(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．４０％未満、
Ｓｉ：０．５〜３．０％、
Ｍｎ：１．５〜３．０％、
を含有し、
Ｏ：０．００６％以下、
Ｐ：０．０４％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：２．０％以下、
Ｎ：０．０１％以下
に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる溶鋼を、鋳造して鋼を製造し；
前記鋼を、直接または一旦冷却した後、１１００℃以上１３００℃未満の第１の温度範囲に加熱し；
前記鋼を、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し；
前記鋼を、３００℃以上７００℃以下の第２の温度範囲にて巻き取り；
前記鋼を、酸洗し；
前記鋼を、ロール径が２００ｍｍ以上１４００ｍｍ以下のワークロールを有する冷延機にて累積圧下率４０〜８０％で冷間圧延し；
前記鋼を、連続溶融亜鉛めっきラインを通板するに際し、焼鈍温度までの加熱中に、５５０〜７５０℃の第３の温度範囲に２０秒以上２０００秒以下滞留させ；
前記鋼を、Ｈ２濃度が２０％以下、かつ露点が−２０℃以上のＮ２雰囲気下で、７５０℃以上かつ９００℃以下の第４の温度範囲で１０秒以上１０００秒以下保持して焼鈍し；
前記鋼を１℃／秒以上２００℃／秒以下の平均冷却速度で５００〜７５０℃の第５の温度範囲まで冷却する第１の冷却を行い；
前記鋼を１℃／秒以上２００℃／秒以下、かつ前記第１の冷却の前記平均冷却速度よりも早い平均冷却速度で、亜鉛めっき浴温度−４０℃〜亜鉛めっき浴温度＋５０℃の第６の温度範囲まで冷却する第２の冷却を行い；
前記鋼を、溶融亜鉛めっき浴に浸漬する温度であるめっき浴浸漬板温度を前記第６の温度範囲として、流速１０ｍ／ｍｉｎ以上５０ｍ／ｍｉｎ以下で流動する前記溶融亜鉛めっき浴に浸漬して亜鉛めっきし；
前記鋼を、４０℃以下まで冷却する；
ことを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項２】
質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．４０％未満、
Ｓｉ：０．５〜３．０％、
Ｍｎ：１．５〜３．０％、
を含有し、
Ｏ：０．００６％以下、
Ｐ：０．０４％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：２．０％以下、
Ｎ：０．０１％以下
に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる溶鋼を、鋳造して鋼を製造し；
前記鋼を、直接または一旦冷却した後、１１００℃以上１３００℃未満の第７の温度範囲に加熱し；
前記鋼を、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し；
前記鋼を、３００℃以上７００℃以下の第８の温度範囲にて巻き取り；
前記鋼を、酸洗し；
前記鋼を、ロール径が２００ｍｍ以上１４００ｍｍ以下のワークロールを有する冷延機にて累積圧下率４０〜８０％で冷間圧延し；
前記鋼を、連続溶融亜鉛めっきラインを通板するに際し、焼鈍温度までの加熱中に、５５０〜７５０℃の第９の温度範囲に２０秒以上２０００秒以下滞留させ；
前記鋼を、Ｈ２濃度が２０％以下、かつ露点が−２０℃以上のＮ２雰囲気下で、７５０℃以上かつ９００℃以下の第１０の温度範囲で１０秒以上１０００秒以下保持して焼鈍し；
前記鋼を１℃／秒以上２００℃／秒の平均冷却速度で５００〜７５０℃の第１１の温度範囲まで冷却する第３の冷却を行い；
前記鋼を１℃／秒以上２００℃／秒以下、かつ前記第３の冷却の前記平均冷却速度よりも早い平均冷却速度で、５００℃〜２５℃の第１２の温度範囲まで冷却する第４の冷却を行い；
前記第４の冷却における冷却停止温度が３５０℃未満であった場合には、前記鋼を、３５０℃以上５００℃以下の第１３の温度範囲に再加熱し；
前記鋼を、前記第１３の温度範囲で滞留させ；
前記鋼を、溶融亜鉛めっき浴に浸漬する温度であるめっき浴浸漬板温度を亜鉛めっき浴温度−４０℃〜亜鉛めっき浴温度＋５０℃の第１４の温度範囲として、流速１０ｍ／ｍｉｎ以上５０ｍ／ｍｉｎ以下で流動する溶融亜鉛めっき浴に浸漬して、亜鉛めっきし；
前記鋼に対して６００℃以下の第１５の温度範囲で合金化処理を行い；
前記鋼を、４０℃以下まで冷却する；
ことを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項３】
８４０℃未満の温度で、前記焼鈍を行う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。
【請求項４】
８４０℃以上の温度で、前記焼鈍を行う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。
【請求項５】
さらに、前記溶鋼が、質量％で
Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．３％、
Ｔｉ：０．００５〜０．３％、
Ｖ：０．００５〜０．５％、
Ｂ：０．０００１〜０．０１％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０４％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０４％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０４％、
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか一項に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項６】
請求項１に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を用いて製造した溶融亜鉛めっき鋼板であって、
鋼板と、
前記鋼板の表面上のめっき層と、
を備え、
前記鋼板が、質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．４０％未満、
Ｓｉ：０．５〜３．０％、
Ｍｎ：１．５〜３．０％、
を含有し、
Ｏ：０．００６％以下、
Ｐ：０．０４％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：２．０％以下、
Ｎ：０．０１％以下
に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
ミクロ組織が、体積分率で、マルテンサイト及びベイナイトの１種又は２種を合計で２０％以上９９％以下含有し；
残部組織がフェライトと、体積分率８％未満の残留オーステナイト及び体積分率１０％以下のパーライトの１種または２種とから成り、
引張強度９８０ＭＰａ以上を有し、
前記めっき層が、Ｓｉ、Ｍｎ又はＡｌの１種又は２種以上を含む酸化物を含有し、Ｆｅを１５質量％以下を含有し、残部がＺｎ、Ａｌおよび不可避的不純物からなる溶融亜鉛めっき層であり、
前記鋼板と前記溶融亜鉛めっき層とを含む板厚方向断面で見た場合に、前記酸化物を前記溶融亜鉛めっき層と前記鋼板との界面に投影した長さを前記溶融亜鉛めっき層と前記鋼板との界面の長さで除して得られる面積率である投影面積率が１９％以上６２％以下である
ことを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項７】
請求項２に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を用いて製造した溶融亜鉛めっき鋼板であって、
鋼板と、
前記鋼板の表面上のめっき層と、
を備え、
前記鋼板が、質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．４０％未満、
Ｓｉ：０．５〜３．０％、
Ｍｎ：１．５〜３．０％、
を含有し、
Ｏ：０．００６％以下、
Ｐ：０．０４％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：２．０％以下、
Ｎ：０．０１％以下
に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
ミクロ組織が、体積分率で、マルテンサイト及びベイナイトの１種又は２種を合計で２０％以上９９％以下含有し；
残部組織がフェライトと、体積分率８％未満の残留オーステナイト及び体積分率１０％以下のパーライトの１種または２種とから成り、
引張強度９８０ＭＰａ以上を有し、
前記めっき層が、Ｓｉ、Ｍｎ又はＡｌの１種又は２種以上を含む酸化物を含有し、Ｆｅを７質量％以上１５質量％以下含有し、残部がＺｎ、Ａｌおよび不可避的不純物からなる合金化溶融亜鉛めっき層であり、
前記鋼板と前記合金化溶融亜鉛めっき層とを含む板厚方向断面で見た場合に、前記酸化物を前記合金化溶融亜鉛めっき層と前記鋼板との界面に投影した長さを前記合金化溶融亜鉛めっき層と前記鋼板との界面の長さで除して得られる面積率である投影面積率が１９％以上６２％以下である
ことを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項８】
前記ミクロ組織が、体積分率で、
前記フェライトを４０％以上８０％以下含有する；
ことを特徴とする請求項６または７に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項９】
前記ミクロ組織が、体積分率で、
マルテンサイト及びベイナイトの１種又は２種を６０％超含有する
ことを特徴とする請求項６または７に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項１０】
さらに、前記鋼板が、質量％で
Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．３％、
Ｔｉ：０．００５〜０．３％、
Ｖ：０．００５〜０．５％、
Ｂ：０．０００１〜０．０１％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０４％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０４％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０４％、
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項６〜９のいずれか一項に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上で、めっき密着性および耐遅れ破壊特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板に関する。本発明に係る溶融亜鉛めっき鋼板は、自動車用の構造用部材、補強用部材、足廻り用部材に特に適する。本発明における溶融亜鉛めっき鋼板は、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板を示す。本願は、２０１１年０９月３０日に、日本に出願された特願２０１１−２１８０４６号と、２０１１年０９月３０日に出願された特願２０１１−２１７１０８号とに基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
【背景技術】
【０００２】
自動車のクロスメンバーやサイドメンバー等の部材は、近年の燃費低減の動向に対応すべく軽量化が検討されており、材料面では、薄肉化しても、すなわち薄い鋼板を使用しても、強度および衝突安全性が確保されるという観点から鋼板の高強度化が進められている。中でも、バンパーレインフォースやセンターピラーといった構造部材においては、９８０ＭＰａ級（引張強度が９８０ＭＰａ以上）の鋼板が用いられており、今後更なる高強度鋼板の開発が切望されている。しかしながら、９８０ＭＰａ級以上の鋼板の自動車用部材への適用を考えた場合、強度、加工性といった特性に加え、耐遅れ破壊特性が求められる。遅れ破壊とは、鋼材にかかる応力や水素脆性に起因するものであり、構造体として使用されている鋼材の応力集中部に水素が拡散、集積することで、構造体の破壊が起こる現象である。遅れ破壊によって引き起こされる現象として、例えば、ＰＣ鋼線（Ｐｒｅ−ｓｔｒｅｓｓｅｄ  Ｃｏｎｃｒｅｔｅ  Ｓｔｅｅｌ  Ｗｉｒｅ）やボルトといった高い応力が作用する使用状況下にある部材が、突然破壊する現象などが挙げられる。【０００３】
従来、薄鋼板は（１）板厚が薄いため水素が侵入しても短時間で放出されること、（２）加工性を優先させてきたため引張強度で９００ＭＰａ以上の鋼板の利用がほとんどなかったことなどから、水素脆性に対する問題が小さかった。しかしながら、急速に高強度鋼板の適用に関する要求が高まっていることから、耐水素脆性に優れた高強度鋼板を開発することが求められている。【０００４】
遅れ破壊は、環境から鋼材に侵入する水素と密接な関係があることが知られている。環境から鋼材に侵入する水素としては、大気中に含まれる水素、腐食環境下で発生する水素など様々な種類のものが存在する。何れであっても、水素が鋼材中へ侵入した場合、遅れ破壊をもたらす原因となりうる。このことから、鋼材の使用環境としては、水素の存在しない環境下での使用が望まれる。しかしながら、構造体あるいは自動車への適用を考えた場合、鋼材が屋外で使用されることになることから、水素の侵入を避けられない。【０００５】
構造体として使用されている鋼材に働く応力としては、構造体に付与される応力や、構造体の成形時に生じた応力の一部が鋼材内部に残留したものである残留応力が挙げられる。特に、自動車用の薄鋼板など成形後に部材として使用される構造体では、ボルトや厚板といった製品に対して変形をほとんど与えることなくそのまま使用する厚板や条鋼と比較して、残留応力が大きな問題となる。したがって、遅れ破壊が問題となる鋼板を成形するにあたっては、残留応力を残さない成形方法が望まれている。【０００６】
例えば、特許文献１には、鋼板を一旦高温に加熱して加工した後、金型を用いて焼きを入れ、高強度化する金属板の熱間プレス成形方法が開示されている。この手法では、鋼材は高温で加工される。そのため、残留応力の原因となる加工時に導入される転位は回復する、あるいは、加工後に変態が生じて残留応力が緩和される。その結果、残留応力はあまり残らない。したがって、上記のように、熱間で加工を行い、その後の焼き入れを用いて鋼板を強化することにより、耐遅れ破壊特性が向上する。
しかしながら、特許文献１の技術では、加工する鋼板を熱処理により加熱する必要があり、生産性に劣る。また、加熱炉の設置などが必要となるため、経済的に劣る。【０００７】
また、切断や打ち抜きと言った機械加工においては、切断面に残留応力が存在することから、遅れ破壊を引き起こす懸念がある。このため、９８０ＭＰａ級以上の高強度鋼板の加工時においては、切断にレーザー等の直接的な機械加工を伴わない手法を用いることで、残留応力発生を回避している。しかしながら、シャー切断や打ち抜き加工に比較して、レーザー切断はコストが高いという課題がある。【０００８】
これら課題に対し、棒鋼や条鋼、厚鋼板の分野では、耐水素脆化特性を向上させることで、遅れ破壊を回避可能な鋼材が開発されてきた。例えば、非特許文献１には、鋼材を高温のオーステナイト単相より焼き入れ、マルテンサイト単相組織とした後、焼き戻し処理を行うことで、Ｃｒ、ＭｏやＶといった焼き戻し軟化抵抗性を示す添加元素の微細析出物をマルテンサイト中に整合に微細析出させ、鋼材の耐水素脆化特性を向上させた高強度ボルトが開示されている。この高強度ボルトでは、鋼材中に侵入した水素が、マルテンサイト中に整合に析出したＶＣなどの周りにトラップされることを利用して、鋼材中に侵入した水素が、応力の集中する遅れ破壊の起点となる部位へ拡散したり集中したりするのを抑制している。このようなメカニズムを活用して、従来から、高強度で耐遅れ破壊特性に優れた鋼板の開発が進められている。【０００９】
ＶＣ等の水素のトラップサイトを活用した耐遅れ破壊特性の向上は、マルテンサイト組織中へのこれら析出物の整合析出によってもたらされる。したがって、これら析出物を組織中に整合析出させることが必須である。しかしながら、これら析出物の析出には、数時間以上の析出熱処理が必要であり、製造性に問題がある。即ち、連続焼鈍設備や連続溶融亜鉛めっき設備等の一般的な薄鋼板の製造設備を用いて製造される薄鋼板では、数十分程度という短時間で組織制御が為されることから、これら析出物による耐遅れ破壊特性向上効果が得難い。【００１０】
さらに、熱間圧延工程で析出される析出物を活用する場合、熱延工程でこれら析出物が析出していたとしても、その後の冷間圧延時に鋼板が加工され、連続焼鈍時に再結晶することで、析出物と母相であるフェライト、マルテンサイトとの方位関係を失ってしまう。即ち、析出物が整合析出物でなくなってしまう。この結果、得られた鋼板の耐遅れ破壊特性も大幅に減じてしまう。【００１１】
また、通常、遅れ破壊の発生が懸念される高強度鋼板の鋼板組織は、マルテンサイトを主体とする組織である。マルテンサイト組織の形成される温度は、低温であるため、マルテンサイト組織の形成される温度域でＶＣをはじめとする水素のトラップサイトとなる析出物を析出させることは出来ない。つまり、薄鋼板においてＶＣ等の整合析出物の水素トラップによる耐遅れ破壊特性の向上を意図した場合、連続焼鈍設備や連続溶融亜鉛めっき設備で一旦鋼材の組織を造り込んだ後、付加的な熱処理を施し、これら析出物を析出させる必要があり、製造コスト増加が大幅に増加する。加えて、マルテンサイトを主体とする組織に付加的な熱処理を施すと、組織が軟化し、強度が低下するという問題が生じる。そのため、高強度薄鋼板への耐遅れ破壊特性向上のために、ＶＣなどの整合析出物を活用することは難しい。また、非特許文献１に記載の鋼は、Ｃの含有量が０．４％以上であり、合金元素も多く含むことから、薄鋼板で要求される加工性や溶接性が十分でない。【００１２】
特許文献２には、Ｔｉ、Ｍｇを主体とする酸化物によって水素性欠陥を低減した厚鋼板が記載されている。しかし、開示された厚鋼板では、製造時に鋼中にトラップされる水素によって生じる水素性欠陥を低減しているだけであり、耐水素脆性（耐遅れ破壊特性）について一切考慮されていない。さらには、薄鋼板に要求される高い成形性と耐水素脆性（耐遅れ破壊特性）の両立に関しては一切考慮されていない。【００１３】
薄鋼板の水素脆性に関しては、例えば、非特許文献２に残留オーステナイト量の加工誘起変態に起因した水素脆性の助長について報告されている。これは、薄鋼板の成型加工を考慮したものであるが、耐水素脆性性を劣化させない残留オーステナイト量の規制について述べられている。すなわち、特定の組織を持つ高強度薄鋼板に関するものであり、根本的な耐水素脆性向上対策とは言えない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１４】
【特許文献１】日本国特開２００２−１８５３１号公報
【特許文献２】日本国特開平１１―２９３３８３号公報
【非特許文献】
【００１５】
【非特許文献１】遅れ破壊解明の新展開、日本鉄鋼協会、１９９７年１月発行
【非特許文献２】ＣＡＭＰ-ＩＳＩＪ、ｖｏｌ．５、Ｎｏ．６、１８３９〜１８４２頁、山崎ら、１９９２年１０月、日本鉄鋼協会発行
【非特許文献３】まてりあ  日本金属学会会報  第４４巻  第３号（２００５）ｐ２５４-２５６
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１６】
本発明は、上述した問題点に鑑みて案出されたものである。すなわち、引張強度（ＴＳ）９８０ＭＰａ以上で、めっき密着性および耐遅れ破壊特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。なお、本溶融亜鉛めっき鋼板は、自動車用の構造用部材、補強用部材、足廻り用部材に特に適した成形性（伸び、曲げ性、穴広げ性等）を兼ね備えている。
なお、上記部材に適用する場合、ＴＳ×ＥＬが１００００ＭＰａ・％以上かつ、ＴＳ×λで、２００００ＭＰａ・％以上であることが望ましい。
さらに、特に伸びが必要とされる部材へ適用される鋼板の場合、ＴＳ×ＥＬが１４０００ＭＰａ・％以上であることが望ましく、１５０００ＭＰａ・％以上であることがより望ましく、１６０００ＭＰａ・％以上であることがさらに望ましい。
また、バンパーレインフォースなどの特に曲げ性が求められる部材へ適用される鋼板の場合、曲げ性と相関のあるＴＳ×λで３００００ＭＰａ・％以上であることが望ましい。より望ましくは４００００ＭＰａ・％以上であり、さらに望ましくは５００００ＭＰａ・％以上である。
【課題を解決するための手段】
【００１７】
本発明者らは、鋭意検討を進めた結果、鋼材の材質に影響なく耐遅れ破壊特性を向上させる手段として、鋼板の表面に後述するようなめっきを施すことで、耐遅れ破壊特性が向上可能なことを見出した。具体的には、めっき層中にＳｉ、ＭｎまたはＡｌから選択される１種以上を含む酸化物を分散させることで、環境から侵入する水素をめっき層内の酸化物でトラップし、応力集中部への水素の拡散と、これによる遅れ破壊とを遅延できることを見出した。【００１８】
（１）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．４０％未満、Ｓｉ：０．５〜３．０％、Ｍｎ：１．５〜３．０％、を含有し、Ｏ：０．００６％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｎ：０．０１％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる溶鋼を、鋳造して鋼を製造し；前記鋼を、直接または一旦冷却した後、１１００℃以上１３００℃未満の第１の温度範囲に加熱し；前記鋼を、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し；前記鋼を、３００℃以上７００℃以下の第２の温度範囲にて巻き取り；前記鋼を、酸洗し；前記鋼を、ロール径が２００ｍｍ以上１４００ｍｍ以下のワークロールを有する冷延機にて累積圧下率４０〜８０％で冷間圧延し；前記鋼を、連続溶融亜鉛めっきラインを通板するに際し、焼鈍温度までの加熱中に、５５０〜７５０℃の第３の温度範囲に２０秒以上２０００秒以下滞留させ；前記鋼を、Ｈ２濃度が２０％以下、かつ露点が−２０℃以上のＮ２雰囲気下で、７５０℃以上かつ９００℃以下の第４の温度範囲で１０秒以上１０００秒以下保持して焼鈍し；前記鋼を１℃／秒以上２００℃／秒以下の平均冷却速度で５００〜７５０℃の第５の温度範囲まで冷却する第１の冷却を行い；前記鋼を１℃／秒以上２００℃／秒以下、かつ前記第１の冷却の前記平均冷却速度よりも早い平均冷却速度で、亜鉛めっき浴温度−４０℃〜亜鉛めっき浴温度＋５０℃の第６の温度範囲まで冷却する第２の冷却を行い；前記鋼を、溶融亜鉛めっき浴に浸漬する温度であるめっき浴浸漬板温度を前記第６の温度範囲として、流速１０ｍ／ｍｉｎ以上５０ｍ／ｍｉｎ以下で流動する前記溶融亜鉛めっき浴に浸漬して亜鉛めっきし；前記鋼を、４０℃以下まで冷却する；ことを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１９】
（２）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．４０％未満、Ｓｉ：０．５〜３．０％、Ｍｎ：１．５〜３．０％、を含有し、Ｏ：０．００６％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｎ：０．０１％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる溶鋼を、鋳造して鋼を製造し；前記鋼を、直接または一旦冷却した後、１１００℃以上１３００℃未満の第７の温度範囲に加熱し；前記鋼を、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し；前記鋼を、３００℃以上７００℃以下の第８の温度範囲にて巻き取り；前記鋼を、酸洗し；前記鋼を、ロール径が２００ｍｍ以上１４００ｍｍ以下のワークロールを有する冷延機にて累積圧下率４０〜８０％で冷間圧延し；前記鋼を、連続溶融亜鉛めっきラインを通板するに際し、焼鈍温度までの加熱中に、５５０〜７５０℃の第９の温度範囲に２０秒以上２０００秒以下滞留させ；前記鋼を、Ｈ２濃度が２０％以下、かつ露点が−２０℃以上のＮ２雰囲気下で、７５０℃以上かつ９００℃以下の第１０の温度範囲で１０秒以上１０００秒以下保持して焼鈍し；前記鋼を１℃／秒以上２００℃／秒の平均冷却速度で５００〜７５０℃の第１１の温度範囲まで冷却する第３の冷却を行い；前記鋼を１℃／秒以上２００℃／秒以下、かつ前記第３の冷却の前記平均冷却速度よりも早い平均冷却速度で、５００℃〜２５℃の第１２の温度範囲まで冷却する第４の冷却を行い；前記第４の冷却における冷却停止温度が３５０℃未満であった場合には、前記鋼を、３５０℃以上５００℃以下の第１３の温度範囲に再加熱し；前記鋼を、前記第１３の温度範囲で滞留させ；前記鋼を、溶融亜鉛めっき浴に浸漬する温度であるめっき浴浸漬板温度を亜鉛めっき浴温度−４０℃〜亜鉛めっき浴温度＋５０℃の第１４の温度範囲として、流速１０ｍ／ｍｉｎ以上５０ｍ／ｍｉｎ以下で流動する溶融亜鉛めっき浴に浸漬して、亜鉛めっきし；前記鋼に対して６００℃以下の第１５の温度範囲で合金化処理を行い；前記鋼を、４０℃以下まで冷却する；ことを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２０】
（３）８４０℃未満の温度で、前記焼鈍を行うことを特徴とする（１）または（２）に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２１】
（４）８４０℃以上の温度で、前記焼鈍を行うことを特徴とする（１）または（２）に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２２】
（５）さらに、前記溶鋼が、質量％でＣｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．３％、Ｔｉ：０．００５〜０．３％、Ｖ：０．００５〜０．５％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｃａ：０．０００５〜０．０４％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０４％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０４％、の１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）〜（４）のいずれか一項に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２３】
（６）（１）に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を用いて製造した溶融亜鉛めっき鋼板であって、鋼板と、前記鋼板の表面上のめっき層と、を備え、前記鋼板が、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．４０％未満、Ｓｉ：０．５〜３．０％、Ｍｎ：１．５〜３．０％、を含有し、Ｏ：０．００６％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｎ：０．０１％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、体積分率で、マルテンサイト及びベイナイトの１種又は２種を合計で２０％以上９９％以下含有し；残部組織がフェライトと、体積分率８％未満の残留オーステナイト及び体積分率１０％以下のパーライトの１種または２種とから成り、引張強度９８０ＭＰａ以上を有し、前記めっき層が、Ｓｉ、Ｍｎ又はＡｌの１種又は２種以上を含む酸化物を含有し、Ｆｅを１５質量％以下を含有し、残部がＺｎ、Ａｌおよび不可避的不純物からなる溶融亜鉛めっき層であり、前記鋼板と前記溶融亜鉛めっき層とを含む板厚方向断面で見た場合に、前記酸化物を前記溶融亜鉛めっき層と前記鋼板との界面に投影した長さを前記溶融亜鉛めっき層と前記鋼板との界面の長さで除して得られる面積率である投影面積率が１９％以上６２％以下であることを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２４】
（７）（２）に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を用いて製造した溶融亜鉛めっき鋼板であって、鋼板と、前記鋼板の表面上のめっき層と、を備え、前記鋼板が、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．４０％未満、Ｓｉ：０．５〜３．０％、Ｍｎ：１．５〜３．０％、を含有し、Ｏ：０．００６％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｎ：０．０１％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、体積分率で、マルテンサイト及びベイナイトの１種又は２種を合計で２０％以上９９％以下含有し；残部組織がフェライトと、体積分率８％未満の残留オーステナイト及び体積分率１０％以下のパーライトの１種または２種とから成り、引張強度９８０ＭＰａ以上を有し、前記めっき層が、Ｓｉ、Ｍｎ又はＡｌの１種又は２種以上を含む酸化物を含有し、Ｆｅを７質量％以上１５質量％以下含有し、残部がＺｎ、Ａｌおよび不可避的不純物からなる合金化溶融亜鉛めっき層であり、前記鋼板と前記合金化溶融亜鉛めっき層とを含む板厚方向断面で見た場合に、前記酸化物を前記合金化溶融亜鉛めっき層と前記鋼板との界面に投影した長さを前記合金化溶融亜鉛めっき層と前記鋼板との界面の長さで除して得られる面積率である投影面積率が１９％以上６２％以下であることを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２５】
（８）前記ミクロ組織が、体積分率で、前記フェライトを４０％以上８０％以下含有する；ことを特徴とする（６）または（７）に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２６】
（９）前記ミクロ組織が、体積分率で、マルテンサイト及びベイナイトの１種又は２種を６０％超含有することを特徴とする（６）または（７）に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２７】
（１０）さらに、前記鋼板が、質量％でＣｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．３％、Ｔｉ：０．００５〜０．３％、Ｖ：０．００５〜０．５％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｃａ：０．０００５〜０．０４％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０４％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０４％、の１種又は２種以上を含有することを特徴とする（６）〜（９）のいずれか一項に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
【発明の効果】
【００２８】
本発明は、自動車用の構造用部材、補強用部材、足廻り用部材等に好適な引張強度９８０ＭＰａ以上有し、めっき密着性および耐遅れ破壊に優れる溶融亜鉛めっき鋼板を、安価に提供できる。
【図面の簡単な説明】
【００２９】
【図１】本発明の一実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板の断面を、ＦＩＢ加工装置で加工し、ＦＥ‐ＴＥＭにより５万倍で観察した写真である。
【図２】本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板におけるめっき層中の酸化物の投影面積率の計算方法を模式的に示す図である。
【図３Ａ】本発明の一実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を示すフローチャートである。
【図３Ｂ】本発明の一実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を示すフローチャート（図３Ａの続き）である。
【発明を実施するための形態】
【００３０】
本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意検討を行った。その結果、ロール径１４００ｍｍ以下のワークロールを有する冷延機（冷間圧延機）にて４０％以上の累積圧下率で冷間圧延した後、焼鈍時の加熱中に５５０〜７５０℃の温度域に２０秒以上滞留させることで、鋼板表層にＳｉ、ＭｎあるいはＡｌを１種以上単独で、または複合で含有する酸化物を形成させることができることを見出した。さらに、鋼板表層にこれら酸化物を形成させた後、この鋼板を流速１０ｍ／ｍｉｎ以上５０ｍ／ｍｉｎ以下にて流動する溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、溶融亜鉛めっき処理、あるいは、溶融亜鉛めっき処理及び合金化処理を行うことにより、上記酸化物を投影面積率で１０％以上となるようにめっき層中に分散させることができ、さらに、めっきの密着性にも優れることを見出した。また、上記の酸化物をめっき層中に適切に分散させることで、トラップサイトとして活用でき、耐遅れ破壊特性が向上することを見出した。
【００３１】
以下に本実施形態の内容を詳細に説明する。
本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板と、鋼板の表面上のめっき層とを備えている。なお、めっき鋼板が、めっき層の表面に有機層や無機層等の各種被覆層をさらに備えてもよい。めっき鋼板にこのような被膜層が形成されない場合には、めっき鋼板は、鋼板と、鋼板の表面上のめっき層とからなる。
まず、鋼板上に配置されためっき層に関して記載する。このめっき層には、溶融亜鉛めっき層、及び合金化溶融亜鉛めっき層を含む。
めっき層は、鋼板の表面上にあり、Ｓｉ、ＭｎあるいはＡｌよりなる１種または２種以上を、単独または複合で含む酸化物を含有している。めっき層中のＳｉ、ＭｎあるいはＡｌよりなる１種または２種以上を含む酸化物をめっき層中に分散させることは、本実施形態で、最も重要である。特に、鋼板の表面方向から観察して、投影面積率、すなわち、鋼板とめっき層とを含む板厚方向断面で見た場合に、酸化物をめっき層と鋼板との界面に投影した長さをめっき層と鋼板との界面の長さで除して得られる面積率が、１０％以上となるように酸化物をめっき層内に分散させることでその効果が顕著となる。この投影面積率は、溶融亜鉛めっき鋼板の表面より上方から鋼板を見た場合に、鋼板の表面に影を作る酸化物の見かけ上の被覆率とも言い換えることができる。詳細なメカニズムは不明なものの、酸化物は多数の欠陥を含むことから、めっき層中の酸化物が、鋼板表面からに侵入する水素（例えば、腐食反応によって生じる水素や大気中の水素）をトラップし、鋼板内部への水素の侵入を遅延させることで、耐遅れ破壊特性が向上すると考えられる。自動車鋼板は、湿潤環境と乾燥環境が繰り返し行われる環境、すなわち湿潤−乾燥環境で使用されるため、湿潤環境で鋼板表層に存在する酸化物に一旦トラップされた水素は、乾燥環境では環境中へ放出される。そのため、上記のようにめっき層中に酸化物を分散させることは、自動車の実使用環境では耐遅れ破壊特性により高い効果があると考えられる。
【００３２】
上述の酸化物の形態は、膜状、粒状、紐状のいずれであっても、投影面積率を上述の範囲とする限り、本実施形態の効果を得ることができる。ただし、膜状の酸化物は、体積率に対して、投影面積率が大きくなる傾向にあるため、短時間での処理で投影面積率を本実施形態の範囲とするためには、酸化物の形態を膜状にすることが望ましい。
【００３３】
めっき層中分散させる酸化物を、Ｓｉ、ＭｎあるいはＡｌの酸化物としたのは、これら酸化物は亜鉛に比較して融点が高く、酸化物（例えば膜状）としてめっき層中に分散させることが容易なためである。特に、膜状の酸化物とした場合、１０％以上の投影面積率をより容易に確保できる。また、上記酸化物は、鋼板とめっき層の界面から５μｍ以内のめっき層の領域に分散させると、水素トラップ効果がより顕著となる。これら酸化物を、鋼板表層に形成させた後、溶融亜鉛めっき処理、あるいは、溶融亜鉛めっき処理及び合金化処理を行うことで、図１のように酸化物をめっき層内部に分散させることが出来る。鋼板表面の酸化物を利用するのは、酸化物のサイズや個数密度といった酸化物形態の制御が容易であり、投影面積率で１０％以上の酸化物を生成させるのに有利なためである。
ここで、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌを１種または２種以上、単独、または複合で含む酸化物として、ＳｉＯ２、ＭｎＯ、Ａｌ２Ｏ３、Ｍｎ２ＳｉＯ４等が挙げられ、ＳｉＯ２、Ｍｎ２ＳｉＯ４を含むと望ましい。
上記に加え、Ｃｒを含む酸化物（Ｃｒ２Ｏ３）を含有したとしても同様の効果が得られる。
【００３４】
一方で、酸化物を含む溶融亜鉛を鋼板にめっきすることは難しい。例えば、溶融亜鉛内に酸化物を分散させたとしても、ファンデルワールス力が原因で酸化物はクラスターを形成し、１μｍ〜数ｍｍにも達する巨大な酸化物となる。この巨大な酸化物は、不めっきや疵の原因となる虞がある。そのため、めっき浴内に酸化物を分散させることは好ましくない。加えて、通常、めっき密着性を高めるため、めっき前には鋼板の表面の酸化物を除去して正常な表面を得ることが一般的であり、めっき前の鋼板の表面には、意図的に酸化物を形成させない。
なお、溶融亜鉛中には、不可避酸化物として、ＺｎやＡｌの酸化物が存在する。これら酸化物は、出来るだけ除去する、あるいは、鋼板との反応を抑制することが望ましいが、めっき層中に不可避的に（例えば５％以下）存在しても構わない。ただし、めっき層は酸化しやすいことから、めっき層の表面にＺｎの酸化物が存在する場合があるが、これはめっき層中の酸化物としてカウントしない。
【００３５】
本実施形態においてめっき層中に分散させる酸化物は、Ｓｉ、ＭｎあるいはＡｌを単独、あるいは、複合で含む酸化物とする。これら酸化物は、鋼板へのＳｉ、ＭｎあるいはＡｌ添加と焼鈍時の雰囲気制御とによって、制御が可能である。一方、Ｎｉ、Ｃｕ等の酸化し難い元素の添加は、添加元素のみならずＦｅの酸化をもたらすことから、酸化物の投影面積率及び、めっき性の確保が難しくなる。そこで、本実施形態では、鋼板にＦｅよりも酸化しやすい元素としてＳｉ、ＭｎあるいはＡｌを添加し、焼鈍条件及び炉内雰囲気を所定の条件とすることで、鋼板表面に、これら元素を単独、あるいは、複合で含む酸化物を形成させる。
【００３６】
酸化物は、鋼板表面に対し、上述したように１０％以上の投影面積率を持つ必要がある。本実施形態において、酸化物は、鋼板表面から侵入する水素をトラップすることが目的であることから、めっき層内に存在し、鋼板とめっき層の界面を広く覆うことが望ましい。投影面積率を１０％以上とすることでその効果が得られる。望ましくは１５％以上であり、更に望ましくは２０％以上である。一方、投影面積率が９０％を超えると合金化反応が極端に遅くなり、めっき層中のＦｅ％を所定の範囲とするために高温合金化が必要となる。その場合、オーステナイトがパーライトに変態してしまうため、所定の材質を得ることができない。酸化物の投影面積率は、溶融亜鉛めっき鋼板の断面を観察することで、容易に測定できる。具体的には、図２に示すように、めっき層と鋼板界面に対し、平行な方向の酸化物長さの割合で評価できる。例えば、図２に示すように、めっき層と鋼板との界面（直線近似された界面）に対して酸化物を垂直に投影した場合において、めっき層と鋼板との間の界面の長さ（例えば、図２における長さＬ）に対する投影された酸化物（影）の投影長さ（例えば、図１における長さ（Ｌ−ｌ１−ｌ２−ｌ３））の割合で投影面積率Ａ（％）を評価できる。本実施形態では、１万倍の倍率で５視野測定し、その平均値を投影面積率と定義した。本実施形態における酸化物分散の目的が、侵入する水素をめっき層中の酸化物でトラップすることであるため、酸化物が互いにオーバーラップしていても良い。
【００３７】
これら酸化物の組成特定および評価は、溶融亜鉛めっき鋼板の断面より組織観察を行うことで可能である。例えば、集束イオンビーム（ＦＩＢ：Ｆｏｃｕｓ  Ｉｏｎ  Ｂｅａｍ）加工装置により、めっき層を含むように鋼板断面を薄片に加工した後、電解放出型透過型電子顕微鏡（ＦＥ−ＴＥＭ：Ｆｉｅｌｄ  Ｅｍｉｓｓｉｏｎ  Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ  Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）による観察と、エネルギー分散型Ｘ線検出器（ＥＤＸ：Ｅｎｅｒｇｙ  Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ  Ｘ−ｒａｙ  Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）による組成分析を行う方法が挙げられる。本実施形態では、ＦＩＢ加工装置により観察用試料を作製した後、ＦＥ‐ＴＥＭにより５万倍で酸化物を観察した。加えて、酸化物をＥＤＸで分析することで、酸化物を特定した。
【００３８】
めっき層は、Ｆｅを１５質量％以下含む溶融亜鉛めっき層、または合金化溶融亜鉛めっき層とする。Ｆｅ量が１５質量％を超えるとめっき層自体の密着性を損ない、加工の際めっき層が破壊・脱落し金型に付着することで、成形時の疵の原因となる。スポット溶接性や塗装性が望まれる場合には、合金化処理によってめっき層の特性を高めることが望ましい。具体的には、亜鉛めっき浴に浸漬した後、合金化処理を施すことで、めっき層中にＦｅが取り込まれ、塗装性やスポット溶接性に優れた合金化溶融亜鉛めっき層を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。しかしながら、合金化処理を行う場合、合金化処理後のＦｅ量が７質量％未満ではスポット溶接性が不十分となる。したがって、合金化処理を行う場合、すなわちめっき層を合金化溶融亜鉛めっき層とする場合は、めっき層中Ｆｅ量の範囲を７〜１５質量％とすることが望ましい。
めっき層の化学組成としては、質量％で、Ｆｅを１５％以下、残部が８０％以上１００％以下のＺｎ、及び２％以下のＡｌ、及び不可避的不純物からなることが望ましい。めっき層中の上記不可避的不純物として、例えば、製造上混入する不可避的不純物（例えば、めっき浴中の不可避的不純物や鋼板の化学組成に起因する化学元素（Ｆｅ、Ａｌ、及び、Ｚｎを除く）や、必要に応じたプレめっき中の化学元素（Ｎｉ、Ｃｕ、及び、Ｃｏ））が挙げられる。めっき層は、Ｚｎに加え、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕなどの化学元素を含有しても構わない。
【００３９】
めっき付着量（単位面積当たりの付着しためっき層の量）については、特に制約は設けないが、耐食性の観点から片面付着量で５ｇ／ｍ２以上であることが望ましい。また、めっき密着性を確保すると言う観点からは、片面付着量で１００ｇ／ｍ２以下であることが望ましい。
また、めっき密着性をさらに向上させるために、焼鈍前に鋼板に、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｆｅの単独あるいは複数より成るめっきを施してもよい。
【００４０】
また、めっき層を合金化溶融亜鉛めっき層とする場合、めっき層の特性を制御するため、めっき浴中の有効Ａｌ濃度を０．０５〜０．５００質量％の範囲に制御することが望ましい。ここで、めっき浴中の有効Ａｌ濃度とは、めっき浴中のＡｌ濃度から、めっき浴中のＦｅ濃度を引いた値である。
有効Ａｌ濃度が０．０５質量％よりも低い場合にはドロス発生が顕著で良好な外観が得られない場合がある。一方、有効Ａｌ濃度が０．５００質量％よりも高い場合には、合金化が遅く、生産性に劣る。このことから、浴中の有効Ａｌ濃度は、０．０５〜０．５００質量％とすることが望ましい。
【００４１】
めっき層中のＦｅ及びＡｌの含有量を測定するには、めっき層を酸で溶解し、未溶解の酸化物を除去した後、溶解液を化学分析する方法を用いればよい。例えば、３０ｍｍ×４０ｍｍに切断した合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、インヒビタを添加した５％ＨＣｌ水溶液で、鋼板母材の溶出を抑制しながらめっき層のみを溶解し、溶解液をＩＣＰ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ  Ｃｏｕｐｌｅｄ  Ｐｌａｓｍａ）発光分析して得られた信号強度と、濃度既知溶液から作成した検量線からＦｅ及びＡｌの含有量を定量する方法を用いればよい。また、各試料間の測定ばらつきを考慮して、同じ合金化溶融亜鉛めっき鋼板から切出し、少なくとも３つの試料の測定値を平均すればよい。
【００４２】
本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板上に、塗装性、溶接性を改善する目的で、さらに、上層めっきを施したり、各種の処理、例えば、クロメート処理、りん酸塩処理、潤滑性向上処理、溶接性向上処理等を施したりしても、本実施形態の効果を損なうものではない。
【００４３】
次に、被めっき材である鋼板について説明する。
この鋼板は、後述の化学成分を含有し、ミクロ組織が、体積分率で、マルテンサイト及びベイナイトの１種又は２種を合計で２０％以上９９％以下含有し、残部組織がフェライトと、体積分率８％未満の残留オーステナイト及び体積分率１０％以下のパーライトの１種または２種とから成る。
９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保するため、マルテンサイト及びベイナイトを合計で２０％以上含有する。マルテンサイト及びベイナイトの合計の体積分率は特に限定する必要はないが、実製造を考慮した場合１００％とすることは容易ではないため、９９％以下としてもよい。なお、ベイナイトは、マルテンサイトより低強度であるため、９８０ＭＰａ以上の引張強度とする場合、ベイナイトの体積率は７０％以下であることが望ましい。残留オーステナイトは、曲げや引張加工時にマルテンサイトへと変態する。この加工時に形成したマルテンサイトは固いことから、耐遅れ破壊特性を劣化させる。このことから、残留オーステナイト体積率を８％未満とする。また、パーライト組織の体積率が１０％超となると９８０ＭＰａ以上の強度確保が難しくなるので、パーライトの上限は１０％とする。残留オーステナイト及びパーライトは、０％でもよい。
【００４４】
しかしながら、さらに伸びを向上させることが求められる場合には、体積率４０％以上８０％以下のフェライトを含有することが望ましい。フェライトの体積率を４０％以上とすることで延性（伸び）が向上する。フェライトの体積率が４０％未満では、その効果は小さい。一方、８０％超では、マルテンサイト及びベイナイトの合計の体積率が２０％未満となり、９８０ＭＰａ以上の高強度を確保できなくなる。マルテンサイトは、その内部に炭化物を含む焼き戻しマルテンサイトや、炭化物を含まない焼き入れままのマルテンサイトのいずれであっても良い。ベイナイト組織もベイナイトラス内に炭化物を含む下部ベイナイト、ラス間に炭化物を含む上部ベイナイトのいずれであっても良い。
【００４５】
一方、さらに穴広げ性を向上させる場合には、マルテンサイト及びベイナイトの１種または２種を合計で６０％超含有することが望ましい。ベイナイト及びマルテンサイトを合計で６０％超とするのは、穴広げ性を向上させつつ９８０ＭＰａ以上の強度を確保するためであり、６０％以下では、その効果は小さい。
【００４６】
上記ミクロ組織の各相、フェライト、マルテンサイト、ベイナイト、オーステナイト、パーライトおよび残部組織の同定、存在位置の観察および面積率の測定は、ナイタール試薬および日本国特開Ｓ５９−２１９４７３号公報に開示された試薬により鋼板圧延方向断面または圧延方向直角方向断面を腐食して、倍率１０００倍の光学顕微鏡観察及び倍率１０００〜１０００００倍の走査型および透過型電子顕微鏡により定量化が可能である。各２０視野以上の観察を行い、ポイントカウント法や画像解析により各組織の面積率を求めることが出来る。上記測定方法は、二次元の観察ではあるものの、本実施形態に係る鋼板では、全ての断面で同一面積率が得られる。そのため、面積率は、体積率に等しい。
【００４７】
次に、被めっき材である鋼板の化学成分の限定理由について説明する。なお、以下の化学成分の％は質量％を意味する。
Ｃ：Ｃは、鋼板の強度を上昇させる元素である。しかしながら、０．０５％未満であると９８０ＭＰａ以上の引張強度と加工性とを両立することが難しくなる。一方、０．４０％以上となるとスポット溶接性の確保が困難となる。また、残留オーステナイトが過剰に生成し、耐遅れ破壊特性が低下する。このため、その範囲を０．０５〜０．４０％未満に限定した。
【００４８】
Ｓｉ：Ｓｉは、酸化物としてめっき層に分散させることが出来る。そのため、耐水素脆性（耐遅れ破壊特性）を改善するために最も重要な添加元素である。ただし、添加量が０．５％未満では、酸化物の量が十分でなく、耐遅れ破壊特性が十分に向上しない。このことから、０．５％以上添加する必要がある。一方、３．０％を超えると加工性が低下するとともに、鋼板が脆化し、遅れ破壊の発生を助長する。また、酸洗性が低下する。従って、Ｓｉ含有量は０．５〜３．０％の範囲に制限した。また、Ｓｉは、強化元素であり、鋼板の強度を上昇させるためにも有効である。より好ましくは、０．５〜２．５％、更に好ましくは０．５〜２．０％ある。
【００４９】
Ｍｎ：Ｍｎは、強化元素であり、鋼板の強度を上昇させることに有効である。また、酸化物としてめっき層に分散させることが出来る。しかしながら、１．５％未満であると９８０ＭＰａ以上の引張強度を得ることが困難である。一方、３．０％超では、Ｐ、Ｓとの共偏析を助長し、加工性の著しい劣化を招く。また、残留オーステナイトが過剰に生成し、耐遅れ破壊特性が低下する。そのため３．０％を上限とする。より好ましい範囲は、２．０〜２．８％である。
【００５０】
Ｏ：鋼板中のＯは、鋼板中（表層部以外）に酸化物を形成する。これら鋼板中に含まれる酸化物は、伸びや穴広げ性を劣化させる。そのため、鋼板中のＯ添加量を抑える必要がある。特に、酸化物は介在物として存在する場合が多く、打抜き端面、あるいは、切断面に存在すると、端面に切り欠き状の疵や粗大なディンプルを形成する。その結果、穴広げ時や強加工時に、応力集中を招き、亀裂形成の起点となり大幅な穴広げ性あるいは曲げ性、耐遅れ破壊特性の劣化をもたらす。Ｏが０．００６％を超えると、この傾向が顕著となることから、Ｏ含有量の上限を０．００６％以下とした。一方、鋼板中のＯは少ない方が好ましいが、０．０００１％と未満とすることは、過度のコスト高を招き経済的に好ましくないことから、これが実質的な下限である。ただし、本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板は、めっき層中に酸化物を分散させていることから、めっき層中や、めっき層と鋼板界面近傍のＯ含有量は、鋼板内部に比較し高くなる。鋼板表面に存在する酸化物は、鋼板表面もしくはめっき層中に存在することから、鋼板に含まれる酸化物、あるいは鋼板の酸素含有量として定義しない。具体的には、鋼板のＯ含有量を測定する場合、めっき層を除去し、鋼板表面を１０μｍ機械研磨した後測定する。
【００５１】
Ｐ：Ｐは鋼板の板厚中央部に偏析する傾向があり、溶接部を脆化させる。０．０４％を超えると溶接部の脆化が顕著になるため、０．０４％以下に制限した。また０．０４％を超えると、鋼板を脆化させ、遅れ破壊の発生を助長する。Ｐの下限値は特に定めないが、０．０００１％未満とすることは、経済的に不利であることからこの値を下限値とすることが好ましい。
【００５２】
Ｓ：Ｓは、溶接性、ならびに鋳造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。そのため、０．０１％以下に制限した。ＳはＭｎと結びついて粗大なＭｎＳを形成する。このＭｎＳは、曲げ性や穴広げ性を劣化させたり、遅れ破壊の発生を助長する。そのためＳ含有量は、出来るだけ少なくすることが望ましい。しかしながら、０．０００１％未満とすることは、経済的に不利であることからこの値を下限値とすることが好ましい。
【００５３】
Ａｌ：Ａｌは、酸化物としてめっき層中に分散させることで、耐遅れ破壊特性の向上に活用できるので添加しても良い。また、脱酸材としても活用可能である。しかしながら、過剰な添加はＡｌ系の粗大介在物の個数を増大させ、穴広げ性の劣化や表面疵の原因になる。また過剰なＡｌ添加は、鋼板を脆化させ、遅れ破壊の発生を助長するため好ましくない。このことから、Ａｌ添加の上限を２．０％とした。下限は、特に限定しないが、０．０００５％以下とするのは困難であるのでこれが実質的な下限である。
【００５４】
Ｎ：Ｎは、鋼中に粗大な窒化物を形成する。この窒化物は、曲げ性や穴広げ性を劣化させるとともに耐遅れ破壊特性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。Ｎが０．０１％を超えると、この傾向が顕著となることから、Ｎ含有量の範囲を０．０１％以下とした。加えて、溶接時のブローホール発生の原因になることから少ない方が望ましい。そのため下限は、特に定める必要がない。しかしながら、Ｎ含有量を０．０００５％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を招くことから、これが実質的な下限である。
【００５５】
本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板は、以上の元素と残部の鉄及び不可避的不純物よりなる組成を基本とするが、さらに、強度の向上などのために従来から用いている元素として以下の元素のいずれか１種または２種以上を含有することができる。なお、これらの選択元素が鋼板中に不可避的に（例えば、各選択元素の量の好ましい下限未満の量）混入しても、本実施形態における効果を損なわない。また、これらの化学元素は、必ずしも鋼板中に添加する必要がないため、これらの化学元素の下限は、いずれも０％であり制限されない。
【００５６】
Ｍｏ：Ｍｏは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。しかし、０．０１％未満ではこれらの効果が得られないため添加する場合の下限値を０．０１％とした。逆に、１．０％超含有すると製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼすとともに鋼板が脆化させ、遅れ破壊の発生が助長されるため、上限値を１．０％とした。
【００５７】
Ｃｒ：Ｃｒは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に有効である。しかし、０．０５％未満ではこれらの効果が得られないため添加する場合の下限値を０．０５％とした。逆に、１．０％超含有すると製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼすとともに、鋼板が脆化し、遅れ破壊の発生が助長されるため、上限値を１．０％とした。
【００５８】
Ｎｉ：Ｎｉは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に有効である。加えて、濡れ性の向上や合金化反応の促進をもたらすことから添加しても良い。しかし、０．０５％未満ではこれらの効果が得られないため添加する場合の下限値を０．０５％とした。一方、１．０％超含有すると製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため、上限値を１．０％とした。
【００５９】
Ｃｕ：Ｃｕは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に有効である。加えて、濡れ性の向上や合金化反応の促進をもたらすことから添加しても良い。しかし、０．０５％未満ではこれらの効果が得られないため添加する場合の下限値を０．０５％とした。逆に、１．０％超含有すると製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため、上限値を１．０％とした。
【００６０】
Ｂは、０．０００１質量％以上の添加で粒界の強化や鋼材の強度化に有効であるが、その添加量が０．０１質量％を超えると、その効果が飽和するばかりでなく、熱延時の製造製を低下させる。そのため、Ｂの添加量を０．０００１％〜０．０１％とした。
【００６１】
Ｔｉ：Ｔｉは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。添加量が０．００５％未満ではこれらの効果が得られないため、添加する場合の下限値を０．００５％とした。０．３％超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり成形性や耐遅れ破壊特性が劣化するため、上限値を０．３％とした。
【００６２】
Ｎｂ：Ｎｂは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。添加量が０．００５％未満ではこれらの効果が得られないため、添加する場合の下限値を０．００５％とした。０．３％超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、上限値を０．３％とした。
【００６３】
Ｖ：Ｖは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。添加量が０．００５％未満ではこれらの効果が得られないため、添加する場合の下限値を０．００５％とした。０．５％超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、上限値を０．５％とした。
【００６４】
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭから選ばれる１種または２種以上をそれぞれ０．０００５〜０．０４％添加してもよい。Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは脱酸に用いる元素であり、その効果を得るためには、１種または２種以上を合計で０．０００５％以上含有することが好ましい。ＲＥＭとは、Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌである。しかしながら、それぞれの含有量が０．０４％を超えると、成形加工性の悪化の原因となる。そのため、含有量は合計でも０．０００５〜０．０４％とするのが好ましい。本実施形態において、ＲＥＭはミッシュメタルにて添加されることが多く、ＬａやＣｅの他にランタノイド系列の元素を複合で含有する場合がある。不可避不純物として、これらＬａやＣｅ以外のランタノイド系列の元素を含んだとしても本実施形態の効果は発揮される。金属ＬａやＣｅを添加したとしても本実施形態の効果は発揮される。
【００６５】
本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板は、さらに、不可避的不純物として、特性を損なわない範囲であれば、上記以外の元素（例えばＺｒ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ａｓ等）を含んでも構わない。
【００６６】
本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板は、９８０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳを有し、耐遅れ破壊特性、めっき密着性に優れている。本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板（素材）は、通常の製鉄工程である製錬、製鋼（精錬）、鋳造、熱延、冷延の各工程を経て製造される製品を原則とし、後述の実施形態の製造方法により好適に得ることができる。しかしながら、製鉄工程の一部、又は、全部を省略して製造される製品でも、本実施形態に係る条件を満足する限り、本実施形態において説明した効果を得ることができるため、本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板は、必ずしも製造方法によって制限されない。
【００６７】
以下に、本発明の一実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を説明する。
本発明の一実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板を得るためには、鋼板表層の酸化物の制御、めっき浴内の溶融亜鉛の噴流の制御を行うことが重要である。
【００６８】
熱間圧延に先行する製造方法は特に限定するものではない。すなわち、高炉や電炉等による溶製に引き続き各種の２次製錬を行い、次いで、通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造の他、薄スラブ鋳造などの方法で上述の化学成分を有する溶鋼を鋳造すればよい。連続鋳造の場合には一度低温まで冷却したのち、再度加熱してから熱間圧延しても良いし、鋳造スラブを連続的に熱延しても良い。原料にはスクラップを使用しても構わない。
【００６９】
熱間圧延前のスラブ加熱温度は、１１００℃以上にする必要がある。スラブ加熱温度が１１００℃未満であると、仕上げ圧延温度がＡｒ３点を下回ってしまう場合がある。その場合、フェライト及びオーステナイトの二相域圧延となり、熱延板組織が不均質な混粒組織となり、冷延及び焼鈍工程を経たとしても不均質な組織が解消されず、延性や曲げ性に劣るものとなる。また、本実施形態においては、焼鈍後に９８０ＭＰａ以上の引張最大強度を確保するため、軟鋼等に比べて合金元素の含有量が多く、仕上げ圧延時の強度も高くなりがちである。そのため、スラブ加熱温度が１１００℃未満であると、仕上げ圧延温度の低下に伴う圧延荷重の増加によって、圧延が困難となったり、圧延後の鋼板の形状不良を招く懸念がある。また、スラブ加熱温度の上限は特に定めることなく、本実施形態の効果は発揮されるが、加熱温度を過度に高温にすることは、経済上好ましくない。このことから、スラブ加熱温度の上限は１３００℃未満とする。
【００７０】
本実施形態において、Ａｒ３変態点は次の式により計算する。
Ａｒ３変態点（℃）＝９０１−３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ−９２×（Ｍｎ＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｃｕ／２＋Ｍｏ／２）
（式中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏは、鋼中の各成分の含有量［質量％］である。）
【００７１】
熱間圧延の仕上げ圧延温度（熱間圧延完了温度）は、Ａｒ３変態点以上とする。上限は特に定めることなく、本実施形態の効果は発揮される。圧延温度がＡｒ３変態点未満であると、圧延荷重が過度に高くなり製造が困難となると共に、フェライトとオーステナイトの二相域で熱間圧延を受けることから、熱間圧延後の鋼板のミクロ組織が不均一となってしまう。即ち、仕上げ圧延中に生成したフェライトは、圧延にて延ばされ、粗大となり、圧延後にオーステナイトから変態したフェライトは膜状となる。このような不均一なミクロ組織を有する鋼板は、冷間圧延及び焼鈍を行って組織制御を行ったとしても、材質がばらつき、さらに耐遅れ破壊特性が低下することから好ましくない。一方、熱間圧延の仕上げ圧延温度を過度に高温とした場合、その温度を確保するために、スラブの加熱温度を過度に高温にせねばならなくなり、好ましくない。このことから、熱間圧延の仕上げ圧延温度の上限温度を、１０００℃以下とすることが望ましい。
【００７２】
熱間圧延後の冷却については特に規定はせず、それぞれの目的にあった組織制御を行うための冷却パターンをとっても本実施形態の効果は得られる。
【００７３】
熱間圧延後、巻き取りを行う。巻き取り温度は３００℃以上７００℃以下にする必要がある。７００℃を超えると熱延組織中に粗大なフェライトやパーライト組織が生成し、焼鈍後の組織不均一性が大きくなり、最終製品の材質異方性が大きくなる。また、７００℃を超える温度で巻き取ることは、鋼板表面に形成する酸化物の厚さを過度に増大させるため、酸洗性が劣るので好ましくない。一方３００℃以下であると、熱延板の強度が高くなることで、冷延荷重が高くなる。その結果、冷間圧延ができない、あるいは、板破断などの製造トラブルを招く。
なお、熱延時に粗圧延板同士を接合して連続的に仕上げ圧延を行っても良い。また、粗圧延板を一旦巻き取っても構わない。
【００７４】
このようにして巻き取った熱延鋼板に、酸洗を行う。酸洗は鋼板表面の酸化物の除去が可能であることから、めっき性向上のためには重要である。酸洗の方法については、公知の方法を用いればよい。また、一回の酸洗を行っても良いし、複数回に分けて酸洗を行っても良い。
【００７５】
酸洗した熱延鋼板を累積圧下率４０〜８０％で冷間圧延して、連続溶融亜鉛めっきラインを通板する。上述の酸化物を形成するＳｉ、ＡｌあるいはＭｎは、鋼板内部からの（特に、粒界での）拡散により供給されることから、酸化物は、鋼板表面の粒界周辺に形成され易い。この結果、フェライトの粒径が大きいと、鋼板表面の粒界の割合が小さく、酸化物の投影面積を１０％以上とすることが難しい。また、一般的に、冷間圧延ままのフェライトは圧延方向に延びており、粒界の割合が小さい。この結果、冷間圧延ままの組織を焼鈍した場合、酸化物の投影面積率を１０％以上とすることは難しい。このことから、酸化物形成前に、フェライトを再結晶させ、粒径を小さくすることで、酸化物の形成を促進させる必要がある。冷延の累積圧下率が４０％未満では、再結晶に必要な歪が十分に導入されない。また、最終製品の延性が劣悪となるのでこれを下限とする。さらに、累積圧下率が４０％未満では、形状を平坦に保つことが困難である。また、一方、８０％を越える冷延（冷間圧延）は、冷延荷重が大きくなりすぎてしまい冷延が困難となることから、これを上限とする。より好ましい範囲は、４５〜７５％である。累積圧下率が上記の範囲であれば、圧延パスの回数、各パスの圧下率については特に規定することなく本実施形態の効果は発揮される。
【００７６】
また、本実施形態においては、冷間圧延を行う際のワークロールの径（ロール径）を１４００ｍｍ以下とする。望ましくは、１２００ｍｍ以下であり、更に望ましくは、１０００ｍｍ以下である。その理由としては、ロール径により導入される歪の種類が異なり、小径ロールでは、せん断歪が入り易いためである。再結晶はせん断帯から生じやすいため、せん断帯が多く形成する小径ロールで圧延を行った鋼板の方が再結晶が早く起こる。すなわち、ロールの径小さなワークロールを用いて冷延を行うことで、酸化物が形成する前に、再結晶が開始させることが可能となる。
ここで、累積圧下率とは、各圧下工程（例えば冷間圧延工程）の最初のパス前の入口板厚を基準とし、この基準に対する累積圧下量（圧延における最初のパス前の入口板厚と圧延における最終パス後の出口板厚との差）の百分率である。
【００７７】
めっきラインを通板する場合の加熱速度は、特に定めることなく本実施形態の効果は発揮される。しかしながら、０．５℃／秒未満の加熱速度は、生産性が大きく損なわれることから好ましくない。また、加熱速度を１００℃超とすることは、過度の設備投資を招き、経済的に好ましくない。
【００７８】
本実施形態において、めっきラインを通板する場合の焼鈍温度までの加熱中に５５０〜７５０℃の温度範囲で、２０秒以上滞留させる。その理由は、この温度範囲では再結晶が十分に進行するものの、再結晶に比較して酸化物形成は遅いためである。Ｓｉ、ＭｎやＡｌを単独、あるいは、複合で含む酸化物は、まず初めに、鋼板表面のフェライトの粒界に形成する傾向にあり、再結晶により形成した微細なフェライトの粒界を生成サイトとして活用する。すなわち、上記冷延を施した後、この温度域で滞留を行うことで、酸化物の形成に先だって再結晶が開始させることが可能となる。滞留の温度が５５０℃未満であると、再結晶に長時間を要するため望ましくない。また、滞留の温度が７５０℃超であると、酸化物の形成が速く、再結晶や粒成長の途中で粒界に粒上の酸化物を形成してしまうことから望ましくない。ただし、一旦、酸化物を形成させた後であれば、組織制御の目的で７５０℃超の温度域で長時間の保持を行っても良い。なお、この効果は、フェライトを主相とする組織でもベイナイトやマルテンサイトを主相とする組織でも同様である。また、５５０℃〜７５０℃での滞留時間が、２０秒未満では、十分に再結晶が進まないため望ましくない。一方、２０００秒超の滞留は、生産性を劣化させるばかりでなく、形成した酸化物が厚くなり、不めっき原因となることから好ましくない。好ましくは、４０〜５００秒である。なお、滞留とは等温保持のみを意味するのでなく、この温度域での加熱や保持等温度変化があっても構わない。
これら酸化物は、フェライト粒界に優先的に形成するため、網目状の構造を有することが多い。
【００７９】
上記滞留の後、焼鈍を行う。Ｓｉ、ＭｎあるいはＡｌを単独、あるいは、複合で含む酸化物を１種以上含む酸化物をめっき層に含有させるには、連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ：Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ  Ｇａｌｖａｎｉｚｉｎｇ  Ｌｉｎｅ）の焼鈍工程において、鋼板表面に易酸化性元素の酸化物を形成させた後、めっきし、めっき層中に取り込ませる必要がある。鋼板表面にＳｉ、ＭｎあるいはＡｌの酸化物を形成させるには、連続溶融亜鉛めっきラインの焼鈍工程における雰囲気を適切な範囲に制御する。即ち、焼鈍温度とともに、焼鈍雰囲気中のＨ２濃度と露点を管理することが特に重要である。そこで、本実施形態では、Ｈ２濃度が２０体積％以下のＮ２雰囲気において、露点を−２０℃以上とし、最高加熱温度が、７５０〜９００℃の範囲で焼鈍を行う。最高加熱温度が７５０℃未満になると、熱延時に形成した炭化物が再固溶するのに時間がかかりすぎてしまい炭化物、あるいは、その一部が残存したり、冷却後にマルテンサイトやベイナイトが十分に得られないことから、９８０ＭＰａ以上の強度が確保し難い。一方、過度の高温加熱は、コストの上昇を招くことから経済的に好ましくないばかりでなく、高温通板時の板形状が劣悪になったり、ロールの寿命を低下させたりとトラブルを誘発することから、最高加熱温度の上限を９００℃とする。この温度域での熱処理時間は、炭化物の溶解のために、１０秒以上の熱処理が望ましい。一方、熱処理時間が１０００秒超となると、コストの上昇を招くことから経済的に好ましくない。より望ましくは、６００秒以下である。熱処理についても、最高加熱温度にて等温保持を行っても良いし、傾斜加熱を行い最高加熱温度に到達した後、直ちに冷却を開始したとしても、本実施形態の効果は発揮される。露点が−２０℃未満であると、上述の投影面積率が９０％を超えてしまうため望ましくない。Ｈ２濃度を２０体積％超とすると、コストが大幅に上昇してしまうため望ましくない。
Ｈ２濃度の下限は、炉内雰囲気をＦｅの還元雰囲気とするため、０．０５体積％であることが望ましい。露点は、炉内でのＦｅの酸化を抑制するため、５０℃以下であることが望ましい。露点は、より望ましくは４０℃以下、更に望ましくは３０℃以下である。
【００８０】
フェライトは、７５０〜９００℃での焼鈍中、あるいは、最高加熱温度〜６５０℃までの冷却中に形成される。従って、伸びをより向上させるため、ミクロ組織におけるフェライト面積率を４０％以上とする場合、焼鈍温度を８４０℃未満とすることが望ましい。焼鈍温度を８４０℃未満とすることで、焼鈍時のフェライト分率を多くすることができるため、冷却後にもフェライトを多く含む組織とすることができる。なお、焼鈍時にオーステナイトであった組織は、冷却後、マルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイト、パーライトのいずれかに変態する。
一方、穴広げ性をより向上させるため、ミクロ組織におけるマルテンサイト及びベイナイトの面積率を６０％超とする場合には、焼鈍温度を８４０℃以上とすることが望ましい。焼鈍温度を８４０℃以上とすることで、焼鈍時のオーステイナイト分率を高めることができる。このオーステナイトは、焼鈍後の冷却においてベイナイトまたはマルテンサイトに変態するため、ベイナイト及びマルテンサイトの分率を多くすることができる。
【００８１】
めっき前の焼鈍については、「脱脂酸洗後、非酸化雰囲気にて加熱し、Ｈ２及びＮ２を含む還元雰囲気にて焼鈍後、めっき浴温度近傍まで冷却し、めっき浴に侵漬」というゼンジマー法、「焼鈍時の雰囲気を調節し、最初、鋼板表面を酸化させた後、その後還元することによりめっき前の清浄化を行った後にめっき浴に侵漬」という全還元炉方式、あるいは、「鋼板を脱脂酸洗した後、塩化アンモニウムなどを用いてフラックス処理を行って、めっき浴に侵漬」というフラックス法等を本実施形態の各工程に沿うように必要に応じて変更を加えた上で適用してもよい。
【００８２】
上記焼鈍終了後、５００〜７５０℃の温度域まで冷却する（第１の冷却または第３の冷却）。焼鈍の最高加熱温度からの平均冷却速度は、１．０〜２００℃／秒とする。冷却速度を、１℃／秒未満とすることは、生産性が大きく損なわれることから望ましくない。一方、過度に冷却速度を上げる事は、製造コスト高を招くこととなるので、上限を２００℃／秒とすることが好ましい。
【００８３】
その後、１℃／秒以上、かつ第１の冷却速度よりも速い冷却速度で、亜鉛めっき浴温度‐４０℃〜亜鉛めっき浴温度＋５０℃の温度範囲に冷却する（第２の冷却）。冷却速度を１℃／秒以上とする理由は、冷却速度が小さいと冷却過程でフェライトやパーライトが過剰に出てしまい９８０ＭＰａ以上の強度確保が難しくなるためである。一方、過度に冷却速度を上げる事は、製造コスト高を招くこととなるので、上限を２００℃／秒とすることが好ましい。本実施形態において、亜鉛めっき浴温度は４４０℃〜４６０℃とする。
【００８４】
また、第２の冷却の代わりにめっき浴浸漬前に、２５℃〜５００℃の温度に一旦冷却（第４の冷却）し、その後、冷却停止温度がめっき浴温度−４０℃未満であった場合には３５０℃〜５００℃の温度範囲まで再加熱して滞留させてもよい。上述の温度範囲で冷却及を行うと冷却中に未変態のオーステナイトからマルテンサイトまたはベイナイトといった硬質相が形成される。その後、再加熱を行うことで、硬質相は焼き戻される。焼き戻しとは、硬質相内での炭化物析出や転位の回復・再配列を意味し、焼戻しを行うことで、穴広げ性や曲げ性や耐遅れ破壊特性が向上する。冷却停止温度の下限を２５℃としたのは、過度の冷却は大幅な設備投資を必要とするばかりでなく、その効果が飽和するためである。さらに、再加熱後かつめっき浴浸漬前に、３５０〜５００℃の温度域での鋼板を滞留させる。この温度域での滞留は、マルテンサイトの焼き戻しに寄与するばかりでなく、板の幅方向の温度ムラをなくし、めっき後の外観を向上させる。第４の冷却の冷却停止温度が３５０℃〜５００℃であった場合には、再加熱を行わずに滞留を行えばよい。滞留を行う時間は、その効果を得るために１０秒以上１０００秒以下とすることが望ましい。ベイナイト変態を起こさせ、残留オーステナイトを安定化させるためには、滞留時間を２０〜７５０秒にすることが望ましく、更に望ましくは、３０〜５００秒である。
【００８５】
上記の第２の冷却または、３５０℃〜５００℃の温度域での滞留の後、めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを行う。めっき浴浸漬板温度（溶融亜鉛めっき浴に浸漬する際の鋼板の温度）は、溶融亜鉛めっき浴温度より４０℃低い温度（溶融亜鉛めっき浴温度−４０℃）から溶融亜鉛めっき浴温度より５０℃高い温度（溶融亜鉛めっき浴温度＋５０℃）までの温度範囲とする。めっき浴浸漬板温度が溶融亜鉛めっき浴温度−４０℃を下回ると、めっき浴浸漬進入時の抜熱が大きく、溶融亜鉛の一部が凝固してしまいめっき外観を劣化させる場合があるため望ましくない。浸漬前の板温度が溶融亜鉛めっき浴温度−４０℃を下回っていた場合、任意の方法でめっき浴浸漬前にさらに加熱を行い、板温度を溶融亜鉛めっき浴温度−４０℃以上に制御してからめっき浴に浸漬させても良い。また、めっき浴浸漬板温度が溶融亜鉛めっき浴温度＋５０℃を超えると、めっき浴温度上昇に伴う操業上の問題を誘発する。めっき浴は、純亜鉛に加え、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒなどを含有しても構わない。
【００８６】
酸化物が鋼板表面を覆うと、不めっきや合金化遅延などの問題が生じやすい。特に、溶融亜鉛めっき浴の表面や浴中には、亜鉛の酸化物が存在する。亜鉛の酸化物と鋼板表面に形成した酸化物とは親和性が高く、亜鉛の酸化物が付着しやすいため、不めっきや外観不良などの問題が生じやすい。本実施形態では、鋼板表面にＳｉ、ＭｎあるいはＡｌの酸化物を分散させていることから、不めっきや合金化の遅延が起こりやすい。水素脆化抑制可能となるように、投影面積率１０％以上の酸化物を分散させる場合、この傾向が顕著となる。そこで、鋼板表面に本実施形態の酸化物を形成させる場合には、めっき浴中の溶融亜鉛を流速１０ｍ／ｍｉｎ以上５０ｍ／ｍｉｎ以下の噴流速度にて流動させることで、鋼板と亜鉛の酸化物の付着を妨げ、不めっきの防止と合金化促進を行う。この結果、めっき層中に酸化物を分散させることが可能となる。通常、溶融亜鉛めっき浴中には、スカムと呼ばれる、ＺｎやＡｌの酸化膜が浮遊しており、不めっきや合金化遅延の原因となる。本発明者らは、鋼板表面に酸化物が存在している場合、鋼板の浴への浸漬時にスカムが付着し易いため、不めっき（めっき層において鋼板まで達する欠陥）が発生し易いことを見出した。鋼板に付着したスカムは、不めっきのみならず、合金化も遅延させる。この挙動は、ＳｉやＭｎを多く含む鋼板で特に顕著となる。詳細なメカニズムは不明なものの、鋼板表面に形成するＳｉやＭｎの酸化物と、同じく酸化物であるスカムが反応することで、不めっきや合金化遅延を助長しているものと考えられる。流速１０ｍ／ｍｉｎ未満では、噴流による不めっき抑制効果が得られず、鋼板表面に酸化物が付着するため、外観不良が引き起こされる。一方、５０ｍ／ｍｉｎ超となると、効果が飽和するばかりでなく、亜鉛の流動に起因した模様が生じ、外観不良を招き易い。また、過大な設備投資はコスト高を招く。そのため、めっき浴中の溶融亜鉛の流速は１０ｍ／ｍｉｎ以上５０ｍ／ｍｉｎ以下とする。ここで、溶融亜鉛の流束の方向については特に制限されず、流束の大きさのみを制御すればよい。
【００８７】
浸漬後、めっき浴に浸漬した鋼板をめっき浴から引き上げ、必要に応じてワイピングを行う。鋼板に対してワイピングを行うと、鋼板表面に付着するめっきの量（めっき付着量）を制御することができる。めっき付着量について、特に制約はないが、耐食性をより高める観点から、めっき付着量が片面当たり５ｇ／ｍ２以上であると望ましい。また、めっき密着性をより高める観点から、めっき付着量が片面当たり１００ｇ／ｍ２以下であると望ましい。
【００８８】
さらに、めっき層の合金化処理を行う場合には、６００℃以下で行う。一方、６００℃を超えると、炭化物が形成されて残留オーステナイト体積率を減少させ、優れた延性の確保が難しくなるとともに、マルテンサイト等の硬質相が軟化したり、パーライトが多量生成したりして、９８０ＭＰａ以上の引張最大強度の確保が難しくなる。一方、合金化処理温度が４６０℃未満であると合金化の進行が遅く、生産性が悪いため好ましくない。さらに、合金化処理温度が６００℃を超えると、めっき層中のＦｅが１５質量％を超えてしまうため、めっき層の密着性を失う。なお、合金化処理を行わない場合、本実施形態の条件を満たせば、めっき層中のＦｅは１５質量％を超えない。
【００８９】
図３Ａ及び図３Ｂに上記した本発明の一実施形態に係る製造方法のフローチャートを示す。
【００９０】
さらに、鋼板形状の矯正や可動転位導入により延性の向上を図ることを目的として、スキンパス圧延を施してもよい。熱処理後のスキンパス圧延の圧下率は、０．１〜１．５％の範囲が好ましい。０．１％未満では効果が小さく、制御も困難であることから、これが下限となる。１．５％を超えると生産性が著しく低下するのでこれを上限とする。スキンパスは、インラインで行っても良いし、オフラインで行っても良い。また、一度に目的の圧下率のスキンパスを行っても良いし、数回に分けて行っても構わない。
【００９１】
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板の素材は、通常の製鉄工程である精錬、製鋼、鋳造、熱延、冷延工程を経て製造されることを原則とするが、その一部あるいは全部を省略して製造されるものでも、本発明に係わる条件を満足する限り、本発明の効果を得ることができる。
【実施例】
【００９２】
次に、本発明を実施例により詳細に説明する。
表１に示す成分を有するスラブを、１２００℃に加熱し、表２−１〜表２−４に記載の熱延条件にて熱間圧延を行い、水冷帯にて水冷の後、表２−１〜表２−４に示す温度で巻き取り処理を行った。熱延板の厚みは、２〜４．５ｍｍの範囲とした。この熱延板を酸洗した後、冷間圧延後の板厚が１．２ｍｍとなるように、所定の冷延率で冷延を行い、冷延板とした。その後、これらの冷延板に表２−１〜表２−４に示す条件で連続合金化溶融亜鉛めっき設備にて、５５０〜７５０℃の温度域において表２−１〜表２−４の条件で滞留させ、その後、焼鈍、冷却、必要に応じて再加熱を行い所定の条件に制御した亜鉛めっき浴に浸漬し、その後室温（２５℃）まで冷却した。めっき浴中の有効Ａｌ濃度は、０．０９〜０．１７質量％の範囲とした。一部の鋼板については、亜鉛めっき浴に浸漬後、各条件にて合金化処理を行い、室温まで冷却した。その際の目付け量としては、両面とも約３５ｇ／ｍ２とした。最後に、得られた鋼板について０．４％の圧下率でスキンパス圧延を行った。
上述の条件にて製造した鋼板の特性を表３−１〜表３−４に示す。
引張試験は、１．２ｍｍ厚の板から圧延方向に垂直な方向にＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ２２４１：２０１１に準じて引張特性を評価した。【００９３】
めっき層中の酸化物の観察は、溶融亜鉛めっき鋼板断面より組織観察を行うことで行った。溶融亜鉛めっき鋼板表層を集束イオンビーム加工装置により、めっき層を含むように鋼板断面を薄片に加工した後、ＦＥ‐ＴＥＭによる観察と、エネルギー分散型Ｘ線検出器（ＥＤＸ）による組成分析を行った。１万〜５万倍の倍率で５視野観察し、組成や面積率を特定した。【００９４】
めっき層中のＦｅ及びＡｌの含有量は、めっき層をインヒビタを添加した５％ＨＣｌ水溶液で溶解し、未溶解の酸化物を除去した後、溶解液をＩＣＰ発光分析して測定した。３つの試料を測定し、平均値をめっき層のＦｅ％とした。【００９５】
これら酸化物の組成や面積率の評価は、溶融亜鉛めっき鋼板断面より組織観察を行うことで可能である。例えば、集束イオンビーム（ＦＩＢ）加工装置により、めっき層を含むように鋼板断面を薄片に加工した後、電解放出型透過型電子顕微鏡（ＦＥ‐ＴＥＭ）による観察と、エネルギー分散型Ｘ線検出器（ＥＤＸ）による組成分析を行う方法が挙げられる。ＦＩＢ加工装置により観察用試料を作製した後、ＦＥ‐ＴＥＭにより５万倍で酸化物を観察した。加えて、酸化物をＥＤＸで分析することで、酸化物の特定が可能である。【００９６】
Ｓｉ、ＭｎあるいはＡｌを単独、あるいは、複合で含む酸化物を１種以上含む酸化物をめっき層に含有させるには、ＣＧＬの焼鈍工程において、鋼板表面に易酸化性元素の酸化物を形成させた後、めっきし、めっき層中に取り込ませる必要がある。【００９７】
次に、耐遅れ破壊特性を評価するため、Ｕ曲げ試験による試験片作製と電解チャージによる耐遅れ破壊試験を行った。本発明の方法にしたがって製造した溶融亜鉛めっき鋼板を非特許文献３記載の方法に従って、耐遅れ破壊特性を評価した。
具体的には、鋼板を機械切断した後、端面を機械研削し、１０ＲにてＵ曲げ試験を行った。得られた試験片の中央に歪ゲージを貼り、試験片両端をボルトで締め付けることにより応力を付与した。付与した応力は、モニタリングした歪ゲージの歪より算出した。負荷応力は、９８０ＭＰａ級の鋼板であれば７００ＭＰａの、１１８０ＭＰａ級の鋼板であれば８４０ＭＰａの、１３２０ＭＰａ級の鋼板であれば９２５ＭＰａであり、ＴＳの０．７に対応する応力を付与した。これは、成形時に導入される残留応力が鋼板のＴＳと対応があると考えられるためである。
その他、穴広げについては、ＪＦＳ  Ｔ１００１に準拠して評価した。【００９８】
得られたＵ曲げ試験片は、チオシアン酸アンモニウム溶液に浸漬し、鋼板側を陰極、白金電極を陽極とし、電流密度０．１ｍＡ／ｃｍ２にて電流を流し、電解チャージ試験を２時間行った。電解チャージ試験中発生した水素は、鋼板中に侵入し、遅れ破壊をもたらす可能性がある。電解チャージ試験後、試験片を溶液から取り出し、Ｕ曲げ試験片中央部を目視にて観察することで、割れの有無を調査した。ただし、めっき層は、Ｕ曲げ試験時に割れる場合があり、電解チャージ試験後の表面観察の際に、遅れ破壊により生じた亀裂と誤認される可能性がある。そこで、遅れ破壊試験の後、めっき層を、インヒビタを添加した５％ＨＣｌ水溶液で溶解し、鋼板表面の亀裂の有無を観察した。曲げ加工部には大きな応力が付与されていることから、亀裂が発生するとその進展が速い。このことから、本実施例では、亀裂がある場合、全て大きな開口亀裂となっており、目視であっても容易に亀裂の有無を判定可能であった。本実施例では、ルーペや実態顕微鏡等を用いて、試験片を入念に観察し、亀裂の有無を再度確認し、開口亀裂がないものは微細な亀裂もないことを確認した。【００９９】
表３−１〜表３−４に示す遅れ破壊試験結果において、ＧＯＯＤは端部に亀裂が発生していなかったことを示し、ＢＡＤは端部に亀裂が発生していたことを示す。
めっき性は、下記のように評価した。
ＧＯＯＤ：不めっきなし
ＢＡＤ  ：不めっきあり
耐パウダリング性は、プレスを行った際、パウダリングが発生したかどうかで評価した。
ＧＯＯＤ：パウダリング発生なし
ＢＡＤ  ：パウダリング発生あり
不めっきがある例については、十分なめっき層の密着性が得られなかった。【０１００】
測定した引張特性、耐遅れ破壊特性、めっき性及びめっき層中のＦｅ％を表３−１〜表３−４に示す。本発明の鋼板はいずれも９８０ＭＰａ以上の高強度を有し、耐遅れ破壊特性及びめっき性（不めっき、耐パウダリング性）に優れていることがわかる。
一方いずれかの条件が、本発明の範囲を外れた例では、引張強度、耐遅れ破壊特性、めっき性（不めっき、耐パウダリング性）の少なくとも１つが劣っている。
なお、冷間圧延率を９０％以上とした例では、板が途中で破断し通板できなかった。また、冷間圧延率を３０％未満とした例では、板形状が不安定であり、通板時にトラブルが発生したため、通板を中止した。いずれも鋼板の評価ができなかったため、表には示していない。
また、表１における成分の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物をいい、「‐」は、検出されなかったことを示している。更に表中における下線は、本発明の範囲外であることを示している。表２、３中の「＊１」、「＊２」、「＊３」、「＊４」は、表３−１の下部に示す通りである。また、表中のＧＩは、溶融亜鉛めっき層を備える溶融亜鉛めっき鋼板、ＧＡが、合金化溶融亜鉛めっき層を備える溶融亜鉛めっき鋼板、すなわち合金化溶融亜鉛めっき鋼板を示している。【０１０１】
【表１】
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【０１０２】
【表２−１】
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【０１０３】
【表２−２】
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【０１０４】
【表２−３】
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【０１０５】
【表２−４】
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【０１０６】
【表３−１】
0005569647.tif 000007
【０１０７】
【表３−２】
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【０１０８】
【表３−３】
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【０１０９】
【表３−４】
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【産業上の利用可能性】
【０１１０】
本発明は、自動車用の構造用部材、補強用部材、足廻り用部材に好適な、引張最大強度９８０ＭＰａ以上を有する耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を安価に提供するものである。そのため、自動車の軽量化に大きく貢献することが期待でき、産業上の効果は極めて高い。
【図３Ａ】
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【図３Ｂ】
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【図１】
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【図２】
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