JP6249140B1

JP6249140B1 - 高降伏比型高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法

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Publication number: JP6249140B1
Application number: JP2017527826A
Authority: JP
Inventors: 裕美吉冨; 弘之増岡; 斉祐津田; 康弘西村; 正貴木庭
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2016-01-27
Filing date: 2017-01-26
Publication date: 2017-12-20
Anticipated expiration: 2037-01-26
Also published as: WO2017131056A1; KR102170060B1; CN108603262B; EP3409808B1; EP3409808A1; CN108603262A; MX2018009099A; KR20180095697A; US11473180B2; EP3409808A4; JPWO2017131056A1; US20190032187A1

Abstract

Ｓｉ、Ｍｎを含有する鋼板を母材とし、めっき外観、曲げ時の耐めっき剥離性および曲げ時の加工性に優れ、自動車の耐衝突部品用に好適な、高い降伏比を持つ高降伏比型高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法を提供する。特定の成分組成と、面積率で、面積率で、フェライトが１５％以下、マルテンサイトが２０％以上５０％以下、且つベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトが合計で３０％以上である金属組織と、を有する鋼板と、該鋼板上に形成され、片面あたりのめっき付着量が２０〜１２０ｇ／ｍ２の亜鉛めっき層と、を備え、降伏強度比が６５％以上であり、引張強さが９５０ＭＰａ以上であり、亜鉛めっき層に含まれるＭｎ酸化物量が、０．０１５〜０．０５０ｇ／ｍ２である高降伏比型高強度亜鉛めっき鋼板とする。

Description

本発明は、Ｓｉ、Ｍｎを含有する鋼板を母材とし、めっき外観、曲げ時の耐めっき剥離性および曲げ加工性に優れ、自動車の耐衝突部品用に好適な、高降伏比型高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法に関する。

自動車の衝突安全性および燃費改善が強く求められている昨今、部品用素材である薄鋼板の高強度化が進んでいる。中でも、自動車が衝突した際に乗員の安全を確保する観点から、キャビン周りに使われる素材に、高い降伏強度比（ＹＲ：ＹＲ＝（ＹＳ（降伏強さ）／ＴＳ（引張強さ））×１００％）が求められている。プレス機への高負荷が懸念されることや超高強度鋼板になると高い延性や伸びフランジ性を付与できなくなることから、部品への加工は、曲げ加工が主体となる。したがって、求められる加工性としては曲げ性が重要になる。

さらに、世界規模で自動車の普及が広がっており、多種多様な地域・気候のなか種々の用途で自動車が使われることに対し、部品素材である鋼板には高い防錆性が求められている。このため、めっき鋼板が好ましく利用される。

また、従来、高い降伏比を持つ鋼板の開発が行われている。例えば、特許文献１には、加工性に優れた高降伏比高強度の溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法が開示されている。また、特許文献２には、引張強度が９８０ＭＰａ以上であって、高降伏比を示し、且つ加工性（詳細には、強度−延性バランス）に優れた鋼板が開示されている。また、特許文献３では、ＳｉおよびＭｎを含有する高強度鋼板を母材とする、めっき外観、耐食性、曲げ時の耐めっき剥離性および曲げ加工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が開示されている。

特許第５４３８３０２号公報特開２０１３−２１３２３２号公報特開２０１５−１５１６０７号公報

特許文献１に記載の技術では、めっき品質が劣りやすく、これを解決する方法は開示されていない。

特許文献２に記載の技術では、めっき性が十分に考慮されておらず、めっき性の改善が不十分である。

特許文献３に記載の技術では、めっき前の焼鈍工程において、炉内雰囲気の水素濃度が２０ｖｏｌ％以上且つ焼鈍温度が６００〜７００℃に制限されている。このため、特許文献３に記載の技術は、金属組織構成上、８００℃を超えるＡｃ３点をもつ素材には適用できない。このため、自動車の耐衝突部品用に好適とはいえない。

本発明は、上記課題を解決するためになされたものであり、Ｓｉ、Ｍｎを含有する鋼板を母材とし、めっき外観、曲げ時の耐めっき剥離性および曲げ加工性に優れ、自動車の耐衝突部品用に好適な、高い降伏比を持つ高降伏比型高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。

上記課題を解決するために、本発明者らは鋭意研究を重ねた。その結果、種々の薄鋼板に対して、引張強さ（ＴＳ）と降伏強さ（ＹＳ）の関係と、加工性とめっき性の両立を検討した結果、鋼板の成分組成に加え、金属組織を適切に調整すること、および製造条件として熱処理時の温度範囲および炉内雰囲気を適切にすることで、耐衝突部品用に好適でありながら、加工性とめっき性の両立改善が可能であることを知見した。具体的には本発明は以下のものを提供する。

［１］質量％で、Ｃ：０．１２％以上０．２５％以下、Ｓｉ：１％未満、Ｍｎ：２．０％以上３％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００８％以下、Ｃａ：０．０００３％以下を含有し、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒのうち１種以上を合計で０．０１〜０．１％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、面積率で、フェライトが１５％以下、マルテンサイトが２０％以上５０％以下、且つベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトが合計で３０％以上である金属組織と、を有する鋼板と、該鋼板上に形成され、片面あたりのめっき付着量が２０〜１２０ｇ／ｍ^２の亜鉛めっき層と、を備え、降伏強度比が６５％以上であり、引張強さが９５０ＭＰａ以上であり、前記亜鉛めっき層に含まれるＭｎ酸化物量が、０．０１５〜０．０５０ｇ／ｍ^２である高降伏比型高強度亜鉛めっき鋼板。

［２］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉのうち１種以上を合計で０．１〜０．５％および／またはＢ：０．０００３〜０．００５％を含有する［１］に記載の高降伏比型高強度亜鉛めっき鋼板。

［３］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｓｂ：０．００１〜０．０５％を含有する［１］又は［２］に記載の高降伏比型高強度亜鉛めっき鋼板。

［４］前記亜鉛めっき層が合金化亜鉛めっき層である［１］〜［３］のいずれかに記載の高降伏比型高強度亜鉛めっき鋼板。

［５］［１］〜［３］のいずれかに記載の成分組成を有する冷延鋼板を、Ａｃ１点〜Ａｃ３点＋５０℃の温度域に加熱したのち、酸洗し、その後平均加熱速度：１０℃／s未満、加熱温度Ｔ：Ａｃ３点〜９５０℃、該温度域の炉内雰囲気の水素濃度Ｈ：５ｖｏｌ％以上、炉内露点Ｄ：下記（１）式を満足、４５０〜５５０℃の温度域の滞留時間：５ｓ以上２０ｓ未満の条件で熱処理を行う熱処理工程と、前記熱処理工程後の鋼板に、めっき処理を施し、平均冷却速度が５℃／ｓ以上の条件で５０℃以下まで冷却する亜鉛めっき工程と、前記亜鉛めっき工程後のめっき板に、０．１％以上の伸長率で調質圧延を施す調質圧延工程と、を備えた高降伏比型高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［式１］
−４０ ≦ Ｄ ≦ （Ｔ−１１１２．５）／７．５・・・（１）
（１）式中のＤは炉内露点（℃）、Ｔは加熱温度（℃）を意味する。

［６］前記めっき処理が、溶融亜鉛めっき処理、又は溶融亜鉛めっきし合金化する処理である［５］に記載の高降伏比型高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。

本発明によれば、引張強さが９５０ＭＰａ以上の高強度で、曲げ加工性やめっき性、表面外観に優れた高降伏比型高強度亜鉛めっき鋼板が得られる。なお、通常、本発明では、引張強さは１３００ＭＰａ未満となる。

本発明の高降伏比型高強度亜鉛めっき鋼板を自動車車体の骨格部材に適用した場合は、衝突安全性の向上や軽量化に大きく貢献できる。

組織観察で得られる画像の一例を示す図である。

以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。

＜高降伏比型高強度亜鉛めっき鋼板＞
本発明の高降伏比型高強度亜鉛めっき鋼板は、鋼板と、鋼板上に形成されためっき層とを備える。先ず、鋼板について説明する。鋼板は、特定の成分組成と特定の金属組織とを有する。成分組成、金属組織の順で説明する。

鋼板の成分組成は、質量％で、Ｃ：０．１２％以上０．２５％以下、Ｓｉ：１％未満、Ｍｎ：２．０％以上３％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００８％以下、Ｃａ：０．０００３％以下を含有し、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒのうち１種以上を０．０１〜０．１％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。

また、上記成分組成は、さらに、質量％で、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉのうち１種以上を合計で０．１〜０．５％および／またはＢ：０．０００３〜０．００５％を含有してもよい。

また、上記成分組成は、さらに、質量％で、Ｓｂ：０．００１〜０．０５％を含有してもよい。

以下、各成分について説明する。以下の説明において成分の含有量を表す「％」は「質量％」を意味する。

Ｃ：０．１２％以上０．２５％以下
Ｃは鋼板の高強度化に有効な元素であり、過飽和なＣを含むマルテンサイトを形成することで高強度化に寄与する。また、Ｃは、ＮｂやＴｉ、Ｖ、Ｚｒといった炭化物形成元素と微細な合金化合物あるいは合金炭窒化物を形成することでも高強度化に寄与する。これらの効果を得るためには、Ｃ含有量を０．１２％以上とすることが必要である。好ましくは０．１３％以上，より好ましくは０．１４％以上である。一方、Ｃ含有量が０．２５％を超えると、本鋼板ではスポット溶接性が顕著に劣化すると同時に、マルテンサイトの増加により鋼板が硬質化するとともに、ＹＲや曲げ加工性が低下する傾向にある。したがってＣ含有量は０．１２％以上０．２５％以下とする。特性の観点から、好ましくは０．２３％以下とする。

Ｓｉ：１％未満
Ｓｉは主に固溶強化により高強度化に寄与する元素であり、強度上昇に対して延性の低下が比較的少なく、強度のみならず強度と延性のバランス向上にも寄与する。一方で、Ｓｉは鋼板表面にＳｉ系酸化物を形成しやすく、不めっきの原因となる場合がある。したがって、強度確保に必要な分だけ添加すればよいが、めっき性の観点からＳｉ含有量の上限を１％未満とする。好ましくは０．８％以下である。より好ましくは０．５％以下である。なお、Ｓｉの含有量は０．０１％以上が好ましい。

Ｍｎ：２．０％以上３％以下
Ｍｎは、固溶強化およびマルテンサイト形成により高強度化に寄与する元素である。この効果を得るためにはＭｎ含有量を２．０％以上にする必要がある。好ましくは２．１％以上、より好ましくは２．２％以上である。一方、Ｍｎ含有量が３％を超えるとスポット溶接部割れを招くと共に、Ｍｎの偏析などに起因して金属組織にムラを生じやすくなり、種々の加工性の低下を招く。また、Ｍｎは鋼板表面に酸化物あるいは複合酸化物として濃化しやすく、不めっきの原因となる場合がある。そこで、Ｍｎ含有量は３％以下とする。より好ましくは２．８％以下である。

Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、固溶強化により鋼板の高強度化に寄与する元素である。しかし、Ｐ含有量が０．０５％を超えると溶接性や、伸びフランジ性などの加工性が低下する。このため望ましくは０．０３％以下とする。Ｐ含有量の下限は特に規定しないが０．００１％未満では製造過程において生産能率低下と脱燐コスト増を招くため、好ましくは０．００１％以上とする。なお、Ｐ含有量が０．００１％以上であれば、高強度化の効果が得られる。

Ｓ：０．００５％以下
Ｓは熱間脆性を起こす原因となるほか、鋼中に硫化物系介在物として存在して曲げ性など鋼板の加工性を低下させる有害な元素である。このため、Ｓ含有量は極力低減することが好ましい。本発明ではＳ含有量が０．００５％までは許容できる。下限は特に規定しないがＳ含有量が０．０００１％未満では製造過程において生産能率低下とコスト増を招く。そこで、Ｓ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。

Ａｌ：０．１％以下
Ａｌは脱酸材として添加される。その効果を得ることが必要な場合にはＡｌ含有量を０．０１％以上にすることが好ましい。より好ましくは０．０２％以上である。一方、Ａｌ含有量が０．１％を超えると、原料コストの上昇を招くほか、過剰なＡｌは鋼板の表面欠陥を誘発する原因にもなる。そこで、Ａｌ含有量は０．１％以下とする。好ましくは０．０４％以下である。なお、本発明において、ＡｌとＳｉの合計量は０．５％以下が好ましい。

Ｎ：０．００８％以下
Ｎ含有量が０．００８％を超えると鋼中に過剰な窒化物が生成して延性や靭性が低下するほか、鋼板の表面性状の悪化を招くことがある。このためＮ含有量を０．００８％以下、好ましくは０．００６％以下とする。フェライトの清浄化による延性向上の観点からはＮ含有量は極力少ない方が好ましい。一方、過剰にＮ含有量を低減すると、製造過程における生産能率低下とコスト増を招くため、Ｎ含有量は０．０００１％以上が好ましい。

Ｃａ：０．０００３％以下
Ｃａは鋼中で硫化物や酸化物を形成し、鋼板の加工性を低下させる。そこで、Ｃａ含有量を０．０００３％以下とする。好ましくは０．０００２％以下である。Ｃａ含有量は少ない方が好ましく、０％でもよい。

Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒのうち１種以上を合計：０．０１〜０．１％
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、ＺｒはＣやＮと炭化物や窒化物（炭窒化物の場合もある）を形成して析出物になる。微細な析出物は鋼板の高強度化に寄与する。特に、軟質なフェライト中にこれらの微細析出物を析出させることでその強度を高める。また、フェライトとマルテンサイトとの強度差を低減する効果もあり、これは、鋼板の加工性、例えば曲げ性や伸びフランジ性などの改善に寄与する。さらにこれらの元素は熱延コイルの組織を微細化する作用があり、その後の冷延・加熱を経て熱処理後の最終製品板のミクロ組織（金属組織）を微細化することでも強度上昇や曲げ性などの加工性向上に寄与する。このため、これらの元素の合計含有量を０．０１％以上とする。好ましくは０．０２％以上である。しかしながら過剰な添加は、冷間圧延時の変形抵抗を高めて生産性を阻害するほか、過剰な或いは粗大な析出物の存在はフェライトの延性を低下させ、鋼板の延性や曲げ性、伸びフランジ性などの加工性を低下させる。そこで、これらの成分の合計含有量は０．１％以下とする。好ましくは０．０８％以下である。

上記以外の残部はＦｅ及び不可避的不純物である。なお、鋼板の成分組成は、以下の成分を含んでもよい。

Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉのうち１種以上を合計で０．１〜０．５％および／またはＢ：０．０００３〜０．００５％
これらの元素は、焼入れ性を高めてマルテンサイトを生成させやすくするため、高強度化に寄与する。これらの効果を得るために、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉのうち１種以上の合計含有量は０．１％以上であることが好ましい。また、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉについては、その過剰な添加は効果の飽和やコスト増につながる。また、Ｃｕについては熱間圧延時の割れを誘発し表面疵の発生原因となる。このため合計含有量を０．５％以下とする。ＮｉについてはＣｕ添加による表面疵の発生を抑止する効果があるためＣｕ添加時は同時に添加することが望ましい。Ｎｉ含有量をＣｕ含有量の１／２以上とすることが好ましい。上記の通り、Ｂも焼入れ性を高め高強度化に寄与する。また、Ｂについても熱処理の冷却過程で起こるフェライト生成の抑制効果を得る観点や焼入れ性向上の観点から下限を設ける。具体的にはＢ含有量は０．０００３％以上が好ましい。その過剰な添加は効果の飽和を理由に上限を設けることにする。具体的には０．００５％以下が好ましい。過剰な焼入れ性は溶接時の溶接部割れなどの不利益もある。

Ｓｂ：０．００１〜０．０５％
Ｓｂは脱炭や脱窒、脱硼などを抑制して、鋼板の強度低下抑制に有効な元素である。また、スポット溶接割れ抑制にも有効であるためＳｂ含有量は０．００１％以上が好ましい。より好ましくは０．００２％以上である。しかしながら過剰なＳｂの添加は鋼板の伸びフランジ性などの加工性を低下させる。このため、Ｓｂ含有量は０．０５％以下が好ましい。より好ましくは０．０２％以下である。

なお、上記任意成分を上記下限値未満で含有しても本発明の効果を害さない。このため、上記下限値未満の含有は、上記任意成分を不可避的不純物として含むと考える。

続いて、鋼板の金属組織について説明する。鋼板の金属組織は、面積率で、フェライトが１５％以下（０％含む）、マルテンサイトが２０％以上５０％以下、且つベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトが合計で３０％以上を含む。

フェライトが１５％以下
フェライトの存在は、鋼板強度の観点から好ましくないが、本発明では面積率で１５％まで許容される。好ましくは１０％以下とする。より好ましくは５％以下である。また、フェライトは０％でもよい。上記面積率は実施例に記載の方法で測定した値を採用する。なお、ここで比較的高温で生成した炭化物を含まないベイナイトは後述の実施例に記載の走査電子顕微鏡での観察ではフェライトとの区別はせず、フェライトとみなす。

マルテンサイト（焼入れままのマルテンサイト）が２０％以上５０％以下
このマルテンサイトは硬質であり、鋼板強度を高めるために有効且つ必須であり、引張強さ（ＴＳ）９５０ＭＰａ以上を確保するために面積率で２０％以上とする。好ましくは２５％以上である。一方で、焼入れままの硬質なマルテンサイトはＹＲを低下させるためその上限は５０％以下とする。好ましくは４５％以下である。上記面積率は実施例に記載の方法で測定した値を採用する。

ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトが合計で３０％以上
引張強さに加え、高い降伏比（降伏強度比）を両立させるため、ベイナイト（上記の通り、炭化物を含まないベイナイトはフェライトとみなされるため、このベイナイトは炭化物を含むベイナイトを意味する）および焼戻しマルテンサイトは面積率で３０％以上とする。特に高ＹＳにするためには、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの分率が本発明において重要であり、高ＹＳを安定して得るには、４０％以上が好ましい。なお、上限は特に限定されないが強度と延性（加工性）のバランスから９０％以下が好ましく、８０％以下がより好ましい。上記面積率は実施例に記載の方法で測定した値を採用する。

なお、鋼板の金属組織は、上記した組織（相）以外の相として、残部にパーライト、残留オーステナイトおよび炭化物などの析出物を含む場合があり、これらは板厚１／４位置における合計面積率で１０％以下であれば許容できる。好ましくは５％以下とする。上記面積率は実施例に記載の方法で測定した値を採用する。

続いて、亜鉛めっき層について説明する。亜鉛めっき層は、片面あたりのめっき付着量が２０〜１２０ｇ／ｍ^２である。付着量が２０ｇ／ｍ^２未満では耐食性の確保が困難になる。好ましくは３０ｇ／ｍ^２以上である。一方、１２０ｇ／ｍ^２を超えると耐めっき剥離性が劣化する。好ましくは９０ｇ／ｍ^２以下である。

また、亜鉛めっき層中では、めっき前の熱処理工程で形成されたＭｎ酸化物は、めっき浴と鋼板が反応し、ＦｅＡｌあるいはＦｅＺｎ合金相が形成されることでめっき中に取り込まれるが、酸化物量が過剰な場合にはめっき／地鉄界面に残留し、めっき密着性を劣化させる。そのため、めっき層中に含まれるＭｎ酸化物量は低いほど好ましいが、Ｍｎを０．０１５ｇ／ｍ^２未満に抑制するためには、通常操業条件よりも露点を低く制御する必要があり困難である。また、Ｍｎ酸化物量は０．０４ｇ／ｍ^２以上でもよい。また、めっき層中のＭｎ酸化物量が０．０５０ｇ／ｍ^２超ではＦｅＡｌあるいはＦｅＺｎ合金相の形成反応が不十分となり、不めっきの発生や耐めっき剥離性の低下を招く。そこで、亜鉛めっき層に含まれるＭｎ酸化物量は、０．０１５〜０．０５０ｇ／ｍ^２とする。好ましくは、Ｍｎ酸化物量は、０．０４ｇ／ｍ^２以下である。なお、亜鉛めっき層中のＭｎ酸化物量の測定は実施例に記載の方法で行う。

上記亜鉛めっき層は、合金化処理が施された合金化亜鉛めっき層であってもよい。

＜高降伏比型高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法＞
本発明の製造方法は、熱処理工程と、亜鉛めっき工程と、調質圧延工程と、を有する。

熱処理工程とは、上記成分組成を有する冷延鋼板を、Ａｃ１点〜Ａｃ３点＋５０℃の温度域に加熱し、酸洗し、平均加熱速度：１０℃／s未満、加熱温度Ｔ：Ａｃ３点〜９５０℃、該温度域の炉内雰囲気の水素濃度Ｈ：５ｖｏｌ％以上、炉内露点Ｄ：下記（１）式を満足、４５０〜５５０℃の温度域の滞留時間：５ｓ以上２０ｓ未満の条件で熱処理を行う工程である。なお、以下の説明において温度は、鋼板表面温度を意味する。

スラブ（鋳片（鋼素材））製造
本発明の製造方法で使用する冷延鋼板を得るための鋼素材は、連続鋳造方法で製造されたスラブである。連続鋳造法を採用するのは、合金成分のマクロ偏析を防止する目的である。鋼素材は、造塊法や薄スラブ鋳造法などで製造してもよい。

また鋼スラブを製造したあと、一旦室温まで冷却してその後再加熱する従来法に加え、室温付近まで冷却せずに温片のままで加熱炉に装入して熱間圧延する方法や、わずかの補熱を行った後に直ちに熱間圧延する方法、或いは鋳造後高温状態を保ったまま熱間圧延する方法のいずれでもよい。

上記鋼素材を熱間圧延し、その後、冷間圧延することで冷延鋼板が得られる。熱間圧延の条件は特に限定されないが、上記成分組成を有する鋼素材を、１１００℃以上１３５０℃以下の温度で加熱し、仕上げ圧延温度が８００℃以上９５０℃以下の熱間圧延を施し、４５０℃以上７００℃以下の温度で巻き取る条件が好ましい。

スラブ加熱温度
鋼スラブの加熱温度は、１１００℃以上１３５０℃以下の範囲とすることが好ましい。上記上限温度範囲外であると、鋼スラブ中に存在する析出物は粗大化しやすく、例えば析出強化による強度確保をする場合には不利となる場合があるからである。また、粗大な析出物を核として後の熱処理において組織形成に悪影響を及ぼす可能性があるためである。一方、適切な加熱によりスラブ表面の気泡や欠陥などをスケールオフさせることで鋼板表面の亀裂や凹凸を低減し、平滑な鋼板表面を達成することは有益である。このような効果を得るために１１００℃以上とすることが好ましい。一方で、１３５０℃を超えるとオーステナイト粒の粗大化が起こり、最終製品の金属組織も粗大化して，鋼板の強度や曲げ性や伸びフランジ性などの加工性が低下する原因となる場合がある。

熱間圧延
上記により得られた鋼スラブに対し、粗圧延および仕上げ圧延を含む熱間圧延を施す。一般的に鋼スラブは粗圧延でシートバーとなり、仕上げ圧延によって熱延コイルとなる。また、ミル能力等によってはそのような区分けにこだわらず、所定のサイズになれば問題ない。熱間圧延条件としては、以下が好ましい。

仕上げ圧延温度：８００℃以上９５０℃以下
仕上げ圧延温度を８００℃以上とすることで、熱延コイルで得られる組織を均一にできる傾向にある。この段階で組織を均一にできることは、最終製品の組織が均一になることに寄与する。組織が不均一だと、延性や曲げ性、伸びフランジ性などの加工性が低下する。一方９５０℃を超えると酸化物（スケール）生成量が多くなり地鉄と酸化物の界面が荒れて酸洗および冷間圧延後の表面品質が劣化する場合がある。また、組織において結晶粒径が粗大になることで、鋼スラブ同様鋼板の強度や曲げ性や伸びフランジ性などの加工性が低下する原因となる場合がある。

上記熱間圧延を終了した後、組織の微細化や均一化のため、仕上げ圧延終了後３秒以内に冷却を開始し、［仕上げ圧延温度］〜［仕上げ圧延温度−１００］℃の温度域を１０〜２５０℃／ｓの平均冷却速度で冷却することが好ましい。

巻取り温度：４５０〜７００℃
熱延後のコイル巻取り直前の温度、すなわち巻取り温度が４５０℃以上であれば、ＮｂＣなどの微細析出の観点から好ましい。巻取り温度が７００℃以下であれば析出物が粗大になりすぎないため好ましい。熱延板組織の整粒化などの観点からより好ましくは５００℃以上６８０℃以下とする。

次いで、冷間圧延を行う。冷間圧延では、上記熱間圧延で得られた熱延鋼板に冷間圧延を施す。なお、通常、酸洗によりスケールを落とした後、冷間圧延が施され冷延コイルとなる。この酸洗は必要に応じて行われる。

冷間圧延は圧下率２０％以上とすることが好ましい。これは引続きおこなう加熱において均一微細なミクロ組織を得るためである。２０％未満では加熱時に粗粒になりやすい場合や、不均一な組織になりやすい場合があり、前述したように、その後の熱処理後最終製品板での強度や加工性低下が懸念される。圧下率の上限は特に規定しないが、高強度鋼板ゆえ、高い圧下率は圧延負荷による生産性低下のほか、形状不良となる場合がある。圧下率は９０％以下が好ましい。

次いで、加熱（例えば、焼鈍炉などでの加熱であり、以下「焼鈍」とする場合がある。）を行う。この焼鈍では、冷間圧延で得られた冷延板をＡｃ１点〜Ａｃ３点＋５０℃の温度域に加熱する。その後、酸洗する。

Ａｃ１点〜Ａｃ３点＋５０℃の温度域に加熱
「Ａｃ１点〜Ａｃ３点＋５０℃の温度域に加熱」は、高い降伏比とめっき性を最終製品で担保するための条件である。引続く熱処理の前に、フェライトとマルテンサイトを含む組織を得ておくことが材質上好ましい。さらに、めっき性の観点からもこの加熱により鋼板表層部にＳｉやＭｎなどの酸化物を濃化させることが望ましい。その観点で、Ａｃ１点〜Ａｃ３点＋５０℃の温度域に加熱する。
ここで、Ａｃ１＝７５１−２７Ｃ＋１８Ｓｉ−１２Ｍｎ−２３Ｃｕ−２３Ｎｉ＋２４Ｃｒ＋２３Ｍｏ−４０Ｖ−６Ｔｉ＋３２Ｚｒ＋２３３Ｎｂ−１６９Ａｌ−８９５Ｂとする。また、Ａｃ３＝９３７−４７７Ｃ＋５６Ｓｉ−２０Ｍｎ−１６Ｃｕ−２７Ｎｉ−５Ｃｒ＋３８Ｍｏ＋１２５Ｖ＋１３６Ｔｉ＋３５Ｚｒ−１９Ｎｂ＋１９８Ａｌ＋３３１５Ｂとする。なお、上記式における元素記号は各元素の含有量を意味し、含有しない成分は０とする。

酸洗
引続く熱処理において、Ａｃ３点以上の温度域での加熱によりめっき性を担保するため、前工程で鋼板表層部に濃化したＳｉやＭｎなどの酸化物を酸洗により除去する。

熱処理
上記酸洗後、平均加熱速度：１０℃／s未満、加熱温度Ｔ：Ａｃ３点〜９５０℃、該温度域の炉内雰囲気の水素濃度Ｈ：５ｖｏｌ％以上、炉内露点Ｄ：下記（１）式を満足、４５０〜５５０℃の温度域の滞留時間：５ｓ以上２０ｓ未満の条件で熱処理を施す。

平均加熱速度：１０℃／ｓ未満
平均加熱速度は組織の均一化という理由で１０℃／ｓ未満とする。また、製造効率低下を抑える観点から平均加熱速度は２℃／ｓ以上が好ましい。

加熱温度（例えば焼鈍温度）Ｔ：Ａｃ３点〜９５０℃
炉内雰囲気を規定するのは、材質とめっき性いずれも担保するためである。加熱温度がＡｃ３点以下では、最終的に得られる金属組織で、フェライトの分率が高くなるため強度が得られない。また、加熱温度が９５０℃を超えると結晶粒が粗大化して曲げ性や伸びフランジ性などの加工性が低下するため好ましくない。また、加熱温度が９５０℃を超えると、表面にＭｎやＳｉが濃化しやすくなってめっき性を阻害する。また、加熱温度が９５０℃を超えると設備への負荷も高く安定して製造できなくなる可能性がある。

Ａｃ３点〜９５０℃の温度域における水素濃度Ｈ：５ｖｏｌ％以上
本発明においては、上述の加熱温度に対し炉内雰囲気も同時に制御することでめっき性が担保される。水素濃度が５ｖｏｌ％未満では不めっきが多発する。２０ｖｏｌ％を超える水素濃度では効果が飽和するためこれを好ましい上限とする。なお、上記Ａｃ３点〜９５０℃の温度域以外については、水素濃度は５ｖｏｌ％以上の範囲になくてもよい。

Ａｃ３点〜９５０℃の温度域における露点Ｄ：式（１）の範囲
また、下記式（１）で表される炉内露点Ｄもめっき性を担保する重要な要素である。水素濃度を確保しても露点Ｄが上限を超えると、焼鈍中にＳｉやＭｎなどの合金元素が再度濃化し、不めっき、めっき品質の低下をもたらす。露点の下限は特に規定しないが、露点を−４０℃未満に制御することは困難であり、莫大な設備費と操業コストを要するという問題がある。
［式１］
−４０ ≦ Ｄ ≦ （Ｔ−１１１２．５）／７．５・・・（１）
（１）式中のＤは炉内露点（℃）、Ｔは加熱温度（℃）を意味する。

４５０〜５５０℃の温度域の滞留時間：５ｓ以上２０ｓ未満
めっき工程の前に４５０〜５５０℃の温度域で５ｓ以上滞留させる。これはベイナイトの生成を促進するためである。組織の規定として、高ＹＳを得るためにベイナイトは重要な組織である。これを生成し、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの合計で３０％以上の分率を得るためにはこの温度域で５ｓ以上滞留させる必要がある。また、本発明においては２０秒を超える滞留時間は，オーステナイトを必要以上にベイナイト変態させてしまい，必要量のマルテンサイトを得ることができなくなるため２０ｓ未満とする必要がある。４５０℃未満ではベイナイトが得にくいことに加え、後に続くめっき浴温を下回ることは、めっき浴の品質を落とすため好ましくない。そのため上記温度域の下限を４５０℃とする。一方、５５０℃を超える温度域ではベイナイトではなくフェライトやパーライトが出やすくなる。加熱温度からこの温度域までの冷却については、３℃／s以上の冷却速度（平均冷却速度）とすることが好ましい。冷却速度が３℃／ｓ未満ではフェライト変態を起こしやすく、所望の金属組織が得られなくなるためである。上限は特に規定はない。冷却停止温度としては、上述の４５０〜５５０℃とすればよいが、これ以下の温度に一旦冷却し、再加熱により４５０〜５５０℃の温度域での滞留をさせることも可能である。この場合、Ｍｓ点以下まで冷却した場合にはマルテンサイトが生成された後、焼戻されることもある。

次いで、亜鉛めっき工程を行う。亜鉛めっき工程とは、熱処理後の鋼板に、めっき処理を施し、平均冷却速度が５℃／ｓ以上の条件で５０℃以下まで冷却する工程である。

めっき処理は、片面あたりのめっき付着量が２０〜１２０ｇ／ｍ^２になるようにすればよい。他の条件は特に限定されない。例えば、質量％で、Ｆｅ：０．１〜１８．０％、Ａｌ：０．００１％〜１．０％を含有し、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、ＢｉおよびＲＥＭから選択する１種または２種以上を合計０〜３０％を含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなるめっき層を、上記の方法で得られた鋼板の表面に形成する工程である。めっき処理の方法は、溶融亜鉛めっきとする。条件は適宜設定すればよい。また、溶融亜鉛めっき後に加熱する合金化処理を行ってもよい。合金化処理は、例えば、４８０〜６００℃の温度域に１〜６０秒程度保持する処理である。

上記めっき処理後（合金化処理を行う場合はその後）、平均冷却速度５℃／ｓ以上で５０℃以下まで冷却する。これは高強度化に必須なマルテンサイトを得るためである。５℃／ｓ未満では強度に必要なマルテンサイトを得ることが難しい。また５０℃より高い温度で冷却をやめてしまうと、マルテンサイトが過度に焼戻されて（自己焼戻し）必要な強度を得にくくなるためである。なお、平均冷却速度は高いＹＲを得るための適度に焼戻されたマルテンサイトを得るため３０℃／ｓ以下が好ましい。

次いで調質圧延工程を行う。調質圧延工程とは、亜鉛めっき工程後のめっき板に、０．１％以上の伸長率で調質圧延を施す工程である。めっき板に、形状矯正や表面粗度調整の目的に加え、高ＹＳを安定的に得る目的で、０．１％以上の伸長率で調質圧延をする。形状矯正や表面粗度調整については調質圧延に代えてレベラー加工を施してもよい。過度な調質圧延は、鋼板表面に過剰な歪が導入されて曲げ性や伸びフランジ性の評価値を下げる。また、過度な調質圧延は延性も低下させるほか、高強度鋼板ゆえ設備負荷も高くなる。そこで、調質圧延の圧下率は３％以下とすることが好ましい。

表１に示す成分組成の溶鋼を転炉で溶製し，連続鋳造機でスラブとしたあと、表２に示す種々の条件で熱延、冷延、加熱（焼鈍）、酸洗（表２において「○」の場合は、酸洗液のＨＣｌ濃度を５mass％、液温を６０℃に調整したものを使用した）、熱処理およびめっき処理、調質圧延を施し、高強度亜鉛めっき鋼板（製品板）を製造した。なお、冷却（めっき処理後の冷却）では水温４０℃の水槽を通すことで５０℃以下まで冷却した。

以上により得られた亜鉛めっき鋼板のサンプルを採取し、下記の方法で組織観察および引張試験をおこなって、金属組織の分率（面積率）、降伏強さ（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、降伏強度比（ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ×１００％）を測定・算出した。また、外観を目視観察してめっき性（表面性状）を評価した。評価方法は以下の通りである。

組織観察
溶融亜鉛めっき鋼板から組織観察用試験片を採取し、Ｌ断面（圧延方向に平行な板厚断面）を研磨後、ナイタール液で腐食しＳＥＭで表面から１／４ｔ（ｔは全厚）近傍の位置を１５００倍の倍率で３視野以上を観察して撮影した画像を解析した（観察視野ごとに面積率を測定し、平均値を算出した）。なお、上記画像の一例を図１に示す。

亜鉛めっき層中のＭｎ酸化物量
亜鉛めっき層中のＭｎ酸化物量については、めっき層を希塩酸で溶解した後、ＩＣＰ発光分光分析法を使用して測定した。具体的な測定原理を以下に示す。焼鈍工程で鋼板表面に形成されたＭｎ酸化物は、めっき工程で大半がめっき層内に取り込まれ、一部が地鉄／めっき界面に残留する。Ｍｎ酸化物は酸で容易に溶解可能なため、めっき鋼板を希塩酸に浸漬することで、めっき層内及び界面残留Ｍｎ酸化物を全て溶解できる。この際、インヒビターを希塩酸に添加することで、基盤鋼板の溶解を抑制でき、鋼板表面に形成されたＭｎ酸化物のみを正確に定量することができる。

引張試験
亜鉛めっき鋼板から圧延方向に対して直角方向にＪＩＳ５号引張試験片（ＪＩＳＺ２２０１）を採取し、引張速度（クロスヘッドスピード）１０ｍｍ／ｍｉｎ一定で引張試験を行った。降伏強さ（ＹＳ）は、応力１００−２００ＭＰａ弾性域の傾きから０．２％耐力を読み取った値とし、引張強さは引張試験における最大荷重を初期の試験片平行部断面積で除した値とした。平行部の断面積算出における板厚はめっき厚込みの板厚値を用いた。

表面性状（外観）
めっき後の外観を目視観察し、不めっき欠陥が全くないものを○、不めっき欠陥が発生したものを×、不めっき欠陥はないがめっき外観ムラなどが生じたものは△とした。なお、不めっき欠陥とは数μｍ〜数ｍｍ程度の大きさで、めっきが存在せず鋼板が露出している領域を意味する。

耐めっき剥離性
曲げ時の耐めっき剥離性は、（１）ＧＡ（合金化処理を行ったもの）では、９０°を超えて鋭角に曲げたときの曲げ加工部のめっき剥離の抑制が要求される。本実施例では１２０°曲げした加工部にセロハンテープを押し付けて剥離物をセロハンテープに転移させ、セロハンテープ上の剥離物量をＺｎカウント数として蛍光Ｘ線法で求めた。なお、この時のマスク径は３０ｍｍ、蛍光Ｘ線の加速電圧は５０ｋＶ、加速電流は５０ｍＡ、測定時間は２０秒である。下記の基準に照らして、ランク１、２のものを耐めっき剥離性が良好（記号○）、３以上のものを耐めっき剥離性が不良（記号×）と評価した。
蛍光Ｘ線Ｚｎカウント数ランク
０−５００未満：１
５００以上−１０００未満：２
１０００以上−２０００未満：３
２０００以上−３０００未満：４
３０００以上：５
（２）ＧＩ（合金化処理を行っていないもの）では、衝撃試験時の耐めっき剥離性が要求される。ボールインパクト試験を行い、加工部をテープ剥離し、めっき層の剥離有無を目視判定した。ボールインパクト条件は、ボール重量１０００ｇ、落下高さ１００ｃｍである。
○（Ｇｏｏｄ）：めっき層の剥離無し
×（ＮＧ）：めっき層が剥離
加工後耐食性
ＧＡについては１２０°曲げ加工、ＧＩについてはボールインパクト試験を行った試験片に、日本パーカライジング社製の脱脂剤：ＦＣ−Ｅ２０１１、表面調整剤：ＰＬ−Ｘおよび化成処理剤：パルボンドＰＢ−Ｌ３０６５を用いて、下記の標準条件で化成処理皮膜付着量が１．７〜３．０ｇ／ｍ^２となるよう化成処理を施した。
＜標準条件＞
・脱脂工程；処理温度が４０℃、処理時間が１２０秒
・スプレー脱脂、表面調整工程；ｐＨが９．５、処理温度が室温、処理時間が２０秒
・化成処理工程；化成処理液の温度が３５℃、処理時間が１２０秒
上記化成処理を施した試験片の表面に、日本ペイント社製の電着塗料：Ｖ−５０を用いて、膜厚が２５μｍとなるように電着塗装を施し、下記の腐食試験に供した。
＜塩水噴霧試験（ＳＳＴ）＞
化成処理、電着塗装を施した上記試験片のＧＡでは曲げ加工部表面及びＧＩではボールインパクト部分に、カッターでめっきに到達するカット疵を付与した。この試験片を、５ｍａｓｓ％ＮａＣｌ水溶液を使用して、ＪＩＳＺ２３７１：２０００に規定される中性塩水噴霧試験に準拠して２４０時間の塩水噴霧試験を行った。クロスカット疵部についてテープ剥離試験し、カット疵部左右を合わせた最大剥離全幅を測定した。この最大剥離全幅が２．０ｍｍ以下であれば、塩水噴霧試験における耐食性は良好と評価した。
○（Ｇｏｏｄ）：カット疵からの最大膨れ全幅２．０ｍｍ以下
×（ＮＧ）：カット疵からの最大膨れ全幅２．０ｍｍ超え
得られた結果を表３に示す。なお、金属組織の「Ｆ」はフェライト及び炭化物を含まないベイナイト、「Ｍ」はマルテンサイト、「Ｍ’、Ｂ」は焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトを意味する。

加工性（曲げ性）
加工性の具備を確認するため曲げ試験を行った。試験方法は、亜鉛めっき鋼板から圧延方向に対して直角方向に３０Ｌ×１００Ｗｍｍの短冊サンプルを切出し、端面研削で２５Ｌ×１００Ｗｍｍの試験片とし、曲げ半径３．５Ｒ（Ｒ／ｔ＝２．５）で１８０°Ｕ曲げを実施したときの、曲げ頂点近傍での割れ有無を判定した。表の「○」は割れ無しを意味する。なお、割れとはマイクロスコープで１０倍に拡大したときに視認できる割れを意味し、割れが発生する前のシワは割れとは判定しない。

本発明の範囲の成分および製造条件で得られた本発明例の鋼板は、ＴＳ≧９５０ＭＰａ以上で、ＹＲ≧６５％が得られるとともに、所定の加工性やめっき品質を兼ね備えた鋼板となっている。

本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、高い引張強さを有するだけでなく、高い降伏強度比と良好な加工性および表面性状を兼ね備えることで、自動車車体の骨格部品、特に衝突安全性に影響するキャビン周辺を中心に適用した場合、その安全性能の向上と共に、高強度薄肉化効果による車体軽量化に寄与することでＣＯ_２排出など環境面にも貢献することができる。また良好な表面性状・めっき品質を兼ね備えているため、足回りなど雨雪による腐食が懸念される箇所にも積極的に適用することが可能で、車体の防錆・耐腐食性についても性能向上が期待できる。このような特性は自動車部品に限らず、土木・建築，家電分野にも有効な素材である。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．１２％以上０．２５％以下、
Ｓｉ：１％未満、
Ｍｎ：２．０％以上３％以下、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．１％以下、
Ｎ：０．００８％以下、
Ｃａ：０．０００３％以下を含有し、
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒのうち１種以上を合計で０．０１〜０．１％含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
面積率で、フェライトが１５％以下、マルテンサイトが２０％以上５０％以下、且つベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトが合計で３０％以上である金属組織と、を有する鋼板と、
該鋼板上に形成され、片面あたりのめっき付着量が２０〜１２０ｇ／ｍ^２の亜鉛めっき層と、を備え、
降伏強度比が６５％以上であり、
引張強さが９５０ＭＰａ以上であり、
前記亜鉛めっき層に含まれるＭｎ酸化物量が、０．０１５〜０．０５０ｇ／ｍ^２である高降伏比型高強度亜鉛めっき鋼板。
前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉのうち１種以上を合計で０．１〜０．５％および／またはＢ：０．０００３〜０．００５％を含有する請求項１に記載の高降伏比型高強度亜鉛めっき鋼板。
前記成分組成は、さらに、
質量％で、Ｓｂ：０．００１〜０．０５％を含有する請求項１又は２に記載の高降伏比型高強度亜鉛めっき鋼板。
前記亜鉛めっき層が合金化亜鉛めっき層である請求項１〜３のいずれかに記載の高降伏比型高強度亜鉛めっき鋼板。
請求項１〜３のいずれかに記載の高降伏比型高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
請求項１〜３のいずれかに記載の成分組成を有する冷延鋼板を、Ａｃ１点〜Ａｃ３点＋５０℃の温度域に加熱したのち、酸洗し、その後平均加熱速度：１０℃／s未満、加熱温度Ｔ：Ａｃ３点〜９５０℃、該温度域の炉内雰囲気の水素濃度Ｈ：５ｖｏｌ％以上、炉内露点Ｄ：下記（１）式を満足、４５０〜５５０℃の温度域の滞留時間：５ｓ以上２０ｓ未満の条件で熱処理を行う熱処理工程と、
前記熱処理工程後の鋼板に、めっき処理を施し、平均冷却速度が５℃／ｓ以上の条件で５０℃以下まで冷却する亜鉛めっき工程と、
前記亜鉛めっき工程後のめっき板に、０．１％以上の伸長率で調質圧延を施す調質圧延工程と、を備えた高降伏比型高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［式１］
−４０ ≦ Ｄ ≦ （Ｔ−１１１２．５）／７．５・・・（１）
（１）式中のＤは炉内露点（℃）、Ｔは加熱温度（℃）を意味する。
前記めっき処理が、溶融亜鉛めっき処理、又は溶融亜鉛めっきし合金化する処理である請求項５に記載の高降伏比型高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。