JPWO2016031166A1 - 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
引張強さ（ＴＳ）が１３００ＭＰａ以上で、延性および面内材質均一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を提供する。特定組成のＣやＳｉ、Ｍｎ等を含有し、Ｔｉの含有量［Ｔｉ］とＮの含有量［Ｎ］が、［Ｔｉ］＞４［Ｎ］を満たす成分組成であり、面積率で６０％以上９０％以下のマルテンサイト、および面積率で５％超え４０％以下のポリゴナルフェライト、および面積率で３％未満（０％を含む）の残留オーステナイトを含み、前記マルテンサイトの平均硬さがビッカース硬度で４５０以上６００以下、前記マルテンサイトの平均結晶粒径が１０μｍ以下、前記マルテンサイトの結晶粒径の標準偏差が４．０μｍ以下であるミクロ組織を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
Description
本発明は、高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関するものであり、特に、自動車用鋼板としての用途に好適な、延性および面内材質均一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に関するものである。
地球環境保全の観点から、ＣＯ２排出量を削減すべく、自動車車体の強度を維持しつつ、その軽量化を図り、自動車の燃費を改善することが自動車業界においては常に重要な課題となっている。自動車車体の強度を維持しつつその軽量化を図る上では、自動車部品用素材となる鋼板の高強度化により鋼板を薄肉化することが有効である。一方、鋼板を素材とする自動車部品の多くはプレス加工やバーリング加工等によって成形される。このため、自動車部品用素材として用いられる高強度鋼板には所望の強度を有することに加えて、優れた加工性が要求される。特に引張強さ（ＴＳ）が１３００ＭＰａ以上といった超高強度鋼板では、延性として、優れた伸び特性（均一伸び、局部伸び）が要求される。さらに、耐食性に優れる鋼板として、高強度溶融亜鉛めっき鋼板が望まれている。このような背景の中、加工性に優れた様々な高強度鋼板が開発されてきた。
しかし、その一方で、鋼板の高強度化に伴い、鋼中への合金元素の添加量が多くなり、これにより製造性が阻害されて形状不良や面内材質ばらつき等の品質低下を招き、結果的に十分な材料パフォーマンスを提供できなくなる問題がある。したがって、これらの課題を総合的に解決することは極めて重要である。
成形性に優れた高強度鋼板に関する技術として、特許文献１には、伸びおよび伸びフランジ性および曲げ加工性などの加工性を向上させたＴＳが１１８０ＭＰａ以上という高い強度を有する高強度冷延鋼板に関する技術が開示されている。また、特許文献２には、鋼帯内の強度のばらつきが小さい成形性に優れたＴＳが７８０ＭＰａ以上という高い強度を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板に関する技術が開示されている。
しかしながら、特許文献１に記載の技術では、Ｓｉ含有量が１．２〜２．２％と、その鋼成分にＳｉが多量に添加されているため、圧延負荷増大による板形状不良等が問題となる。また材質ばらつきに関しても検討されておらず、十分な材料均質性を有しているとは言えない。
特許文献２に記載の技術でも、Ｓｉ含有量は０．５〜２．５％とされており、特にその実施例にて開示されている発明例である高強度溶融亜鉛めっき鋼板では、Ｓｉ含有量は１．０９％以上であり、多量にＳｉを含むため、めっき品質安定性や圧延負荷増大による板形状不良等が問題となる。しかし、これら課題についてなんら考慮されていない。また、強度以外のばらつきについては考慮されていない。
本発明は、上記した従来技術が抱える問題を有利に解決し、引張強さ（ＴＳ）が１３００ＭＰａ以上で、延性および面内材質均一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を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記した課題を達成し、１３００ＭＰａ以上のＴＳを確保しつつ、延性および面内材質均一性に優れる高強度鋼板を製造するため、鋼板の成分組成、組織および製造方法の観点から鋭意研究を重ねた結果、以下のことを見出した。
Ｃ量を０．１３〜０．２５％とし、マルテンサイトの面積率を６０〜９０％、ポリゴナルフェライトの面積率を５％超え４０％以下、残留オーステナイトの面積率を３％未満（０％を含む）、かつマルテンサイトの平均結晶粒径が１０μｍ以下、かつマルテンサイトの平均硬さがビッカース硬度で４５０以上６００以下、かつマルテンサイトの結晶粒径の標準偏差が４．０μｍ以下とすることによってＴＳが１３００ＭＰａ以上でかつ優れた延性および面内材質均一性を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。なお、面内材質均一性は、本発明では、ばらつき感受性の高い穴広げ率のばらつきで評価した。本発明は、このような知見に基づきなされたものであり、その要旨は次のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．１３〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜１．００％、Ｍｎ：１．５〜４．０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１〜１．５０％、Ｎ：０．００１〜０．０１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１００％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％を含有し、かつＴｉとＮの含有量が下記（１）式を満たし、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６０％以上９０％以下のマルテンサイト、および面積率で５％超え４０％以下のポリゴナルフェライト、および３％未満（０％を含む）の残留オーステナイトを含み、前記マルテンサイトの平均硬さがビッカース硬度で４５０以上６００以下、前記マルテンサイトの平均結晶粒径が１０μｍ以下、前記マルテンサイトの結晶粒径の標準偏差が４．０μｍ以下であるミクロ組織を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板；
［Ｔｉ］＞４［Ｎ］・・・（１）
ただし、式中の［Ｔｉ］はＴｉ含有量（質量％）、［Ｎ］はＮ含有量（質量％）を表す。
面積率で６０％以上９０％以下のマルテンサイト、および面積率で５％超え４０％以下のポリゴナルフェライト、および３％未満（０％を含む）の残留オーステナイトを含み、前記マルテンサイトの平均硬さがビッカース硬度で４５０以上６００以下、前記マルテンサイトの平均結晶粒径が１０μｍ以下、前記マルテンサイトの結晶粒径の標準偏差が４．０μｍ以下であるミクロ組織を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板；
［Ｔｉ］＞４［Ｎ］・・・（１）
ただし、式中の［Ｔｉ］はＴｉ含有量（質量％）、［Ｎ］はＮ含有量（質量％）を表す。
［２］さらに、質量％で、Ｃｒ：０．００５〜２．０００％、Ｍｏ：０．００５〜２．０００％、Ｖ：０．００５〜２．０００％、Ｎｉ：０．００５〜２．０００％、Ｃｕ：０．００５〜２．０００％、Ｎｂ：０．００５〜２．０００％から選ばれる少なくとも一種の元素を含有する前記［１］に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［３］さらに、質量％で、Ｃａ：０．００１〜０．００５％、ＲＥＭ：０．００１〜０．００５％から選ばれる少なくとも一種の元素を含有する前記［１］または［２］に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［４］前記［１］から［３］のいずれか１つに記載の成分組成を有する鋼スラブに、熱間圧延を施し、前記熱間圧延の仕上げ圧延終了後、６００〜７００℃での滞留時間の総計が１０秒以下となるように冷却し、平均巻取り温度が４００℃以上６００℃未満、かつ鋼板の板幅中央位置の板幅１００ｍｍの領域における巻取り温度の平均値と鋼板の板幅端位置の板幅１００ｍｍの領域における巻取り温度の平均値との差が７０℃以下となるように巻き取る熱延工程と、前記熱延工程で得た熱延板を２０％超えの圧下率で冷間圧延する冷延工程と、前記冷延工程で得た冷延板を、５℃／ｓ以上の平均加熱速度で７００℃以下に加熱し、次いで７２０℃以上８５０℃以下に１℃／ｓ以下の平均加熱速度で加熱し、７２０℃以上８５０℃以下で３０秒以上１０００秒以下保持する焼鈍工程と、前記焼鈍工程後の冷延板を３℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する冷却工程と、前記冷却工程後の冷延板に溶融亜鉛めっき処理を施す溶融亜鉛めっき工程と、前記溶融亜鉛めっき工程後の溶融亜鉛めっき板に（Ｍｓ点−５０℃）〜Ｍｓ点の温度域での滞留時間が２秒以上となる冷却を施すめっき後冷却工程と、を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［５］前記溶融亜鉛めっき工程の後、前記めっき後冷却工程の前に、前記溶融亜鉛めっき鋼板にめっきの合金化処理を施すめっき合金化工程を有する前記［４］に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［６］前記めっき後冷却工程後、さらに３５０℃以下の温度で焼戻し処理を施す焼戻し工程を有する前記［４］または［５］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、自動車部品用素材として好適な、引張強さ（ＴＳ）が１３００ＭＰａ以上で、かつ、延性および面内材質均一性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
以下に、本発明の詳細を説明する。なお、成分元素の含有量を表す「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
１）成分組成
Ｃ：０．１３〜０．２５％
Ｃは、マルテンサイトを生成させてＴＳを上昇させるために必要な元素である。Ｃ量が０．１３％未満では、マルテンサイトの強度が低くＴＳが１３００ＭＰａ以上を得ることができない。一方、Ｃ量が０．２５％を超えると局部伸び等の局部延性が低下する。したがって、Ｃ量は０．１３％以上０．２５％以下とする。好ましくは、Ｃ量は０．１４％以上０．２３％以下とする。
１）成分組成
Ｃ：０．１３〜０．２５％
Ｃは、マルテンサイトを生成させてＴＳを上昇させるために必要な元素である。Ｃ量が０．１３％未満では、マルテンサイトの強度が低くＴＳが１３００ＭＰａ以上を得ることができない。一方、Ｃ量が０．２５％を超えると局部伸び等の局部延性が低下する。したがって、Ｃ量は０．１３％以上０．２５％以下とする。好ましくは、Ｃ量は０．１４％以上０．２３％以下とする。
Ｓｉ：０．０１〜１．００％
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。こうした効果を得るにはＳｉ量を０．０１％以上とする必要がある。一方、Ｓｉの含有量が多くなりすぎると、めっき性や溶接性の劣化を招き、特に圧延負荷を増大させて製造性を阻害する。本発明では、主に圧延負荷の観点から１．００％まで許容できるため、Ｓｉ量は１．００％以下とする。したがって、Ｓｉ量は０．０１％以上１．００％以下とする。好ましくは、Ｓｉ量は０．０１％以上０．６０％以下、より好ましくは０．０１％以上０．４０％以下、さらに好ましくは０．０１％以上０．２０％以下とする。
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。こうした効果を得るにはＳｉ量を０．０１％以上とする必要がある。一方、Ｓｉの含有量が多くなりすぎると、めっき性や溶接性の劣化を招き、特に圧延負荷を増大させて製造性を阻害する。本発明では、主に圧延負荷の観点から１．００％まで許容できるため、Ｓｉ量は１．００％以下とする。したがって、Ｓｉ量は０．０１％以上１．００％以下とする。好ましくは、Ｓｉ量は０．０１％以上０．６０％以下、より好ましくは０．０１％以上０．４０％以下、さらに好ましくは０．０１％以上０．２０％以下とする。
Ｍｎ：１．５〜４．０％
Ｍｎは、鋼を固溶強化してＴＳを上昇させ、また、フェライト変態やベイナイト変態を抑制してマルテンサイトを生成させてＴＳを上昇させる元素である。こうした効果を十分に得るには、Ｍｎ量を１．５％以上にする必要がある。一方、Ｍｎ量が４．０％を超えると、介在物の増加が顕著になり、鋼の清浄度や局部延性低下の原因となる。したがって、Ｍｎ量は１．５％以上４．０％以下とする。好ましくは、Ｍｎ量は１．５％以上３．８％以下、より好ましくは１．８％以上３．５％以下とする。
Ｍｎは、鋼を固溶強化してＴＳを上昇させ、また、フェライト変態やベイナイト変態を抑制してマルテンサイトを生成させてＴＳを上昇させる元素である。こうした効果を十分に得るには、Ｍｎ量を１．５％以上にする必要がある。一方、Ｍｎ量が４．０％を超えると、介在物の増加が顕著になり、鋼の清浄度や局部延性低下の原因となる。したがって、Ｍｎ量は１．５％以上４．０％以下とする。好ましくは、Ｍｎ量は１．５％以上３．８％以下、より好ましくは１．８％以上３．５％以下とする。
Ｐ：０．１００％以下
Ｐは、粒界偏析により曲げ加工性させ、溶接性を劣化させるため、その量は極力低減することが望ましいが、０．１００％までは許容でき、製造コストの面などからＰ量は０．１００％以下とする。好ましくは、Ｐ量は０．０３％以下とする。下限は特に規定しないが、Ｐ量が０．００１％未満では生産能率の低下を招くため、Ｐ量は０．００１％以上が好ましい。
Ｐは、粒界偏析により曲げ加工性させ、溶接性を劣化させるため、その量は極力低減することが望ましいが、０．１００％までは許容でき、製造コストの面などからＰ量は０．１００％以下とする。好ましくは、Ｐ量は０．０３％以下とする。下限は特に規定しないが、Ｐ量が０．００１％未満では生産能率の低下を招くため、Ｐ量は０．００１％以上が好ましい。
Ｓ：０．０２％以下
Ｓは、ＭｎＳなどの介在物として存在して、溶接性を劣化させるため、そのＳ量は極力低減することが好ましいが、０．０２％までは許容でき、製造コストの面からＳ量は０．０２％以下とする。好ましくは、Ｓ量は０．００５％以下とする。下限は特に規定しないが、Ｓ量が０．０００５％未満では生産能率の低下を招くため、Ｓ量は０．０００５％以上が好ましい。
Ｓは、ＭｎＳなどの介在物として存在して、溶接性を劣化させるため、そのＳ量は極力低減することが好ましいが、０．０２％までは許容でき、製造コストの面からＳ量は０．０２％以下とする。好ましくは、Ｓ量は０．００５％以下とする。下限は特に規定しないが、Ｓ量が０．０００５％未満では生産能率の低下を招くため、Ｓ量は０．０００５％以上が好ましい。
Ａｌ：０．０１〜１．５０％
Ａｌは、フェライト安定化元素であり、適当なＭｎ量との組み合わせで安定的にフェライトとマルテンサイトの適正な相分率を得ることができ、また圧延負荷が小さく面内材質バラツキが小さくなるという利点がある。こうした効果を得るには、Ａｌ量を０．０１％以上にする必要がある。一方、Ａｌ量が１．５０％を超えると、連続鋳造時のスラブ割れの危険性や溶接不良が顕著になる。したがって、Ａｌ量は０．０１％以上１．５０％以下とする。好ましくは、Ａｌ量は０．０５％以上１．１０％以下、より好ましくは０．１５％以上０．８０％以下とする。
Ａｌは、フェライト安定化元素であり、適当なＭｎ量との組み合わせで安定的にフェライトとマルテンサイトの適正な相分率を得ることができ、また圧延負荷が小さく面内材質バラツキが小さくなるという利点がある。こうした効果を得るには、Ａｌ量を０．０１％以上にする必要がある。一方、Ａｌ量が１．５０％を超えると、連続鋳造時のスラブ割れの危険性や溶接不良が顕著になる。したがって、Ａｌ量は０．０１％以上１．５０％以下とする。好ましくは、Ａｌ量は０．０５％以上１．１０％以下、より好ましくは０．１５％以上０．８０％以下とする。
Ｎ：０．００１〜０．０１０％、
ＮはＴｉに固定され、Ｂの効果を引き出すために、［Ｔｉ］＞４［Ｎ］の範囲とする必要があるが、０．０１０％を超えるとＴｉＮが過剰になって、本発明のミクロ組織が得られない。一方、Ｎ量が０．００１％未満では生産能率の低下を招く。したがって、Ｎ量は０．００１〜０．０１０％とする。
ＮはＴｉに固定され、Ｂの効果を引き出すために、［Ｔｉ］＞４［Ｎ］の範囲とする必要があるが、０．０１０％を超えるとＴｉＮが過剰になって、本発明のミクロ組織が得られない。一方、Ｎ量が０．００１％未満では生産能率の低下を招く。したがって、Ｎ量は０．００１〜０．０１０％とする。
Ｔｉ：０．００５〜０．１００％
Ｔｉは、焼鈍時にフェライトの再結晶を抑制し、結晶粒を微細化するのに有効な元素である。こうした効果を得るには、Ｔｉ量を０．００５％以上にする必要がある。一方、Ｔｉ量が０．１００％を超えると、その効果は飽和し、コストアップをまねく。したがって、Ｔｉ量は０．００５％以上０．１００％以下とする。好ましくは、Ｔｉ量は、０．０１０％以上０．０８０％以下、より好ましくは０．０１０％以上０．０６０％以下とする。
Ｔｉは、焼鈍時にフェライトの再結晶を抑制し、結晶粒を微細化するのに有効な元素である。こうした効果を得るには、Ｔｉ量を０．００５％以上にする必要がある。一方、Ｔｉ量が０．１００％を超えると、その効果は飽和し、コストアップをまねく。したがって、Ｔｉ量は０．００５％以上０．１００％以下とする。好ましくは、Ｔｉ量は、０．０１０％以上０．０８０％以下、より好ましくは０．０１０％以上０．０６０％以下とする。
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％
Ｂは、粒界からのフェライトおよびベイナイトの核生成を抑制し、マルテンサイトを得るのに有効な元素である。こうした効果を十分に得るには、Ｂ量を０．０００５％以上にする必要がある。一方、Ｂ量が０．００５０％を超えると、その効果が飽和し、コストアップを招く。したがって、Ｂ量は０．０００５％以上０．００５０％以下とする。好ましくは、Ｂ量は０．０００５％以上０．００３０％以下、より好ましくは０．０００５％以上０．００２０％以下とする。
Ｂは、粒界からのフェライトおよびベイナイトの核生成を抑制し、マルテンサイトを得るのに有効な元素である。こうした効果を十分に得るには、Ｂ量を０．０００５％以上にする必要がある。一方、Ｂ量が０．００５０％を超えると、その効果が飽和し、コストアップを招く。したがって、Ｂ量は０．０００５％以上０．００５０％以下とする。好ましくは、Ｂ量は０．０００５％以上０．００３０％以下、より好ましくは０．０００５％以上０．００２０％以下とする。
［Ｔｉ］＞４［Ｎ］・・・（１）
ＴｉはＮを固定し、ＢＮの生成を抑制してＢの効果を引き出すのに有効な元素である。このような効果を得るにはＴｉの含有量［Ｔｉ］とＮの含有量［Ｎ］が、上記（１）式、すなわち、［Ｔｉ］＞４［Ｎ］を満たす必要がある。なお、ここで、式中の［Ｔｉ］はＴｉ含有量（質量％）、［Ｎ］はＮ含有量（質量％）である。
ＴｉはＮを固定し、ＢＮの生成を抑制してＢの効果を引き出すのに有効な元素である。このような効果を得るにはＴｉの含有量［Ｔｉ］とＮの含有量［Ｎ］が、上記（１）式、すなわち、［Ｔｉ］＞４［Ｎ］を満たす必要がある。なお、ここで、式中の［Ｔｉ］はＴｉ含有量（質量％）、［Ｎ］はＮ含有量（質量％）である。
残部はＦｅおよび不可避的不純物であるが、必要に応じて以下の元素を適宜含有させることができる。
Ｃｒ：０．００５〜２．０００％、Ｍｏ：０．００５〜２．０００％、Ｖ：０．００５〜２．０００％、Ｎｉ：０．００５〜２．０００％、Ｃｕ：０．００５〜２．０００％、Ｎｂ：０．００５〜２．０００％から選ばれる少なくとも一種の元素
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂはマルテンサイトなどの低温変態相を生成させ、高強度化に有効な元素であり、こうした効果を得るため、これらの元素から選ばれる少なくとも１種の元素を含有させることができる。Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂは、それぞれ０．００５％以上でこのような効果を得ることができるため、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂを含有する場合には、Ｃｒ量、Ｍｏ量、Ｖ量、Ｎｉ量、Ｃｕ量、Ｎｂ量はそれぞれ０．００５％以上とする。一方、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂのそれぞれの含有量が２．０００％を超えると、その効果が飽和し、コストアップを招く。したがって、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂを含有する場合には、Ｃｒ量、Ｍｏ量、Ｖ量、Ｎｉ量、Ｃｕ量、Ｎｂ量は、それぞれ２．０００％以下とする。よって、Ｃｒ量、Ｍｏ量、Ｖ量、Ｎｉ量、Ｃｕ量、Ｎｂ量はそれぞれ０．００５〜２．０００％とする。
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂはマルテンサイトなどの低温変態相を生成させ、高強度化に有効な元素であり、こうした効果を得るため、これらの元素から選ばれる少なくとも１種の元素を含有させることができる。Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂは、それぞれ０．００５％以上でこのような効果を得ることができるため、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂを含有する場合には、Ｃｒ量、Ｍｏ量、Ｖ量、Ｎｉ量、Ｃｕ量、Ｎｂ量はそれぞれ０．００５％以上とする。一方、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂのそれぞれの含有量が２．０００％を超えると、その効果が飽和し、コストアップを招く。したがって、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂを含有する場合には、Ｃｒ量、Ｍｏ量、Ｖ量、Ｎｉ量、Ｃｕ量、Ｎｂ量は、それぞれ２．０００％以下とする。よって、Ｃｒ量、Ｍｏ量、Ｖ量、Ｎｉ量、Ｃｕ量、Ｎｂ量はそれぞれ０．００５〜２．０００％とする。
Ｃａ：０．００１〜０．００５％、ＲＥＭ：０．００１〜０．００５％から選ばれる少なくとも一種
Ｃａ、ＲＥＭは、いずれも硫化物の形態制御により加工性を改善させるのに有効な元素である。こうした効果を得るため、Ｃａ、ＲＥＭから選ばれる少なくとも１種の元素を含有させることができる。Ｃａ、ＲＥＭは、それぞれ０．００１％以上でこのような効果を得ることができるため、Ｃａ、ＲＥＭを含有する場合には、Ｃａ量、ＲＥＭ量はそれぞれ０．００１％以上とする。一方、Ｃａ、ＲＥＭのそれぞれの含有量が０．００５％を超えると、鋼の清浄度に悪影響を及ぼし特性が低下するおそれがある。したがって、Ｃａ、ＲＥＭを含有する場合には、Ｃａ量、ＲＥＭ量はそれぞれ０．００５％以下とする。よって、Ｃａ量、ＲＥＭ量は、それぞれ０．００１〜０．００５％とする。
Ｃａ、ＲＥＭは、いずれも硫化物の形態制御により加工性を改善させるのに有効な元素である。こうした効果を得るため、Ｃａ、ＲＥＭから選ばれる少なくとも１種の元素を含有させることができる。Ｃａ、ＲＥＭは、それぞれ０．００１％以上でこのような効果を得ることができるため、Ｃａ、ＲＥＭを含有する場合には、Ｃａ量、ＲＥＭ量はそれぞれ０．００１％以上とする。一方、Ｃａ、ＲＥＭのそれぞれの含有量が０．００５％を超えると、鋼の清浄度に悪影響を及ぼし特性が低下するおそれがある。したがって、Ｃａ、ＲＥＭを含有する場合には、Ｃａ量、ＲＥＭ量はそれぞれ０．００５％以下とする。よって、Ｃａ量、ＲＥＭ量は、それぞれ０．００１〜０．００５％とする。
２）ミクロ組織
マルテンサイトの面積率：６０％以上９０％以下
マルテンサイトの面積率が６０％未満では、１３００ＭＰａ以上のＴＳを確保することが困難となり、１３００ＭＰａ以上のＴＳと優れた延性（伸び特性）の両立が困難となる。一方、マルテンサイトの面積率が９０％を超えると、均一伸び等の均一延性の低下が顕著になる。したがって、マルテンサイトの面積率は６０〜９０％、好ましくは６５〜９０％とする。なお、本発明において、マルテンサイトとはオートテンパードマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの両方またはいずれかであり、炭化物を含むマルテンサイトである。また、焼戻しマルテンサイトを多く含むほど局部延性が上昇する。
マルテンサイトの面積率：６０％以上９０％以下
マルテンサイトの面積率が６０％未満では、１３００ＭＰａ以上のＴＳを確保することが困難となり、１３００ＭＰａ以上のＴＳと優れた延性（伸び特性）の両立が困難となる。一方、マルテンサイトの面積率が９０％を超えると、均一伸び等の均一延性の低下が顕著になる。したがって、マルテンサイトの面積率は６０〜９０％、好ましくは６５〜９０％とする。なお、本発明において、マルテンサイトとはオートテンパードマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの両方またはいずれかであり、炭化物を含むマルテンサイトである。また、焼戻しマルテンサイトを多く含むほど局部延性が上昇する。
ポリゴナルフェライトの面積率：５％超え４０％以下
ポリゴナルフェライトの面積率が５％以下では均一伸びが低く、全伸びも低くなり、優れた延性を達成することができない。一方、ポリゴナルフェライトの面積率が４０％を超えると、１３００ＭＰａ以上のＴＳを確保することが困難となり、１３００ＭＰａ以上のＴＳと優れた延性（伸び特性）の両立が困難となる。したがって、ポリゴナルフェライトの面積率は５％超え４０％以下とする。好ましくは、ポリゴナルフェライトの面積率は５％超え３０％以下とする。
ポリゴナルフェライトの面積率が５％以下では均一伸びが低く、全伸びも低くなり、優れた延性を達成することができない。一方、ポリゴナルフェライトの面積率が４０％を超えると、１３００ＭＰａ以上のＴＳを確保することが困難となり、１３００ＭＰａ以上のＴＳと優れた延性（伸び特性）の両立が困難となる。したがって、ポリゴナルフェライトの面積率は５％超え４０％以下とする。好ましくは、ポリゴナルフェライトの面積率は５％超え３０％以下とする。
残留オーステナイトの面積率：３％未満（０％を含む）
残留オーステナイトは強度と局部伸びに好ましくないため、極力含まないことが好ましいが、本発明では面積率で３％未満まで許容できる。好ましくは、残留オーステナイトの面積率は２％未満である。
残留オーステナイトは強度と局部伸びに好ましくないため、極力含まないことが好ましいが、本発明では面積率で３％未満まで許容できる。好ましくは、残留オーステナイトの面積率は２％未満である。
マルテンサイトの平均硬さ：ビッカース硬度で４５０以上６００以下
マルテンサイトの平均硬さがビッカース硬度で４５０未満では、ＴＳが１３００ＭＰａ以上を得ることが困難となる。一方、マルテンサイトの平均硬さがビッカース硬度で６００を超えると局部伸びの低下が顕著になる。したがって、マルテンサイトの平均硬さはビッカース硬度で４５０以上６００以下とする。
マルテンサイトの平均硬さがビッカース硬度で４５０未満では、ＴＳが１３００ＭＰａ以上を得ることが困難となる。一方、マルテンサイトの平均硬さがビッカース硬度で６００を超えると局部伸びの低下が顕著になる。したがって、マルテンサイトの平均硬さはビッカース硬度で４５０以上６００以下とする。
マルテンサイトの平均結晶粒径：１０μｍ以下
マルテンサイトの平均結晶粒径が１０μｍを超えると局部延性の劣化が顕著になる。したがって、マルテンサイトの平均結晶粒径は１０μｍ以下、好ましくは８μｍ以下とする。なお、マルテンサイトの平均結晶粒径は、過剰に小さくなると均一伸びが低下することがあるため、１μｍ以上とすることが好ましい。
マルテンサイトの平均結晶粒径が１０μｍを超えると局部延性の劣化が顕著になる。したがって、マルテンサイトの平均結晶粒径は１０μｍ以下、好ましくは８μｍ以下とする。なお、マルテンサイトの平均結晶粒径は、過剰に小さくなると均一伸びが低下することがあるため、１μｍ以上とすることが好ましい。
マルテンサイトの結晶粒径の標準偏差：４．０μｍ以下
本発明において、主相であるマルテンサイトの結晶粒径のばらつきは面内材質均一性の重要な要素である。マルテンサイトの結晶粒径の標準偏差が４．０μｍを超えると、面内の材質ばらつきが顕著に大きくなる。したがって、マルテンサイトの結晶粒径の標準偏差は４．０μｍ以下、好ましくは３．０μｍ以下、より好ましくは２．０μｍ以下とする。
本発明において、主相であるマルテンサイトの結晶粒径のばらつきは面内材質均一性の重要な要素である。マルテンサイトの結晶粒径の標準偏差が４．０μｍを超えると、面内の材質ばらつきが顕著に大きくなる。したがって、マルテンサイトの結晶粒径の標準偏差は４．０μｍ以下、好ましくは３．０μｍ以下、より好ましくは２．０μｍ以下とする。
なお、上記したマルテンサイト、ポリゴナルフェライトおよび残留オーステナイト以外の相としてベイナイト、パーライト、フレッシュマルテンサイト等を含む場合もあるが、これらの相は強度と局部伸びの両立に好ましくない場合があるため、これらの相はその総計で２０％未満とすることが好ましく、上記したマルテンサイト、ポリゴナルフェライトおよび残留オーステナイトの面積率の合計を８０％超えとすることが好ましい。より好ましくは、上記したマルテンサイト、ポリゴナルフェライトおよび残留オーステナイト以外の組織の総計は１０％未満、すなわち、上記したマルテンサイト、ポリゴナルフェライトおよび残留オーステナイトの面積率の合計を９０％超えである。
ここで、マルテンサイト、ポリゴナルフェライトの面積率とは、観察面積に占める各相の面積の割合のことである。マルテンサイト、ポリゴナルフェライトの面積率は、鋼板の板幅中央部からサンプルを切出し、板厚断面を研磨後、３％ナイタールで腐食し、板厚１／４位置をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で１５００倍の倍率で３視野撮影し、得られた画像データからＭｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて各相の面積率を求め、視野の平均面積率を各相の面積率とした。前記画像データにおいて、ポリゴナルフェライトは黒色、マルテンサイトは炭化物を含む白色として区別できる。また、これらポリゴナルフェライトおよびマルテンサイト以外の相は黒または灰色の地に炭化物や島状マルテンサイト等を含む組織あるいは炭化物を含まない白色であるため、ポリゴナルフェライトおよびマルテンサイトと区別できる。なお、島状マルテンサイトは上記マルテンサイト相には含まれない。また、マルテンサイトの平均結晶粒径は面積率を求めた上記画像データについて、視野のマルテンサイトの面積の合計をマルテンサイトの個数で割って平均面積を求め、その１／２乗をマルテンサイトの平均粒径とした。また、マルテンサイトの結晶粒径の標準偏差は、上記の画像データの個々のマルテンサイトの粒について面積を求め、その１／２乗をその粒の粒径として、得られた全てのマルテンサイト粒径の標準偏差をマルテンサイトの結晶粒径の標準偏差とした。
また、残留オーステナイトの面積率は、鋼板を板厚の１／４位置まで研削後、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(フェライト)の各面からの積分反射強度に対するｆｃｃ鉄(オーステナイト)各面からの積分反射強度の強度比から体積率を求め、これを残留オーステナイトの面積率とした。
なお、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、表面に溶融亜鉛めっき層を備えるものであり、溶融亜鉛めっき層の付着量等は特に限定されるものではなく、また、合金化溶融亜鉛めっき層をそなえるようにしてもよい。なお、好ましくは、めっき付着量は、３５〜４５ｇ／ｍ２である。
３）製造条件
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、例えば、上記の成分組成を有する鋼スラブに、熱間圧延を施し、前記熱間圧延の仕上げ圧延終了後、６００〜７００℃での滞留時間の総計が１０秒以下となるように冷却し、平均巻取り温度が４００℃以上６００℃未満、かつ鋼板の板幅中央位置の板幅１００ｍｍの領域における巻取り温度の平均値と鋼板の板幅端位置の板幅１００ｍｍの領域における巻取り温度の平均値との差が７０℃以下となるように巻き取り熱延板とする熱延工程と、前記熱延板を２０％超えの圧下率で冷間圧延して冷延板とする冷延工程と、前記冷延板を、５℃／ｓ以上の平均加熱速度で７００℃以下に加熱し、次いで７２０℃以上８５０℃以下に１℃／ｓ以下の平均加熱速度で加熱し、７２０℃以上８５０℃以下で３０秒以上１０００秒以下保持する焼鈍工程と、前記焼鈍工程後の冷延板を３℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する冷却工程と、前記冷却工程後の冷延板に溶融亜鉛めっき処理を施し溶融亜鉛めっき板とする溶融亜鉛めっき工程と、前記溶融亜鉛めっき板に（Ｍｓ点−５０℃）〜Ｍｓ点の温度域での滞留時間が２秒以上となる冷却を施すめっき後冷却工程とを施すことにより製造することができる。また、前記溶融亜鉛めっき工程の後、めっき後冷却工程の前に、さらにめっきの合金化処理を施すめっき合金化処理工程を施してもよい。また、前記めっき後冷却工程後に３５０℃以下の温度で焼戻し処理を施す焼戻し工程を施してもよい。
以下、上記の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造条件について、詳細に説明する。
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、例えば、上記の成分組成を有する鋼スラブに、熱間圧延を施し、前記熱間圧延の仕上げ圧延終了後、６００〜７００℃での滞留時間の総計が１０秒以下となるように冷却し、平均巻取り温度が４００℃以上６００℃未満、かつ鋼板の板幅中央位置の板幅１００ｍｍの領域における巻取り温度の平均値と鋼板の板幅端位置の板幅１００ｍｍの領域における巻取り温度の平均値との差が７０℃以下となるように巻き取り熱延板とする熱延工程と、前記熱延板を２０％超えの圧下率で冷間圧延して冷延板とする冷延工程と、前記冷延板を、５℃／ｓ以上の平均加熱速度で７００℃以下に加熱し、次いで７２０℃以上８５０℃以下に１℃／ｓ以下の平均加熱速度で加熱し、７２０℃以上８５０℃以下で３０秒以上１０００秒以下保持する焼鈍工程と、前記焼鈍工程後の冷延板を３℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する冷却工程と、前記冷却工程後の冷延板に溶融亜鉛めっき処理を施し溶融亜鉛めっき板とする溶融亜鉛めっき工程と、前記溶融亜鉛めっき板に（Ｍｓ点−５０℃）〜Ｍｓ点の温度域での滞留時間が２秒以上となる冷却を施すめっき後冷却工程とを施すことにより製造することができる。また、前記溶融亜鉛めっき工程の後、めっき後冷却工程の前に、さらにめっきの合金化処理を施すめっき合金化処理工程を施してもよい。また、前記めっき後冷却工程後に３５０℃以下の温度で焼戻し処理を施す焼戻し工程を施してもよい。
以下、上記の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造条件について、詳細に説明する。
（熱延工程）
熱間圧延の仕上げ圧延終了後、６００〜７００℃での滞留時間の総計が１０秒以下
上記した成分組成を有する鋼スラブは、熱延工程にて、熱間圧延、冷却、巻き取りを施されて、熱延板とされる。熱間圧延後に冷却を施す際、熱間圧延の仕上げ圧延終了後、６００〜７００℃における滞留時間が１０秒を超えるとＢ炭化物等のＢを含む化合物が生成して、鋼中の固溶Ｂが低下し、熱延板にフェライトが混入して焼鈍後の組織不均一を招くとともに焼鈍時のＢの効果が減退して本発明の組織が得られなくなる。したがって、熱間圧延の仕上げ圧延終了後、６００〜７００℃での滞留時間の総計は１０秒以下とし、好ましくは８秒以下とする。
熱間圧延の仕上げ圧延終了後、６００〜７００℃での滞留時間の総計が１０秒以下
上記した成分組成を有する鋼スラブは、熱延工程にて、熱間圧延、冷却、巻き取りを施されて、熱延板とされる。熱間圧延後に冷却を施す際、熱間圧延の仕上げ圧延終了後、６００〜７００℃における滞留時間が１０秒を超えるとＢ炭化物等のＢを含む化合物が生成して、鋼中の固溶Ｂが低下し、熱延板にフェライトが混入して焼鈍後の組織不均一を招くとともに焼鈍時のＢの効果が減退して本発明の組織が得られなくなる。したがって、熱間圧延の仕上げ圧延終了後、６００〜７００℃での滞留時間の総計は１０秒以下とし、好ましくは８秒以下とする。
平均巻取り温度：４００℃以上６００℃未満
平均巻取り温度が６００℃以上となると、Ｂ炭化物等のＢを含む化合物が生成して、鋼中の固溶Ｂが低下し、熱延板にフェライトが混入して焼鈍後の組織不均一を招くとともに焼鈍時のＢの効果が減退して本発明の組織が得られなくなる。一方、平均巻取り温度が４００℃未満では鋼板の形状が悪化する。したがって、平均巻取り温度は４００℃以上６００℃未満とする。なお、ここで、平均巻取り温度とは、板幅中央部の全長の巻取り温度の平均値であり、すなわち板幅中央部の巻取り温度を、鋼板の全長において平均化した温度である。
平均巻取り温度が６００℃以上となると、Ｂ炭化物等のＢを含む化合物が生成して、鋼中の固溶Ｂが低下し、熱延板にフェライトが混入して焼鈍後の組織不均一を招くとともに焼鈍時のＢの効果が減退して本発明の組織が得られなくなる。一方、平均巻取り温度が４００℃未満では鋼板の形状が悪化する。したがって、平均巻取り温度は４００℃以上６００℃未満とする。なお、ここで、平均巻取り温度とは、板幅中央部の全長の巻取り温度の平均値であり、すなわち板幅中央部の巻取り温度を、鋼板の全長において平均化した温度である。
鋼板の板幅中央位置の板幅１００ｍｍの領域における巻取り温度の平均値と鋼板の板幅端位置の板幅１００ｍｍの領域における巻取り温度の平均値との差：７０℃以下
熱間圧延後の鋼板の板幅方向の端部は一般に冷却されやすく、板幅中央部に比べて温度が低くなる。本発明においては、巻き取り直前での鋼板の板幅端位置の板幅１００ｍｍの領域における巻取り温度の平均値が、鋼板の板幅中央位置の板幅１００ｍｍの領域における巻取り温度の平均値に比べて７０℃を超えて低くなると、板幅端部付近の熱延板組織に含まれるマルテンサイトの増加が顕著になり、焼鈍後の組織の粒径ばらつきが大きくなって本発明のミクロ組織が得られない。なお、ここで、鋼板の板幅端位置の板幅１００ｍｍの領域とは、鋼板の板幅方向の最端部から板幅の中央部方向に１００ｍｍまでの領域であり、鋼板の板幅中央位置の板幅１００ｍｍの領域とは、鋼板の板幅方向中央を中心とした板幅方向１００ｍｍの領域である。したがって、鋼板の板幅中央位置の板幅１００ｍｍの領域における巻取り温度の平均値と鋼板の板幅端位置の板幅１００ｍｍの領域における巻取り温度の平均値との差は７０℃以下とする。好ましくは、鋼板の板幅中央位置の板幅１００ｍｍの領域における巻取り温度の平均値と鋼板の板幅端位置の板幅１００ｍｍの領域における巻取り温度の平均値との差は５０℃以下とする。温度の均一化の方法は問わないが、例えば冷却の際にコイル両端のマスキング等の制御により実現できる。なお、ここで、巻取り温度の平均値とはコイル長手全長の巻取り温度の平均値であり、幅中央位置の１００ｍｍの領域とは幅中央位置から±５０ｍｍ領域であり、板幅端位置の板幅１００ｍｍの領域の平均巻取り温度は板両端から１００ｍｍのうち平均巻取り温度が低い方とした。また、上記の巻取り温度については、例えば、放射温度計等を用いて測定することができる。
熱間圧延後の鋼板の板幅方向の端部は一般に冷却されやすく、板幅中央部に比べて温度が低くなる。本発明においては、巻き取り直前での鋼板の板幅端位置の板幅１００ｍｍの領域における巻取り温度の平均値が、鋼板の板幅中央位置の板幅１００ｍｍの領域における巻取り温度の平均値に比べて７０℃を超えて低くなると、板幅端部付近の熱延板組織に含まれるマルテンサイトの増加が顕著になり、焼鈍後の組織の粒径ばらつきが大きくなって本発明のミクロ組織が得られない。なお、ここで、鋼板の板幅端位置の板幅１００ｍｍの領域とは、鋼板の板幅方向の最端部から板幅の中央部方向に１００ｍｍまでの領域であり、鋼板の板幅中央位置の板幅１００ｍｍの領域とは、鋼板の板幅方向中央を中心とした板幅方向１００ｍｍの領域である。したがって、鋼板の板幅中央位置の板幅１００ｍｍの領域における巻取り温度の平均値と鋼板の板幅端位置の板幅１００ｍｍの領域における巻取り温度の平均値との差は７０℃以下とする。好ましくは、鋼板の板幅中央位置の板幅１００ｍｍの領域における巻取り温度の平均値と鋼板の板幅端位置の板幅１００ｍｍの領域における巻取り温度の平均値との差は５０℃以下とする。温度の均一化の方法は問わないが、例えば冷却の際にコイル両端のマスキング等の制御により実現できる。なお、ここで、巻取り温度の平均値とはコイル長手全長の巻取り温度の平均値であり、幅中央位置の１００ｍｍの領域とは幅中央位置から±５０ｍｍ領域であり、板幅端位置の板幅１００ｍｍの領域の平均巻取り温度は板両端から１００ｍｍのうち平均巻取り温度が低い方とした。また、上記の巻取り温度については、例えば、放射温度計等を用いて測定することができる。
（冷延工程）
冷間圧延の圧下率：２０％超え
熱間圧延工程で得た熱延板は、冷延工程にて冷間圧延を施し、冷延板とする。冷間圧延の圧下率が２０％以下では、焼鈍の際に表層と内部のひずみに差が生じやすく、結晶粒径の不均一をまねくため本発明の組織が得られず、また、局部延性も劣化する。したがって、冷間圧延の圧下率は２０％超えとする。好ましくは、冷間圧延の圧下率は３０％以上とする。なお、上限は特に規定しないが、形状の安定性等の観点から、冷間圧延の圧下率は９０％以下が好ましい。
冷間圧延の圧下率：２０％超え
熱間圧延工程で得た熱延板は、冷延工程にて冷間圧延を施し、冷延板とする。冷間圧延の圧下率が２０％以下では、焼鈍の際に表層と内部のひずみに差が生じやすく、結晶粒径の不均一をまねくため本発明の組織が得られず、また、局部延性も劣化する。したがって、冷間圧延の圧下率は２０％超えとする。好ましくは、冷間圧延の圧下率は３０％以上とする。なお、上限は特に規定しないが、形状の安定性等の観点から、冷間圧延の圧下率は９０％以下が好ましい。
（焼鈍工程）
５℃／ｓ以上の平均加熱速度で７００℃以下に加熱
冷延工程で得た冷延板には、焼鈍工程を施す。焼鈍工程において７００℃以下に加熱する際の平均加熱速度が５℃／ｓ未満では炭化物が粗大化して焼鈍後にも溶け残り、マルテンサイトの硬度低下や過剰なフェライトおよびベイナイトの生成を招く。したがって、該平均加熱速度は５℃／ｓ以上とする。上限は特に規定しないが、生産安定性の観点から５００℃／ｓ以下が好ましい。また、このような加熱速度で加熱したときの到達温度（加熱到達温度）が７００℃を超えると、オーステナイトの生成が急激かつ不均一に起こり本発明の組織が得られない。したがって、平均加熱速度を５℃／ｓ以上として７００℃以下に加熱する。加熱到達温度の下限は特に規定しないが、５５０℃未満では生産性を阻害するため、５５０℃以上とすることが好ましい。なお、ここで、平均加熱速度は加熱開始温度から上記加熱到達温度までの平均加熱速度である。
５℃／ｓ以上の平均加熱速度で７００℃以下に加熱
冷延工程で得た冷延板には、焼鈍工程を施す。焼鈍工程において７００℃以下に加熱する際の平均加熱速度が５℃／ｓ未満では炭化物が粗大化して焼鈍後にも溶け残り、マルテンサイトの硬度低下や過剰なフェライトおよびベイナイトの生成を招く。したがって、該平均加熱速度は５℃／ｓ以上とする。上限は特に規定しないが、生産安定性の観点から５００℃／ｓ以下が好ましい。また、このような加熱速度で加熱したときの到達温度（加熱到達温度）が７００℃を超えると、オーステナイトの生成が急激かつ不均一に起こり本発明の組織が得られない。したがって、平均加熱速度を５℃／ｓ以上として７００℃以下に加熱する。加熱到達温度の下限は特に規定しないが、５５０℃未満では生産性を阻害するため、５５０℃以上とすることが好ましい。なお、ここで、平均加熱速度は加熱開始温度から上記加熱到達温度までの平均加熱速度である。
７２０℃以上８５０℃以下に１℃／ｓ以下の平均加熱速度で加熱
前記加熱到達温度まで加熱した後、７２０℃以上８５０℃以下の焼鈍温度に平均加熱速度を１℃／ｓ以下として加熱する。前記加熱到達温度からの平均加熱速度が１℃／ｓを超えると、オーステナイト粒径が不均一になり本発明のミクロ組織が得られない。したがって、前記加熱到達温度まで加熱した後、７２０℃以上８５０℃以下に加熱する際の平均加熱速度は１℃／ｓ以下とする。なお、ここで、平均加熱速度は前記加熱到達温度から焼鈍温度までの平均加熱速度である。
前記加熱到達温度まで加熱した後、７２０℃以上８５０℃以下の焼鈍温度に平均加熱速度を１℃／ｓ以下として加熱する。前記加熱到達温度からの平均加熱速度が１℃／ｓを超えると、オーステナイト粒径が不均一になり本発明のミクロ組織が得られない。したがって、前記加熱到達温度まで加熱した後、７２０℃以上８５０℃以下に加熱する際の平均加熱速度は１℃／ｓ以下とする。なお、ここで、平均加熱速度は前記加熱到達温度から焼鈍温度までの平均加熱速度である。
７２０℃以上８５０℃以下で３０秒以上１０００秒以下保持
焼鈍温度が７２０℃未満ではオーステナイトの生成が不十分となり、フェライトが過剰に生成して本発明のミクロ組織が得られない。一方、焼鈍温度が８５０℃を超えると、オーステナイト粒が粗大になり、またフェライトが消失して本発明のミクロ組織が得られない。したがって、焼鈍温度は７２０℃以上８５０℃以下とする。好ましくは、焼鈍温度は７５０℃以上８３０℃以下とする。また、焼鈍温度である７２０℃以上８５０℃以下での保持時間（焼鈍保持時間）が３０秒未満ではオーステナイトの生成が不十分なり、本発明のミクロ組織が得られない。一方、該保持時間が１０００秒を超えるとオーステナイト粒が粗大になり、本発明のミクロ組織が得られない。したがって、７２０℃以上８５０℃以下での保持時間は３０秒以上１０００秒以下とする。好ましくは、該保持時間は３０秒以上５００秒以下とする。
焼鈍温度が７２０℃未満ではオーステナイトの生成が不十分となり、フェライトが過剰に生成して本発明のミクロ組織が得られない。一方、焼鈍温度が８５０℃を超えると、オーステナイト粒が粗大になり、またフェライトが消失して本発明のミクロ組織が得られない。したがって、焼鈍温度は７２０℃以上８５０℃以下とする。好ましくは、焼鈍温度は７５０℃以上８３０℃以下とする。また、焼鈍温度である７２０℃以上８５０℃以下での保持時間（焼鈍保持時間）が３０秒未満ではオーステナイトの生成が不十分なり、本発明のミクロ組織が得られない。一方、該保持時間が１０００秒を超えるとオーステナイト粒が粗大になり、本発明のミクロ組織が得られない。したがって、７２０℃以上８５０℃以下での保持時間は３０秒以上１０００秒以下とする。好ましくは、該保持時間は３０秒以上５００秒以下とする。
（冷却工程）
３℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却
前記焼鈍工程後の冷延板には、３℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する冷却工程を施し、溶融亜鉛めっきを施す。該平均冷却速度が３℃／ｓ未満では冷却中や保持中にフェライトやベイナイトが過剰に生成して本発明のミクロ組織が得られない。したがって、該平均冷却速度は３℃／ｓ以上とする。好ましくは５℃／ｓ以上とする。なお、該平均冷却速度の上限は、冷却ムラによる形状不良抑制などの観点から、１００℃／ｓ以下とすることが好ましい。また、ここで、平均冷却速度は焼鈍温度から冷却停止温度（鋼板のめっき浴侵入時の板温）までの平均冷却速度である。
３℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却
前記焼鈍工程後の冷延板には、３℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する冷却工程を施し、溶融亜鉛めっきを施す。該平均冷却速度が３℃／ｓ未満では冷却中や保持中にフェライトやベイナイトが過剰に生成して本発明のミクロ組織が得られない。したがって、該平均冷却速度は３℃／ｓ以上とする。好ましくは５℃／ｓ以上とする。なお、該平均冷却速度の上限は、冷却ムラによる形状不良抑制などの観点から、１００℃／ｓ以下とすることが好ましい。また、ここで、平均冷却速度は焼鈍温度から冷却停止温度（鋼板のめっき浴侵入時の板温）までの平均冷却速度である。
（溶融亜鉛めっき工程）・（めっき合金化工程）
前記冷却工程後の冷延板には、溶融亜鉛めっき工程にて溶融亜鉛めっき処理を施し、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成して溶融亜鉛めっき板とする。溶融亜鉛めっき処理は、常法にしたがい行えばよい。なお、溶融亜鉛めっき処理は、上記により得られた鋼板（冷延板）を４４０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に浸漬し、その後、ガスワイピングなどによってめっき付着量を調整して行うことが好ましい。さらに溶融亜鉛めっき処理の後、めっき合金化工程として溶融亜鉛めっき層を合金化するめっきの合金化処理を施す場合は、４６０℃以上５８０℃以下の温度域に１秒以上４０秒以下保持して合金化することが好ましい。溶融亜鉛めっきはＡｌ量が０．０８〜０．２５質量％である亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。
前記冷却工程後の冷延板には、溶融亜鉛めっき工程にて溶融亜鉛めっき処理を施し、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成して溶融亜鉛めっき板とする。溶融亜鉛めっき処理は、常法にしたがい行えばよい。なお、溶融亜鉛めっき処理は、上記により得られた鋼板（冷延板）を４４０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に浸漬し、その後、ガスワイピングなどによってめっき付着量を調整して行うことが好ましい。さらに溶融亜鉛めっき処理の後、めっき合金化工程として溶融亜鉛めっき層を合金化するめっきの合金化処理を施す場合は、４６０℃以上５８０℃以下の温度域に１秒以上４０秒以下保持して合金化することが好ましい。溶融亜鉛めっきはＡｌ量が０．０８〜０．２５質量％である亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。
（めっき後冷却工程）
（Ｍｓ点−５０℃）〜Ｍｓ点の温度域での滞留時間が２秒以上となる冷却
前記溶融亜鉛めっき工程で得た溶融亜鉛めっき板、あるいはさらにめっき合金化工程を施して得た合金化溶融亜鉛めっき板に、（Ｍｓ点−５０℃）〜Ｍｓ点の温度域での滞留時間が２秒以上となる冷却を施す。すなわち、前記溶融亜鉛めっき処理あるいはさらにめっきの合金化処理を施した後、引き続き（Ｍｓ点−５０℃）〜Ｍｓ点の温度域での滞留時間が２秒以上となる冷却を施す。（Ｍｓ点−５０℃）以上Ｍｓ点以下の温度域での滞留時間が２秒未満では、鋼板中のマルテンサイトのオートテンパーが不十分となり、局部延性が劣化する。したがって、（Ｍｓ点−５０℃）以上Ｍｓ点以下の温度域での滞留時間は２秒以上とする。好ましくは、（Ｍｓ点−５０℃）以上Ｍｓ点以下の温度域での滞留時間は５秒以上とする。なお、ここでＭｓ点とはマルテンサイト変態が開始する温度である。また、オートテンパーとは生成したマルテンサイトが冷却中に焼き戻される現象である。本発明において、Ｍｓ点は冷却中のサンプルの膨張測定により求める。
（Ｍｓ点−５０℃）〜Ｍｓ点の温度域での滞留時間が２秒以上となる冷却
前記溶融亜鉛めっき工程で得た溶融亜鉛めっき板、あるいはさらにめっき合金化工程を施して得た合金化溶融亜鉛めっき板に、（Ｍｓ点−５０℃）〜Ｍｓ点の温度域での滞留時間が２秒以上となる冷却を施す。すなわち、前記溶融亜鉛めっき処理あるいはさらにめっきの合金化処理を施した後、引き続き（Ｍｓ点−５０℃）〜Ｍｓ点の温度域での滞留時間が２秒以上となる冷却を施す。（Ｍｓ点−５０℃）以上Ｍｓ点以下の温度域での滞留時間が２秒未満では、鋼板中のマルテンサイトのオートテンパーが不十分となり、局部延性が劣化する。したがって、（Ｍｓ点−５０℃）以上Ｍｓ点以下の温度域での滞留時間は２秒以上とする。好ましくは、（Ｍｓ点−５０℃）以上Ｍｓ点以下の温度域での滞留時間は５秒以上とする。なお、ここでＭｓ点とはマルテンサイト変態が開始する温度である。また、オートテンパーとは生成したマルテンサイトが冷却中に焼き戻される現象である。本発明において、Ｍｓ点は冷却中のサンプルの膨張測定により求める。
（焼戻し工程）
上記しためっき後冷却工程の後、焼戻し工程を施すこともできる。めっき後冷却工程の後、３５０℃以下の焼戻し温度に再加熱することで局部延性をさらに向上させることができる。焼戻し温度が３５０℃を超えるとめっき品質が劣化するため、焼戻し温度は３５０℃以下とする必要がある。焼戻し処理は連続焼鈍炉、箱型焼鈍炉等いずれの方法でもかまわないが、鋼板をコイル形状に巻き取った状態で焼戻し処理する場合などのように、鋼板同士の接触がある場合は、凝着抑制等の観点から焼戻し時間は２４時間以下とすることが好ましい。なお、焼戻し時間は１秒以上とすることが好ましい。
上記しためっき後冷却工程の後、焼戻し工程を施すこともできる。めっき後冷却工程の後、３５０℃以下の焼戻し温度に再加熱することで局部延性をさらに向上させることができる。焼戻し温度が３５０℃を超えるとめっき品質が劣化するため、焼戻し温度は３５０℃以下とする必要がある。焼戻し処理は連続焼鈍炉、箱型焼鈍炉等いずれの方法でもかまわないが、鋼板をコイル形状に巻き取った状態で焼戻し処理する場合などのように、鋼板同士の接触がある場合は、凝着抑制等の観点から焼戻し時間は２４時間以下とすることが好ましい。なお、焼戻し時間は１秒以上とすることが好ましい。
また、溶融亜鉛めっき処理あるいはさらにめっきの合金化処理を施した後の鋼板には、形状矯正や表面粗度の調整などを目的に調質圧延を行うことができる。また、樹脂や油脂コーティングなどの各種塗装処理を施すこともできる。
なお、上記した以外の製造の条件は、特に限定しないが、以下の条件で行うのが好ましい。
鋼スラブは、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。鋼スラブを熱間圧延するには、鋼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、鋼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。鋼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、鋼スラブの加熱温度は１３００℃以下とすることが好ましい。
鋼スラブを熱間圧延する時は、鋼スラブの加熱温度を低くしても圧延時のトラブルを防止する観点から、熱間圧延の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、熱間圧延の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。熱間圧延の仕上げ圧延は、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。
また、巻取り後の鋼板は、常法に従い、スケールを酸洗などにより除去した後、上記の条件で冷間圧延を施すことが好ましい。
表１に示す成分組成の鋼を真空溶解炉により溶製し、連続鋳造法により鋼スラブとした。なお、表１中、鋼Ｊの［Ｔｉ］／４［Ｎ］は１．０であるが、より詳細には１．００超え１．０５未満であることを指す。これらの鋼スラブを１２００℃に加熱後、粗圧延し仕上げ圧延する熱間圧延を施し、表２に示す条件で冷却して巻取り、熱延鋼帯（熱延板）とした。次いで、得られた熱延板を表２に示す冷間圧下率で１．４ｍｍまで冷間圧延して冷延鋼帯（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て、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Ｎｏ．１〜２９を作製した。溶融亜鉛めっき鋼板は４６０℃のめっき浴中に浸漬し、付着量３５〜４５ｇ／ｍ２の亜鉛めっき層を形成させ、合金化溶融亜鉛めっき鋼板は亜鉛めっき層形成後、４６０〜５８０℃で合金化処理を行うことで作製した。そして、得られためっき鋼板に０．２％のスキンパス圧延（調質圧延）を施した後、以下の試験方法にしたがい、ミクロ組織観察を行い、また、引張特性、面内材質均一性および硬度を求めた。また、めっき性は表面外観を目視観察して５段階評価（１：不めっき多数、２：一部不めっき、３：不めっきは無いがスケール模様が明瞭に認められる、４：不めっきは無いがスケール模様が僅かにみとめられる、５：不めっきやスケール模様は認められない）を行い、３以上を良好とした。好ましくは４以上、より好ましくは５である。また、形状不良の原因となる圧延負荷は熱延の線荷重と冷延の線荷重の積で評価し、４００００００ｋｇｆ２／ｍｍ２未満を良好とした。好ましくは、３００００００ｋｇｆ２／ｍｍ２以下である。
＜ミクロ組織観察＞
鋼板の板幅中央部からサンプルを切出し、板厚断面を研磨後、３％ナイタールで腐食し、板厚１／４位置をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で１５００倍の倍率で３視野撮影し、得られた画像データからＭｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて各相の面積率を求め、視野の平均面積率を各相の面積率とした。前記画像データにおいて、ポリゴナルフェライトは黒色、マルテンサイトは炭化物を含む白色として区別できる。また、これらポリゴナルフェライトおよびマルテンサイト以外の相は黒または灰色の地に炭化物や島状マルテンサイト等を含む組織あるいは炭化物を含まない白色であるため、ポリゴナルフェライトおよびマルテンサイトと区別できる。なお、島状マルテンサイトは上記マルテンサイト相に含まれない。また、マルテンサイトの平均結晶粒径は面積率を求めた上記画像データについて、視野のマルテンサイトの面積の合計をマルテンサイトの個数で割って平均面積を求め、その１／２乗をマルテンサイトの平均粒径とした。また、マルテンサイトの結晶粒径の標準偏差は、上記の画像データの個々のマルテンサイトの粒について面積を求め、その１／２乗をその粒の粒径として、得られた全てのマルテンサイト粒径の標準偏差をマルテンサイトの結晶粒径の標準偏差とした。
鋼板の板幅中央部からサンプルを切出し、板厚断面を研磨後、３％ナイタールで腐食し、板厚１／４位置をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で１５００倍の倍率で３視野撮影し、得られた画像データからＭｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて各相の面積率を求め、視野の平均面積率を各相の面積率とした。前記画像データにおいて、ポリゴナルフェライトは黒色、マルテンサイトは炭化物を含む白色として区別できる。また、これらポリゴナルフェライトおよびマルテンサイト以外の相は黒または灰色の地に炭化物や島状マルテンサイト等を含む組織あるいは炭化物を含まない白色であるため、ポリゴナルフェライトおよびマルテンサイトと区別できる。なお、島状マルテンサイトは上記マルテンサイト相に含まれない。また、マルテンサイトの平均結晶粒径は面積率を求めた上記画像データについて、視野のマルテンサイトの面積の合計をマルテンサイトの個数で割って平均面積を求め、その１／２乗をマルテンサイトの平均粒径とした。また、マルテンサイトの結晶粒径の標準偏差は、上記の画像データの個々のマルテンサイトの粒について面積を求め、その１／２乗をその粒の粒径として、得られた全てのマルテンサイト粒径の標準偏差をマルテンサイトの結晶粒径の標準偏差とした。
また、残留オーステナイトの面積率は、鋼板を板厚の１／４位置まで研削後、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（フェライト）の各面からの積分反射強度に対するｆｃｃ鉄（オーステナイト）各面からの積分反射強度の強度比から体積率を求め、これを残留オーステナイトの面積率とした。
＜引張試験＞
鋼板の板幅中央部より圧延方向に平行にＪＩＳ５号引張試験片（ＪＩＳ Ｚ２２０１）を採取し、歪速度を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、均一伸びおよび局部伸びを求めた。なお、均一延性は均一伸びで、局部延性は局部伸びで評価した。
鋼板の板幅中央部より圧延方向に平行にＪＩＳ５号引張試験片（ＪＩＳ Ｚ２２０１）を採取し、歪速度を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、均一伸びおよび局部伸びを求めた。なお、均一延性は均一伸びで、局部延性は局部伸びで評価した。
＜面内材質均一性＞
鋼板の板幅の両端部、板幅１／４部、板幅３／４部および板幅中央部よりそれぞれ１５０ｍｍ×１５０ｍｍの試験片を３枚採取し、ＪＦＳＴ １００１（鉄連規格）に準拠して穴拡げ試験を行い、得られた計１５の穴拡げ率λ（％）の標準偏差（σ（λ））を計算し、この値が４％以上となるものを面内材質均一性劣位として評価した。
鋼板の板幅の両端部、板幅１／４部、板幅３／４部および板幅中央部よりそれぞれ１５０ｍｍ×１５０ｍｍの試験片を３枚採取し、ＪＦＳＴ １００１（鉄連規格）に準拠して穴拡げ試験を行い、得られた計１５の穴拡げ率λ（％）の標準偏差（σ（λ））を計算し、この値が４％以上となるものを面内材質均一性劣位として評価した。
＜硬度試験＞
圧延方向に対して平行方向を断面とする幅が１０ｍｍ、長さが１５ｍｍの試験片を採取し、表面から深さ方向（板厚方向）に２００μｍ位置におけるマルテンサイトのビッカース硬度測定を行った。荷重は１００ｇで５点測定し、最大値と最小値を除いた３点のビッカース硬度（Ｈｖ）の平均値を、硬度Ｈｖとした。
圧延方向に対して平行方向を断面とする幅が１０ｍｍ、長さが１５ｍｍの試験片を採取し、表面から深さ方向（板厚方向）に２００μｍ位置におけるマルテンサイトのビッカース硬度測定を行った。荷重は１００ｇで５点測定し、最大値と最小値を除いた３点のビッカース硬度（Ｈｖ）の平均値を、硬度Ｈｖとした。
結果を表３に示す。本発明ではＴＳが１３００ＭＰａ以上で高強度を有し、均一伸びが５．５％以上と均一延性に優れ、かつ局部伸びが３％以上と局部延性に優れ、優れた延性を有し、かつ穴広げ率λ（％）の標準偏差が４％未満で、優れた面内材質均一性を有することが確認できる。また、熱延線荷重×冷延線荷重が形状不良を招かない４００００００ｋｇｆ２／ｍｍ２未満である。
＜めっき品質＞
めっき品質は次の５段階で評価し、３以上を合格とした。
１：不めっき多数有り
２：一部不めっき有り
３：不めっきは無いが、明瞭なスケール模様多数有り
４：不めっきは無いが、僅かにスケール模様有り
５：不めっきもスケール模様も無し
したがって、本発明例によれば、延性および面内材質均一性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られ、自動車の軽量化に寄与し、自動車車体の高性能化に大きく寄与するという優れた効果を奏することができることが確認できた。
＜めっき品質＞
めっき品質は次の５段階で評価し、３以上を合格とした。
１：不めっき多数有り
２：一部不めっき有り
３：不めっきは無いが、明瞭なスケール模様多数有り
４：不めっきは無いが、僅かにスケール模様有り
５：不めっきもスケール模様も無し
したがって、本発明例によれば、延性および面内材質均一性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られ、自動車の軽量化に寄与し、自動車車体の高性能化に大きく寄与するという優れた効果を奏することができることが確認できた。
本発明によれば、ＴＳが１３００ＭＰａ以上で、均一伸びが５．５％以上、かつ局部伸びが３％以上、かつλの標準偏差が４％未満の延性および面内材質均一性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板を自動車用部品用途に使用すると、自動車の軽量化に寄与し、自動車車体の高性能化に大きく寄与することができる。
Claims (6)
- 質量％で、Ｃ：０．１３〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜１．００％、Ｍｎ：１．５〜４．０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１〜１．５０％、Ｎ：０．００１〜０．０１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１００％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％を含有し、かつＴｉとＮの含有量が下記（１）式を満たし、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６０％以上９０％以下のマルテンサイト、面積率で５％超え４０％以下のポリゴナルフェライト、および面積率で３％未満（０％を含む）の残留オーステナイトを含み、前記マルテンサイトの平均硬さがビッカース硬度で４５０以上６００以下、前記マルテンサイトの平均結晶粒径が１０μｍ以下、前記マルテンサイトの結晶粒径の標準偏差が４．０μｍ以下であるミクロ組織を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［Ｔｉ］＞４［Ｎ］・・・（１）
ただし、式中の［Ｔｉ］はＴｉ含有量（質量％）、［Ｎ］はＮ含有量（質量％）を表す。 - さらに、質量％で、Ｃｒ：０．００５〜２．０００％、Ｍｏ：０．００５〜２．０００％、Ｖ：０．００５〜２．０００％、Ｎｉ：０．００５〜２．０００％、Ｃｕ：０．００５〜２．０００％、Ｎｂ：０．００５〜２．０００％から選ばれる少なくとも一種の元素を含有する請求項１に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
- さらに、質量％で、Ｃａ：０．００１〜０．００５％、ＲＥＭ：０．００１〜０．００５％から選ばれる少なくとも一種の元素を含有する請求項１または２に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
- 請求項１から３のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼スラブに、熱間圧延を施し、前記熱間圧延の仕上げ圧延終了後、６００〜７００℃での滞留時間の総計が１０秒以下となるように冷却し、平均巻取り温度が４００℃以上６００℃未満、かつ鋼板の板幅中央位置の板幅１００ｍｍの領域における巻取り温度の平均値と鋼板の板幅端位置の板幅１００ｍｍの領域における巻取り温度の平均値との差が７０℃以下となるように巻き取り熱延板とする熱延工程と、前記熱延板を２０％超えの圧下率で冷間圧延して冷延板とする冷延工程と、前記冷延板を、５℃／ｓ以上の平均加熱速度で７００℃以下に加熱し、次いで７２０℃以上８５０℃以下に１℃／ｓ以下の平均加熱速度で加熱し、７２０℃以上８５０℃以下で３０秒以上１０００秒以下保持する焼鈍工程と、前記焼鈍工程後の冷延板を３℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する冷却工程と、前記冷却工程後の冷延板に溶融亜鉛めっき処理を施し溶融亜鉛めっき板とする溶融亜鉛めっき工程と、前記溶融亜鉛めっき板に（Ｍｓ点−５０℃）〜Ｍｓ点の温度域での滞留時間が２秒以上となる冷却を施すめっき後冷却工程と、を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記溶融亜鉛めっき工程の後、前記めっき後冷却工程の前に、前記溶融亜鉛めっき鋼板にめっきの合金化処理を施すめっき合金化工程を有する請求項４に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記めっき後冷却工程後、さらに３５０℃以下の温度で焼戻し処理を施す焼戻し工程を有する請求項４または５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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