WO2012081666A1 - 溶融亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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hot
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martensite
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俊樹 野中
登志男 小川
藤田　展弘
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新日本製鐵株式会社
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    • Y10T428/12799—Next to Fe-base component [e.g., galvanized]

Definitions

  • One embodiment of the present invention relates to a hot-dip galvanized high-strength steel sheet excellent in formability and a method for producing the same.
  • the hot dip galvanized high strength steel sheet includes an alloyed hot dip galvanized high strength steel sheet.
  • a high-strength thin steel sheet is often applied to a part mainly composed of bending such as a side sill. Therefore, it is important to evaluate the bendability and the hole expandability, which is an index indicating local ductility, as the formability of the high-strength thin steel sheet. Furthermore, since these members are also required to have rust prevention properties, the high-strength steel sheets used are subjected to hot dip galvanization or alloyed hot dip galvanization.
  • Patent Documents 1, 2, and 3 propose steel plates having excellent hole expansibility.
  • High-strength steel sheets have a feature that the content of alloying elements is large and these are concentrated in the center of the plate thickness, so that the hole expandability is poor.
  • the hardness difference between the steel plate surface layer portion and the steel plate center portion since MnS having a large size serves as a starting point of fracture at the time of molding, it is presumed that the precipitation state of MnS affects the moldability.
  • the precipitation state of MnS there is no prior art that mentions the precipitation state of MnS.
  • An object of one embodiment of the present invention is to solve the problems of the prior art as described above, and to provide a hot-dip galvanized steel sheet having high strength and excellent formability and a method for producing the same.
  • the present inventors diligently studied hot-dip galvanized high-strength steel sheets with excellent formability.
  • the steel sheet is preferably DP steel substantially free of residual austenite other than about 5% volume of retained austenite which is inevitably included so that problems such as delayed fracture and secondary work brittleness do not occur. . Moreover, it is important to control the hardness of martensite and the precipitation state of MnS in the steel sheet in the steel sheet surface layer part and the steel sheet center part.
  • the above aspect of the present invention can be applied to a hot-dip galvanized high-strength steel sheet having a tensile strength of 590 MPa to 1500 MPa, but has a remarkable effect on a hot-dip galvanized high-strength steel sheet of about 980 MPa.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • a hot-dip galvanized steel sheet includes a steel sheet and a hot-dip galvanized layer disposed on the steel sheet.
  • the number is n 1
  • the average equivalent circle diameter of MnS in the steel sheet surface layer part is d 1 ⁇ m
  • the steel sheet surface layer part is The hardness of martensite is H 1 GPa
  • the number of MnS per 0.1 mm 2 in the central part of the steel sheet that is in the thickness direction 3/8 to 5/8 is n 2
  • the average of the MnS in the central part of the steel sheet When the equivalent circle diameter is d 2 ⁇ m and the hardness of the martensite at the center of the steel sheet is H 2 GPa, the following formula B is satisfied.
  • the steel sheet has a component by mass, B: 0.0005 to 0.002%, Mo: 0.01 to 0.5%, Cr: 0.01-0.5%, V: 0.001-0.1%, Ti: 0.001-0.1%, Nb: 0.001-0.05%, Ca: 0.0005- It may contain at least one of 0.005%, Rare Earth Metal: 0.0005 to 0.005%.
  • the steel sheet may be a cold-rolled steel sheet.
  • the steel sheet may be a cold-rolled steel sheet.
  • the steel sheet may be a cold-rolled steel sheet.
  • the total number of hot finish rolling stands is n stages, and r i % is the reduction of the i-th stand In the case of rate, the hot finish rolling may satisfy the following formula C. (R 1 + r 2 + r 3 ) / (r n ⁇ 2 + r n ⁇ 1 + r n )> 1.6 (Formula C)
  • the total content of Si and Al, which are components of the steel sheet is controlled within a specific range for the steel sheet that is the base material of the hot dip galvanized steel sheet.
  • the martensite hardness and the precipitation state of MnS in the steel sheet it is possible to provide a hot-dip galvanized steel sheet having excellent formability and a method for producing the same.
  • a hot-dip galvanized steel sheet includes a steel sheet as a base material and a hot-dip galvanized layer disposed on the steel sheet.
  • the hot dip galvanizing includes alloyed hot dip galvanizing.
  • the numerical limit range regarding the basic components of the steel sheet as the base material and the reason for the limitation will be described.
  • the described% is mass%.
  • C 0.05 to 0.13%
  • C (carbon) is an essential element for securing strength and stabilizing martensite. If the C content is less than 0.05%, the strength is not satisfied and martensite is not formed. On the other hand, if the C content exceeds 0.13%, the hardness of martensite becomes too high, the hardness difference from the soft phase becomes excessive, and the hole expandability is lowered, and the weldability is also deteriorated. . Accordingly, the C content is 0.05 to 0.13%, preferably 0.06 to 0.1%.
  • Si 0.2 to 0.8%
  • Si is an element added for ensuring strength and ensuring ductility. If the Si content exceeds 0.8%, the chemical conversion treatment property and the hot dip galvanizing property deteriorate. Therefore, the Si content is 0.8% or less. Furthermore, when importance is attached to hot dip galvanizing, Si content of 0.6% or less is preferable. Moreover, although the hole expansion property is improved by the combined addition of Si and Al, this effect does not appear remarkably when the Si content is less than 0.2%. For this reason, the lower limit of the Si content is 0.2%.
  • Mn 1.5 to 3.1%
  • Mn manganese
  • Mn is an element that delays the formation of carbides and stabilizes ferrite in addition to securing strength. If the Mn content is less than 1.5%, the strength is not satisfied, and the formation of ferrite is insufficient, resulting in deterioration of ductility. Moreover, when Mn content exceeds 3.1%, hardenability will increase more than necessary, product quality will not be stabilized, and ductility will also be insufficient. Therefore, the Mn content is 1.5 to 3.1%, preferably 1.8 to 2.8%.
  • P 0.001 to 0.06%
  • P phosphorus
  • the upper limit of the P content is 0.06%.
  • the reason why the lower limit of the P content is set to 0.001% is that a reduction to less than this leads to an increase in cost in the steel making process.
  • the content is 0.003% to 0.03%.
  • Al 0.1 to 0.7%
  • Al is an element that promotes the formation of ferrite and effectively acts to improve ductility. Moreover, even if it adds abundantly, it is an element which does not deteriorate chemical conversion property and hot dip galvanizing property.
  • the Al content is set to 0.1% or more. However, when the addition amount increases, inclusions such as alumina increase and workability deteriorates. Therefore, the upper limit of the Al content is set to 0.7%. Preferably, the content is 0.15% to 0.6%.
  • the steel sheet may further contain at least one of B, Mo, Cr, V, Ti, Nb, Ca, Rare Earth Metal (REM) as a selective component.
  • B Mo, Cr, V, Ti, Nb, Ca, Rare Earth Metal (REM) as a selective component.
  • REM Rare Earth Metal
  • B 0.0005 to 0.002%
  • B boron
  • the metal structure may become a layered structure and the local ductility may decrease. By adding B, this can be prevented. If the B content is less than 0.0005%, this effect is not exhibited. When the B content exceeds 0.002%, an effect commensurate with the added amount is not exhibited.
  • Mo 0.01 to 0.5%
  • Cr 0.01 to 0.5%
  • Mo (molybdenum) and Cr (chromium) may be added to ensure strength and hardenability. If the contents of Mo and Cr are less than 0.01%, the effect is not exhibited. When the content of Mo and Cr exceeds 0.5%, ferrite formation in DP steel is suppressed and ductility is deteriorated, and chemical conversion treatment properties and hot dip galvanizing properties are deteriorated.
  • V 0.001 to 0.1%
  • Ti 0.001 to 0.1%
  • V (vanadium) and Ti (titanium) may be added to ensure strength. If the content of V and Ti is less than 0.001%, this effect is not exhibited. If the content of V and Ti exceeds 0.1%, weldability and the like deteriorate.
  • Nb 0.001 to 0.05% Nb (niobium) may be added to ensure strength. If the Nb content is less than 0.001%, this effect is not exhibited. When the Nb content exceeds 0.05%, this effect is saturated.
  • Ca 0.0005 to 0.005%
  • REM 0.0005 to 0.005%
  • Ca (calcium) and REM may be added for the purpose of inclusion control and improvement of hole expandability. If the content of Ca and REM is less than 0.0005%, the effect is not exhibited. When the Ca and REM contents exceed 0.005%, this effect is saturated.
  • the steel sheet contains inevitable impurities.
  • the inevitable impurities mean secondary materials such as scrap and elements such as S, N, Mg, Pb, Sb, Sn, Cd, Ni, and Cu that are inevitably mixed in from the plating process.
  • Sn is contained in the range of 0.01% or less, the effect of the present invention is not impaired.
  • S and N are preferably limited as follows in order to sufficiently exhibit the effects of the present invention.
  • the described% is mass%.
  • S 0.001 to 0.01%
  • S sulfur
  • the upper limit of the S content is limited to 0.01%.
  • the lower limit of the S content is set to 0.001%.
  • the content is 0.002% to 0.005%.
  • N 0.0005 to 0.01%
  • N nitrogen
  • the upper limit of the N content is limited to 0.01% or less.
  • the lower limit of the N content is set to 0.0005% or more.
  • the content is 0.001 to 0.005%.
  • the metal structure of the steel sheet mainly contains ferrite and martensite. This is because the steel sheet has an excellent balance between strength and ductility.
  • ferrite includes polygonal ferrite and bainetic ferrite
  • martensite includes martensite obtained by normal quenching and martensite tempered at a temperature of 600 ° C. or lower. included. Even if a steel plate tempered at a temperature of 600 ° C. or less is used as a base material of a hot-dip galvanized steel plate, the effect of the present invention does not change.
  • the ferrite fraction and martensite fraction are controlled according to the steel sheet strength.
  • the ferrite fraction is preferably 50 to 90 area% and the martensite fraction is preferably 10 to 40 area%.
  • the ferrite fraction is preferably 20 to 60 area% and the martensite fraction is preferably 30 to 60 area%.
  • the ferrite fraction is preferably 30 area% or less and the martensite fraction is preferably 40 area% or more.
  • the steel sheet contains bainite as a structure other than ferrite and martensite.
  • the bainite fraction is preferably 10 to 40 area%. Further, if austenite remains in the structure, the secondary work brittleness and delayed fracture characteristics deteriorate. Therefore, it is preferable that substantially no residual austenite is contained other than about 5% by volume of residual austenite inevitably present in the steel sheet.
  • n 1 is the number of MnS per 0.1 mm 2 in the surface layer portion of the steel sheet, which is the region in the plate thickness direction 1/8 to 2/8, the average equivalent circle diameter of MnS is d 1 ( ⁇ m), and the steel plate
  • H 1 (GPa) The hardness of the martensite in the surface layer portion is defined as H 1 (GPa).
  • the number of MnS per 0.1 mm 2 in the central part of the steel sheet in the thickness direction 3/8 to 5/8 is n 2
  • the average equivalent circle diameter of MnS is d 2 ( ⁇ m)
  • the steel sheet The martensite hardness at the center is H 2 (GPa).
  • the fact that the left side of the formula B is less than 0.3 qualitatively means that the difference in the number of MnS, the difference in the average equivalent circle diameter of MnS, and the martensite hardness in the steel sheet surface layer part and the steel sheet center part. This means that the difference between is small.
  • the number of MnS in the central part of the steel sheet, the average equivalent circle diameter of MnS, and the value of martensite hardness are larger than those of the steel sheet surface layer part, and the left side of the above formula B is 0.3 or more. Become.
  • the hardness of martensite and the precipitation state of MnS in the steel sheet can be controlled by a manufacturing method described later.
  • the steel sheet is preferably a cold-rolled steel sheet that is also subjected to cold rolling after hot rolling.
  • the manufacturing method may be a generally performed process of hot-rolled steel sheet, cold-rolled steel sheet, and plated steel sheet.
  • a steel material is manufactured by casting molten steel that satisfies the basic components, selected components, and inevitable impurities described above.
  • the casting method is not particularly limited, but a vacuum casting method, a continuous casting method, or the like may be used.
  • the steel material is heated to perform hot rolling.
  • the finish rolling in the hot rolling is preferably performed at a temperature equal to or higher than Ar 3 (the temperature at which ferrite transformation starts at the time of cooling) in order to prevent strain from being excessively applied to the ferrite grains and lowering the workability.
  • Ar 3 the temperature at which ferrite transformation starts at the time of cooling
  • finish rolling in hot rolling it is preferable to perform finish rolling in hot rolling at a temperature of 940 ° C. or lower.
  • the value on the left side of Formula B and the value on the left side of Formula C have a correlation.
  • a steel plate having a value of ⁇ ⁇ TS of 60000% MPa or more is represented by “ ⁇ ”
  • a steel plate having a value of less than 60000% MPa is represented by “x”.
  • the value of ⁇ ⁇ TS is 60000% MPa or more. That is, using a steel material that satisfies the above components and when the rolling conditions shown in the above formula C are satisfied, the metal structure of the steel sheet satisfies the formula B. As a result, the value of ⁇ ⁇ TS is 60000. % MPa or more.
  • the hot dip galvanized steel sheet is more preferable because it can be applied to automobile members and the like that require severe workability.
  • the winding temperature of the steel sheet after hot rolling is increased, recrystallization and grain growth are promoted, and improvement in workability is desired.
  • the higher the temperature the more the scale is generated and the pickling property is lowered, and C and segregate non-uniformly due to the formation of ferrite and pearlite in layers. Therefore, the winding temperature is set to 650 ° C. or lower.
  • the winding temperature is set to 400 ° C. or higher.
  • the steel sheet after the hot rolling process may be subjected to surface grinding in order to remove scale.
  • the grinding method is not particularly limited, and for example, a wire brush roll, an abrasive belt, or shot blasting can be used.
  • the steel sheet after the hot rolling process or after the grinding process is pickled.
  • the pickling method is not particularly limited, and may be a regular pickling method using sulfuric acid or nitric acid.
  • the steel plate after the pickling process is cold rolled.
  • the cold rolling method is not particularly limited. In cold rolling, if the rolling reduction is low, it becomes difficult to correct the shape of the steel sheet, so the lower limit is preferably set to 30%. Further, when rolling at a rolling reduction exceeding 70%, it is preferable to set the upper limit to 70% because of the occurrence of cracks in the edge portion of the steel sheet and the disorder of the shape.
  • the hardness of martensite and the precipitation state of MnS in the steel sheet are controlled more precisely. Therefore, it is preferable to use it as a base material for hot dip galvanized steel sheet.
  • the steel sheet after the cold rolling process is annealed at a temperature of Ac1 (temperature at which austenite begins to be generated during heating) or higher and Ac3 (temperature at which transformation from ferrite to austenite is completed during heating) + 100 ° C. or lower.
  • Ac1 temperature at which austenite begins to be generated during heating
  • Ac3 temperature at which transformation from ferrite to austenite is completed during heating
  • the texture becomes non-uniform.
  • the annealing temperature is desirably 900 ° C. or less from an economical viewpoint.
  • the holding time is 30 seconds or more and 30 minutes or less.
  • the steel sheet heated to the above temperature range in the annealing process is cooled.
  • the cooling end temperature is 600 ° C. or lower. If it exceeds 600 ° C., austenite tends to remain, and problems of secondary workability and delayed fracture tend to occur. Moreover, you may hold
  • the steel sheet after the cooling step may be tempered at a temperature of 600 ° C. or lower for the purpose of improving hole expandability and brittleness. Even if this tempering process is performed, the effect of the present invention does not change.
  • hot dip galvanization is performed on the steel sheet after the cooling process or after the tempering treatment.
  • the hot dip galvanizing method is not particularly limited. Further, alloying treatment may be performed as necessary, and alloyed hot dip galvanizing may be performed.
  • a tensile test and a hole expansion test were performed using the manufactured galvanized steel sheet.
  • the tensile test was performed using a JIS No. 5 test piece.
  • the hole expansion test was performed by pushing a conical punch having a tip angle of 60 ° into a punched hole having an initial hole diameter d 0 : 10 (mm) provided in the test piece and expanding the punched hole.
  • FIG. ⁇ [(d ⁇ d 0 ) / d 0 ] ⁇ 100 (%) (formula D)
  • d 0 10 mm.
  • the metal structure of the hot-dip galvanized steel sheet produced above was observed with an optical microscope.
  • the observation surface is a cut surface obtained by plane cutting along the plate thickness direction so that the plate width direction orthogonal to the rolling direction of the hot-dip galvanized steel plate becomes the observation surface.
  • Ferrite was exposed by nital etching, and martensite was exposed by repeller etching.
  • the area fraction of ferrite and martensite was determined by observing the position of the steel sheet thickness 1 ⁇ 4 on the steel sheet side from the interface between the steel sheet appearing on the cut surface and the hot dip galvanized layer. Residual austenite was measured by measuring the polished surface with an X-ray diffractometer after parallel polishing the surface of the hot-dip galvanized steel sheet to a depth that is 1 ⁇ 4 of the steel sheet thickness, and determining the volume fraction.
  • the galvanizing property was evaluated by performing hot dip galvanizing on a rolled steel sheet annealed under the same annealing conditions as described above using a hot dip galvanizing simulator and visually confirming the adhesion state of the plating.
  • the case where 90% by area or more of the plating surface and the zinc plating was uniformly adhered was “Good”, and the case where there was a defect in more than 10% by area of the plating surface was “Bad”.
  • the number of MnS was expressed as a number per 0.1 mm 2 because the total number was measured by observing a total area of 0.01 mm 2 for 10 fields of view.
  • the equivalent circle diameter ( ⁇ m) of MnS is calculated by calculating the equivalent circle diameter in the 10 fields of view with the image analysis software incorporated in the Fe-SEM, and obtaining the average value in the 10 fields of view as the average equivalent circle diameter ( ⁇ m). did.
  • the hardness of martensite was measured using a nanoindenter. A total of 30 points were measured in the martensite grains existing in the steel sheet surface layer part and the steel sheet center part at intervals of 100 ⁇ m, and the average value was obtained. These results are shown in Table 3. In Table 3, the numerical value indicated by the underline indicates that it is outside the scope of the present invention.
  • the example No. Nos. 1 to 27 are hot-dip galvanized steel sheets having excellent hot-dip galvanizing properties, high strength, and sufficient hole expansibility (formability).
  • No. as a comparative example. 28 to 45 are hot-dip galvanized steel sheets that are out of the scope of the present invention.
  • the C content is outside the range of the present invention, so the value of ⁇ ⁇ TS is less than 60000% MPa.
  • Comparative Example 30 since the Si content is outside the range of the present invention and the value of Si + Al expressed in mass% is also outside the range of the present invention, the value of ⁇ ⁇ TS is less than 60000% MPa, and galvanization The property was not excellent.
  • Comparative Example 31 since the Si content and the Mn content are outside the scope of the present invention, and the value of Si + Al expressed in mass% is also outside the scope of the present invention, the value of ⁇ ⁇ TS is less than 60000% MPa. Also, the galvanizing property was not excellent.
  • Comparative Example 32 since the Mn content is outside the range of the present invention, the value of ⁇ ⁇ TS is less than 60000% MPa.
  • Comparative Example 33 since the P content is outside the range of the present invention, the value of ⁇ ⁇ TS is less than 60000% MPa.
  • Comparative Example 34 since the S content is outside the range of the present invention, the value of ⁇ ⁇ TS is less than 60000% MPa.
  • Comparative Example 35 since the N content is outside the range of the present invention, the value of ⁇ ⁇ TS is less than 60000% MPa.
  • Comparative Example 36 since the Al content is outside the range of the present invention, the value of ⁇ ⁇ TS is less than 60000% MPa.
  • Comparative Examples 37 to 41 the value of Si + Al in mass% is outside the range of the present invention, and the value of ⁇ ⁇ TS is less than 60000% MPa. Since Comparative Examples 42 to 45 do not satisfy the expressions B and C, the value of ⁇ ⁇ TS is less than 60000% MPa.
  • the total content of Si and Al, which are components of the steel sheet is controlled within a specific range for the steel sheet that is the base material of the hot dip galvanized steel sheet.
  • the hardness of martensite and the precipitation state of MnS in the steel sheet it is possible to provide a hot-dip galvanized steel sheet having high strength and excellent formability and a method for producing the same. Become.

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Abstract

鋼板と、前記鋼板上に配された溶融亜鉛メッキ層と、を備える溶融亜鉛メッキ鋼板であって：前記鋼板の成分中のＳｉ及びＡｌの質量％で示した含有量が、０．５＜Ｓｉ＋Ａｌ＜１．０の関係を満足し；前記鋼板の金属組織が、鋼板表層部のＭｎＳの個数をｎ１、前記鋼板表層部における前記ＭｎＳの平均円相当径をｄ１ μｍ、前記鋼板表層部のマルテンサイトの硬度をＨ１ＧＰａとし、鋼板中心部のＭｎＳの個数をｎ２、前記鋼板中心部における前記ＭｎＳの平均円相当径をｄ２ μｍ、前記鋼板中心部のマルテンサイトの硬度をＨ２ＧＰａとするとき、｛（ｎ２）２／３×ｄ２｝／｛（ｎ１）２／３×ｄ１｝×ｌｎ（Ｈ２／Ｈ１）＜０．３…（式Ｂ）の関係を満足する。

Description

溶融亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法
　本発明の一実施態様は、成形性に優れた溶融亜鉛メッキ高強度鋼板およびその製造方法に関する。溶融亜鉛メッキ高強度鋼板には合金化溶融亜鉛メッキ高強度鋼板も含まれる。
　本願は、２０１０年１２月１７日に、日本に出願された特願２０１０－２８１６９０号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　車体の軽量化と衝突安全性とを両立するには、使用鋼板の強度上昇（ハイテン化）が最も有効な方法の一つである。最近ではＥｕｒｏ－Ｎ－ＣＡＰに代表される衝突安全性に関する規制の厳格化がより一層進んでいる。この規制に対応するためには、補強部材の追加等が必要となり、車体重量の増加が避けられない。このような車体重量の増加は、燃費の低下をもたらす。よって、部品の強度を保ちながら、薄肉化することを可能とする超高強度材の適用拡大がさらに望まれている。一方、少しでも部品を軽量化するため、部品の形状は複雑になってきている。このため、鋼板にはさらなる成形加工性の向上が要求されている。特に、高強度薄鋼板は、サイドシルなどの曲げ成形が主体となる部位に適用されることが多い。よって、高強度薄鋼板の成形性として、曲げ性や、局部延性を示す指標である穴拡げ性を評価することが重要となる。さらに、これらの部材には防錆性も必要とされるため、使用される高強度鋼板には溶融亜鉛メッキもしくは合金化溶融亜鉛メッキが施される。
　しかし、一般に、鋼板の強度を上昇させると，曲げ性や穴拡げ性といった成形加工性が劣化することが知られている。
　従来の技術として、例えば、特許文献１、２、３には、穴拡げ性に優れた鋼板が提案されている。
　高強度鋼板は、合金化元素の含有量が多く、これらが板厚中心部に濃化するため、穴拡げ性が劣るという特徴を有する。しかし、鋼板表層部と鋼板中心部との硬度差について言及した先行技術はない。また、サイズの大きなＭｎＳは、成形時に破壊の起点となるので、ＭｎＳの析出状態が、成形性に影響を及ぼしていると推定される。しかし、ＭｎＳの析出状態について言及した先行技術はない。
日本国特開２００５－２５６１４１号公報 日本国特開２００６－２７４３１７号公報 日本国特開２００８－２４０１２３号公報
　本発明の一実施態様は、前述のような従来技術の問題点を解決し、高強度で、かつ、成形性に優れる溶融亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法を提供することを課題とする。
　本発明者らは、成形性に優れた溶融亜鉛メッキ高強度鋼板について鋭意検討した。
　その結果、高強度鋼板の中では比較的に降伏応力の低いＤＰ（Ｄｕａｌ　Ｐｈａｓｅ）鋼であり、そして、溶融亜鉛メッキ鋼板の基材となる鋼板に関して、この鋼板の成分であるＳｉとＡｌとの合計含有量を特定範囲に制御すること、及び、この鋼板の硬度分布を制御することによって、これまで以上の成形性が確保できる溶融亜鉛メッキ高強度鋼板を工業的に製造できることを見出した。
　上記鋼板は、遅れ破壊や二次加工脆性などの問題が生じないよう、不可避的に含まれる５％体積程度の残留オーステナイト以外には、実質的に残留オーステナイトを含まないＤＰ鋼とすることが好ましい。
　また、鋼板表層部及び鋼板中心部において、上記鋼板中のマルテンサイトの硬さやＭｎＳの析出状態を制御することが重要となる。
　本発明の上記態様は、５９０ＭＰａから１５００ＭＰａの引張強度を有する溶融亜鉛メッキ高強度鋼板に適用できるが、９８０ＭＰａ程度の溶融亜鉛メッキ高強度鋼板にて著しい効果を奏する。
　本発明の要旨は、以下の通りである。
（１）本発明の一実施態様にかかる溶融亜鉛メッキ鋼板は、鋼板と、前記鋼板上に配された溶融亜鉛メッキ層と、を備え：前記鋼板の成分が、質量％で、Ｃ：０．０５～０．１３％、Ｓｉ：０．２～０．８％、Ｍｎ：１．５～３．１％、Ｐ：０．００１～０．０６％、Ｓ：０．００１～０．０１％、Ｎ：０．０００５～０．０１％、Ａｌ：０．１～０．７％、を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、前記Ｓｉ及び前記Ａｌの質量％で示した含有量が、下記の式Ａを満足し；前記鋼板の金属組織が、フェライトとマルテンサイトを含有し、板厚方向１／８～２／８の領域である鋼板表層部における０．１ｍｍ２あたりのＭｎＳの個数をｎ１、前記鋼板表層部における前記ＭｎＳの平均円相当径をｄ１μｍ、前記鋼板表層部の前記マルテンサイトの硬度をＨ１ＧＰａとし、板厚方向３／８～５／８の領域である鋼板中心部における０．１ｍｍ２あたりのＭｎＳの個数をｎ２、前記鋼板中心部における前記ＭｎＳの平均円相当径をｄ２μｍ、前記鋼板中心部の前記マルテンサイトの硬度をＨ２ＧＰａとするとき、下記の式Ｂを満足する。
       ０．５＜Ｓｉ＋Ａｌ＜１．０　・・・（式Ａ）
       ｛（ｎ２）２／３×ｄ２｝／｛（ｎ１）２／３×ｄ１｝×ｌｎ（Ｈ２／Ｈ１）＜０．３・・・（式Ｂ）
（２）上記（１）に記載の溶融亜鉛メッキ鋼板で、前記鋼板の成分が、質量％で、さらに、Ｂ：０．０００５～０．００２％、Ｍｏ：０．０１～０．５％、Ｃｒ：０．０１～０．５％、Ｖ　：０．００１～０．１％、Ｔｉ：０．００１～０．１％、Ｎｂ：０．００１～０．０５％、Ｃａ：０．０００５～０．００５％、Ｒａｒｅ　Ｅａｒｔｈ　Ｍｅｔａｌ：０．０００５～０．００５％、のうちの少なくとも一つを含有してもよい。
（３）上記（２）に記載の溶融亜鉛メッキ鋼板で、前記鋼板が冷延鋼板であってもよい。
（４）上記（１）に記載の溶融亜鉛メッキ鋼板で、前記鋼板が冷延鋼板であってもよい。
（５）上記（１）～（４）のいずれか一項に記載の溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法で、熱間仕上圧延の合計スタンド数をｎ段とし、ｒｉ％をｉスタンド目の圧下率とするとき、前記熱間仕上圧延が、下記の式Ｃを満足してもよい。
       （ｒ１＋ｒ２＋ｒ３）／（ｒｎ－２＋ｒｎ－１＋ｒｎ）＞１．６・・・（式Ｃ）
　本発明の上記態様にかかる溶融亜鉛メッキ鋼板及びその製造方法によれば、溶融亜鉛メッキ鋼板の基材となる鋼板について、この鋼板の成分であるＳｉとＡｌとの合計含有量を特定範囲に制御すること、また、この鋼板中のマルテンサイトの硬度とＭｎＳの析出状態とを制御することによって、高強度で、かつ、成形性に優れる溶融亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法を提供することができる。
鋼板中のＡｌ及びＳｉの含有量と、成形性やメッキ性などの鋼板特性との関係を示す図である。 鋼板表層部及び鋼板中心部におけるマルテンサイトの硬度とＭｎＳの析出状態を表す式Ｂの左辺の値と、鋼板の強度と成形性とを評価するλ×ＴＳの値との関係を示す図である。 熱間仕上圧延の開始時及び終了時における圧下率の制御状態を表す式Ｃの左辺の値と、鋼板の強度と成形性とを評価するλ×ＴＳの値との関係を示す図である。 鋼板表層部及び鋼板中心部におけるマルテンサイトの硬度とＭｎＳの析出状態を表す式Ｂの左辺の値と、熱間仕上圧延の開始時及び終了時における圧下率の制御状態を表す式Ｃの左辺の値との関係を示す図である。
　本発明の実施形態に係る溶融亜鉛メッキ鋼板は、基材となる鋼板と、この鋼板上に配された溶融亜鉛メッキ層とを備える。ここで、溶融亜鉛メッキには、合金化溶融亜鉛メッキも含まれる。
　初めに、上記した基材となる鋼板の基本成分に関する数値限定範囲と、その限定理由とを説明する。ここで、記載する％は、質量％である。
　Ｃ：０．０５～０．１３％
　Ｃ（炭素）は、強度確保のため、また、マルテンサイト安定化のために、必須な元素である。
　Ｃ含有量が０．０５％未満では、強度が満足せず、またマルテンサイトが形成されない。また、Ｃ含有量が０．１３％を超えると、マルテンサイトの硬度が高くなりすぎて、軟質相との硬度差が過大になって穴拡げ性が低下し、また、溶接性の劣化も招く。
　従って、Ｃ含有量は、０．０５～０．１３％とし、好ましくは、０．０６～０．１％とする。
　Ｓｉ：０．２～０．８％
　Ｓｉ（ケイ素）は、強度確保のため、また、延性の確保のために添加される元素である。
　Ｓｉ含有量が０．８％超では、化成処理性や溶融亜鉛メッキ性が劣化してしまう。従って、Ｓｉ含有量は、０．８％以下とする。さらに溶融亜鉛メッキ性を重視する場合には０．６％以下のＳｉ含有量が好ましい。また、ＳｉとＡｌとの複合添加により穴拡げ性が向上するが、Ｓｉ含有量が０．２％未満ではこの効果が顕著に現れない。このため，Ｓｉ含有量の下限を０．２％とする。
　Ｍｎ：１．５～３．１％
　Ｍｎ（マンガン）は、強度確保に加えて、炭化物の生成を遅らせ、フェライトを安定化させる元素である。
　Ｍｎ含有量が１．５％未満では、強度が満足せず、またフェライトの形成が不十分となり延性が劣化する。また、Ｍｎ含有量が３．１％を超えると、焼入れ性が必要以上に高まって製品品質が安定せず、また、延性も不足する。
　従って、Ｍｎ含有量は、１．５～３．１％とし、好ましくは１．８～２．８％とする。
　Ｐ：０．００１～０．０６％
　Ｐ（リン）は、鋼板の強度を上げる元素として、必要に応じて添加する。しかし、添加量が多いと粒界へ偏析して局部延性を劣化させ、また、溶接性も劣化させる。
　従って、Ｐ含有量の上限値は０．０６％とする。また、Ｐ含有量の下限を０．００１％としたのは、これ未満に低減させることは、製鋼工程でのコストアップに繋がるためである。好ましくは０．００３％～０．０３％とする。
　Ａｌ：０．１～０．７％
　Ａｌ（アルミニウム）は、フェライトの生成を促進し、延性向上に有効に作用する元素である。また、多量に添加しても、化成処理性や溶融亜鉛メッキ性を劣化させない元素である。
　ＳｉとＡｌとの複合添加により穴拡げ性を向上させるには、Ａｌ含有量を０．１％以上とする。しかし、添加量が増加するとアルミナ等の介在物が増加し、加工性が劣化するため、Ａｌ含有量の上限は０．７％とする。好ましくは０．１５％～０．６％とする。
　上記の基本成分に加えて、上記鋼板は、さらに、選択成分として、Ｂ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃａ、Ｒａｒｅ　Ｅａｒｔｈ　Ｍｅｔａｌ（ＲＥＭ）のうちの少なくとも一つを含有してもよい。以下に、選択成分の数値限定範囲とその限定理由とを説明する。ここで、記載する％は、質量％である。
　Ｂ：０．０００５～０．００２％
　Ｂ（ホウ素）は、焼入れ性確保のため、また、ＢＮの形成による有効Ａｌを増大させるために添加してもよい。また、ＤＰ鋼のフェライト分率を高くすることで優れた伸びを確保できるが、金属組織が層状組織となり局部延性が低下することがある。Ｂの添加によって、これを防ぐことが可能となる。
　Ｂ含有量が０．０００５％未満では、この効果が発揮されない。Ｂ含有量が０．００２％超では、添加量に見合う効果が発現されない。
　Ｍｏ：０．０１～０．５％
　Ｃｒ：０．０１～０．５％
　Ｍｏ（モリブデン）及びＣｒ（クロミウム）は、強度及び焼入れ性の確保のために添加してもよい。
　Ｍｏ及びＣｒの含有量が、０．０１％未満ではその効果が発揮されない。Ｍｏ及びＣｒの含有量が、０．５％超では、ＤＰ鋼におけるフェライト生成が抑制されて延性が劣化し、また、化成処理性や溶融亜鉛メッキ性が劣化する。
　Ｖ　：０．００１～０．１％
　Ｔｉ：０．００１～０．１％
　Ｖ（バナジウム）及びＴｉ（チタニウム）は、強度確保のために添加してもよい。
　Ｖ及びＴｉの含有量が０．００１％未満では、この効果が発揮されない。Ｖ及びＴｉの含有量が０．１％超では、溶接性などが劣化する。
　Ｎｂ：０．００１～０．０５％
　Ｎｂ（ニオブ）は、強度確保のために添加してもよい。
　Ｎｂ含有量が、０．００１％未満ではこの効果が発揮されない。Ｎｂ含有量が、０．０５％超では、この効果が飽和する。
　Ｃａ：０．０００５～０．００５％；
　ＲＥＭ：０．０００５～０．００５％
　Ｃａ（カルシウム）及びＲＥＭは、介在物制御、穴拡げ性を改善する目的で添加してもよい。
　Ｃａ及びＲＥＭの含有量が、０．０００５％未満ではその効果が発揮されない。Ｃａ及びＲＥＭの含有量が、０．００５％超では、この効果が飽和する。
　上記成分の他に、上記鋼板は、不可避的不純物を含有する。ここで、不可避的不純物とは、スクラップ等の副原料や、メッキ工程から不可避的に混入する、Ｓ、Ｎ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃｄ、Ｎｉ、Ｃｕ等の元素を意味する。
　例えば、Ｓｎなどは、０．０１％以下の範囲で含有しても本発明の効果を損なうものではない。しかし、Ｓ及びＮは、本発明の効果を十分に発揮させるために、以下のように制限することが好ましい。ここで、記載する％は、質量％である。
　Ｓ：０．００１～０．０１％
　Ｓ（硫黄）は、ＭｎＳを生成することで局部延性、溶接性を劣化させる元素であり、鋼中に存在しない方が好ましい元素である。
　従って、Ｓ含有量の上限を０．０１％に制限する。また、不必要にＳを低減することは製鋼工程でのコストが増大するので、Ｓ含有量の下限を０．００１％とする。好ましくは０．００２％～０．００５％とする。
　Ｎ：０．０００５～０．０１％
　Ｎ（窒素）は、不可避的に含まれる元素であるが、あまり多量に含有する場合は、時効性を劣化させるのみならず、ＡｌＮ析出量が多くなってＡｌ添加の効果を減少させる元素である。
　従って、Ｎ含有量の上限を０．０１％以下に制限する。また、不必要にＮを低減することは製鋼工程でのコストが増大するので、Ｎ含有量の下限を０．０００５％以上とする。好ましくは０．００１～０．００５％とする。
　次に、ＳｉとＡｌとの合計含有量に関する数値限定範囲について説明する。
　鋼板の強度を高めるためには、固溶強化や析出強化だけでは充分でなく、一般に、変態強化も利用されることが多い。さらに、ＤＰ組織に制御することで、軟質のフェライト相に起因して高い伸びが得られ、硬質のマルテンサイト相に起因して強度が確保される。
　しかし、ＤＰ鋼の場合、軟質相と硬質相の硬度差が大きいと、穴拡げ性が劣化することが知られている。この改善のために、マルテンサイトを焼き戻して硬度を下げるなどの工夫がされているが、十分ではない。特に、９８０ＭＰａ以上の引張強度が要求されるＤＰ鋼では、焼き戻しにより、強度不足となってしまう場合がある。
　そこで、発明者らは鋭意検討した結果、Ｓｉ及びＡｌの質量％で示した合計含有量が、下記の式Ａを満たすとき、高強度で、かつ、優れた穴拡げ性を有する鋼板になることを見出した。
　　　０．５＜Ｓｉ＋Ａｌ＜１．０　・・・（式Ａ）
　強度及び成形性の評価には、穴拡げ率：λ（％）と引張強度：ＴＳ（ＭＰａ）との積であるλ×ＴＳの値を用いる。この値は、通常４００００％ＭＰａ程度である。このλ×ＴＳの値が６００００％ＭＰａ以上の場合に、鋼板が、高強度であり、かつ、成形性が良好であると判断する。図１に、Ａｌ及びＳｉの質量％で示した含有量と、成形性及びメッキ性などの鋼板特性との関係を示す。図中、λ×ＴＳの値が６００００％ＭＰａ以上となる鋼板を「○」、６００００％ＭＰａ未満となる鋼板を「×」で表し、また、溶融亜鉛メッキ性が劣る鋼板を「△」で表した。また、上記の式Ａで示される範囲を矢印「Ａ」で表した。この図に示されるように、質量％で示したＳｉ＋Ａｌの値が、０．５％以下となると、λ×ＴＳの値が十分でなく、１．０％以上となると、溶融亜鉛メッキ性が悪化する。このように質量％で示したＳｉ＋Ａｌの値は、０．５％超、１．０％未満となる必要がある。好ましくは、質量％で示したＳｉ＋Ａｌの値を、０．６％超、１．０％未満とする。
　次に、本発明の実施形態に係る溶融亜鉛メッキ鋼板の基材となる鋼板の金属組織について説明する。
　上記鋼板の金属組織には、主にフェライトとマルテンサイトとが含有される。これは、強度と延性とのバランスに優れた鋼板となるからである。ここでいう、フェライトには、ポリゴナルフェライト、ベイネティックフェライトを含み、マルテンサイトには、通常の焼き入れにより得られるマルテンサイトの他、６００℃以下の温度にて焼戻しを行ったマルテンサイトも含まれる。６００℃以下の温度で焼戻しを行った鋼板を、溶融亜鉛メッキ鋼板の基材として用いても、本発明の効果は変わらない。
　フェライト分率及びマルテンサイト分率は、鋼板強度に応じて制御する。ＴＳが５００～８００ＭＰａの場合、フェライト分率は５０～９０面積％で、マルテンサイト分率は１０～４０面積％であることが好ましい。ＴＳが８００～１１００ＭＰａの場合、フェライト分率は２０～６０面積％で、マルテンサイト分率は３０～６０面積％であることが好ましい。ＴＳが１１００ＭＰａ超の場合、フェライト分率は３０面積％以下で、マルテンサイト分率は４０面積％以上であることが好ましい。
　上記鋼板は、フェライト及びマルテンサイト以外の組織としてベイナイトを含む。そのベイナイト分率は１０～４０面積％であることが好ましい。また、組織中にオーステナイトが残存すると２次加工脆性や遅れ破壊特性が悪化する。よって、上記鋼板では不可避的に存在する５体積％程度の残留オーステナイト以外には、実質的に残留オーステナイトを含まないことが好ましい。
　上記鋼板が、高強度で、かつ、十分な穴拡げ性（成形性）を有するためには、その金属組織が、下記の式Ｂを満足する必要がある。
　｛（ｎ２）２／３×ｄ２｝／｛（ｎ１）２／３×ｄ１｝×ｌｎ（Ｈ２／Ｈ１）＜０．３・・・（式Ｂ）
　ここで、板厚方向１／８～２／８の領域である鋼板表層部における０．１ｍｍ２あたりのＭｎＳの個数をｎ１、上記ＭｎＳの平均円相当径をｄ１（μｍ）、上記鋼板表層部のマルテンサイトの硬度をＨ１（ＧＰａ）とする。同様に、板厚方向３／８～５／８の領域である鋼板中心部における０．１ｍｍ２あたりのＭｎＳの個数をｎ２、上記ＭｎＳの平均円相当径をｄ２（μｍ）、上記鋼板中心部のマルテンサイト硬度をＨ２（ＧＰａ）とする。
　上記の式Ｂの左辺が０．３未満となることは、定性的に、鋼板表層部と鋼板中心部とにおける、ＭｎＳの個数の差、ＭｎＳの平均円相当径の差、及び、マルテンサイト硬度の差が小さくなることを意味する。一般的に、鋼板中心部のＭｎＳの個数、ＭｎＳの平均円相当径、及び、マルテンサイト硬度の値は、鋼板表層部のそれらよりも大きくなり、上記の式Ｂの左辺が０．３以上となる。
　図２に示すように、式Ｂの左辺の値と、λ×ＴＳの値とには相関がある。式Ｂの左辺の値が、０．３未満の場合に、λ×ＴＳの値が６００００％ＭＰａ以上となる。このように、上記鋼板が、高強度で、かつ、成形性に優れるためには、式Ｂの左辺の値が、０．３未満となる必要がある。また、通常の条件において想定される式Ｂの下限は、０．０１である。
　鋼板中のマルテンサイトの硬度及びＭｎＳの析出状態は、後述のする製造方法によって制御することが可能である。また、鋼板中のマルテンサイトの硬度及びＭｎＳの析出状態をより精密に制御するためには、上記鋼板が、熱間圧延後に冷間圧延も施される、冷延鋼板であることが好ましい。
　加えて、伸び（ＥＬ）とＴＳとの積であるＥＬ×ＴＳの値が、１６０００％ＭＰａ以上であれば、さらに成形性が向上するので、好ましい。
　上述のように、溶融亜鉛メッキ鋼板の基材となる鋼板について、鋼板の成分と金属組織とを制御することで、高強度で、かつ、成形性に優れる溶融亜鉛メッキ高強度鋼板を得ることが可能となる。
　次に、本発明の実施形態に係る溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法について説明する。
　製造方法は一般に行われている熱延鋼板、冷延鋼板、メッキ鋼板の工程で構わない。
　鋳造工程として、上記した基本成分、選択成分、及び、不可避不純物を満足する溶鋼を鋳造して鋼材を製造する。鋳造方法は特に限定されるものではないが、真空鋳造法や連続鋳造法等を用いれば良い。
　熱間圧延工程として、上記鋼材を加熱して、熱間圧延を行う。熱間圧延における仕上圧延は、フェライト粒にひずみが過度に加わり加工性が低下するのを防ぐため、Ａｒ３（冷却時にフェライト変態が始まる温度）以上の温度で行うことが好ましい。また、高温すぎても焼鈍後の再結晶粒径が必要以上に粗大化するため、熱間圧延における仕上圧延を、９４０℃以下の温度で行うことが好ましい。
　熱間圧延における仕上圧延時に、各スタンドでの圧化率が下記の式Ｃを満足した場合、高いλ×ＴＳの値が得られる。
　　　（ｒ１＋ｒ２＋ｒ３）／（ｒｎ－２＋ｒｎ－１＋ｒｎ）＞１．６・・・（式Ｃ）
ここで、熱間仕上圧延の合計スタンド数をｎ段とし、ｒｉ％をｉスタンド目の圧下率とする。
　図３に示すように、式Ｃの左辺の値とλ×ＴＳの値とには相関がある。式Ｃの左辺の値が１．６超の場合に、λ×ＴＳの値が６００００％ＭＰａ以上となる。よって、式Ｃの左辺の値が、１．６超となることが好ましい。これは、仕上圧延開始時の被加工材温度が高く、この段階で高圧下率であれば、結晶粒が均一になるからだと推定される。一方、仕上圧延終了時の被加工材温度は低くなっているため、この段階での圧下率が高いと、被加工材への負荷が高く、形状の乱れが起こる。加えて、この段階では、被加工材内部が不均一な温度分布になっているので、加工のばらつきが大きくなり、材質特性も劣化する。
　高強度で、かつ、良好な成形性を確実に得るためには、（ｒ１＋ｒ２＋ｒ３）／（ｒｎ－２＋ｒｎ－１＋ｒｎ）＞１．９を満たせば好ましい。また、（ｒ１＋ｒ２＋ｒ３）／（ｒｎ－２＋ｒｎ－１＋ｒｎ）＞２．０を満たせばさらに好ましい。一方、設備能力の制約により、（ｒ１＋ｒ２＋ｒ３）／（ｒｎ－２＋ｒｎ－１＋ｒｎ）の値の上限は３．０となる。
　尚、図４に示すように、式Ｂの左辺の値と式Ｃの左辺の値とには、相関がある。図中、λ×ＴＳの値が６００００％ＭＰａ以上となる鋼板を「○」、６００００％ＭＰａ未満となる鋼板を「×」で表した。式Ｂと式Ｃとが共に、それぞれ条件を満たす時に、λ×ＴＳの値が６００００％ＭＰａ以上となる。つまり、上記成分を満足する鋼材を用いて、そして、上記式Ｃに示す圧延条件を満足する場合に、鋼板の金属組織が式Ｂを満足することとなり、その結果、λ×ＴＳの値が６００００％ＭＰａ以上となる。
　さらに、鋼板のＥＬ×ＴＳの値が１６０００％ＭＰａ以上であれば、その溶融亜鉛メッキ鋼板は、厳しい加工性が要求される自動車用部材等に適用できるのでより好ましい。
　熱間圧延後の鋼板の巻き取り温度は、高温にするほど再結晶や粒成長が促進され、加工性の向上が望まれる。しかし、高温にするほど、スケールが生成して酸洗性が低下し、そして、フェライトとパーライトが層状に生成することによってＣが不均一に偏析する。よって、巻き取り温度は６５０℃以下とする。一方、巻き取り温度が低温になりすぎると鋼板が硬化して、冷間圧延時での負荷が高くなる。このため、巻き取り温度は４００℃以上とする。また、必要に応じて、上記巻き取り温度にて、１時間以上、２４時間以下の範囲で、熱間圧延後の鋼板を保持してもよい。上記時間の保持により、熱間圧延鋼板の金属組織を、好適に制御することができる。
　研削工程として、必要に応じて、上記熱間圧延工程後の鋼板を、スケールを除去するために表面研削しても良い。研削方法は特に限定されるものではなく、例えば、ワイヤブラシロール、砥粒ベルト、又は、ショットブラスト等を使用することができる。
　酸洗工程として、上記熱間圧延工程後、又は、研削工程後の鋼板を酸洗する。酸洗方法は特に限定されるものではなく、硫酸又は硝酸等を用いる定法の酸洗方法でよい。
　冷間圧延工程として、上記酸洗工程後の鋼板を冷間圧延する。冷間圧延方法は特に限定されるものではない。冷間圧延では、圧下率が低いと鋼板の形状矯正が難しくなるため下限値を３０％とすることが好ましい。また、７０％を超える圧下率で圧延すると、鋼板のエッジ部に割れの発生及び形状の乱れのため、上限値を７０％とすることが好ましい。
　上記した熱間圧延工程および冷間圧延工程を経て製造された冷延鋼板は、鋼板中のマルテンサイトの硬度及びＭｎＳの析出状態がより精密に制御されている。よって、溶融亜鉛メッキ鋼板の基材として用いると好ましい。
　焼鈍工程として、冷間圧延工程後の鋼板を、Ａｃ１（加熱時にオーステナイトが生成し始める温度）以上、Ａｃ３（加熱時にフェライトからオーステナイトへの変態を完了する温度）＋１００℃以下の温度で焼鈍する。Ａｃ１未満の温度では組識が不均一となる。一方、Ａｃ３＋１００℃超える温度では、オーステナイトの粗大化によりフェライト生成が抑制され、伸び特性が劣化する。また、経済的な観点から焼鈍温度は９００℃以下が望ましい。また、焼鈍工程中に、層状の組識を消失させるには、３０秒以上の保持が必要である。しかし、３０分を超えて保持しても、効果は飽和し生産性も低下する。従って、保持時間は、３０秒以上３０分以下とする。
　冷却工程として、焼鈍工程で上記温度範囲に加熱されている鋼板を冷却する。冷却終了温度は、６００℃以下の温度とする。６００℃を超えるとオーステナイトが残留しやすくなり、２次加工性、遅れ破壊の問題が生じ易くなる。また、必要に応じて、上記冷却終了温度にて、１０秒以上、１０００秒以下の範囲で、焼鈍工程後の鋼板を保持してもよい。上記時間の保持により、焼鈍工程後の鋼板の金属組織を、好適に制御することができる。
　また、必要に応じて、穴拡げ性及び脆性の改善を目的として、冷却工程後の鋼板に、６００℃以下の温度で焼戻し処理を行ってもよい。この焼戻し処理を行っても、本発明の効果は変わらない。
　めっき工程として、冷却工程後、又は、焼戻し処理後の鋼板に溶融亜鉛めっきを施す。溶融亜鉛メッキ方法は特に限定されるものではない。また、必要に応じて合金化処理を行い、合金化溶融亜鉛メッキとしても構わない。
　表１に示した成分組成を有する鋼を真空溶解炉にて鋳造した。表１中、下線で示す数値は、本発明の範囲外であることを示す。この鋼材を１２００℃まで加熱して熱間圧延を行った。熱間圧延における仕上圧延は、８８０℃で行った。また、この熱間仕上圧延では、各スタンドでの圧下率を制御した。熱間仕上圧延終了後の圧延鋼板を５００℃まで冷却し、その温度で１時間保持することで、熱延の巻取熱処理を行った。得られた熱延鋼板を、研削及び酸洗により表面スケールを除去した。その後、この鋼板に対して冷間圧延を行った。冷間圧延後の鋼板を、連続焼鈍シミュレータを用い、８００℃で６０秒の焼鈍を行い、その後、４００～６００℃の温度範囲に冷却して、その温度で１０～６００秒保持した。この鋼板に溶融亜鉛メッキを行い、一部の鋼板は必要に応じ合金化処理を行った後、室温まで冷却した。
　上記製造した溶融亜鉛メッキ鋼板を用いて、引張試験と穴拡げ試験とを行った。穴拡げ率λ（％）×引張強度ＴＳ（ＭＰａ）の積が６００００％ＭＰａ以上である場合に、高強度であり、かつ、成形性が良好であると判断した。引張試験は、ＪＩＳ５号試験片により試験を行った。穴拡げ試験は、試験片に設けた初期穴直径ｄ０：１０（ｍｍ）である打ち抜き穴に、先端角度が６０°である円錐ポンチを押し込んで、打ち抜き穴を押し広げることで行った。そして、打ち抜き穴の円周に発生した亀裂が試験片の板厚方向に貫通した時点での穴直径ｄ（ｍｍ）を測定し、下記の式Ｄによって穴拡げ率λを求めた。
　　　λ＝［（ｄ－ｄ０）／ｄ０］×１００（％）・・・（式Ｄ）
ここで、ｄ０＝１０ｍｍ。
　上記製造した溶融亜鉛メッキ鋼板の金属組織を、光学顕微鏡で観察した。観察面は、溶融亜鉛メッキ鋼板の圧延方向と直交する板幅方向が観察面となるように板厚方向に沿って平面切断した切断面である。フェライトはナイタールエッチング、マルテンサイトはレペラーエッチング法により現出させた。上記切断面に表れる鋼板と溶融亜鉛メッキ層との界面から鋼板側である、鋼板の板厚１／４の位置を観察して、フェライト及びマルテンサイトの面積分率を求めた。残留オーステナイトは、溶融亜鉛メッキ鋼板表面を、鋼板の板厚１／４である深さまで平行研磨した後、研磨面をＸ線回折装置で測定して、体積分率を求めた。
　亜鉛メッキ性は、溶融亜鉛メッキシミュレータを用いて、上記と同様の焼鈍条件で焼鈍を施した圧延鋼板に溶融亜鉛メッキを行い、メッキの付着状況を目視にて確認することで評価した。メッキ表面の９０面積％以上で、亜鉛メッキが均一に付着している場合を「Ｇｏｏｄ」とし、メッキ表面の１０面積％超に欠陥がある場合を「Ｂａｄ」とした。これらの結果を表２に示した。
　ＭｎＳの析出状態の観察は、Ｆｅ－ＳＥＭ（Ｆｉｅｌｄ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ－Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて行った。観察は、上記した切断面に表れる鋼板と溶融亜鉛メッキ層との界面から鋼板側へ、鋼板の板厚方向１／８～２／８である鋼板表層部と、鋼板の板厚方向３／８～５／８である鋼板中心部とで行った。観察倍率は１０００倍とし、０．１２ｍｍ×０．０９ｍｍ＝０．０１ｍｍ２の面積を１観察視野とした。合計１０視野を観察して、ＭｎＳの個数を計測した。ここで、ＭｎＳの個数は、０．０１ｍｍ２の面積を合計１０視野観察して、合計個数を計測したので、０．１ｍｍ２あたりの個数として表した。ＭｎＳの円相当径（μｍ）は、上記１０視野における円相当直径を、Ｆｅ－ＳＥＭに組み込まれている画像解析ソフトで計算し、１０視野における平均値を求めて平均円相当径（μｍ）とした。
　マルテンサイトの硬度は、ナノインデンターを用いて、測定を行った。上記鋼板表層部と上記鋼板中心部とに存在するマルテンサイトの粒内を、１００μｍの間隔で、合計３０点測定して、平均値を求めた。これらの結果を表３に示した。表３中、下線で示す数値は、本発明の範囲外であることを示す。
　表１～表３に示すように、実施例であるＮｏ．１～２７は、溶融亜鉛メッキ性が優れ、高強度であり、かつ、十分な穴拡げ性（成形性）を有する溶融亜鉛メッキ鋼板となっている。
　一方、比較例であるＮｏ．２８～４５は、本発明の範囲から外れた溶融亜鉛メッキ鋼板である。
　比較例２８と２９とは、Ｃ含有量が本発明の範囲外であるため、λ×ＴＳの値が６００００％ＭＰａ未満となっている。
　比較例３０は、Ｓｉ含有量が本発明の範囲外で、質量％で示したＳｉ＋Ａｌの値も本発明の範囲外であるため、λ×ＴＳの値が６００００％ＭＰａ未満となり、また、亜鉛メッキ性も優れなかった。
　比較例３１は、Ｓｉ含有量とＭｎ含有量とが本発明の範囲外で、質量％で示したＳｉ＋Ａｌの値も本発明の範囲外であるため、λ×ＴＳの値が６００００％ＭＰａ未満となり、また、亜鉛メッキ性も優れなかった。
　比較例３２は、Ｍｎ含有量が本発明の範囲外であるため、λ×ＴＳの値が６００００％ＭＰａ未満となっている。
　比較例３３は、Ｐ含有量が本発明の範囲外であるため、λ×ＴＳの値が６００００％ＭＰａ未満となっている。
　比較例３４は、Ｓ含有量が本発明の範囲外であるため、λ×ＴＳの値が６００００％ＭＰａ未満となっている。
　比較例３５は、Ｎ含有量が本発明の範囲外であるため、λ×ＴＳの値が６００００％ＭＰａ未満となっている。
　比較例３６は、Ａｌ含有量が本発明の範囲外であるため、λ×ＴＳの値が６００００％ＭＰａ未満となっている。
　比較例３７～４１は、質量％で示したＳｉ＋Ａｌの値が本発明の範囲外となり、λ×ＴＳの値が６００００％ＭＰａ未満となっている。
　比較例４２～４５は、式Ｂと式Ｃとを満足しないため、λ×ＴＳの値が６００００％ＭＰａ未満となっている。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　本発明の上記態様にかかる溶融亜鉛メッキ鋼板及びその製造方法によれば、溶融亜鉛メッキ鋼板の基材となる鋼板について、この鋼板の成分であるＳｉとＡｌとの合計含有量を特定範囲に制御すること、また、この鋼板中のマルテンサイトの硬度とＭｎＳの析出状態とを制御することによって、高強度で、かつ、成形性に優れる溶融亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法を提供することが可能となる。

Claims (5)

  1. 　鋼板と、前記鋼板上に配された溶融亜鉛メッキ層と、を備える溶融亜鉛メッキ鋼板であって：
    　前記鋼板の成分が、質量％で、
    　　Ｃ：０．０５～０．１３％、
    　　Ｓｉ：０．２～０．８％、
    　　Ｍｎ：１．５～３．１％、
    　　Ｐ：０．００１～０．０６％、
    　　Ｓ：０．００１～０．０１％、
    　　Ｎ：０．０００５～０．０１％、
    　　Ａｌ：０．１～０．７％、
    　を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
    　前記Ｓｉ及び前記Ａｌの質量％で示した含有量が、下記の式Ａを満足し；
    　前記鋼板の金属組織が、
    　フェライトとマルテンサイトを含有し、
    　板厚方向１／８～２／８の領域である鋼板表層部における０．１ｍｍ２あたりのＭｎＳの個数をｎ１、前記鋼板表層部における前記ＭｎＳの平均円相当径をｄ１μｍ、前記鋼板表層部の前記マルテンサイトの硬度をＨ１ＧＰａとし、板厚方向３／８～５／８の領域である鋼板中心部における０．１ｍｍ２あたりのＭｎＳの個数をｎ２、前記鋼板中心部における前記ＭｎＳの平均円相当径をｄ２μｍ、前記鋼板中心部の前記マルテンサイトの硬度をＨ２ＧＰａとするとき、下記の式Ｂを満足する；
    ことを特徴とする溶融亜鉛メッキ鋼板。
           ０．５＜Ｓｉ＋Ａｌ＜１．０　・・・（式Ａ）
           ｛（ｎ２）２／３×ｄ２｝／｛（ｎ１）２／３×ｄ１｝×ｌｎ（Ｈ２／Ｈ１）＜０．３・・・（式Ｂ）
  2. 　前記鋼板の成分が、質量％で、さらに、
    　　Ｂ：０．０００５～０．００２％、
    　　Ｍｏ：０．０１～０．５％、
    　　Ｃｒ：０．０１～０．５％、
    　　Ｖ　：０．００１～０．１％、
    　　Ｔｉ：０．００１～０．１％、
    　　Ｎｂ：０．００１～０．０５％、
    　　Ｃａ：０．０００５～０．００５％、
    　　Ｒａｒｅ　Ｅａｒｔｈ　Ｍｅｔａｌ：０．０００５～０．００５％、
    　のうちの少なくとも一つを含有する；
    ことを特徴とする請求項１に記載の溶融亜鉛メッキ鋼板。
  3. 　前記鋼板が冷延鋼板である
    ことを特徴とする請求項２に記載の溶融亜鉛メッキ鋼板。
  4. 　前記鋼板が冷延鋼板である
    ことを特徴とする請求項１に記載の溶融亜鉛メッキ鋼板。
  5. 　請求項１～４のいずれか一項に記載の溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法であって、
    　熱間仕上圧延の合計スタンド数をｎ段とし、ｒｉ％をｉスタンド目の圧下率とするとき、前記熱間仕上圧延が、下記の式Ｃを満足する
    ことを特徴とする溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
           （ｒ１＋ｒ２＋ｒ３）／（ｒｎ－２＋ｒｎ－１＋ｒｎ）＞１．６・・・（式Ｃ）
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