(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量%で、
Ｃ：０．０８〜０．３５％、
Ｓｉ：０．０１〜３．０％、
Ｍｎ：２．０〜４．０％、
Ｐ：０．０１０％以下（０を含まない）、
Ｓ：０．００２％以下（０を含まない）、
Ａｌ：０．０１〜１．５０％、
Ｂ：０．０００５〜０．０１０％を含有し、かつ、
Ｍｏ：０．０３〜２．０％、
Ｔｉ：０．０１０〜０．１０％の中から選ばれる１種以上を含有し、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６０〜１００％であり、旧オーステナイトの平均粒径が１５μｍ以下であり、鋼板表層から板厚方向に３００〜４００μｍの範囲において、旧オーステナイト粒界におけるＰのオージェ電子スペクトルのピーク高さに対する旧オーステナイト粒界から５ｎｍ以上離れた位置におけるＰのオージェ電子スペクトルのピーク高さの比が０．２０以上である鋼組織と、
を有し、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、
Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、
Ｖ：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％、
Ｃａ：０．０００２〜０．００５０％、
ＲＥＭ：０．０００２〜０．００５０％、
Ｓｎ：０．００１〜０．０５％、
Ｓｂ：０．００１〜０．０５％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の何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の何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、巻き取る熱延を施して製造した熱延板を酸洗し、次いで、冷間圧延を施し、次いで、７５０〜９５０℃に加熱し、１０〜６００ｓ保持後、３℃／ｓ以上の平均冷却速度で５５０℃まで冷却し、Ｍｓ点〜５５０℃で３００ｓ以下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、Ｍｓ点までを１℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、その後の冷却工程において下記（１）式を満たし、かつ２５０℃〜Ｍｓ点において０％より大きく０．０６７％以下のひずみを付与する、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Ｌｏｇｅ（［Ｐ］×［Ｃ］×（８．６５−４７４×ＤＡ×［Ｂ］）×ｔ）＋３５．４≧１３３２０／（２７３＋Ｔ）＋４８３１／（２７３＋Ｔ−１００×［Ｓｉ］）・・・（１）
但し、上記（１）式において、ＤＡ×［Ｂ］≧０．００９１２の場合はＤＡ×［Ｂ］を０．００９１２とし、上記（１）式の［Ｐ］、［Ｃ］、［Ｂ］、［Ｓｉ］はそれぞれ鋼中のＰ、Ｃ、Ｂ、Ｓｉの含有量（質量％）であり、ＤＡは旧オーステナイト粒径（μｍ）であり、Ｔは滞留温度（℃）であり、ｔは滞留温度における総滞留時間（ｓ）である。
【請求項６】
請求項１から請求項４の何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、巻き取る熱延を施して製造した熱延板を酸洗し、次いで、最高到達温度４００℃未満の条件で焼戻しを施し、次いで、７０％以上の圧下率で冷間圧延を施し、次いで、７５０〜９５０℃に加熱し、１０〜６００ｓ保持後、３℃／ｓ以上の平均冷却速度で５５０℃まで冷却し、Ｍｓ点〜５５０℃で３００ｓ以下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、Ｍｓ点までを１℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、以降の工程において下記（１）式を満たし、かつ２５０℃〜Ｍｓ点において０％より大きく０．０６７％以下のひずみを付与する、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Ｌｏｇｅ（［Ｐ］×［Ｃ］×（８．６５−４７４×ＤＡ×［Ｂ］）×ｔ）＋３５．４≧１３３２０／（２７３＋Ｔ）＋４８３１／（２７３＋Ｔ−１００×［Ｓｉ］）・・・（１）
但し、上記（１）式において、ＤＡ×［Ｂ］≧０．００９１２の場合はＤＡ×［Ｂ］を０．００９１２とし、上記（１）式の［Ｐ］、［Ｃ］、［Ｂ］、［Ｓｉ］はそれぞれ鋼中のＰ、Ｃ、Ｂ、Ｓｉの含有量（質量％）であり、ＤＡは旧オーステナイト粒径（μｍ）であり、Ｔは滞留温度（℃）であり、ｔは滞留温度における総滞留時間（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、めっき鋼板においては高強度化の大きな妨げとなってきた。特に、多くの実部品はせん断端面を有し、遅れ破壊はせん断端面を起点に発生しやすい。このため、遅れ破壊特性を向上させる技術の開発が行われている。【０００３】
例えば、特許文献１および特許文献２には、介在物の量や形状、分布を制御することでせん断端面を有する場合の耐遅れ破壊特性に優れた鋼板が開示されている。一方で、端面からの遅れ破壊に対しては端面の残留応力を除去するなど様々な技術も開発されており、将来的には端面からの遅れ破壊は端面処理により解消することが可能と考えられる。この際は、せん断端面を有さない母材そのものの遅れ破壊に対する耐性が重要となる。このような技術として、特許文献３には、母材のＳやＭｎＳを制御することで耐遅れ破壊特性を向上させた鋼板が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特表２０１８-６２３８０号公報
【特許文献２】特表２０１８-６２３８１号公報
【特許文献３】特開２０１１-１９０４７４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかしながら、特許文献１および特許文献２に開示されている技術は、せん断端面からの遅れ破壊には有効なものの、母材の遅れ破壊特性の向上にも有効であるかは明らかではない。この技術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、旧オーステナイト粒界のＰ偏析制御の検討はされておらず改善の余地がある。特許文献３に開示されているＳに関する技術は、Ｐについては低減しているのみで、粒界のＰ偏析制御については検討されておらず、改善の余地がある。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】
【０００６】
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、質量％で、Ｃ：０．０８〜０．３５％、Ｓｉ：０．０１〜３．０％、Ｍｎ：２．０〜４．０％、Ｐ：０．０１０％以下（０を含まない）、Ｓ：０．００２％以下（０を含まない）、Ａｌ：０．０１〜１．５０％、Ｂ：０．０００５〜０．０１０％を含有し、かつＭｏ：０．０３〜２．０％、Ｔｉ：０．０１０〜０．１０％から選ばれる１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、かつ鋼板表層から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６０〜１００％であり、旧オーステナイトの平均結晶粒径が１５μｍ以下であり、鋼板表層から３００〜４００μｍ位置において旧オーステナイト粒界におけるＰのオージェ電子スペクトルのピーク高さに対する旧オーステナイト粒界から５ｎｍ以上離れた位置におけるＰのオージェ電子スペクトルのピーク高さの比が０．２０以上とすることで１１００ＭＰａ以上の引張強さ（ＴＳ）においても優れた耐遅れ破壊特性を発現することを見出した。【０００７】
本発明において、高強度とはＴＳが１１００ＭＰａ以上、優れた耐遅れ破壊特性とは、ひずみ速度を５μｍ／ｍｉｎ、溶液を３質量％ＮａＣｌ＋３ｇ／ｌＮＨ４ＳＣＮ、印加電流密度を０．０５ｍＡ／ｃｍ２とするＳＳＲＴ試験において水素無添加時の最大応力に対する添加時の最大応力の比が０．７０以上であることを意味する。【０００８】
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：０．０８〜０．３５％、Ｓｉ：０．０１〜３．０％、Ｍｎ：２．０〜４．０％、Ｐ：０．０１０％以下（０を含まない）、Ｓ：０．００２％以下（０を含まない）、Ａｌ：０．０１〜１．５０％、Ｂ：０．０００５〜０．０１０％を含有し、かつ、Ｍｏ：０．０３〜２．０％、Ｔｉ：０．０１０〜０．１０％の中から選ばれる１種以上を含有し、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６０〜１００％であり、旧オーステナイトの平均粒径が１５μｍ以下であり、鋼板表層から板厚方向に３００〜４００μｍの範囲において、旧オーステナイト粒界におけるＰのオージェ電子スペクトルのピーク高さに対する旧オーステナイト粒界から５ｎｍ以上離れた位置におけるＰのオージェ電子スペクトルのピーク高さの比が０．２０以上である鋼組織と、を有し、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、Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、Ｖ：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％、Ｃａ：０．０００２〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００２〜０．００５０％、Ｓｎ：０．００１〜０．０５％、Ｓｂ：０．００１〜０．０５％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］の何れか１つに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［５］［１］から［３］の何れか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、巻き取る熱延を施して製造した熱延板を酸洗し、次いで、冷間圧延を施し、次いで、７５０〜９５０℃に加熱し、１０〜６００ｓ保持後、３℃／ｓ以上の平均冷却速度で５５０℃まで冷却し、Ｍｓ点〜５５０℃で３００ｓ以下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、Ｍｓ点までを１℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、その後の冷却工程において下記（１）式を満たし、かつ２５０℃〜Ｍｓ点において０％より大きく０．０６７％以下のひずみを付与する、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Ｌｏｇｅ（［Ｐ］×［Ｃ］×（８．６５−４７４×ＤＡ×［Ｂ］）×ｔ）＋３５．４≧１３３２０／（２７３＋Ｔ）＋４８３１／（２７３＋Ｔ−１００×［Ｓｉ］）・・・（１）
但し、上記（１）式において、ＤＡ×［Ｂ］≧０．００９１２の場合はＤＡ×［Ｂ］を０．００９１２とし、上記（１）式の［Ｐ］、［Ｃ］、［Ｂ］、［Ｓｉ］はそれぞれ鋼中のＰ、Ｃ、Ｂ、Ｓｉの含有量（質量％）であり、ＤＡは旧オーステナイト粒径（μｍ）であり、Ｔは滞留温度（℃）であり、ｔは滞留温度における総滞留時間（ｓ）である。
［６］［１］から［３］の何れか一項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、巻き取る熱延を施して製造した熱延板を酸洗し、次いで、最高到達温度４００℃未満の条件で焼戻しを施し、次いで、７０％以上の圧下率で冷間圧延を施し、次いで、７５０〜９５０℃に加熱し、１０〜６００ｓ保持後、３℃／ｓ以上の平均冷却速度で５５０℃まで冷却し、Ｍｓ点〜５５０℃で３００ｓ以下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、Ｍｓ点までを１℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、以降の工程において下記（１）式を満たし、かつ２５０℃〜Ｍｓ点において０％より大きく０．０６７％以下のひずみを付与する、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Ｌｏｇｅ（［Ｐ］×［Ｃ］×（８．６５−４７４×ＤＡ×［Ｂ］）×ｔ）＋３５．４≧１３３２０／（２７３＋Ｔ）＋４８３１／（２７３＋Ｔ−１００×［Ｓｉ］）・・・（１）
但し、上記（１）式において、ＤＡ×［Ｂ］≧０．００９１２の場合はＤＡ×［Ｂ］を０．００９１２とし、上記（１）式の［Ｐ］、［Ｃ］、［Ｂ］、［Ｓｉ］はそれぞれ鋼中のＰ、Ｃ、Ｂ、Ｓｉの含有量（質量％）であり、ＤＡは旧オーステナイト粒径（μｍ）であり、Ｔは滞留温度（℃）であり、ｔは滞留温度における総滞留時間（ｓ）である。
【発明の効果】
【０００９】
本発明によれば、自動車部品用素材として好適な、耐遅れ破壊特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】
【００１０】
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。
【００１１】
Ｃ：０．０８〜０．３５％
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０．０８％未満ではこのような効果が得られず、本実施形態に係る鋼板の強度や鋼組織が得られない。したがって、Ｃ量は０．０８％以上である必要がある。Ｃ量は０．１０％以上であることが好ましく、０．１３％以上であることがより好ましい。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劣化する。したがって、Ｃ量は０．３５％以下である必要がある。Ｃ量は０．３３％以下であることが好ましい。
【００１２】
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％を超えると過剰なフェライト生成を招き、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。
【００１３】
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。Ｍｎ量が２．０％未満ではこのような効果が得られない。したがって、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て本実施形態に係る鋼板の耐遅れ破壊特性が得られない。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。
【００１４】
Ｐ：０．０１０％以下（０を含まない）
Ｐは、粒界を脆化させて耐遅れ破壊特性を劣化させるため、その量は極力低減することが望ましいが、本実施形態に係る鋼板では０．０１０％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。
【００１５】
Ｓ：０．００２％以下（０を含まない）
Ｓは、介在物を増加させて耐遅れ破壊特性を低下させる。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０．００２％まで許容できる。Ｓ量の下限は規定しなくてよいが、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。
【００１６】
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、Ａｌ量が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。
【００１７】
Ｂ：０．０００５〜０．０１０％
Ｂは耐遅れ破壊特性を向上させるため本実施形態に係る鋼板に重要な元素である。そのメカニズムは明らかではないが旧オーステナイト粒界等に偏析することで粒界強化していると推測される。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もある。これらの効果を十分に得るため、Ｂ量は０．０００５％以上である必要がある。Ｂ量は０．０００７％以上であることが好ましい。一方、Ｂ量が０．０１０％を超えると介在物が増加して、耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、Ｂ量は０．０１０％以下である必要がある。Ｂ量は０．００５０％以下であることが好ましく、０．００４０％以下であることがより好ましい。
【００１８】
Ｍｏ：０．０３〜２．０％、Ｔｉ：０．０１０〜０．１０％から選ばれる１種以上
ＭｏおよびＴｉはＢの炭化や窒化を抑制して、固溶Ｂとして上記効果を発現させるのに必要な元素である。このような効果を得るにはＭｏおよびＴｉから選ばれる１種以上をそれぞれの下限量以上とする必要がある。一方、ＭｏおよびＴｉがそれぞれの上限量を超えると粗大炭化物が生成し、固溶Ｃ量が低下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、Ｍｏ：０．０３％以上２．０％以下、Ｔｉ：０．０１０％以上０．１０％以下から選ばれる１種以上を含有する必要がある。
【００１９】
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。
【００２０】
Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、Ｖ：０．００５〜２．０％
Ｎｂ、Ｖは、微細炭化物を形成し、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、Ｎｂ、Ｖから選ばれる１種以上は０．００５％以上であることが好ましい。一方、含有量がそれぞれの上限量を超えると、鋼中の固溶炭素量が低下し、多量にフェライトが生成して本実施形態に係る鋼板の鋼組織が得られない場合がある。したがって、Ｎｂ、Ｖから選ばれる１種以上の含有量はＮｂ：０．００５％以上０．２０％以下、Ｖ：０．００５％以上２．０％以下であることが好ましい。
【００２１】
Ｃｒ：０．００５〜２．０％、Ｎｉ：０．００５〜２．０％、Ｃｕ：０．００５〜２．０％、Ｃａ：０．０００２〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００２〜０．００５０％、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、粒界が脆化して本実施形態に係る鋼板の耐遅れ破壊特性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。
【００２２】
Ｃａ、ＲＥＭは、介在物の形態制御により耐遅れ破壊特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０．０００２％以上であることが好ましい。一方、Ｃａ、ＲＥＭ量が０．００５０％を超えると、介在物量が増加して耐遅れ破壊特性が低下する場合がある。このため、Ｃａ、ＲＥＭ量は０．００５０％以下であることが好ましい。
【００２３】
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。このような効果を得るため、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％を超えると本旧オーステナイト粒界の脆化を招き、耐遅れ破壊特性が低下する場合がある。このため、Ｓｎ、Ｓｂ量は０．０５％以下であることが好ましい。
【００２４】
したがって、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｓｎ、Ｓｂの含有量はそれぞれＣｒ：０．００５〜２．０％、Ｎｉ：０．００５〜２．０％、Ｃｕ：０．００５〜２．０％、Ｃａ：０．０００２〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００２〜０．００５０％、Ｓｂ：０．００１〜０．０５％、Ｓｎ：０．００１〜０．０５％とすることが好ましい。
【００２５】
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。
【００２６】
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の合計が６０〜１００％であり、旧オーステナイトの平均粒径が１５μｍ以下であり、鋼板表層から板厚方向に３００〜４００μｍの範囲において、旧オーステナイト粒界におけるＰのオージェ電子スペクトルのピーク高さに対する旧オーステナイト粒界から５ｎｍ以上離れた位置におけるＰのオージェ電子スペクトルのピーク高さの比が０．２０以上である。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。
【００２７】
マルテンサイトと炭化物を含むベイナイトの合計：６０〜１００％
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遅れ破壊特性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６０％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７５％以上であることが好ましく、９０％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。
【００２８】
旧オーステナイトの平均結晶粒径：１５μｍ以下
旧オーステナイトはＰ偏析が顕著で遅れ破壊発生に大きく影響する。旧オーステナイトの平均結晶粒径を１５μｍ以下とすることで粒界応力の集中が緩和され、本実施形態に係る鋼板の耐遅れ破壊特性が得られる。したがって、旧オーステナイトの平均結晶粒径は１５μｍ以下である必要がある。旧オーステナイトの平均結晶粒径は１２μｍ以下であることが好ましく、１０μｍ以下であることがより好ましく、９μｍ以下であることが更に好ましい。
【００２９】
旧オーステナイト粒界におけるＰのオージェ電子スペクトルのピーク高さに対する旧オーステナイト粒界から５ｎｍ以上離れた位置におけるＰのオージェ電子スペクトルのピーク高さの比：０．２０以上
Ｐの旧オーステナイト粒界への偏析は、耐遅れ破壊特性を顕著に低下させるので、その抑制は極めて重要である。Ｐの粒界偏析の指標として旧オーステナイト粒界におけるＰのオージェ電子スペクトルのピーク高さに対する旧オーステナイト粒界から５ｎｍ以上離れた位置におけるＰのオージェ電子スペクトルのピーク高さの比を用いた。当該比が０．２０未満となると、旧オーステナイト粒界で遅れ破壊が生じて本実施形態に係る鋼板の優れた耐遅れ破壊特性が得られない。したがって、旧オーステナイト粒界におけるＰのオージェ電子スペクトルのピーク高さに対する旧オーステナイト粒界から５ｎｍ以上離れた位置におけるＰのオージェ電子スペクトルのピーク高さの比は０．２０以上である必要がある。旧オーステナイト粒界におけるＰのオージェ電子スペクトルのピーク高さに対する旧オーステナイト粒界から５ｎｍ以上離れた位置におけるＰのオージェ電子スペクトルのピーク高さの比は０．３０以上であることが好ましく、０．３５以上であることがより好ましく、０．４０以上であることがさらに好ましい。
【００３０】
旧オーステナイト粒界におけるＰのオージェ電子スペクトルのピーク高さに対する旧オーステナイト粒界から５ｎｍ以上離れた位置におけるＰのオージェ電子スペクトルのピーク高さの比は下記（２）式で算出できる。
【００３１】
（旧オーステナイト粒界から５ｎｍ以上離れた位置におけるＰのオージェ電子スペクトルのピーク高さ）／（旧オーステナイト粒界におけるＰのオージェ電子スペクトルのピーク高さ）・・・（２）
Ｐのオージェ電子スペクトルのピーク高さはオージェ電子分光装置を用いて、切欠を有する破断用サンプルを試料とし、オージェ電子分光装置内の真空チャンバー内で破断して破面を分析することで測定した。サンプルの破断は液体窒素を用いた冷却条件で実施した。分析はＡｒイオンスパッタにより行った。
【００３２】
本実施形態においてマルテンサイトや炭化物を含むベイナイトの面積率とは、観察面積に占める各組織の面積の割合のことであり、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３００μｍ以上４００μｍ以下の範囲を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。
【００３３】
この画像データにおいて、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塊状の白色であるが、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、パーライトは黒色と白色の層状組織として区別される。
【００３４】
旧オーステナイトの平均結晶粒径は、組織観察を行ったサンプル断面を再研磨し、ピクリン酸と塩化第二鉄の混合溶液等でエッチングし、旧オーステナイト粒界を現出させた後、光学顕微鏡にて４００倍の倍率でそれぞれ３〜１０視野撮影し、得られた画像データについて縦１０×横１０の計２０本の直線を等間隔に引き、切断法により求める。
【００３５】
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。
【００３６】
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、例えば、上記の成分を有するスラブに熱間圧延を施した後冷却し、巻き取る熱延を施して製造した熱延板を酸洗し、次いで、冷間圧延を施し、次いで、７５０〜９５０℃に加熱し、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、Ｍｓ点〜５５０℃で３００ｓ以下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、Ｍｓ点までを１℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、その後の冷却工程において下記（１）式を満たし、かつ２５０℃〜Ｍｓ点において０％より大きく０．０６７％以下のひずみを付与して製造する。
【００３７】
Ｌｏｇｅ（［Ｐ］×［Ｃ］×（８．６５−４７４×ＤＡ×［Ｂ］）×ｔ）＋３５．４≧１３３２０／（２７３＋Ｔ）＋４８３１／（２７３＋Ｔ−１００×［Ｓｉ］）・・・（１）
但し、上記（１）式において、ＤＡ×［Ｂ］≧０．００９１２の場合はＤＡ×［Ｂ］を０．００９１２とし、上記（１）式の［Ｐ］、［Ｃ］、［Ｂ］、［Ｓｉ］はそれぞれ鋼中のＰ、Ｃ、Ｂ、Ｓｉの含有量（質量％）であり、ＤＡは旧オーステナイト粒径（μｍ）であり、Ｔは滞留温度（℃）であり、ｔは滞留温度における総滞留時間（ｓ）である。
【００３８】
あるいは、上記の成分を有するスラブに熱間圧延を施した後冷却し、巻き取る熱延を施して製造した熱延板を酸洗し、次いで最高到達温度４００℃未満の条件で焼戻しを施し、次いで、７０％以上の圧下率で冷間圧延を施し、次いで、７５０〜９５０℃に加熱し、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、Ｍｓ点〜５５０℃で３００ｓ以下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、Ｍｓ点までを１℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、以降の工程において上記（１）式を満たし、かつ２５０℃〜Ｍｓ点において０％より大きく０．０６７％以下のひずみを付与して製造する。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。以下、詳しく説明する。
【００３９】
焼鈍温度：７５０〜９５０℃
焼鈍温度が７５０℃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７５０℃以上である必要がある。一方、焼鈍温度が９５０℃を超えると粗粒化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、焼鈍温度は９５０℃以下である必要がある。
【００４０】
焼鈍保持時間：１０〜６００ｓ
本焼鈍保持時間が１０ｓ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以上であることが好ましく、３０ｓ以上であることがより好ましい。一方、焼鈍保持時間が６００ｓを超えるとオーステナイト粒界へのＰ偏析が過剰になって本実施形態に係る鋼板の耐遅れ破壊特性が得られない。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。
【００４１】
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が３℃／ｓ未満ではフェライトが過剰に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、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は１００℃／ｓ未満とすることが好ましい。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することによって算出する。
【００４２】
保持温度：Ｍｓ点〜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、保持温度がＭｓ点未満となるとマルテンサイト変態や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Ｐ分布が得られない。したがって、保持温度はＭｓ点以上である必要がある。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ことができる。
【００４３】
Ｍｓ点〜５５０℃での保持時間：３００ｓ以下
Ｍｓ点以上５５０℃以下での保持時間が３００ｓを超えると過剰な炭化物を含まないベイナイトが生成し、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、Ｍｓ点以上５５０℃以下での保持時間は３００ｓ以下である必要がある。Ｍｓ点以上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Ｍｓ点以上５５０℃以下の範囲であれば温度一定である必要はなく、冷却や加熱をしてもよい。
【００４４】
Ｍｓ点までの平均冷却速度：１℃／ｓ以上
Ｍｓ点までの平均冷却速度が１℃／ｓ未満では、冷却中に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Ｐ分布が得られない。したがって、Ｍｓ点までの平均冷却速度は１℃／ｓ以上である必要がある。平均冷却速度は、冷却開始温度とＭｓ点との温度差を冷却開始温度からＭｓ点までの冷却に要した時間で除することで算出する。
【００４５】
２５０℃〜Ｍｓ点において付与されるひずみ：０％より大きく０．０６７％以下
マルテンサイト変態させる際のひずみ付与により旧オーステナイト粒界へのＰ偏析を抑制できる。一方、付与するひずみが０．０６７％を超えると、逆にＰ偏析量が増大して本実施形態に係る鋼板のＰ分布が得られない。２５０℃未満の温度域で、ひずみを付与しても、このような効果が得られない。したがって、２５０℃以上Ｍｓ点以下において０．０００％より大きく０．０６７％以下のひずみを付与する必要がある。２５０℃以上Ｍｓ点以下において付与するひずみの下限は０．０１０％であることが好ましい。ひずみ付与の方法は特に限定せず、張力付与やロール等でも曲げによるものでもよい。
【００４６】
Ｍｓ点までを１℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却した後の冷却工程において下記（１）式を満たす。
【００４７】
Ｌｏｇｅ（［Ｐ］×［Ｃ］×（８．６５−４７４×ＤＡ×［Ｂ］）×ｔ）＋３５．４≧１３３２０／（２７３＋Ｔ）＋４８３１／（２７３＋Ｔ−１００×［Ｓｉ］）・・・（１）
但し、上記（１）式において、ＤＡ×［Ｂ］≧０．００９１２の場合はＤＡ×［Ｂ］を０．００９１２とし、上記（１）式の［Ｐ］、［Ｃ］、［Ｂ］、［Ｓｉ］はそれぞれ鋼中のＰ、Ｃ、Ｂ、Ｓｉの含有量（質量％）であり、ＤＡは旧オーステナイト粒径（μｍ）であり、Ｔは滞留温度（℃）であり、ｔは滞留温度における総滞留時間（ｓ）である。
【００４８】
Ｍｓ点までを１℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却した後の冷却工程が（１）式を満たすことで旧オーステナイト粒界へのＰ偏析を抑制し、実施形態に係る鋼板の優れた耐遅れ破壊特性が得られる。Ｍｓ点までを１℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却した後の冷却工程が（１）式を満たす限り、等温保持や再加熱を施してもよい。Ｍｓ点までを１℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却した後の冷却工程が（１）式を満たすか否かは、例えば、Ｋ℃／ｓで連続冷却した場合は各温度で１／Ｋ秒保持されたものと見なし、１℃ごとに（１）式を計算して（１）式が成立するか否かを判定してよい。
【００４９】
焼戻しの最高到達温度：４００℃未満
本実施形態において冷間圧延前の熱延板に冷間圧延性改善などを目的として熱処理を施してもよい。この場合、熱延板の熱処理において最高到達温度が４００℃以上となると熱延板組織の旧オーステナイト粒界へのＰの偏析が顕著になる。このＰの偏析は、冷間圧延によっても緩和されない。そして、その後の焼鈍においてもこれが引き継がれ、耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、熱延板を熱処理する場合、その最高到達温度は４００℃未満である必要がある。下限温度は規定しなくてよいが、熱延板軟質化のためには１００℃以上とすることが好ましい。
【００５０】
冷間圧下率：７０％以上
最高到達温度を４００℃未満とした条件で熱延板の熱処理を施す場合、７０％以上の圧下率で冷間圧延を施す必要がある。冷間圧延の圧下率が７０％未満では熱延板の熱処理時に生じた旧オーステナイト粒径へのＰ偏析が十分に緩和されず、後述する実施例に記載の耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、上記条件で熱延板を熱処理した場合の冷間圧下率は７０％以上である必要がある。
【００５１】
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。
【００５２】
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。
【００５３】
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（１）式を満たす範囲で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】
【００５４】
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。【００５５】
【表１】
0006760525.tif 000002
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）１〜３１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。めっき後からＭｓ点までは３℃／ｓの平均冷却速度で冷却した。一部はさらに焼戻し熱処理を施した。ひずみは張力付与により行った。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。鋼板Ｆは、めっき前にＭｓ点以下になったのでめっき後のひずみ量の規定の対象外とし、表２の「２５０℃〜Ｍｓでの付与ひずみ量」の列に「−」を記載した。（１）式におけるＤＡ（旧オーステナイト粒径）は、鋼板の板幅中央部の圧延方向断面の１／４ｔ部の旧オーステナイト粒径をＪＩＳ（日本工業規格）  Ｇ  ０５５１：２０１３の規定に準拠して測定した。表２の「（１）式合否」の列の「〇」は（１）式を満たすことを意味し、「×」は（１）式を満たさないことを意味する。【００５６】
【表２】
0006760525.tif 000003
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、耐遅れ破壊特性を評価した。
＜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１１００ＭＰａ以上を合格とした。
＜耐遅れ破壊特性＞
圧延方向と平行となる方向を幅方向として、焼鈍板から平行部幅が６ｍｍ、平行部長さが１５ｍｍの試験片を採取した。試験片は全面研削し、板厚１．０ｍｍで評価した。これを３質量％ＮａＣｌと、３ｇ／ｌのＮＨ４ＳＣＮの溶液に浸漬させ、印加電流密度を０および０．０５ｍＡ／ｃｍ２として２４ｈｒ保持後、引張速度を５μｍ／ｍｉｎとしたＳＳＲＴ試験を開始し、破断した時点で試験を終了した。印加電流密度を０ｍＡ／ｃｍ２とした条件でのＴＳに対する、印加電流密度を０．０５ｍＡ／ｃｍ２とした条件でのＴＳの比を応力比とし、当該応力比が０．７０以上であった場合に耐遅れ破壊特性を「○」とし、応力比が０．７０未満であった場合に耐遅れ破壊特性を「×」とした。【００５７】
鋼組織、旧オーステナイトの平均粒径および旧オーステナイト粒界におけるＰのオージェ電子スペクトルのピーク高さに対する旧オーステナイト粒界から５ｎｍ以上離れた位置におけるＰのオージェ電子スペクトルのピーク高さの比は、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。【００５８】
【表３】
0006760525.tif 000004
発明例では、ＴＳが１１００ＭＰａ以上で優れた耐遅れ破壊特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、耐遅れ破壊特性のいずれか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６０〜１００％であり、旧オーステナイトの平均粒径が１５μｍ以下であり、鋼板表層から板厚方向に３００〜４００μｍの範囲において、旧オーステナイト粒界におけるＰのオージェ電子スペクトルのピーク高さに対する旧オーステナイト粒界から５ｎｍ以上離れた位置におけるＰのオージェ電子スペクトルのピーク高さの比が０．２０以上である鋼組織と、を有し、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を有する。