JP3840864B2 - 高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高張力溶融亜鉛めっき鋼板に係わり、特に連続溶融亜鉛めっきラインで製造される高張力溶融亜鉛めっき鋼板の延性および伸びフランジ性、あるいはさらに耐疲労特性の向上に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、地球環境の保全という観点から、自動車の燃費改善が要求されている。さらに加えて、衝突時に乗員を保護するため、自動車車体の安全性向上も要求されている。このようなことから、自動車車体の軽量化および自動車車体の強化が積極的に進められている。自動車車体の軽量化と強化を同時に満足させるには、部品素材を高強度化することが効果的であると言われており、最近では高張力鋼板が自動車部品に積極的に使用されている。
【０００３】
鋼板を素材とする自動車部品の多くがプレス加工によって成形されるため、自動車部品用鋼板には優れたプレス成形性が要求される。優れたプレス成形性を実現するには、第一義的には高い延性を確保することが肝要である。また、自動車部品のプレス成形においては、伸びフランジ変形も多用される。特に、自動車車体の強度を確保するための骨格部材であるメンバーやリンフォース等を構成する部品では、伸びフランジ変形を多用した部品成形が行われることが多い。このため、自動車部品用鋼板には、優れた延性および伸びフランジ性を有することが強く求められている。
【０００４】
さらに、自動車車体の強度を確保するための骨格部材であるメンバーやリンフォース等を構成する部品では、上記した静的な強度に加えて、さらに優れた耐疲労特性を有することが必要であり、このため、自動車部品用鋼板には、耐疲労特性にも優れることが要求されている。
【０００５】
一方、自動車部品は、適用部位によっては高い耐食性も要求される。高い耐食性が要求される部位に適用される部品の素材には、溶融亜鉛めっき鋼板が好適である。
【０００６】
したがって、自動車車体の軽量化および強化をより一層推進するためには、耐食性に優れ、しかも延性および伸びフランジ性、さらには耐疲労特性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板が必要不可欠な素材となっている。
【０００７】
延性に優れる高張力鋼板としては、フェライトとマルテンサイトの複合組織を有する二相組織鋼板が代表的である。また、近年では残留オーステナイトに起因する変態誘起塑性を利用した高延性鋼板も実用化の段階に至っている。しかし、このような組織強化鋼板は、硬質なマルテンサイトを主要強化因子としているため、局部伸びが低い。このため、伸びフランジ性に劣るという問題がある。さらに、硬質なマルテンサイト相と軟質なフェライト相の硬度差に起因して耐疲労特性が劣化するという問題もある。
【０００８】
また、多くの連続溶融亜鉛めっきラインは、焼鈍設備とめっき設備を連続化して設置している。この連続化されためっき工程の存在により、焼鈍後の冷却はめっき温度で中断され、工程を通じた平均冷却速度も必然的に小さくなる。したがって、連続溶融亜鉛めっきラインで製造される鋼板では、冷却速度の大きい冷却条件下で生成するマルテンサイトや残留オーステナイトをめっき後の鋼板中に含有させることは難しい。このため、これらの相を有する高張力溶融亜鉛めっき鋼板を連続溶融亜鉛めっきラインにて製造することは、一般には困難である。
【０００９】
伸びフランジ性に優れる高張力鋼板としては、べイナイトあるいは焼戻マルテンサイトを主体とする組織を有する鋼板が提案されている。べイナイトや焼戻マルテンサイトは、連続溶融亜鉛めっきラインにおける冷却条件においても形成することが比較的容易である。
【００１０】
例えば、特開平5-179356号公報には、仕上げ圧延後0.1 〜2sの間に冷却を開始し、50〜200 ℃／ｓの冷却速度で450 ℃以下まで冷却し、350 〜450 ℃の温度で巻き取り、50％以上のベイナイトを含むベイナイト＋フェライト複合組織、あるいはベイナイト単相組織として、ついで（Ａc1＋20℃）〜（Ａc1＋70℃）の（α＋γ）２相共存温度で加熱均熱したのち、溶融亜鉛めっきを施し、その後合金化処理し、冷却し、さらに、スキンパス圧延を行う、伸びフランジ性に優れた高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が提案されている。
【００１１】
また、特開平6-93340 号公報には、熱延鋼板を冷間圧延したのち、再結晶温度以上かつＡc1点以上に加熱保持し、その後溶融亜鉛槽に至るまでの間にＭs 点以下の温度に急冷し、鋼板中に部分的あるいは全部分マルテンサイトを生成させ、ついでＭs 点以上の温度であって少なくとも溶融亜鉛浴温度および合金化炉温度に加熱して、焼戻しマルテンサイトを生成させる、伸びフランジ性に優れた高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が提案されている。
【００１２】
しかしながら、特開平5-179356号公報や特開平6-93340 号公報に記載された技術で得られる高張力溶融亜鉛めっき鋼板は、伸びフランジ性には優れるものの、延性の面で十分に満足できるものではなかった。
【００１３】
一方、延性および伸びフランジ性の両方に優れる高張力鋼板の製造方法として、特許第282481号公報には、所定の化学成分を有する鋼を熱間圧延、冷間圧延したのち、所定の温度で焼入れ焼戻しして、残留オーステナイトを1.0 〜6.0 ％含む焼戻マルテンサイトを主体とする組織を有する鋼板とする、局部伸びに優れる高強度薄鋼板の製造方法が提案されている。
【００１４】
また、特開平6-322479号公報には、Ｃ：0.06％以下、Mn：0.2 〜3.0 ％、Si：1.5 ％以下を含有し、さらにＶ、Ti、Nbのうちの１種または２種以上を合計で0.005 〜0.3 ％を含み、ミクロ組織の主相をフェライトもしくはベイナイトとし、粒界における鉄炭化物の占有率が0.1 ％以下、鉄炭化物の最大粒子径が１μm 以下とした、疲労特性と局部変形能に優れた良加工性溶融めっき高強度鋼板が開示されている。
【００１５】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、特許第282481号公報に記載された技術によって得られる高張力鋼板の延性については、未だ不十分な水準にあり、自動車用鋼板として広く使用される高張力鋼板として十分満足できるものではない。また、特許第282481号公報で提案されている製造方法は、一般的な連続溶融亜鉛めっきラインにおける鋼板の熱履歴とは完全に整合しない。このため、特許第282481号公報に記載された製造方法を連続溶融亜鉛めっきラインに適用することは不可能であり、延性および伸びフランジ性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板を得ることは困難である。また、特開平6-322479号公報に記載された鋼板は、疲労特性には優れるものの、自動車用鋼板として十分な延性を保持していないという問題があった。
【００１６】
本発明は、上記従来技術が抱える問題点を解決し、自動車部品用素材として好適な、優れた延性および伸びフランジ性、さらには優れた耐疲労特性を有する高張力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。なお、本発明における高張力溶融亜鉛めっき鋼板は、連続溶融亜鉛めっきラインを利用して製造されることが望ましい。
【００１７】
【課題を解決するための手段】
まず、本発明者らは、連続溶融亜鉛めっきラインを用いて上記した課題を解決するため、延性および伸びフランジ性におよぼす鋼板の組成およびミクロ組織の影響について、鋭意研究を重ねた。その結果、溶融亜鉛めっき処理後に得られる高張力溶融亜鉛めっき鋼板の組織を、フェライト、焼戻マルテンサイト、残留オーステナイト、低温変態相とからなる複合組織とし、複合組織中の各相の体積率を所定の比率とすることにより、優れた延性を発現させることが可能であることを知見した。また、複合組織の主体となるフェライトおよび焼戻マルテンサイトの結晶粒径を微細化することにより、高延性に加えて優れた伸びフランジ性をも獲得させ得ることも見出した。
【００１８】
さらに、本発明者らは、化学成分を所定の範囲に調整した鋼板を、まずラス状のマルテンサイトを含む組織としたうえで、さらに連続溶融亜鉛めっきラインにて所定の条件下で再加熱処理およびめっき処理を施すことにより、鋼板の組織が、所定の体積率範囲内のフェライト、焼戻マルテンサイト、残留オーステナイト、低温変態相からなる複合組織となり、かつフェライトと焼戻マルテンサイトの結晶粒が微細化し、延性および伸びフランジ性がともに向上した高張力溶融亜鉛めっき鋼板とすることが可能であるという知見を得た。
【００１９】
また、本発明者らは、Ti、Nb、Ｖの１種または２種以上を含有させ、フェライト、焼戻しマルテンサイトなど各相の結晶粒を平均結晶粒径で５μm 以下と微細化した場合には、適量のマルテンサイト相の存在が耐疲労特性を顕著に向上させることを知見した。
【００２０】
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。
【００２１】
すなわち、第１の本発明は、鋼板表層に溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板が、mass％で、Ｃ：0.05〜0.20％、Si：0.3 〜1.8 ％、Mn：1.0 〜3.0 ％、Ｓ：0.005 ％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト、焼戻マルテンサイト、残留オーステナイト、低温変態相からなる複合組織を有し、かつ、前記フェライトを体積率で30％以上、前記焼戻マルテンサイトを体積率で20％以上、前記残留オーステナイトを体積率で２％以上含み、さらに、前記フェライトおよび焼戻マルテンサイトの平均結晶粒径が10μm 以下であることを特徴とする延性および伸びフランジ性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板であり、また、第１の本発明では、前記組成に加え、さらに、次（ａ群）〜（ｄ群）
（ａ群）：Cr、Mo、Cuのうちの１種または２種以上を合計で、0.05〜1.0 mass％
（ｂ群）：Ｂ：0.003 mass％以下
（ｃ群）：Ca、REM のうちから選ばれた１種または２種を合計で、0.01mass％以下
（ｄ群）：Ti、 Nb 、Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で、0.01〜0.2 mass％
のうちから選ばれた１群または２群以上を含有してもよい。
【００２２】
また、第２の本発明は、mass％で、Ｃ：0.05〜0.20％、Si：0.3 〜1.8 ％、Mn：1.0 〜3.0 ％、Ｓ：0.005 ％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼板に、（Ａc3変態点−50℃) 〜（Ａc3変態点＋100 ℃）の温度域で５sec 以上保持する一次加熱処理を施した後、10℃／ｓ以上の冷却速度でＭs 点以下の温度まで冷却する一次工程と、次いで、(Ac1変態点〜Ac3 変態点) の間の温度域で５〜120sec間保持する二次加熱処理を施した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で500 ℃以下の温度まで冷却する二次工程と、次いで溶融亜鉛めっき処理を施し、前記鋼板表層に溶融亜鉛めっき層を形成した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で300 ℃まで冷却する三次工程とを順次施すことを特徴とする延性および伸びフランジ性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であり、また、第２の本発明では、前記三次工程が、溶融亜鉛めっき処理を施し前記鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成した後、450 ℃〜550 ℃の温度域まで再加熱して溶融亜鉛めっき層の合金化処理を施し、該合金化処理後、5 ℃／ｓ以上の冷却速度で300 ℃まで冷却する工程とするのが好ましく、また、第２の本発明では、前記組成に加え、さらに、次（ａ群）〜（ｄ群）
（ａ群）：Cr、Mo、Cuのうちの１種または２種以上を合計で、0.05〜1.0 mass％
（ｂ群）：Ｂ：0.003 mass％以下
（ｃ群）：Ca、REM のうちから選ばれた１種または２種を合計で、0.01mass％以下
（ｄ群）：Ti、 Nb 、Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で、0.01〜0.2 mass％
のうちから選ばれた１群または２群以上を含有してもよい。
【００２３】
また、第３の本発明は、鋼板表層に溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板が、mass％で、Ｃ：0.05〜0.20％、Si：0.3 〜1.8 ％、Mn：1.0 〜3.0 ％、Ｓ：0.005 ％以下、Ti、 Nb 、Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で、0.01〜0.2 ％を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト、焼戻マルテンサイト、残留オーステナイトおよび低温変態相からなる複合組織を有し、かつ、前記フェライトを体積率で30％以上、前記焼戻マルテンサイトを体積率で20％以上、前記残留オーステナイトを体積率で２％以上、前記低温変態相としてマルテンサイトを体積率で２〜５％含み、さらに、前記フェライト、焼戻マルテンサイト、残留オーステナイトおよび低温変態相の平均結晶粒径が５μm 以下であることを特徴とする延性、伸びフランジ性および耐疲労特性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板であり、また、第３の本発明では、前記組成に加え、さらに、次（ａ群）〜（ｃ群）
（ａ群）：Cr、Mo、Cuのうちの１種または２種以上を合計で、0.05〜1.0 mass％、
（ｂ群）：Ｂを0.003 mass％以下、
（ｃ群）：Ca、REM のうちから選ばれた１種または２種を合計で、0.01mass％以下
のうちから選ばれた１群または２群以上を含有することが好ましい。
【００２４】
また、第４の本発明は、mass％で、Ｃ：0.05〜0.20％、Si：0.3 〜1.8 ％、Mn：1.0 〜3.0 ％、Ｓ：0.005 ％以下、Ti、 Nb 、Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で、0.01〜0.2 ％を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼板に、（Ａc3変態点−30℃) 〜（Ａc3変態点＋60℃）の温度域で５〜90ｓ保持する一次加熱処理を施した後、10℃／ｓ以上の冷却速度でＭs 点以下の温度まで冷却する一次工程と、次いで、(Ac1変態点＋30℃〜Ac3 変態点−30℃）の温度域で５〜90ｓ間保持する二次加熱処理を施した後、５℃／ｓ以上のの冷却速度で500 ℃以下の温度まで冷却する二次工程と、次いで溶融亜鉛めっき処理を施し、前記鋼板表層に溶融亜鉛めっき層を形成した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で300 ℃まで冷却する三次工程とを順次施すことを特徴とする延性、伸びフランジ性および耐疲労特性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であり、また第４の本発明では、前記三次工程が、溶融亜鉛めっき処理を施し前記鋼板表層に溶融亜鉛めっき層を形成した後、450 ℃〜550 ℃の温度域まで再加熱して溶融亜鉛めっき層の合金化処理を施し、該合金化処理後、５℃／ｓ以上の冷却速度で300 ℃まで冷却する工程であることが好ましく、また、第４の本発明では、前記組成に加え、さらに、次（ａ群）〜（ｃ群）
（ａ群）：Cr、Mo、Cuのうちの１種または２種以上を合計で、0.05〜1.0 mass％、
（ｂ群）：Ｂを0.003 mass％以下、
（ｃ群）：Ca、REM のうちから選ばれた１種または２種を合計で、0.01mass％以下
のうちから選ばれた１群または２群以上を含有することが好ましい。
【００２５】
【発明の実施の形態】
本発明の高張力溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板表層に溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板である。
【００２６】
まず、本発明に用いる鋼板の組成限定理由について説明する。なお、mass％を単に％と記す。
【００２７】
Ｃ：0.05〜0.20％
Ｃは、鋼の高強度化に必須の元素であり、さらに残留オーステナイトや低温変態相の生成に効果があり、不可欠の元素である。しかし、Ｃ含有量が0.05％未満では所望の高強度化が得られず、一方、O.20％を超えると、溶接性の劣化を招く。このため、Ｃは0.05〜0.20％の範囲に限定した。
【００２８】
Si：0.3 〜1.8 ％
Siは、固溶強化により鋼を強化するとともに、オーステナイトを安定化し、残留オーステナイト相の生成を促進する作用を有する。このような作用は、Si含有量がO.3 ％以上で認められる。一方、1.8 ％を超えて含有すると、めっき性が顕著に劣化する。このため、Siは0.3 〜1.8 ％の範囲に限定した。
【００２９】
Mn：1.0 〜3.0 ％
Mnは、固溶強化により鋼を強化するとともに、鋼の焼入性を向上し、残留オーステナイトや低温変態相の生成を促進する作用を有する。このような作用は、Mn含有量が1.0 ％以上で認められる。一方、3.0 ％を超えて含有しても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなりコストの上昇を招く。このため、Mnは1.0 〜3.0 ％の範囲に限定した。
【００３０】
Ｓ：0.005 ％以下
Ｓは、鋼中にMnS を形成し、鋼板の伸びフランジ性および耐疲労特性を低下させる不純物元素である。このため、Ｓの含有量は0.005 ％以下に限定する。
【００３１】
さらに、本発明の鋼板では、必要に応じて、上記した化学成分に加え、下記に示す（ａ群）〜（ｄ群）のうちの１群または２群以上を含有することができる。
【００３２】
（ａ群）：Cr、Mo、Cuのうちの１種または２種以上を合計で、0.05〜1.0 ％
Cr、Mo、Cuは、いずれも鋼の焼入性を向上し、低温変態相の生成を促進する作用を有する元素である。このような作用は、Cr、Mo、Cuのうちの１種または２種以上を合計で0.05％以上含有して認められる。一方、Cr、Mo、Cuのうちの１種または２種以上を合計で1.0 ％を超えて含有しても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利となる。このため、Cr、Mo、Cuのうちの１種または２種以上は、合計で0.05〜1.0 ％の範囲に限定するのが望ましい。なお、より好ましい範囲はCr、Mo、Cuのうちの１種または２種以上を合計で0.05〜0.5 ％である。
【００３３】
（ｂ群）：Ｂ：0.003 ％以下
Ｂは、鋼の焼入性を向上する作用を有する元素であり、必要に応じ含有できる。しかし、Ｂ含有量が0.003 ％を超えると、効果が飽和するため、Ｂは0.003 ％以下に限定するのが望ましい。なお、より望ましいは範囲は0.001 〜0.002 ％である。
【００３４】
（ｃ群）：Ca、REM のうちから選ばれた１種または２種を合計で、0.01％以下 Ca、REM は、硫化物系介在物の形態を制御する作用を有し、これにより鋼板の伸びフランジ性、および耐疲労特性を向上させる効果を有する。このような効果はCa、REM のうちから選ばれた１種または２種の含有量が合計で、0.01％を超えると飽和する。このため、Ca、REM のうちの１種または２種の含有量は、合計で0.01％以下に限定するのが好ましい。なお、より好ましい範囲は0.001 〜0.005 ％である。
【００３５】
（ｄ群）：Ti、 Nb 、Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で、0.01〜0.2 ％
Ti、Nb、Ｖは、鋼中で炭窒化物を形成し、これら炭窒化物による析出強化によりフェライト相を強化し鋼を高強度化する効果を有するとともに、結晶粒径を微細化する効果も有しており、必要に応じて含有できる。このような効果は、Ti、Nb、Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で、0.01％以上で認められる。一方、合計で0.2 ％を超えて含有しても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利となる。このため、Ti、Nb、Ｖのうちの１種または２種以上の含有量は、合計で、0.01〜0.2 ％の範囲に限定するのが好ましい。なお、本発明では、とくに優れた耐疲労特性が要求される場合には、これら元素は、必須添加とする。
【００３６】
本発明に用いる鋼板では、上記した化学成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。不可避的不純物としては、Al：0.1 ％以下、Ｐ：0.05％以下が許容できる。
【００３７】
さらに、本発明の鋼板は、上記した組成と（１）フェライト、（２）焼戻マルテンサイト、（３）残留オーステナイトおよび（４）低温変態相からなる複合組織を有する鋼板である。これら各相が混在共存する複合組織となることにより、鋼板の延性向上等の効果が発現する。なお、本発明における焼戻マルテンサイトとは、ラス状のマルテンサイトを加熱した際に生成する相を指す。
【００３８】
（１）フェライト
フェライトは、鉄炭化物を含まない軟質な相であり、高い変形能を有し、鋼板の延性を向上させる。本発明の鋼板では、このようなフェライトを、体積率で30％以上含有する。フェライト量が30％未満では、顕著な延性向上効果が期待できない。このため、複合組織中のフェライト量は30％以上に限定した。なお、フェライト量が70％を超えると、多相複合組織化による利点が得にくくなるため、フェライト量は70％以下とするのが望ましい。
【００３９】
（２）焼戻マルテンサイト
焼戻マルテンサイトは、焼戻前のラス状マルテンサイトのラス形態を引き継いだ微細な内部構造を有することが特徴であり、鋼板の伸びフランジ性および耐疲労特性の向上に有効な相である。また、焼戻マルテンサイトは、焼戻しによって軟質化しており、十分な塑性変形能を有するため、鋼板の延性向上にも有効な相である。本発明の鋼板では、このような焼戻マルテンサイトを、体積率で20％以上含有する。焼戻マルテンサイト量が20％未満では、前記した効果が十分に期待できない。このため、複合組織中の焼戻マルテンサイト量は20％以上に限定した。なお、焼戻しマルテンサイト量が60％を超えると、多相複合組織化による利点が得にくくなるため、焼戻しマルテンサイト量は60％以下とするのが望ましい。
【００４０】
（３）残留オーステナイト
残留オーステナイトは、加工時にマルテンサイトに歪誘起変態し、局所的に加えられた加工歪を広く分散させ、鋼板の延性を向上させる作用を有する。本発明の鋼板では、このような残留オーステナイトを、体積率で２％以上含有する。残留オーステナイト量が２％未満では、顕著な延性の向上が期待できない。このため、残留オーステナイト量は２％以上に限定した。また、残留オーステナイト量は、好ましくは５％以上である。なお、残留オーステナイト量は多いほどよいが、実際的には10％以下である。
【００４１】
（４）低温変態相
本発明でいう低温変態相とは、焼き戻しされていないマルテンサイトあるいはべイナイトを指す。
【００４２】
マルテンサイト、べイナイトとも硬質相であり、組織強化によって鋼板強度を増加させる作用を有する。また、変態生成時に可動転位の発生を伴うため、鋼板の降伏比を低下させる作用も有する。なお、前記作用を十分に得るためには、低温変態相はマルテンサイトとするのが好適である。マルテンサイトは、変態時に圧縮の残留応力を発生させ、疲労における初期亀裂の進展を抑制させる作用も有し、耐疲労特性を向上させる効果が大きい。この効果は、とくに、マルテンサイトが２〜５％存在した場合に顕著となる。
【００４３】
一方、ベイナイトは、変態時に圧縮の残留応力を発生させる作用は少なく、疲労における初期亀裂の進展を抑制させる作用は小さい。耐疲労特性の向上という観点からはベイナイトの含有は特段必要としない。なお、ベイナイトの含有量が30％を超えると、多相複合組織化による利点が得にくくなるため、ベイナイトは30％以下とするのが望ましい。
【００４４】
本発明においては、低温変態相の量はとくに限定せず、鋼板の強度に応じて適宜配分すればよく、好ましくは体積率で５〜30％である。なお、優れた耐疲労特性を要求される場合は、低温変態相として、マルテンサイトを体積率で２〜５％含有するのが好ましい。
【００４５】
さらに、本発明の鋼板では、上記した複合組織中のフェライトおよび焼戻マルテンサイトの結晶粒径を平均粒径で10μm 以下とする。
【００４６】
結晶粒径の微細化は鋼板の伸びフランジ性、および耐疲労特性を向上させる効果を有する。本発明の鋼板では、複合組織中のフェライトおよび焼戻マルテンサイトの平均結晶粒径を10μm 以下とする。フェライトおよび焼戻マルテンサイトの平均結晶粒径が10μm を超えると、伸びフランジ性の顕著な向上作用が期待できない。このため、フェライトおよび焼戻マルテンサイトの平均結晶粒径は10μm 以下に限定した。
【００４７】
なお、本発明鋼板における複合組織では、上記フェライトおよび焼戻マルテンサイトが主相であり、残部は残留オーステナイトおよび低温変態相である。このような残留オーステナイトおよび低温変態相は、主相であるフェライトおよび焼戻マルテンサイトの粒間あるいは焼戻マルテンサイト粒内に分散して存在する。このため、残留オーステナイトおよび低温変態相の平均粒径は、主相であるフェライトおよび焼戻マルテンサイトの平均粒径より小さくなるため、本発明ではとくに限定しない。
【００４８】
なお、とくに優れた耐疲労特性を要求させる場合には、各相の平均結晶粒径を５μm 以下に限定するのが好ましい。各相の平均結晶粒径が５μm を超えると、顕著な耐疲労特性の向上が期待できない。このため、とくに優れた耐疲労特性を要求される場合には、各相の平均結晶粒径を５μm 以下とする。
【００４９】
本発明の高張力溶融亜鉛めっき鋼板は、上記した組成および上記した複合組織を有する鋼板の表層に、溶融亜鉛めっき層、または合金化溶融亜鉛めっき層が形成されためっき鋼板である。めっき層の付着量（目付量）は、使用部位による耐食性要求により適宜決定すればよく、とくに規定されない。自動車部品に使用される鋼板では、溶融亜鉛めっき層の付着量は30〜120 g/m2とするのが好ましい。
【００５０】
次に、本発明の高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。
【００５１】
まず、上記した組成を有する鋼片を溶製し、通常の公知の方法で鋳造し、次いで通常の公知の方法で熱間圧延、あるいはさらに冷間圧延して、鋼板とする。また、必要に応じて、酸洗あるいは焼鈍等の工程を加えることができる。
【００５２】
本発明では、上記した組成を有する鋼板に、一次加熱処理後冷却しラス状マルテンサイトを含有する組織とする一次工程（▲１▼）と、次いで連続溶融亜鉛めっきラインにて二次加熱処理を施し、一次工程で形成されたマルテンサイトの焼戻しと、三次工程後に残留オーステナイトおよび低温変態相を生成するための鋼板組織の一部再オーステナイト化を図る二次工程（▲２▼）とを施し、しかる後亜鉛めっき処理を施し、冷却して残留オーステナイトおよび低温変態相の生成を図る三次工程（▲３▼）を施し、延性および伸びフランジ性、あるいはさらに耐疲労特性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板を得る。
【００５３】
▲１▼一次工程
一次工程では、鋼板に（Ａc3変態点−50℃）〜（Ａc3変態点＋100 ℃）の温度域に少なくとも５sec 以上保持する一次加熱処理を施した後、Ｍs 点以下の温度まで10℃／ｓ以上の冷却速度で鋼板を急冷する。この一次工程により、鋼板中にラス状マルテンサイトが生成される。三次工程後の鋼板中に、フェライト、焼戻マルテンサイト、残留オーステナイト、低温変態相の均一微細な複合組織を得るためには、一次工程後の鋼板組織を、ラス状のマルテンサイトを含む組織とすることが必要である。
【００５４】
一次加熱処理の加熱保持温度が（Ａc3変態点−50℃）未満、あるいは保持時間が５sec 未満では、加熱保持中に生成するオーステナイト量が少なく、冷却後に得られるラス状マルテンサイト量が不足する。一方、一次加熱処理の加熱保持温度が（Ａc3変態点＋100 ℃）を超えると、加熱保持中にオーステナイトの結晶粒径が粗大化する。このため、三次工程後に得られるフェライトおよび焼戻マルテンサイトの平均結晶粒径が10μm 以下とならない。また、保持時間は120 sec 以下とするのが好ましい。
【００５５】
なお、耐疲労特性向上のために、三次工程後に得られる各相の平均結晶粒径を５μm 以下とするには、一次加熱処理の加熱保持温度を（Ａc3変態点−30℃）〜（Ａc3変態点＋60℃）の範囲とするのが好ましい。
【００５６】
また、一次加熱処理後の冷却速度が10℃／ｓ未満では、冷却後の鋼板組織をラス状マルテンサイトを含む組織とすることができない。なお、一次加熱処理後の冷却速度は、鋼板の形状を良好に保つためには100 ℃／ｓ以下とするのが望ましい。
【００５７】
なお、めっき母板として、最終圧延が（Ar3 変態点−50℃）以上の温度で行われた熱延鋼板を使用する場合には、最終圧延後の冷却時に、Ms点以下の温度まで10℃／ｓ以上の冷却速度で急冷することにより、この一次工程を代替することができる。
【００５８】
▲２▼二次工程
二次工程では、一次工程によりラス状マルテンサイトを生成させた鋼板に、さらに Ac1変態点〜Ac3 変態点の温度域で５〜120sec間保持する二次加熱処理を施した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で500 ℃以下の温度まで冷却する。この二次工程により、一次工程で形成されたマルテンサイトを焼戻マルテンサイトとするとともに、三次工程後に残留オーステナイトおよび低温変態相を生成するための鋼板組織の一部再オーステナイト化を図る。
【００５９】
二次加熱処理における加熱保持温度がＡc1変態点未満では、オーステナイトが再生成せず、三次工程後に残留オーステナイトや低温変態相が得られない。また、保持温度がＡc3変態点を超えると、鋼板組織の再オーステナイト化を招き、焼戻マルテンサイトが消失する。また、二次加熱処理における加熱保持時間が５sec 未満ではオーステナイトの再生成が不十分であるため、三次工程後に十分な量の残留オーステナイトが得られない。また、加熱保持時間が120secを超えると、焼戻マルテンサイトの再オーステナイト化が進行し、必要量の焼戻マルテンサイトを得ることが困難となる。
【００６０】
また、二次加熱処理後の500 ℃までの温度範囲での冷却速度が５℃／ｓ未満では二次加熱処理にて生成したオーステナイトがフェライトやパーライトに変態し、残留オーステナイトや低温変態相とならない。なお、二次加熱処理後の冷却速度は５℃／ｓ以上50℃／ｓ以下とするのが好ましい。
【００６１】
なお、耐疲労特性向上のため、低温変態相をとくに２〜５％のマルテンサイトを含む相とするには、二次加熱処理を、(Ac1変態点＋30℃〜Ac3 変態点−30℃) の温度域で５〜90ｓ間保持した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で500 ℃以下の温度まで冷却するのが好ましい。加熱保持温度、冷却速度が上記した範囲を外れると、所望の組織を得ることができず、耐疲労特性の顕著な向上が得られない。
【００６２】
なお、この二次工程は、焼鈍設備と溶融亜鉛めっき設備を兼ね備えた連続溶融亜鉛めっきラインで行うのが好ましい。このような連続溶融亜鉛めっきラインで行うことにより、二次工程後直ちに三次工程に移行でき、生産性が向上する。
【００６３】
▲３▼三次工程
三次工程では、二次工程を施された鋼板に溶融亜鉛めっきを施し、5 ℃／ｓ以上の冷却速度で300 ℃まで冷却する。溶融亜鉛めっき処理は、通常、連続溶融亜鉛めっきラインで行われている処理条件でよく、特に限定する必要はない。しかし、極端に高温でのめっきは必要な残留オーステナイト量の確保が困難となる。このため、500 ℃以下でのめっき処理とするのが好ましい。また、めっき処理後の冷却速度が極端に小さいときは、残留オーステナイト量の確保が困難になる。このため、めっき後から 300℃までの温度範囲における冷却速度は５℃／ｓ以上に限定するのがよい。なお、好ましくは50℃／ｓ以下である。また、めっき処理後、必要に応じて目付量調整のためのワイピングを行ってもよいのはいうまでもない。
【００６４】
また、溶融亜鉛めっき処理後、めっき層の合金化処理を施してもよい。溶融亜鉛めっき層の合金化処理は、溶融亜鉛めっき処理後、450 〜550 ℃の温度域まで再加熱して行う。合金化処理後は、５℃／ｓ以上の冷却速度で300 ℃まで冷却するのが好ましい。高温での合金化処理は、必要な残留オーステナイト量の確保が困難となり、鋼板の延性が低下する。このため、合金化処理温度の上限は550 ℃に限定する。また、合金化処理温度が450 ℃未満では、合金化の進行が遅く生産性が低下する。このため、合金化処理温度の下限は450 ℃とするのが好ましい。また、合金化処理後の冷却速度が極端に小さい場合には必要な残留オーステナイト量の確保が困難になる。このため、合金化処理後から300 ℃までの温度範囲における冷却速度を５℃／ｓ以上に限定するのがよい。
【００６５】
なお、めっき処理後あるいは合金化処理後の鋼板には、形状矯正、表面粗度等の調整のための調質圧延を加えてもよい。また、樹脂あるいは油脂コーティング、各種塗装あるいは電気めっき等の処理を施しても何ら不都合はない。
【００６６】
本発明は、焼鈍設備とめっき設備および合金化処理設備を連続した溶融亜鉛めっきラインにおいて、二次工程と三次工程を連続して行うことを前提としているが、各工程を独立した設備で実施することも可能である。
【００６７】
【実施例】
（実施例１）
表１に示す組成を有する鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて鋳片とした。得られた鋳片を板厚2.6 mmまで熱間圧延し、次いで酸洗した後、冷間圧延により板厚1.4 mmの冷延鋼板を得た。なお、表１に示した化学成分以外の残部はFeおよび不可避的不純物である。
【００６８】
【表１】
【００６９】
次いで、これら冷延鋼板に、連続焼鈍ラインにて、表２に示す一次工程条件にて加熱保持した後冷却する一次工程を施した。一次工程後、鋼板のミクロ組織調査を行い、ラス状マルテンサイトの量を測定した。さらに、一次工程を施されたこれら鋼板に、連続溶融亜鉛めっきラインにて、表２に示す二次工程条件で、加熱保持した後冷却する二次工程を施した後、引き続き溶融亜鉛めっき処理を施し、一部については溶融亜鉛めっき処理後に再加熱する溶融亜鉛めっき層の合金化処理を行い、次いで冷却する三次工程を施した。
【００７０】
なお、溶融亜鉛めっき処理は、浴温475 ℃のめっき槽に鋼板を浸漬して行い、浸漬した鋼板を引き上げた後、片面当たりの目付量（付着量）が50g/m2となるように、ガスワイピングにより目付量を調整した。亜鉛めっき層の合金化処理を行う場合には、ワイピング処理の後、10℃／ｓの加熱速度で500 ℃まで昇温して合金化処理した。合金化処理時の保持時間は、めっき層中の鉄含有率が９〜11％となるように調整した。
【００７１】
【表２】
【００７２】
鋼板のミクロ組織は、鋼板の圧延方向断面を光学顕微鏡あるいは走査型電子顕微鏡にて観察することにより調査した。鋼板中のラス状マルテンサイト、フェライト、焼戻マルテンサイトの量については、倍率1000倍の断面組織写真を用いて、画像解析により任意に設定した100 mm四方の正方形領域内に存在する該当相の占有面積率を求め、該当相の体積率とした。また、残留オーステナイト量は、鋼板を板厚方向の中心面まで研磨し、板厚中心面での回析Ｘ線強度測定により求めた。入射Ｘ線にはMoK α線を使用し、残留オーステナイト相の｛111 ｝、｛200 ｝、｛220 ｝、｛311 ｝各面の回析Ｘ線強度比を求め、これらの平均値を残留オーステナイトの体積率とした。
【００７３】
フェライト粒径は、JIS Ｚ0552の規定に準拠して結晶粒度を測定し、平均結晶粒径に換算した。また、焼戻マルテンサイト粒径も、フェライト粒径と同様の方法により求めた。
【００７４】
鋼板の機械的特性は、引張試験および穴拡げ試験により調査した。
【００７５】
引張試験は、鋼板より圧延直角方向に採取したJIS Ｚ2204に規定のJIS ５号試験片を用いて、JIS Ｚ2241の規定に準拠して、引張強さ（TS）および破断伸び（El）を測定した。
【００７６】
穴拡げ試験は、日本鉄鋼連盟規格JFS Ｔ1001に準拠して、鋼板に10mmφ（Ｄ0 ）の円穴を打抜き、打抜き穴を頂角60°の円錐ポンチで押し拡げ、割れが板厚方向に貫通した直後の穴径Ｄを求めた。ＤとＤ0 から、λ＝｛（Ｄ−Ｄ0 ）／Ｄ0 ｝×100 （％）で定義される穴拡げ率（λ）を求め、伸びフランジ性の指標とした。
【００７７】
得られた結果を表３に示す。
【００７８】
【表３】
【００７９】
表３から、本発明例の溶融亜鉛めっき鋼板は、590 MPa 以上の引張強さ（TS）を有し、強度−伸びバランス（TS×El）が20000 MPa ・％以上、かつ、強度−穴拡げ率バランス（TS×λ）が60000 MPa ・％以上と、延性および伸びフランジ性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板となっている。
【００８０】
一方、本発明の範囲を外れる比較例では、強度−伸びバランスと強度−穴拡げ率バランスの両方でともに高い値を示すものはなく、延性および伸びフランジ性が同時に優れるものはない。
【００８１】
鋼板No.2は、一次加熱処理における加熱温度が低く、冷却後に得られるラス状マルテンサイトが少なく、めっき処理後の焼戻マルテンサイトおよび残留オーステナイト量が低下して、強度−伸びバランスおよび強度−穴拡げ率バランスが低下している。
【００８２】
鋼板No.4は、一次加熱処理における加熱温度が高く、めっき処理後のフェライトおよび焼戻マルテンサイトの粒径が大きくなり、強度−穴拡げ率バランスが低下している。
【００８３】
鋼板No.5は、一次加熱処理後の冷却速度が小さく、冷却後にラス状マルテンサイトが生成しないため、めっき処理後に焼戻マルテンサイトおよび残留オーステナイトが得られず、強度−伸びバランスおよび強度−穴拡げ率バランスが低下している。
【００８４】
鋼板No.6は、二次加熱処理における加熱温度が高すぎため、めっき処理後に焼戻マルテンサイトおよび残留オーステナイトが得られず、強度−伸びバランスおよび強度−穴拡げ率バランスが低下している。
【００８５】
鋼板No.7は、二次加熱処理における加熱温度が低すぎたため、めっき処理後に残留オーステナイトおよび低温変態相が得られず、強度−伸びバランスおよび強度−穴拡げ率バランスが低下している。
【００８６】
鋼板No.13 〜15は、鋼板の組成が本発明範囲を外れ、焼戻マルテンサイトあるいは残留オーステナイトの生成量が少なくなり、強度−伸びバランスおよび強度−穴拡げ率バランスが低下している。また、鋼板No.16 は、鋼板の組成が本発明範囲を外れ、鋼中の硫化物が多くなり、強度−穴拡げ率バランスが低下している。
（実施例２）
表４に示す組成を有する鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて鋳片とした。得られた鋳片を板厚2.6 mmまで熱間圧延し、次いで酸洗した後、冷間圧延により板厚1.4 mmの冷延鋼板を得た。なお、表４に示した化学成分以外の残部はFeおよび不可避的不純物である。
【００８７】
【表４】
【００８８】
次いで、これら冷延鋼板に、連続焼鈍ラインにて、表５に示す一次工程条件にて加熱保持した後冷却する一次工程を施した。一次工程後、鋼板のミクロ組織調査を行い、ラス状マルテンサイトの量を測定した。さらに、一次工程を施されたこれら鋼板に、連続溶融亜鉛めっきラインにて、表５に示す二次工程条件で、加熱保持した後冷却する二次工程を施した後、引き続き溶融亜鉛めっき処理を施し、一部については溶融亜鉛めっき処理後に再加熱する溶融亜鉛めっき層の合金化処理を行い、次いで冷却する三次工程を施した。
【００８９】
なお、溶融亜鉛めっき処理は、浴温475 ℃のめっき槽に鋼板を浸漬して行い、浸漬した鋼板を引き上げた後、片面当たりの目付量（付着量）が50g/m2となるように、ガスワイピングにより目付量を調整した。亜鉛めっき層の合金化処理を行う場合には、ワイピング処理の後、10℃／ｓの加熱速度で500 ℃まで昇温して合金化処理した。合金化処理時の保持時間は、めっき層中の鉄含有率が９〜11％となるように調整した。
【００９０】
これら鋼板について、ミクロ組織、機械的特性、疲労特性を調査した。
【００９１】
【表５】
【００９２】
鋼板のミクロ組織は、鋼板の圧延方向断面を光学顕微鏡あるいは走査型電子顕微鏡にて観察することにより調査した。鋼板中のラス状マルテンサイト、フェライト、焼戻マルテンサイト、低温変態相の量については、倍率1000倍の断面組織写真を用いて、画像解析により任意に設定した100 mm四方の正方形領域内に存在する該当相の占有面積率を求め、該当相の体積率とした。また、残留オーステナイト量は、鋼板を板厚方向の中心面まで研磨し、板厚中心面での回析Ｘ線強度測定により求めた。入射Ｘ線にはMoK α線を使用し、残留オーステナイト相の｛111 ｝、｛200 ｝、｛220 ｝、｛311 ｝各面の回析Ｘ線強度比を求め、これらの平均値を残留オーステナイトの体積率とした。
【００９３】
フェライト粒径は、JIS Z 0552の規定に準拠して結晶粒度を測定し、平均結晶粒径に換算した。また、焼戻マルテンサイト粒径も、フェライト粒径と同様の方法により求めた。低温変態相の平均粒径は、画像解析により、各粒の面積から円相当径に換算し、それらの平均値を用いた。
【００９４】
鋼板の機械的特性は、引張試験および穴拡げ試験により調査した。
【００９５】
引張試験、穴拡げ試験は、実施例１と同様とした。
【００９６】
疲労特性は、JIS Z 2275に準拠した両振り平面曲げ疲労試験により、疲労限（FL）を測定した。
【００９７】
得られた結果を表６に示す。
【００９８】
【表６】
【００９９】
表６から、本発明例の溶融亜鉛めっき鋼板は、590 MPa 以上の引張強さ（TS）を有し、強度−伸びバランス（TS×El）が20000 MPa ・％以上、かつ、強度−穴拡げ率バランス（TS×λ）が60000MPa・％以上と、延性および伸びフランジ性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板であり、かつ、耐久比FL/TS が0.5 以上と、耐疲労特性にも優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板となっている。
【０１００】
一方、本発明の範囲を外れる比較例では、強度−伸びバランス、強度−穴拡げ率バランス、耐久比がいずれも高い値を示すものはなく、延性、伸びフランジ性、耐疲労特性が同時に優れるものはない。
【０１０１】
鋼板No.2-2は、一次加熱処理における加熱温度が低く、冷却後に得られるラス状マルテンサイトが少なく、めっき処理後の焼戻マルテンサイトおよび残留オーステナイト量が低下して、強度−伸びバランスおよび強度−穴拡げ率バランスが低下している。
【０１０２】
鋼板No.2-3は、一次加熱処理後の冷却速度が小さく、フェライト、焼戻マルテンサイトの平均粒径が大きくなり、また、残留オーステナイトが得られず、強度−伸びバランスおよび強度−穴拡げ率バランスが低下している。
【０１０３】
鋼板No.2-4は、二次加熱処理における加熱温度が低すぎるため、めっき処理後に残留オーステナイトおよび低温変態相（マルテンサイト）が得られず、強度−伸びバランスおよび強度−穴拡げ率バランスが低下している。
【０１０４】
鋼板No.2-6は、一次加熱処理における加熱温度が高すぎたため、めっき処理後にフェライトおよび焼戻しマルテンサイトの粒径が大きく、また残留オーステナイトが得られず、強度−伸びバランスおよび強度−穴拡げ率バランス、耐久比が低下している。
【０１０５】
鋼板No.2-7は、二次加熱処理における加熱温度が高すぎたため、めっき処理後に焼戻マルテンサイトおよび残留オーステナイトが得られず、強度−伸びバランスおよび強度−穴拡げ率バランスが低下している。
【０１０６】
鋼板No.2-12 〜2-14は、鋼板の組成が本発明範囲を外れ、焼戻マルテンサイトおよび／または残留オーステナイトの生成量が少なくなり、強度−伸びバランスおよび強度−穴拡げ率バランスが低下している。
【０１０７】
また、鋼板No.2-15 は、鋼板の組成が本発明範囲を外れ、鋼中の硫化物が多くなり、強度−穴拡げ率バランス、耐久比が低下している。
【０１０８】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、非常に優れた延性、伸びフランジ性あるいはさらに耐疲労特性を有し、自動車部品に代表される成形品素材として実に好適な高張力亜鉛めっき鋼板が、安価にしかも安定して製造でき、産業上格段の効果を奏する。
【発明の属する技術分野】
本発明は、高張力溶融亜鉛めっき鋼板に係わり、特に連続溶融亜鉛めっきラインで製造される高張力溶融亜鉛めっき鋼板の延性および伸びフランジ性、あるいはさらに耐疲労特性の向上に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、地球環境の保全という観点から、自動車の燃費改善が要求されている。さらに加えて、衝突時に乗員を保護するため、自動車車体の安全性向上も要求されている。このようなことから、自動車車体の軽量化および自動車車体の強化が積極的に進められている。自動車車体の軽量化と強化を同時に満足させるには、部品素材を高強度化することが効果的であると言われており、最近では高張力鋼板が自動車部品に積極的に使用されている。
【０００３】
鋼板を素材とする自動車部品の多くがプレス加工によって成形されるため、自動車部品用鋼板には優れたプレス成形性が要求される。優れたプレス成形性を実現するには、第一義的には高い延性を確保することが肝要である。また、自動車部品のプレス成形においては、伸びフランジ変形も多用される。特に、自動車車体の強度を確保するための骨格部材であるメンバーやリンフォース等を構成する部品では、伸びフランジ変形を多用した部品成形が行われることが多い。このため、自動車部品用鋼板には、優れた延性および伸びフランジ性を有することが強く求められている。
【０００４】
さらに、自動車車体の強度を確保するための骨格部材であるメンバーやリンフォース等を構成する部品では、上記した静的な強度に加えて、さらに優れた耐疲労特性を有することが必要であり、このため、自動車部品用鋼板には、耐疲労特性にも優れることが要求されている。
【０００５】
一方、自動車部品は、適用部位によっては高い耐食性も要求される。高い耐食性が要求される部位に適用される部品の素材には、溶融亜鉛めっき鋼板が好適である。
【０００６】
したがって、自動車車体の軽量化および強化をより一層推進するためには、耐食性に優れ、しかも延性および伸びフランジ性、さらには耐疲労特性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板が必要不可欠な素材となっている。
【０００７】
延性に優れる高張力鋼板としては、フェライトとマルテンサイトの複合組織を有する二相組織鋼板が代表的である。また、近年では残留オーステナイトに起因する変態誘起塑性を利用した高延性鋼板も実用化の段階に至っている。しかし、このような組織強化鋼板は、硬質なマルテンサイトを主要強化因子としているため、局部伸びが低い。このため、伸びフランジ性に劣るという問題がある。さらに、硬質なマルテンサイト相と軟質なフェライト相の硬度差に起因して耐疲労特性が劣化するという問題もある。
【０００８】
また、多くの連続溶融亜鉛めっきラインは、焼鈍設備とめっき設備を連続化して設置している。この連続化されためっき工程の存在により、焼鈍後の冷却はめっき温度で中断され、工程を通じた平均冷却速度も必然的に小さくなる。したがって、連続溶融亜鉛めっきラインで製造される鋼板では、冷却速度の大きい冷却条件下で生成するマルテンサイトや残留オーステナイトをめっき後の鋼板中に含有させることは難しい。このため、これらの相を有する高張力溶融亜鉛めっき鋼板を連続溶融亜鉛めっきラインにて製造することは、一般には困難である。
【０００９】
伸びフランジ性に優れる高張力鋼板としては、べイナイトあるいは焼戻マルテンサイトを主体とする組織を有する鋼板が提案されている。べイナイトや焼戻マルテンサイトは、連続溶融亜鉛めっきラインにおける冷却条件においても形成することが比較的容易である。
【００１０】
例えば、特開平5-179356号公報には、仕上げ圧延後0.1 〜2sの間に冷却を開始し、50〜200 ℃／ｓの冷却速度で450 ℃以下まで冷却し、350 〜450 ℃の温度で巻き取り、50％以上のベイナイトを含むベイナイト＋フェライト複合組織、あるいはベイナイト単相組織として、ついで（Ａc1＋20℃）〜（Ａc1＋70℃）の（α＋γ）２相共存温度で加熱均熱したのち、溶融亜鉛めっきを施し、その後合金化処理し、冷却し、さらに、スキンパス圧延を行う、伸びフランジ性に優れた高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が提案されている。
【００１１】
また、特開平6-93340 号公報には、熱延鋼板を冷間圧延したのち、再結晶温度以上かつＡc1点以上に加熱保持し、その後溶融亜鉛槽に至るまでの間にＭs 点以下の温度に急冷し、鋼板中に部分的あるいは全部分マルテンサイトを生成させ、ついでＭs 点以上の温度であって少なくとも溶融亜鉛浴温度および合金化炉温度に加熱して、焼戻しマルテンサイトを生成させる、伸びフランジ性に優れた高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が提案されている。
【００１２】
しかしながら、特開平5-179356号公報や特開平6-93340 号公報に記載された技術で得られる高張力溶融亜鉛めっき鋼板は、伸びフランジ性には優れるものの、延性の面で十分に満足できるものではなかった。
【００１３】
一方、延性および伸びフランジ性の両方に優れる高張力鋼板の製造方法として、特許第282481号公報には、所定の化学成分を有する鋼を熱間圧延、冷間圧延したのち、所定の温度で焼入れ焼戻しして、残留オーステナイトを1.0 〜6.0 ％含む焼戻マルテンサイトを主体とする組織を有する鋼板とする、局部伸びに優れる高強度薄鋼板の製造方法が提案されている。
【００１４】
また、特開平6-322479号公報には、Ｃ：0.06％以下、Mn：0.2 〜3.0 ％、Si：1.5 ％以下を含有し、さらにＶ、Ti、Nbのうちの１種または２種以上を合計で0.005 〜0.3 ％を含み、ミクロ組織の主相をフェライトもしくはベイナイトとし、粒界における鉄炭化物の占有率が0.1 ％以下、鉄炭化物の最大粒子径が１μm 以下とした、疲労特性と局部変形能に優れた良加工性溶融めっき高強度鋼板が開示されている。
【００１５】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、特許第282481号公報に記載された技術によって得られる高張力鋼板の延性については、未だ不十分な水準にあり、自動車用鋼板として広く使用される高張力鋼板として十分満足できるものではない。また、特許第282481号公報で提案されている製造方法は、一般的な連続溶融亜鉛めっきラインにおける鋼板の熱履歴とは完全に整合しない。このため、特許第282481号公報に記載された製造方法を連続溶融亜鉛めっきラインに適用することは不可能であり、延性および伸びフランジ性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板を得ることは困難である。また、特開平6-322479号公報に記載された鋼板は、疲労特性には優れるものの、自動車用鋼板として十分な延性を保持していないという問題があった。
【００１６】
本発明は、上記従来技術が抱える問題点を解決し、自動車部品用素材として好適な、優れた延性および伸びフランジ性、さらには優れた耐疲労特性を有する高張力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。なお、本発明における高張力溶融亜鉛めっき鋼板は、連続溶融亜鉛めっきラインを利用して製造されることが望ましい。
【００１７】
【課題を解決するための手段】
まず、本発明者らは、連続溶融亜鉛めっきラインを用いて上記した課題を解決するため、延性および伸びフランジ性におよぼす鋼板の組成およびミクロ組織の影響について、鋭意研究を重ねた。その結果、溶融亜鉛めっき処理後に得られる高張力溶融亜鉛めっき鋼板の組織を、フェライト、焼戻マルテンサイト、残留オーステナイト、低温変態相とからなる複合組織とし、複合組織中の各相の体積率を所定の比率とすることにより、優れた延性を発現させることが可能であることを知見した。また、複合組織の主体となるフェライトおよび焼戻マルテンサイトの結晶粒径を微細化することにより、高延性に加えて優れた伸びフランジ性をも獲得させ得ることも見出した。
【００１８】
さらに、本発明者らは、化学成分を所定の範囲に調整した鋼板を、まずラス状のマルテンサイトを含む組織としたうえで、さらに連続溶融亜鉛めっきラインにて所定の条件下で再加熱処理およびめっき処理を施すことにより、鋼板の組織が、所定の体積率範囲内のフェライト、焼戻マルテンサイト、残留オーステナイト、低温変態相からなる複合組織となり、かつフェライトと焼戻マルテンサイトの結晶粒が微細化し、延性および伸びフランジ性がともに向上した高張力溶融亜鉛めっき鋼板とすることが可能であるという知見を得た。
【００１９】
また、本発明者らは、Ti、Nb、Ｖの１種または２種以上を含有させ、フェライト、焼戻しマルテンサイトなど各相の結晶粒を平均結晶粒径で５μm 以下と微細化した場合には、適量のマルテンサイト相の存在が耐疲労特性を顕著に向上させることを知見した。
【００２０】
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。
【００２１】
すなわち、第１の本発明は、鋼板表層に溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板が、mass％で、Ｃ：0.05〜0.20％、Si：0.3 〜1.8 ％、Mn：1.0 〜3.0 ％、Ｓ：0.005 ％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト、焼戻マルテンサイト、残留オーステナイト、低温変態相からなる複合組織を有し、かつ、前記フェライトを体積率で30％以上、前記焼戻マルテンサイトを体積率で20％以上、前記残留オーステナイトを体積率で２％以上含み、さらに、前記フェライトおよび焼戻マルテンサイトの平均結晶粒径が10μm 以下であることを特徴とする延性および伸びフランジ性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板であり、また、第１の本発明では、前記組成に加え、さらに、次（ａ群）〜（ｄ群）
（ａ群）：Cr、Mo、Cuのうちの１種または２種以上を合計で、0.05〜1.0 mass％
（ｂ群）：Ｂ：0.003 mass％以下
（ｃ群）：Ca、REM のうちから選ばれた１種または２種を合計で、0.01mass％以下
（ｄ群）：Ti、 Nb 、Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で、0.01〜0.2 mass％
のうちから選ばれた１群または２群以上を含有してもよい。
【００２２】
また、第２の本発明は、mass％で、Ｃ：0.05〜0.20％、Si：0.3 〜1.8 ％、Mn：1.0 〜3.0 ％、Ｓ：0.005 ％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼板に、（Ａc3変態点−50℃) 〜（Ａc3変態点＋100 ℃）の温度域で５sec 以上保持する一次加熱処理を施した後、10℃／ｓ以上の冷却速度でＭs 点以下の温度まで冷却する一次工程と、次いで、(Ac1変態点〜Ac3 変態点) の間の温度域で５〜120sec間保持する二次加熱処理を施した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で500 ℃以下の温度まで冷却する二次工程と、次いで溶融亜鉛めっき処理を施し、前記鋼板表層に溶融亜鉛めっき層を形成した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で300 ℃まで冷却する三次工程とを順次施すことを特徴とする延性および伸びフランジ性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であり、また、第２の本発明では、前記三次工程が、溶融亜鉛めっき処理を施し前記鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成した後、450 ℃〜550 ℃の温度域まで再加熱して溶融亜鉛めっき層の合金化処理を施し、該合金化処理後、5 ℃／ｓ以上の冷却速度で300 ℃まで冷却する工程とするのが好ましく、また、第２の本発明では、前記組成に加え、さらに、次（ａ群）〜（ｄ群）
（ａ群）：Cr、Mo、Cuのうちの１種または２種以上を合計で、0.05〜1.0 mass％
（ｂ群）：Ｂ：0.003 mass％以下
（ｃ群）：Ca、REM のうちから選ばれた１種または２種を合計で、0.01mass％以下
（ｄ群）：Ti、 Nb 、Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で、0.01〜0.2 mass％
のうちから選ばれた１群または２群以上を含有してもよい。
【００２３】
また、第３の本発明は、鋼板表層に溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板が、mass％で、Ｃ：0.05〜0.20％、Si：0.3 〜1.8 ％、Mn：1.0 〜3.0 ％、Ｓ：0.005 ％以下、Ti、 Nb 、Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で、0.01〜0.2 ％を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト、焼戻マルテンサイト、残留オーステナイトおよび低温変態相からなる複合組織を有し、かつ、前記フェライトを体積率で30％以上、前記焼戻マルテンサイトを体積率で20％以上、前記残留オーステナイトを体積率で２％以上、前記低温変態相としてマルテンサイトを体積率で２〜５％含み、さらに、前記フェライト、焼戻マルテンサイト、残留オーステナイトおよび低温変態相の平均結晶粒径が５μm 以下であることを特徴とする延性、伸びフランジ性および耐疲労特性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板であり、また、第３の本発明では、前記組成に加え、さらに、次（ａ群）〜（ｃ群）
（ａ群）：Cr、Mo、Cuのうちの１種または２種以上を合計で、0.05〜1.0 mass％、
（ｂ群）：Ｂを0.003 mass％以下、
（ｃ群）：Ca、REM のうちから選ばれた１種または２種を合計で、0.01mass％以下
のうちから選ばれた１群または２群以上を含有することが好ましい。
【００２４】
また、第４の本発明は、mass％で、Ｃ：0.05〜0.20％、Si：0.3 〜1.8 ％、Mn：1.0 〜3.0 ％、Ｓ：0.005 ％以下、Ti、 Nb 、Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で、0.01〜0.2 ％を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼板に、（Ａc3変態点−30℃) 〜（Ａc3変態点＋60℃）の温度域で５〜90ｓ保持する一次加熱処理を施した後、10℃／ｓ以上の冷却速度でＭs 点以下の温度まで冷却する一次工程と、次いで、(Ac1変態点＋30℃〜Ac3 変態点−30℃）の温度域で５〜90ｓ間保持する二次加熱処理を施した後、５℃／ｓ以上のの冷却速度で500 ℃以下の温度まで冷却する二次工程と、次いで溶融亜鉛めっき処理を施し、前記鋼板表層に溶融亜鉛めっき層を形成した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で300 ℃まで冷却する三次工程とを順次施すことを特徴とする延性、伸びフランジ性および耐疲労特性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であり、また第４の本発明では、前記三次工程が、溶融亜鉛めっき処理を施し前記鋼板表層に溶融亜鉛めっき層を形成した後、450 ℃〜550 ℃の温度域まで再加熱して溶融亜鉛めっき層の合金化処理を施し、該合金化処理後、５℃／ｓ以上の冷却速度で300 ℃まで冷却する工程であることが好ましく、また、第４の本発明では、前記組成に加え、さらに、次（ａ群）〜（ｃ群）
（ａ群）：Cr、Mo、Cuのうちの１種または２種以上を合計で、0.05〜1.0 mass％、
（ｂ群）：Ｂを0.003 mass％以下、
（ｃ群）：Ca、REM のうちから選ばれた１種または２種を合計で、0.01mass％以下
のうちから選ばれた１群または２群以上を含有することが好ましい。
【００２５】
【発明の実施の形態】
本発明の高張力溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板表層に溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板である。
【００２６】
まず、本発明に用いる鋼板の組成限定理由について説明する。なお、mass％を単に％と記す。
【００２７】
Ｃ：0.05〜0.20％
Ｃは、鋼の高強度化に必須の元素であり、さらに残留オーステナイトや低温変態相の生成に効果があり、不可欠の元素である。しかし、Ｃ含有量が0.05％未満では所望の高強度化が得られず、一方、O.20％を超えると、溶接性の劣化を招く。このため、Ｃは0.05〜0.20％の範囲に限定した。
【００２８】
Si：0.3 〜1.8 ％
Siは、固溶強化により鋼を強化するとともに、オーステナイトを安定化し、残留オーステナイト相の生成を促進する作用を有する。このような作用は、Si含有量がO.3 ％以上で認められる。一方、1.8 ％を超えて含有すると、めっき性が顕著に劣化する。このため、Siは0.3 〜1.8 ％の範囲に限定した。
【００２９】
Mn：1.0 〜3.0 ％
Mnは、固溶強化により鋼を強化するとともに、鋼の焼入性を向上し、残留オーステナイトや低温変態相の生成を促進する作用を有する。このような作用は、Mn含有量が1.0 ％以上で認められる。一方、3.0 ％を超えて含有しても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなりコストの上昇を招く。このため、Mnは1.0 〜3.0 ％の範囲に限定した。
【００３０】
Ｓ：0.005 ％以下
Ｓは、鋼中にMnS を形成し、鋼板の伸びフランジ性および耐疲労特性を低下させる不純物元素である。このため、Ｓの含有量は0.005 ％以下に限定する。
【００３１】
さらに、本発明の鋼板では、必要に応じて、上記した化学成分に加え、下記に示す（ａ群）〜（ｄ群）のうちの１群または２群以上を含有することができる。
【００３２】
（ａ群）：Cr、Mo、Cuのうちの１種または２種以上を合計で、0.05〜1.0 ％
Cr、Mo、Cuは、いずれも鋼の焼入性を向上し、低温変態相の生成を促進する作用を有する元素である。このような作用は、Cr、Mo、Cuのうちの１種または２種以上を合計で0.05％以上含有して認められる。一方、Cr、Mo、Cuのうちの１種または２種以上を合計で1.0 ％を超えて含有しても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利となる。このため、Cr、Mo、Cuのうちの１種または２種以上は、合計で0.05〜1.0 ％の範囲に限定するのが望ましい。なお、より好ましい範囲はCr、Mo、Cuのうちの１種または２種以上を合計で0.05〜0.5 ％である。
【００３３】
（ｂ群）：Ｂ：0.003 ％以下
Ｂは、鋼の焼入性を向上する作用を有する元素であり、必要に応じ含有できる。しかし、Ｂ含有量が0.003 ％を超えると、効果が飽和するため、Ｂは0.003 ％以下に限定するのが望ましい。なお、より望ましいは範囲は0.001 〜0.002 ％である。
【００３４】
（ｃ群）：Ca、REM のうちから選ばれた１種または２種を合計で、0.01％以下 Ca、REM は、硫化物系介在物の形態を制御する作用を有し、これにより鋼板の伸びフランジ性、および耐疲労特性を向上させる効果を有する。このような効果はCa、REM のうちから選ばれた１種または２種の含有量が合計で、0.01％を超えると飽和する。このため、Ca、REM のうちの１種または２種の含有量は、合計で0.01％以下に限定するのが好ましい。なお、より好ましい範囲は0.001 〜0.005 ％である。
【００３５】
（ｄ群）：Ti、 Nb 、Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で、0.01〜0.2 ％
Ti、Nb、Ｖは、鋼中で炭窒化物を形成し、これら炭窒化物による析出強化によりフェライト相を強化し鋼を高強度化する効果を有するとともに、結晶粒径を微細化する効果も有しており、必要に応じて含有できる。このような効果は、Ti、Nb、Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で、0.01％以上で認められる。一方、合計で0.2 ％を超えて含有しても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利となる。このため、Ti、Nb、Ｖのうちの１種または２種以上の含有量は、合計で、0.01〜0.2 ％の範囲に限定するのが好ましい。なお、本発明では、とくに優れた耐疲労特性が要求される場合には、これら元素は、必須添加とする。
【００３６】
本発明に用いる鋼板では、上記した化学成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。不可避的不純物としては、Al：0.1 ％以下、Ｐ：0.05％以下が許容できる。
【００３７】
さらに、本発明の鋼板は、上記した組成と（１）フェライト、（２）焼戻マルテンサイト、（３）残留オーステナイトおよび（４）低温変態相からなる複合組織を有する鋼板である。これら各相が混在共存する複合組織となることにより、鋼板の延性向上等の効果が発現する。なお、本発明における焼戻マルテンサイトとは、ラス状のマルテンサイトを加熱した際に生成する相を指す。
【００３８】
（１）フェライト
フェライトは、鉄炭化物を含まない軟質な相であり、高い変形能を有し、鋼板の延性を向上させる。本発明の鋼板では、このようなフェライトを、体積率で30％以上含有する。フェライト量が30％未満では、顕著な延性向上効果が期待できない。このため、複合組織中のフェライト量は30％以上に限定した。なお、フェライト量が70％を超えると、多相複合組織化による利点が得にくくなるため、フェライト量は70％以下とするのが望ましい。
【００３９】
（２）焼戻マルテンサイト
焼戻マルテンサイトは、焼戻前のラス状マルテンサイトのラス形態を引き継いだ微細な内部構造を有することが特徴であり、鋼板の伸びフランジ性および耐疲労特性の向上に有効な相である。また、焼戻マルテンサイトは、焼戻しによって軟質化しており、十分な塑性変形能を有するため、鋼板の延性向上にも有効な相である。本発明の鋼板では、このような焼戻マルテンサイトを、体積率で20％以上含有する。焼戻マルテンサイト量が20％未満では、前記した効果が十分に期待できない。このため、複合組織中の焼戻マルテンサイト量は20％以上に限定した。なお、焼戻しマルテンサイト量が60％を超えると、多相複合組織化による利点が得にくくなるため、焼戻しマルテンサイト量は60％以下とするのが望ましい。
【００４０】
（３）残留オーステナイト
残留オーステナイトは、加工時にマルテンサイトに歪誘起変態し、局所的に加えられた加工歪を広く分散させ、鋼板の延性を向上させる作用を有する。本発明の鋼板では、このような残留オーステナイトを、体積率で２％以上含有する。残留オーステナイト量が２％未満では、顕著な延性の向上が期待できない。このため、残留オーステナイト量は２％以上に限定した。また、残留オーステナイト量は、好ましくは５％以上である。なお、残留オーステナイト量は多いほどよいが、実際的には10％以下である。
【００４１】
（４）低温変態相
本発明でいう低温変態相とは、焼き戻しされていないマルテンサイトあるいはべイナイトを指す。
【００４２】
マルテンサイト、べイナイトとも硬質相であり、組織強化によって鋼板強度を増加させる作用を有する。また、変態生成時に可動転位の発生を伴うため、鋼板の降伏比を低下させる作用も有する。なお、前記作用を十分に得るためには、低温変態相はマルテンサイトとするのが好適である。マルテンサイトは、変態時に圧縮の残留応力を発生させ、疲労における初期亀裂の進展を抑制させる作用も有し、耐疲労特性を向上させる効果が大きい。この効果は、とくに、マルテンサイトが２〜５％存在した場合に顕著となる。
【００４３】
一方、ベイナイトは、変態時に圧縮の残留応力を発生させる作用は少なく、疲労における初期亀裂の進展を抑制させる作用は小さい。耐疲労特性の向上という観点からはベイナイトの含有は特段必要としない。なお、ベイナイトの含有量が30％を超えると、多相複合組織化による利点が得にくくなるため、ベイナイトは30％以下とするのが望ましい。
【００４４】
本発明においては、低温変態相の量はとくに限定せず、鋼板の強度に応じて適宜配分すればよく、好ましくは体積率で５〜30％である。なお、優れた耐疲労特性を要求される場合は、低温変態相として、マルテンサイトを体積率で２〜５％含有するのが好ましい。
【００４５】
さらに、本発明の鋼板では、上記した複合組織中のフェライトおよび焼戻マルテンサイトの結晶粒径を平均粒径で10μm 以下とする。
【００４６】
結晶粒径の微細化は鋼板の伸びフランジ性、および耐疲労特性を向上させる効果を有する。本発明の鋼板では、複合組織中のフェライトおよび焼戻マルテンサイトの平均結晶粒径を10μm 以下とする。フェライトおよび焼戻マルテンサイトの平均結晶粒径が10μm を超えると、伸びフランジ性の顕著な向上作用が期待できない。このため、フェライトおよび焼戻マルテンサイトの平均結晶粒径は10μm 以下に限定した。
【００４７】
なお、本発明鋼板における複合組織では、上記フェライトおよび焼戻マルテンサイトが主相であり、残部は残留オーステナイトおよび低温変態相である。このような残留オーステナイトおよび低温変態相は、主相であるフェライトおよび焼戻マルテンサイトの粒間あるいは焼戻マルテンサイト粒内に分散して存在する。このため、残留オーステナイトおよび低温変態相の平均粒径は、主相であるフェライトおよび焼戻マルテンサイトの平均粒径より小さくなるため、本発明ではとくに限定しない。
【００４８】
なお、とくに優れた耐疲労特性を要求させる場合には、各相の平均結晶粒径を５μm 以下に限定するのが好ましい。各相の平均結晶粒径が５μm を超えると、顕著な耐疲労特性の向上が期待できない。このため、とくに優れた耐疲労特性を要求される場合には、各相の平均結晶粒径を５μm 以下とする。
【００４９】
本発明の高張力溶融亜鉛めっき鋼板は、上記した組成および上記した複合組織を有する鋼板の表層に、溶融亜鉛めっき層、または合金化溶融亜鉛めっき層が形成されためっき鋼板である。めっき層の付着量（目付量）は、使用部位による耐食性要求により適宜決定すればよく、とくに規定されない。自動車部品に使用される鋼板では、溶融亜鉛めっき層の付着量は30〜120 g/m2とするのが好ましい。
【００５０】
次に、本発明の高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。
【００５１】
まず、上記した組成を有する鋼片を溶製し、通常の公知の方法で鋳造し、次いで通常の公知の方法で熱間圧延、あるいはさらに冷間圧延して、鋼板とする。また、必要に応じて、酸洗あるいは焼鈍等の工程を加えることができる。
【００５２】
本発明では、上記した組成を有する鋼板に、一次加熱処理後冷却しラス状マルテンサイトを含有する組織とする一次工程（▲１▼）と、次いで連続溶融亜鉛めっきラインにて二次加熱処理を施し、一次工程で形成されたマルテンサイトの焼戻しと、三次工程後に残留オーステナイトおよび低温変態相を生成するための鋼板組織の一部再オーステナイト化を図る二次工程（▲２▼）とを施し、しかる後亜鉛めっき処理を施し、冷却して残留オーステナイトおよび低温変態相の生成を図る三次工程（▲３▼）を施し、延性および伸びフランジ性、あるいはさらに耐疲労特性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板を得る。
【００５３】
▲１▼一次工程
一次工程では、鋼板に（Ａc3変態点−50℃）〜（Ａc3変態点＋100 ℃）の温度域に少なくとも５sec 以上保持する一次加熱処理を施した後、Ｍs 点以下の温度まで10℃／ｓ以上の冷却速度で鋼板を急冷する。この一次工程により、鋼板中にラス状マルテンサイトが生成される。三次工程後の鋼板中に、フェライト、焼戻マルテンサイト、残留オーステナイト、低温変態相の均一微細な複合組織を得るためには、一次工程後の鋼板組織を、ラス状のマルテンサイトを含む組織とすることが必要である。
【００５４】
一次加熱処理の加熱保持温度が（Ａc3変態点−50℃）未満、あるいは保持時間が５sec 未満では、加熱保持中に生成するオーステナイト量が少なく、冷却後に得られるラス状マルテンサイト量が不足する。一方、一次加熱処理の加熱保持温度が（Ａc3変態点＋100 ℃）を超えると、加熱保持中にオーステナイトの結晶粒径が粗大化する。このため、三次工程後に得られるフェライトおよび焼戻マルテンサイトの平均結晶粒径が10μm 以下とならない。また、保持時間は120 sec 以下とするのが好ましい。
【００５５】
なお、耐疲労特性向上のために、三次工程後に得られる各相の平均結晶粒径を５μm 以下とするには、一次加熱処理の加熱保持温度を（Ａc3変態点−30℃）〜（Ａc3変態点＋60℃）の範囲とするのが好ましい。
【００５６】
また、一次加熱処理後の冷却速度が10℃／ｓ未満では、冷却後の鋼板組織をラス状マルテンサイトを含む組織とすることができない。なお、一次加熱処理後の冷却速度は、鋼板の形状を良好に保つためには100 ℃／ｓ以下とするのが望ましい。
【００５７】
なお、めっき母板として、最終圧延が（Ar3 変態点−50℃）以上の温度で行われた熱延鋼板を使用する場合には、最終圧延後の冷却時に、Ms点以下の温度まで10℃／ｓ以上の冷却速度で急冷することにより、この一次工程を代替することができる。
【００５８】
▲２▼二次工程
二次工程では、一次工程によりラス状マルテンサイトを生成させた鋼板に、さらに Ac1変態点〜Ac3 変態点の温度域で５〜120sec間保持する二次加熱処理を施した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で500 ℃以下の温度まで冷却する。この二次工程により、一次工程で形成されたマルテンサイトを焼戻マルテンサイトとするとともに、三次工程後に残留オーステナイトおよび低温変態相を生成するための鋼板組織の一部再オーステナイト化を図る。
【００５９】
二次加熱処理における加熱保持温度がＡc1変態点未満では、オーステナイトが再生成せず、三次工程後に残留オーステナイトや低温変態相が得られない。また、保持温度がＡc3変態点を超えると、鋼板組織の再オーステナイト化を招き、焼戻マルテンサイトが消失する。また、二次加熱処理における加熱保持時間が５sec 未満ではオーステナイトの再生成が不十分であるため、三次工程後に十分な量の残留オーステナイトが得られない。また、加熱保持時間が120secを超えると、焼戻マルテンサイトの再オーステナイト化が進行し、必要量の焼戻マルテンサイトを得ることが困難となる。
【００６０】
また、二次加熱処理後の500 ℃までの温度範囲での冷却速度が５℃／ｓ未満では二次加熱処理にて生成したオーステナイトがフェライトやパーライトに変態し、残留オーステナイトや低温変態相とならない。なお、二次加熱処理後の冷却速度は５℃／ｓ以上50℃／ｓ以下とするのが好ましい。
【００６１】
なお、耐疲労特性向上のため、低温変態相をとくに２〜５％のマルテンサイトを含む相とするには、二次加熱処理を、(Ac1変態点＋30℃〜Ac3 変態点−30℃) の温度域で５〜90ｓ間保持した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で500 ℃以下の温度まで冷却するのが好ましい。加熱保持温度、冷却速度が上記した範囲を外れると、所望の組織を得ることができず、耐疲労特性の顕著な向上が得られない。
【００６２】
なお、この二次工程は、焼鈍設備と溶融亜鉛めっき設備を兼ね備えた連続溶融亜鉛めっきラインで行うのが好ましい。このような連続溶融亜鉛めっきラインで行うことにより、二次工程後直ちに三次工程に移行でき、生産性が向上する。
【００６３】
▲３▼三次工程
三次工程では、二次工程を施された鋼板に溶融亜鉛めっきを施し、5 ℃／ｓ以上の冷却速度で300 ℃まで冷却する。溶融亜鉛めっき処理は、通常、連続溶融亜鉛めっきラインで行われている処理条件でよく、特に限定する必要はない。しかし、極端に高温でのめっきは必要な残留オーステナイト量の確保が困難となる。このため、500 ℃以下でのめっき処理とするのが好ましい。また、めっき処理後の冷却速度が極端に小さいときは、残留オーステナイト量の確保が困難になる。このため、めっき後から 300℃までの温度範囲における冷却速度は５℃／ｓ以上に限定するのがよい。なお、好ましくは50℃／ｓ以下である。また、めっき処理後、必要に応じて目付量調整のためのワイピングを行ってもよいのはいうまでもない。
【００６４】
また、溶融亜鉛めっき処理後、めっき層の合金化処理を施してもよい。溶融亜鉛めっき層の合金化処理は、溶融亜鉛めっき処理後、450 〜550 ℃の温度域まで再加熱して行う。合金化処理後は、５℃／ｓ以上の冷却速度で300 ℃まで冷却するのが好ましい。高温での合金化処理は、必要な残留オーステナイト量の確保が困難となり、鋼板の延性が低下する。このため、合金化処理温度の上限は550 ℃に限定する。また、合金化処理温度が450 ℃未満では、合金化の進行が遅く生産性が低下する。このため、合金化処理温度の下限は450 ℃とするのが好ましい。また、合金化処理後の冷却速度が極端に小さい場合には必要な残留オーステナイト量の確保が困難になる。このため、合金化処理後から300 ℃までの温度範囲における冷却速度を５℃／ｓ以上に限定するのがよい。
【００６５】
なお、めっき処理後あるいは合金化処理後の鋼板には、形状矯正、表面粗度等の調整のための調質圧延を加えてもよい。また、樹脂あるいは油脂コーティング、各種塗装あるいは電気めっき等の処理を施しても何ら不都合はない。
【００６６】
本発明は、焼鈍設備とめっき設備および合金化処理設備を連続した溶融亜鉛めっきラインにおいて、二次工程と三次工程を連続して行うことを前提としているが、各工程を独立した設備で実施することも可能である。
【００６７】
【実施例】
（実施例１）
表１に示す組成を有する鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて鋳片とした。得られた鋳片を板厚2.6 mmまで熱間圧延し、次いで酸洗した後、冷間圧延により板厚1.4 mmの冷延鋼板を得た。なお、表１に示した化学成分以外の残部はFeおよび不可避的不純物である。
【００６８】
【表１】
次いで、これら冷延鋼板に、連続焼鈍ラインにて、表２に示す一次工程条件にて加熱保持した後冷却する一次工程を施した。一次工程後、鋼板のミクロ組織調査を行い、ラス状マルテンサイトの量を測定した。さらに、一次工程を施されたこれら鋼板に、連続溶融亜鉛めっきラインにて、表２に示す二次工程条件で、加熱保持した後冷却する二次工程を施した後、引き続き溶融亜鉛めっき処理を施し、一部については溶融亜鉛めっき処理後に再加熱する溶融亜鉛めっき層の合金化処理を行い、次いで冷却する三次工程を施した。
【００７０】
なお、溶融亜鉛めっき処理は、浴温475 ℃のめっき槽に鋼板を浸漬して行い、浸漬した鋼板を引き上げた後、片面当たりの目付量（付着量）が50g/m2となるように、ガスワイピングにより目付量を調整した。亜鉛めっき層の合金化処理を行う場合には、ワイピング処理の後、10℃／ｓの加熱速度で500 ℃まで昇温して合金化処理した。合金化処理時の保持時間は、めっき層中の鉄含有率が９〜11％となるように調整した。
【００７１】
【表２】
鋼板のミクロ組織は、鋼板の圧延方向断面を光学顕微鏡あるいは走査型電子顕微鏡にて観察することにより調査した。鋼板中のラス状マルテンサイト、フェライト、焼戻マルテンサイトの量については、倍率1000倍の断面組織写真を用いて、画像解析により任意に設定した100 mm四方の正方形領域内に存在する該当相の占有面積率を求め、該当相の体積率とした。また、残留オーステナイト量は、鋼板を板厚方向の中心面まで研磨し、板厚中心面での回析Ｘ線強度測定により求めた。入射Ｘ線にはMoK α線を使用し、残留オーステナイト相の｛111 ｝、｛200 ｝、｛220 ｝、｛311 ｝各面の回析Ｘ線強度比を求め、これらの平均値を残留オーステナイトの体積率とした。
【００７３】
フェライト粒径は、JIS Ｚ0552の規定に準拠して結晶粒度を測定し、平均結晶粒径に換算した。また、焼戻マルテンサイト粒径も、フェライト粒径と同様の方法により求めた。
【００７４】
鋼板の機械的特性は、引張試験および穴拡げ試験により調査した。
【００７５】
引張試験は、鋼板より圧延直角方向に採取したJIS Ｚ2204に規定のJIS ５号試験片を用いて、JIS Ｚ2241の規定に準拠して、引張強さ（TS）および破断伸び（El）を測定した。
【００７６】
穴拡げ試験は、日本鉄鋼連盟規格JFS Ｔ1001に準拠して、鋼板に10mmφ（Ｄ0 ）の円穴を打抜き、打抜き穴を頂角60°の円錐ポンチで押し拡げ、割れが板厚方向に貫通した直後の穴径Ｄを求めた。ＤとＤ0 から、λ＝｛（Ｄ−Ｄ0 ）／Ｄ0 ｝×100 （％）で定義される穴拡げ率（λ）を求め、伸びフランジ性の指標とした。
【００７７】
得られた結果を表３に示す。
【００７８】
【表３】
表３から、本発明例の溶融亜鉛めっき鋼板は、590 MPa 以上の引張強さ（TS）を有し、強度−伸びバランス（TS×El）が20000 MPa ・％以上、かつ、強度−穴拡げ率バランス（TS×λ）が60000 MPa ・％以上と、延性および伸びフランジ性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板となっている。
【００８０】
一方、本発明の範囲を外れる比較例では、強度−伸びバランスと強度−穴拡げ率バランスの両方でともに高い値を示すものはなく、延性および伸びフランジ性が同時に優れるものはない。
【００８１】
鋼板No.2は、一次加熱処理における加熱温度が低く、冷却後に得られるラス状マルテンサイトが少なく、めっき処理後の焼戻マルテンサイトおよび残留オーステナイト量が低下して、強度−伸びバランスおよび強度−穴拡げ率バランスが低下している。
【００８２】
鋼板No.4は、一次加熱処理における加熱温度が高く、めっき処理後のフェライトおよび焼戻マルテンサイトの粒径が大きくなり、強度−穴拡げ率バランスが低下している。
【００８３】
鋼板No.5は、一次加熱処理後の冷却速度が小さく、冷却後にラス状マルテンサイトが生成しないため、めっき処理後に焼戻マルテンサイトおよび残留オーステナイトが得られず、強度−伸びバランスおよび強度−穴拡げ率バランスが低下している。
【００８４】
鋼板No.6は、二次加熱処理における加熱温度が高すぎため、めっき処理後に焼戻マルテンサイトおよび残留オーステナイトが得られず、強度−伸びバランスおよび強度−穴拡げ率バランスが低下している。
【００８５】
鋼板No.7は、二次加熱処理における加熱温度が低すぎたため、めっき処理後に残留オーステナイトおよび低温変態相が得られず、強度−伸びバランスおよび強度−穴拡げ率バランスが低下している。
【００８６】
鋼板No.13 〜15は、鋼板の組成が本発明範囲を外れ、焼戻マルテンサイトあるいは残留オーステナイトの生成量が少なくなり、強度−伸びバランスおよび強度−穴拡げ率バランスが低下している。また、鋼板No.16 は、鋼板の組成が本発明範囲を外れ、鋼中の硫化物が多くなり、強度−穴拡げ率バランスが低下している。
（実施例２）
表４に示す組成を有する鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて鋳片とした。得られた鋳片を板厚2.6 mmまで熱間圧延し、次いで酸洗した後、冷間圧延により板厚1.4 mmの冷延鋼板を得た。なお、表４に示した化学成分以外の残部はFeおよび不可避的不純物である。
【００８７】
【表４】
次いで、これら冷延鋼板に、連続焼鈍ラインにて、表５に示す一次工程条件にて加熱保持した後冷却する一次工程を施した。一次工程後、鋼板のミクロ組織調査を行い、ラス状マルテンサイトの量を測定した。さらに、一次工程を施されたこれら鋼板に、連続溶融亜鉛めっきラインにて、表５に示す二次工程条件で、加熱保持した後冷却する二次工程を施した後、引き続き溶融亜鉛めっき処理を施し、一部については溶融亜鉛めっき処理後に再加熱する溶融亜鉛めっき層の合金化処理を行い、次いで冷却する三次工程を施した。
【００８９】
なお、溶融亜鉛めっき処理は、浴温475 ℃のめっき槽に鋼板を浸漬して行い、浸漬した鋼板を引き上げた後、片面当たりの目付量（付着量）が50g/m2となるように、ガスワイピングにより目付量を調整した。亜鉛めっき層の合金化処理を行う場合には、ワイピング処理の後、10℃／ｓの加熱速度で500 ℃まで昇温して合金化処理した。合金化処理時の保持時間は、めっき層中の鉄含有率が９〜11％となるように調整した。
【００９０】
これら鋼板について、ミクロ組織、機械的特性、疲労特性を調査した。
【００９１】
【表５】
鋼板のミクロ組織は、鋼板の圧延方向断面を光学顕微鏡あるいは走査型電子顕微鏡にて観察することにより調査した。鋼板中のラス状マルテンサイト、フェライト、焼戻マルテンサイト、低温変態相の量については、倍率1000倍の断面組織写真を用いて、画像解析により任意に設定した100 mm四方の正方形領域内に存在する該当相の占有面積率を求め、該当相の体積率とした。また、残留オーステナイト量は、鋼板を板厚方向の中心面まで研磨し、板厚中心面での回析Ｘ線強度測定により求めた。入射Ｘ線にはMoK α線を使用し、残留オーステナイト相の｛111 ｝、｛200 ｝、｛220 ｝、｛311 ｝各面の回析Ｘ線強度比を求め、これらの平均値を残留オーステナイトの体積率とした。
【００９３】
フェライト粒径は、JIS Z 0552の規定に準拠して結晶粒度を測定し、平均結晶粒径に換算した。また、焼戻マルテンサイト粒径も、フェライト粒径と同様の方法により求めた。低温変態相の平均粒径は、画像解析により、各粒の面積から円相当径に換算し、それらの平均値を用いた。
【００９４】
鋼板の機械的特性は、引張試験および穴拡げ試験により調査した。
【００９５】
引張試験、穴拡げ試験は、実施例１と同様とした。
【００９６】
疲労特性は、JIS Z 2275に準拠した両振り平面曲げ疲労試験により、疲労限（FL）を測定した。
【００９７】
得られた結果を表６に示す。
【００９８】
【表６】
表６から、本発明例の溶融亜鉛めっき鋼板は、590 MPa 以上の引張強さ（TS）を有し、強度−伸びバランス（TS×El）が20000 MPa ・％以上、かつ、強度−穴拡げ率バランス（TS×λ）が60000MPa・％以上と、延性および伸びフランジ性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板であり、かつ、耐久比FL/TS が0.5 以上と、耐疲労特性にも優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板となっている。
【０１００】
一方、本発明の範囲を外れる比較例では、強度−伸びバランス、強度−穴拡げ率バランス、耐久比がいずれも高い値を示すものはなく、延性、伸びフランジ性、耐疲労特性が同時に優れるものはない。
【０１０１】
鋼板No.2-2は、一次加熱処理における加熱温度が低く、冷却後に得られるラス状マルテンサイトが少なく、めっき処理後の焼戻マルテンサイトおよび残留オーステナイト量が低下して、強度−伸びバランスおよび強度−穴拡げ率バランスが低下している。
【０１０２】
鋼板No.2-3は、一次加熱処理後の冷却速度が小さく、フェライト、焼戻マルテンサイトの平均粒径が大きくなり、また、残留オーステナイトが得られず、強度−伸びバランスおよび強度−穴拡げ率バランスが低下している。
【０１０３】
鋼板No.2-4は、二次加熱処理における加熱温度が低すぎるため、めっき処理後に残留オーステナイトおよび低温変態相（マルテンサイト）が得られず、強度−伸びバランスおよび強度−穴拡げ率バランスが低下している。
【０１０４】
鋼板No.2-6は、一次加熱処理における加熱温度が高すぎたため、めっき処理後にフェライトおよび焼戻しマルテンサイトの粒径が大きく、また残留オーステナイトが得られず、強度−伸びバランスおよび強度−穴拡げ率バランス、耐久比が低下している。
【０１０５】
鋼板No.2-7は、二次加熱処理における加熱温度が高すぎたため、めっき処理後に焼戻マルテンサイトおよび残留オーステナイトが得られず、強度−伸びバランスおよび強度−穴拡げ率バランスが低下している。
【０１０６】
鋼板No.2-12 〜2-14は、鋼板の組成が本発明範囲を外れ、焼戻マルテンサイトおよび／または残留オーステナイトの生成量が少なくなり、強度−伸びバランスおよび強度−穴拡げ率バランスが低下している。
【０１０７】
また、鋼板No.2-15 は、鋼板の組成が本発明範囲を外れ、鋼中の硫化物が多くなり、強度−穴拡げ率バランス、耐久比が低下している。
【０１０８】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、非常に優れた延性、伸びフランジ性あるいはさらに耐疲労特性を有し、自動車部品に代表される成形品素材として実に好適な高張力亜鉛めっき鋼板が、安価にしかも安定して製造でき、産業上格段の効果を奏する。
Claims (10)
- 鋼板表層に溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、
前記鋼板が、mass％で、
Ｃ：0.05〜0.20％、 Si：0.3 〜1.8 ％、
Mn：1.0 〜3.0 ％、 Ｓ：0.005 ％以下
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト、焼戻マルテンサイト、残留オーステナイトおよび低温変態相からなる複合組織を有し、かつ、前記フェライトを体積率で30％以上、前記焼戻マルテンサイトを体積率で20％以上、前記残留オーステナイトを体積率で２％以上含み、さらに、前記フェライトおよび焼戻マルテンサイトの平均結晶粒径が10μm 以下であることを特徴とする延性および伸びフランジ性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板。 - 前記組成に加え、さらに、下記（ａ群）〜（ｄ群）のうちから選ばれた１群または２群以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の延性および伸びフランジ性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板。
記
（ａ群）：Cr、Mo、Cuのうちの１種または２種以上を合計で、0.05〜1.0 mass％、
（ｂ群）：Ｂを0.003 mass％以下、
（ｃ群）：Ca、REM のうちから選ばれた１種または２種を合計で、0.01mass％以下
（ｄ群）：Ti、 Nb 、Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で、0.01〜0.2 mass％、 - 鋼板表層に溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、
前記鋼板が、mass％で、
Ｃ：0.05〜0.20％、 Si：0.3 〜1.8 ％、
Mn：1.0 〜3.0 ％、 Ｓ：0.005 ％以下、
Ti、 Nb 、Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で、0.01〜0.2 ％を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト、焼戻マルテンサイト、残留オーステナイトおよび低温変態相からなる複合組織を有し、かつ、前記フェライトを体積率で30％以上、前記焼戻マルテンサイトを体積率で20％以上、前記残留オーステナイトを体積率で２％以上、前記低温変態相としてマルテンサイトを体積率で２〜５％含み、さらに、前記フェライト、焼戻マルテンサイト、残留オーステナイトおよび低温変態相の平均結晶粒径が５μm 以下であることを特徴とする延性、伸びフランジ性および耐疲労特性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板。 - 前記組成に加え、さらに、下記（ａ群）〜（ｃ群）のうちから選ばれた１群または２群以上を含有することを特徴とする請求項３に記載の延性、伸びフランジ性および耐疲労特性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板。
記
（ａ群）：Cr、Mo、Cuのうちの１種または２種以上を合計で、0.05〜1.0 mass％、
（ｂ群）：Ｂを0.003 mass％以下、
（ｃ群）：Ca、REM のうちから選ばれた１種または２種を合計で、0.01mass％以下 - mass％で、
Ｃ：0.05〜0.20％、 Si：0.3 〜1.8 ％、
Mn：1.0 〜3.0 ％、 Ｓ：0.005 ％以下
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼板に、（Ａc3変態点−50℃) 〜（Ａc3変態点＋100 ℃）の温度域で５sec 以上保持する一次加熱処理を施した後、10℃／ｓ以上の冷却速度でＭs 点以下の温度まで冷却する一次工程と、次いで、(Ac1変態点〜Ac3 変態点) の温度域で５〜120sec間保持する二次加熱処理を施した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で500 ℃以下の温度まで冷却する二次工程と、次いで溶融亜鉛めっき処理を施し、前記鋼板表層に溶融亜鉛めっき層を形成した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で300 ℃まで冷却する三次工程とを順次施すことを特徴とする延性および伸びフランジ性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 前記三次工程が、溶融亜鉛めっき処理を施し前記鋼板表層に溶融亜鉛めっき層を形成した後、450 ℃〜550 ℃の温度域まで再加熱して溶融亜鉛めっき層の合金化処理を施し、該合金化処理後、5 ℃／ｓ以上の冷却速度で300 ℃まで冷却する工程であることを特徴とする請求項５に記載の延性および伸びフランジ性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記組成に加え、さらに、下記（ａ群）〜（ｄ群）のうちから選ばれた１群または２群以上を含有することを特徴とする請求項５または６に記載の延性および伸びフランジ性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
記
（ａ群）：Cr、Mo、Cuのうちの１種または２種以上を合計で、0.05〜1.0 mass％、
（ｂ群）：Ｂを0.003 mass％以下、
（ｃ群）：Ca、REM のうちから選ばれた１種または２種を合計で、0.01mass％以下
（ｄ群）：Ti、 Nb 、Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で、0.01〜0.2 mass％、 - mass％で、
Ｃ：0.05〜0.20％、 Si：0.3 〜1.8 ％、
Mn：1.0 〜3.0 ％、 Ｓ：0.005 ％以下、
Ti、 Nb 、Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で、0.01〜0.2 ％を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼板に、（Ａc3変態点−30℃) 〜（Ａc3変態点＋60℃）の温度域で５〜90ｓ保持する一次加熱処理を施した後、10℃／ｓ以上の冷却速度でＭs 点以下の温度まで冷却する一次工程と、次いで、(Ac1変態点＋30℃〜Ac3 変態点−30℃) の温度域で５〜90ｓ間保持する二次加熱処理を施した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で500 ℃以下の温度まで冷却する二次工程と、次いで溶融亜鉛めっき処理を施し、前記鋼板表層に溶融亜鉛めっき層を形成した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で300 ℃まで冷却する三次工程とを順次施すことを特徴とする延性、伸びフランジ性および耐疲労特性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 前記三次工程が、溶融亜鉛めっき処理を施し前記鋼板表層に溶融亜鉛めっき層を形成した後、450 ℃〜550 ℃の温度域まで再加熱して溶融亜鉛めっき層の合金化処理を施し、該合金化処理後、５℃／ｓ以上の冷却速度で300 ℃まで冷却する工程であることを特徴とする請求項８に記載の延性、伸びフランジ性および耐疲労特性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記組成に加え、さらに、下記（ａ群）〜（ｃ群）のうちから選ばれた１群または２群以上を含有することを特徴とする請求項８または９に記載の、伸びフランジ性および耐疲労特性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
記
（ａ群）：Cr、Mo、Cuのうちの１種または２種以上を合計で、0.05〜1.0 mass％、
（ｂ群）：Ｂを0.003 mass％以下、
（ｃ群）：Ca、REM のうちから選ばれた１種または２種を合計で、0.01mass％以下
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