JPWO2020162560A1 - 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

母材鋼板が、所定の組成を有し、フェライト：５０％以下、残留オーステナイト：３０％以下、焼き戻しマルテンサイト：５％以上、フレッシュマルテンサイト：１０％以下、パーライトとセメンタイトの合計：５％以下を含有し、残部組織がベイナイトからなり、Ｍｎの濃度プロファイルが［Ｍｎ］b／［Ｍｎ］a＞１．２および［Ｍｎ］a／［Ｍｎ］＜２．０（［Ｍｎ］は母材鋼板のＭｎ含有量、［Ｍｎ］aは焼き戻しマルテンサイト中の平均Ｍｎ濃度、［Ｍｎ］bは焼き戻しマルテンサイトとフェライト相およびベイナイト相との異相界面におけるＭｎ濃度）を満足する焼き戻しマルテンサイトの個数割合が全焼き戻しマルテンサイトの個数に対して０．２以上である溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法が提供される。

Description

本発明は、溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関し、主として自動車用鋼板としてプレス加工等により様々な形状に成形される、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。
近年、地球温暖化対策に伴う温室効果ガス排出量規制の観点から自動車の燃費向上が求められており、車体の軽量化と衝突安全性確保のために高強度鋼板の適用がますます拡大しつつある。特に最近では、引張強度が９８０ＭＰａ以上の超高強度鋼板のニーズが高まりつつある。また、車体の中でも防錆性を要求される部位には表面に溶融亜鉛めっきを施した高強度溶融亜鉛めっき鋼板が求められる。
自動車用部品に供する溶融亜鉛めっき鋼板には、強度だけでなくプレス成形性や溶接性等、部品成形のために必要な各種施工性が要求される。具体的には、プレス成形性の観点から、鋼板には、優れた伸び（引張試験における全伸び：Ｅｌ）、伸びフランジ性（穴広げ率：λ）が要求される。さらに、寒冷地で使用する自動車に高強度鋼板を適用することを考えた場合、高強度鋼板が、低温環境下で脆性破壊しないこと、すなわち優れた低温靭性を有することが求められる。
一般に、鋼板の高強度化に伴って、プレス成形性は劣化する。鋼の高強度化とプレス成形性を両立する手段として、残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用したＴＲＩＰ鋼板（ＴＲａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）が知られている。
特許文献１〜３には、組織構成分率を所定の範囲に制御して、伸びと穴広げ率を改善した高強度ＴＲＩＰ鋼板に関する技術が開示されている。また、特許文献４には、所定の化学組成を有し、平均結晶粒径が２μｍ以下のフェライトを体積分率で１５％以下、平均結晶粒径が２μｍ以下の残留オーステナイトを体積分率で２〜１５％、平均結晶粒径が３μｍ以下のマルテンサイトを体積分率で１０％以下、残部は平均結晶粒径が６μｍ以下のベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトであり、かつ、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイト粒内に粒径０．０４μｍ以上のセメンタイト粒子が平均で１０個以上含有する高強度鋼板が記載され、当該高強度鋼板が１１８０ＭＰａ以上の引張強さを有するとともに、高い伸びと穴広げ性とそれに伴う優れた曲げ加工性を有することが記載されている。
さらに、ＴＲＩＰ型高強度溶融亜鉛めっき鋼板に関しても幾つかの文献において開示されている。
通常、連続焼鈍炉で溶融亜鉛めっき鋼板を製造するためには、鋼板を逆変態温度域（＞Ａｃ１）に加熱・均熱処理を施した後、室温まで冷却する過程の途中で、４６０℃程度の溶融亜鉛めっき浴に浸漬する必要がある。あるいは、加熱・均熱処理後、室温まで冷却した後、鋼板を溶融亜鉛めっき浴温度まで再度加熱し浴に浸漬する必要がある。さらに、通常、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造するためには、めっき浴浸漬後に合金化処理を施すことから、鋼板を４６０℃以上の温度域に再加熱必要がある。例えば、特許文献５では、鋼板をＡｃ１以上に加熱後、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）以下まで急冷した後、ベイナイト変態温度域に再加熱し当該温度域で保持することでオーステナイトの安定化（オーステンパー）を進めた後、めっき合金化処理のためにめっき浴温度または合金化処理温度まで再加熱することが記載されている。しかしながら、このような製造方法では、マルテンサイトおよびベイナイトがめっき合金化処理工程で過剰に焼き戻されてしまうため、材質が劣化してしまう問題があった。
特許文献６〜１０では、めっき合金化処理の後に鋼板を冷却し、再加熱することでマルテンサイトを焼き戻すことを含む溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。
国際公開第２０１３／０５１２３８号 特開２００６−１０４５３２号公報 特開２０１１−１８４７５７号公報 国際公開第２０１７／１７９３７２号 国際公開第２０１４／０２０６４０号 特開２０１３−１４４８３０号公報 国際公開第２０１６／１１３７８９号 国際公開第２０１６／１１３７８８号 国際公開第２０１６／１７１２３７号 特開２０１７−４８４１２号公報
一方、寒冷地で使用する自動車に適用される溶融亜鉛めっき鋼板については、プレス成形性のみならず、低温環境下で脆性破壊しないことも求められる。しかしながら、従来技術では、プレス成形性の向上とこのような低温靭性の改善という２つの観点からは必ずしも十分な検討がなされておらず、それゆえ溶融亜鉛めっき鋼板、特に自動車用部材に供される溶融亜鉛めっき鋼板の特性向上に関して依然として改善の余地があった。
そこで、本発明の目的は、プレス成形性および低温靭性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の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である。
本発明者らは上記課題を解決するため鋭意検討を重ねた結果、以下の知見を得た。
（ｉ）連続溶融亜鉛めっき熱処理工程において、めっき処理またはめっき合金化処理の後に、Ｍｓ以下まで冷却することでマルテンサイトを生成させる。さらにその後、再加熱および等温保持を施すことでマルテンサイトを適度に焼き戻すとともに、残留オーステナイトを含む鋼板の場合には、さらに当該残留オーステナイトを安定化させることもできる。このような熱処理により、マルテンサイトがめっき処理またはめっき合金化処理により過剰に焼き戻されなくなるため、強度と延性のバランスが改善する。
（ｉｉ）さらに、焼き戻しマルテンサイトとそれに接する軟質組織（すなわち、フェライトおよびベイナイト）とから形成される異相界面におけるＭｎ濃度が一定値以上の場合に、低温靭性が改善することを見出した。その詳細なメカニズムは明らかでないが、一般に、脆性破壊は転位が結晶粒界にパイルアップ（集積）することで粒界への応力集中が生じることにより、へき開亀裂が形成、伝播することで進展すると考えられている。複合組織鋼においては、転位が集積し応力集中が起こる領域は軟質組織（フェライトおよびベイナイト）と硬質組織（焼き戻しマルテンサイト）からなる異相界面であると考えられる。異相界面におけるＭｎ濃度が一定値以上の場合、異相界面に堆積した転位群とＭｎ原子との間に何らかのインタラクションが発生し、へき開亀裂の形成を抑制するものと考えられる。また、上記Ｍｎ濃度プロファイルは、連続溶融亜鉛めっき熱処理工程中において、４８０〜６００℃程度の温度域で等温保持を施すことで実現することを見出した。但し、この等温保持はオーステナイトがマルテンサイトに変態する前に実施する必要がある。また、めっき後に当該温度域で等温保持を行った場合には、めっき層のパウダリング性の悪化などを引き起こす。したがって、当該等温保持はめっき合金化処理の前に実施する必要がある。
（ｉｉｉ）さらに、上記（ｉｉ）の効果は、連続鋳造時の鋳造条件を限定することでより顕著になることを見出した。すなわち、鋳造時にＭｎ偏析領域をあらかじめ形成させておくことで、（ｉｉ）で説明した異相界面領域におけるＭｎ濃度が増加することを見出した。但し、Ｍｎ濃化を過剰に進行させてしまった場合には低温靭性が劣化することも判明した。これは、Ｍｎ濃化が過剰に進行すると、最終組織において、異相界面領域のみならず焼き戻しマルテンサイト粒内のＭｎ濃度も増加するためであると考えられる。粒全体にわたってＭｎが濃化した焼き戻しマルテンサイトは靭性に劣ると考えられる。
本発明は上記知見に基づき実現したものであり、具体的には以下の通りである。
（１）母材鋼板の少なくとも一方の表面に溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記母材鋼板が、質量％で、
Ｃ：０．０５０％〜０．３５０％、
Ｓｉ：０．１０％〜２．５０％、
Ｍｎ：１．００％〜３．５０％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．００１％〜１．５００％、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｔｉ：０％〜０．２００％、
Ｂ：０％〜０．０１００％、
Ｖ：０％〜１．００％、
Ｎｂ：０％〜０．１００％、
Ｃｒ：０％〜２．００％、
Ｎｉ：０％〜１．００％、
Ｃｕ：０％〜１．００％、
Ｃｏ：０％〜１．００％、
Ｍｏ：０％〜１．００％、
Ｗ：０％〜１．００％、
Ｓｎ：０％〜１．００％、
Ｓｂ：０％〜１．００％、
Ｃａ：０％〜０．０１００％、
Ｍｇ：０％〜０．０１００％、
Ｃｅ：０％〜０．０１００％、
Ｚｒ：０％〜０．０１００％、
Ｌａ：０％〜０．０１００％、
Ｈｆ：０％〜０．０１００％、
Ｂｉ：０％〜０．０１００％、および
Ｃｅ、Ｌａ以外のＲＥＭ：０％〜０．０１００％
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、
前記母材鋼板の表面から１／４厚の位置を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲における鋼組織が、体積分率で、
フェライト：０％〜５０％、
残留オーステナイト：０％〜３０％、
焼き戻しマルテンサイト：５％以上、
フレッシュマルテンサイト：０％〜１０％、および
パーライトとセメンタイトの合計：０％〜５％
を含有し、残部組織が存在する場合には、前記残部組織がベイナイトからなり、
Ｍｎの濃度プロファイルが下記式（１）および（２）を満足する焼き戻しマルテンサイトの個数割合が、全焼き戻しマルテンサイトの個数に対して０．２以上であることを特徴とする、溶融亜鉛めっき鋼板。
［Ｍｎ］b／［Ｍｎ］a＞１．２ ・・・（１）
［Ｍｎ］a／［Ｍｎ］＜２．０ ・・・（２）
式中、［Ｍｎ］は母材鋼板のＭｎ含有量（質量％）であり、［Ｍｎ］aは焼き戻しマルテンサイト中の平均Ｍｎ濃度（質量％）であり、［Ｍｎ］bは焼き戻しマルテンサイトとフェライト相およびベイナイト相との異相界面におけるＭｎ濃度（質量％）である。
（２）前記鋼組織が、さらに、体積分率で、残留オーステナイト：６％〜３０％を含有することを特徴とする、上記（１）に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
（３）上記（１）に記載の化学組成を有するスラブを連続鋳造する連続鋳造工程、鋳造されたスラブを熱間圧延する熱間圧延工程、および得られた鋼板に溶融亜鉛めっきを施す溶融亜鉛めっき工程を含む溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
（Ａ）前記連続鋳造工程が以下の（Ａ１）および（Ａ２）の条件：
（Ａ１）二次冷却終了時点におけるスラブ表面温度が５００〜１１００℃であること、
（Ａ２）鋳造速度が０．４〜３．０ｍ／分であること
を満足し、
（Ｂ）前記溶融亜鉛めっき工程が、鋼板を加熱して第一均熱処理すること、第一均熱処理された鋼板を第一冷却し次いで第二均熱処理すること、第二均熱処理された鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬すること、めっきを施された鋼板を第二冷却すること、および第二冷却された鋼板を加熱し次いで第三均熱処理することを含み、さらに以下の（Ｂ１）〜（Ｂ６）の条件：
（Ｂ１）第一均熱処理前の鋼板加熱時において、６５０℃〜Ａｃ１＋３０℃以上９５０℃以下の最高加熱温度までの平均加熱速度が０．５℃／秒〜１０．０℃／秒であること、
（Ｂ２）前記鋼板を前記最高加熱温度で１秒〜１０００秒間保持すること（第一均熱処理）、
（Ｂ３）第一冷却における７００〜６００℃までの温度範囲の平均冷却速度が１０〜１００℃／秒であること、
（Ｂ４）第一冷却された鋼板を４８０〜６００℃の範囲で８０秒〜５００秒間保持すること（第二均熱処理）、
（Ｂ５）第二冷却がＭｓ−５０℃以下まで行われること、
（Ｂ６）第二冷却された鋼板を２００〜４２０℃の温度域に加熱し、次いで前記温度域で５〜５００秒間保持すること（第三均熱処理）
を満足することを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
本発明により、プレス成形性、具体的には、延性・穴広げ性、更に低温靭性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
ＳＥＭ二次電子像の参考図を示す。 本発明の実施形態に係る溶融亜鉛めっき処理相当のヒートサイクルを熱膨張測定装置で模擬した時の温度−熱膨張曲線である。
＜溶融亜鉛めっき鋼板＞
本発明の実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板は、母材鋼板の少なくとも一方の表面に溶融亜鉛めっき層を有し、前記母材鋼板が、質量％で、
Ｃ：０．０５０％〜０．３５０％、
Ｓｉ：０．１０％〜２．５０％、
Ｍｎ：１．００％〜３．５０％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．００１％〜１．５００％、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｔｉ：０％〜０．２００％、
Ｂ：０％〜０．０１００％、
Ｖ：０％〜１．００％、
Ｎｂ：０％〜０．１００％、
Ｃｒ：０％〜２．００％、
Ｎｉ：０％〜１．００％、
Ｃｕ：０％〜１．００％、
Ｃｏ：０％〜１．００％、
Ｍｏ：０％〜１．００％、
Ｗ：０％〜１．００％、
Ｓｎ：０％〜１．００％、
Ｓｂ：０％〜１．００％、
Ｃａ：０％〜０．０１００％、
Ｍｇ：０％〜０．０１００％、
Ｃｅ：０％〜０．０１００％、
Ｚｒ：０％〜０．０１００％、
Ｌａ：０％〜０．０１００％、
Ｈｆ：０％〜０．０１００％、
Ｂｉ：０％〜０．０１００％、および
Ｃｅ、Ｌａ以外のＲＥＭ：０％〜０．０１００％
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、
前記母材鋼板の表面から１／４厚の位置を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲における鋼組織が、体積分率で、
フェライト：０％〜５０％、
残留オーステナイト：０％〜３０％、
焼き戻しマルテンサイト：５％以上、
フレッシュマルテンサイト：０％〜１０％、および
パーライトとセメンタイトの合計：０％〜５％
を含有し、残部組織が存在する場合には、前記残部組織がベイナイトからなり、
Ｍｎの濃度プロファイルが下記式（１）および（２）を満足する焼き戻しマルテンサイトの個数割合が、全焼き戻しマルテンサイトの個数に対して０．２以上であることを特徴としている。
［Ｍｎ］b／［Ｍｎ］a＞１．２ ・・・（１）
［Ｍｎ］a／［Ｍｎ］＜２．０ ・・・（２）
式中、［Ｍｎ］は母材鋼板のＭｎ含有量（質量％）であり、［Ｍｎ］aは焼き戻しマルテンサイト中の平均Ｍｎ濃度（質量％）であり、［Ｍｎ］bは焼き戻しマルテンサイトとフェライト相およびベイナイト相との異相界面におけるＭｎ濃度（質量％）である。
『化学組成』
まず、本発明の実施形態に係る母材鋼板（以下、単に鋼板とも称する）の化学組成を上述のように限定した理由について説明する。なお、本明細書において化学組成を規定する「％」は特に断りのない限り全て「質量％」である。また、本明細書において、数値範囲を示す「〜」とは、特に断りがない場合、その前後に記載される数値を下限値および上限値として含む意味で使用される。
［Ｃ：０．０５０％〜０．３５０％］
Ｃは、鋼板強度確保のために必須の元素である。０．０５０％未満では所要の高強度が得られないので、Ｃ含有量は０．０５０％以上とする。Ｃ含有量は０．０７０％以上、０．０８０％以上または０．１００％以上であってもよい。一方、０．３５０％を超えると、加工性や溶接性が低下するので、Ｃ含有量は０．３５０％以下とする。Ｃ含有量は０．３４０％以下、０．３２０％以下または０．３００％以下であってもよい。
［Ｓｉ：０．１０％〜２．５０％］
Ｓｉは、鉄炭化物の生成を抑制し、強度と成形性の向上に寄与する元素であるが、過度の添加は鋼板の溶接性を劣化させる。従って、その含有量は０．１０〜２．５０％とする。Ｓｉ含有量は０．２０％以上、０．３０％以上、０．４０％以上もしくは０．５０％以上であってもよく、および／または２．２０％以下、２．００％以下もしくは１．９０％以下であってもよい。
［Ｍｎ：１．００％〜３．５０％］
Ｍｎ（マンガン）は強力なオーステナイト安定化元素であり、鋼板の高強度化に有効な元素である。過度の添加は溶接性や低温靭性を劣化させる。従って、その含有量は１．００〜３．５０％とする。Ｍｎ含有量は１．１０％以上、１．３０％以上もしくは１．５０％以上であってもよく、および／または３．３０％以下、３．１０％以下もしくは３．００％以下であってもよい。
［Ｐ：０．０５０％以下］
Ｐ（リン）は固溶強化元素であり、鋼板の高強度化に有効な元素であるが、過度の添加は溶接性および靱性を劣化させる。従って、Ｐ含有量は０．０５０％以下と制限する。好ましくは０．０４５％以下、０．０３５％以下または０．０２０％以下である。ただし、Ｐ含有量を極度に低減させるには、脱Ｐコストが高くなるため、経済性の観点から下限を０．００１％とすることが好ましい。
［Ｓ：０．０１００％以下］
Ｓ（硫黄）は不純物として含有される元素であり、鋼中でＭｎＳを形成して靱性や穴広げ性を劣化させる。したがって、靱性や穴広げ性の劣化が顕著でない範囲として、Ｓ含有量を０．０１００％以下と制限する。好ましくは０．００５０％以下、０．００４０％以下または０．００３０％以下である。ただし、Ｓ含有量を極度に低減させるには、脱硫コストが高くなるため、経済性の観点から下限を０．０００１％とすることが好ましい。
［Ａｌ：０．００１％〜１．５００％］
Ａｌ（アルミニウム）は、鋼の脱酸のため少なくとも０．００１％を添加する。しかし、過剰に添加しても効果が飽和し徒にコスト上昇を招くばかりか、鋼の変態温度を上昇させ熱間圧延時の負荷を増大させる。従ってＡｌ量は１．５００％を上限とする。好ましくは１．２００％以下、１．０００％以下または０．８００％以下である。
［Ｎ：０．０１００％以下］
Ｎ（窒素）は不純物として含有される元素であり、その含有量が０．０１００％を超えると鋼中に粗大な窒化物を形成して曲げ性や穴広げ性を劣化させる。したがって、Ｎ含有量は０．０１００％以下と制限する。好ましくは０．００８０％以下、０．００６０％以下または０．００５０％以下である。ただし、Ｎ含有量を極度に低減させるには、脱Ｎコストが高くなるため、経済性の観点から下限を０．０００１％とすることが好ましい。
［Ｏ：０．０１００％以下］
Ｏ（酸素）は不純物として含有される元素であり、その含有量が０．０１００％を超えると鋼中に粗大な酸化物を形成して曲げ性や穴広げさせる。従って、Ｏ含有量は０．０１００％以下と制限する。好ましくは０．００８０％以下、０．００６０％以下または０．００５０％以下である。ただし、製造コストの観点から、下限を０．０００１％とすることが好ましい。
本発明の実施形態に係る母材鋼板の基本化学成分組成は上記のとおりである。さらに、当該母材鋼板は、必要に応じて以下の元素を含有してもよい。
［Ｔｉ：０％〜０．２００％、Ｖ：０％〜１．００％、Ｎｂ：０％〜０．１００％、Ｃｒ：０％〜２．００％、Ｎｉ：０％〜１．００％、Ｃｕ：０％〜１．００％、Ｃｏ：０％〜１．００％、Ｍｏ：０％〜１．００％、Ｂ：０％〜０．０１００％、Ｗ：０％〜１．００％、Ｓｎ：０％〜１．００％およびＳｂ：０％〜１．００％］
Ｔｉ（チタン）、Ｖ（バナジウム）、Ｎｂ（ニオブ）、Ｃｒ（クロム）、Ｎｉ（ニッケル）、Ｃｕ（銅）、Ｃｏ（コバルト）、Ｍｏ（モリブデン）、Ｂ（ボロン）、Ｗ（タングステン）、Ｓｎ（錫）およびＳｂ（アンチモン）はいずれも鋼板の高強度化に有効な元素である。このため、必要に応じてこれらの元素のうち１種または２種以上を添加してもよい。しかしこれらの元素を過度に添加すると効果が飽和し徒にコストの増大を招く。従って、その含有量はＴｉ：０％〜０．２００％、Ｖ：０％〜１．００％、Ｎｂ：０％〜０．１００％、Ｃｒ：０％〜２．００％、Ｎｉ：０％〜１．００％、Ｃｕ：０％〜１．００％、Ｃｏ：０％〜１．００％、Ｍｏ：０％〜１．００％、Ｂ：０％〜０．０１００％、Ｗ：０％〜１．００％、Ｓｎ：０％〜１．００％、Ｓｂ：０％〜１．００％とする。各元素は０．００５％以上または０．０１０％以上であってもよい。とりわけ、Ｂ含有量は０．０００１％以上または０．０００５％以上であってもよい。
［Ｃａ：０％〜０．０１００％、Ｍｇ：０％〜０．０１００％、Ｃｅ：０％〜０．０１００％、Ｚｒ：０％〜０．０１００％、Ｌａ：０％〜０．０１００％、Ｈｆ：０％〜０．０１００％、Ｂｉ：０％〜０．０１００％およびＣｅ、Ｌａ以外のＲＥＭ：０％〜０．０１００％］
Ｃａ（カルシウム）、Ｍｇ（マグネシウム）、Ｃｅ（セリウム）、Ｚｒ（ジルコニウム）、Ｌａ（ランタン）、Ｈｆ（ハフニウム）およびＣｅ、Ｌａ以外のＲＥＭ（希土類元素）は鋼中介在物の微細分散化に寄与する元素であり、Ｂｉ（ビスマス）は鋼中におけるＭｎ、Ｓｉ等の置換型合金元素のミクロ偏析を軽減する元素である。それぞれ鋼板の加工性向上に寄与することから、必要に応じてこれらの元素のうち１種または２種以上を添加してもよい。ただし過度の添加は延性の劣化を引き起こす。従ってその含有量は０．０１００％を上限とする。また、各元素は０．０００５％以上または０．００１０％以上であってもよい。
本発明の実施形態に係る母材鋼板において、上述の元素以外の残部は、Ｆｅおよび不純物からなる。不純物とは、母材鋼板を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明の実施形態に係る母材鋼板に対して意図的に添加した成分でないものを包含するものである。また、不純物とは、上で説明した成分以外の元素であって、当該元素特有の作用効果が本発明の実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板の特性に影響しないレベルで母材鋼板中に含まれる元素をも包含するものである。
『鋼板内部の鋼組織』
次に、本発明の実施形態に係る母材鋼板の内部組織の限定理由について説明する。
［フェライト：０〜５０％］
フェライトは延性に優れるが軟質な組織である。鋼板の伸びを向上させるために、要求される強度または延性に応じて含有させてもよい。但し、過度に含有すると所望の鋼板強度を確保することが困難となる。従って、その含有量は体積分率で５０％を上限とし、４５％以下、４０％以下または３５％以下であってもよい。フェライト含有量は体積分率で０％であってもよく、例えば、３％以上、５％以上または１０％以上であってもよい。
［焼戻しマルテンサイト：５％以上］
焼戻しマルテンサイトは高強度かつ強靭な組織であり、本発明において必須となる金属組織である。強度、延性、穴広げ性を高い水準でバランスさせるために体積分率で少なくとも５％以上を含有させる。好ましくは体積分率で１０％以上であり、１５％以上または２０％以上であってもよい。例えば、焼戻しマルテンサイト含有量は体積分率で９０％以下、８５％以下、８０％以下または７０％以下であってもよい。
［フレッシュマルテンサイト：０〜１０％］
本発明において、フレッシュマルテンサイトとは、焼き戻されていないマルテンサイトすなわち炭化物を含まないマルテンサイトを言うものである。このフレッシュマルテンサイトは脆い組織であるため、塑性変形時に破壊の起点となり、鋼板の局部延性を劣化させる。従って、その含有量は体積分率で０〜１０％とする。より好ましくは０〜８％または０〜５％である。フレッシュマルテンサイト含有量は体積分率で１％以上または２％以上であってもよい。
［残留オーステナイト：０％〜３０％］
残留オーステナイトは、鋼板の変形中に加工誘起変態によりマルテンサイトへと変態するＴＲＩＰ効果により鋼板の延性を改善する。一方、多量の残留オーステナイトを得るにはＣ等の合金元素を多量に含有させる必要がある。そのため、残留オーステナイトの上限値は体積分率で３０％とし、２５％以下または２０％以下であってもよい。但し、鋼板の延性を向上させたい場合は、その含有量は体積分率で６％以上とすることが好ましく、８％以上または１０％以上であってもよい。また、残留オーステナイトの含有量を６％以上とする場合には、母材鋼板中のＳｉ含有量は質量％で０．５０％以上とすることが好ましい。
［パーライトとセメンタイトの合計：０〜５％］
パーライトは硬質かつ粗大なセメンタイトを含み、塑性変形時に破壊の起点となるため、鋼板の局部延性を劣化させる。従って、その含有量はセメンタイトと合わせて体積分率で０〜５％とし、０〜３％または０〜２％であってもよい。
上記組織以外の残部組織は０％であってもよいが、それが存在する場合にはベイナイトである。残部組織のベイナイトは、上部ベイナイト、下部ベイナイトのいずれであっても、その混合組織であってもよい。
［Ｍｎの濃度プロファイルが式（１）および（２）を満足する焼き戻しマルテンサイトの個数割合が全焼き戻しマルテンサイトの個数に対して０．２以上］
［Ｍｎ］b／［Ｍｎ］a＞１．２ ・・・（１）
［Ｍｎ］a／［Ｍｎ］＜２．０ ・・・（２）
式中、［Ｍｎ］は母材鋼板のＭｎ含有量（質量％）であり、［Ｍｎ］aは焼き戻しマルテンサイト中の平均Ｍｎ濃度（質量％）であり、［Ｍｎ］bは焼き戻しマルテンサイトとフェライト相およびベイナイト相との異相界面におけるＭｎ濃度［ｍａｓｓ％］（質量％）である。
本発明において、所望の低温靭性を得るために上記の条件を満足する必要がある。異相界面を強化することで靭性を高める効果を得るためには、［Ｍｎ］b／［Ｍｎ］aが１．２を上回る必要がある。一方、［Ｍｎ］a／［Ｍｎ］が２．０以上になると、焼き戻しマルテンサイト自体の靭性が劣化する。上記条件を同時に満足する焼き戻しマルテンサイトの個数割合が全焼き戻しマルテンサイトの個数に対して０．２以上になると、低温靭性が所望の水準まで上昇する。当該焼き戻しマルテンサイトの個数割合は０．３以上もしくは０．４以上であってもよく、および／または１．０以下もしくは０．９以下であってもよい。
溶融亜鉛めっき鋼板の鋼組織分率は、ＳＥＭ−ＥＢＳＤ法（電子線後方散乱回折法）およびＳＥＭ二次電子像観察により評価する。
まず、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面であって、幅方向の中央位置における板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を機械研磨し鏡面に仕上げた後、電解研磨を行う。次いで、観察面における母材鋼板の表面から１／４厚を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲の一つないし複数の観察視野において、合計で２．０×１０-9ｍ2以上の面積をＳＥＭ−ＥＢＳＤ法により結晶構造および方位解析を行う。ＥＢＳＤ法により得られたデータの解析にはＴＳＬ社製の「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｙｓ ６．０」を用いる。また、評点間距離（ｓｔｅｐ）は０．０３〜０．２０μｍとする。観察結果からＦＣＣ鉄と判断される領域を残留オーステナイトとする。さらに、結晶方位差が１５度以上となる境界を粒界として結晶粒界マップを得る。
次に、ＥＢＳＤ観察を実施したものと同一試料についてナイタール腐食を行い、ＥＢＳＤ観察と同一視野について二次電子像観察を行う。ＥＢＳＤ測定時と同一視野を観察するため、ビッカース圧痕等の目印を予めつけておくとよい。得られた二次電子像より、フェライト、残留オーステナイト、ベイナイト、焼き戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト、パーライトの面積分率をそれぞれ測定し、それを以って体積分率と見なす。粒内に下部組織を有し、かつ、セメンタイトが複数のバリアント、より具体的には２通り以上のバリアントを持って析出している領域を焼き戻しマルテンサイトと判断する（例えば、図１の参考図を参照）。セメンタイトがラメラ状に析出している領域をパーライト（またはパーライトとセメンタイトの合計）と判断する。輝度が小さく、かつ下部組織が認められない領域をフェライトと判断する（例えば、図１の参考図を参照）。輝度が大きく、かつ下部組織がエッチングにより現出されていない領域をフレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトと判断する（例えば、図１の参考図を参照）。上記領域のいずれにも該当しない領域をベイナイトと判断する。各々の体積率を、ポイントカウンティング法によって算出することで、各組織の体積率とする。フレッシュマルテンサイトの体積率については、Ｘ線回折法により求めた残留オーステナイトの体積率を引くことにより求めることができる。
残留オーステナイトの体積率は、Ｘ線回折法により測定する。母材鋼板の表面から１／４厚を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲において、板面に平行な面を鏡面に仕上げ、Ｘ線回折法によってＦＣＣ鉄の面積率を測定し、それをもって残留オーステナイトの体積率とする。
本発明において、焼き戻しマルテンサイトとフェライトおよびベイナイトからなる異相界面におけるＭｎ濃度は、ＳＴＥＭ−ＥＥＬＳ法により求められる。具体的には、例えば、ＭＥＴＡＬＬＵＲＧＩＣＡＬ ＡＮＤ ＭＡＴＥＲＩＡＬＳ ＴＲＡＮＳＡＣＴＩＯＮＳ Ａ：ｖｏｌ．４５Ａ，ｐ．１８７７〜１８８８に開示されている方法により求められる。まず、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面であって、幅方向の中央位置における板厚断面を観察面として試料を採取し観察面を機械研磨し鏡面に仕上げた後、電解研磨を行う。次いで、観察面における表面から１／４厚を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲の一つないし複数の観察視野において、合計で２．０×１０-9ｍ2以上の面積をＳＥＭ−ＥＢＳＤ法により結晶構造および方位解析を行い、焼き戻しマルテンサイト、フェライトおよびベイナイトを同定する。次に、異相界面を含む領域をＳＥＭ内にてＦＩＢ加工により抽出する。その後、Ａｒイオンミリング等を用いて約７０ｎｍまで薄膜化する。薄膜化された試験片について、収差補正ＳＴＥＭにより異相界面を横断する線に沿って電子エネルギー損失スペクトル（ＥＥＬＳ）を採取する。上記測定を少なくとも５個以上、好ましくは１０個以上の異なる焼き戻しマルテンサイトに対して各々の界面で実施する。異相界面を横断して測定したＭｎ濃度プロファイルにおけるＭｎ濃度の最大値を［Ｍｎ］bとする。焼き戻しマルテンサイト側のＭｎ濃度プロファイルを異相界面領域は除いて平均化した値を［Ｍｎ］aとする。なお、［Ｍｎ］は鋼組成のＭｎ含有量と同一である。線分析時の走査ステップは０．１ｎｍ程度が好ましい。本発明において、例えば、１０個の異なる焼き戻しマルテンサイトについて測定を実施した場合には、下記式（１）および（２）を満足する焼き戻しマルテンサイトの個数が２個以上であれば、Ｍｎの濃度プロファイルが式（１）および（２）を満足する焼き戻しマルテンサイトの個数割合が全焼き戻しマルテンサイトの個数に対して０．２以上であると判断される。
［Ｍｎ］b／［Ｍｎ］a＞１．２ ・・・（１）
［Ｍｎ］a／［Ｍｎ］＜２．０ ・・・（２）
（溶融亜鉛めっき層）
本発明の実施形態に係る母材鋼板は、少なくとも一方の表面、好ましくは両方の表面に溶融亜鉛めっき層を有する。当該めっき層は、当業者に公知の任意の組成を有する溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層であってよく、Ｚｎ以外にもＡｌ等の添加元素を含んでいてよい。また、当該めっき層の付着量は、特に制限されず一般的な付着量であってよい。
＜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係る溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。以下の説明は、本発明の実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板を製造するための特徴的な方法の例示を意図するものであって、当該溶融亜鉛めっき鋼板を以下に説明するような製造方法によって製造されるものに限定することを意図するものではない。
溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、母材鋼板に関して上で説明した化学組成と同じ化学組成を有するスラブを連続鋳造する連続鋳造工程、鋳造されたスラブを熱間圧延する熱間圧延工程、および得られた鋼板に溶融亜鉛めっきを施す溶融亜鉛めっき工程を含み、
（Ａ）前記連続鋳造工程が以下の（Ａ１）および（Ａ２）の条件：
（Ａ１）二次冷却終了時点におけるスラブ表面温度が５００〜１１００℃であること、
（Ａ２）鋳造速度が０．４〜３．０ｍ／分であること
を満足し、
（Ｂ）前記溶融亜鉛めっき工程が、鋼板を加熱して第一均熱処理すること、第一均熱処理された鋼板を第一冷却し次いで第二均熱処理すること、第二均熱処理された鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬すること、めっきを施された鋼板を第二冷却すること、および第二冷却された鋼板を加熱し次いで第三均熱処理することを含み、さらに以下の（Ｂ１）〜（Ｂ６）の条件：
（Ｂ１）第一均熱処理前の鋼板加熱時において、６５０℃〜Ａｃ１＋３０℃以上９５０℃以下の最高加熱温度までの平均加熱速度が０．５℃／秒〜１０．０℃／秒であること、
（Ｂ２）前記鋼板を前記最高加熱温度で１秒〜１０００秒間保持すること（第一均熱処理）、
（Ｂ３）第一冷却における７００〜６００℃までの温度範囲の平均冷却速度が１０〜１００℃／秒であること、
（Ｂ４）第一冷却された鋼板を４８０〜６００℃の範囲で８０秒〜５００秒間保持すること（第二均熱処理）、
（Ｂ５）第二冷却がＭｓ−５０℃以下まで行われること、
（Ｂ６）第二冷却された鋼板を２００〜４２０℃の温度域に加熱し、次いで前記温度域で５〜５００秒間保持すること（第三均熱処理）
を満足することを特徴としている。
以下、当該溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について詳細に説明する。
『（Ａ）連続鋳造工程』
［二次冷却終了時点におけるスラブ表面温度：５００〜１１００℃、および鋳造速度：０．４〜３．０ｍ／分］
本発明において使用する鋼スラブは連続鋳造法にて鋳造する。スラブの厚さは一般的には２００〜３００ｍｍであり、例えば２５０ｍｍである。連続鋳造の際の水による二次冷却が終了した時点（鋳型出側の二次冷却帯における冷却終了時点）におけるスラブ表面温度が１１００℃を上回るかまたは鋳造速度が０．４ｍ／分を下回ると、Ｍｎ偏析の度合いが過度に強まり、［Ｍｎ］a／［Ｍｎ］が２．０以上となる傾向がある。一方、スラブ表面温度が５００℃を下回るかまたは鋳造速度が３．０ｍ／分を上回ると、Ｍｎ偏析の度合いが不足するため、［Ｍｎ］b／［Ｍｎ］aが１．２以下となる傾向がある。二次冷却終了時点におけるスラブ表面温度は６００℃以上もしくは７００℃以上であってもよく、および／または１０５０℃以下であってもよい。また、鋳造速度は０．６ｍ／分以上もしくは０．８ｍ／分以上であってもよく、および／または２．５ｍ／分以下もしくは２．０ｍ／分以下であってもよい。スラブ表面温度は放射温度計により測定される。
『熱間圧延工程』
本方法においては、熱間圧延工程は、特に限定されず、任意の適切な条件下で実施することが可能である。したがって、熱間圧延工程に関する以下の説明は、単なる例示を意図するものであって、本方法における熱間圧延工程を以下に説明するような特定の条件下で行われるものに限定することを意図するものではない。
まず、熱間圧延工程では、母材鋼板に関して上で説明した化学組成と同じ化学組成を有するスラブが熱間圧延前に加熱される。スラブの加熱温度は、特に限定されないが、ホウ化物や炭化物などを十分溶解するため、一般的には１１５０℃以上とすることが好ましい。
［粗圧延］
本方法では、例えば、加熱されたスラブに対し、板厚調整等のために、仕上げ圧延の前に粗圧延を施してもよい。このような粗圧延は、特に限定されないが、１０５０℃以上での総圧下率が６０％以上となるように実施することが好ましい。総圧下率が６０％未満であると、熱間圧延中の再結晶が不十分となるため、熱延板組織の不均質化につながる場合がある。上記の総圧下率は、例えば、９０％以下であってもよい。
［仕上げ圧延入側温度：９００〜１０５０℃、仕上げ圧延出側温度：８５０℃〜１０００℃、および総圧下率：７０〜９５％］
仕上げ圧延は、仕上げ圧延入側温度が９００〜１０５０℃、仕上げ圧延出側温度が８５０℃〜１０００℃、および総圧下率が７０〜９５％の条件を満足する範囲で実施することが好ましい。仕上げ圧延入側温度が９００℃を下回るか、仕上げ圧延出側温度が８５０℃を下回るか、または総圧下率が９５％を上回ると、熱延鋼板の集合組織が発達するため、最終製品板における異方性が顕在化する場合がある。一方、仕上げ圧延入側温度が１０５０℃を上回るか、仕上げ圧延出側温度が１０００℃を上回るか、または総圧下率が７０％を下回ると、熱延鋼板の結晶粒径が粗大化し、最終製品板組織の粗大化ひいては加工性の劣化に繋がる場合がある。例えば、仕上げ圧延入側温度は９５０℃以上であってもよい。仕上げ圧延出側温度は９００℃以上であってもよい。総圧下率は７５％以上または８０％以上であってもよい。
［巻取温度：４５０〜６８０℃］
巻取温度は４５０〜６８０℃とする。巻取温度は４５０℃を下回ると、熱延板強度が過大となり、冷間圧延性を損なう場合がある。一方、巻取温度が６８０℃を上回ると、セメンタイトが粗大化し、未溶解のセメンタイトが残存するために加工性を損なう場合がある。巻取温度は４７０℃以上であってよく、および／または６５０℃以下であってもよい。
本方法では、得られた熱延鋼板（熱延コイル）は、必要に応じて酸洗等の処理を行ってもよい。熱延コイルの酸洗方法は常法に従えばよい。また、熱延コイルの形状矯正および酸洗性向上のためにスキンパス圧延を行ってもよい。
『冷間圧延工程』
本方法において、熱間圧延および／または酸洗後は、そのまま連続溶融亜鉛めっきラインで熱処理を施してもよいし、冷間圧延を施した後、連続溶融亜鉛めっきラインで熱処理してもよい。冷間圧延を施す場合、冷間圧下率は２５％以上または３０％以上とすることが好ましい。一方、過度の圧下は圧延加重が過大となり冷延ミルの負荷増大を招くため、その上限は７５％または７０％とすることが好ましい。
『（Ｂ）溶融亜鉛めっき工程』
［６５０℃〜Ａｃ１＋３０℃以上９５０℃以下の最高加熱温度までの平均加熱速度：０．５〜１０．０℃／秒］
本方法においては、熱間圧延工程後、得られた鋼板は、溶融亜鉛めっき工程においてめっき処理を施される。当該溶融亜鉛めっき工程では、まず、鋼板が加熱され、第一均熱処理にさらされる。この鋼板加熱時において、６５０℃〜Ａｃ１＋３０℃以上９５０℃以下の最高加熱温度までの平均加熱速度は０．５〜１０．０℃／秒に制限される。加熱速度が１０．０℃／秒を超えると、フェライトの再結晶が十分進行せず、鋼板の伸びが劣化する場合がある。一方、平均加熱速度が０．５℃／秒を下回ると、オーステナイトが粗大化するため、最終的に得られる鋼組織が粗大なものとなる場合がある。この平均加熱速度は１．０℃／秒以上であってもよく、および／または８．０℃／秒以下もしくは５．０℃／秒以下であってもよい。本発明において、「平均加熱速度」とは、６５０℃と最高加熱温度との差を６５０℃から最高加熱温度に至るまでの経過時間で割ることにより得られた値をいうものである。
［第一均熱処理：Ａｃ１＋３０℃以上９５０℃以下の最高加熱温度で１秒〜１０００秒間保持］
十分にオーステナイト化を進行させるため、鋼板を少なくともＡｃ１＋３０℃以上に加熱し、当該温度（最高加熱温度）で均熱処理を行う。但し、過剰に加熱温度を上げると、オーステナイト粒径の粗大化による靭性の劣化を招くばかりか、焼鈍設備の損傷にも繋がる。そのため上限は９５０℃、好ましくは９００℃とする。均熱時間が短いとオーステナイト化が十分進行しないため、少なくとも１秒以上とする。好ましくは３０秒以上または６０秒以上である。一方、均熱時間が長すぎると生産性を阻害することから上限は１０００秒、好ましくは５００秒とする。均熱中は鋼板を必ずしも一定温度に保持する必要はなく、上記条件を満足する範囲で変動しても構わない。第一均熱処理ならびに後述する第二均熱処理および第三均熱処理における「保持」とは、各均熱処理において規定される上下限値を超えない範囲で温度を所定の温度±２０℃、好ましくは±１０℃の範囲内に維持することを意味するものである。したがって、例えば、徐々に加熱しまたは徐々に冷却することで、各均熱処理において規定される温度範囲内を４０℃、好ましくは２０℃を超えて変動する加熱または冷却操作は、本発明の実施形態に係る第一、第二および第三均熱処理には包含されない。
［第一冷却：７００〜６００℃の温度範囲の平均冷却速度：１０〜１００℃／秒］
最高加熱温度で保持した後は第一冷却を行う。冷却停止温度は、続く第二均熱温度である４８０℃〜６００℃である。７００℃〜６００℃の温度範囲の平均冷却速度は１０〜１００℃／秒とする。平均冷却速度が１０℃／秒を下回ると所望のフェライト分率が得られない場合がある。平均冷却速度は１５℃／秒以上または２０℃／秒以上であってもよい。また、平均冷却速度は８０℃／秒以下または６０℃／秒以下であってもよい。本発明において、「平均冷却速度」とは、７００℃と６００との差である１００℃を７００℃から６００℃に至るまでの経過時間で割ることにより得られた値をいうものである。
［第二均熱処理：４８０℃〜６００℃の範囲で８０〜５００秒間保持］
４８０℃〜６００℃の範囲で８０〜５００秒間保持する第二均熱処理は、オーステナイトとフェライトおよびベイナイトからなる異相界面にＭｎを偏析させるために実施され、このときのオーステナイトは後に焼き戻しマルテンサイトとなる。すなわち、本第二均熱処理により、オーステナイトとフェライトおよびベイナイトからなる異相界面にＭｎを偏析させ、その後の第二冷却および第三均熱処理で当該オーステナイトがマルテンサイトに変態されそして焼き戻されることにより、結果として焼き戻しマルテンサイトとフェライトまたはベイナイトとの異相界面におけるＭｎ濃度が増加する。第二均熱処理の温度が４８０℃を下回るかまたは６００℃を上回る場合、あるいは、保持時間が８０秒を下回る場合、Ｍｎ偏析が十分進行しない。一方、保持時間が５００秒を上回ると、ベイナイト変態が過剰に進行するため、本発明の実施形態に係る金属組織を満足することができない。第二均熱処理の温度は５００℃以上であってもよく、および／または５７０℃以下であってもよい。また、保持時間は９５秒以上であってもよく、および／または４６０秒以下であってもよい。これに関連して、単に第二均熱処理を適切に実施したとしても、連続鋳造工程においてＭｎ偏析領域を適切に形成させていない場合には、異相界面におけるＭｎ濃度は減少してしまう。したがって、本発明の実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、異相界面におけるＭｎ濃度を増加させるためには、連続鋳造工程において上で説明した（Ａ１）及び（Ａ２）の条件を満たしつつ、溶融亜鉛めっき工程において第二均熱処理を適切に実施することが重要である。
なお、本方法では、本発明の実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板を製造するために、第二均熱処理の後、所定のめっき処理を行う必要があるが、仮に第二均熱処理をめっき浴浸漬の後に行うと、めっき層の耐パウダリング性が著しく劣化する場合がある。これは、めっき浴浸漬後に４８０℃以上で８０秒以上の熱処理を行うと、めっきと鋼板の間の合金化反応が過度に進行し、めっき被膜内の構造が、延性に優れるδ相から延性が劣位なΓ相に変化するためである。
第二均熱処理の後、鋼板を溶融亜鉛めっきに浸漬する。この時の鋼板温度が鋼板性能に及ぼす影響は小さいが、鋼板温度とめっき浴温度の差が大きすぎると、めっき浴温度が変化してしまい操業に支障をきたす場合があるため、めっき浴温度−２０℃〜めっき浴温度＋２０℃の範囲に鋼板を冷却する工程を設けることが望ましい。溶融亜鉛めっきは常法に従えて行えばよい。例えば、めっき浴温は４４０〜４６０℃、浸漬時間は５秒以下でよい。めっき浴は、Ａｌを０．０８〜０．２％含有するめっき浴が好ましいが、その他、不純物としてＦｅ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｐｂを含有してもよい。また、めっきの目付量を、ガスワイピング等の公知の方法で制御することが好ましい。目付量は、片面あたり２５〜７５ｇ／ｍ2が好ましい。
［合金化処理］
例えば、溶融亜鉛めっき層を形成した溶融亜鉛めっき鋼板に対して、必要に応じて合金化処理を行ってもよい。その場合、合金化処理温度が４６０℃未満であると、合金化速度が遅くなり生産性を損なうばかりでなく、合金化処理むらが発生するので、合金化処理温度は４６０℃以上とする。一方、合金化処理温度が６００℃を超えると、合金化が過度に進行して、鋼板のめっき密着性が劣化する場合がある。また、パーライト変態が進み所望の金属組織を得られない場合がある。したがって、合金化処理温度は６００℃以下とする。
［第二冷却：Ｍｓ−５０℃以下に冷却］
めっき処理またはめっき合金化処理後の鋼板にオーステナイトの一部ないしは大部分をマルテンサイトに変態させるため、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）−５０℃以下まで冷却する第二冷却を行う。ここで生成したマルテンサイトは後の再加熱および第三均熱処理により焼戻され、焼戻しマルテンサイトとなる。冷却停止温度がＭｓ−５０℃を超えると、マルテンサイト変態が不足し、結果として焼戻しマルテンサイトが十分形成されないため、所望の金属組織が得られない。鋼板の延性を改善するために残留オーステナイトを活用したい場合には、冷却停止温度に下限を設けることが望ましい。具体的には、冷却停止温度はＭｓ−５０℃〜Ｍｓ−１３０℃の範囲に制御することが望ましい。
なお、本発明におけるマルテンサイト変態は、フェライト変態およびベイナイト変態の後に生じる。フェライト変態およびベイナイト変態に伴い、オーステナイトにＣが分配する。そのため、オーステナイト単相に加熱し、急冷した際のＭｓとは一致しない。本発明におけるＭｓは、第二冷却における熱膨張温度を測定することにより求められる。例えば、本発明におけるＭｓは、フォーマスタ試験機などの連続熱処理中の熱膨張量を測定可能な装置を用いて、溶融亜鉛めっき熱処理開始（室温相当）から上記第二冷却に至るまでの溶融亜鉛めっきラインのヒートサイクルを再現し、当該第二冷却における熱膨張温度を測定することにより、求めることができる。ただし実際の溶融亜鉛めっき熱処理ではＭｓ〜室温の間で冷却を停止する場合があるが、熱膨張測定時は室温まで冷却する。図２は本発明の実施形態に係る溶融亜鉛めっき処理相当のヒートサイクルを熱膨張測定装置で模擬した時の温度−熱膨張曲線である。鋼板は第二冷却工程において直線的に熱収縮するが、ある温度で直線関係から逸脱する。この時の温度が本発明におけるＭｓである。
［第三均熱処理：２００℃〜４２０℃の温度域で５〜５００秒間保持］
第二冷却の後、２００℃〜４２０℃の範囲に再加熱し第三均熱処理を行う。この工程では、第二冷却時に生成したマルテンサイトを焼き戻す。保持温度が２００℃未満または保持時間が５秒未満の場合、焼き戻しが十分に進行しない。一方、保持温度が４２０℃を超えるか、あるいは保持時間が５００秒を超えると、マルテンサイトが過剰に焼き戻されるとともに、ベイナイト変態が過剰に進行するために所望の強度および金属組織を得ることが困難となる。第三均熱処理の温度は２４０℃以上であってもよく、４００℃以下であってもよい。また、保持時間は１５秒以上または１００秒以上であってもよく、４００秒以下であってもよい。
第三均熱処理の後に室温まで冷却し、最終製品とする。鋼板の平坦矯正、表面粗度の調整のために、調質圧延を行ってもよい。この場合、延性の劣化を避けるため、伸び率を２％以下とすることが好ましい。
次に、本発明の実施例について説明する。実施例での条件は、本発明の実施可能性および効果を確認するために採用した一条件例である。本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得る。
［例Ａ］
表１に示す化学組成を有する鋼を鋳造し、スラブを作製した。表１に示す成分以外の残部はＦｅおよび不純物である。これらのスラブを表２に示す条件で熱間圧延を行い、熱延鋼板を製造した。その後、熱延鋼板を酸洗し、表面のスケールを除去した。その後、冷間圧延した。さらに得られた鋼板について、表２に示す条件で連続溶融亜鉛めっき処理を実施し、適宜合金化処理を行った。表２に示す各均熱処理では、温度は表２に示される温度±１０℃の範囲内に維持された。製造した溶融亜鉛めっき鋼板から採取した試料を分析した母材鋼板の成分組成は、表１に示す鋼の成分組成と同等であった。
このようにして得られた鋼板から圧延方向に直角方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１に準拠して引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）および全伸び（Ｅｌ）を測定した。また、日本鉄鋼連盟規格の「ＪＦＳ Ｔ １００１ 穴広げ試験方法」を行い、穴広げ率（λ）を測定した。ＴＳが９８０ＭＰａ以上、かつ、ＴＳ×Ｅｌ×λ0.5／１０００が８０以上のものを機械特性が良好であり、自動車用部材として用いられるのに好ましいプレス成形性を有すると判断した。
低温靭性はシャルピー試験により評価した。シャルピー試験片は、鋼板を複数枚重ね合わせてボルトで締結し、鋼板間に隙間が無いことを確認した上で、深さ２ｍｍのＶノッチ付き試験片を作製した。重ね合わせる鋼板の枚数は、積層後の試験片厚さが１０ｍｍに最も近づくように設定した。例えば、板厚が１．２ｍｍの場合は８枚積層し、試験片厚さが９．６ｍｍとなる。積層シャルピー試験片は、板幅方向を長手として採取した。試験温度は、−５０℃および＋２０℃とし、−５０℃と＋２０℃における衝撃吸収エネルギーの比ｖＥ-50／ｖＥ20が０．６以上の時に低温靭性が良好（表３において「◎」）であるとした。なお、上記以外の条件は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２０１８に従った。
さらに、このようにして得られた鋼板についてミクロ組織観察を実施した。ミクロ組織の観察要領については前述のとおりである。
結果を表３に示す。表３中のＧＡは合金化溶融亜鉛めっきを意味し、ＧＩは合金化処理を行っていない溶融亜鉛めっきを意味する。なお、表３中の「式（１）及び（２）を満足する個数割合」は、本明細書において先に説明した測定方法に従って、特に１０個の異なる焼き戻しマルテンサイトに対して測定を実施することにより得られたものである。
比較例３および２１は溶融亜鉛めっき工程における第二均熱処理の温度がそれぞれ４８０℃未満および６００℃超であった。その結果、式（１）および（２）を満足する焼き戻しマルテンサイトの割合が０．２未満となり、低温靭性が劣位であった。比較例４および２３は連続鋳造工程の二次冷却終了時点におけるスラブ表面温度がそれぞれ５００℃未満および１１００℃超であった。その結果、式（１）および（２）を満足する焼き戻しマルテンサイトの割合が０．２未満となり、低温靭性が劣位であった。比較例５および１４は連続鋳造工程における鋳造速度がそれぞれ０．４ｍ／分未満および３．０ｍ／分超であった。その結果、式（１）および（２）を満足する焼き戻しマルテンサイトの割合が０．２未満となり、低温靭性が劣位であった。比較例７、１２、１７および２６は溶融亜鉛めっき工程における第二冷却の停止温度がＭｓ−５０℃超であり、焼き戻しマルテンサイトが５％に満たなかった。また、比較例２６はフレッシュマルテンサイトが１０％を超過した。その結果、比較例７、１２および１７は引張強度が９８０ＭＰａに満たなかった。比較例２６は硬質なフレッシュマルテンサイトを多量に含むために引張強度は確保されたものの、プレス成形性と低温靭性が劣位であった。比較例８は溶融亜鉛めっき工程における第三均熱処理の温度が２００℃未満であった。その結果、フレッシュマルテンサイトが１０％超となり、プレス成形性および低温靭性が劣位であった。
比較例１３は溶融亜鉛めっき工程における第一冷却の平均冷却速度が１０℃／秒未満であった。その結果、フェライトが５０％超、さらにはパーライトとセメンタイトの合計が５％超となり、プレス成形性が劣位であった。比較例２７は溶融亜鉛めっき工程における第二均熱処理の保持時間が８０秒未満であった。その結果、式（１）および（２）を満足する焼き戻しマルテンサイトの割合が０．２未満となり、低温靭性が劣位であった。比較例２８は溶融亜鉛めっき工程における第三均熱処理の保持時間が５秒未満であった。その結果、フレッシュマルテンサイトが１０％超となり、プレス成形性および低温靭性が劣位であった。比較例５５〜６０は化学組成が所定の範囲内に制御されていないために、所望の金属組織が得られず、プレス成形性および／または低温靭性が劣位であった。
これとは対照的に、実施例の溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強度が９８０ＭＰａ以上でかつＴＳ×Ｅｌ×λ0.5／１０００が８０以上であり、さらにはｖＥ-50／ｖＥ20が０．６以上であることから、プレス成形性および低温靭性に優れていることがわかる。
［例Ｂ］
本例では、特定の均熱処理の有無について検討した。まず、表１に示す化学組成を有するスラブを作製し、次いで表４に示すように第一冷却を徐冷とし、第二均熱処理を省略したこと以外は例Ａの場合と同様にして、溶融亜鉛めっき鋼板を得た。得られた溶融亜鉛めっき鋼板における鋼組織並びに機械特性は、例Ａの場合と同様の方法により調べた。その結果を表５に示す。表４に示す各均熱処理では、温度は表４に示される温度±１０℃の範囲内に維持された。
表５の結果から明らかなように、第一冷却を徐冷とすることで第二均熱処理を省略した場合には、所望の金属組織が得られず、さらに式（１）および（２）を満足する焼き戻しマルテンサイトの割合が０．２未満となり、プレス成形性および低温靭性が劣位であった。
［例Ｃ］
本例では、同様に均熱処理とめっき処理の関係について検討した。まず、表１に示す化学組成を有するスラブを作製し、次いで表６に示すように、第二均熱処理の後ではなく第三均熱処理の後にめっき合金化処理を施したこと以外は例Ａの場合と同様にして、溶融亜鉛めっき鋼板を得た。得られた溶融亜鉛めっき鋼板における鋼組織並びに機械特性は、例Ａの場合と同様の方法により調べた。その結果を表７に示す。表６に示す各均熱処理では、温度は表６に示される温度±１０℃の範囲内に維持された。
表７の結果から明らかなように、第三均熱処理の後にめっき合金化処理を施した場合には、所望の金属組織が得られず、プレス成形性および低温靭性が劣位であった。

Claims (3)

  1. 母材鋼板の少なくとも一方の表面に溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記母材鋼板が、質量％で、
    Ｃ：０．０５０％〜０．３５０％、
    Ｓｉ：０．１０％〜２．５０％、
    Ｍｎ：１．００％〜３．５０％、
    Ｐ：０．０５０％以下、
    Ｓ：０．０１００％以下、
    Ａｌ：０．００１％〜１．５００％、
    Ｎ：０．０１００％以下、
    Ｏ：０．０１００％以下、
    Ｔｉ：０％〜０．２００％、
    Ｂ：０％〜０．０１００％、
    Ｖ：０％〜１．００％、
    Ｎｂ：０％〜０．１００％、
    Ｃｒ：０％〜２．００％、
    Ｎｉ：０％〜１．００％、
    Ｃｕ：０％〜１．００％、
    Ｃｏ：０％〜１．００％、
    Ｍｏ：０％〜１．００％、
    Ｗ：０％〜１．００％、
    Ｓｎ：０％〜１．００％、
    Ｓｂ：０％〜１．００％、
    Ｃａ：０％〜０．０１００％、
    Ｍｇ：０％〜０．０１００％、
    Ｃｅ：０％〜０．０１００％、
    Ｚｒ：０％〜０．０１００％、
    Ｌａ：０％〜０．０１００％、
    Ｈｆ：０％〜０．０１００％、
    Ｂｉ：０％〜０．０１００％、および
    Ｃｅ、Ｌａ以外のＲＥＭ：０％〜０．０１００％
    を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、
    前記母材鋼板の表面から１／４厚の位置を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲における鋼組織が、体積分率で、
    フェライト：０％〜５０％、
    残留オーステナイト：０％〜３０％、
    焼き戻しマルテンサイト：５％以上、
    フレッシュマルテンサイト：０％〜１０％、および
    パーライトとセメンタイトの合計：０％〜５％
    を含有し、残部組織が存在する場合には、前記残部組織がベイナイトからなり、
    Ｍｎの濃度プロファイルが下記式（１）および（２）を満足する焼き戻しマルテンサイトの個数割合が、全焼き戻しマルテンサイトの個数に対して０．２以上であることを特徴とする、溶融亜鉛めっき鋼板。
    ［Ｍｎ］b／［Ｍｎ］a＞１．２ ・・・（１）
    ［Ｍｎ］a／［Ｍｎ］＜２．０ ・・・（２）
    式中、［Ｍｎ］は母材鋼板のＭｎ含有量（質量％）であり、［Ｍｎ］aは焼き戻しマルテンサイト中の平均Ｍｎ濃度（質量％）であり、［Ｍｎ］bは焼き戻しマルテンサイトとフェライト相およびベイナイト相との異相界面におけるＭｎ濃度（質量％）である。
  2. 前記鋼組織が、さらに、体積分率で、残留オーステナイト：６％〜３０％を含有することを特徴とする、請求項１に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
  3. 請求項１に記載の化学組成を有するスラブを連続鋳造する連続鋳造工程、鋳造されたスラブを熱間圧延する熱間圧延工程、および得られた鋼板に溶融亜鉛めっきを施す溶融亜鉛めっき工程を含む溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
    （Ａ）前記連続鋳造工程が以下の（Ａ１）および（Ａ２）の条件：
    （Ａ１）二次冷却終了時点におけるスラブ表面温度が５００〜１１００℃であること、
    （Ａ２）鋳造速度が０．４〜３．０ｍ／分であること
    を満足し、
    （Ｂ）前記溶融亜鉛めっき工程が、鋼板を加熱して第一均熱処理すること、第一均熱処理された鋼板を第一冷却し次いで第二均熱処理すること、第二均熱処理された鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬すること、めっきを施された鋼板を第二冷却すること、および第二冷却された鋼板を加熱し次いで第三均熱処理することを含み、さらに以下の（Ｂ１）〜（Ｂ６）の条件：
    （Ｂ１）第一均熱処理前の鋼板加熱時において、６５０℃〜Ａｃ１＋３０℃以上９５０℃以下の最高加熱温度までの平均加熱速度が０．５℃／秒〜１０．０℃／秒であること、
    （Ｂ２）前記鋼板を前記最高加熱温度で１秒〜１０００秒間保持すること（第一均熱処理）、
    （Ｂ３）第一冷却における７００〜６００℃までの温度範囲の平均冷却速度が１０〜１００℃／秒であること、
    （Ｂ４）第一冷却された鋼板を４８０〜６００℃の範囲で８０秒〜５００秒間保持すること（第二均熱処理）、
    （Ｂ５）第二冷却がＭｓ−５０℃以下まで行われること、
    （Ｂ６）第二冷却された鋼板を２００〜４２０℃の温度域に加熱し、次いで前記温度域で５〜５００秒間保持すること（第三均熱処理）
    を満足することを特徴とする、請求項１または２に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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