JP5867435B2 - 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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Description
本発明は、自動車部品などに用いて好適な高強度鋼板およびその製造方法に関し、高価なＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏなどの元素を積極的に添加させることなしに、引張強度（ＴＳ）：９００ＭＰａ以上を達成し、優れた伸びおよび伸びフランジ性を有する、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。
自動車用部材は複雑形状のものが多く、加工性の一つの指標である伸び（Ｅｌ）や伸びフランジ性（穴拡げ性ともいう）に優れた材料が必要とされる。また、ＴＳ９００ＭＰａ級以上に高強度化する場合、強度確保の観点からＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏなどの極めて高価な希少元素を積極的に添加する場合がある。
ここで、伸びと伸びフランジ性の双方に優れる溶融亜鉛めっき鋼板に関する技術がいくつか提案されている。例えば特許文献１には、質量％でＣ：０．１２〜０．３％、Ｓｉ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：２．０〜３．５％、Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．００５〜０．１％、およびＮ：０．０１５％以下（０％を含まない）を満たし、残部が鉄および不可避不純物であって、金属組織が、ベイナイトを母相組織とするものであって、全組織に対する割合で、フェライトの面積率：３〜２０％、およびマルテンサイトの面積率：１０〜３５％を満たすことを特徴とする、引張強度が９８０ＭＰａ以上の加工性に優れた高降伏比高強度の溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。特許文献２には、質量％で、Ｃ ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．０１〜３％、Ｐ ：０．００１０〜０．１％、Ｓ ：０．００１０〜０．０５％、Ａｌ：０．３〜２．０％、Ｍｏ：０．０１〜５．０％を含有し、さらに、Ｔｉ：０．００１〜０．５％、Ｎｂ：０．００１〜０．５％、Ｂ ：０．０００１〜０．００５０％、Ｃｒ：０．０１〜５％の１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなり、ミクロ組織が、面積率で３０％以上のフェライトを含み、引張り強度が８５０ＭＰａ以上であることを特徴とする穴拡げ性および延性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板が開示されている。さらに特許文献３には、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｓｉ：０．００５〜２．５％、Ａｌ：０．００５〜２．５％、を含有し、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．００６％以下に制限し、上記ＳｉとＡｌの総和をＳｉ＋Ａｌ≧０．８％とし、ミクロ組織が、面積率で1０〜７５％のフェライト、２〜３０％の残留オーステナイトを含有し、当該残留オーステナイト中のＣ量が０．８〜１．０％であることを特徴とする延性及び耐食性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。
しかしながら、特許文献１に開示される鋼板は、組織がフェライト相およびマルテンサイト相を含みベイナイト相を母相とするものであり、伸びが十分とはいえなかった。特許文献２に開示される鋼板は、Ｍｏといった高価な元素を含むものであり、さらに組織が面積率で３０％以上のフェライトを含むものであるが、伸びが十分とはいえなかった。
これらに対し、特許文献３に開示される鋼板では、残留オーステナイトの変態誘起塑性に着目し、残留オーステナイト相の面積率および残留オーステナイト中のＣ量を制御することにより、高い伸びを達成している。しかしながら、特許文献３の技術では、ＴＳ９００ＭＰａ以上を確保するには、その実施例を参照すると、０．２５％以上のＣ量が必要であり、スポット溶接において十分な継ぎ手強度が得られない懸念があった。
本発明は、高価な合金元素である、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ等を積極的に含有しない成分系で、上記問題を解決して、優れた伸びおよび伸びフランジ性を有する加工性に優れる引張強度（ＴＳ）９００ＭＰａ以上の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、上記の課題を解決すべく、鋭意研究した。その結果、溶接性、成形性の観点からＣ含有量を０．２４％以下とし、かつ上記したような高価な希少金属の含有量が少なくても、金属組織をフェライト相とベイナイト相、焼戻マルテンサイト相、残留オーステナイト相およびマルテンサイト相とし、これらの相の面積比率を所定の範囲に制御することにより、極めて伸びに優れ、また伸びフランジ性にも優れる引張強度が９００ＭＰａ以上の溶融亜鉛めっき鋼板が得られることを見出した。
本発明はこのような知見に基づきなされたものであり、質量％で、Ｃ：０．１６〜０．２４％、Ｓｉ：０．８〜１．８％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００４０％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下、Ｃａ：０．０００１〜０．００２０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有し、フェライト相とベイナイト相の合計の組織全体に対する面積比率が３０〜７０％、焼戻マルテンサイト相の組織全体に対する面積比率が２０〜４０％、残留オーステナイト相の組織全体に対する面積比率が１０〜２０％、マルテンサイト相の組織全体に対する面積比率が２〜２０％であることを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板を提供する。
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、例えば、上記の成分組成からなる鋼スラブを、熱間圧延し、酸洗した後、冷間圧延を行い、次いで８００〜９５０℃の温度域に加熱後冷却する熱処理を行い、次いで７００〜８５０℃の温度域に加熱し、冷却速度５〜５０℃／秒で１００〜３００℃の温度域に冷却し、該冷却を停止後、引き続き３５０〜６００℃の温度域に加熱して１０〜５００秒保持する熱処理を施した後、溶融亜鉛めっきを施す方法によって製造できる。
本発明の方法では、さらに、前記酸洗後、前記冷間圧延前に４００〜７５０℃の温度域に加熱する熱処理を施すことが好ましい。
本発明によれば、上記したような高価な元素を積極的に添加することなく、伸びに優れ、また伸びフランジ性にも優れる引張強度が９００ＭＰａ以上の高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。そして、本発明により得られる高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、厳しい形状にプレス成形される自動車部品として好適である。
本発明者らは、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の伸びの向上に関し、鋭意検討した結果、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏといった高価な元素を含有しない成分組成であっても、フェライト相とベイナイト相の合計の組織全体に対する面積比率が３０〜７０％、焼戻マルテンサイト相の組織全体に対する面積比率が２０〜４０％、残留オーステナイト相の組織全体に対する面積比率が１０〜２０％、マルテンサイト相の組織全体に対する面積比率が２〜２０％である組織とすることで、伸びの向上が顕著となることを見出した。以下に、本発明の詳細について説明する。
まず、本発明の成分組成について説明する。なお、各元素の含有量の単位は何れも質量％であるが、以下、特に断らない限り、単に％で示す。
Ｃ：０．１６〜０．２４％
Ｃはオーステナイト安定化元素であり、残留オーステナイト相の生成に影響し、均一伸びの向上に寄与し、また、焼戻マルテンサイト相、マルテンサイト相の面積比率、硬さに影響し、強度に寄与する元素である。Ｃ量が０．１６％未満ではフェライト相が過度に生成し、引張強度の確保が困難となり、また所望の残留オーステナイト量が得られず、優れた伸びの確保が困難となる。一方、Ｃ量が０．２４％を超えると溶接性が著しく劣化し、またマルテンサイト相が過度に硬質化して引張強度が高くなりすぎ、優れた伸びの確保が困難となる。したがってＣ量は０．１６％以上０．２４％以下の範囲とする。溶接性の観点から好ましくは０．１８％以上０．２３％以下の範囲である。より好ましい範囲は０．１８％以上０．２２％以下の範囲である。
Ｃはオーステナイト安定化元素であり、残留オーステナイト相の生成に影響し、均一伸びの向上に寄与し、また、焼戻マルテンサイト相、マルテンサイト相の面積比率、硬さに影響し、強度に寄与する元素である。Ｃ量が０．１６％未満ではフェライト相が過度に生成し、引張強度の確保が困難となり、また所望の残留オーステナイト量が得られず、優れた伸びの確保が困難となる。一方、Ｃ量が０．２４％を超えると溶接性が著しく劣化し、またマルテンサイト相が過度に硬質化して引張強度が高くなりすぎ、優れた伸びの確保が困難となる。したがってＣ量は０．１６％以上０．２４％以下の範囲とする。溶接性の観点から好ましくは０．１８％以上０．２３％以下の範囲である。より好ましい範囲は０．１８％以上０．２２％以下の範囲である。
Ｓｉ：０．８〜１．８％
Ｓｉは固溶強化による鋼の強化に有効であり、また残留オーステナイト相の生成に影響し、均一伸びの向上に寄与し、強度と伸びのバランス（ＴＳ−Ｅｌバランス）を向上させる元素である。Ｓｉ量が０．８％未満では、このような効果が得られない。一方、Ｓｉ量が１．８％を超えると表面に濃化するＳｉ量が増加し、不めっきが発生する。したがってＳｉ量は０．８％以上、１．８％以下の範囲とする。好ましくは１．２％以上１．８％以下、より好ましくは１．２％以上１．６％以下の範囲である。
Ｓｉは固溶強化による鋼の強化に有効であり、また残留オーステナイト相の生成に影響し、均一伸びの向上に寄与し、強度と伸びのバランス（ＴＳ−Ｅｌバランス）を向上させる元素である。Ｓｉ量が０．８％未満では、このような効果が得られない。一方、Ｓｉ量が１．８％を超えると表面に濃化するＳｉ量が増加し、不めっきが発生する。したがってＳｉ量は０．８％以上、１．８％以下の範囲とする。好ましくは１．２％以上１．８％以下、より好ましくは１．２％以上１．６％以下の範囲である。
Ｍｎ：１．０〜３．０％
Ｍｎはオーステナイト安定化元素であり、最終的に得られる焼戻マルテンサイト相およびマルテンサイト相を所望量生成させ強度に寄与する元素である。上記作用を得るにはＭｎ量は１．０％以上とする必要がある。一方、Ｍｎ量が３．０％を超えると焼入性が過度に向上し、所望のフェライト相とベイナイト相が得られず、焼戻マルテンサイト相およびマルテンサイト相の面積比率が増加し、過度に硬質化して優れた伸びを確保することが困難となる。したがってＭｎ量は１．０％以上３．０％以下の範囲とする。好ましくは１．５％以上２．５％以下、より好ましくは１．７％以上２．３％以下の範囲である。
Ｍｎはオーステナイト安定化元素であり、最終的に得られる焼戻マルテンサイト相およびマルテンサイト相を所望量生成させ強度に寄与する元素である。上記作用を得るにはＭｎ量は１．０％以上とする必要がある。一方、Ｍｎ量が３．０％を超えると焼入性が過度に向上し、所望のフェライト相とベイナイト相が得られず、焼戻マルテンサイト相およびマルテンサイト相の面積比率が増加し、過度に硬質化して優れた伸びを確保することが困難となる。したがってＭｎ量は１．０％以上３．０％以下の範囲とする。好ましくは１．５％以上２．５％以下、より好ましくは１．７％以上２．３％以下の範囲である。
Ｐ：０．０２０％以下
Ｐは溶接性に悪影響をおよぼす元素であり、Ｐ量は少ないほうが好ましい。特にＰ量は０．０２０％を超えると溶接性の劣化が顕著となるが、０．０２０％までは許容できる。したがってＰ量の範囲は０．０２０％以下とする。一方、過度に低減すると製鋼工程での生産能率が低下し、高コストとなるため、Ｐ量の範囲は０．００１％以上０．０２０％とすることが好ましい。溶接性を考慮すると、より好ましくは０．００１％以上０．０１０％未満の範囲である。
Ｐは溶接性に悪影響をおよぼす元素であり、Ｐ量は少ないほうが好ましい。特にＰ量は０．０２０％を超えると溶接性の劣化が顕著となるが、０．０２０％までは許容できる。したがってＰ量の範囲は０．０２０％以下とする。一方、過度に低減すると製鋼工程での生産能率が低下し、高コストとなるため、Ｐ量の範囲は０．００１％以上０．０２０％とすることが好ましい。溶接性を考慮すると、より好ましくは０．００１％以上０．０１０％未満の範囲である。
Ｓ：０．００４０％以下
Ｓは介在物として鋼中に存在し、介在物割れの起点となるため、Ｓ量は少ないほうが好ましい。特にＳ量が０．００４０％を超えると伸びフランジ性の低下が顕著となるが、０．００４０％までは許容できる。したがってS量の範囲は０．００４０％以下とする。一方、過度の低減は工業的に困難であり、製鋼工程における脱硫コストの増加、生産性の低下を伴うため、Ｓ量の範囲は０．０００１％以上０．００４０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０００１％以上０．００２０％以下の範囲である。
Ｓは介在物として鋼中に存在し、介在物割れの起点となるため、Ｓ量は少ないほうが好ましい。特にＳ量が０．００４０％を超えると伸びフランジ性の低下が顕著となるが、０．００４０％までは許容できる。したがってS量の範囲は０．００４０％以下とする。一方、過度の低減は工業的に困難であり、製鋼工程における脱硫コストの増加、生産性の低下を伴うため、Ｓ量の範囲は０．０００１％以上０．００４０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０００１％以上０．００２０％以下の範囲である。
Ａｌ：０．０１〜０．１％
Ａｌは、鋼の脱酸剤として添加され、０．０１％以上の添加が必要である。一方、０．１％を超えて添加すると、アルミナなどの鋼板表層部における介在物が増加し、伸びや曲げ性が低下する。したがって、Ａｌ量は０．０１％以上０．１％以下とする。好ましくは０．０２％以上０．０８％以下、より好ましくは０．０２％以上０．０６％の範囲である。
Ａｌは、鋼の脱酸剤として添加され、０．０１％以上の添加が必要である。一方、０．１％を超えて添加すると、アルミナなどの鋼板表層部における介在物が増加し、伸びや曲げ性が低下する。したがって、Ａｌ量は０．０１％以上０．１％以下とする。好ましくは０．０２％以上０．０８％以下、より好ましくは０．０２％以上０．０６％の範囲である。
Ｎ：０．０１％以下
Ｎは時効性に影響をおよぼす元素であり、Ｎ量は低いほうが好ましい。特にＮ量が０．０１％を超えると歪時効が顕著になるため、Ｎ量の範囲は０．０１％以下とする。一方、過度の低減は製鋼工程における脱窒コストの増加を伴い、生産性の低下を伴うためＮ量の好ましい範囲は０．０００１％以上０．０１％以下とする。より好ましい範囲は、０．０００１％以上０．００６０％以下である。
Ｎは時効性に影響をおよぼす元素であり、Ｎ量は低いほうが好ましい。特にＮ量が０．０１％を超えると歪時効が顕著になるため、Ｎ量の範囲は０．０１％以下とする。一方、過度の低減は製鋼工程における脱窒コストの増加を伴い、生産性の低下を伴うためＮ量の好ましい範囲は０．０００１％以上０．０１％以下とする。より好ましい範囲は、０．０００１％以上０．００６０％以下である。
Ｃａ：０．０００１〜０．００２０％
Ｃａは変形時の割れの起点となる硫化物の形状を板状から球状化し、局部変形能の低下を抑制する効果がある。この効果を得るためには、Ｃａ量は０．０００１％以上とする必要がある。一方、０．００２０％を超えて添加すると、Ｃａ介在物が過度に増加し、介在物割れの起点となり伸びや曲げ性が低下する。よってＣａ量は０．０００１％以上０．００２０％以下の範囲とする。好ましくは０．０００１％以上０．００１０％以下の範囲である。
Ｃａは変形時の割れの起点となる硫化物の形状を板状から球状化し、局部変形能の低下を抑制する効果がある。この効果を得るためには、Ｃａ量は０．０００１％以上とする必要がある。一方、０．００２０％を超えて添加すると、Ｃａ介在物が過度に増加し、介在物割れの起点となり伸びや曲げ性が低下する。よってＣａ量は０．０００１％以上０．００２０％以下の範囲とする。好ましくは０．０００１％以上０．００１０％以下の範囲である。
なお、本発明の鋼板において、上記以外の成分はＦｅおよび不可避不純物である。ただし、本発明の効果を損なわない範囲内であれば、上記以外の成分を拒むものではない。
次に、本発明にとって重要な要件の一つである鋼の組織の限定範囲および限定理由について詳細に説明する。
フェライト相とベイナイト相の合計の組織全体に対する面積比率：３０〜７０％
セメンタイトとフェライト相から構成されるベイナイト相とフェライト相はマルテンサイト相よりも軟質であり、伸びに寄与する。所望の伸びを得るにはフェライト相とベイナイト相の合計の組織全体に対する面積比率を３０％以上にする必要がある。フェライト相とベイナイト相の合計の面積比率が３０％に満たない場合、硬質なマルテンサイト相の面積比率が増加し、過度に高強度化し、低い伸びしか得られない。一方で、フェライト相とベイナイト相の合計の面積比率が７０％を超えると、引張強度９００ＭＰａ以上の確保が困難となる。また伸びに寄与する残留オーステナイト相を所定量確保することが困難となる。よって、フェライト相とベイナイト相の合計の面積比率は３０％以上７０％以下の範囲とする。より好ましい範囲は４５％以上６５％以下である。
セメンタイトとフェライト相から構成されるベイナイト相とフェライト相はマルテンサイト相よりも軟質であり、伸びに寄与する。所望の伸びを得るにはフェライト相とベイナイト相の合計の組織全体に対する面積比率を３０％以上にする必要がある。フェライト相とベイナイト相の合計の面積比率が３０％に満たない場合、硬質なマルテンサイト相の面積比率が増加し、過度に高強度化し、低い伸びしか得られない。一方で、フェライト相とベイナイト相の合計の面積比率が７０％を超えると、引張強度９００ＭＰａ以上の確保が困難となる。また伸びに寄与する残留オーステナイト相を所定量確保することが困難となる。よって、フェライト相とベイナイト相の合計の面積比率は３０％以上７０％以下の範囲とする。より好ましい範囲は４５％以上６５％以下である。
焼戻マルテンサイト相の組織全体に対する面積比率：２０〜４０％
焼戻マルテンサイト相は、強度に寄与すると同時に、焼戻前の硬質なマルテンサイト相に比べ、伸びへの悪影響が少なく、高強度化に際して優れた伸びを確保して高いＴＳ−Ｅｌバランス、具体的には、ＴＳ×Ｅｌ≧２６０００ＭＰａ・％を得るのに有効である。上記作用を得るには、焼戻マルテンサイト相の組織全体に対する面積比率を２０％以上にする必要がある。しかしながら、焼戻マルテンサイト相の面積比率が４０％を超えると、伸びに寄与する残留オーステナイト相を所定量確保することが困難となり、ＴＳ×Ｅｌ≧２６０００ＭＰａ・％を確保することができない。よって焼戻マルテンサイト相の面積比率は２０％以上４０％以下の範囲とする。より好ましい範囲は２５％以上３５％以下である。
焼戻マルテンサイト相は、強度に寄与すると同時に、焼戻前の硬質なマルテンサイト相に比べ、伸びへの悪影響が少なく、高強度化に際して優れた伸びを確保して高いＴＳ−Ｅｌバランス、具体的には、ＴＳ×Ｅｌ≧２６０００ＭＰａ・％を得るのに有効である。上記作用を得るには、焼戻マルテンサイト相の組織全体に対する面積比率を２０％以上にする必要がある。しかしながら、焼戻マルテンサイト相の面積比率が４０％を超えると、伸びに寄与する残留オーステナイト相を所定量確保することが困難となり、ＴＳ×Ｅｌ≧２６０００ＭＰａ・％を確保することができない。よって焼戻マルテンサイト相の面積比率は２０％以上４０％以下の範囲とする。より好ましい範囲は２５％以上３５％以下である。
残留オーステナイト相の組織全体に対する面積比率：１０〜２０％
残留オーステナイト相は歪誘起変態、すなわち材料が変形する場合に歪を受けた部分がマルテンサイト相に変態することで変形部が硬質化し、歪の集中を防ぐことにより均一伸びを向上させる効果がある。高い均一伸びを得て、所望の優れた伸び（全伸び）を得るには１０％以上の残留オーステナイト相を含有させることが必要である。しかしながら残留オーステナイト相はＣ濃度が高く、硬質なため鋼板中に２０％を超えて過度に存在すると局所的に硬質な部分が存在するため、局部伸びを阻害する要因となり、優れた伸び（全伸び）や曲げ性を確保することが困難となる。このため、残留オーステナイト相の面積比率は１０％以上２０％以下とする。好ましくは１０％以上１５％以下の範囲である。
残留オーステナイト相は歪誘起変態、すなわち材料が変形する場合に歪を受けた部分がマルテンサイト相に変態することで変形部が硬質化し、歪の集中を防ぐことにより均一伸びを向上させる効果がある。高い均一伸びを得て、所望の優れた伸び（全伸び）を得るには１０％以上の残留オーステナイト相を含有させることが必要である。しかしながら残留オーステナイト相はＣ濃度が高く、硬質なため鋼板中に２０％を超えて過度に存在すると局所的に硬質な部分が存在するため、局部伸びを阻害する要因となり、優れた伸び（全伸び）や曲げ性を確保することが困難となる。このため、残留オーステナイト相の面積比率は１０％以上２０％以下とする。好ましくは１０％以上１５％以下の範囲である。
マルテンサイト相の組織全体に対する面積比率：２〜２０％
転位密度が高く硬質なマルテンサイト相は、転位密度の低い焼き戻された軟質なマルテンサイト相とは明確に区別される。硬質なマルテンサイト相は引張強度に大きく寄与し、９００ＭＰａ以上のＴＳを確保するためにマルテンサイト相の面積比率は２％以上にする必要がある。しかしながら、マルテンサイト相の面積比率が過度に多い場合には過度に高強度化し、伸びが低下するため、マルテンサイト相の面積比率は２０％以下にする必要がある。マルテンサイト相の面積分率を２％以上２０％以下とすることで、良好な伸びが得られる。好ましくは５％以上１５％以下の範囲である。
転位密度が高く硬質なマルテンサイト相は、転位密度の低い焼き戻された軟質なマルテンサイト相とは明確に区別される。硬質なマルテンサイト相は引張強度に大きく寄与し、９００ＭＰａ以上のＴＳを確保するためにマルテンサイト相の面積比率は２％以上にする必要がある。しかしながら、マルテンサイト相の面積比率が過度に多い場合には過度に高強度化し、伸びが低下するため、マルテンサイト相の面積比率は２０％以下にする必要がある。マルテンサイト相の面積分率を２％以上２０％以下とすることで、良好な伸びが得られる。好ましくは５％以上１５％以下の範囲である。
また、本発明の鋼板は高強度溶融亜鉛めっき鋼板であり、上記した成分組成、組織を有する高強度鋼板の表面に溶融亜鉛めっき皮膜を有する。ここで、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、後述するように溶融亜鉛めっき浴に浸漬し製造する、非合金の溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）である。溶融亜鉛めっきの付着量としては、特に限定するものではないが、片面あたり３０ｇ／ｍ２〜１２０ｇ／ｍ２の両面めっきあるいは片面めっきとすることが好ましい。
次に本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。上記した成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延し、酸洗した後、冷間圧延を行い、次いで８００〜９５０℃の温度域に加熱後冷却する熱処理を行い、次いで７００〜８５０℃の温度域に加熱し、冷却速度５〜５０℃／秒で１００〜３００℃の温度域に冷却し、該冷却を停止後、引き続き３５０〜６００℃の温度域に加熱して１０〜５００秒保持する熱処理を行った後、溶融亜鉛めっきを施すことにより本発明の目的とする高強度溶亜鉛めっき鋼板が得られる。本発明の方法において、前記酸洗後、前記冷間圧延前に４００〜７５０℃の温度域に加熱する熱処理を施すことが好ましい。また、溶融亜鉛めっき後の鋼板にスキンパス圧延を施しても良い。
以下、製造条件の限定範囲および限定理由を詳細に説明する。
本発明において、鋼スラブの製造には特に制限は無く、薄スラブ鋳造や造塊等により製造してもかまわないが、特に偏析を軽減するためには連続鋳造法で製造することが好ましい。
本発明において、鋼スラブの製造には特に制限は無く、薄スラブ鋳造や造塊等により製造してもかまわないが、特に偏析を軽減するためには連続鋳造法で製造することが好ましい。
熱間圧延に関しても特に制限は無く、常法に従って行えばよい。なお、熱間圧延時の加熱温度は、１１００℃以上にすることが好ましく、スケール生成の軽減、燃料原単位の低減の観点から上限は１３００℃程度とすることが好ましい。また、熱間圧延の仕上げ温度（仕上げ圧延出側温度）は、フェライトとパーライトの層状組織の生成を回避すべく、８５０℃以上とすることが好ましく、スケール生成の軽減、結晶粒径粗大化の抑制による組織の微細均一化の観点からは上限は９５０℃程度とすることが好ましい。熱間圧延終了後の巻取温度は冷間圧延性、表面性状の観点から４００〜６００℃とすることが好ましい。
巻き取り後の鋼板には、常法に従い酸洗を施し、次いで所望の板厚まで冷間圧延を行う。酸洗の条件については、特に制限は無く、塩酸での酸洗など、従来公知の方法に従って行えばよい。冷間圧延についても特に制限は無く、従来公知の方法に従って行い、所望の板厚とすればよい。なお、冷間圧延の圧下率は、特に限定するものではないが、３０％〜６０％程度とすることが好ましい。
冷間圧延後の鋼板について、８００〜９５０℃の温度域に加熱後冷却する熱処理を行い、次いで７００〜８５０℃の温度域に加熱し、冷却速度５〜５０℃／秒で１００〜３００℃の温度域に冷却し、該冷却を停止後、引き続き３５０〜６００℃の温度域に加熱して１０〜５００秒保持する熱処理を行った後、溶融亜鉛めっきを施す。
冷間圧延後８００〜９５０℃の温度域に加熱後冷却
冷間圧延後の鋼板（冷延板）には、熱処理（焼鈍）を施す。この熱処理の温度が８００℃未満では、熱処理中のオーステナイト分率が少なく、オーステナイト中へのＣ、Ｍｎの分配が進行し、ＣおよびＭｎ濃度の高いオーステナイトが微細分散した状態となる。この結果、後述する最終熱処理後にＣ、Ｍｎなどの元素の偏在に起因して、最終熱処理後に元々Ｃ濃度の高い領域が優先的にマルテンサイト相となるため、マルテンサイト相の面積比率が多くなり、かつマルテンサイト相がバンド状に存在する不均一な組織に再びなるため、伸びの低下を招き、ＴＳ×Ｅｌ≧２６０００ＭＰａ・％が得られない。一方、熱処理温度が９５０℃を超えてオーステナイト単相の温度域まで加熱すると、オーステナイト粒径が過度に粗大化するため、最終的に得られる結晶粒も過度に粗大化し、フェライト相の核生成サイトである粒界が減少する。その結果、その後の最終熱処理においてフェライト相の生成が抑制され、焼戻マルテンサイト相およびマルテンサイト相の面積比率が増加し、伸びの低下を招く。したがって、熱処理温度（焼鈍温度）は８００℃以上９５０℃以下とする。より好ましくは８４０℃以上９００℃以下の範囲である。
冷間圧延後の鋼板（冷延板）には、熱処理（焼鈍）を施す。この熱処理の温度が８００℃未満では、熱処理中のオーステナイト分率が少なく、オーステナイト中へのＣ、Ｍｎの分配が進行し、ＣおよびＭｎ濃度の高いオーステナイトが微細分散した状態となる。この結果、後述する最終熱処理後にＣ、Ｍｎなどの元素の偏在に起因して、最終熱処理後に元々Ｃ濃度の高い領域が優先的にマルテンサイト相となるため、マルテンサイト相の面積比率が多くなり、かつマルテンサイト相がバンド状に存在する不均一な組織に再びなるため、伸びの低下を招き、ＴＳ×Ｅｌ≧２６０００ＭＰａ・％が得られない。一方、熱処理温度が９５０℃を超えてオーステナイト単相の温度域まで加熱すると、オーステナイト粒径が過度に粗大化するため、最終的に得られる結晶粒も過度に粗大化し、フェライト相の核生成サイトである粒界が減少する。その結果、その後の最終熱処理においてフェライト相の生成が抑制され、焼戻マルテンサイト相およびマルテンサイト相の面積比率が増加し、伸びの低下を招く。したがって、熱処理温度（焼鈍温度）は８００℃以上９５０℃以下とする。より好ましくは８４０℃以上９００℃以下の範囲である。
なお、焼鈍後の冷却に関しては特に規定するものではなく、適宜常温まで冷却すればよいが、ベイナイト変態を促進させ、所望の残留オーステナイト相を生成させ、良好な伸びを得て高いＴＳ−Ｅｌバランスを得るには、冷却停止温度を３００〜５００℃の範囲とすることが好ましい。また、オーステナイト相へのＣ濃化を進行させ、所望の残留オーステナイト量を得るには、該冷却停止温度域にて、１００〜１０００秒の範囲保持することが好ましい。
上記した冷間圧延後の熱処理（焼鈍）の後、最終熱処理として、７００〜８５０℃の温度域に加熱し、冷却速度５〜５０℃／秒で１００〜３００℃の温度域に冷却して冷却を停止、すなわち冷却停止温度１００〜３００℃として冷却した後、引き続き３５０〜６００℃の温度域に加熱して１０〜５００秒保持する熱処理を施す。
最終熱処理の熱処理温度：７００〜８５０℃
最終熱処理の熱処理温度が７００℃より低い場合は、熱処理中のフェライト相の面積比率が過度に多くなり、９００ＭＰａ以上のＴＳの確保が困難となる。一方、最終熱処理の熱処理温度が８５０℃を超えると熱処理中のオーステナイト相の面積比率が増加し、溶融亜鉛めっき処理後の鋼板のフェライト相の面積比率が少なく、フェライト相以外の面積比率が多くなり、伸びの確保が困難となる。したがって、最終熱処理の熱処理温度は７００℃以上８５０℃以下とする。より好ましい熱処理温度は７５０℃以上８３０℃以下である。
最終熱処理の熱処理温度が７００℃より低い場合は、熱処理中のフェライト相の面積比率が過度に多くなり、９００ＭＰａ以上のＴＳの確保が困難となる。一方、最終熱処理の熱処理温度が８５０℃を超えると熱処理中のオーステナイト相の面積比率が増加し、溶融亜鉛めっき処理後の鋼板のフェライト相の面積比率が少なく、フェライト相以外の面積比率が多くなり、伸びの確保が困難となる。したがって、最終熱処理の熱処理温度は７００℃以上８５０℃以下とする。より好ましい熱処理温度は７５０℃以上８３０℃以下である。
冷却速度：５〜５０℃／秒
上記した最終熱処理温度からの冷却速度は所望の相の面積比率を得るために重要である。なお本発明において、該冷却速度は最終熱処理の熱処理温度から冷却停止温度までの平均冷却速度である。該冷却速度が５℃／秒未満の場合、過度にフェライト相が生成し、過度に軟質化するため、９００ＭＰａ以上のＴＳの確保が困難となる。一方で、該冷却速度が５０℃／秒を超えると、フェライト相以外の面積比率が多くなり、過度に硬質化するため、伸びが低下する。したがって該冷却速度は５℃／秒以上５０℃／秒以下の範囲とする。好ましくは１０℃／秒以上４０℃/秒以下、より好ましくは１０℃／秒以上３０℃／秒の範囲である。なお、この冷却は、ガス冷却とすることが好ましいが、特に規定する必要は無く、炉冷、ミスト冷却、ロール冷却、水冷などを組み合わせて行うことが可能である。
上記した最終熱処理温度からの冷却速度は所望の相の面積比率を得るために重要である。なお本発明において、該冷却速度は最終熱処理の熱処理温度から冷却停止温度までの平均冷却速度である。該冷却速度が５℃／秒未満の場合、過度にフェライト相が生成し、過度に軟質化するため、９００ＭＰａ以上のＴＳの確保が困難となる。一方で、該冷却速度が５０℃／秒を超えると、フェライト相以外の面積比率が多くなり、過度に硬質化するため、伸びが低下する。したがって該冷却速度は５℃／秒以上５０℃／秒以下の範囲とする。好ましくは１０℃／秒以上４０℃/秒以下、より好ましくは１０℃／秒以上３０℃／秒の範囲である。なお、この冷却は、ガス冷却とすることが好ましいが、特に規定する必要は無く、炉冷、ミスト冷却、ロール冷却、水冷などを組み合わせて行うことが可能である。
冷却停止温度：１００〜３００℃
冷却停止温度が１００℃未満の場合、冷却停止時に過度にマルテンサイト相が生成し、その後に行う３５０〜６００℃の温度域への加熱（再昇温加熱）によってマルテンサイト相が焼戻され、最終的に得られる焼戻マルテンサイト相の面積比率が増大し、残留オーステナイト相の生成が抑制され、優れた伸びの確保が困難となる。一方、冷却停止温度が３００℃を超える場合、冷却停止時に生成しているマルテンサイト相が少なく、その後に行う３５０〜６００℃の温度域への加熱（再昇温加熱）によってマルテンサイト相が焼戻され、最終的に得られる焼戻マルテンサイト相の面積比率が少なくなりすぎ、さらに該３５０〜６００℃の温度域での保持後にオーステナイト量が多くなり、保持後の室温までの冷却過程において硬質なマルテンサイト相が過度に生成し、高強度化し過ぎて優れた伸びの確保が困難となる。したがって、フェライト相、ベイナイト相、マルテンサイト相および残留オーステナイト相の面積比率を所望の範囲に制御し、ＴＳ９００ＭＰａ以上の引張強度を確保するとともに優れた伸びを得るには、冷却停止温度は１００℃以上３００℃以下の範囲とする。より好ましくは１５０℃以上２５０℃以下の範囲とする。
冷却停止温度が１００℃未満の場合、冷却停止時に過度にマルテンサイト相が生成し、その後に行う３５０〜６００℃の温度域への加熱（再昇温加熱）によってマルテンサイト相が焼戻され、最終的に得られる焼戻マルテンサイト相の面積比率が増大し、残留オーステナイト相の生成が抑制され、優れた伸びの確保が困難となる。一方、冷却停止温度が３００℃を超える場合、冷却停止時に生成しているマルテンサイト相が少なく、その後に行う３５０〜６００℃の温度域への加熱（再昇温加熱）によってマルテンサイト相が焼戻され、最終的に得られる焼戻マルテンサイト相の面積比率が少なくなりすぎ、さらに該３５０〜６００℃の温度域での保持後にオーステナイト量が多くなり、保持後の室温までの冷却過程において硬質なマルテンサイト相が過度に生成し、高強度化し過ぎて優れた伸びの確保が困難となる。したがって、フェライト相、ベイナイト相、マルテンサイト相および残留オーステナイト相の面積比率を所望の範囲に制御し、ＴＳ９００ＭＰａ以上の引張強度を確保するとともに優れた伸びを得るには、冷却停止温度は１００℃以上３００℃以下の範囲とする。より好ましくは１５０℃以上２５０℃以下の範囲とする。
３５０〜６００℃の温度域に加熱して１０〜５００秒保持
上記冷却停止に引き続き、３５０〜６００℃の温度域に加熱（再昇温加熱）する。該加熱温度（再昇温加熱温度ともいう）が３５０℃未満、あるいは保持時間が１０秒未満では焼戻マルテンサイトが得られず、最終的に鋼板に硬質なマルテンサイト相が過度に生成し、鋼板が高強度化し、優れた伸びの確保が困難となる。一方、再昇温加熱温度が６００℃を超える、または保持時間が５００秒を超える場合、パーライト相が生成、または過度にベイナイト変態が進行してベイナイト相が増加し、最終的に得られる残留オーステナイト相の面積比率が少なく伸びの確保が困難となり、またはマルテンサイト相の生成が抑制され、９００ＭＰａ以上の引張強度の確保が困難となる。このため、上記冷却停止後、３５０〜６００℃の温度域に加熱して１０〜５００秒保持することとする。
上記冷却停止に引き続き、３５０〜６００℃の温度域に加熱（再昇温加熱）する。該加熱温度（再昇温加熱温度ともいう）が３５０℃未満、あるいは保持時間が１０秒未満では焼戻マルテンサイトが得られず、最終的に鋼板に硬質なマルテンサイト相が過度に生成し、鋼板が高強度化し、優れた伸びの確保が困難となる。一方、再昇温加熱温度が６００℃を超える、または保持時間が５００秒を超える場合、パーライト相が生成、または過度にベイナイト変態が進行してベイナイト相が増加し、最終的に得られる残留オーステナイト相の面積比率が少なく伸びの確保が困難となり、またはマルテンサイト相の生成が抑制され、９００ＭＰａ以上の引張強度の確保が困難となる。このため、上記冷却停止後、３５０〜６００℃の温度域に加熱して１０〜５００秒保持することとする。
溶融亜鉛めっき処理
上記再昇温加熱温度での保持後、溶融亜鉛めっき処理を施す。亜鉛めっきは常法にしたがって行えばよく、例えば質量％でＡｌ量：０．０５〜０．２５％を含む４４０〜５００℃の亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬後、ガスワイピングなどにより付着量を調整して実施すればよい。溶融亜鉛めっき後は、特に限定するものではないが、空冷あるいはガス冷却などの常法により常温まで冷却すればよい。また、特に限定するものではないが、溶融亜鉛めっき処理は、生産性のため、連続焼鈍炉を有する連続溶融亜鉛めっき設備にて、上記最終熱処理に引き続き行うことが好ましい。なお、溶融亜鉛めっき処理後の鋼板には、表面粗度の調整、形状矯正などを目的とし、調質圧延を行ったり、塗油、コーティングなど各種塗装処理を施すことも可能である。
上記再昇温加熱温度での保持後、溶融亜鉛めっき処理を施す。亜鉛めっきは常法にしたがって行えばよく、例えば質量％でＡｌ量：０．０５〜０．２５％を含む４４０〜５００℃の亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬後、ガスワイピングなどにより付着量を調整して実施すればよい。溶融亜鉛めっき後は、特に限定するものではないが、空冷あるいはガス冷却などの常法により常温まで冷却すればよい。また、特に限定するものではないが、溶融亜鉛めっき処理は、生産性のため、連続焼鈍炉を有する連続溶融亜鉛めっき設備にて、上記最終熱処理に引き続き行うことが好ましい。なお、溶融亜鉛めっき処理後の鋼板には、表面粗度の調整、形状矯正などを目的とし、調質圧延を行ったり、塗油、コーティングなど各種塗装処理を施すことも可能である。
また、本発明においては、上記した酸洗後、冷間圧延前に４００〜７５０℃の温度域に加熱する熱処理を施すことが好ましい。熱間圧延、酸洗後冷間圧延前に施す熱処理は、熱延組織に起因するＣ、Ｍｎなどの元素の偏在を解消し、フェライト相を母相としセメンタイトが微細分散した均一な組織とし、最終熱処理後にＣ、Ｍｎなどの元素の偏在の影響を受け過剰に生成するマルテンサイト相の面積比率を適正範囲に制御するうえで有効であるとともに、マルテンサイト相がバンド状に存在する不均一な組織を解消し、より高いＴＳ−Ｅｌバランスを得るのに有効である。上記作用を得るには、熱間圧延、酸洗後の熱処理温度を４００℃以上にする必要がある。しかしながら、７５０℃を超え、フェライト相とオーステナイト相の２相域で熱処理すると、ＣおよびＭｎなどの元素が偏在した不均一な組織に熱処理後再びなり、ＣおよびＭｎが偏在しているところから優先的にマルテンサイト相が生成し、最終熱処理後にマルテンサイト相が多く存在し、所望の組織を得ることが困難となり、ＴＳ×Ｅｌ≧２６０００ＭＰａ・％を得ることが困難となる。したがって冷間圧延前に極めて均一な組織とするには最適な温度範囲が存在し、熱間圧延、酸洗後の熱処理温度は４００℃以上７５０℃以下の範囲とする。好ましくは４５０℃以上７００℃以下の範囲、さらに好ましくは４５０℃以上６５０℃以下の範囲である。
表１に示す成分組成を有する鋼を溶製してスラブとし、加熱温度１１５０℃、仕上げ圧延出側温度８７０℃、巻取温度４４０℃の熱間圧延を行い、塩酸酸洗後、表２に示す条件で熱延材に熱処理（冷間圧延前熱処理）を行い、その後、圧下率４０％〜５０％で冷間圧延を行い、次いで、表２に示す条件で加熱し冷却する冷間圧延後の熱処理を行った後、表２に示す条件で最終熱処理を行い、４６０℃の亜鉛めっき浴（Ａｌ濃度：０．１５質量％）に浸漬し、片面めっき付着量４０〜６０ｇ／ｍ２で両面に溶融亜鉛めっき皮膜を形成し、冷却速度１０℃／秒で冷却し、板厚１．０ｍｍの高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。なお、一部の高強度溶融亜鉛めっき鋼板では、冷間圧延前熱処理を行わなかった。得られた高強度溶融亜鉛めっき鋼板について、下記に示す材料試験により材料特性を調査した。得られた結果を表３に示す。
鋼板の組織
組織全体に占める各相の面積比率は、圧延方向断面かつ板厚１／４面位置を光学顕微鏡で観察することにより求めた。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１００μｍ×１００μｍ四方の正方形領域内に存在する占有面積を求めた。なお、観察はＮ＝５（観察視野５箇所）で実施した。また、組織観察に際しては、３ｖｏｌ.％ピクラールと３ｖｏｌ. ％ピロ亜硫酸ソーダの混合液でエッチングし、観察される黒色領域がフェライト相(ポリゴナルフェライト相)あるいはベイナイト相であるとして、フェライト相とベイナイト相の合計の面積比率を求め、残部領域が焼戻マルテンサイト相、マルテンサイト相および残留オーステナイト相であるとして、焼戻マルテンサイト相、マルテンサイト相および残留オーステナイト相の合計の面積比率を求め、鋼板組織を２領域に区別した。
組織全体に占める各相の面積比率は、圧延方向断面かつ板厚１／４面位置を光学顕微鏡で観察することにより求めた。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１００μｍ×１００μｍ四方の正方形領域内に存在する占有面積を求めた。なお、観察はＮ＝５（観察視野５箇所）で実施した。また、組織観察に際しては、３ｖｏｌ.％ピクラールと３ｖｏｌ. ％ピロ亜硫酸ソーダの混合液でエッチングし、観察される黒色領域がフェライト相(ポリゴナルフェライト相)あるいはベイナイト相であるとして、フェライト相とベイナイト相の合計の面積比率を求め、残部領域が焼戻マルテンサイト相、マルテンサイト相および残留オーステナイト相であるとして、焼戻マルテンサイト相、マルテンサイト相および残留オーステナイト相の合計の面積比率を求め、鋼板組織を２領域に区別した。
また、後述するように残留オーステナイトの量をＸ線回折により求め、求めた残留オーステナイト量を残留オーステナイト相の面積比率とした。なお、残留オーステナイトの量は、ＭｏのＫα線を用いてＸ線回折法により求めた。すなわち、鋼板の板厚１／４付近の面を測定面とする試験片を使用し、オーステナイト相の（２１１）および（２２０）面とフェライト相の（２００）、（２２０）面のピーク強度から残留オーステナイト相の量（体積率）を算出し、これを面積比率とした。焼戻マルテンサイト相とマルテンサイト相の区別は走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察した倍率１０００〜３０００倍の圧延方向断面の組織写真を用いて、画像解析により任意に設定した５０μｍ×５０μｍ四方の正方形領域内に存在する占有面積を求めた。観察はＮ＝５（観察視野５箇所）で実施した。また、組織観察に際しては、ナイタールでエッチングし、ＳＥＭ写真上で塊状で表面が平滑な場合をマルテンサイト相、塊状で表面に炭化物などが観察される場合を焼戻マルテンサイト相とし、面積比率を求めた。
また、パーライト相の面積比率については、光学顕微鏡にて倍率１０００倍の圧延方向断面の組織写真を用いて、画像解析により任意に設定した１００μｍ×１００μｍ四方の正方形領域内に存在する占有面積を求めた。観察はＮ＝５（観察視野５箇所）で実施した。組織観察に際しては、ナイタールでエッチングし、光学顕微鏡写真上で黒色領域をパーライト相とし、面積比率を求めた。
引張特性（引張強度、伸び）
圧延方向と９０°の方向を長手方向（引張方向）とするＪＩＳＺ２２０１に記載の５号試験片を用い、ＪＩＳＺ２２４１に準拠した引張試験を行い降伏強度（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）および全伸び（Ｅｌ）を調査した。結果を表３に示す。なお、伸びはＴＳ−Ｅｌバランスで評価し、評価基準はＴＳ×Ｅｌ≧２６０００ＭＰａ・％を伸びが良好であるとした。
圧延方向と９０°の方向を長手方向（引張方向）とするＪＩＳＺ２２０１に記載の５号試験片を用い、ＪＩＳＺ２２４１に準拠した引張試験を行い降伏強度（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）および全伸び（Ｅｌ）を調査した。結果を表３に示す。なお、伸びはＴＳ−Ｅｌバランスで評価し、評価基準はＴＳ×Ｅｌ≧２６０００ＭＰａ・％を伸びが良好であるとした。
伸びフランジ性
日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１に基づき、穴拡げ率の測定をおこなった。すなわち、初期直径ｄ０＝１０ｍｍの穴を打抜き、６０°の円錐ポンチを上昇させ穴を拡げた際に、亀裂が板厚貫通したところでポンチ上昇を止め、亀裂貫通後の打抜き穴径ｄを測定し、穴拡げ率（％）＝（（ｄ−ｄ０）／d０）×１００として算出した。同一番号の鋼板について３回試験を実施し、穴拡げ率の平均値（λ）を求めた。なお、伸びフランジ性はＴＳ−λバランスで評価し、評価基準はＴＳ×λ≧３００００ＭＰａ・％を伸びフランジ性が良好であるとした。
日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１に基づき、穴拡げ率の測定をおこなった。すなわち、初期直径ｄ０＝１０ｍｍの穴を打抜き、６０°の円錐ポンチを上昇させ穴を拡げた際に、亀裂が板厚貫通したところでポンチ上昇を止め、亀裂貫通後の打抜き穴径ｄを測定し、穴拡げ率（％）＝（（ｄ−ｄ０）／d０）×１００として算出した。同一番号の鋼板について３回試験を実施し、穴拡げ率の平均値（λ）を求めた。なお、伸びフランジ性はＴＳ−λバランスで評価し、評価基準はＴＳ×λ≧３００００ＭＰａ・％を伸びフランジ性が良好であるとした。
表３より、本発明例では、ＴＳ×Ｅｌ≧２６０００ＭＰａ・％を満足して伸びに優れ、さらにＴＳ×λ≧３００００ＭＰａ・％を満足して伸びフランジ性にも優れる引張強度が９００ＭＰａ以上の高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られていることがわかる。
一方、Ｍｎ含有量が多く成分組成が本発明範囲外であるＮｏ．６はマルテンサイト相の面積比率が多く、伸びが低い。冷間圧延後の熱処理温度が低いＮｏ．７、冷間圧延後の熱処理温度が高いＮｏ．８はマルテンサイト相の面積比率が多く、伸びが低い。最終熱処理における熱処理温度が低いＮｏ．９、最終熱処理における冷却速度が遅いＮｏ．１１はフェライト相(ポリゴナルフェライト相)とベイナイト相の面積比率の合計が多く、また、焼戻マルテンサイト相の組織全体に対する面積比率が少なく、ＴＳが９００ＭＰａに満たない。最終熱処理における熱処理温度が高いＮｏ．１０、最終熱処理における冷却速度が速いＮｏ．１２、最終熱処理における冷却停止温度が高いＮｏ．１４、再昇温加熱温度が低いＮｏ．１５、再昇温加熱での保持時間が短いＮｏ．１７はマルテンサイト相の組織全体に対する面積比率が多く、伸びが低い。最終の熱処理後の冷却停止温度が低いＮｏ．１３、再昇温加熱での保持時間が長いＮｏ．１８は残留オーステナイト相の面積比率が少なく、伸びが低い。再昇温加熱温度が高いＮｏ．１６はパーライトが生成し、残留オーステナイト相の面積比率が少なく、伸びが低い。
本発明に従い鋼板中のＮｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏなど高価な元素を積極的に含有せずとも、フェライト相とベイナイト相、焼戻マルテンサイト相、マルテンサイト相、および残留オーステナイト相各々の面積比率を規定することにより、安価で且つ優れた伸びを有する引張強度（ＴＳ）：９００ＭＰａ以上の高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。また、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、自動車部品以外にも、建築および家電分野など厳しい寸法精度、加工性が必要とされる用途にも好適である。
Claims (3)
- 質量％で、
Ｃ：０．１６〜０．２４％、
Ｓｉ：０．８〜１．８％、
Ｍｎ：１．０〜３．０％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．００４０％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｎ：０．０１％以下、
Ｃａ：０．０００１〜０．００２０％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有し、フェライト相とベイナイト相の合計の組織全体に対する面積比率が３０〜７０％、焼戻マルテンサイト相の組織全体に対する面積比率が２０〜４０％、残留オーステナイト相の組織全体に対する面積比率が１０〜２０％、マルテンサイト相の組織全体に対する面積比率が２〜２０％であり、引張強度が９００ＭＰａ以上、ＴＳ×Ｅｌ≧２６０００ＭＰａ・％であることを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 - 請求項１に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
鋼スラブを、熱間圧延し、酸洗した後、冷間圧延を行い、次いで８００〜９５０℃の温度域に加熱後３００〜５００℃の冷却停止温度まで冷却する熱処理を行い、次いで７００〜８５０℃の温度域に加熱し、冷却速度５〜５０℃／秒で１００〜３００℃の温度域に冷却し、該冷却を停止後、引き続き３５０〜６００℃の温度域に加熱して１０〜５００秒保持する熱処理を行った後、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - さらに、前記酸洗後、前記冷間圧延前に４００〜７５０℃の温度域に加熱する熱処理を施すことを特徴とする請求項２に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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