JP5741456B2 - 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。本発明は、特に、自動車の車体のようにプレス成形に供される用途に好適な、伸び性と穴拡げ性とが両立した高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法とに関する。本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、熱延鋼板を昇温して溶融亜鉛めっきを施した合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板と、熱延鋼板を冷間圧延して得た冷延鋼板を焼鈍後に溶融亜鉛めっきを施す合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板の両方を含む。

近年、地球環境保護のために自動車の燃費向上が求められており、車体の軽量化および乗員の安全性確保のため、高強度鋼板のニーズが高まっている。自動車用部材に供される鋼板は、高強度であるだけでは不十分であり、高い耐食性と良好なプレス成形性が要求される。

ここで、伸びが良好な溶融亜鉛めっき鋼板として、残留オーステナイトのＴＲＩＰ効果を利用する鋼板が知られている。
例えば、特開平１１−２７９６９１号公報には強度−延性バランスに優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。しかしながら、高強度化のために硬質なマルテンサイトを含有させると、穴拡げ性が劣化するという問題がある。

穴拡げ性を改善する技術として、焼き戻しマルテンサイトを活用する方法が特開平６−９３３４０号公報、特開平６−１０８１５２号公報、特開２００５−２５６０８９号公報、特開２００９−１９２５８号公報に開示されている。

特開平６−９３３４０号公報に記載の方法では、溶融めっき前に急冷してマルテンサイトを生成させ、その後溶融めっき等を施す。そのため、めっき後の冷却で新たに生成する、穴拡げ性に悪影響を及ぼす焼き戻しされていない硬質なマルテンサイトを多く含んだり、合金化処理時に伸びに寄与する残留オーステナイトが分解したりして、高強度で伸びと穴拡げを安定して両立させるのは困難であった。

特開平６−１０８１５２号公報、特開２００５−２５６０８９号公報、および特開２００９−１９２５８号公報には、めっき後に焼き戻す方法が開示されている。しかし、これらは焼き戻し前の冷却終点温度が十分低くないため、焼き戻し後の冷却過程で新たに硬質なマルテンサイトが生成し、穴拡げ性が劣化する問題があった。また、残留オーステナイトが十分に残留していないため、安定して十分な伸びを確保することが困難であった。

溶接学会誌５０（１９８１），Ｎｏ.１，ｐ３７−４６

特開平１１−２７９６９１号公報 特開平６−９３３４０号公報 特開平６−１０８１５２号公報 特開２００５−２５６０８９号公報 特開２００９−１９２５８号公報

本発明は、伸びと穴拡げ性を安定して両立させることができる合金化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、十分な伸びを有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板について鋭意実験した結果、マルテンサイトと残留オーステナイトの形態をＭ―Ａ（Martensite-Austenite constituent、別名：島状マルテンサイト）とすることで、高い伸び特性が得られることを見いだした。ここで、Ｍ−Ａとは、非特許文献１に記載があるように、鋼をフェライト変態やベイナイト変態させた際に未変態オーステナイトへのＣの濃縮が起こり、その後の冷却時にマルテンサイト変態することで生じた、マルテンサイトと残留オーステナイトの複合体の領域のことであり、マトリックス中に島状に点在する。

しかし、過度に硬質なマルテンサイトは穴拡げ性を劣化させる。そこで、本発明者等は穴拡げ性改善のためさらに実験を進め、Ｍ−Ａを残留オーステナイトが残るような比較的低温で焼き戻すことで、良好な伸びを維持しながら、穴拡げ性の改善も実現できることを見いだした。

本発明は、上記知見を基に完成されたものであり、加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供するものである。なお、本発明において「鋼板」とは「鋼帯」をも含む意味である。

ここに、本発明は、次の通りである。
鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、
前記鋼板は、
質量％で、Ｃ：０.０３％以上０.３０％以下、Ｓｉ：０.００５％以上２.５％以下、Ｍｎ：１.９％以上３.５％以下、Ｐ：０.１％以下、Ｓ：０.０１％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０.００１％以上１.５％以下およびＮ：０.０２％以下を含有する化学組成と、
体積％で、焼戻しマルテンサイトを３％以上および残留オーステナイトを１％以上含有し、残部がフェライトおよびベイナイトの少なくともいずれかである鋼組織と、を有し、
前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、圧延直角方向の引張試験において降伏強度が４２０ＭＰａ以上、引張強度が７８０ＭＰａ以上である機械特性を有する、
ことを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。

前記化学組成は、下記から選ばれた少なくとも１種の元素（％はいずれも質量％）をさらに含有していてもよい：
（Ａ）Ｔｉ：０.００１％以上０.３０％以下、Ｎｂ：０.００１％以上０.３０％以下およびＶ：０.００１％以上０.３０％以下からなる群から選択される１種または２種以上；
（Ｂ）Ｃｒ：０.００１％以上２.０％以下およびＭｏ：０.００１％以上２.０％以下からなる群から選択される１種または２種；
（Ｃ）Ｃｕ：０.００１％以上２.０％以下およびＮｉ：０.００１％以上２.０％以下からなる群から選択される１種または２種；
（Ｄ）Ｂ：０.０００１％以上０.０２％以下；
（Ｅ）Ｃａ：０.０００１％以上０.０１％以下およびＲＥＭ：０.０００１％以上０.１％以下からなる群から選択される１種または２種；ならびに
（Ｇ）Ｂｉ：０.０００１％以上０.０５％以下。

別の側面から、本発明は、上記記載の化学組成を有する熱間圧延鋼板または冷間圧延鋼板を７２０℃以上に加熱し、２〜２００℃／秒の速度で４５０〜６００℃の温度域まで冷却し、溶融亜鉛めっきを施し、その後に合金化処理を行い、合金化処理温度から平均冷却速度５℃／秒以上で２００℃以下まで冷却して、さらに２００〜６００℃の温度域で１秒以上１０分間以下の焼き戻し処理を行うことを特徴とする、体積％で、焼戻しマルテンサイトを３％以上および残留オーステナイトを１％以上含有し、残部がフェライトおよびベイナイトの少なくともいずれかであり、圧延直角方向の引張試験において降伏強度が４２０ＭＰａ以上、引張強度が７８０ＭＰａ以上である機械特性を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。

本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、伸び性と穴拡げ性がともに良好であって、成形性に優れているので、ピラ−などの自動車の構造部品用途に最適である。

以下に、本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法について、母材鋼板の化学組成、金属組織、合金化溶融亜鉛めっき層の合金組成、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の機械特性および製造方法について、順に具体的に説明する。以下の説明において、鋼板の化学組成に関する％はいずれも質量％である。

（Ａ）鋼板の化学組成
［Ｃ：０.０３％以上０.３０％以下］
Ｃは高張力を得るのに有効な成分である。Ｃの含有量が０.０３％未満では必要な高張力が得られない。一方、０.３０％を超えてＣを含有させると、鋼板の靱性や溶接性が低下する。従って、Ｃ含有量を上記のように定めた。好ましいＣ含有量は０.０５％以上０.２２％以下である。

［Ｓｉ：Ｓｉ：０.００５％以上２.５％以下］
Ｓｉは鋼板を高強度化する元素で、フェライトを強化し、組織を均一化し、加工性を改善するのに有効な成分である。また、セメンタイトの析出を抑制し、オーステナイトの残留を促進する作用も有する。そのような効果を得るためには、０.００５％以上のＳｉの含有が必要である、一方、２.５％を超えてＳｉを含有させると、溶融めっきでの不めっきの発生が問題になるとともに、鋼板の靱性や溶接性が低下する。したがってＳｉの含有量を上記のように定めた。好ましいＳｉ含有量は０.０５％以上で、２.０％以下、より好ましくは１.５％以下である。

［Ｍｎ：１.９％以上３.５％以下］
Ｍｎは、Ｍ−Ａを生成させ、強度と伸びを得るのに必須の元素である。所望の効果を得るには、１.９％以上のＭｎの含有が必要である。一方、３.５％を超えてＭｎを含有させると、鋼板の靱性や溶接性が低下する。したがってＭｎの含有量は上記のように定めた。２.２〜３.５％が好ましい範囲である。より好ましいＭｎ含有量は２.２％以上３.１％以下である。

［Ｐ：０.１％以下］
Ｐは、不純物として含有され、靱性を劣化させる好ましくない元素である。従って、Ｐ含有量を０.１％以下と定めた。Ｐ：０.０２％以下が好ましい範囲である。

［Ｓ：Ｓ：０.０１％以下］
Ｓは、不純物として含有され、鋼中にＭｎＳを形成し、穴拡げ性を劣化させる。したがって、Ｓの含有量を０.０１％以下と定めた。Ｓ含有量は０.００５％以下が好ましく、０.００１２％以下がさらに好ましい。

［ｓｏｌ.Ａｌ：０.００１％以上１.５％以下］
Ａｌは脱酸のために添加される。また、Ｓｉと同様に、セメンタイトの析出を抑えて残留オーステナイト量を増加させるのにも有効である。したがって、Ａｌの下限を０.００１％と定めた。一方、１.５％を超えてＡｌを含有させると、介在物が増加して、加工性が劣化する。したがってｓｏｌ.Ａｌ含有量を上記のように定めた。好ましい範囲は、０.００５％以上、１.０％以下である。

［Ｎ：０.０２％以下］
Ｎは、不純物として含有され、連続鋳造中に窒化物を形成してスラブのひび割れの原因となるので、その含有量は低い方が好ましい。したがって、Ｎ含有量は０.０２％以下と定めた。好ましくは０.０１％以下である。

以下の元素は、場合により含有させてもよい任意元素である。
［Ｔｉ：０.００１％以上０.３０％以下、Ｎｂ：０.００１％以上０.３０％以下およびＶ：０.００１％以上０.３０％以下から選択される１種または２種以上］
Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖは析出物となって結晶粒を微細化させる効果を有しているので、母材鋼板に強度、靱性の向上の目的で含有させてもよい。しかし、各々が０.００１％未満の含有ではその効果は十分ではなく、また各々０.３０％を超えて含有させても効果は飽和してしまい、コスト的に不利となる。そのため、いずれの元素も、上記のように、０.００１％以上０.３０％以下の含有量とする。ＴｉとＮｂはオーステナイト細粒化効果が顕著で、その後フェライト生成によるオーステナイトへのＣ濃化を促進し、Ｍ−Ａを生成しやすくする。したがって、ＴｉとＮｂの少なくともどちらか一方を０.０１％以上含有させるのが好ましく、０.０３％以上含有させるのがさらに好ましい。

［Ｃｒ：０.００１％以上２.０％以下およびＭｏ：０.００１％以上２.０％以下から選択される１種または２種］
ＣｒおよびＭｏは、Ｍｎと同様に、オ−ステナイトを安定化することで変態強化を促進する働きがあり、鋼板の高強度化に有効であるので、含有させてもよい。しかしながら、各々０.００１％未満の含有ではその効果は十分ではなく、また各々２.０％を超えて含有すると特性変動が大きくなる。したがって、Ｃｒ含有量とＭｏ含有量はいずれも０.００１％以上２.０％以下とする。好ましいＣｒ含有量は０.１％以上１.０％以下であり、好ましいＭｏ含有量は０.０５％以上０.５％以下である。

［Ｃｕ：０.００１％以上２.０％以下およびＮｉ：０.００１％以上２.０％以下から選択される１種または２種］
ＣｕおよびＮｉには腐食抑制効果があり、表面に濃化して水素の侵入を抑え、遅れ破壊を抑制する働きがあるので、含有させてもよい。しかしながら、各々０.００１％未満ではその効果は十分ではなく、また各々２.０％を超えて含有させても効果は飽和し、コスト的に不利となる。したがって、Ｃｕ含有量とＮｉ含有量は、いずれも０.００１％以上２.０％以下とする。好ましくは、いずれも０.０１％以上０.８％以下である。

［Ｂ：０.０００１％以上０.０２％以下］
Ｂは粒界からの核生成を抑え、焼き入れ性を高めて高強度化に寄与する元素である。また、Ｍ−Ａを効果的に生成させ、伸びの向上に寄与する。したがって、含有させてもよい。しかし、０.０００１％未満のＢの含有ではその効果は十分ではなく、また０.０２％を超えて含有させても効果は飽和し、コスト的に不利となる。したがって、Ｂの含有量は０.０００１〜０.０２％と定めた。

［Ｃａ：０.０００１％以上０.０１％以下およびＲＥＭ：０.０００１％以上０.１％以下から選択される１種または２種］
ＣａおよびＲＥＭは、硫化物を球状化させることにより局部延性を向上させる効果があるので、含有させてもよい。しかしながら、Ｃａは、０.０００１％未満の含有ではその効果は十分ではなく、また０.０１％を超えて含有させても効果は飽和し、コスト的に不利となる。したがってＣａ含有量は上記の通りとする。また、ＲＥＭは、０.０００１％未満の含有ではその効果は十分ではなく、また０.１％を超えて含有させても効果は飽和し、コスト的に不利となる。したがってＲＥＭ含有量は上記の通りとする。

ここで、ＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素を指し、ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。なお、本発明では、ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を指す。

［Ｂｉ：０.０００１％以上０.０５％以下］
Ｍｎなどがミクロ偏析すると、硬さの不均一なバンド組織が発達して、加工性を低下させる。Ｂｉは凝固界面に濃化してデンドライト間隔を狭くし、凝固偏析を小さくする働きがあるので、含有させてもよい。しかし、０.０００１％未満の含有では、その効果が不十分で、また０.０５％を超えてＢｉを含有させると、表面品質の劣化を生じさせるので、その含有量を上記のように定めた。Ｂｉ含有量の好ましい範囲は０.０００３〜０.０１％であり、さらに好ましい範囲は０.０００３〜０.００５０％である。

（Ｂ）鋼板の金属組織
上述したように、加工性が良好で、強度が７８０ＭＰａ以上の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得るためには、Ｍ−Ａを残留オーステナイトが残るような比較的低温で焼き戻した組織とすることが有効である。それにより、Ｍ−Ａによりもたらされる良好な伸びを維持しながら、穴拡げ性に良好となる。

そのため、本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の金属組織は、体積率で焼戻しマルテンサイトを３％以上、残留オーステナイトを１％以上含有することが必要である。さらに高強度を得るためには焼戻しマルテンサイトは５％以上が好ましい。残留オーステナイトは２％以上が好ましい。金属組織に関する各相の体積率は、板厚１／４位置で測定した各相の面積率とする。

金属組織の残部はフェライトまたはベイナイトまたはその両方であることが好ましい。また、５μｍ以上のセメンタイトを粒内部に含まないことがＭ−Ａ生成促進のため好ましい。上述したように、Ｍ−Ａを残留オーステナイトが残るような比較的低温で焼き戻すことで、伸びと穴拡げ性の両立が図られる。穴拡げ性の観点からは、含有しているマルテンサイトは全て焼戻されたものであることが好ましい。

（Ｃ）合金化溶融亜鉛めっき層
合金化溶融亜鉛めっき層のＦｅ濃度が７質量％未満では、溶接性や摺動性が不十分となりやすい。したがって、合金化溶融亜鉛めっき層のＦｅ濃度は７質量％以上とすることが好ましい。合金化溶融亜鉛めっき層のＦｅ濃度の上限は、耐パウダリング性の観点からは２０％以下とすることが好ましく、１５％以下とすることがさらに好ましい。めっき層のＦｅ含有量は、溶融めっき後の熱処理（合金化処理）の条件により調整される。

（Ｄ）機械特性
本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、圧延延直角方向の引張試験において降伏強度（ＹＳ）が４２０ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上の機械特性を有する。この引張試験において降伏強度が４２０ＭＰａ未満であるか、および／または引張強度が７８０ＭＰａ未満であると、自動車部品とした場合において十分な衝撃吸収性を確保することが困難である。降伏強度は好ましくは５００ＭＰａ以上、より好ましくは６００ＭＰａ以上であり、引張強度は好ましくは８００ＭＰａ以上、より好ましくは９００ＭＰａ以上である。なお、成形性が要求される自動車部品への適用を考慮すると、全伸びは１２％以上、穴拡げ率は３５％以上であることが好ましい。

（Ｃ）製造方法
Ｍ−Ａを生成させるためには、製造過程において、残留オーステナイトにＣの濃度勾配を存在させることが必要である。Ｃ濃度が高い部分は残留オーステナイトとして残留し、Ｃ濃度の低い部分はマルテンサイトへ変態し、その結果Ｍ−Ａが得られる。Ｍ−Ａは残留オーステナイトを含むとともにマルテンサイトが硬質なため相対的に軟質な母相に歪みが集中し、高強度と良好な伸びが得られる。しかしながら、過度に硬質なマルテンサイトは穴拡げ性に不利なため、残留オーステナイトが残るように適度に焼き戻すことによって、伸びと穴拡げ性に優れた合金化溶融亜鉛めっきが製造可能となる。しかも、焼き戻しをめっき後に行うことで、表面の酸化の問題や焼き戻しされていないマルテンサイトが残存する問題を抑制できる。

具体的には、１.９％以上のＭｎを含有する熱間圧延鋼板または冷間圧延鋼板をめっき母材として使用し、この鋼板を７２０℃以上の温度に加熱後、２〜２００℃／秒の速度で４５０〜６００℃の温度域まで冷却して、溶融亜鉛めっきを施し、その後、合金化処理を行い、合金化処理温度から平均冷却速度５℃／秒以上で２００℃以下まで冷却し、こうして製造されたＭ−Ａを含む合金化溶融亜鉛めっき鋼板に対して、さらに２００〜６００℃の温度域で１秒から１０分間の焼き戻しを行う。

１.９％以上のＭｎはセメンタイトの析出を抑え、Ｍ−Ａを得るのに必要である。前述したように、母材鋼板は熱延鋼板と冷延鋼板のいずれでもよく、熱間圧延や冷間圧延の条件については特に制限されないが、好ましい熱延条件は、圧延仕上温度が８００℃以上１１００℃以下の範囲内、巻取温度が３５０℃以上７５０℃以下の範囲内である。

溶融めっきに際しての焼鈍温度は、加熱時にオーステナイトを生成させるために７２０℃以上とする。穴拡げ性に有利な均一な組織を得るには、オーステナイト単相域まで加熱することが好ましい。加熱温度の上限は特に規定しないが粒径の粗大化を抑制して良好な靭性を確保する観点からは１０００℃以下とすることが好ましい。

加熱後の冷却速度が２℃／秒未満ではセメンタイトの析出が生じてしまい、また２００℃／秒を超える冷却では、オーステナイトへのＣの濃度勾配が不十分で、Ｍ−Ａが生じない。この冷却速度は好ましくは５〜５０℃／秒であり、より好ましくは８〜３０℃／秒である。

上記冷却の冷却停止温度を４５０〜６００℃の温度域とするのは、オーステナイト中のＣ濃度をＭ−Ａが生成するように勾配を付けるのに必要であるからである。この冷却停止温度は好ましくは４８０〜５７０℃である。

その後、必要に応じて等温保持や冷却が行われて、溶融亜鉛めっきが施され、さらにめっきを合金化するのに必要な温度に加熱することにより合金化処理が施された後、得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を冷却する。

溶融めっきの浴温度や浴組成は、一般的なものでよく、特に制限はない。めっき付着量も特に制限されず、通常の範囲内でよい。例えば、片面あたりの付着量で２０〜８０ｇ／ｍ²の範囲内である。合金化処理は、めっき層中のＦｅ濃度が７質量％以上となるような条件で行うことが好ましい。必要な条件は、めっき付着量によっても異なるが、例えば、温度４９０〜５６０℃で５〜６０秒間の加熱により行われる。

合金化処理後の合金化処理温度からの冷却では、５℃／秒以上で２００℃以下まで冷却することが重要である。この冷却でＭ−Ａの生成を促進させ、引き続き行われる焼き戻しの後にマルテンサイトが生成するのを抑える。好ましい冷却終了温度は１００℃以下である。好ましい冷却速度は１０℃／秒以上である。冷却速度の上限は特に規定しないが、経済性の観点からは５００℃／秒以下とすることが好ましい。

焼き戻しは、Ｍ−Ａのマルテンサイトを適正に焼き戻すために２００〜６００℃の温度域で１秒〜１０分で行う。温度が低かったり、時間が短かったりすると、マルテンサイトが硬質で穴拡げ性に劣るようになる。一方、温度が高かったり、時間が長かったりすると、残留オーステナイトが分解したりマルテンサイトが軟質になりすぎたりして、伸びが劣化する。焼き戻しでは、最高到達温度が２００〜６００℃の範囲内で、この温度範囲に１秒〜５分間保持する必要がある。ただし、最高到達温度にて等温保持するほうが特性の安定化の点より好ましい。好ましい最高到達板温は２５０〜５００℃の範囲内である。なおＭ−Ａのマルテンサイトは全て焼戻されていることが好ましい。

この焼き戻しの後に、平坦矯正のためスキンパスやレベラーで処理しても何ら問題がなく、塗油や潤滑作用のある皮膜を施しても構わない。

表１に示す化学組成を有する鋼を実験炉で溶製し、厚みが４０ｍｍのスラブを作製した。このスラブを、表２に示す仕上温度で表示の厚さになるように熱間圧延した。熱間圧延後、約３０℃／秒の水スプレー冷却を施し、表示の巻取温度で、熱延鋼板を製造した。巻取は、巻取温度まで水スプレー冷却後に炉に装入し、巻取温度で６０分保持した後、２０℃／時の冷却速度で１００℃以下まで炉冷することによってシミュレートした。得られた熱延鋼板を酸洗によりスケール除去し、一部には、表２に示すように冷間圧延を施した。

こうして得られた熱延鋼板または冷延鋼板から、熱処理用試験材を採取し、表３に示す合金化溶融亜鉛めっき処理における熱処理条件により、溶融亜鉛めっきと合金化処理とを行った。すなわち、まず、試験材を表示の焼鈍温度に加熱して４５秒間保持して焼鈍を行い、次に表示の一次冷却速度で一次冷却停止温まで冷却を行った。その後、一部の材料においては、表示の条件で等温保持を行ってから、引き続き５℃／ｓで溶融めっき浴温である４６０℃まで冷却してから溶融亜鉛めっきを施し、その後、５１０℃で２０秒間の合金化熱処理を施し、１５℃／秒の冷却速度で、合金化処理後の冷却を開始した。このようにして得られた合金化溶融亜鉛めっき層中のＦｅ濃度は８〜１２質量％であった。この冷却は、試験Ｎｏ.２３〜２５は表示の温度まで、それ以外は室温まで実施した。また、表３と同じ熱処理パターンで熱膨張曲線を採取し、変態挙動を調査した結果、試験Ｎｏ.２３〜２５については、マルテントサイト生成温度は１７０〜２７０℃であり、それ以外は室温においてマルテンサイト変態が完了していた。

こうして冷却された合金化溶融亜鉛めっき鋼板に対して、試験Ｎｏ.２８を除き、冷却のあと直ちに表３に示す焼き戻し条件（温度は最高到達温度）で温度保持する焼き戻しを行った。この焼き戻し温度への昇温速度は２０℃／秒とした。この焼き戻しによって、焼き戻し前までに生成したマルテンサイトは全て焼き戻しを受ける。マルテンサイトが焼戻されたことは、ナイタール腐食後のＳＥＭ観察において、マルテンサイト中の炭化物の存在を確認することにより行った。

得られた焼き戻しされた合金化溶融亜鉛めっき鋼板に対して下記の測定を実施した。これらの測定結果を表４にまとめて示す。
金属組織：F. S. Lepera: Journal of Metals 32, No. 3，(1980) 38-39に開示されている方法で、圧延方向の断面を腐食することにより、マルテンサイトおよびオーステナイトを現出させ、板厚１／４位置で倍率１０００倍の光学顕微鏡にて観察し、その組織写真から画像処理にてマルテンサイトおよびオーステナイトの面積率の合計を測定した。その値から、板厚１／４位置でＸ線により測定した残留オーステナイト面積率を差し引いた値を、マルテンサイト体積率とした。

引張試験：各種熱処理材から、圧延方向に対して直角方向が引張方向となるようにＪＩＳ５号引張試験片を採取し、降伏強さ（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）と全伸び（Ｅｌ）を測定した。

穴拡げ試験：日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１に従って実施した穴拡げ試験において、穴の周囲に板厚を貫通する割れが生じるまでの穴直径の増加量と初期穴径との比である穴拡げ率（％）を求めた。

本発明に従って発明例である試験Ｎｏ.１〜１６、１８〜２４及び３０〜３３の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強度で７８０ＭＰａ以上の高強度と良好な伸び、さらに穴拡げ率が４０％以上という良好な穴拡げ性を示した。

これに対し、Ｍｎ含有量が低かった試験Ｎｏ.１７は強度が低く、伸びと穴拡げ性がともに低かった。焼き戻し前の温度が３００℃と高かった試験Ｎｏ.２５は、焼き戻し後にさらに硬質なマルテンサイトが生成するため、穴拡げ性が低くなった。焼鈍温度が低かった試験Ｎｏ.２６は、未再結晶組織が残り、かつマルテンサイトの生成もなく、伸びと穴拡げ性が低かった。一次冷却速度が遅かった試験Ｎｏ.２７は、マルテンサイトが十分に生成しないため、伸びが低かった。焼き戻し温度が低かった試験Ｎｏ.２８は，マルテンサイトの軟質化が不十分で穴拡げ性が低く、焼き戻し温度が高かった試験Ｎｏ.２９と３４はマルテンサイトが軟質化しすぎて、強度が低く、伸びも低く、穴拡げ性も不十分であった。

Claims (8)

1. 鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、
   前記鋼板は、
   質量％で、Ｃ：０.０３％以上０.３０％以下、Ｓｉ：０.００５％以上２.５％以下、Ｍｎ：１.９％以上３.５％以下、Ｐ：０.１％以下、Ｓ：０.０１％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０.００１％以上１.５％以下、およびＮ：０.０２％以下を含有する化学組成と、
   体積％で、焼戻しマルテンサイトを３％以上および残留オーステナイトを１％以上含有し、残部がフェライトおよびベイナイトの少なくともいずれかであり、
   前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、圧延直角方向の引張試験において降伏強度が４２０ＭＰａ以上、引張強度が７８０ＭＰａ以上である機械特性を有する、
   ことを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
2. 前記化学組成が、質量％で、Ｔｉ：０.００１％以上０.３０％以下、Ｎｂ：０.００１％以上０.３０％以下およびＶ：０.００１％以上０.３０％以下からなる群から選択される１種または２種以上をさらに含有する請求項１に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
3. 前記化学組成が、質量％で、Ｃｒ：０.００１％以上２.０％以下およびＭｏ：０.００１％以上２.０％以下からなる群から選択される１種または２種をさらに含有する請求項１または請求項２に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
4. 前記化学組成が、質量％で、Ｃｕ：０.００１％以上２.０％以下およびＮｉ：０.００１％以上２.０％以下からなる群から選択される１種または２種を含有する請求項１〜請求項３のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
5. 前記化学組成が、質量％で、Ｂ：０.０００１％以上０.０２％以下をさらに含有する請求項１〜請求項４のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
6. 前記化学組成が、質量％で、Ｃａ：０.０００１％以上０.０１％以下およびＲＥＭ：０.０００１％以上０.１％以下からなる群から選択される１種または２種をさらに含有する請求項１〜請求項５のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
7. 前記化学組成が、質量％で、Ｂｉ：０.０００１％以上０.０５％以下をさらに含有する請求項１〜請求項６のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
8. 請求項１〜７のいずれかに記載の化学組成を有する熱間圧延鋼板または冷間圧延鋼板を７２０℃以上に加熱し、２〜２００℃／秒の速度で４５０〜６００℃の温度域まで冷却し、溶融亜鉛めっきを施し、その後に合金化処理を行い、合金化処理温度から平均冷却速度５℃／秒以上で２００℃以下まで冷却して、さらに２００〜６００℃の温度域で１秒以上１０分間以下の焼き戻し処理を行うことを特徴とする、体積％で、焼戻しマルテンサイトを３％以上および残留オーステナイトを１％以上含有し、残部がフェライトおよびベイナイトの少なくともいずれかであり、圧延直角方向の引張試験において降伏強度が４２０ＭＰａ以上、引張強度が７８０ＭＰａ以上である機械特性を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。