JP5591443B2

JP5591443B2 - 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板

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Publication number: JP5591443B2
Application number: JP2007125453A
Authority: JP
Inventors: 広志松田; 貴之二塚; 達也中垣内; 周作 ▲高▼木; 才二松岡
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2007-05-10
Filing date: 2007-05-10
Publication date: 2014-09-17
Anticipated expiration: 2027-05-10
Also published as: JP2008280577A

Description

本発明は、自動車、電気等の産業分野で使用される成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板に関するものである。

近年、地球環境保全の見地から、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。このため、車体材料の高強度化により薄肉化を図り、車体そのものを軽量化しようとする動きが活発である。しかしながら、鋼板の高強度化は成形加工性の低下を招くことから、高強度と高加工性を併せ持つ材料の開発が望まれている。

このような要求に対して、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を利用したＴＲＩＰ鋼など、種々の複合組織鋼板が開発されてきた。これら鋼板は実使用時の防錆性向上を目的に表面にめっきを施す場合がある。その中ではプレス成形性、スポット溶接性、塗料密着性を確保するために、めっき後に熱処理を施してめっき層中に鋼板のＦｅを拡散させた合金化溶融亜鉛めっきが多く使用されており、種々の鋼板の開発が進められてきた。

例えば、特許文献１〜４では所定成分の鋼に対して連続溶融亜鉛めっきラインでの熱処理条件を規定することにより、伸びや穴広げ、曲げ性の優れた鋼板の製造方法が提案されている。また、特許文献５では化学成分および構成相の面積率を制御することによる加工性に優れた焼付け硬化型高強度合金化亜鉛めっき鋼板とその製造方法、特許文献６では強度−伸びバランスおよび伸びフランジ性に優れる高強度熱延鋼板が提案されている。特許文献７では、残留オーステナイトを含有するベイナイト組織とすることにより加工性と疲労特性に優れた鋼板が提案されている。

特許文献８では、ベイナイトと残留オーステナイト量を一定量以上含有させることにより、延性とバーリング加工性に優れた鋼板が提案されている。特許文献９では、化学成分と製造条件を規定することにより、成形性とめっき密着性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。特許文献１０、１１では、化学成分とベイナイト組織の量を規定することにより、溶接性と穴広げ性に優れる鋼板およびその製造方法が提案されている。特許文献１２では、化学成分とマルテンサイト粒径と面積率を規定することにより、伸びフランジ性と耐衝突特性に優れる高強度鋼板が提案されている。また、特許文献１３では、化学成分および構成相の面積率を制御することにより、穴広げ性および延性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。
特許第２８６２１８６号公報特許第２８６２１８７号公報特許第２７６１０９５号公報特許第２７６１０９６号公報特許第３２６３１４３号公報特許第３４００１９４号公報特許第３０８１１９７号公報特開２００４−０１８９７０号公報特許第３４５９５００号公報特開２００３−１９３１９４号公報特許第３７０４３０６号公報特開２００３−２１３３６９号公報特開２００５−２８１８５４号公報

しかしながら、上述した発明は以下に述べる課題がある。例えば、特許文献１では延性は優れるものの穴広げ性は考慮されておらず、逆に特許文献２、３では穴広げ性は優れるものの伸びが考慮されていない。また、特許文献４においては、延性の向上を主目的としており、穴広げ性は十分なものではなく、これらの発明鋼では、その適用部位は限られたものとなる。

また、特許文献５、６では、第二相の面積率等を規定することにより、強度−伸びバランスおよび伸びフランジ性に優れる鋼板を得られるとしているが、その特性は十分なものではなく、さらに特性の安定性に関しても十分なものではない。

特許文献７では、粒界上あるいはベイナイト中のセメンタイトの平均粒径を規定することにより、延性と疲労特性の向上を図っているが、穴広げ性などを含む加工性は考慮されておらず、その適用部位は限られたものとなる。

特許文献８では、ベイナイトを５０％以上、残留オーステナイトを３〜５０％含有させることにより特性確保可能としているが、９８０ＭＰａ級以上の高強度では特性を安定して確保可能なものの、それ以下の強度では加工性、特に穴広げ性の変動が著しく、十分に安定した特性を得ることが困難である。

特許文献９では、化学成分と製造条件を規定することにより、成形性とめっき密着性に優れた鋼板が提案されているが、本発明で規定されている成分と製造条件では、特性のバラツキが大きく、必ずしも成形性に優れる鋼板は得られない。

特許文献１０、１１では、ベイナイトもしくはベイニティックフェライトを７０％以上含有させることにより特性を確保可能としているが、９８０ＭＰａ級以上の高強度では特性を安定して確保可能なものの、それ以下の強度では加工性、特に穴広げ性の変動が著しく、十分に安定した特性を得ることが困難である。

特許文献１２では、化学成分とマルテンサイト粒径と面積率の規定により、伸びフランジ性と耐衝突特性の向上を図っているが、フェライトとマルテンサイトの複合組織では伸びフランジ性の向上は限られたものである。

特許文献１３では、化学成分および組織の面積率を制御することにより、穴広げ性に優れた鋼板を提案しているが、８５０ＭＰａ以下の低強度では特性は得られない。

本発明は、上述した課題を解決し、５９０〜９００ＭＰａの引張強度を有し、延性と伸びフランジ性を両立して、優れた成形性を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板を提供するものである。

上記目的を達成するための本発明の要旨は以下のとおりである。
（１）鋼の成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０４％以上０．１３％以下、Ｓｉ：０．１２％以上１．０％以下、Ｍｎ：０．５％以上２．５％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０７％以下、Ａｌ：１．０％以下及びＮ：０．００４６％以下を含有し、かつ、Ｓｉ及びＡｌの含有量（％）が、Ｓｉ＋Ａｌ≦１．０％の関係を満たし、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、鋼板組織が、ポリゴナルフェライトの面積率が５０％以上７５％以下で、ポリゴナルフェライト以外は、それぞれの結晶粒がマルテンサイト、ベイナイトもしくは残留オーステナイトの単相、またはこれらの混合相からなる結晶粒であり、ベイナイトの面積率が１５％以上４８％以下、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの面積率の合計が２％以上３０％以下、残留オーステナイトの面積率が１〜３％、かつマルテンサイトおよび残留オーステナイトの面積率の合計（％）とベイナイトの面積率（％）が、（マルテンサイトおよび残留オーステナイトの面積率の合計）／（ベイナイトの面積率）≦１／２の関係を満足し、更に、マルテンサイトおよび／または残留オーステナイトからなる結晶粒の面積率が０〜５％であり、引張強度（ＴＳ）：５９０〜９００ＭＰａ、ＴＳと全伸び（Ｔ．Ｅｌ）の積：ＴＳ×Ｔ．Ｅｌ≧１７７００（ＭＰａ・％）、ＴＳと限界穴広げ率（λ）の積：ＴＳ×λ≧４７２００（ＭＰａ・％）であることを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

（２）鋼の成分組成が、質量％で、Ｍｏ：０．００５％以上０．５％以下を更に含有することを特徴とする上記（１）に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

（３）鋼の成分組成が、質量％で、Ｔｉ：０．０１％以上０．１％以下、Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下、およびＣｕ：０．０５％以上２．０％以下から選ばれる１種または２種以上の元素を更に含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

本発明によれば、成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を提供でき、産業上の利用価値は非常に大きく、特に自動車車体の軽量化および防錆化に対して極めて有益であって、工業的効果が大きい。

以下、本発明について具体的に説明する。

本発明者らは、延性と伸びフランジ性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得るために鋼板のミクロ組織や化学成分の観点から鋭意研究を重ねた。その結果、ポリゴナルフェライトと第二相（マルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイト）の面積率やその分布形態が加工性に大きく影響し、その量と分布形態を最適に制御することにより、延性と伸びフランジ性の両立が可能となり、成形性に優れる鋼板を発明するに至った。

相構成と組織の面積率に関しては、ポリゴナルフェライトを主体とした組織で、第二相は主としてベイナイトと、少量のマルテンサイトからなり、残留オーステナイトは極力少ないほど安定して優れた特性を得られることを知見した。また、第二相の各結晶粒はベイナイトのみからなる粒とベイナイトに一部マルテンサイトを含む粒で構成されることが望ましく、ベイナイトを含まずマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトのみからなる結晶粒が極力少ない場合に、安定して優れた特性を確保可能であることを見出した。具体的には、ポリゴナルフェライトの面積率が５０％以上、ベイナイトの面積率が１５％以上４８％以下、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの面積率の合計が２％以上３０％以下、残留オーステナイトの面積率が０〜５％、かつマルテンサイトおよび残留オーステナイトの面積率の合計（％）とベイナイトの面積率（％）が、（マルテンサイトおよび残留オーステナイトの面積率の合計）／（ベイナイトの面積率）≦１／２の関係を満足し、さらにベイナイトを含まない第二相のマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトからなる結晶粒の面積率の合計が０〜５％となるようにすることにより、延性と伸びフランジ性の両立が可能で、成形性に優れる鋼板が得られる。

これまで、ＤＰ鋼やＴＲＩＰ鋼のようにマルテンサイトや残留オーステナイトを活用して延性を確保した材料でその粒径等の制御や、フェライト、ベイナイト、マルテンサイトの混合組織として伸びフランジ性の改善を試みた材料が開発されてきた。しかしながら、これらの発明鋼では機械的特性、特に伸びフランジ性を安定して確保することが困難であった。発明者らは、このような機械的特性の不安定性の一因として残留オーステナイトが影響しており、上述したように残留オーステナイトの含有量を極力低減することにより、延性と伸びフランジ性を安定して確保可能なことを知見した。残留オーステナイトはＴＲＩＰ効果により延性を向上させるため、オーステンパ処理等により意図的に残存させて積極的に活用する場合がある。しかしながら、積極的に活用しない場合においても化学成分や製造条件により粒界三重点などに残存した未変態オーステナイトの全てがマルテンサイト変態せずに、一部が残留オーステナイトとして残存する場合や、ベイナイトラス間に主として炭化物が生成している場合においても一部が残留オーステナイトとして残存する場合がある。従来、このように意図的ではなく残留したオーステナイトに関しては特に詳細に調査せず、マルテンサイトやベイナイト間の炭化物と同様と扱ってきたために特性が不安定であったものと考えられる。

発明者らは、このような意図的に生成させていない残留オーステナイトの存在に着目して詳細に調査した結果、残留オーステナイト量が伸びフランジ性に大きく影響を及ぼすことを知見した。伸びフランジ性は、各相の硬度差が大きいほどフランジ加工時に相界面にボイドが発生しやすく、特性が劣化することが知られている。特に、せん断加工や打抜き加工では端面とその近傍は強加工され、その領域では残留オーステナイトはマルテンサイト変態する。このような、加工により残留オーステナイトが変態して生成したマルテンサイトは、含有Ｃ量が高く、またオートテンパもかかっていないために、極めて硬い組織となる。その結果、周りの相との硬度差が著しくなり、伸びフランジ性を劣化させるものと考えられる。

延性に関しては、残留オーステナイトのＴＲＩＰ効果を用いない場合、基本的にはフェライトの面積率が高いほど延性は向上する。しかしながら、フェライトの面積率の増加は強度低下を引き起こすため、強度確保には第二相が硬い方が有利であるが、前述した伸びフランジ性の観点からは第二相の硬質化はフェライトとの硬度差の増大をまねくため不利になる。発明者らは、強度確保と延性、伸びフランジ性の確保のためには、第二相はベイナイトを主体とすべきであるが、強度と延性確保の観点からはマルテンサイトを少量含有したほうがよいこと、また少量含有したマルテンサイトはマルテンサイト単独の結晶粒として存在するのではなく、ベイナイトと混在した結晶粒として存在した方が、伸びフランジ性の劣化を引き起こしにくいことを知見した。

本発明は、上述した知見をもとに相分率やその分布形態を最適に制御することにより、延性と伸びフランジ性の両立が可能としたことに特徴がある。

以下、鋼板組織の限定理由について説明する。

ポリゴナルフェライトの面積率：５０％以上
上述したように、本発明鋼において延性の確保には５０％以上の面積率が必要である。上限に関しては、特に規定はしないが、第二相組織をベイナイトとして強度確保するためには８５％以下が好ましい。

ベイナイト面積率：１５％以上４８％以下
強度確保と延性、伸びフランジ性の確保のためには、１５％以上必要である。しかしながら、４８％を超えると延性の確保が困難となるため、上限は４８％とする。

マルテンサイトおよび残留オーステナイトの面積率の合計：２％以上３０％以下
上述したように強度と延性を確保するために、２％以上必要である。しかしながら、３０％を超えると伸びフランジ性が著しく劣化するため、上限は３０％とする。

残留オーステナイトの面積率：０〜５％
上述したように、残留オーステナイトは加工時に変態して硬質なマルテンサイトとなり、伸びフランジ性を低下させる。このため、その量は極力少ないほうが望ましいが、５％以下であれば、他の規定を満足することにより、目標とする特性を確保可能であるため、上限を５％とする。好ましくは、３％以下である。

（マルテンサイトおよび残留オーステナイトの面積率の合計）／（ベイナイトの面積率）≦１／２
伸びフランジ性の確保のためには、（マルテンサイトおよび残留オーステナイトの面積率の合計）／（ベイナイトの面積率）≦１／２を満足する必要があり、好ましくは（マルテンサイトおよび残留オーステナイトの面積率の合計）／（ベイナイトの面積率）≦１／３である。

マルテンサイトおよび／または残留オーステナイトからなる結晶粒の面積率：０〜５％
さらに、上述したように、マルテンサイトや残留オーステナイトは単独の結晶粒として存在するよりもベイナイトとの混在粒として存在するほうが伸びフランジ性の確保に有効であり、伸びフランジ特性を向上させるため、マルテンサイトおよび／または残留オーステナイトからなる結晶粒（フェライト以外の第二相であり、かつベイナイトを含まない結晶粒）の面積率は０〜５％である必要がある。

次に、化学成分の限定理由について以下に記す。なお、鋼板組成についての％は、質量％をいう。

Ｃ：０．０４％以上０．１３％以下
Ｃは鋼板の高強度化に必要不可欠な元素であり、０．０４％未満では、製造条件の最適化を図ったとしても、鋼板の強度の確保と所定の特性を満たすことが難しい。一方、Ｃ量が０．１３％を超えると、硬質なマルテンサイトや残留オーステナイトの面積率が増加して加工性が劣化するのみでなく、溶接部および熱影響部の硬化が著しく溶接性が劣化する。こうした観点から、Ｃ量を０．０４％以上０．１３％以下とする。

Ｓｉ：０．１２％以上１．０％以下
Ｓｉはフェライト生成元素であり、またフェライトの固溶強化に有効な元素であり、延性確保と第二相との硬度差低減のために０．１２％以上の添加が必要である。しかしながら、Ｓｉの過剰な添加は第二相中での炭化物の生成を抑制して、残留オーステナイトの生成を促進する働きがあり、また赤スケール等の発生により表面性状の劣化や、めっき付着・密着性の劣化を引き起こす。従って、Ｓｉの添加量は０．１２〜１．０％とする。好ましくは、０．２％超０．５％未満である。

Ｍｎ：０．５％以上２．５％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。このためには、Ｍｎは０．５％以上の添加が必要である。一方、Ｍｎを２．５％を超えて過剰に添加すると、第二相分率過大による強度上昇が著しくなる。従って、Ｍｎ量を０．５％以上２．５％以下とする。好ましくは０．８％以上２．２％以下である。

Ｐ：０．１％以下
Ｐは、鋼の強化に有効な元素であるが、０．１％を超えて過剰に添加すると、粒界偏析により脆化を引き起こし、耐衝撃性を劣化させる。従って、Ｐ量を０．１％以下とする。

Ｓ：０．０７％以下
Ｓは、ＭｎＳなどの介在物となって、耐衝撃性の劣化や溶接部のメタルフローに沿った割れの原因となるので極力低い方がよいが、製造コストの面から０．０７％以下とする。

Ａｌ：１．０％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、Ｓｉと同様にＡｌの過剰な添加は第二相中での炭化物の生成を抑制して、残留オーステナイトの生成を促進する働きがあるため、Ａｌ量を１．０％以下とするとともに、Ｓｉ＋Ａｌ量は１．０％以下とする。好ましくは、Ａｌ量を０．５％以下とする。

Ｎ：０．００７％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、少ないほどよく、０．００７％を超えると耐時効性の劣化が顕著となる。従って、Ｎ量を０．００７％以下とする。

本発明の鋼板は、以上の基本成分および鉄を主成分とするものである。主成分とは、不可避的不純物の含有および上記基本成分の作用を損なうことがなく、むしろこれらの作用を向上させ、あるいは機械的、化学的特性を改善できる元素の含有を妨げない趣旨であり、例えば下記のＣｒ、Ｖ、Ｍｏのうちから１種以上の元素を含有することができる。

Ｃｒ：０．０５％以上０．５％以下、Ｖ：０．００５％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．００５％以上０．５％以下
Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏは焼鈍温度からの冷却時にパーライトの生成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、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：０．５％、Ｖ：１．０％、Ｍｏ：０．５％を超えて過剰に添加すると、第二相分率過大による著しい強度上昇などの懸念が生じる。したがって、これらの元素を添加する場合には、その量をそれぞれＣｒ：０．５％以下、Ｖ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下とする。

更に、下記のＴｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｎｉ、Ｃｕのうちから１種以上の元素を含有することができる。

Ｔｉ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１％以下
Ｔｉ、Ｎｂは鋼の析出強化に有効で、その効果はそれぞれ０．０１％以上で得られ、本発明で規定した範囲内であれば鋼の強化に使用して差し支えない。しかし、Ｔｉ、Ｎｂ量がそれぞれ０．１％を超えると加工性および形状凍結性が低下する。従って、Ｔｉ、Ｎｂを添加する場合には、その添加量をそれぞれＴｉ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１％以下とする。

Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下
Ｂはオーステナイト粒界からのフェライトの生成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、Ｂ量が０．００５０％を超えると加工性が低下する。従って、Ｂを添加する場合はＢ量を０．０００３％以上０．００５０％以下とする。

Ｎｉ：０．０５％以上２．０％以下、Ｃｕ：０．０５％以上２．０％以下
Ｎｉ、Ｃｕは鋼の強化に有効な元素であり、本発明で規定した範囲内であれば鋼の強化に使用して差し支えない。その効果は、Ｎｉ、Ｃｕ量がそれぞれ０．０５％以上で得られる。しかし、Ｎｉ、Ｃｕ量がそれぞれ２．０％を超えると、鋼板の加工性を低下させる。従って、Ｎｉ、Ｃｕを添加する場合には、その添加量をそれぞれ０．０５％以上２．０％以下とする。

次に、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法の一例について以下で説明する。

上記化学組成を有する鋼板を、まず７００〜９４０℃の温度域、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相とフェライト相の２相域で、１５〜６００ｓ間焼鈍する。焼鈍温度が７００℃未満の場合や、焼鈍時間が１５秒未満の場合には、鋼板中の炭化物が十分に溶解しない場合や、フェライトの再結晶が完了せず目標とする特性が得られない場合がある。一方、焼鈍温度が９４０℃を超える場合には、オーステナイト粒の成長が著しく、後の冷却によって生じる第二相からのフェライトの核生成サイトの減少を引き起こす場合がある。また、焼鈍時間が６００秒間を超える焼鈍は、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。このため、焼鈍温度を７００〜９４０℃とし、焼鈍時間を１５〜６００秒間とする。

焼鈍後、７００℃から５５０℃までを平均冷却速度３℃／ｓ以上の冷却速度で、５５０℃以下の温度まで冷却した後、２００ｓ以内に溶融亜鉛めっきを施す。冷却速度が３℃／ｓ未満の場合には、パーライト等が析出し、目標とする組織が得られない場合がある。また、５５０℃以下の温度域でめっき浴への浸漬までの時間が２００秒を超える場合にはベイナイト変態等が進行し、目標とする組織が得られない場合がある。

溶融亜鉛めっき浴温度は通常の４５０〜５００℃の範囲であればよく、さらに合金化処理を施す場合には６００℃以下で処理することが望ましい。これは、６００℃以上であれば、未変態オーステナイト中から炭化物が析出（場合によりパーライト化）して、目標とする組織が得られず、延性の劣化が生じるためである。

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、冷却速度が冷却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、冷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。

以下、本発明を実施例によってさらに詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、本発明の要旨を変更することなく設計変更することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。

表１に記載の化学成分と残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼を溶製して得た鋳片をオーステナイト単相域で熱間圧延した後、酸洗、冷圧率７０％で冷間圧延によって１．２ｍｍ厚の冷延鋼板とした。その後、７７０〜９００℃のオーステナイト単相域もしくは二相域に加熱して焼鈍した後冷却し、４６３℃の亜鉛めっき浴で目付け量５０／５０ｇ／ｍ^２のめっきを施し、合金化を施す場合にはめっき層のＦｅ％を９質量％となるようにした。得られた鋼板に対しては、０．３％の調質圧延を施した。焼鈍、冷却、合金化処理条件を表２に記載する。

鋼板断面組織（圧延方向に平行な面）は走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて倍率２０００倍で１０視野観察して、各相の面積率を測定し、各結晶粒の相構成を同定した。なお、組織観察サンプルには、マルテンサイトと残留オーステナイトの区別を図るため、２００℃×２時間の熱処理を施したサンプルと製品ままのサンプルを試験に供した。この２００℃×２時間の熱処理は、相分率の変化を生じさせることなくマルテンサイトのみから炭化物を生成させて残留オーステナイトと区別可能にするものであり、他の変化が生じていないことは製品ままサンプルとの比較により、確認した。

引張試験は、鋼板をＪＩＳ５号試験片に加工した試験片に対して、ＪＩＳＺ２２４１に準拠して行った。ＴＳ（引張り強さ）、Ｔ．Ｅｌ（全伸び）を測定し、強度と全伸びの積（ＴＳ×Ｔ．Ｅｌ）で表される強度−伸びバランスの値を求めた。なお、本発明では、ＴＳ×Ｔ．Ｅｌ≧１７７００（ＭＰａ・％）の場合を良好と判定した。

伸びフランジ性は、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１に準拠して行った。具体的には、得られた各鋼板を１００ｍｍ×１００ｍｍに切断後、クリアランス１２％で直径１０ｍｍの穴を打ち抜いた後、内径７５ｍｍのダイスを用いてしわ押さえ力９ｔｏｎで抑えた状態で、６０°円錐のポンチを穴に押し込んで亀裂発生限界における穴直径を測定し、下記の式から、限界穴広げ率λ（％）を求め、λ（限界穴広げ率）とＴＳ（引張り強さ）の積から伸びフランジ性を評価した。なお、本発明では、ＴＳ×λ≧４７２００（ＭＰａ・％）を良好と判定した。
限界穴広げ率λ（％）＝｛（Ｄ_ｆ−Ｄ_０）／Ｄ_０｝×１００
ただし、Ｄ_ｆは亀裂発生時の穴径（ｍｍ）、Ｄ_０は初期穴径（ｍｍ）：１０ｍｍである。

表３に、それらの評価結果をまとめて記す。

これらの結果から明らかなように、本発明で規定する要件を満足する鋼板は、強度−伸びバランスの値と伸びフランジ性のバランスに優れ、目標とした特性が得られていることがわかる。

本発明の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、厳しいプレス成形性の求められる自動車用部品、家電製品等の用途に好適であり、自動車、電機等の産業分野における利用が期待される。

Claims

鋼の成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０４％以上０．１３％以下、Ｓｉ：０．１２％以上１．０％以下、Ｍｎ：０．５％以上２．５％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０７％以下、Ａｌ：１．０％以下及びＮ：０．００４６％以下を含有し、かつ、Ｓｉ及びＡｌの含有量（％）が、Ｓｉ＋Ａｌ≦１．０％の関係を満たし、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、鋼板組織が、ポリゴナルフェライトの面積率が５０％以上７５％以下で、ポリゴナルフェライト以外は、それぞれの結晶粒がマルテンサイト、ベイナイトもしくは残留オーステナイトの単相、またはこれらの混合相からなる結晶粒であり、ベイナイトの面積率が１５％以上４８％以下、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの面積率の合計が２％以上３０％以下、残留オーステナイトの面積率が１〜３％、かつマルテンサイトおよび残留オーステナイトの面積率の合計（％）とベイナイトの面積率（％）が、（マルテンサイトおよび残留オーステナイトの面積率の合計）／（ベイナイトの面積率）≦１／２の関係を満足し、更に、マルテンサイトおよび／または残留オーステナイトからなる結晶粒の面積率が０〜５％であり、引張強度（ＴＳ）：５９０〜９００ＭＰａ、ＴＳと全伸び（Ｔ．Ｅｌ）の積ＴＳ×Ｔ．Ｅｌ≧１７７００（ＭＰａ・％）、ＴＳと限界穴広げ率（λ）の積ＴＳ×λ≧４７２００（ＭＰａ・％）であることを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
鋼の成分組成が、質量％で、Ｍｏ：０．００５％以上０．５％以下を更に含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
鋼の成分組成が、質量％で、Ｔｉ：０．０１％以上０．１％以下、Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下、およびＣｕ：０．０５％以上２．０％以下から選ばれる１種または２種以上の元素を更に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。