JP2015218365A

JP2015218365A - 降伏強度と加工性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板

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Publication number: JP2015218365A
Application number: JP2014103318A
Authority: JP
Inventors: 航佑柴田; Kosuke Shibata; 隼矢中田; Toshiya Nakata; 村上　俊夫; Toshio Murakami; 俊夫村上; 宗朗池田; Muneaki Ikeda; 道治中屋; Michiharu Nakaya
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2014-05-19
Filing date: 2014-05-19
Publication date: 2015-12-07
Anticipated expiration: 2034-05-19
Also published as: JP6223905B2

Abstract

【課題】降伏強度と伸びおよび伸びフランジ性を兼ね備えた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：０．１〜３．０％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１０％、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、マルテンサイトとオーステナイトよりなる混合組織ＭＡの、組織全体に対する平均面積率Ｖ_ＭＡが２〜５％であり、ＭＡの面積率が局部的に前記平均面積率Ｖ_ＭＡの６０％以下となる領域が、組織全体に対する面積割合で１０％以下であり、フェライトの、組織全体に対する平均面積率が２％以下であり、残部がベイナイトおよびマルテンサイトであり、転位密度が２．０×１０^１５〜８．０×１０^１５ｍ^−２である組織を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【選択図】なし

Description

本発明は、自動車用の骨格部材等に使用される高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関し、詳しくは、降伏強度と伸びおよび伸びフランジ性の高められた高強度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。

合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、耐食性に優れていることから、自動車用の骨格部材に使用される。自動車用の骨格部材として用いられる鋼板には、車体軽量化による燃費向上を目的として高強度化が求められるとともに、衝突安全性を確保する必要がある。このため、降伏強度の高い高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が求められている。一方で複雑な形状の部品に成形するために、優れた加工性も要求される。

このため、高い降伏強度を有しつつ、伸び（全伸び；Ｅｌ）と伸びフランジ性（穴広げ率；λ）がともに高められた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の提供が切望されており、例えば引張強度１１８０ＭＰａ級の鋼板に対しては、降伏強度９００ＭＰａ以上で、かつ全伸び１２％以上で伸びフランジ性λが６０％以上のものが要望されている。

上記のようなニーズを受けて、種々の組織制御の考え方に基づき、降伏強度、伸び、および伸びフランジ性のバランスを改善した高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が多数提案されているものの、上記要望レベルを満足させたものはいまだ完成に至っていないのが現状である。

例えば、特許文献１には、フェライト相とベイナイト相を主体とする複合組織を有する高強度鋼板が提案され、フェライトを微細なＴｉ、Ｍｏ等を含む炭化物で析出強化することで、７８０ＭＰａ以上の高強度でも高い降伏比と良好な伸び、伸びフランジ性が得られるとしている。しかしながら、同文献に記載された高強度鋼板は、マルテンサイトに比して軟質なフェライトを相当量（体積率で２０％以上）含むことを前提としており（同文献の段落［００１５］参照）、軟質なフェライトの導入を極力少なくする（面積率で２％以下）本発明とは、そもそも技術的思想が全く異なる。また、同文献では、Ｔｉ、Ｍｏ系炭化物の析出強化により高降伏強度を実現したとしているが、その実施例の表４に示されるように、合金化溶融亜鉛めっき処理を施した鋼板では、合金化の際の加熱によりベイナイトが軟質化するために降伏強度ＹＳが８００ＭＰａにも達していない。

また、特許文献２には、フェライトとマルテンサイトを主体とする複合組織鋼板が提案され、フェライト組織において、結晶方位差が１０°未満の粒界で囲まれたフェライト粒を多くするとともに、フェライト粒を微細化することで、引張強度が９８０ＭＰａ以上の加工性に優れた高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られるとしている。しかしながら、同文献に記載された鋼板は、フェライトの存在を必須とするために、同文献の実施例の表５および表６に示されるように、１例（試験Ｎｏ．２−３）を除いていずれも降伏強度ＹＰが９００ＭＰａに達しておらず、また伸びフランジ性も６０％以上を達成しているとは考え難い。なお、試験Ｎｏ．２−３は、降伏強度ＹＰが９００ＭＰａ以上であるが、引張強度ＴＳ、伸びＥＬが本発明の要望レベルに達していない。

特開２００７−１４６２０９号公報特開２０１０−１０６３２３号公報

そこで本発明の目的は、降伏強度と伸びおよび伸びフランジ性を兼ね備えた高強度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発明に係る降伏強度と加工性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、
質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．３０％、
Ｓｉ：０．１〜３．０％
Ｍｎ：１．０〜３．０％、
Ｐ：０．１％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
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成分組成を有し、
マルテンサイトとオーステナイトよりなる混合組織ＭＡの、組織全体に対する平均面積率Ｖ_ＭＡが２〜５％であり、
ＭＡの面積率が局部的に前記平均面積率Ｖ_ＭＡの６０％以下となる領域が、組織全体に対する面積割合で１０％以下であり、
フェライトの、組織全体に対する平均面積率が２％以下であり、
残部がベイナイトおよびマルテンサイトであり、
転位密度が２．０×１０^１５〜８．０×１０^１５ｍ^−２である組織を有する、
ことを特徴とする。

本発明の第２発明に係る降伏強度と加工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。

本発明の第３発明に係る降伏強度と加工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。

本発明の第４発明に係る降伏強度と加工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１つの発明において、
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。

本発明によれば、鋼板の組織として、ベイナイト＋マルテンサイトを主要組織とする一方、フェライトの導入を極力制限するとともに、所定量のＭＡを均一に分散させ、さらに転位密度を所定範囲に制御することで、高降伏強度と伸びおよび伸びフランジ性を兼備した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。

本発明鋼板を製造するための推奨される熱処理パターンを模式的に示す図である。

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、ベイナイト＋マルテンサイトを主要組織とする一方、フェライトの導入を極力制限するとともに、所定量のＭＡを均一に分散させ、さらに転位密度を所定範囲に制御することで、高降伏強度と伸びおよび伸びフランジ性を兼備する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。

以下、まず本発明鋼板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、ベイナイト＋マルテンサイトを主要組織とするものであるが、特に、フェライト量が極力制限されるとともに、所定量のＭＡが均一に分散し、さらに転位密度が所定範囲に制御されている点に特徴を有する。

＜マルテンサイトとオーステナイトよりなる混合組織ＭＡの、組織全体に対する平均面積率Ｖ_ＭＡ：２〜５％＞
伸びを確保するためにＭＡの、組織全体に対する平均面積率Ｖ_ＭＡを２％以上、好ましくは２．４％以上、さらに好ましくは２．８％以上とする必要がある。ただし、ＭＡが多すぎると伸びフランジ性が劣化するため、ＭＡの、組織全体に対する平均面積率Ｖ_ＭＡは５％以下、好ましくは４．５％以下、さらに好ましくは４％以下に制限する。

＜ＭＡの面積率が局部的に前記平均面積率Ｖ_ＭＡの６０％以下となる領域：組織全体に対する面積割合で１０％以下＞
局部的なＭＡの分散状態を適切に制御することで、伸びと伸びフランジ性のバランスを向上することが可能となる。すなわち、ＭＡは延性の改善に有効であるが、鋼板組織中に不均一に分散すると、鋼板内に変形の不均一が生じ、ＭＡの少ない領域で破壊が生じるために伸びフランジ性が劣化する。そのため、ＭＡの少ない領域を低減し、ＭＡをできるだけ均一分散させる必要がある。具体的には、ＭＡの面積率が局部的に前記平均面積率Ｖ_ＭＡの６０％以下となる領域を、組織全体に対する面積割合で１０％以下、好ましくは９％以下、さらに好ましくは８％以下とする。これにより、上記変形の不均一を抑制し、伸びフランジ性を向上させることができる。

＜フェライトの、組織全体に対する平均面積率：２％以下＞
軟質なフェライトの導入を極力少なくすることで、降伏強度が向上するとともに、マルテンサイトとの硬度差に起因するボイド発生を抑制して伸びフランジ性をも高めることができる。このような作用を有効に発揮させるため、フェライトの、組織全体に対する平均面積率は２％以下、好ましくは１．５％以下、さらに好ましくは１％以下に制限する。

＜残部：ベイナイトおよびマルテンサイト＞
強度確保のため、残部はベイナイトおよびマルテンサイトとする。

＜転位密度：２．０×１０^１５〜８．０×１０^１５ｍ^−２＞
焼入れままのマルテンサイトは、非常に高い転位密度を有する組織であるが、これらの転位の多くが可動転位であることによって降伏強度が低く、また延性にも乏しい。そのため、焼戻しによってマルテンサイト生成時に導入される可動転位を減少させることで、降伏強度と延性を高めることができる。このような作用を有効に発揮させるため、転位密度は８．０×１０^１５ｍ^−２以下、好ましくは７．０×１０^１５ｍ^−２以下に制限する。ただし、焼戻しを必要以上に行うと、転位密度が過度に減少し、強度が不足するので、転位密度は２．０×１０^１５ｍ^−２以上、好ましくは２．５×１０^１５ｍ^−２以上、さらに好ましくは３．０×１０^１５ｍ^−２以上確保する必要がある。

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、鋼板の強度に大きく影響する重要な元素である。Ｃが少なすぎると強度が不足して引張強度１１８０ＭＰａを確保できなくなるので、Ｃ量は０．０５％以上、好ましくは０．０７％以上、さらに好ましくは０．１％以上が必要である。一方、Ｃ量が過剰になると焼戻し時に粗大な炭化物が析出しやすくなり、伸びフランジ性を劣化させることに加え、溶接性の確保という観点からもＣ量は低いほうが望ましいため、Ｃ量は０．３０％以下、好ましくは０．２５％以下、さらに好ましくは０．２０％以下とする。

Ｓｉ：０．１〜３．０％
Ｓｉは、焼戻し時における炭化物粒子の粗大化を抑制する効果を有し、伸びフランジ性向上に寄与するとともに、固溶強化元素として鋼板の降伏強度上昇にも寄与する有用な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｓｉ量は０．１％以上、好ましくは０．３％以上、さらに好ましくは０．５％以上が必要である。ただし、Ｓｉ量が過剰になると溶接性が著しく低下するため、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：１．０〜３．０％
Ｍｎは、上記Ｓｉと同様、焼戻し時におけるセメンタイトの粗大化を抑制する効果を有し、伸びフランジ性向上に寄与するとともに、固溶強化元素として鋼板の降伏強度上昇にも寄与する有用な元素である。また、焼入れ性を高めることで、冷却時のフェライト変態を抑制する効果もある。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｍｎ量は１．０％以上、好ましくは１．３％以上、さらに好ましくは１．６％以上が必要である。ただし、Ｍｎ量が過剰になると最終組織中のＭＡ量が過剰になり、逆に伸びフランジ性を劣化させるため、３．０％以下、好ましくは２．７％以下、さらに好ましくは２．４％以下とする。

Ｐ：０．１％以下
Ｐは不純物元素として不可避的に存在し、固溶強化により強度の上昇に寄与するが、旧オーステナイト粒界に偏析し、粒界を脆化させることで曲げ性を劣化させるので、Ｐ量は０．１％以下、好ましくは０．０５％、さらに好ましくは０．０３％以下に制限する。

Ｓ：０．０１％以下
Ｓも不純物元素として不可避的に存在し、ＭｎＳ介在物を形成し、曲げ変形時に亀裂の起点となることで曲げ性を劣化させるので、Ｓ量は０．０１％以下、好ましくは０．００５％以下、さらに好ましくは０．００３％以下に制限する。

Ｎ：０．０１％以下
Ｎも不純物として不可避的に存在し、ひずみ時効により鋼板の加工性を劣化させるので、低いほうが好ましく、０．０１％以下、好ましくは０．００７％以下、さらに好ましくは０．００５％以下とする。

Ａｌ：０．００１〜０．１０％
Ａｌは脱酸材として添加される有用な元素であり、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％以上が必要である。ただし、Ａｌ量が過剰になると鋼の清浄度を悪化させるので、０．１０％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、残部は鉄および不可避的不純物であるが、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、焼鈍加熱によりオーステナイト単相化された組織からのフェライト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、成形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、成形性が劣化するため、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伸びフランジ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伸びフランジ性が劣化するので、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。

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）保持する。その後、前記焼鈍加熱温度からＭｓ点〜５５０℃の一次冷却温度までを１５℃/ｓ以上の平均冷却速度（一次冷却速度）で急冷し、その一次冷却温度で１０〜５０ｓ（一次冷却保持時間）保持する。さらに、この一次冷却温度から［Ｍｓ点−１００℃］〜［Ｍｓ点−３０℃］の二次冷却温度までを１５℃/ｓ以上の平均冷却速度（二次冷却速度）で急冷し、その二次冷却温度で５ｓ以上（二次冷却保持時間）保持する。そして、この焼鈍された鋼板（焼鈍材）を溶融亜鉛めっき浴へ浸漬し、その後、４５０〜５５０℃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、常温まで冷却する。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、オーステナイト単相組織からのフェライト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。

一方、焼鈍加熱温度が高すぎる場合、オーステナイト粒径が過度に粗大化し、成形性が劣化することがある。そのため焼鈍加熱温度は９３０℃以下とする。また、焼鈍加熱保持時間が短すぎる場合は、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２％を超えて存在することとなり、一方焼鈍加熱保持時間が長すぎ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Ｍｓ点〜５５０℃の一次冷却温度までを１５℃/ｓ以上の平均冷却速度（一時冷却速度）で急冷し、その一次冷却温度で１０〜５０ｓ（一時冷却保持時間）保持
この一次冷却の過程では、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変態させないことが重要である。このため、一次冷却速度は１５℃/ｓ以上、より好ましくは３０℃/ｓ以上とする。

そして、この一次冷却の停止後、Ｍｓ点〜５５０℃の一次冷却温度で１０〜５０ｓ（一次冷却保持時間）保持することで、ミクロ偏析によらず均一にベイナイト変態が生じ、ベイナイトの周囲にＣ（炭素）が濃化する。その結果、最終組織中にベイナイト周辺に生成したＭＡが均一に分散することになる。一次冷却温度が高すぎるとフェライトが生成する可能性があり、一方一次冷却温度が低すぎるとミクロ偏析の影響を受けて均一にベイナイトを生成させることができない。そのため、一次冷却温度はＭｓ点〜５５０℃とし、より好ましい上限は５２０℃以下とする。

また、一次冷却保持時間が短すぎるとベイナイト変態量が不足し、ＭＡ分散状態の均一化を達成できなくなる。一方、一次冷却保持時間が長すぎるとベイナイト変態が過度に進行するためにＭＡ分率が増加し、伸びフランジ性を阻害する。そのため、一次冷却保持時間は５〜５０ｓ、より好ましくは１０〜３５ｓとする。

・一次冷却温度から［Ｍｓ点−１００℃］〜［Ｍｓ点−３０℃］の二次冷却温度までを１５℃/ｓ以上の平均冷却速度（二次冷却速度）で急冷し、その二次冷却温度で５ｓ以上（二次冷却保持時間）保持
この二次冷却の過程において冷却速度が低すぎると、冷却中にベイナイト変態が生じ、ＭＡ分率が増加し、伸びフランジ性を阻害する。そのため、二次冷却速度は１５℃/ｓ以上、より好ましくは３０℃/ｓ以上とする。

なお、Ｍｓ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．２３１に記載の下記（２）式を用いて求めることができる。
Ｍｓ（℃）＝５１６−４７４×Ｃ−３３×Ｍｎ−１７×Ｎｉ−１７×Ｃｒ−２１×Ｍｏ・・・（２）
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。

二次冷却温度が［Ｍｓ点−３０℃］を超えると、マルテンサイトが十分に生成できない。さらに、ベイナイト変態も十分に進行せず、未変態オーステナイトが合金化処理中にも残存し、その後の冷却でマルテンサイトまたはベイナイトに変態する。その結果、焼入れままの組織が最終組織に存在するため、可動転位が多くなり降伏強度が低下する。一方、二次冷却温度が［Ｍｓ点-１００℃］未満になると、マルテンサイト分率が増加し、ベイナイト分率が低下する。その結果伸びを確保するに十分なＭＡ分率が得られない。そのため、二次冷却温度は［Ｍｓ点−１００℃］〜［Ｍｓ点−３０℃］とする。

二次冷却保持時間が短すぎるとベイナイト変態が完了しないために、合金化処理中に軟質なベイナイトが生成することとなるために降伏強度が低下する。このため、二次冷却保持時間は５ｓ以上とする。二次冷却保持時間の上限は特に制限されないが、長時間保持すると粒界に炭化物が析出し、延性を阻害する場合があるため、７０ｓ以下とすることが望ましい。

・４５０〜５５０℃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。本発明の推奨製造方法においては合金化処理中に焼戻しを行う。合金化処理温度が低すぎると炭化物が十分析出できず高い降伏強度が得られない。一方で合金化処理温度が高すぎると過度に転位密度が低下して、強度が不足する。そのため、合金化処理温度は４５０〜５５０℃、より好ましくは４８０〜５２０℃とする。

また、合金化処理時間は、短すぎると合金化が十分ではなく、長すぎるとＭＡの分解が生じる。そのため、合金化処理時間は１０〜６０ｓ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〜Ｋ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部におけるフェライトの平均面積率、ＭＡの平均面積率、ＭＡの分散状態、ならびに転位密度を測定した。また、鋼板の機械的特性を評価するため、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、伸び（ＥＬ）および伸びフランジ性（λ）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。

（フェライトの平均面積率）
フェライトの平均面積率については、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；ＳｃａｎｎｉｎｇＥｌｅｃｔｒｏｎＭｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）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、ポリゴナル（多角形状）で内部に白く観察される炭化物を含まないものをフェライトと定義し、各視野ごとに観察領域全体に対する面積比率よりフェライトの面積率を求め、それら５視野のフェライトの面積率を算術平均してフェライトの平均面積率とした。

（ＭＡの平均面積率およびＭＡの分散状態）
また、ＭＡの平均面積率およびＭＡの分散状態については、各鋼板を鏡面研磨し、その表面をレペラ液で腐食して金属組織を顕出させた後、光学顕微鏡を用いて板厚１／４部の概略８０μｍ×６０μｍの領域１０視野について倍率１０００倍で観察して求めた。
具体的には、白く観察される領域のうち、内部にコントラスト差のないものをＭＡと定義し、各視野ごとに観察領域全体に対する面積比率よりＭＡの面積率を求め、それら１０視野のＭＡの面積率を算術平均してＭＡの平均面積率Ｖ_ＭＡとした。
また、各視野ごとに上記観察領域を２０μｍ×２０μｍの小領域に分割し、それぞれの小領域内でのＭＡの面積率Ｖ_ＭＡ−Ｌを求め、１０視野全部の観察領域の合計面積に対する、下記式（３）を満たす小領域の合計面積の割合を算出した。
Ｖ_ＭＡ−Ｌ≦Ｖ_ＭＡ×０．６・・・（３）

（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）。

（降伏強度、引張強度および伸び）
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ＪＩＳＺ２２０１に記載の５号試験片を作製し、ＪＩＳＺ２２４１に従って測定を行うことで降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）および伸び（ＥＬ）を求めた。

（伸びフランジ性）
評価対象の各鋼板を用い、鉄連規格ＪＦＳＴ１００１に則り、穴拡げ試験を実施して穴拡げ率の測定を行い、これを伸びフランジ性とした。

〔測定結果〕
測定結果を下記表３に示す。本実施例では、降伏強度（ＹＳ）が９００ＭＰａ以上で、かつ、引張強度（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上で、かつ、伸び（ＥＬ）が１２％以上で、かつ、伸びフランジ性（λ）が６０％以上のものを○で合格とし、降伏強度と伸びおよび伸びフランジ性優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板であると判定した。一方、降伏強度（ＹＳ）が９００ＭＰａ未満、または、引張強度（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ未満、または、伸び（ＥＬ）が１２％未満、または、伸びフランジ性（λ）が６０％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、８、１１〜１７）は、いずれも、降伏強度ＹＳが９００ＭＰａ以上で、かつ、引張強度ＴＳが１１８０ＭＰａ以上で、かつ、伸びＥＬが１２％以上で、かつ、伸びフランジ性λが６０％以上を満足しており、降伏強度と伸びおよび伸びフランジ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．２〜７、９、１０）は、降伏強度ＹＳと引張強度ＴＳと伸びＥＬと伸びフランジ性λ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．２は、表２の製造Ｎｏ．２に示すように、焼鈍後の一次冷却温度が推奨範囲を外れて高すぎるため、冷却中に変態が進行して、表３に示すように、フェライトが多くなりすぎるとともに、ＭＡの分散状態が不均一になり、さらに転位密度も低下し、降伏強度ＹＳと引張強度ＴＳが劣っている。

一方、鋼Ｎｏ．３は、表２の製造Ｎｏ．３に示すように、焼鈍後の一次冷却温度が推奨範囲を外れて低すぎるため、表３に示すように、ＭＡの分散状態が不均一になり、伸びフランジ性λ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、焼鈍後の冷却時に途中での冷却停止・保持を行っていないため、表３に示すように、ＭＡの分散状態が不均一になり、伸びフランジ性λが劣っている。

また、鋼Ｎｏ．５は、表２の製造Ｎｏ．５に示すように、一次冷却保持時間が推奨範囲を外れて長すぎるため、表３に示すように、ＭＡが過度に生成し、伸びフランジ性λが劣っている。

一方、鋼Ｎｏ．６は、表２の製造Ｎｏ．６に示すように、二次冷却温度が推奨範囲を外れて高すぎ、表３に示すように、ＭＡが不足するとともに、ＭＡの分散状態が不均一になり、降伏強度ＹＳと伸びＥＬと伸びフランジ性が劣っている。

一方、鋼Ｎｏ．７は、表２の製造Ｎｏ．７に示すように、二次冷却温度が推奨範囲を外れて低すぎるため、表３に示すように、ＭＡが不足し、伸びＥＬが劣っている。

また、鋼Ｎｏ．９は、表１の鋼種Ｃに示すように、Ｃ含有量が低すぎるとともに、表２の製造Ｎｏ．９に示すように、焼鈍加熱温度が低すぎるため、表３に示すように、ＭＡが不足する一方、フェライトが過剰に生成して、転位密度が不足し、降伏強度ＹＳと引張強度ＴＳと伸びフランジ性λが劣っている。

また、鋼Ｎｏ．１０は、表１の鋼種Ｄに示すように、Ｍｎ含有量が低すぎるとともに、表２の製造Ｎｏ．１０に示すように、焼鈍加熱温度が低すぎるため、表３に示すように、ＭＡが不足する一方、フェライトが過剰に生成し、さらにＭＡの分散状態が不均一になり、降伏強度ＹＳと引張強度ＴＳと伸びフランジ性λ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、降伏強度と伸びおよび伸びフランジ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

質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．３０％、
Ｓｉ：０．１〜３．０％、
Ｍｎ：１．０〜３．０％、
Ｐ：０．１％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
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成分組成を有し、
マルテンサイトとオーステナイトよりなる混合組織ＭＡの、組織全体に対する平均面積率Ｖ_ＭＡが２〜５％であり、
ＭＡの面積率が局部的に前記平均面積率Ｖ_ＭＡの６０％以下となる領域が、組織全体に対する面積割合で１０％以下であり、
フェライトの、組織全体に対する平均面積率が２％以下であり、
残部がベイナイトおよびマルテンサイトであり、
転位密度が２．０×１０^１５〜８．０×１０^１５ｍ^−２である組織を有する、
ことを特徴とする降伏強度と加工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に記載の降伏強度と加工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に記載の降伏強度と加工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項に記載の降伏強度と加工性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。