JP6760524B1 - 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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Abstract

高強度であって、穴広げ性および耐遅れ破壊特性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供する。高強度溶融亜鉛めっき鋼板であって、特定の成分組成と、面積率でフェライトと上部ベイナイトの合計が０〜１５％であり、下部ベイナイトとマルテンサイトが合計で８０〜１００％であり、残留オーステナイトが０〜１０％であり、鋼板表層から板厚方向に１００〜３００μｍの範囲において粒径が円相当径で１００〜２０００ｎｍの析出物が１０９〜１０１２個／ｍ２である鋼組織と、を有し、鋼板表層から板厚方向に７０μｍの位置の平均Ｃ量に対する鋼板表層から板厚方向に５μｍの位置の平均Ｃ量の比が０．２０〜０．８０であり、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を有する。

Description

本発明は、自動車用部材に好適な、高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。
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おいては高強度化が求められている。特に乗員の安全性確保の観点からキャビン回りに適用される鋼板には高いＹＳが必要とされている。このような部品は、腐食環境にさらされるので、高い防錆と腐食環境下での耐遅れ破壊特性も要求されている。さらには、これらの部品は伸びフランジ加工が施されることが多く、伸びフランジ性にも優れていることが必要となり、これら複数の特性を高いレベルで両立することが求められている。
高強度と高加工性とを有するめっき鋼板として、特許文献１には、耐水素脆化（耐遅れ破壊特性と同義である。）、曲げ性に優れた引張強さが７７０ＭＰａ以上の溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。特許文献１には、めっき層との界面に直接接する軟質層の厚さＤと、鋼板表層部に存在するＳｉ、Ｍｎの１種以上を含む酸化物のめっき／地鉄界面からの深さｄとが、ｄ／４≦Ｄ≦２ｄを満たす溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。
特許文献２には、延性および強度を損なうことなく、耐遅れ破壊特性が優れ、しかも薄板でも耐遅れ破壊特性の異方性が少ない高強度溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。特許文献２には、母材鋼板の表層部を起点とする遅れ破壊を防ぐために、母材鋼板の表層部を硬質組織の少ない脱炭層とし、かつ、その脱炭層中に、水素のトラップサイトとして働く微細な酸化物を高密度に分散させた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。
国際公開２０１１／０２５０４２号 国際公開２０１３／０４７７６０号
しかしながら、特許文献１および特許文献２には、降伏強度（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、穴広げ性、耐遅れ破壊特性の全てを高いレベルで達成している例はない。本発明は上記課題を鑑みてなされたものであり、高強度であって、穴広げ性および耐遅れ破壊特性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。本発明において、高強度とは、ＹＳが１０００ＭＰａ以上で、かつ、ＴＳが１３００ＭＰａ以上である。優れた穴広げ性とは、穴広げ率が、ＴＳが１３００ＭＰａ以上１４５０ＭＰａ未満で４０％以上、１４５０ＭＰａ以上１６００ＭＰａ未満で３０％以上、１６００ＭＰａ以上１７５０ＭＰａ未満で２５％以上である。さらに、優れた耐遅れ破壊特性とは、ｐＨ３の塩酸に９６時間浸漬しても破壊が生じないことである。
本発明者らは、上記課題を解決するために、鋭意研究を重ねた。その結果、鋼板表層から板厚方向に７０μｍの位置の平均Ｃ量に対する鋼板表層から板厚方向に５μｍの位置の平均Ｃ量の比が０．２０〜０．８０となるように適正な範囲に調整し、面積率で、フェライトと上部ベイナイトの合計が０〜１５％であり、下部ベイナイトとマルテンサイトの合計が８０〜１００％であり、残留オーステナイトが０〜１０％であり、鋼板表層から板厚方向に１００〜３００μｍの範囲において粒径が円相当径で１００〜２０００ｎｍの析出物が１０９〜１０１２個／ｍ２である鋼組織にすることで、ＹＳ、ＴＳ、穴広げ性、耐遅れ破壊特性の全てを高いレベルで達成できることを見出した。
本発明は上記知見に基づくものであり、その特徴は以下の通りである。
［１］質量％で、Ｃ：０．１２〜０．３５％、Ｓｉ：０．０１〜３．０％、Ｍｎ：２．０〜４．０％、Ｐ：０．１００％以下（０を含まない）、Ｓ：０．０２％以下（０を含まない）、Ａｌ：０．０１〜１．５０％を含有し、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と上部ベイナイトの合計が０〜１５％であり、下部ベイナイトとマルテンサイトの合計が８０〜１００％であり、残留オーステナイトが０〜１０％であり、鋼板表層から板厚方向に１００〜３００μｍの範囲において粒径が円相当径で１００〜２０００ｎｍの析出物が１０９〜１０１２個／ｍ２である鋼組織と、を有し、鋼板表層から板厚方向に７０μｍの位置の平均Ｃ量に対する鋼板表層から板厚方向に５μｍの位置の平均Ｃ量の比が０．２０〜０．８０である、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を有する、高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［２］前記粒径１００〜２０００ｎｍの析出物の内、旧オーステナイト粒界上に存在する析出物の個数Ｎ１と、それ以外の位置に存在する析出物の個数Ｎ２との比Ｎ１／Ｎ２が１／３以下である、［１］に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［３］前記成分組成は、さらに質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．２０％、Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、Ｖ：０．００５〜２．０％、Ｍｏ：０．００５〜２．０％の中から選ばれる１種以上の元素を含有する、［１］または［２］に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［４］前記成分組成は、さらに質量％で、Ｃｒ：０．００５〜２．０％、Ｎｉ：０．００５〜２．０％、Ｃｕ：０．００５〜２．０％、Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、Ｃａ：０．００１〜０．００５％、ＲＥＭ：０．００１〜０．００５％、Ｓｎ：０．００１〜０．０５％、Ｓｂ：０．００１〜０．０５％の中から選ばれる１種以上の元素を含有する、［１］から［３］のいずれか１つに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［５］前記溶融亜鉛めっき層は、合金化溶融亜鉛めっき層である、［１］から［４］のいずれか１つに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［６］［１］、［３］または［４］の何れか１つに記載の成分組成を有するスラブに熱間圧延を施した後冷却し、５９０℃以下の温度で巻き取る熱延を施して熱延板を製造し、前記熱延板を酸洗し、次いで、Ｏ２≦１体積％かつＯ２／Ｈ２≦０．２（体積％比）の雰囲気で、最高到達温度が６００〜７５０℃、かつ、最高到達温度と保持時間が下記（１）式を満たす条件で熱処理を施し、次いで、２０％以上の圧下率で冷間圧延を施し、次いで、Ａｃ３〜９５０℃に加熱し、該温度域における露点が−３５〜＋２０℃で１０〜６００ｓ保持後、３℃／ｓ以上の平均冷却速度で５５０℃まで冷却し、４００〜５５０℃で５〜３００ｓ保持する焼鈍を施し、次いで、溶融亜鉛めっき処理、あるいはさらに合金化処理を施し、その後、室温まで冷却する、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
２１０００≧（２７３＋Ｔ）×［２０＋ｌｏｇ１０（ｔ／３６００）］・・・（１）
上記（１）式において、Ｔは、最高到達温度（℃）であり、ｔは、保持時間（ｓ）である。
［７］前記Ａｃ３〜９５０℃に加熱する工程において、５００〜７００℃を１０℃／ｓ以上の平均加熱速度で加熱する、［６］に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
本発明によれば、穴広げ性および耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。このような特性を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、自動車部品溶素材として好適に用いることができる。
図１は、ナイタールで腐食処理した鋼板断面のＳＥＭ画像である。
以下、本発明の実施形態について説明する。本発明は、以下の実施形態に限定されない。まず、本実施形態に係る高強度溶融亜鉛めっき鋼板（以下、「鋼板」という場合がある）の成分組成について説明する。成分組成の説明における元素の含有量の単位の「％」は「質量％」を意味する。
Ｃ：０．１２〜０．３５％
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ＴＳを上昇させるのに有効な元素である。Ｃ量が０．１２％未満ではＴＳを上昇させる効果が得られず、鋼板の強度を高めることができず、本実施形態に係る鋼板の鋼組織も得られない。したがって、Ｃ量は０．１２％以上である必要がある。Ｃ量は０．１３％以上であることが好ましい。一方、Ｃ量が０．３５％を超えるとマルテンサイトが硬化して耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、Ｃ量は０．３５％以下である必要がある。Ｃ量は０．３２％以下であることが好ましく、０．３０％以下であることがより好ましい。
Ｓｉ：０．０１〜３．０％
Ｓｉは、固溶強化やマルテンサイトの焼き戻しの抑制によりＴＳを高め、優れた耐遅れ破壊特性を得るのに必要な元素である。このような効果を得るために、Ｓｉ量は０．０１％以上である必要がある。Ｓｉ量は０．１％以上であることが好ましく、０．２％以上であることがより好ましい。一方、Ｓｉ量が３．０％を超えるとフェライト生成が過剰となり、本実施形態に係る鋼板の鋼組織が得られない。したがって、Ｓｉ量は３．０％以下である必要がある。Ｓｉ量は２．５％以下であることが好ましく、２．０％以下であることがより好ましい。
Ｍｎ：２．０〜４．０％
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。このような効果を得るために、Ｍｎ量は２．０％以上である必要がある。Ｍｎ量は２．１％以上であることが好ましく、２．２％以上であることがより好ましい。一方、Ｍｎ量が４．０％を超えると鋼が脆化して本実施形態に係る鋼板の耐遅れ破壊特性が得られない。したがって、Ｍｎ量は４．０％以下である必要がある。Ｍｎ量は３．７％以下であることが好ましく、３．４％以下であることがより好ましい。
Ｐ：０．１００％以下（０を含まない）
Ｐは、粒界を脆化させて耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Ｐ量は極力少ないことが好ましいが、本実施形態に係る鋼板では０．１００％まで許容できる。Ｐ量の下限は規定しなくてよいが、鋼板のＰ量を０．０００５％未満とするには精錬に多大な負荷が生じ、生産能率が低下する。このため、Ｐ量の下限は０．０００５％であることが好ましい。
Ｓ：０．０２％以下（０を含まない）
Ｓは、介在物を増加させて耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Ｓ量は極力少ないことが好ましいが、本実施形態に係る鋼板では０．０２％まで許容できる。Ｓ量の下限は規定しなくてよいが、鋼板のＳ量を０．０００１％未満にするには精錬に多大な負荷が生じ、生産能率が低下する。このため、Ｓ量の下限は０．０００１％であることが好ましい。
Ａｌ：０．０１〜１．５０％
Ａｌは、脱酸剤として作用するので、脱酸工程で添加することが好ましい。このような効果を得るために、Ａｌ量は０．０１％以上である必要がある。Ａｌ量は０．０１５％以上であることが好ましい。一方、Ａｌ量が１．５０％を超えるとフェライトの生成が過剰になり、本実施形態に係る鋼板の鋼組織が得られない。したがって、Ａｌ量は１．５０％以下である必要がある。Ａｌ量は１．００％以下であることが好ましく、０．７０％以下であることがより好ましい。
さらに、本実施形態に係る鋼板は、必要に応じて以下の元素から選ばれる１種以上を含有してもよい。
Ｔｉ：０．００５〜０．２０％、Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、Ｖ：０．００５〜２．０％、Ｍｏ：０．００５〜２．０％
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏは、微細炭化物の形成により熱延後の熱処理時の粗粒化を抑制する。これにより、焼鈍後の粒径が微細化され、鋼板の穴広げ性をさらに高めることができる。このような効果は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏから選ばれる１種以上を上記下限量以上とすることで得られる。一方、これらの含有量がそれぞれの上限値を超えると、鋼中の固溶炭素量が低下し、多量にフェライトが生成するので、鋼板の鋼組織が得られない場合がある。したがって、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏから選ばれる１種以上はＴｉ：０．００５％以上０．２０％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．２０％以下、Ｖ：０．００５％以上２．０％以下、Ｍｏ：０．００５％以上２．０％以下の範囲であることが好ましい。
Ｃｒ：０．００５〜２．０％、Ｎｉ：０．００５〜２．０％、Ｃｕ：０．００５〜２．０％、Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、Ｃａ：０．００１〜０．００５％、ＲＥＭ：０．００１〜０．００５％、Ｓｎ：０．００１〜０．０５％、Ｓｂ：０．００１〜０．０５％
Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕは、マルテンサイトやベイナイトを生成させ、高強度化に有効な元素である。このような効果を得るため、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ量は０．００５％以上であることが好ましい。一方、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ量が２．０％を超えると、残留γが多量に生成して鋼板の鋼組織が得られない場合がある。このため、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ量は２．０％以下であることが好ましい。
Ｂは、鋼板の焼入れ性を高め、マルテンサイトやベイナイトを生成させ、高強度化に有効な元素である。このような効果を得るため、Ｂ量は０．０００２％以上であることが好ましい。一方、Ｂ量が０．００５０％を超えると介在物が増加して、耐遅れ破壊特性が低下する場合がある。このため、Ｂ量は０．００５０％以下であることが好ましい。
Ｃａ、ＲＥＭは、介在物の形態制御による耐遅れ破壊特性の向上に有効な元素である。このような効果を得るため、Ｃａ、ＲＥＭ量は０．００１％以上であることが好ましい。一方、Ｃａ、ＲＥＭ量が０．００５％を超えると、介在物量が増加して耐遅れ破壊特性が低下する場合がある。このため、Ｃａ、ＲＥＭ量は０．００５％以下であることが好ましい。
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。このような効果を得るため、Ｓｎ、Ｓｂ量は０．００１％以上であることが好ましい。一方、Ｓｎ、Ｓｂ量が０．０５％を超えると鋼板表層のＣ量分布が得られなくなる場合がある。このため、Ｓｎ、Ｓｂ量は０．０５％以下であることが好ましい。
したがって、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｓｎ、Ｓｂから選ばれる１種以上をＣｒ：０．００５〜２．０％、Ｎｉ：０．００５〜２．０％、Ｃｕ：０．００５〜２．０％、Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、Ｃａ：０．００１〜０．００５％、ＲＥＭ：０．００１〜０．００５％、Ｓｂ：０．００１〜０．０５％、Ｓｎ：０．００１〜０．０５％とすることが好ましい。
本実施形態に係る鋼板は、上記成分組成を含有し、上記成分組成以外の残部はＦｅ（鉄）および不可避的不純物を含む。上記残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物であることが好ましい。上記任意成分を下限量未満で含む場合、その成分は不可避的不純物として含むものとする。不可避的不純物として、Ｎを０．０１％以下含んでもよい。さらに、その他の元素であるＺｒ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅを合計で０．００２％以下含んでもよい。
鋼板表層から板厚方向に７０μｍの位置の平均Ｃ量に対する鋼板表層から板厚方向に５μｍの位置の平均Ｃ量の比：０．２０〜０．８０
本実施形態において鋼板表層のＣ量分布は極めて重要であり、鋼板表層ほどＣ量が少なく、かつ表層から７０μｍまでの領域でのＣ量の比を一定の範囲にすることで、表層近傍の応力が緩和され、優れた耐遅れ破壊特性が得られる。したがって、鋼板表層から板厚方向に７０μｍの位置の平均Ｃ量に対する鋼板表層から板厚方向に５μｍの位置の平均Ｃ量の比は０．２０以上０．８０以下である必要がある。鋼板表層から板厚方向に７０μｍの位置の平均Ｃ量に対する鋼板表層から板厚方向に５μｍの位置の平均Ｃ量の比は０．２５以上であることが好ましい。鋼板表層から板厚方向に７０μｍの位置の平均Ｃ量に対する鋼板表層から板厚方向に５μｍの位置の平均Ｃ量の比は０．７０以下であることが好ましく、０．６０以下であることがより好ましい。鋼板表層から板厚方向に５μｍの位置の平均Ｃ量および鋼板表層から板厚方向に７０μｍの位置の平均Ｃ量は、グロー放電発光分光分析法（ＧＤＳ）を用いて測定できる。鋼板表層とは、溶融亜鉛めっき層と鋼板の界面を意味する。鋼板表層から板厚方向に７０μｍの位置の平均Ｃ量に対する鋼板表層から板厚方向に５μｍの位置の平均Ｃ量の比は、板厚方向に５μｍの位置の平均Ｃ量を、鋼板表層から板厚方向に７０μｍの位置の平均Ｃ量で除して算出する。すなわち、鋼板表層から板厚方向に７０μｍの位置の平均Ｃ量に対する鋼板表層から板厚方向に５μｍの位置の平均Ｃ量の比は下記（２）式で算出できる。
（鋼板表層から板厚方向に５μｍの位置の平均Ｃ量）／（鋼板表層から板厚方向に７０μｍの位置の平均Ｃ量）・・・（２）
次に、本実施形態に係る鋼板の鋼組織について説明する。鋼板の鋼組織は、面積率で、フェライトと上部ベイナイトの合計が０〜１５％であり、下部ベイナイトとマルテンサイトが合計で８０〜１００％であり、残留オーステナイトが０〜１０％であり、鋼板表層から板厚方向に１００〜３００μｍの範囲において粒径が円相当径で１００〜２０００ｎｍの析出物が１０９〜１０１２個／ｍ２である。
フェライトと上部ベイナイトの合計：０〜１５％
フェライトと上部ベイナイトは、ＹＳおよび穴広げ性を低下させるので少なくすることが好ましい。本実施形態に係る鋼板では、面積率で１５％まで許容できる。したがって、フェライトと上部ベイナイトの合計は１５％以下である必要がある。フェライトと上部ベイナイトの合計は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。フェライトと上部ベイナイトの合計の下限は０％である。
下部ベイナイトとマルテンサイトの合計：８０〜１００％
下部ベイナイトとマルテンサイトは、ＴＳと優れた耐遅れ破壊特性を両立する観点から必要な組織である。このような効果を得るために、下部ベイナイトとマルテンサイトの合計は面積率で８０％以上である必要がある。下部ベイナイトとマルテンサイトの合計は８５％以上であることが好ましく、９０％以上であることがより好ましい。下部ベイナイトとマルテンサイトの合計の上限は１００％である。
残留オーステナイト：０〜１０％
残留オーステナイトは、延性向上を目的に含有してもよいが、面積率で１０％を超えると耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、残留オーステナイトは面積率で１０％以下である必要がある。残留オーステナイトは８％以下であることが好ましく、６％以下であることがより好ましい。残留オーステナイトの下限は０％である。
鋼板表層から板厚方向に１００〜３００μｍの範囲において粒径が円相当径で１００〜２０００ｎｍの析出物：１０９〜１０１２個／ｍ２
本実施形態に係る鋼板において析出物は極めて重要であり、鋼板表層に近い１００〜３００μｍの範囲において、粒径が円相当径で１００〜２０００ｎｍの析出物の個数密度は１０９個／ｍ２以上である必要があり、１０１２個／ｍ２以下である必要がある。これにより、鋼板の優れた耐遅れ破壊特性が得られる。そのメカニズムは明らかではないが、析出物による水素トラップ効果によるものと推測される。鋼板表層とは、溶融亜鉛めっき層と鋼板の界面を意味する。
一方、粒径が円相当径で１００ｎｍ未満の析出物または当該析出物の個数密度が１０９個未満／ｍ２ではこの効果は得られない。粒径が円相当径で２０００ｎｍを超える析出物は、当該析出物が起点となる遅れ破壊を起こすので、析出物の大きさの上限を円相当径で２０００ｎｍとした。したがって、鋼板表層から板厚方向に１００〜３００μｍの範囲において粒径が円相当径で１００〜２０００ｎｍの析出物の個数密度は１０９個／ｍ２以上である必要がある。当該析出物の個数密度は５×１０９以上であることが好ましい。一方、析出物の個数密度が１０１２個／ｍ２を超えると、穴広げ性が低下する。したがって、鋼板表層から板厚方向に１００〜３００μｍの範囲において粒径が円相当径で１００〜２０００ｎｍの析出物の個数密度は１０１２個／ｍ２以下である必要がある。当該析出物の個数密度は５×１０１１以下であることが好ましい。この析出物は、セメンタイトであることが好ましい。
粒径が１００〜２０００ｎｍの析出物の内、旧オーステナイト粒界上の析出物の個数Ｎ１とそれ以外の位置に存在する析出物の個数Ｎ２との比Ｎ１／Ｎ２：１／３以下
粒径が円相当径で１００ｎｍ以上２０００ｎｍ以下の析出物を旧オーステナイトの粒内に多く生成させることで、鋼板の穴広げ性をさらに高めることができる。このため、粒径１００ｎｍ以上２０００ｎｍ以下の析出物の内、旧オーステナイト粒界上の析出物の個数Ｎ１とそれ以外の位置に存在する析出物の個数Ｎ２との比Ｎ１／Ｎ２は１／３以下であることが好ましい。これにより、鋼板の穴広げ性をさらに高めることができる。当該比Ｎ１／Ｎ２は１／４以下であることがより好ましい。
図１は、ナイタールで腐食処理した鋼板断面のＳＥＭ画像である。図１において、符号１０は、旧オーステナイト粒界上の析出物を示し、符号１２は、旧オーステナイト粒界内の析出物を示す。図１に示すように、析出物は、旧オーステナイト粒界上および粒内に黒点として観察される。
本実施形態においてフェライト、上部ベイナイト、下部ベイナイト、マルテンサイトの面積率とは、観察面積に占める各組織の面積の割合である。これらの面積率は、焼鈍後の鋼板から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、１質量％ナイタールで腐食させ、鋼板表面近傍および鋼板表面から板厚方向に３００〜４００μｍの範囲をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で１５００倍の倍率でそれぞれ３〜１０視野撮影し、Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて、得られた画像データから各組織の面積率を求め、これら視野の面積率の平均値を各組織の面積率とする。
この画像データでは、フェライトは黒、上部ベイナイトは炭化物を含まない暗灰色、下部ベイナイトは方位の揃った炭化物を１０７個／ｍｍ２以上含む灰色または暗灰色として区別できる。炭化物は白色の点または線状として区別できる。マルテンサイトは方位の揃っていない炭化物を含む暗灰色、灰色、明灰色または炭化物を含まない塊状の白色として区別できる。残留オーステナイトも白色であるが、後述の方法によってマルテンサイトと区別できる。本実施形態に係る鋼板では基本的に含有しないが、パーライトは黒色と白色の層状組織として区別できる。
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残留オーステナイトの体積率を求め、これを残留オーステナイトの面積率とする。このように残留オーステナイトの面積率を算出することで、残留オーステナイトとマルテンサイトとが区別される。
粒径が円相当径で１００〜２０００ｎｍの析出物の個数は、鋼組織の面積率の測定と同様に、鋼板表層から板厚方向に１００〜３００μｍの範囲内の断面を研磨し、１質量％ナイタールで腐食させた面をＳＥＭで１５００倍の倍率で３〜１０視野撮影し、得られた画像データから析出物の円相当径および個数をカウントし、これら視野の平均値が鋼板における析出物の個数の代表値であるとして１ｍ２の析出物の個数を算出する。さらに、旧オーステナイト粒界上の析出物の個数（Ｎ１）と、それ以外の位置である旧オーステナイト粒界内の析出物の個数（Ｎ２）との比Ｎ１／Ｎ２も、ＳＥＭ画像データから旧オーステナイト粒界上の析出物の個数（Ｎ１）および旧オーステナイト粒界内の析出物の個数（Ｎ２）をカウントし、これら視野の平均値からＮ１／Ｎ２を算出する。
鋼板表層から板厚方向に７０μｍの位置の平均Ｃ量に対する鋼板表層から板厚方向に５μｍの位置の平均Ｃ量はＧＤＳにより測定する。塩酸酸洗等により亜鉛めっき層を除去して鋼板表層を現出させた後、鋼板表面に対して、プラズマ用ガスはＡｒ、ガス圧力は６００Ｐａ、高周波出力は３５Ｗとし、測定間隔は０．１ｓ毎の条件でＧＤＳ測定を行う。表面から８０μｍ以上の深さ位置まで測定し、５μｍ位置と７０μｍ位置に対応するスパッタ時間におけるＣの検出強度の比を求める。
次に、本実施形態に係る鋼板の製造方法について説明する。本実施形態に係る鋼板は、上述した成分を有するスラブに熱間圧延を施した後冷却し、５９０℃以下の温度で巻き取る熱延を施し製造した熱延板を酸洗し、次いで、Ｏ２≦１体積％かつＯ２／Ｈ２≦０．２の雰囲気で、最高到達温度が６００〜７５０℃、かつ最高到達温度Ｔと保持時間ｔが下記（１）式を満たす条件で熱処理を施し、次いで、２０％以上の圧下率で冷間圧延を施し、次いで、Ａｃ３〜９５０℃に加熱し、該温度域における露点が−３５〜＋２０℃で１０〜６００ｓ保持後、３℃／ｓ以上の平均冷却速度で５５０℃以下まで冷却し、４００〜５５０℃で５〜３００ｓ保持する焼鈍を施し、次いで、溶融亜鉛めっき処理を施し、あるいはさらに合金化処理を施し、その後室温まで冷却して製造される。上記焼鈍のＡｃ３〜９５０℃に加熱するまでの加熱工程において、５００〜７００℃の平均加熱速度を１０℃／ｓ以上とすることが好ましい。以下、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法の詳細を説明する。製造条件に示した温度は、いずれも鋼板の表面温度である。
２１０００≧（２７３＋Ｔ）×［２０＋ｌｏｇ１０（ｔ／３６００）］・・・（１）
（１）式において、Ｔは最高到達温度（℃）であり、ｔは保持時間（ｓ）である。ｔは、Ｔ~Ｔ−２０℃の温度範囲における保持時間を意味する。
巻取り温度：５９０℃以下
巻取り温度が５９０℃を超えると内部酸化が過剰になり焼鈍後の鋼板表層のＣ量分布が得られない。したがって、巻取り温度を５９０℃以下とする。下限は規定しなくてよいが、形状安定性の観点から４００℃とすることが好ましい。
雰囲気：Ｏ２≦１体積％かつＯ２／Ｈ２≦０．２（体積％比）
熱延板の熱処理では、雰囲気中の酸素をＯ２≦１体積％かつＯ２／Ｈ２≦０．２（体積％比）とする。これにより、内部酸化が抑制され、焼鈍後の鋼板表層のＣ量分布が得られる。したがって、熱延板の熱処理の雰囲気はＯ２≦１体積％かつＯ２／Ｈ２≦０．２である必要がある。当該雰囲気におけるＯ２、Ｈ２以外の残部はＮ２またはアルゴンであることが好ましい。
最高到達温度：６００〜７５０℃、かつ
最高到達温度Ｔと保持時間Ｔ：下記（１）式を満足
２１０００≧（２７３＋Ｔ）×［２０＋ｌｏｇ１０（ｔ／３６００）］・・・（１）
上記（１）式において、Ｔは、最高到達温度（℃）であり、ｔは、保持時間（ｓ）である。
熱延板の熱処理において最高到達温度を６００℃未満とするとセメンタイト等の析出物の成長が不十分となり、焼鈍後に１００ｎｍ以上２０００ｎｍ以下の析出物が得られない。したがって、最高到達温度は６００℃以上である必要がある。一方、最高到達温度が７５０℃を超える、または、最高到達温度Ｔと保持時間ｔとが上記（１）式を満足しないと析出物が粗大化して、焼鈍後に１００ｎｍ以上２０００ｎｍ以下の析出物が得られない。したがって、最高到達温度は７５０℃以下であり、かつ最高到達温度Ｔ（℃）と保持時間ｔ（ｓ）とを上記（１）式を満足する値とする必要がある。
冷間圧下率：２０％以上
冷間圧下率を２０％未満とすると未再結晶フェライトが生成して、本実施形態に係る鋼板の鋼組織が得られない。したがって、冷間圧下率は２０％以上である必要がある。冷間圧下率は３０％以上であることが好ましい。冷間圧下率の上限は規定しなくてよいが、形状安定性等の観点から９０％以下とすることが好ましい。
５００〜７００℃の平均加熱速度：１０℃／ｓ以上
焼鈍における５００℃以上７００℃以下を１０℃／ｓ以上の平均加熱速度で昇温することで粒界の析出物が低減し、穴広げ性をさらに高めることができる。したがって、５００℃以上７００℃以下の平均加熱速度は１０℃／ｓ以上であることが好ましい。平均加熱速度は、５００℃から７００℃までの温度差２００℃を、５００℃から７００℃に加熱するのに要した時間で除して算出する。
焼鈍温度：Ａｃ３〜９５０℃
焼鈍温度をＡｃ３未満とするとオーステナイトの生成が不十分となり本実施形態に係る鋼板の鋼組織が得られない。したがって、焼鈍温度はＡｃ３以上である必要がある。一方、焼鈍温度が９５０℃を超えると析出物が溶解して本実施形態に係る鋼板の鋼組織が得られない。したがって、焼鈍温度は９５０℃以下である必要がある。
焼鈍保持時間：１０〜６００ｓ
焼鈍保持時間を１０ｓ未満とするとオーステナイトの生成が不十分となり、本実施形態に係る鋼板の鋼組織が得られない。したがって、焼鈍保持時間は１０ｓ以上である必要がある。焼鈍保持時間は２０ｓ以上であることが好ましく、３０ｓ以上であることがより好ましい。一方、焼鈍保持時間が６００ｓを超えると内部酸化が過剰になって本実施形態に係る鋼板の強度および表層のＣ量分布が得られない。したがって、焼鈍保持時間は６００ｓ以下である必要がある。焼鈍保持時間は５００ｓ以下であることが好ましく、４００ｓ以下であることがより好ましい。
焼鈍温度における露点：−３５〜＋２０℃
焼鈍時の露点を−３５℃未満とすると鋼板表層でのＣの酸化反応が不十分となり、本実施形態に係る鋼板の表層のＣ量分布が得られない。したがって、焼鈍温度における露点は−３５℃以上である必要がある。一方、露点が＋２０℃を超えると内部酸化が過剰になって本実施形態に係る鋼板の強度および表層のＣ量分布が得られない。したがって、焼鈍温度における露点は＋２０℃以下である必要がある。焼鈍温度における露点は＋１５℃以下であることが好ましく、＋１０℃以下であることがより好ましい。
焼鈍温度から５５０℃までの平均冷却速度：３℃／ｓ以上
焼鈍温度から５５０℃までの平均冷却速度を３℃／ｓ未満とするとフェライトの生成が過剰となり、本実施形態に係る鋼板の鋼組織が得られない。したがって、焼鈍温度から５５０℃までの平均冷却速度は３℃／ｓ以上である必要がある。焼鈍温度から５５０℃までの平均冷却速度は５℃／ｓ以上であることが好ましい。焼鈍温度から５５０℃までの平均冷却速度の上限は規定しなくてよいが、形状安定性の観点から１００℃／ｓ未満とすることが好ましい。平均冷却速度は、焼鈍温度と５５０℃との温度差を、焼鈍温度から５５０℃までの冷却に要した時間で除して算出する。
保持温度：４００〜５５０℃
保持温度が４００℃未満では炭化物を含むベイナイトや焼戻しマルテンサイトが生じてその後のめっき処理やめっき合金化処理時に炭化物の粗大化を招き、本実施形態に係る鋼板のミクロ組織が得られない。したがって、保持温度は４００℃以上である必要がある。一方、保持温度が５５０℃を超えるとフェライトやパーライトが過剰に生成して本実施形態に係る鋼板の鋼組織が得られない。したがって、保持温度は５５０℃以下である必要がある。
４００〜５５０℃での保持時間：５〜３００ｓ
４００℃以上５５０℃以下で５秒以上保持することで鋼板表層のベイナイト変態が進行し、本実施形態に係る鋼板の表層のＣ量分布が得られる。一方、保持時間が５ｓ未満ではこのような効果が不十分となり、本実施形態に係る鋼板の表層のＣ量分布が得られない。したがって、４００℃以上５５０℃以下での保持時間は５ｓ以上である必要がある。４００℃以上５５０℃以下での保持時間は１０ｓ以上であることが好ましい。４００℃以上５５０℃以下での保持時間が３００ｓを超えるとベイナイトの生成が過剰となり、本実施形態に係る鋼板の鋼組織が得られない。したがって、４００℃以上５５０℃以下での保持時間は３００ｓ以下である必要がある。４００℃以上５５０℃以下での保持時間は２００ｓ以下であることが好ましく、１２０ｓ以下であることがより好ましい。保持中は４００℃以上５５０℃以下の範囲であれば一定温度である必要はなく、冷却加熱してもよい。
他の製造条件は、特に限定しないが、例えば、以下の条件で行ってよい。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。造塊法、薄スラブ鋳造法で製造してもよい。スラブを熱間圧延するには、スラブを一旦室温まで冷却し、その後再加熱して熱間圧延を行ってもよい。または、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ってもよい。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を適用してもよい。スラブを加熱する場合は、スラブ温度を１１００℃以上１３００℃以下となるように加熱することが好ましい。スラブ温度を１１００℃以上に加熱することで、炭化物を溶解でき、圧延荷重の増大を抑制できる。スラブ温度を１３００℃以下にすることで、スケールロスの増大を抑制できる。スラブ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してもよい。または、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してもよい。さらに、熱間圧延においては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。
巻取り後の鋼板は、酸洗などによりスケールを除去した後、冷延、焼鈍、溶融亜鉛めっきが施される。めっき後は室温まで冷却し、表面や降伏強度（ＹＳ）制御のために伸長率１％以下で調質圧延を施すことが好ましい。形状やＹＳの調整のために、レベラー矯正を施してもよい。
以下、本発明を、実施例に基づいて具体的に説明する。鋼（残部はＦｅおよび不可避的不純物）を実験室の真空溶解炉により溶製し、圧延して鋼スラブとした。鋼の成分組成を表１に示す。

これらの鋼スラブを１２５０℃に加熱後粗圧延し、熱間圧延、熱延板の熱処理を施した。次いで、１．４ｍｍまで冷間圧延して冷延板とした。得られた冷延板を焼鈍に供した。焼鈍は、実験室にて熱処理およびめっき処理装置を用いて溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）および合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）１〜２を作製した。溶融亜鉛めっき鋼板は、４６５℃のめっき浴中に浸漬し、片面あたり付着量４０〜６０ｇ／ｍ２のめっき層を鋼板両面に形成させることで作製した。合金化溶融亜鉛メッキ鋼板は上記めっき後さらに、５４０℃で１〜６０ｓ保持する合金化処理を行うことで作製した。めっき処理後は８℃／ｓで室温まで冷却し、その後伸長率０．１％の調質圧延を施した。溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造条件を表２に示す。

得られた溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、以下の試験方法にしたがい、引張特性、穴広げ性、耐遅れ破壊特性を評価した。
＜引張試験＞
焼鈍板より圧延方向に対して直角方向にＪＩＳ（日本工業規格）５号引張試験片（ＪＩＳ Ｚ２２０１：１９９８）を採取し、歪速度を１０−３／ｓとするＪＩＳ（日本工業規格） Ｚ ２２４１：２０１１の規定に準拠した引張試験を行い、ＹＳおよびＴＳを求めた。ＹＳは０．２％耐力を評価した。本実施例ではＹＳが１０００ＭＰａ以上、ＴＳが１３００ＭＰａ以上を合格とした。
＜穴広げ試験＞
日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１に準じて穴拡げ試験を実施し、λを測定した。詳細には、めっき鋼板に直径１０ｍｍの穴を打ち抜いた後、周囲を拘束した状態で６０°円錐のポンチを穴に押し込み、亀裂発生限界における穴の直径を測定した。下記（３）式から限界穴拡げ率λ（％）を求めた。
限界穴拡げ率λ（％）＝｛（Ｄｆ−Ｄ０）／Ｄ０｝×１００・・・（３）
上記（３）式において、Ｄｆは亀裂発生限界における穴の直径（ｍｍ）であり、Ｄ０は初期穴の直径（ｍｍ）である。この穴広げ試験における穴広げ率が、ＴＳが１３００ＭＰａ以上１４５０ＭＰａ未満で４０％以上、１４５０ＭＰａ以上１６００ＭＰａ未満で３０％以上、１６００ＭＰａ以上１７５０ＭＰａ未満で２５％以上である場合に、穴広げ性に優れると判定した。
＜耐遅れ破壊特性＞
圧延方向と平行となる方向を幅方向として、焼鈍板から幅が３０ｍｍ、長さが１１０ｍｍの試験片を採取した。この試験片を稜線が圧延方向と平行となるように７ｍｍの曲げ半径で９０゜Ｖ曲げ加工を行い、スプリングバックで開いた分だけボルトで締め込み、ｐＨ３の塩酸に浸漬し、９６ｈｒ保持後の割れ発生の有無を調査した。本実施例では、割れが認められなかったものを耐遅れ破壊特性に優れると判定して、表３の耐遅れ破壊特性の列に「優」を記載した。一方、割れが認められたものを耐遅れ破壊特性に劣ると判定して、表３の耐遅れ破壊特性の列に「劣」を記載した。
鋼板の鋼組織、表層から１００〜３００μｍの範囲における粒径が円相当径で１００〜２０００ｎｍの析出物の個数、鋼板表層から板厚方向に７０μｍの位置の平均Ｃ量に対する鋼板表層から板厚方向に５μｍの位置の平均Ｃ量の比、および、粒径１００〜２０００ｎｍの析出物の内、旧オーステナイト粒界上に存在する析出物の個数Ｎ１と、それ以外の位置に存在する析出物の個数Ｎ２との比Ｎ１／Ｎ２は、前述した方法で測定した。これらの評価結果と、鋼板の鋼組織等を表３に示す。

表３に示すように、発明例では、ＹＳが１０００ＭＰａ以上、ＴＳが１３００ＭＰａ以上で優れた穴広げ性および優れた耐遅れ破壊特性を有する高強度亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られることが確認された。一方、本発明の範囲を外れる比較例では、優れたＹＳ、ＴＳ、穴広げ性、耐遅れ破壊特性のいずれか１つ以上が得られなかった。
１０ 旧オーステナイト粒界上の析出物
１２ 旧オーステナイト粒界内の析出物

Claims (7)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．１２〜０．３５％、
    Ｓｉ：０．０１〜３．０％、
    Ｍｎ：２．０〜４．０％、
    Ｐ：０．１００％以下（０を含まない）、
    Ｓ：０．０２％以下（０を含まない）、
    Ａｌ：０．０１〜１．５０％を含有し、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と上部ベイナイトの合計が０〜１５％であり、下部ベイナイトとマルテンサイトの合計が８０〜１００％であり、残留オーステナイトが０〜１０％であり、鋼板表層から板厚方向に１００〜３００μｍの範囲において粒径が円相当径で１００〜２０００ｎｍの析出物が１０９〜１０１２個／ｍ２である鋼組織と、を有し、
    鋼板表層から板厚方向に７０μｍの位置の平均Ｃ量に対する鋼板表層から板厚方向に５μｍの位置の平均Ｃ量の比が０．２０〜０．８０である、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を有する、高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  2. 前記粒径１００〜２０００ｎｍの析出物の内、旧オーステナイト粒界上に存在する析出物の個数Ｎ１と、それ以外の位置に存在する析出物の個数Ｎ２との比Ｎ１／Ｎ２が１／３以下である、請求項１に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  3. 前記成分組成は、さらに質量％で、
    Ｔｉ：０．００５〜０．２０％、
    Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、
    Ｖ：０．００５〜２．０％、
    Ｍｏ：０．００５〜２．０％の中から選ばれる１種以上の元素を含有する、請求項１または請求項２に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  4. 前記成分組成は、さらに質量％で、
    Ｃｒ：０．００５〜２．０％、
    Ｎｉ：０．００５〜２．０％、
    Ｃｕ：０．００５〜２．０％、
    Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、
    Ｃａ：０．００１〜０．００５％、
    ＲＥＭ：０．００１〜０．００５％、
    Ｓｎ：０．００１〜０．０５％、
    Ｓｂ：０．００１〜０．０５％の中から選ばれる１種以上の元素を含有する、請求項１から請求項３のいずれか一項に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  5. 前記溶融亜鉛めっき層は、合金化溶融亜鉛めっき層である、請求項１から請求項４のいずれか一項に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  6. 請求項１から請求項５のいずれか一項に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造する高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、前記成分組成を有するスラブに熱間圧延を施した後冷却し、５９０℃以下の温度で巻き取る熱延を施して熱延板を製造し、前記熱延板を酸洗し、次いで、Ｏ２≦１体積％かつＯ２／Ｈ２≦０．２（体積％比）の雰囲気で、最高到達温度が６００〜７５０℃、かつ、最高到達温度と保持時間が下記（１）式を満たす条件で熱処理を施し、次いで、２０％以上の圧下率で冷間圧延を施し、次いで、Ａｃ３〜９５０℃に加熱し、該温度域における露点が−３５〜＋２０℃で１０〜６００ｓ保持後、３℃／ｓ以上の平均冷却速度で５５０℃まで冷却し、４００〜５５０℃で５〜３００ｓ保持する焼鈍を施し、次いで、溶融亜鉛めっき処理、あるいはさらに合金化処理を施し、その後、室温まで冷却する、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
    ２１０００≧（２７３＋Ｔ）×［２０＋ｌｏｇ１０（ｔ／３６００）］・・・（１）
    上記（１）式において、Ｔは、最高到達温度（℃）であり、ｔは、保持時間（ｓ）である。
  7. 前記Ａｃ３〜９５０℃に加熱する工程において、５００〜７００℃を１０℃／ｓ以上の平均加熱速度で加熱する、請求項６に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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