JP6234845B2 - 焼付け硬化性と曲げ性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板 - Google Patents
焼付け硬化性と曲げ性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板 Download PDFInfo
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Description
本発明は、焼付け硬化性（以下、「ＢＨ［Ｂａｋｅ Ｈａｒｄｅｎｉｎｇ］性」ともいう。）と曲げ性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関し、詳しくは、良好な強度−焼付け硬化性−曲げ性のバランスを有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板（以下、「ＧＡ鋼板」ともいう。）に関する。
本発明の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、自動車、電機、機械等の産業分野で広く有効に活用されるものであるが、以下では代表的な用途例として、自動車の車体に使用する場合を中心に説明を進める。
近年、自動車用鋼板に用いられるＧＡ鋼板には、衝突安全性と車体軽量化による燃費軽減を両立させる目的で１１８０ＭＰａ以上の高強度が求められるとともに、プレス加工に代表されるような、優れた成形加工性（特に曲げ性）も要求されている。
しかしながら強度の向上は、成形加工性（特に曲げ性）の劣化を引き起こしやすいことから、複雑な加工を要求される自動車用鋼板を用途とする場合、特性として、成形加工時には比較的成形しやすく、成形加工後の塗装焼付けでは焼付け硬化量が大きく高強度化しうるようなＧＡ鋼板が求められている。
焼付け硬化は、鋼中に固溶した炭素や窒素が、焼付け塗装中に転位に固着して降伏強度を上昇させる現象であり、固溶炭素や窒素量が多いほど、また転位密度が高いほど焼付け硬化性が高くなることが知られている（例えば、特許文献１参照）。高強度を実現するためによく用いられるマルテンサイトやベイナイトは、フェライトに比べ転位密度が高く、また生成直後は炭素を過飽和に固溶しているために焼付け硬化性が高い。
一方で、ＧＡ鋼板は、高温で焼鈍された後、１００〜６００℃の温度域まで冷却され、亜鉛めっき浴に浸漬される。通常この亜鉛めっき浴への浸漬前、またはこの亜鉛めっき浴に浸漬中にオーステナイトからマルテンサイトやベイナイトの変態組織が形成されるが、その後の５００℃程度の合金化処理により炭化物や窒化物が析出し、固溶炭素や窒素量が減少するとともに、回復によって転位密度が減少する。このため、マルテンサイトやベイナイトを主相とするＧＡ鋼板においては、高い焼付け硬化性を実現することが難しかった。
また、マルテンサイトやベイナイトを主相とする鋼板は高強度を実現できるものの、焼付け硬化性と曲げ性を両立させることは難しかった。すなわち、マルテンサイトはベイナイトに比べ固溶炭素量が多く転位密度も高いために焼付け硬化性に優れるが、延性に乏しく曲げ性に劣る一方、ベイナイトが多すぎると曲げ性は向上するが、焼付け硬化性が乏しくなる問題がある。
このため、引張強度１１８０ＭＰａ以上の高強度ＧＡ鋼板において、焼付け硬化性と曲げ性を両立させる技術は確立していなかった。
例えば、特許文献１には、フェライトを主相とし、硬質相（マルテンサイトやベイナイト）を微細に分散させたＧＡ鋼板が開示されている。このＧＡ鋼板は、鋼板の焼鈍後に３００〜４５０℃の付加的な熱処理を施すことにより、硬質組織中のＣをフェライト中へ拡散させ、フェライト中の固溶Ｃ量を増加させることで、焼付け硬化性が高められるとしている。しかしながら、このＧＡ鋼板は、フェライトを主相とするため、引張強度が５００〜６００ＭＰａ程度と低強度であり、本発明が目標とする、引張強度１１８０ＭＰａ以上を達成しうるものではない。なお、同文献の実施例には、比較例としてマルテンサイト単相のＧＡ鋼板（表６の鋼Ｎｏ．Ｑ−３）が開示されている。このＧＡ鋼板は、Ｍｎ含有量が３．２質量％と高い（表１の鋼Ｎｏ．Ｑ）ことから、オーステナイトが安定化し、実質的に焼入れままのマルテンサイト単相鋼であり、高転位密度で固溶炭素量も多く、高い焼付け硬化性を有するものと想定される。しかしながら、このＧＡ鋼板は、ベイナイトが含まれておらず、十分な曲げ性が得られているとは考えられない。
また、特許文献２には、鋼材をＡｃ３点以上に加熱して完全にオーステナイト化した後にＭｓ点以下に冷却する熱処理により、組織をマルテンサイト＋低温生成ベイナイトとして転位密度を高める技術が開示されている。しかしながら、同文献の実施例から、実質的に冷延板向けの熱処理技術であることが明らかであり、ＧＡ鋼板では実現不可能な技術である。
また、特許文献３には、全組織中の転位密度を１×１０１５〜１×１０１６ｍ−２とすることで、高い降伏強度と高い伸びを実現したとする高強度冷延鋼板が開示されている。しかしながら、この鋼板は、組織が４００℃を超える温度で焼戻しされたマルテンサイトおよびフェライトで構成されており、十分な固溶炭素量を確保できているとは考えられず、優れた焼付け硬化性を発現できない。
また、特許文献４には、低温焼戻しマルテンサイト単相鋼とすることで、高強度で高曲げ性の両立を実現したとする高強度冷延鋼板が開示されている。しかしながら、この鋼板は、１００℃以上で１２０ｓ以上の焼戻しを必須としていることから、十分な固溶炭素を確保できているとは考えられず、優れた焼付け硬化性を発現できない。
そこで本発明の目的は、優れた焼付け硬化性と曲げ性を兼備した、引張強度１１８０ＭＰａ以上の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することにある。
本発明の第１発明に係る焼付け硬化性と曲げ性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、
成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．３０％、
Ｓｉ：０．５〜３．０％、
Ｍｎ：０．２〜３．０％、
Ｐ：０〜０．１０％、
Ｓ：０〜０．０１０％、
Ｎ：０〜０．０１０％、
Ａｌ：０．００１〜０．１０％
であり、残部が鉄および不可避的不純物からなるとともに、
鋼の組織が、面積率で、
マルテンサイト：５０〜８５％、
フェライト：０％以上５％未満
であり、残部がベイナイトからなり、
さらに、転位密度が５．０×１０１５ｍ−２以上であり、
固溶炭素量が０．０８質量％以上であり、
引張強度が１１８０ＭＰａ以上である
ことを特徴とする。
成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．３０％、
Ｓｉ：０．５〜３．０％、
Ｍｎ：０．２〜３．０％、
Ｐ：０〜０．１０％、
Ｓ：０〜０．０１０％、
Ｎ：０〜０．０１０％、
Ａｌ：０．００１〜０．１０％
であり、残部が鉄および不可避的不純物からなるとともに、
鋼の組織が、面積率で、
マルテンサイト：５０〜８５％、
フェライト：０％以上５％未満
であり、残部がベイナイトからなり、
さらに、転位密度が５．０×１０１５ｍ−２以上であり、
固溶炭素量が０．０８質量％以上であり、
引張強度が１１８０ＭＰａ以上である
ことを特徴とする。
本発明の第２発明に係る焼付け硬化性と曲げ性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、上記第１発明において、
成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
Ｂ：０．０００２〜０．００５０％
の１種または２種以上を含むものである。
成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
Ｂ：０．０００２〜０．００５０％
の１種または２種以上を含むものである。
本発明の第３発明に係る焼付け硬化性と曲げ性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、上記第１または第２発明において、
成分組成が、さらに、質量％で、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．３％、
Ｔｉ：０．０１〜０．３％、
Ｖ：０．０１〜０．３％
の１種または２種以上を含むものである。
成分組成が、さらに、質量％で、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．３％、
Ｔｉ：０．０１〜０．３％、
Ｖ：０．０１〜０．３％
の１種または２種以上を含むものである。
本発明の第４発明に係る焼付け硬化性と曲げ性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、上記第１〜第３発明のいずれかの発明において、
成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
の１種または２種を含むものである。
成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
の１種または２種を含むものである。
本発明によれば、鋼の組織を、マルテンサイトとベイナイトを主要組織とするとともに、転位密度および固溶炭素量を高くすることで、高引張強度、焼付け硬化性、曲げ性を兼備する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供できるようになった。
本発明者らは、上記課題を解決するために種々検討を行った結果、ＧＡ鋼板の鋼組織を、マルテンサイトとベイナイトを主要組織としたうえで、所定の転位密度および固溶炭素量を確保することで、高強度、高焼付け硬化性および高曲げ性を兼備するＧＡ鋼板が得られることを見出し、本発明を完成するに至った。
以下、まず本発明に係る高強度ＧＡ鋼板（以下、「本発明鋼板」ともいう。）を特徴づける組織について説明する。
〔本発明鋼板の組織〕
上述したとおり、本発明鋼板は、マルテンサイトとベイナイトを主要組織とするものであるが、特に、転位密度および固溶炭素量が高い範囲に制御されている点に特徴を有する。
上述したとおり、本発明鋼板は、マルテンサイトとベイナイトを主要組織とするものであるが、特に、転位密度および固溶炭素量が高い範囲に制御されている点に特徴を有する。
＜面積率で、マルテンサイト：５０〜８５％、フェライト：０％以上５％未満、残部：ベイナイト＞
フェライトは、引張強度を劣化させるだけでなく、高転位密度、高固溶炭素量を実現できない組織であり、焼付け硬化性を劣化させる。このため、フェライトは、面積率で５％未満（好ましくは３％以下、さらに好ましくは２％以下）に制限する。マルテンサイトは、引張強度に優れるとともに、高転位密度で高固溶炭素量を実現し得る組織であり、高強度かつ優れた焼付け硬化性を得るために不可欠である。一方でマルテンサイト単相では延性に乏しく曲げ性に劣るため、マルテンサイトより軟質なベイナイトを残部として導入することで曲げ性を確保できる。ベイナイトは、マルテンサイトに次いで高転位密度、高固溶炭素量を実現し得る組織であり、かつマルテンサイトに比べ曲げ性に優れる特徴を有する。マルテンサイトは、引張強度１１８０ＭＰａ以上を確保しつつ高転位密度かつ高固溶炭素量を実現するため面積率で５０％以上（好ましくは５５％以上、さらに好ましくは６０％以上）必要とするが、曲げ性を確保するため面積率で８５％以下（好ましくは８３％以下、さらに好ましくは８０％以下）とする。
フェライトは、引張強度を劣化させるだけでなく、高転位密度、高固溶炭素量を実現できない組織であり、焼付け硬化性を劣化させる。このため、フェライトは、面積率で５％未満（好ましくは３％以下、さらに好ましくは２％以下）に制限する。マルテンサイトは、引張強度に優れるとともに、高転位密度で高固溶炭素量を実現し得る組織であり、高強度かつ優れた焼付け硬化性を得るために不可欠である。一方でマルテンサイト単相では延性に乏しく曲げ性に劣るため、マルテンサイトより軟質なベイナイトを残部として導入することで曲げ性を確保できる。ベイナイトは、マルテンサイトに次いで高転位密度、高固溶炭素量を実現し得る組織であり、かつマルテンサイトに比べ曲げ性に優れる特徴を有する。マルテンサイトは、引張強度１１８０ＭＰａ以上を確保しつつ高転位密度かつ高固溶炭素量を実現するため面積率で５０％以上（好ましくは５５％以上、さらに好ましくは６０％以上）必要とするが、曲げ性を確保するため面積率で８５％以下（好ましくは８３％以下、さらに好ましくは８０％以下）とする。
＜転位密度：５．０×１０１５ｍ−２以上＞
優れた焼付け硬化性を実現するためには、さらに、上記組織中の転位密度を５．０×１０１５ｍ−２以上（好ましくは、６．０×１０１５ｍ−２以上、さらに好ましくは７．０×１０１５ｍ−２以上）とする。このような転位密度は、詳細は後述するが、上記ベイナイトを低温で生成させるとともに、上記マルテンサイト＋ベイナイト主要組織を焼戻ししないことで、確保できる。
優れた焼付け硬化性を実現するためには、さらに、上記組織中の転位密度を５．０×１０１５ｍ−２以上（好ましくは、６．０×１０１５ｍ−２以上、さらに好ましくは７．０×１０１５ｍ−２以上）とする。このような転位密度は、詳細は後述するが、上記ベイナイトを低温で生成させるとともに、上記マルテンサイト＋ベイナイト主要組織を焼戻ししないことで、確保できる。
＜固溶炭素量：０．０８質量％以上＞
優れた焼付け硬化性を実現するためには、さらに、上記組織中の固溶炭素を０．０８質量％以上（好ましくは、０．０９質量％以上、さらに好ましくは０．１質量％以上）とする。このような固溶炭素量は、詳細は後述するが、上記マルテンサイト＋ベイナイト主要組織を焼戻ししないことで得られる。
優れた焼付け硬化性を実現するためには、さらに、上記組織中の固溶炭素を０．０８質量％以上（好ましくは、０．０９質量％以上、さらに好ましくは０．１質量％以上）とする。このような固溶炭素量は、詳細は後述するが、上記マルテンサイト＋ベイナイト主要組織を焼戻ししないことで得られる。
次に、本発明鋼板を構成する成分組成について説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量％である。
〔本発明鋼板の成分組成〕
Ｃ：０．０５〜０．３０％
Ｃは焼入れ性向上元素であり、高強度化およびフェライト生成を抑制するのに必要な元素である。以上のような作用を有効に発揮させるため、Ｃを０．０５％以上、好ましくは０．０７％以上、さらに好ましくは０．１％以上含有させる。しかしながら、Ｃを過剰に含有させると溶接性が劣化するため、０．３０％以下、好ましくは０．２５％以下、さらに好ましくは０．２０％とする。
Ｃ：０．０５〜０．３０％
Ｃは焼入れ性向上元素であり、高強度化およびフェライト生成を抑制するのに必要な元素である。以上のような作用を有効に発揮させるため、Ｃを０．０５％以上、好ましくは０．０７％以上、さらに好ましくは０．１％以上含有させる。しかしながら、Ｃを過剰に含有させると溶接性が劣化するため、０．３０％以下、好ましくは０．２５％以下、さらに好ましくは０．２０％とする。
Ｓｉ：０．５〜３．０％
Ｓｉは、炭化物の生成を抑制し、焼付け硬化に必要な固溶炭素量を確保するのに必要な元素である。また、Ｓｉは、固溶強化元素としても有用であり、鋼板の高強度化に有用である。以上のような作用を有効に発現させるため、Ｓｉを０．５％以上、好ましくは０．７％以上、さらに好ましくは１．０％以上含有させる。しかしながら、Ｓｉを過剰に含有させると溶接性が著しく劣化するため、３．０％以下、好ましくは２．５％以下、さらに好ましくは２．０％以下とする。
Ｓｉは、炭化物の生成を抑制し、焼付け硬化に必要な固溶炭素量を確保するのに必要な元素である。また、Ｓｉは、固溶強化元素としても有用であり、鋼板の高強度化に有用である。以上のような作用を有効に発現させるため、Ｓｉを０．５％以上、好ましくは０．７％以上、さらに好ましくは１．０％以上含有させる。しかしながら、Ｓｉを過剰に含有させると溶接性が著しく劣化するため、３．０％以下、好ましくは２．５％以下、さらに好ましくは２．０％以下とする。
Ｍｎ：０．２〜３．０％、
Ｍｎは焼入れ性向上元素であり、鋼板の高強度化およびフェライト生成を抑制するのに有用である。このような作用を有効に発揮するには、Ｍｎを０．２％以上、好ましくは０．５％以上、さらに好ましくは１．０％以上含有させる。しかしながら、Ｍｎを過剰に含有させると偏析を助長し、鋳片割れが生じるなどの悪影響が見られるため、３．０％以下、好ましくは２．５％、さらに好ましくは２．０％とする。
Ｍｎは焼入れ性向上元素であり、鋼板の高強度化およびフェライト生成を抑制するのに有用である。このような作用を有効に発揮するには、Ｍｎを０．２％以上、好ましくは０．５％以上、さらに好ましくは１．０％以上含有させる。しかしながら、Ｍｎを過剰に含有させると偏析を助長し、鋳片割れが生じるなどの悪影響が見られるため、３．０％以下、好ましくは２．５％、さらに好ましくは２．０％とする。
Ｐ：０〜０．１０％
Ｐは、粒界偏析による粒界脆化を助長して、加工性を劣化させる元素であるため、低い方が望ましく、０．１０％以下、好ましくは０．０８％以下、さらに好ましくは０．０５％以下とする。
Ｐは、粒界偏析による粒界脆化を助長して、加工性を劣化させる元素であるため、低い方が望ましく、０．１０％以下、好ましくは０．０８％以下、さらに好ましくは０．０５％以下とする。
Ｓ：０〜０．０１０％
Ｓは、ＭｎＳ等の硫化物系介在物を形成し、割れの起点となって加工性を劣化させる元素であるため低い方が望ましく、０．０１０％以下、好ましくは０．００５％、さらに好ましくは０．００３％とする。
Ｓは、ＭｎＳ等の硫化物系介在物を形成し、割れの起点となって加工性を劣化させる元素であるため低い方が望ましく、０．０１０％以下、好ましくは０．００５％、さらに好ましくは０．００３％とする。
Ｎ：０〜０．０１０％
Ｎは、粗大な窒化物を形成し、曲げ性を劣化させる元素であるため低い方が望ましく、０．０１０％以下、好ましくは０．００８％、さらに好ましくは０．００５％とする。
Ｎは、粗大な窒化物を形成し、曲げ性を劣化させる元素であるため低い方が望ましく、０．０１０％以下、好ましくは０．００８％、さらに好ましくは０．００５％とする。
Ａｌ：０．００１〜０．１０％
Ａｌは、脱酸に対して有用な元素であり、このような作用を得るには、０．００１％以上、好ましくは、０．０１％以上、さらに好ましくは、０．０３％以上含有させる。しかしながら、Ａｌを過剰に含有させると、靭性の劣化やアルミナ等の介在物増加による加工性の劣化の問題が生じるため、０．１％以下、好ましくは０．０８％以下、さらに好ましくは０．０６％以下とする。
Ａｌは、脱酸に対して有用な元素であり、このような作用を得るには、０．００１％以上、好ましくは、０．０１％以上、さらに好ましくは、０．０３％以上含有させる。しかしながら、Ａｌを過剰に含有させると、靭性の劣化やアルミナ等の介在物増加による加工性の劣化の問題が生じるため、０．１％以下、好ましくは０．０８％以下、さらに好ましくは０．０６％以下とする。
本発明の鋼は上記成分を基本的に含有し、残部は鉄および不純物であるが、その他、本発明の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を含有させることができる。
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
Ｂ：０．０００２〜０．００５０％
の１種または２種以上
これらの元素は、焼入れ性を高め、合金化処理前におけるオーステナイトからの変態を抑制する効果を有する有用な元素である。このような作用を得るには、各元素とも上記それぞれの下限値以上含有させるのが好ましい。上記元素は単独で含有させてもよいし、２種以上を併用してもかまわない。しかしながら、これらの元素を過剰に含有させても、効果が飽和してしまい、経済的に無駄であるため、各元素とも上記それぞれの上限値以下とする。
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
Ｂ：０．０００２〜０．００５０％
の１種または２種以上
これらの元素は、焼入れ性を高め、合金化処理前におけるオーステナイトからの変態を抑制する効果を有する有用な元素である。このような作用を得るには、各元素とも上記それぞれの下限値以上含有させるのが好ましい。上記元素は単独で含有させてもよいし、２種以上を併用してもかまわない。しかしながら、これらの元素を過剰に含有させても、効果が飽和してしまい、経済的に無駄であるため、各元素とも上記それぞれの上限値以下とする。
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．３％、
Ｔｉ：０．０１〜０．３％、
Ｖ：０．０１〜０．３％
の１種または２種以上
これらの元素は、曲げ性を劣化させずに強度を改善するのに有用な元素である。このような作用を得るには、各元素とも上記それぞれの下限値以上含有させるのが好ましい。上記元素は単独で含有させてもよいし、２種以上を併用してもかまわない。しかしながら、これらの元素を過剰に含有させると、粗大な炭化物が形成され、曲げ性が劣化するため、各元素とも上記それぞれの上限値以下とする。
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．３％、
Ｔｉ：０．０１〜０．３％、
Ｖ：０．０１〜０．３％
の１種または２種以上
これらの元素は、曲げ性を劣化させずに強度を改善するのに有用な元素である。このような作用を得るには、各元素とも上記それぞれの下限値以上含有させるのが好ましい。上記元素は単独で含有させてもよいし、２種以上を併用してもかまわない。しかしながら、これらの元素を過剰に含有させると、粗大な炭化物が形成され、曲げ性が劣化するため、各元素とも上記それぞれの上限値以下とする。
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
の１種または２種
これらの元素は、介在物を微細化し、破壊の起点を減少させることによって曲げ性を向上させるのに有用な元素である。このような作用を得るには、いずれの元素とも０．０００５％以上含有させるのが好ましい。上記元素は単独で使用してもよいし、２種を併用してもかまわない。しかしながら、過剰に含有させると逆に介在物が粗大化して曲げ性が劣化するので、いずれの元素とも０．０１％以下とする。
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
の１種または２種
これらの元素は、介在物を微細化し、破壊の起点を減少させることによって曲げ性を向上させるのに有用な元素である。このような作用を得るには、いずれの元素とも０．０００５％以上含有させるのが好ましい。上記元素は単独で使用してもよいし、２種を併用してもかまわない。しかしながら、過剰に含有させると逆に介在物が粗大化して曲げ性が劣化するので、いずれの元素とも０．０１％以下とする。
〔本発明鋼板の好ましい製造方法〕
上記した要件を満足する本発明鋼板を製造するためには、以下の製造要件を満足するようにして、鋼板を製造することが好ましい。
上記した要件を満足する本発明鋼板を製造するためには、以下の製造要件を満足するようにして、鋼板を製造することが好ましい。
本発明鋼板を製造する際の特徴は、スラブを熱間圧延し冷間圧延した後の熱処理（めっき処理を含む）条件にある。そのため、熱間圧延および冷間圧延までの製造方法に関しては、従来公知の製造方法を採用することができる。すなわち、上記成分組成を有する鋼を溶製し、造塊または連続鋳造によりスラブとしてから熱間圧延、さらには冷間圧延を行えばよい。以下、熱処理条件について、図１に模式的に示す熱処理ヒートパターンを参照しつつ説明する。
図１に示すように、まず、冷間圧延後の鋼板（冷延材）を、［Ａｃ３点＋５０℃］〜９３０℃の焼鈍加熱温度に加熱した後、その焼鈍加熱温度で３０〜１２００ｓ（焼鈍保持時間）保持し、その後、前記焼鈍加熱温度から４５０〜５５０℃の冷却停止温度までを１５℃/ｓ以上の平均冷却速度で急冷する。そして、焼鈍された鋼板（焼鈍材）を、急冷停止時点から３０ｓ以内（冷却後保持時間）に溶融亜鉛めっき浴へ浸漬し、その後、４８０〜５２５℃の合金化処理温度で１０〜６０ｓ（合金化処理時間）保持して合金化処理を行った後、２００℃まで１５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する。これにより、本発明鋼板（本発明に係る高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板）が得られる。
・冷間圧延後の鋼板（冷延材）を[Ａｃ３点＋５０℃]〜９３０℃の焼鈍加熱温度に加熱後、３０〜１２００ｓ（焼鈍保持時間）保持
鋼板をマルテンサイトとベイナイト主要組織にし、フェライト分率を低減することは、本発明鋼板を製造するために重要な要件である。フェライト分率を低減するためには、焼鈍時にオーステナイト単相組織にする必要がある。また、合金化処理前のオーステナイトの変態を抑制するためには、オーステナイト粒径を粗大化させ、焼入れ性を高めることが有効である。そのため焼鈍加熱温度はＡｃ３点＋５０℃以上とする。
鋼板をマルテンサイトとベイナイト主要組織にし、フェライト分率を低減することは、本発明鋼板を製造するために重要な要件である。フェライト分率を低減するためには、焼鈍時にオーステナイト単相組織にする必要がある。また、合金化処理前のオーステナイトの変態を抑制するためには、オーステナイト粒径を粗大化させ、焼入れ性を高めることが有効である。そのため焼鈍加熱温度はＡｃ３点＋５０℃以上とする。
なお、Ａｃ３点は、鋼板の化学成分から、レスリー著、「鉄鋼材料科学」、幸田成靖 訳、丸善株式会社、１９８５年、ｐ．２７３に記載の下記式（１）を用いて求めることができる。
Ａｃ３（℃）＝９１０−２０３×√Ｃ−１５．２×Ｎｉ＋４４．７×Ｓｉ−３０×Ｍｎ＋７００×Ｐ＋４００×Ａｌ−１１×Ｃｒ−２０×Ｃｕ＋３１．５×Ｍｏ＋４００×Ｔｉ＋１０４×∨・・・（１）
ここで、上記式中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を表す。
Ａｃ３（℃）＝９１０−２０３×√Ｃ−１５．２×Ｎｉ＋４４．７×Ｓｉ−３０×Ｍｎ＋７００×Ｐ＋４００×Ａｌ−１１×Ｃｒ−２０×Ｃｕ＋３１．５×Ｍｏ＋４００×Ｔｉ＋１０４×∨・・・（１）
ここで、上記式中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を表す。
また、焼鈍加熱温度が９３０℃を超える場合、オーステナイト粒径が過度に粗大化し、曲げ性が劣化することがある。そのため焼鈍加熱温度の範囲は、[Ａｃ３点＋５０℃]〜９３０℃とする。なお、この焼鈍加熱温度に保持する時間が、３０ｓ未満の場合はオーステナイト変態が十分に進行しないために、最終組織にフェライトが５％以上存在することとなり、１２００ｓを超える場合は熱処理コストが増大し、生産性が著しく悪化する。そのため、焼鈍保持時間は３０〜１２００ｓとする。
・焼鈍加熱温度から４５０〜５５０℃の冷却停止温度までを１５℃/ｓ以上の平均冷却速度で急冷
この冷却の過程では、焼鈍時に生成したオーステナイトを、冷却中にフェライトやベイナイト、マルテンサイトに変態させることなく、未変態オーステナイトとすることが重要である。冷却停止温度を４５０℃以上とすれば、マルテンサイト変態を抑制することができる。ただし、冷却停止温度が５５０℃を超えると、めっき処理後の表面性状が悪化する。このため、冷却停止温度は４５０〜５５０℃とする。一方、冷却速度が１５℃/ｓ未満の場合、冷却中にフェライト変態またはベイナイト変態が進行する。フェライトが生成した場合、引張強度が劣化する上に、フェライトは低転位密度でかつ固溶炭素量も低いために優れた焼付け硬化性を実現できない。また、この冷却過程で生成したベイナイトは転位密度が高く、固溶炭素量も多い場合もあるが、その後のめっき浴浸漬、合金化処理中に転位密度が低下し、固溶炭素量も低減する。そのため、ベイナイトが生成した場合も優れた焼付け硬化性を実現できなくなる。したがって、冷却速度は１５℃/ｓ以上とする。より好ましい冷却速度は３０℃/ｓ以上である。
この冷却の過程では、焼鈍時に生成したオーステナイトを、冷却中にフェライトやベイナイト、マルテンサイトに変態させることなく、未変態オーステナイトとすることが重要である。冷却停止温度を４５０℃以上とすれば、マルテンサイト変態を抑制することができる。ただし、冷却停止温度が５５０℃を超えると、めっき処理後の表面性状が悪化する。このため、冷却停止温度は４５０〜５５０℃とする。一方、冷却速度が１５℃/ｓ未満の場合、冷却中にフェライト変態またはベイナイト変態が進行する。フェライトが生成した場合、引張強度が劣化する上に、フェライトは低転位密度でかつ固溶炭素量も低いために優れた焼付け硬化性を実現できない。また、この冷却過程で生成したベイナイトは転位密度が高く、固溶炭素量も多い場合もあるが、その後のめっき浴浸漬、合金化処理中に転位密度が低下し、固溶炭素量も低減する。そのため、ベイナイトが生成した場合も優れた焼付け硬化性を実現できなくなる。したがって、冷却速度は１５℃/ｓ以上とする。より好ましい冷却速度は３０℃/ｓ以上である。
・冷却停止時点から３０ｓ（冷却停止後保持時間）以内に溶融亜鉛めっき浴へ浸漬
冷却停止後、長時間保持すると、ベイナイト変態が過度に進行するために優れた焼付け硬化性を実現できなくなる。そのため、冷却停止時点から３０ｓ以内に溶融亜鉛めっき浴へ浸漬することが必要となる。より好ましい冷却停止後保持時間は１５ｓ以内、特に好ましい冷却停止後保持時間は１０ｓ以内である。
冷却停止後、長時間保持すると、ベイナイト変態が過度に進行するために優れた焼付け硬化性を実現できなくなる。そのため、冷却停止時点から３０ｓ以内に溶融亜鉛めっき浴へ浸漬することが必要となる。より好ましい冷却停止後保持時間は１５ｓ以内、特に好ましい冷却停止後保持時間は１０ｓ以内である。
・４８０〜５２５℃の合金化処理温度で１０〜６０ｓ（合金化処理時間）保持
一般に合金化処理は、４５０〜６００℃の温度域で６０ｓ以下の保持時間で行われるが、特に４８０〜５２５℃の温度域で行うことで、合金化処理中に生じるベイナイト変態の生成温度が低下し、ベイナイト中の転位密度を高めることができる。５２５℃を超えると金化処理中に生じるベイナイトの変態温度が高いために転位密度が低くなり、優れた焼付け硬化性を実現できなくなる。一方で、４８０℃より低い温度では、拡散速度が十分でなくベイナイト変態が遅延して延性を確保するに必要なベイナイト量を生成させることができなくなる。このため、合金化処理温度は４８０〜５２５℃とする。また、合金化処理時間は、短すぎるとベイナイト変態が十分ではなく延性を確保するに必要なベイナイト量を生成させることができなくなる一方、長すぎると過度にベイナイト変態が進行し引張強度が低下する。このため、合金化処理時間は１０〜６０ｓとする。
一般に合金化処理は、４５０〜６００℃の温度域で６０ｓ以下の保持時間で行われるが、特に４８０〜５２５℃の温度域で行うことで、合金化処理中に生じるベイナイト変態の生成温度が低下し、ベイナイト中の転位密度を高めることができる。５２５℃を超えると金化処理中に生じるベイナイトの変態温度が高いために転位密度が低くなり、優れた焼付け硬化性を実現できなくなる。一方で、４８０℃より低い温度では、拡散速度が十分でなくベイナイト変態が遅延して延性を確保するに必要なベイナイト量を生成させることができなくなる。このため、合金化処理温度は４８０〜５２５℃とする。また、合金化処理時間は、短すぎるとベイナイト変態が十分ではなく延性を確保するに必要なベイナイト量を生成させることができなくなる一方、長すぎると過度にベイナイト変態が進行し引張強度が低下する。このため、合金化処理時間は１０〜６０ｓとする。
・合金処理温度から２００℃まで１５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却
合金処理温度から２００℃までの冷却速度が低すぎると、マルテンサイト分率が低下し、引張強度１１８０ＭＰａ以上を満足できなくなる。また、冷却中に炭化物が析出し、固溶Ｃ量が低下するので、合金処理温度から２００℃までの平均冷却速度を１５℃／ｓ以上とする。
合金処理温度から２００℃までの冷却速度が低すぎると、マルテンサイト分率が低下し、引張強度１１８０ＭＰａ以上を満足できなくなる。また、冷却中に炭化物が析出し、固溶Ｃ量が低下するので、合金処理温度から２００℃までの平均冷却速度を１５℃／ｓ以上とする。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することももちろん可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
〔試験方法〕
下記表１に示すＡ〜Ｌの各成分組成を有する鋼を溶製し、厚さ１２０ｍｍのインゴットを作製し、このインゴットを用いて熱間圧延を行い、厚さ２．８ｍｍとした。これを酸洗した後、厚さ１．４ｍｍになるまで冷間圧延して供試材とし、下記表２に示す各条件で供試材に熱処理およびめっき処理を施した。
下記表１に示すＡ〜Ｌの各成分組成を有する鋼を溶製し、厚さ１２０ｍｍのインゴットを作製し、このインゴットを用いて熱間圧延を行い、厚さ２．８ｍｍとした。これを酸洗した後、厚さ１．４ｍｍになるまで冷間圧延して供試材とし、下記表２に示す各条件で供試材に熱処理およびめっき処理を施した。
〔測定方法〕
得られた各鋼板を用いて、鋼板板厚１／４部における各相（マルテンサイト、ベイナイトおよびフェライト）の面積率、ならびに、転位密度および固溶炭素量を測定した。また、鋼板の機械的特性を評価するため、引張強度（ＴＳ）、限界曲げ半径（Ｒ）、焼付け硬化性についても測定を行った。これらの測定方法については以下に示す。
得られた各鋼板を用いて、鋼板板厚１／４部における各相（マルテンサイト、ベイナイトおよびフェライト）の面積率、ならびに、転位密度および固溶炭素量を測定した。また、鋼板の機械的特性を評価するため、引張強度（ＴＳ）、限界曲げ半径（Ｒ）、焼付け硬化性についても測定を行った。これらの測定方法については以下に示す。
（各相の面積率）
各相の面積率については、各鋼板を鏡面研磨し、その表面を３％ナイタール液で腐食して金属組織を顕出させた後、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡；Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて板厚１／４部の組織を概略４０μｍ×３０μｍの領域５視野について倍率２０００倍で観察して求めた。具体的には、黒く観察される領域のうち、内部に白く観察される炭化物を含むものをベイナイト、炭化物が観察されないものをフェライトとし、灰色にみえる領域をマルテンサイトとして定義した。なお、残留オーステナイトもマルテンサイトとの混成組織として存在する可能性があるが、本発明において生成すると考えられる残留オーステナイトはごく少量であり、特性に影響しないと考えられることから、マルテンサイトと区別していない。また、組織内部にも炭化物が存在する場合があるが、これらの炭化物はこれらを含有する組織の一部とみなして、マルテンサイト、ベイナイトおよびフェライトの面積率を求めた。
各相の面積率については、各鋼板を鏡面研磨し、その表面を３％ナイタール液で腐食して金属組織を顕出させた後、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡；Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて板厚１／４部の組織を概略４０μｍ×３０μｍの領域５視野について倍率２０００倍で観察して求めた。具体的には、黒く観察される領域のうち、内部に白く観察される炭化物を含むものをベイナイト、炭化物が観察されないものをフェライトとし、灰色にみえる領域をマルテンサイトとして定義した。なお、残留オーステナイトもマルテンサイトとの混成組織として存在する可能性があるが、本発明において生成すると考えられる残留オーステナイトはごく少量であり、特性に影響しないと考えられることから、マルテンサイトと区別していない。また、組織内部にも炭化物が存在する場合があるが、これらの炭化物はこれらを含有する組織の一部とみなして、マルテンサイト、ベイナイトおよびフェライトの面積率を求めた。
（転位密度）
転位密度については、測定対象となる鋼板にＸ線を照射し、得られる回折ピークの半価幅を測定することにより算出するものである。具体的には、板厚の１／４深さ位置を測定できるよう試料を調整した後、これをＸ線回折装置（理学電機製、ＲＡＤ−ＲＵ３００）に掛け、Ｘ線回折プロファイルを採取した。そして、このＸ線回折プロファイルを元に、中島らが提案した解析法にしたがって転位密度を算出した（中島ら：「材料とプロセス」、Ｖｏｌ．１７（２００４）ｐ．３９６−３９９参照）。
転位密度については、測定対象となる鋼板にＸ線を照射し、得られる回折ピークの半価幅を測定することにより算出するものである。具体的には、板厚の１／４深さ位置を測定できるよう試料を調整した後、これをＸ線回折装置（理学電機製、ＲＡＤ−ＲＵ３００）に掛け、Ｘ線回折プロファイルを採取した。そして、このＸ線回折プロファイルを元に、中島らが提案した解析法にしたがって転位密度を算出した（中島ら：「材料とプロセス」、Ｖｏｌ．１７（２００４）ｐ．３９６−３９９参照）。
（固溶炭素量）
固溶炭素量については、測定対象となる鋼板にＸ線を照射し、得られる回折ピークから（１１０）と（１０１）の面間隔を求め、ｔｅｔｒａｇｏｎａｌｉｔｙ（ｃ軸、ａ軸比）から、［％Ｃ］＝（ｃ／ａ−１）／０．０４５（ここで［％Ｃ］：固溶Ｃ量）として求めた。具体的には、板厚の１／４深さ位置を測定できるよう試料を調整した後、これをＸ線回折装置（リガク製、ＲＩＮＴ−ＲＡＰＩＤII）に掛け、Ｘ線回折プロファイルを採取した。そして、米ＭＤＩ社製の解析ソフトウェア：ＪＡＤＥ２０１０を用いてＷＰＦ（Ｗｈｏｌｅ Ｐａｔｔｅｒｎ Ｆｉｔｔｉｎｇ）解析を行うことで、固溶Ｃ量を算出した。
固溶炭素量については、測定対象となる鋼板にＸ線を照射し、得られる回折ピークから（１１０）と（１０１）の面間隔を求め、ｔｅｔｒａｇｏｎａｌｉｔｙ（ｃ軸、ａ軸比）から、［％Ｃ］＝（ｃ／ａ−１）／０．０４５（ここで［％Ｃ］：固溶Ｃ量）として求めた。具体的には、板厚の１／４深さ位置を測定できるよう試料を調整した後、これをＸ線回折装置（リガク製、ＲＩＮＴ−ＲＡＰＩＤII）に掛け、Ｘ線回折プロファイルを採取した。そして、米ＭＤＩ社製の解析ソフトウェア：ＪＡＤＥ２０１０を用いてＷＰＦ（Ｗｈｏｌｅ Ｐａｔｔｅｒｎ Ｆｉｔｔｉｎｇ）解析を行うことで、固溶Ｃ量を算出した。
（引張強度）
評価対象の各鋼板を用い、圧延方向と直角方向に長軸をとってＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に従って測定を行うことで引張強度（ＴＳ）を求めた。
評価対象の各鋼板を用い、圧延方向と直角方向に長軸をとってＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に従って測定を行うことで引張強度（ＴＳ）を求めた。
（限界曲げ半径）
評価対象の各鋼板を用い、圧延方向と直角方向に長軸をとって幅３０ｍｍ×長さ３５ｍｍの試験片を作成し、ＪＩＳ Ｚ ２２４８に準拠した∨ブロック法で曲げ試験を行った。そして、その時の曲げ半径を０〜５ｍｍまで種々変化させ、材料が破断せずに曲げ加工ができる最小の曲げ半径を求め、これを限界曲げ半径（Ｒ）とした。本実施例では、得られた限界曲げ半径（Ｒ）と鋼板の板厚（ｔ）からＲ／ｔを算出して曲げ性の評価指標とした。
評価対象の各鋼板を用い、圧延方向と直角方向に長軸をとって幅３０ｍｍ×長さ３５ｍｍの試験片を作成し、ＪＩＳ Ｚ ２２４８に準拠した∨ブロック法で曲げ試験を行った。そして、その時の曲げ半径を０〜５ｍｍまで種々変化させ、材料が破断せずに曲げ加工ができる最小の曲げ半径を求め、これを限界曲げ半径（Ｒ）とした。本実施例では、得られた限界曲げ半径（Ｒ）と鋼板の板厚（ｔ）からＲ／ｔを算出して曲げ性の評価指標とした。
（焼付け硬化性）
評価対象の各鋼板を用い、圧延方向と直角方向に長軸をとってＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を作製し、２％の予ひずみを加えた後、１７０℃×２０分間の焼付け処理相当の熱処理を加え、その後引張試験を行った。２％予ひずみを加えた時点での応力を、上記熱処理後の引張試験における降伏応力から差し引くことで焼付け硬化性を求めた。なお、熱処理後の引張試験における降伏応力としては、降伏現象が発現した場合は上降伏点を、発現しなかった場合は０．２％応力を採用した。
評価対象の各鋼板を用い、圧延方向と直角方向に長軸をとってＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を作製し、２％の予ひずみを加えた後、１７０℃×２０分間の焼付け処理相当の熱処理を加え、その後引張試験を行った。２％予ひずみを加えた時点での応力を、上記熱処理後の引張試験における降伏応力から差し引くことで焼付け硬化性を求めた。なお、熱処理後の引張試験における降伏応力としては、降伏現象が発現した場合は上降伏点を、発現しなかった場合は０．２％応力を採用した。
〔測定結果〕
測定結果を下記表３に示す。本実施例では、引張強度（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上で、かつ、限界曲げ半径（Ｒ）と鋼板の板厚（ｔ）との比Ｒ／ｔが３．０以下で、かつ、焼付け硬化性が１００ＭＰａ以上のものを○で合格とし、強度と曲げ性と焼付け硬化性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板であると判定した。一方、引張強度（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ未満、または、Ｒ／ｔが３．０超、または、焼付け硬化性が１００ＭＰａ未満のものを×で不合格と判定した。なお、表１〜３の各項目に網掛けを付したものは、本発明の要件、推奨する製造条件、機械的特性等を満足していないことを示す。
測定結果を下記表３に示す。本実施例では、引張強度（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上で、かつ、限界曲げ半径（Ｒ）と鋼板の板厚（ｔ）との比Ｒ／ｔが３．０以下で、かつ、焼付け硬化性が１００ＭＰａ以上のものを○で合格とし、強度と曲げ性と焼付け硬化性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板であると判定した。一方、引張強度（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ未満、または、Ｒ／ｔが３．０超、または、焼付け硬化性が１００ＭＰａ未満のものを×で不合格と判定した。なお、表１〜３の各項目に網掛けを付したものは、本発明の要件、推奨する製造条件、機械的特性等を満足していないことを示す。
表３に示すように、本発明の要件（上記成分要件および上記組織要件）を充足する発明鋼（鋼Ｎｏ．１、２、１２〜１９）は、いずれも、引張強度ＴＳが１１８０ＭＰａ以上で、かつ、Ｒ／ｔが３．０以下で、かつ、焼付け硬化性が１００ＭＰａ以上を満足しており、強度と曲げ性と焼付け硬化性を兼備した高強度ＧＡ鋼板が得られた。
これに対して、本発明の要件（上記成分要件および上記組織要件）のうち少なくとも一つを欠く比較鋼（鋼Ｎｏ．３〜１１）は、引張強度ＴＳと曲げ性Ｒ／ｔと焼付け硬化性のうち少なくともいずれかの特性が劣っている。
例えば、鋼Ｎｏ．３は、表２の製造Ｎｏ．３に示すように、焼鈍後の冷却速度が推奨範囲を外れて低すぎるため、冷却中に変態が進行して、表３に示すように、マルテンサイトが不足する一方フェライトが多くなりすぎて転位密度、固溶炭素量が低下し、引張強度ＴＳと焼付け硬化性が劣っている。
また、鋼Ｎｏ．４は、表２の製造Ｎｏ．４に示すように、焼鈍後の冷却停止温度が推奨範囲を外れて低すぎるため、冷却中にマルテンサイト変態が進行してしまい、その後のめっき浴への浸漬や合金化処理中に焼き戻されて、表３に示すように、焼付け硬化性が低下し、焼付け硬化性に劣っている。
また、鋼Ｎｏ．５は、表２の製造Ｎｏ．５に示すように、冷却停止後の保持時間が推奨範囲を外れて長すぎるため、この間にベイナイト変態が過度に進行し、表３に示すように、マルテンサイトが不足するとともに、転位密度、固溶炭素も不足し、引張強度ＴＳと焼付け硬化性が劣っている。
また、鋼Ｎｏ．６は、表２の製造Ｎｏ．６に示すように、合金化処理温度が推奨範囲を外れて低すぎるため、ベイナイト変態が遅延してベイナイトが不足し、表３に示すように、マルテンサイトが過剰に生成して、曲げ性Ｒ／ｔが劣っている。
一方、鋼Ｎｏ．７は、表２の製造Ｎｏ．７に示すように、合金化処理温度が推奨範囲を外れて高すぎるため、合金化処理中に生じるベイナイトの変態温度が高いことにより、表３に示すように、転位密度と固溶炭素量が不足し、焼付け硬化性が劣っている。
また、鋼Ｎｏ．８は、表２の製造Ｎｏ．８に示すように、合金化処理後の冷却速度が低すぎるため、表３に示すように、マルテンサイトが不足して、固溶炭素量が不足し、引張強度ＴＳと焼付け硬化性が劣っている。
また、鋼Ｎｏ．９は、表１の鋼種Ｂに示すように、Ｃ含有量が低すぎるため、表３に示すように、マルテンサイトが不足する一方、フェライトが過剰に生成して、転位密度と固溶炭素量が不足し、引張強度ＴＳと焼付け硬化性が劣っている。
また、鋼Ｎｏ．１０は、表１の鋼種Ｃに示すように、Ｓｉ含有量が低すぎるため、表３に示すように、固溶炭素量が不足し、焼付け硬化性が劣っている。
また、鋼Ｎｏ．１１は、表１の鋼種Ｄに示すように、Ｍｎ含有量が低すぎるため、表３に示すように、マルテンサイトが不足する一方、フェライトが過剰に生成して、転位密度と固溶炭素量が不足し、焼付け硬化性が劣っている。
以上のように、本発明の要件を満たすことで、強度と曲げ性と焼付け硬化性を兼備する高強度ＧＡ鋼板が得られることが確認された。
Claims (4)
- 成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．３０％、
Ｓｉ：０．５〜３．０％、
Ｍｎ：０．５〜３．０％、
Ｐ：０〜０．１０％、
Ｓ：０〜０．０１０％、
Ｎ：０〜０．０１０％、
Ａｌ：０．００１〜０．１０％
であり、残部が鉄および不可避的不純物からなるとともに、
鋼の組織が、面積率で、
マルテンサイト：５０〜８５％、
フェライト：０％以上５％未満
であり、残部がベイナイトからなり、
さらに、転位密度が５．０×１０１５ｍ−２以上であり、
固溶炭素量が０．０８質量％以上であり、
引張強度が１１８０ＭＰａ以上である
ことを特徴とする焼付け硬化性と曲げ性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。 - 成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
Ｂ：０．０００２〜０．００５０％
の１種または２種以上を含むものである、
請求項１に記載の焼付け硬化性と曲げ性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。 - 成分組成が、さらに、質量％で、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．３％、
Ｔｉ：０．０１〜０．３％、
Ｖ：０．０１〜０．３％
の１種または２種以上を含むものである、
請求項１または２に記載の焼付け硬化性と曲げ性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。 - 成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
の１種または２種を含むものである、
請求項１〜３のいずれか１項に記載の焼付け硬化性と曲げ性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
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