JP5114860B2

JP5114860B2 - 溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法

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Publication number: JP5114860B2
Application number: JP2006093002A
Authority: JP
Inventors: 周作 ▲高▼木; 広志松田; 康伸長滝; 規子槙石; 崇史河野; 善継鈴木
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2006-03-30
Filing date: 2006-03-30
Publication date: 2013-01-09
Anticipated expiration: 2026-03-30
Also published as: JP2007262553A

Description

本発明は、自動車、電気等の産業分野で使用される溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法に係り、特に引張強度(TS)が590MPa以上、打ち抜き破面を有する状態での疲労強度（FL）（以下「打ち抜きまま疲労強度」という）が200MPa以上の高強度、高疲労強度を有する溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法に関する。本発明は、さらに、上記特性に加えて成形性指数、すなわち、強度(TS)と全伸び（El）の積、(TS)×（El）が21000MPa・％以上である高強度、高疲労強度を有し、さらに高成形性を有する溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法に関する。

近年、自動車の燃費向上と自動車の衝突時の安全性向上との両立を図るため、車体材料の高強度化と薄肉化が図られている。このような目的のために、高張力鋼板が車体材料として用いられるが、自動車には走行に伴い繰り返し振動が掛かるため、車体材料には高強度であることに加えて疲労強度が高いことが求められている。特に、最近、モータリゼーションの活発な中国、インド、ロシア等では、未舗装の道路が多く残っており、自動車走行時に掛かる振動も大きいため、これら地域用には、従来に比べてより疲労強度の高い高張力鋼板が求められている。

また、自動車用の製造工程においては、鋼板を打ち抜きままで成形し、打ち抜き端面を有する状態で組み立てられることが多いが、このような打ち抜き端面を有する状態では、打ち抜き端面に必然的に発生し、あるいは残存する割れなどのため、疲労強度が低下する。そのため、自動車用鋼板、特に車体の下部の部品には、高強度とともに打ち抜き端面を有する状態での疲労強度、すなわち、打ち抜きまま疲労強度が高いことが求められる。この打ち抜きまま疲労強度は、すでに存在している微少亀裂の伝播抑制力によって支配されるものであり、従来の機械加工され、表面に微少亀裂の存在しない試験片を用いて評価された疲労強度（以下「機械加工疲労強度」という）が疲労亀裂発生に対する抵抗力に大きく支配されるのと根本的に異なる。ちなみに、代表的な溶融亜鉛めっき鋼板では、機械加工疲労強度が500MPa程度であるのに対し、打ち抜きまま疲労強度が150MPa程度となる場合もある。

さらに、車体下部は雨水や冬季融雪用の塩分等を含んだ腐食環境に曝されるため、上記に加えて耐腐食性が要求され、併せて車体重量軽減のため薄肉化も要求されるため、例えば板厚2.3ｍｍ以下の溶融亜鉛めっき鋼板が使用されることが多い。このような溶融亜鉛めっき鋼板にも、前記自動車用鋼板と同様に高強度とともに打ち抜きまま疲労強度が高いことが求められる。

なお、当然のことであるが、前記高強度で打ち抜きまま疲労強度が高い鋼板にも、高成形性、高加工性を具備することが望まれる。

特許文献１には、ミクロ組織としてフェライト、マルテンサイト、残留オーステナイトの3相で構成され、かつマルテンサイト占積率が1％以上20％以下で、5μｍ以下の残留オーステナイト占積率が1％以上10％以下とした疲労耐久性に優れた加工用高強度熱延鋼板が開示されている。

特許文献２には、鋼板組織が、主相であるフェライト、体積率で3％以上の残留オーステナイト、および低温変態相とからなる複合組織で構成され、かつ前記残留オーステナイトはその70％以上がアスペクト比：0.2〜0.4のものである鋼の表面に、溶融亜鉛めっき層が形成されてなる強度−伸びバランスおよび疲労特性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。

特許文献３には、鋼板組織が、フェライト、焼戻マルテンサイト、残留オーステナイトおよび低温変態相からなる複合組織を有し、かつ、前記フェライトを体積率で30％以上、前記焼戻マルテンサイトを体積率で20％以上、前記残留オーステナイトを体積率で2％以上含み、さらに、前記フェライトおよび焼戻マルテンサイトの平均結晶粒径が10μｍ以下である延性および伸びフランジ性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。

特許文献４には、フェライトの主相および第２相からなる複合組織とを有し、第２相はベイナイト：80vol％以上を含み残部がマルテンサイト、残留オーステナイトおよびパーライトのいずれか1種または2種以上からなり、該第２相の圧延方向の平均長さに対する板厚方向の平均長さの比が0.7以上である、熱延板を素材として、該熱延板を冷間圧延し、次いでAc₁変態点以上の温度域にて5s以上保持する、一次加熱処理を施した後、10℃／s以上の冷却速度でMs点以下の温度まで冷却し、さらに、Ac₁変態点ないし一次加熱温度の温度域にて5〜120秒間保持する二次加熱処理を施した後、5℃／s以上の冷却速度で500℃以下の温度まで冷却し、その後溶融亜鉛めっき処理を施してから、5℃／s以上の冷却速度で300℃まで冷却する延性および耐疲労特性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。

特許文献５には、鋼板組織が、主相であるフェライト、体積率で3％以上の残留オーステナイトおよび低温変態相とからなる複合組織で構成され、さらに前記低温変態相中に占めるマルテンサイトの比率が20％以下でかつ低温変態相中のベイナイトと主相であるフェライトの硬度比が2.6以下であり、前記残留オーステナイトはその70％以上がアスペクト比：0.2〜0.4のものである鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき層が形成されてなる疲労特性および穴拡げ性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。

特許文献６には、質量％で、Al：0.1％以上3％未満を含有する鋼組成で、表層部にAlN析出相を有してなる表面処理用鋼板が開示されている。

特開平０６−６５６７７号公報特開２００４−２５６８３６号公報特開２００１−１９２７６８号公報特開２００３−３４２６４１号公報特開２００４−２９２８９１号公報特開２００４−１６２１６３号公報

上記特許文献１〜５には、高強度で疲労耐久性に優れた鋼板の組成及び組織条件が開示されているが、対象となる疲労耐久性は前記機械加工疲労強度であり、本発明が目的とする打ち抜きまま疲労強度について示していない。一方、特許文献６は、表層部にAlN析出相を有してなる表面処理用鋼板について開示しているが、打ち抜きまま疲労強度の向上について開示するところがない。

したがって、本発明の第１の目的は、具体的には、引張強度(TS)が590MPa以上、打ち抜き破面を有する状態での疲労強度（打ち抜きまま疲労強度）（FL）が200MPa以上の高強度で打ち抜き端面を有する状態での疲労強度が高い溶融亜鉛めっき鋼板を提供することにある。第２の目的は、上記特性に加えて、さらに、高成形性、高加工性の、いい換えれば、強度(TS)と全伸び（El）の積で表される加工性指数、(TS)×（El）が21000MPa・％以上の溶融亜鉛めっき鋼板を提供することにある。さらに、本発明の第３の目的は、上記各特性を有する溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供することにある。

本発明者らは、種々の鋼板について、打ち抜きまま疲労強度と鋼板中に析出しているAlNの析出状態の関係について精査した結果、めっき層を除く鋼板表面から少なくとも1μｍにわたってAlNが析出していることが、打ち抜きまま疲労強度の向上に寄与することを発見し、本発明を完成した。

本発明に係る溶融亜鉛めっき鋼板は、質量比で、C：0.05〜0.30％、Si：1.40％以下、Mn：0.8〜3.00％、P：0.003〜0.100％、S：0.010％以下、Al：0.10〜2.50％、Cr：0.03〜0.50％、N：0.007％以下、残部Feおよび不可避不純物からなる組成を有し、フェライト相、残留オーステナイト相及び低温変態相を含み、前記フェライト相分率が体積比で97％以下であり、かつ、めっき層を除く鋼板表面から少なくとも１μｍまでの領域にAlNが析出している組織を有し、かつ、引張強度（TS）が590MPa以上、打ち抜き破面を有する状態での疲労強度（FL）が200MPa以上の特性を有する。

上記発明において、V：0.005〜2.0％、Mo：0.005〜2.0％、Ni：0.0O5〜2.0％及びCu：0.005〜2.0％から選ばれた１種又は２種以上の元素、Ti：0.01〜0.20％、Nb：0.005〜0.10％から選ばれた１種又は２種の元素、さらに、B：0.0002〜0.0050％を含有させることができる。

また、上記各発明において、Ca：0.001〜0.005％、REM：0.001〜0.005％から選ばれた１種または２種の元素を含有させることができる。

本発明に係る溶融亜鉛めっき鋼板は、体積比で残留オーステナイト相分率が3％以上であるものとすることが望ましい。

また、本発明に係る溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強度(TS)と全伸び値（El）の積、(TS)×（El）が21000MPa・％以上であることが望ましい。

上記発明に係る溶融亜鉛めっき鋼板は、上記いずれかに記載の組成を有するスラブに対して熱間圧延及び冷間圧延を行って冷延鋼板を得、
得られた冷延鋼板に対し、空気比1.0以上2.0以下の雰囲気下において300℃以上570℃未満まで加熱する第１次加熱を施し、さらに900℃以下の最高加熱温度まで加熱する第２次加熱を施して、該最高加熱温度領域において15s以上600s以下保持した後、溶融亜鉛めっき温度まで冷却し、溶融亜鉛めっき処理を行うことによって製造することができる。

上記製造方法において、最高加熱温度を750℃〜900℃とすることが好ましく、また、最高加熱温度領域からの冷却を、冷却速度5℃/s以上の急冷とするとともに、該急冷の冷却停止温度を550℃以下、溶融亜鉛めっき温度までとすることが好ましい。また、前記第２次加熱の空気比を0.8〜1.1とするのが好ましい。

本発明にかかる溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強度(TS)が590MPa以上、打ち抜きまま疲労強度が200MPa以上の特性を有し、たとえば、未舗装の道路を走行する自動車の使用寿命を延長させることに寄与する。また、本発明に係る溶融亜鉛めっき鋼板は、加工性に優れているので、複雑な自動車部品を成形素材として適している。

以下、本発明に係る溶融亜鉛めっき鋼板の組成、鋼組織及びその特性値について説明する。

(組成)
C：0.05〜0.30％（mass％、以下、特に断らない限り同様）
Cはオーステナイトを安定化させる元素であり、フェライト以外の相を生成により鋼板の強度を上昇させるため必要な元素である。また、残留オーステナイト中にCが一定量以上濃化すると、TRIP効果により鋼板の成形性が向上する。C量が0.05％未満では、強度の確保が難しく、C量が0.30％を超えると、溶接部および熱影響部の硬化が著しく、溶接性が劣化する。したがって、C量を0.05〜0.30％の範囲内、好ましくは、0.08％〜0.20％とする。

Mn：0.8〜3.00％
Mnは、鋼の強化に有効な元素である。また、オーステナイトを安定化させる元素であり、フェライト以外の相の体積を増加して、TSを590MPa以上とするために必要な元素である。この効果は、Mnが0.8％以上で得られる。しかし、Mnが3.00％を超えると、第二相分率が過大になり、また、固溶硬化による強度上昇が著しくなり、成形性が低下する。

P：0.003〜0.100％
Pは、鋼の強化に有効な元素であり、この効果は0.003％以上で得られる。しかし、0.100％を超えて過剰に添加すると、粒界偏析により脆化を引き起こし、耐衝撃性を劣化させる。そのため、P含有量は0.003％〜0.100％に制限する。

S：0.010％以下
Sは、MnSなどの非金属介在物の生成元素であり、耐衝撃性の劣化や溶接部のメタルフローに沿った割れの原因となるので極力低い方がよいが、製造コストの面から0.010％以下とする。

Al：0.10〜2.50％
Alは、AlNを生成させるために必要不可欠な成分元素である。A1が0.10％未満では、後に記載する焼鈍工程においてAlNの生成量が不足して本発明の目的である打ちぬきまま疲労強度を向上させることができない。一方、Al含有量が2.50％超であると、鋼板中の介在物、たとえばAl₂O₃が多くなり、延性を劣化させる。したがって、Alの含有量は、0.10以上、2.50％以下とする。なお、Alは、Siによるめっき性およびめっき表面性状の劣化を抑制する作用があり、この効果は0.30％で得られ、1.2％で飽和する。かかる見地からAlの添加量は、0.3〜1.20％とするのがよい。

Cr：0.03〜0.50％
Crは焼鈍後の冷却および亜鉛めっき処理中にオーステナイトを安定化することにより、フェライト以外の相を安定的に生成するのに有効な元素であり、効率的に鋼板の強度を590MPa以上に上昇させるのに効果がある。その効果は0.03％以上で発現し、0.1％以上では、後述する製造過程における熱処理時の強度に及ぼす冷却速度の影響を小さくし、製品特性値の安定に大きく寄与する。したがって、0.10％以上含有させるのが好ましい。しかしながら、0.50％を超えると、亜鉛めっき性が劣化する。したがって、Crの含有量は、0.03〜0.50％、好ましくは0.1％〜0.5％とする。

N：0.007％以下
Nの含有量が0.007％を超えると鋼板内部の粗大なAlNが増加し、疲労特性が急激に劣化する。そのため、Nの含有量は0.00７％以下とする。

上記組成成分を除く残部組成は、実質的にFeおよび不可避不純物からなる。しかしながら、強度の向上等、鋼の要求特性に応じて下記の元素を含有させることが可能である。

Si：1.40％以下
Siは、鋼のマトリックスを固溶強化する作用があり、また、フェライト生成元素であり、オーステナイト中へのCの濃化促進および炭化物の生成を抑制して残留オーステナイトの生成を促進する作用があり、残留オーステナイトを含有する高強度鋼の製造にとって好ましい添加元素である。その鋼のマトリックスを固溶強化作用及び残留オーステナイトの生成作用はAlより強く、Alの一部をSiに置換することができ、また、Al＋Siの合計量を0.3％以上とすることにより良好な伸び特性が得られるようになる。しかしながら、Si含有量が過剰になると、フェライト中への固溶量の増加により成形性及び靭性が劣化し、また赤スケールの発生による表面性状が劣化する。また、溶融めっきを施す場合はめっき付着・密着性の劣化を引き起こす。したがって、Siは上限を1.40％とし、好ましくは、0.2〜1.00％の範囲で添加・含有させる。

V：0.005〜2.0％、Mo：0.005〜2.0％、Ni：0.005〜2.0％及びCu：0.005〜2.0％
これらの元素は、焼鈍温度からの冷却時にパーライトの生成を抑制し、フェライト以外の相を生成しやすくする作用を有する。その効果は、いずれも0.005％以上で得られるが、2.0％を超えると効果が飽和し、コストアップの要因となる。したがって、これら元素は、それぞれ単独で、又は複合して上記範囲内で添加・含有させることができる。

Ti：0.01〜0.20％及びNb：0.005〜0.10％
これらの元素は、主として析出効果により鋼の強化に有効である。Tiの場合、その効果は0.01％以上で得られ、Nbの場合0.005％以上で得られる。しかし、その効果は、Tiの場合0.2％、Nbの場合0.1％で飽和し、それを超える添加はコストアップの要因となる。したがって、これら元素は、それぞれ単独で、又は複合して上記範囲内で添加・含有させることができる。

B：0.0002〜0.0050％
Bはオーステナイト粒界からのフェライトの生成を抑制し強度を上昇させる作用を有する。その効果は0.0002％以上で得られる。しかし、0.0050％を超え添加はコストアップの要因となる。したがって、これらBは、0.0002〜0.0050％の範囲内で添加・含有させることができる。

Ca：0．001〜0．005％及びREM：0.001〜0.005％
これらの元素は、局部延性を向上させることにより伸び向上すなわち成形性向上に寄与する作用を有する。その効果は、Caの場合、0.001％以上で得られ、0.005％で飽和する。一方REMの場合、0.001％以上で得られ、0.005％で飽和する。したがって、これら元素は、それぞれ単独で、又は複合して上記範囲内で添加・含有させることができる。

（鋼組織）
本発明の鋼は、フェライト相、残留オーステナイト相及び低温変態相を含む複合組織鋼であり、このうち、フェライト相の構成比率(フェライト相分率)が97％以下に制限される。フェライト相分率が97％を超えると、引張強度（TS）を590MPa以上とすることができなくなる。一方、フェライト相分率が20％未満であると、全伸び（El）が10％以下となるなど十分な加工性が得られなくなるので、フェライト相分率は20％以上とするのが好ましい。

フェライト相分率の上限値を97％以下に制限することにより、引張強度（TS）を590MPa以上とすることができるが、成形性指数（TS）×（El）が18000MPa・％以上の高い加工性を得るためには、残留オーステナイト相分率を3％以上とすることが必要である。なお、より高い加工性、たとえば、成形性指数21000MPa・％以上を得るためには、残留オーステナイト相分率を5％以上とするのが好ましが、さらに、製造コストを考慮して20％以下とするのが好ましい。

なお、フェライト相分率は、製品溶融亜鉛めっき鋼板の板厚1/4の位置についてSEMを用いて1000倍像を撮影し、画像処理により測定したものであり、残留オーステナイト相分率とは、製品を表面から板厚1/4位置まで研削した後さらに化学研磨により0.1ｍｍ研磨して得られた面について、Ｘ繰回折装置でMoのKα線を用いて、fcc鉄の（200）、（220）、（311）面とbcc鉄の（200）面、（211）面、（220）面の積分強度を測定し、これらを基に残留オーステナイト相分率を求めたものである。

本発明では、かかる高強度の鋼において高い打ち抜きまま疲労強度を付与するために、少なくとも鋼表面直下から1μｍまでの領域（深さ）に亘ってAlNが析出したものとする。ここに、AlNとは、溶融亜鉛めっき鋼板の板幅1/4の位置において、鋼板の断面をEPMAにより5視野について観察してN及びAlがともに検出された析出物をいい、その最大析出深さを「AlN析出深さ」と定義する。AlNは、鋼板表面直下から存在するので、「AlN析出深さ」とは、鋼板表面直下からその深さまでAlNが析出していることを意味する。本発明においては、このようにして定義したAlNが鋼板表面から少なくとも1μｍの範囲に析出していること、いい換えれば、AlN析出深さが１μｍ以上であることが必要である。なお、鋼板表面とは、本発明の適用対象である溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層を除いた鋼板の表面、いい換えれば、溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層と母板との境界面をいう。

図１は、上記方法によって測定されたAlN析出深さと打ち抜きまま疲労強度の関係を示すグラフである。図１に示すように、AlN析出深さが1μｍ以上のときには打ち抜きまま疲労強度が200MPa以上となる。

上記本発明に係る溶融亜鉛めっき鋼板は、前記組成を有するスラブを、たとえば、連続鋳造によって製造し、これに対して熱間圧延及び冷間圧延を行って冷延鋼板を得、得られた冷延鋼板に対し、空気比1.0以上2.0以下の雰囲気下において300℃以上570℃未満までの第１次加熱を施した後、さらに加熱を継続して、750〜900℃の最高加熱温度までの第２次加熱を施し、該第２次加熱の最高加熱温度領域において15s以上、600s以下保持し、しかる後、溶融亜鉛めっき温度まで冷却して溶融亜鉛めっき処理を行うことによって製造することができる。ここに、空気比とは、直火式加熱炉を使用して鋼板を連続加熱する際の気体燃料を完全燃焼させるに足る空気量（Vt）に対する操業時の消費空気量（Vc）の比（Vc/Vt（容積比））をいう。

上記において、空気比1.0以上2.0以下の雰囲気下において300℃以上570℃未満まで加熱することとするのは、AlNが鋼板表面から1μｍまでの領域、いわば表面直下から極めて近い領域に生成するようにするためである。また、空気比1.0以上の雰囲気下での加熱温度を300℃以上570℃未満とするのは、570℃以上の温度では、酸化性の雰囲気のため、鋼板表面が酸化して、生成した酸化物がロールにピックアップされて表面欠陥が発生するおそれがあるからである。かかる観点から第１次加熱の加熱温度は570℃未満、好ましくは500℃未満とする。

上記のようにしてAlNの生成が行なわれた鋼板は、次いで、750℃〜900℃の温度域まで加熱され（第２次加熱）、その温度に15s以上600s以下の時間に亘って保持される。第２次加熱の加熱温度を、750℃〜900℃とするのは、高強度を得るためにフェライト相を減少させ、冷間圧延組織を再結晶させ、オーステナイトを析出させて伸び特性のよい複合組織を形成させるためである。加熱温度が高いほどフェライト相を低減させ、それによって高強度化することが可能になるが、その効果は900℃で飽和するため、第２次加熱の加熱温度の上限は900℃とする。一方、その下限は、残留オーステナイトを存在させ、伸び特性を良好にするために750℃以上とする必要である。なお、上記第２次加熱に際し、空気比を0.8以上とすれば、AlNの生成がさらに促進されるので好ましい。しかしながら、空気比が1.1を超えると鋼板表面のFe酸化物の還元が十分に行われないため、めっき性が劣化する。したがって、上記750℃〜900℃の温度域までの加熱に当たっては、その焼鈍雰囲気を空気比0.8〜1.1とするのが好ましい。

上記加熱温度における保持時間は、15s以上、600s以下とする。保持時間が15s未満では、オーステナイト相へのCの濃縮が不十分であり、安定な残留オーステナイトの生成が行われがたく、十分な全伸びが得られない。一方、保持時間が600sを超えてもフェライト相分率を低下させる効果が飽和する。

上記の加熱によって、必要なオーステナイト相の生成がなされた鋼板は、次いで急冷され、溶融亜鉛めっきが行われる。この急冷は、少なくとも最高加熱温度領域から550℃の温度領域を5℃/s以上の冷却速度をすることによって行われる。急冷の冷却停止温度の上限温度を550℃とするのは、パーライト変態が進行するのを防止して、残留オーステナイト相及び硬質相を含む組織として高い全伸びが得られるようにするためである。したがって、急冷停止温度は、必要な強度を全伸びが得られるように、周知の手段によって決定される。

溶融亜鉛めっきは、周知の手段によって行われ、必要に応じていわゆる合金化処理が行われる。

表１に示す組成を有するスラブを連続鋳造によって製造し、これに対して熱間圧延及び冷間圧延を施して、厚さ1.6ｍｍの冷延板を得、得られた冷延板に表２に示す条件で焼鈍及び溶融亜鉛めっきを施して製品とした。

得られた製品について以下の試験を行って、諸特性を測定した。
(1)フェライト相分率：板厚1/4の位置についてSEMを用いて1000倍像を撮影し、画像処理により測定した。
(2)残留オーステナイト相の分率：製品を表面から板厚1/4位置まで研削した後さらに化学研磨により0.1ｍｍ研磨して選られた面について、Ｘ繰回折装置でMoのKα線を用いて、fcc鉄の（200）、（220）、（311）面とbcc鉄の（200）面、（211）面及び（220）面の積分強度を測定し、これらを基に残留オーステナイト相分率を求めた。
(3)AlN析出深さ：製品の断面（Ｃ方向断面）を3％ナイタール溶液でエッチングして組織を現出し、板厚表層部を走査型電子顕微鏡（SEM）を用いて10000倍で5視野観察し、EPMAによりAlNの同定を行ってその析出深さを決定した。
(4)引張強度（TS）、全伸び（EL）及び（TS）×（EL）：JIS 5号試験片を板幅1/4の位置でC方向に切り出し、JIS Z 2241に準拠した方法で引張試験を行い、TS（引張り強さ）、El（全伸び）を測定し、これらの積として強度−伸びバランスの値である（TS）×（EL）を求めた。
(5)打ち抜きまま疲労強度：図２に示す形状の打ち抜きまま疲労強度試験片を板幅1/4の位置でC方向に切り出した。打ち抜き穴は直径10ｍｍとし、クリアランス6.25％の条件で打ち抜いた。ここにクリアランスCは下記によって定義される。
C=｛（ダイス径−穴径）/2｝×100/板厚
=｛（ダイス径−10）/2｝×100/板厚（％）
なお、他の板厚の場合にはクリアランスCを7.25±2.5％として打ち抜く。
(6)引張疲労試験は、片振りの荷重一定制御（0テンション）で行い、応力振幅周波数は15ｋHz、応力比0.05とした。繰返し数10⁷で破断しなかったときの最大応力を打ち抜きまま疲労強度とした。

測定結果は表３にまとめて記した。これらの結果から明らかなように、本発明で規定する要件を満足する鋼板は、打ち抜きまま疲労強度および強度−伸びバランスの値である（TS）×（EL）が高いことがわかる。

AlN析出深さと打ち抜きまま疲労強度の関係を示すグラフである。打ち抜きまま疲労強度試験片の形状寸法を示す平面図である。

Claims

質量比で、C：0.05〜0.30％、Si：1.40％以下、Mn：0.8〜3.00％、P：0.003〜0.100％、S：0.010％以下、Al：0.10〜2.50％、Cr：0.03〜0.50％、N：0.007％以下、残部Feおよび不可避不純物からなる組成を有し、
フェライト相、残留オーステナイト相及び低温変態相を含み、前記フェライト相分率が体積比で97％以下であり、かつ、めっき層を除く鋼板表面から少なくとも１μｍまでの領域にAlNが析出している組織を有し、かつ、
引張強度（TS）が590MPa以上、打ち抜き破面を有する状態での疲労強度（FL）が200MPa以上の特性を有することを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。
さらに、V：0.005〜2.0％、Mo：0.005〜2.0％、Ni：0.0O5〜2.0％及びCu：0.005〜2.0％から選ばれた１種又は２種以上の元素を含有することを特徴とする請求項１記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
さらに、Ti：0.01〜0.20％、Nb：0.005〜0.10％から選ばれた１種又は２種の元素を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
さらに、B：0.0002〜0.0050％を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
さらに、Ca：0.001〜0.005％、REM：0.001〜0.005％から選ばれた１種又は２種の元素を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
体積比で、残留オーステナイト相分率が3％以上であることを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
引張強度（TS）と全伸び値（EL）の積、（TS）×（EL）が21000MPa・％以上であることを特徴とする請求項５又は６に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
請求項１〜５のいずれかに記載の組成を有するスラブに対して熱間圧延及び冷間圧延を行って冷延鋼板を得、
得られた冷延鋼板に対し、空気比1.0以上2.0以下の雰囲気下において300℃以上570℃未満まで加熱した後、さらに加熱を継続して、900℃以下の最高加熱温度まで加熱し、該最高加熱温度領域において15s以上、600s以下保持した後、溶融亜鉛めっき温度まで冷却し、溶融亜鉛めっき処理を行うことを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
最高加熱温度を750℃〜900℃とすることを特徴とする請求項８記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
最高加熱温度領域から550℃以下、溶融亜鉛めっき温度までの冷却速度を、5℃/s以上とすることを特徴とする請求項９記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。