JP6439900B2 - 高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 - Google Patents

高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、自動車用部品に好適な、高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法に関するものである。
自動車の衝突安全性改善と燃費向上の観点から、自動車用部品に用いられる鋼板には、高強度化が求められている。しかしながら、鋼板の高強度化は、一般に加工性の低下を招くため、強度と加工性の両方に優れた鋼板の開発が必要とされている。一般に鋼板はブランキングラインでせん断された後プレス加工が施される。せん断部は大きな変形を受けているためプレスの際に割れの起点となりやすい。特に引張強度（以下、ＴＳ）が１０００ＭＰａ以上の高強度亜鉛めっき鋼板では、この問題が顕在化し、適用部品や形状が制限される等の問題がある。
特許文献１では複数の特性の異なるマルテンサイトの体積率を制御することで穴広げ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板に関する技術が開示されている。特許文献２ではマルテンサイトの硬さや分率、粒径等を制御することで伸びフランジ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板に関する技術が開示されている。
特再公表２０１３−４７８３０号公報 特許第５９７１４３４号公報
しかしながら、特許文献１および特許文献２ではめっき鋼板の母材鋼板中における拡散性水素や亜鉛めっき層の状態について何ら考慮されておらず、改善の余地がある。
高強度亜鉛めっき鋼板は防錆の観点から被水部への適用が必須であり、防錆部位の強化には高強度亜鉛めっき鋼板のせん断部からの割れ（せん断端面割れ）抑制が重要である。この割れに対応できる加工性と高強度とを両立させることが重要である。
本発明は以上の課題を解決するためになされたものであり、その目的は、せん断端面割れを改善できる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にある。
本発明者らは、上記した課題を達成するため、鋭意研究を重ねた結果、鋼組織を硬質組織主体としても、母材鋼板中の拡散性水素、亜鉛めっき層の間隙を考慮しなければ、せん断部の変形に伴う割れが顕著になることを知見した。この知見に基づき、特定の成分組成に調整し、特定の鋼組織に調整するとともに、めっき鋼板の母材鋼板中の拡散性水素の濃度と、圧延方向と垂直な板厚断面における亜鉛めっき層全厚を分断する間隙の密度を調整することで上記課題を解決できることを見出し、本発明を完成するに至った。より具体的には本発明は以下のものを提供する。
［１］質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：３．０％以下、Ｍｎ：１．５〜４．０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：１．０％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、フェライトと炭化物を有さないベイナイトを面積率の合計で０〜６５％、マルテンサイトと炭化物を有するベイナイトを面積率の合計で３５〜１００％、残留オーステナイトを面積率で０〜１５％含む鋼組織と、を有し、鋼板中の拡散性水素量が質量％で０．００００８％以下（０％を含む）である母材鋼板と、該母材鋼板上に形成された亜鉛めっき層と、を備え、前記亜鉛めっき層の圧延方向と垂直な板厚断面における亜鉛めっき層全厚を分断する間隙の密度が１０個／ｍｍ以上である高強度亜鉛めっき鋼板。
［２］前記拡散性水素の放出ピークが８０〜２００℃の範囲である［１］に記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
［３］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．００５〜２．０％、Ｍｏ：０．００５〜２．０％、Ｖ：０．００５〜２．０％、Ｎｉ：０．００５〜２．０％、Ｃｕ：０．００５〜２．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、Ｔｉ：０．００５〜０．２０％、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５０％、Ｓｂ：０．００１０〜０．１０％、Ｓｎ：０．００１０〜０．５０％から選ばれる１種以上を含む［１］または［２］に記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
［４］前記亜鉛めっき層は、合金化亜鉛めっき層である［１］〜［３］のいずれかに記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
［５］［１］または［３］に記載の成分組成を有する熱延板又は冷延板を、７５０℃以上の焼鈍温度まで加熱し、必要に応じて保持し、その後、５５０〜７００℃の領域を３℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、前記加熱〜前記冷却において７５０℃以上の温度域の滞留時間が３０秒以上である焼鈍工程と、前記焼鈍工程後の焼鈍板に亜鉛めっきを施し、必要に応じてさらに合金化処理を施す亜鉛めっき工程と、前記亜鉛めっき工程後の冷却中のＭｓ〜Ｍｓ−２００℃の温度域において、圧延方向に対して垂直方向に、曲げ半径５００〜１０００ｍｍで曲げおよび曲げ戻し加工をそれぞれ１回以上行う曲げ曲げ戻し工程と、曲げ曲げ戻し工程後１００℃となるまでの時間を３ｓ以上とする滞留工程と、滞留工程後５０℃以下まで冷却を施す最終冷却工程と、を有する高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［６］前記焼鈍工程において、焼鈍温度におけるＨ２濃度が３０％以下である［５］に記載の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［７］前記焼鈍工程において、５５０〜７００℃の温度域の冷却におけるＨ２濃度が３０％以下である［５］または［６］に記載の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
本発明の高強度亜鉛めっき鋼板を用いれば、優れた耐せん断部割れ性を有する部品等の製品を得ることができる。
炭化物を有しないベイナイト、炭化物を有するベイナイトを説明するための図である。 めっき層の間隙を示す画像の一例である。
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。
＜高強度亜鉛めっき鋼板＞
本発明の高強度亜鉛めっき鋼板は、母材鋼板と当該母材鋼板上に形成された亜鉛めっき層とを有する。先ず、母材鋼板について説明し、続いて亜鉛めっき層について説明する。
上記母材鋼板は、特定の成分組成と、特定の鋼組織とを有する。成分組成と、鋼組織の順で母材鋼板について説明する。母材鋼板の成分組成の説明において、成分の含有量を表す「％」は「質量％」を意味するものとする。
Ｃ：０．０５〜０．３０％
Ｃは、マルテンサイトや、炭化物を含むベイナイトを生成させて引張強度（ＴＳ）を上昇させるのに有効な元素である。Ｃ含有量が０．０５％未満ではこのような効果が十分得られず、ＴＳ：１０００ＭＰａ以上が得られない。一方、Ｃ含有量が０．３０％を超えるとマルテンサイトが硬化して耐せん断部割れ性が劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．０５〜０．３０％とする。下限について好ましいＣ含有量は０．０６％以上である。より好ましくは０．０７％以上である。上限について好ましいＣ含有量は０．２８％以下である。より好ましくは０．２６％以下である。
Ｓｉ：３．０％以下（０％を含まない）
Ｓｉは、鋼を固溶強化してＴＳを上昇させるのに有効な元素である。Ｓｉ含有量が３．０％を超えると、鋼が脆化して耐せん断部割れ性が劣化する。したがって、Ｓｉ含有量は３．０％以下、好ましくは２．５％以下、より好ましくは２．０％以下とする。また、Ｓｉ含有量の下限は特に限定されないが、０．０１％以上が好ましく、より好ましくは０．５０％以上である。
Ｍｎ：１．５〜４．０％
Ｍｎは、マルテンサイトや、炭化物を含むベイナイトを生成させてＴＳを上昇させるのに有効な元素である。Ｍｎ含有量が１．５％未満ではこうした効果が十分得られず、また本発明に好ましくないフェライトや、炭化物を含まないベイナイトが生成して、ＴＳ：１０００ＭＰａ以上が得られない。一方、Ｍｎ含有量が４．０％を超えると鋼が脆化して耐せん断部割れ性が劣化する。したがって、Ｍｎ含有量は１．５〜４．０％とする。下限について好ましいＭｎ含有量は２．０％以上である。より好ましくは２．３％以上である。さらに好ましくは２．５％以上である。上限について好ましいＭｎ含有量は３．７％以下である。より好ましくは３．５％以下である。さらに好ましくは３．３％以下である。
Ｐ：０．１００％以下（０％を含まない）
Ｐは、耐せん断部割れ性が劣化するため、その量は極力低減することが望ましい。本発明ではＰ含有量が０．１００％まで許容できる。下限は特に規定しないが、０．００１％未満では生産能率の低下を招くため、０．００１％以上が好ましい。
Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）
Ｓは、耐せん断部割れ性を劣化させるため、その量は極力低減することが好ましいが、本発明ではＳ含有量が０．０２％まで許容できる。下限は特に規定しないが、０．０００５％未満では生産能率の低下を招くため、０．０００５％以上が好ましい。
Ａｌ：１．０％以下（０％を含まない）
Ａｌは、脱酸剤として作用し、脱酸時に添加することが好ましい。脱酸剤として用いる観点からはＡｌ含有量は０．０１％以上が好ましい。多量にＡｌを含有すると本発明に好ましくないフェライトや炭化物を含まないベイナイトが多量に生成するか、マルテンサイトや炭化物を含むベイナイトの生成量が少なくなり、ＴＳが１０００ＭＰａ以上にならない。本発明ではＡｌ含有量が１．０％まで許容される。好ましくは０．５０％以下とする。
残部はＦｅおよび不可避的不純物であるが、必要に応じてＣｒ：０．００５〜２．０％、Ｍｏ：０．００５〜２．０％、Ｖ：０．００５〜２．０％、Ｎｉ：０．００５〜２．０％、Ｃｕ：０．００５〜２．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、Ｔｉ：０．００５〜０．２０％、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５０％、Ｓｂ：０．００１０〜０．１０％、Ｓｎ：０．００１０〜０．５０％から選ばれる１種以上を含有してもよい。
Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕは、マルテンサイトや、炭化物を含むベイナイトを生成させ、高強度化に寄与する有効な元素である。このような効果を得るにはそれぞれ含有量を上記下限値以上にすることが好ましい。一方、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕのそれぞれの含有量が上限を超えると、残留オーステナイトが残りやすくなって耐せん断部割れ性が劣化する。下限についてＣｒ含有量は０．０１０％以上が好ましく、より好ましくは０．０５０％以上である。上限についてＣｒ含有量は１．０％以下が好ましく、より好ましくは０．５％以下である。下限についてＮｉ含有量は０．０１０％以上が好ましく、より好ましくは０．１００％以上である。上限についてＮｉ含有量は１．５％以下が好ましく、より好ましくは１．０％以下である。下限についてＣｕ含有量は０．０１０％以上が好ましく、より好ましくは０．０５０％以上である。上限についてＣｕ含有量は１．０％以下が好ましく、より好ましくは０．５％以下である。
Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉは炭化物を形成して、析出強化により高強度化に有効な元素である。このような効果を得るにはそれぞれ含有量を上記下限値以上にすることが好ましい。Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉはそれぞれの含有量が上限を超えると炭化物が粗大化して本発明の耐せん断部割れ性が得られなくなる。下限についてＭｏ含有量は０．０１０％以上が好ましく、より好ましくは０．０５０％以上である。上限についてＭｏ含有量は１．０％以下が好ましく、より好ましくは０．５％以下である。下限についてＶ含有量は０．０１０％以上が好ましく、より好ましくは０．０２０％以上である。上限についてＶ含有量は１．０％以下が好ましく、より好ましくは０．３％以下である。下限についてＮｂ含有量は０．００７％以上が好ましく、より好ましくは０．０１０％以上である。上限についてＮｂ含有量は０．１０％以下が好ましく、より好ましくは０．０５％以下である。下限についてＴｉ含有量は０．００７％以上が好ましく、より好ましくは０．０１０％以上である。上限についてＴｉ含有量は０．１０％以下が好ましく、より好ましくは０．０５％以下である。
Ｂは鋼板の焼入れ性を高め、マルテンサイトや、炭化物を含むベイナイトを生成させ、高強度化に寄与する有効な元素である。こうした効果を得るにはＢ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０００４％以上、さらに好ましくは０．０００６％以上である。一方、Ｂの含有量が０．００５０％を超えると介在物が増加して、耐せん断部割れ性が劣化する。より好ましくは０．００３０％以下、さらに好ましくは０．００２０％以下である。
Ｃａ、ＲＥＭは、介在物の形態制御により耐せん断部割れ性の向上に有効な元素である。こうした効果を得るにはそれぞれ含有量を上記下限値以上にすることが好ましい。Ｃａ、ＲＥＭの含有量が上限を超えると、介在物量が増加して曲げ性が劣化する。下限についてＣａ含有量は０．０００５％以上が好ましく、より好ましくは０．００１０％以上である。上限について好ましくは０．００４０％以下、さらに好ましくは０．００２０％以下である。下限についてＲＥＭ含有量は０．０００５％以上が好ましく、より好ましくは０．００１０％以上である。上限について好ましくは０．００４０％以下、さらに好ましくは０．００２０％以下である。
Ｓｎ、Ｓｂは脱窒、脱硼等を抑制して、鋼の強度低下抑制に有効な元素である。こうした効果を得るにはそれぞれ含有量を上記下限値以上にすることが好ましい。Ｓｎ、Ｓｂの含有量がそれぞれ上限を超えると耐せん断部割れ性が劣化する。下限についてＳｎ含有量は０．００５０％以上が好ましく、より好ましくは０．０１００％以上である。上限について好ましくは０．３０％以下、より好ましくは０．１０％以下である。下限についてＳｂ含有量は０．００５０％以上が好ましく、より好ましくは０．０１００％以上である。上限について好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０３％以下である。
なお、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｓｎ、Ｓｂの含有量が、上記の下限値未満であっても、本発明の効果を害さない。したがって、これらの成分の含有量が上記下限値未満の場合はこれらの元素を不可避的不純物として含むものとして扱う。
また、本発明では、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅ等の不可避的不純物元素を合計で０．００２％まで含んでも構わない。また、Ｎを不可避的不純物として０．００８％以下含んでもよい。
続いて、本発明の高強度亜鉛めっき鋼板の母材鋼板中に含まれる拡散性水素量について説明する。亜鉛を主体とするめっき層を有するめっき鋼板においては還元焼鈍中に母材鋼板に雰囲気から侵入した水素が続くめっき付与により閉じ込められるため、通常は水素が残留する。残留水素のうち拡散性水素はせん断端面の亀裂進展に強く影響し、０．００００８％を超えると耐せん断部割れ性を顕著に劣化させる。このメカニズムは明らかではないが、鋼中水素が亀裂の進展に必要なエネルギーを低下させているものと考えられる。したがって、母材鋼板中の拡散性水素量は０．００００８％以下とする。好ましくは０．００００６％以下、さらに好ましくは０．００００３％以下とする。
また、上記の拡散性水素量を満たすものの中でも、該拡散性水素の放出ピークが８０〜２００℃である場合には穴広げ性をさらに高められる。このメカニズムは明らかではないが、８０℃未満で放出される水素が特に耐せん断端面の亀裂進展を助長させるものと考えられる。
ここで、鋼中の拡散性水素量、拡散性水素の放出ピークの測定は次の方法で行う。焼鈍板より長さが３０ｍｍ、幅が５ｍｍの試験片を採取し、めっき層を研削除去後、鋼中の拡散性水素量および拡散性水素の放出ピークの測定を行う。測定は昇温脱離分析法とし、昇温速度は２００℃／ｈｒとする。なお、３００℃以下で検出された水素を拡散性水素とする。
続いて、本発明の高強度亜鉛めっき鋼板の鋼組織について説明する。上記鋼組織は、フェライトと炭化物を有さないベイナイトを面積率の合計で０〜６５％、マルテンサイトと炭化物を有するベイナイトを面積率の合計で３５〜１００％、残留オーステナイトを面積率で０〜１５％を含む。
フェライトと炭化物を有しないベイナイトの面積率の合計：０〜６５％
フェライトと、炭化物を有しないベイナイトとは、鋼板の延性を高めるため、適宜含有できるがその面積率の合計が６５％を超えると、所望の強度が得られなくなる。したがって、フェライトと炭化物を有しないベイナイトの面積率の合計は０〜６５％、好ましくは０〜５０％とする。より好ましくは０〜３０％、さらに好ましくは０〜１５％である。下限については１％以上が好ましい。炭化物を有しないベイナイトとは、圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、３％ナイタールで腐食し、表面から板厚方向に１／４位置をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で１５００倍の倍率で撮影し、得られた画像データにおいて、炭化物を確認できない場合を指す。図１に示す通り、画像データにおいて、炭化物は白色の点状あるいは線状という特徴を有する部分であり、点状あるいは線状ではない島状マルテンサイトや残留オーステナイトと区別できる。なお、本発明では短軸長が１００ｎｍ以下の場合を点状あるいは線状とした。ここで、炭化物とはセメンタイトなどの鉄系の炭化物、Ｔｉ系の炭化物、Ｎｂ系の炭化物等が例示できる。なお、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。
マルテンサイトと炭化物を有するベイナイトの面積率の合計：３５〜１００％
マルテンサイトと、炭化物を有するベイナイトとは、本発明のＴＳを得るのに必要な組織である。このような効果は、該面積率の合計を３５％以上とすることで得られる。したがって、マルテンサイトと炭化物を有するベイナイトの面積率の合計は３５〜１００％とする。下限について、好ましくは５０％以上、さらに好ましくは７０％以上、最も好ましくは９０％以上である。上限について好ましくは９９％以下、より好ましくは９８％以下である。炭化物を有するベイナイトとは、圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、３％ナイタールで腐食し、表面から板厚方向に１／４位置をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で１５００倍の倍率で撮影し、得られた画像データにおいて、炭化物を確認できる場合を指す。なお、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。
残留オーステナイトの面積率：０〜１５％
残留オーステナイトは延性向上等を目的に１５％を上限に含有しても構わないが、１５％を超えると耐せん断部割れ性が劣化する。したがって、残留オーステナイトは０〜１５％、好ましくは０〜１２％とする。より好ましくは０〜１０％、さらに好ましくは０〜８％である。なお、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、上記以外の相としてはパーライト等が挙げられ、面積率で１０％までは許容できる。即ち、上記以外の相は、面積率で１０％以下が好ましい。
次に、亜鉛めっき層について説明する。本発明では、圧延方向と垂直な板厚断面における亜鉛めっき層全厚を分断する間隙の密度が１０個／ｍｍ以上である。
上記間隙密度が１０個／ｍｍ未満では、水素が残留して耐せん断端面割れ性が劣化する。したがって、亜鉛めっき層の圧延方向と垂直な板厚断面におけるめっき層全厚を分断する間隙の密度は１０個／ｍｍ以上とする。また、上記間隙密度が１００個／ｍｍを超えるとパウダリング性を損ねるため上記間隙密度は１００個／ｍｍ以下が好ましい。「めっき層全厚を分断する間隙」とは、間隙の両端が亜鉛めっき層の厚み方向両端まで到達している間隙を意味する。なお、上記間隙密度の測定方法は実施例に記載の通りである。
また、亜鉛めっき層とは、公知のめっき法で形成された層を意味する。また、亜鉛めっき層には、合金化処理してなる合金化亜鉛めっき層も含む。なお、亜鉛めっきの組成はＡｌが０．０５〜０．２５％、残部が亜鉛と不可避的不純物とからなることが好ましい。
本発明の高強度亜鉛めっき鋼板の引張強度は、１０００ＭＰａ以上である。好ましくは１１００ＭＰａ以上である。上限については特に限定されないが他の性質との調和の観点から２２００ＭＰａ以下が好ましい。より好ましくは２０００ＭＰａ以下である。ここで、引張強度は実施例に記載の方法で測定した値を採用する。
本発明の高強度亜鉛めっき鋼板は、耐せん断部割れ性に優れる。具体的には実施例に記載の方法で測定、算出した平均の穴広げ率（％）が２５％以上である。より好ましくは３０％以上である。上記平均の穴広げ率（％）の上限は特に限定されないが、他の性質との調和の観点から７０％以下が好ましい。より好ましくは５０％以下である。
＜高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法＞
本発明の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法は、焼鈍工程と、亜鉛めっき工程と、曲げ曲げ戻し工程と、滞留工程と、最終冷却工程とを有する。なお、温度は鋼板表面温度を基準とする。
焼鈍工程とは、熱延板や冷延板を７５０℃以上の焼鈍温度まで加熱し、５５０〜７００℃の領域を３℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、上記加熱〜上記冷却の間において７５０℃以上の温度域の滞留時間が３０秒以上である工程を指す。
出発物質となる上記熱延板や上記冷延板の製造方法は特に限定されない。熱延板や冷延板の製造に用いるスラブは、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法により製造することもできる。スラブを熱間圧延するには、スラブをいったん室温まで冷却し、その後再加熱して熱間圧延を行ってもよいし、スラブを室温まで冷却せずに加熱炉に装入して熱間圧延を行うこともできる。あるいはわずかの保熱を行った後に直ちに熱間圧延する省エネルギープロセスも適用できる。スラブを加熱する場合は、炭化物を溶解させたり、圧延荷重の増大を防止したりするため、１１００℃以上に加熱することが好ましい。また、スケールロスの増大を防止するため、スラブの加熱温度は１３００℃以下とすることが好ましい。スラブ加熱温度はスラブ表面の温度である。スラブを熱間圧延する際は、粗圧延後の粗バーを加熱することもできる。また、粗バー同士を接合し、仕上げ圧延を連続的に行う、いわゆる連続圧延プロセスを適用できる。仕上げ圧延は、異方性を増大させ、冷間圧延・焼鈍後の加工性を低下させる場合があるので、Ａｒ３変態点以上の仕上げ温度で行うことが好ましい。また、圧延荷重の低減や形状・材質の均一化のために、仕上げ圧延の全パスあるいは一部のパスで摩擦係数が０．１０〜０．２５となる潤滑圧延を行うことが好ましい。熱間圧延後に巻き取られた鋼板は、スケールを酸洗などにより除去した後、熱処理、冷間圧延が必要に応じて施される。
加熱温度（焼鈍温度）を７５０℃以上とする。焼鈍温度が７５０℃未満ではオーステナイトの生成が不十分となる。焼鈍により生成したオーステナイトはベイナイト変態やマルテンサイト変態により最終組織におけるマルテンサイトあるいはベイナイト（炭化物を有するもの有さないものの両方を含む）となるため、オーステナイトの生成が不十分になると、上記鋼板において所望の鋼組織が得られなくなる。したがって、焼鈍温度は７５０℃以上とする。上限は特に規定しないが操業性等の観点からは９５０℃以下が好ましい。
また、上記焼鈍工程において焼鈍温度におけるＨ２濃度を３０％（体積％）以下とすることが好ましい。これにより、鋼板中に侵入する水素をさらに低減し、耐せん断部割れ性をさらに向上させることができる。より好ましくは２０％以下である。
５５０〜７００℃の領域の平均冷却速度を３℃／ｓ以上とする。５５０〜７００℃の領域の平均冷却速度が３℃／ｓ未満ではフェライトや炭化物を含まないベイナイトが多量に生成して、所望の鋼組織が得られない。したがって、５５０〜７００℃の領域の平均冷却速度は３℃／ｓ以上とする。上限は特に規定しないが、操業性等の観点からは５００℃／ｓ以下が好ましい。
また、上記５５０〜７００℃の温度域の冷却におけるＨ２濃度を３０％（体積％）以下とすることが好ましい。この条件を満たせば、低温で放出される拡散性水素が低減され、耐せん断部割れ性をさらに向上させることができる。より好ましくは２０％以下である。
上記の冷却の冷却停止温度は特に限定されないが、亜鉛めっき後あるいは合金化後にオーステナイトを含有する必要があるという理由で３５０〜５５０℃が好ましい。
上記加熱〜上記冷却の間において、７５０℃以上の温度域での滞留時間を３０秒以上とする。上記滞留時間が３０秒未満では、オーステナイトの生成が不十分となって、上記鋼板において所望の鋼組織が得られなくなる。したがって、３０秒以上とする。上限は特に規定しないが、操業性等の観点からは１０００秒以下が好ましい。
上記冷却後に、加熱温度Ｍｓ〜６００℃の温度域の保持時間が１〜１００秒の再加熱を行ってもかまわない。また、再加熱をしない場合に、冷却停止温度で保持してもよく、冷却停止温度での保持時間は２５０秒以下が好ましい。より好ましくは２００秒以下である。下限について好ましくは１０秒以上、より好ましくは１５秒以上である。
なお、めっき付与までの間の温度および時間条件は特に規定しないが、亜鉛めっき後あるいは合金化後にオーステナイトを含有する必要があるため、めっき付与までの温度は３５０℃以上であることが好ましい。
亜鉛めっき工程とは、焼鈍工程後の焼鈍板に亜鉛めっきを施し、必要に応じてさらに合金化処理を施す工程である。例えば、質量％で、Ｆｅ：０〜２０．０％、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及び不可避不純物からなるめっき層を、冷却された焼鈍板の表面に形成する。
めっき処理の方法は特に限定されず、溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっき等の一般的な方法を採用すればよく、条件も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。合金化処理のための加熱温度は特に限定されないが４６０〜６００℃が好ましい。
曲げ曲げ戻し工程とは、亜鉛めっき工程後の冷却中のＭｓ〜Ｍｓ−２００℃の温度域において、圧延方向に対して垂直方向に、曲げ半径５００〜１０００ｍｍで曲げおよび曲げ戻し加工をそれぞれ１回以上行う工程である。
亜鉛めっき後あるいは亜鉛めっき合金化後の冷却中に、亜鉛めっき層と母材鋼板との膨張率差による残留応力緩和のために、亜鉛めっき層全厚を貫通する間隙（亜鉛めっき層全厚を分断する間隙）を形成する。この際、オーステナイトを含有していると、Ｍｓ点以下になった時にマルテンサイト変態による膨張が生じ、亜鉛めっき層中の間隙の形成を調整できる。さらに曲げ加工により表面に付加される張力を制御することでも亜鉛めっき層中の間隙形成を調整できる。これらを上記範囲、すなわちＭｓ〜Ｍｓ−２００℃の温度域で曲げ半径５００〜１０００ｍｍで曲げおよび曲げ戻し加工をそれぞれ１回以上（好ましくは２〜１０回）施すことで、高強度亜鉛めっき鋼板における亜鉛めっき層の間隙密度を所望の範囲に調整できる。また、曲げ角度は６０〜１８０゜の範囲にあることが好ましい。温度域、曲げ半径、および曲げ加工数のいずれかが規定外になると所望の間隙密度が得られず、続く冷却工程での水素放出量が低減して耐せん断部割れ性が劣化する。なお、曲げ曲げ戻し加工は板全体にわたって施す必要があり、曲げ曲げ戻し加工には、鋼板の搬送時にロールにより曲げ曲げ戻し加工が板全体にわたって行われるようにすることが好ましい。なお、Ｍｓ点とはマルテンサイト変態が開始する温度でありフォーマスタにより求める。
滞留工程とは、曲げ曲げ戻し工程後、１００℃となるまでの時間を３ｓ以上とする工程である。
上記曲げ曲げ戻し後に、１００℃となるまでの時間を３ｓ以上とすることで、曲げ曲げ戻しによって形成されためっきの間隙から水素が放出され、優れた耐せん断部割れ性が得られる。なお、曲げ曲げ戻しはＭｓ点以下で初めに施される曲げ曲げ戻しである。
最終冷却工程とは、上記滞留工程５０℃以下まで冷却する工程である。５０℃以下までの冷却はその後の塗油等のために必要である。なお、上記冷却における冷却速度は特に限定されないが、通常、平均冷却速度が１〜１００℃／ｓである。
上記冷却後に調質圧延や、さらに曲げ曲げ戻し加工を施しても構わない。
表１に示す成分組成の鋼を転炉により溶製し、連続鋳造法でスラブとした後、１２００℃に加熱後粗圧、仕上げ圧延して、厚さ３．０ｍｍの熱延板とした。熱延の仕上げ圧延温度は９００℃、巻取り温度は５００℃とした。次いで、酸洗後、一部板厚１．４ｍｍに冷間圧延し冷延板を製造し焼鈍に供した。焼鈍は連続溶融亜鉛めっきラインにより、表２に示す条件で行い、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板１〜３８を作製した。ここで、亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）は４６０℃のめっき浴中に浸漬し、付着量３５〜４５ｇ／ｍ２のめっきを形成させ、合金化亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）はめっき形成後４６０〜６００℃で１〜６０ｓ保持する合金化処理を行うことで作製した。得られためっき鋼板に表２に示す条件で曲げ曲げ戻し加工を施した。なお、いずれの曲げ曲げ戻しも、ロールにより板全体に曲げ曲げ戻し加工する方法で行った。曲げ曲げ戻し工程後、表２に示す条件で滞留工程を行い、その後５０℃以下まで冷却した。そして、以下の試験方法にしたがい、組織観察、引張特性、拡散性水素量、水素放出ピーク温度、耐せん断部割れ性を評価した。
組織観察（各相の面積率）
フェライト、マルテンサイト、ベイナイトの面積率とは、観察面積に占める各組織の面積の割合のことであり、これらの面積率は、焼鈍後の鋼板よりサンプルを切り出し、圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、３％ナイタールで腐食し、表面から板厚方向に１／４位置をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で１５００倍の倍率でそれぞれ３視野撮影し、得られた画像データからＭｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて各組織の面積率を求め、視野の平均面積率を各組織の面積率とする。画像データにおいて、フェライトは黒、マルテンサイトおよび残留オーステナイトは白または明灰色、ベイナイトは方位の揃った炭化物または島状マルテンサイトあるいはその両方を含む黒または暗灰色（ベイナイト間の粒界を確認できるため炭化物を含まないベイナイトと炭化物を含むベイナイトとを区別できる。なお、島状マルテンサイトとは図１に示す通り、画像データにおいて白色または明灰色の部分である。）として区別される。なお、本発明においてベイナイトの面積率は上記ベイナイト中の白または明灰色の部分を除いた黒または暗灰色の部分の面積率である。マルテンサイトの面積率は該白または明灰色組織の面積率から後述する残留オーステナイトの面積率（体積率を面積率とみなす）を差し引くことで求めた。なお、本発明において、マルテンサイトは炭化物を含むオートテンパードマルテンサイトや焼戻しマルテンサイトであっても構わない。なお炭化物を含むマルテンサイトは、炭化物方位は揃っておらずベイナイトとは異なる。島状マルテンサイトも上記のいずれかの特徴を持つマルテンサイトである。また、本発明において点状または線状でない白色部は上記マルテンサイトあるいは残留オーステナイトとして区別した。また、本発明では含有しない場合もあるが、パーライトは黒色と白色の層状組織として区別できる。
なお、残留オーステナイトの体積率は焼鈍後の鋼板を板厚の１／４まで研削後、化学研磨によりさらに０．１ｍｍ研磨した面について、Ｘ線回折装置でＭｏのＫα線を用い、ｆｃｃ鉄（オーステナイト）の（２００）面、（２２０）面、（３１１）面と、ｂｃｃ鉄（フェライト）の（２００）面、（２１１）面、（２２０）面の積分反射強度を測定し、ｂｃｃ鉄の各面からの積分反射強度に対するｆｃｃ鉄の各面からの積分反射強度の強度比から体積率を求めた。体積率を面積率とみなす。
なお、表中の「Ｖ（Ｆ＋Ｂ１）」はフェライトと炭化物を含まないベイナイトの合計面積率を意味し、「Ｖ（Ｍ＋Ｂ２）」はマルテンサイトと炭化物を含むベイナイトの合計面積率を意味し、「Ｖ（γ）」は残留オーステナイトの面積率、その他：上記以外の相の面積率を意味する。
組織観察（間隙密度）
ＳＥＭにより表層付近を３０００倍で３０視野像撮影し、視野に存在するめっき全厚を分断する間隙数を視野全体の鋼板表面線長で除すことで間隙密度を求め、１０個／ｍｍ以上を合格とした。なお、撮影された画像の一例を図２に示した。
鋼中の拡散性水素量、拡散性水素の放出ピーク
焼鈍板より長さが３０ｍｍ、幅が５ｍｍの試験片を採取し、めっき層を研削除去後、鋼中の拡散性水素量および拡散性水素の放出ピークの測定を行った。測定は昇温脱離分析法とし、昇温速度は２００℃／ｈｒとした。なお、３００℃以下で検出された水素を拡散性水素とした。結果を表３に示した。
引張試験
焼鈍板より圧延方向に対して直角方向にＪＩＳ５号引張試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２０１）を採取し、歪速度が１０−３／ｓとするＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠した引張試験を行い、ＴＳを求めた。なお、本発明では１０００ＭＰａ以上を合格とした。
耐せん断部割れ性
せん断部割れ性は穴広げ試験により評価した。焼鈍板より長さが１００ｍｍ、幅が１００ｍｍの試験片を採取し、基本的にはＪＦＳＴ １００１（鉄連規格）にしたがって穴広げ試験を３回行って平均の穴広げ率（％）を求め、耐せん断部割れ性を評価した。但し、クリアランスを９％とし、端面にせん断面を多く形成させて評価した。なお、本発明では２５％以上を合格とした。
結果を表３に示す。
発明例では、いずれも優れた耐せん断部割れ性を有する高強度鋼板である。一方、本発明の範囲を外れる比較例は所望の強度が得られていないか、耐せん断部割れ性が得られていない。
 産業上利用の可能性
本発明によれば、ＴＳが１０００ＭＰａ以上で、優れた耐せん断部割れ性を有する高強度亜鉛めっき鋼板を得ることができる。本発明の高強度部材および高強度鋼板を自動車部品用途に使用すると、自動車の衝突安全性改善と燃費向上に大きく寄与することができる。

Claims (7)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．０５〜０．３０％、
    Ｓｉ：３．０％以下、
    Ｍｎ：１．５〜４．０％、
    Ｐ：０．１００％以下、
    Ｓ：０．０２％以下、
    Ａｌ：１．０％以下を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成と、
    フェライトと炭化物を有さないベイナイトを面積率の合計で０〜６５％、マルテンサイトと炭化物を有するベイナイトを面積率の合計で３５〜１００％、残留オーステナイトを面積率で０〜１５％含む鋼組織と、を有し、
    鋼板中の拡散性水素量が質量％で０．００００８％以下（０％を含む）である母材鋼板と、
    該母材鋼板上に形成された亜鉛めっき層と、を備え、
    前記亜鉛めっき層の圧延方向と垂直な板厚断面における亜鉛めっき層全厚を分断する間隙の密度が１０個／ｍｍ以上である高強度亜鉛めっき鋼板。
  2. 前記拡散性水素の放出ピークが８０〜２００℃の範囲である請求項１に記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
  3. 前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｃｒ：０．００５〜２．０％、
    Ｍｏ：０．００５〜２．０％、
    Ｖ：０．００５〜２．０％、
    Ｎｉ：０．００５〜２．０％、
    Ｃｕ：０．００５〜２．０％、
    Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、
    Ｔｉ：０．００５〜０．２０％、
    Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、
    Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、
    ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５０％、
    Ｓｂ：０．００１０〜０．１０％、
    Ｓｎ：０．００１０〜０．５０％から選ばれる１種以上を含む請求項１または２に記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
  4. 前記亜鉛めっき層は、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強度亜鉛めっき鋼板。
  5. 請求項１または３に記載の成分組成を有する熱延板又は冷延板を、７５０℃以上の焼鈍温度まで加熱し、必要に応じて保持し、その後、５５０〜７００℃の領域を３℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、前記加熱〜前記冷却において７５０℃以上の温度域の滞留時間が３０秒以上である焼鈍工程と、
    前記焼鈍工程後の焼鈍板に亜鉛めっきを施し、必要に応じてさらに合金化処理を施す亜鉛めっき工程と、
    前記亜鉛めっき工程後の冷却中のＭｓ〜Ｍｓ−２００℃の温度域において、圧延方向に対して垂直方向に、曲げ半径５００〜１０００ｍｍで曲げおよび曲げ戻し加工をそれぞれ１回以上行う曲げ曲げ戻し工程と、
    曲げ曲げ戻し工程後１００℃となるまでの時間を３ｓ以上とする滞留工程と、
    滞留工程後５０℃以下まで冷却を施す最終冷却工程と、を有する、フェライトと炭化物を有さないベイナイトを面積率の合計で０〜６５％、マルテンサイトと炭化物を有するベイナイトを面積率の合計で３５〜１００％、残留オーステナイトを面積率で０〜１５％含む鋼組織とを有し、鋼板中の拡散性水素量が質量％で０．００００８％以下（０％を含む）である母材鋼板と、該母材鋼板上に形成された亜鉛めっき層とを備え、前記亜鉛めっき層の圧延方向と垂直な板厚断面における亜鉛めっき層全厚を分断する間隙の密度が１０個／ｍｍ以上である、高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  6. 前記焼鈍工程において、焼鈍温度におけるＨ２濃度が３０体積％以下である請求項５に記載の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  7. 前記焼鈍工程において、５５０〜７００℃の温度域の冷却におけるＨ２濃度が３０体積％以下である請求項５または６に記載の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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