JP2013234340A - 常中温域での成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】常中温域（50~250℃）で高い延性や穴拡性を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法を提供する。
【解決手段】C：0.08〜0.35%、Si：0.01〜2.5%、Mn：1.0%〜3.5%を含有し、P：0.05%以下、S：0.01%以下、N：0.01%以下に限定され、残部Feおよび不可避的不純物からなり、鋼のミクロ組織として、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、フェライトをそれぞれ90％以下含有し、かつ、オーステナイトについて、20℃にて相当塑性歪0.1〜0.3を与えたときに残留するオーステナイト分率をf₀、50〜250℃にて同様に相当塑性歪を与えたときに残留するオーステナイト分率をf_aとしたとき、f_a/f₀の値が、1.2〜4.0となっているオーステナイトを面積率で5％以上含有する溶融亜鉛めっき鋼板。
【選択図】なし

Description

本発明は、常中温域でのプレス成形に適した高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法に関するものである。

自動車の車体、部品等の軽量化と安全性とを両立させるために、素材である鋼板の高強度化が進められている。一般に、鋼板を高強度化すると、延性や穴拡げ性といった加工性が損なわれる。従って、自動車用の部材として高強度鋼板を使用するためには、強度と成形性のバランスが必要である。このような要求に対して、これまでに、残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用し、高い延性を実現する、いわゆるＴＲＩＰ鋼板が提案されている（例えば、特許文献１参照）。

現在、９８０ＭＰａ級や１１８０ＭＰａ級のハイテンも使用されてきている。高強度化は、伸びや穴拡げ性といった成形性の劣化を招くことから、このような強度クラスのハイテンの成形は困難を極めている。こうした強度クラスのＴＲＩＰ鋼板もあるが、一般に成形性が十分ではないため、成形方法にも工夫が必要とされている。
高強度鋼板の成形性を改善する技術として、温間での加工が注目されている。例えば、特許文献２に、残留オーステナイトの平均軸比を特定範囲に制御することで、温間での加工性が向上することが報告されている。

しかしながら、特許文献２に記載の残留オーステナイトを得るためには、冷延後に、２回焼鈍を行う必要があると考えられる（非特許文献１参照）。このことから、経済性に劣ることが推察されている。
また、温度を用いた加工は、準安定オーステナイト系ステンレスにおいて用いられているが、オーステナイトの安定化にNi等の高価な元素を多量に入れている（例えば、非特許文献２参照）ことから、経済性に劣る。
以上のような背景から、温間での加工に適した比較的安価かつ製造方法が容易である鋼板が求められている。

特開２０００−３４５２８８号公報 特開２００４−１９００５０号公報

「TRIP型複合組織鋼の温間伸びフランジ性に及ぼす第2相形態の影響」鉄と鋼、vol．84、No．3、60‐65頁（1998) 「ステンレス鋼における加工誘起変態」塑性と加工、vol．18、No．202、938‐945頁

本発明は、上述したような問題点を解決しようとするものであって、常中温域（５０〜２５０℃）で高い延性や穴拡性を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法を提供するものである。

本発明者らは、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ量を変えた種々の鋼について、実験室で溶解、熱延、冷延、焼鈍を行い、目的とした温度範囲で所要の延性、穴拡げ性を得るための方法を種々検討した。
その結果、成分を特定したうえで、常中温域での穴拡げ性や延性を向上させることができる高強度鋼板を製造することができることを見出した。
このようにしてなされた本発明の要旨は、以下のとおりである。

（１） 鋼組成が、質量％で、
Ｃ：０．０８％以上０．３５％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上２．５％以下、
Ｍｎ：１．０％以上３．５％以下、
Ａｌ：０．００５％以上２．０％以下
を含有し、かつ
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｎ： ０．０１％以下
に制限し、残部鉄及び不可避的不純物からなり、
さらに、鋼のミクロ組織として、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、フェライトをそれぞれ９０％以下含有し、かつ、オーステナイトについて、２０℃にて相当塑性歪０．１〜０．３を与えたときに残留するオーステナイト分率をｆ_０、５０〜２５０℃にて相当塑性歪０．１〜０．３を与えたときに残留するオーステナイト分率をｆ_ａとしたとき、ｆ_ａ／ｆ_０の値が、１．２〜４．０となっているオーステナイトを面積率で５％以上含有することを特徴とする常中温域での成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
（２） さらに、鋼中に質量％で、
Ｃｒ：０．０５％以上２．０％以下、
Ｎｉ：０．０５％以上２．０％以下、
Ｍｏ：０．０５％以上１．０％以下、
Ｃｕ：０．０５％以上２．０％以下
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の常中温域での成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
（３） さらに、鋼中に質量％で、
Ｎｂ：０．００５％以上０．１％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上０．１５％以下、
Ｖ：０．０１％以上１．０％以下
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の常中温域での成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
（４） さらに、鋼中に質量％で、
Ｂ：０．０００１％以上０．０１％以下を含有することを特徴とする（１）〜（３）のいずれかに記載の常中温域での成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
（５） さらに、鋼中に質量％で、
Ｃａ：０．０００５％以上０．０１％以下、
Ｍｇ：０．０００５％以上０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．０００５％以上０．０１％以下
の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）〜（４）のいずれかに記載の常中温域での成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。

（６） （１）〜（５）のいずれかに記載の化学成分及びミクロ組織を有する鋼板を溶融亜鉛めっきするに際して、流速１０ｍ／ｍｉｎ以上５０ｍ／ｍｉｎ以下にて流動する溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、溶融亜鉛めっきすることを特徴とする常中温域での成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（７） （１）〜（５）のいずれかに記載の化学成分からなる鋳造スラブを、鋳造後直接または一旦冷却した後１２００℃以上に加熱して熱間圧延し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、７００℃以下の温度域にて巻き取り、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷間圧延を施し、連続溶融亜鉛めっきラインを通板するに際して、７５０℃以上かつ９００℃以下で焼鈍し、その後、１８０℃以上かつ５５０℃以下の温度域にて５ｓｅｃ以上１０００ｓｅｃ以下保持した後に、鋼板温度を（亜鉛めっき浴温度―４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃に調整し、（６）の条件にて亜鉛めっきすることを特徴とする常中温域での成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（８） （１）〜（５）のいずれかに記載の化学成分からなる鋳造スラブを、鋳造後直接または一旦冷却した後１２００℃以上に加熱して熱間圧延し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、７００℃以下の温度域にて巻き取り、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷間圧延を施し、連続溶融亜鉛めっきラインを通板するに際して、７５０℃以上かつ９００℃以下で焼鈍し、その後、１８０℃以上かつ５５０℃以下の温度域にて、５ｓｅｃ以上１０００ｓｅｃ以下保持した後に、鋼板温度を（亜鉛めっき浴温度―４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃に調整し、（６）の条件にて亜鉛めっきした後、４６０℃以上６００℃以下の温度で合金化処理を施した後、室温まで冷却することを特徴とする常中温域での成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

ここで、常中温とは、５０〜２５０℃の温度を意味し、常中温域での成形性に優れるとは、この温度域であれば生産性を劣化させることなく、成形性の向上効果が得られることを意味する。

本発明によれば、常中温域でのプレス成形において高い成形性を実現する高強度溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法に関する技術であり、産業上の貢献が極めて顕著である。

まず、本発明における常中温域でのプレス成形に適した鋼板の化学成分の限定理由について説明する。なお、以下、組成における質量％は単に％と記す。
Ｃ：Ｃは鋼の残留オーステナイトを安定化させる元素として添加されるものである。０．０８％未満では成形性向上に必要な量の残留オーステナイトを確保することが困難であり、０．３５％を超える過剰な添加は延性、溶接性、靭性などを著しく劣化させる。従って、Ｃ量は０．０８〜０．３５％とした。より好ましい範囲は０．１５〜０．３％である。

Ｓｉ：Ｓｉは固溶強化により鋼板の強度を増大させるのに有用な元素である。また、Ｓｉはセメンタイトの生成を抑制することから、常中温での加熱による材質劣化を抑制する。この効果を得るためには、０．０１％以上の添加が必要であり、これを下限とした。しかし、２．５％を超える過剰な添加は延性や靭性を著しく劣化させるため、これを上限とした。より好ましい範囲は１．０〜１．８％である。

Ｍｎ：Ｍｎは焼入れ性を高めるために有効な元素である。また、オーステナイト安定化元素である。１．０％未満では焼入れ性を高める効果、またはオーステナイト安定化の効果が十分には発現されない。しかし、３．５％を超える添加は製造中に割れが発生しやすくなるため、３．５％を上限とした。

Ａｌ：Ａｌは、フェライト形成を促進して延性を向上させる。また、セメンタイトの生成を抑制することから、常中温での加熱による材質劣化を抑制する。これらのことからＡｌを添加しても良い。Ａｌはさらに脱酸材としても活用可能である。しかしながら、過剰な添加は、Ａｌ系の粗大介在物の個数を増大させ、穴拡げ性の劣化や表面傷の原因になる。このことから、Ａｌ添加の上限を２．０％とした。下限は、特に限定されるものではないが、０．００５％未満とするのは実質的に困難であるので、０．００５％を下限とした。

Ｐ：Ｐは粒界に偏析して粒界強度を低下させ、靱性を劣化させる不純物元素であり、低減させることが望ましい。Ｐの含有量の上限は、現状の精錬技術と製造コストを考慮し、０．０５％に制限した。
Ｓ：Ｓは熱間加工性及び靭性を劣化させる不純物元素であり、低減させることが望ましい。したがって、上限を０．０１％に制限した。
Ｎ：Ｎは粗大な窒化物を形成し、曲げ性や穴拡げ性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。これは、Ｎが０．０１％を超えると、この傾向が顕著となることから、Ｎ含有量の範囲を０．０１％以下とした。加えて、溶接時のブローホール発生の原因になることから少ない方が良い。

更に、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕの１種または２種以上を添加してもよい。これらの元素は、延性及び靭性を向上させる有効な元素である。しかし、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕの含有量が２．０％を、Ｍｏの含有量が１．０％をそれぞれ超えると、強度の上昇によって靭性を損なうことがある。したがって、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕの上限を２．０％とし、Ｍｏの上限を１．０％とした。また、延性及び強度を向上させるには、それぞれ０．０５％以上の添加が必要であり、これを下限値とした。

更に、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種または２種以上を添加してもよい。これらの元素は、微細な炭窒化物を形成する元素であり、結晶粒の粗大化を抑制し、強度確保と靭性を高めるのに有効である。強度確保と靭性を高めるためには、Ｔｉ、Ｎｂは、０．００５％以上、Ｖは０．０１％以上を添加することが必要である。しかし、これらの元素を過剰に添加すると析出物が粗大になり、加工性が大幅に劣化することがある。したがって、Ｎｂは０．１％、Ｔｉは０．１５％、Ｖは１．０％をそれぞれ上限値とした。

Ｂ：Ｂは粒界に偏析し、Ｐ及びＳの粒界偏析を抑制する元素である。また、焼き入れ性を高めるのに有効な元素でもある。しかし、Ｂ量が０．０１％を超えると、粒界に粗大な析出物を生じて、熱間加工性や靭性を損なうことがある。したがって、Ｂの含有量を０．０１％以下とする。なお、粒界の強化によって、延性、靭性及び熱間加工性を向上させ、焼き入れ性を向上させるためには、０．０００１％以上のＢの添加が好ましい。

更に、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの一種または二種以上を添加してもよい。これらの元素は、硫化物の形態を制御し、Ｓによる熱間加工性や靭性の劣化の抑制に有効な元素である。しかし、過剰に添加しても効果が飽和するため、Ｃａは０．０１％以下、Ｍｇは０．０１％以下、ＲＥＭは０．０１％以下を添加することが好ましい。靭性を向上させるには、Ｃａは０．０００５％以上、Ｍｇは０．０００５％以上、ＲＥＭは０．０００５％以上を添加することが好ましい。ここで、ＲＥＭとは、Ｌａ、Ｙ、Ｃｅやランタノイド系の元素を言う。

次に、本発明の鋼板のミクロ組織について説明する。
本発明の鋼板のミクロ組織は、以下に定めるオーステナイトを含有し、ベイナイト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトの内、いずれか１種または２種以上を含有する。なお、それぞれの存在割合を表す％は面積率である。

オーステナイトは常中温域での高い成形性を実現するのに最も重要な組織である。オーステナイトは成形にともなって加工誘起変態を起こすが、その変態量が、常中温域での加工と、室温のそれとは異なっており、その比率が常中温での成形性と極めて密接な関係があることを見出した。

室温にて相当塑性歪０．１〜０．３を与えたときに残留するオーステナイト分率をｆ_０、５０〜２５０℃にて同量の相当塑性歪を与えたときに残留するオーステナイト分率をｆ_ａとしたとき、ｆ_ａ／ｆ_０が、１．２〜４．０の範囲に含まれるオーステナイトを５％以上有していることがプレス加工で高い成形性を得るために必要である。このようなオーステナイトを鋼板組織に含有させるために、後述するように、冷間圧延して焼鈍した後に１８０℃以上５５０℃以下の温度範囲で５〜１０００秒保持することを必須とした。

残留オーステナイトの特徴を規定するため、相当塑性ひずみ０．１〜０．３を与えた時に残留するオーステナイトの量を比較した。これは、相当塑性ひずみが０．１未満であると、冷間と５０〜２５０℃での変態量に差が表れにくい場合があり、０．３超とすると、特に冷間では破断を迎えてしまうものがあるため、０．１〜０．３の範囲での比較をすることとした。

このひずみ域での冷間と５０〜２５０℃における残留オーステナイト量の比率によって、常中温域でのプレス成形性が異なることを見出した。この範囲の相当塑性歪を与えたとき、残留するオーステナイトの比率ｆ_ａ／ｆ_０が１．２未満であると、常中温域での高い延性・穴拡げ性を確保できないため、１．２を下限とした。また、４．０超となると、変態が抑えられすぎてしまい、オーステナイトが変態しないまま破断を迎えてしまい、ＴＲＩＰ効果を有効に使えないことから、４．０を上限とした。
このような特徴をもったオーステナイトが鋼板に５％未満しか含有しない場合、５０〜２５０℃での、高い延性や穴拡げ性を得られないため、５％を含有量の下限とした。

ベイナイト、焼戻しマルテンサイトは、強度を確保するために有効である。しかし、鋼板中に９０％以上含有する場合、その靭性が低下するため、上限をそれぞれ９０％とした。フェライトは、鋼板の延性を向上させるが、強度が低下してしまうことがある。析出強化や固溶強化によっての強度確保も可能であるので、その上限は９０％とした。

フェライト、ベイナイト、焼き戻しマルテンサイト、残留オーステナイト以外の組織として、マルテンサイトあるいはパーライト組織を２０％以下含有しても良い。これら組織が鋼板中に２０％以上存在すると、延性や靭性を低下させてしまうため、２０％を上限とした。

なお、上記ミクロ組織の各相、フェライト、マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイト、ベイナイト、オーステナイト、パーライトおよび残部組織の同定および面積率の測定は、ナイタール試薬、特開５９−２１９４７３号公報に開示された試薬、SEM-EBSD法あるいはＸ線回折により同定することが出来る。
後述する実施例では、フェライト、マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイト、ベイナイト、パーライトについて、鋼板圧延方向断面または圧延方向直角方向断面を腐食して、１０００〜１０００００倍の走査型および透過型電子顕微鏡により定量化を行った。

その際、フェライトは、塊状あるいは針状のいずれの形態であっても良い。また、ベイナイト組織には、ラス状のフェライトとラス間に含まれる炭化物あるいはオーステナイトより構成される上部ベイナイト組織、あるいは、ラス状のフェライト内に炭化物を含む下部ベイナイト組織などを含む。
焼き戻しマルテンサイトも、ラス状のマルテンサイトと炭化物より構成されるものの、焼き戻しマルテンサイト中には複数の方位関係を有する炭化物が析出することから、その内部に単一の方位関係しか持たない炭化物を含む下部ベイナイト組織とは容易に判別がつく。一方、フレッシュマルテンサイトとは、炭化物を含まないマルテンサイトを指し示す。
このように、組織の構成相の形態と炭化物の有無、更には、方位関係より、各組織の判別は可能である。各２０視野の観察を行い、ポイントカウント法や画像解析により各組織の面積率を求めることができる。

また、ｆ_０とｆ_ａの値の測定は、次のようにして行うことができる。ｆ_０とｆ_aは、供試材板を引張試験片に加工し、目的温度まで加熱し、予ひずみを付与した後に、表層より1/4厚まで化学研磨した面で行い、単色化したＭｏＫα線による、フェライトの（２００）および（２１１）面積分強度とオ−ステナイトの（２００）、（２２０）および（３１１）面積分強度から残留オ−ステナイトを定量することができる。

次に製造条件の限定理由について述べる。
上記の成分からなる鋼を常法で溶製し、鋳造し、熱間圧延する。更に、酸洗、冷間圧延を行い、熱処理を施す。
熱間圧延は、鋳造後のスラブを直接行ってもよいし、一旦冷却した後再加熱して行ってもよい。再加熱する場合は、偏析の影響を緩和し最終組織を均一にするために、加熱温度は１２００℃以上とする。熱間圧延は常法にしたがってＡｒ３変態点以上の温度で完了し、７００℃以下の温度域にて巻き取る。この巻取り温度が７００℃を超えると、熱延組織中に粗大なフェライトやパーライト組織が存在するため、焼鈍後の組織不均一性が大きくなり、最終製品の穴拡げ性が劣化する。
冷間圧延は、焼鈍後のミクロ組織を微細化するため、その圧下率を４０％以上とする。しかし、７０％を超えると、加工硬化によって負荷が高くなり、生産性を損なうと考えられる。従って、冷間圧延の圧下率は、４０〜７０％とする。

以上のようして得られた鋼板に対して、連続溶融亜鉛めっきラインを通板するに際して以下に示す熱処理を鋼板に施すことが、本発明においては極めて重要である。

鋼板に熱処理を施す際、焼鈍温度は２相域もしくはオーステナイト単相域温度とする。従って、成分範囲から７５０℃以上、９００℃以下での焼鈍を必須とした。なお、７５０℃未満であると、未再結晶フェライトが残留し、鋼板の延性を低下させる。また、９００℃を超える焼鈍では、オーステナイト粒径が粗大となり、靭性を低下させることからこの範囲と定めた。さらに、残留オーステナイトを安定化させるために、好ましくは平衡状態でオーステナイトが４０％未満となるような温度とするのがよい。

その後、１８０℃以上、５５０℃以下の温度範囲にて、５秒以上、１０００秒以下保持することを必須とした。この温度域にて保持することで、残留オーステナイトを安定化させることができるためである。１８０℃以下であると、冷却時にマルテンサイトが多く出るため、未変態オーステナイトが少量となり、最終組織として所要のオーステナイト量を確保できず、延性が低下してしまうため、１８０℃以上とした。また、５５０℃を超える温度で保持すると、セメンタイトが析出してしまい、Ｃによってオーステナイトを安定化させることができないため、５５０℃を上限とした。

鋼板に対して上記のように焼鈍し、保持した後に、鋼板を加熱あるいは冷却して鋼板温度を（亜鉛めっき浴温度−４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃の範囲に調整し、１０ｍ／ｍｉｎ以上５０ｍ／ｍｉｎ以下にて流動する溶融亜鉛めっき浴中で亜鉛めっきを行う。なお、鋼板を加熱する場合は１０℃／秒以上の加熱速度がよい。また、めっき浴は、純亜鉛に加え、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒなどを含有しても構わない。

本発明者らは、流速１０ｍ／ｍｉｎ以上５０ｍ／ｍｉｎ以下で流動している溶融亜鉛めっき浴に鋼板を浸漬して、めっき浴中で鋼板に対して噴流を与えることにより、鋼板表面へのスカムの付着を防止でき、不めっきの防止と合金化促進が図れることを見出した。
めっき浴表面には、スカムと呼ばれるＺｎやＡｌの酸化膜が浮遊している。鋼板表面に多量に外部酸化膜が存在している場合、鋼板をめっき浴に浸漬する時に、鋼板表面にスカムが付着し易いため、不めっきが発生し易い。加えて、鋼板に付着したスカムは、不めっきのみならず、合金化も遅延する。

このような現象は、本発明のようなＳｉやＭｎを多く含む鋼板で特に顕著となる。詳細なメカニズムは不明なものの、鋼板表面に形成するＳｉやＭｎの酸化物と、同じく酸化物であるスカムが反応することで、不めっきや合金化遅延を助長しているものと考えられる。
噴流の流速を１０ｍ／ｍｉｎ以上５０ｍ／ｍｉｎ以下としたのは、１０ｍ／ｍｉｎ未満では、噴流による不めっき抑制効果が得られないためであり、５０ｍ／ｍｉｎ以下としたのは、不めっき抑制の効果が飽和するばかりでなく、過大な設備投資はコスト高を招くためである。

この後、さらに合金化処理を行ってもよい。合金化熱処理が４６０℃未満では合金化が不十分であり、６００℃を超えると残留オーステナイトが分解してセメンタイトが生成することにより穴拡げ性が劣化する。合金化時間については、合金化温度とのバランスで決まるが、１０〜４０秒の範囲が適当である。１０秒未満では合金化が進みにくく、４０秒を超えると残留オーステナイトが分解してセメンタイトが生じることにより穴拡げ性が劣化する。

また、高Ｓｉ鋼では、めっき性の低下、合金化の遅延が問題となる場合があるが、焼鈍時の３００℃以上となる温度領域のラインにて、水素が１〜１０ｖｏｌ％、残部が窒素および不可避不純物からなる組成とし、かつ加熱帯前段及び保熱帯での露点を−３０℃以上１０℃以下、冷却第の露点を−２５℃以下とすることでこの問題が解決できる。

亜鉛めっき及び合金化加熱処理の後は、最終的な形状矯正及び降伏点伸びの消失のために調質圧延を行うことが望ましい。伸び率が０．２％未満ではその効果が十分でなく、伸び率が１％を超えると降伏比が大幅に増大するとともに伸びが劣化する。従って、伸び率を０．２〜１％とすることが望ましい。

以下、実施例により本発明の効果をさらに具体的に説明する。
表１に示す組成の鋼を鋳造し、表２、３に示す条件で、圧延、熱処理及び溶融亜鉛めっきを行い、一部のものはさらに合金化処理を行い、鋼板を製造した。めっきを行う際のめっき浴温度は、４６０℃とした。特性評価に用いた鋼板の板厚は、１．４ｍｍであった。
得られた鋼板のミクロ組織を調べ、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、フェライト、残留オーステナイト、マルテンサイト、パーライトの面積率を測定した。また、めっき鋼板の外観を観察し、不めっきがあるものを「不めっき有」とした。

得られた鋼板の常中温（５０〜２５０℃）での機械的特性を評価するため、引張試験並びに穴広げ試験を行った。鋼板を５０〜２５０℃に保持して試験する方法は、加熱したオイル中で試験する方法や、鋼板や冶具をあらかじめ加熱してから試験する方法を用いる。
引張試験は、試験片を目的温度に加熱し、６０秒保持を行い試験片の温度が一定となった後、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して引張試験を行った。引張試験の応力−歪曲線より、引張強度（ＴＳ）と全伸び（ＥＬ）を求めた。また、穴拡げ性試験は、試験片を常中温（５０〜２５０℃）に加熱し目的温度に保持した後、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ Ｔ １００１に準拠して行い、λ値を求めた。

引張試験並びに穴拡げ試験により得られた機械特性をもとに、加工性の指標であるＴＳ×ＥＬとＴＳ×λを求めた。
本発明では、ＴＳ×ＥＬが２００００ＭＰａ・％以上、ＴＳ×λが３００００ＭＰａ・％以上を満たす鋼板を成形性に優れる鋼板とした。

さらに、ｆ_０とｆ_ａの測定のため、引張試験片を用い、ｆ_０は試験片を室温まま、ｆ_ａは、試験片を１５０℃に加熱し１０％〜２０％の予ひずみをそれぞれ付与し、相当塑性ひずみで、０．１〜０．２となっていることを確認した後、標点間からサンプルを取り、表層より１／４厚まで化学研磨した面、単色化したＭｏＫα線による、フェライトの（２００）および（２１１）面積分強度とオ−ステナイトの（２００）、（２２０）および（３１１）面積分強度から残留オ−ステナイトを定量し、オーステナイト分率を算出し、それぞれｆ_０、ｆ_ａとした。

実験Ｎｏ．ａ〜ｏは本発明例であり、いずれの特性も合格となり、目標とする特性の鋼板が得られている。一方、成分または製造方法が本発明の範囲外である実験Ｎｏ．ｐ〜ａｊは、いずれかの特性が不合格となっている。

Claims (8)

1. 鋼組成が、質量％で、
   Ｃ：０．０８％以上０．３５％以下、
   Ｓｉ：０．０１％以上２．５％以下、
   Ｍｎ：１．０％以上３．５％以下、
   Ａｌ：０．００５％以上２．０％以下
   を含有し、かつ
   Ｐ：０．０５％以下、
   Ｓ：０．０１％以下、
   Ｎ： ０．０１％以下
   に制限し、残部鉄及び不可避的不純物からなり、
   さらに、鋼のミクロ組織として、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、フェライトをそれぞれ９０％以下含有し、かつ、オーステナイトについて、２０℃にて相当塑性歪０．１〜０．３を与えたときに残留するオーステナイト分率をｆ_０、５０〜２５０℃にて相当塑性歪０．１〜０．３を与えたときに残留するオーステナイト分率をｆ_ａとしたとき、ｆ_ａ／ｆ_０の値が、１．２〜４．０となっているオーステナイトを面積率で５％以上含有することを特徴とする常中温域での成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
2. さらに、鋼中に質量％で
   Ｃｒ：０．０５％以上２．０％以下、
   Ｎｉ：０．０５％以上２．０％以下、
   Ｍｏ：０．０５％以上１．０％以下、
   Ｃｕ：０．０５％以上２．０％以下
   を少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
3. さらに、鋼中に質量％で、
   Ｎｂ：０．００５％以上０．１％以下、
   Ｔｉ：０．００５％以上０．１５％以下、
   Ｖ：０．０１％以上１．０％以下
   の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
4. さらに、鋼中に質量％で、
   Ｂ：０．０００１％以上０．０１％以下を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
5. さらに、鋼中に質量％で、
   Ｃａ：０．０００５％以上０．０１％以下、
   Ｍｇ：０．０００５％以上０．０１％以下、
   ＲＥＭ：０．０００５％以上０．０１％以下
   の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
6. 請求項１〜５のいずれか１項に記載の化学成分及びミクロ組織を有する鋼板を溶融亜鉛めっきするに際して、流速１０ｍ／ｍｉｎ以上５０ｍ／ｍｉｎ以下にて流動する溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、溶融亜鉛めっきすることを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
7. 請求項１〜５のいずれか１項に記載の化学成分からなる鋳造スラブを、鋳造後直接または一旦冷却した後１２００℃以上に加熱して熱間圧延し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、７００℃以下の温度域にて巻き取り、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷間圧延を施し、連続溶融亜鉛めっきラインを通板するに際して、７５０℃以上かつ９００℃以下で焼鈍し、その後、１８０℃以上かつ５５０℃以下の温度域にて、５ｓｅｃ以上１０００ｓｅｃ以下保持した後に、鋼板温度を（亜鉛めっき浴温度―４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃に調整し、請求項６に記載の条件にて亜鉛めっきすることを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
8. 請求項１〜５のいずれか１項に記載の化学成分からなる鋳造スラブを、鋳造後直接または一旦冷却した後１２００℃以上に加熱して熱間圧延し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、７００℃以下の温度域にて巻き取り、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷間圧延を施し、連続溶融亜鉛めっきラインを通板するに際して、７５０℃以上かつ９００℃以下で焼鈍し、その後、１８０℃以上かつ５５０℃以下の温度域にて、５ｓｅｃ以上１０００ｓｅｃ以下保持した後に、鋼板温度を（亜鉛めっき浴温度―４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃に調整し、請求項６に記載の条件にて亜鉛めっきした後、４６０℃以上６００℃以下の温度で合金化処理を施した後、室温まで冷却することを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。