(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量%で、
Ｃ：０．１２〜０．３５％、
Ｓｉ：０．０１〜３．０％、
Ｍｎ：２．０〜４．０％、
Ｐ：０．１００％以下（０を含まない）、
Ｓ：０．０２％以下（０を含まない）、
Ａｌ：０．０１〜１．５０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
鋼板表層から板厚方向に３００〜４００μｍの範囲において、面積率で、マルテンサイトと炭化物を含むベイナイトの合計が９０〜１００％であり、残留オーステナイトが０〜１０％であり、旧オーステナイト粒のアスペクト比が２．０以下である鋼組織と、を有し、
鋼板表層から板厚方向に７０μｍの位置の平均Ｃ量に対する鋼板表層から板厚方向に５μｍの位置の平均Ｃ量の比が０．２０〜０．８０であり、
鋼板表層から板厚方向に３００〜４００μｍの範囲において、ＦＥ−ＥＰＭＡで分析した際の平均Ｃ量に対するＣ量の標準偏差の比が０．４０以下であり、
鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を有する、高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項２】
前記成分組成は、さらに質量％で、
Ｔｉ：０．００５〜０．２０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、
Ｖ：０．００５〜２．０％、
Ｍｏ：０．００５〜２．０％の中から選ばれる１種以上を含有する、請求項１に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
前記成分組成は、さらに質量％で、
Ｃｒ：０．００５〜２．０％、
Ｎｉ：０．００５〜２．０％、
Ｃｕ：０．００５〜２．０％、
Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、
Ｃａ：０．００１〜０．００５％、
ＲＥＭ：０．００１〜０．００５％、
Ｓｎ：０．００１〜０．０５％、
Ｓｂ：０．００１〜０．０５％の中から選ばれる１種以上を含有する、請求項１または請求項２に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項４】
前記溶融亜鉛めっき層は、合金化溶融亜鉛めっき層である、請求項１から請求項３のいずれか一項に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項５】
請求項１から請求項４のいずれか一項に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造する高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、前記成分組成を有するスラブに熱間圧延を施した後冷却し、５９０℃以下の温度で巻き取る熱延を施して熱延板を製造し、前記熱延板を酸洗し、次いで、Ｏ２≦１体積％かつＯ２／Ｈ２≦０．２（体積％比）の雰囲気で、最高到達温度が４００〜６００℃未満、かつ最高到達温度と保持時間が下記（１）式を満たす条件で熱処理を施し、次いで、２０％以上の圧下率で冷間圧延を施し、次いで、Ａｃ３〜９５０℃に加熱し、該温度域における露点が−３５〜＋２０℃で１０〜６００ｓ保持後、３℃／ｓ以上の平均冷却速度で５５０℃まで冷却し、４００〜５５０℃で５〜３００ｓ保持する焼鈍を施し、次いで、溶融亜鉛めっき処理を施し、あるいはさらに合金化処理を施し、その後、室温まで冷却する、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
１８５００＞（２７３＋Ｔ１）×Ｌｏｇ１０（ｔ／３６００）・・・（１）
上記（１）式において、Ｔ１は最高到達温度（℃）であり、ｔは保持時間（ｓ）である。
【請求項６】
前記溶融亜鉛めっき処理を施し、あるいはさらに合金化処理を施し、その後の室温までの冷却において、下記（２）式を満たすように冷却する、請求項５に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【数１】
0006760523.tif 000008
上記（２）式において、Ｔ２は５０℃〜Ｍｓ点の範囲の温度（℃）であり、ＣはＴ２における冷却速度（℃／ｓ）である。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車用部材に好適な、高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車の衝突安全性と燃費向上の観点から自動車用部品に用いられる鋼板の高強度化が求められている。このような自動車用部品は、腐食環境にさらされるので、高い防錆性能の要求も高まってきている。しかしながら、腐食環境にさらされる部品では環境からの水素侵入により高強度化すると遅れ破壊を招く場合があり、高強度化の大きな妨げとなっていた。特に、せん断端面を有する部品では、せん断端面を起点とした遅れ破壊の抑制が重要であり、高強度と耐遅れ破壊特性に優れためっき鋼板が求められている。このような遅れ破壊特性に優れるめっき鋼板として、特許文献１および特許文献２には、鋼板の介在物の量や形状、分布が制御された鋼板が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】特表２０１８−６２３８０号公報
【特許文献２】特表２０１８−６２３８１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
しかしながら、特許文献１および特許文献２には、介在物およびミクロンレベルの組織制御を主としており、ナノレベルのＣ分布制御や粒形状の制御による耐遅れ破壊特性向上については開示されていない。せん断歯の状態による遅れ破壊特性の低下についても開示されていない。本発明は、上記課題を鑑みてなされたものであり、高強度であってせん断端面からの耐遅れ破壊特性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
本発明者らは、鋭意研究を重ねた結果、以下のことを見出した。すなわち、せん断端面からの遅れ破壊にはせん断端面の形成が大きく影響し、せん断歯のＲが０．２ｍｍ程度まで丸くなった条件で形成されたせん断端面からの遅れ破壊特性が顕著に低下するが、さらに、質量％で、Ｃ：０．１２〜０．３５％、Ｓｉ：０．０１〜３．０％、Ｍｎ：２．０〜４．０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１〜１．５０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、鋼板表層から３００〜４００μｍ位置において組織観察より求めた面積率でマルテンサイトと炭化物を含むベイナイトの合計が９０〜１００％、残留オーステナイトが０〜１０％、旧オーステナイト粒のアスペクト比が２．０以下である鋼組織と、を有し、鋼板表層から板厚方向に７０μｍの位置の平均Ｃ量に対する鋼板表層から板厚方向に５μｍの位置の平均Ｃ量の比が０．２０〜０．８０であり、鋼板表層から板厚方向に３００〜４００μｍの範囲において、ＦＥ−ＥＰＭＡで分析した際の平均Ｃ量に対するＣ量の標準偏差の比が０．４０以下とすることで、ＴＳが１３００〜１７５０ＭＰａの鋼板においてもせん断端面からの耐遅れ破壊特性（以後、耐端面割れ性と記載する）に優れることを見出した。【０００６】
本発明において、高強度とはＴＳが１３００ＭＰａ以上であることを意味する。耐端面割れ性に優れるとは、せん断端面を有する試験片のバリ外側が曲げ外側であり、かつ曲げ外側に１０００ＭＰａの引張応力を付加した状態でｐＨ３の塩酸に２４時間浸漬した際に曲げ表面に端面を起点とした１ｍｍ以上の亀裂が生じないことを意味する。ここで、せん断端面とは、シャー角２°、クリアランス１５％、せん断歯のＲが０．２ｍｍ以下の条件でせん断することにより形成されたせん断端面である。シャー角とは、せん断歯と鋼板との成す角である。【０００７】
本発明はこのような知見に基づきなされたもので、その要旨は以下の通りである。
［１］質量%で、Ｃ：０．１２〜０．３５％、Ｓｉ：０．０１〜３．０％、Ｍｎ：２．０〜４．０％、Ｐ：０．１００％以下（０を含まない）、Ｓ：０．０２％以下（０を含まない）、Ａｌ：０．０１〜１．５０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、鋼板表層から板厚方向に３００〜４００μｍの範囲において、面積率で、マルテンサイトと炭化物を含むベイナイトの合計が９０〜１００％であり、残留オーステナイトが０〜１０％であり、旧オーステナイト粒のアスペクト比が２．０以下である鋼組織と、を有し、鋼板表層から板厚方向に７０μｍの位置の平均Ｃ量に対する鋼板表層から板厚方向に５μｍの位置の平均Ｃ量の比が０．２０〜０．８０であり、鋼板表層から板厚方向に３００〜４００μｍの範囲において、ＦＥ−ＥＰＭＡで分析した際の平均Ｃ量に対するＣ量の標準偏差の比が０．４０以下であり、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を有する、高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［２］前記成分組成は、さらに質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．２０％、Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、Ｖ：０．００５〜２．０％、Ｍｏ：０．００５〜２．０％の中から選ばれる１種以上を含有する、［１］に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［３］前記成分組成は、さらに質量％で、Ｃｒ：０．００５〜２．０％、Ｎｉ：０．００５〜２．０％、Ｃｕ：０．００５〜２．０％、Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、Ｃａ：０．００１〜０．００５％、ＲＥＭ：０．００１〜０．００５％、Ｓｎ：０．００１〜０．０５％、Ｓｂ：０．００１〜０．０５％の中から選ばれる１種以上を含有する、［１］または［２］に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［４］前記溶融亜鉛めっき層は、合金化溶融亜鉛めっき層である、［１］から［３］のいずれか１つに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［５］［１］から［３］のいずれか１つに記載の成分組成を有するスラブに熱間圧延を施した後冷却し、５９０℃以下の温度で巻き取る熱延を施して熱延板を製造し、前記熱延板を酸洗し、次いで、Ｏ２≦１体積％かつＯ２／Ｈ２≦０．２（体積％比）の雰囲気で、最高到達温度が４００〜６００℃未満、かつ最高到達温度と保持時間が下記（１）式を満たす条件で熱処理を施し、次いで、２０％以上の圧下率で冷間圧延を施し、次いで、Ａｃ３〜９５０℃に加熱し、該温度域における露点が−３５〜＋２０℃で１０〜６００ｓ保持後、３℃／ｓ以上の平均冷却速度で５５０℃まで冷却し、４００〜５５０℃で５〜３００ｓ保持する焼鈍を施し、次いで、溶融亜鉛めっき処理を施し、あるいはさらに合金化処理を施し、その後、室温まで冷却する、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
１８５００＞（２７３＋Ｔ１）×Ｌｏｇ１０（ｔ／３６００）・・・（１）
上記（１）式において、Ｔ１は最高到達温度（℃）であり、ｔは保持時間（ｓ）である。
［６］前記溶融亜鉛めっき処理を施し、あるいはさらに合金化処理を施し、その後の室温までの冷却において、下記（２）式を満たすように冷却する、［５］に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【数１】
0006760523.tif 000002
上記（２）式において、Ｔ２は５０℃〜Ｍｓ点の範囲の温度（℃）であり、ＣはＴ２における冷却速度（℃／ｓ）である。
【発明の効果】
【０００８】
本発明によれば、自動車部品用素材として好適な耐端面割れ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
【発明を実施するための形態】
【０００９】
以下、本発明の実施形態について説明する。本発明は、以下の実施形態に限定されない。まず、本実施形態に係る高強度溶融亜鉛めっき鋼板（以下、「鋼板」という場合がある）の成分組成について説明する。成分組成の説明における元素の含有量の単位の「％」は「質量％」を意味する。
【００１０】
Ｃ：０．１２〜０．３５％
Ｃは、マルテンサイトや炭化物を含むベイナイトを生成させてＴＳを上昇させるのに有効な元素である。Ｃ量が０．１２％未満ではＴＳを上昇させる効果が得られず、鋼板の強度を高めることができず、本実施形態に係る鋼板の鋼組織も得られない。したがって、Ｃ量は０．１２％以上である必要がある。Ｃ量は０．１３％以上であることが好ましい。一方、Ｃ量が０．３５％を超えるとマルテンサイトが硬化して耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、Ｃ量は０．３５％以下である必要がある。Ｃ量は０．３２％以下であることが好ましく、０．３０％以下であることがより好ましい。
【００１１】
Ｓｉ：０．０１〜３．０％
Ｓｉは、固溶強化やマルテンサイトの焼き戻しの抑制によりＴＳを高め、優れた耐遅れ破壊特性を得るのに必要な元素である。このような効果を得るために、Ｓｉ量は０．０１％以上である必要がある。Ｓｉ量は０．１％以上であることが好ましく、０．２％以上であることがより好ましい。一方、Ｓｉ量が３．０％を超えるとフェライト生成が過剰となり、本実施形態に係る鋼板の鋼組織が得られない。したがって、Ｓｉ量は３．０％以下である必要がある。Ｓｉ量は２．５％以下であることが好ましく、２．０％以下であることがより好ましい。
【００１２】
Ｍｎ：２．０〜４．０％
Ｍｎは、マルテンサイトや炭化物を含むベイナイトを生成させてＴＳを上昇させるのに有効な元素である。このような効果を得るために、Ｍｎ量は２．０％以上である必要がある。Ｍｎ量は２．１％以上であることが好ましく、２．２％以上であることがより好ましい。一方、Ｍｎ量が４．０％を超えると鋼が脆化し、本実施形態に係る鋼板の耐端面割れ性が得られない。したがって、Ｍｎ量は４．０％以下である必要がある。Ｍｎ量は３．７％以下であることが好ましく、３．４％以下であることがより好ましい。
【００１３】
Ｐ：０．１００％以下（０を含まない）
Ｐは、粒界を脆化させて耐端面割れ性を劣化させる。このため、Ｐ量は極力少ないことが好ましいが、本実施形態に係る鋼板では０．１００％まで許容できる。Ｐ量の下限は規定しなくてよいが、鋼板のＰ量を０．０００５％未満とするには精錬に多大な負荷が生じ、生産能率が低下する。このため、Ｐ量の下限は０．０００５％であることが好ましい。
【００１４】
Ｓ：０．０２％以下（０を含まない）
Ｓは、介在物を増加させて耐端面割れ性を劣化させる。このため、Ｓ量は極力少ないことが好ましいが、本実施形態に係る鋼板では０．０２％まで許容できる。Ｓ量の下限は規定しなくてよいが、鋼板のＳ量を０．０００１％未満にするには精錬に多大な負荷が生じ、生産能率が低下する。このため、Ｓ量の下限は０．０００１％であることが好ましい。
【００１５】
Ａｌ：０．０１〜１．５０％
Ａｌは、脱酸剤として作用するので、脱酸工程で添加することが好ましい。このような効果を得るために、Ａｌ量は０．０１％以上である必要がある。Ａｌ量は０．０１５％以上であることが好ましい。一方、１．５０％を超えるとフェライトの生成が過剰になり、本実施形態に係る鋼板の鋼組織が得られない。したがって、Ａｌ量は１．５０％以下である必要がある。Ａｌ量は１．００％以下であることが好ましく、０．７０％以下であることがより好ましい。
【００１６】
さらに、本実施形態に係る鋼板は、必要に応じて以下の元素から選ばれる１種以上を含有してもよい。
【００１７】
Ｔｉ：０．００５〜０．２０％、Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、Ｖ：０．００５〜２．０％、Ｍｏ：０．００５〜２．０％
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏは、微細炭化物の形成により高強度化に有効な元素である。このような効果を得るために、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏから選ばれる１種以上を上記下限量以上とすることが好ましい。一方、これらの含有量がそれぞれの上記上限量を超えると、鋼中の固溶炭素量が低下し、多量にフェライトが生成するので、鋼板の鋼組織が得られない場合がある。したがって、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏから選ばれる１種以上の含有量はＴｉ：０．００５％以上０．２０％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．２０％以下、Ｖ：０．００５％以上２．０％以下、Ｍｏ：０．００５％以上２．０％以下であることが好ましい。
【００１８】
Ｃｒ：０．００５〜２．０％、Ｎｉ：０．００５〜２．０％、Ｃｕ：０．００５〜２．０％、Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、Ｃａ：０．００１〜０．００５％、ＲＥＭ：０．００１〜０．００５％、Ｓｎ：０．００１〜０．０５％、Ｓｂ：０．００１〜０．０５％
Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕは、マルテンサイトやベイナイトを生成させ、高強度化に有効な元素である。このような効果を得るため、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ量は０．００５％以上であることが好ましい。一方、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ量が２．０％を超えると、残留γが多量に生成して鋼板の鋼組織が得られない場合がある。このため、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ量は２．０％以下であることが好ましい。
【００１９】
Ｂは、鋼板の焼入れ性を高め、マルテンサイトやベイナイトを生成させ、高強度化に有効な元素である。このような効果を得るため、Ｂ量は０．０００２％以上であることが好ましい。一方、Ｂ量が０．００５０％を超えると介在物が増加して、耐端面割れ性が低下する場合がある。このため、Ｂ量は０．００５０％以下であることが好ましい。
【００２０】
Ｃａ、ＲＥＭは、介在物の形態制御による耐端面割れ性の向上に有効な元素である。このような効果を得るため、Ｃａ、ＲＥＭ量は０．００１％以上であることが好ましい。一方、Ｃａ、ＲＥＭ量が０．００５％を超えると、介在物量が増加して耐端面割れ性が低下する場合がある。このため、Ｃａ、ＲＥＭ量は０．００５％以下であることが好ましい。
【００２１】
Ｓｎ、Ｓｂは、脱窒、脱硼等を抑制して、鋼の強度低下抑制に有効な元素である。こうした効果を得るため、Ｓｎ、Ｓｂ量は０．００１％以上であることが好ましい。一方、Ｓｎ、Ｓｂ量が０．０５％を超えると鋼板表層のＣ量分布が得られなくなる場合がある。このため、Ｓｎ、Ｓｂ量は０．０５％以下であることが好ましい。
【００２２】
したがって、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｓｎ、Ｓｂから選ばれる１種以上をＣｒ：０．００５〜２．０％、Ｎｉ：０．００５〜２．０％、Ｃｕ：０．００５〜２．０％、Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、Ｃａ：０．００１〜０．００５％、ＲＥＭ：０．００１〜０．００５％、Ｓｂ：０．００１〜０．０５％、Ｓｎ：０．００１〜０．０５％とすることが好ましい。
【００２３】
本実施形態に係る鋼板は、上記成分組成を含有し、上記成分組成以外の残部はＦｅ（鉄）および不可避的不純物を含む。上記残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物であることが好ましい。上記任意成分を下限量未満で含む場合、その成分は不可避的不純物として含むものとする。不可避的不純物として、Ｎを０．０１％以下含んでもよい。さらに、その他の元素であるＺｒ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅを合計で０．００２％以下含んでもよい。
【００２４】
鋼板表層から板厚方向に７０μｍの位置の平均Ｃ量に対する鋼板表層から板厚方向に５μｍの位置の平均Ｃ量の比：０．２０〜０．８０
本実施形態に係る鋼板において、鋼板表層のＣ量分布は極めて重要であり、鋼板表層ほどＣ量が少なく、かつ表層から７０μｍまでの領域のＣ量の比を一定の範囲にすることで、端面の表層近傍の亀裂生成を抑制して優れた耐端面割れ性が得られる。したがって、板厚表層から板厚方向に７０μｍの位置の平均Ｃ量に対する鋼板表層から板厚方向に５μｍの位置の平均Ｃ量の比は０．２０以上０．８０以下である必要がある。鋼板表層から板厚方向に７０μｍの位置の平均Ｃ量に対する鋼板表層から板厚方向に５μｍの位置の平均Ｃ量の比は０．２５以上であることが好ましい。鋼板表層から板厚方向に７０μｍの位置の平均Ｃ量に対する鋼板表層から板厚方向に５μｍの位置の平均Ｃ量の比は０．７０以下であることが好ましく、０．６０以下であることがより好ましい。鋼板表層とは、溶融亜鉛めっき層と鋼板の界面を意味する。鋼板表層から板厚方向に７０μｍの位置の平均Ｃ量に対する鋼板表層から板厚方向に５μｍの位置の平均Ｃ量の比は、板厚方向に５μｍの位置の平均Ｃ量を、鋼板表層から板厚方向に７０μｍの位置の平均Ｃ量で除して算出する。すなわち、鋼板表層から板厚方向に７０μｍの位置の平均Ｃ量に対する鋼板表層から板厚方向に５μｍの位置の平均Ｃ量の比は下記（３）式で算出できる。
【００２５】
（鋼板表層から板厚方向に５μｍの位置の平均Ｃ量）／（鋼板表層から板厚方向に７０μｍの位置の平均Ｃ量）・・・（３）
鋼板表層から板厚方向に７０μｍの位置の平均Ｃ量に対する鋼板表層から板厚方向に５μｍの位置の平均Ｃ量はＧＤＳにより測定する。塩酸酸洗等により亜鉛めっき層を除去して鋼板表層を現出させた後、鋼板表面に対して、プラズマ用ガスはＡｒ、ガス圧力は６００Ｐａ、高周波出力は３５Ｗとし、測定間隔は０．１ｓ毎の条件でＧＤＳ測定を行う。表面から８０μｍ以上の深さ位置まで測定し、５μｍ位置と７０μｍ位置に対応するスパッタ時間におけるＣの検出強度の比を求める。
【００２６】
鋼板表層から板厚方向に３００〜４００μｍの範囲において、ＦＥ−ＥＰＭＡで分析した際の平均Ｃ量に対するＣ量の標準偏差の比：０．４０以下
本実施形態に係る鋼板において、鋼板の極微小領域のＣ量のバラツキは、耐端面割れ性を大きく低下させる。このため、ＦＥ−ＥＰＭＡで分析した際の平均Ｃ量に対するＣ量の標準偏差の比は極めて重要である。この比を０．４０以下とすることで、優れた耐端面割れ性が得られる。したがって、鋼板表層から板厚方向に３００〜４００μｍの範囲において、ＦＥ−ＥＰＭＡで分析した際の平均Ｃ量に対するＣ量の標準偏差の比は０．４０以下である必要がある。鋼板表層から板厚方向に３００〜４００μｍの範囲において、ＦＥ−ＥＰＭＡで分析した際の平均Ｃ量に対するＣ量の標準偏差の比は０．３６以下であることが好ましく、０．３２以下であることがより好ましい。
【００２７】
鋼板表層から板厚方向に３００〜４００μｍの範囲において、ＦＥ−ＥＰＭＡで分析した際の平均Ｃ量に対するＣ量の標準偏差の比は下記（４）式で算出できる。
【００２８】
（鋼板表層から板厚方向に３００〜４００μｍの範囲のＣ量の標準偏差）／（鋼板表層から板厚方向に３００〜４００μｍの範囲の平均Ｃ量）・・・（４）
ＦＥ−ＥＰＭＡの測定条件は、加速電圧が９．０ｋＶ、照射電流が７．０×１０−８Ａ、測定間隔が０．０６５μｍである。ＦＥ−ＥＰＭＡで測定した平均Ｃ量と燃焼法により測定した鋼中Ｃ量とは±２０％以内で一致するものとする。鋼板表層とは、溶融亜鉛めっき層と鋼板の界面を意味する。
【００２９】
次に、本実施形態に係る鋼板の鋼組織について説明する。本実施形態に係る鋼板は、鋼板表層から板厚方向に３００〜４００μｍの範囲において、面積率で、マルテンサイトと炭化物を含むベイナイトが合計で９０〜１００％であり、残留オーステナイトが０〜１０％であり、旧オーステナイト粒のアスペクト比が２．０以下である。
【００３０】
マルテンサイトと炭化物を含むベイナイトの合計：９０〜１００％
マルテンサイトと炭化物を含むベイナイトはＴＳ上昇および優れた耐端面割れ特性達成に必要な組織である。このような効果を得るために、マルテンサイトと炭化物を含むベイナイトの面積率の合計は９０％以上である必要がある。マルテンサイトと炭化物を含むベイナイトの合計は９２％以上であることが好ましく、９４％以上であることがより好ましい。マルテンサイトと炭化物を含むベイナイトの合計の上限は１００％である。
【００３１】
残留オーステナイト：０〜１０％
残留オーステナイトは延性向上等を目的に含有してもよいが、Ｃ量のバラツキが生じやすくなるので少なくすることが好ましい。本実施形態に係る鋼板では面積率で１０％まで許容される。したがって、残留オーステナイトは面積率で１０％以下である必要がある。残留オーステナイトは８％以下であることが好ましく、６％以下であることがより好ましい。残留オーステナイトの下限は０％である。
【００３２】
旧オーステナイト粒のアスペクト比：２．０以下
旧オーステナイト粒のアスペクト比が大きくなると端面からの亀裂進展を助長し、耐端面割れ性が低下する。したがって、旧オーステナイト粒のアスペクト比は２．０以下である必要がある。
【００３３】
本実施形態に係る鋼板では基本的にはフェライトや炭化物を含まないベイナイトおよびパーライトは好ましくないので、その合計量は面積率で５％以下とすることが好ましい。
【００３４】
本実施形態において、炭化物を含むベイナイト、マルテンサイトの面積率とは、観察面積に占める各組織の面積の割合のことである。これらの面積率は、焼鈍後の鋼板よりサンプルを切り出し、圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、１質量％ナイタールで腐食させ、鋼板表面近傍および鋼板表面から板厚方向に３００〜４００μｍの範囲をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で１５００倍の倍率でそれぞれ３〜１０視野撮影し、Ｍｅｄｉａ  Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて、得られた画像データから各組織の面積率を求め、これら視野の平均面積率を各組織の面積率とする。
【００３５】
この画像データでは、炭化物を含むベイナイトは方位の揃った炭化物を１０７個／ｍｍ２以上含む灰色または暗灰色として区別される。マルテンサイトは方位の揃っていない炭化物を含む暗灰色、灰色、明灰色または炭化物を含まない塊状の白色として区別される。残留オーステナイトも白色であるが、後述の方法によってマルテンサイトと区別される。炭化物は、白色の点または線状として区別される。フェライトや炭化物を含まないベイナイトは、黒または暗灰色として区別される。本実施形態に係る鋼板では基本的に含有しないが、パーライトは黒色と白色の層状組織として区別される。
【００３６】
旧オーステナイト粒のアスペクト比は、上記と同様にして切り出したサンプルを６００℃で１０ｍｉｎ熱処理した後、圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、ピクリン酸水溶液に浸漬し、次いで塩化第二鉄水溶液で腐食することで旧オーステナイト粒界を現出させた後、鋼板表面から板厚方向に３００〜４００μｍの範囲を光学顕微鏡で４００倍の倍率で３〜１０視野撮影し、各視野内の各旧オーステナイト粒について圧延方向の最大長を板厚方向の最大長で除して、全ての粒の平均値を算出し、これを旧オーステナイト粒のアスペクト比とした。
【００３７】
残留オーステナイトの面積率は、焼鈍後の鋼板を板厚の１／４まで研削後、化学研磨によりさらに０．１ｍｍ研磨した面について、Ｘ線回折装置でＭｏのＫα線を用い、ｆｃｃ鉄（オーステナイト）の（２００）面、（２２０）面、（３１１）面と、ｂｃｃ鉄（フェライト）の（２００）面、（２１１）面、（２２０）面の積分反射強度を測定し、ｂｃｃ鉄の各面からの積分反射強度に対するｆｃｃ鉄の各面からの積分反射強度の強度比から体積率を求め、これを残留オーステナイトの面積率とする。このように残留オーステナイトの面積率を算出することで、残留オーステナイトとマルテンサイトとが区別される。
【００３８】
次に、本実施形態に係る鋼板の製造方法について説明する。本実施形態に係る鋼板は、上述した成分を有するスラブに熱間圧延を施した後冷却し、５９０℃以下の温度で巻き取る熱延を施し製造した熱延板を酸洗し、次いで、Ｏ２≦１体積％かつＯ２／Ｈ２≦０．２の雰囲気で、最高到達温度が４００〜６００℃未満、かつ最高到達温度Ｔ（℃）と保持時間ｔ（ｓ）が下記（１）式を満たす条件で熱処理を施し、次いで、２０％以上の圧下率で冷間圧延を施し、次いで、Ａ３〜９５０℃に加熱し、該温度域における露点が−３５〜＋２０℃で１０〜６００ｓ保持後、３℃／ｓ以上の平均冷却速度で５５０℃以下まで冷却し、４００〜５５０℃で５〜３００ｓ保持する焼鈍を施し、次いで、溶融亜鉛めっき処理を施し、あるいはさらに合金化処理を施し、その後室温まで冷却して製造される。製造条件に示した各温度は、いずれも鋼板の表面温度である。
【００３９】
１８５００＞（２７３＋Ｔ１）×Ｌｏｇ１０（ｔ／３６００）・・・（１）
上記（１）式において、Ｔ１は最高到達温度（℃）であり、ｔは保持時間（ｓ）である。ｔは、Ｔ１〜Ｔ１−２０℃の温度範囲における保持時間を意味する。
【００４０】
上記焼鈍後の亜鉛めっき処理を施し、あるいはさらに合金化処理を施し、その後の室温までの冷却において、下記（２）式を満たすように冷却する。
【００４１】
【数２】
0006760523.tif 000003
【００４２】
上記（２）式において、Ｔ２は５０℃〜Ｍｓ点の範囲の温度（℃）であり、ＣはＴ２における冷却速度（℃／ｓ）である。Ｍｓ点とは、マルテンサイト変態が開始する温度であり、フォーマスタにより求める。以下、詳しく説明する。
【００４３】
巻取り温度：５９０℃以下
巻取り温度が５９０℃を超えると内部酸化が過剰になり焼鈍後の鋼板表層のＣ分布が得られなくなる。したがって、巻取り温度を５９０℃以下とする。下限温度は規定しなくてよいが、形状安定性の観点からは４００℃とすることが好ましい。
【００４４】
雰囲気：Ｏ２≦１体積％かつＯ２／Ｈ２≦０．２（体積％比）
熱延板の熱処理では、雰囲気中の酸素をＯ２≦１体積％かつＯ２／Ｈ２≦０．２（体積％比）とする。これにより、内部酸化が抑制され、焼鈍後の鋼板表層のＣ量分布が得られる。したがって、熱延板の熱処理の雰囲気はＯ２≦１体積％かつＯ２／Ｈ２≦０．２である必要がある。当該雰囲気におけるＯ２、Ｈ２以外の残部は、Ｎ２またはアルゴンであることが好ましい。
【００４５】
最高到達温度が４００〜６００℃未満、かつ
最高到達温度Ｔと保持時間ｔ：下記（１）式を満足
１８５００＞（２７３＋Ｔ１）×Ｌｏｇ１０（ｔ／３６００）・・・（１）
上記（１）式において、Ｔ１は最高到達温度（℃）であり、ｔは保持時間（ｓ）である。ｔは、Ｔ１〜Ｔ１−２０℃の温度範囲における保持時間を意味する。
【００４６】
熱延板の熱処理において最高到達温度が６００℃以上または（１）式の右辺が１８５００以上となるとセメンタイトが粗大化し、焼鈍後に未溶解のまま残留し、これによりＣ量のミクロバラつきが大きくなる。この結果、本実施形態に係る鋼板の平均Ｃ量に対するＣ量の標準偏差の比０．４０以下が得られない。したがって、最高到達温度は６００℃未満であり、最高到達温度Ｔ１と保持時間ｔは上記（１）式を満足する必要がある。一方、４００℃未満とすると、熱延板に生成したマルテンサイトの焼戻し軟化が不十分となり、冷延の際にひずみ分布が不均一になってＣ量のミクロバラツキが起こりやすくなる。したがって、最高到達温度は４００℃以上である必要がある。
【００４７】
冷間圧下率：２０％以上
冷間圧下率を２０％未満とすると圧延方向に伸長した旧オーステナイト粒が生成して、本実施形態に係る鋼板の鋼組織が得られない。したがって、冷間圧下率は２０％以上である必要がある。冷間圧下率は３０％以上であることが好ましい。冷間圧下率の上限は規定しなくてよいが、形状安定性等の観点から９０％以下とすることが好ましい。
【００４８】
焼鈍温度：Ａｃ３〜９５０℃
焼鈍温度がＡｃ３未満ではオーステナイトの生成が不十分となり本実施形態に係る鋼板の鋼組織が得られない。したがって、焼鈍温度はＡｃ３以上である必要がある。一方、焼鈍温度が９５０℃を超えると不均一に粗粒化してＣ量のバラツキが大きくなる。したがって、焼鈍温度は９５０℃以下である必要がある。
【００４９】
焼鈍保持時間：１０〜６００ｓ
焼鈍保持時間を１０ｓ未満とするとオーステナイトの生成が不十分となり、本実施形態に係る鋼板の鋼組織が得られない。したがって、焼鈍保持時間は１０ｓ以上である必要がある。焼鈍保持時間は２０ｓ以上が好ましく、３０ｓ以上がより好ましい。一方、焼鈍保持時間が６００ｓを超えると内部酸化が過剰になって本実施形態に係る鋼板の強度および表層のＣ量分布が得られない。したがって、焼鈍保持時間は６００ｓ以下である必要がある。焼鈍保持時間は５００ｓ以下であることが好ましく、４００ｓ以下であることがより好ましい。
【００５０】
焼鈍温度における露点：−３５〜＋２０℃
焼鈍時の露点を−３５℃未満とすると鋼板表層でのＣの酸化反応が不十分となり、本実施形態に係る鋼板の表層のＣ量分布が得られない。したがって、焼鈍温度における露点は−３５℃以上である必要がある。一方、露点が＋２０℃を超えると内部酸化が過剰になって本実施形態に係る鋼板の強度および表層のＣ量分布が得られない。したがって、焼鈍温度における露点は＋２０℃以下である必要がある。焼鈍温度における露点は＋１５℃以下であることが好ましく、＋１０℃以下であることがより好ましい。
【００５１】
焼鈍温度から５５０℃までの平均冷却速度：３℃／ｓ以上
焼鈍温度から５５０℃までの平均冷却速度を３℃／ｓ未満とするとフェライトの生成が過剰となり、本実施形態に係る鋼板の鋼組織が得られない。したがって、焼鈍温度から５５０℃までの平均冷却速度は３℃／ｓ以上である必要がある。焼鈍温度から５５０℃までの平均冷却速度は５℃／ｓ以上であることが好ましい。焼鈍温度から５５０℃までの平均冷却速度の上限は規定しなくてよいが、形状安定性の観点から１００℃／ｓ未満であることが好ましい。平均冷却速度は、焼鈍温度と５５０℃との温度差を焼鈍温度から５５０℃までの冷却に要した時間で除して算出する。
【００５２】
保持温度：４００〜５５０℃
保持温度が５５０℃を超えるとフェライトが生成して本実施形態に係る鋼板の鋼組織が得られない。したがって、保持温度は５５０℃以下である必要がある。一方、保持温度を４００℃未満とすると鋼板表層のベイナイト変態が過剰に進行して、本実施形態に係る鋼板の鋼板表層のＣ量分布が得られない。したがって、保持温度は４００℃以上である必要がある。
【００５３】
４００〜５５０℃での保持時間：５〜３００ｓ
４００℃以上５５０℃以下で５秒以上保持することで鋼板表層のベイナイト変態が進行し、本実施形態に係る鋼板の表層のＣ量分布が得られる。一方、保持時間が５ｓ未満ではこのような効果が不十分となり、本実施形態に係る鋼板の表層のＣ量分布が得られない。したがって、４００℃以上５５０℃以下での保持時間は５ｓ以上である必要がある。４００℃以上５５０℃以下での保持時間は１０ｓ以上であることが好ましい。４００℃以上５５０℃以下での保持時間が３００ｓを超えるとベイナイトの生成が過剰となり、本実施形態に係る鋼板の鋼組織が得られない。したがって、４００℃以上５５０℃以下での保持時間は３００ｓ以下である必要がある。４００℃以上５５０℃以下での保持時間は２００ｓ以下であることが好ましく、１２０ｓ以下であることがより好ましい。保持中は４００〜５５０℃の範囲であれば温度一定である必要はなく、冷却加熱してもよい。
【００５４】
合金化処理後の冷却条件：下記（２）式を満足
【００５５】
【数３】
0006760523.tif 000004
【００５６】
上記（２）式において、Ｔ２は５０℃〜Ｍｓ点の範囲の温度（℃）であり、ＣはＴ２における冷却速度（℃／ｓ）である。上記（２）式の左辺の計算に際しては、Ｔ２＝５０、５１、５２、・・・、Ｍｓ点まで個別に計算し、これらの総和を求める。
【００５７】
合金化処理後、上記（２）式を満たす条件で冷却することでＣ量のバラツキをさらに抑制できる。したがって、合金化処理後の冷却のＴ２およびＣは、上記（２）式を満たすことが好ましい。
【００５８】
他の製造条件は、特に限定しないが、例えば、以下の条件で行ってよい。スラブは、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造するのが好ましい。造塊法、薄スラブ鋳造法で製造してもよい。スラブを熱間圧延するには、スラブを一旦室温まで冷却し、その後再加熱して熱間圧延を行ってもよい。または、スラブを室温まで冷却せずに加熱炉に装入して熱間圧延を行ってもよい。あるいは、わずかの保熱を行った後に直ちに熱間圧延する省エネルギープロセスも適用してもよい。スラブを加熱する場合は、スラブ温度を１１００℃以上１３００℃以下となるように加熱することが好ましい。スラブ温度を１１００℃以上に加熱することで、炭化物を溶解でき、圧延荷重の増大を抑制できる。スラブ温度を１３００℃以下にすることで、スケールロスの増大を抑制できる。スラブ温度はスラブ表面の温度である。
【００５９】
スラブを熱間圧延する際は、粗圧延後の粗バーを加熱してもよい。または、粗バー同士を接合し、仕上げ圧延を連続的に行う、いわゆる連続圧延プロセスを適用してもよい。さらに、熱間圧延においては圧延荷重の低減や形状・材質の均一化のために、仕上げ圧延の全パスあるいは一部のパスで摩擦係数が０．１０〜０．２５となる潤滑圧延を行うことが好ましい。
【００６０】
巻取り後の鋼板は、スケールを酸洗などにより除去した後、冷延、焼鈍、溶融亜鉛めっきが施される。めっき後は室温まで冷却し、表面や降伏強度（ＹＳ）制御のために伸長率１％以下で調質圧延を施すことが好ましい。必要に応じてさらに焼戻し処理を施すこともできるが、この温度は２００℃以下が好ましい。形状やＹＳの調整のために、レベラー矯正を施してもよい。
【実施例】
【００６１】
以下、本発明を、実施例に基づいて具体的に説明する。鋼（残部はＦｅおよび不可避的不純物）を実験室の真空溶解炉により溶製し、圧延して鋼スラブとした。鋼の成分組成を表１に示す。【００６２】
【表１】
0006760523.tif 000005
【００６３】
これらの鋼スラブを１２５０℃に加熱後粗圧延し、熱間圧延、熱延板の熱処理を施した。次いで、１．４ｍｍまで冷間圧延して冷延板とした。得られた冷延板を焼鈍に供した。焼鈍は実験室にて熱処理およびめっき処理装置を用いて溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）および合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）１〜３３を作製した。溶融亜鉛めっき鋼板は、４６５℃のめっき浴中に浸漬し、片面あたり付着量４０〜６０ｇ／ｍ２のめっき層を鋼板両面に形成させることで作製した。合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、上記めっき後さらに、５４０℃で１〜６０ｓ保持する合金化処理を行うことで作製した。めっき処理後は室温まで冷却し、その後伸長率０．１％の調質圧延を施した。一部はさらに焼戻し熱処理を施した。溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造条件を表２に示す。【００６４】
【表２】
0006760523.tif 000006
【００６５】
得られた溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、以下の試験方法にしたがい、引張特性、耐端面割れ性を評価した。【００６６】
＜引張試験＞
焼鈍板より圧延方向に対して直角方向にＪＩＳ（日本工業規格）５号引張試験片（ＪＩＳ  Ｚ２２０１：１９９８）を採取し、歪速度を１０−３／ｓとするＪＩＳ（日本工業規格）  Ｚ  ２２４１：２０１１の規定に準拠した引張試験を行い、ＴＳを求めた。本実施例ではＴＳが１３００ＭＰａ以上を合格とした。【００６７】
＜耐端面割れ＞
圧延方向と平行となる方向を幅方向として、焼鈍板から幅が３０ｍｍ、長さが１１０ｍｍの試験片を採取した。この際１１０ｍｍ断面の内片方が研削端面、もう一方がせん断端面となるようにした。このせん断端面はシャー角２゜、クリアランス１５％、せん断歯のＲが０．２ｍｍ以下の条件でせん断することにより形成した。この試験片を稜線が圧延方向と平行かつバリ外となるように７ｍｍの曲げ半径で９０゜Ｖ曲げ加工を行い、曲げ頂点が１０００ＭＰａの引張応力となるようにボルトで締め込み、ｐＨ３の塩酸に浸漬し、２４ｈｒ保持後の割れ発生の有無を調査した。本実施例では、端面からの長さが１ｍｍ以上の亀裂が認められなかったものを耐端面割れ性合格とし、端面からの亀裂の長さが０．５ｍｍ以上１ｍｍ未満であるものを「○」とし、０．５ｍｍ未満であるものを「◎」とし、亀裂が全幅に渡ったものを「×」とし、端面からの亀裂の長さが１ｍｍ以上で全幅にわたらなかったものを「△」として判定した。【００６８】
鋼板の鋼組織、旧オーステナイト粒のアスペクト比、鋼板表層から板厚方向に７０μｍの位置の平均Ｃ量に対する鋼板表層から５μｍの位置の平均Ｃ量の比、および、鋼板表層から板厚方向に３００〜４００μｍの範囲においてＦＥ−ＥＰＭＡで分析した際の平均Ｃ量に対するＣ量の標準偏差の比は、前述した方法で測定した。これらの評価結果と、鋼板の鋼組織等を表３に示す。【００６９】
【表３】
0006760523.tif 000007
【００７０】
発明例では、ＴＳが１３００ＭＰａ以上で優れた耐端面割れ性を有する高強度亜鉛めっき鋼板が得られた。一方、本発明の範囲を外れる比較例は所望のＴＳ、耐端面割れ性のいずれか１つ以上が得られなかった。
【要約】
高強度であってせん断端面からの耐遅れ破壊特性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供する。
高強度溶融亜鉛めっき鋼板であって、特定の成分組成と、鋼板表層から板厚方向に３００〜４００μｍの範囲において、面積率で、マルテンサイトと炭化物を含むベイナイトの合計が９０〜１００％であり、残留オーステナイトが０〜１０％であり、旧オーステナイト粒のアスペクト比が２．０以下である鋼組織と、を有し、鋼板表層から板厚方向に７０μｍの位置の平均Ｃ量に対する鋼板表層から板厚方向に５μｍの位置の平均Ｃ量の比が０．２〜０．８であり、鋼板表層から板厚方向に３００〜４００μｍの範囲において、ＦＥ−ＥＰＭＡで分析した際の平均Ｃ量に対するＣ量の標準偏差の比が０．４０以下であり、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を有する。