WO2011090182A1 - 疲労特性と穴拡げ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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less
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galvanized steel
martensite
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川崎由康
中垣内達也
金子真次郎
長滝康伸
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Ｊｆｅスチール株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in fatigue characteristics and hole expansibility suitable as a member used in industrial fields such as automobiles, and a method for producing the same.
  • high-strength steel In order to improve the formability of high-strength steel sheets, various types of high-strength steel such as ferrite-martensite duplex steel (Dual-Phase steel) and TRIP steel using transformation induced plasticity of retained austenite have been developed. Strength composite steel sheets have been developed.
  • Patent Document 1 proposes a steel sheet having excellent ductility by defining chemical components and defining volume fractions of ferrite, bainitic ferrite and retained austenite.
  • Patent Document 2 proposes a steel sheet having excellent fatigue crack propagation characteristics by defining ferrite hardness and martensite area ratio, aspect ratio, and average interval.
  • Patent Document 3 proposes a steel sheet having excellent fatigue characteristics by defining the grain size and hardness of each phase in a three-phase structure of ferrite, bainite, and martensite.
  • Patent Document 1 since the main purpose is to improve the ductility of the high-strength steel plate, the hole expandability is not considered.
  • Patent Documents 2 and 3 since the main purpose is to improve the fatigue characteristics of high-strength steel sheets, hole expansibility is not considered. Therefore, the development of a high-strength steel sheet having good fatigue characteristics and hole expandability, particularly a high-strength hot-dip galvanized steel sheet, is an issue.
  • an object of the present invention is to provide a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having high strength (tensile strength TS of 590 MPa or more) and excellent in fatigue characteristics and hole expansibility and a method for producing the same.
  • the inventors of the present invention have made extensive studies to obtain a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having high strength (tensile strength TS of 590 MPa or more) and excellent fatigue characteristics and hole expansibility. I found.
  • the positive addition of Si made it possible to ensure strength by strengthening the solid solution of ferrite, ensure good fatigue properties, and improve hole expansibility by relaxing the hardness difference from the second phase. Furthermore, by utilizing the intermediate hardness phase of bainitic ferrite and pearlite, the hardness difference between soft ferrite and hard martensite can be relaxed, and hole expansibility can be improved. In addition, if there is a large amount of hard martensite in the final structure, a large hardness difference occurs at the heterogeneous interface of the soft ferrite phase and the hole expandability decreases, so some of the untransformed austenite that ultimately transforms into martensite is pearlite.
  • the present invention has been made based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • Component composition is C: 0.04% to 0.13%, Si: 0.9% to 2.3%, Mn: 0.8% to 1.8% in mass%, P : 0.1% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.1% or less, N: 0.008% or less, the balance consists of iron and inevitable impurities, the structure is in area ratio 80% or more of ferrite phase, 1.0% or more of bainitic ferrite phase and 1.0% or more and 10.0% or less of pearlite phase, and the area ratio of martensite phase is 1.0%
  • the average grain size is 14 ⁇ m or less for ferrite, 4 ⁇ m or less for martensite, the average free path of martensite is 3 ⁇ m or more, and the Vickers hardness of ferrite is 140 or more.
  • Martensite area ratio / (Bainetic Fe High-strength galvanized steel sheet excellent in fatigue properties and hole expandability characterized by satisfying the site area ratio + pearlite area ratio) ⁇ 0.6.
  • a component composition it contains at least one element selected from Ca: 0.001% to 0.005% and REM: 0.001% to 0.005% in mass%.
  • a component composition it contains at least one element selected from Ta: 0.001% to 0.010% and Sn: 0.002% to 0.2% by mass.
  • T average holding temperature (° C.) and t: holding time (s) in the temperature range of 500 to 600 ° C .; 0.45 ⁇ exp [200 / (400 ⁇ T)] ⁇ ln (t) ⁇ 1.0
  • exp (X) and ln (X) represent the exponential function and natural logarithm of X, respectively.
  • the “high-strength galvanized steel sheet” is a galvanized steel sheet having a tensile strength TS of 590 MPa or more.
  • a steel sheet in which zinc is plated on the steel sheet by a hot dip galvanizing method is generically called a hot dip galvanized steel sheet. That is, the hot dip galvanized steel sheet in the present invention includes both a hot dip galvanized steel sheet that has not been subjected to an alloying treatment and an alloyed hot dip galvanized steel sheet that has been subjected to an alloying treatment.
  • a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having high strength (tensile strength TS of 590 MPa or more) and excellent fatigue characteristics and hole expansibility is obtained.
  • fuel efficiency can be improved by reducing the weight of the vehicle body, and the industrial utility value is very large.
  • the component composition is C: 0.04% to 0.13%, Si: 0.9% to 2.3%, and Mn: 0.8% to 1.8% by mass%.
  • P 0.1% or less
  • S 0.01% or less
  • Al 0.1% or less
  • N 0.008% or less
  • the balance consists of iron and unavoidable impurities, It has an area ratio of 80% or more of ferrite phase, 1.0% or more of bainitic ferrite phase, and 1.0% or more and 10.0% or less of pearlite phase
  • the martensite phase has an area ratio of 1 0.0% or more and less than 5.0%
  • the average grain size is 14 ⁇ m or less for ferrite, 4 ⁇ m or less for martensite
  • the average free path of martensite is 3 ⁇ m or more
  • the Vickers hardness of ferrite is 140 This is the ratio of martensite area / (Bainite And satisfies the click ferrite area ratio
  • C 0.04% or more and 0.13% or less
  • C is an austenite generating element and an element indispensable for strengthening steel. If the C content is less than 0.04%, it is difficult to ensure the desired strength. On the other hand, when the amount of C exceeds 0.13% and is added excessively, the area ratio of the martensite phase is significantly increased, and the hole expansibility is lowered. Therefore, C is made 0.04% or more and 0.13% or less.
  • Si 0.9% or more and 2.3% or less
  • Si is a ferrite-forming element and also an element effective for solid solution strengthening.
  • addition of 0.9% or more is necessary.
  • Si is made 0.9% to 2.3%.
  • it is 1.2% or more and 1.8% or less.
  • Mn 0.8% or more and 1.8% or less
  • Mn is an element effective for strengthening steel.
  • it is an element that stabilizes austenite, and is an element necessary for adjusting the fraction of the second phase. For this reason, it is necessary to add 0.8% or more of Mn.
  • Mn is made 0.8% to 1.8%. Preferably they are 1.0% or more and 1.6% or less.
  • P 0.1% or less
  • P is an element effective for strengthening steel.
  • P is set to 0.1% or less.
  • S 0.01% or less S is an inclusion such as MnS, which causes deterioration in impact resistance and cracks along the metal flow of the weld.
  • To S is set to 0.01% or less.
  • Al 0.1% or less Al is a ferrite-forming element and is an effective element for controlling the amount of ferrite produced during production. However, excessive addition of Al deteriorates slab quality during steelmaking. Therefore, Al is made 0.1% or less.
  • N 0.008% or less
  • N is an element that causes the most deterioration of the aging resistance of the steel, and it is preferably as small as possible. If it exceeds 0.008%, the deterioration of the aging resistance becomes significant. Therefore, N is set to 0.008% or less.
  • the balance is Fe and inevitable impurities.
  • one or more selected from the following elements can be added as necessary.
  • Cr 0.05% to 1.0%, V: 0.005% to 0.5%, Mo: 0.005% to 0.5% Cr, V, Mo balance strength and ductility Since it has the effect
  • Ni and Cu are elements effective for strengthening steel, and steel is within the range specified in the present invention. It can be used for strengthening. It also promotes internal oxidation and improves plating adhesion. In order to obtain these effects, 0.05% or more is necessary. On the other hand, if both Ni and Cu are added in excess of 1.0%, the workability of the steel sheet is lowered. In addition, the cost increases. Therefore, when adding Ni and Cu, the addition amount is 0.05% or more and 1.0% or less, respectively.
  • one or more elements can be contained from the following Ti, Nb, and B.
  • Nb 0.01% or more and 0.1% or less
  • Ti 0.01% or more and 0.1% or less
  • Nb 0.01% or more and 0.1% or less
  • Ti is effective for precipitation strengthening of steel, and the effect is obtained at 0.01% or more, If it is within the range specified in the present invention, it may be used for strengthening steel. However, when each exceeds 0.1%, workability and shape freezing property will fall. In addition, the cost increases. Therefore, when adding Ti and Nb, the addition amount is set to 0.01% to 0.1% for Ti and 0.01% to 0.1% for Nb.
  • B 0.0003% or more and 0.0050% or less B has an action of suppressing the formation / growth of ferrite from the austenite grain boundary, and can be added as necessary. The effect is obtained at 0.0003% or more. However, if it exceeds 0.0050%, the workability decreases. In addition, the cost increases. Therefore, when adding B, it is made 0.0003% or more and 0.0050% or less.
  • Ca and REM are intended to improve the adverse effect of sulfides on spheroidizing and hole expandability. Is an effective element. In order to obtain this effect, 0.001% or more is required for each. However, excessive addition exceeding 0.005% causes an increase in inclusions and the like, and causes surface and internal defects. Therefore, when Ca and REM are added, the addition amounts are 0.001% or more and 0.005% or less, respectively.
  • Ta 0.001 to 0.010%
  • Sn 0.002 to 0.2% Ta
  • Ta forms alloy carbide and alloy carbonitride to contribute to high strength, and partly dissolves in Nb carbide and Nb carbonitride, and (Nb, Ta)
  • the content is preferably 0.001% or more.
  • Ta its content is preferably 0.010% or less.
  • Sn can be added from the viewpoint of suppressing decarburization in the region of several tens of ⁇ m of the steel sheet surface layer caused by nitriding, oxidation, or oxidation of the steel sheet surface. By suppressing such nitriding and oxidation, the amount of martensite generated on the steel sheet surface is prevented from decreasing, and fatigue characteristics and aging resistance are improved. From the viewpoint of suppressing nitriding and oxidation, when adding Sn, its content is preferably 0.002% or more, and if it exceeds 0.2%, the toughness is reduced, so its content is reduced to 0. .2% or less is desirable.
  • Sb 0.002 to 0.2%
  • Sb can also be added from the viewpoint of suppressing decarburization in the region of several tens of ⁇ m of the steel sheet surface layer caused by nitridation, oxidation, or oxidation of the steel sheet surface, similarly to Sn. By suppressing such nitriding and oxidation, the amount of martensite generated on the steel sheet surface is prevented from decreasing, and fatigue characteristics and aging resistance are improved. From the viewpoint of suppressing nitriding and oxidation, when Sb is added, its content is preferably 0.002% or more, and if it exceeds 0.2%, the toughness is reduced, so the content is reduced to 0. .2% or less is desirable.
  • Ferrite phase area ratio 80% or more In order to reduce the amount of heterogeneous interface between soft ferrite and hard martensite and ensure good hole expandability, the ferrite phase needs 80% or more in area ratio. .
  • Area ratio of bainitic ferrite phase 1.0% or more To reduce the hardness difference between soft ferrite and hard martensite and to ensure good hole expansibility, the area ratio of bainitic ferrite phase is 1.0% or more is necessary.
  • Area ratio of pearlite phase 1.0% or more and 10.0% or less
  • the area ratio of the pearlite phase is required to be 1.0% or more.
  • the area rate of a pearlite phase shall be 10.0% or less.
  • Martensite phase area ratio 1.0% or more and less than 5.0%
  • the martensite phase area ratio needs to be 1.0% or more.
  • the area ratio of the martensite phase which has a great influence on the hole expansibility needs to be less than 5.0%.
  • the amount of martensite which is softer than martensite, is reduced in the constituent phase of the second phase by reducing the amount of martensite that is proportional to the amount of heterophase interface with a large hardness difference. That is, it is necessary to satisfy martensite area ratio / (bainitic ferrite area ratio + pearlite area ratio) ⁇ 0.6.
  • Average grain size of ferrite 14 ⁇ m or less
  • the average grain size of ferrite is set to 14 ⁇ m or less.
  • Average crystal grain size of martensite 4 ⁇ m or less In order to ensure good fatigue characteristics and hole expansibility, the average crystal grain size of martensite is set to 4 ⁇ m or less.
  • Martensite mean free path 3 ⁇ m or more In order to ensure good fatigue properties and hole expandability, the martensite mean free path needs to be 3 ⁇ m or more.
  • Vickers hardness of ferrite 140 or more In order to ensure good fatigue properties, the Vickers hardness of ferrite needs to be 140 or more.
  • carbides such as retained austenite, tempered martensite, and cementite may be generated.
  • the area of the above ferrite, bainitic ferrite, pearlite, and martensite If conditions such as rate are satisfied, the object of the present invention can be achieved.
  • the area ratio of ferrite, bainitic ferrite, pearlite, and martensite in the present invention is the area ratio of each phase in the observation area.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet of the present invention is hot-rolled, pickled, or further cold-rolled using a steel slab having a component composition suitable for the above-mentioned component composition range, and a temperature of 700 ° C. or higher. And heated at an average heating rate of 8 ° C./s or higher, held at a temperature range of 800 to 900 ° C. for 15 to 600 s, cooled, held at a temperature range of 450 to 550 ° C. for 10 to 200 s, It can be manufactured by a method of applying hot dip galvanizing.
  • T average holding temperature (° C.)
  • t holding time (s) are the following formulas: 0.45 ⁇ exp [200 / (400 ⁇ T)] ⁇ ln (t) ⁇ 1.0
  • exp (X) and ln (X) represent the exponential function and natural logarithm of X, respectively. It can be manufactured by a method in which galvanizing alloying treatment is performed under conditions that satisfy the above conditions. Details will be described below.
  • the steel having the above component composition is melted by a generally known process, then formed into a slab through a lump or continuous casting, and then into a hot coil through hot rolling.
  • hot rolling it is preferable to heat the slab to 1100 to 1300 ° C., perform hot rolling at a final finishing temperature of 850 ° C. or higher, and wind it on a steel strip at 400 to 650 ° C.
  • the coiling temperature exceeds 650 ° C., the carbides in the hot-rolled sheet are coarsened, and such coarsened carbides cannot be melted during soaking at the time of annealing, so that the required strength may not be obtained. .
  • cold rolling is performed as necessary.
  • the temperature is maintained for 15 to 600 seconds in the temperature range of 800 to 900 ° C.
  • the austenite single phase region or the two phase region of austenite and ferrite is 15 to 600 seconds.
  • Annealing holding.
  • the annealing temperature is less than 800 ° C. or when the holding (annealing) time is less than 15 s, the hard cementite in the steel sheet is not sufficiently dissolved, or the recrystallization of ferrite is not completed, and fatigue characteristics and holes Expandability is reduced.
  • the annealing temperature exceeds 900 ° C.
  • the growth of austenite grains is remarkable, the area ratio of the martensite phase in the final structure increases, and the hole expansibility decreases.
  • the holding (annealing) time exceeds 600 s, the ferrite during annealing becomes coarse, the average crystal grain size of the ferrite in the final structure becomes larger than 14 ⁇ m, and it becomes difficult to ensure the desired strength and the fatigue characteristics also deteriorate. To do.
  • the cost increase accompanying a great energy consumption may be caused.
  • the holding temperature is less than 450 ° C. or the holding time exceeds 200 s, most of the second phase is austenite and bainitic ferrite with a large amount of dissolved carbon generated by bainite transformation promotion, and the desired pearlite area ratio is In addition, the area ratio of hard martensite increases, and good hole expansibility cannot be obtained.
  • the steel sheet is infiltrated into a plating bath at a normal bath temperature and subjected to hot dip galvanizing treatment, and the amount of adhesion is adjusted by gas wiping or the like.
  • a galvannealed steel sheet is often used in which heat treatment is performed after plating to diffuse Fe of the steel sheet in the plating layer.
  • T average holding temperature (° C.)
  • t holding time (s) in the temperature range of 500 to 600 ° C. after hot dip galvanizing: 0.45 ⁇ exp [200 / (400 ⁇ T)] ⁇ ln (t) ⁇ 1.0
  • exp (X) and ln (X) represent the exponential function and natural logarithm of X, respectively.
  • the holding temperature does not have to be constant as long as it is within the temperature range described above. Further, as long as the thermal history is satisfied, the steel sheet may be heat-treated by any equipment.
  • temper rolling of the steel sheet of the present invention for shape correction after heat treatment is also included in the scope of the present invention. In the present invention, it is assumed that the steel material is manufactured through normal steelmaking, casting, and hot rolling processes, but the manufacturing process is performed by omitting part or all of the hot rolling process by thin casting, for example. You may do it.
  • a steel having the composition shown in Table 1 and the balance being Fe and inevitable impurities was melted in a converter and made into a slab by a continuous casting method.
  • the obtained slab was heated to 1200 ° C., hot-rolled to a plate thickness of 1.8 to 3.4 mm at a finishing temperature of 870 to 920 ° C., and wound at 520 ° C.
  • the obtained hot-rolled sheet was pickled, a part of the hot-rolled sheet was pickled, and a part was further cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • a hot-rolled sheet having a thickness of 3.2 mm was provided.
  • the area ratio of ferrite, bainitic ferrite, pearlite, martensite and the average crystal grain size of ferrite and martensite (the former is d F , the latter is d M ))
  • a plate thickness section parallel to the rolling direction of the steel plate was polished, then corroded with 3% nital, and 10 fields of view were observed using a SEM (scanning electron microscope) at a magnification of 2000 times.
  • the obtained hot-dip galvanized steel sheet is subjected to tempering treatment at 200 ° C. for 2 hours, and then the structure of the plate thickness cross section parallel to the rolling direction of the steel sheet is The area ratio of the tempered martensite phase obtained by the above method was determined as the area ratio of the martensite phase. Further, the volume ratio of the retained austenite phase was obtained by polishing the steel plate to a 1 ⁇ 4 surface in the plate thickness direction and diffracting X-ray intensity of the 1 ⁇ 4 surface thickness.
  • CoK ⁇ rays are used for incident X-rays, and the peaks of ⁇ 111 ⁇ , ⁇ 200 ⁇ , ⁇ 220 ⁇ , ⁇ 311 ⁇ planes of residual austenite phase and ⁇ 110 ⁇ , ⁇ 200 ⁇ , ⁇ 211 ⁇ planes of ferrite phase are used. Strength ratios were obtained for all combinations of integrated strengths, and the average value of these was taken as the volume fraction of retained austenite phase.
  • the mean free path of martensite (L M) was calculated by the following equation.
  • d M is the average crystal grain size of the martensite
  • the V M is the area ratio of the martensite phase.
  • the hardness of the ferrite was obtained by measuring the hardness of the ferrite grains within 10 points using a micro Vickers hardness tester and calculating the average value.
  • the tensile test is performed according to JIS Z2241, using a JIS No. 5 test piece sampled so that the tensile direction is perpendicular to the rolling direction of the steel sheet, and TS (tensile strength) and El (total elongation) are measured. It was measured. Further, the fatigue test, a stress fracture up to 10 7 cycles in both swing plane bending fatigue test was observed was measured and the stress and fatigue strength. In the present invention, the case of fatigue strength ⁇ 280 MPa was determined to be good.
  • the hole expansion test was conducted in accordance with Japan Iron and Steel Federation Standard JFST1001. After each steel plate obtained was cut into 100 mm ⁇ 100 mm, a hole with a diameter of 10 mm was punched with a clearance of 12% ⁇ 1% when the plate thickness ⁇ 2.0 mm and with a clearance of 12% ⁇ 2% when the plate thickness ⁇ 2.0 mm. After that, using a die having an inner diameter of 75 mm and holding a wrinkle holding force of 9 ton, a 60 ° conical punch was pushed into the hole, and the hole diameter at the crack initiation limit was measured. %) And the stretch flangeability was evaluated from the value of the critical hole expansion rate.
  • Limit hole expansion ratio ⁇ (%) ⁇ (D f ⁇ D 0 ) / D 0 ⁇ ⁇ 100
  • D f hole diameter at crack initiation (mm) D 0 is the initial hole diameter (mm).
  • ⁇ ⁇ 80 (%) was determined to be good.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheets of the examples of the present invention all have TS of 590 MPa or more, and are excellent in fatigue characteristics and hole expandability. On the other hand, in the comparative example, one or more of fatigue characteristics and hole expansibility are inferior.
  • a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having high strength (tensile strength TS of 590 MPa or more) and excellent fatigue characteristics and hole expansibility can be obtained.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet of the present invention can be improved in fuel efficiency by reducing the weight of the vehicle body when applied to, for example, an automobile structural member, and has a great industrial utility value.

Abstract

　５９０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳを有し、疲労特性と穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法を提供する。質量％でＣ：０．０４％以上０．１３％以下、Ｓｉ：０．９％以上２．３％以下、Ｍｎ：０．８％以上１．８％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００８％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、組織は、面積率で、８０％以上のフェライト相と１．０％以上のベイニティックフェライト相と１．０％以上１０．０％以下のパーライト相を有し、さらに、マルテンサイト相の面積率が１．０％以上５．０％未満で、かつ、平均結晶粒径はフェライトが１４μｍ以下、マルテンサイトが４μｍ以下、マルテンサイトの平均自由行程が３μｍ以上で、フェライトのビッカース硬度が１４０以上で、マルテンサイト面積率／（ベイニティックフェライト面積率＋パーライト面積率）≦０．６を満たす。

Description

疲労特性と穴拡げ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
　本発明は、自動車等の産業分野で使用される部材として好適な疲労特性と穴拡げ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。
　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。これに伴い、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となってきている。しかも、これらの車体材料の寿命は、疲労強度で決まっているため、高強度であるとともに疲労特性に優れた鋼板への要求が高い。
　また、高強度鋼板を自動車部品のような複雑な形状へ成形加工する際には、伸びフランジ部位での割れやネッキングの発生が大きな問題となる。そのため、伸びフランジ部位での割れやネッキングの発生の問題を克服できる穴拡げ性に優れた高強度鋼板も必要とされている。
　高強度鋼板の成形性向上に対しては、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（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ　Ｉｎｄｕｃｅｄ　Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）を利用したＴＲＩＰ鋼など、種々の高強度複合組織鋼板が開発されてきた。
　例えば、特許文献１では、化学成分を規定し、フェライトとベイニティックフェライトと残留オーステナイトの体積率を規定することにより、延性に優れた鋼板が提案されている。また、特許文献２では、フェライト硬さとマルテンサイトの面積率・アスペクト比・平均間隔を規定することにより、疲労亀裂伝播特性に優れた鋼板が提案されている。また、特許文献３では、フェライト・ベイナイト・マルテンサイトの３相組織で、各相の粒径・硬度を規定することにより、疲労特性に優れた鋼板が提案されている。
特開２００７−１８２６２５号公報 特開２００５−２９８８７７号公報 特許第３２３１２０４号公報
　しかしながら、特許文献１では、高強度鋼板の延性を向上させることを主目的としているため、穴拡げ性については考慮されていない。また、特許文献２、３では、高強度鋼板の疲労特性を向上させることを主目的としているため、穴拡げ性については考慮されていない。そのため、良好な疲労特性と穴拡げ性を兼ね備えた高強度鋼板、とくに高強度溶融亜鉛めっき鋼板の開発が課題となる。
　本発明は、かかる事情に鑑み、高強度（５９０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳ）を有し、かつ、疲労特性と穴拡げ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を提供することを目的とする。
　本発明者らは、高強度（５９０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳ）を有し、かつ、疲労特性と穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得るべく鋭意検討を重ねたところ、以下のことを見出した。
　Ｓｉの積極添加により、フェライトの固溶強化による強度確保および良好な疲労特性の確保および第二相との硬度差緩和による穴拡げ性の向上が可能となった。さらに、ベイニティックフェライトやパーライトの中間硬度相の活用により、軟質なフェライトと硬質なマルテンサイトの硬度差を緩和でき、穴拡げ性の向上が可能となった。また、最終組織に硬質なマルテンサイトが多く存在すると軟質なフェライト相の異相界面で大きな硬度差が生じ、穴拡げ性が低下するため、最終的にマルテンサイトに変態する未変態オーステナイトを一部パーライト化し、フェライト、ベイニティックフェライト、パーライト、少量のマルテンサイトからなる組織を造り込むことで、高強度で穴拡げ性の確保が可能となった。さらに、硬質なマルテンサイトを微細分散させることで、高強度で穴拡げ性と疲労特性の両立が可能となった。
　本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
　［１］成分組成は、質量％でＣ：０．０４％以上０．１３％以下、Ｓｉ：０．９％以上２．３％以下、Ｍｎ：０．８％以上１．８％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００８％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、組織は、面積率で、８０％以上のフェライト相と１．０％以上のベイニティックフェライト相と１．０％以上１０．０％以下のパーライト相を有し、さらに、マルテンサイト相の面積率が１．０％以上５．０％未満であり、かつ、平均結晶粒径はフェライトが１４μｍ以下、マルテンサイトが４μｍ以下であり、マルテンサイトの平均自由行程が３μｍ以上であり、フェライトのビッカース硬度が１４０以上であり、マルテンサイト面積率／（ベイニティックフェライト面積率＋パーライト面積率）≦０．６を満たすことを特徴とする疲労特性と穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
　［２］さらに、成分組成として、質量％で、Ｃｒ：０．０５％以上１．０％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５％以下、Ｍｏ：０．００５％以上０．５％以下、Ｎｉ：０．０５％以上１．０％以下、Ｃｕ：０．０５％以上１．０％以下から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする［１］に記載の疲労特性と穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
　［３］さらに、成分組成として、質量％で、Ｔｉ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１％以下、Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする［１］または［２］に記載の疲労特性と穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
　［４］さらに、成分組成として、質量％で、Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下、ＲＥＭ：０．００１％以上０．００５％以下から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする［１］~［３］のいずれかに記載の疲労特性と穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
　［５］さらに、成分組成として、質量％で、Ｔａ：０．００１％以上０．０１０％以下、Ｓｎ：０．００２％以上０．２％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする［１］~［４］のいずれかに記載の疲労特性と穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
　［６］さらに、成分組成として、質量％で、Ｓｂ：０．００２％以上０．２％以下を含有することを特徴とする［１］~［５］のいずれかに記載の疲労特性と穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
　［７］　［１］~［６］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを用いて、熱間圧延、酸洗を行い、あるいはさらに冷間圧延した後、７００℃以上の温度域まで８℃／ｓ以上の平均加熱速度で加熱し、８００~９００℃の温度域で１５~６００ｓ保持し、冷却した後、４５０~５５０℃の温度域にて１０~２００ｓ保持し、次いで、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする疲労特性と穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　［８］溶融亜鉛めっきを施した後、さらに５００~６００℃の温度域において、Ｔ：平均保持温度（℃）、ｔ：保持時間（ｓ）が下式；
０．４５≦ｅｘｐ［２００／（４００−Ｔ）］×ｌｎ（ｔ）≦１．０
なお、ｅｘｐ（Ｘ）、ｌｎ（Ｘ）はそれぞれＸの指数関数、自然対数を示す。
を満たす条件で亜鉛めっきの合金化処理を施すことを特徴とする［７］に記載の疲労特性と穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　なお、本明細書において、鋼の成分を示す％は、すべて質量％である。また、本発明において、「高強度溶融亜鉛めっき鋼板」とは、引張強度ＴＳが５９０ＭＰａ以上である溶融亜鉛めっき鋼板である。
　また、本発明においては、合金化処理を施す、施さないにかかわらず、溶融亜鉛めっき方法によって鋼板上に亜鉛をめっきした鋼板を総称して溶融亜鉛めっき鋼板と呼称する。すなわち、本発明における溶融亜鉛めっき鋼板とは、合金化処理を施していない溶融亜鉛めっき鋼板、合金化処理を施す合金化溶融亜鉛めっき鋼板のいずれも含むものである。
　高強度（５９０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳ）を有し、かつ、疲労特性と穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板を、例えば、自動車構造部材に適用することにより車体軽量化による燃費改善を図ることができ、産業上の利用価値は非常に大きい。
　以下に、本発明の詳細を説明する。
　一般に、軟質なフェライトと硬質なマルテンサイトとの二相構造では、延性の確保は可能なものの、フェライトとマルテンサイトの硬度差が大きいために、十分な穴拡げ性が得られないことが知られている。そこで、本発明者は、さらにベイニティックフェライトとパーライトの中間硬度相の活用について検討し、フェライトとベイニティックフェライトとパーライトとマルテンサイトからなる複合組織で、相分率（面積率）および平均結晶粒径制御、さらにはマルテンサイトの分散状態制御（平均自由行程の制御）により、高強度で疲労特性と穴拡げ性の向上の可能性に着目して詳細に検討を行った。
　その結果、フェライトの固溶強化を目的にＳｉを積極添加し、フェライトとベイニティックフェライトとパーライトと少量のマルテンサイトの複合組織を造り込み、異相間の硬度差を低減させ、さらに相分率（面積率）および平均結晶粒径制御、さらにはマルテンサイトの分散状態制御（平均自由行程の制御）により、高強度で良好な疲労特性と穴拡げ性の両立が可能となった。
　以上が本発明を完成するに至った技術的特徴である。そして、本発明は、成分組成は、質量％でＣ：０．０４％以上０．１３％以下、Ｓｉ：０．９％以上２．３％以下、Ｍｎ：０．８％以上１．８％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００８％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、組織は、面積率で、８０％以上のフェライト相と１．０％以上のベイニティックフェライト相と１．０％以上１０．０％以下のパーライト相を有し、さらに、マルテンサイト相の面積率が１．０％以上５．０％未満であり、かつ、平均結晶粒径はフェライトが１４μｍ以下、マルテンサイトが４μｍ以下であり、マルテンサイトの平均自由行程が３μｍ以上であり、フェライトのビッカース硬度が１４０以上であり、マルテンサイト面積率／（ベイニティックフェライト面積率＋パーライト面積率）≦０．６を満たすことを特徴とする。
　１）まず、成分組成について説明する。
　Ｃ：０．０４％以上０．１３％以下
　Ｃはオーステナイト生成元素であり、鋼の強化に不可欠な元素である。Ｃ量が０．０４％未満では、所望の強度確保が難しい。一方、Ｃ量を０．１３％を超えて過剰に添加すると、マルテンサイト相の面積率が大幅に増大し、穴拡げ性が低下する。よって、Ｃは０．０４％以上０．１３％以下とする。
　Ｓｉ：０．９％以上２．３％以下
　Ｓｉはフェライト生成元素であり、また、固溶強化に有効な元素でもある。そして、強度と延性のバランスの改善およびフェライト地の強度確保のためには０．９％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、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。よって、Ｓｉは０．９％以上２．３％以下とする。好ましくは、１．２％以上１．８％以下である。
　Ｍｎ：０．８％以上１．８％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、Ｍｎは０．８％以上の添加が必要である。一方、１．８％を超えて過剰に添加すると、第二相中のマルテンサイト面積率が増加し、良好な穴拡げ性の確保が困難となる。また、近年Ｍｎの合金コストが高騰しているため、コストアップの要因にも繋がる。従って、Ｍｎは０．８％以上１．８％以下とする。好ましくは１．０％以上１．６％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。また０．１％を超えると合金化速度を大幅に遅延させる。従って、Ｐは０．１％以下とする。
　Ｓ：０．０１％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Ｓは０．０１％以下とする。
　Ａｌ：０．１％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、Ａｌの過剰な添加は製鋼時におけるスラブ品質を劣化させる。従って、Ａｌは０．１％以下とする。
　Ｎ：０．００８％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、少ないほど好ましく、０．００８％を超えると耐時効性の劣化が顕著となる。従って、Ｎは０．００８％以下とする。
　残部はＦｅおよび不可避的不純物である。ただし、これらの成分元素に加えて、以下の元素から選ばれる１種以上を必要に応じて添加することができる。
　Ｃｒ：０．０５％以上１．０％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５％以下、Ｍｏ：０．００５％以上０．５％以下
　Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏは強度と延性のバランスを向上させ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：１．０％、Ｖ：０．５％、Ｍｏ：０．５％を超えて過剰に添加すると、第二相分率が過大となり著しい強度上昇等の懸念が生じる。また、コストアップの要因にもなる。従って、これらの元素を添加する場合には、その量をそれぞれＣｒ：０．０５％以上１．０％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５％以下、Ｍｏ：０．００５％以上０．５％以下とする。
　Ｎｉ：０．０５％以上１．０％以下、Ｃｕ：０．０５％以上１．０％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。また内部酸化を促進してめっき密着性を向上させる。これらの効果を得るためには、それぞれ０．０５％以上必要である。一方、Ｎｉ、Ｃｕともに１．０％を超えて添加すると、鋼板の加工性を低下させる。また、コストアップの要因にもなる。よって、Ｎｉ、Ｃｕを添加する場合に、その添加量はそれぞれ０．０５％以上１．０％以下とする。
　更に、下記のＴｉ、Ｎｂ、Ｂ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、それぞれが０．１％を超えると加工性および形状凍結性が低下する。また、コストアップの要因にもなる。従って、Ｔｉ、Ｎｂを添加する場合には、その添加量をＴｉは０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂは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・成長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、０．００５０％を超えると加工性が低下する。また、コストアップの要因にもなる。従って、Ｂを添加する場合は０．０００３％以上０．００５０％以下とする。
　更に、下記のうちから１種以上の元素を含有してもよい。
　Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下、ＲＥＭ：０．００１％以上０．００５％以下
　ＣａおよびＲＥＭは、硫化物の形状を球状化し穴拡げ性への硫化物の悪影響を改善するために有効な元素である。この効果を得るためには、それぞれ０．００１％以上必要である。しかしながら、０．００５％を超える過剰な添加は、介在物等の増加を引き起こし表面および内部欠陥などを引き起こす。したがって、Ｃａ、ＲＥＭを添加する場合は、その添加量はそれぞれ０．００１％以上０．００５％以下とする。
　Ｔａ：０．００１~０．０１０％、Ｓｎ：０．００２~０．２％
　Ｔａは、ＴｉやＮｂと同様、合金炭化物や合金炭窒化物を形成して高強度化に寄与するのみならず、Ｎｂ炭化物やＮｂ炭窒化物に一部固溶し、（Ｎｂ，Ｔａ）（Ｃ，Ｎ）のような複合析出物を形成することで、析出物の粗大化を著しく抑制して、析出強化による強度への寄与を安定化させる効果があると考えられる。そのため、Ｔａを添加する場合は、その含有量を０．００１％以上とすることが望ましい。しかし、過剰に添加した場合、上記の析出物安定化効果が飽和するのみならず、合金コストが上昇するため、Ｔａを添加する場合は、その含有量を０．０１０％以下とすることが望ましい。
　Ｓｎは、鋼板表面の窒化、酸化、あるいは酸化により生じる鋼板表層の数１０μｍ領域の脱炭を抑制する観点から添加することができる。このような窒化や酸化を抑制することで鋼板表面においてマルテンサイトの生成量が減少するのを防止し、疲労特性や耐時効性を改善させる。窒化や酸化を抑制する観点から、Ｓｎを添加する場合は、その含有量は０．００２％以上とすることが望ましく、０．２％を超えると靭性の低下を招くため、その含有量を０．２％以下とすることが望ましい。
　Ｓｂ：０．００２~０．２％
　ＳｂもＳｎと同様に鋼板表面の窒化、酸化、あるいは酸化により生じる鋼板表層の数１０μｍ領域の脱炭を抑制する観点から添加することができる。このような窒化や酸化を抑制することで鋼板表面においてマルテンサイトの生成量が減少するのを防止し、疲労特性や耐時効性を改善させる。窒化や酸化を抑制する観点から、Ｓｂを添加する場合は、その含有量は０．００２％以上とすることが望ましく、０．２％を超えると靭性の低下を招くため、その含有量を０．２％以下とすることが望ましい。
　２）次にミクロ組織について説明する。
　フェライト相の面積率：８０％以上
　軟質なフェライトと硬質なマルテンサイトの異相界面の量を低減し、良好な穴拡げ性を確保するためには、フェライト相は面積率で８０％以上必要である。
　ベイニティックフェライト相の面積率：１．０％以上
　軟質なフェライトと硬質なマルテンサイトの硬度差を緩和し、良好な穴拡げ性を確保するためには、ベイニティックフェライト相の面積率は１．０％以上必要である。
　パーライト相の面積率：１．０％以上１０．０％以下
　良好な穴拡げ性を確保するためには、パーライト相の面積率が１．０％以上必要である。また、所望の強度を確保するために、パーライト相の面積率を１０．０％以下とする。
　マルテンサイト相の面積率：１．０％以上５．０％未満
　所望の強度を確保するために、マルテンサイト相の面積率は１．０％以上必要である。また、良好な穴拡げ性を確保するために、穴拡げ性に大きく影響を及ぼすマルテンサイト相の面積率は５．０％未満である必要がある。
　マルテンサイト面積率／（ベイニティックフェライト面積率＋パーライト面積率）≦０．６
　良好な穴拡げ性を確保するために、第２相の構成相を、硬度差の大きい異相界面量と比例するマルテンサイトの量を低減し、マルテンサイトより軟質なベイニティックフェライトやパーライトの量を多くすること、つまり、マルテンサイト面積率／（ベイニティックフェライト面積率＋パーライト面積率）≦０．６を満たす必要がある。
　フェライトの平均結晶粒径：１４μｍ以下
　所望の強度と良好な疲労特性を確保するためには、フェライトの平均結晶粒径を１４μｍ以下とする。
　マルテンサイトの平均結晶粒径：４μｍ以下
　良好な疲労特性と穴拡げ性を確保するためには、マルテンサイトの平均結晶粒径を４μｍ以下とする。
　マルテンサイトの平均自由行程：３μｍ以上
　良好な疲労特性と穴拡げ性を確保するためには、マルテンサイトの平均自由行程が３μｍ以上必要である。
　フェライトのビッカース硬度：１４０以上
　良好な疲労特性を確保するためには、フェライトのビッカース硬度が１４０以上必要である。
　なお、フェライト・ベイニティックフェライト・パーライト・マルテンサイト以外に、残留オーステナイトや焼戻しマルテンサイトやセメンタイト等の炭化物が生成する場合があるが、上記のフェライト・ベイニティックフェライト・パーライト・マルテンサイトの面積率等の条件が満足されていれば、本発明の目的を達成できる。
　また、本発明におけるフェライト・ベイニティックフェライト・パーライト・マルテンサイトの面積率とは、観察面積に占める各相の面積割合のことである。
　３）次に製造条件について説明する。
　本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、上記の成分組成範囲に適合した成分組成を有する鋼スラブを用いて熱間圧延、酸洗を行い、あるいはさらに冷間圧延を行い、７００℃以上の温度域まで８℃／ｓ以上の平均加熱速度で加熱し、８００~９００℃の温度域で１５~６００ｓ保持し、冷却した後、４５０~５５０℃の温度域にて１０~２００ｓ保持し、次いで、溶融亜鉛めっきを施す方法によって製造できる。
　または、溶融亜鉛めっき後、さらに５００~６００℃の温度域において、Ｔ：平均保持温度（℃）、ｔ：保持時間（ｓ）が、下式；
０．４５≦ｅｘｐ［２００／（４００−Ｔ）］×ｌｎ（ｔ）≦１．０
なお、ｅｘｐ（Ｘ）、ｌｎ（Ｘ）はそれぞれＸの指数関数、自然対数を示す。
を満たす条件で亜鉛めっきの合金化処理を施す方法によって製造できる。以下、詳細に説明する。
　上記の成分組成を有する鋼は、通常公知の工程により、溶製した後、分塊または連続鋳造を経てスラブとし、熱間圧延を経てホットコイルにする。熱間圧延を行うに際しては、スラブを１１００~１３００℃に加熱し、最終仕上げ温度を８５０℃以上で熱間圧延を施し、４００~６５０℃で鋼帯に巻き取ることが好ましい。巻き取り温度が６５０℃を超えた場合、熱延板中の炭化物が粗大化し、このような粗大化した炭化物は焼鈍時の均熱中に溶けきらないため、必要強度を得ることができない場合がある。その後、通常公知の方法で酸洗、脱脂などの予備処理を行った後に、必要に応じて冷間圧延を施す。冷間圧延を行うに際しては、特にその条件を限定する必要はないが、３０％以上の冷間圧下率で冷間圧延を施すことが好ましい。冷間圧下率が低いと、フェライトの再結晶が促進されず、未再結晶フェライトが残存し、延性と穴拡げ性が低下する場合があるためである。
　７００℃以上の温度域まで８℃／ｓ以上の平均加熱速度で加熱
　７００℃以上の温度域までの平均加熱速度が８℃／ｓ未満の場合、焼鈍中に微細で均一に分散したオーステナイト相が生成されず、最終組織において第２相が局所的に集中し、最終組織においてマルテンサイトが局所的に集中した組織が形成され、良好な疲労特性と穴拡げ性の確保が困難である。また、通常よりも長い炉が必要となり、多大なエネルギー消費にともなうコスト増と生産効率の悪化を引き起こす。加熱炉としてＤＦＦ（Ｄｉｒｅｃｔ　Ｆｉｒｅｄ　Ｆｕｒｎａｃｅ）を用いることが好ましい。これは、ＤＦＦによる急速加熱により、内部酸化層を形成させ、Ｓｉ、Ｍｎ等の酸化物の鋼板最表層への濃化を防ぎ、良好なめっき性を確保するためである。
　８００~９００℃の温度域で１５~６００ｓ保持
　本発明では、８００~９００℃の温度域にて、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とフェライトの２相域で、１５~６００ｓ間焼鈍（保持）する。焼鈍温度が８００℃未満の場合や、保持（焼鈍）時間が１５ｓ未満の場合には、鋼板中の硬質なセメンタイト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、疲労特性と穴拡げ性が低下する。一方、焼鈍温度が９００℃を超える場合には、オーステナイト粒の成長が著しく、最終組織のマルテンサイト相の面積率が増大し、穴拡げ性が低下する。また、保持（焼鈍）時間が６００ｓを超える場合は、焼鈍中のフェライトが粗大化し、最終組織のフェライトの平均結晶粒径が１４μｍより大きくなり、所望の強度確保が困難になるとともに疲労特性も低下する。また、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場合がある。
　４５０~５５０℃の温度域にて１０~２００ｓ保持
　保持温度が５５０℃を超える場合、または保持時間が１０ｓ未満の場合は、ベイナイト変態が促進せず、ベイニティックフェライトが殆ど得られないため、所望の穴拡げ性を得られない。また、保持温度が４５０℃未満または保持時間が２００ｓを超える場合、第二相の大半がベイナイト変態促進により生成した固溶炭素量の多いオーステナイトとベイニティックフェライトになり、所望のパーライト面積率が得られず、かつ、硬質なマルテンサイト面積率が増加し、良好な穴拡げ性が得られない。
　その後、実使用時の防錆能向上を目的として、鋼板を通常の浴温のめっき浴中に浸入させて溶融亜鉛めっき処理を行い、ガスワイピングなどで付着量を調整する。
　プレス性、スポット溶接性および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鋼板が多く使用される。亜鉛めっきを合金化した溶融亜鉛めっき鋼板を製造するときは、溶融亜鉛めっき後、５００~６００℃の温度域において、Ｔ：平均保持温度（℃）、ｔ：保持時間（ｓ）が下式；
０．４５≦ｅｘｐ［２００／（４００−Ｔ）］×ｌｎ（ｔ）≦１．０
なお、ｅｘｐ（Ｘ）、ｌｎ（Ｘ）はそれぞれＸの指数関数、自然対数を示す。
を満たす条件で亜鉛めっきの合金化処理を行う。
　５００℃未満の温度域では、めっき層の合金化が促進されず、めっき層を合金化した溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ鋼板）を得ることが難しい。また、６００℃を超える温度域では、第２相の殆どがパーライトになり、所望のマルテンサイト面積率が得られず、強度と延性のバランスが低下する。
　ｅｘｐ［２００／（４００−Ｔ）］×ｌｎ（ｔ）が０．４５未満の場合、最終組織にマルテンサイトが多く存在し、上記硬質なマルテンサイトが軟質なフェライトと隣接しているため、異相間に大きな硬度差が生じ、穴拡げ性が低下する。また、溶融亜鉛めっき層の付着性が悪くなる。
　ｅｘｐ［２００／（４００−Ｔ）］×ｌｎ（ｔ）が１．０超の場合、未変態オーステナイトの殆どがセメンタイトもしくはパーライトに変態し、結果として所望の強度が得られない。
　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、上述した温度範囲内であれば保持温度は一定である必要はない。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。
　表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にてスラブとした。得られたスラブを１２００℃に加熱後、８７０~９２０℃の仕上温度で板厚１．８~３．４ｍｍまで熱間圧延を行い、５２０℃で巻き取った。次いで、得られた熱延板を酸洗し、一部は酸洗ままの熱延板とし、一部はさらに冷間圧延を施し、冷延鋼板とした。冷間圧延には、板厚３．２ｍｍの熱延板を供した。
　次いで、上記により得られた酸洗ままの熱延板と冷延鋼板を連続溶融亜鉛めっきラインにより、表２及び表３に示す製造条件で、焼鈍処理、溶融亜鉛めっき処理を施した後、さらに合金化処理を施して、めっき層を合金化した溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ鋼板）を得た。一部は、溶融亜鉛めっき後に合金化処理を施さず、亜鉛めっきままの溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ鋼板）とした。めっき付着量は片面あたり３０~５０ｇ／ｍ２とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　得られた溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ鋼板、ＧＡ鋼板）に対して、フェライト、ベイニティックフェライト、パーライト、マルテンサイトの面積率とフェライト、マルテンサイトの平均結晶粒径（前者をｄＦ、後者をｄＭとする）は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、３％ナイタールで腐食し、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて２０００倍の倍率で１０視野観察し、Ｍｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて求めた。その際、平均結晶粒径は円相当径で求めた。また、マルテンサイトと残留オーステナイトの区別が困難なため、得られた溶融亜鉛めっき鋼板に２００℃で２時間の焼戻し処理を施し、その後、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面の組織を上記の方法で観察し、上記の方法で求めた焼戻しマルテンサイト相の面積率をマルテンサイト相の面積率とした。また、残留オーステナイト相の体積率は、鋼板を板厚方向の１／４面まで研磨し、この板厚１／４面の回折Ｘ線強度により求めた。入射Ｘ線にはＣｏＫα線を使用し、残留オーステナイト相の｛１１１｝、｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝面とフェライト相の｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝面のピークの積分強度の全ての組み合わせについて強度比を求め、これらの平均値を残留オーステナイト相の体積率とした。マルテンサイトの平均自由行程（ＬＭ）は、下式により算出した。ここで、ｄＭはマルテンサイトの平均結晶粒径、ＶＭはマルテンサイト相の面積率である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000004
　また、フェライトの硬度は、マイクロビッカース硬度計を用いてフェライトの結晶粒内の硬度測定を１０点行い、その平均値により求めた。
　引張試験は、引張方向が鋼板の圧延方向と直角方向となるようにサンプルを採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ２２４１に準拠して行い、ＴＳ（引張強度）、Ｅｌ（全伸び）を測定した。また、疲労試験は、両振り平面曲げ疲労試験において１０７サイクルまで破断が認められなかった応力を測定し、この応力を疲労強度とした。なお、本発明では疲労強度≧２８０ＭＰａの場合を良好と判定した。
　穴拡げ試験は、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１に準拠して行った。得られた各鋼板を１００ｍｍ×１００ｍｍに切断後、板厚≧２．０ｍｍではクリアランス１２％±１％で、板厚＜２．０ｍｍではクリアランス１２％±２％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、この限界穴広げ率の値から伸びフランジ性を評価した。
限界穴広げ率λ（％）＝｛（Ｄｆ−Ｄ０）／Ｄ０｝×１００
ただし、Ｄｆは亀裂発生時の穴径（ｍｍ）、Ｄ０は初期穴径（ｍｍ）である。
なお、本発明では、λ≧８０（％）の場合を良好と判定した。
　以上により得られた結果を表４及び表５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　本発明例の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、いずれもＴＳが５９０ＭＰａ以上であり、疲労特性および穴拡げ性にも優れている。一方、比較例では、疲労特性、穴拡げ性のいずれか一つ以上が劣っている。
　本発明によれば、高強度（５９０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳ）を有し、かつ、疲労特性と穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、例えば、自動車構造部材に適用することにより車体軽量化による燃費改善を図ることができ、産業上の利用価値は非常に大きい。

Claims (8)

  1. 成分組成は、質量％でＣ：０．０４％以上０．１３％以下、Ｓｉ：０．９％以上２．３％以下、Ｍｎ：０．８％以上１．８％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００８％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、組織は、面積率で、８０％以上のフェライト相と１．０％以上のベイニティックフェライト相と１．０％以上１０．０％以下のパーライト相を有し、さらに、マルテンサイト相の面積率が１．０％以上５．０％未満であり、かつ、平均結晶粒径はフェライトが１４μｍ以下、マルテンサイトが４μｍ以下であり、マルテンサイトの平均自由行程が３μｍ以上であり、フェライトのビッカース硬度が１４０以上であり、マルテンサイト面積率／（ベイニティックフェライト面積率＋パーライト面積率）≦０．６を満たすことを特徴とする疲労特性と穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  2. さらに、成分組成として、質量％で、Ｃｒ：０．０５％以上１．０％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５％以下、Ｍｏ：０．００５％以上０．５％以下、Ｎｉ：０．０５％以上１．０％以下、Ｃｕ：０．０５％以上１．０％以下から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする請求項１に記載の疲労特性と穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  3. さらに、成分組成として、質量％で、Ｔｉ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１％以下、Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の疲労特性と穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  4. さらに、成分組成として、質量％で、Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下、ＲＥＭ：０．００１％以上０．００５％以下から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする請求項１~３のいずれかに記載の疲労特性と穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  5. さらに、成分組成として、質量％で、Ｔａ：０．００１％以上０．０１０％以下、Ｓｎ：０．００２％以上０．２％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする請求項１~４のいずれかに記載の疲労特性と穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  6. さらに、成分組成として、質量％で、Ｓｂ：０．００２％以上０．２％以下を含有することを特徴とする請求項１~５のいずれかに記載の疲労特性と穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  7. 請求項１~６のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを用いて、熱間圧延、酸洗を行い、あるいはさらに冷間圧延した後、７００℃以上の温度域まで８℃／ｓ以上の平均加熱速度で加熱し、８００~９００℃の温度域で１５~６００ｓ保持し、冷却した後、４５０~５５０℃の温度域にて１０~２００ｓ保持し、次いで、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする疲労特性と穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  8. 溶融亜鉛めっきを施した後、さらに５００~６００℃の温度域において、Ｔ：平均保持温度（℃）、ｔ：保持時間（ｓ）が下式；
    ０．４５≦ｅｘｐ［２００／（４００−Ｔ）］×ｌｎ（ｔ）≦１．０
    なお、ｅｘｐ（Ｘ）、ｌｎ（Ｘ）はそれぞれＸの指数関数、自然対数を示す。
    を満たす条件で亜鉛めっきの合金化処理を施すことを特徴とする請求項７に記載の疲労特性と穴拡げ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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