(57)【要約】【課題】引張強度590MPa級の良好なめっき表面外観を有する成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を提供する。【解決手段】鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を形成した溶融亜鉛めっき鋼板であって、質量％でＣ：0.005％以上0.12％以下、Si：0.7％以上2.7％以下、Mn：0.5％以上2.8％以下、Ｐ：0.1％以下、Ｓ：0.07％以下、Al：1.0％以下およびＮ：0.008％以下を含有し、残部がFｅおよび不可避不純物からなる成分組成と、面積率でフェライトを90％以上およびマルテンサイトを２％以上10％以下にて含む組織とし、さらに前記フェライトのビッカース平均硬さを120以上、前記めっき層と地鉄との界面から地鉄側に３μmの深さにわたる地鉄表層域における、粒界の全長さに対する、介在物が析出した粒界の長さの比を50％以下にする。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を形成した溶融亜鉛めっき鋼板であって、質量％で
Ｃ：0.005％以上0.12％以下、
Si：0.7％以上2.7％以下、
Mn：0.5％以上2.8％以下、
Ｐ：0.1％以下、
Ｓ：0.07％以下、
Al：1.0％以下および
Ｎ：0.008％以下
を含有し、残部がFｅおよび不可避不純物からなる成分組成と、面積率でフェライトを90％以上およびマルテンサイトを２％以上10％以下にて含む組織と、を有し、前記フェライトのビッカース平均硬さが120以上であり、前記めっき層と地鉄との界面から地鉄側に３μmの深さにわたる地鉄表層域における、粒界の全長さに対する、介在物が析出した粒界の長さの比が50％以下であることを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項２】
前記マルテンサイトの粒径が５μｍ以下であり、かつマルテンサイトの平均粒子間隔が２μｍ以上であることを特徴とする請求項１に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
前記組織において、フェライト粒内に存在する第２相が3.3×10−３個／μｍ２以上であることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項４】
前記地鉄表層域における、粒界に析出した介在物の当該粒界に沿う長さの平均が0.3μm以下であることを特徴とする請求項１、２または３に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項５】
前記成分組成として、さらに、質量％で
Cｒ：0.05％以上1.2％以下、
Ｖ：0.005％以上1.0％以下および
Mo：0.005％以上0.5％以下
から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１、２、３または４に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項６】
前記成分組成として、さらに、質量％で
Ti：0.01％以上0.1％以下、
Nb：0.01％以上0.1％以下、
Ｂ：0.0003％以上0.0050％以下、
Ni：0.05％以上2.0％以下および
Cu：0.05％以上2.0％以下から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１ないし５のいずれか１項に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項７】
前記成分組成として、さらに、質量％で
Ca：0.001％以上0.005％以下および
REM：0.001％以上0.005％以下
から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１ないし６のいずれか１項に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項８】
前記めっき層における鉄含有率が７〜15質量％であることを特徴とする請求項１ないし７のいずれか１項に記載の高強度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、自動車産業や電気産業等の分野で使用される、成形性に優れ、かつ良好なめっき表面外観を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板に関するものである。本発明では、溶融亜鉛めっき鋼板のほかに、めっき層を合金化した合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含めて溶融亜鉛めっき鋼板と総称する。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球環境保全の見地から、例えば自動車の燃費向上が重要な課題となっている。このため、車体材料の高強度化により薄肉化を図り、車体そのものを軽量化しようとする動きが活発である。しかしながら、鋼板の高強度化は成形加工性の低下を招くことから、高強度と高加工性を併せ持つ材料の開発が望まれている。
【０００３】
このような要求に対して、これまでにフェライト−マルテンサイトの二相鋼、いわゆるDual-Phase鋼や、残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用した、いわゆるTRIP鋼など、種々の複合組織鋼板が開発されてきた。例えば、特許文献１には、化学成分と熱延条件および焼鈍条件とを規定することにより、表面性状と曲げ加工性に優れた低降伏比高張力鋼板およびその製造方法が開示されている。
【０００４】
同様に、特許文献２には、化学成分とマルテンサイト量および製造方法を規定することにより優れた機械的性質を有する高強度鋼板を製造する方法が、特許文献３には、所定成分の鋼に対して熱延条件および焼鈍条件を規定することにより曲げ性に優れた鋼板を製造する方法が、特許文献４には、マルテンサイト分率とその粒径および機械的特性を規定することにより衝突安全性と成形性に優れた鋼板を製造する方法が、それぞれ提案されている。
【０００５】
また、特許文献５には、化学成分と構成相とその硬さ比を規定した伸びフランジ性に優れた鋼板が、特許文献６には、化学成分と構成相、その粒径、硬さ比などを規定した疲労特性に優れた鋼板が、それぞれ提案されている。
【０００６】
上記した鋼板では、実使用時の防錆性能向上を目的として、表面に亜鉛めっきを施す場合がある。その場合、プレス成形性、スポット溶接性および塗料密着性を確保するために、めっき後に熱処理を施してめっき層中に鋼板のFeを拡散させた、合金化溶融亜鉛めっきが多く使用され、それに伴い種々の鋼板の開発が進められてきた。
【０００７】
例えば、溶融亜鉛めっき鋼板に関する提案としては、特許文献７に、化学成分と残留オーステナイト量を規定することにより、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の延性と加工性を向上することが記載されている。同様に、特許文献８では化学成分とマルテンサイト分率およびその粒径とを規定した伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が、特許文献９では化学成分とフェライト粒径とその集合組織およびマルテンサイト分率を規定した伸びフランジ性や形状凍結性と耐衝突特性に優れた高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が、それぞれ提案されている。
【０００８】
また、特許文献10から13では、所定成分の鋼に対して連続溶融亜鉛めっきラインでの熱処理条件を規定することにより、伸びや穴広げ性および曲げ性の優れた鋼板の製造方法が提案されている。特許文献14および15では、化学成分と溶融亜鉛めっきラインでの製造条件を規定することにより、伸びフランジ性や曲げ性を改善した高強度溶融亜鉛めっき鋼板や高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法並びに設備が提案されている。
【０００９】
さらに、めっき性やめっき品質も考慮したものとして、特許文献16に、化学成分とマルテンサイト量、めっき皮膜中のFe濃度を規定した、形状凍結性、めっき密着性および延性に優れた鋼板が、特許文献17に、化学成分と残留オーステナイト量、めっき皮膜中のFe，Al濃度を規定した、延性とフレーキング性、パウダリング性に優れた鋼板が、それぞれ提案されている。
【００１０】
また、特許文献18では、高Si、高Mn鋼においてもめっき表面外観を確保するために、めっき鋼板と素地鋼板の界面近傍に形成されるSi-Mn濃化層を適切な形態に制御することにより、不めっき部分のない良好な表面外観を呈する溶融亜鉛めっき鋼板とする提案がなされている。特許文献19では、化学成分と製造条件を規定することにより、成形性とめっき密着性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とすることが提案されている。
【特許文献１】特許第1853389号公報
【特許文献２】特表2003−505604号公報
【特許文献３】特許第3610883号公報
【特許文献４】特開平11−61327号公報
【特許文献５】特開平10−60593号公報
【特許文献６】特開平7−11383号公報
【特許文献７】特許第3527092号公報
【特許文献８】特開2003−213369号公報
【特許文献９】特開2003−213370号公報
【特許文献１０】特許第2862186号公報
【特許文献１１】特許第2862187号公報
【特許文献１２】特許第2761095号公報
【特許文献１３】特許第2761096号公報
【特許文献１４】持開平6−93340号公報
【特許文献１５】特開平6−108152号公報
【特許文献１６】特開2004−115843号公報
【特許文献１７】特開2002−47535号公報
【特許文献１８】特開2001−288550号公報
【特許文献１９】特許第3459500号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
しかしながら、上述した従来の技術は、以下に述べる課題を各々が抱えている。例えば、特許文献１では、単相域で焼鈍し、その後の冷却は６〜20℃/sで400℃まで冷却することが規定されているが、溶融亜鉛めっき鋼板の場合，めっき密着性を考慮する必要があること、また400℃までの冷却はめっき浴温以下まで冷却するため、めっき前に昇温する必要があり、めっき浴前に昇温設備を有さない連続溶融亜鉛めっきライン（CGL）では製造することが難しい。
【００１２】
また、特許文献２、３、４、６、７および９では、伸びフランジ性は考慮されておらず、特に、溶融亜鉛めっきを施した場合は、めっき密着性や伸びフランジ性が安定して得られない。特許文献５では、構成相をフェライトとベイナイトまたはパーライトとすることにより、伸びフランジ性を確保することが提案されているが、この場合、十分な延性を得ることができない。特許文献８では、化学成分とマルテンサイトの粒径および面積率の規定により、伸びフランジ性と耐衝突特性の向上を図っているが、フェライトとマルテンサイトの複合組織で特に溶融亜鉛めっきを施した場合には、良好な伸びフランジ性が安定して得られない。
【００１３】
特許文献10では、延性は優れるものの穴広げ性や曲げ性は考慮されておらず、逆に特許文献11および12では、穴広げ性や曲げ性は優れるものの伸びが考慮されていない。特許文献13においては、延性の向上を主目的としており、穴広げ性は十分なものではなく、その適用部位は限られたものとなる。特許文献14および15では、溶融亜鉛めっきライン内での熱処理中に焼戻しマルテンサイトを生成させる必要があるため、Ms点以下までの冷却後に再加熱する設備が必要である。
【００１４】
また、特許文献16および17では、めっき性やめっき密着性は確保可能なものの、伸びフランジ性は考慮されておらず、特に、溶融亜鉛めっきを施した場合は、めっき密着性や伸びフランジ性が安定して得られない。特許文献18では、界面近傍の粒界にSi-Mn濃化層が存在する場合に、表面外観が優れるとされているが、機械的特性の確保に関しては十分なものではなく、また特性のばらつきが著しいといった課題がある。特許文献19では、化学成分と製造条件を規定することにより、成形性とめっき密着性に優れた鋼板が提案されているが、ここで規定されている成分と製造条件のみでは、特性のばらつきが大きく、必ずしも成形性に優れる鋼板は得られない。
【００１５】
本発明は、上述した課題を解決し、引張強度590MPa級の良好なめっき表面外観を有する成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を提供することを目的とするものである。
【課題を解決するための手段】
【００１６】
上記目的を達成するための本発明の要旨構成は、以下のとおりである。
（１）鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を形成した溶融亜鉛めっき鋼板であって、質量％で
Ｃ：0.005％以上0.12％以下、
Si：0.7％以上2.7％以下、
Mn：0.5％以上2.8％以下、
Ｐ：0.1％以下、
Ｓ：0.07％以下、
Al：1.0％以下および
Ｎ：0.008％以下
を含有し、残部がFｅおよび不可避不純物からなる成分組成と、面積率でフェライトを90％以上およびマルテンサイトを２％以上10％以下にて含む組織と、を有し、前記フェライトのビッカース平均硬さが120以上であり、前記めっき層と地鉄との界面から地鉄側に３μmの深さにわたる地鉄表層域における、粒界の全長さに対する、介在物が析出した粒界の長さの比が50％以下であることを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
ここで、介在物とは、鋼中に添加された元素からなり、かつ鋼中に固溶していなくて析出している酸化物、炭化物、窒化物を意味する。具体的には、Si、Mn、Ｐ、Al、REM、Cr、Ｖ、Ti、Nb、ＢおよびCaから選ばれた１種類以上の元素を含む酸化物、そしてCr、Ｖ、Mo、Ti、Nb、ＢおよびCaから選ばれた１種類以上の元素を含む炭化物および窒化物である。
【００１７】
（２）前記マルテンサイトの粒径が５μｍ以下であり、かつマルテンサイトの平均粒子間隔が２μｍ以上であることを特徴とする上記（１）に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１８】
（３）前記組織において、フェライト粒内に存在する第２相が3.3×10−３個／μｍ２以上であることを特徴とする上記（１）または（２）に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
ここで、フェライト粒内に存在する第２相とは、マルテンサイトまたは炭化物を意味する。
【００１９】
（４）前記地鉄表層域における、粒界に析出した介在物の当該粒界に沿う長さの平均が0.3μｍ以下であることを特徴とする上記（１）、（２）または（３）に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２０】
（５）前記成分組成として、さらに、質量％で
Cｒ：0.05％以上1.2％以下、
Ｖ：0.005％以上1.0％以下および
Mo：0.005％以上0.5％以下
から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）ないし（４）のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２１】
（６）前記成分組成として、さらに、質量％で
Ti：0.01％以上0.1％以下、
Nb：0.01％以上0.1％以下、
Ｂ：0.0003％以上0．0050％以下、
Ni：0.05％以上2.0％以下および
Cu：0.05％以上2.0％以下
から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）ないし（５）のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２２】
（７）前記成分組成として、さらに、質量％で
Ca：0.001％以上0.005％以下および
REM：0.001％以上0.005％以下
から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）ないし（６）のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２３】
（８）前記めっき層における鉄含有率が７〜15質量％であることを特徴とする上記（１）ないし（７）のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【発明の効果】
【００２４】
本発明によれば、良好なめっき表面外観を有する成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を提供できる。この高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、産業上の利用価値が非常に大きく、特に自動車車体の軽量化および防錆化に対して極めて有益であって、工業的効果が大きい。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２５】
発明者らは、延性と伸びフランジ性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得るために、鋼板のミクロ組織や化学成分、さらにはめっき層近傍の鋼板組織について、鋭意研究を重ねた。その結果、従来、伸びフランジ性の確保が困難であった、焼戻しされていないマルテンサイトとフェライトからなる二相鋼（Dual-Phase鋼）においても、フェライトと第二相の面積率と硬さの制御と同時に、めっき層との界面近傍の鋼板表層に形成した酸化物などの介在物の分布形態やその大きさを最適に制御することにより、めっき表面外観や延性に優れるのみでなく、十分な伸びフランジ性を確保可能な鋼板を発明するに至った。
【００２６】
以下、本発明について詳細に説明する。
一般に、フェライトと焼戻しをされていない硬質なマルテンサイトとの二相構造では、延性は確保可能なもののフェエライト相とマルテンサイト相との硬度差が大きいために、十分な伸びフランジ性が得られないことが知られている。このため、フェライトを主相とし、硬質第二相は炭化物を含むベイナイトやパーライトとすることにより、硬度差を抑制し、伸びフランジ性の確保が図られてきたが、この場合は十分な延性が確保できないことが問題であった。また、第二相をマルテンサイトまたは残留オーステナイト（残留オーステナイトを含むベイナイトも含む）とした場合においても、延性と同時に伸びフランジ性を確保するために、例えば、第二相組織をマルテンサイトとベイナイトの混在組織とするなどの検討が行われてきた。しかしながら，第二相を種々の相の混在組織とし、かつその分率などを高精度で制御するためには、熱処理条件の厳密な制御が必要であり、製造安定性などに問題を生じる場合が多かった。
【００２７】
発明者らは、上述したような各相の硬度差および分率と機械的特性との関係を詳細に検討するのみでなく、めっきを施した場合における特性変化とその向上の可能性に対しても検討を行った。この検討に際しては、特に、溶融亜鉛めっきラインでの熱処理において、特別な設備の必要がなく最も安定した製造が可能と考えられる、フェライトと焼戻されていないマルテンサイトからなる二相鋼での特性向上の可能性に着目して、詳細に研究を進めた。
【００２８】
その結果、鋼板自体の相構造と機械的特性との関係に関しては、フェライトを固溶強化して、かつその分率を大幅に増加させることにより、同一強度での延性および穴拡げ性が向上すること、また、フェライトの固溶強化により、フェライトとマルテンサイトの硬度比が低減され、穴拡げ性が向上することを知見した。さらに、フェライトの固溶強化を活用することにより、フェライト分率を増加させた場合の強度確保を図り、本発明鋼の母材組織を決定するに至った。このように、フェライト分率の固溶強化能を活用し、マルテンサイトの分率、粒径および分散状態の最適化により、良好な穴拡げ性を確保可能とした点と、焼鈍温度の高温化により、フェライトとマルテンサイトの硬度比を低減させ、かつボイドの連結を抑制する組織を生成させることにより、一層穴拡げ性の向上を図った点が、本発明の特徴である。
【００２９】
良好な穴拡げ性を確保するために、具体的には、フェライト分率を９０％以上とすることにより、硬度比による穴拡げ性の低下を抑制した。また、マルテンサイトの粒径を５μｍ以下にすることで、ボイドの発生起点であるフェライトとマルテンサイトの界面量を低減させ、マルテンサイトの平均粒子間隔を２μｍ以上とすることにより、ボイドの連結による亀裂の生成および伝播を抑制した。さらに、焼鈍温度の高温化により、フェライト粒内に存在するマルテンサイト量を増加させることで、ボイドの連結による亀裂の生成および伝播を抑制し、フェライトとマルテンサイトの硬度比（マルテンサイト硬度/フェライト硬度）を低減させた。
【００３０】
さらに、上述した鋼板組織を有する場合においても、溶融亜鉛めっきを施すと、伸びフランジ性のばらつきが大きくなり、必ずしも十分な伸びフランジ性が安定して得られるとは限らないこともわかった。そこで、発明者らは、このような溶融亜鉛めっきを施した場合に、伸びフランジ性にばらつきが生じる要因について鋭意研究を行った。
【００３１】
その結果、めっき性確保のために内部酸化物等の介在物を鋼板表層に生成させた場合に、めっき層と鋼板界面に存在する介在物（主にSi，Mn系酸化物）の分布状態が伸びフランジ性に影響していることを知見した。そして、このような介在物の鋼板表層の粒界での存在量を低減することにより、伸びフランジ性を安定して確保可能であることを見出した。
具体的には、めっき層直下の地鉄表層、すなわち、めっき層と地鉄との界面から地鉄側に３μmの深さにわたる地鉄表層域における、フェライト、マルテンサイトなどの母材構成相の、粒界の全長さに対して、介在物が析出した粒界の長さを50％以下とすることにより、優れた伸びフランジ性が安定して得られる。
【００３２】
ここで、地鉄表層域における、粒界に析出した介在物の当該粒界に沿う長さを平均で0.3μm以下とした場合、優れた伸びフランジ性の確保がさらに安定して可能である。この効果は、本発明が対象とする焼戻しされていないマルテンサイトとフェライトを活用した二相鋼の場合に、とりわけ大きな効果を有する。
すなわち、第二相が焼戻しマルテンサイトやベイナイト、パーライトの場合と比べて、より硬質な焼戻しされていないマルテンサイトとフェライトを活用する本発明鋼では、打抜きなどのせん断加工時やせん断加工後における伸びフランジ成形時における鋼板表層域でのボイドの発生のしやすさが、顕著になるためと考えられる。
【００３３】
以上述べたように、本発明は、従来、伸びフランジ性の確保が困難であった、焼戻しされていないマルテンサイトとフェライトからなる二相鋼において、フェライト分率を大幅に増加することにより第二相との硬度差による伸びフランジ性への悪影響を低減して、鋼板自身の伸びフランジ性を高め、さらにめっき層との界面近傍の鋼板組織を最適化することにより、優れた伸びフランジ性をばらつくことなく安定して確保可能とすると同時に、フェライト相を固溶強化して、硬質第二相の分率を低減させても強度の確保を可能とし、さらにフェライト相の優れた加工性を最大限に活用して延性を確保した点に特徴がある。
以下に、本発明の実施に際し、組織的な限定範囲やそれを規定した理由を説明する。
【００３４】
［フェライト面積率：90％以上］第二相が焼戻しされていない硬質なマルテンサイトの場合、上述したように伸びフランジ性を確保するために、フェライト面積率を90％以上とする必要がある。
【００３５】
［フェライトのビッカース硬さの平均（HV）：120以上］強度確保および上述したように第二相が焼戻しされていない硬質なマルテンサイトの場合には、伸びフランジ性を確保するためにフェライトのHVを120以上とする必要である。好ましくは、HVは140以上である。
【００３６】
［マルテンサイト面積率：２％以上10％以下］硬質第二相はマルテンサイト以外のべイナイトなどの組織を含んでもよいが、強度確保およびフェライトの加工硬化促進のためには、マルテンサイトは２％以上必要である。また、フェライト面積率は伸びフランジ性の確保のために上述のとおり90％以上は必要なため、マルテンサイト面積率は10％以下とする。
【００３７】
［めっき層と地鉄との界面から地鉄側に３μmの深さにわたる地鉄表層域における、粒界の全長さに対する、介在物が析出した粒界の長さの比：50％以下］上述したように、伸びフランジ性を安定して確保するためには、上記地鉄表層域における、粒界の全長さに対する、介在物が析出した粒界の長さの比は、50％以下とすることが必要である。好ましくは、30％以下である。
【００３８】
本発明の組織的な基本構成は以上のとおりであるが、さらに次に示す限定により、特性の向上が可能である。
［マルテンサイト粒径：５μm以下］
ボイドの発生起点であるフェライトとマルテンサイトの界面量を低減させて、良好な穴拡げを確保するためにマルテンサイト粒径は５μm以下とすることが好ましい。
［マルテンサイトの平均粒子間隔：２μm以上］
ボイドの連結による亀裂の生成および伝播を抑制させて良好な穴拡げ性を確保するために、マルテンサイトの平均粒子間隔は２μm以上とすることが好ましい。
【００３９】
［フェライト粒内に存在する第２相：3.3×10-3個／μm2以上］
強度を確保し、かつボイドの連結による亀裂の生成および伝播を抑制させて良好な穴拡げ性を確保するために、フェライト粒内に存在する第２相が3.3×10-3個／μm2以上であることが好ましい。ここで、硬度の低減による良好な穴拡げ性の確保のため、第２相はマルテンサイトであることが好ましい。また、第２相の具体的な形態は、塊状または板状または棒状である。
【００４０】
［地鉄表層域における、粒界に析出した介在物の当該粒界に沿う長さの平均が0.3μm以下］
上述したように、伸びフランジ性を安定して確保するためには、めっき層直下の地鉄表層域の粒界における介在物の析出長さを限定する必要があるが、さらに個々の介在物の粒界に沿った長さを、平均で0.3μm以下とすれば、さらに伸びフランジ性を安定して確保することが可能である。この詳細は必ずしも明確でないが、介在物の粒径が小さい場合には、ボイドの発生頻度が低下するためと考えられる。
【００４１】
次に、本発明の実施に際し、その化学成分の範囲並びにその限定理由について、以下に記す。なお、鋼板組成についての「％」表示は、特に断らない限り「質量％」を示すこととする。
Ｃ：0.005％以上0.12％以下
Ｃは、鋼板の高強度化に必要不可欠な元素であり、0.005％未満では、鋼板の強度の確保と所定の特性を満たすことが難しい。一方、Ｃ量が0.12％を超えると、フェライト分率を90％以上確保することが困難となるのみでなく、溶接部および熱影響部の硬化が著しく溶接性が劣化する。こうした観点から、Ｃ量を0.005％以上0.12％以下の範囲内とする。フェライト分率を安定して確保するために、好ましくは0.08％未満、さらに好ましくは0.04％未満である。
【００４２】
Si：0.7％以上2.7％以下
Siはフェライト生成元素であり、またフェライトの固溶強化に有効な元素であり、延性確保とフェライトの硬度確保のために0.7％以上の添加が必要である。しかしながら、Siの過剰な添加は、赤スケール等の発生による表面性状の劣化や、めっき付着・密着性の劣化を引き起こす。従って、Siの添加量は0.7〜2.7％とする。好ましくは、0.9％超である。
【００４３】
Mn：0.5％以上2.8％以下
Mnは、鋼の強化に有効な元素である。また、オーステナイトを安定化させる元素であり、第二相の分率調整に必要な元素である。このためには、Mnは0.5％以上の添加が必要である。一方、Mnは2.8％を超えて過剰に添加すると、第二相分率が過大となりフェライト分率の確保が困難となる。従って、Mn量は0.5％以上2.8％以下とする。好ましくは1.6％以上である。
【００４４】
Ｐ：0.1％以下
Ｐは、鋼の強化に有効な元素であるが、0.1％を超えて過剰に添加すると、粒界偏析により脆化を引き起こし、耐衝撃性を劣化させる。また0.1％を超えると、合金化速度を大幅に遅延させる。従って、Ｐ量は0.1％以下とする。
【００４５】
Ｓ：0.07％以下
Ｓは、MnSなどの介在物となって、耐衝撃性の劣化や溶接部のメタルフローに沿った割れの原因となるので極力低い方がよいが、製造コストの面から0.07％以下とする。
【００４６】
Al：1.0％以下
Alは、フェライト生成元素であり、製造時におけるフェライト生成量をコントロールするのに有効な元素である。しかしながら、Alの過剰な添加は製鋼時におけるスラブ品質を劣化させる。従って、Alの添加量は1.0％以下とする。好ましくは、0.5％以下である。
【００４７】
Ｎ：0.008％以下
Ｎは、鋼の耐時効性を最も大きく劣化させる元素であり、少ないほどよく、特に0.008％を超えると耐時効性の劣化が顕著となる。従って、Ｎ量は0.008％以下とする。
【００４８】
本発明の鋼板は、以上の基本成分および鉄を主成分とするものである。主成分とは、不可避的不純物の含有および上記基本成分の作用を損なうことがなく、むしろこれらの作用を向上させ、あるいは機械的、化学的特性を改善できる元素の含有を妨げない趣旨であり、例えば下記のCr、Ｖ、Moのうちの１種以上の元素を含有することができる。
【００４９】
Cr：0.05％以上1.2％以下、Ｖ：0.005％以上1.0％以下およびMo：0.005％以上0.5％以下の１種または２種以上Cr、ＶおよびMoは、焼鈍温度からの冷却時にパーライトの生成を抑制する作用を有するので必要に応じて添加することができる。その効果は、Cr：0.005％以上、Ｖ：0.005以上、Mo：0.005％以上で得られる。しかしながら、それぞれCr：1.2％、Ｖ：1.0％、Mo：0.5％を超えて過剰に添加すると、第二相分率過大による著しい強度上昇などの懸念が生じる。したがって、これらの元素を添加する場合には、その量をそれぞれCr：1.2％以下、Ｖ：1.0％以下、Mo：0.5％以下とする。
【００５０】
更に、Ti、Nb、Ｂ、NiおよびCuのうちの１種以上の元素を含有することができる。Ti：0.01％以上0.1％以下、Nb：0.01％以上0.1％以下
TiおよびNbは、鋼の析出強化に有効であり、その効果はそれぞれ0.01％以上で得られ、本発明で規定した範囲内であれば鋼の強化に使用して差し支えない。しかし、0.1％を超えると、加工性および形状凍結性が低下する。従って、Ti、Nbを添加する場合には、その添加量をそれぞれTi：0.01％以上0.1％以下、Nb：0.01％以上0.1％以下とする。
【００５１】
Ｂ：0.0003％以上0.0050％以下
Ｂは、オーステナイト粒界からのフェライトの生成・成長を抑制する作用を有するので必要に応じて添加することができる。その効果は、0.0003％以上で得られる。しかし、0.0050％を超えると加工性が低下する。従って、Ｂを添加する場合は0.0003％以上0.0050％以下とする。
【００５２】
Ni：0.05％以上2.0％以下、Cu：0.05％以上2.0％以下
NiおよびCuは、鋼の強化に有効な元素であり、本発明で規定した範囲内であれば鋼の強化に使用して差し支えない。また、内部酸化を促進してめっき密着性を向上させる。その効果は、それぞれ0.05％以上で得られる。しかし、2.0％を超えて添加すると、鋼板の加工性を低下させる。従って、Ni、Cuを添加する場合には、その添加量をそれぞれ0.05％以上2.0％以下とする。
【００５３】
Ｃa：0.001％以上0.005％以下、REM：0.001％以上0.005％以下
ＣaおよびREMは、硫化物を球状化し、伸びフランジ性への硫化物の悪影響を改善するために有効な元素である。その効果は、それぞれ0.001％以上で得られる。しかしながら、過剰な添加は、介在物等の増加を引き起こし、表面および内部欠陥などを引き起こす。したがって、Ca，REMを添加する場合には、その添加量をそれぞれ0.001％以上0.005％以下とする。
【００５４】
次に、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造するための方法の一例について、以下で説明する。
上記化学組成を有する鋼板を、まず600℃以上の温度域まで５℃／s以上で加熱する。ここで、加熱温度が600℃未満或いは加熱速度が５℃／未満では、微細で均一に分散したオーステナイト相が生成されず、最終組織にてマルテンサイトが微細で均一に分散した組織を得られず、穴広げ性の改善に好ましくない。
【００５５】
次いで、700〜940℃の第1温度域、具体的には、オーステナイト単相域、もしくはオーステナイト相とフェライト相の二相域で、15〜600s間焼鈍する。焼鈍温度が700℃未満の場合や、焼鈍時間が15秒未満の場合には、鋼板中の炭化物が十分に溶解しない場合や、フェライトの再結晶が完了せず目標とする特性が得られない場合がある。一方、焼鈍温度が940℃を超える場合には、オーステナイト粒の成長が著しく、後の冷却によって生じる第二相からのフェライトの核生成サイトの減少を引き起こす場合がある。また、焼鈍時間が600秒間を超える焼鈍は、多大なエネルギー消費にともなうコスト増を引き起こす。このため、焼鈍温度を700〜940℃とし、焼鈍時間を15〜600秒間とする。焼鈍温度は、良好な穴拡げ性を確保するために820℃以上がより好ましい。
【００５６】
上記焼鈍後、３℃／s以上60℃以下の冷却速度で550℃まで冷却した後、200s以内に溶融亜鉛めっきを施す。冷却速度が３℃／ｓ未満の場合には、パーライト等が析出し、目標とする組織が得られない場合がある。
また、冷却速度が60℃/ｓを超える場合、フェライトの折出が十分ではなく、フェライト地に第２相が均一かつ微細に分散した組織が得にくくなり、穴拡げ性の改善には好ましくない。
さらに、550℃以下の温度域でめっき浴への浸漬までの時間が200秒を超える場合には、ベイナイト変態等が進行し、目標とする組織が得られない場合がある。
冷却停止温度は、450〜500℃がより好ましい。これは、冷却中に生成するフェライト量が増加し、つまり、マルテンサイト面積率および粒径が小さくなること、かつマルテンサイトの平均粒子間距離が長くなることにより、一層穴拡げ性が向上するためである。
【００５７】
亜鉛めっきは、溶融亜鉛めっき（GI）鋼板を製造する場合は0.12〜0.22％、合金化溶融亜鉛めっき（GA）鋼板を製造する場合は0.08〜0.18％、の溶解Al量のめっき溶にて、浴温450〜500℃で鋼板をめっき浴中に浸漬させて行い、ガスワイピングなどで付着量を調整する。溶融亜鉛めっき浴温度は、通常の450〜500℃の範囲であればよく、さらに合金化処理を施す場合には600℃以下で処理することが望ましい。これは、600℃を超えると、未変態オーステナイト中から炭化物が析出（場合によりパーライト化）して目標とする組織が得られず、延性の劣化が生じるためである。またパウダリング性も劣化する。450℃未満では合金化が進行しない。
【００５８】
なお、本発明の製造方法における一連の熱処理においては、上述した温度範囲内であれば保持温度は一定である必要はなく、また冷却速度が冷却中に変化した場合においても規定した範囲内であれば本発明の趣旨を損なわない。また、熱履歴さえ満足されれば、鋼板はいかなる設備で熱処理を施されてもかまわない。加えて、熱処理後に形状矯正のため本発明の鋼板に調質圧延をすることも本発明の範囲に含まれる。
【００５９】
なお、本発明では、鋼素材を通常の製鋼、鋳造、熱延の各工程を経て製造する場合を想定しているが、例えば薄手鋳造などにより熱延工程の一部もしくは全部を省略して製造する場合でもよい。
【００６０】
めっき性確保のために地鉄表層域に酸化物等の介在物を導入するには、焼鈍過程において鋼板の表層における酸素ポテンシャルを増加させ、地鉄表層部を内部酸化させることにより可能である。例えば、鋼板をDFFもしくはNOF型の加熱帯を有するCGLで、加熱帯中の出側温度を600℃以上とすることによって、鋼板表面を高温で酸化させ、鋼板表層に十分な量のFe系スケールを付着させる。すると、Fe系スケールが還元帯において酸素供給源となり、鋼板表層が内部酸化する。あるいは、加熱帯や還元帯の露点が通常−20℃〜−60℃であるところを−20℃以上＋20℃以下に上昇させる方法などもある。また事前に冷延鋼板表面に酸素を含むFeプレめっきを実施することにより、再結晶焼鈍時に於ける鋼板の酸素ポテンシャルをあげることも可能である。さらに、冷間圧延の前段階で、黒皮スケールが付着した熱延鋼板の巻き取り温度を上げたり、熱延鋼板を別途熱処理したりして、鋼板表層をあらかじめ内部酸化させることでも同様な効果が得られる。
【００６１】
以上の方法で、Si、Mn、A1およびＰ等の易酸化性元素が酸化物として固定されることで焼鈍後のSi、Mn、A1およびＰ等の表面濃化が抑制される結果、良好なめっき性が確保できる。さらに、合金化遅延元素でもあるこれら元素の固溶量が低減することによって、同時に合金化特性が改善しめっき密着性も改善する。
【００６２】
さらに、めっき層と地鉄との界面から地鉄側に３μmの深さにわたる地鉄表層域における、粒界の全長さに対する、介在物が析出した粒界の長さの比を50％以下とする。すなわち、50％を超えると、加工時の破断の起点となり伸びフランジ性およびその安定性が劣化する。ここで、上記地鉄表層域を、めっき層と地鉄との界面から地鉄側に３μmの深さの領域としたのは、伸びフランジ成形性の劣化やバラツキに影響を与える、伸びフランジ成形時の鋼板表層からの亀裂の発生に対しては、地鉄表層３μmの領域の粒界の状態が大きく影響し、その領域に介在物が多く存在すると、亀裂の発生が著しく増加して、伸びフランジ性を劣化させるためである。さらにまた、地鉄表層域における、粒界に析出した介在物の当該粒界に沿う長さの平均を0.3μm以下にした場合、優れた伸びフランジ性をより安定して確保可能となる。
【００６３】
なお、地鉄表層部における介在物の形成状況を確認するためには、鋼板の断面を鏡面研摩したサンプルのSEM（走査型電子顕微鏡）観察、またはFIB（集束イオンビーム）などにより薄片化したサンプルの断面TEM（透過型電子顕微鏡）観察などが適用できる。介在物の同定は、例えば、断面研磨サンプルのSEM−EDS（エネルギー分散型X線分析）、EPMA（電子線マイクロアナライザー）、FE−AES（電界放出型−オージェ電子分光）、さらに詳細な解析には、薄片化サンプルや断面研摩試料から取得したレプリカ試料のTEM−EDSなどで行うことができる。
【００６４】
伸びフランジ性に関わり、析出物の存在する粒界の割合は、SEMまたはTEMの断面観察像より、観察される結晶粒界の長さ、および粒界上に析出物の占める長さを実測し、その比をとることで評価できる。この際、状況に応じて二値化等の画像処理を行うことも有効である。また、粒界に沿った析出物の長さについても、同様にSEMまたはTEMの断面観察像より実測することができる。
【００６５】
いずれの観察手法においても、精度を向上させるためには、評価数を多くとることが重要である。例えば、SEM観察では5000倍で任意の５視野以上、分析点に関しては任意の10点以上について評価し、それらの平均値をもって評価値とすることが好ましい。
【００６６】
めっき付着量は片面当たり20〜150ｇ／ｍ２とする，20ｇ／ｍ２未満は耐食性が劣化する。150ｇ／ｍ２超えはコストの増加をまねき、かつ耐食効果が飽和する。
【００６７】
溶融亜鉛めっきを合金化する場合は、その合金化度は７〜15％とする。すなわち、めき層中の鉄の含有率が７％未満では、合金化むらが生じ外観性が劣化したり、いわゆるξ相が生成し摺動性が劣化する。一方、15％超えでは硬質で脆いΓ相が多量に形成し、めっき密着性が劣化する。
【００６８】
なお、上記した製造方法に関しては、鋼板はいかなる設備で熱処理を施されてもかまわない。
【実施例】
【００６９】
以下、本発明を実施例によってさらに詳細に説明するが、この実施例は本発明を限定する性質のものではなく、本発明の要旨を変更することなく設計変更することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
［実施例１］
【００７０】
表１に示す化学成分の鋼を溶製して得た鋳片を、熱間圧延ついで酸洗後、冷間圧延によって1.2mm厚の冷延鋼板とした。その後、DFF炉（直火加熱炉：Direct Fired Furnace）を有する連続溶融亜鉛めっきラインにおいて、DFF炉内の空気比を上流側では1.0〜1.2、下流側では0.9に制御するとともに、DFF炉出側温度を適宜変更して加熱し、オーステナイト単相域もしくは二相域で熱処理後、463℃の亜鉛めっき浴で目付け量片面当たり約40〜60g／ｍ２のめっきを施し、目標条件としてめっき層のFe％を約10質量％となるように合金化処理を施した。合金化度の調整に際し、適宜通板速度や合金化温度を変更した。得られた鋼板に対しては、0.3％の調質圧延を施した。
【００７１】
【表１】
2008274397.tif 000002
【００７２】
ここで、得られためっき鋼板の断面組織（圧延方向に平行な面）について、走査型電子顕微鏡（SEM）を用いて2000倍で10視野観察して、フェライト相の面積率Ｖαおよびマルテンサイト相の面積率ＶＭを測定し、各結晶粒の相構造を同定した。なお、組織観察サンプルには、マルテンサイトと残留オーステナイトの区別を図るため、200℃×２時間の熱処理を施したサンプルと製品ままのサンプルを試験に供した。この200℃×２時間の熱処理は、相分率の変化を生じさせることなくマルテンサイトのみから炭化物を生成させて残留オーステナイトと区別可能にするものであり、他の変化が生じていないことは製品ままサンプルとの比較により確認した。
【００７３】
さらに、フェライト相の硬さHVαについては、超マイクロビッカース硬度計を用いて測定を行った。測定条件は荷重１gf、負荷時間15ｓとした。圧痕測定は3D-SEMを用いて深さ方向のプロフィールを測定して行った。測定は各５点を測定し、その平均値をHVαとした。
【００７４】
また、引張試験は、鋼板をJIS5号試験片に加工した試験片に対して、JIS Z2241に準拠して行った。引張り強さ（TS)、全伸び（T.El)を測定し、強度と全伸びの積（TS×T.El）で表される強度−伸びバランスの値を求めた。なお、本発明では、TS×T.El≧17000（MPa・％）の場合を良好と判定した。
【００７５】
伸びフランジ性は、日本鉄鋼連盟規格JFST1001に準拠して行った。得られた各鋼板を100mm×100mmに切断後、クリアランス12％で直径10mmの穴を打ち抜いた後、内径75mmのダイスを用いてしわ押さえ力９tonで抑えた状態で、60℃円錐のポンチを穴に押し込んで亀裂発生限界における穴直径を測定し、下記の式から、限界穴拡げ率（％）を求め、この限界穴拡げ率の値から伸びフランジ性を評価した。なお、本発明では、TS×λ≧41300（MPa・％）を良好と判定した。
限界穴拡げ率λ（％）＝｛（Df−Do）/D。｝×100
ただし、Df：亀裂発生時の穴径（mm）D。：初期穴径（mm）
【００７６】
また、地鉄表層部の介在物形態、固溶量の評価のため、供試鋼板を圧延方向に垂直な断面で鏡面研摩することによって、めっき層と地鉄との界面の断面試料を作製した。介在物が粒界に占める長さの割合は、上記試料をSEMにて倍率5000倍で、めっき層と地鉄との界面付近の反射電子像を５視野分取得した。それぞれの反射電子像で確認できる結晶粒界のうち、下地鋼板の深さ３μmまでの範囲に含まれる長さ、および粒界上に占める個々の介在物の長さを実測し、その割合について、観察した５視野分の平均値をもって評価値とした。
【００７７】
粒界に存在する介在物の長さは、上記のSEM像の評価において、個々の析出物の粒界に沿った方向の長さを測定し、その平均を算出した。
【００７８】
表２に、それらの評価結果をまとめて記す。めっき外観を目視判定したところ、めっき外観はNo.３７以外は良好だった。No.３７のみは合金化度が目標範囲に達せず、外観むらが顕著だったため、めっき外観不良だった。また、めっき鋼板を単純な９０°曲げ加工したときのめっきの剥離挙動で判定した、めっき密着性について、No.３８はめっきの剥離が顕著であり、めっき密着性は不良であった。そのほかの鋼板は良好であった。これらの結果から明らかなように、本発明で規定する要件を満足する鋼板は、強度−伸びバランスと伸びフランジ性のバランスに優れ、目標とした特性が得られていることがわかる。
【００７９】
【表２】
2008274397.tif 000003
［実施例２］
【００８０】
表１の鋼Ｃ、Ｅ、Ｈの成分組成を有する鋼を溶製して得た鋼スラブを、熱間圧延ついて酸洗後、冷間圧延によって1.2ｍｍ厚の冷延鋼板とした。その後、ＤＦＦ炉（直火加熱炉：Direct Fired Furnace）を有する連続溶融亜鉛めっきラインにおいて、表３に示す焼鈍条件（ＤＦＦ出側温度、焼鈍温度、冷却停止温度）にて連続焼鈍を施した後、463℃の亜鉛めっき浴で目付け量片面当たり約40〜60g/ｍ２のめっきを施し、めっきの合金化処理をした。得られた鋼板に対しては、0.3％の調質圧延を施した。尚、加熱段階におけるＤＦＦ炉内の空気比、上流側では1.0〜1.2、下流側では0.9に制御した。
【００８１】
こうして得られた溶融亜鉛めっき鋼板について、上記実施例１と同様の方法を用いて、ミクロ組織と硬度、機械特性値（引張特性、伸びフランジ性）を評価した。
ここで、フェライト粒内存在する第２相（マルテンサイトまたは炭化物）の個数密度（個／μｍ２）は、1500倍のＳＥＭ写真を用いて、3000μｍ２中に存在する個数を測定して求めた。また、マルテンサイトの粒径（ｄＭ）とマルテンサイトの平均粒子間隔（ＬＭ）はMedia Cybernetics社のImage-Proを用いて測定した。マルテンサイトの粒径は、円相当径により測定した。マルテンサイトの平均粒子間隔は、次式（１）により算出した。
2008274397.tif 000004
ただし、ｄＭ：マルテンサイト粒径
ｆ：体積率（＝マルテンサイト面積率）
π：円周率
である。
【００８２】
表３に、評価結果をまとめて示す。
No.9では、焼鈍温度が795℃と低いため、フェライト粒内に孤立して存在する第２相が0.2×10-3個／μｍ２と極めて小さく、穴拡げ率が77％と低かった。これに対して、No.40では、焼鈍温度が845℃と高いため、フェライト粒内に孤立して存在する第２相が2.4×10-3個／μｍ２とNo.39より大きく、穴拡げ率90％を確保でき、さらに、No.41では、焼鈍温度が890℃とより高いため、フェライト粒内に孤立して存在する第二相が6.3×10-3個/μｍ２と大きく、一層良好な穴拡げ率106％を確保可能であった。
【００８３】
No.42は、冷却停止温度が600℃と高いため、マルテンサイトの最大粒径が5.2μｍと大きく、マルテンサイトの平均粒子間距離が1.7μｍと小さく、穴拡げ率が71％と低かった。これに対して、No.43では、冷却停止温度が520℃と低いため、マルテンサイトの最大粒径が3.8μｍと小さく、マルテンサイトの平均粒子間距離が2.9μｍと大きく、穴拡げ率82％を確保でき、さらに、No.44では、冷却停止温度がさらに低いため、一層良好な穴拡げ率の確保が可能であった。
【００８４】
No.45は、ＤＦＦ出側温度が620℃と低いため、マルテンサイトの平均粒子間距離が1.8μｍと小さく、穴拡げ率が51％と低かった。これに対して、No.46は、ＤＦＦ出側温度が760℃と高いため、マルテンサイトの平均粒子間距離が大きくなり、良好な穴拡げ率の確保が可能であった。
【００８５】
【表３】
2008274397.tif 000005