JP2012077317A - 疲労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
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Abstract
【課題】打抜き穴加工での疲労特性に優れた引張強度590MPa以上の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。
【解決手段】組織として、平均粒径が15μm以下で面積率が60%以上のフェライト相と、面積率が5〜40%のマルテンサイト相を有し、亜鉛めっき層直下の下地鋼板表面から鋼板側深さ方向100μm以内の鋼板表層部に生成したFe、Si、Mn、Al、P、Nb、Tiの中から選ばれる一種以上の酸化物が、片面あたり0.060g/m2未満である。製造するにあたっては、連続式溶融亜鉛めっき処理では、700〜900℃の温度で均熱し、700℃以上の温度域での雰囲気の露点を-40℃以下とする。
【選択図】なし
【解決手段】組織として、平均粒径が15μm以下で面積率が60%以上のフェライト相と、面積率が5〜40%のマルテンサイト相を有し、亜鉛めっき層直下の下地鋼板表面から鋼板側深さ方向100μm以内の鋼板表層部に生成したFe、Si、Mn、Al、P、Nb、Tiの中から選ばれる一種以上の酸化物が、片面あたり0.060g/m2未満である。製造するにあたっては、連続式溶融亜鉛めっき処理では、700〜900℃の温度で均熱し、700℃以上の温度域での雰囲気の露点を-40℃以下とする。
【選択図】なし
Description
本発明は、自動車部品等の用途に好適な疲労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に関するものである。
近年、地球環境保全の観点からCO2などの排気ガスを低減化する試みが進められている。自動車産業では車体を軽量化して燃費を向上させることにより、排気ガス量を低下させる対策が図られている。
車体軽量化の手法のひとつとして、自動車に使用されている鋼板を高強度化することで板厚を薄肉化する手法が挙げられる。また、フロア周りに使用される鋼板には高強度化による薄肉化とともに防錆性が求められており、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の適用が検討されている。さらに、フロア周りの部品は足回り部品（ロアアーム等）と同様に走行中に強い振動を受けるため振動に対する高い耐久性が求められ、鋼板には優れた疲労強度が要求される。
車体軽量化の手法のひとつとして、自動車に使用されている鋼板を高強度化することで板厚を薄肉化する手法が挙げられる。また、フロア周りに使用される鋼板には高強度化による薄肉化とともに防錆性が求められており、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の適用が検討されている。さらに、フロア周りの部品は足回り部品（ロアアーム等）と同様に走行中に強い振動を受けるため振動に対する高い耐久性が求められ、鋼板には優れた疲労強度が要求される。
フロア周りの部品は車体組み立て後のめっきおよび化成処理性を確保するため、打抜き穴あけ加工を施される場合が多く、応力集中部である打抜き穴加工を施された部位の疲労特性は平滑材の疲労特性より劣化することが知られている。このため、打抜き穴加工での疲労特性の向上が求められている。
このような要求に対して、例えば、特許文献1には、成分組成を適正範囲に調整し、組織を、フェライト相を主相としマルテンサイト相またはマルテンサイト相および残留オーステナイト相を第2相とする複合組織とし、フェライト相におけるCu粒子のサイズを規定した疲労特性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法が提案されている。
特許文献2には、成分組成を適正範囲に調整し、フェライト相、ベイナイト相、残留オーステナイト相、マルテンサイト相の複合組織とし、フェライト相のCu粒子サイズを最適化した疲労特性に優れた加工用高強度冷延鋼板およびその製造方法が提案されている。
しかしながら、特許文献1、特許文献2で開示された技術は、切欠き付きの平面曲げ疲労試験片で疲労強度を評価しており、試験片は機械加工された端面であり、打抜き穴加工で導入される端面の初期亀裂が疲労強度に及ぼす影響については何ら考慮されていない。
特許文献3には、成分組成を適正範囲に調整し、アルミナ系酸化物、窒化チタンを抑制し、組織をベイニティック・フェライト主相とした打抜き端面の疲労特性と伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法が提案されている。
しかしながら、特許文献3では、打抜き穴端面を考慮した疲労特性について評価しているものの、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の打ち抜き端面を考慮した疲労特性については何ら触れられていない。
本発明は、かかる事情に鑑みてなされたものであって、打抜き穴加工での疲労特性に優れた引張強度が590MPa以上の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。
本発明者らは、上記した目的を達成するために、打抜き穴加工後の疲労特性について鋭意検討を進めた。その結果、成分組成を適正範囲に調整し、金属組織、製造条件（特に連続式溶融亜鉛めっき処理工程の製造条件）を適切に制御することが極めて重要であることを見出した。そして、平均粒径が15μm以下で面積率が60%以上のフェライト相と、面積率が5〜40%のマルテンサイト相を有する金属組織とすること、および、亜鉛めっき層直下の下地鋼板表面から鋼板側深さ方向100μm以内の鋼板表層部に生成したFe、Si、Mn、Al、P、Nb、Tiの中から選ばれる一種以上の酸化物（以下、内部酸化量と称することもある）が、片面あたり0.060g/m2未満とすることで打抜き穴加工後の疲労特性が向上することを見出した。
本発明は上記知見に基づくものであり、特徴は以下の通りである。
［1］成分組成として、質量%で、C：0.03〜0.15%、Si：2.00%以下、Mn：1.0〜2.5%、P：0.050%以下、S：0.0100%以下、Al：0.050%以下、N：0.0050%以下、Ti：0.010〜0.100%、Nb：0.010〜0.100%、Sb：0.0010〜0.0100%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、組織として、平均粒径が15μm以下で面積率が60%以上のフェライト相と、面積率が5〜40%のマルテンサイト相を有し、亜鉛めっき層直下の下地鋼板表面から鋼板側深さ方向100μm以内の鋼板表層部に生成したFe、Si、Mn、Al、P、Nb、Tiの中から選ばれる一種以上の酸化物が、片面あたり0.060g/m2未満であることを特徴とする疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［2］前記［1］において、成分組成として、質量%で、さらに、Cr：0.05〜0.80%、V：0.01〜0.10%、Cu：0.01〜0.10%、Ni：0.01〜0.10%、Sn：0.001〜0.010%、Mo：0.01〜0.50%、Ta：0.001〜0.010%の中から選ばれる1種以上の元素を含有することを特徴とする疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［3］前記［1］または前記［2］に記載の成分組成を有する鋼素材に対し、Ar3点以上の温度で仕上げ圧延し、600℃以下の温度で巻取り、酸洗後、連続式溶融亜鉛めっき処理を行うにあたり、前記連続式溶融亜鉛めっき処理では、700〜900℃の温度で均熱し、700℃以上の温度域での雰囲気の露点を-40℃以下として焼鈍し、1〜50℃/秒の平均冷却速度で600℃以下に冷却したのち、溶融亜鉛めっき処理することを特徴とする疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［4］前記［1］または前記［2］に記載の成分組成を有する鋼素材に対し、Ar3点以上の温度で仕上げ圧延し、600℃以下の温度で巻取り、酸洗後、40%以上の圧下率で冷間圧延し、次いで、連続式溶融亜鉛めっき処理を行うにあたり、前記連続式溶融亜鉛めっき処理では、700〜900℃の温度で均熱し、700℃以上の温度域での雰囲気の露点を-40℃以下として焼鈍し、1〜50℃/秒の平均冷却速度で600℃以下に冷却したのち、溶融亜鉛めっき処理することを特徴とする疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［5］前記［3］または前記［4］において、前記溶融亜鉛めっき処理後、さらに合金化処理を施すことを特徴とする疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［1］成分組成として、質量%で、C：0.03〜0.15%、Si：2.00%以下、Mn：1.0〜2.5%、P：0.050%以下、S：0.0100%以下、Al：0.050%以下、N：0.0050%以下、Ti：0.010〜0.100%、Nb：0.010〜0.100%、Sb：0.0010〜0.0100%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、組織として、平均粒径が15μm以下で面積率が60%以上のフェライト相と、面積率が5〜40%のマルテンサイト相を有し、亜鉛めっき層直下の下地鋼板表面から鋼板側深さ方向100μm以内の鋼板表層部に生成したFe、Si、Mn、Al、P、Nb、Tiの中から選ばれる一種以上の酸化物が、片面あたり0.060g/m2未満であることを特徴とする疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［2］前記［1］において、成分組成として、質量%で、さらに、Cr：0.05〜0.80%、V：0.01〜0.10%、Cu：0.01〜0.10%、Ni：0.01〜0.10%、Sn：0.001〜0.010%、Mo：0.01〜0.50%、Ta：0.001〜0.010%の中から選ばれる1種以上の元素を含有することを特徴とする疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［3］前記［1］または前記［2］に記載の成分組成を有する鋼素材に対し、Ar3点以上の温度で仕上げ圧延し、600℃以下の温度で巻取り、酸洗後、連続式溶融亜鉛めっき処理を行うにあたり、前記連続式溶融亜鉛めっき処理では、700〜900℃の温度で均熱し、700℃以上の温度域での雰囲気の露点を-40℃以下として焼鈍し、1〜50℃/秒の平均冷却速度で600℃以下に冷却したのち、溶融亜鉛めっき処理することを特徴とする疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［4］前記［1］または前記［2］に記載の成分組成を有する鋼素材に対し、Ar3点以上の温度で仕上げ圧延し、600℃以下の温度で巻取り、酸洗後、40%以上の圧下率で冷間圧延し、次いで、連続式溶融亜鉛めっき処理を行うにあたり、前記連続式溶融亜鉛めっき処理では、700〜900℃の温度で均熱し、700℃以上の温度域での雰囲気の露点を-40℃以下として焼鈍し、1〜50℃/秒の平均冷却速度で600℃以下に冷却したのち、溶融亜鉛めっき処理することを特徴とする疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［5］前記［3］または前記［4］において、前記溶融亜鉛めっき処理後、さらに合金化処理を施すことを特徴とする疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
なお、本発明において、高強度とは、引張強度TSが590ＭＰa以上である。また、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、亜鉛めっきの下地鋼板として冷延鋼板、熱延鋼板のいずれも含むものであり、溶融亜鉛めっき処理後合金化処理を施さないめっき鋼板（以下、GIと称することもある）、合金化処理を施すめっき鋼板（以下、GAと称することもある）のいずれも含むものである。
本発明によれば、疲労特性に優れた引張強度が590MPa以上の高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
以下、本発明について具体的に説明する。なお、以下の説明において、鋼成分組成の各元素の含有量の単位は「質量%」であり、以下、特に断らない限り単に「%」で示す。
先ず、本発明で最も重要な要件である、めっき層直下の下地鋼板表面の構造と疲労強度について説明する。
本発明を完成するに至った実験研究の成果について説明する。質量%で、C：0.09%、Si：0.55%、Mn：1.55%、P：0.025%、S：0.0007%、Al：0.035%、N：0.0025%、Ti：0.015%、Nb：0.03%、Sb：0.0015%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブに対し、粗圧延、7パスの仕上げ圧延からなる熱間圧延を行い、板厚3.6mmの熱延鋼板とした。ここで、仕上げ圧延温度は850℃（Ar3点：758℃）、巻取温度は570℃とした。次に、得られた熱延鋼板に対して酸洗後、冷間圧延（圧下率：61%、板厚：1.4mm）、連続式溶融亜鉛めっき処理を施して板厚1.4mmの供試材とした。連続式溶融亜鉛めっき処理は、均熱温度を800℃とし、焼鈍炉内の露点を-30〜-60℃まで変化させた。
以上により得られた供試材について、金属組織観察、内部酸化量を調査するとともに引張特性および打抜き加工後の疲労特性を評価した。
本発明を完成するに至った実験研究の成果について説明する。質量%で、C：0.09%、Si：0.55%、Mn：1.55%、P：0.025%、S：0.0007%、Al：0.035%、N：0.0025%、Ti：0.015%、Nb：0.03%、Sb：0.0015%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブに対し、粗圧延、7パスの仕上げ圧延からなる熱間圧延を行い、板厚3.6mmの熱延鋼板とした。ここで、仕上げ圧延温度は850℃（Ar3点：758℃）、巻取温度は570℃とした。次に、得られた熱延鋼板に対して酸洗後、冷間圧延（圧下率：61%、板厚：1.4mm）、連続式溶融亜鉛めっき処理を施して板厚1.4mmの供試材とした。連続式溶融亜鉛めっき処理は、均熱温度を800℃とし、焼鈍炉内の露点を-30〜-60℃まで変化させた。
以上により得られた供試材について、金属組織観察、内部酸化量を調査するとともに引張特性および打抜き加工後の疲労特性を評価した。
金属組織の観察は、圧延方向平行断面の板厚1/4位置を研磨・ナイタール腐食後、断面3箇所、各箇所で1000倍の倍率で10視野（合計30視野）にわたり走査型電子顕微鏡（SEM）で観察し、その画像をMedia Cybernetics社製の画像解析ソフト“Image Pro Plus ver.4.0”を使用した画像解析処理により測定した。すなわち、画像解析でフェライト相、パーライト相、セメンタイト相、マルテンサイト相、ベイナイト相を分別して、フェライト相の平均粒径、フェライト相の面積率、マルテンサイト相の面積率を求めた。フェライト相の平均粒径は、フェライト粒の面積を画像処理により求め、各々の視野における面積円相当径を算出し、それらの値を平均（30視野）して求めた。具体的には、SEM画像を解析ソフトにデジタルデータ取り込みし、2値化して、面積円相当径を求めた。フェライト相の面積率およびマルテンサイト相の面積率は、各々の相をデジタル画像上で分別し、画像処理し、測定視野ごとに各々の相の面積率を求めた。これらの値を平均（30視野）して各々の面積率とした。
内部酸化量は、「インパルス炉溶融-赤外線吸収法」により測定した。ただし、素材（すなわち焼鈍を施す前の高強度鋼板）に含まれる酸素量を差し引く必要があるので、本発明では、連続式溶融亜鉛めっき処理後の高強度鋼板の両面の表層部をそれぞれ100μm研磨して鋼中酸素濃度を測定し、その測定値を素材に含まれる酸素量OHとし、また、連続式溶融亜鉛めっき処理後の高強度鋼板の板厚方向全体での鋼中酸素濃度を測定して、その測定値を内部酸化後の酸素量OIとした。このようにして得られた高強度鋼板の内部酸化後の酸素量OIと、素材に含まれる酸素量OHとを用いて、OIとOHの差（＝OI-OH）を算出し、さらに片面単位面積（すなわち1m2）当たりの量に換算した値（g/m2）を内部酸化量とした。また、酸化物組成については、走査型電子顕微鏡（SEM）に取り付けたエネルギー分散型X線分光器（EDS)を用いて、めっき層直下の下地鋼板表面から鋼板側深さ方向100μmまでの鋼板表層部を1視野あたり3000倍の視野で観察し、酸化物組成を同定した。これを30視野行ない、検出された元素を観察サンプルの酸化物組成とした。
本実験では連続式溶融亜鉛めっき処理の条件に応じて亜鉛めっき層直下の下地鋼板表面から鋼板側深さ方向100μm以内の鋼板表層部に生成した内部酸化量が変化した。ここで何れの条件においてもフェライト相の平均粒径は15μm以下、フェライト相の面積率は60%以上、マルテンサイト相の面積率5〜40%であり、マルテンサイト相とフェライト相の合計面積率は95%以上であった。
得られた供試材から打抜き加工後の疲労特性を評価するため疲労試験用の試験板（大きさ：50mm×260mm）を採取し、45mm×250mm、平行部巾：30mm、R：100mmの引張疲労試験片を作製し、試験片の中心に10mmφの穴をクリアランス10%で打抜き加工した。その後、（株）島津製作所製サーボパルサーで応力比0.1、繰返しサイクル数20Hz、最大応力一定で引張疲労試験を繰返し回数2×106まで実施し、2×106での疲労強度を求めた。同様の試験を3回実施して、平均の疲労強度を求めた。
引張強度は、JIS5号引張試験片を採取し、JIS Z2241に準拠して引張試験を実施した。引張試験は破断まで実施して、引張強度を求めた。同様の試験を各試料につき2回実施して、平均値を求め、その試料の引張強度とした。
得られた結果を図1に示す。
得られた結果を図1に示す。
図1において、何れの鋼板も、組織は、フェライト相の平均粒径は15μm以下、フェライト相の面積率は60%以上、マルテンサイト相の面積率は5〜40%であり、引張強度は590MPa以上であった。図1に示すように、溶融亜鉛めっき層直下の下地鋼板表面から鋼板側深さ方向100μm以内の鋼板表層部に生成した内部酸化量が、片面あたり0.060g/m2未満となると、繰返し回数2×106における疲労強度が向上し、良好な疲労特性となることが分かる。
次いで、本発明の疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の鋼の成分組成について説明する。
C：0.03〜0.15%
Cは、所望の強度を確保するために必須の元素であり、そのためには0.03%以上必要である。一方、0.15%を超えて添加すると打抜き加工での穴あけで穴端面が過度に硬化して、疲労強度が低下する。したがって、Cは0.03%以上0.15%以下とする。
C：0.03〜0.15%
Cは、所望の強度を確保するために必須の元素であり、そのためには0.03%以上必要である。一方、0.15%を超えて添加すると打抜き加工での穴あけで穴端面が過度に硬化して、疲労強度が低下する。したがって、Cは0.03%以上0.15%以下とする。
Si：2.00%以下
Siは、鋼を強化するために有効な元素であるが、添加量が2.00%超えとなると焼鈍後にフェライト粒径が過度に成長し、所望の強度が得られなくなる。また、フェライト相とマルテンサイト相の硬度差が大きくなるため、打抜き加工で発生した微細亀裂の伝播が速くなり打抜き加工後の疲労強度が低下する。従って、Siは2.00%以下とする。
Siは、鋼を強化するために有効な元素であるが、添加量が2.00%超えとなると焼鈍後にフェライト粒径が過度に成長し、所望の強度が得られなくなる。また、フェライト相とマルテンサイト相の硬度差が大きくなるため、打抜き加工で発生した微細亀裂の伝播が速くなり打抜き加工後の疲労強度が低下する。従って、Siは2.00%以下とする。
Mn：1.0〜2.5%
Mnは、Cと同様に所望の強度を確保するために必須の元素である。所望の強度を確保するためには下限を1.0%とする必要がある。一方、2.5%を超えて過剰に添加すると、Cの過剰添加と同様に穴端面で加工により過度に硬化し、疲労強度が低下する。従って、Mnは1.0%以上2.5%以下とする。
Mnは、Cと同様に所望の強度を確保するために必須の元素である。所望の強度を確保するためには下限を1.0%とする必要がある。一方、2.5%を超えて過剰に添加すると、Cの過剰添加と同様に穴端面で加工により過度に硬化し、疲労強度が低下する。従って、Mnは1.0%以上2.5%以下とする。
P：0.050%以下
Pは、鋼の強化に有効な元素であるが、添加量が0.050%を超えると熱間圧延で生成される表面酸化層（スケール）の剥離が過多となり、めっき後の表面性状が劣化する。従って、Pは0.050%以下とする。
Pは、鋼の強化に有効な元素であるが、添加量が0.050%を超えると熱間圧延で生成される表面酸化層（スケール）の剥離が過多となり、めっき後の表面性状が劣化する。従って、Pは0.050%以下とする。
S：0.0100%以下
Sは、添加量が0.0100%を超えるとMnSなどの非金属介在物が増加し、打抜き加工での穴端面が割れやすくなり、疲労強度が低下する。このため、Sは0.0100%以下とする。
Sは、添加量が0.0100%を超えるとMnSなどの非金属介在物が増加し、打抜き加工での穴端面が割れやすくなり、疲労強度が低下する。このため、Sは0.0100%以下とする。
Al：0.050%以下
Alは、鋼の脱酸のために0.010%以上添加することが好ましい。一方、0.050%を超えるとめっき後の表面外観が著しく劣化するため、上限は0.050%とする。
Alは、鋼の脱酸のために0.010%以上添加することが好ましい。一方、0.050%を超えるとめっき後の表面外観が著しく劣化するため、上限は0.050%とする。
N：0.0050%以下
Nは、通常の鋼に含有される量である0.0050%以下であれば本発明の効果を損なわない。従って、Nは0.0050%以下とする。
Nは、通常の鋼に含有される量である0.0050%以下であれば本発明の効果を損なわない。従って、Nは0.0050%以下とする。
Ti：0.010〜0.100%、Nb：0.010〜0.100%
Ti、Nbは、組織の微細化や析出強化により鋼を高強度化する目的で添加する。所望の強度を確保するためには各々の元素の下限を0.010%とする。一方、各々の元素が0.100%を超えて過剰に添加すると、過度に硬化し、打抜き加工時に打抜きが困難になる。あるいは、打抜き加工後の穴の端面に亀裂が発生し、疲労強度が低下する。従って、Tiは0.010%以上0.100%以下、Nbは0.010%以上0.100%以下とする。
Ti、Nbは、組織の微細化や析出強化により鋼を高強度化する目的で添加する。所望の強度を確保するためには各々の元素の下限を0.010%とする。一方、各々の元素が0.100%を超えて過剰に添加すると、過度に硬化し、打抜き加工時に打抜きが困難になる。あるいは、打抜き加工後の穴の端面に亀裂が発生し、疲労強度が低下する。従って、Tiは0.010%以上0.100%以下、Nbは0.010%以上0.100%以下とする。
Sb：0.0010〜0.0100%
Sbは、スラブ加熱時の表層酸化抑制を通して、巻取り後の表面酸化を抑制し、溶融亜鉛めっき層直下の下地鋼板表面から鋼板側深さ方向100μm以内の鋼板表層部に生成する内部酸化量を低減させるのに有効な元素である。Sb量が0.0010%未満では表面酸化の抑制効果が不十分である。また、表面酸化抑制効果はSb量が0.0100%超で飽和する傾向にある。しがたって、Sb量は0.0010%以上0.0100%以下、好ましくは0.0040%以上0.0080%以下とする。
Sbは、スラブ加熱時の表層酸化抑制を通して、巻取り後の表面酸化を抑制し、溶融亜鉛めっき層直下の下地鋼板表面から鋼板側深さ方向100μm以内の鋼板表層部に生成する内部酸化量を低減させるのに有効な元素である。Sb量が0.0010%未満では表面酸化の抑制効果が不十分である。また、表面酸化抑制効果はSb量が0.0100%超で飽和する傾向にある。しがたって、Sb量は0.0010%以上0.0100%以下、好ましくは0.0040%以上0.0080%以下とする。
残部はFeおよび不可避的不純物である。
上記した成分が基本組成であるが、本発明では上記した基本組成に加えて、Cr、V、Cu、Ni、Sn、Mo、Ta中から選ばれる1種以上の元素を含有することができる。
上記した成分が基本組成であるが、本発明では上記した基本組成に加えて、Cr、V、Cu、Ni、Sn、Mo、Ta中から選ばれる1種以上の元素を含有することができる。
Cr：0.05〜0.80%、V：0.01〜0.10%、Cu：0.01〜0.10%、Ni：0.01〜0.10% 、Sn：0.001〜0.010%、Mo：0.01〜0.50%、Ta：0.001〜0.010%
Cr、Vは、鋼の焼入れ性を向上させ、高強度化する目的で添加することができる。Cu、Ni、Sn、Taは強度に寄与する元素であり、鋼の強化の目的で添加することができる。Moは鋼の焼入れ強化に有効な元素であり高強度化する目的で添加することができる。それぞれの元素の下限は、所望の効果が得られる最低限の量であり、また、上限は効果が飽和する量である。以上より、添加する場合は、Crは0.05%以上0.80%以下、Vは0.01%以上0.10%以下、Cuは0.01%以上0.10%以下、Niは0.01%以上0.10%以下 、Snは0.001%以上0.010%以下、Moは0.01%以上0.50%以下、Taは0.001%以上0.010%以下とする。
Cr、Vは、鋼の焼入れ性を向上させ、高強度化する目的で添加することができる。Cu、Ni、Sn、Taは強度に寄与する元素であり、鋼の強化の目的で添加することができる。Moは鋼の焼入れ強化に有効な元素であり高強度化する目的で添加することができる。それぞれの元素の下限は、所望の効果が得られる最低限の量であり、また、上限は効果が飽和する量である。以上より、添加する場合は、Crは0.05%以上0.80%以下、Vは0.01%以上0.10%以下、Cuは0.01%以上0.10%以下、Niは0.01%以上0.10%以下 、Snは0.001%以上0.010%以下、Moは0.01%以上0.50%以下、Taは0.001%以上0.010%以下とする。
また、めっき性を大きく変化させることなく、硫化物系介在物の形態を制御する作用を有し、これにより加工性の向上に有効に寄与するREMを0.0001%以上0.1%以下の範囲で含有することもできる。
次に、本発明の疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の組織限定理由について説明する。
本発明では、鋼の組織として、平均粒径が15μm以下で面積率が60%以上のフェライト相と、面積率が5〜40%のマルテンサイト相を有し、亜鉛めっき層直下の下地鋼板表面から鋼板側深さ方向100μm以内の鋼板表層部に生成したFe、Si、Mn、Al、P、Nb、Tiの中から選ばれる一種以上の酸化物が片面あたり0.060g/m2未満に制御する必要がある。
このような組織とすることで打抜き穴加工後の疲労特性が向上する。
このような組織とすることで打抜き穴加工後の疲労特性が向上する。
打抜き穴加工後の端面近傍の鋼板表層では、加工により微細な亀裂が生成し、引張疲労試験中に亀裂が進展し、破断に至る。特に、亜鉛めっき層直下の下地鋼板表面から鋼板側深さ方向100μm以内の鋼板表層部に生成した酸化物を起点に発生した亀裂が疲労強度に強く影響を及ぼす。すなわち、内部酸化量が片面あたり0.060g/m2以上となると疲労試験前の打抜き加工で導入された微細な亀裂が繰返し引張疲労試験中に早期に伝播、連結されるため、疲労強度が低下する。このため、本発明では、亜鉛めっき層直下の下地鋼板表面から鋼板側深さ方向100μm以内の鋼板表層部に生成したFe、Si、Mn、Al、P、Nb、Tiの中から選ばれる一種以上の酸化物（内部酸化量）を片面あたり0.060g/m2未満に限定する。
マルテンサイト相の面積率が40%を超えた場合、または、5%未満の場合は、片面あたりの内部酸化量が0.060g/m2未満であっても、フェライト相とマルテンサイト相の硬度差が大きくなるため、打抜き加工で発生した微細亀裂の伝播が速くなり繰返し引張疲労試験中の疲労強度が低下する。したがって、マルテンサイト相の面積率は5%以上40%以下とする。
さらに、フェライト相の平均粒径および面積率の制御も重要である。フェライト相の平均粒径を15μm以下、面積率を60%以上とし、フェライト相とマルテンサイト相の組織を均一化させることで引張疲労試験において打抜き穴加工時に発生した微細な亀裂が伝播するのを抑制し、疲労強度が向上する。
なお、面積率が60%以上のフェライト相と、面積率が5〜40%のマルテンサイト相のほかに、面積率で5%以内であればセメンタイト相、ベイナイト相、パーライト相を含むことができる。
なお、面積率が60%以上のフェライト相と、面積率が5〜40%のマルテンサイト相のほかに、面積率で5%以内であればセメンタイト相、ベイナイト相、パーライト相を含むことができる。
次に、疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。
上記した成分組成を有する溶鋼を、転炉等の常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造法等の常用の鋳造方法で鋼素材（スラブ）とする。
次いで、得られた鋼素材に対し、加熱し圧延して熱延板とする熱間圧延を施す。この時、
熱間圧延は、仕上圧延の終了温度をAr3点以上とし、600℃以下の温度で巻取ることとする。
熱間圧延は、仕上圧延の終了温度をAr3点以上とし、600℃以下の温度で巻取ることとする。
仕上圧延の終了温度：Ar3点以上
仕上圧延の終了温度が、Ar3点未満となると、鋼板表層部にフェライト相が生成し、その加工ひずみによるフェライト相の粗大化等により、板厚方向の組織が不均一となり、冷間圧延および連続式溶融亜鉛めっき処理後の組織においてフェライト相の面積率を60%以上に制御できない。従って、仕上圧延の終了温度はAr3点以上とする。なお、Ar3点は次式(1)から計算できるが、実際に測定した温度を用いてもよい。
Ar3=910 - 310×[C] - 80×[Mn] + 0.35×(t-0.8) ・・・(1)
ここで[M]は元素Mの含有量(質量%)を、tは板厚（mm）を表す。なお、含有元素に応じて、補正項を導入してもよく、例えば、Cu、Cr、Ni、Moが含有される場合には、- 20×[Cu]、- 15×[Cr]、- 55×[Ni]、 -80×[Mo]といった補正項を式(1)の右辺に加えてもよい。
仕上圧延の終了温度が、Ar3点未満となると、鋼板表層部にフェライト相が生成し、その加工ひずみによるフェライト相の粗大化等により、板厚方向の組織が不均一となり、冷間圧延および連続式溶融亜鉛めっき処理後の組織においてフェライト相の面積率を60%以上に制御できない。従って、仕上圧延の終了温度はAr3点以上とする。なお、Ar3点は次式(1)から計算できるが、実際に測定した温度を用いてもよい。
Ar3=910 - 310×[C] - 80×[Mn] + 0.35×(t-0.8) ・・・(1)
ここで[M]は元素Mの含有量(質量%)を、tは板厚（mm）を表す。なお、含有元素に応じて、補正項を導入してもよく、例えば、Cu、Cr、Ni、Moが含有される場合には、- 20×[Cu]、- 15×[Cr]、- 55×[Ni]、 -80×[Mo]といった補正項を式(1)の右辺に加えてもよい。
巻取温度：600℃以下
巻取温度が600℃を超えるとパーライト相の面積率が増加し、連続式溶融亜鉛めっき処理後の鋼板において、マルテンサイト相の面積率が40%超の組織となり、疲労特性が低下する。したがって、巻取温度は600℃以下とする。なお、熱延板の形状が劣化するため巻取温度は200℃以上とすることが好ましい。
巻取温度が600℃を超えるとパーライト相の面積率が増加し、連続式溶融亜鉛めっき処理後の鋼板において、マルテンサイト相の面積率が40%超の組織となり、疲労特性が低下する。したがって、巻取温度は600℃以下とする。なお、熱延板の形状が劣化するため巻取温度は200℃以上とすることが好ましい。
次いで、酸洗後、或いはさらに40%以上の圧下率で冷間圧延を行なう。
酸洗工程では、表面に生成した黒皮スケールを除去する。なお、酸洗条件は特に限定しない。
冷間圧延の圧下率：40%以上
冷間圧延の圧下率が40%未満となるとフェライト相の再結晶が進行しにくくなり、連続式溶融亜鉛めっき処理後の組織においてフェライト相とマルテンサイト相が均一に分散しなくなり、打抜き時に発生した打抜き端面の微細な亀裂が進展し、疲労強度が低下する。よって、冷間圧延の圧下率は40%以上とする。
酸洗工程では、表面に生成した黒皮スケールを除去する。なお、酸洗条件は特に限定しない。
冷間圧延の圧下率：40%以上
冷間圧延の圧下率が40%未満となるとフェライト相の再結晶が進行しにくくなり、連続式溶融亜鉛めっき処理後の組織においてフェライト相とマルテンサイト相が均一に分散しなくなり、打抜き時に発生した打抜き端面の微細な亀裂が進展し、疲労強度が低下する。よって、冷間圧延の圧下率は40%以上とする。
次いで、連続式溶融亜鉛めっき処理を行う。この時、700〜900℃の温度で均熱し、700℃以上の温度域での雰囲気の露点を-40℃以下として焼鈍し、1〜50℃/秒の平均冷却速度で600℃以下に冷却したのち、溶融亜鉛めっき処理する。
均熱温度は、所望のマルテンサイト相の面積率を得るために700℃以上が必要である。900℃を超えるとフェライト相の平均粒径が大きくなり所望の特性が得られなくなる。700℃以上の温度域での雰囲気の露点を-40℃以下とすることで、連続式溶融亜鉛めっき処理中の焼鈍工程での酸素ポテンシャルが低下し、それに伴い易酸化性元素であるSiやMn等の鋼板表層部における活量が低下する。そして、これらの元素の外部酸化および内部酸化が抑制され、その結果、溶融亜鉛めっき層直下の下地鋼板表面から鋼板側深さ方向100μm以内の鋼板表層部に生成する内部酸化量が低減し、疲労特性が改善されることになる。雰囲気の露点が-40℃超えでは、内部酸化量が増加する。
雰囲気の露点を-40℃以下となるように制御するにあたっては、通常の露点は-40℃より高いので、炉内の水分を吸収剤で吸収除去する等により-40℃以下の露点とする。
雰囲気の露点の下限は、特に規定しないが、-80℃未満は効果が飽和し、コスト面で不利になるため、-80℃以上が望ましい。雰囲気の露点を制御する温度域が700℃未満の場合は、Si、Mnの表面濃化や内部酸化が起こらないため、雰囲気の露点を制御する温度域は700℃以上とする。上限は特に規定しないが、900℃を超えると焼鈍炉内のロールの劣化やコスト増大の観点で不利となるため、900℃以下が好ましい。
焼鈍炉内雰囲気の水素濃度が1vol%未満では還元による活性化効果が得られず耐めっき剥離性が劣化する。上限は特に規定しないが、50vol%超えではコストアップし、かつ効果が飽和する。よって、水素濃度は1vol%以上50vol%以下が好ましい。なお、焼鈍炉内の気体成分は、水素以外には窒素と不可避不純物気体からなる。本発明効果を損するものでなければ他の気体成分を含有してもよい。
前記の条件にて焼鈍したのち、1〜50℃/秒の平均冷却速度で600℃以下に冷却する。これはパーライトを生成させず、かつ微細なフェライトを析出させるためである。平均冷却速度が1℃/秒未満ではパーライトが生成したりフェライト粒径が大きくなる。平均冷却速度が50℃/秒を超えるとマルテンサイトの面積率が40%を超える。また、上記平均冷却速度で冷却する温度を600℃以下とするのは、600℃を超える温度ではパーライト相の面積率が増加し、疲労特性が低下するためである。このため、1〜50℃/秒の平均冷却速度で600℃以下に冷却する。
次いで、溶融亜鉛めっき処理する。
均熱温度は、所望のマルテンサイト相の面積率を得るために700℃以上が必要である。900℃を超えるとフェライト相の平均粒径が大きくなり所望の特性が得られなくなる。700℃以上の温度域での雰囲気の露点を-40℃以下とすることで、連続式溶融亜鉛めっき処理中の焼鈍工程での酸素ポテンシャルが低下し、それに伴い易酸化性元素であるSiやMn等の鋼板表層部における活量が低下する。そして、これらの元素の外部酸化および内部酸化が抑制され、その結果、溶融亜鉛めっき層直下の下地鋼板表面から鋼板側深さ方向100μm以内の鋼板表層部に生成する内部酸化量が低減し、疲労特性が改善されることになる。雰囲気の露点が-40℃超えでは、内部酸化量が増加する。
雰囲気の露点を-40℃以下となるように制御するにあたっては、通常の露点は-40℃より高いので、炉内の水分を吸収剤で吸収除去する等により-40℃以下の露点とする。
雰囲気の露点の下限は、特に規定しないが、-80℃未満は効果が飽和し、コスト面で不利になるため、-80℃以上が望ましい。雰囲気の露点を制御する温度域が700℃未満の場合は、Si、Mnの表面濃化や内部酸化が起こらないため、雰囲気の露点を制御する温度域は700℃以上とする。上限は特に規定しないが、900℃を超えると焼鈍炉内のロールの劣化やコスト増大の観点で不利となるため、900℃以下が好ましい。
焼鈍炉内雰囲気の水素濃度が1vol%未満では還元による活性化効果が得られず耐めっき剥離性が劣化する。上限は特に規定しないが、50vol%超えではコストアップし、かつ効果が飽和する。よって、水素濃度は1vol%以上50vol%以下が好ましい。なお、焼鈍炉内の気体成分は、水素以外には窒素と不可避不純物気体からなる。本発明効果を損するものでなければ他の気体成分を含有してもよい。
前記の条件にて焼鈍したのち、1〜50℃/秒の平均冷却速度で600℃以下に冷却する。これはパーライトを生成させず、かつ微細なフェライトを析出させるためである。平均冷却速度が1℃/秒未満ではパーライトが生成したりフェライト粒径が大きくなる。平均冷却速度が50℃/秒を超えるとマルテンサイトの面積率が40%を超える。また、上記平均冷却速度で冷却する温度を600℃以下とするのは、600℃を超える温度ではパーライト相の面積率が増加し、疲労特性が低下するためである。このため、1〜50℃/秒の平均冷却速度で600℃以下に冷却する。
次いで、溶融亜鉛めっき処理する。
次いで、あるいはさらに亜鉛めっきの合金化処理を施した後、室温まで冷却する。
溶融亜鉛めっき処理に引き続き合金化処理を行うときは、溶融亜鉛めっき処理をしたのち、例えば、450℃以上600℃以下に鋼板を加熱して合金化処理を施し、めっき層のFe含有量が7〜15%になるよう行うのが好ましい。7%未満では合金化ムラが発生したりフレーキング性が劣化する。一方、15%超えは耐めっき剥離性が劣化する。
以上により、本発明の疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
そして、以下のように、亜鉛めっき層直下の下地鋼板表層部の構造に特徴を有することになる。
亜鉛めっき層の直下の、下地鋼板表面から鋼板側深さ方向100μm以内の鋼板表層部では、Fe、Si、Mn、Al、P、Nb、Tiの中から選ばれる一種以上の酸化物が、片面あたり0.060g/m2未満に抑制される。
また、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板の表面に、片面あたりのめっき付着量が20〜120g/m2の亜鉛めっき層を有することが好ましい。20g/m2未満では耐食性の確保が困難になる場合がある。一方、120g/m2を超えると耐めっき剥離性が劣化する場合がある。
さらに、本発明において、得られた高強度溶融亜鉛めっき鋼板に化成処理などの各種表面処理を施しても本発明の効果を損なうものではない。
溶融亜鉛めっき処理に引き続き合金化処理を行うときは、溶融亜鉛めっき処理をしたのち、例えば、450℃以上600℃以下に鋼板を加熱して合金化処理を施し、めっき層のFe含有量が7〜15%になるよう行うのが好ましい。7%未満では合金化ムラが発生したりフレーキング性が劣化する。一方、15%超えは耐めっき剥離性が劣化する。
以上により、本発明の疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
そして、以下のように、亜鉛めっき層直下の下地鋼板表層部の構造に特徴を有することになる。
亜鉛めっき層の直下の、下地鋼板表面から鋼板側深さ方向100μm以内の鋼板表層部では、Fe、Si、Mn、Al、P、Nb、Tiの中から選ばれる一種以上の酸化物が、片面あたり0.060g/m2未満に抑制される。
また、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板の表面に、片面あたりのめっき付着量が20〜120g/m2の亜鉛めっき層を有することが好ましい。20g/m2未満では耐食性の確保が困難になる場合がある。一方、120g/m2を超えると耐めっき剥離性が劣化する場合がある。
さらに、本発明において、得られた高強度溶融亜鉛めっき鋼板に化成処理などの各種表面処理を施しても本発明の効果を損なうものではない。
以下、本発明を、実施例に基いて具体的に説明する。
表1に示す成分組成を有する鋼素材（スラブ）を出発素材とした。これら鋼素材を、表2、表3に示す加熱温度に加熱した後、表2、表3に示す条件にて、熱間圧延し、酸洗した後、次いで冷間圧延、連続式溶融亜鉛めっき処理を施した。一部の鋼板については、冷間圧延を施さなかった。次いで、一部を除いて、連続式溶融亜鉛めっき処理後に合金化処理を施した。
なお、連続式溶融亜鉛めっき処理設備では、表2、表3に示す通り、均熱温度と700℃以上の温度域の露点を制御して通板して焼鈍したのち、1〜50℃/秒の平均冷却速度で600℃以下に冷却し、次いで、460℃のAl含有Zn浴にて溶融亜鉛めっき処理を施した。上記700℃以上の領域以外の焼鈍炉内雰囲気の露点は-35℃を基本とした。
また、雰囲気の気体成分は窒素と水素および不可避不純物気体からなり、-40℃以下の露点は雰囲気中の水分を吸収除去して制御した。雰囲気中の水素濃度は10vol%を基本とした。
また、GAは0.14質量%Al含有Zn浴を、GIは0.18質量%Al含有Zn浴を用いた。付着量はガスワイピングにより調節し、GAは合金化処理した。
表1に示す成分組成を有する鋼素材（スラブ）を出発素材とした。これら鋼素材を、表2、表3に示す加熱温度に加熱した後、表2、表3に示す条件にて、熱間圧延し、酸洗した後、次いで冷間圧延、連続式溶融亜鉛めっき処理を施した。一部の鋼板については、冷間圧延を施さなかった。次いで、一部を除いて、連続式溶融亜鉛めっき処理後に合金化処理を施した。
なお、連続式溶融亜鉛めっき処理設備では、表2、表3に示す通り、均熱温度と700℃以上の温度域の露点を制御して通板して焼鈍したのち、1〜50℃/秒の平均冷却速度で600℃以下に冷却し、次いで、460℃のAl含有Zn浴にて溶融亜鉛めっき処理を施した。上記700℃以上の領域以外の焼鈍炉内雰囲気の露点は-35℃を基本とした。
また、雰囲気の気体成分は窒素と水素および不可避不純物気体からなり、-40℃以下の露点は雰囲気中の水分を吸収除去して制御した。雰囲気中の水素濃度は10vol%を基本とした。
また、GAは0.14質量%Al含有Zn浴を、GIは0.18質量%Al含有Zn浴を用いた。付着量はガスワイピングにより調節し、GAは合金化処理した。
以上により得られた溶融亜鉛めっき鋼板（GAおよびGI）に対して、内部酸化量、組織観察、引張特性、疲労特性について、評価した。測定方法を下記に示す。
（1）内部酸化量
内部酸化量は、「インパルス炉溶融-赤外線吸収法」により測定した。ただし、素材（すなわち連続式溶融亜鉛めっき処理を施す前の高強度鋼板）に含まれる酸素量を差し引く必要があるので、本発明では、連続式溶融亜鉛めっき処理後の高強度鋼板の両面の表層部をそれぞれ100μm研磨して鋼中酸素濃度を測定し、その測定値を素材に含まれる酸素量OHとし、また、連続式溶融亜鉛めっき処理後の高強度鋼板の板厚方向全体での鋼中酸素濃度を測定して、その測定値を内部酸化後の酸素量OIとした。このようにして得られた高強度鋼板の内部酸化後の酸素量OIと、素材に含まれる酸素量OHとを用いて、OIとOHの差（＝OI-OH）を算出し、さらに片面単位面積（すなわち1m2）当たりの量に換算した値（g/m2）を内部酸化量とした。また、酸化物組成については、走査型電子顕微鏡（SEM）に取り付けたエネルギー分散型X線分光器（EDS)を用いて、めっき層直下の下地鋼板表面から鋼板側深さ方向100μmまでの鋼板表層部を1視野あたり3000倍の視野で観察し、酸化物組成を同定した。これを30視野行ない、検出された元素を観察サンプルの酸化物組成とした。
内部酸化量は、「インパルス炉溶融-赤外線吸収法」により測定した。ただし、素材（すなわち連続式溶融亜鉛めっき処理を施す前の高強度鋼板）に含まれる酸素量を差し引く必要があるので、本発明では、連続式溶融亜鉛めっき処理後の高強度鋼板の両面の表層部をそれぞれ100μm研磨して鋼中酸素濃度を測定し、その測定値を素材に含まれる酸素量OHとし、また、連続式溶融亜鉛めっき処理後の高強度鋼板の板厚方向全体での鋼中酸素濃度を測定して、その測定値を内部酸化後の酸素量OIとした。このようにして得られた高強度鋼板の内部酸化後の酸素量OIと、素材に含まれる酸素量OHとを用いて、OIとOHの差（＝OI-OH）を算出し、さらに片面単位面積（すなわち1m2）当たりの量に換算した値（g/m2）を内部酸化量とした。また、酸化物組成については、走査型電子顕微鏡（SEM）に取り付けたエネルギー分散型X線分光器（EDS)を用いて、めっき層直下の下地鋼板表面から鋼板側深さ方向100μmまでの鋼板表層部を1視野あたり3000倍の視野で観察し、酸化物組成を同定した。これを30視野行ない、検出された元素を観察サンプルの酸化物組成とした。
（2）組織観察
金属組織の評価は圧延方向平行断面の板厚1/4位置を研磨・ナイタール腐食後、断面3箇所、各箇所で1000倍の倍率で10視野（合計30視野）にわたり走査型電子顕微鏡で観察し、その画像をMedia Cybernetics社製の画像解析ソフト“Image Pro Plus ver.4.0”を使用した画像解析処理により測定した。すなわち、画像解析でフェライト相、パーライト相、セメンタイト相、マルテンサイト相、ベイナイト相を分別して、フェライト相の平均粒径、フェライト相の面積率、マルテンサイト相の面積率を求めた。フェライト相の平均粒径は、フェライト粒の面積を画像処理により求め、各々の視野における面積円相当径を算出し、それらの値を平均（30視野）して求めた。具体的には、SEM画像を解析ソフトにデジタルデータ取り込みし、2値化して、面積円相当径を求めた。フェライト相の面積率およびマルテンサイト相の面積率は、各々の相をデジタル画像上で分別し、画像処理し、測定視野ごとに各々の相の面積率を求めた。これらの値を平均（30視野）して各々の面積率とした。
金属組織の評価は圧延方向平行断面の板厚1/4位置を研磨・ナイタール腐食後、断面3箇所、各箇所で1000倍の倍率で10視野（合計30視野）にわたり走査型電子顕微鏡で観察し、その画像をMedia Cybernetics社製の画像解析ソフト“Image Pro Plus ver.4.0”を使用した画像解析処理により測定した。すなわち、画像解析でフェライト相、パーライト相、セメンタイト相、マルテンサイト相、ベイナイト相を分別して、フェライト相の平均粒径、フェライト相の面積率、マルテンサイト相の面積率を求めた。フェライト相の平均粒径は、フェライト粒の面積を画像処理により求め、各々の視野における面積円相当径を算出し、それらの値を平均（30視野）して求めた。具体的には、SEM画像を解析ソフトにデジタルデータ取り込みし、2値化して、面積円相当径を求めた。フェライト相の面積率およびマルテンサイト相の面積率は、各々の相をデジタル画像上で分別し、画像処理し、測定視野ごとに各々の相の面積率を求めた。これらの値を平均（30視野）して各々の面積率とした。
（3）引張試験
得られた鋼板から、圧延方向が引張方向となるようにJIS5号引張試験片を採取し、JIS Z2241に準拠して引張試験を実施した。引張試験は破断まで実施して、引張強度を求めた。同様の試験を各試料につき2回実施して、平均値を求め、その試料の引張強度とした。
得られた鋼板から、圧延方向が引張方向となるようにJIS5号引張試験片を採取し、JIS Z2241に準拠して引張試験を実施した。引張試験は破断まで実施して、引張強度を求めた。同様の試験を各試料につき2回実施して、平均値を求め、その試料の引張強度とした。
（4）引張疲労試験
得られた鋼板から打抜き穴加工後の疲労特性を評価するため、疲労試験用の試験板（大きさ：50mm×260mm）を採取し、45mm×250mm、平行部巾：30mm、R：100mmの引張疲労試験片を作製し、試験片の中心に10mmφの穴をクリアランス10%で打抜き加工した。その後、（株）島津製作所製サーボパルサーで応力比0.1、繰返しサイクル数20Hz、最大応力一定で引張疲労試験を繰返し回数2×106まで実施した。同様の試験を3回実施して、平均の疲労強度を求めた。
得られた鋼板から打抜き穴加工後の疲労特性を評価するため、疲労試験用の試験板（大きさ：50mm×260mm）を採取し、45mm×250mm、平行部巾：30mm、R：100mmの引張疲労試験片を作製し、試験片の中心に10mmφの穴をクリアランス10%で打抜き加工した。その後、（株）島津製作所製サーボパルサーで応力比0.1、繰返しサイクル数20Hz、最大応力一定で引張疲労試験を繰返し回数2×106まで実施した。同様の試験を3回実施して、平均の疲労強度を求めた。
以上により得られた結果を条件と併せて表2、表3に示す。
表2、表3より、平均粒径が15μm以下で面積率が60%以上のフェライト相と面積率が5〜40%のマルテンサイト相を有し、亜鉛めっき層直下の下地鋼板表面から鋼板側深さ方向100μm以内の鋼板表層部に生成したFe、Si、Mn、Al、P、Nb、Tiの中から選ばれる一種以上の酸化物が、片面あたり0.060g/m2未満である本発明の範囲内である本発明例では、引張疲労試験での疲労強度が高い。
一方、比較例では、引張疲労試験における疲労強度が低い、もしくは引張強度が低い。特に、成分組成が適切でない比較例からは、フェライト相の平均粒径、フェライト相の面積率、マルテンサイト相の面積率および内部酸化量を適正化しても引張疲労試験での疲労強度は改善されないことがわかる。
一方、比較例では、引張疲労試験における疲労強度が低い、もしくは引張強度が低い。特に、成分組成が適切でない比較例からは、フェライト相の平均粒径、フェライト相の面積率、マルテンサイト相の面積率および内部酸化量を適正化しても引張疲労試験での疲労強度は改善されないことがわかる。
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、疲労特性に優れ、自動車の車体そのものを軽量化かつ高強度化するための表面処理鋼板として利用することができる。
Claims (5)
- 成分組成として、質量%で、C：0.03〜0.15%、Si：2.00%以下、Mn：1.0〜2.5%、P：0.050％以下、S：0.0100％以下、Al：0.050％以下、N：0.0050％以下、Ti：0.010〜0.100％、Nb：0.010〜0.100％、Sb：0.0010〜0.0100%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、
組織として、平均粒径が15μm以下で面積率が60%以上のフェライト相と、面積率が5〜40%のマルテンサイト相を有し、
亜鉛めっき層直下の下地鋼板表面から鋼板側深さ方向100μm以内の鋼板表層部に生成したFe、Si、Mn、Al、P、Nb、Tiの中から選ばれる一種以上の酸化物が、片面あたり0.060g/m2未満であることを特徴とする疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 - 成分組成として、質量％で、さらに、Cr：0.05〜0.80%、V：0.01〜0.10％、Cu：0.01〜0.10％、Ni：0.01〜0.10％、Sn：0.001〜0.010％、Mo：0.01〜0.50％、Ta：0.001〜0.010%の中から選ばれる1種以上の元素を含有することを特徴とする請求項1に記載の疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
- 請求項1または請求項2に記載の成分組成を有する鋼素材に対し、Ar3点以上の温度で仕上げ圧延し、600℃以下の温度で巻取り、酸洗後、連続式溶融亜鉛めっき処理を行うにあたり、
前記連続式溶融亜鉛めっき処理では、700〜900℃の温度で均熱し、700℃以上の温度域での雰囲気の露点を-40℃以下として焼鈍し、1〜50℃/秒の平均冷却速度で600℃以下に冷却したのち、溶融亜鉛めっき処理することを特徴とする疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 請求項1または請求項2に記載の成分組成を有する鋼素材に対し、Ar3点以上の温度で仕上げ圧延し、600℃以下の温度で巻取り、酸洗後、40%以上の圧下率で冷間圧延し、次いで、連続式溶融亜鉛めっき処理を行うにあたり、
前記連続式溶融亜鉛めっき処理では、700〜900℃の温度で均熱し、700℃以上の温度域での雰囲気の露点を-40℃以下として焼鈍し、1〜50℃/秒の平均冷却速度で600℃以下に冷却したのち、溶融亜鉛めっき処理することを特徴とする疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 前記溶融亜鉛めっき処理後、さらに合金化処理を施すことを特徴とする請求項3または4に記載の疲労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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