ｃ含有量が0.10％を超えると、多くの炭化物が形成
され穴広げ性および延性が劣化する。一方、Ｃ含有量が
0.02％未満であると、十分な強度を得られなくなる。そ
こで、本発明では、鋼板の組織をベイニティックフェラ
イトとするために、Ｃ含有量は0.02％以上0.10％以下と
限定する。 【００７２】（Si：0.1 〜1.0 ％）Siは、鋼の強化に有
効であり、しかも延性に悪影響を及ぼすことが少ないた
め、機械的性質の面からは多量に添加したい成分である
が、過剰に添加すると、めっき性を著しく阻害する。 【００７３】すなわち、Si含有量が0.1 ％未満である
と、強度などの機械的性質に優れた鋼板が得られないば
かりでなく、前酸化炉の雰囲気では鋼板表面に非常に厚
い酸化スケールが形成され、この酸化スケールが還元炉
で還元されて生成する還元鉄層が合金化反応を著しく促
進するために合金化度の適正範囲を超え、加工時に、パ
ウダリング等のめっき皮膜の剥離が引き起こされる。さ
らに、前酸化工程の後の還元工程において、ハースロー
ル (搬送ロール) にスケールが付着し、鋼板表面に押し
疵等が発生する原因にもなる。 【００７４】一方、Si含有量が1.0 ％を超えると、酸化
層を形成させるために高温にしなければならなくなるた
め前酸化の際の温度が上昇し過ぎ、再結晶温度を超えて
鋼板が軟化して、機械的性質の向上が期待できなくな
る。 【００７５】そこで、本発明では、Si含有量は0.1 ％以
上1.0 ％以下と限定する。 （Mn：0.8 〜2.5 ％）Mnは、ＣやSi等には及ばないもの
の、有効な強化元素である。しかも、Mnには、パーライ
トの過剰な生成を抑え、結晶粒を微細にする作用があ
る。これらの作用を発揮させるために、Mnを0.8 ％以上
添加することが必要である。しかし、2.5 ％を超えてMn
を添加しても、強化能の向上効果が飽和するとともに、
めっき性が劣化する。そこで、本発明では、Mn含有量は
0.8 ％以上2.5 ％以下と限定する。 【００７６】（Ｐ：0.001 〜0.025 ％）Ｐは、鋼の強化
に有効であり、多量に添加したい成分であるが、Ｐ含有
量が0.025 ％を超えると、脆化し易いとともにめっき層
のパウダリング性を劣化させる。一方、Ｐ含有量が0.00
1 ％未満に低減するには相応のコスト上昇を伴う。そこ
で、本発明では、Ｐ含有量は0.001 ％以上0.025 ％以下
と限定する。 【００７７】（Ｓ：0.010 ％以下）Ｓは、0.010 ％を超
えて含有すると、MnとＡ系介在物を作って伸びフランジ
性を低下させる不純物元素であるので、極力低減するこ
とが望ましい。そこで、本発明では、Ｓ含有量は0.010
％以下と限定する。 【００７８】（Al：0.003 〜0.1 ％）Alは、脱酸成分と
してまた鋼の清浄化のためにも添加が不可欠である。こ
のためにはAlは少なくとも0.003 ％添加する。一方、Al
含有量が0.1 ％を超えると、鋼の清浄化効果は飽和し、
コスト上昇を伴うだけとなる。そこで、本発明では、Al
含有量は0.003 ％以上0.1 ％以下と限定する。 【００７９】（Ｎ：0.008 ％以下）Ｎは、伸びフランジ
性を劣化させる不純物である。そこで、本発明では、Ｎ
含有量は0.008 ％以下と限定する。 【００８０】（Ti：0.003 〜0.1 ％およびNb：0.003 〜
0.1 ％のうちの１種または２種）TiおよびNbは、いずれ
も、本発明では必要に応じて添加される任意添加元素で
あって、上記の範囲の量を含有することにより、鋼板の
加工性を劣化させる固溶炭素および固溶窒素を固定し、
穴広げ性を向上するとともに、大幅な強度上昇を付与す
る好ましい元素である。 【００８１】さらに、TiおよびNbの少なくとも一方を、
適正量だけ添加することにより、実際の製造ラインでは
冷却温度の制御が困難な比較的低温域での巻取りなどの
複雑な冷却パターンを採用せずとも、穴広げ性の改善に
有効な低温生成相のベイニティックフェライトが容易に
得られる。 【００８２】一方、TiおよびNbそれぞれの含有量が0.1
％を超えると、かかる効果が飽和する。そこで、本発明
では、Ti：0.003 〜0.1 ％およびNb：0.003 〜0.1 ％の
うちの１種または２種を含有することと、限定すること
が望ましい。 【００８３】（Cr：0.005 〜0.10％、Mo：0.005 〜0.10
％、Ｖ：0.005 〜0.10％およびＢ：0.0001〜0.0100％か
らなる群から選ばれた１種または２種以上）これらは、
本発明では、いずれも、高強度とした上で、穴広げ性お
よび伸びを向上させるための任意添加元素として添加さ
れる。すなわち、Cr、Mo、ＶおよびＢの含有量が上記範
囲の下限を下回ると、所要の高強度かつ優れた穴広げ性
および伸びが得られ難くなり、一方、上限を上回ると、
コスト高となるのに加えて、特性の向上効果が飽和す
る。そこで、Cr、Mo、ＶおよびＢのうちの少なくとも１
種を添加する場合には、Cr：0.005 ％以上0.10％以下、
Mo：0.005 ％以上0.10％以下、Ｖ：0.005 ％以上0.10％
以下、Ｂ：0.0001％以上0.0100％以下と限定することが
望ましい。 【００８４】（ (1)式)本発明では、Ｃ、Ti、Ｎ、Ｓお
よびNbそれぞれの含有量を、下記(1) 式で規定する関係
に限定する。すなわち、 Ｃ−(12/48) ×Ti^* −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1) である。ただし、(1) 式において、Ti^* ＝Ti−(48/14)
×Ｎ−(48/32) ×Ｓである。 【００８５】この理由は、穴広げ性の低下原因となるセ
メンタイトを生成させないためである。望ましくは、鋼
中のＣをTiまたはNbの１種または２種で炭化物として固
定することにより、穴広げ性が良好でかつ延性も良好な
ベイニティックフェライトの単相組織に制御することが
できる。 【００８６】（ (2)式)また、本発明では、Ｃ、Si、M
n、Ti、NbおよびＮそれぞれの含有量を、下記(2) 式で
規定する関係に限定する。すなわち、 −340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2) である。 【００８７】この理由は、良好な穴広げ性を確保するた
めには、種々の元素の範囲を規定するだけでは不十分で
あり、各元素を相互関係づけて制御することが必要であ
り、(2) 式を満足することにより、目標とする80％以上
の穴広げ性を満足できるためである。 【００８８】なお、TiおよびNbは、いずれも、本発明で
は任意添加元素であるためTi、Nbを含有しない場合もあ
るが、この場合には（１）式および（２）式ではTi＝
０、Nb＝０として算出される。 【００８９】上記以外は、Feおよび不可避的不純物であ
る。本発明にかかる高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の
製造方法では、かかる組成を有する鋼片に、熱間圧延、
冷却、巻取り、酸洗および合金化溶融亜鉛めっきを行
う。以下、これらの工程について説明する。 【００９０】（熱間圧延）本発明では、上記の鋼組成を
有する鋼片に、880 〜970 ℃の仕上圧延温度で熱間圧延
を行う。なお、鋼片の溶製から熱間圧延前の加熱までの
工程では、周知慣用の工程にしたがえばよい。例えば鋼
片の加熱温度は、1200〜1290℃を例示することができ
る。 【００９１】熱間圧延を終了した後の組織をベイニティ
ックフェライト組織とするためには、オーステナイト相
の粗大化を図る必要がある。そのためには、880 ℃以上
970℃以下の温度範囲で仕上圧延を行う必要がある。仕
上圧延温度が880 ℃を下回るとオーステナイト粒が微細
となりセメンタイトが生成し、ベイニティックフェライ
ト組織が得られなくなって穴広げ性が低下する。一方、
仕上圧延温度が970 ℃を超えると、酸化スケールが過度
に生成するため表面傷が増加する。そこで、本発明で
は、熱間圧延の仕上温度は880 ℃以上970 ℃以下と限定
する。 【００９２】（冷却）熱間圧延を終了した後、600 〜70
0 ℃の温度域に35〜55℃／秒の冷却速度で第１の冷却を
行う。 【００９３】熱間圧延終了後の第１の冷却の冷却速度が
35℃／秒に満たないと、仕上げ圧延で生じたオーステナ
イト相から生成するフェライト相がベイニティックフェ
ライト組織にならないため、穴広げ性が低下する。一
方、この第１の冷却の冷却速度が55℃／秒を超えると、
次の中間保持温度の制御性が悪化して特性値のバラツキ
が大きくなる。そこで、本発明では、仕上圧延の終了直
後の第１の冷却の冷却速度を35℃／秒以上55℃／秒以下
に限定する。 【００９４】また、適量のベイニティックフェライト組
織を生成させるためには、600 ℃以上700 ℃以下の温度
域での保持または空冷が有効である。600 ℃未満の温度
域で保持してもベイニティックフェライト組織の成長が
望めず、一方、700 ℃超の温度域で保持すると、結晶粒
の成長が活発になるためにベイニティックフェライト組
織が得られなくなる。そこで、仕上圧延の終了直後の第
１の冷却の後、600 ℃以上700 ℃以下の温度域に保持す
る。 【００９５】この後、結晶粒の成長を抑制するために、
400 〜600 ℃の温度域に５〜40℃／秒の冷却速度で第２
の冷却を行われる。つまり、この第２の冷却の冷却速度
が５℃／秒未満であると、結晶粒の成長が進みベイニテ
ィックフェライト組織とならないために優れた伸びフラ
ンジ性が得られない。一方、この第２の冷却の冷却速度
が40℃／秒を超えると、この第２の冷却に後続して行わ
れる巻取の温度の制御性が低下し、特性値のバラツキが
大きくなる。そこで、本発明では、この第２の冷却の冷
却速度は、５℃／秒以上40℃／秒以下と限定する。 【００９６】（巻取り）巻取温度が600 ℃を超えるとセ
メンタイト相が生成し、穴広げ性が低下する。一方、巻
取温度が400 ℃を下回るとマルテンサイト相が生成し、
鋼板の形状制御性が悪化する。また、巻取温度が600 ℃
を超えると、鋼板表面の結晶粒界の選択酸化が促進する
ため、穴広げ加工時にノッチ効果を生じ割れの起点とな
る。さらに、めっき鋼板においても穴広げ加工を行うた
めの打ち抜き加工でZn脆化した結晶粒ごと欠落し、ノッ
チ効果によって、合金化溶融亜鉛めっき後に極端に穴広
げ性が劣化する。そこで、本発明では、ベイニティック
フェライト組織を得るために、巻取温度は400 ℃以上60
0 ℃以下と限定する。 【００９７】（酸洗）冷却後に、合金化溶融亜鉛めっき
処理の前処理として、酸洗を行う。酸洗は、周知慣用の
条件により行えばよい。 【００９８】（合金化溶融亜鉛めっき）酸洗後に、合金
化溶融亜鉛めっきを行う。本発明では、鋼板の組成を管
理するだけでは良好なめっき性を確保することが困難で
あり、鋼板の組成とともにめっき条件も適正に管理する
必要がある。 【００９９】すなわち、合金化溶融亜鉛めっきライン
は、溶融めっき工程の前に焼鈍工程があり、この焼鈍工
程は、加熱→均熱→冷却→めっき (浸漬) →合金化 (加
熱) のプロセスからなる。このうち、加熱工程の炉が前
酸化炉であり、その雰囲気および温度をコントロールす
ることによって、鋼板表面のスケール生成量を制御する
ことができる。さらに、この前酸化炉で形成された鋼板
表面のスケールは、還元雰囲気である均熱帯により還元
鉄層となる。 【０１００】Si添加鋼では、酸化スケールが形成され難
く、この結果、鋼板表面にSiが濃化してめっきのぬれ性
が低下し、合金化が遅延してしまう。そこで、形成され
る酸化スケールの量を適正化するために、前酸化炉の雰
囲気 (露点および温度) を管理することが有効である。 【０１０１】この合金化溶融亜鉛めっきが、連続式溶融
亜鉛めっき設備の前酸化炉での加熱を、露点が30℃以下
の雰囲気中で空燃比を0.8 〜1.25として行われるととも
に、前酸化炉内での最高到達鋼板温度が下記(3) 式を満
たすようにして行われることが、望ましい。 【０１０２】 700 ＋100 ×ｌn[Si] ≦Ｔ≦ 830＋50×ｌn[Si] ・・・・・・・(3) ただし、(3) 式において、符号Ｔは、前酸化炉内での最
高到達鋼板温度 (℃)を示し、符号[Si]は、母材鋼板のS
i含有量 (質量％) を示す。 【０１０３】すなわち、前酸化炉で処理する際の空燃比
は望ましくは0.8 〜1.25、さらに望ましくは0.9 〜1.2
とする。空燃比が0.8 よりも小さいと、酸化ポテンシャ
ルが小さく、鋼板温度 (最高到達鋼板温度を意味する。
以下においても同じ) を上げても、適正な合金化に必要
な酸化スケールが生成しない。一方、空燃比が1.25を超
えると、燃焼ガスが安定化しないため、鋼板上にすすが
付着してめっき欠陥が発生したり、前酸化炉内の温度分
布が不均一になって鋼板表面に均一な酸化スケールが生
成せず、合金化処理を施すと、部分的な合金化のムラが
発生する。そこで、本発明では、前酸化炉の雰囲気中で
空燃比を0.8 〜1.25と限定することが望ましい。 【０１０４】また、前酸化炉内の雰囲気ガスの露点は、
高いほど酸化スケールを生成させるために有利である。
しかし、露点が30℃を超えると酸化スケールの生成促進
効果が小さくなるとともに、酸化スケールが還元され難
くなるので好ましくない。そこで、本発明では、前酸化
炉内の雰囲気ガスの露点は、30℃以下であることが望ま
しく、同様の観点から、−40℃以上０℃以下であること
がさらに望ましい。 【０１０５】さらに、前酸化炉内での鋼板温度を、上記
(3) 式のように限定するのは、前酸化時のスケールの生
成量および母材からめっき層中へのFeの拡散速度が鋼板
のSi含有量により異なるからである。 【０１０６】すなわち、鋼板温度が 700＋100 ×ｌn[S
i](℃) よりも低ければ、前酸化時に、ラインスピード
を低下させずに適正な合金化度とするのに必要なスケー
ル量を得ることが困難となり、一方、鋼板温度が 830＋
50×ｌn[Si](℃) よりも高ければ、酸化スケール量が多
過ぎて、均熱時に生成する還元Fe層が多く生じ合金化を
進めるため合金化度が14％を超え、パウダリング等の加
工時のめっき剥離が多くなる。また、前酸化炉によるス
ケール量が増大すると、ハースロールにスケールが付着
し、押し疵発生の原因にもなる。そこで、本発明では、
前酸化炉内での鋼板温度を、上記(3) 式のように限定す
ることが望ましい。 【０１０７】なお、前酸化時の加熱方式は、鋼板を挟ん
で側面からバーナーの燃焼フレームを放出させ、その輻
射熱により炉内を急速加熱する無酸化炉方式、あるいは
鋼板にバーナーの燃焼フレームを直接当てる直火バーナ
ー方式のいずれでもよいが、炉内の雰囲気の安定性を保
つ上から輻射熱を用いる無酸化炉方式が好ましい。 【０１０８】これにより、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒
が80％以上占め、ベイニティックフェライト組織からな
り、めっきと鋼板界面における鋼板表面の個々の結晶の
間の結晶粒界が幅2.0 μｍ以下エッチングされている合
金化溶融亜鉛めっき鋼板が製造される。 【０１０９】すなわち、良加工性、とりわけ穴広げ性お
よび延性が優れている高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
を得るために、種々の成分系および種々の条件で製造し
た鋼板についてその材質および組織を総合的に調査した
結果、組織がベイニティックフェライト組織であり、か
つその組織を20μｍ以下の結晶粒が80％以上存在する組
織とすることにより、高張力鋼であるにもかかわらず極
めて優れた加工性 (穴広げ性および延性) が確実に得ら
れることが判明した。 【０１１０】このためには、セメンタイト組織が生成し
ていると不利であり、また結晶粒が粗大であると不利と
なり望ましくない。そこで、本発明では、組織を、結晶
粒径20μｍ以下の結晶粒が80％以上占め、ベイニティッ
クフェライト組織と限定することが望ましい。 【０１１１】また、めっき層と鋼板との界面における鋼
板表面の個々の結晶の間の結晶粒界が幅2.0 μｍ以下エ
ッチングされていることは、めっきの密着性確保のため
に、有効である。すなわち、めっき層と鋼板との界面に
おける鋼板表面の個々の結晶の間の結晶粒界が幅2.0 μ
ｍより大きくエッチングされていると、穴広げ加工を行
うための打ち抜き加工でZn脆化した結晶粒ごと欠落し
て、ノッチ効果によって、合金化溶融亜鉛めっき後の極
端に穴広げ性が劣化する。一方、結晶粒界が幅2.0 μｍ
以下、好ましくは幅1.5 μｍ以下のエッチングであれ
ば、凹部がめっき処理時にアンカー効果をもたらし、鋼
板とめっき相の密着性を高める。 【０１１２】しかしながら、Si添加鋼では、酸素ポテン
シャルを上げて前酸化条件を強化して、酸化スケールを
多く形成しないと合金化溶融亜鉛めっき化が困難にな
る。そのため、本発明では、熱間圧延時の巻取温度を 4
00〜600 ℃にすることと、めっき工程での前酸化炉の露
点を30℃以下、空燃比を 0.8〜1.25として、鋼板表面の
結晶粒界の選択酸化を抑制することによって上記目的を
確実に達成することができる。 【０１１３】なお、本発明で規定するエッチングは、合
金化溶融亜鉛めっき後インヒビターを添加した塩酸液で
鋼板表面のエッチングを抑制し、めっき皮膜のみを溶解
した後の鋼板表面をＳＥＭにて観察することで確認でき
る。 【０１１４】このようにして、本発明にかかる製造方法
により、本発明にかかる合金化溶融亜鉛めっき鋼板が提
供される。この本発明にかかる合金化溶融亜鉛めっき鋼
板は、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.1 〜1.0 ％、Mn：0.8
〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025 ％、Ｓ：0.010 ％以下、
Al：0.003 〜0.1 ％、Ｎ：0.008 ％以下、Ti：0.003〜
0.1 ％およびNb：0.003 〜0.1 ％のうちの１種または２
種、必要に応じてさらに、Cr：0.005 〜0.10％、Mo：0.
005 〜0.10％、Ｖ：0.005 〜0.10％およびＢ：0.0001〜
0.0100％からなる群から選ばれた１種または２種以上、
残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、下
記(1) 式および下記(2) 式の関係をともに満足すること
を特徴とする、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上
であって延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
である。 【０１１５】この本発明にかかる高強度合金化溶融亜鉛
めっき鋼板は、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が80％以上
占め、ベイニティックフェライト組織からなっている。
図１は、この本発明にかかる高強度合金化溶融亜鉛めっ
き鋼板の組織を電子顕微鏡で観察した金属組織の写真で
ある。図１から、本発明にかかる高強度合金化溶融亜鉛
めっき鋼板は、粒界が角張ったベイニティックフェライ
ト組織からなっていることがわかる。 【０１１６】また、この本発明にかかる高強度合金化溶
融亜鉛めっき鋼板は、めっき層と鋼板との界面における
鋼板表面の個々の結晶の間の結晶粒界が幅2.0 μｍ以下
エッチングされている。 【０１１７】このように、本発明によれば、めっき後の
合金化処理が困難なSi含有鋼に対して、従来使用してい
る連続式溶融亜鉛めっき設備を用い、その操業条件を大
幅に変動させずに溶融亜鉛めっきおよびその後の合金化
処理を確実かつ低コストで行うことができる。 【０１１８】(第２の実施の形態)次に、本発明にかかる
高強度鋼板およびその製造方法の実施の形態を、添付図
面を参照しながら詳細に説明する。 【０１１９】まず、本発明にかかる高強度鋼板の製造方
法において用いる鋼片の組成を限定する理由を、説明す
る。 （Ｃ：0.02〜0.10％）高い穴広げ性を得るには、鋼板組
織をグラニュラーベイニティックフェライトまたはクワ
シーポリゴナルフェライトのうちの１種以上とすること
が有効である。Ｃ含有量が0.10％を超えると、多くの炭
化物が形成され穴広げ性および延性が劣化する。一方、
Ｃ含有量が0.02％未満であると、十分な強度を得られな
くなる。そこで、本発明では、鋼板の組織をグラニュラ
ーベイニティックフェライトまたはクワシーポリゴナル
フェライトのうちの１種以上とするために、Ｃ含有量は
0.02％以上0.10％以下と限定する。 【０１２０】（Si：0.1 〜1.0 ％）Siは、鋼の強化に有
効であり、しかも延性に悪影響を及ぼすことが少ないた
め、機械的性質の面からは多量に添加したい成分である
が、過剰に添加すると、赤スケールの生成による外観や
塗装性を著しく阻害するという欠点がある。さらに、め
っき性を著しく阻害する。 【０１２１】すなわち、Si含有量が0.1 ％未満である
と、強度などの機械的性質に優れた鋼板が得られないば
かりでなく、めっき時、前酸化炉の雰囲気では鋼板表面
に非常に厚い酸化スケールが形成され、この酸化スケー
ルが還元炉で還元されて生成する還元鉄層が合金化反応
を著しく促進するために合金化度の適正範囲を超え、加
工時に、パウダリング等のめっき皮膜の剥離が引き起こ
される。さらに、前酸化工程の後の還元工程において、
ハースロール (搬送ロール) にスケールが付着し、鋼板
表面に押し疵等が発生する原因にもなる。 【０１２２】一方、Si含有量が1.0 ％を超えると、外観
や塗装性を著しく阻害する。めっき時、酸化層を形成さ
せるために高温にしなければならなくなるため前酸化の
際の温度が上昇し過ぎ、再結晶温度を超えて鋼板が軟化
して、機械的性質の向上が期待できなくなる。 【０１２３】そこで、本発明では、Si含有量は0.1 ％以
上1.0 ％以下と限定する。 （Mn：0.8 〜2.5 ％）Mnは、ＣやSi等には及ばないもの
の、有効な強化元素である。しかも、Mnには、パーライ
トの過剰な生成を抑え、結晶粒を微細にする作用があ
る。これらの作用を発揮させるために、Mnを0.8 ％以上
添加することが必要である。しかし、2.5 ％を超えてMn
を添加しても、強化能の向上効果が飽和するとともに、
めっき性が劣化する。そこで、本発明では、Mn含有量は
0.8 ％以上2.5 ％以下と限定する。 【０１２４】（Ｐ：0.001 〜0.025 ％）Ｐは、鋼の強化
に有効であり、多量に添加したい成分であるが、Ｐ含有
量が0.025 ％を超えると、脆化し易いとともにめっき層
のパウダリング性を劣化させる。一方、Ｐ含有量が0.00
1 ％未満に低減するには相応のコスト上昇を伴う。そこ
で、本発明では、Ｐ含有量は0.001 ％以上0.025 ％以下
と限定する。 【０１２５】（Ｓ：0.010 ％以下）Ｓは、0.010 ％を超
えて含有すると、MnとＡ系介在物を作って伸びフランジ
性を低下させる不純物元素であるので、極力低減するこ
とが望ましい。そこで、本発明では、Ｓ含有量は0.010
％以下と限定する。 【０１２６】（Al：0.003 〜1.0 ％）Alは、脱酸成分と
してまた鋼の清浄化のためにも添加が不可欠である。こ
のためにはAlは少なくとも0.003 ％添加する。一方、Al
含有量が1.0 ％を超えると、鋼の清浄化効果は飽和し、
コスト上昇を伴うだけとなる。そこで、本発明では、Al
含有量は0.003 ％以上1.0 ％以下と限定する。 【０１２７】（Ｎ：0.008 ％以下）Ｎは、伸びフランジ
性を劣化させる不純物である。そこで、本発明では、Ｎ
含有量は0.008 ％以下と限定する。 【０１２８】（Ti：0.003 〜0.1 ％およびNb：0.003 〜
0.1 ％のうちの１種または２種）TiおよびNbは、いずれ
も、本発明では必要に応じて添加される任意添加元素で
あって、上記の範囲の量を含有することにより、鋼板の
加工性を劣化させる固溶炭素および固溶窒素を固定し、
穴広げ性を向上するとともに、大幅な強度上昇を付与す
る好ましい元素である。 【０１２９】さらに、本発明の最も重要な点として、Ti
やNbを所要の微量添加することにより実製造上冷却温度
の制御が困難な比較的低温域での巻取りなどの複雑な冷
却パターンをとらなくても穴広げ性の改善に有効なグラ
ニュラーベイニティックフェライトまたはクワシーポリ
ゴナルフェライトが得られる。 【０１３０】一方、TiおよびNbそれぞれの含有量が0.1
％を超えると、かかる効果が飽和する。そこで、本発明
では、Ti：0.003 〜0.1 ％およびNb：0.003 〜0.1 ％の
うちの１種または２種を含有することと、限定すること
が望ましい。 【０１３１】（Cr：0.005 〜0.10％、Mo：0.005 〜0.10
％、Ｖ：0.005 〜0.10％およびＢ：0.0001〜0.0100％か
らなる群から選ばれた１種または２種以上）これらは、
本発明では、いずれも、高強度とした上で、穴広げ性お
よび伸びを向上させるための任意添加元素として添加さ
れる。すなわち、Cr、Mo、ＶおよびＢの含有量が上記範
囲の下限を下回ると、所要の高強度かつ優れた穴広げ性
および伸びが得られ難くなり、一方、上限を上回ると、
コスト高となるのに加えて、特性の向上効果が飽和す
る。そこで、Cr、Mo、ＶおよびＢのうちの少なくとも１
種を添加する場合には、Cr：0.005 ％以上0.10％以下、
Mo：0.005 ％以上0.10％以下、Ｖ：0.005 ％以上0.10％
以下、Ｂ：0.0001％以上0.0100％以下と限定することが
望ましい。 【０１３２】（ (1)式)本発明では、Ｃ、Ti、Ｎ、Ｓお
よびNbそれぞれの含有量を、下記(1) 式で規定する関係
に限定する。すなわち、 Ｃ−(12/48) ×Ti^* −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1) である。ただし、(1) 式において、Ti^* ＝Ti−(48/14)
×Ｎ−(48/32) ×Ｓである。 【０１３３】この理由は、穴広げ性の低下原因となるセ
メンタイトを生成させないためである。望ましくは、鋼
中のＣをTiまたはNbの１種または２種で炭化物として固
定することにより、穴広げ性が良好でかつ延性も良好な
グラニュラーベイニティックフェライトまたはクワシー
ポリゴナルフェライトの組織に制御することができる。 【０１３４】（ (2)式)また、本発明では、Ｃ、Si、M
n、Ti、NbおよびＮそれぞれの含有量を、下記(2) 式で
規定する関係に限定する。すなわち、 −340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2) である。 【０１３５】この理由は、良好な穴広げ性を確保するた
めには、種々の元素の範囲を規定するだけでは不十分で
あり、各元素を相互関係づけて制御することが必要であ
り、(2) 式を満足することにより、目標とする80％以上
の穴広げ性を満足できるためである。 【０１３６】なお、TiおよびNbは、いずれも、本発明で
は任意添加元素であるためTi、Nbを含有しない場合もあ
るが、この場合には（１）式および（２）式ではTi＝
０、Nb＝０として算出される。 【０１３７】上記以外は、Feおよび不可避的不純物であ
る。本発明にかかる高強度鋼板の製造方法では、かかる
組成を有する鋼片に、熱間圧延、冷却、巻取り、酸洗お
よび合金化溶融亜鉛めっきを行う。以下、これらの工程
について説明する。 【０１３８】（熱間圧延）本発明では、上記の鋼組成を
有する鋼片に、880 〜970 ℃の仕上圧延温度で熱間圧延
を行う。なお、鋼片の溶製から熱間圧延前の加熱までの
工程では、周知慣用の工程にしたがえばよい。例えば鋼
片の加熱温度は、1200〜1290℃を例示することができ
る。 【０１３９】熱間圧延を終了した後の組織をグラニュラ
ーベイニティックフェライトまたはクワシーポリゴナル
フェライトとするためには、オーステナイト相の粗大化
を図る必要がある。そのためには、880 ℃以上970 ℃以
下の温度範囲で仕上圧延を行う必要がある。仕上圧延温
度が880 ℃を下回るとオーステナイト粒が微細となりセ
メンタイトが生成し、グラニュラーベイニティックフェ
ライトまたはクワシーポリゴナルフェライトが得られな
くなって穴広げ性が低下する。一方、仕上圧延温度が97
0 ℃を超えると、酸化スケールが過度に生成するため表
面傷が増加する。そこで、本発明では、熱間圧延の仕上
温度は880 ℃以上970 ℃以下と限定する。 【０１４０】（冷却）熱間圧延を終了した後、600 〜70
0 ℃の温度域に35〜55℃／秒の冷却速度で第１の冷却を
行う。 【０１４１】熱間圧延終了後の第１の冷却の冷却速度が
35℃／秒に満たないと、仕上げ圧延で生じたオーステナ
イト相から生成するフェライト相がグラニュラーベイニ
ティックフェライトまたはクワシーポリゴナルフェライ
トにならないため、穴広げ性が低下する。一方、この第
１の冷却の冷却速度が55℃／秒を超えると、次の中間保
持温度の制御性が悪化して特性値のバラツキが大きくな
る。そこで、本発明では、仕上圧延の終了直後の第１の
冷却の冷却速度を35℃／秒以上55℃／秒以下に限定す
る。 【０１４２】また、適量のグラニュラーベイニティック
フェライトまたはクワシーポリゴナルフェライトを生成
させるためには、600 ℃以上700 ℃以下の温度域での保
持または空冷が有効である。600 ℃未満の温度域で保持
してもグラニュラーベイニティックフェライトまたはク
ワシーポリゴナルフェライトの成長が望めず、一方、70
0 ℃超の温度域で保持すると、結晶粒の成長が活発にな
るためにグラニュラーベイニティックフェライトまたは
クワシーポリゴナルフェライトが得られなくなる。そこ
で、仕上圧延の終了直後の第１の冷却の後、600 ℃以上
700 ℃以下の温度域に保持する。 【０１４３】この後、結晶粒の成長を抑制するために、
400 〜600 ℃の温度域に５〜40℃／秒の冷却速度で第２
の冷却を行われる。つまり、この第２の冷却の冷却速度
が５℃／秒未満であると、結晶粒の成長が進みグラニュ
ラーベイニティックフェライトまたはクワシーポリゴナ
ルフェライトとならないために優れた伸びフランジ性が
得られない。一方、この第２の冷却の冷却速度が40℃／
秒を超えると、この第２の冷却に後続して行われる巻取
の温度の制御性が低下し、特性値のバラツキが大きくな
る。そこで、本発明では、この第２の冷却の冷却速度
は、５℃／秒以上40℃／秒以下と限定する。 【０１４４】（巻取り）巻取温度が600 ℃を超えるとセ
メンタイト相が生成し、穴広げ性が低下する。一方、巻
取温度が400 ℃を下回るとマルテンサイト相が生成し、
鋼板の形状制御性が悪化する。また、巻取温度が600 ℃
を超えると、鋼板表面の結晶粒界の選択酸化が促進する
ため、穴広げ加工時にノッチ効果を生じ割れの起点とな
る。さらに、めっき鋼板においても穴広げ加工を行うた
めの打ち抜き加工でZn脆化した結晶粒ごと欠落し、ノッ
チ効果によって、合金化溶融亜鉛めっき後に極端に穴広
げ性が劣化する。そこで、本発明では、グラニュラーベ
イニティックフェライトまたはクワシーポリゴナルフェ
ライト組織を得るために、巻取温度は400 ℃以上600 ℃
以下と限定する。 【０１４５】（酸洗）冷却後に、酸洗を行う。酸洗は、
周知慣用の条件により行えばよい。 （合金化溶融亜鉛めっき）酸洗後に、合金化溶融亜鉛め
っきを行う場合、本発明では、鋼板の組成を管理するだ
けでは良好なめっき性を確保することが困難であり、鋼
板の組成とともにめっき条件も適正に管理する必要があ
る。 【０１４６】すなわち、合金化溶融亜鉛めっきライン
は、溶融めっき工程の前に焼鈍工程があり、この焼鈍工
程は、加熱→均熱→冷却→めっき (浸漬) →合金化 (加
熱) のプロセスからなる。このうち、加熱工程の炉が前
酸化炉であり、その雰囲気および温度をコントロールす
ることによって、鋼板表面のスケール生成量を制御する
ことができる。さらに、この前酸化炉で形成された鋼板
表面のスケールは、還元雰囲気である均熱帯により還元
鉄層となる。 【０１４７】Si添加鋼では、酸化スケールが形成され難
く、この結果、鋼板表面にSiが濃化してめっきのぬれ性
が低下し、合金化が遅延してしまう。そこで、形成され
る酸化スケールの量を適正化するために、前酸化炉の雰
囲気 (露点および温度) を管理することが有効である。 【０１４８】この合金化溶融亜鉛めっきが、連続式溶融
亜鉛めっき設備の前酸化炉での加熱を、露点が30℃以下
の雰囲気中で空燃比を0.8 〜1.25として行われるととも
に、前酸化炉内での最高到達鋼板温度が下記(3) 式を満
たすようにして行われることが、望ましい。 【０１４９】 700 ＋100 ×ｌn[Si] ≦Ｔ≦ 830＋50×ｌn[Si] ・・・・・・・(3) ただし、(3) 式において、符号Ｔは、前酸化炉内での最
高到達鋼板温度 (℃)を示し、符号[Si]は、母材鋼板のS
i含有量 (質量％) を示す。 【０１５０】すなわち、前酸化炉で処理する際の空燃比
は望ましくは0.8 〜1.25、さらに望ましくは0.9 〜1.2
とする。空燃比が0.8 よりも小さいと、酸化ポテンシャ
ルが小さく、鋼板温度 (最高到達鋼板温度を意味する。
以下においても同じ) を上げても、適正な合金化に必要
な酸化スケールが生成しない。一方、空燃比が1.25を超
えると、燃焼ガスが安定化しないため、鋼板上にすすが
付着してめっき欠陥が発生したり、前酸化炉内の温度分
布が不均一になって鋼板表面に均一な酸化スケールが生
成せず、合金化処理を施すと、部分的な合金化のムラが
発生する。そこで、本発明では、前酸化炉の雰囲気中で
空燃比を0.8 〜1.25と限定することが望ましい。 【０１５１】また、前酸化炉内の雰囲気ガスの露点は、
高いほど酸化スケールを生成させるために有利である。
しかし、露点が30℃を超えると酸化スケールの生成促進
効果が小さくなるとともに、酸化スケールが還元され難
くなるので好ましくない。そこで、本発明では、前酸化
炉内の雰囲気ガスの露点は、30℃以下であることが望ま
しく、同様の観点から、−40℃以上０℃以下であること
がさらに望ましい。 【０１５２】さらに、前酸化炉内での鋼板温度を、上記
(3) 式のように限定するのは、前酸化時のスケールの生
成量および母材からめっき層中へのFeの拡散速度が鋼板
のSi含有量により異なるからである。 【０１５３】すなわち、鋼板温度が 700＋100 ×ｌn[S
i](℃) よりも低ければ、前酸化時に、ラインスピード
を低下させずに適正な合金化度とするのに必要なスケー
ル量を得ることが困難となり、一方、鋼板温度が 830＋
50×ｌn[Si](℃) よりも高ければ、酸化スケール量が多
過ぎて、均熱時に生成する還元Fe層が多く生じ合金化を
進めるため合金化度が14％を超え、パウダリング等の加
工時のめっき剥離が多くなる。また、前酸化炉によるス
ケール量が増大すると、ハースロールにスケールが付着
し、押し疵発生の原因にもなる。そこで、本発明では、
前酸化炉内での鋼板温度を、上記(3) 式のように限定す
ることが望ましい。 【０１５４】なお、前酸化時の加熱方式は、鋼板を挟ん
で側面からバーナーの燃焼フレームを放出させ、その輻
射熱により炉内を急速加熱する無酸化炉方式、あるいは
鋼板にバーナーの燃焼フレームを直接当てる直火バーナ
ー方式のいずれでもよいが、炉内の雰囲気の安定性を保
つ上から輻射熱を用いる無酸化炉方式が好ましい。 【０１５５】これにより、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒
が80％以上占め、ベイニティックフェライト組織からな
り、めっきと鋼板界面における鋼板表面の個々の結晶の
間の結晶粒界が幅2.0 μｍ以下エッチングされている合
金化溶融亜鉛めっき鋼板が製造される。 【０１５６】すなわち、良加工性、とりわけ穴広げ性お
よび延性が優れている高強度鋼板を得るために、種々の
成分系および種々の条件で製造した鋼板についてその材
質および組織を総合的に調査した結果、組織がグラニュ
ラーベイニティックフェライトおよびクワシーポリゴナ
ルフェライトのうちの１種以上であり、かつその組織を
20μｍ以下の結晶粒が80％以上存在する組織とすること
により、高張力鋼であるにもかかわらず極めて優れた加
工性 (穴広げ性および延性) が確実に得られることが判
明した。 【０１５７】このためには、セメンタイト組織が生成し
ていると不利であり、また結晶粒が粗大であると不利と
なり望ましくない。そこで、本発明では、組織を、結晶
粒径20μｍ以下の結晶粒が80％以上占め、グラニュラー
ベイニティックフェライトおよびクワシーポリゴナルフ
ェライトのうちの１種以上と限定することが望ましい。 【０１５８】また、めっき層と鋼板との界面における鋼
板表面の個々の結晶の間の結晶粒界が幅2.0 μｍ以下エ
ッチングされていることは、めっきの密着性確保のため
に、有効である。すなわち、めっき層と鋼板との界面に
おける鋼板表面の個々の結晶の間の結晶粒界が幅2.0 μ
ｍより大きくエッチングされていると、穴広げ加工を行
うための打ち抜き加工でZn脆化した結晶粒ごと欠落し
て、ノッチ効果によって、合金化溶融亜鉛めっき後の極
端に穴広げ性が劣化する。一方、結晶粒界が幅2.0 μｍ
以下、好ましくは幅1.5 μｍ以下のエッチングであれ
ば、凹部がめっき処理時にアンカー効果をもたらし、鋼
板とめっき相の密着性を高める。 【０１５９】しかしながら、Si添加鋼では、酸素ポテン
シャルを上げて前酸化条件を強化して、酸化スケールを
多く形成しないと合金化溶融亜鉛めっき化が困難にな
る。そのため、本発明では、熱間圧延時の巻取温度を 4
00〜600 ℃にすることと、めっき工程での前酸化炉の露
点を30℃以下、空燃比を 0.8〜1.25として、鋼板表面の
結晶粒界の選択酸化を抑制することによって上記目的を
確実に達成することができる。 【０１６０】なお、本発明で規定するエッチングは、合
金化溶融亜鉛めっき後インヒビターを添加した塩酸液で
鋼板表面のエッチングを抑制し、めっき皮膜のみを溶解
した後の鋼板表面をＳＥＭにて観察することで確認でき
る。 【０１６１】このようにして、本発明にかかる製造方法
により、本発明にかかる高強度鋼板が提供される。この
本発明にかかる高強度鋼板は、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：
0.1〜1.0 ％、Mn：0.8 〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025
％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜1.0 ％、Ｎ：0.00
8 ％以下、Ti：0.003 〜0.1 ％およびNb：0.003 〜0.1
％のうちの１種または２種、必要に応じてさらに、Cr：
0.005 〜0.10％、Mo：0.005 〜0.10％、Ｖ：0.005 〜0.
10％およびＢ：0.0001〜0.0100％からなる群から選ばれ
た１種または２種以上、残部Feおよび不可避的不純物か
らなる鋼組成を有し、下記(1) 式および下記(2) 式の関
係をともに満足することを特徴とする、強度490MPa以上
および穴広げ率80％以上であって延性が優れた高強度鋼
板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。 【０１６２】この本発明にかかる高強度鋼板は、結晶粒
径20μｍ以下の結晶粒が80％以上占め、グラニュラーベ
イニティックフェライトまたはクワシーポリゴナルフェ
ライトのうちの１種以上からなっている。図１は、この
本発明にかかる高強度鋼板の組織を電子顕微鏡で観察し
た金属組織の写真である。図１から、本発明にかかる高
強度鋼板は、粒界が角張ったグラニュラーベイニティッ
クフェライトまたはクワシーポリゴナルフェライトのう
ちの１種以上からなっていることがわかる。 【０１６３】本実施の形態の高強度熱延鋼板の組織につ
いて説明する。この組織は、グラニュラーベイニティッ
クフェライトまたはクワシーポリゴナルフェライトのう
ちの１種以上である。グラニュラーベイニティックフェ
ライトまたはクワシーポリゴナルフェライトのうちの１
種以上のみが最も好ましいが、実質的にグラニュラーベ
イニティックフェライトまたはクワシーポリゴナルフェ
ライトのうちの１種以上であればよい。すなわち、製造
上、不可避的組織としてそれ以外の組織であるセメンタ
イトやポリゴナル・フェライト等も生成することもある
が、グラニュラーベイニティックフェライトまたはクワ
シーポリゴナルフェライトの特性が損なわれない範囲ま
で、具体的には、少なくともグラニュラーベイニティッ
クフェライトおよびクワシーポリゴナルフェライト以外
の組織が面積率で10％以下、好ましくは数％程度以下の
範囲までは、許容される。 【０１６４】次に、本実施の形態の高強度熱延鋼板の組
織の観察方法とその特徴を説明する。組織を出現させる
ために、例えばナイタールエッチング等のエッチング処
理を行う。そして、個々の結晶粒が見えるように、光学
顕微鏡 (×500 倍程度) やSEM(500 倍から3000倍程度)
等により観察する。 【０１６５】グラニュラーベイニティックフェライトま
たはクワシーポリゴナルフェライトは、通常のフェライ
ト組織に比較すると、多角形からなる結晶粒界の個々の
辺に細かい凹凸が存在するのが特徴である。一方、通常
のフェライト組織では結晶粒界の個々の辺はほぼ直線に
なっている。 【０１６６】なお、鋼のベイナイト写真集−１ (発行者
日本鉄鋼協会、発行日 平成４年６月29日、４頁、表
１) によれば、グラニュラーベイニティックフェライト
( Granular bainitic α) の特徴は、Granular bainiti
c ferritic intermediate stage structure; dislocate
d substructure but fairly recovered like“lath-les
s". 一方、クワシーポリゴナルフェライト (Quasi-poly
gonal α) の特徴は、irregular changeful shape, for
med at lower temperature crossing over γ-grain b
oundary; mostly recovered.と記載されている。この文
献には、組成は本発明とは若干異なるものの組織例が数
多く載せられており、これら組織は、いずれも形態が本
実施の形態の高強度鋼板の組織と類似しており、本発明
が意図している組織である。 【０１６７】また、本発明にかかる高強度合金化溶融亜
鉛めっき鋼板は、めっき層と鋼板との界面における鋼板
表面の個々の結晶の間の結晶粒界が幅2.0 μｍ以下エッ
チングされている。 【０１６８】このように、本発明によれば、めっき後の
合金化処理が困難なSi含有鋼に対して、従来使用してい
る連続式溶融亜鉛めっき設備を用い、その操業条件を大
幅に変動させずに溶融亜鉛めっきおよびその後の合金化
処理を確実かつ低コストで行うことができる。 【０１６９】 【実施例】（実施例１）表１および表２に示す成分組成
を有する43種の鋼Ａ〜１Ｑを溶製した。このうち、鋼Ａ
〜１Ｅ、１Ｏおよび１Ｐが本発明の範囲を満足する鋼で
あり、鋼１Ｆ〜１Ｎ、１Ｑが本発明の範囲を満足しない
比較鋼である。この鋼Ａ〜１Ｑを、表３および表４に示
す条件で、熱間圧延、冷却、巻取り、酸洗および合金化
溶融亜鉛めっきを行って、板厚2.6 mmの合金化溶融亜鉛
めっき鋼板を製造した。 【０１７０】 【表１】【０１７１】 【表２】 【０１７２】 【表３】【０１７３】 【表４】 【０１７４】合金化溶融亜鉛めっきの条件は、前酸化炉
として無酸化炉を用い、空燃比：0.95、露点：０℃とし
た。一方、還元炉での処理条件は以下に列記する通りと
した。 【０１７５】 雰囲気：N₂ 75 体積％＋H₂ 25 体積％ (露点＝−40℃) 鋼板温度：790 〜900 ℃ 処理時間：120 秒 また、めっき浴は、下記の浴温および浴組成とし、めっ
き後、目付量が片面当たり40〜55g/m²になるよう調節し
た。めっき浴中への侵入材の温度は470 ℃とした。 【０１７６】浴温：460 ℃ 浴組成：Al＝0.11〜0.14％ (残部は亜鉛) また、めっき後の合金化処理は、合金化度を調節するた
めに、鋼板温度を500〜630 ℃の範囲で変化させた。 【０１７７】これらの鋼板の機械的性質を調べるため、
引張試験および穴広げ試験を行い、その結果を表５に示
した。なお、同表では穴広げ試験により伸びフランジ性
を評価した。 【０１７８】 【表５】 【０１７９】なお、穴広げ率 (λ) とは、日本鉄鋼連盟
規格JFS T1001 穴広げ試験法に基づいて、合金化溶融亜
鉛めっき鋼板に直径10mmの円形の穴を打抜き、この穴に
60°円錐ポンチを押し当て穴広げ加工を行い、穴縁に亀
裂を生じた時点での穴の拡大率を意味しており、λ(%)
＝｛(ｄb −ｄi)／ｄi｝×100 として算出される。ただ
し、符号ｄi は初期穴径(mm)を、符号ｄb は亀裂発生時
穴径(mm)を、それぞれ表す。 【０１８０】また、引張試験は、JIS ５号試験片により
行った。さらに、合金化度の評価は、目視観察およびパ
ウダリング試験により行った。すなわち、目視観察で
は、合金化後の試験片の外観を目視で観察して合金化が
表面まで均一に行われているか否かを判定し、また、パ
ウダリング試験では、パウダリング試験を行ってパウダ
リング量を求め、実用上問題ないレベルかどうかを判定
した。なお、パウダリング試験は、合金化処理を施した
後の鋼板から切り出した試験片 (円板) を下記の条件で
円筒絞り加工し、加工後の試験片の外側壁部にテープを
貼着した後に剥がすことによって加工に伴い剥離しため
っき皮膜を試験片面から完全に取り除き、加工前の試験
片の重量とテープ剥離後の試験片の重量との差から剥離
量 (これを、「パウダリング量」という。すなわち、試
験片１個あたりのパウダリング量である) を求めること
によって、行った。パウダリング量が20mg／個以下では
実用上問題がなく、パウダリング性が良好とした。 【０１８１】表５の合金化度評価の項目で、○印はパウ
ダリング量が20mg／個以下の場合、* 印はパウダリング
が20mg／個を超える場合である。 [円筒絞り加工条件] ブランク径：90mmφ ポンチ径 ：50mmφ (肩径＝５mm) ダイス径 ：54mmφ (肩径＝５mm) しわ抑え圧：1.0 トン 潤滑 ：防錆油を使用 めっきと鋼板界面における鋼板表面の結晶粒界の幅 (エ
ッチング状態) は、３％インヒビターを添加した10％塩
酸溶液でめっき皮膜のみを除去した後、ＳＥＭにより10
00倍で観察し、最大幅を測定した。 【０１８２】表１、表３および表５に示すように、本発
明例である試験番号１〜31により、強度490MPa以上およ
び穴広げ率80％以上であって延性およびめっき密着性が
ともに優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られ
たことがわかる。このため、これらの高強度合金化溶融
亜鉛めっき鋼板は、自動車用鋼板、特に、サスペンショ
ンアーム用鋼板のように穴広げを伴う加工を行われる鋼
板に、好適に用いることができる。 【０１８３】一方、表２、表４および表５に示すよう
に、比較例である試験番号32は、Ｃ含有量が本発明の範
囲の下限を下回るため、結晶粒径が粗大化して強度が低
下し、機械特性が不芳となった。 【０１８４】試験番号33は、Ｃ含有量が本発明の範囲の
上限を上回って(1) 式を満足できないため、穴広げ性等
の加工性が不芳となった。試験番号34は、Si含有量が本
発明の範囲の上限を上回るため、強度が高いとともに穴
広げ性が低下した。 【０１８５】試験番号35は、Mn含有量が本発明の範囲の
下限を下回るため、強度が不芳となった。試験番号36
は、Mn含有量が本発明の範囲の上限を上回るため、強度
が高いとともに穴広げ性が低下した。また、めっき密着
性も不芳となった。 【０１８６】試験番号37はTi含有量が、試験番号38はNb
含有量が、それぞれ本発明の範囲の上限を上回るため、
強度が高いとともに、伸びおよび穴広げ性がいずれも低
下した。 【０１８７】試験番号39および試験番号40は、いずれ
も、式(2) を満足しないため、所望のベイニティックフ
ェライト組織が得られず、穴広げ性が低下した。試験番
号41は、めっき処理時の前酸化炉内での最高到達温度が
(3) 式を満足しないため、合金化が困難となり、めっき
密着性が不芳であった。 【０１８８】試験番号42は、めっき処理時の前酸化炉内
での最高到達温度が(3) 式を満足しないため、合金化度
が過剰となり、加工時にめっき剥離が多発した。さら
に、試験番号43は、Si含有量は本発明の範囲の下限を下
回るため、強度が低下した。また、前酸化炉で鋼板表面
に形成された非常に厚い酸化スケールが還元炉で還元さ
れて、還元鉄層が合金化反応を著しく促進したため、加
工時のパウダリング性が不芳となり、合金化度評価が低
下した。 【０１８９】（実施例２）表１における鋼Ａ、Ｆ、Ｎ、
１Ａからなる鋼板をめっき母材として、連続式溶融亜鉛
めっき設備で溶融亜鉛めっきを行った後に合金化処理を
行って合金化溶融亜鉛めっき鋼板とした。無酸化炉内で
の鋼板温度は、750 ℃とした。還元炉での処理条件およ
びめっき条件は実施例１と同じとし、また、合金化処理
では、鋼板板温を560 ℃に固定した。これらの鋼板の製
造条件を、表６にまとめて示す。 【０１９０】 【表６】【０１９１】そして、これらの合金化溶融亜鉛めっき鋼
板について、合金化度に対する前酸化時の空燃比および
雰囲気ガスの露点の影響を調査した。合金化度の調査で
は、目視観察により合金化状態を調べるととともに、め
っき皮膜の合金化度を求めた。なお、合金化度 (合金層
中のFeの含有量) は、めっき皮膜を溶解し、原子吸光法
によりFe、ZnおよびAlの濃度を測定することにより、求
めた。また、めっき皮膜における欠陥の発生等、異常の
有無についても目視で観察した。鋼板の評価結果を表７
にまとめて示す。 【０１９２】 【表７】 【０１９３】なお、表７の評価の欄の○印は、合金化度
が７〜11％ (特に厚目付で好ましいとされる範囲) 、△
印は合金化度が６％以上７％未満または11％超え14％以
下、×印は合金化度が６％未満または14％超えであるこ
とを示し、６〜14％を適正な合金化度とした。 【０１９４】表６および表７に示すように、本発明例で
ある試験番号１、７、８、10、13、１６、18により、強
度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性およ
びめっき密着性がともに優れた高強度合金化溶融亜鉛め
っき鋼板が得られたことがわかる。このため、これらの
高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、自動車用鋼板、特
に、サスペンションアーム用鋼板のように穴広げを伴う
加工を行われる鋼板に、好適に用いることができる。 【０１９５】これに対し、試験番号２は巻取温度が本発
明の範囲の下限を下回るため、所望のベイニティックフ
ェライト組織が得られず、穴広げ性および伸びがいずれ
も低下した。 【０１９６】試験番号４は、熱間圧延の仕上温度が本発
明の範囲の上限を上回るため、熱延鋼板のスケール疵が
発生した。試験番号５は、第１の冷却後の保持温度が本
発明の範囲を下回るために仕上圧延から中間温度までの
冷却速度が大きくなり過ぎ、穴広げ性および伸びがいず
れも低下した。 【０１９７】試験番号11は、第１の冷却後の保持温度が
本発明の範囲を上回るために所望のベイニティックフェ
ライト組織が得られず、穴広げ性が低下した。試験番号
15は、熱間圧延の仕上温度が本発明の範囲の下限を下回
るとともに第１の冷却の冷却速度が小さ過ぎるため、穴
広げ性および伸びがいずれも低下した。 【０１９８】試験番号17は、巻取温度が本発明の範囲の
上限を上回るために所望のベイニティックフェライト組
織が得られず、穴広げ性が低下した。試験番号９および
試験番号12は、ともに、表６に示すように、露点が30℃
を超えるため、合金化が進み過ぎて合金化度が適切な範
囲を超え、めっき密着性が劣化した。 【０１９９】試験番号７は、露点が30℃であるため、合
金化度の評価は△となった。この評価を○にするには、
露点を０℃以下に抑えることが望ましい。試験番号３お
よび試験番号６は、表６に示すように、空燃比が0.8 未
満であるために合金化処理が不十分となった。 【０２００】試験番号14は、空燃比が1.25よりも大きい
ため、不完全燃焼に起因するすすの付着によるめっき欠
陥が発生するとともに、合金化度が適正な範囲を超え不
良となった。 【０２０１】さらに、試験番号１、７、11、15、16で
は、空燃比がそれぞれ下限および上限の場合であるた
め、めっき皮膜の外観が良好であったものの、合金化度
の評価は△となった。合金化度の評価を○印とするに
は、このため、空燃比を0.9 〜1.2とするのが好ましい
ことがわかる。 【０２０２】(実施例３)表８および表９に示す成分組成
を有するＡ〜１Ｑを溶製した。このうち、鋼Ａ〜１Ｅ、
１Ｏおよび１Ｐは、いずれも、本発明で規定する組成を
満足する鋼であり、鋼１Ｆ〜１Ｎおよび１Ｑは、いずれ
も、本発明で規定する組成を満足しない比較鋼である。
このうち、鋼Ａ〜１Ｅ、１Ｏおよび１Ｐの鋼に、表10に
示す条件(いずれも本発明で規定する条件を満足する条
件) で、熱間圧延、冷却、巻取りおよび酸洗を行って、
板厚2.6 mmの熱延鋼板を製造した。そして、得られた熱
延鋼板のそれぞれについて、20μｍ以下の結晶粒の面積
率と、ミクロ組織と、降伏点と、強度と、伸びと、穴広
げ率とを測定した。測定結果を表11にまとめて示す。 【０２０３】 【表８】 【０２０４】 【表９】【０２０５】 【表１０】 【０２０６】 【表１１】【０２０７】表８、表10および表11に示すように、本発
明の範囲を満足する試験番号１〜31により、強度490Mpa
以上および穴広げ率80％以上であって延性に優れた高強
度熱延鋼板が得られたことがわかる。このため、これら
高強度熱延鋼板は、自動車用鋼板、特にサスペンション
アーム用鋼板のように穴広げを伴う加工を行われる鋼板
に好適に用いることができる。 【０２０８】一方、表９、表10および表11に示すよう
に、比較例である試験番号32は、Ｃ含有量が本発明で規
定する範囲の下限を下回るため、結晶粒径が粗大化して
強度が低下し、機械特性が不芳となった。 【０２０９】また、試験番号33は、Ｃ含有量が本発明で
規定する範囲の上限を上回るため、式(1) が本発明で規
定する範囲を外れてしまい、穴広げ性などの加工性が不
芳となった。 【０２１０】また、試験番号34は、Si含有量が本発明で
規定する範囲の上限を上回るため、強度および穴広げ性
がともに不芳となった。試験番号35は、Mn含有量が本発
明で規定する範囲の下限を下回るため、強度が不芳とな
った。 【０２１１】また、試験番号36は、Mn含有量が本発明で
規定する範囲の上限を上回っているため、強度および穴
広げ性がともに不芳となった。また、試験番号37および
38は、いずれも、Ti含有量およびNb含有量が高過ぎるた
め、強度、伸びおよび穴広げ性がいずれも不芳であっ
た。 【０２１２】また、試験番号39および40は、いずれも、
式(1) または式(2) を満足しないため、所要の組織とな
らず、穴広げ性が不芳であった。さらに、試験番号41
は、Si含有量が本発明で規定する範囲の下限を下回って
いるため、強度が不芳であった。 【０２１３】（実施例４）表12および表13に示す成分組
成を有する43種の鋼Ａ〜１Ｑを溶製したこのうち、鋼Ａ
〜１Ｅ、１Ｏおよび１Ｐが本発明の範囲を満足する鋼で
あり、鋼１Ｆ〜１Ｎと１Ｑが本発明の範囲を満足しない
比較鋼である。 【０２１４】この鋼Ａ〜１Ｑを表14および表15に示す条
件で熱間圧延、冷却、巻取り、酸洗および合金化溶融亜
鉛めっきを行って、板厚2.6 mmの合金化溶融亜鉛めっき
鋼板を製造した。 【０２１５】 【表１２】 【０２１６】 【表１３】【０２１７】 【表１４】【０２１８】 【表１５】 【０２１９】合金化溶融亜鉛めっきの条件は、前酸化炉
として無酸化炉を用い、空燃比：0.95、露点：０℃とし
た。一方、還元炉での処理条件は以下に列記する通りと
した。 【０２２０】雰囲気 ：N₂ 75 体積％＋H₂ 25 体積％
(露点＝−40℃) 鋼板温度：790 〜900 ℃ 処理時間：120 秒 また、めっき浴は、下記の浴温および浴組成とし、めっ
き後、目付量が片面当たり40〜55g/m²になるよう調節し
た。めっき浴中への侵入材の温度は470 ℃とした。 【０２２１】浴温：460 ℃ 浴組成：Al＝0.11〜0.14％ (残部は亜鉛) また、めっき後の合金化処理は、合金化度を調節するた
めに、鋼板温度を500〜630 ℃の範囲で変化させた。 【０２２２】これらの鋼板の機械的性質を調べるため、
引張試験および穴広げ試験を行い、その結果を表16に示
した。なお、同表では穴広げ試験により伸びフランジ性
を評価した。 【０２２３】 【表１６】 【０２２４】なお、穴広げ率 (λ) とは、日本鉄鋼連盟
規格JFS T1001 穴広げ試験法に基づいて、合金化溶融亜
鉛めっき鋼板に直径10mmの円形の穴を打抜き、この穴に
60°円錐ポンチを押し当て穴広げ加工を行い、穴縁に亀
裂を生じた時点での穴の拡大率を意味しており、λ(%)
＝｛(ｄb −ｄi)／ｄi｝×100 として算出される。ただ
し、符号ｄi は初期穴径(mm)を、符号ｄb は亀裂発生時
穴径(mm)を、それぞれ表す。 【０２２５】また、引張試験は、JIS ５号試験片により
行った。さらに、合金化度の評価は、目視観察およびパ
ウダリング試験により行った。すなわち、目視観察で
は、合金化後の試験片の外観を目視で観察して合金化が
表面まで均一に行われているか否かを判定し、また、パ
ウダリング試験では、パウダリング試験を行ってパウダ
リング量を求め、実用上問題ないレベルかどうかを判定
した。なお、パウダリング試験は、合金化処理を施した
後の鋼板から切り出した試験片 (円板) に下記の条件で
円筒絞り加工を行い、加工後の試験片の外側壁部にテー
プを貼着した後に剥がすことによって加工に伴い剥離し
ためっき皮膜を試験片面から完全に取り除き、加工前の
試験片の重量とテープ剥離後の試験片の重量との差から
剥離量 (これを、「パウダリング量」という。すなわ
ち、試験片１個あたりのパウダリング量である) を求め
ることによって、行った。パウダリング量が20mg／個以
下では実用上問題がなく、パウダリング性が良好とし
た。 【０２２６】表16における合金化度評価の項目におい
て、○印はパウダリング量が20mg／個以下である場合を
示し、＊印はパウダリングが20mg／個を超える場合を示
す。 [円筒絞り加工条件] ブランク径：90mm ポンチ径 ：50mm (肩径＝５mm) ダイス径 ：54mm (肩径＝５mm) しわ抑え圧：1.0 トン 潤滑 ：防錆油を使用 めっきと鋼板界面における鋼板表面の結晶粒界の幅 (エ
ッチング状態) は、３％インヒビターを添加した10％塩
酸溶液により、めっき皮膜のみを除去した後、ＳＥＭに
より1000倍で観察し、最大幅を測定した。 【０２２７】表12、表14および表16に示すように、本発
明例である試験番号１〜31により、強度490MPa以上およ
び穴広げ率80％以上であって延性およびめっき密着性が
ともに優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られ
たことがわかる。このため、これらの高強度合金化溶融
亜鉛めっき鋼板は、自動車用鋼板、特に、サスペンショ
ンアーム用鋼板のように穴広げを伴う加工を行われる鋼
板に、好適に用いることができる。 【０２２８】一方、表13、表15および表16に示すよう
に、比較例である試験番号32は、Ｃ含有量が本発明で規
定する範囲の下限を下回るため、結晶粒径が粗大化して
強度が低下し、機械特性が不芳となった。 【０２２９】試験番号33は、Ｃ含有量が本発明の範囲の
上限を上回って(1) 式を満足できないため、穴広げ性等
の加工性が不芳となった。試験番号34は、Si含有量が本
発明の範囲の上限を上回るため、強度が高いとともに穴
広げ性が低下した。 【０２３０】試験番号35は、Mn含有量が本発明の範囲の
下限を下回るため、強度が不芳となった。試験番号36
は、Mn含有量が本発明の範囲の上限を上回るため、強度
が高いとともに穴広げ性が低下した。また、めっき密着
性も不芳となった。 【０２３１】試験番号37はTi含有量が、試験番号38はNb
含有量が、それぞれ本発明の範囲の上限を上回るため、
強度が高いとともに、伸びおよび穴広げ性がいずれも低
下した。 【０２３２】試験番号39および試験番号40は、いずれ
も、式(2) を満足しないため、所望のベイニティックフ
ェライト組織が得られず、穴広げ性が低下した。試験番
号41は、めっき処理時の前酸化炉内での最高到達温度が
(3) 式を満足しないために合金化が困難となり、めっき
密着性が不芳であった。 【０２３３】試験番号42は、めっき処理時の前酸化炉内
での最高到達温度が(3) 式を満足しないため、合金化度
が過剰となり、加工時にめっき剥離が多発した。さら
に、試験番号43は、Si含有量は本発明の範囲の下限を下
回るため、強度が低下した。また、前酸化炉で鋼板表面
に形成された非常に厚い酸化スケールが還元炉で還元さ
れて、還元鉄層が合金化反応を著しく促進したため、加
工時のパウダリング性が不芳となり、合金化度評価が低
下した。 【０２３４】（実施例５）表12における鋼Ａ、Ｆ、Ｎ、
１Ａからなる鋼板をめっき母材として、連続式溶融亜鉛
めっき設備で溶融亜鉛めっきを行った後に合金化処理を
行って合金化溶融亜鉛めっき鋼板とした。無酸化炉内で
の鋼板温度は、750 ℃とした。還元炉での処理条件およ
びめっき条件は実施例２と同じとし、また、合金化処理
では、鋼板板温を560 ℃とした。これらの鋼板の製造条
件を、表17にまとめて示す。 【０２３５】 【表１７】【０２３６】そして、これらの合金化溶融亜鉛めっき鋼
板について、合金化度に対する前酸化時の空燃比および
雰囲気ガスの露点の影響を調査した。合金化度の調査で
は、目視観察により合金化状態を調べるととともに、め
っき皮膜の合金化度を求めた。なお、合金化度 (合金層
中のFeの含有量) は、めっき皮膜を溶解し、原子吸光法
によりFe、ZnおよびAlの濃度を測定することにより、求
めた。また、めっき皮膜における欠陥の発生等、異常の
有無についても目視で観察した。鋼板の評価結果を表18
にまとめて示す。 【０２３７】 【表１８】 【０２３８】なお、表18の評価の欄の○印は、合金化度
が７〜11％ (特に厚目付で好ましいとされる範囲) 、△
印は合金化度が６％以上７％未満または11％超え14％以
下、×印は合金化度が６％未満または14％超えであるこ
とを示し、６〜14％を適正な合金化度とした。 【０２３９】表17および表18に示すように、本発明例で
ある試験番号１、７、８、10、13、１６、18により、強
度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性およ
びめっき密着性がともに優れた高強度合金化溶融亜鉛め
っき鋼板が得られたことがわかる。このため、これらの
高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、自動車用鋼板、特
に、サスペンションアーム用鋼板のように穴広げを伴う
加工を行われる鋼板に、好適に用いることができる。 【０２４０】これに対し、試験番号２は巻取温度が本発
明の範囲の下限を下回るため、所望のベイニティックフ
ェライト組織が得られず、穴広げ性および伸びがいずれ
も低下した。 【０２４１】試験番号４は、熱間圧延の仕上温度が本発
明の範囲の上限を上回るため、熱延鋼板のスケール疵が
発生した。試験番号５は、第１の冷却後の保持温度が本
発明の範囲を下回るために仕上圧延から中間温度までの
冷却速度が大きくなり過ぎ、穴広げ性および伸びがいず
れも低下した。 【０２４２】試験番号11は、第１の冷却後の保持温度が
本発明の範囲を上回るために所望のベイニティックフェ
ライト組織が得られず、穴広げ性が低下した。試験番号
15は、熱間圧延の仕上温度が本発明の範囲の下限を下回
るとともに第１の冷却の冷却速度が小さ過ぎるため、穴
広げ性および伸びがいずれも低下した。 【０２４３】試験番号17は、巻取温度が本発明の範囲の
上限を上回るために所望のベイニティックフェライト組
織が得られず、穴広げ性が低下した。試験番号９および
試験番号12は、ともに、表１７に示すように、露点が30
℃を超えるため、合金化が進み過ぎて合金化度が適切な
範囲を超え、めっき密着性が劣化した。 【０２４４】試験番号７は、露点が30℃であるため、合
金化度の評価は△となった。この評価を○にするには、
露点を０℃以下に抑えることが望ましい。試験番号３お
よび試験番号６は、表１７に示すように、空燃比が0.8
未満であるために合金化処理が不十分となった。 【０２４５】試験番号14は、空燃比が1.25よりも大きい
ため、不完全燃焼に起因するすすの付着によるめっき欠
陥が発生するとともに、合金化度が適正な範囲を超え不
良となった。 【０２４６】さらに、試験番号１、７、11、15および16
では、空燃比がそれぞれ下限および上限の場合であるた
め、めっき皮膜の外観は良好であったものの、合金化度
の評価は△となった。合金化度の評価を○印とするに
は、このため、空燃比を0.9 〜1.2 とするのが好ましい
ことがわかる。 【０２４７】 【発明の効果】以上詳細に説明したように、本発明によ
り、穴広げ性および延性が優れた高強度鋼板および高強
度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を低コストで製造すること
ができた。より具体的には、強度490MPa以上、穴広げ率
80％以上であって延性が優れた高強度鋼板および高強度
合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法を提供するこ
とができた。 【０２４８】かかる効果を有する本発明の意義は、極め
て著しい。

【図面の簡単な説明】 【図１】本発明による鋼の組織を電子顕微鏡で観察した
金属組織の写真である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｃ 38/38 Ｃ２２Ｃ 38/38 Ｃ２３Ｃ 2/02 Ｃ２３Ｃ 2/02 2/06 2/06 2/40 2/40 (72)発明者 川西 義博 茨城県鹿嶋市大字光３番地 住友金属工業 株式会社鹿島製鉄所内 (72)発明者 柏木 宏之 茨城県鹿嶋市大字光３番地 住友金属工業 株式会社鹿島製鉄所内 Ｆターム(参考） 4K027 AA02 AA05 AA23 AB44 AC12 4K037 EA01 EA02 EA05 EA11 EA15 EA16 EA19 EA23 EA25 EA27 EA31 EA32 EB05 EB08 EB09 FA03 FC04 FD02 FD03 FD04 FD08 FE06 GA05 HA02 JA07

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 【請求項１】 質量％で、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.1
   〜1.0 ％、Mn：0.8〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025 ％、
   Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜0.1 ％、Ｎ：0.008 ％
   以下、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有
   し、下記(1)式および下記(2) 式の関係をともに満足す
   ることを特徴とする、強度490MPa以上および穴広げ率80
   ％以上であって延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっ
   き鋼板。 Ｃ−(12/48) ×Ti^* −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1) −340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2) ただし、Ti^* ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓであ
   る。 【請求項２】 質量％で、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.1
   〜1.0 ％、Mn：0.8〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025 ％、
   Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜0.1 ％、Ｎ：0.008 ％
   以下、さらに、Cr：0.005 〜0.10％、Mo：0.005 〜0.10
   ％、Ｖ：0.005 〜0.10％およびＢ：0.0001〜0.0100％か
   らなる群から選ばれた１種または２種以上、残部Feおよ
   び不可避的不純物からなる鋼組成を有し、下記(1) 式お
   よび下記(2) 式の関係をともに満足することを特徴とす
   る、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延
   性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。 Ｃ−(12/48) ×Ti^* −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1) −340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2) ただし、Ti^* ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓであ
   る。 【請求項３】 質量％で、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.1
   〜1.0 ％、Mn：0.8〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025 ％、
   Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜0.1 ％、Ｎ：0.008 ％
   以下、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有
   し、下記(1)式および下記(2) 式の関係をともに満足す
   るとともに、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率80％
   以上占め、ベイニティックフェライト組織からなること
   を特徴とする、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上
   であって延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼
   板。 Ｃ−(12/48) ×Ti^* −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1) −340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2) ただし、Ti^* ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓであ
   る。 【請求項４】 質量％で、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.1
   〜1.0 ％、Mn：0.8〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025 ％、
   Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜0.1 ％、Ｎ：0.008 ％
   以下、さらに、Cr：0.005 〜0.10％、Mo：0.005 〜0.10
   ％、Ｖ：0.005 〜0.10％およびＢ：0.0001〜0.0100％か
   らなる群から選ばれた１種または２種以上、残部Feおよ
   び不可避的不純物からなる鋼組成を有し、下記(1) 式お
   よび下記(2) 式の関係をともに満足するとともに、結晶
   粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率80％以上占め、ベイニ
   ティックフェライト組織からなることを特徴とする、強
   度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優
   れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。 Ｃ−(12/48) ×Ti^* −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1) −340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2) ただし、Ti^* ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓであ
   る。 【請求項５】 質量％で、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.1
   〜1.0 ％、Mn：0.8〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025 ％、
   Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜0.1 ％、Ｎ：0.008 ％
   以下、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有
   し、下記(1)式および下記(2) 式の関係をともに満足す
   るとともに、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率80％
   以上占め、ベイニティックフェライト組織からなり、め
   っき層と鋼板との界面における鋼板表面の個々の結晶の
   間の結晶粒界が幅2.0 μｍ以下エッチングされているこ
   とを特徴とする、強度490MPa以上および穴広げ率80％以
   上であって延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼
   板。 Ｃ−(12/48) ×Ti^* −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1) −340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2) ただし、Ti^* ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓであ
   る。 【請求項６】 質量％で、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.1
   〜1.0 ％、Mn：0.8〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025 ％、
   Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜0.1 ％、Ｎ：0.008 ％
   以下、さらに、Cr：0.005 〜0.10％、Mo：0.005 〜0.10
   ％、Ｖ：0.005 〜0.10％およびＢ：0.0001〜0.0100％か
   らなる群から選ばれた１種または２種以上、残部Feおよ
   び不可避的不純物からなる鋼組成を有し、下記(1) 式お
   よび下記(2) 式の関係をともに満足するとともに、結晶
   粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率80％以上占め、ベイニ
   ティックフェライト組織からなり、めっき層と鋼板との
   界面における鋼板表面の個々の結晶の間の結晶粒界が幅
   2.0 μｍ以下エッチングされていることを特徴とする、
   強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が
   優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。 Ｃ−(12/48) ×Ti^* −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1) −340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2) ただし、Ti^* ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓであ
   る。 【請求項７】 さらに、質量％で、Ti：0.003 〜0.1 ％
   およびNb：0.003 〜0.1 ％のうちの１種または２種を含
   有する請求項１から請求項６までのいずれか１項に記載
   された、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であっ
   て延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。 【請求項８】 質量％で、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.1
   〜1.0 ％、Mn：0.8〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025 ％、
   Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜0.1 ％、Ｎ：0.008 ％
   以下、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有
   し、下記(1)式および下記(2) 式の関係をともに満足す
   る鋼片に、880 〜970 ℃の仕上圧延温度で熱間圧延を行
   った後、600 〜700 ℃の温度域に35〜55℃／秒の冷却速
   度で冷却し、その後、400 〜600 ℃の温度域に５〜40℃
   ／秒の冷却速度で冷却して巻取り、酸洗を行ってから、
   溶融亜鉛めっきを行うことにより、結晶粒径20μｍ以下
   の結晶粒が面積率80％以上占め、ベイニティックフェラ
   イト組織からなり、めっきと鋼板界面における鋼板表面
   の個々の結晶の間の結晶粒界が幅2.0 μｍ以下エッチン
   グされている合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造すること
   を特徴とする、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上
   であって延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
   の製造方法。 Ｃ−(12/48) ×Ti^* −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1) −340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2) ただし、Ti^* ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓであ
   る。 【請求項９】 さらに、前記鋼片は、質量％で、Ti：0.
   003 〜0.1 ％およびNb：0.003 〜0.1 ％のうちの１種ま
   たは２種を含有する請求項８に記載された、強度490MPa
   以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた高強
   度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 【請求項１０】 さらに、前記溶融亜鉛めっきは、連続
   式溶融亜鉛めっき設備の前酸化炉での加熱を、露点が30
   ℃以下の雰囲気中で空燃比を0.8 〜1.25として行われる
   とともに、前記前酸化炉内での最高到達鋼板温度が下記
   (3) 式を満たすようにして行われる請求項８または請求
   項９に記載された高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製
   造方法。 700 ＋100 ×ｌn[Si] ≦Ｔ≦ 830＋50×ｌn[Si] ・・・・・・・(3) ただし、Ｔは、前酸化炉内での最高到達鋼板温度 (℃)
   を示し、[Si]は、母材鋼板のSi含有量 (質量％) を示
   す。 【請求項１１】 前記鋼片が、さらに、質量％で、Cr：
   0.005 〜0.10％、Mo：0.005 〜0.10％、Ｖ：0.005 〜0.
   10％およびＢ：0.0001〜0.0100％からなる群から選ばれ
   た１種または２種以上を含有する請求項８から請求項１
   ０までのいずれか１項に記載された高強度合金化溶融亜
   鉛めっき鋼板の製造方法。 【請求項１２】 質量％で、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.
   1 〜1.0 ％、Mn：0.8 〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025
   ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜1.0 ％、Ｎ：0.00
   8 ％以下、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成
   を有し、下記(1) 式および下記(2) 式の関係をともに満
   足することを特徴とする、強度490MPa以上および穴広げ
   率80％以上であって延性が優れた高強度鋼板。 Ｃ−(12/48) ×Ti^* −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1) −340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2) ただし、Ti^* ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓであ
   る。 【請求項１３】 質量％で、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.
   1 〜1.0 ％、Mn：0.8 〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025
   ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜1.0 ％、Ｎ：0.00
   8 ％以下、さらに、Cr：0.005 〜0.10％、Mo：0.005 〜
   0.10％、Ｖ：0.005 〜0.10％およびＢ：0.0001〜0.0100
   ％からなる群から選ばれた１種または２種以上、残部Fe
   および不可避的不純物からなる鋼組成を有し、下記(1)
   式および下記(2) 式の関係をともに満足することを特徴
   とする、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であっ
   て延性が優れた高強度鋼板。 Ｃ−(12/48) ×Ti^* −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1) −340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2) ただし、Ti^* ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓであ
   る。 【請求項１４】 質量％で、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.
   1 〜1.0 ％、Mn：0.8 〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025
   ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜1.0 ％、Ｎ：0.00
   8 ％以下、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成
   を有し、下記(1) 式および下記(2) 式の関係をともに満
   足するとともに、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率
   80％以上占め、グラニュラーベイニティックフェライト
   またはクワシーポリゴナルフェライトのうちの１種以上
   からなることを特徴とする、強度490MPa以上および穴広
   げ率80％以上であって延性が優れた高強度鋼板。 Ｃ−(12/48) ×Ti^* −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1) −340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2) ただし、Ti^* ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓであ
   る。 【請求項１５】 質量％で、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.
   1 〜1.0 ％、Mn：0.8 〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025
   ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜1.0 ％、Ｎ：0.00
   8 ％以下、さらに、Cr：0.005 〜0.10％、Mo：0.005 〜
   0.10％、Ｖ：0.005 〜0.10％およびＢ：0.0001〜0.0100
   ％からなる群から選ばれた１種または２種以上、残部Fe
   および不可避的不純物からなる鋼組成を有し、下記(1)
   式および下記(2) 式の関係をともに満足するとともに、
   結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率80％以上占め、グ
   ラニュラーベイニティックフェライトまたはクワシーポ
   リゴナルフェライトの１種以上からなることを特徴とす
   る、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延
   性が優れた高強度鋼板。 Ｃ−(12/48) ×Ti^* −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1) −340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2) ただし、Ti^* ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓであ
   る。 【請求項１６】 質量％で、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.
   1 〜1.0 ％、Mn：0.8 〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025
   ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜1.0 ％、Ｎ：0.00
   8 ％以下、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成
   を有し、下記(1) 式および下記(2) 式の関係をともに満
   足するとともに、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率
   80％以上占め、グラニュラーベイニティックフェライト
   またはクワシーポリゴナルフェライトのうちの１種以上
   からなり、めっき層と鋼板との界面における鋼板表面の
   個々の結晶の間の結晶粒界が幅2.0 μｍ以下エッチング
   されていることを特徴とする、強度490MPa以上および穴
   広げ率80％以上であって延性が優れた合金化溶融亜鉛め
   っき鋼板。 Ｃ−(12/48) ×Ti^* −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1) −340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2) ただし、Ti^* ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓであ
   る。 【請求項１７】 質量％で、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.
   1 〜1.0 ％、Mn：0.8 〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025
   ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜1.0 ％、Ｎ：0.00
   8 ％以下、さらに、Cr：0.005 〜0.10％、Mo：0.005 〜
   0.10％、Ｖ：0.005 〜0.10％およびＢ：0.0001〜0.0100
   ％からなる群から選ばれた１種または２種以上、残部Fe
   および不可避的不純物からなる鋼組成を有し、下記(1)
   式および下記(2) 式の関係をともに満足するとともに、
   結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率80％以上占め、グ
   ラニュラーベイニティックフェライトまたはクワシーポ
   リゴナルフェライトのうちの１種以上からなり、めっき
   層と鋼板との界面における鋼板表面の個々の結晶の間の
   結晶粒界が幅2.0 μｍ以下エッチングされていることを
   特徴とする、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上で
   あって延性が優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。 Ｃ−(12/48) ×Ti^* −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1) −340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2) ただし、Ti^* ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓであ
   る。 【請求項１８】 さらに、質量％で、Ti：0.003 〜0.1
   ％およびNb：0.003〜0.1 ％のうちの１種または２種を
   含有する請求項１２から請求項１７までのいずれか１項
   に記載された、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上
   であって延性が優れた鋼板または合金化溶融亜鉛めっき
   鋼板。 【請求項１９】 質量％で、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.
   1 〜1.0 ％、Mn：0.8 〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025
   ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜1.0 ％、Ｎ：0.00
   8 ％以下、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成
   を有し、下記(1) 式および下記(2) 式の関係をともに満
   足する鋼片に、880 〜970 ℃の仕上圧延温度で熱間圧延
   を行った後、600 〜700 ℃の温度域に35〜55℃／秒の冷
   却速度で冷却し、その後、400 〜600 ℃の温度域に５〜
   40℃／秒の冷却速度で冷却して巻取ることにより、結晶
   粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率80％以上占め、グラニ
   ュラーベイニティックフェライトまたはクワシーポリゴ
   ナルフェライトのうちの１種以上からなることを特徴と
   する、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であって
   延性が優れた高強度鋼板の製造方法。 Ｃ−(12/48) ×Ti^* −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1) −340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2) ただし、Ti^* ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓであ
   る。 【請求項２０】 さらに、前記鋼片は、質量％で、Ti：
   0.003 〜0.1 ％およびNb：0.003 〜0.1 ％のうちの１種
   または２種を含有する請求項１９に記載された、強度49
   0MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた
   高強度鋼板の製造方法。 【請求項２１】 質量％で、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.
   1 〜1.0 ％、Mn：0.8 〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025
   ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜1.0 ％、Ｎ：0.00
   8 ％以下、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成
   を有し、下記(1) 式および下記(2) 式の関係をともに満
   足する鋼片に、880 〜970 ℃の仕上圧延温度で熱間圧延
   を行った後、600 〜700 ℃の温度域に35〜55℃／秒の冷
   却速度で冷却し、その後、400 〜600 ℃の温度域に５〜
   40℃／秒の冷却速度で冷却して巻取り、酸洗を行ってか
   ら、連続式溶融亜鉛めっき設備で前酸化炉での加熱を、
   露点が30℃以下の雰囲気中で空燃比を0.8 〜1.25とし、
   かつ前酸化炉内での最高到達鋼板温度が下記(3) 式を満
   たす溶融亜鉛めっきを行うことにより、結晶粒径20μｍ
   以下の結晶粒が面積率80％以上占め、グラニュラーベイ
   ニティックフェライトまたはクワシーポリゴナルフェラ
   イトのうちの１種以上からなることを特徴とする、強度
   490MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れ
   た合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 Ｃ−(12/48) ×Ti^* −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1) −340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2) 700 ＋100 ×ｌn[Si] ≦Ｔ≦ 830＋50×ｌn[Si] ・・・・・・・(3) ただし、Ti^* ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓであ
   る。 【請求項２2 】 前記鋼片は、さらに、質量％で、Cr：
   0.005 〜0.10％、Mo：0.005 〜0.10％、Ｖ：0.005 〜0.
   10％およびＢ：0.0001〜0.0100％からなる群から選ばれ
   た１種または２種以上を含有する請求項１９から請求項
   ２１までのいずれか１項に記載された高強度鋼板または
   合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 【請求項２３】 質量％で、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.
   1 〜1.0 ％、Mn：0.8 〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025
   ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜0.1 ％、Ｎ：0.00
   8 ％以下、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成
   を有し、下記(1) 式および下記(2) 式の関係をともに満
   足するとともに、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率
   80％以上占め、グラニュラーベイニティックフェライト
   またはクワシーポリゴナルフェライトのうちの１種以上
   からなることを特徴とする、強度490MPa以上および穴広
   げ率80％以上であって延性が優れた高強度合金化溶融亜
   鉛めっき鋼板。 Ｃ−(12/48) ×Ti^* −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1) −340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2) ただし、Ti^* ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓであ
   る。 【請求項２４】 質量％で、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.
   1 〜1.0 ％、Mn：0.8 〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025
   ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜0.1 ％、Ｎ：0.00
   8 ％以下、さらに、Cr：0.005 〜0.10％、Mo：0.005 〜
   0.10％、Ｖ：0.005 〜0.10％およびＢ：0.0001〜0.0100
   ％からなる群から選ばれた１種または２種以上、残部Fe
   および不可避的不純物からなる鋼組成を有し、下記(1)
   式および下記(2) 式の関係をともに満足するとともに、
   結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率80％以上占め、グ
   ラニュラーベイニティックフェライトまたはクワシーポ
   リゴナルフェライトのうちの１種以上からなることを特
   徴とする、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上であ
   って延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。 Ｃ−(12/48) ×Ti^* −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1) −340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2) ただし、Ti^* ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓであ
   る。 【請求項２５】 質量％で、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.
   1 〜1.0 ％、Mn：0.8 〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025
   ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜0.1 ％、Ｎ：0.00
   8 ％以下、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成
   を有し、下記(1) 式および下記(2) 式の関係をともに満
   足するとともに、結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率
   80％以上占め、グラニュラーベイニティックフェライト
   またはクワシーポリゴナルフェライトのうちの１種以上
   からなり、めっき層と鋼板との界面における鋼板表面の
   個々の結晶の間の結晶粒界が幅2.0 μｍ以下エッチング
   されていることを特徴とする、強度490MPa以上および穴
   広げ率80％以上であって延性が優れた高強度合金化溶融
   亜鉛めっき鋼板。 Ｃ−(12/48) ×Ti^* −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1) −340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2) ただし、Ti^* ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓであ
   る。 【請求項２６】 質量％で、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.
   1 〜1.0 ％、Mn：0.8 〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025
   ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜0.1 ％、Ｎ：0.00
   8 ％以下、さらに、Cr：0.005 〜0.10％、Mo：0.005 〜
   0.10％、Ｖ：0.005 〜0.10％およびＢ：0.0001〜0.0100
   ％からなる群から選ばれた１種または２種以上、残部Fe
   および不可避的不純物からなる鋼組成を有し、下記(1)
   式および下記(2) 式の関係をともに満足するとともに、
   結晶粒径20μｍ以下の結晶粒が面積率80％以上占め、グ
   ラニュラーベイニティックフェライトまたはクワシーポ
   リゴナルフェライトのうちの１種以上からなり、めっき
   層と鋼板との界面における鋼板表面の個々の結晶の間の
   結晶粒界が幅2.0 μｍ以下エッチングされていることを
   特徴とする、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上で
   あって延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。 Ｃ−(12/48) ×Ti^* −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1) −340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2) ただし、Ti^* ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓであ
   る。 【請求項２７】 さらに、質量％で、Ti：0.003 〜0.1
   ％およびNb：0.003〜0.1 ％のうちの１種または２種を
   含有する請求項２３から請求項２６までのいずれか１項
   に記載された、強度490MPa以上および穴広げ率80％以上
   であって延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼
   板。 【請求項２８】 質量％で、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.
   1 〜1.0 ％、Mn：0.8 〜2.5 ％、Ｐ：0.001 〜0.025
   ％、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.003 〜0.1 ％、Ｎ：0.00
   8 ％以下、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成
   を有し、下記(1) 式および下記(2) 式の関係をともに満
   足する鋼片に、880 〜970 ℃の仕上圧延温度で熱間圧延
   を行った後、600 〜700 ℃の温度域に35〜55℃／秒の冷
   却速度で冷却し、その後、400 〜600 ℃の温度域に５〜
   40℃／秒の冷却速度で冷却して巻取り、酸洗を行ってか
   ら、溶融亜鉛めっきを行うことにより、結晶粒径20μｍ
   以下の結晶粒が面積率80％以上占め、グラニュラーベイ
   ニティックフェライトまたはクワシーポリゴナルフェラ
   イトのうちの１種以上からなり、めっきと鋼板界面にお
   ける鋼板表面の個々の結晶の間の結晶粒界が幅2.0 μｍ
   以下エッチングされている合金化溶融亜鉛めっき鋼板を
   製造することを特徴とする、強度490MPa以上および穴広
   げ率80％以上であって延性が優れた高強度合金化溶融亜
   鉛めっき鋼板の製造方法。 Ｃ−(12/48) ×Ti^* −(12/93) ×Nb≦0.09 ・・・・・・・(1) −340 ×Ｃ＋76×Si−２×Mn＋939 ×Ti＋1334×Nb＋5470×Ｎ≧70・・(2) ただし、Ti^* ＝Ti−(48/14) ×Ｎ−(48/32) ×Ｓであ
   る。 【請求項２９】 さらに、前記鋼片は、質量％で、Ti：
   0.003 〜0.1 ％およびNb：0.003 〜0.1 ％のうちの１種
   または２種を含有する請求項２８に記載された、強度49
   0MPa以上および穴広げ率80％以上であって延性が優れた
   高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 【請求項３０】 さらに、前記溶融亜鉛めっきは、連続
   式溶融亜鉛めっき設備の前酸化炉での加熱を、露点が30
   ℃以下の雰囲気中で空燃比を0.8 〜1.25として行われる
   とともに、前記前酸化炉内での最高到達鋼板温度が下記
   (3) 式を満たすようにして行われる請求項２８または請
   求項２９に記載された高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
   の製造方法。 700 ＋100 ×ｌn[Si] ≦Ｔ≦ 830＋50×ｌn[Si] ・・・・・・・(3) ただし、Ｔは、前酸化炉内での最高到達鋼板温度 (℃)
   を示し、[Si]は、母材鋼板のSi含有量 (質量％) を示
   す。 【請求項３１】 前記鋼片が、さらに、質量％で、Cr：
   0.005 〜0.10％、Mo：0.005 〜0.10％、Ｖ：0.005 〜0.
   10％およびＢ：0.0001〜0.0100％からなる群から選ばれ
   た１種または２種以上を含有する請求項２８から請求項
   ３０までのいずれか１項に記載された高強度合金化溶融
   亜鉛めっき鋼板の製造方法。