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WO2011090184A1 - 加工性とスポット溶接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

加工性とスポット溶接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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WO2011090184A1
WO2011090184A1 PCT/JP2011/051159 JP2011051159W WO2011090184A1 WO 2011090184 A1 WO2011090184 A1 WO 2011090184A1 JP 2011051159 W JP2011051159 W JP 2011051159W WO 2011090184 A1 WO2011090184 A1 WO 2011090184A1
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WO
WIPO (PCT)
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steel sheet
less
galvanized steel
dip galvanized
strength
Prior art date
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Ceased
Application number
PCT/JP2011/051159
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
金子真次郎
中垣内達也
川崎由康
長滝康伸
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by JFE Steel Corp filed Critical JFE Steel Corp
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Priority to EP11734790.6A priority patent/EP2527484B1/en
Priority to KR1020127020267A priority patent/KR101445465B1/ko
Priority to US13/522,050 priority patent/US20130048155A1/en
Priority to CA2786381A priority patent/CA2786381C/en
Publication of WO2011090184A1 publication Critical patent/WO2011090184A1/ja
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in workability and spot weldability suitable as a member used in industrial fields such as automobiles and electricity, and a method for producing the same.
  • Patent Document 1 proposes a steel sheet having excellent ductility by specifying chemical components, volume ratios of retained austenite and martensite, and manufacturing methods thereof.
  • the steel plate excellent in ductility is proposed by prescribing
  • Patent Document 3 proposes a steel sheet having excellent ductility by defining chemical components and defining volume fractions of ferrite, bainitic ferrite and retained austenite.
  • Patent Documents 1 to 3 are mainly aimed at improving the ductility of high-strength thin steel sheets, the stretch flangeability (hole expansibility) is not sufficiently considered, so parts in press forming There is a problem that the application range of the shape is limited. Furthermore, in order to achieve the desired strength and workability, it is necessary to add a large amount of alloying elements. Hardening of the melted part of the spot welded part, softening of the heat affected zone (HAZ part), and solidification of the molten part There was a tendency for the weld strength to decrease due to the embrittlement of the steel.
  • Patent Document 4 a high-strength cold-rolled steel sheet with improved spot weldability by microstructure control and a small amount of Mo is added.
  • Patent Document 6 a steel sheet that has improved spot weldability is proposed in Patent Document 6 by reducing the amount of Si and P added to the composite structure steel sheet.
  • Patent Document 4 it is proposed to suppress weld defects such as cracks and voids during spot welding by adding Mo, but only the tensile shear strength is examined, and cross tension is likely to cause problems with high-strength materials. It is hard to say that strength (ductility ratio) has been fully studied.
  • Patent Document 5 it is proposed to ensure strength by precipitation strengthening of ferrite with charcoal and nitride, and to suppress the addition amount of C, Si, Mn so as not to cause cracks in the nugget at the check check. However, even if it can cope with the check at the time of welding, the practical spot weld strength is not considered.
  • Patent Document 6 only the generation of dust and the fracture mode of the tensile test are examined, and not only the spot weld strength in practical use is taken into consideration, but also limited to manufacturing in the hot rolling process. Yes.
  • the present invention has a high strength (tensile strength TS of 540 MPa or more), a high strength hot dip galvanized steel sheet excellent in workability (high ductility and high hole expansibility) and spot weldability, and It aims at providing the manufacturing method.
  • C is 0.04 to 0.16%
  • Si is 0.7 to 2.3%
  • Mn is 1.5 to 1.6%
  • P is 0.01 to 0.02%
  • S is 0.
  • the obtained steel was heated to 1200 ° C. and then hot-rolled to a thickness of 3.2 mm at a finishing temperature of 870 ° C. and held in a furnace at 520 ° C. for 1 hour. After that, the furnace was cooled. After pickling, the sheet thickness was cold-rolled to 1.4 mm to produce a cold-rolled steel sheet.
  • an annealing treatment was performed at 825 ° C. for 120 seconds, and after cooling to 520 ° C., it was held as it was for 60 seconds.
  • the obtained cold-rolled steel sheet was immersed in a hot-dip galvanizing bath and plated, and then alloyed at 550 ° C. for 15 seconds to produce a hot-dip galvanized steel sheet.
  • the obtained steel sheet is subjected to spot welding of two layers under a welding condition where the cross-sectional nugget diameter is 5.0 mm, the shear tensile strength and the cross tensile strength are measured, and the ductility ratio (cross tensile strength / shear tensile strength) is evaluated. did.
  • the spot welding was conducted and evaluated according to the Japan Welding Association (JWES) standard WES7301. As a result, as shown in FIG. 1, the product of C addition amount and Si addition amount showed a high ductility ratio in the range of 0.20 or less, and it was found that spot weldability was remarkably improved.
  • JWES Japan Welding Association
  • the present inventors further obtain a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having high strength (tensile strength TS of 540 MPa or more) and excellent workability (high ductility and high hole expansibility) and spot weldability.
  • high strength tensile strength TS of 540 MPa or more
  • excellent workability high ductility and high hole expansibility
  • the ferrite phase fraction (area ratio) and the structure of the second phase are appropriately adjusted, and the product of the addition amount of C and the addition amount of Si is further calculated.
  • high strength and workability ductility and hole expansibility
  • the present invention has been made based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • Component composition is mass% C: 0.04% to 0.10%, Si: 0.7% to 2.3%, Mn: 0.8% to 2.0%, P : 0.03% or less, S: 0.003% or less, Al: 0.1% or less, N: 0.008% or less, and [C%] ⁇ [Si%] ⁇ 0.20 [C%] and [Si%] indicate the content of C and Si (mass%).
  • the balance is composed of iron and inevitable impurities, and the structure has a ferrite phase of 75% or more in area ratio.
  • a component composition it contains at least one element selected from Ti: 0.01% to 0.1% and Nb: 0.01% to 0.1% 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%
  • a steel slab having the composition described in any one of (1) to (5) is hot-rolled, pickled, and cold-rolled as necessary, and then up to a temperature range of 650 ° C. or higher.
  • Heat at an average heating rate of °C / s or more hold for 15 to 600 s in the temperature range of 750 to 900 ° C, cool, hold for 10 to 200 s in the temperature range of 450 to 550 ° C, and then hot dip galvanizing After applying, in the temperature range of 500-600 °C 0.45 ⁇ exp [200 / (400 ⁇ T)] ⁇ ln (t) ⁇ 1.0
  • T Average holding temperature (° C.)
  • t Holding time (s)
  • a method for producing a high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in workability and spot weldability characterized by subjecting a galvanizing alloying treatment under conditions satisfying the above conditions.
  • the present invention it becomes possible to produce a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having high strength (tensile strength TS of 540 MPa or more) and excellent workability (high ductility and high hole expansibility) and spot weldability. .
  • high-strength hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention to, for example, automobile structural members, it is possible to further improve the safety of passengers and improve fuel efficiency by significantly reducing the weight of the vehicle body.
  • Component composition C 0.04% or more and 0.10% or less C is an element important for strengthening steel, has high solid solution strengthening ability, and has an area ratio when utilizing structure strengthening. It is an indispensable element for adjusting hardness. If the amount of C is less than 0.04%, it will be difficult to obtain the necessary strengthening ability. On the other hand, if the amount of C exceeds 0.10%, weldability deteriorates and a low temperature transformation phase such as martensite is markedly cured, leading to a decrease in formability, particularly hole expansibility. Therefore, the C content is 0.04 to 0.10%.
  • Si 0.7% or more and 2.3% or less Si promotes the formation of ferrite and improves the work hardening ability of the ferrite phase to improve ductility. In addition, it is an element effective for solid solution strengthening and effective for increasing strength. In order to obtain these effects, addition of 0.7% or more is necessary. However, excessive addition of Si exceeding 2.3% causes deterioration of surface properties and deterioration of plating adhesion. 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 0.03% or less
  • P is an element effective for strengthening steel, but when added in excess of 0.03%, it causes embrittlement due to segregation at the grain boundary, and deteriorates impact resistance. It promotes solidification cracking during welding and reduces welding strength. Therefore, P is set to 0.03% or less. Preferably it is 0.02% or less, More preferably, it is 0.01% or less.
  • S 0.003% or less S segregates at the grain boundary and embrittles the steel during hot working, and also exists as a sulfide to reduce local deformability. Furthermore, solidification cracking during welding is promoted and welding strength is reduced. Therefore, S is made 0.003% or less. Preferably it is 0.002% or less, More preferably, it is 0.001% or less.
  • Al 0.1% or less Al is a ferrite-forming element and is an effective element for controlling the amount of ferrite produced during production. However, excessive addition of Al deteriorates slab quality during steelmaking. Therefore, Al is made 0.1% or less.
  • N 0.008% or less
  • N is an element that causes the most deterioration of the aging resistance of the steel, and it is preferably as small as possible. If it exceeds 0.008%, the deterioration of the aging resistance becomes significant. Therefore, N is set to 0.008% or less.
  • the balance is Fe and inevitable impurities.
  • at least one selected from the following elements can be added as necessary.
  • Cr 0.05% to 1.0%, V: 0.005% to 0.5%, Mo: 0.005% to 0.5%, B: 0.0003% to 0.0050%
  • Ni: 0.05% or more and 1.0% or less, Cu: 0.05% or more and 1.0% or less Cr, V, and Mo are added as necessary because they have an effect of improving the balance between strength and ductility. can do.
  • the effect is obtained when Cr: 0.05% or more, V: 0.005% or more, and Mo: 0.005% or more.
  • Cr is added in excess of 1.0%, V: 0.5%, and Mo: 0.5%
  • the second phase fraction becomes excessive, and there is a concern that the strength is significantly increased.
  • the cost increases. 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.
  • B has the effect of suppressing the formation and growth of ferrite from the austenite grain boundaries, and can be added as necessary.
  • the effect is obtained at 0.0003% or more.
  • it exceeds 0.0050% the workability deteriorates.
  • the cost increases. Therefore, when adding B, it is made into 0.0003% or more and 0.0050% or less.
  • Ni and Cu are effective elements for strengthening steel and can be used for strengthening steel as long as they are within the range specified in the present invention. It also promotes internal oxidation and improves plating adhesion. 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. In addition, the cost increases. 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 Ti and Nb.
  • 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, when each exceeds 0.1%, workability and shape freezing property will fall. In addition, the cost increases. 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.
  • 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
  • the area ratio of the pearlite phase needs to be 1% or more.
  • the area ratio of the pearlite phase is set to 10% or less.
  • Area ratio of martensite phase less than 5% In order to ensure good material stability, the area ratio of the martensite phase that greatly affects the tensile properties (TS, EL) needs to be less than 5%.
  • reduce the amount of martensite that causes the material variation in the phase structure of the second phase and increase the amount of bainitic ferrite and pearlite that are softer than martensite. That is, it is necessary to satisfy the martensite area ratio / (bainitic ferrite area ratio + pearlite area ratio) ⁇ 0.6.
  • 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 high-strength hot-dip galvanized steel sheet of the present invention is a steel slab having a component composition suitable for the above-described component composition range, hot-rolled, pickled, and cold-rolled as necessary, and a temperature range of 650 ° C. or higher. Is heated at an average heating rate of 5 ° C./s or more, held at a temperature range of 750 to 900 ° C. for 15 to 600 s, cooled, held at a temperature range of 450 to 550 ° C.
  • the steel having the above component composition is melted by a generally known process, then formed into a slab through a lump or continuous casting, and then into a hot coil through hot rolling.
  • hot rolling it is preferable to heat the slab to 1100 to 1300 ° C., perform hot rolling at a final finishing temperature of 850 ° C. or higher, and wind it on a steel strip at 400 to 650 ° C.
  • the coiling temperature exceeds 650 ° C., the carbides in the hot-rolled sheet are coarsened, and such coarsened carbides cannot be melted during soaking at the time of annealing, so that the required strength may not be obtained. .
  • cold rolling is performed as necessary.
  • the annealing temperature exceeds 900 ° C.
  • the austenite grains grow remarkably, and it becomes difficult to ensure the stability of bainitic ferrite due to the bainite transformation that occurs during holding after cooling, and the hole expansibility decreases.
  • austenite coarsens it becomes difficult to ensure desired strength, and it may cause an increase in cost due to enormous energy consumption.
  • the steel sheet is infiltrated into a normal bath temperature plating bath to perform hot dip galvanization, and the amount of adhesion is adjusted by gas wiping or the like. Furthermore, galvanization alloying treatment is performed under the following conditions.
  • T average holding temperature (° C.)
  • t holding time (s) is the following formula; 0.45 ⁇ exp [200 / (400 ⁇ T)] ⁇ ln (t) ⁇ 1.0
  • An alloying treatment of galvanization is performed under conditions that satisfy the above conditions.
  • the holding temperature does not have to be constant as long as it is within the above-described temperature range, and even if the heating rate changes during heating, it may be within the specified range. Thus, the gist of the present invention is not impaired. Further, as long as the thermal history is satisfied, the steel sheet may be heat-treated by any equipment. In addition, 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 cold-rolled steel sheet or hot-rolled steel sheet (after pickling) obtained as described above is subjected to annealing, hot-dip galvanizing, and alloying treatment with a continuous hot-dip galvanizing line under the production conditions shown in Table 2, and hot-dip zinc A plated steel sheet was produced.
  • the amount of plating adhesion was adjusted to be 35 to 45 g / m 2 per side.
  • the area ratio of ferrite, bainitic ferrite, pearlite, and martensite in the obtained hot-dip galvanized steel sheet was corroded with 3% nital after polishing the plate thickness section parallel to the rolling direction of the steel sheet, and SEM (scanning type) Ten fields of view were observed at a magnification of 2000 using an electron microscope, and image processing was performed using Image-Pro of Media Cybernetics.
  • the volume fraction of retained austenite is the same as that of the fcc iron with respect to the X-ray diffraction integrated intensity of the ⁇ 200 ⁇ , ⁇ 211 ⁇ , ⁇ 220 ⁇ planes of bcc iron on a 1/4 thickness plane using a Mo—K ⁇ radiation source. 200 ⁇ , ⁇ 220 ⁇ , and ⁇ 311 ⁇ plane X-ray diffraction integrated intensity ratio.
  • the tensile test is conducted in accordance with Japanese Industrial Standard (JIS Z2241) using JIS No. 5 test piece with the tensile direction perpendicular to the rolling direction of the steel sheet, and TS (tensile strength) and EL (total elongation) are measured. did.
  • JIS Z2241 Japanese Industrial Standard
  • TS tensile strength
  • EL total elongation
  • the hole expansion test was performed in accordance with the Japan Iron and Steel Federation standard (JFST1001). After punching a hole with a diameter of 10 mm in a steel plate, a punch having a 60 ° cone was pushed into the hole in a state where the periphery was constrained, and the hole diameter at the crack initiation limit was measured. From the following formula, the hole expansion ratio ⁇ (%) was obtained, and the hole expandability (stretch flangeability) was evaluated.
  • Limit hole expansion rate ⁇ (%) ⁇ (Df ⁇ D0) / D0 ⁇ ⁇ 100
  • Df is the hole diameter at the time of crack occurrence (mm)
  • D0 is the initial hole diameter (mm)
  • ⁇ ⁇ 70 (%) is determined to be good.
  • the spot welding and its evaluation were performed in accordance with the Japan Welding Association standard (WES7301).
  • Two-layer spot welding of steel sheets was performed under welding conditions with a cross-sectional nugget diameter of 5.0 mm, shear tensile strength and cross tensile strength were measured, and ductility ratio (cross tensile strength / shear tensile strength) was evaluated. In the present invention, it was determined that the ductility ratio ⁇ 0.5 was good.
  • the evaluation results are shown in Table 3.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheets of the examples of the present invention all have a TS of 540 MPa or more, exhibit excellent ductility and hole expansibility, and exhibit high spot weld strength.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet of the comparative example is inferior in at least one characteristic of ductility, hole expansibility and spot welding strength.
  • the present invention it is possible to produce a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having high strength (tensile strength TS of 540 MPa or more) and excellent workability (high ductility and high hole expansibility) and spot weldability. It becomes.
  • high-strength hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention to, for example, automobile structural members, it is possible to further improve the safety of passengers and improve fuel efficiency by significantly reducing the weight of the vehicle body.

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Abstract

５４０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳを有し、かつ、加工性（高延性と高穴拡げ性）とスポット溶接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を提供する。成分組成は、質量％でＣ：０．０４％以上０．１０％以下、Ｓｉ：０．７％以上２．３％以下、Ｍｎ：０．８％以上２．０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００８％以下を含有し、かつ、〔Ｃ％〕×〔Ｓｉ％〕≦０．２０（式中〔Ｃ％〕、〔Ｓｉ％〕はＣ、Ｓｉの含有量（質量％）を示す）を満たし、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５％未満であり、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を満たす。

Description

加工性とスポット溶接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、電気等の産業分野で使用される部材として好適な加工性とスポット溶接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に関する。
　近年、地球環境保全の見地から、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。これに伴い、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。このため、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のが現状である。
　また、高強度鋼板を自動車部品のような複雑な形状へ成形加工する際には、張出し部位や伸びフランジ部位で割れやネッキングの発生が大きな問題となる。そのため、割れやネッキングの発生の問題を克服できる高い延性と高い穴拡げ性を両立した高強度鋼板も必要とされている。
　高強度鋼板の成形性向上に対しては、これまでにフェライト−マルテンサイト二相鋼（Ｄｕａｌ−Ｐｈａｓｅ鋼）や残留オーステナイトの変態誘起塑性（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ　Ｉｎｄｕｃｅｄ　Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）を利用したＴＲＩＰ鋼など、種々の複合組織型高強度溶融亜鉛めっき鋼板が開発されてきた。
　例えば、特許文献１では、化学成分を規定し、残留オーステナイトおよびマルテンサイトの体積率、また、その製造方法を規定することにより、延性に優れた鋼板が提案されている。また、特許文献２では、化学成分を規定し、さらにその特殊な製造方法を規定することにより延性に優れた鋼板が提案されている。特許文献３では、化学成分を規定し、フェライトとベイニティックフェライトと残留オーステナイトの体積率を規定することにより、延性に優れた鋼板が提案されている。
　しかしながら、特許文献１~３の技術では、高強度薄鋼板の延性を向上させることを主目的としているため、伸びフランジ性（穴拡げ性）については充分に考慮されていないため、プレス成形における部品形状の適用範囲が限定されてしまう問題が有る。さらには、所望の強度や加工性を実現するために、多量の合金元素の添加が必要となり、スポット溶接部の溶融部の硬質化、溶接熱影響部（ＨＡＺ部）の軟化、溶融部凝固時の脆化などを要因とした溶接部強度の低下を招く傾向があった。
　一方、スポット溶接性については、例えば、特許文献４では、組織制御とＭｏの微量添加によりスポット溶接性を改善した高強度冷延鋼板が、特許文献５では、析出強化元素の添加により加工性とスポット溶接性を両立した鋼板が、特許文献６では、複合組織鋼板においてＳｉ、Ｐの添加量を低減することによりスポット溶接性を改善した鋼板が提案されている。
　特許文献４ではＭｏ添加によりスポット溶接時の割れや空孔などの溶接欠陥を抑制することが提案されているが、引張剪断強度のみの検討を行っており、高強度材で問題となり易い十字引張強度（延性比）について充分に検討されているとは言いがたい。特許文献５では炭・窒化物によりフェライトを析出強化することにより強度を確保し、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ添加量を抑制してタガネチェック時にナゲット内で割れを生じないようにすることが提案されているが、溶接施行時のチェックに対応できたとしても、実用上のスポット溶接部強度については考慮されていない。特許文献６ではチリの発生と引張試験の破断形態のみを検討しており、実用上のスポット溶接部強度については考慮されていないばかりか、熱延プロセスでの製造に限定されたものとなっている。
特開２００１−１４００２２号公報 特開平４−２６７４４号公報 特開２００７−１８２６２５号公報 特開２００１−１５２２８７号公報 特開２００２−８０９３１号公報 特開２００１−２７９３７７号公報
　本発明は、かかる事情に鑑み、高強度（５４０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳ）を有し、かつ、加工性（高延性と高穴拡げ性）とスポット溶接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を提供することを目的とする。
　まず、この発明の根拠となる実験事実について述べる。
　質量％でＣが０．０４~０．１６％、Ｓｉが０．７~２．３％、Ｍｎが１．５~１．６％、Ｐが０．０１~０．０２％、Ｓが０．００２~０．００３％、Ａｌが０．０２~０．０３％、Ｎが０．００２５~０．００３５％の範囲で主にＣ添加量，Ｓｉ添加量を種々に変化させた成分組成を有する鋼を研究室的に溶製し、得られた溶解鋼を１２００℃に加熱後、８７０℃の仕上温度で板厚３．２ｍｍまで熱間圧延を行い、５２０℃の炉で１時間保持したのち炉冷した。酸洗の後、板厚を１．４ｍｍまで冷間圧延を施し、冷延鋼板を製造した。次いで、８２５℃で１２０秒の焼鈍処理を行い、５２０℃まで冷却した後そのまま６０秒保持した。引き続いて、得られた冷延鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬してめっきを施した後、５５０℃で１５秒の合金化処理を加え溶融亜鉛めっき鋼板を作製した。得られた鋼板について断面ナゲット径が５．０ｍｍとなる溶接条件で２枚重ねのスポット溶接を施し、剪断引張強度と十字引張強度を測定し、延性比（十字引張強度／剪断引張強度）を評価した。スポット溶接の施行および評価は日本溶接協会（ＪＷＥＳ）規格のＷＥＳ７３０１に準拠して実施した。その結果、図１に示すようにＣ添加量とＳｉ添加量の積が０．２０以下の範囲で高い延性比を示し、著しくスポット溶接性が向上することを知見した。
　本発明者らは、さらに、高強度（５４０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳ）を有し、かつ、加工性（高延性と高穴拡げ性）とスポット溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得るべく鋭意検討を重ねたところ、以下のことを見出した。
　Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎの添加量を適正範囲に制御しながら、フェライト相の分率（面積率）と第二相の組織形態を適切に調整し、さらに，Ｃ添加量とＳｉ添加量の積を特定の範囲内に制御することで、スポット溶接性を損なうことなく、高い強度と加工性（延性と穴拡げ性）の向上を達成することができる。
　本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
　（１）成分組成は、質量％でＣ：０．０４％以上０．１０％以下、Ｓｉ：０．７％以上２．３％以下、Ｍｎ：０．８％以上２．０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００８％以下を含有し、かつ、〔Ｃ％〕×〔Ｓｉ％〕≦０．２０（〔Ｃ％〕、〔Ｓｉ％〕はＣ、Ｓｉの含有量（質量％）を示す。）を満たし、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５％未満であり、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を満たすことを特徴とする加工性とスポット溶接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、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）に記載の加工性とスポット溶接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）に記載の加工性とスポット溶接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、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）~（３）のいずれかに記載の加工性とスポット溶接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、Ｓｂ：０．００２％以上０．２％以下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とスポット溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
　（６）　（１）~（５）のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延、酸洗し、必要に応じて冷間圧延した後、６５０℃以上の温度域まで５℃／ｓ以上の平均加熱速度で加熱し、７５０~９００℃の温度域で１５~６００ｓ保持し、冷却した後、４５０~５５０℃の温度域にて１０~２００ｓ保持し、次いで、溶融亜鉛めっきを施した後、５００~６００℃の温度域において、
０．４５≦ｅｘｐ［２００／（４００−Ｔ）］×ｌｎ（ｔ）≦１．０
Ｔ：平均保持温度（℃）、ｔ：保持時間（ｓ）
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とスポット溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　本発明により、高強度（５４０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳ）を有し、かつ、加工性（高延性と高穴拡げ性）とスポット溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造が可能となる。本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板を、例えば、自動車構造部材に適用することにより、一層の乗員の安全性確保や大幅な車体軽量化による燃費改善を図ることができる。
延性比とＣ添加量とＳｉ添加量の積の関係を示す図である。
　以下に、本発明の詳細を説明する。なお、成分元素の含有量を表す「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
　１）成分組成
　Ｃ：０．０４％以上０．１０％以下
　Ｃは、鋼を強化するにあたり重要な元素であり、高い固溶強化能を有するとともに、組織強化を利用する際に、その面積率や硬度を調整するために不可欠な元素である。Ｃ量が０．０４％未満では、必要な強化能を得るのが困難になる。一方、Ｃ量が０．１０％を超えると、溶接性が劣化するともに、マルテンサイトなどの低温変態相が著しく硬化して成形性、特に穴拡げ性の低下を招く。したがって、Ｃ量は０．０４~０．１０％とする。
　Ｓｉ：０．７％以上２．３％以下
　Ｓｉはフェライト生成を促進するとともに、フェライト相の加工硬化能を高めて延性を向上する。また、固溶強化に有効な元素であり強度の上昇に有効である。これらの効果を得るためには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、表面性状の劣化や、めっき密着性の低下を引き起こす。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。
　〔Ｃ％〕×〔Ｓｉ％〕≦０．２０
　ＣとＳｉは、本発明においては複合的に添加量を制御することが極めて重要である。ＣとＳｉはいずれもスポット溶接時の溶融部の硬度を上昇して、溶融部と母材部間での応力集中を促進して溶接部強度を低下させる作用を有する。特に両方の元素を複合で添加させるとこの効果が相乗的に作用し、ある特定の値を超えると溶接部強度が極端に低下する。従って、Ｃ添加量（％）とＳｉ添加量（％）の積を０．２０以下とする。
　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、第二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、第二相中のマルテンサイト面積率が増加し、材質安定性の確保が困難となる。また、近年Ｍｎの合金コストが高騰しているため、コストアップの要因にも繋がる。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：０．０３％以下
　Ｐは、鋼の強化に有効な元素であるが、０．０３％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とともに、溶接時の凝固割れを助長し溶接強度を低下させる。従って、Ｐは０．０３％以下とする。好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１％以下である。
　Ｓ：０．００３％以下
　Ｓは、粒界に偏析して熱間加工時に鋼を脆化させるとともに、硫化物として存在して局部変形能を低下させる。さらに、溶接時の凝固割れを助長し溶接強度を低下させる。そのため、Ｓは０．００３％以下とする。好ましくは０．００２％以下、より好ましくは０．００１％以下である。
　Ａｌ：０．１％以下
　Ａｌは、フェライト生成元素であり、製造時におけるフェライト生成量をコントロールするのに有効な元素である。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。そのため、Ａｌは０．１％以下とする。
　Ｎ：０．００８％以下
　Ｎは、鋼の耐時効性を最も大きく劣化させる元素であり、少ないほど好ましく、０．００８％を超えると耐時効性の劣化が顕著となる。従って、Ｎは０．００８％以下とする。
　残部はＦｅおよび不可避的不純物である。ただし、これらの成分元素に加えて、以下の元素から選ばれる少なくとも１種を必要に応じて添加することができる。
　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、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
　Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏは強度と延性のバランスを向上させ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、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、第二相分率が過大となり著しい強度上昇等の懸念が生じる。また、コストアップの要因にもなる。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。
　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。また、コストアップの要因にもなる。従って、Ｂを添加する場合は０．０００３％以上０．００５０％以下とする。
　Ｎｉ、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。また内部酸化を促進してめっき密着性を向上させる。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。また、コストアップの要因にもなる。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Ｔｉ、Ｎｂ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％を超えると加工性および形状凍結性が低下する。また、コストアップの要因にもなる。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。
　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。
　２）次にミクロ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％以上必要である。強度−延性バランス向上の観点から、パーライト相の面積率を１０％以下とする。
　マルテンサイト相の面積率：５％未満
　良好な材質安定性を確保するために、引張特性（ＴＳ、ＥＬ）に大きく影響を及ぼすマルテンサイト相の面積率は５％未満である必要がある。
　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
　良好な材質安定性を確保するために、第二相の相構成を、材質バラツキの要因となるマルテンサイトの量を低減し、マルテンサイトより軟質なベイニティックフェライトやパーライトの量を多くすること、つまり、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を満たす必要がある。
　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。
　３）次に製造条件について説明する。
　本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、上記の成分組成範囲に適合した成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延、酸洗し、必要に応じて冷間圧延を行い、６５０℃以上の温度域まで５℃／ｓ以上の平均加熱速度で加熱し、７５０~９００℃の温度域で１５~６００ｓ保持し、冷却した後、４５０~５５０℃の温度域にて１０~２００ｓ保持し、次いで、溶融亜鉛めっきを施した後、５００~６００℃の温度域において、
　０．４５≦ｅｘｐ［２００／（４００−Ｔ）］×ｌｎ（ｔ）≦１．０
　Ｔ：平均保持温度（℃）、ｔ：保持時間（ｓ）
（ここで、ｅｘｐ（Ｘ）、ｌｎ（Ｘ）はそれぞれＸの指数関数、自然対数を示す）
を満たす条件で亜鉛めっきの合金化処理を施す方法によって製造できる。以下、詳細に説明する。
　上記の成分組成を有する鋼は、通常公知の工程により、溶製した後、分塊または連続鋳造を経てスラブとし、熱間圧延を経てホットコイルにする。熱間圧延を行うに際しては、スラブを１１００~１３００℃に加熱し、最終仕上げ温度を８５０℃以上で熱間圧延を施し、４００~６５０℃で鋼帯に巻き取ることが好ましい。巻き取り温度が６５０℃を超えた場合、熱延板中の炭化物が粗大化し、このような粗大化した炭化物は焼鈍時の均熱中に溶けきらないため、必要強度を得ることができない場合がある。その後、通常公知の方法で酸洗、脱脂などの予備処理を行った後に、必要に応じて冷間圧延を施す。冷間圧延を行うに際しては、特にその条件を限定する必要はないが、３０％以上の冷間圧延の圧下率で冷間圧延を施すことが好ましい。冷間圧延の圧下率が低いと、フェライトの再結晶が促進されず、未再結晶フェライトが残存し、延性と穴拡げ性が低下する場合があるためである。
　６５０℃以上の温度域まで５℃／ｓ以上の平均加熱速度で加熱
　６５０℃以上の温度域までの平均加熱速度が５℃／ｓ未満の場合、焼鈍中に微細で均一に分散したオーステナイト相が生成されず、最終組織において第二相が局所的に集中して存在する組織が形成され、良好な穴拡げ性の確保が困難である。また、通常よりも長い炉が必要となり、多大なエネルギー消費にともなうコスト増と生産効率の悪化を引き起こす。加熱炉としてＤＦＦ（Ｄｉｒｅｃｔ　Ｆｉｒｅｄ　Ｆｕｒｎａｃｅ）を用いることが好ましい。これは、ＤＦＦによる急速加熱により、内部酸化層を形成させ、Ｓｉ、Ｍｎ等の酸化物の鋼板最表層への濃化を防ぎ、良好なめっき性を確保するためである。
　７５０~９００℃の温度域で１５~６００ｓ保持
　７５０~９００℃の温度域にて、具体的には、オーステナイト単相域、もしくはオーステナイトとフェライトの２相域で、１５~６００ｓ間焼鈍（保持）する。焼鈍温度が７５０℃未満の場合や、保持（焼鈍）時間が１５ｓ未満の場合には、鋼板中の硬質なセメンタイトが十分に溶解しない場合や、フェライトの再結晶が完了しない場合があり、延性や穴拡げ性が低下する。一方、焼鈍温度が９００℃を超える場合には、オーステナイト粒の成長が著しく、冷却後の保持中に生じるベイナイト変態によるベイニティックフェライトの安定確保が困難となり、穴拡げ性が低下する。また、保持（焼鈍）時間が６００ｓを超える場合は、オーステナイトが粗大化し、所望の強度確保が困難となり、また、多大なエネルギー消費にともなうコスト増を引き起こす場合がある。
　４５０~５５０℃の温度域にて１０~２００ｓ保持
　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、第二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。
　その後、鋼板を通常の浴温のめっき浴中に浸入させて溶融亜鉛めっきを行い、ガスワイピングなどで付着量を調整する。さらに、以下の条件で亜鉛めっきの合金化処理を行う。
　５００~６００℃の温度域において、Ｔ：平均保持温度（℃）、ｔ：保持時間（ｓ）が下式；
０．４５≦ｅｘｐ［２００／（４００−Ｔ）］×ｌｎ（ｔ）≦１．０
を満たす条件で亜鉛めっきの合金化処理を行う。
　ｅｘｐ［２００／（４００−Ｔ）］×ｌｎ（ｔ）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、穴拡げ性が低下し、かつ、材質安定性が損なわれる。また、溶融亜鉛めっき層の合金化が不足する。ｅｘｐ［２００／（４００−Ｔ）］×ｌｎ（ｔ）が１．０を超えると、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、また加熱速度が加熱中に変化した場合においても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。
　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よりなる鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にてスラブとした。得られたスラブを１２００℃に加熱後、８７０~９２０℃の仕上温度で板厚３．５ｍｍまで熱間圧延を行い、５２０℃で巻き取った。次いで、得られた熱延板を酸洗した後、表２に示す圧下率で冷間圧延を施し、冷延鋼板を製造した。一部は冷間圧延を実施しなかった。次いで、上記により得られた冷延鋼板または熱延鋼板（酸洗後）を連続溶融亜鉛めっきラインにより、表２に示す製造条件で、焼鈍、溶融亜鉛めっき、合金化の処理を行い、溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。めっき付着量は片面あたり３５~４５ｇ／ｍ２となるように調整した。
　得られた溶融亜鉛めっき鋼板のフェライト、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は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨した後、３％ナイタールで腐食し、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて２０００倍の倍率で１０視野観察し、Ｍｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて画像処理を行い測定した。
　なお、残留オーステナイトの体積率は、Ｍｏ−Ｋα線源を用いた板厚１／４面におけるｂｃｃ鉄の｛２００｝、｛２１１｝、｛２２０｝面のＸ線回折積分強度に対するｆｃｃ鉄の｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝面のＸ線回折積分強度の割合である。
　引張試験は、引張方向を鋼板の圧延方向と直角方向としたＪＩＳ５号試験片を用いて、日本工業規格（ＪＩＳ　Ｚ２２４１）に準拠して行い、ＴＳ（引張強度）とＥＬ（全伸び）を測定した。本発明では、ＴＳ×ＥＬ≧１９０００ＭＰａ・％の場合、延性が良好と判定した。
　穴拡げ試験は、日本鉄鋼連盟規格（ＪＦＳＴ１００１）に準拠して行った。鋼板に直径１０ｍｍの穴を打ち抜いた後、周囲を拘束した状態で６０°円錐のポンチを穴に押し込み、亀裂発生限界における穴直径を測定した。下記の式から、穴拡げ率λ（％）を求め、穴拡げ性（伸びフランジ性）を評価した。
限界穴拡げ率λ（％）＝｛（Ｄｆ−Ｄ０）／Ｄ０｝×１００
Ｄｆは亀裂発生時の穴径（ｍｍ）、Ｄ０は初期穴径（ｍｍ）
本発明では、λ≧７０（％）の場合を良好と判定した。
　スポット溶接およびその評価は日本溶接協会規格（ＷＥＳ７３０１）に準拠して実施した。鋼板の２枚重ねスポット溶接を断面ナゲット径が５．０ｍｍとなる溶接条件で実施し、剪断引張強度と十字引張強度を測定し、延性比（十字引張強度／剪断引張強度）を評価した。本発明では、延性比≧０．５の場合を良好と判定した。評価結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　本発明例の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、いずれもＴＳが５４０ＭＰａ以上であり、延性および穴拡げ性に優れているとともに高いスポット溶接強度を示す。これに対して、比較例の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、延性、穴拡げ性、スポット溶接強度の少なくとも１つの特性が劣る。
　本発明によれば、高強度（５４０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳ）を有し、かつ、加工性（高延性と高穴拡げ性）とスポット溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造が可能となる。本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板を、例えば、自動車構造部材に適用することにより、一層の乗員の安全性確保や大幅な車体軽量化による燃費改善を図ることができる。

Claims (6)

  1. 成分組成は、質量％でＣ：０．０４％以上０．１０％以下、Ｓｉ：０．７％以上２．３％以下、Ｍｎ：０．８％以上２．０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００８％以下を含有し、かつ、〔Ｃ％〕×〔Ｓｉ％〕≦０．２０（〔Ｃ％〕、〔Ｓｉ％〕はＣ、Ｓｉの含有量（質量％）を示す。）を満たし、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５％未満であり、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を満たすことを特徴とする加工性とスポット溶接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、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に記載の加工性とスポット溶接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に記載の加工性とスポット溶接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、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１~３のいずれかに記載の加工性とスポット溶接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、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１~４のいずれかに記載の加工性とスポット溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  6. 請求項１~５のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延、酸洗し、必要に応じて冷間圧延した後、６５０℃以上の温度域まで５℃／ｓ以上の平均加熱速度で加熱し、７５０~９００℃の温度域で１５~６００ｓ保持し、冷却した後、４５０~５５０℃の温度域にて１０~２００ｓ保持し、次いで、溶融亜鉛めっきを施した後、５００~６００℃の温度域において、
    ０．４５≦ｅｘｐ［２００／（４００−Ｔ）］×ｌｎ（ｔ）≦１．０
    Ｔ：平均保持温度（℃）、ｔ：保持時間（ｓ）
    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とスポット溶接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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