WO2011090179A1 - 加工性および耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents

加工性および耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 Download PDF

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中垣内達也
川崎由康
金子真次郎
長滝康伸
鈴木善継
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength hot-dip galvanized steel sheet that is excellent in impact resistance and is used for use as a steel sheet for automobiles.
  • DP steel sheet As a high-strength steel sheet excellent in workability and shock-absorbing property against such demands, a dual-phase steel sheet (DP steel sheet) composed of a composite structure of ferrite and martensite as disclosed in Patent Document 1 is representative. Is. However, DP steel, which originally has a low yield strength, shows a high impact absorption capacity because of its large work-hardening due to press working, and when processing strain enters, strain aging occurs in the subsequent paint baking process, resulting in a significant increase in yield strength. This is the reason for this, and there is a problem that a part with a small amount of processing such as bending does not necessarily exhibit a sufficient shock absorbing ability.
  • DP steel is characterized by high shock absorption energy up to a strain range as high as 10-30% and excellent shock resistance characteristics, and is suitable for parts that deform to some extent during a collision, such as frontal collision parts, and absorb the collision energy.
  • shock absorption energy up to a strain range as high as 10-30% and excellent shock resistance characteristics
  • the characteristics are sufficiently satisfied for a portion that requires high absorbed energy in a small strain region from the viewpoint of securing passenger space such as a side collision portion.
  • Patent Document 2 discloses a technique for improving the impact resistance characteristics in TRIP steel using plasticity-induced transformation of residual ⁇ , but has the same problem as the DP steel.
  • the present invention has a high strength (tensile strength TS of 590 MPa or more), is excellent in workability, and has a large absorbed energy up to a low strain range of about 5% even without the introduction of strain by press working.
  • An object of the present invention is to propose a hot-dip galvanized steel sheet having excellent impact characteristics and a method for producing the same.
  • the present inventors conducted extensive research from the viewpoints of the steel sheet composition and microstructure.
  • the main phase is ferrite and the second phase has a structure containing bainitic ferrite, martensite, and pearlite, and satisfies martensite area ratio / (bainitic ferrite area ratio + pearlite area ratio) ⁇ 0.6.
  • martensite area ratio / (bainitic ferrite area ratio + pearlite area ratio) ⁇ 0.6 Furthermore, it was found that high workability and impact resistance characteristics can be obtained by setting the ratio of the Mn concentration in the ferrite phase and the Mn concentration in the second phase to 0.70 or more.
  • Improvement of workability is achieved by improving ductility by improving the work hardening ability of ferrite, which is the main phase by utilizing Si, and expanding holes by reducing the hardness difference between soft ferrite and hard martensite by utilizing bainitic ferrite and pearlite. It became possible due to the improvement of sex.
  • Mn usually concentrates in the second phase during hot rolling and annealing, and distribution occurs in the steel.
  • the coiling temperature in hot rolling is lowered, and the soaking time during annealing is reduced.
  • the distribution of Mn in the steel is made uniform, and the ratio of the Mn concentration in the ferrite phase to the Mn concentration in the second phase is 0.70 or more, so that no strain is introduced by press working. Even so, the absorbed energy up to a low strain range of about 5% is large, and the collision resistance can be improved.
  • the present invention is configured based on the above-described knowledge. That is, the present invention (1) Component composition is mass% C: 0.04% to 0.13%, Si: 0.7% to 2.3%, Mn: 0.8% to 2.0%, P : 0.1% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.01% or more and 0.1% or less, the balance is made of iron and inevitable impurities, and the structure has an area ratio of 75%.
  • Ti 0.01% to 0.1%
  • Nb 0.01% to 0.1%
  • B 0.0003% to 0.0050% in mass%
  • at least one element selected from Ni: 0.05% to 1.0% and Cu: 0.05% to 1.0% is contained (1) or (2) High-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent workability and impact resistance as described in 1.
  • a component composition it contains at least one element selected from Ca: 0.001% to 0.005% and REM: 0.001% to 0.005% by mass%.
  • a component composition it contains at least one element selected from Ta: 0.001% to 0.010% and Sn: 0.002% to 0.2% by mass%.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in workability and impact resistance characteristics according to any one of (1) to (4).
  • a hot rolled sheet produced by winding at a temperature of 300 ° C. or higher and 570 ° C. or lower is acidified. Washing or further cold rolling, and then in the temperature range of 750 to 900 ° C., t: retention time (s) is the following formula; 15 ⁇ t ⁇ 47.6 ⁇ 10 ⁇ 10 / exp ( ⁇ 27016 / (T + 273)) T: annealing temperature (° C) After annealing under the conditions satisfying, it is cooled and held at a temperature range of 450 to 550 ° C.
  • a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having excellent workability and large absorbed energy up to a low strain range of about 5% and excellent impact resistance can be obtained without introducing strain by press working. Therefore, it is possible to achieve both the weight reduction of the automobile and the improvement of the collision safety, and the excellent effect of greatly contributing to the improvement of the performance of the automobile body is achieved.
  • C 0.04% or more and 0.13% or less
  • C is an element that stabilizes austenite, and is an element necessary for increasing the strength of the steel sheet in order to easily generate a phase other than ferrite. If the C content is less than 0.04%, it is difficult to ensure the desired strength even if the production conditions are optimized. On the other hand, if the amount of C exceeds 0.13%, the ferrite phase is reduced, the workability of the steel sheet is lowered, the hardening of the welded part and the heat-affected zone is remarkable, and the mechanical properties of the welded part are deteriorated. From this viewpoint, the C content is set to 0.04% or more and 0.13% or less.
  • Si 0.7% or more and 2.3% or less Si is a ferrite-forming element and also an element effective for solid solution strengthening. In order to improve the balance between strength and ductility and to ensure the hardness of the ferrite, it is necessary to add 0.7% or more. However, excessive addition of Si exceeding 2.3% causes deterioration of surface properties, plating adhesion and adhesion due to generation of red scale and the like. Therefore, Si is made 0.7% to 2.3%. Preferably, it is 1.2% or more and 1.8% or less.
  • Mn 0.8% or more and 2.0% or less
  • Mn is an element effective for strengthening steel.
  • it is an element that stabilizes austenite, and is an element necessary for adjusting the fraction of the second phase. For this reason, it is necessary to add 0.8% or more of Mn.
  • Mn is made 0.8% or more and 2.0% or less. Preferably they are 1.0% or more and 1.8% or less.
  • P 0.1% or less
  • P is an element effective for strengthening steel.
  • P is set to 0.1% or less.
  • S 0.01% or less S is an inclusion such as MnS, which causes deterioration in impact resistance and cracks along the metal flow of the weld.
  • To S is set to 0.01% or less.
  • Al acts as a deoxidizer and is an element effective for the cleanliness of steel, and is preferably added in the deoxidation step. If the amount of Al is less than 0.01%, the effect of addition becomes poor, so the lower limit was made 0.01%. However, excessive addition of Al deteriorates slab quality during steelmaking. Therefore, Al is made 0.1% or less.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention has the above-described component composition as a basic component, and the balance is composed of iron and unavoidable impurities, but at least one element selected from the elements described below according to desired characteristics Can be appropriately contained.
  • Cr 0.05% to 1.0%, V: 0.005% to 0.5%, Mo: 0.005% to 0.5% Cr, V, and Mo increase the hardenability, It is an effective element for strengthening steel. The effect is obtained when Cr: 0.05% or more, V: 0.005% or more, and Mo: 0.005% or more. However, if the Cr is added in excess of 1.0%, V: 0.5%, and Mo: 0.5%, respectively, the second phase fraction becomes excessive and there is a concern that the workability will be lowered. Therefore, when these elements are added, the amounts thereof are Cr: 0.05% to 1.0%, V: 0.005% to 0.5%, Mo: 0.005% to 0%, respectively. .5% or less.
  • one or more elements can be contained from the following Ti, Nb, B, Ni, and Cu.
  • Nb 0.01% or more and 0.1% or less
  • Ti 0.01% or more and 0.1% or less
  • Nb 0.01% or more and 0.1% or less
  • Ti is effective for precipitation strengthening of steel, and the effect is obtained at 0.01% or more, If it is within the range specified in the present invention, it may be used for strengthening steel. However, if each exceeds 0.1%, the workability decreases. Therefore, when adding Ti and Nb, the addition amount is set to 0.01% to 0.1% for Ti and 0.01% to 0.1% for Nb.
  • B 0.0003% or more and 0.0050% or less B has an action of suppressing the formation / growth of ferrite from the austenite grain boundary, and can be added as necessary. The effect is obtained at 0.0003% or more. However, if it exceeds 0.0050%, the workability decreases. Therefore, when adding B, it is made 0.0003% or more and 0.0050% or less.
  • Ni and Cu are elements effective for strengthening steel, and steel is within the range specified in the present invention. It can be used for strengthening. In order to obtain these effects, 0.05% or more is required. On the other hand, if both Ni and Cu are added in excess of 1.0%, the workability of the steel sheet is lowered. Therefore, when adding Ni and Cu, the addition amount is 0.05% or more and 1.0% or less, respectively.
  • one or more elements can be contained from the following Ca and REM.
  • Ca and REM are intended to improve the adverse effect of sulfides on spheroidizing and hole expandability. Is an effective element. In order to obtain this effect, 0.001% or more is required for each. However, excessive addition exceeding 0.005% causes an increase in inclusions and the like, and causes surface and internal defects. Therefore, when Ca and REM are added, the addition amounts are 0.001% or more and 0.005% or less, respectively.
  • one or more elements can be contained from the following Ta and Sn.
  • Ta 0.001 to 0.010%
  • Sn 0.002 to 0.2% Ta
  • Ta forms alloy carbide and alloy carbonitride to contribute to high strength, and partly dissolves in Nb carbide and Nb carbonitride, and (Nb, Ta)
  • the content is preferably 0.001% or more.
  • Ta its content is preferably 0.010% or less.
  • Sn can be added from the viewpoint of suppressing decarburization in the region of several tens of ⁇ m of the steel sheet surface layer caused by nitriding, oxidation, or oxidation of the steel sheet surface. By suppressing such nitriding and oxidation, the amount of martensite generated on the steel sheet surface is prevented from decreasing, and fatigue characteristics and aging resistance are improved. From the viewpoint of suppressing nitriding and oxidation, when adding Sn, its content is preferably 0.002% or more, and if it exceeds 0.2%, the toughness is reduced, so its content is reduced to 0. .2% or less is desirable.
  • Sb 0.002 to 0.2%
  • Sb can also be added from the viewpoint of suppressing decarburization in the region of several tens of ⁇ m of the steel sheet surface layer caused by nitridation, oxidation, or oxidation of the steel sheet surface, similarly to Sn. By suppressing such nitriding and oxidation, the amount of martensite generated on the steel sheet surface is prevented from decreasing, and fatigue characteristics and aging resistance are improved. From the viewpoint of suppressing nitriding and oxidation, when Sb is added, its content is preferably 0.002% or more, and if it exceeds 0.2%, the toughness is reduced, so the content is reduced to 0. .2% or less is desirable.
  • Area ratio of ferrite phase 75% or more In order to ensure good ductility, the ferrite phase needs to have an area ratio of 75% or more.
  • Area ratio of bainitic ferrite phase 1% or more In order to ensure good hole expansibility, that is, to reduce the hardness difference between soft ferrite and hard martensite, the area ratio of bainitic ferrite phase is 1 % Or more is necessary.
  • Area ratio of pearlite phase 1% or more and 10% or less In order to ensure good hole expansibility, the area ratio of the pearlite phase is 1% or more. When the area ratio of the pearlite phase exceeds 10%, the ductility (TS ⁇ EL) decreases. Therefore, the area ratio of the pearlite phase is 1% or more and 10% or less.
  • Martensite phase area ratio 10% or less When the martensite phase area ratio exceeds 10%, the stretch flangeability deteriorates significantly. Therefore, the area ratio of the martensite phase is 10% or less.
  • carbides such as retained austenite, tempered martensite, and cementite may be produced. If the rate is satisfied, the object of the present invention can be achieved.
  • the area ratio of ferrite, bainitic ferrite, pearlite, and martensite in the present invention is the area ratio of each phase in the observation area.
  • the obtained hot-dip galvanized steel sheet was subjected to tempering treatment at 200 ° C. for 2 hours, and then the structure of the plate thickness section parallel to the rolling direction of the steel sheet was described above.
  • the area ratio of the tempered martensite phase obtained by the above method was defined as the area ratio of the martensite phase.
  • the content of the retained austenite phase can be obtained from the diffraction X-ray intensity of the 1/4 thickness of the steel plate after polishing the steel plate to 1/4 of the thickness direction.
  • CoK ⁇ rays are used as incident X-rays, and the ⁇ 111 ⁇ , ⁇ 200 ⁇ , ⁇ 220 ⁇ , ⁇ 311 ⁇ planes of the retained austenite phase and the ⁇ 110 ⁇ , ⁇ 200 ⁇ , ⁇ 211 ⁇ planes of the ferrite phase
  • Intensity ratios can be obtained for all combinations of peak integrated intensities, and the average value of these can be used as the content of retained austenite phase, and the content can be treated as the area ratio of retained austenite.
  • the ratio of the Mn concentration in the ferrite phase to the Mn concentration in the second phase (Mn concentration in the ferrite phase / Mn concentration in the second phase) is 0.70 or more
  • Mn concentration in the ferrite phase / Mn concentration in the second phase The ratio between the Mn concentration in the ferrite phase and the Mn concentration in the second phase The effect is acquired by making 0.70 or more. Therefore, the ratio of the Mn concentration in the ferrite phase to the Mn concentration in the second phase is set to 0.70 or more.
  • ⁇ Steel adjusted to the above component composition is melted in a converter, etc., and made into a slab by a continuous casting method or the like.
  • the steel slab is hot-rolled to obtain a hot-rolled steel sheet, and the hot-rolled steel sheet is pickled or cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the hot-rolled steel sheet or the cold-rolled steel sheet that has been pickled is subjected to continuous annealing, it is subjected to a hot dip galvanizing process, or an alloying process of galvanizing. The reason for limitation of each process will be described.
  • Winding temperature 300 ° C. or more and 570 ° C. or less
  • the winding temperature after hot rolling exceeds 570 ° C.
  • the distribution of Mn to the second phase is promoted after winding, and the Mn concentration in the ferrite phase in the final structure It becomes difficult to set the ratio of the Mn concentration in the second phase to 0.70 or more.
  • the coiling temperature is set to 300 ° C. or more and 570 ° C. or less.
  • Annealing is performed in a temperature range of 750 to 900 ° C. under the conditions satisfying the following formula. 15 ⁇ t ⁇ 47.6 ⁇ 10 ⁇ 10 / exp ( ⁇ 27016 / (T + 273)) t: Retention time (s) T: annealing temperature (° C) When the annealing temperature is less than 750 ° C., or when the holding (annealing) time is less than 15 s, austenite is not sufficiently generated during annealing, and a necessary amount of low-temperature transformation phase cannot be secured after annealing cooling.
  • the annealing temperature exceeds 900 ° C.
  • the austenite during annealing increases remarkably, and a necessary amount of ferrite cannot be secured after annealing cooling.
  • the holding time exceeds 47.6 ⁇ 10 ⁇ 10 / exp ( ⁇ 27016 / (T + 273)) seconds
  • the concentration of Mn into the austenite phase during annealing proceeds excessively, and the final structure contains the ferrite phase. It becomes difficult to set the ratio of the Mn concentration and the Mn concentration in the second phase to 0.70 or more.
  • the holding temperature exceeds 550 ° C. or the holding time is less than 10 s, the bainite transformation is not promoted and bainitic ferrite is hardly obtained, so that the desired hole expandability cannot be obtained.
  • the holding temperature is less than 450 ° C. or the holding time exceeds 200 s, most of the second phase becomes austenite and bainitic ferrite with a large amount of dissolved carbon generated by promoting bainite transformation, and a desired pearlite area ratio is obtained.
  • the hard martensite area ratio increases, and good hole expansibility and material stability cannot be obtained.
  • the surface is subjected to hot dip galvanizing for the purpose of improving the rust prevention ability during actual use.
  • an alloyed hot-dip galvanized steel sheet in which Fe of the steel sheet is diffused in the plating layer by heat treatment after plating is often used.
  • an alloying treatment is further performed under the following conditions.
  • the alloying treatment of the plating layer is in the range of 500 to 600 ° C. in order to obtain an appropriate Fe% in the plating layer.
  • the holding temperature does not have to be constant as long as it is within the above-described temperature range, and the spirit of the present invention is not impaired as long as it is within the specified range.
  • the steel sheet may be heat-treated by any equipment.
  • temper rolling of the steel sheet of the present invention for shape correction after heat treatment is also included in the scope of the present invention. In the present invention, it is assumed that the steel material is manufactured through normal steelmaking, casting, and hot rolling processes, but the manufacturing process is performed by omitting part or all of the hot rolling process by thin casting, for example. You may do it.
  • the steel slab to be used is preferably produced by a continuous casting method in order to prevent macro segregation of components, but may be produced by an ingot casting method or a thin slab casting method.
  • After manufacturing the steel slab in addition to the conventional method of cooling to room temperature and then heating again, without cooling to room temperature, insert it into a heating furnace as it is, or carry out slight heat retention Energy saving processes such as direct feed rolling and direct rolling, which are rolled immediately, can be applied without any problem.
  • Slab heating temperature 1100 ° C or higher
  • Low temperature heating is preferable in terms of energy for the slab heating temperature, but if the heating temperature is less than 1100 ° C, carbides cannot be sufficiently dissolved or during hot rolling due to an increase in rolling load. Problems such as an increased risk of trouble occur.
  • the slab heating temperature is desirably 1300 ° C. or less because of an increase in scale loss accompanying an increase in the amount of oxidation.
  • a sheet bar heater which heats a sheet bar from a viewpoint of preventing the trouble at the time of hot rolling even if slab heating temperature is made low.
  • Finishing rolling temperature Ar 3 transformation point or higher If the finishing rolling finish temperature is less than the Ar 3 transformation point, ⁇ and ⁇ are generated during rolling, and a band-like structure is easily formed on the steel sheet. It may remain after rolling or after annealing, causing anisotropy in material properties or reducing workability. For this reason, it is desirable that the finish rolling temperature is not less than the Ar 3 transformation point.
  • part or all of the finish rolling may be lubricated rolling in order to reduce the rolling load during hot rolling.
  • Performing lubrication rolling is also effective from the viewpoint of uniform steel plate shape and uniform material.
  • the friction coefficient during the lubricating rolling is preferably in the range of 0.25 to 0.10.
  • the application of the continuous rolling process is also desirable from the viewpoint of the operational stability of hot rolling.
  • Cold rolling conditions Next, in the case of performing cold rolling, preferably the oxidized scale on the surface of the hot-rolled steel sheet is removed by pickling, and then subjected to cold rolling to obtain a cold-rolled steel sheet having a predetermined thickness.
  • pickling conditions and cold rolling conditions are not particularly limited, and may be according to ordinary methods.
  • the rolling reduction of cold rolling is preferably 40% or more.
  • Plating is performed by a 0.08 to 0.18% dissolved Al amount plating bath with a steel plate penetrating into the plating bath with a bath temperature of 440 to 500 ° C., and the amount of adhesion is adjusted by gas wiping or the like.
  • a steel having the composition shown in Table 1 and the balance being Fe and unavoidable impurities (in Table 1, N is an unavoidable impurity) is melted in a converter, and a slab is formed by a continuous casting method. did.
  • the obtained slab was hot-rolled to a thickness of 3.0 mm under the conditions shown in Tables 2 and 3.
  • the steel sheet was cold-rolled to a thickness of 1.4 mm to produce a cold-rolled steel sheet and subjected to annealing.
  • a part of the hot-rolled steel sheet hot-rolled to a plate thickness of 2.3 mm and pickled was subjected to annealing as it was.
  • microstructure was observed at a magnification of 5000 times using a scanning electron microscope at a thickness of 1/4 part of the cross section in the rolling direction of the steel sheet, and the area ratio of each phase was determined by the method described above.
  • the Mn concentration in the ferrite phase and the second phase was measured by EPN analysis of Mn at intervals of 0.1 ⁇ m.
  • the average value of the Mn concentration of each particle was taken as the Mn concentration of the particle, 10 particles were measured for each of the ferrite phase and the second phase, and the average value was taken as the Mn concentration of the ferrite phase and the second phase.
  • a tensile test was performed at a strain rate of 10 ⁇ 3 / s using a JIS No. 5 specimen taken from a direction perpendicular to the rolling direction of the unprocessed steel sheet, and TS (tensile strength) and EL (total elongation) were measured The case of TS ⁇ EL ⁇ 19000 MPa ⁇ % was determined to be good.
  • Stretch flangeability was performed in accordance with Japan Iron and Steel Federation Standard JFST1001. After cutting the obtained steel sheet to 100 mm ⁇ 100 mm, after punching a 10 mm diameter hole with a clearance of 12% ⁇ 1% for a thickness of 2.0 mm or more and a clearance of 12% ⁇ 2% for a thickness of less than 2.0 mm Then, with a 75 mm inner diameter dice and a wrinkle holding force of 9 tons, a 60 ° conical punch was pushed into the hole and the hole diameter at the crack initiation limit was measured. ), And the stretch flangeability was evaluated from the value of the critical hole expansion rate.
  • Limit hole expansion ratio ⁇ (%) ⁇ (D f ⁇ D 0 ) / D 0 ⁇ ⁇ 100
  • D f hole diameter at crack initiation (mm) D 0 is the initial hole diameter (mm).
  • ⁇ ⁇ 70 (%) is determined to be good.
  • the impact absorption characteristic is that up to the amount of strain when a tensile test is performed at a strain rate of 2000 / s using a test piece having a width of 5 mm and a length of 7 mm of a parallel portion taken from a direction perpendicular to the rolling direction of the unprocessed steel plate.
  • Absorption energy was obtained (see iron and steel, vol. 83 (1997), p. 748), and the impact absorption characteristics were evaluated by the ratio of the obtained absorption energy to static TS (AE / TS). The absorbed energy was determined by integrating the stress-true strain curve within the strain range of 0-5%.
  • TS is 590 MPa or more, excellent in ductility and stretch flangeability, and the ratio of the absorbed energy up to 5% of strain rate and strain (2000 / s) and static TS (AE / TS).
  • a high-strength galvannealed steel sheet having a high impact resistance is obtained by processing in a small strain region at a high strain rate.
  • the AE / TS is less than 0.050, the high impact resistance is inferior in processing in a small strain region at a high strain rate, or at least any of ductility and stretch flangeability.
  • One characteristic is inferior.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet of the present invention has excellent workability and excellent impact resistance.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention can be used as a steel sheet applied not only to a frontal collision part of an automobile but also to a side collision part, and can also be used as a steel sheet used in a part with a small amount of processing such as bending. .

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Abstract

５９０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳを有し、加工性に優れ、かつプレス加工による歪の導入がなくても、５％程度の低歪域までの吸収エネルギーが大きく、耐衝突特性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供する。成分組成は、質量％でＣ：０．０４％以上０．１３％以下、Ｓｉ：０．７％以上２．３％以下、Ｍｎ：０．８％以上２．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．１％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、組織は、面積率で、７５％以上のフェライト相と１％以上のベイニティックフェライト相と１％以上１０％以下のパーライト相を有し、さらに、マルテンサイト相の面積率が１０％以下であり、かつ、マルテンサイト面積率／（ベイニティックフェライト面積率＋パーライト面積率）≦０．６を満たし、かつフェライト相中のＭｎ濃度と第２相中のＭｎ濃度の比が０．７０以上である。

Description

加工性および耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
　本発明は、自動車用鋼板としての用途に用いる、耐衝撃特性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板に関するものである。
　近年、地球環境の保全の見地から、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。このため、車体材料の高強度化により薄肉化を図り、車体そのものを軽量化しようとする動きが活発となってきている。しかしながら、鋼板の高強度化は延性の低下、即ち成形加工性の低下を招くことから、高強度と高加工性を併せ持つ材料の開発が望まれている。また、自動車の衝突時に各部位が受ける歪速度は１０３／ｓ程度に達するため、このような高速度域での耐衝撃特性が特に重要となる。さらには、最近の自動車への耐食性向上の要求の高まりも加味して、溶融亜鉛めっきを施した高張力鋼板の開発が多く行われてきている。さらに、プレス性、スポット溶接性および塗料密着性を確保するために、めっき後に熱処理を施してめっき層中に鋼板のＦｅを拡散させた、合金化溶融亜鉛めっき鋼板が多く使用されている。
　このような要求に対して加工性と耐衝撃吸収特性に優れる高強度鋼板としては特許文献１に開示されているようなフェライトとマルテンサイトの複合組織からなる二相組織鋼板（ＤＰ鋼板）が代表的である。しかし、本来降伏強度が低いＤＰ鋼板が高い衝撃吸収能を示すのは、プレス加工による加工硬化が大きいこと、および加工歪が入るとそれに続く塗装焼付け工程で歪時効を生じて降伏強度が大きく上昇することがその理由であり、曲げ加工など加工量の小さな部品では必ずしも十分な衝撃吸収能を発揮しないという問題があった。さらに、ＤＰ鋼では１０~３０％程度の高い歪域までの衝撃吸収エネルギーが高く耐衝撃特性に優れるという特徴があり、前面衝突部位など衝突時にある程度変形して衝突エネルギーを吸収する部位には適しているが、側面衝突部位のように乗員空間確保の観点から小さい歪域で高い吸収エネルギーが必要となる部位に対しては特性を十分満足しているとは言えなかった。
　また、特許文献２では残留γの塑性誘起変態を利用したＴＲＩＰ鋼において、耐衝撃特性を向上させる技術が開示されているが、上記ＤＰ鋼と同様の問題を有している。
特開２００３−２１３３６９号公報 特開２００１−３３５８９１号公報
　本発明は、高強度（５９０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳ）を有し、加工性に優れ、かつプレス加工による歪の導入がなくても、５％程度の低歪域までの吸収エネルギーが大きく、耐衝突特性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提案することを目的とする。
　本発明者らは、上記した課題を達成し、加工性および耐衝撃特性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造するため、鋼板の組成およびミクロ組織の観点から鋭意研究を重ねた。その結果、主相がフェライトで、第２相にベイニティックフェライト、マルテンサイトおよびパーライトを含む組織とし、マルテンサイト面積率／（ベイニティックフェライト面積率＋パーライト面積率）≦０．６を満たし、さらにフェライト相中のＭｎ濃度と第２相中のＭｎ濃度の比を０．７０以上とすることにより、高い加工性と耐衝撃特性が得られることが分かった。
　加工性の向上はＳｉの活用による主相であるフェライトの加工硬化能向上による延性の向上と、ベイニティックフェライトやパーライトの活用による、軟質なフェライトと硬質なマルテンサイトの硬度差緩和による穴拡げ性の向上により可能となった。
　また、通常Ｍｎは熱延時や焼鈍時に第２相に濃化し、鋼中で分布が生じることが知られているが、熱延での巻取り温度を低温とし、かつ焼鈍時の均熱時間を適正にすることにより、鋼中におけるＭｎの分布を均一にし、フェライト相中のＭｎ濃度と第２相中のＭｎ濃度の比を０．７０以上とすることにより、プレス加工による歪の導入がなくても、５％程度の低歪域までの吸収エネルギーが大きく、耐衝突特性の向上が可能となる。
　本発明は、上記した知見に基づいて構成されたものである。
すなわち本発明は、
（１）成分組成は、質量％でＣ：０．０４％以上０．１３％以下、Ｓｉ：０．７％以上２．３％以下、Ｍｎ：０．８％以上２．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．１％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、組織は、面積率で、７５％以上のフェライト相と１％以上のベイニティックフェライト相と１％以上１０％以下のパーライト相を有し、さらに、マルテンサイト相の面積率が１０％以下であり、かつ、
マルテンサイト面積率／（ベイニティックフェライト面積率＋パーライト面積率）≦０．６を満たし、かつフェライト相中のＭｎ濃度と第２相中のＭｎ濃度の比が０．７０以上であることを特徴とする加工性および耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
　（２）さらに、成分組成として、質量％で、Ｃｒ：０．０５％以上１．０％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５％以下、Ｍｏ：０．００５％以上０．５％以下から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする（１）に記載の加工性および耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
　（３）さらに、成分組成として、質量％で、Ｔｉ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１％以下、Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下、Ｎｉ：０．０５％以上１．０％以下、Ｃｕ：０．０５％以上１．０％以下から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の加工性および耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
　（４）さらに、成分組成として、質量％で、Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下、ＲＥＭ：０．００１％以上０．００５％以下から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする（１）~（３）のいずれかに記載の加工性および耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
　（５）さらに、成分組成として、質量％で、Ｔａ：０．００１％以上０．０１０％以下、Ｓｎ：０．００２％以上０．２％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする（１）~（４）のいずれかに記載の加工性および耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
　（６）さらに、成分組成として、質量％で、Ｓｂ：０．００２％以上０．２％以下を含有することを特徴とする（１）~（５）のいずれかに記載の加工性および耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
　（７）　（１）~（６）のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブに、熱間圧延を施した後、３００℃以上５７０℃以下の温度で巻取り製造した熱延板を酸洗し、またはさらに冷間圧延し、その後、７５０~９００℃の温度域で、ｔ：保持時間（ｓ）が下式；
　１５≦ｔ≦４７．６×１０−１０／ｅｘｐ（−２７０１６／（Ｔ＋２７３））
　Ｔ：焼鈍温度（℃）
を満たす条件で焼鈍した後、冷却し、４５０~５５０℃の温度域で１０~２００ｓ保持し、次いで、溶融亜鉛めっきを施し、またはさらに５００~６００℃の温度域において、Ｔａｖｅ：平均保持温度（℃）とｔｈ：保持時間（ｓ）が下式；
　０．４５≦ｅｘｐ［２００／（４００−Ｔａｖｅ）］×ｌｎ（ｔｈ）≦１．０
を満たす条件で亜鉛めっきの合金化処理を施すことを特徴とする加工性および耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　本発明によれば加工性に優れ、かつプレス加工による歪の導入がなくても、５％程度の低歪域までの吸収エネルギーが大きく、耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られ、自動車の軽量化と衝突安全性向上との両立を可能とし、自動車車体の高性能化に大きく寄与するという優れた効果を奏する。
　以下、本発明を具体的に説明する。
　まず、本発明において鋼の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
　Ｃ：０．０４％以上０．１３％以下
　Ｃはオーステナイトを安定化させる元素であり、フェライト以外の相を生成しやすくするため、鋼板強度の上昇に必要な元素である。Ｃ量が０．０４％未満では製造条件の最適化を図ったとしても所望の強度確保が難しい。一方、Ｃ量が０．１３％を超えると、フェライト相が減少して鋼板の加工性が低下し、さらに溶接部および熱影響部の硬化が著しく、溶接部の機械的特性が劣化する。こうした観点からＣ量を０．０４％以上０．１３％以下とする。
　Ｓｉ：０．７％以上２．３％以下
　Ｓｉはフェライト生成元素であり、また、固溶強化に有効な元素でもある。そして、強度と延性のバランスの改善およびフェライトの硬度確保のためには０．７％以上の添加が必要である。しかしながら、２．３％を超えるＳｉの過剰な添加は、赤スケール等の発生により表面性状の劣化や、めっき付着・密着性の劣化を引き起こす。よって、Ｓｉは０．７％以上２．３％以下とする。好ましくは、１．２％以上１．８％以下である。
　Ｍｎ：０．８％以上２．０％以下
　Ｍｎは、鋼の強化に有効な元素である。また、オーステナイトを安定化させる元素であり、第２相の分率調整に必要な元素である。このため、Ｍｎは０．８％以上の添加が必要である。一方、２．０％を超えて過剰に添加すると、第２相中のマルテンサイト面積率が増加し、伸びフランジ性が低下する。従って、Ｍｎは０．８％以上２．０％以下とする。好ましくは１．０％以上１．８％以下である。
　Ｐ：０．１％以下
　Ｐは、鋼の強化に有効な元素であるが、０．１％を超えて過剰に添加すると、粒界偏析により脆化を引き起こし、耐衝撃性を劣化させる。また０．１％を超えると合金化速度を大幅に遅延させる。従って、Ｐは０．１％以下とする。
　Ｓ：０．０１％以下
　Ｓは、ＭｎＳなどの介在物となって、耐衝撃性の劣化や溶接部のメタルフローに沿った割れの原因となるので極力低い方がよいが、製造コストの面からＳは０．０１％以下とする。
　Ａｌ：０．０１％以上０．１％以下
　Ａｌは脱酸剤として作用し、鋼の清浄度に有効な元素であり、脱酸工程で添加することが好ましい。ここに、Ａｌ量が０．０１％に満たないとその添加効果に乏しくなるので、下限を０．０１％とした。しかしながら、Ａｌの過剰な添加は製鋼時におけるスラブ品質を劣化させる。従って、Ａｌは０．１％以下とする。
　本発明における高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、上記の成分組成を基本成分とし、残部は鉄および不可避的不純物からなるが、所望の特性に応じて、以下に述べる元素から選ばれる少なくとも１種の元素を適宜含有させることができる。
　Ｃｒ：０．０５％以上１．０％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５％以下、Ｍｏ：０．００５％以上０．５％以下
　Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏは焼き入れ性を上げ、鋼の強化に有効な元素である。その効果は、Ｃｒ：０．０５％以上、Ｖ：０．００５％以上、Ｍｏ：０．００５％以上で得られる。しかしながら、それぞれＣｒ：１．０％、Ｖ：０．５％、Ｍｏ：０．５％を超えて過剰に添加すると、第２相分率が過大となり加工性の低下の懸念が生じる。従って、これらの元素を添加する場合には、その量をそれぞれＣｒ：０．０５％以上１．０％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５％以下、Ｍｏ：０．００５％以上０．５％以下とする。
　更に、下記のＴｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｎｉ、Ｃｕのうちから１種以上の元素を含有することができる。
　Ｔｉ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１％以下
　Ｔｉ、Ｎｂは鋼の析出強化に有効で、その効果はそれぞれ０．０１％以上で得られ、本発明で規定した範囲内であれば鋼の強化に使用して差し支えない。しかし、それぞれが０．１％を超えると加工性が低下する。従って、Ｔｉ、Ｎｂを添加する場合には，その添加量をＴｉは０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂは０．０１％以上０．１％以下とする。
　Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下
　Ｂはオーステナイト粒界からのフェライトの生成・成長を抑制する作用を有するので必要に応じて添加することができる。その効果は，０．０００３％以上で得られる。しかし、０．００５０％を超えると加工性が低下する。従って、Ｂを添加する場合は０．０００３％以上０．００５０％以下とする。
　Ｎｉ：０．０５％以上１．０％以下、Ｃｕ：０．０５％以上１．０％以下
　Ｎｉ、Ｃｕは鋼の強化に有効な元素であり、本発明で規定した範囲内であれば鋼の強化に使用して差し支えない。これらの効果を得るためには，それぞれ０．０５％以上必要である。一方、Ｎｉ、Ｃｕともに１．０％を超えて添加すると、鋼板の加工性を低下させる。よって、Ｎｉ、Ｃｕを添加する場合に、その添加量はそれぞれ０．０５％以上１．０％以下とする。
　更に、下記のＣａ、ＲＥＭのうちから１種以上の元素を含有することができる。
　Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下、ＲＥＭ：０．００１％以上０．００５％以下
　ＣａおよびＲＥＭは、硫化物の形状を球状化し穴拡げ性への硫化物の悪影響を改善するために有効な元素である。この効果を得るためには、それぞれ０．００１％以上必要である。しかしながら、０．００５％を超える過剰な添加は，介在物等の増加を引き起こし表面および内部欠陥などを引き起こす。したがって、Ｃａ、ＲＥＭを添加する場合は、その添加量はそれぞれ０．００１％以上０．００５％以下とする。
　更に、下記のＴａ、Ｓｎのうちから１種以上の元素を含有することができる。
　Ｔａ：０．００１~０．０１０％、Ｓｎ：０．００２~０．２％
　Ｔａは、ＴｉやＮｂと同様、合金炭化物や合金炭窒化物を形成して高強度化に寄与するのみならず、Ｎｂ炭化物やＮｂ炭窒化物に一部固溶し、（Ｎｂ，Ｔａ）（Ｃ，Ｎ）のような複合析出物を形成することで、析出物の粗大化を著しく抑制して、析出強化による強度への寄与を安定化させる効果があると考えられる。そのため、Ｔａを添加する場合は、その含有量を０．００１％以上とすることが望ましい。しかし、過剰に添加した場合、上記の析出物安定化効果が飽和するのみならず、合金コストが上昇するため、Ｔａを添加する場合は、その含有量を０．０１０％以下とすることが望ましい。
　Ｓｎは、鋼板表面の窒化、酸化、あるいは酸化により生じる鋼板表層の数１０μｍ領域の脱炭を抑制する観点から添加することができる。このような窒化や酸化を抑制することで鋼板表面においてマルテンサイトの生成量が減少するのを防止し、疲労特性や耐時効性を改善させる。窒化や酸化を抑制する観点から、Ｓｎを添加する場合は、その含有量は０．００２％以上とすることが望ましく、０．２％を超えると靭性の低下を招くため、その含有量を０．２％以下とすることが望ましい。
　更に、下記のＳｂを含有することができる。
　Ｓｂ：０．００２~０．２％
　ＳｂもＳｎと同様に鋼板表面の窒化、酸化、あるいは酸化により生じる鋼板表層の数１０μｍ領域の脱炭を抑制する観点から添加することができる。このような窒化や酸化を抑制することで鋼板表面においてマルテンサイトの生成量が減少するのを防止し、疲労特性や耐時効性を改善させる。窒化や酸化を抑制する観点から、Ｓｂを添加する場合は、その含有量は０．００２％以上とすることが望ましく、０．２％を超えると靭性の低下を招くため、その含有量を０．２％以下とすることが望ましい。
　次に鋼組織について説明する。
　フェライト相の面積率：７５％以上
　良好な延性を確保するためには、フェライト相は面積率で７５％以上必要である。
　ベイニティックフェライト相の面積率：１％以上
　良好な穴拡げ性の確保のため、即ち軟質なフェライトと硬質なマルテンサイトの硬度差を緩和させるために、ベイニティックフェライト相の面積率は１％以上必要である。
　パーライト相の面積率：１％以上１０％以下
　良好な穴拡げ性の確保のため、パーライト相の面積率が１％以上とする。パーライト相の面積率が１０％を超えると延性（ＴＳ×ＥＬ）が低下する。したがって、パーライト相の面積率は１％以上１０％以下とする。
　マルテンサイト相の面積率：１０％以下
　マルテンサイト相の面積率が１０％を超えると伸びフランジ性の低下が顕著となる。したがって、マルテンサイト相の面積率は１０％以下とする。
　マルテンサイト面積率／（ベイニティックフェライト面積率＋パーライト面積率）≦０．６
　マルテンサイトはフェライトとの強度差が大きく伸びフランジ性を低下させるが、ベイニティックフェライトおよびパーライトと共存させ、マルテンサイト面積率／（ベイニティックフェライト面積率＋パーライト面積率）≦０．６とすることにより、マルテンサイトによる穴拡げ性の低下を抑制することが可能となる。したがって、マルテンサイト面積率／（ベイニティックフェライト面積率＋パーライト面積率）≦０．６とする。
　なお、フェライト・ベイニティックフェライト・パーライト・マルテンサイト以外に、残留オーステナイトや焼戻しマルテンサイトやセメンタイト等の炭化物が生成する場合があるが、上記のフェライト・ベイニティックフェライト・パーライト・マルテンサイトの面積率が満足されていれば、本発明の目的を達成できる。
　また、本発明におけるフェライト・ベイニティックフェライト・パーライト・マルテンサイトの面積率とは、観察面積に占める各相の面積割合のことである。
　ミクロ組織は、鋼板の圧延方向断面の板厚１／４部について、研磨後、３％ナイタールで腐食し、走査型電子顕微鏡を用いて倍率５０００倍の視野で観察し、Ｍｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて各相の面積率を求めることができる。
　その際、マルテンサイトと残留オーステナイトの区別が困難なため、得られた溶融亜鉛めっき鋼板に２００℃で２時間の焼戻し処理を施し、その後、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面の組織を上記の方法で観察し、上記の方法で求めた焼戻しマルテンサイト相の面積率をマルテンサイト相の面積率とした。
　また、残留オーステナイト相の含有量は、鋼板を板厚方向の１／４面まで研磨し、この板厚１／４面の回折Ｘ線強度により求めることができる。その際、入射Ｘ線にはＣｏＫα線を使用し、残留オーステナイト相の｛１１１｝、｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝面とフェライト相の｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝面のピークの積分強度の全ての組み合わせについて強度比を求め、これらの平均値を残留オーステナイト相の含有量とし、その含有量を残留オーステナイトの面積率として扱うことができる。
　フェライト相中のＭｎ濃度と第２相中のＭｎ濃度の比（フェライト相中のＭｎ濃度／第２相中のＭｎ濃度）が０．７０以上
　鋼中におけるＭｎの分布を均一にすることにより、プレス加工による歪の導入がなくても、５％程度の低歪域までの吸収エネルギーが大きく、耐衝突特性の向上が可能となり、フェライト相中のＭｎ濃度と第２相中のＭｎ濃度の比を０．７０以上とすることによりその効果が得られる。したがって、フェライト相中のＭｎ濃度と第２相中のＭｎ濃度の比を０．７０以上とする。
　次に製造条件について説明する。
　上記の成分組成に調整した鋼を転炉などで溶製し、連続鋳造法等でスラブとする。この鋼スラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とし、この熱延鋼板を酸洗し、あるいはさらに冷間圧延を施して冷延鋼板とする。酸洗した熱延鋼板あるいは冷延鋼板に連続焼鈍を施した後、溶融亜鉛めっき処理を施し、あるいはさらに亜鉛めっきの合金化処理を施す。各工程の限定理由を説明する。
　［熱間圧延条件］
　巻取り温度：３００℃以上５７０℃以下
　熱間圧延後の巻取り温度が５７０℃を超えると、巻取り後に第２相へのＭｎの分配が促進され、最終組織でフェライト相中のＭｎ濃度と第２相中のＭｎ濃度の比を０．７０以上とすることが困難となる。また巻取り温度が３００℃未満では熱延板の形状が悪化したり、熱延板の強度が過度に上昇し冷間圧延が困難となる。従って、巻取り温度は３００℃以上５７０℃以下とする。
　［連続焼鈍条件］
　７５０~９００℃の温度域で下式を満す条件で焼鈍する。
１５≦ｔ≦４７．６×１０−１０／ｅｘｐ（−２７０１６／（Ｔ＋２７３））
ｔ：保持時間（ｓ）
Ｔ：焼鈍温度（℃）
　焼鈍温度が７５０℃未満の場合、または保持（焼鈍）時間が１５ｓ未満の場合は、焼鈍時のオーステナイトの生成が不十分となり、焼鈍冷却後に必要な量の低温変態相が確保できなくなる。一方、焼鈍温度が９００℃を超えると、焼鈍時のオーステナイトが著しく増加し、焼鈍冷却後に必要な量のフェライトが確保できなくなる。また、保持時間が４７．６×１０−１０／ｅｘｐ（−２７０１６／（Ｔ＋２７３））秒を超えると、焼鈍時のオーステナイト相へのＭｎの濃化が過度に進み、最終組織でフェライト相中のＭｎ濃度と第２相中のＭｎ濃度の比を０．７０以上とすることが困難となる。
　焼鈍後冷却し、４５０~５５０℃の温度域にて１０~２００ｓ保持する。
　保持温度が５５０℃を超える場合、または保持時間が１０ｓ未満の場合は、ベイナイト変態が促進せず、ベイニティックフェライトが殆ど得られないため、所望の穴拡げ性を得られない。また、保持温度が４５０℃未満もしくは保持時間が２００ｓを超える場合、第２相の大半がベイナイト変態促進により生成した固溶炭素量の多いオーステナイトとベイニティックフェライトになり、所望のパーライト面積率が得られず、かつ、硬質なマルテンサイト面積率が増加し、良好な穴拡げ性と材質安定性が得られない。
　上記の保持を行なった後、実使用時の防錆能向上を目的として、表面に溶融亜鉛めっき処理を施す。
　プレス性、スポット溶接性および塗料密着性を確保するために、めっき後に熱処理を施してめっき層中に鋼板のＦｅを拡散させた、合金化溶融亜鉛めっき鋼板が多く使用される。合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造するときは、溶融亜鉛めっき後、さらに下記の条件で合金化処理を行う。
　［合金化処理条件］
　５００~６００℃の温度域において、Ｔａｖｅ：平均保持温度（℃）、ｔｈ：保持時間（ｓ）が、下式；
０．４５≦ｅｘｐ［２００／（４００−Ｔａｖｅ）］×ｌｎ（ｔｈ）≦１．０
を満たす条件でめっき層の合金化処理を行う。
なお、ｅｘｐ（Ｘ）、ｌｎ（Ｘ）はそれぞれＸの指数関数、自然対数を示す。
　めっき層の合金化処理は、めっき層中に適正なＦｅ％を得るために５００~６００℃の範囲とする。
　ｅｘｐ［２００／（４００−Ｔａｖｅ）］×ｌｎ（ｔｈ）が０．４５未満の場合、最終組織にマルテンサイトが多く存在し、上記硬質なマルテンサイトが軟質なフェライトと隣接しているため、異相間に大きな硬度差が生じ、穴拡げ性が低下する。ｅｘｐ［２００／（４００−Ｔａｖｅ）］×ｌｎ（ｔｈ）が１．０超の場合、未変態オーステナイトの殆どがセメンタイトもしくはパーライトに変態し、結果として所望の強度と延性のバランスが得られない。
　なお、本発明の製造方法における一連の熱処理においては、上述した温度範囲内であれば保持温度は一定である必要はなく、規定した範囲内であれば本発明の趣旨を損なわない。また、熱履歴さえ満足されれば、鋼板はいかなる設備で熱処理を施されてもかまわない。加えて、熱処理後に形状矯正のため本発明の鋼板に調質圧延をすることも本発明の範囲に含まれる。なお、本発明では、鋼素材を通常の製鋼、鋳造、熱延の各工程を経て製造する場合を想定しているが、例えば薄手鋳造などにより熱延工程の一部もしくは全部を省略して製造する場合でもよい。
　その他の製造方法は、特に限定するものではないが、好適な一例について以下に示す。
　［鋳造条件］
　使用する鋼スラブは、成分のマクロ偏析を防止するために連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法で製造してもよい。また、鋼スラブを製造したのち、いったん室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法に加え、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に挿入する、あるいはわずかの保熱をおこなった後に直ちに圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
　［熱間圧延条件］
　スラブ加熱温度：１１００℃以上
　スラブ加熱温度は、低温加熱がエネルギー的には好ましいが、加熱温度が１１００℃未満では、炭化物が十分に固溶できなかったり、圧延荷重の増大による熱間圧延時のトラブル発生の危険が増大するなどの問題が生じる。なお、酸化量の増加にともなうスケールロスの増大などから、スラブ加熱温度は１３００℃以下とすることが望ましい。
　なお、スラブ加熱温度を低くしても熱間圧延時のトラブルを防止するといった観点から、シートバーを加熱する、いわゆるシートバーヒーターを活用してもよい。
　仕上げ圧延温度：Ａｒ３変態点以上
　仕上げ圧延終了温度がＡｒ３変態点未満では、圧延中にαとγが生成して、鋼板にバンド状組織が生成し易くなり、かかるバンド状組織は冷間圧延後や焼鈍後にも残留し、材料特性に異方性を生じさせたり、加工性を低下させる原因となる場合がある。このため、仕上げ圧延温度はＡｒ３変態点以上とすることが望ましい。
　なお、本発明における熱延工程では、熱間圧延時の圧延荷重を低減するために仕上圧延の一部または全部を潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化、材質の均一化の観点からも有効である。なお、潤滑圧延の際の摩擦係数は０．２５~０．１０の範囲とすることが好ましい。また、相前後するシートバー同士を接合し、連続的に仕上圧延する連続圧延プロセスとすることが好ましい。連続圧延プロセスを適用することは、熱間圧延の操業安定性の観点からも望ましい。
　［冷間圧延条件］
　ついで、冷間圧延を施す場合には、好ましくは熱延鋼板の表面の酸化スケールを酸洗により除去した後、冷間圧延に供して所定の板厚の冷延鋼板とする。ここに酸洗条件や冷間圧延条件は特に制限されるものではなく、常法に従えば良い。冷間圧延の圧下率は４０％以上とすることが好ましい。
　［溶融亜鉛めっき条件］
　めっき処理は０．０８~０．１８％の溶解Ａｌ量のめっき浴で浴温４４０~５００℃のめっき浴で鋼板をめっき浴中に侵入させて行い、ガスワイピングなどで付着量を調整する。
なお、溶融亜鉛めっき処理後の鋼板には、形状矯正、表面粗度等の調整のため調質圧延を行ってもよい。また、樹脂あるいは油脂コーティング、各種塗装等の処理を施しても何ら不都合はない。
　表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物（表１中、Ｎは不可避的不純物である）よりなる鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて鋳片とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　得られた鋳片を表２及び表３に示す条件で板厚３．０ｍｍに熱間圧延した。次いで、酸洗後、板厚１．４ｍｍに冷間圧延し冷延鋼板を製造し焼鈍に供した。また一部、板厚２．３ｍｍに熱間圧延した熱延鋼板を酸洗したものをそのまま焼鈍に供した。
　次いで、これら冷延鋼板あるいは熱延鋼板に、連続溶融亜鉛めっきラインにて、表２及び表３に示す条件で焼鈍とめっき処理を行った。めっき付着量は片面あたり３５~４５ｇ／ｍ２とした。
　得られた鋼板のミクロ組織、引張特性、伸びフランジ性および耐衝撃特性について調査を行い、その結果を表４及び表５に示した。
　なお、ミクロ組織は鋼板の圧延方向断面の板厚１／４部について、走査型電子顕微鏡を用いて倍率５０００倍の視野で観察し、上述の方法により、各相の面積率を求めた。
　フェライト相と第２相中のＭｎ濃度はＥＰＭＡにて０．１μｍ間隔でＭｎの線分析を行い測定した。各粒子のＭｎ濃度の平均値をその粒のＭｎ濃度とし、フェライト相と第２相それぞれ１０粒子について測定し、その平均値をフェライト相および第２相のＭｎ濃度とした。
　加工性は、延性、穴拡げ性（伸びフランジ性）を評価した。
　延性は、無加工の鋼板の圧延方向と直角方向から採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、歪速度１０−３／ｓで引張試験を行い、ＴＳ（引張強度）、ＥＬ（全伸び）を測定し、ＴＳ×ＥＬ≧１９０００ＭＰａ・％の場合を良好と判定した。
　伸びフランジ性は、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１に準拠して行った。得られた鋼板を１００ｍｍ×１００ｍｍに切断後、板厚２．０ｍｍ以上はクリアランス１２％±１％で、板厚２．０ｍｍ未満はクリアランス１２％±２％で、直径１０ｍｍの穴を打ち抜いた後、内径７５ｍｍのダイスを用いてしわ押さえ力９ｔｏｎで抑えた状態で、６０°円錐のポンチを穴に押し込んで亀裂発生限界における穴直径を測定し、下記の式から、限界穴広げ率λ（％）を求め、この限界穴広げ率の値から伸びフランジ性を評価した。
　限界穴広げ率λ（％）＝｛（Ｄｆ−Ｄ０）／Ｄ０｝×１００
ただし、Ｄｆは亀裂発生時の穴径（ｍｍ）、Ｄ０は初期穴径（ｍｍ）である。
本発明では、λ≧７０（％）の場合を良好と判定した。
　衝撃吸収特性は、無加工の鋼板の圧延方向と直角方向から採取した平行部の幅５ｍｍ、長さ７ｍｍの試験片を用い、歪速度２０００／ｓで引張試験を行ったときの歪量までの吸収エネルギーを求め（鉄と鋼、ｖｏｌ．８３（１９９７）、ｐ．７４８参照）、求めた吸収エネルギーと静的なＴＳとの比（ＡＥ／ＴＳ）で衝撃吸収特性を評価した。なお、吸収エネルギーは応力−真歪曲線を歪量０~５％の範囲で積分することにより求めた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　本発明例では、ＴＳが５９０ＭＰａ以上で、延性、伸びフランジ性に優れ、また歪速度が２０００／ｓで歪量が５％までの吸収エネルギーと静的なＴＳとの比（ＡＥ／ＴＳ）が０．０５０以上となり、高い歪速度での小さい歪域の加工で高い耐衝撃特性を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られている。これに対して、比較例では、前記ＡＥ／ＴＳが０．０５０未満であることから高い歪速度での小さい歪域の加工で高い耐衝撃特性が劣るか、または延性、伸びフランジ性の少なくとも何れか一つの特性が劣る。
　本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、加工性に優れ、優れた耐衝撃特性を有する。本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、自動車の前面衝突部位だけでなく側面衝突部位に適用する鋼板として利用でき、また曲げ加工など加工量の小さい部位に使用する鋼板としても利用することができる。

Claims (7)

  1. 成分組成は、質量％でＣ：０．０４％以上０．１３％以下、Ｓｉ：０．７％以上２．３％以下、Ｍｎ：０．８％以上２．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．１％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、組織は、面積率で、７５％以上のフェライト相と１％以上のベイニティックフェライト相と１％以上１０％以下のパーライト相を有し、さらに、マルテンサイト相の面積率が１０％以下であり、
    かつ、マルテンサイト面積率／（ベイニティックフェライト面積率＋パーライト面積率）≦０．６を満たし、かつフェライト相中のＭｎ濃度と第２相中のＭｎ濃度の比が０．７０以上であることを特徴とする加工性および耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  2. さらに、成分組成として、質量％で、Ｃｒ：０．０５％以上１．０％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５％以下、Ｍｏ：０．００５％以上０．５％以下から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする請求項１に記載の加工性および耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  3. さらに、成分組成として、質量％で、Ｔｉ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１％以下、Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下、Ｎｉ：０．０５％以上１．０％以下、Ｃｕ：０．０５％以上１．０％以下から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の加工性および耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  4. さらに、成分組成として、質量％で、Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下、ＲＥＭ：０．００１％以上０．００５％以下から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする請求項１~３のいずれかに記載の加工性および耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  5. さらに、成分組成として、質量％で、Ｔａ：０．００１％以上０．０１０％以下、Ｓｎ：０．００２％以上０．２％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする請求項１~４のいずれかに記載の加工性および耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  6. さらに、成分組成として、質量％で、Ｓｂ：０．００２％以上０．２％以下を含有することを特徴とする請求項１~５のいずれかに記載の加工性および耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  7. 請求項１~６のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブに、熱間圧延を施した後、３００℃以上５７０℃以下の温度で巻取り製造した熱延板を酸洗し、またはさらに冷間圧延し、その後、７５０~９００℃の温度域で、ｔ：保持時間（ｓ）が下式；
    　１５≦ｔ≦４７．６×１０−１０／ｅｘｐ（−２７０１６／（Ｔ＋２７３））
    　Ｔ：焼鈍温度（℃）
    を満たす条件で焼鈍した後、冷却し、４５０~５５０℃の温度域で１０~２００ｓ保持し、次いで、溶融亜鉛めっきを施し、またはさらに５００~６００℃の温度域において、Ｔａｖｅ：平均保持温度（℃）とｔｈ：保持時間（ｓ）が下式；
    　０．４５≦ｅｘｐ［２００／（４００−Ｔａｖｅ）］×ｌｎ（ｔｈ）≦１．０
    を満たす条件で亜鉛めっきの合金化処理を施すことを特徴とする加工性および耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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