(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
母材鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、
前記母材鋼板は、質量％で、
C:0.05%〜0.4%、
Si:0.01%〜3.0%、
Mn:0.1%〜3.0%、
Al:0.01〜2.0%、
を含有し、Si+Al＞0.5%であり、
P:0.04%以下、
S:0.05%以下、
N:0.01%以下、
に制限され、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、
前記母材鋼板のミクロ組織が、マルテンサイト及びベイナイトを合計の体積分率で40%以上含有し、残留オーステナイトを体積分率で8%以上含有し、ミクロ組織の残部が、フェライト、もしくは、フェライトと体積分率で10%以下のパーライトであり、
前記マルテンサイトが、以下に定める３種類のマルテンサイト（１）、（２）、（３）の２種以上を、合計の体積分率で１０％以上含有し、
前記溶融亜鉛めっき層は、Feを7質量%未満含有する、
引張強度980MPa以上有するめっき密着性、成形性と穴広げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
マルテンサイト（１）：C濃度(セメンタイト析出がある場合は、セメンタイト中のＣも含む）CM1が0.8質量%未満で、ナノインデンテーション試験硬度Hit1が、式１を満足する。
Hit1／｛-982.1×（CM1）2＋1676×CM1+189｝≦0.50  ・・・  式１
マルテンサイト（２）：C濃度(セメンタイト析出がある場合は、セメンタイト中のＣも含む）CM2が0.8質量%以上で、ナノインデンテーション試験硬度Hit2が、式２を満足する。
Hit2／｛-982.1×（CM2）2＋1676×CM2+189｝≦0.50  ・・・  式２
マルテンサイト（３）：C濃度(セメンタイト析出がある場合は、セメンタイト中のＣも含む）CM3が0.8質量%以上で、ナノインデンテーション試験硬度Hit3が、式３を満足する。
0.5＜Hit3／｛-982.1×（CM3）2＋1676×CM3+189｝≦0.80  ・・・  式３
【請求項２】
前記母材鋼板は、さらに質量％で、
Cr:0.05〜1.0%、
Mo:0.05〜1.0%、
Ni:0.05〜1.0%、
Cu:0.05〜1.0%、
の1種又は2種以上を含有する、
請求項１に記載の、引張強度980MPa以上有するめっき密着性、成形性と穴広げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
前記母材鋼板は、さらに質量％で、
Nb:0.005〜0.3%、
Ti:0.005〜0.3%、
V:0.01〜0.5%、
の1種又は2種以上を含有する、
請求項１に記載の、引張強度980MPa以上有するめっき密着性、成形性と穴広げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項４】
前記母材鋼板は、さらに質量％で、B:0.0001 〜 0.1%を含有する、
請求項１に記載の、引張強度980MPa以上有するめっき密着性、成形性と穴広げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項５】
前記母材鋼板は、さらに質量％で、
Ca:0.0005〜0.01%、
Mg:0.0005〜0.01%、
REM:0.0005〜0.01%、
の１種または２種以上を含有する、
請求項１に記載の、引張強度980MPa以上有するめっき密着性、成形性と穴広げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項６】
母材鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、
前記母材鋼板は、質量％で、
C:0.05%〜0.4%、
Si:0.01%〜3.0%、
Mn:0.1%〜3.0%、
Al:0.01〜2.0%、
を含有し、Si+Al＞0.5%であり、
P:0.04%以下、
S:0.05%以下、
N:0.01%以下、
に制限され、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、
前記母材鋼板のミクロ組織が、マルテンサイト及びベイナイトを合計の体積分率で40%以上含有し、残留オーステナイトを体積分率で8%以上含有し、ミクロ組織の残部が、フェライト、もしくは、フェライトと体積分率で10%以下のパーライトであり、
前記マルテンサイトが、以下に定める３種類のマルテンサイト（１）、（２）、（３）の２種以上を、合計の体積分率で１０％以上含有し、
前記合金化溶融亜鉛めっき層は、Feを7〜15質量%含有する、引張強度980MPa以上有するめっき密着性、成形性と穴広げ性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
マルテンサイト（１）：C濃度(セメンタイト析出がある場合は、セメンタイト中のＣも含む）CM1が0.8質量%未満で、ナノインデンテーション試験硬度Hit1が、式１を満足する。
Hit1／｛-982.1×（CM1）2＋1676×CM1+189｝≦0.50  ・・・  式１
マルテンサイト（２）：C濃度(セメンタイト析出がある場合は、セメンタイト中のＣも含む）CM2が0.8質量%以上で、ナノインデンテーション試験硬度Hit2が、式２を満足する。
Hit2／｛-982.1×（CM2）2＋1676×CM2+189｝≦0.50  ・・・  式２
マルテンサイト（３）：C濃度(セメンタイト析出がある場合は、セメンタイト中のＣも含む）CM3が0.8質量%以上で、ナノインデンテーション試験硬度Hit3が、式３を満足する。
0.5＜Hit3／｛-982.1×（CM3）2＋1676×CM3+189｝≦0.80  ・・・  式３
【請求項７】
前記母材鋼板は、さらに質量％で、
Cr:0.05〜1.0%、
Mo:0.05〜1.0%、
Ni:0.05〜1.0%、
Cu:0.05〜1.0%、
の1種又は2種以上を含有する、
請求項６に記載の、引張強度980MPa以上有するめっき密着性、成形性と穴広げ性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項８】
前記母材鋼板は、さらに質量％で、
Nb:0.005〜0.3%、
Ti:0.005〜0.3%、
V:0.01〜0.5%、
の1種又は2種以上を含有する、
請求項６に記載の、引張強度980MPa以上有するめっき密着性、成形性と穴広げ性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項９】
前記母材鋼板は、さらに質量％で、B:0.0001〜0.1%を含有する、
請求項６に記載の、引張強度980MPa以上有するめっき密着性、成形性と穴広げ性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項１０】
前記母材鋼板は、さらに質量％で、
Ca:0.0005〜0.01%、
Mg:0.0005〜0.01%、
REM:0.0005〜0.01%、
の１種または２種以上を含有する、
請求項６に記載の、引張強度980MPa以上有するめっき密着性、成形性と穴広げ性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項１１】
質量％で、
C:0.05%〜0.4%、
Si:0.01%〜3.0%、
Mn:0.1%〜3.0%、
Al:0.01〜2.0%、
を含有し、Si+Al＞0.5%であり、
P:0.04%以下、
S:0.05%以下、
N:0.01%以下、
に制限され、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼片を、1200℃以上に加熱し、Ar3変態点以上で熱間圧延し、
前記熱間圧延後の母材鋼板に、圧下率40〜70%の冷間圧延を行い、
前記冷間圧延後の母材鋼板を、730〜900℃にて焼鈍し、
前記焼鈍後の母材鋼板を、650〜750℃の温度まで、平均冷却速度0.1〜200℃／秒で冷却し、650〜750℃の温度から450℃以下まで、平均冷却速度20℃／秒以上で冷却し、
前記450℃以下まで冷却された母材鋼板を、350〜450℃の範囲で120秒以上保持し、
前記350〜450℃の範囲に保持された母材鋼板を、平均冷却速度５℃/秒以上で７０℃以下まで冷却し、
前記室温までされた母材鋼板を、伸び率0.2〜2％で圧延し、
前記圧延された母材鋼板を、「溶融亜鉛めっき浴温度−40」℃〜「溶融亜鉛めっき浴温度＋50」℃まで、平均昇温速度10℃／秒以上で加熱し、
前記「溶融亜鉛めっき浴温度−40」℃〜「溶融亜鉛めっき浴温度＋50」℃まで加熱された母材鋼板を、溶融亜鉛めっき浴に浸漬させて、溶融亜鉛めっきし、
前記溶融亜鉛めっきされた溶融亜鉛めっき鋼板を、平均冷却速度５℃/秒以上で７０℃以下まで冷却する、
前記母材鋼板のミクロ組織が、マルテンサイト及びベイナイトを合計の体積分率で40%以上含有し、残留オーステナイトを体積分率で8%以上含有し、ミクロ組織の残部が、フェライト、もしくは、フェライトと体積分率で10%以下のパーライトであり、
前記マルテンサイトが、以下に定める３種類のマルテンサイト（１）、（２）、（３）の２種以上を、合計の体積分率で１０％以上含有する、引張強度980MPa以上を有するめっき密着性、成形性と穴広げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
マルテンサイト（１）：C濃度(セメンタイト析出がある場合は、セメンタイト中のＣも含む）CM1が0.8質量%未満で、ナノインデンテーション試験硬度Hit1が、式１を満足する。
Hit1／｛-982.1×（CM1）2＋1676×CM1+189｝≦0.50  ・・・  式１
マルテンサイト（２）：C濃度(セメンタイト析出がある場合は、セメンタイト中のＣも含む）CM2が0.8質量%以上で、ナノインデンテーション試験硬度Hit2が、式２を満足する。
Hit2／｛-982.1×（CM2）2＋1676×CM2+189｝≦0.50  ・・・  式２
マルテンサイト（３）：C濃度(セメンタイト析出がある場合は、セメンタイト中のＣも含む）CM3が0.8質量%以上で、ナノインデンテーション試験硬度Hit3が、式３を満足する。
0.5＜Hit3／｛-982.1×（CM3）2＋1676×CM3+189｝≦0.80  ・・・  式３
【請求項１２】
前記溶融亜鉛めっきするに際し、溶融亜鉛めっき浴を流速10m/min以上50m/min以下で流動させる、
請求項１１に記載の、引張強度980MPa以上を有するめっき密着性、成形性と穴広げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１３】
前記「溶融亜鉛めっき浴温度−40」℃〜「溶融亜鉛めっき浴温度＋50」℃まで加熱される前に、母材鋼板を酸洗した後、母材鋼板の表面を深さ0.1μｍ以上研削して除去し、前記母材鋼板の表面に、Ｎｉを、0.2〜2ｇ／ｍ2プレめっきする、
請求項１１に記載の、引張強度980MPa以上を有するめっき密着性、成形性と穴広げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１４】
質量％で、
C:0.05%〜0.4%、
Si:0.01%〜3.0%、
Mn:0.1%〜3.0%、
Al:0.01〜2.0%、
を含有し、Si+Al＞0.5%であり、
P:0.04%以下、
S:0.05%以下、
N:0.01%以下、
に制限され、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼片を、1200℃以上に加熱し、Ar3変態点以上で熱間圧延し、
前記熱間圧延後の母材鋼板に、圧下率40〜70%の冷間圧延を行い、
前記冷間圧延後の母材鋼板を、730〜900℃にて焼鈍し、
前記焼鈍後の母材鋼板を、650〜750℃の温度まで、平均冷却速度0.1〜200℃／秒で冷却し、650〜750℃の温度から450℃以下まで、平均冷却速度20℃／秒以上で冷却し、
前記450℃以下まで冷却された母材鋼板を、350〜450℃の範囲で120秒以上保持し、
前記350〜450℃の範囲に保持された母材鋼板を、平均冷却速度５℃/秒以上で７０℃以下まで冷却し、
前記室温までされた母材鋼板を、伸び率0.2〜2％で圧延し、
前記圧延された母材鋼板を、「溶融亜鉛めっき浴温度−40」℃〜「溶融亜鉛めっき浴温度＋50」℃まで、平均昇温速度10℃／秒以上で加熱し、
前記「溶融亜鉛めっき浴温度−40」℃〜「溶融亜鉛めっき浴温度＋50」℃まで加熱された母材鋼板を、前記溶融亜鉛めっき浴に浸漬させて、溶融亜鉛めっきするとともに、「亜鉛めっき浴温度-40」℃以上、560℃以下で、４０秒以内の合金化加熱処理を行い、
前記合金化加熱処理された合金化溶融亜鉛めっき鋼板を、平均冷却速度５℃/秒以上で７０℃以下まで冷却する、
前記母材鋼板のミクロ組織が、マルテンサイト及びベイナイトを合計の体積分率で40%以上含有し、残留オーステナイトを体積分率で8%以上含有し、ミクロ組織の残部が、フェライト、もしくは、フェライトと体積分率で10%以下のパーライトであり、
前記マルテンサイトが、以下に定める３種類のマルテンサイト（１）、（２）、（３）の２種以上を、合計の体積分率で１０％以上含有する、引張強度980MPa以上を有するめっき密着性、成形性と穴広げ性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
マルテンサイト（１）：C濃度(セメンタイト析出がある場合は、セメンタイト中のＣも含む）CM1が0.8質量%未満で、ナノインデンテーション試験硬度Hit1が、式１を満足する。
Hit1／｛-982.1×（CM1）2＋1676×CM1+189｝≦0.50  ・・・  式１
マルテンサイト（２）：C濃度(セメンタイト析出がある場合は、セメンタイト中のＣも含む）CM2が0.8質量%以上で、ナノインデンテーション試験硬度Hit2が、式２を満足する。
Hit2／｛-982.1×（CM2）2＋1676×CM2+189｝≦0.50  ・・・  式２
マルテンサイト（３）：C濃度(セメンタイト析出がある場合は、セメンタイト中のＣも含む）CM3が0.8質量%以上で、ナノインデンテーション試験硬度Hit3が、式３を満足する。
0.5＜Hit3／｛-982.1×（CM3）2＋1676×CM3+189｝≦0.80  ・・・  式３
【請求項１５】
前記溶融亜鉛めっきするに際し、溶融亜鉛めっき浴を流速10m/min以上50m/min以下で流動させる、
請求項１４に記載の、引張強度980MPa以上を有するめっき密着性、成形性と穴広げ性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１６】
前記「溶融亜鉛めっき浴温度−40」℃〜「溶融亜鉛めっき浴温度＋50」℃まで加熱される前に、母材鋼板を酸洗した後、母材鋼板の表面を深さ0.1μｍ以上研削して除去し、前記母材鋼板の表面に、Ｎｉを、0.2〜2ｇ／ｍ2プレめっきする、
請求項１４に記載の、引張強度980MPa以上を有するめっき密着性、成形性と穴広げ性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、成形性(延性と穴広げ性)に優れた高張力鋼板に関するものであり、TRIP(Transformation Induced Plasticity:変態誘起塑性)現象を利用した合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法に関するものである。
本願は、２０１１年９月３０日に日本に出願された特願２０１１−２１６９６７号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
【背景技術】
【０００２】
自動車の車体、部品等の軽量化と安全性とを両立させるために、素材である鋼板の高強度化が進められている。一般に、鋼板を高強度化すると、成形性（延性と穴広げ性）が損なわれる。自動車用の部材として高強度鋼板を使用するためには、強度と成形性のバランスが必要である。この要求に対して、これまでに、残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用した、いわゆるTRIP鋼板が提案されている（例えば、特許文献１及び２、参照）。自動車用高強度鋼板は、適用される部品によっては耐食性が必要とされ、そのような場合には合金化溶融亜鉛めっき鋼板が適用されている。しかし、TRIP鋼においては、延性向上のためにSiが添加される。このSiが鋼板表面に濃縮し酸化することにより、TRIP鋼は、溶融亜鉛めっき時に不めっきが発生し易いという問題があった。
【０００３】
特許文献3及び4では、Si添加高強度鋼板にNiプレめっきを行い、表層に加工を加えて活性化することで、めっきの濡れ性改善と合金化温度の低減が達成できる合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板の製造方法が報告されている。この方法では、原板としてすでに材質を造り込んでいる冷延−焼鈍プロセスで製造した冷延鋼板を再加熱し、めっきを行うことで溶融亜鉛めっき鋼板並びに合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造が可能となる。
【０００４】
また、特許文献5には、Niプレめっきの技術を活用して高伸び型合金化溶融亜鉛めっき鋼板を作製する技術が提案されている。これは、鋼成分、焼鈍条件、合金化溶融亜鉛めっき条件などを制御することで、フェライト及びマルテンサイトより成る鋼とした後、溶融亜鉛めっきを施すことで耐食性に優れた高強度鋼板を製造するものである。
【０００５】
しかしながら、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、一旦生成されたマルテンサイトが、亜鉛めっき工程で再加熱された際に軟化し、所期の強度が得られなくなる心配があった。このように、高強度化と成形性の両立は困難であり、引張強度980MPa以上の高強度と優れた成形性を兼ね備えた、耐食性の良い溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の出現が望まれていた。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開昭61-217529号公報
【特許文献２】特開平5-59429号公報
【特許文献３】特許第2526320号公報
【特許文献４】特許第2526322号公報
【特許文献５】特開2006-283071号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明は、上述したような問題点を解決しようとするものであって、圧延を用いた加工と、溶融亜鉛めっきラインでの熱処理を組み合わせることで、延性及び穴広げ性に優れた、高強度の溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供するものである。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者らは、C, Si, Mn量を変えた種々の鋼について、熱処理による組織制御、加工及び熱処理の影響を詳細に検討した。その結果、連続焼鈍での熱処理、圧延を用いた加工、その後のめっき処理時の熱処理を利用することで、加工熱処理により、特異な鋼板組織を得られることを見出した。また、これまで課題とされてきた９８０ＭＰａ以上の引張最大強度、優れた成形性（延性、穴広げ性）、めっき性を具備可能なことを見出した。
【０００９】
本発明の要旨は、以下のとおりである。
［１］
母材鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、
前記母材鋼板は、質量％で、
C: 0.05%〜0.4%、
Si:0.01%〜3.0%、
Mn:0.1%〜3.0%、
Al: 0.01〜2.0%、
を含有し、Si +Al＞0.5%であり、
P: 0.04%以下、
S:0.05%以下、
N: 0.01%以下、
に制限され、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、
前記母材鋼板のミクロ組織が、マルテンサイト及びベイナイトを合計の体積分率で40%以上含有し、残留オーステナイトを体積分率で8%以上含有し、ミクロ組織の残部が、フェライト、もしくは、フェライトと体積分率で10%以下のパーライトであり、
前記マルテンサイトが、以下に定める３種類のマルテンサイト（１）、（２）、（３）の２種以上を、合計の体積分率で１０％以上含有し、
前記溶融亜鉛めっき層は、Feを7質量%未満含有する、
引張強度980MPa以上有するめっき密着性、成形性と穴広げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
マルテンサイト（１）：C濃度(セメンタイト析出がある場合は、セメンタイト中のＣも含む）CM1が0.8質量%未満で、ナノインデンテーション試験硬度Hit1が、式１を満足する。
Hit1／｛-982.1×（CM1）2＋1676×CM1+189｝≦0.50  ・・・  式１
マルテンサイト（２）：C濃度(セメンタイト析出がある場合は、セメンタイト中のＣも含む）CM2が0.8質量%以上で、ナノインデンテーション試験硬度Hit2が、式２を満足する。
Hit2／｛-982.1×（CM2）2＋1676×CM2+189｝≦0.50  ・・・  式２
マルテンサイト（３）：C濃度(セメンタイト析出がある場合は、セメンタイト中のＣも含む）CM3が0.8質量%以上で、ナノインデンテーション試験硬度Hit3が、式３を満足する。
0.5＜Hit3／｛-982.1×（CM3）2＋1676×CM3+189｝≦0.80  ・・・  式３
【００１０】
［２］
前記母材鋼板は、さらに質量％で、
Cr:0.05〜1.0%、
Mo:0.05〜1.0%、
Ni : 0.05 〜1.0%、
Cu : 0.05 〜 1.0%、
の1種又は2種以上を含有する、
[１]に記載の、引張強度980MPa以上有するめっき密着性、成形性と穴広げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１１】
［３］
前記母材鋼板は、さらに質量％で、
Nb:0.005 〜 0.3%、
Ti:0.005 〜 0.3%、
V:0.01 〜 0.5%、
の1種又は2種以上を含有する、請求項１に記載の、
[１]に記載の、引張強度980MPa以上有するめっき密着性、成形性と穴広げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１２】
［４］
前記母材鋼板は、さらに質量％で、B:0.0001 〜 0.1%を含有する、
[１]に記載の、引張強度980MPa以上有するめっき密着性、成形性と穴広げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１３】
［５］
前記母材鋼板は、さらに質量％で、
Ca : 0.0005 〜 0.01%、
Mg : 0.0005 〜 0.01%、
REM: 0.0005 〜 0.01%、
の１種または２種以上を含有する、
[１]に記載の、引張強度980MPa以上有するめっき密着性、成形性と穴広げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１４】
［６］
母材鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、
前記母材鋼板は、質量％で、
C: 0.05%〜0.4%、
Si:0.01%〜3.0%、
Mn:0.1%〜3.0%、
Al: 0.01〜2.0%、
を含有し、Si +Al＞0.5%であり、
P: 0.04%以下、
S:0.05%以下、
N: 0.01%以下、
に制限され、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、
前記母材鋼板のミクロ組織が、マルテンサイト及びベイナイトを合計の体積分率で40%以上含有し、残留オーステナイトを体積分率で8%以上含有し、ミクロ組織の残部が、フェライト、もしくは、フェライトと体積分率で10%以下のパーライトであり、
前記マルテンサイトが、以下に定める３種類のマルテンサイト（１）、（２）、（３）の２種以上を、合計の体積分率で１０％以上含有し、
前記合金化溶融亜鉛めっき層は、Feを7〜15質量%含有する、引張強度980MPa以上有するめっき密着性、成形性と穴広げ性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
マルテンサイト（１）：C濃度(セメンタイト析出がある場合は、セメンタイト中のＣも含む）CM1が0.8質量%未満で、ナノインデンテーション試験硬度Hit1が、式１を満足する。
Hit1／｛-982.1×（CM1）2＋1676×CM1+189｝≦0.50  ・・・  式１
マルテンサイト（２）：C濃度(セメンタイト析出がある場合は、セメンタイト中のＣも含む）CM2が0.8質量%以上で、ナノインデンテーション試験硬度Hit2が、式２を満足する。
Hit2／｛-982.1×（CM2）2＋1676×CM2+189｝≦0.50  ・・・  式２
マルテンサイト（３）：C濃度(セメンタイト析出がある場合は、セメンタイト中のＣも含む）CM3が0.8質量%以上で、ナノインデンテーション試験硬度Hit3が、式３を満足する。
0.5＜Hit3／｛-982.1×（CM3）2＋1676×CM3+189｝≦0.80  ・・・  式３
【００１５】
［７］
前記母材鋼板は、さらに質量％で、
Cr : 0.05 〜1.0%、
Mo:0.05〜1.0%、
Ni : 0.05 〜1.0%、
Cu : 0.05 〜 1.0%、
の1種又は2種以上を含有する、
［６］に記載の、引張強度980MPa以上有するめっき密着性、成形性と穴広げ性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１６】
［８］
前記母材鋼板は、さらに質量％で、
Nb:0.005 〜 0.3%、
Ti:0.005 〜 0.3%、
V:0.01 〜 0.5%、
の1種又は2種以上を含有する、
［６］に記載の、引張強度980MPa以上有するめっき密着性、成形性と穴広げ性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１７】
［９］
前記母材鋼板は、さらに質量％で、B:0.0001 〜 0.1%を含有する、
［６］に記載の、引張強度980MPa以上有するめっき密着性、成形性と穴広げ性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１８】
［１０］
前記母材鋼板は、さらに質量％で、
Ca : 0.0005 〜 0.01%、
Mg : 0.0005 〜 0.01%、
REM: 0.0005 〜 0.01%、
の１種または２種以上を含有する、
［６］に記載の、引張強度980MPa以上有するめっき密着性、成形性と穴広げ性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１９】
［１１］
質量％で、
C:0.05%〜0.4%、
Si:0.01%〜3.0%、
Mn:0.1%〜3.0%、
Al:0.01〜2.0%、
を含有し、Si+Al＞0.5%であり、
P:0.04%以下、
S:0.05%以下、
N:0.01%以下、
に制限され、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼片を、1200℃以上に加熱し、Ar3変態点以上で熱間圧延し、
前記熱間圧延後の母材鋼板に、圧下率40〜70%の冷間圧延を行い、
前記冷間圧延後の母材鋼板を、730〜900℃にて焼鈍し、
前記焼鈍後の母材鋼板を、650〜750℃の温度まで、平均冷却速度0.1〜200℃／秒で冷却し、650〜750℃の温度から450℃以下まで、平均冷却速度20℃／秒以上で冷却し、
前記450℃以下まで冷却された母材鋼板を、350〜450℃の範囲で120秒以上保持し、
前記350〜450℃の範囲に保持された母材鋼板を、平均冷却速度５℃/秒以上で７０℃以下まで冷却し、
前記室温までされた母材鋼板を、伸び率0.2〜2％で圧延し、
前記圧延された母材鋼板を、「溶融亜鉛めっき浴温度−40」℃〜「溶融亜鉛めっき浴温度＋50」℃まで、平均昇温速度10℃／秒以上で加熱し、
前記「溶融亜鉛めっき浴温度−40」℃〜「溶融亜鉛めっき浴温度＋50」℃まで加熱された母材鋼板を、溶融亜鉛めっき浴に浸漬させて、溶融亜鉛めっきし、
前記溶融亜鉛めっきされた溶融亜鉛めっき鋼板を、平均冷却速度５℃/秒以上で７０℃以下まで冷却する、
前記母材鋼板のミクロ組織が、マルテンサイト及びベイナイトを合計の体積分率で40%以上含有し、残留オーステナイトを体積分率で8%以上含有し、ミクロ組織の残部が、フェライト、もしくは、フェライトと体積分率で10%以下のパーライトであり、
前記マルテンサイトが、以下に定める３種類のマルテンサイト（１）、（２）、（３）の２種以上を、合計の体積分率で１０％以上含有する、引張強度980MPa以上を有するめっき密着性、成形性と穴広げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
マルテンサイト（１）：C濃度(セメンタイト析出がある場合は、セメンタイト中のＣも含む）CM1が0.8質量%未満で、ナノインデンテーション試験硬度Hit1が、式１を満足する。
Hit1／｛-982.1×（CM1）2＋1676×CM1+189｝≦0.50  ・・・  式１
マルテンサイト（２）：C濃度(セメンタイト析出がある場合は、セメンタイト中のＣも含む）CM2が0.8質量%以上で、ナノインデンテーション試験硬度Hit2が、式２を満足する。
Hit2／｛-982.1×（CM2）2＋1676×CM2+189｝≦0.50  ・・・  式２
マルテンサイト（３）：C濃度(セメンタイト析出がある場合は、セメンタイト中のＣも含む）CM3が0.8質量%以上で、ナノインデンテーション試験硬度Hit3が、式３を満足する。
0.5＜Hit3／｛-982.1×（CM3）2＋1676×CM3+189｝≦0.80  ・・・  式３
【００２０】
［１２］
前記溶融亜鉛めっきするに際し、溶融亜鉛めっき浴を流速10m/min以上50m/min以下で流動させる、
［１１］に記載の、引張強度980MPa以上を有するめっき密着性、成形性と穴広げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２１】
［１３］
前記「溶融亜鉛めっき浴温度−40」℃〜「溶融亜鉛めっき浴温度＋50」℃まで加熱される前に、母材鋼板を酸洗した後、母材鋼板の表面を深さ0.1μｍ以上研削して除去し、前記母材鋼板の表面に、Ｎｉを、0.2〜2ｇ／ｍ2プレめっきする、
［１１］に記載の、引張強度980MPa以上を有するめっき密着性、成形性と穴広げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２２】
［１４］
質量％で、
C:0.05%〜0.4%、
Si:0.01%〜3.0%、
Mn:0.1%〜3.0%、
Al:0.01〜2.0%、
を含有し、Si+Al＞0.5%であり、
P:0.04%以下、
S:0.05%以下、
N:0.01%以下、
に制限され、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼片を、1200℃以上に加熱し、Ar3変態点以上で熱間圧延し、
前記熱間圧延後の母材鋼板に、圧下率40〜70%の冷間圧延を行い、
前記冷間圧延後の母材鋼板を、730〜900℃にて焼鈍し、
前記焼鈍後の母材鋼板を、650〜750℃の温度まで、平均冷却速度0.1〜200℃／秒で冷却し、650〜750℃の温度から450℃以下まで、平均冷却速度20℃／秒以上で冷却し、
前記450℃以下まで冷却された母材鋼板を、350〜450℃の範囲で120秒以上保持し、
前記350〜450℃の範囲に保持された母材鋼板を、平均冷却速度５℃/秒以上で７０℃以下まで冷却し、
前記室温までされた母材鋼板を、伸び率0.2〜2％で圧延し、
前記圧延された母材鋼板を、「溶融亜鉛めっき浴温度−40」℃〜「溶融亜鉛めっき浴温度＋50」℃まで、平均昇温速度10℃／秒以上で加熱し、
前記「溶融亜鉛めっき浴温度−40」℃〜「溶融亜鉛めっき浴温度＋50」℃まで加熱された母材鋼板を、前記溶融亜鉛めっき浴に浸漬させて、溶融亜鉛めっきするとともに、「亜鉛めっき浴温度-40」℃以上、560℃以下で、４０秒以内の合金化加熱処理を行い、
前記合金化加熱処理された合金化溶融亜鉛めっき鋼板を、平均冷却速度５℃/秒以上で７０℃以下まで冷却する、
前記母材鋼板のミクロ組織が、マルテンサイト及びベイナイトを合計の体積分率で40%以上含有し、残留オーステナイトを体積分率で8%以上含有し、ミクロ組織の残部が、フェライト、もしくは、フェライトと体積分率で10%以下のパーライトであり、
前記マルテンサイトが、以下に定める３種類のマルテンサイト（１）、（２）、（３）の２種以上を、合計の体積分率で１０％以上含有する、引張強度980MPa以上を有するめっき密着性、成形性と穴広げ性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
マルテンサイト（１）：C濃度(セメンタイト析出がある場合は、セメンタイト中のＣも含む）CM1が0.8質量%未満で、ナノインデンテーション試験硬度Hit1が、式１を満足する。
Hit1／｛-982.1×（CM1）2＋1676×CM1+189｝≦0.50  ・・・  式１
マルテンサイト（２）：C濃度(セメンタイト析出がある場合は、セメンタイト中のＣも含む）CM2が0.8質量%以上で、ナノインデンテーション試験硬度Hit2が、式２を満足する。
Hit2／｛-982.1×（CM2）2＋1676×CM2+189｝≦0.50  ・・・  式２
マルテンサイト（３）：C濃度(セメンタイト析出がある場合は、セメンタイト中のＣも含む）CM3が0.8質量%以上で、ナノインデンテーション試験硬度Hit3が、式３を満足する。
0.5＜Hit3／｛-982.1×（CM3）2＋1676×CM3+189｝≦0.80  ・・・  式３
【００２３】
［１５］
前記溶融亜鉛めっきするに際し、溶融亜鉛めっき浴を流速10m/min以上50m/min以下で流動させる、
［１４］に記載の、引張強度980MPa以上を有するめっき密着性、成形性と穴広げ性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２４】
［１６］
前記「溶融亜鉛めっき浴温度−40」℃〜「溶融亜鉛めっき浴温度＋50」℃まで加熱される前に、母材鋼板を酸洗した後、母材鋼板の表面を深さ0.1μｍ以上研削して除去し、前記母材鋼板の表面に、Ｎｉを、0.2〜2ｇ／ｍ2プレめっきする、
［１４］に記載の、引張強度980MPa以上を有するめっき密着性、成形性と穴広げ性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００２５】
本発明によれば、高強度で、成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができ、産業上の貢献が極めて顕著である。
【発明を実施するための形態】
【００２６】
以下に本発明の内容を詳細に説明する。
（母材鋼板のミクロ組織）
まず、本発明の母材鋼板のミクロ組織に関して説明する。本発明の母材鋼板のミクロ組織は、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトを含有する。また、マルテンサイトは、以下に定める３種類のマルテンサイト（１）、（２）、（３）の２種以上を含む。
【００２７】
マルテンサイト（１）：C濃度(セメンタイト析出がある場合は、セメンタイト中のＣも含む）CM1が0.8質量%未満で、ナノインデンテーション試験硬度Hit1が、式１を満足する。
Hit1／｛-982.1×（CM1）2＋1676×CM1+189｝≦0.50  ・・・  式１
マルテンサイト（２）：C濃度(セメンタイト析出がある場合は、セメンタイト中のＣも含む）CM2が0.8質量%以上で、ナノインデンテーション試験硬度Hit2が、式２を満足する。
Hit2／｛-982.1×（CM2）2＋1676×CM2+189｝≦0.50  ・・・  式２
マルテンサイト（３）：C濃度(セメンタイト析出がある場合は、セメンタイト中のＣも含む）CM3が0.8質量%以上で、ナノインデンテーション試験硬度Hit3が、式３を満足する。
0.5＜Hit3／｛-982.1×（CM3）2＋1676×CM3+189｝≦0.80  ・・・  式３
【００２８】
詳細な理由は不明なものの、これら３種のマルテンサイト（１）〜（３）の内、２種以上を、合計の体積分率で１０％以上含有することで、強度と穴広げ性が両立される。マルテンサイトは、本発明の母材鋼板に含まれる組織の中で最も硬質な組織であり、９８０MPa以上の引張最大強度の確保に必須である。一方では、穴拡げ試験や曲げ試験においては、ボイド形成の起点と成ることから、穴広げ性を劣化させることが知られている。そこで穴広げ性の確保のために、これら３種の異なるマルテンサイトの内２つ以上を混合させることで、特定のマルテンサイト粒への変形の集中が妨げられる。その結果、高強度化には寄与しながらも、穴拡げ性を劣化させない手法が見出された。この効果は、これら３種のマルテンサイトの内２つ以上の体積率の合計を１０％以上とすることで得られる。このことから、３種のマルテンサイト（１）〜（３）の体積率の下限を１０％とした。望ましくは、１５％以上である。
【００２９】
マルテンサイト（１）は、C濃度が低く、それほど硬質でない焼戻しマルテンサイトである。マルテンサイト（１）のC濃度CM1は、0.8質量%未満である。マルテンサイト（１）中にセメンタイト析出がある場合は、マルテンサイト（１）中に析出しているセメンタイト中のＣも含む。ここで言うマルテンサイト中のセメンタイトとは、マルテンサイトラス内に析出、ラス間への析出のいずれであっても良く、本発明の効果は発揮される。この組織は、本発明の製造方法における、焼鈍工程での350〜450℃での保持後、７０℃以下までの冷却時に形成されるフレッシュマルテンサイトを起源とする。マルテンサイト（１）は、350〜450℃での保持後、７０℃以下までの冷却時に形成されたフレッシュマルテンサイトが、溶融亜鉛めっき浴への浸漬中、もしくは、合金化処理中に焼戻された、焼き戻しマルテンサイトである。
【００３０】
マルテンサイト（１）のC濃度CM1は0.8質量%未満である。これは、350〜450℃での保持後、７０℃以下までの冷却時に形成されたフレッシュマルテンサイトのC濃度が0.8質量%未満であった場合の他、フレッシュマルテンサイトのC濃度は0.8質量%以上であったが、溶融亜鉛めっき浴への浸漬中、もしくは、合金化処理中に、フレッシュマルテンサイト中のＣがオーステナイト中へと拡散することで、焼き戻しされた際に、Ｃ濃度が0.8質量%未満に低下した場合も含む。
【００３１】
マルテンサイト（１）は、C濃度CM1が0.8質量%未満と低く、かつ、焼き戻しされているので、３種のマルテンサイト（１）〜（３）の内、最も軟らかい。マルテンサイト（１）のナノインデンテーション試験硬度Hit1は、式１を満足する。マルテンサイト（１）の体積率が母材鋼板のミクロ組織の60%以上になると、フェライトや残留オーステナイトの体積率が低くなりすぎ、延性が劣化するので、上限を60%とすることが望ましい。
【００３２】
マルテンサイト（２）は、C濃度が高いが、焼戻しによって軟化されたマルテンサイトである。マルテンサイト（２）のC濃度CM2は、0.8質量%以上である。マルテンサイト（２）中にセメンタイト析出がある場合は、マルテンサイト（２）中に析出しているセメンタイト中のＣも含む。同様に、マルテンサイト中のセメンタイトとは、マルテンサイトラス内に析出、ラス間への析出のいずれであっても良い。マルテンサイト（２）は、圧延での加工で誘起され、残留オーステナイトの一部が変態した加工誘起変態マルテンサイトを起源とする。焼鈍後、350〜450℃の温度範囲で保持されている間に、母材鋼板中のミクロ組織のベイナイト変態が進み、未変態のオーステナイトにCが拡散する。そして、７０℃以下に冷却された母材鋼板中にCが濃化した残留オーステナイトが形成される。Cが濃化した残留オーステナイトが圧延で加工誘起変態することにより、マルテンサイト（２）の起源となるマルテンサイトが得られる。マルテンサイト（２）は、圧延で生成された加工誘起変態マルテンサイトが、溶融亜鉛めっき浴への浸漬中、もしくは、合金化処理中に焼戻された、焼き戻しマルテンサイトである。
【００３３】
マルテンサイト（２）は、マルテンサイト（１）と同様、焼き戻しマルテンサイトであるが、C濃度が高いため、マルテンサイト（１）よりは硬質である。マルテンサイト（２）のナノインデンテーション試験硬度Hit2は、式２を満足する。マルテンサイト（２）の体積率が母材鋼板のミクロ組織の40%以上になると、延性が劣化するので、上限を60%とすることが望ましい。
【００３４】
マルテンサイト（３）は、C濃度が高く、焼戻しがないか、もしくは、焼戻し量が少ないマルテンサイトである。マルテンサイト（３）のC濃度CM3は、0.8質量%以上である。マルテンサイト（３）中にセメンタイト析出がある場合は、マルテンサイト（３）中に析出しているセメンタイト中のＣも含む。同様に、マルテンサイト中のセメンタイトとは、マルテンサイトラス内に析出、ラス間への析出のいずれであっても良い。マルテンサイト（３）は、溶融亜鉛めっき後、あるいは、合金化加熱処理後に７０℃以下まで冷却された際に変態して生成されたフレッシュマルテンサイトである。また、合金化加熱処理中、あるいは、合金化処理中に実質的に焼戻しされず（マルテンサイト（１）、（２）とならず）、フレッシュマルテンサイトの状態で残ったマルテンサイトも、マルテンサイト（３）に含まれる。
【００３５】
マルテンサイト（３）は、３種のマルテンサイト（１）〜（３）の内、最も硬い組織である。マルテンサイト（３）のナノインデンテーション試験硬度Hit3は、式３を満足する。そのため、マルテンサイト（３）は、高強度化には寄与するが、穴広げ性を劣化させる。よって、強度と成形性の両立のため、マルテンサイト（３）の上限は、母材鋼板のミクロ組織の体積率において10%とする。しかしながら、マルテンサイト（３）の体積率が小さすぎると、引張最大強度９８０ＭＰａ以上の強度確保が難しくなるため、下限を３％以上とすることが望ましい。
【００３６】
ベイナイトは、強度を確保するために有効である。引張強度が980MPaを超える高強度鋼板では、マルテンサイト及びベイナイトを合計の体積分率で40%以上含有することで強度を確保し、かつ高い穴広げ性を得ることが可能となる。合計の体積分率が40%を下回ると、引張強度が980MPaを下回ってしまうため、下限を40%とした。
【００３７】
残留オーステナイトは、変態誘起塑性によって延性、特に一様伸びを高める組織である。特に優れた伸びを得るためには、残留オーステナイトを体積分率で8%以上含有することが必要である。また、加工によってマルテンサイトに変態するため、高強度化にも寄与する。
【００３８】
本発明の母材鋼板のミクロ組織において、フェライトは必須ではない。ただし、フェライトは延性の向上をもたらすから、含有しても良い。焼鈍時には、二相焼鈍を行うことにより、フェライトの体積率を制御することができる。また、焼鈍後の冷却によって、フェライトの体積率を制御することができる。ただし、フェライトの分率が高くなると、強度が低下する。析出強化や固溶強化によって、高強度化することも可能であるが、フェライトの体積率は４０%以下が好ましい。
【００３９】
パーライトは、体積率が10%以下であれば含んでも良い。パーライトの体積率が10％を超えると、強度や延性の低下が引き起こされるため、上限を10%とした。
【００４０】
上記ミクロ組織の各相である、マルテンサイト、ベイナイト、オーステナイト、パーライト、フェライトの同定、存在位置の観察および体積率の測定は、ナイタール試薬および特開５９−２１９４７３号公報に開示された試薬により、鋼板圧延方向断面または圧延方向直角方向断面を腐食して、１０００倍の光学顕微鏡観察及び１０００〜１０００００倍の走査型および透過型電子顕微鏡により定量化が可能である。各２０視野以上の観察を行い、ポイントカウント法や画像解析により各組織の面積率を求めることができる。そして、求められた面積率を、各組織の体積率と定義する。
【００４１】
3種のマルテンサイト（１）〜（３）の分類方法は、硬度とC濃度である。硬度は、マルテンサイト粒内で3点以上についてナノインデンテーション試験硬度を測り、その平均硬度Hitを算出する。本発明における母材鋼板は、添加元素を多く含むことから、結晶粒径が小さく、ビッカース硬度試験を用いた測定では、圧痕サイズがマルテンサイト粒の粒径を上回る場合がある。そこで、ナノインデンターによる微小領域の硬度測定を行った。圧延方向に平行に切出したサンプルを埋め込み、鏡面研磨及び電解研磨した後、硬度測定を行った。試験条件としては、ベルコビッチ型の圧子を用い、押し込み深さは50nmの条件にて測定した。なお、本試験法は、押し込み深さが小さく、マルテンサイト粒径と圧痕サイズの関係、あるいは、表面の凹凸に敏感である。そこで、予備試験として、種々の条件にて電解研磨、及び、押し込み深さを変化させた硬度測定を行い、最も再現性の良い値が得られる条件を試験条件とした。
【００４２】
マルテンサイト粒のC濃度は、正確に分解濃度が得られる条件で、精度が保証される測定方法であればどのような測定方法でも構わない。例えば、FE-SEM付属のEPMAを用いて、0.5μm以下ピッチでC濃度を注意深く測定することによって得ることができる。そして、硬度とC濃度により、マルテンサイト（１）〜（３）を分類する。
【００４３】
なお、これらのマルテンサイト（１）〜（３）を区別するために、式１〜式３では、各マルテンサイト中のC量CM1〜CM3とナノインデンテーション試験硬度Hitの関係式を用いている。式１、式２、式３の左辺の分母は、C濃度を入れた値が、そのC濃度の炭化物を含まないマルテンサイト（フレッシュマルテンサイト）の硬さを表している。本発明の母材鋼板に含まれているマルテンサイトの硬さは、粒内でのセメンタイトの析出や、焼戻しによって、フレッシュマルテンサイトの硬さより低くなる。そこで、分母のフレッシュマルテンサイトであった場合の硬度と、鋼板中のマルテンサイトの硬度との比を取り、分類した。
【００４４】
（母材鋼板の化学成分）
次に、本発明における母材鋼板の成分限定理由について説明する。なお、以下、組成における％は質量％を示す。
【００４５】
C：Cは鋼の強度を増加させ、延性を向上させる残留オーステナイトを安定化させる元素として添加される。0.05%未満では980MPa以上の引張強度の確保が困難である。0.40%を超える過剰の添加は延性、溶接性、靭性などを著しく劣化させる。従って、C有量は0.05〜0.4%とした。より好ましい範囲は、0.13%〜0.3%である。
【００４６】
Si：Siは固溶強化により鋼板の強度を増大させるのに有用な元素である。また、Siはセメンタイトの生成を抑制するため、ベイナイト変態時にオーステナイト中へのCの濃化を促進させる効果をもち、焼鈍後に残留オーステナイトを生成させるのに必須の元素である。0.01%未満ではそれらの効果が発現されず、3.0%を超える過剰の添加は熱間圧延で生じるスケールの剥離性や化成処理性を著しく劣化させるため、Si含有量は0.01〜3.0%とした。
【００４７】
Mn：Mnは焼入れ性を高めるために有効な元素である。0.1%未満では焼入れ性を高める効果が十分には発現されず、3.0%を超える過剰の添加は靭性を劣化させる。従って、Mn含有量は0.1〜3.0%とした。
【００４８】
Al：Alは脱酸剤のはたらきをする元素である。また、Siと同様にフェライト安定化元素であり、Siの代替として使用することもできる。0.01%未満ではそれらの効果が発現されず、2.0%を超えて過剰添加すると靭性が劣化するため、Alの含有量を0.01〜2.0%とした。
【００４９】
Al+Si：AlとSiはフェライト安定化とセメンタイト抑制という同じ働きをする元素である。したがって、AlとSiの合計添加量が重要となってくる。この合計添加量が、0.5%以下であると、フェライト安定化とセメンタイト抑制の働きが弱くなる従って、0.5%より多く添加することとした。
【００５０】
P：Pは、粒界に偏析して粒界強度を低下させ、靱性を劣化させる不純物元素であり、低減させることが望ましい。Ｐの含有量の上限は、現状の精錬技術と製造コストを考慮し、0.04%に制限した。Ｐの下限値は特に定めないが、０．０００１％未満とすることは、経済的に不利であることからこの値を下限値とすることが好ましい。
【００５１】
S：Sは、熱間加工性及び靭性を劣化させる不純物元素であり、低減させることが望ましい。したがって、上限を0.05%に制限した。Ｓの下限値は特に定めないが、０．０００１％未満とすることは、経済的に不利であることからこの値を下限値とすることが好ましい。
【００５２】
N：Nは粗大な窒化物を形成し、曲げ性や穴広げ性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。これは、Nが0.01%を超えると、この傾向が顕著となることから、Ｎ含有量の範囲を0.01%以下とした。加えて、溶接時のブローホール発生の原因になることから少ない方が良い。下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｎ含有量を０．０００５％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を招くことから、これが実質的な下限である。
【００５３】
更に、Cr, Mo, Ni, Cuの1種または2種以上を添加してもよい。これらの元素は、延性及び靭性を向上させる有効な元素である。しかし、Cr, Mo, Ni, Cuの含有量は、1.0%を超えると、強度の上昇によって、靭性を損なうことがある。したがって、これらの元素の上限は1.0%とした。また、延性及び靭性を向上させるには、Cr量は0.05%以上、Mo量は0.05%以上、Ni量は0.05%以上、Ｃｕ量は0.05%以上が必要であり、下限値とした。
【００５４】
更に、Ti, Nb, Vの1種または2種以上を添加してもよい。これらの元素は、微細な炭窒化物を形成する元素であり、結晶粒の粗大化の抑制し、強度確保と靭性を高めるのに有効である。強度確保と靭性を高めるためには、Ti, Nbは、0.005%以上、Vは0.01%以上を添加が必要である。しかし、これらの元素を過剰に添加すると析出物が粗大になり、靭性が劣化することがある。したがって、Nb, Tiの添加量は0.3%以下に、Vは0.5以下にすることが好ましい。
【００５５】
B：Bは粒界に偏析し、P及びSの粒界偏析を抑制する元素である。また、焼き入れ性を高めるのに有効な元素でもある。しかし、B量が0.1%を超えると、粒界に粗大な析出物を生じて、熱間加工性や靭性を損なうことがある。したがって、Bの含有量を0.1％以下とする。なお、粒界の強化によって、延性、靭性及び熱間加工性を向上させ、焼き入れ性を向上させるためには、0.0001％以上のBの添加が好ましい。
【００５６】
更に、Ca, Mg, REMの一種または二種以上を添加してもよい。これらの元素は、硫化物の形態を制御し、Sによる熱間加工性や靭性の劣化の抑制に有効な元素である。ＲＥＭとは、Rare Earth Metalである。しかし、過剰に添加しても効果が飽和するため、Caは0.01%以下、Mgは0.01%以下、REMは0.01%以下を添加することが好ましい。靭性を向上させるには、Caは0.0005%以上、Mgは0.0005%以上、REMは0.0005%以上を添加することが好ましい。なお、本発明において、ＲＥＭはミッシュメタルにて添加されることが多く、ＬａやＣｅの他にランタノイド系列の元素を複合で含有する場合がある。不可避不純物として、これらＬａやＣｅ以外のランタノイド系列の元素を含んだとしても本発明の効果は発揮される。ただし、金属ＬａやＣｅを添加したとしても本発明の効果は発揮される。
【００５７】
（溶融亜鉛めっき層および合金化溶融亜鉛めっき層の化学成分）
本発明において、母材鋼板の表面に形成される溶融亜鉛めっき層は、Ｆｅ：７質量％未満を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物である。また、合金化溶融亜鉛めっき層は、Ｆｅ：７〜１５質量％を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物である。これら溶融亜鉛めっき層および合金化溶融亜鉛めっき層は、さらにAl：０．０１〜０．５質量％を含有しても良い。より好ましくは、０．０５〜０．３質量％のAlを含有することが望ましい。なお、めっき浴は、純亜鉛およびAlに加え、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒなどを含有しても構わない。
【００５８】
スポット溶接性や塗装性が望まれる場合には、７〜１５質量％のＦｅを含有する合金化溶融亜鉛めっき層を母材鋼板の表面に形成することによって、それらの特性を高めることができる。具体的には、母材鋼板をＺｎめっき浴に浸漬した後、合金化処理を施すことで、めっき層中にＦｅが取り込まれ、塗装性やスポット溶接性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。合金化処理後のＦｅ量が７質量％未満ではスポット溶接性が不十分となる。一方、Ｆｅ量が１５質量％を超えるとめっき層自体の密着性を損ない、加工の際、めっき層が破壊・脱落し、金型に付着することで、成形時の疵の原因となる。したがって、合金化処理を行う場合のめっき層中Ｆｅ量の範囲は７〜１５質量％とする。
【００５９】
また、合金化処理を行わない場合、めっき層中のＦｅ量が７質量％未満でも、合金化により得られるスポット溶接を除く効果である耐食性と成形性や穴拡げ性は良好である。
【００６０】
なお、めっき層中には、Ｆｅの他に、Ａｌ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕなどを含有しても構わない。
【００６１】
めっき層中のＦｅやＡｌの含有量を測定するには、めっき層を酸で溶解し、溶解液を化学分析する方法を用いればよい。例えば、３０ mm×４０ mmに切断した合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、インヒビタを添加した5 ％ HCl水溶液で、鋼板母材の溶出を抑制しながらめっき層のみを溶解させる。そして、溶解液をＩＣＰ発光分析して得られた信号強度と、濃度既知溶液から作成した検量線から、ＦｅやＡｌの含有量が定量される。また、各試料間の測定ばらつきを考慮して、同じ合金化溶融亜鉛めっき鋼板から切出した、少なくとも3つの試料を測定した平均値が採用される。
【００６２】
めっき付着量については、特に制約は設けないが、耐食性の観点から母材鋼板の片面付着量で５ｇ／ｍ2以上であることが望ましい。また、めっき密着性を確保すると言う観点からは、片面付着量で１００g／m2を超えないことが望ましい。
【００６３】
（鋼板の製造方法）
次に製造方法について述べる。
本発明においては、上記の成分からなる鋼を常法で溶製し、鋳造する。得られた鋼片（鋳造スラブ）を熱間圧延する。鋳造スラブを直接または一旦冷却した後1200℃以上に加熱し、Ar3変態点以上で熱間圧延を完了する。
【００６４】
熱間圧延を終了した母材鋼板（熱延鋼板）は、700℃以下の温度域にて巻き取っても良い。巻取り温度が700℃を超えると、熱延鋼板組織が粗大なフェライト・パーライト組織となる。その結果、最終的な鋼板の組織が不均一な組織となり、良好な穴広げ性が得られない。そのため、巻取り温度の上限は700℃にする。より好ましくは、６５０℃以下であり、更に好ましくは、、ベイナイト単相となる５５０℃以下がよい。巻取り温度の下限は特に規定されないが、300℃未満であると熱延板の強度が高くなり、冷間圧延に支障をきたす場合があるので、300℃以上であることが望ましい。
【００６５】
そして、母材鋼板（熱延鋼板）を必要に応じて酸洗し、圧下率40〜70%の冷間圧延を行う。冷間圧延は、焼鈍後のミクロ組織を微細化するため、圧下率を40％以上とする。一方、冷間圧延の圧下率が70％を超えると、加工硬化によって負荷が高くなり、生産性を損なう。したがって、冷間圧延の圧下率は、40〜70％とする。
【００６６】
冷間圧延後、母材鋼板を730〜900℃にて焼鈍する。本発明では、母材鋼板のミクロ組織を制御するために、焼鈍の加熱温度及び冷却条件が極めて重要である。冷間圧延後の焼鈍は、Ｃが十分に濃化したオーステナイトを確保するために、730〜900℃の範囲にした。焼鈍温度が730℃未満であると炭化物が溶け残ってしまい、必要なオーステナイト量が得られない。焼鈍温度が900℃超とするのは経済的でなく、また、焼鈍温度が900℃超では、再結晶が進み、粒径が大きくなってしまい、靭性と延性を低下させてしまう。従って、焼鈍温度は730〜900℃とする。
【００６７】
焼鈍を施した後、母材鋼板を、600〜750℃の温度まで、平均冷却速度0.1〜200℃/秒で冷却する。次に、600〜750℃の温度から450℃以下の温度まで、平均冷却速度20℃／秒以上で冷却する。焼鈍の温度域から600〜750℃の温度まで、平均冷却速度0.1〜200℃/秒で冷却する目的は、冷却過程で生じるパーライトの形成を抑制するためである。冷却速度が、0.1℃/秒未満では、パーライト変態の回避が難しく、オーステナイトの一部、又は、全てがパーライトへと変態してしまい９８０ＭＰ以上の高強度を確保できない。よって、焼鈍の温度域から600〜750℃の温度までの平均冷却速度は、0.1℃/秒以上にする。一方、200℃/秒以上の冷速での冷却は、効果が飽和するばかりでなく、過度の設備投資を招き、経済性に劣るから、上限を200℃/秒とした。
【００６８】
600〜750℃の温度から450℃以下の温度までの間の冷却速度が小さいと、ベイナイト変態が進行するとともに、ベイナイト組織中に多量の炭化物が形成され、オーステナイトが分解して延性に劣る。また、３種のマルテンサイト（１）〜（３）が得られないため、強度と穴広げ性のバランスも低い。このことから平均冷却速度２０℃／秒以上で冷却する必要がある。なお、上限はないが、過度に冷却速度を上げと、製造コストが高くなるので、２００℃／秒以下が妥当である。
【００６９】
次に、母材鋼板を350〜450℃の範囲で120秒以上保持する。なお、前述のように、600〜750℃の温度から450℃以下の温度まで冷却するに際し、冷却停止温度を350℃以上とし、その後、母材鋼板を350〜450℃の範囲で120秒以上保持しても良い。あるいは、600〜750℃の温度から450℃以下の温度まで冷却するに際し、冷却停止温度を350℃未満とし、その後、母材鋼板を再加熱して、350〜450℃の範囲で120秒以上保持しても良い。350〜450℃の温度域での保持は、オーステナイトの安定性を制御するためである。保持時間が短いと、オーステナイトの安定化が進まずに、体積率８％以上の残留オーステナイトを確保出来ない。その結果、強度と延性のバランスが崩れてしまう。一方、長時間の保持は、残留オーステナイトを安定化させすぎてしまい、引き続いて行われる室温までの冷却過程で、マルテンサイトが形成さず、３種のマルテンサイト（１）〜（３）が得られなくなる。よって、この保持時間は、１０００秒以下とすることが望ましい。
【００７０】
次に、母材鋼板を、一旦、平均冷却速度５℃/秒以上で７０℃以下まで冷却する。冷却の到達温度は室温としても良い。ただし、到達温度は季節によって変動するので、材質確保の観点からは、７０℃以下で良く、季節によって変動してもよい。また、７０℃までの平均冷却速度は、５℃/秒以上とする必要がある。上限は特に定めないが、２００℃/秒超の冷却速度での冷却は、効果が飽和するばかりでなく、大きな設備投資を伴い経済的に好ましくないので２００℃/秒以下とすることが望ましい。これにより、オーステナイトの一部をマルテンサイトへと変態させる。この様な熱処理を行うことで、ベイナイト、残留オーステナイトおよびマルテンサイトの混合組織が得られる。ただし、一部、フェライトを含有しても良い。なお、この室温までの冷却で得られたマルテンサイトが、マルテンサイト（１）の起源となるフレッシュマルテンサイトである。
【００７１】
次に、７０℃以下までされた母材鋼板を、圧延する。圧延での加工により、母材鋼板中の残留オーステナイトの一部が変態し、加工誘起変態マルテンサイトが生成される。こうして、圧延によって得られた加工誘起変態マルテンサイトが、マルテンサイト（２）の起源となる。室温で残留するオーステナイトは、０．８質量％以上のＣを含有し、それが変態した加工誘起変態マルテンサイトは、硬いものとなる。十分な加工誘起変態マルテンサイトを得るために、圧延の伸び率（圧下率）は0.2〜2％とする。伸び率が0.2％未満ではその効果が十分でなく、伸び率が2％を超えると降伏比が大幅に増大するとともに、伸びが劣化する。
【００７２】
次に、必要に応じて、母材鋼板にNiプレめっきを行った後、亜鉛めっき、もしくは、亜鉛めっき及び合金化加熱処理を行う。Niプレめっきを行う場合、母材鋼板を酸洗した後、母材鋼板の表面を深さ0.1μｍ以上研削して除去し、母材鋼板の表面に、Ｎｉを、0.2〜2ｇ／ｍ2プレめっきする。不めっきの抑制や合金化を行うためには、鋼板表面の研削やＮｉプレめっきを行うことが望ましい。これは、複数の熱処理工程を経ることから、母材鋼板の表面に酸化物が形成され易く、不めっきや溶融亜鉛めっきの合金化処理の遅延を生じやすいためである。
焼鈍後には、母材鋼板の表層には、SiやMnなどの酸化物が存在する場合がある。これら酸化物が存在すると、Niプレめっきをしたとしても、不めっきが発生する場合がある。このことから、研削を行うことで酸化物を除去する必要がある。この効果は、母材鋼板の表層から深さ0.1μm以上を研削することで顕著になることから、研削量を0.1μmとした。上限は特に定めないものの、研削量は鋼板を薄くし、歩留まり低下となるので、小さい方が望ましい。
Ni付着量を0.2〜2ｇ／ｍ2とすることで、その後の溶融めっきの際の不めっき抑制をもたらすことができる。0.2ｇ／ｍ2未満では、不めっき抑制の効果が十分に得られないため、下限を0.2ｇ／ｍ2とした。上限は特に定めることなく、不めっき抑制効果は得られるものの、2.0ｇ／ｍ2超とすることは効果が飽和するばかりでなく、経済性に劣ることから望ましくない。加えて、過大な設備投資が必要であったり、極端に通販速度を落とした操業が必要であり、経済性に劣ることから好ましくない。
【００７３】
溶融亜鉛めっき浴に浸漬させる母材鋼板の温度は、溶融亜鉛めっき浴の温度より４０℃低い温度から溶融亜鉛めっき浴の温度より５０℃高い温度までの範囲とする。浸漬される母材鋼板の温度が「溶融亜鉛めっき浴温度−４０」℃を下回ると、めっき浴への進入時の抜熱が大きく、溶融亜鉛の一部が凝固してしまい、めっき外観が劣化する場合がある。また、母材鋼板の温度が「溶融亜鉛めっき浴温度+５０」℃を超えると、めっき浴の温度上昇に伴う操業上の問題が誘発される。なお、めっき浴の温度は、440〜470℃で管理する。めっき浴の温度の低下は、浴内に存在する溶融めっきの凝固を招き、不めっきの原因となる、あるいは、外観を劣化させる原因となる。
【００７４】
したがって、圧延された母材鋼板を、「溶融亜鉛めっき浴温度−40」℃〜「溶融亜鉛めっき浴温度＋50」℃まで、加熱しなければならない。ここでは、平均昇温速度10℃／秒以上で、母材鋼板を加熱する。ここでの加熱速度が10℃／sec未満では、Niプレめっきの際に母材鋼板の表面が研削除去されて導入された歪が緩和され、合金化促進効果が得られなくなる。また、加熱温度が「溶融亜鉛めっき浴温度−４０」℃未満では、溶融亜鉛めっき時に不めっきを生じやすい。加熱温度が「溶融亜鉛めっき浴温度+５０」℃を超えると、母材鋼板の表面が研削除去されて導入された歪が緩和され、合金化促進効果が得られなくなる。
【００７５】
溶融亜鉛めっき槽では、不めっきの抑制や合金化の促進のために、めっき浴中に10ｍ/min以上、50ｍ/min以下の噴流を与えることが望ましい。めっき浴の表面には、ＺｎやＡｌの酸化膜であるスカムが浮遊している。母材鋼板の表面に多量に酸化膜が存在している場合、めっき浴への浸漬時に、母材鋼板の表面にスカムが付着し、不めっきが発生し易い。加えて、鋼板に付着したスカムは、不めっきのみならず、合金化も遅延させる。
【００７６】
この性質は、ＳｉやＭｎを多く含む鋼板で特に顕著となる。詳細なメカニズムは不明なものの、母材鋼板の表面に形成されたＳｉやＭｎの酸化物と、同じく酸化物であるスカムが反応することで、不めっきや合金化遅延が助長されると考えられる。噴流の流速を１０ｍ/ｍｉｎ以上５０ｍ/ｍｉｎ以下としたのは、１０ｍ/ｍｉｎ未満では、噴流による不めっき抑制効果が得られないためである。５０ｍ/ｍｉｎ以下としたのは、不めっき抑制の効果が飽和するばかりでなく、過大な設備投資によるコスト高を避けるためである。
【００７７】
また、めっき浴は、純亜鉛に加え、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒなどを含有しても構わない。
【００７８】
そして、母材鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬させて、溶融亜鉛めっきが行われる際には、もしくは、溶融亜鉛めっきおよび合金化処理が行われる際には、母材鋼板中のマルテンサイトが焼き戻される。即ち、上述したように、溶融亜鉛めっき浴に浸漬される母材鋼板中には、マルテンサイト（１）の起源となるフレッシュマルテンサイトと、マルテンサイト（２）の起源となる加工誘起変態マルテンサイトが含まれている。溶融亜鉛めっき浴へ浸漬と、合金化熱処理が行われることで、予め母材鋼板中に形成されていたフレッシュマルテンサイトと加工誘起変態マルテンサイトが焼き戻される。その結果、マルテンサイト（１）およびマルテンサイト（２）が形成される。
【００７９】
次に、溶融亜鉛めっきが行われた溶融亜鉛めっき鋼板、もしくは、溶融亜鉛めっきおよび合金化処理が行われた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を７０℃以下まで冷却する。冷却の到達温度は室温としても良い。ただし、到達温度は季節によって変動するので、材質確保の観点からは、７０℃以下で良く、季節によって変動してもよい。また、７０℃までの平均冷却速度は、５℃/秒以上とする必要がある。上限は特に定めないが、２００℃/秒超の冷却速度での冷却は、効果が飽和するばかりでなく、大きな設備投資を伴い経済的に好ましくないので２００℃/秒以下とすることが望ましい。この冷却により、母材鋼板中の残留オーステナイトの一部がマルテンサイトへと変態される。こうして生成されたマルテンサイトは、最も硬い組織であるマルテンサイト（３）となる。
【００８０】
熱処理のみでは、残留オーステナイトの分解を引き起こすのみであるが、本発明では、予め、圧延を行って、残留オーステナイトに加工を加えている。その結果、熱処理後の冷却中に残留オーステナイトの一部がマルテンサイトへと変態する。その結果得られたマルテンサイト（３）を強化組織として、高強度化が達成される。詳細なメカニズムは不明なものの、圧延を行った鋼板と、調質圧延を行わない鋼板の組織を詳細に比較したところ、圧延を行わない鋼板では、このようなマルテンサイトは観察されなかった。このことから、圧延の際に導入された転位が、熱処理とその後のマルテンサイト変態に寄与していると推測された。
【００８１】
なお、マルテンサイト（３）を得るためには、「亜鉛めっき浴温度-40」℃以上、560℃以下の温度まで母材鋼板を加熱する必要がある。「亜鉛めっき浴温度-40」℃以下の加熱では、引き続いて行われる冷却中にマルテンサイトを得ることができない。一方、560℃を超える温度まで加熱すると、炭化物析出が顕著となり、オーステナイトが分解し、伸び向上に必要な量の残留オーステナイトを確保できない。このことから、溶融亜鉛めっきを行う場合、母材鋼板の加熱温度は560℃以下とする。また、合金化熱処理に要する時間が長いと、オーステナイトが分解するため、合金化処理時間は、４０秒以内とすることが望ましい。
【００８２】
なお、連続溶融亜鉛めっき設備のような熱処理とめっきを連続して行う設備では、途中で鋼板を室温まで冷却することがなく、途中で圧延を行うことが出来ない。この結果、本発明の様な３種類のマルテンサイトの造り分けや、残留オーステナイトの確保等の組織制御ができなかった。よって、強度、延性、および穴拡げ性の高いレベルでの両立は難しかった。
【００８３】
なお、母材鋼板の表面層を0.1μｍ以上研削除去した後にNiをプレめっきすることにより、亜鉛めっき後の合金加熱処理時に、合金化が促進され、合金化処理時の加熱温度を下げることができる。これにより、合金化熱処理時にセメンタイトが生成されず、穴広げ性の劣化が回避される。合金化が促進されるメカニズムは明確ではないが、研削により鋼板表層部に導入される歪により、表面が活性化することが考えられる。母材鋼板の表面層を研削除去する方法としては、ブラシ研磨、サンドペーパー研磨、機械研磨などの方法を用いればよい。Niプレめっきの方法は電気めっき、浸漬めっき、スプレーめっきのいずれでもよく、めっき量は0.2〜2ｇ／ｍ2程度が望ましい。鋼板の表面層を研削除去する量が0.1μｍ未満である場合や、Niプレめっきを行わない場合もしくは、プレめっき量が0.2g/m2以下もしくは2g/m2の場合には、合金化促進効果が得られず、合金化温度を高くせざるを得ないため、後述するように穴広げ性の劣化を防ぐことができない。より合金化促進効果を得るためには、鋼板の表面層を研削除去する量を0.5μｍ以上とすることが望ましい。
【００８４】
また、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合、めっき層の特性を制御するため、めっき浴中の有効Ａｌ濃度を０．０５〜０．５００ｍａｓｓ％の範囲に制御することが望ましい。ここでめっき浴中の有効Ａｌ濃度とは、浴中のＡｌ濃度から、浴中のＦｅ濃度を引いた値である。
【００８５】
有効Ａｌ濃度が０．０５ｍａｓｓ％よりも低い場合にはドロス発生が顕著で良好な外観が得られない。一方、有効Ａｌ濃度が０．５００ｍａｓｓよりも高いと、合金化が遅くなり、生産性が劣る。このことから、浴中の有効Ａｌ濃度の上限は、０．５００ｍａｓｓ％とすることが望ましい。
【００８６】
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面に、塗装性、溶接性を改善する目的で、上層めっきを施すことや、各種の処理、例えば、クロメート処理、りん酸塩処理、潤滑性向上処理、溶接性向上処理等を施すこともできる。
【００８７】
溶融亜鉛めっき及び合金化加熱処理の後は、最終的な形状矯正及び降伏点伸びの消失のために圧延を行うことが望ましい。伸び率が0.2％未満ではその効果が十分でなく、伸び率が1％を超えると降伏比が大幅に増大するとともに伸びが劣化する。従って、伸び率を0.2〜1％とすることが望ましい。また、めっき浴浸漬前に、焼鈍時に生成したスケールを除去するために焼鈍後に酸洗を行ってもよい。
【実施例】
【００８８】
以下、実施例により本発明の効果をさらに具体的に説明する。なお、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
【００８９】
表１に示す組成の鋼を鋳造し、表２、３に示す条件で、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。まず、各組成の鋼スラブを、スラブ加熱温度（℃）まで加熱し、仕上げ圧延温度（℃）で熱間圧延を終了した。得られた熱延鋼板を、巻き取り温度（℃）にて巻き取りし、冷延率（％）に示す冷間圧延を行った。なお、冷延率３０％（冷延率４０％未満）での冷間圧延を行った場合、板形状が悪く、その後の焼鈍設備通板時に擦り疵の発生が懸念されたため、通板を断念した。また、冷延率８０％（冷延率７０％超）での冷間圧延を行った場合、圧延荷重が最大値となり所定の板厚に出来ず断念した。
冷間圧延後の母材鋼板を、焼鈍温度（℃）で焼鈍し、一次冷却速度（℃/ｓｅｃ）で、一次冷却温度（℃）まで冷却（一次冷却）し、冷却停止温度（℃）まで二次冷却速度（℃/ｓｅｃ）で、冷却（二次冷却）した。そして、保持温度（℃）、保持時間（ｓｅｃ）で、保持した。
次いで、平均冷却速度５℃/秒以上で７０℃以下まで冷却し、圧延率（伸び率）％で圧延した。板厚は1.4mmとした。その後、母材鋼板の表面を表面研削量（μm）の深さまで研削して除去し、Niプレめっき量（g/m２）のNiプレめっきを行った。
次に、母材鋼板を、昇温速度（℃/ｓｅｃ）で、加熱温度（℃）まで加熱し、溶融亜鉛めっき浴に浸漬させて、溶融亜鉛めっきした。また、必要に応じて、合金化時間（ｓｅｃ）、合金化温度（℃）で、合金化加熱処理を行った。なお、溶融亜鉛めっき槽では、めっき浴内の噴流速度（m/ｍｉｎ）の噴流を与えた。また、めっき浴の温度は、440〜470℃で管理した。
その後、平均冷却速度５℃/秒以上で７０℃以下まで冷却した。
【００９０】
得られた溶融亜鉛めっき鋼板と合金化溶融亜鉛めっき鋼板の機械的特性、穴広げ性(λ)、めっき外観、合金化度、めっき密着性を評価した（表４）。機械的特性は引張試験を、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して行って評価した。引張試験の応力−歪曲線より、引張強度（TS）、全伸び（EL）を求めた。その後、加工性の指標であるTSxELとTSxλを求めた。穴広げ性は穴広げ試験を日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ  Ｔ  １００１に準拠して行い、穴広げ率を測定して評価した。TSxELは17000MPa・%以上、TSxλは40000MPa・%以上が成形性が良いと判断する。めっき外観は目視観察により不めっきの有無を判定し、○が不めっきなし、×が不めっきありとした。合金化Fe%とは、めっき層中のFeの質量%を示している。合金化処理を行った合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、Fe：7〜15%が合金化がうまく進んだことを示している。合金化処理を行わない溶融亜鉛めっき鋼板では、Fe：7%以下でよい。
【００９１】
実験No.a、ba、bt、ｃ、ｄ、ｅ、ｆａ、g、ｈａ、ht、ｉ、j、k、ｌ、m、ｎ、ｏは本発明例であり、いずれの特性も合格となり、目標とする特性の鋼板が得られている。一方、成分または製造方法が本発明の範囲外であるその他の実験Noは、いずれかの特性が不合格となっている。
【００９２】
【表１】
0005403185.tif 000002
【００９３】
【表２】
0005403185.tif 000003
【００９４】
【表３】
0005403185.tif 000004
【００９５】
【表４】
0005403185.tif 000005
【産業上の利用可能性】
【００９６】
本発明は、自動車用の構造用部材、補強用部材、足廻り用部材に好適な、引張最大強度９８０ＭＰａ以上を有する、成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を提供する。自動車の軽量化に大きく貢献することが期待でき、産業上の効果は極めて高い。