(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０５〜０．２５質量％，Ｓｉ：０．６〜２．０質量％，Ｍｎ：１．０〜２．５質量％，Ａｌ：０．１〜０．５質量％を含み、かつＳｉとＡｌの合計が０．８〜２．２質量％に調整され、残部：Ｆｅ及び不可避的不純物の成分組成を有する鋼板にＦｅ系めっきを施した後、７００〜９００℃で焼鈍し、その後、２〜２００℃／秒の平均冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却し、その温度域に１０〜２００秒保持した後、下記式（１）を満たす付着量で溶融Ｚｎめっきを施し、直ちに４６０〜５３０℃の温度域で２〜１２０秒保持後、５℃／秒以上の冷却速度で２５０℃以下に冷却してδ1単相の合金化めっき層を形成することを特徴とする延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。
0.08≦［Fe付着量］／（［Fe付着量］＋［Zn付着量］）≦0.15 ・・・（１）
【請求項２】
鋼板が、さらにＴｉ：０．２質量％以下，Ｎｂ：０．１質量％以下，Ｖ：０．２質量％以下の少なくとも１種以上を含むものである請求項１に記載の延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３】
鋼板が、さらにＭｏ：１．０質量％以下，Ｃｒ：１．０質量％以下，Ｂ：０．０１質量％以下，Ｎｉ：２．０質量％以下，Ｃｏ：１．０質量％以下の少なくとも１種以上を含むものである請求項１又は２に記載の延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、自動車の構造部材や足回り部材等、高強度で過酷なプレス成形に耐えうる高延性、さらには高耐食性が要求される用途に適した延性に優れる高強度の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、耐食性，塗装性，塗装後密着性，溶接性に優れていることから、自動車用車体，家電製品を始めとする種々の分野で防錆鋼板として汎用されている。また、自動車分野では、燃費の向上や衝突安全性の向上を目的として、最近各種部品に高強度鋼板が積極的に使用されるようになっている。自動車用鋼板の多くはプレス加工によって必要形状に成形されるため、高強度鋼板には張出し成形や伸びフランジ成形等、優れた成形性が求められている。
高強度鋼板の中でも、フェライトと低温変態相からなる複合組織鋼、殊に残留オーステナイトを利用した複合組織鋼は、極めて良好な張出し成形性を示すことが知られている。
【０００３】
一方、耐食性の確保を目的として、高強度鋼の分野でも、冷延鋼板に代わり合金化溶融亜鉛めっきを施した鋼板の自動車車体への適用が積極的に検討されている。すなわち、自動車の軽量化をより一層推進するためには、耐食性に優れ、かつ延性に優れる高強度合金化溶融めっき鋼板が必要不可欠となっている。
しかしながら、残留オーステナイトを利用した複合組織鋼板は、基本的にはＳｉを多量に含有する成分系であるため、不めっきが生じたり、合金化後の加工時にめっきの剥離が生じたりするなどの問題点があった。
【０００４】
この問題を解決するには、例えば特許文献１で提案されているように、Ｓｉの代替としてＡｌを利用する方法がある。しかしながら、この方法ではＳｉの固溶強化作用が利用できないため、高強度を得るためにはＣやＭｎといった他の元素を多量に添加する必要がある。このため、溶接性や延性の低下が懸念される。また、多量のＡｌ添加は、製造性の低下やコストの上昇を招くことになる。
【０００５】
ところで、合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、溶融Ｚｎめっきした後、加熱合金化処理することにより製造されている。加熱合金化処理には、一般にバーナー加熱方式，高周波誘導加熱方式，両者を併用する加熱方式等を採用した合金化処理炉が使用されている。
特に、自動車車体等に多用されるようになってきた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、比較的延性の小さな高張力鋼をめっき原板に使用していることから、プレス成形性に及ぼすめっき層表面の摺動性の影響が大きく、多量のζ相が残存するとめっき層の剥離だけでなく、板破断が発生し、プレス成形ができなくなることがある。
そこで、本発明者等は、特許文献２で、合金化熱処理時にζ相を残存させず、しかもΓ相の成長を抑制して加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得るために、めっき原板の表面に実質的にＦｅからなる層を形成した後、溶融Ｚｎめっきを施し、その後合金化熱処理することにより、δ1相，Γ1相及び層厚１μｍ以下のΓ相からなるめっき層を有する合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板を製造する方法を提案した。
【０００６】
同じく、本発明者等は、特許文献３で、溶融Ｚｎめっきを施す前のプレめっきとしてＦｅ系のめっき層を形成しておくことにより、溶融Ｚｎめっき後の合金化処理温度を低くして鋼中におけるパーライトや炭化物の生成を抑制し、鋼材自身の機械的特性、特に延性の低下を抑えることを提案した。
【特許文献１】特開２００４−１１５８４３号公報
【特許文献２】特開２００１−２７９４０９号公報
【特許文献３】特開２００４−２８５３８５号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
ところで、特許文献１で提案されているようなＳｉをＡｌで代替する技術には種々の問題があるため、Ｓｉ含有量はある程度多くすることが好ましい。
また、特許文献２で提案した製造方法でζ相の生成・残存を防ぐためには、合金化熱処理を５３０℃以上の高い温度で行う必要があった。
しかしながら、特許文献２で示されたように、Ｓｉ，Ｍｎをある程度多く含有させた鋼板に溶融Ｚｎめっきした後、高温で合金加熱処理を施すと鋼板中にパーライトを形成するために、鋼板自身の強度及び伸びは著しく低下する。また、高い温度で合金加熱処理を施すためにめっき合金層にΓ相が形成しやすくなっている。
さらに、特許文献３で提案した、溶融Ｚｎめっきを施す前のプレめっきとしてＦｅ系のめっき層を形成して合金化処理温度を低くする技術を採用しても、その後の合金加熱処理時にη−Ｚｎ相やζ相が出現しやすい。
【０００８】
めっき合金層に、これらΓ相やη−Ｚｎ相，ζ相が出現すると、パウダリングやフレーキングを起してめっき鋼板の加工性を低下させる。
本発明は、このような問題を解消すべく案出されたものであり、多量のＳｉ，Ｍｎを含有する鋼板を原板とした合金化溶融亜鉛めっき鋼板であっても、原板の組織を調整するとともに、Ｓｉ，Ｍｎを含まないＦｅとＺｎのめっき層を合金化させて、高強度でしかも延性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明の延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は、その目的を達成するため、Ｃ：０．０５〜０．２５質量％，Ｓｉ：０．６〜２．０質量％，Ｍｎ：１．０〜２．５質量％，Ａｌ：０．１〜０．５質量％を含み、かつＳｉとＡｌの合計が０．８〜２．２質量％に調整され、残部：Ｆｅ及び不可避的不純物の成分組成を有する鋼板にＦｅ系めっきを施した後、７００〜９００℃で焼鈍し、その後、２〜２００℃／秒の平均冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却し、その温度域に１０〜２００秒保持した後、下記式（１）を満たす付着量で溶融Ｚｎめっきを施し、直ちに４６０〜５３０℃の温度域で２〜１２０秒保持後、５℃／秒以上の冷却速度で２５０℃以下に冷却してδ1単相の合金化めっき層を形成することを特徴とする。
0.08≦［Fe付着量］／（［Fe付着量］＋［Zn付着量］）≦0.15 ・・・（１）
【００１０】
鋼板としては、鋼中にさらにＴｉ：０．２質量％以下，Ｎｂ：０．１質量％以下，Ｖ：０．２質量％以下の少なくとも１種以上、或いはＭｏ：１．０質量％以下，Ｃｒ：１．０質量％以下，Ｂ：０．０１質量％以下，Ｎｉ：２．０質量％以下，Ｃｏ：１．０質量％以下の少なくとも１種以上を含むものでも良い。
【発明の効果】
【００１２】
本発明で提供される高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、ある程度多めのＳｉ，Ｍｎを含有する鋼板を原板として合金化溶融Ｚｎめっきを施す際に、Ｓｉ＋Ａｌ含有量が規定され、かつ残留オーステナイトの体積率と前記残留オーステナイト及びマルテンサイトの平均粒径を規定した組織を有する鋼板を原板とするとともに、Ｆｅ系のプレめっきを施した後にＦｅ系めっき付着量とＺｎめっき付着量を所定の関係でコントロールしつつ溶融Ｚｎめっきを施している。このため、めっき後の合金化熱処理を低温度域で行え、しかも合金化めっき層にΓ相，η−Ｚｎ相或いはζ相がない、δ1単相のめっき層を得ることができる。さらに原板そのものが大きく均一な伸び特性を有しており、低温度域で合金化熱処理を行っているため強度低下もない。
したがって、強度や伸びの低下がなく、プレス成形性に優れた高延性高強度の合金化溶融めっき鋼板を得ることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１３】
本発明者等は、Ｓｉ，Ｍｎをある程度多量に含む鋼板を原板として合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する際の問題点がある、乏しい延性，強度低下，及びめっき鋼板の加工性について種々検討を重ねてきた。
その結果、Ａｌを添加することにより残留オーステナイト及びマルテンサイトの粒径を小さくするとともに含有Ｓｉ＋Ａｌの量を調整することにより、伸びを大きく均一にできることを見出した。
【００１４】
また、溶融Ｚｎめっきを施す前のプレめっきとしてＦｅ系のめっき層を形成しておくと、溶融Ｚｎめっき後の合金化処理温度を低く、あるいは溶融Ｚｎめっき時に合金化が行えて、Γ相を生成させることがなく、しかも鋼材自身の機械的特性、特に延性の低下を抑えることができることを見出した。
さらに、Ｆｅ系プレめっきを施す際のＦｅ系めっき付着量をＺｎめっき付着量との関係で調整しておくと、表層に合金化を抑制するＭｎやＳｉが存在せず、しかも十分なＦｅが存在する層が形成され、合金化温度が低くてもη−Ｚｎ相やζ相を生成させずδ1相のみを形成する合金化熱処理が可能となることを見出した。
【００１５】
以下にその詳細を説明する。
本発明で使用されるめっき原板としては、Ｃ：０．０５〜０．２５質量％，Ｓｉ：０．６〜２．０質量％，Ｍｎ：１．０〜２．５質量％，Ａｌ：０．１〜０．５質量％を含み、かつＳｉとＡｌの合計が０．８〜２．２質量％に調整され、さらに必要に応じてＴｉ：０．２質量％以下，Ｎｂ：０．１質量％以下，Ｖ：０．２質量％以下の少なくとも１種以上、或いはＭｏ：１．０質量％以下，Ｃｒ：１．０質量％以下，Ｂ：０．０１質量％以下，Ｎｉ：２．０質量％以下，Ｃｏ：１．０質量％以下の少なくとも１種以上を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼板が使用される。
なお、「％」表示は、特に示さない限り「質量％」を意味する。
【００１６】
Ｃ：０．０５〜０．２５％
Ｃは鋼板の高強度化や残留オーステナイト等の低温変態相の生成に必要不可欠な元素である。含有量が０．０５％未満では、３％以上の残留オーステナイトの確保が困難である。逆に、０．２５％を超える添加は、溶接性や延性の低下をもたらす。したがって、Ｃ含有量は０．０５〜０．２５％の範囲とする。好ましくは０．０８〜０．１５％である。
【００１７】
Ｓｉ：０．６〜２．０％
Ｓｉは固溶強化により鋼板の強化に寄与するとともに、セメンタイトに固溶せずその生成を抑制することで、残留オーステナイトの生成を促進する。含有量が０．６％未満では、セメンタイトの生成抑制作用が十分でなく、所望の残留オーステナイト量が確保できない。ただし、２．０％を超えて含有すると、焼鈍時におけるＳｉの拡散現象が著しくなってＦｅ系めっきを施しても表層にＳｉ酸化膜層が形成してしまい、めっき密着性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．６〜２．０％の範囲とする。好ましくは０．８〜１．４％である。
【００１８】
Ｍｎ：１．０〜２．５％
Ｍｎはオーステナイトを安定化させるとともに、加熱後の冷却時でのパーライト生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進する。含有量が１％未満ではパーライトの生成抑制効果が発揮されない。逆に、２．５％を超えると、バンド組織が顕著になり加工性が著しく低下することになる。したがって、Ｍｎ含有量は１．０〜２．５％の範囲とする。好ましくは１．０〜２．０％である。
【００１９】
Ａｌ：０．１〜０．５％
Ａｌは、Ｓｉと同様にセメンタイトに固溶せずその生成を抑制することで、残留オーステナイトの生成を促進する。また、局部延性の向上に寄与する。Ａｌ添加により局部延性が向上する理由について、その詳細は不明であるが、めっき設備における２相域焼鈍時にオーステナイトが微細になり、得られる残留オーステナイトも微細になるためと考えられる。Ａｌ含有量が０．１％未満では局部延性の向上は期待できない。逆に、０．５％を超えるとその効果が飽和するばかりでなく、製造性の低下やコスト上昇を招くことになる。したがって、Ａｌ含有量は０．１〜０．５％の範囲とする。好ましくは０．１〜０．３％である。
【００２０】
Ｓｉ＋Ａｌ：０．８〜２．２％
ＳｉとＡｌの合計が０．８％に満たないと、上述したセメンタイトの生成抑制効果は不十分である。しかし、その合計が２．２％を超えるとめっき性が低下する。したがって、Ｓｉ＋Ａｌの合計量は０．８〜２．２％の範囲とする。好ましくは１．０〜１．５％である。
【００２１】
Ｔｉ：０．２％以下
Ｎｂ：０．１％以下
Ｖ：０．２％以下
Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖは組織を微細化するとともに、炭窒化物を形成して析出強化により高強度化に有効である。このため必要に応じて添加される。ただし、過度の添加は、延性の低下を招くだけでなく、炭化物の形成により残留オーステナイトを減少させる。したがって、それらの含有量は、Ｔｉは０．２％，Ｎｂは０．１％，Ｖは０．２％を上限とする。
【００２２】
Ｍｏ：１．０％以下
Ｃｒ：１．０％以下
Ｂ：０．０１％以下
Ｎｉ：２．０％以下
Ｃｏ：１．０％以下
これらは、焼入れ性を向上させて高強度化するのに有効な元素である。また低温変態相の生成を促進させる。必要に応じて１種もしくは２種以上を適宜添加できる。ただし、Ｎｉは２．０％、Ｍｏ，Ｃｒ，Ｃｏは１．０％、Ｂは０．０１％を超えて添加しても、その効果が飽和するだけでなく、コスト上昇を招く。したがって、それぞれ上記数値を上限とする。
【００２３】
次に、めっき及び熱処理条件について説明する。
Ｆｅ系プレめっき層としては、純Ｆｅの他に、Ｆｅ−Ｂ，Ｆｅ−Ｃ，Ｆｅ−Ｐ，Ｆｅ−Ｎ，Ｆｅ−Ｏ等のめっき層が使用できる。Ｆｅ系プレめっき層に含まれる微量のＢ，Ｃ，Ｐ，Ｎ，Ｏは、Ｓｉ，Ｍｎの濃化を抑制する作用を呈する。
Ｆｅ系プレめっき層は、電気めっき法で形成されるが、所要の付着量が得られる限り電気めっき液の種類，浴組成，めっき条件等に特段の制約が加わるものではない。前記条件の設定により所定量のＦｅ系プレめっき層を付着させる。Ｆｅ系プレめっきは、電気めっきラインで実施できるが、溶融めっきラインのガス還元焼鈍炉の前に電気めっき設備を付設してＦｅ系プレめっき及び溶融Ｚｎめっきを連続化することが生産性，コスト的に有利である。
【００２４】
本発明では、Ｆｅ系のプレめっき付着量とその後の溶融Ｚｎめっき付着量の関係を調整することが重要になる。［Ｆｅ付着量］／（［Ｆｅ付着量］＋［Ｚｎ付着量］）の値が０．０８に満たないと、Ｆｅめっきの量が不足し、めっき層中にζ相又はη−Ｚｎ相が残存するか、高い合金化温度が必要になる。逆に、上記値が０．１５を上回ると、Ｆｅめっきの量が過多になり、合金化に使用されないＦｅが残存するため、工業上のコストが高くなるだけである。後述のＺｎ付着量にもよるが、上記条件を満たすような付着量のＦｅ系プレめっきを施す。
【００２５】
溶融Ｚｎめっき前のプレめっき鋼板の焼鈍条件によっても、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の機械的特性は変化する。より高延性で高強度を得るための焼鈍条件について以下に説明する。
焼鈍温度：７００〜９００℃
７００℃未満では、セメンタイトが完全に固溶せず、またオーステナイトの存在量も少なくなるため、残留オーステナイト量が減少して、所望の伸び特性が得られない。一方、９００℃を超えると、Ｆｅ系めっき層中へＳｉやＭｎが拡散し、Ｆｅプレめっきの効果が減衰する。このため、焼鈍温度は７００〜９００℃の範囲とする。
【００２６】
焼鈍の雰囲気は還元雰囲気とする。ガス還元雰囲気とすることが好ましい。
ガス還元雰囲気であると、プレめっきされたＦｅが部分的に酸化されていても、ガス還元されて活性な表面状態になり、その後の溶融Ｚｎめっきの際めっき層が付着しやすくなる。さらにその後の合金化反応速度も大きくなる。
【００２７】
冷却速度：２〜２００℃／秒
平均冷却速度が２℃／秒に満たないと、冷却中にパーライトが生成し、最終的に得られる残留オーステナイト量が減少する。一方、２００℃／秒を超える平均冷却速度では、鋼板の幅方向，長手方向での変動が大きくなり、均一な鋼板を得ることができなくなる。
【００２８】
冷却停止及び保持温度：３５０〜５００℃
冷却の終点温度は３５０〜５００℃の範囲にする。冷却の終点が５００℃を超えると、オーステナイトが炭化物に分解し、パーライトが形成されて残留オーステナイト量が減少する。３５０℃未満では、ベイナイト変態が十分に進行せず、マルテンサイト生成量が多くなるため、強度は向上するものの伸びの低下が著しくなる。
【００２９】
保持時間：１０〜２００秒
保持時間が１０秒に満たないと、ベイナイト変態が十分に進行せず、残留オーステナイト量が少なくなる。一方、２００秒を超えると、過度のベイナイト変態の進行によりセメンタイトが生成し残留オーステナイト量が減少する。
このような焼鈍条件の制御により、Ｓｉ及びＡｌ含有量の調整と相俟って、残留オーステナイトの体積率が３％以上、かつ残留オーステナイト及びマルテンサイトの平均粒径が２μｍ以下になるように調整された組織を呈する、延性の高い高強度の鋼板が得られている。
【００３０】
ここで、残留オーステナイトの体積率、並びに残留オーステナイトとマルテンサイトの粒径の影響について説明しておく。
本発明鋼板の延性（均一伸び）は、残留オーステナイトの体積率に大きく影響される。加工時に残留オーステナイトがマルテンサイトに加工誘起マルテンサイト変態することで均一伸びが向上するが、この効果を発揮させるためには、体積率で３％以上必要となる。上限は特に規定されないが、本発明鋼の成分で得られる最大の残留オーステナイト量は２０％程度である。
また、本発明鋼板の延性（局部伸び）は、残留オーステナイト及びマルテンサイトの粒径に大きく影響される。残留オーステナイト及びマルテンサイトの平均粒径が小さいほど局部伸びは向上するが、その効果を発揮させるためには２μｍ以下にする必要がある。
後述の溶融めっき工程及び合金化処理工程で５３０℃を超える温度に加熱されなければ、上記組織が変わることはない。
【００３１】
上記の条件でガス還元焼鈍されためっき原板は、溶融Ｚｎめっき浴に導入される。
溶融Ｚｎめっき浴としては、浴温を４２０℃以上４９０℃未満に設定したものを使用する。４２０℃はめっき浴の凝固点であり、また４９０℃以上になると、めっき浴を入れている槽が激しく浸食され、頻繁な交換が必要となるなど、経済的に不利である。
溶融Ｚｎめっき浴から引き上げられ、めっき原板に付着している溶融めっき金属の亜鉛めっき付着量をガスワイピングで調整する。必要とする付着量は前記した通りである。
【００３２】
ガスワイピング後、鋼板を４６０℃以上５３０℃未満の温度に２〜１２０秒加熱することにより合金化反応を進行させる。加熱温度が４６０℃未満だったり２秒に満たなかったりすると合金化が不十分でη−Ｚｎ相が残存することになる。５３０℃以上では、鋼中にパーライトが生成し、残有オーステナイト量が少なくなって、延性の低下につながる。また合金化温度が５３０℃未満であっても、その温度が高いほど鋼中にパーライトが生成する恐れがあるから、合金化温度は４９０℃未満にすることが好ましい。１２０秒までには合金化は十分に行われ、それ以上の加熱は無意味である。
【００３３】
４６０℃以上５３０℃未満×２〜１２０秒の加熱条件が満足される限り、加熱方式は特に制約されるものではなく、バーナー加熱方式，高周波誘導加熱方式，両者を併用した加熱方式等を採用した合金化処理炉が使用される。
合金化処理された鋼板は、板温が２５０℃に到達するまで５℃／秒以上の冷却速度で冷却される。５℃／秒に満たないとΓ相を生成させる虞がある。
このような合金化温度条件及び冷却条件を採用することにより、合金化層は、δ1単相となる。
【実施例】
【００３４】
実施例１：
表１に示した成分組成をもつ低炭素鋼スラブを１２５０℃に加熱後、仕上げ圧延温度８８０℃，巻取り温度５５０℃にて板厚２．４ｍｍの熱間圧延板を得た後、酸洗し、板厚１．２ｍｍまで冷間圧延（冷延率；５０％）した。
得られた冷延鋼板の表面に、表２に示すめっき条件で、Ｆｅプレめっき層形成した後、表３に示す条件で焼鈍と溶融亜鉛めっき、次いでその後の合金化処理を施した。
【００３５】
0004716856.tif 000002
【００３６】
0004716856.tif 000003
【００３７】
0004716856.tif 000004
【００３８】
得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、先ず、下地鋼板の組織、すなわち、残留オーステナイト量及び残留オーステナイトとマルテンサイトの平均粒径を測定した。
残留オーステナイト量の測定は、板厚の１／４を化学研磨で除去した後、Ｃｏ管球を用いたＸ線回折でフェライト相の｛２００｝，｛２１１｝、残留オーステナイト相の｛２００｝，｛２２０｝，｛３１１｝各面の回折強度比から求めた。
また、残留オーステナイト及びマルテンサイトの平均粒径は、走査型電子顕微鏡により測定した。
【００３９】
得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、次に、合金化めっき層の断面組織を観察するとともに、引張試験を行った。
断面観察によりめっき層中にη−Ｚｎ相やζ相或いはΓ相がない場合を○とし、η−Ｚｎ相，ζ相或いはΓ相が認められたものを×と判定した。
引張試験は、コイルの両端からｗ／４（ｗはコイル幅）の位置から圧延方向に垂直に試験片を採取し、室温で行った。なお室温の引張試験は、ＪＩＳ  Z２２０１の５号試験片を用い、ＪＩＳ  Z２２４１に準拠して行った。
その評価結果を併せて表４に示す。
【００４０】
表４に示す結果から、原板鋼板の成分組成を規定内に調整し、残留オーステナイトの体積率を３％以上に、かつ残留オーステナイトとマルテンサイトの平均粒径を２μｍ以下にした本発明例Ｎｏ.１〜５にあっては、室温強度が６００ＭＰａ以上、強度×伸びが２１０００ＭＰａ・％以上と、高強度と延性の良さが両立している。また、めっき層をδ1単相にすることができているため、めっき層自体も優れた延性を有している。
【００４１】
これに対して、成分組成が請求項で規定した範囲を外れた鋼板を用いた比較例Ｎｏ.６〜８では、その後に規定内の条件で処理しても、残留オーステナイトが少なくなったり、残留オーステナイト及びマルテンサイトの平均粒径が大きくなったりして、所期の引張特性を得ることができなくなっている。また、成分組成が請求項で規定した範囲内の鋼板を用いても、比較例Ｎｏ.１０〜１４に見られるように、その後の処理条件が規定を外れると、残留オーステナイト量が十分でなく、所期の引張特性が得られない。さらに、Ｆｅプレめっきの付着量が請求項中式（１）で規定した量に満たないと、その後の処理条件が十分であってもめっき層が十分に合金化されず、η−Ｚｎ相がみられた。このため、加工時に不具合の発生が予測される。
【００４２】
0004716856.tif 000005