JP5327410B1 - 耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法、並びに、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
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- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
- C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
- C23C2/0222—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating in a reactive atmosphere, e.g. oxidising or reducing atmosphere
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
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- C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
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- C23C2/26—After-treatment
- C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- C21—METALLURGY OF IRON
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Abstract
母材鋼板は、表面に溶融亜鉛めっき層が形成されており、板厚の表面から１／４厚を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲における鋼板組織の残留オーステナイト相が体積分率で５％以下であり、ベイナイト相とベイニティックフェライト相とフレッシュマルテンサイト相と焼戻しマルテンサイト相との合計が体積分率で４０％以上であり、平均有効結晶粒径が５．０μｍ以下であり、最大有効結晶粒径が２０μｍ以下であり、表層部に厚み０．０１μｍ〜１０．０μｍの脱炭層が形成され、前記脱炭層に分散された酸化物の密度が１．０×１０１２〜１．０×１０１６個／ｍ２であり、前記酸化物の平均粒子径が５００ｎｍ以下である。
Description
本発明は、耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法、並びに、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関し、特に、低温での耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびそれらの製造方法に関するものである。
近年、自動車などに用いられる高強度めっき鋼板における耐衝撃特性をさらに向上させる要求が高まってきている。耐衝撃特性に優れた高強度めっき鋼板に関する技術として、例えば、特許文献１〜特許文献１１に記載の技術が提案されている。
特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．０８〜０．１５％、Ｓｉ：０．３〜１．５％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｐ：≦０．０１％、Ｓ：≦０．０１％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｔｉ：０．０３〜０．１５％、Ｎ：≦０．００４％、Ｂ：０．０００３〜０．００１％、Ｏ：≦０．００５％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、ＪＩＳＺ２２４２に規定するシャルピー試験におけるエネルギー吸収量Ｅａｂ−Ｌ（長さ方向がＬ方向の試験片のシャルピー試験（−４０℃で実施）におけるエネルギー吸収量）、Ｅａｂ−Ｃの比（Ｅａｂ−Ｌ／Ｅａｂ−Ｃ（長さ方向がＣ方向の試験片のシャルピー試験（−４０℃で実施）におけるエネルギー吸収量））が０．９以上１．３以下である曲げ加工性及び靭性の異方性に優れた高強度熱延鋼板が記載されている。
また、特許文献２には、Ｃ：０．０８〜０．２０％、Ｓｉ：０．２％未満、Ｍｎ:１．０％超３．０％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｖ：０．１％超０．５％以下、Ｔｉ：０．０５％以上０．２５％未満、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％を含有する鋼組成を有し、フェライト面積率６０％以上、マルテンサイト面積率５％以下の鋼組織を有し、フェライト平均粒径５μｍ以下、清浄度ｄ０．０５％以下、平均粒径５μｍ以上の介在物及び析出物の合計の数密度が３００個／ｍｍ２以下の、引張強さ９８０ＭＰａ以上の強度を有する高強度熱延鋼板を製造する技術が記載されている。
また、特許文献３には、鋼板の板厚の表面から１／４厚の位置の｛１１０｝面のＸ線ランダム強度比が１．２〜４．０、且つ鋼板の板厚の表面から１／２厚の位置の｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比が１．２〜４．０である、低温靭性に優れ、かつ強度異方性が小さい高張力鋼材が記載されている。
特許文献４には、質量％で、Ｃ：０．０５％以上で０．２０％未満、Ｍｎ：０．５％以上で１．５％未満、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２％以上で０．０５％未満であり、Ｓｉは０．１％未満、Ｃｒは０．１％未満、Ｔｉは０．０１％以下、Ｎｂは０．００５％未満、Ｖは０．０１％以下、Ｎは０．００５％未満にそれぞれ規制されており、残部がＦｅおよび不純物からなる組成を有し、鋼板表面からの深さが板厚の表面から１／４厚である位置における組織が、フェライト相を主相として体積割合で１０〜３０％のマルテンサイト相を含有するものであり、前記フェライト相の平均結晶粒径が１．１〜３．０μｍ、前記マルテンサイト相の平均粒径が３．０μｍ以下である高強度熱延鋼板が記載されている。
また、特許文献５には、Ｃ：０．０５〜０．３０ｗｔ％、Ｓｉ：２．０ｗｔ％以下、Ｍｎ：１．０〜２．５ｗｔ％、Ａｌ：０．０５ｗｔ％以下、を含み、かつＴｉ：０．０５〜０．３ｗｔ％、Ｎｂ：０．１０ｗｔ％以下、のうちの１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を、９５０〜１１００℃の温度に加熱した後、１回当りの圧下量が２０％以上となる圧下を少なくとも２回以上加え、仕上げ温度がＡｒ３変態点以上になるように熱間圧延し、Ａｒ３変態点〜７５０℃の温度範囲を２０℃／ｓｅｃ以上の速度で冷却し、続いて７５０℃未満〜６００℃の温度範囲において、５〜２０ｓｅｃの時間滞留させた後、再び２０℃／ｓｅｃ以上の速度で５５０℃以下の温度まで冷却し、５５０℃以下の温度でコイルに巻取ることを特徴とするフェライト体積率が８０％以上で、平均フェライト粒径が１０μｍ未満の極微細組織を有する高張力熱延鋼板の製造方法が記載されている。
また、特許文献６には、Ｃ＝０．０４〜０．１５質量％、Ｓｉ≧１．０質量％、Ｍｎ≧１．０質量％、Ｎｂ≧０．００５質量％、Ａｌ＝０．００５〜０．１０質量％、Ｓ≦０．０１質量％及びＦｅを主成分として含み、ミクロ組織として主にフェライト、マルテンサイトで構成され、フェライト占積率（ＶＦ）＞５０％かつフェライト平均粒径（ｄＦ）≦５μｍかつマルテンサイト平均粒径（ｄＭ）≦５μｍであり、特性として引張強さ（ＴＳ）＞５９０ＭＰａ、降伏比（ＹＲ）≦７０％、強度−延性バランス（引張強さ×全伸び）≧１８０００（ＭＰａ・％）、穴拡げ比（ｄ／ｄ０）≧１．２、疲労限度比≧０．４０、破面遷移温度≦−４０℃を具備する加工性、疲労特性及び低温靭性に優れた高強度熱延薄鋼板が記載されている。
しかしながら、特許文献１〜特許文献６に記載の技術は、いずれも熱延鋼板に関する技術であり、冷延工程および焼鈍工程を備える鋼板の製造方法において適用できるものではなかった。冷延工程および焼鈍工程を備える耐衝撃特性に優れた鋼板の製造方法として、特許文献７〜特許文献１１に記載の技術が提案されている。
また、特許文献７には、Ｃ：０．０５〜０．２０質量％，Ｓｉ：０．３〜１．５質量％，Ｍｎ：１．０〜２．５質量％，Ｐ：０．１質量％以下を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成と、マルテンサイトと残留オーステナイトの内の１種又は２種を合計で２５〜５０体積％を含み、残部がフェライトとベイナイトとからなるミクロ組織を有する鋼板を基材とし、その両面に合金化溶融亜鉛めっきが施されているエネルギー吸収特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が記載されている。
また、特許文献８には、質量％で、Ｃ：０.０３５〜０.１５０％、Ｓｉ：０.０５〜０.６０％、Ｍｎ：２.０〜４.０％、Ｐ：０.０１５％以下、Ｓ：０.００１５％未満、ｓｏｌ.Ａｌ：０.８％以下、Ｎ：０.００３１〜０.０１５％、Ｏ：０.００３０％以下、Ｔｉ：０.００５〜０.１３０％およびＮｂ：０〜０.１３０％を含有し、ＴｉとＮｂの合計量が０.０５５％以上であり、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有するとともに、フェライトの平均結晶粒径が５.０μｍ以下で硬質第２相の平均粒径が５.０μｍ以下である金属組織を有する高張力溶融亜鉛めっき鋼板が記載されている。
また、特許文献９には、Ｃ：０．０８〜０．１８質量％，Ｓｉ：１．００〜２．０質量％，Ｍｎ：１．５〜３．０質量％，Ｐ：０．０３質量％以下，Ｓ：０．００５％質量％以下，Ｔ．Ａｌ：０．０１〜０．１質量％の組成を有し、Ｍｎ偏析度（＝（スラブ中心部Ｍｎ濃度−ベースＭｎ濃度）／ベースＭｎ濃度）が１．０５〜１．１０であるスラブを熱間圧延し、さらに冷間圧延した後、連続焼鈍ラインで７５０〜８７０℃の２相域または単相域で保持時間６０秒以上加熱し、その後７２０〜６００℃の温度域を平均冷却速度１０℃／ｓ以下で冷却した後、平均冷却速度１０℃／ｓ以上で３５０〜４６０℃まで冷却して３０秒〜２０分保持後、室温まで冷却してポリゴナルフェライト＋アシュキュラーフェライト＋ベイナイト＋残留オーステナイト＋マルテンサイトの５相組織とする衝撃特性と形状凍結性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法が記載されている。
特許文献１０には、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ａｌ、Ｐ、Ｓ、Ｎを含有し、フェライト相の体積分率が７５％以上で、かつフェライトの平均結晶粒径が３．５μｍ以下で、さらにフェライト相以外の残部組織が実質的に焼戻しマルテンサイトの鋼組織になる超微細粒組織を有し衝撃吸収特性に優れる冷延鋼板が記載されている。
特許文献１１には、質量割合にてＣ：０．０６〜０．２５％，Ｓｉ：２．５％以下，Ｍｎ：０．５〜３．０％，Ｐ：０．１％以下，Ｓ：０．０３％以下，Ａｌ：０．１〜２．５％，Ｔｉ：０．００３〜０．０８％，Ｎ：０．０１％以下を含むと共に残部がＦｅ及び不可避的不純物から成り、かつＴｉ含有量が（４８／１４）Ｎ≦Ｔｉ≦（４８／１４）Ｎ＋（４８／３２）Ｓ＋０．０１なる関係を満足していて、冷延−再結晶焼鈍後の組織が体積率で５％以上の残留オ−ステナイトを含んだ組織である表面性状並びに衝撃吸収性に優れた高延性型高張力冷延鋼板が記載されている。
しかしながら、従来の引張強度「ＴＳ」が９００ＭＰａ以上である高強度亜鉛めっき鋼板では、低温での耐衝撃特性が十分に得られないため、低温での耐衝撃特性をより一層向上させることが要求されていた。
以上のような現状に鑑み、本発明は、低温での耐衝撃特性に優れた引張強度９００ＭＰａ以上の高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびそれらの製造方法を提供するものである。
以上のような現状に鑑み、本発明は、低温での耐衝撃特性に優れた引張強度９００ＭＰａ以上の高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびそれらの製造方法を提供するものである。
本発明者らは、低温での耐衝撃特性に優れた引張強度９００ＭＰａ以上の高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得るために鋭意検討を重ねた。その結果、本発明者らは、表面に溶融亜鉛めっき層が形成される母材鋼板を９００ＭＰａ以上の引張強度が得られる所定の化学成分を有するものとし、板厚の表面から１／４厚を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲における鋼板組織の残留オーステナイト相が体積分率で５％以下であり、ベイナイト相とベイニティックフェライト相とフレッシュマルテンサイト相と焼戻しマルテンサイト相との合計が体積分率で４０％以上であり、平均有効結晶粒径が５．０μｍ以下であり、最大有効結晶粒径が２０μｍ以下であり、表層部に厚み０．０１μｍ〜１０．０μｍの脱炭層が形成され、前記脱炭層に分散された酸化物の密度が１．０×１０１２〜１．０×１０１６個／ｍ２であり、前記酸化物の平均粒子径が５００ｎｍ以下である高強度亜鉛めっき鋼板とすればよいことを見出した。
すなわち、このような高強度亜鉛めっき鋼板は、破壊の起点となる母材鋼板の残留オーステナイト相が体積分率で５％以下と少ない。また、板厚の表面から１／４厚を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲における母材鋼板の平均有効結晶粒径が５．０μｍ以下であり、最大有効結晶粒径が２０μｍ以下であって、有効結晶粒径の平均も最大粒径も共に小さいため、低温靭性に優れたものとなり、低温での耐衝撃特性に優れたものとなる。
しかも、このような高強度亜鉛めっき鋼板は、母材鋼板の表層部に厚み０．０１μｍ〜１０．０μｍの硬質組織の少ない脱炭層が形成され、前記脱炭層に分散された酸化物の密度が１．０×１０１２〜１．０×１０１６個／ｍ２であり、前記酸化物の平均粒子径が破壊の起点になりにくい５００ｎｍ以下であるものであるため、母材鋼板の脱炭層と中心部との降伏強度との差が小さいものとなっている。このことにより、高強度亜鉛めっき鋼板では、母材鋼板の表層部から発生する破壊を防ぐことができるとともに、衝撃が付与された時に生じる脱炭層とその下層との界面での応力の集中が抑制されるため、脆性破壊しにくく耐衝撃特性に優れたものとなる。
本発明は、かかる知見に基づいて完成させたものであり、その要旨とするところは以下の通りである。
本発明は、かかる知見に基づいて完成させたものであり、その要旨とするところは以下の通りである。
（１）質量％で、
Ｃ ： ０．０７５〜０．４００％、
Ｓｉ： ０．０１〜２．００％、
Ｍｎ： ０．８０〜３．５０％、
Ｐ ： ０．０００１〜０．１００％、
Ｓ ： ０．０００１〜０．０１００％、
Ａｌ： ０．００１〜２．００％、
Ｏ ： ０．０００１〜０．０１００％、
Ｎ ： ０．０００１〜０．０１００％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる母材鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層が形成されており、
前記母材鋼板は、板厚の表面から１／４厚を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲における鋼板組織の残留オーステナイト相が体積分率で５％以下であり、フェライト相が体積分率で６０％以下であり、ベイナイト相とベイニティックフェライト相とフレッシュマルテンサイト相と焼戻しマルテンサイト相との合計が体積分率で４０％以上であり、
板厚の表面から１／４厚を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲における平均有効結晶粒径が５．０μｍ以下であり、最大有効結晶粒径が２０μｍ以下であり、
表層部に厚み０．０１μｍ〜１０．０μｍの脱炭層が形成され、前記脱炭層に分散された酸化物の密度が１．０×１０12〜１．０×１０16個／ｍ2であり、前記酸化物の平均粒子径が５００ｎｍ以下であることを特徴とする耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
Ｃ ： ０．０７５〜０．４００％、
Ｓｉ： ０．０１〜２．００％、
Ｍｎ： ０．８０〜３．５０％、
Ｐ ： ０．０００１〜０．１００％、
Ｓ ： ０．０００１〜０．０１００％、
Ａｌ： ０．００１〜２．００％、
Ｏ ： ０．０００１〜０．０１００％、
Ｎ ： ０．０００１〜０．０１００％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる母材鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層が形成されており、
前記母材鋼板は、板厚の表面から１／４厚を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲における鋼板組織の残留オーステナイト相が体積分率で５％以下であり、フェライト相が体積分率で６０％以下であり、ベイナイト相とベイニティックフェライト相とフレッシュマルテンサイト相と焼戻しマルテンサイト相との合計が体積分率で４０％以上であり、
板厚の表面から１／４厚を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲における平均有効結晶粒径が５．０μｍ以下であり、最大有効結晶粒径が２０μｍ以下であり、
表層部に厚み０．０１μｍ〜１０．０μｍの脱炭層が形成され、前記脱炭層に分散された酸化物の密度が１．０×１０12〜１．０×１０16個／ｍ2であり、前記酸化物の平均粒子径が５００ｎｍ以下であることを特徴とする耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
（２）前記母材鋼板が、質量％で、さらに、
Ｔｉ： ０．００１〜０．１５０％、
Ｎｂ： ０．００１〜０．１００％、
Ｖ ： ０．００１〜０．３００％、
のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
（３）前記母材鋼板が、さらに、
Ｃｒ： ０．０１〜２．００％、
Ｎｉ： ０．０１〜２．００％、
Ｃｕ： ０．０１〜２．００％、
Ｍｏ： ０．０１〜２．００％、
Ｂ ： ０．０００１〜０．０１００％、
Ｗ ： ０．０１〜２．００％、
のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
（４）前記母材鋼板が、さらに、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭのうちから選ばれた１種または２種以上を、合計で０．０００１〜０．０１００％含有することを特徴とする（１）〜（３）のいずれか一項に記載の耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
Ｔｉ： ０．００１〜０．１５０％、
Ｎｂ： ０．００１〜０．１００％、
Ｖ ： ０．００１〜０．３００％、
のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
（３）前記母材鋼板が、さらに、
Ｃｒ： ０．０１〜２．００％、
Ｎｉ： ０．０１〜２．００％、
Ｃｕ： ０．０１〜２．００％、
Ｍｏ： ０．０１〜２．００％、
Ｂ ： ０．０００１〜０．０１００％、
Ｗ ： ０．０１〜２．００％、
のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
（４）前記母材鋼板が、さらに、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭのうちから選ばれた１種または２種以上を、合計で０．０００１〜０．０１００％含有することを特徴とする（１）〜（３）のいずれか一項に記載の耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
（５）（１）〜（４）のいずれか一項に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の前記溶融亜鉛めっき層が合金化されていることを特徴とする耐衝撃特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（６）質量％で、
Ｃ ： ０．０７５〜０．４００％、
Ｓｉ：０．０１〜２．００％、
Ｍｎ： ０．８０〜３．５０％、
Ｐ ： ０．０００１〜０．１００％、
Ｓ ： ０．０００１〜０．０１００％、
Ａｌ： ０．００１〜２．００％、
Ｏ ： ０．０００１〜０．０１００％、
Ｎ ： ０．０００１〜０．０１００％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるスラブを１０８０℃以上に加熱し、８５０℃〜９５０℃の温度で熱間圧延を完了し、１０５０℃〜熱間圧延完了温度までの温度域での圧下量が以下に示す（式１）を満たす熱間圧延を行って熱延鋼板を得る熱延工程と、
前記熱延鋼板に圧下率３０％〜７５％の冷間圧延を行って冷延鋼板を得る冷延工程と、前記冷延鋼板を、予熱に用いる空気と燃料ガスの混合ガスにおいて、単位体積の混合ガスに含まれる空気の体積と単位体積の混合ガスに含まれる燃料ガスを完全燃焼させるために理論上必要となる空気の体積の比である空気比が０．７〜１．２である混合ガスを用いて加熱する予熱帯に通過させて表層部に酸化被膜を生成させ、Ｈ２ＯとＨ２との分圧比（Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２））が０．０００１〜２．００の雰囲気の還元帯に、Ａｃ３点−５０℃以上の最高加熱温度で通過させて前記酸化被膜を還元して脱炭層を形成し、７４０℃〜５００℃の温度域において１.０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却しつつ、３〜１００ＭＰａの張力を負荷しながら曲げ半径８００ｍｍ以下の曲げ加工を１回以上行なう焼鈍を施す焼鈍工程とを行うことにより、母材鋼板を得る工程と、
前記母材鋼板を有効Ａｌ量が０．０１〜０．１８質量％であるめっき浴に浸漬させて、前記母材鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を形成し、溶融亜鉛めっき鋼板とするめっき工程とを有することを特徴とする耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Ｃ ： ０．０７５〜０．４００％、
Ｓｉ：０．０１〜２．００％、
Ｍｎ： ０．８０〜３．５０％、
Ｐ ： ０．０００１〜０．１００％、
Ｓ ： ０．０００１〜０．０１００％、
Ａｌ： ０．００１〜２．００％、
Ｏ ： ０．０００１〜０．０１００％、
Ｎ ： ０．０００１〜０．０１００％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるスラブを１０８０℃以上に加熱し、８５０℃〜９５０℃の温度で熱間圧延を完了し、１０５０℃〜熱間圧延完了温度までの温度域での圧下量が以下に示す（式１）を満たす熱間圧延を行って熱延鋼板を得る熱延工程と、
前記熱延鋼板に圧下率３０％〜７５％の冷間圧延を行って冷延鋼板を得る冷延工程と、前記冷延鋼板を、予熱に用いる空気と燃料ガスの混合ガスにおいて、単位体積の混合ガスに含まれる空気の体積と単位体積の混合ガスに含まれる燃料ガスを完全燃焼させるために理論上必要となる空気の体積の比である空気比が０．７〜１．２である混合ガスを用いて加熱する予熱帯に通過させて表層部に酸化被膜を生成させ、Ｈ２ＯとＨ２との分圧比（Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２））が０．０００１〜２．００の雰囲気の還元帯に、Ａｃ３点−５０℃以上の最高加熱温度で通過させて前記酸化被膜を還元して脱炭層を形成し、７４０℃〜５００℃の温度域において１.０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却しつつ、３〜１００ＭＰａの張力を負荷しながら曲げ半径８００ｍｍ以下の曲げ加工を１回以上行なう焼鈍を施す焼鈍工程とを行うことにより、母材鋼板を得る工程と、
前記母材鋼板を有効Ａｌ量が０．０１〜０．１８質量％であるめっき浴に浸漬させて、前記母材鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を形成し、溶融亜鉛めっき鋼板とするめっき工程とを有することを特徴とする耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（式１）において、Ｎは熱間圧延開始から完了までの全パス数、ｉはパスの順番、Ｔｉはｉ回目のパスでの圧延温度（℃）、ｈｉはｉ回目のパスでの加工後板厚（ｍｍ）、ｔｉはｉ回目のパスから次のパスまでの経過時間を示す。なお、ｉ＝１のときｈ０＝スラブ厚さである。また、最終パスから次のパスまでの経過時間は、最終パスから熱間圧延完了後の冷却開始時点までの経過時間とする。
（７）前記スラブが、質量％で、さらに、
Ｔｉ： ０．００１〜０．１５０％、
Ｎｂ： ０．００１〜０．１００％、
Ｖ ： ０．００１〜０．３００％、
のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする（６）に記載の耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（８）前記スラブが、さらに、
Ｃｒ： ０．０１〜２．００％、
Ｎｉ： ０．０１〜２．００％、
Ｃｕ： ０．０１〜２．００％、
Ｍｏ： ０．０１〜２．００％、
Ｂ ： ０．０００１〜０．０１００％、
Ｗ ： ０．０１〜２．００％、
のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする（６）または（７）に記載の耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（９）前記スラブが、さらに、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭのうちから選ばれた１種または２種以上を、合計で０．０００１〜０．０１００％含有することを特徴とする（６）〜（８）のいずれか一項に記載の耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Ｔｉ： ０．００１〜０．１５０％、
Ｎｂ： ０．００１〜０．１００％、
Ｖ ： ０．００１〜０．３００％、
のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする（６）に記載の耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（８）前記スラブが、さらに、
Ｃｒ： ０．０１〜２．００％、
Ｎｉ： ０．０１〜２．００％、
Ｃｕ： ０．０１〜２．００％、
Ｍｏ： ０．０１〜２．００％、
Ｂ ： ０．０００１〜０．０１００％、
Ｗ ： ０．０１〜２．００％、
のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする（６）または（７）に記載の耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（９）前記スラブが、さらに、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭのうちから選ばれた１種または２種以上を、合計で０．０００１〜０．０１００％含有することを特徴とする（６）〜（８）のいずれか一項に記載の耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１０）前記めっき工程は、４５０〜４７０℃のめっき浴に、４３０〜４９０℃の前記母材鋼板を進入させて浸漬させる工程であることを特徴とする（６）〜（９）のいずれか一項に記載の耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１１） 前記めっき浴に前記母材鋼板を浸漬する前および／または浸漬した後に、３００〜４７０℃の温度範囲で１０〜１０００秒間停留させるベイナイト変態処理を行うことを特徴とする（６）〜（１０）のいずれか一項に記載の耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１１） 前記めっき浴に前記母材鋼板を浸漬する前および／または浸漬した後に、３００〜４７０℃の温度範囲で１０〜１０００秒間停留させるベイナイト変態処理を行うことを特徴とする（６）〜（１０）のいずれか一項に記載の耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１２）（６）〜（１１）のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板を、４７０〜６２０℃の温度範囲で２秒〜２００秒間停留する合金化処理を行うことを特徴とする耐衝撃特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。
本発明によれば、低温での耐衝撃特性に優れ、９００ＭＰａ以上の引張強度が得られる高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびそれらの製造方法を提供できる。
本発明の実施形態にかかる高強度亜鉛めっき鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０７５〜０．４００％、Ｓｉ：０．０１〜２．００％、Ｍｎ：０．８０〜３．５０％、Ｐ：０．０００１〜０．１００％、Ｓ：０．０００１〜０．０１００％、Ａｌ：０．００１〜２．００％、Ｏ：０．０００１〜０．０１００％、Ｎ：０．０００１〜０．０１００％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる母材鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層が形成されてなるものである。
なお、母材鋼板の板厚は０．６ｍｍ以上、５．０ｍｍ未満であることが適切である。母材鋼板の板厚が０．６ｍｍ未満であると、母材鋼板の形状を平坦に保つことが困難となり、適当ではない。また、母材鋼板の板厚が５．０ｍｍ以上であると、冷却の制御が困難となる。さらに、板厚が５．０ｍｍ以上であると、曲げ加工に伴うひずみが十分ではなく、ベイナイトの微細分散化が困難となり、所定のミクロ組織を作ることが困難となる。
なお、母材鋼板の板厚は０．６ｍｍ以上、５．０ｍｍ未満であることが適切である。母材鋼板の板厚が０．６ｍｍ未満であると、母材鋼板の形状を平坦に保つことが困難となり、適当ではない。また、母材鋼板の板厚が５．０ｍｍ以上であると、冷却の制御が困難となる。さらに、板厚が５．０ｍｍ以上であると、曲げ加工に伴うひずみが十分ではなく、ベイナイトの微細分散化が困難となり、所定のミクロ組織を作ることが困難となる。
まず、本発明の実施形態の実施形態にかかる高強度亜鉛めっき鋼板を構成する母材鋼板の化学成分（組成）について説明する。なお、本発明における［％］は、特に断らない限り［質量％］である。
〔Ｃ：０．０７５〜０．４００％〕
Ｃは、高強度鋼板の強度を高めるために含有される。しかしながら、Ｃの含有量が０．４００％を超えると、靭性および溶接性が不十分となる。靭性および溶接性の観点から、Ｃの含有量は０．３００％以下であることが好ましく、０．２５０％以下であることがより好ましい。一方、Ｃの含有量が０．０７５％未満であると、強度が低下し、十分な引張最大強度を確保することが困難となる。強度をより一層高めるためには、Ｃの含有量は０．０８５％以上であることが好ましく、０．１００％以上であることがより好ましい。
Ｃは、高強度鋼板の強度を高めるために含有される。しかしながら、Ｃの含有量が０．４００％を超えると、靭性および溶接性が不十分となる。靭性および溶接性の観点から、Ｃの含有量は０．３００％以下であることが好ましく、０．２５０％以下であることがより好ましい。一方、Ｃの含有量が０．０７５％未満であると、強度が低下し、十分な引張最大強度を確保することが困難となる。強度をより一層高めるためには、Ｃの含有量は０．０８５％以上であることが好ましく、０．１００％以上であることがより好ましい。
〔Ｓｉ：０．０１〜２．００％〕
Ｓｉは、鋼板における鉄系炭化物の生成を抑制し、強度と成形性を高める元素である。しかしながら、Ｓｉの含有量が２．００％を超えると、脱炭層に分散された酸化物の密度が高くなりすぎて、脱炭層が破壊しやすくなり、耐衝撃特性が低下する。また、Ｓｉの含有量が２．００％を超えると、鋼板が脆化して延性が劣化し、冷間圧延が困難となる。耐衝撃特性の観点から、Ｓｉの含有量は１．８０％以下であることが好ましく、１．５０％以下であることがより好ましい。一方、Ｓｉの含有量が０．０１％未満であると、脱炭層に分散された酸化物の密度が不十分となり、脱炭層の強度が不十分となり、耐衝撃特性が低下する。また、Ｓｉの含有量が０．０１％未満では、高強度溶融亜鉛めっき鋼板を合金化する場合に、合金化によって粗大な鉄系炭化物が多量に生成され、強度および成形性が劣化する。耐衝撃特性の観点からは、Ｓｉの下限値は０．２０％以上であることが好ましく、０．５０％以上がより好ましい。
Ｓｉは、鋼板における鉄系炭化物の生成を抑制し、強度と成形性を高める元素である。しかしながら、Ｓｉの含有量が２．００％を超えると、脱炭層に分散された酸化物の密度が高くなりすぎて、脱炭層が破壊しやすくなり、耐衝撃特性が低下する。また、Ｓｉの含有量が２．００％を超えると、鋼板が脆化して延性が劣化し、冷間圧延が困難となる。耐衝撃特性の観点から、Ｓｉの含有量は１．８０％以下であることが好ましく、１．５０％以下であることがより好ましい。一方、Ｓｉの含有量が０．０１％未満であると、脱炭層に分散された酸化物の密度が不十分となり、脱炭層の強度が不十分となり、耐衝撃特性が低下する。また、Ｓｉの含有量が０．０１％未満では、高強度溶融亜鉛めっき鋼板を合金化する場合に、合金化によって粗大な鉄系炭化物が多量に生成され、強度および成形性が劣化する。耐衝撃特性の観点からは、Ｓｉの下限値は０．２０％以上であることが好ましく、０．５０％以上がより好ましい。
〔Ｍｎ：０．８０〜３．５０％〕
Ｍｎは、鋼板の強度を高めるために添加される。しかしながら、Ｍｎの含有量が３．５０％を超えると、脱炭層に分散された酸化物の密度が高くなりすぎて、脱炭層が破壊しやすくなり、耐衝撃特性が低下する。また、Ｍｎの含有量が３．５０％を超えると、鋼板の板厚中央部に粗大なＭｎ濃化部が生じて、脆化が起こりやすくなり、鋳造したスラブが割れるなどのトラブルが起こりやすくなる。また、Ｍｎの含有量が３．５０％を超えると、溶接性も劣化する。これらのことから、Ｍｎの含有量は、３．５０％以下とする必要がある。耐衝撃特性の観点から、Ｍｎの含有量は３．００％以下であることが好ましく、２．７０％以下であることがより好ましい。
Ｍｎは、鋼板の強度を高めるために添加される。しかしながら、Ｍｎの含有量が３．５０％を超えると、脱炭層に分散された酸化物の密度が高くなりすぎて、脱炭層が破壊しやすくなり、耐衝撃特性が低下する。また、Ｍｎの含有量が３．５０％を超えると、鋼板の板厚中央部に粗大なＭｎ濃化部が生じて、脆化が起こりやすくなり、鋳造したスラブが割れるなどのトラブルが起こりやすくなる。また、Ｍｎの含有量が３．５０％を超えると、溶接性も劣化する。これらのことから、Ｍｎの含有量は、３．５０％以下とする必要がある。耐衝撃特性の観点から、Ｍｎの含有量は３．００％以下であることが好ましく、２．７０％以下であることがより好ましい。
一方、Ｍｎの含有量が０．８０％未満であると、脱炭層に分散された酸化物の密度が不十分となり、脱炭層の強度が不十分となり、耐衝撃特性が低下する。また、Ｍｎの含有量が０．８０％未満であると、焼鈍後の冷却中に軟質な組織が多量に形成されるため、充分に高い引張最大強度を確保することが難しくなる。したがって、Ｍｎの含有量は０．８０％以上とする必要がある。強度をより高めるためには、Ｍｎの含有量は１．００％以上であることが好ましく、１．３０％以上であることがより好ましい。
〔Ｐ：０．０００１〜０．１００％〕
Ｐは、鋼板の板厚中央部に偏析する傾向があり、溶接部を脆化させる。Ｐの含有量が０．１００％を超えると、溶接部が大幅に脆化するため、Ｐの含有量の上限は０．１００％とした。一方、Ｐの含有量を０．０００１％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を伴うことから、０．０００１％を下限値とし、０．００１０％以上とすることが好ましい。
Ｐは、鋼板の板厚中央部に偏析する傾向があり、溶接部を脆化させる。Ｐの含有量が０．１００％を超えると、溶接部が大幅に脆化するため、Ｐの含有量の上限は０．１００％とした。一方、Ｐの含有量を０．０００１％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を伴うことから、０．０００１％を下限値とし、０．００１０％以上とすることが好ましい。
〔Ｓ：０．０００１〜０．０１００％〕
Ｓは、溶接性ならびに鋳造時および熱間圧延時の製造性に悪影響を及ぼす。このことから、Ｓの含有量の上限値を０．０１００％以下とした。またＳは、Ｍｎと結びついて粗大なＭｎＳを形成し、延性や伸びフランジ性を低下させるため、０．００５０％以下とすることが好ましく、０．００３０％以下とすることがより好ましい。一方、Ｓの含有量を０．０００１％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を伴うため、０．０００１％を下限値とし、０．０００５％以上とすることが好ましく、０．００１０％以上とすることがより好ましい。
Ｓは、溶接性ならびに鋳造時および熱間圧延時の製造性に悪影響を及ぼす。このことから、Ｓの含有量の上限値を０．０１００％以下とした。またＳは、Ｍｎと結びついて粗大なＭｎＳを形成し、延性や伸びフランジ性を低下させるため、０．００５０％以下とすることが好ましく、０．００３０％以下とすることがより好ましい。一方、Ｓの含有量を０．０００１％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を伴うため、０．０００１％を下限値とし、０．０００５％以上とすることが好ましく、０．００１０％以上とすることがより好ましい。
〔Ａｌ：０．００１〜２．００％〕
Ａｌは、鉄系炭化物の生成を抑えて鋼板の強度および成形性を高める。しかしながら、Ａｌの含有量が２．００％を超えると、溶接性が悪化するため、Ａｌの含有量の上限を２．００％とした。また、この観点から、Ａｌの含有量は１．５０％以下とすることがより好ましく、１．２０％以下とすることがさらに好ましい。一方、Ａｌの含有量の下限は特に定めずとも本発明の効果は発揮されるが、Ａｌは原料中に微量に存在する不可避不純物であり、その含有量を０．００１％未満とするには製造コストの大幅な増加が伴うため、０．００１％以上とした。またＡｌは脱酸材としても有効な元素であるが、脱酸の効果を、より十分に得るためには、Ａｌの含有量は０．０１０％以上とすることがより好ましい。
Ａｌは、鉄系炭化物の生成を抑えて鋼板の強度および成形性を高める。しかしながら、Ａｌの含有量が２．００％を超えると、溶接性が悪化するため、Ａｌの含有量の上限を２．００％とした。また、この観点から、Ａｌの含有量は１．５０％以下とすることがより好ましく、１．２０％以下とすることがさらに好ましい。一方、Ａｌの含有量の下限は特に定めずとも本発明の効果は発揮されるが、Ａｌは原料中に微量に存在する不可避不純物であり、その含有量を０．００１％未満とするには製造コストの大幅な増加が伴うため、０．００１％以上とした。またＡｌは脱酸材としても有効な元素であるが、脱酸の効果を、より十分に得るためには、Ａｌの含有量は０．０１０％以上とすることがより好ましい。
〔Ｎ：０．０００１〜０．０１００％〕
Ｎは、粗大な窒化物を形成し、延性および伸びフランジ性を劣化させることから、その添加量を抑える必要がある。Ｎの含有量が０．０１００％を超えると、その傾向が顕著となることから、Ｎ含有量の上限を０．０１００％とした。またＮは、溶接時のブローホール発生の原因になることから、含有量が少ない方が良い。Ｎ含有量は０．００７０％以下であることが好ましく、０．００５０％以下であることがより好ましい。Ｎの含有量の下限は、特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、Ｎの含有量を０．０００１％未満にすることは、製造コストの大幅な増加を招く。このことから、Ｎ含有量の下限を０．０００１％以上とした。Ｎ含有量は０．０００３％以上であることが好ましく、０．０００５％以上であることがより好ましい。
Ｎは、粗大な窒化物を形成し、延性および伸びフランジ性を劣化させることから、その添加量を抑える必要がある。Ｎの含有量が０．０１００％を超えると、その傾向が顕著となることから、Ｎ含有量の上限を０．０１００％とした。またＮは、溶接時のブローホール発生の原因になることから、含有量が少ない方が良い。Ｎ含有量は０．００７０％以下であることが好ましく、０．００５０％以下であることがより好ましい。Ｎの含有量の下限は、特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、Ｎの含有量を０．０００１％未満にすることは、製造コストの大幅な増加を招く。このことから、Ｎ含有量の下限を０．０００１％以上とした。Ｎ含有量は０．０００３％以上であることが好ましく、０．０００５％以上であることがより好ましい。
〔Ｏ：０．０００１〜０．０１００％〕
Ｏは、酸化物を形成し、延性および伸びフランジ性を劣化させることから、含有量を抑える必要がある。Ｏの含有量が０．０１００％を超えると、伸びフランジ性の劣化が顕著となることから、Ｏ含有量の上限を０．０１００％とした。さらにＯの含有量は０．００７０％以下であることが好ましく、０．００５０％以下であることがより好ましい。Ｏの含有量の下限は、特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、Ｏの含有量を０．０００１％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を伴うため、０．０００１％を下限とした。Ｏ含有量は０．０００３％以上であることが好ましく、０．０００５％以上であることがより好ましい。
Ｏは、酸化物を形成し、延性および伸びフランジ性を劣化させることから、含有量を抑える必要がある。Ｏの含有量が０．０１００％を超えると、伸びフランジ性の劣化が顕著となることから、Ｏ含有量の上限を０．０１００％とした。さらにＯの含有量は０．００７０％以下であることが好ましく、０．００５０％以下であることがより好ましい。Ｏの含有量の下限は、特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、Ｏの含有量を０．０００１％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を伴うため、０．０００１％を下限とした。Ｏ含有量は０．０００３％以上であることが好ましく、０．０００５％以上であることがより好ましい。
その他、本発明の実施形態にかかる溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板には、必要に応じて以下の元素が添加されていても良い。
〔Ｔｉ：０．００１〜０．１５０％〕
Ｔｉは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化によって、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかし、Ｔｉの含有量が０．１５０％を超えると、炭窒化物の析出が多くなって成形性が劣化するため、Ｔｉの含有量は０．１５０％以下であることがより好ましい。成形性の観点から、Ｔｉの含有量は０．０８０％以下であることがより好ましい。Ｔｉの含有量の下限は特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、Ｔｉ添加による強度上昇効果を十分に得るためには、Ｔｉの含有量は０．００１％以上であることが好ましい。鋼板のより一層の高強度化のためには、Ｔｉの含有量は０．０１０％以上であることがより好ましい。
Ｔｉは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化によって、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかし、Ｔｉの含有量が０．１５０％を超えると、炭窒化物の析出が多くなって成形性が劣化するため、Ｔｉの含有量は０．１５０％以下であることがより好ましい。成形性の観点から、Ｔｉの含有量は０．０８０％以下であることがより好ましい。Ｔｉの含有量の下限は特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、Ｔｉ添加による強度上昇効果を十分に得るためには、Ｔｉの含有量は０．００１％以上であることが好ましい。鋼板のより一層の高強度化のためには、Ｔｉの含有量は０．０１０％以上であることがより好ましい。
〔Ｎｂ：０．００１〜０．１００％〕
Ｎｂは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化により、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかし、Ｎｂの含有量が０．１００％を超えると、炭窒化物の析出が多くなって成形性が劣化するため、Ｎｂの含有量は０．１００％以下であることがより好ましい。成形性の観点から、Ｎｂの含有量は０．０５０％以下であることがより好ましい。Ｎｂの含有量の下限は特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、Ｎｂ添加による強度上昇効果を十分に得るには、Ｎｂの含有量は０．００１％以上であることが好ましい。鋼板のより一層の高強度化のためには、Ｎｂの含有量は０．０１０％以上であることがより好ましい。
Ｎｂは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化により、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかし、Ｎｂの含有量が０．１００％を超えると、炭窒化物の析出が多くなって成形性が劣化するため、Ｎｂの含有量は０．１００％以下であることがより好ましい。成形性の観点から、Ｎｂの含有量は０．０５０％以下であることがより好ましい。Ｎｂの含有量の下限は特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、Ｎｂ添加による強度上昇効果を十分に得るには、Ｎｂの含有量は０．００１％以上であることが好ましい。鋼板のより一層の高強度化のためには、Ｎｂの含有量は０．０１０％以上であることがより好ましい。
〔Ｖ：０．００１〜０．３００％〕
Ｖは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化により、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかし、Ｖの含有量が０．３００％を超えると、炭窒化物の析出が多くなって成形性が劣化するため、Ｖの含有量は０．３００％以下であることがより好ましく、０．２００％以下であることがさらに好ましい。Ｖの含有量の下限は特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、Ｖの添加による強度上昇効果を十分に得るためには、Ｖの含有量は０．００１％以上であることが好ましく、０．０１０％以上であることがさらに好ましい。
Ｖは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化により、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかし、Ｖの含有量が０．３００％を超えると、炭窒化物の析出が多くなって成形性が劣化するため、Ｖの含有量は０．３００％以下であることがより好ましく、０．２００％以下であることがさらに好ましい。Ｖの含有量の下限は特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、Ｖの添加による強度上昇効果を十分に得るためには、Ｖの含有量は０．００１％以上であることが好ましく、０．０１０％以上であることがさらに好ましい。
〔Ｃｒ：０．０１〜２．００％〕
Ｃｒは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／又はＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｃｒの含有量が２．００％を超えると、熱間での加工性が損なわれて生産性が低下することから、Ｃｒの含有量は２．００％以下とすることが好ましく、１．４０％以下であることがさらに好ましい。Ｃｒの含有量の下限は特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、Ｃｒ添加による高強度化の効果を十分に得るためには、Ｃｒの含有量は０．０１％以上であることが好ましく、０．１０％以上であることがさらに好ましい。
Ｃｒは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／又はＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｃｒの含有量が２．００％を超えると、熱間での加工性が損なわれて生産性が低下することから、Ｃｒの含有量は２．００％以下とすることが好ましく、１．４０％以下であることがさらに好ましい。Ｃｒの含有量の下限は特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、Ｃｒ添加による高強度化の効果を十分に得るためには、Ｃｒの含有量は０．０１％以上であることが好ましく、０．１０％以上であることがさらに好ましい。
〔Ｎｉ：０．０１〜２．００％〕
Ｎｉは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／又はＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｎｉの含有量が２．００％を超えると、溶接性が損なわれることから、Ｎｉの含有量は２．００％以下とすることが好ましく、１．４０％以下であることがさらに好ましい。Ｎｉの含有量の下限は特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、Ｎｉ添加による高強度化の効果を十分に得るには、Ｎｉの含有量は０．０１％以上であることが好ましく、０．１０％以上であることがさらに好ましい。
Ｎｉは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／又はＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｎｉの含有量が２．００％を超えると、溶接性が損なわれることから、Ｎｉの含有量は２．００％以下とすることが好ましく、１．４０％以下であることがさらに好ましい。Ｎｉの含有量の下限は特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、Ｎｉ添加による高強度化の効果を十分に得るには、Ｎｉの含有量は０．０１％以上であることが好ましく、０．１０％以上であることがさらに好ましい。
〔Ｃｕ：０．０１〜２．００％〕
Ｃｕは、微細な粒子として鋼中に存在することにより強度を高める元素であり、Ｃおよび／又はＭｎの一部に替えて添加することができる。Ｃｕの含有量が２．００％を超えると、溶接性が損なわれることから、Ｃｕの含有量は２．００％以下とすることが好ましく、１．４０％以下であることがさらに好ましい。Ｃｕの含有量の下限は特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、Ｃｕ添加による高強度化の効果を十分に得るには、Ｃｕの含有量は０．０１％以上であることが好ましく、０．１０％以上であることがさらに好ましい。
Ｃｕは、微細な粒子として鋼中に存在することにより強度を高める元素であり、Ｃおよび／又はＭｎの一部に替えて添加することができる。Ｃｕの含有量が２．００％を超えると、溶接性が損なわれることから、Ｃｕの含有量は２．００％以下とすることが好ましく、１．４０％以下であることがさらに好ましい。Ｃｕの含有量の下限は特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、Ｃｕ添加による高強度化の効果を十分に得るには、Ｃｕの含有量は０．０１％以上であることが好ましく、０．１０％以上であることがさらに好ましい。
〔Ｍｏ：０．０１〜２．００％〕
Ｍｏは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／又はＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｍｏの含有量が２．００％を超えれば、熱間での加工性が損なわれて生産性が低下することから、Ｍｏの含有量は２．００％以下とすることが好ましく、１．４０％以下であることがさらに好ましい。Ｍｏの含有量の下限は特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、Ｍｏ添加による高強度化の効果を十分に得るためには、Ｍｏの含有量は０．０１％以上であることが好ましく、０．１０％以上であることがさらに好ましい。
Ｍｏは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／又はＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｍｏの含有量が２．００％を超えれば、熱間での加工性が損なわれて生産性が低下することから、Ｍｏの含有量は２．００％以下とすることが好ましく、１．４０％以下であることがさらに好ましい。Ｍｏの含有量の下限は特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、Ｍｏ添加による高強度化の効果を十分に得るためには、Ｍｏの含有量は０．０１％以上であることが好ましく、０．１０％以上であることがさらに好ましい。
〔Ｂ：０．０００１〜０．０１００％〕
Ｂは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／又はＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｂの含有量が０．０１００％を超えると、熱間での加工性が損なわれて生産性が低下することから、Ｂの含有量は０．０１００％以下とすることが好ましい。生産性の観点からは、Ｂの含有量は０．００６０％以下であることがより好ましい。Ｂの含有量の下限は特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、Ｂの添加による高強度化の効果を十分に得るには、Ｂの含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。さらなる高強度化のためには、Ｂの含有量が０．０００５％以上であることがより好ましい。
Ｂは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／又はＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｂの含有量が０．０１００％を超えると、熱間での加工性が損なわれて生産性が低下することから、Ｂの含有量は０．０１００％以下とすることが好ましい。生産性の観点からは、Ｂの含有量は０．００６０％以下であることがより好ましい。Ｂの含有量の下限は特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、Ｂの添加による高強度化の効果を十分に得るには、Ｂの含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。さらなる高強度化のためには、Ｂの含有量が０．０００５％以上であることがより好ましい。
〔Ｗ：０．０１〜２．００％〕
Ｗは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／又はＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｗの含有量が２．００％を超えると、熱間での加工性が損なわれて生産性が低下することから、Ｗの含有量は２．００％以下が好ましく、１．４０％以下であることがさらに好ましい。Ｗの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｗによる高強度化を十分に得るためには、Ｗの含有量は０．０１％以上であることが好ましく、０．１０％以上であることがさらに好ましい。
Ｗは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃおよび／又はＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｗの含有量が２．００％を超えると、熱間での加工性が損なわれて生産性が低下することから、Ｗの含有量は２．００％以下が好ましく、１．４０％以下であることがさらに好ましい。Ｗの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｗによる高強度化を十分に得るためには、Ｗの含有量は０．０１％以上であることが好ましく、０．１０％以上であることがさらに好ましい。
さらに本発明の実施形態の溶融亜鉛めっき鋼板における母材鋼板には、その他の元素として、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭの１種または２種以上が合計で０．０００１〜０．０１００％含有されていてもよい。これらの元素の添加理由は次の通りである。
なお、ＲＥＭとは、Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌの略であり、ランタノイド系列に属する元素をさす。本発明の実施形態において、ＲＥＭやＣｅ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。また、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。
なお、ＲＥＭとは、Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌの略であり、ランタノイド系列に属する元素をさす。本発明の実施形態において、ＲＥＭやＣｅ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。また、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。
Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭは、成形性の改善に有効な元素であり、１種又は２種以上を添加することができる。しかし、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭの１種または２種以上の含有量の合計が０．０１００％を超えると、延性を損なうおそれがあるため、各元素の含有量の合計は０．０１００％以下であることが好ましく、０．００７０％以下であることがさらに好ましい。Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭの１種または２種以上の含有量の下限は、特に定めなくても本発明の効果は発揮されるが、鋼板の成形性を改善する効果を十分に得るためには、各元素の含有量の合計は０．０００１％以上であることが好ましい。成形性の観点からは、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭの１種または２種以上の含有量の合計が０．００１０％以上であることがさらに好ましい。
以上の各元素の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。なお、前述のＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｂ、Ｗについては、いずれも前記下限値未満の微量を不純物として含有していることは許容される。また、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭについても、その合計量の下限値未満の極微量を不純物として含有していることは許容される。
本発明の実施形態にかかる高強度亜鉛めっき鋼板の母材鋼板の組織を規定した理由は以下のとおりである。
（ミクロ組織）
本発明の実施形態にかかる高強度亜鉛めっき鋼板の母材鋼板は、板厚の表面から１／４厚を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲における鋼板組織の残留オーステナイト相（以下、残留オーステナイトという）が体積分率で５％以下であり、ベイナイト相（以下、ベイナイトという）とベイニティックフェライト相（以下、ベイニティックフェライトという）とフレッシュマルテンサイト相（以下、フラッシュマルテンサイトという）と焼戻しマルテンサイト相（以下、焼戻しマルテンサイトという）との合計が体積分率で４０％以上であるものである。
（ミクロ組織）
本発明の実施形態にかかる高強度亜鉛めっき鋼板の母材鋼板は、板厚の表面から１／４厚を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲における鋼板組織の残留オーステナイト相（以下、残留オーステナイトという）が体積分率で５％以下であり、ベイナイト相（以下、ベイナイトという）とベイニティックフェライト相（以下、ベイニティックフェライトという）とフレッシュマルテンサイト相（以下、フラッシュマルテンサイトという）と焼戻しマルテンサイト相（以下、焼戻しマルテンサイトという）との合計が体積分率で４０％以上であるものである。
「残留オーステナイト」
残留オーステナイトは強度−延性バランスを高め、また室温における衝撃吸収エネルギーを高める組織である。一方、室温よりも低温における衝撃試験において、残留オーステナイトは、衝撃によって容易にマルテンサイトへ変態する。マルテンサイトは非常に硬く、脆性破壊の起点として強く働くことから、残留オーステナイトは低温における靭性を著しく劣化させる。残留オーステナイトの体積分率が５％を超えると、−４０℃においても脆性破壊を起こす可能性がある。このことから、残留オーステナイトの体積分率を５％以下とする。靭性をより高めるには、残留オーステナイトの体積分率は３％以下とすることが好ましく、２％以下とすることが好ましい。残留オーステナイトの体積分率は小さいほど好ましく、０％でも構わない。
残留オーステナイトは強度−延性バランスを高め、また室温における衝撃吸収エネルギーを高める組織である。一方、室温よりも低温における衝撃試験において、残留オーステナイトは、衝撃によって容易にマルテンサイトへ変態する。マルテンサイトは非常に硬く、脆性破壊の起点として強く働くことから、残留オーステナイトは低温における靭性を著しく劣化させる。残留オーステナイトの体積分率が５％を超えると、−４０℃においても脆性破壊を起こす可能性がある。このことから、残留オーステナイトの体積分率を５％以下とする。靭性をより高めるには、残留オーステナイトの体積分率は３％以下とすることが好ましく、２％以下とすることが好ましい。残留オーステナイトの体積分率は小さいほど好ましく、０％でも構わない。
「フェライト」
フェライトは優れた延性を有する組織である。しかし、フェライトは低強度であるため、フェライトの体積分率を過度に高める場合、強度を担保するために他の硬質組織の強度を大幅に高める必要がある。この場合、硬質組織とフェライトとの界面が、低温での衝撃試験に際して破壊の起点となりやすくなるので、低温靭性が劣化する。以上の観点から、フェライトの体積分率は５０％以下とすることが好ましい。靭性をより高めるにはフェライトの体積分率を４５％以下とすることが好ましく、４０％以下とすることがさらに好ましい。フェライトの体積分率の下限は特に設けず、０％でも構わないが、延性の観点からはフェライトの体積分率を５％以上とすることが好ましく、１０％以上であることがさらに好ましい。
フェライトは優れた延性を有する組織である。しかし、フェライトは低強度であるため、フェライトの体積分率を過度に高める場合、強度を担保するために他の硬質組織の強度を大幅に高める必要がある。この場合、硬質組織とフェライトとの界面が、低温での衝撃試験に際して破壊の起点となりやすくなるので、低温靭性が劣化する。以上の観点から、フェライトの体積分率は５０％以下とすることが好ましい。靭性をより高めるにはフェライトの体積分率を４５％以下とすることが好ましく、４０％以下とすることがさらに好ましい。フェライトの体積分率の下限は特に設けず、０％でも構わないが、延性の観点からはフェライトの体積分率を５％以上とすることが好ましく、１０％以上であることがさらに好ましい。
「ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイト」
ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトは、強度、延性、靭性に優れた組織であり、鋼板組織に体積分率で１０〜５０％含まれていることが好ましい。また、ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトは、軟質なフェライトと硬質なマルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの中間の強度を有するミクロ組織であり、伸びフランジ性の観点から１５％以上含まれることがより好ましく、２０％以上含まれることがさらに好ましい。一方、ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトの体積分率が５０％を超えると、降伏応力が過度に高まり、形状凍結性が劣化することが懸念されるため好ましくない。
ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトは、強度、延性、靭性に優れた組織であり、鋼板組織に体積分率で１０〜５０％含まれていることが好ましい。また、ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトは、軟質なフェライトと硬質なマルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの中間の強度を有するミクロ組織であり、伸びフランジ性の観点から１５％以上含まれることがより好ましく、２０％以上含まれることがさらに好ましい。一方、ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトの体積分率が５０％を超えると、降伏応力が過度に高まり、形状凍結性が劣化することが懸念されるため好ましくない。
「焼戻しマルテンサイト」
焼戻しマルテンサイトは、引張強度を大きく向上させる組織であり、鋼板組織に体積分率で５０％以下含まれていてもよい。引張強度の観点から、焼戻しマルテンサイトの体積分率は１０％以上とすることが好ましい。一方、鋼板組織に含まれる焼戻しマルテンサイトの体積分率が５０％を超えると、降伏応力が過度に高まり、形状凍結性が劣化することが懸念されるため好ましくない。
焼戻しマルテンサイトは、引張強度を大きく向上させる組織であり、鋼板組織に体積分率で５０％以下含まれていてもよい。引張強度の観点から、焼戻しマルテンサイトの体積分率は１０％以上とすることが好ましい。一方、鋼板組織に含まれる焼戻しマルテンサイトの体積分率が５０％を超えると、降伏応力が過度に高まり、形状凍結性が劣化することが懸念されるため好ましくない。
「フレッシュマルテンサイト」
フレッシュマルテンサイトは、引張強度を大きく向上させるが、一方で破壊の起点となって低温靭性を劣化させるため、鋼板組織に体積分率で２０％以下含まれていることが好ましい。低温靭性を高めるにはフレッシュマルテンサイトの体積分率を１５％以下とすることがより好ましく、１０％以下とすることが更に好ましい。
フレッシュマルテンサイトは、引張強度を大きく向上させるが、一方で破壊の起点となって低温靭性を劣化させるため、鋼板組織に体積分率で２０％以下含まれていることが好ましい。低温靭性を高めるにはフレッシュマルテンサイトの体積分率を１５％以下とすることがより好ましく、１０％以下とすることが更に好ましい。
「その他のミクロ組織」
本発明の実施形態にかかる高強度亜鉛めっき鋼板の鋼板組織には、パーライトおよび／または粗大なセメンタイトなど上記以外の組織が含まれていてもよい。しかし、高強度鋼板の鋼板組織中にパーライトおよび／または粗大なセメンタイトが多くなると、延性が劣化する。このことから、鋼板組織に含まれるパーライトおよび／または粗大なセメンタイトの体積分率は、合計で１０％以下であることが好ましく、５％以下であることがより好ましい。
本発明の実施形態にかかる高強度亜鉛めっき鋼板の鋼板組織には、パーライトおよび／または粗大なセメンタイトなど上記以外の組織が含まれていてもよい。しかし、高強度鋼板の鋼板組織中にパーライトおよび／または粗大なセメンタイトが多くなると、延性が劣化する。このことから、鋼板組織に含まれるパーライトおよび／または粗大なセメンタイトの体積分率は、合計で１０％以下であることが好ましく、５％以下であることがより好ましい。
本発明の実施形態にかかる高強度亜鉛めっき鋼板の母材鋼板に含まれる各組織の体積分率は、例えば、以下に示す方法により測定できる。
残留オーステナイトの体積分率は、母材鋼板の板面に平行かつ１／４厚の面を観察面としてＸ線回折を行い、面積分率を算出し、それを持って体積分率と見なすことができる。
残留オーステナイトの体積分率は、母材鋼板の板面に平行かつ１／４厚の面を観察面としてＸ線回折を行い、面積分率を算出し、それを持って体積分率と見なすことができる。
本発明の実施形態にかかる高強度亜鉛めっき鋼板の母材鋼板の組織に含まれるフェライト、パーライト、ベイニティックフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイトおよびフレッシュマルテンサイトの体積分率は、母材鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨、ナイタールエッチングし、板厚の表面から１／４厚を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲を電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で観察して面積分率を測定し、それを持って体積分率と見なすことができる。
本発明の実施形態にかかる高強度亜鉛めっき鋼板は、板厚の表面から１／４厚を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲における母材鋼板の平均有効結晶粒径が５．０μｍ以下であり、最大有効結晶粒径が２０μｍ以下であるものである。
低温靭性を高め、低温での耐衝撃特性を高めるには母材鋼板の有効結晶粒を微細化することが重要である。十分な低温靭性を得るには、板厚の表面から１／４厚を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲、すなわち脱炭層ではない範囲における母材鋼板の平均有効結晶粒径を５．０μｍ以下とする必要がある。低温靭性を更に高めるには、母材鋼板の平均有効結晶粒径を４．０μｍ以下とすることが好ましく、３．０μｍ以下とすることがより好ましい。
低温靭性を高め、低温での耐衝撃特性を高めるには母材鋼板の有効結晶粒を微細化することが重要である。十分な低温靭性を得るには、板厚の表面から１／４厚を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲、すなわち脱炭層ではない範囲における母材鋼板の平均有効結晶粒径を５．０μｍ以下とする必要がある。低温靭性を更に高めるには、母材鋼板の平均有効結晶粒径を４．０μｍ以下とすることが好ましく、３．０μｍ以下とすることがより好ましい。
また、局所的に粗大な有効結晶粒が存在すると、低温靭性が劣化することから、最大有効結晶粒径を２０μｍ以下とする。低温靭性を更に高め、低温での耐衝撃特性を高めるには、最大有効結晶粒径を１５μｍ以下とすることが好ましく、１２μｍ以下とすることがより好ましい。
有効結晶粒は、ＦＥ−ＳＥＭ（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）を用いて、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｈ−Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）法による高分解能結晶方位解析を行い、評価する。なお、圧延方向に平行な板厚断面を鏡面に仕上げ、板厚の表面から１／４厚を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲において、測定ステップを０．５μｍ以下とし、合計で５００００μｍ２の領域においてＢＣＣ（体心立方構造）の鉄の結晶方位を測定し、隣接する測定点間において、（１００）面の方位差が最小でも１０°以上となる境界を有効結晶粒界として定義する。なお、結晶構造がＢＣＣである組織とは、フェライト、マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイト、ベイナイト、ベイニティックフェライト、パーライト、およびこれらの２種以上からなる複合組織である。
平均有効結晶粒径は、以下に示す切断法により求める。すなわち、有効結晶粒界を用いて粒界マップを作成し、この粒界マップ上に圧延方向に平行な線を合計で３００μｍ以上書き込み、線の長さの合計を線と有効結晶粒界の交点の数で割った値を平均有効結晶粒径とする。また、隣接する交点間の距離が最も離れた個所における粒径を最大有効結晶粒径とする。
本発明の実施形態にかかる高強度亜鉛めっき鋼板は、母材鋼板の表層部に厚み０．０１μｍ〜１０．０μｍの脱炭層が形成され、前記脱炭層に分散された酸化物の密度が１．０×１０１２〜１．０×１０１６個／ｍ２であり、前記酸化物の平均粒子径が５００ｎｍ以下であるものである。
本発明の実施形態においては、低温での衝突試験において、鋼板の表層から発生する破壊を防ぐため、表層部が硬質組織の少ない脱炭層とされている。なお、脱炭層とは、母材鋼板の最表面から連続する領域であって、硬質組織の体積分率が１／４厚における硬質組織の体積分率の半分以下である領域を指すものとする。なお、硬質組織とは、ベイナイトとベイニティックフェライトとフレッシュマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトを意味する。
本発明の実施形態においては、低温での衝突試験において、鋼板の表層から発生する破壊を防ぐため、表層部が硬質組織の少ない脱炭層とされている。なお、脱炭層とは、母材鋼板の最表面から連続する領域であって、硬質組織の体積分率が１／４厚における硬質組織の体積分率の半分以下である領域を指すものとする。なお、硬質組織とは、ベイナイトとベイニティックフェライトとフレッシュマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトを意味する。
母材鋼板の脱炭層の厚さは、圧延方向に平行な板厚断面を鏡面に仕上げ、ＦＥ−ＳＥＭを用いて観察することによって測定できる。本発明の実施形態においては、１つの鋼板について、脱炭層の厚さを３箇所以上測定し、その平均値をもって脱炭層の厚さとする。
脱炭層の厚さが０．０１μｍ未満では表層部での破壊を十分に抑制できないことから、脱炭層の厚さを０．０１μｍ以上とする。低温靭性をさらに向上させるには、脱炭層の厚さは０．１０μｍ以上とすることが好ましく、０．３０μｍ以上であることがより好ましい。一方、過度に厚い脱炭層は、高強度亜鉛めっき鋼板の引張強度や疲労強度を低下させる。この観点から、脱炭層の厚さは１０．０μｍ以下とする。疲労強度の観点から、脱炭層の厚さは９．０μｍ以下であることが好ましく、８．０μｍ以下であることがより好ましい。
脱炭層の厚さが０．０１μｍ未満では表層部での破壊を十分に抑制できないことから、脱炭層の厚さを０．０１μｍ以上とする。低温靭性をさらに向上させるには、脱炭層の厚さは０．１０μｍ以上とすることが好ましく、０．３０μｍ以上であることがより好ましい。一方、過度に厚い脱炭層は、高強度亜鉛めっき鋼板の引張強度や疲労強度を低下させる。この観点から、脱炭層の厚さは１０．０μｍ以下とする。疲労強度の観点から、脱炭層の厚さは９．０μｍ以下であることが好ましく、８．０μｍ以下であることがより好ましい。
脱炭層は低強度であるため、母材鋼板の表層部において脱炭層を起点とした破壊は起こりづらい。しかし、母材鋼板の正常部（中心部）と脱炭層とは強度差が大きいため、その界面は新たな破壊の起点となりうる。これを避けるには、Ｓｉおよび／またはＭｎを含む酸化物を、脱炭層の結晶粒内および／または結晶粒界に分散させ、脱炭層の強度を高めて母材鋼板の中心部と脱炭層との強度差を小さくすることが有効である。本発明の実施形態では、平均有効結晶粒径で５μｍ以下、最大有効結晶粒径で２０μｍ以下にすることとともに、表面に脱炭層を生成させることで、低温での耐衝撃性を向上させるともに、脱炭層中に酸化物が１．０×１０１２〜１．０×１０１６個／ｍ２析出させることで、鋼板の母材の低温靭性の向上、表層での低温靭性および、脱炭層と鋼板の母材の正常部の強度差を小さくすることで低温での耐衝撃性を向上させる。
十分な強度を有する脱炭層を得るためには、脱炭層に分散されたＳｉおよび／またはＭｎを含む酸化物の密度を１．０×１０１２個／ｍ２以上とする。低温靭性をより向上させるには、脱炭層に分散された酸化物の密度は３．０×１０１２個／ｍ２以上とすることが好ましく、５．０×１０１２個／ｍ２以上とすることがより好ましい。一方、脱炭層に分散された酸化物の密度が１．０×１０１６個／ｍ２を超えると、酸化物間の距離が過度に近くなり、軽度の加工で表層部が破壊し、却って脱炭層の強度を下げるため、低温靱性が劣化する。また、表層部が軽度の加工で破壊し、その上の溶融亜鉛めっき層を損なう。このことから、脱炭層に分散された酸化物の密度を１．０×１０１６個／ｍ２以下とする。鋼板表層が十分な成形性を持つには、脱炭層に分散された酸化物の密度は５．０×１０１５個／ｍ２以下とすることが好ましく、１．０×１０１５個／ｍ２以下とすることがより好ましい。
脱炭層に分散された酸化物の大きさが大きいと、その酸化物自体が破壊の起点として働くことから、酸化物が微細であるほど低温靭性が向上する。このため、酸化物の平均粒子径を５００ｎｍ以下とする。低温靭性をさらに高めるには、酸化物の平均粒子径を３００ｎｍ以下とすることが好ましく、１００ｎｍ以下とすることがより好ましい。酸化物の平均粒子径の下限は特に設けないが、３０ｎｍ未満とするには後述する焼鈍工程において雰囲気および温度を厳格に制御する必要があり、実用上困難であるから、酸化物の平均粒子径を３０ｎｍ以上とすることが好ましい。
脱炭層に分散された酸化物は、圧延方向に平行な板厚断面を鏡面に仕上げ、ＦＥ−ＳＥＭを用いて観察できる。酸化物の密度は、ＦＥ−ＳＥＭを用いて、脱炭層を７μｍ２分観察して酸化物の個数を数えるか、あるいは酸化物を１０００個数えるまでに要した観察面積を用いて求められる。また、酸化物の平均粒子径は、ランダムに選んだ１００〜１０００個の円相当径を平均することにより算出する。なお、円相当径は、粒子の短軸長さと長軸長さの積の平方根を用いる。
本発明の実施形態の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、母材鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層が形成されてなるものである。
溶融亜鉛めっき層は、合金化されているものであってもよい。
本発明の実施形態においては、溶融亜鉛めっき層または合金化されている溶融亜鉛めっき層は、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、Ｓｒ、Ｉ、Ｃｓ、ＲＥＭの１種または２種以上を含有、あるいは混入するものであってもよい。溶融亜鉛めっき層または合金化されている溶融亜鉛めっき層が、上記の元素の１種または２種以上を含有、あるいは混入するものであっても、本発明の効果は損なわれず、その含有量によっては耐食性や加工性が改善される等好ましい場合もある。
溶融亜鉛めっき層または合金化されている溶融亜鉛めっき層の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２０ｇ／ｍ２以上、経済性の観点から１５０ｇ／ｍ２以下であることが望ましい。
溶融亜鉛めっき層は、合金化されているものであってもよい。
本発明の実施形態においては、溶融亜鉛めっき層または合金化されている溶融亜鉛めっき層は、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、Ｓｒ、Ｉ、Ｃｓ、ＲＥＭの１種または２種以上を含有、あるいは混入するものであってもよい。溶融亜鉛めっき層または合金化されている溶融亜鉛めっき層が、上記の元素の１種または２種以上を含有、あるいは混入するものであっても、本発明の効果は損なわれず、その含有量によっては耐食性や加工性が改善される等好ましい場合もある。
溶融亜鉛めっき層または合金化されている溶融亜鉛めっき層の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２０ｇ／ｍ２以上、経済性の観点から１５０ｇ／ｍ２以下であることが望ましい。
「高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法」
次に、本発明の実施形態にかかる高強度亜鉛めっき鋼板を製造する方法について詳細に説明する。
本発明の実施形態にかかる高強度亜鉛メッキ鋼板の製造方法は、母材鋼板の板厚が０．６ｍｍ以上、５．０ｍｍ未満の鋼板の製造に適用される。母材鋼板の板厚が０．６ｍｍ未満であると、母材鋼板の形状を平坦に保つことが困難となり、適当ではない。また、母材鋼板の板厚が５．０ｍｍ以上であると、冷却の制御が困難となる。さらに、板厚が５．０ｍｍ以上であると、曲げ加工に伴うひずみが十分ではなく、ベイナイトの微細分散化が困難となり、所定のミクロ組織を作ることが困難となる。
本発明の実施形態にかかる高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造するには、最初に母材鋼板となる鋼板を製造する。鋼板を製造するには、まず、上述した化学成分（組成）を有するスラブを鋳造する。熱間圧延に供するスラブは、連続鋳造スラブや薄スラブキャスターなどで製造したものを用いることができる。本発明の実施形態にかかる高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法は、鋳造後に直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセスに適合する。
次に、本発明の実施形態にかかる高強度亜鉛めっき鋼板を製造する方法について詳細に説明する。
本発明の実施形態にかかる高強度亜鉛メッキ鋼板の製造方法は、母材鋼板の板厚が０．６ｍｍ以上、５．０ｍｍ未満の鋼板の製造に適用される。母材鋼板の板厚が０．６ｍｍ未満であると、母材鋼板の形状を平坦に保つことが困難となり、適当ではない。また、母材鋼板の板厚が５．０ｍｍ以上であると、冷却の制御が困難となる。さらに、板厚が５．０ｍｍ以上であると、曲げ加工に伴うひずみが十分ではなく、ベイナイトの微細分散化が困難となり、所定のミクロ組織を作ることが困難となる。
本発明の実施形態にかかる高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造するには、最初に母材鋼板となる鋼板を製造する。鋼板を製造するには、まず、上述した化学成分（組成）を有するスラブを鋳造する。熱間圧延に供するスラブは、連続鋳造スラブや薄スラブキャスターなどで製造したものを用いることができる。本発明の実施形態にかかる高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法は、鋳造後に直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセスに適合する。
「熱延工程」
熱延工程において、鋳造に起因する結晶方位の異方性を抑制するため、スラブの加熱温度を１０８０℃以上とする。より好ましくは、１１８０℃以上とする。スラブの加熱温度の上限は特に定めないが、１３００℃を超えて加熱するには多量のエネルギーを投入する必要があることから、１３００℃以下とすることが好ましい。
熱延工程において、鋳造に起因する結晶方位の異方性を抑制するため、スラブの加熱温度を１０８０℃以上とする。より好ましくは、１１８０℃以上とする。スラブの加熱温度の上限は特に定めないが、１３００℃を超えて加熱するには多量のエネルギーを投入する必要があることから、１３００℃以下とすることが好ましい。
スラブを加熱した後、熱間圧延を行う。本発明の実施形態においては、熱間圧延の完了温度を８５０℃〜９５０℃とし、１０５０℃〜熱間圧延完了温度までの温度域の圧下量を以下に示す（式１）を満たす範囲内とする熱間圧延を行って熱延鋼板を得る。
（式１）において、Ｎは熱間圧延開始から完了までの全パス数、ｉはパスの順番、Ｔｉはｉ回目のパスでの圧延温度（℃）、ｈｉはｉ回目のパスでの加工後板厚（ｍｍ）、ｔｉはｉ回目のパスから次のパスまでの経過時間を示す。なお、ｉ＝１のときｈ０＝スラブ厚さである。また、最終パスから次のパスまでの経過時間は、最終パスから熱間圧延完了後の冷却開始時点までの経過時間とする。
上記（式１）の値が１．００を超えると、熱延鋼板の結晶粒径が粗大になり、冷間圧延および焼鈍後の結晶粒径が粗大になり、高強度亜鉛めっき鋼板の有効結晶粒径を粗大化させる。このため、（式１）の値を１．００以下とする。高強度亜鉛めっき鋼板の有効結晶粒径を微細化し、低温靭性を向上させるために、（式１）の値は０．９０以下とすることが好ましく、０．８０以下とすることがより好ましい。
一方、（式１）の値が０．１０を下回ると、熱延工程において鋼板中のオーステナイトの再結晶が十分に進まず、圧延方向に伸長した組織となり、冷間圧延および焼鈍後のミクロ組織に引き継がれて母材鋼板の圧延方向への有効結晶粒径が粗大化する。このため、（式１）の値は０．１０以上とする。高強度亜鉛めっき鋼板の有効結晶粒径を微細化し、低温靭性をさらに向上させるには、（式１）の値は０．２０以上とすることが好ましく、０．３０以上とすることがより好ましい。これにより、低温での耐衝撃性を向上させる要因の一つである低温靭性を向上させることが出来る。
熱間圧延した後の熱延鋼板をコイルとして巻き取るまでの平均冷却速度は、１０℃／秒以上とすることが好ましい。これは、より低温で変態を進めることで、熱延鋼板の粒径を微細にし、冷延および焼鈍後の母材鋼板の有効結晶粒径を微細にするためである。
熱延鋼板の巻取り温度は５００℃以上６５０℃以下とすることが好ましい。これは、熱延鋼板のミクロ組織にパーライトおよび／または長径が１μｍ以上のセメンタイトを分散させ、冷間圧延により導入されるひずみを局在化させ、焼鈍工程においてさまざまな結晶方位のオーステナイトに逆変態させることで、焼鈍後の母材鋼板の有効結晶粒を微細化するためである。巻取り温度が５００℃未満であると、パーライトおよび／またはセメンタイトが生成しない場合があり、好ましくない。一方、巻取り温度が６５０℃を超えると、パーライトとフェライトがそれぞれ圧延方向に長い帯状に生成し、フェライト部分から冷間圧延および焼鈍後に生成する母材鋼板の有効結晶粒が圧延方向に伸長した粗大なものとなる傾向にあり、好ましくない。
次に、このようにして製造した熱延鋼板の酸洗を行うことが好ましい。酸洗は、熱延鋼板の表面の酸化物を除去するものであることから、母材鋼板のめっき性向上のために重要である。酸洗は、一回でも良いし、複数回に分けて行っても良い。
「冷延工程」
次に、酸洗後の熱延鋼板に冷間圧延を行って冷延鋼板を得る。冷間圧延では、合計の圧下率が３０％以上７５％以下となるように行う。冷間圧延の圧下率が３０％を下回ると、鋼板に十分なひずみが蓄積されず、その後の焼鈍工程において再結晶が十分に進まず、加工のままの組織が残り、圧延方向に伸長した粗大な有効結晶粒が生じる場合がある。冷間圧延によって十分にひずみを蓄積するには圧下率の合計を３３％以上とすることが好ましく、３６％以上とすることがさらに好ましい。一方、圧下率の合計が７５％を超えると、冷間圧延中に鋼板が破断する危険性が高まるため、圧下率の合計を７５％以下とする。この観点から、圧下率の合計は７０％以下とすることが好ましく、６５％以下とすることがさらに好ましい。なお、冷間圧延は複数のパスで行うことが好ましいが、冷間圧延のパス数や各パスへの圧下率の配分は問わない。
次に、酸洗後の熱延鋼板に冷間圧延を行って冷延鋼板を得る。冷間圧延では、合計の圧下率が３０％以上７５％以下となるように行う。冷間圧延の圧下率が３０％を下回ると、鋼板に十分なひずみが蓄積されず、その後の焼鈍工程において再結晶が十分に進まず、加工のままの組織が残り、圧延方向に伸長した粗大な有効結晶粒が生じる場合がある。冷間圧延によって十分にひずみを蓄積するには圧下率の合計を３３％以上とすることが好ましく、３６％以上とすることがさらに好ましい。一方、圧下率の合計が７５％を超えると、冷間圧延中に鋼板が破断する危険性が高まるため、圧下率の合計を７５％以下とする。この観点から、圧下率の合計は７０％以下とすることが好ましく、６５％以下とすることがさらに好ましい。なお、冷間圧延は複数のパスで行うことが好ましいが、冷間圧延のパス数や各パスへの圧下率の配分は問わない。
「焼鈍工程」
本発明の実施形態においては、冷延鋼板に焼鈍を施す。本発明の実施形態においては、予熱帯と還元帯とめっき帯とを有する連続焼鈍めっきラインを用い、焼鈍工程を行いながら予熱帯と還元帯とを通過させ、めっき帯に到着するまでに焼鈍工程を終了し、めっき帯においてめっき工程を行うことが好ましい。
本発明の実施形態においては、冷延鋼板に焼鈍を施す。本発明の実施形態においては、予熱帯と還元帯とめっき帯とを有する連続焼鈍めっきラインを用い、焼鈍工程を行いながら予熱帯と還元帯とを通過させ、めっき帯に到着するまでに焼鈍工程を終了し、めっき帯においてめっき工程を行うことが好ましい。
焼鈍工程においては、冷延鋼板を、予熱バーナに用いる空気と燃料ガスの混合ガスにおいて、「単位体積の混合ガスに含まれる空気の体積」と「単位体積の混合ガスに含まれる燃料ガスを完全燃焼させるために理論上必要となる空気の体積」の比である空気比が０．７〜１．２である混合ガスを用いて加熱する予熱帯に通過させて表層部に酸化被膜を生成させ、Ｈ２ＯとＨ２との分圧比（Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２））が０．０００１〜２．００の雰囲気の還元帯に、Ａｃ３点−５０℃以上の最高加熱温度で通過させて前記酸化被膜を還元して脱炭層を形成し、７４０℃〜５００℃の温度域において１.０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却しつつ、３〜１００ＭＰａの張力を負荷しながら曲げ半径８００ｍｍ以下の曲げ加工を１回以上行なう焼鈍を施す。
予熱帯の雰囲気は、予熱バーナに用いる空気と燃料ガスの混合ガスにおいて、「単位体積の混合ガスに含まれる空気の体積」と「単位体積の混合ガスに含まれる燃料ガスを完全燃焼させるために理論上必要となる空気の体積」の比である空気比が０．７〜１．２であればよく、酸化雰囲気、無酸化雰囲気、直下還元雰囲気のいずれでも構わない。
冷延鋼板を予熱帯に通過させる際に、冷延鋼板の表層部に所定の厚さのＦｅ酸化皮膜が形成される。予熱バーナに用いる空気と燃料ガスの混合ガスにおいて、「単位体積の混合ガスに含まれる空気の体積」と「単位体積の混合ガスに含まれる燃料ガスを完全燃焼させるために理論上必要となる空気の体積」の比である空気比を０．７〜１．２とすることで、冷延鋼板の表層に０．０１〜２０μｍのＦｅ酸化被膜が形成される。Ｆｅ酸化皮膜は、還元帯において還元されてＳｉおよび／またはＭｎ酸化物を生成する酸素供給源として機能するものである。
冷延鋼板を予熱帯に通過させる際に、冷延鋼板の表層部に所定の厚さのＦｅ酸化皮膜が形成される。予熱バーナに用いる空気と燃料ガスの混合ガスにおいて、「単位体積の混合ガスに含まれる空気の体積」と「単位体積の混合ガスに含まれる燃料ガスを完全燃焼させるために理論上必要となる空気の体積」の比である空気比を０．７〜１．２とすることで、冷延鋼板の表層に０．０１〜２０μｍのＦｅ酸化被膜が形成される。Ｆｅ酸化皮膜は、還元帯において還元されてＳｉおよび／またはＭｎ酸化物を生成する酸素供給源として機能するものである。
予熱帯の加熱に用いる混合ガスにおける空気と燃料ガスとの体積比が１．２を超えると、冷延鋼板の表層部にＦｅ酸化皮膜が過度に成長し、焼鈍後に得られる母材鋼板の脱炭層の厚みが過剰に厚くなる。また、空気と燃料ガスとの体積比が１．２を超えると、脱炭層に分散された酸化物の密度が過剰となる場合がある。また、空気と燃料ガスとの体積比が１．２を超えると、過度に成長したＦｅ酸化皮膜が還元帯において還元されずに酸化皮膜のまま厚い膜厚で残留し、母材鋼板のめっき性に支障を来す場合がある。
また、予熱帯の予熱バーナに用いる空気と燃料ガスの混合ガスにおいて、「単位体積の混合ガスに含まれる空気の体積」と「単位体積の混合ガスに含まれる燃料ガスを完全燃焼させるために理論上必要となる空気の体積」の比である空気比が０．７未満であると、冷延鋼板の表層部におけるＦｅ酸化皮膜の成長が不十分となり、母材鋼板に十分な厚みの脱炭層が形成されなくなる恐れがある。また、この空気比が０．７未満であると、脱炭層に分散された酸化物の密度が不十分となる場合がある。
焼鈍工程における加熱速度は、鋼板内での再結晶挙動に影響する。再結晶を十分に進めることで、逆変態オーステナイトの結晶粒径を微細にすることができ、焼鈍後に得られる母材鋼板の有効結晶粒径が微細になる。また、再結晶を進めることで、逆変態せずに残るフェライトの結晶粒径を微細化することができる。再結晶を進めるには、特に６００〜７５０℃における加熱速度が重要であり、この温度域での平均加熱速度を２０℃／秒以下とすることが好ましい。
還元帯では、予熱帯で生成したＦｅ酸化被膜を還元して脱炭層を形成するとともに、脱炭層に適度な平均粒子径のＳｉおよび／またはＭｎ酸化物を適度な密度で分散させる。このため、還元帯の雰囲気において、水蒸気分圧Ｐ（Ｈ２Ｏ）と水素分圧Ｐ（Ｈ２）の比Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２）を０．０００１〜２．００とする。Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２）は０．００１〜１．５０の範囲とすることが好ましく、０．００２〜１．２０の範囲とすることがより好ましい。
また、還元帯の雰囲気Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２）が０．０００１未満であると、鋼板の表面に酸化物が生成し、脱炭層の内部に所定の酸化物を分散することが困難となる場合がある。また、Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２）が２．００を超えると、脱炭が過度に進行し、脱炭層の厚さを所定の範囲に制御できない場合がある。
焼鈍工程における最高加熱温度には、還元帯において到達する。最高加熱温度が低いと、オーステナイトへの逆変態が十分にすすまず、フェライトの体積分率が過度に大きくなる。残留オーステナイトの量を減らし、十分な硬質組織の体積分率を確保するため、最高加熱温度は（Ａｃ３点−５０℃）℃以上とし、（Ａｃ３点−３５）℃以上とすることが好ましい。最高加熱温度の上限は特に設けないが、１０００℃を超えて加熱することは、表面の品位を著しく損ない、母材鋼板のめっきの濡れ性を劣化させることから、最高加熱温度は１０００℃以下とすることが好ましく、９５０℃以下とすることがより好ましい。
その後、焼鈍後に得られる母材鋼板の有効結晶粒径を微細にするために、フェライト変態を抑制し、かつ、変態温度をなるべく低温とすべく、７４０℃から５００℃の温度域において１．０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する。十分にフェライト変態を抑制するには、７４０℃から５００℃の温度域での平均冷却速度を２．５℃／秒以上とすることが好ましく、４．０℃／秒以上とすることがより好ましい。７４０℃から５００℃の温度域での平均冷却速度の上限は特に設けないが、過度に大きな平均冷却速度を得るには、特殊な冷却設備やめっき工程に干渉しない冷媒が必要となるため、好ましくない。この観点から、上記温度域での平均冷却速度は１５０℃／秒以下とすることが好ましく、１００℃／秒以下とすることがより好ましい。
また、７４０℃〜５００℃の温度域においては、３〜１００ＭＰａの張力を負荷しながら曲げ半径８００ｍｍ以下の曲げ加工を１回以上行なう。このことにより、母材鋼板となる冷延鋼板に結晶方位の異なる結晶粒の核生成が促進されるので、焼鈍後に得られる母材
鋼板の有効結晶粒径がさらに微細なものになる。
鋼板の有効結晶粒径がさらに微細なものになる。
曲げ加工を行う際には、圧延方向を引張軸とする３ＭＰａ以上１００ＭＰａ以下の張力（引張応力）を負荷する。張力が３ＭＰａ未満では核生成の促進効果が認められないため、これを下限とする。核生成をさらに促進し、有効結晶粒径を微細にするため、張力を５ＭＰａ以上とすることが好ましく、７ＭＰａ以上とすることがより好ましい。一方、張力が１００ＭＰａを超えると、曲げ加工を行うことにより鋼板が大きく変形する場合があることから、張力は１００ＭＰａ以下とする。鋼板の変形をさらに小さくするため、張力は７０ＭＰａ以下とすることが好ましく、５０ＭＰａ以下とすることがさらに好ましい。この曲げ加工により、結晶粒の更なる微細化、すなわち、平均有効結晶粒径で５μｍ以下、最大有効結晶粒径で２０μｍ以下が出来るとともに、脱炭層中に酸化物が１．０×１０１２〜１．０×１０１６個／ｍ２析出して、脱炭層の強度と鋼板の母材の正常部の強度差を小さくすることが出来る。
曲げ加工においては、例えば、半径８００ｍｍ以下のロールを用いて、曲げ半径８００ｍｍ以下の加工を行う。加工度が大きいほど核生成は促進されることから、曲げ半径は６５０ｍｍ以下とすることが好ましい。一方、曲げ半径の下限は特に設定しないが、過度に小さい半径で鋼板全域を均質に曲げることは困難であるため、曲げ半径を５０ｍｍ以上とすることが好ましく、１００ｍｍ以上とすることがより好ましい。
曲げ加工の回数は１回以上とし、加工度が大きいほど核生成は促進されることから２回以上とすることが好ましい。曲げ加工の回数の上限は特に定めないが、当該温度域での停留時間内に２０回以上の曲げ加工を施すことは困難であるので、２０回以下とすることが好ましい。
「めっき工程」
次に、このようにして得られた母材鋼板をめっき浴に浸漬する。めっき浴は、亜鉛を主体とし、めっき浴中の全Ａｌ量から全Ｆｅ量を引いた値である有効Ａｌ量が０．０１〜０．１８質量％である組成を有するものである。特に、めっき工程後に合金化処理を施す場合は、溶融亜鉛めっき層の合金化の進行を制御するため、めっき浴中の有効Ａｌ量を０．０７〜０．１２質量％とすることが好ましい。
また、めっき層を合金化しない場合は、浴中の有効Ａｌ量は０．１８〜０．３０質量％の範囲であっても問題ない。
次に、このようにして得られた母材鋼板をめっき浴に浸漬する。めっき浴は、亜鉛を主体とし、めっき浴中の全Ａｌ量から全Ｆｅ量を引いた値である有効Ａｌ量が０．０１〜０．１８質量％である組成を有するものである。特に、めっき工程後に合金化処理を施す場合は、溶融亜鉛めっき層の合金化の進行を制御するため、めっき浴中の有効Ａｌ量を０．０７〜０．１２質量％とすることが好ましい。
また、めっき層を合金化しない場合は、浴中の有効Ａｌ量は０．１８〜０．３０質量％の範囲であっても問題ない。
めっき浴は、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、Ｓｒ、Ｉ、Ｃｓ、ＲＥＭの１種または２種以上の元素が混入されているものであってもよく、各元素の含有量によっては、溶融亜鉛めっき層の耐食性や加工性が改善される等好ましい場合もある。
また、めっき浴の温度は４５０℃〜４７０℃とすることが好ましい。めっき浴温度が４５０℃未満では、めっき浴の粘度が過大に高まり、めっき層の厚さを制御することが困難となり、鋼板の外観を損なう。一方、めっき浴温度が４７０℃を超えると多量のヒュームが発生し、安全に製造することが困難となるため、めっき浴温度は４７０℃以下であることが好ましい。
また、鋼板がめっき浴に進入する際の鋼板温度が４３０℃を下回ると、めっき浴温度を４５０℃以上に安定させるためにめっき浴に多量の熱量を与える必要が生じるため、実用上不適である。一方、鋼板がめっき浴に進入する際の鋼板温度が４９０℃を上回ると、めっき浴温度を４７０℃以下に安定させるためにめっき浴から多量の熱量を抜熱する設備を導入する必要があり、製造コストの点で不適である。よって、めっき浴の浴温を安定させるため、母材鋼板のめっき浴進入時の温度を４３０℃〜４９０℃とすることが好ましい。
また、めっき浴の温度は４５０℃〜４７０℃とすることが好ましい。めっき浴温度が４５０℃未満では、めっき浴の粘度が過大に高まり、めっき層の厚さを制御することが困難となり、鋼板の外観を損なう。一方、めっき浴温度が４７０℃を超えると多量のヒュームが発生し、安全に製造することが困難となるため、めっき浴温度は４７０℃以下であることが好ましい。
また、鋼板がめっき浴に進入する際の鋼板温度が４３０℃を下回ると、めっき浴温度を４５０℃以上に安定させるためにめっき浴に多量の熱量を与える必要が生じるため、実用上不適である。一方、鋼板がめっき浴に進入する際の鋼板温度が４９０℃を上回ると、めっき浴温度を４７０℃以下に安定させるためにめっき浴から多量の熱量を抜熱する設備を導入する必要があり、製造コストの点で不適である。よって、めっき浴の浴温を安定させるため、母材鋼板のめっき浴進入時の温度を４３０℃〜４９０℃とすることが好ましい。
また、本実施形態においては、めっき浴へ母材鋼板を浸漬する前および／または浸漬した後に、ベイナイト変態を進めることを目的として、３００〜４７０℃の温度範囲で１０〜１０００秒間停留させるベイナイト変態処理を行うことが好ましい。めっき工程後に合金化処理を行う場合、ベイナイト変態処理は合金化処理の前でも後でも構わない。
ただし、ベイナイト変態処理の温度が４３０℃以下であると、ベイナイト変態の進行に伴って未変態のオーステナイトに多量の炭素が濃化し、室温まで冷却した際に鋼板に残る残留オーステナイトの体積分率が大きくなる場合がある。オーステナイト中の固溶炭素量は、ベイナイト変態を起こした温度より高温で再加熱することにより減少する。このため、ベイナイト変態処理の温度が４３０℃以下である場合、ベイナイト変態処理をめっき浴への母材鋼板の浸漬の前に限定し、めっき浴の温度まで母材鋼板が再加熱されることを利用して、未変態のオーステナイトにおける固溶炭素量を低減し、室温まで冷却した際に鋼板に残る残留オーステナイトの量を低減することが好ましい。
めっき浴への浸漬後、溶融亜鉛めっき層の合金化処理を行っても構わない。合金化処理温度は、４７０℃未満では合金化が十分に進まないため、４７０℃以上とする。また、合金化処理温度が６２０℃を超えると粗大なセメンタイトが生成し、強度が著しく低下することから、６２０℃以下とする。合金化処理温度は４８０〜６００℃とすることが好ましく、４９０〜５８０℃とすることがより好ましい。
合金化処理時間は、溶融亜鉛めっき層の合金化を十分に進めるため、２秒以上とし、５秒以上とすることが好ましい。一方、合金化処理時間が２００秒を超えると、めっき層が過合金を起こし、特性が劣化する懸念がある。このことから、合金化処理時間は２００秒以下とし、１００秒以下とすることがより好ましい。
なお、合金化処理はめっき浴へ母材鋼板を浸漬した後すぐに行うことが好ましいが、母材鋼板をめっき浴に浸漬した後、得られた溶融亜鉛めっき鋼板の温度が１５０℃以下まで下がってから、合金化処理温度まで再加熱して合金化処理を行っても構わない。
また、めっき工程後または合金化処理後、得られた溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板の温度が１５０℃以下となるまでの平均冷却速度を０．５℃／秒以上とすることが好ましい。冷却速度が０．５℃／秒未満であると、溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板に未変態のオーステナイトが残っている場合に、未変態のオーステナイトにおいてベイナイト変態が進行し、オーステナイト中への炭素の濃化が進むために、室温まで冷却した後に得られる残留オーステナイトの体積分率が５％を超える場合があるためである。この観点から、上記の平均冷却速度を１．０℃／秒以上とすることがより好ましい。
なお、めっき工程後または合金化処理後に得られた溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板の冷却途中ないし冷却後に、マルテンサイトを焼戻すことを目的として再加熱処理を行っても構わない。再加熱処理を行なう際の加熱温度が、２００℃未満であると十分に焼戻しが進まないため、２００℃以上とすることが好ましい。また、再加熱処理の温度が６２０℃を超えると強度が著しく劣化するため、６２０℃以下とすることが好ましく、５５０℃以下とすることがより好ましい。
なお、本発明は、上記の実施形態に限定されるものではない。
例えば、本発明の実施形態においては、上述した方法により得られた亜鉛めっき鋼板の亜鉛めっき層の表面に、Ｐ酸化物および／またはＰを含む複合酸化物からなる皮膜を付与しても構わない。
リン酸化物および／またはリンを含む複合酸化物からなる皮膜は、鋼板を加工する際に潤滑剤として機能させることができ、母材鋼板の表面に形成した亜鉛めっき層を保護することができる。
例えば、本発明の実施形態においては、上述した方法により得られた亜鉛めっき鋼板の亜鉛めっき層の表面に、Ｐ酸化物および／またはＰを含む複合酸化物からなる皮膜を付与しても構わない。
リン酸化物および／またはリンを含む複合酸化物からなる皮膜は、鋼板を加工する際に潤滑剤として機能させることができ、母材鋼板の表面に形成した亜鉛めっき層を保護することができる。
さらに、本実施形態においては、室温まで冷却した高強度亜鉛めっき鋼板に対して、形状矯正のために圧下率３．００％以下で冷間圧延を施しても構わない。
本発明の実施例について説明する。
表１〜表３に示すＡ〜ＡＣの化学成分（組成）を有するスラブを鋳造し、表４〜表８に示す条件（スラブ加熱温度、熱延完了温度、１０５０℃〜熱間圧延完了温度までの温度域での圧下量）で熱間圧延し、表４〜表８に示す温度で巻き取り、熱延鋼板を得た。
その後、熱延鋼板に酸洗を施して、表４〜表８に示す条件（圧下率）の冷間圧延を施し、冷延鋼板を得た。
その後、熱延鋼板に酸洗を施して、表４〜表８に示す条件（圧下率）の冷間圧延を施し、冷延鋼板を得た。
次いで、表９〜表１３に示す条件（予熱帯の加熱に用いる混合ガスにおける空気と燃料ガスとの体積比（空気体積／燃料ガス体積）、６００〜７５０℃での加熱速度、還元帯雰囲気中のＨ２ＯとＨ２との分圧比（Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２））、最高加熱温度、７４０℃〜５００℃の温度域での平均冷却速度と、曲げ加工条件（張力（負荷応力）、曲げ半径、曲げ加工回数））で焼鈍を施して、実験例１〜１３３の母材鋼板を得た（ただし、一部の実験例においては、実験を中断したものもある）。
実験例１２４はＳｉの含有量が大きく、冷間圧延工程において鋼板が破断し、試験を中断した例である。
実験例１２６はＭｎの含有量が大きく、熱間圧延工程に供するまでにスラブが破断し、試験を中断した例である。
実験例１００４はＡｌの含有量が大きく、焼鈍工程において前後の鋼板と溶接した部位が破断し、試験を中断した例である。
実験例１２６はＭｎの含有量が大きく、熱間圧延工程に供するまでにスラブが破断し、試験を中断した例である。
実験例１００４はＡｌの含有量が大きく、焼鈍工程において前後の鋼板と溶接した部位が破断し、試験を中断した例である。
次に、実験例１〜１３３の母材鋼板のうちの一部の母材鋼板を表１４〜表１８に示す温度範囲に加熱して表１４〜表１８に示す時間停留させるベイナイト変態処理を行った。
次に、表１４〜表１８に示す進入温度の母材鋼板を、表１４〜表１８に示す有効Ａｌ量および温度のめっき浴に進入させて浸漬させて、実験例１〜１３３の溶融亜鉛めっき鋼板を得た。
また、実験例１〜１３３の溶融亜鉛めっき鋼板のうちの一部の溶融亜鉛めっき鋼板に、表１４〜表１８に示す温度範囲に加熱して表１４〜表１８に示す滞留時間で停留させる合金化処理を行い実験例１〜１３３の合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）を得た。それ以外の鋼板は合金化処理を行わないか、処理温度を４７０℃未満として、めっき層が合金化していない溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）とした。
次に、表１４〜表１８に示す進入温度の母材鋼板を、表１４〜表１８に示す有効Ａｌ量および温度のめっき浴に進入させて浸漬させて、実験例１〜１３３の溶融亜鉛めっき鋼板を得た。
また、実験例１〜１３３の溶融亜鉛めっき鋼板のうちの一部の溶融亜鉛めっき鋼板に、表１４〜表１８に示す温度範囲に加熱して表１４〜表１８に示す滞留時間で停留させる合金化処理を行い実験例１〜１３３の合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）を得た。それ以外の鋼板は合金化処理を行わないか、処理温度を４７０℃未満として、めっき層が合金化していない溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）とした。
めっき工程後の実験例１〜１３３の溶融亜鉛めっき鋼板（または合金化処理後の合金化溶融亜鉛めっき鋼板）の温度が１５０℃以下となるまで、表１４〜表１８に示す平均冷却速度で冷却した。
なお、実験例１〜１３３のめっき工程後の溶融亜鉛めっき鋼板（または合金化処理後の合金化溶融亜鉛めっき鋼板）の一部について、表１４〜表１８に示す平均冷却速度で１５０℃以下となるまで冷却している途中において、表１４〜表１８に示す再加熱温度で再加熱処理を行った。
なお、実験例１〜１３３のめっき工程後の溶融亜鉛めっき鋼板（または合金化処理後の合金化溶融亜鉛めっき鋼板）の一部について、表１４〜表１８に示す平均冷却速度で１５０℃以下となるまで冷却している途中において、表１４〜表１８に示す再加熱温度で再加熱処理を行った。
さらに、室温まで冷却した実験例１〜１３３の溶融亜鉛めっき鋼板（または合金化溶融亜鉛めっき鋼板）の一部について、表１４〜表１８に示す圧下率で冷間圧延を施した。
このようにして得られた実験例１〜１３３の溶融亜鉛めっき鋼板（または合金化溶融亜鉛めっき鋼板）において、板厚の表面から１／４厚を中心とした１／８厚から３／８厚の範囲におけるミクロ組織を観察し体積分率を測定した。その結果を、表１９〜表２３に示す
ミクロ組織の体積分率のうち、残留オーステナイト量はＸ線回折によって測定し、他は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を切り出し、鏡面に研磨した断面をナイタールエッチングし、電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて観察して求めた。
また、ＥＤＸを用いて、合金化亜鉛めっき層の１／２厚さにおける鉄の含有量を測定した。その結果を、表１９〜表２３に示す。
また、ＥＤＸを用いて、合金化亜鉛めっき層の１／２厚さにおける鉄の含有量を測定した。その結果を、表１９〜表２３に示す。
また、以下に示す方法により、実験例１〜１３３の平均有効結晶粒径、最大有効結晶粒径、脱炭層（厚み、酸化物の密度、酸化物の平均粒子径）を測定した。その結果を表１９〜表２３に示す。
「平均有効結晶粒径、最大有効結晶粒径」
実験例１〜１３３の溶融亜鉛めっき鋼板（または合金化溶融亜鉛めっき鋼板）をそれぞれ、圧延方向に平行な板厚断面を鏡面に仕上げ、板厚の表面から１／４厚を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲において、測定ステップを０．５μｍ以下とし、合計で５００００μｍ２の領域について、ＦＥ−ＳＥＭを用いてＥＢＳＤ法による高分解能結晶方位解析を行い、ＢＣＣ（体心立方構造）の鉄の結晶方位を測定した。
「平均有効結晶粒径、最大有効結晶粒径」
実験例１〜１３３の溶融亜鉛めっき鋼板（または合金化溶融亜鉛めっき鋼板）をそれぞれ、圧延方向に平行な板厚断面を鏡面に仕上げ、板厚の表面から１／４厚を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲において、測定ステップを０．５μｍ以下とし、合計で５００００μｍ２の領域について、ＦＥ−ＳＥＭを用いてＥＢＳＤ法による高分解能結晶方位解析を行い、ＢＣＣ（体心立方構造）の鉄の結晶方位を測定した。
そして、隣接する測定点間において、（１００）面の方位差が最小でも１０°以上となる境界を有効結晶粒界とした。測定した有効結晶粒界を用いて粒界マップを作成し、この粒界マップ上に圧延方向に平行な線を合計で３００μｍ以上書き込み、線の長さの合計を線と有効結晶粒界の交点の数で割った値を平均有効結晶粒径とした。また、隣接する交点間の距離が最も離れた個所における粒径を最大有効結晶粒径とした。
「脱炭層厚み」
実験例１〜１３３の溶融亜鉛めっき鋼板（または合金化溶融亜鉛めっき鋼板）をそれぞれ、圧延方向に平行な板厚断面を鏡面に仕上げ、ＦＥ−ＳＥＭを用いて観察することによって脱炭層厚みを測定した。なお、１つの鋼板について、３箇所以上脱炭層厚み測定し、その平均値を脱炭層厚みとした。
実験例１〜１３３の溶融亜鉛めっき鋼板（または合金化溶融亜鉛めっき鋼板）をそれぞれ、圧延方向に平行な板厚断面を鏡面に仕上げ、ＦＥ−ＳＥＭを用いて観察することによって脱炭層厚みを測定した。なお、１つの鋼板について、３箇所以上脱炭層厚み測定し、その平均値を脱炭層厚みとした。
「酸化物の密度」「酸化物の平均粒子径」
実験例１〜１３３の溶融亜鉛めっき鋼板（または合金化溶融亜鉛めっき鋼板）をそれぞれ、圧延方向に平行な板厚断面を鏡面に仕上げ、ＦＥ−ＳＥＭを用いて７μｍ２分観察して酸化物の個数を数えるか、あるいは酸化物を１０００個数えるまでに要した観察面積を用いて、酸化物の密度を算出した。また、ランダムに選んだ１００〜１０００個の酸化物の円相当径を平均することにより酸化物の平均粒子径を算出した。
実験例１〜１３３の溶融亜鉛めっき鋼板（または合金化溶融亜鉛めっき鋼板）をそれぞれ、圧延方向に平行な板厚断面を鏡面に仕上げ、ＦＥ−ＳＥＭを用いて７μｍ２分観察して酸化物の個数を数えるか、あるいは酸化物を１０００個数えるまでに要した観察面積を用いて、酸化物の密度を算出した。また、ランダムに選んだ１００〜１０００個の酸化物の円相当径を平均することにより酸化物の平均粒子径を算出した。
また、以下に示す方法により、実験例１〜１３３の靭性を測定した。その結果を表２４〜表２８に示す。
「靭性（衝撃吸収エネルギー（−４０℃）、脆性破面率）」
実験例１〜１３３の溶融亜鉛めっき鋼板（または合金化溶融亜鉛めっき鋼板）は、板厚が０．５〜３．５ｍｍと薄いことから、１枚では正確な試験を行うことが困難である。このため、鋼板を重ね合わせ、ボルトで締結し、鋼板間に隙間が無いことを確認したうえで所定の形状に加工した積層シャルピー試験片を作成した。重ね合わせる鋼板の枚数Ｎは［板厚］×Ｎが１０ｍｍに最も近づくように設定した。例えば、板厚が１．８ｍｍの場合はＮ＝６とし、板厚の合計を１０．８ｍｍとした。
「靭性（衝撃吸収エネルギー（−４０℃）、脆性破面率）」
実験例１〜１３３の溶融亜鉛めっき鋼板（または合金化溶融亜鉛めっき鋼板）は、板厚が０．５〜３．５ｍｍと薄いことから、１枚では正確な試験を行うことが困難である。このため、鋼板を重ね合わせ、ボルトで締結し、鋼板間に隙間が無いことを確認したうえで所定の形状に加工した積層シャルピー試験片を作成した。重ね合わせる鋼板の枚数Ｎは［板厚］×Ｎが１０ｍｍに最も近づくように設定した。例えば、板厚が１．８ｍｍの場合はＮ＝６とし、板厚の合計を１０．８ｍｍとした。
積層シャルピー試験片は、圧延方向に平行な板厚断面を破面とするため、板幅方向を長手として採取した。鋼板の衝撃吸収エネルギーは、衝撃試験における全吸収エネルギーを破面面積０．８×［板厚］×Ｎで割り、単位面積当たりの吸収エネルギー（−４０℃）として評価した。
鋼板の破面は、結晶粒径が微細であるため、光学顕微鏡やルーペを用いて脆性破面と延性破面を区別することができない。このため、ＳＥＭを用いて破面を観察し、脆性破面率を求めた。
上記以外の条件はＪＩＳ Ｚ ２２４２に従って測定した。
鋼板の破面は、結晶粒径が微細であるため、光学顕微鏡やルーペを用いて脆性破面と延性破面を区別することができない。このため、ＳＥＭを用いて破面を観察し、脆性破面率を求めた。
上記以外の条件はＪＩＳ Ｚ ２２４２に従って測定した。
表２４〜表２８に実験例１〜１３３の溶融亜鉛めっき鋼板（または合金化溶融亜鉛めっき鋼板）の特性を以下に示す方法により評価した結果を示す。
実験例１〜１３３の溶融亜鉛めっき鋼板（または合金化溶融亜鉛めっき鋼板）からＪＩＳ Ｚ ２２０１に準拠した引張試験片を採取し、引張試験をＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行い、降伏応力「ＹＳ」、引張強度「ＴＳ」、全伸び「ＥＬ」を測定した。
実験例１〜１３３の溶融亜鉛めっき鋼板（または合金化溶融亜鉛めっき鋼板）からＪＩＳ Ｚ ２２０１に準拠した引張試験片を採取し、引張試験をＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行い、降伏応力「ＹＳ」、引張強度「ＴＳ」、全伸び「ＥＬ」を測定した。
鋼板表面の外観は、不めっきの発生状況を目視判断することにより行った。「×」は直径０．５ｍｍ以上の不めっきが観察され、外観上の許容範囲を逸脱した鋼板であり、「○」はそれ以外の、実用上許容しうる外観を有する鋼板である。
また、圧縮応力が加わる加工時の、めっき密着性を評価するため、６０°Ｖ曲げ試験後、曲げ部内側にテープを貼り、テープを引き剥がした。テープとともに剥離しためっき層の剥離状況から、めっき密着性を評価した。「×」は剥離幅が７．０ｍｍ以上であり、実用上許容しえない鋼板であり、「○」はそれ以外の、実用上許容しうるめっき密着性を有する鋼板である。
また、圧縮応力が加わる加工時の、めっき密着性を評価するため、６０°Ｖ曲げ試験後、曲げ部内側にテープを貼り、テープを引き剥がした。テープとともに剥離しためっき層の剥離状況から、めっき密着性を評価した。「×」は剥離幅が７．０ｍｍ以上であり、実用上許容しえない鋼板であり、「○」はそれ以外の、実用上許容しうるめっき密着性を有する鋼板である。
表２４〜表２８に示すように、実験例１〜１３３のうち本発明の実施例である実験例は全て、不めっきの発生がなく外観が良好であり、引張強度「ＴＳ」が９００ＭＰａ以上であり、かつ脆性破面がなかった。また、本発明の実施例である実験例は全て、めっき剥離の評価が「○」であり、めっき密着性に優れているとともに、十分な降伏応力および全伸びが得られた。
これに対し、実験例１〜１３３のうち比較例である実験例では、めっき剥離および不めっきの発生がなく、引張強度「ＴＳ」が９００ＭＰａ以上であり、かつ脆性破面がないものはなかった。
実験例１２１はＣの添加量が少なく、硬質組織が得られないため、強度が劣位である。
実験例１２２はＣの添加量が多く、靭性が不十分であり、脆性破面率が１００％であった。
実験例１２３はＭｎの添加量が少なく、焼鈍後の冷却中に軟質な組織が多量に形成されるため、強度が不十分である。
実験例１２２はＣの添加量が多く、靭性が不十分であり、脆性破面率が１００％であった。
実験例１２３はＭｎの添加量が少なく、焼鈍後の冷却中に軟質な組織が多量に形成されるため、強度が不十分である。
実験例３２は冷間圧延の圧下率が低い例であり、最大有効結晶粒径が大きく、靭性が不十分であり、脆性破面が観察された。
実験例４４は熱間圧延のスラブ加熱温度が低い例であり、最大有効結晶粒径が大きく、靭性が不十分であり、脆性破面が観察された。
実験例５６は冷間圧延の圧下率が高い例であり、最大有効結晶粒径が大きく、靭性が不十分であり、脆性破面が観察された。
実験例４４は熱間圧延のスラブ加熱温度が低い例であり、最大有効結晶粒径が大きく、靭性が不十分であり、脆性破面が観察された。
実験例５６は冷間圧延の圧下率が高い例であり、最大有効結晶粒径が大きく、靭性が不十分であり、脆性破面が観察された。
実験例９６は熱間圧延の圧下量が大きい例であり、平均有効結晶粒径および最大有効結晶粒径が大きく、靭性が不十分であり、脆性破面が観察された。
実験例１１６は熱間圧延の圧下量が低い例であり、最大有効結晶粒径が大きく、靭性が不十分であり、脆性破面が観察された。
実験例１１６は熱間圧延の圧下量が低い例であり、最大有効結晶粒径が大きく、靭性が不十分であり、脆性破面が観察された。
実験例８は焼鈍工程において負荷応力を付与していない例であり、平均有効結晶粒径が大きく、靭性が不十分であり、脆性破面が観察された。
実験例２０はめっき工程においてめっき浴の有効Ａｌ量が過剰である例であり、不めっきが発生し、外観不良となった。
実験例２４は焼鈍工程において曲げ加工の曲げ半径が大きい例であり、平均有効結晶粒径が大きく、靭性が不十分であり、脆性破面が観察された。
実験例２０はめっき工程においてめっき浴の有効Ａｌ量が過剰である例であり、不めっきが発生し、外観不良となった。
実験例２４は焼鈍工程において曲げ加工の曲げ半径が大きい例であり、平均有効結晶粒径が大きく、靭性が不十分であり、脆性破面が観察された。
実験例２８はベイナイト変態処理をめっき浴浸漬後に行ったため、未変態オーステナイトに炭素が濃化したまま、室温まで冷却された例であり、残留オーステナイトが多く、靭性が不十分であり、脆性破面が観察された。このため、実験例２８においては、ベイナイト変態処理の停留時間は本発明の範囲内であるが、実施例ではなく比較例である（表中では「＊」を付して示す）。
実験例５２は燃料ガスと空気の体積比が大きい例であり、脱炭層厚さが厚く、不めっきが発生し、強度が不十分であった。
実験例６０は合金化処理時間が短い例であり、めっき剥離が発生した。
実験例５２は燃料ガスと空気の体積比が大きい例であり、脱炭層厚さが厚く、不めっきが発生し、強度が不十分であった。
実験例６０は合金化処理時間が短い例であり、めっき剥離が発生した。
実験例６８は曲げ加工を行わなかった例であり、平均有効結晶粒径および最大有効結晶粒径が大きく、靭性が不十分であり、脆性破面が観察された。
実験例７６はＨ２ＯとＨ２との分圧比が高い例であり、脱炭層厚さが厚く、強度が不十分である。
実験例８０は燃料ガスと空気の体積比が小さい例であり、脱炭層が形成されず、靭性が不十分であり、脆性破面が観察された。
実験例７６はＨ２ＯとＨ２との分圧比が高い例であり、脱炭層厚さが厚く、強度が不十分である。
実験例８０は燃料ガスと空気の体積比が小さい例であり、脱炭層が形成されず、靭性が不十分であり、脆性破面が観察された。
実験例８４は焼鈍工程における最高加熱温度が低い例であり、硬質組織が少なく、靭性が不十分であり、脆性破面が観察された。
実験例８８は焼鈍工程における７４０℃〜５００℃での平均冷却速度が小さい例であり、硬質組織が少なく、平均有効結晶粒径が大きく、靭性が不十分であり、脆性破面が観察された。
実験例８８は焼鈍工程における７４０℃〜５００℃での平均冷却速度が小さい例であり、硬質組織が少なく、平均有効結晶粒径が大きく、靭性が不十分であり、脆性破面が観察された。
実験例９２はＨ２ＯとＨ２との分圧比が低い例であり、脱炭層が形成されず、靭性が不十分であり、脆性破面が観察された。また、実験例９２ではめっき剥離および不めっきが発生した。
実験例１００は合金化処理時間が長い例であり、めっき剥離が発生した。
実験例１００は合金化処理時間が長い例であり、めっき剥離が発生した。
実験例１０８はめっき工程においてめっき浴の有効Ａｌ量が少ない例であり、めっき剥離が発生した。
実験例１１２は合金化処理温度が高い例であり、めっき剥離および不めっきが発生し、強度が不十分であった。
実験例１１２は合金化処理温度が高い例であり、めっき剥離および不めっきが発生し、強度が不十分であった。
実験例１２５の合金化溶融亜鉛めっき鋼板はＳｉの含有量が小さく、脱炭層に分散された酸化物の密度が不十分となり、かつ合金化処理によって多量の鉄系炭化物が生成したため、靭性および強度の面で劣位となった。
実験例１２８の合金化溶融亜鉛めっき鋼板においては、脱炭層中の酸化物の密度が著しく高く、鋼板の靭性およびめっき密着性が劣位である。
実験例１２９の合金化溶融亜鉛めっき鋼板においては、脱炭層中の酸化物のサイズが著しく大きく、鋼板の靭性が劣位である。
実験例１３０は熱延完了温度が低く、鋼板の平坦度が著しく劣位であり、冷間圧延が困難であったため、試験を中断した例である。
実験例１３１の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、熱延完了温度が高く、式１の値が規定の範囲を外れたため、粒径が粗大化し、靭性が劣化した例である。
実験例１３２の溶融亜鉛めっき鋼板は、７４０〜５００℃での平均冷却速度が小さく、フェライト分率が過度に高まったため、靭性が劣化した例である。
実験例１３３の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、ベイナイト変態処理温度が低く、当該処理にてマルテンサイトが生成し、その後合金化によって高温で焼戻されたため、強度が著しく低下した例である。
実験例１２８の合金化溶融亜鉛めっき鋼板においては、脱炭層中の酸化物の密度が著しく高く、鋼板の靭性およびめっき密着性が劣位である。
実験例１２９の合金化溶融亜鉛めっき鋼板においては、脱炭層中の酸化物のサイズが著しく大きく、鋼板の靭性が劣位である。
実験例１３０は熱延完了温度が低く、鋼板の平坦度が著しく劣位であり、冷間圧延が困難であったため、試験を中断した例である。
実験例１３１の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、熱延完了温度が高く、式１の値が規定の範囲を外れたため、粒径が粗大化し、靭性が劣化した例である。
実験例１３２の溶融亜鉛めっき鋼板は、７４０〜５００℃での平均冷却速度が小さく、フェライト分率が過度に高まったため、靭性が劣化した例である。
実験例１３３の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、ベイナイト変態処理温度が低く、当該処理にてマルテンサイトが生成し、その後合金化によって高温で焼戻されたため、強度が著しく低下した例である。
以上、本発明の各実施形態について詳細に説明したが、上記実施形態は、何れも本発明を実施するにあたっての具体化の例を示したものに過ぎない。本発明は、これらの実施形態によって技術的範囲が限定的に解釈されてはならないものである。すなわち、本発明は、その技術思想またはその主要な特徴から逸脱することなく、さまざまな形で実施することができる。
本発明は、耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法、並びに、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に有効な技術である。そして、本発明によれば、本発明によれば、低温での耐衝撃特性に優れ、９００ＭＰａ以上の引張強度が得られる高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびそれらの製造方法を提供できる。
Claims (12)
- 質量％で、
Ｃ ： ０．０７５〜０．４００％、
Ｓｉ： ０．０１〜２．００％、
Ｍｎ： ０．８０〜３．５０％、
Ｐ ： ０．０００１〜０．１００％、
Ｓ ： ０．０００１〜０．０１００％、
Ａｌ： ０．００１〜２．００％、
Ｏ ： ０．０００１〜０．０１００％、
Ｎ ： ０．０００１〜０．０１００％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる母材鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層が形成されており、
前記母材鋼板は、板厚の表面から１／４厚を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲における鋼板組織の残留オーステナイト相が体積分率で５％以下であり、フェライト相が体積分率で６０％以下であり、ベイナイト相とベイニティックフェライト相とフレッシュマルテンサイト相と焼戻しマルテンサイト相との合計が体積分率で４０％以上であり、
板厚の表面から１／４厚を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲における平均有効結晶粒径が５．０μｍ以下であり、最大有効結晶粒径が２０μｍ以下であり、
表層部に厚み０．０１μｍ〜１０．０μｍの脱炭層が形成され、前記脱炭層に分散された酸化物の密度が１．０×１０12〜１．０×１０16個／ｍ2であり、前記酸化物の平均粒子径が５００ｎｍ以下であることを特徴とする耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 - 前記母材鋼板が、質量％で、さらに、
Ｔｉ： ０．００１〜０．１５０％、
Ｎｂ： ０．００１〜０．１００％、
Ｖ ： ０．００１〜０．３００％、
のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 - 前記母材鋼板が、さらに、
Ｃｒ： ０．０１〜２．００％、
Ｎｉ： ０．０１〜２．００％、
Ｃｕ： ０．０１〜２．００％、
Ｍｏ： ０．０１〜２．００％、
Ｂ ： ０．０００１〜０．０１００％、
Ｗ ： ０．０１〜２．００％、
のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 - 前記母材鋼板が、さらに、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭのうちから選ばれた１種または２種以上を、合計で０．０００１〜０．０１００％含有することを特徴とする請求項１に記載の耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
- 請求項１に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の前記溶融亜鉛めっき層が合金化されていることを特徴とする耐衝撃特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
- 質量％で、
Ｃ ： ０．０７５〜０．４００％、
Ｓｉ：０．０１〜２．００％、
Ｍｎ： ０．８０〜３．５０％、
Ｐ ： ０．０００１〜０．１００％、
Ｓ ： ０．０００１〜０．０１００％、
Ａｌ： ０．００１〜２．００％、
Ｏ ： ０．０００１〜０．０１００％、
Ｎ ： ０．０００１〜０．０１００％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるスラブを１０８０℃以上に加熱し、８５０℃〜９５０℃の温度で熱間圧延を完了し、１０５０℃〜熱間圧延完了温度までの温度域での圧下量が以下に示す（式１）を満たす熱間圧延を行って熱延鋼板を得る熱延工程と、
前記熱延鋼板に圧下率３０％〜７５％の冷間圧延を行って冷延鋼板を得る冷延工程と、
予熱に用いる空気と燃料ガスの混合ガスにおいて、単位体積の混合ガスに含まれる空気の体積と単位体積の混合ガスに含まれる燃料ガスを完全燃焼させるために理論上必要となる空気の体積の比である空気比が０．７〜１．２である混合ガスを用いて加熱する予熱帯に通過させて表層部に酸化被膜を生成させ、Ｈ２ＯとＨ２との分圧比（Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２））が０．０００１〜２．００の雰囲気の還元帯に、Ａｃ３点−５０℃以上の最高加熱温度で通過させて前記酸化被膜を還元して脱炭層を形成し、７４０℃〜５００℃の温度域において１.０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却しつつ、３〜１００ＭＰａの張力を負荷しながら曲げ半径８００ｍｍ以下の曲げ加工を１回以上行なう焼鈍を施す焼鈍工程とを行うことにより、母材鋼板を得る工程と、
前記母材鋼板を有効Ａｌ量が０．０１〜０．１８質量％であるめっき浴に浸漬させて、前記母材鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を形成し、溶融亜鉛めっき鋼板とするめっき工程とを有することを特徴とする耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記スラブが、質量％で、さらに、
Ｔｉ： ０．００１〜０．１５０％、
Ｎｂ： ０．００１〜０．１００％、
Ｖ ： ０．００１〜０．３００％、
のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項６に記載の耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 前記スラブが、質量％で、さらに、
Ｃｒ： ０．０１〜２．００％、
Ｎｉ： ０．０１〜２．００％、
Ｃｕ： ０．０１〜２．００％、
Ｍｏ： ０．０１〜２．００％、
Ｂ ： ０．０００１〜０．０１００％、
Ｗ ： ０．０１〜２．００％、
のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項６に記載の耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 前記スラブが、さらに、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭのうちから選ばれた１種または２種以上を、合計で０．０００１〜０．０１００％含有することを特徴とする請求項６に記載の耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記めっき工程は、４５０〜４７０℃のめっき浴に、４３０〜４９０℃の前記母材鋼板を進入させて浸漬させる工程であることを特徴とする請求項６に記載の耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記めっき浴に前記母材鋼板を浸漬する前および／または浸漬した後に、３００〜４７０℃の温度範囲で１０〜１０００秒間停留させるベイナイト変態処理を行うことを特徴とする請求項６に記載の耐衝撃特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６に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板を、４７０〜６２０℃の温度範囲で２秒〜２００秒間停留する合金化処理を行うことを特徴とする耐衝撃特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。
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