JP5636727B2 - 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。具体的には、本発明は、曲げ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に関し、特に、自動車の車体のようにプレス成形、その中でも、従来困難であった曲げ成形が必要不可欠となる用途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。ここで、本発明において、「溶融亜鉛めっき鋼板」には「合金化溶融亜鉛めっき鋼板」が含まれ、「高強度溶融亜鉛めっき鋼板」には「高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板」が含まれる。

近年、地球環境保護のために自動車の燃費向上が求められており、車体の軽量化および乗員の安全性確保のため、引張強度が５９０ＭＰａ以上である高強度鋼板、特に、防錆性を考慮した部材では、高強度溶融亜鉛めっき鋼板へのニーズが高まっている。

しかし、自動車用部材に供される鋼板は、高強度であるだけでは不十分であり、部品製造時に要求されるプレス成形性を満足するものでなければならない。とりわけ、部品の成形プロセスを考慮すると、曲げ成形の使用頻度が最も高く、それによって様々な形状の部品に成形されるので、曲げ性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板が必要になる。しかしながら、鋼板強度の上昇に伴い、曲げ性は劣化する。

高強度鋼板の曲げ性の改善については、従来、鋼組織の制御というアプローチがとられ、特許文献１に記載されているように、低温変態生成相の硬さを低下させ、フェライト相との硬度差を小さくすることが良いとされている。

しかしながら、高強度化を目的として、易酸化元素であるＭｎやＳｉを多量に含有させた鋼板を溶融亜鉛めっき設備で焼鈍すると、非特許文献１に記載されているように、表面に形成するＭｎ酸化物によって、溶融亜鉛めっきの濡れ性が著しく劣化する。

一方、高強度鋼板の濡れ性改善については、特許文献２に記載されているように、焼鈍雰囲気の露点を上げる、または、鋼中にＮｉを添加することによって、ＭｎやＳｉを内部酸化させることが良いとされている。しかしながら、図１に示すように、鋼中の内部酸化物は不均一変形を助長するので、加工部の表面に微細な亀裂が出現しやすくなり、曲げ性そのものが著しく劣化する。したがって、特許文献１と特許文献２により開示された技術を融合させても、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の曲げ性を改善することは不可能である。

曲げ性に優れた高強度薄鋼板として、表層部のみフェライト主体の組織とする鋼板が提案されている。例えば、特許文献３には、表層部にＣ：０．１質量％以下の軟質層を片面で３〜１５体積％含む超高強度冷延鋼板が開示されている。この鋼板は、脱炭焼鈍によって、表層部が軟質化することによって、密着曲げが可能となり、優れた曲げ性を示している。また、特許文献４には、鋼板の表層にフェライトを主体とする層を有し、内層にマルテンサイトとベイナイト主体とする層を有する超高強度冷延鋼板が開示されている。この鋼板は、脱炭焼鈍によって、表層がフェライト主体となることによって、局所的なくびれの抑制を抑制されることによって、優れた延性およぶ曲げ性を示している。しかしながら、図２に示すように、鋼板表面を脱炭させると、同時に、内部酸化物の形成も顕著となり、本質的に不均一変形しやすい鋼板が得られやすくなるので、安定して、良好な曲げ性の鋼板を製造することができない。なお、図２において、結晶粒が成長している領域が脱炭に基づくフェライトであり、画像上粒界が低輝度で示されている領域が内部酸化物を有する内部酸化層である。また、脱炭させることによって、密着曲げが可能であったとしても、多数の亀裂が亜鉛めっき被膜を損傷させ、曲げ加工部の耐食性を著しく劣化させる。

特開昭６２−１３５３３号公報 特表２００６−５１７２５７号公報 特開平５−１９５１４９号公報 特開平１０−１３０７８２号公報

日新製鋼技報、Ｎｏ．７７（１９９８）、Ｐ１

本発明は、上述したように従来の技術では製造することが困難であった、引張強度が５９０ＭＰａ以上で曲げ性および加工部の耐食性に優れる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。

ここで、「曲げ性に優れる」とは、１８０゜曲げ試験の最小曲げ半径が２．０ｔ以下であって、目視レベルで加工後の表面に亀裂が出現しないことを意味する。したがって、特に断りがない限り、本明細書における曲げ性はそのような物性、実部材の観察によって評価される。なお、本発明に係る溶融亜鉛めっき鋼板を、自動車用補強部材の代表例であるメンバー類やピラー類のような、より複雑な形状の部品に適用するには、１８０゜曲げ試験の最小曲げ半径が２．０ｔ以下であって、目視レベルで加工後の表面に亀裂が出現せず、引張試験によって得られる（ＴＳ×Ｅｌ）値が１６０００ＭＰａ・％以上であることが好ましい。一方、これらの部品をさらに軽量化するためには、引張強度が９８０ＭＰａ以上であることが好ましい。

本発明は、溶融亜鉛めっき鋼板において、従来の技術では困難であった、内部酸化物に起因する曲げ割れの発生やめっき被膜の損傷を抑制できるように、化学組成および製造条件を見直して最適化することによって、図３左に示される画像のように、内部酸化層の成長に対して、脱炭層の成長を著しく速め、所望の表面近傍組織とすることができ、これによって、引張強度が５９０ＭＰａ以上の曲げ性および加工部の耐食性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができるという知見に基づくものである。

なお、図３左に示される画像は、７００℃以上７８０℃以下の温度域を０．５℃／秒で、化学組成が０．１９％Ｃ−１．０２％Ｓｉ−１．５１％Ｍｎ−０．０１２％Ｐ−０．００２％Ｓ−０．０２９％Ａｌ−０．００３９％Ｎ（残部Ｆｅおよび不純物、以下同じ。本明細書においては特に断りがない限り組成に関する「％」は「質量％」を意味するものとする。）の鋼板を加熱した本発明例に相当する焼鈍板の断面組織を示す画像である。図３左に示される鋼は、図２に示される鋼に比べて、脱炭により形成されたフェライト領域における内部酸化層の厚さが薄く、内部酸化物の成長に比べて脱炭が優先的に生じていたことが理解される。

また、図３右に示される画像は、７００℃以上７８０℃以下の温度域を４℃／ｓで、化学組成が０．１８％Ｃ−０．０２％Ｓｉ−１．４９％Ｍｎ−０．０１１％Ｐ−０．００２％Ｓ−０．０３２％Ａｌ−０．００４２％Ｎの鋼板を加熱した比較例に相当する焼鈍板の断面組織を示す画像である。

本発明は、鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を備える引張強度が５９０ＭＰａ以上の溶融亜鉛めっき鋼板において、この鋼板が、質量％で、Ｃ：０．０３％以上０．２０％以下、Ｓｉ：０．００５％以上２．０％以下、Ｍｎ：１．２％以上３．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上１．０％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｂｉ：０．０５％以下、残部Ｆｅおよび不純物を含有する化学組成を有するとともに、この鋼板は、めっき層と母相との界面から鋼板側に形成する内部酸化層の最大深さ：Ｘ（μｍ）と同界面から鋼板側に形成するフェライトを８０面積％以上含有する鋼組織を有する領域の平均厚み：Ｙ（μｍ）が下記（１）および（２）式を満たすことを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板である。
Ｙ／Ｘ≧４ （１）
Ｙ≧５ （２）

これらの本発明に係る溶融亜鉛めっき鋼板では、化学組成が、質量％で、Ｔｉ：０．５％以下、Ｎｂ：０．５％以下およびＶ：０．５％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上をさらに含有することが好ましい。

これらの本発明に係る溶融亜鉛めっき鋼板では、化学組成が、質量％で、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｃｕ：１％以下およびＮｉ：１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上をさらに含有することが好ましい。

これらの本発明に係る溶融亜鉛めっき鋼板では、化学組成が、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下およびＺｒ：０．０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上をさらに含有することが好ましい。

これらの本発明に係る溶融亜鉛めっき鋼板では、化学組成が、質量％で、Ｂ：０．０１％以下をさらに含有することが好ましい。
これらの本発明に係る溶融亜鉛めっき鋼板では、残留オーステナイトを３．０面積％以上１５面積％以下含有する鋼組織を有することが好ましい。

別の観点からは、本発明は、下記工程を備えることを特徴とする上述した本発明に係る溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
冷延鋼板に、７００℃以上７８０℃以下の温度域の平均加熱速度：Ａ（℃／秒）と冷延鋼板のＳｉ含有量：Ｓｉ（質量％）と冷延鋼板のＢｉ含有量：Ｂｉ（質量％）とが下記式（３）を満足し、かつ、７００℃以上７８０℃以下の温度域の露点が−３０℃以上である条件下で加熱を施し、次いで、還元雰囲気で再結晶焼鈍を施し、その後に溶融亜鉛めっきを施す連続溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
８０／Ａ×（０．６Ｓｉ＋２．１×Ｂｉ^０．２５＋１）≧２５ （３）

さらに、別の観点からは、本発明は、上述した本発明に係る製造方法により得られた溶融亜鉛めっき鋼板に４３０℃以上６００℃以下の温度域で合金化処理を施すことを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。

本発明によって、５９０ＭＰａ以上の引張強度を有し、曲げ性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。本発明に係る溶融亜鉛めっき鋼板は、産業上、特に、自動車分野において、広範に使用可能である。

特許文献２に係る発明に相当する溶融亜鉛めっき鋼板について密着曲げを行い、発煙硝酸により曲げ後の鋼板から溶融亜鉛めっき層を溶解した後に、曲げ部の鋼板表面を観察した結果を示す画像である。 特許文献４に係る発明に相当する鋼板の圧延方向断面を公知の方法により研磨し、公知の腐食液によりエッチングすることにより得た断面を観察した結果を示す画像である。 左は７００℃以上７８０℃以下の温度域を０．５℃／秒で、化学組成が０．１９％Ｃ−１．０２％Ｓｉ−１．５１％Ｍｎ−０．０１２％Ｐ−０．００２％Ｓ−０．０２９％Ａｌ−０．００３９％Ｎの鋼板を加熱した本発明例に相当する焼鈍板断面組織を示す画像であり、右は７００℃以上７８０℃以下の温度域を４℃／ｓで、化学組成が０．１８％Ｃ−０．０２％Ｓｉ−１．４９％Ｍｎ−０．０１１％Ｐ−０．００２％Ｓ−０．０３２％Ａｌ−０．００４２％Ｎの鋼板を加熱した比較例に相当する焼鈍板断面組織を示す画像である。

以下、本発明を実施するための形態を説明する。
１．化学組成
はじめに、本発明に係る溶融亜鉛めっき鋼板の好ましい化学組成を上述のように規定した理由を説明する。

（Ｃ：０．０３％以上０．２０％以下）
Ｃは、強度向上に寄与する元素であり、鋼板の引張強度を５９０ＭＰａ以上にするために、０．０３％以上含有させる。しかし、０．２０％を超えてＣを含有させると溶接性が劣化する。このため、Ｃ含有量は０．０３％以上０．２０％以下とする。なお、Ｃ含有量は好ましくは０．０６％以上であり、このようにすることによって引張強度を９８０ＭＰａ以上にすることが容易になる。

（Ｓｉ：０．００５％以上２．０％以下）
Ｓｉは、延性をさほど劣化させることなく、あるいは延性を向上させて、強度向上に寄与する元素であり、本発明では０．００５％以上含有させる。ただし、２．０％を超えてＳｉを含有させると、めっきの濡れ性やめっきの密着性が劣化する。このため、Ｓｉ含有量は、０．００５％以上２．０％以下とする。ここで、Ｓｉは不均一変形を助長する元素であるが、後述するように、焼鈍条件を最適化させることによって、このようなＳｉの悪影響が緩和され、曲げ性および加工部耐食性の劣化が抑制されて、強度向上が達成される。なお、０．３％以上のＳｉを含有させると、ＴＲＩＰ効果によって延性が一層向上する。このため、Ｓｉ含有量は０．３％以上とすることが好ましい。

（Ｍｎ：１．２％以上３．０％以下）
Ｍｎは、強度向上に寄与する元素であり、鋼板の引張強度を５９０ＭＰａ以上にするために１．２％以上含有させる。ただし、３．０％を超えてＭｎを含有させると、転炉における鋼の溶解や精錬が困難になるだけでなく、溶接性が劣化する。このため、Ｍｎ含有量は１．２％以上３．０％以下とする。ここで、Ｍｎは不均一変形を助長する元素であるが、後述するように、焼鈍条件を最適化させることによって、このようなＭｎの悪影響が緩和され、曲げ性および加工部耐食性の劣化が抑制されて、強度向上が達成される。なお、引張強度を９８０ＭＰａ以上にするには、Ｍｎを２．０％以上含有させることが好ましい。

（Ｐ：０．１％以下）
Ｐは、一般には不可避的に含有される不純物であるが、固溶強化元素でもあり、鋼板の強化に有効であるので、積極的に含有させてもかまわない。しかしながら、Ｐ含有量が０．１％超となると溶接性の劣化が著しくなる。このため、Ｐ含有量は０．１％以下とする。より確実に鋼板を強化するには、Ｐ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。

（Ｓ：０．０１％以下）
Ｓは、鋼に不可避的に含有される不純物であり、曲げ性および溶接性の観点からは低いほど好ましい。このため、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。好ましくは０．００５％以下である。さらに好ましくは０．００３％以下である。

（ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上１．０％以下）
Ａｌは、鋼を脱酸させるために添加される元素であり、Ｔｉ等の炭窒化物形成元素の歩留まりを向上させるのに有効に作用する元素でもあるので、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。ただし、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が１．０％を超えると、溶接性が劣化するとともに、酸化物系介在物が増加するために表面性状が劣化する。このため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００３％以上１．０％以下とする。なお、好ましくは０．０２％以上０．２％以下である。

（Ｎ：０．０１％以下）
Ｎは、鋼に不可避的に含有される不純物であり、曲げ性の観点からは低いほど好ましい。そのため、Ｎ含有量は０．０１％以下とする。好ましくは０．００６％以下である。

（Ｂｉ：０．０００１％以上０．０５％以下）
Ｂｉは、脱炭を加速し、ＳｉおよびＭｎを多量に含有させても、曲げ性の劣化を抑制する元素であり、必要に応じて含有させることができる任意元素である。ただし、０．０５％を超えてＢｉを含有させると、熱間加工性が劣化し、熱間圧延が困難になる。このため、Ｂ含有量は０．０５％以下とすることが好ましい。上記効果をより確実に得るには、０．０００１％以上含有させることが好ましく、０．０００５％以上含有させることがさらに好ましい。

（Ｔｉ：０．５％以下、Ｎｂ：０．５％以下およびＶ：０．５％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上）
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、いずれも、強度向上に寄与する元素であり、必要に応じて含有させることができる任意元素である。９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保するには、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの１種または２種以上を含有させることが有効である。ただし、それぞれ０．５％を超えて含有させると、Ｔｉ、ＮｂやＶを含む介在物が増加するために表面性状が劣化する。このため、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量はそれぞれ０．５％以下とすることが好ましい。上記効果をより確実に得るには、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの何れかの元素を０．００３％以上含有させることが好ましい。

（Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｃｕ：１％以下およびＮｉ：１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上）
Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉは、いずれも、強度向上に寄与する元素であり、必要に応じて含有させることができる任意元素である。９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保するには、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉの１種または２種以上含有させることが有効である。ただし、それぞれ１％を超えてＣｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉを含有させても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄であるだけでなく、熱延鋼板が硬質となって冷間圧延を行うことが困難となる。このため、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉの１種または２種以上を上記の量で含有することが好ましい。上記効果をより確実に得るには、いずれかの元素を０．０１％以上含有させることが好ましい。

（Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下およびＺｒ：０．０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上）
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭおよびＺｒは、いずれも、介在物制御、特に介在物の微細分散化に寄与し、曲げ性をさらに向上させる元素であり、必要に応じて含有させることができる任意元素である。しかし、過剰に含有させると表面性状を劣化させるため、それぞれの元素の含有量を０．０１％以下とすることが好ましい。上記効果をより確実に得るには、いずれかの元素を０．００１％以上含有させることが好ましい。
ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、上記ＲＥＭの含有量は、これらの元素の合計含有量を意味する。ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。

（Ｂ：０．０１％以下）
Ｂは、強度向上に寄与する元素であり、必要に応じて含有させることができる任意元素である。９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保するには、Ｂを含有させることが有効である。ただし、０．０１％を超えてＢを含有させると、熱延鋼板が硬質となって冷間圧延を行うことが困難となる。このため、Ｂ含有量は０．０１％以下とすることが好ましい。上記効果をより確実に得るには、０．０００５％以上含有させることが好ましい。

２．鋼組織
次に、本発明に係る溶融亜鉛めっき鋼板を構成する鋼板の鋼組織の限定理由について説明する。

本発明に係る溶融亜鉛めっき鋼板の鋼組織における新規な最大の特徴は、溶融亜鉛めっき層と鋼板との界面から鋼板側に形成される内部酸化層の平均深さ：Ｘ（μｍ）と上記界面から鋼板側に形成されるフェライトを８０面積％以上含有する鋼組織を有する領域の平均厚み：Ｙ（μｍ）とが下記式（１）および（２）を満足する点である。
Ｙ／Ｘ≧４ （１）
Ｙ≧５ （２）

Ｙ／Ｘが４未満である、または、Ｙが５未満であると、不均一変形が助長され、鋼板の引張強度を５９０ＭＰａ以上にし、さらに、曲げ性および加工部の耐食性を良好にすることが不可能になる。Ｙ／Ｘが４以上であり、かつ、Ｙが５以上であると、曲げ性および加工部の耐食性の劣化を抑制しながら、５９０ＭＰａ以上の引張強度を達成することが可能となる。

さらに、（ＴＳ×Ｅｌ）値が１６０００ＭＰａ・％以上の優れた延性を得るために、鋼板の鋼組織は、面積率で評価した分率で、残留オーステナイトの割合が３．０％以上１５％以下であることが好ましい。残留オーステナイトは、ＴＲＩＰ効果により、延性を低下させることなく強度向上に寄与する。しかし、残留オーステナイトの面積率が過剰の鋼組織になると、ＴＲＩＰにより生成するマルテンサイトの量が多くなり、その組織界面にてマイクロクラックが発生しやすくなり、伸びフランジ性が劣化する。このため、残留オーステナイトの面積率を３．０％以上１５％以下とすることが好ましい。

３．製造方法
続いて、本発明に係る溶融亜鉛めっき鋼板の好適な製造方法を説明する。
上記した鋼組成を有する溶鋼を転炉、電気炉等の通常公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造法でスラブ等の鋼素材とするのが好ましい。なお、連続鋳造法に代えて、造塊法、薄スラブ鋳造法などを採用してもよい。

この鋼素材に、熱間圧延を施して熱延鋼板とし、この熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする。
熱間圧延は、鋳造された鋼素材を室温まで冷却せず温片のまま加熱炉に装入して加熱した後に圧延する直送圧延、あるいは、わずかの保熱を行った後、直ちに圧延する直接圧延を行うか、あるいは、一旦、鋼素材を冷却した後に再加熱して圧延を行ってもよい。このとき、粗圧延後、仕上圧延前の粗バーに対して、誘導加熱等により全長の温度均一化を図ると、特性変動を抑制することができるので好ましい。

好ましくは、上記連続鋳造工程により得られたスラブに、１２００℃以上１３５０℃以下の温度域に２０分間以上保持する均質化処理を施し、次いで、仕上温度：８００℃以上９５０℃以下、巻取温度：４００℃以上７５０℃以下の熱間圧延を施して熱延鋼板とし、この熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とすることである。

（均質化処理温度：１２００℃以上１３５０℃以下、均質化処理時間：２０分間以上３時間以下）
熱間圧延に供するスラブには、１２００℃以上１３５０℃以下の温度域に２０分間以上保持する均質化処理を施すことが好ましい。熱間圧延に供するスラブを１２００℃以上の温度域に２０分間以上保持することにより、Ｍｎの偏析に起因する不均一組織がさらに解消され、さらに曲げ性を向上させることができる。なお、均質化処理温度は１３５０℃以下とすることが、スケールロスの抑制、加熱炉損傷の防止および生産性の向上といった観点から好ましい。また、均質化処理時間を３時間以下とすることも、スケールロスの抑制、生産性の向上といった観点から好ましい。

（仕上温度：８００℃以上９５０℃以下）
仕上温度は８００℃以上９５０℃以下とすることが好ましい。仕上温度を８００℃以上とすることにより、熱間圧延時の変形抵抗が小さくなり、操業をより容易に行うことができる。また、仕上温度を９５０℃以下とすることにより、スケールによる疵をより確実に抑制することができ、良好な表面性状を確保することができる。

（巻取温度：４００℃以上７５０℃以下）
巻取温度は４００℃以上７５０℃以下とすることが好ましい。巻取温度を４００℃以上とすることにより、硬質なベイナイトやマルテンサイトの生成が抑制され、その後の冷間圧延が容易になる。また、巻取温度を７５０℃以下とすることにより、鋼板表面の酸化が抑制され、良好な表面性状を確保することができる。

なお、熱間圧延工程においては、粗圧延後仕上圧延前の粗バーに対して、誘導加熱等により粗バー全長の温度均一化を図ると、特性変動を抑制することができるので好ましい。
なお、連続焼鈍後の鋼板の組織を均一にするには、冷間圧延の圧下率は３０％以上とすることが好ましい。また、酸洗の前もしくは後に、圧下率５％以下の軽度の圧延を施して形状を修正すると平坦確保の観点から好ましい。また、このような軽度の圧延を酸洗の前に施すと、酸洗性が向上し、表面濃化元素の除去が促進され、表面性状を向上させることができる。

上記熱間圧延工程および冷間圧延工程により得られた冷延鋼板に、７００℃以上７８０℃以下の温度域の平均加熱速度：Ａ（℃／秒）、Ｓｉ含有量：Ｓｉ（質量％）およびＢｉ含有量：Ｂｉ（質量％）が下記式（３）を満足し、かつ、７００℃以上７８０℃以下の温度域の露点が−３０℃以上である条件下で加熱を施し、次いで、還元雰囲気で再結晶焼鈍を施し、その後に溶融亜鉛めっき処理を施す。合金化処理を施す場合には、４３０℃以上６００℃以下の温度域で行う。

（７００℃以上７８０℃以下の温度域の平均加熱速度、Ｓｉ含有量およびＢｉ含有量の関係：（３）式の範囲内、かつ７００℃以上７８０℃以下の温度域の露点：−３０℃以上）
７００℃以上７８０℃以下の温度域の平均加熱速度：Ａ（℃／秒）、Ｓｉ含有量：Ｓｉ（質量％）およびＢｉ含有量：Ｂｉ（質量％）が下記式（３）を満足し、かつ、７００℃以上７８０℃以下の温度域の露点を−３０℃以上とすることが好ましい。
８０／Ａ×（０．６Ｓｉ＋２．１×Ｂｉ^０．２５＋１）≧２５ （３）

Ａ、ＳｉおよびＢｉが下記（３）式の範囲を満足することにより、脱炭層の成長を内部酸化層の成長より著しく促進させ、曲げ性を向上させることができる。さらに、７００℃以上７８０℃以下の温度域の露点を−３０℃以上とすることにより、めっきの濡れ性を向上させることができる。なお、溶融亜鉛めっき鋼板について良好な外観をするために、焼鈍中の水素濃度を２体積％以上１５体積％以下とすることが好ましい。

（再結晶焼鈍温度：８００℃以上９５０℃以下）
焼鈍温度は、８００℃以上９５０℃以下とすることが好ましい。焼鈍温度を８００℃以上とすることにより、未再結晶の残存が抑制され、均一な組織を確実に得ることができ、さらに曲げ性を向上させることができる。また、焼鈍温度を９５０℃以下とすることにより、焼鈍炉の損傷を抑制して、生産性を向上させることができる。

なお、未再結晶を完全に除去し、良好な曲げ性を安定して確保するには、焼鈍時間を１０秒間以上とすることが好ましい。また、生産性の観点からは、焼鈍時間を３００秒間以内とすることが好ましい。

再結晶焼鈍後、亜鉛めっき浴に浸漬する過程で冷却されるが、この場合の平均冷却速度はその最高到達温度から７００℃までを１℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下とし、引き続いて、７００℃から冷却停止温度までを３℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下とすることが好ましい。７００℃までを１℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下で冷却することにより、フェライトが生成し、所望のオーステナイト分率を容易に得ることができる。一方、７００℃から冷却停止温度までを３℃／ｓ以上で冷却することにより、強度低下を抑制することができる。また、冷却停止温度までを５０℃／ｓ超で冷却するには、連続溶融亜鉛めっき設備の大幅な改造が必要となり、製造コストが高まるので、５０℃／ｓ以下とすることが好ましい。

冷却停止温度は［亜鉛めっき浴温度−２０℃］以上［亜鉛めっき浴温度＋１００℃］以下の温度域とすることが好ましい。冷却停止温度が［亜鉛めっき浴温度−２０℃］未満であると、めっき浴浸入時の抜熱が大きく、操業が困難となる。一方、冷却停止温度が［亜鉛めっき浴温度＋１００℃］よりも高いと、めっき浴の温度上昇に伴い、操業が困難となる。溶融亜鉛めっきは、常法に従って、４１０℃以上４９０℃以下の溶融亜鉛めっき浴中に焼鈍した鋼板を浸漬することにより行う。

（合金化処理温度：４３０℃以上６００℃以下）
合金化処理を施す場合には、めっき浴浸漬後に４３０℃以上６００℃以下の温度域で行う。合金化処理温度が４３０℃未満では、合金化未処理部のムラが発生し、鋼板の表面性状が劣化する。一方、合金化処理温度が６００℃を超えると、大部分の硬質第二相が焼き戻り、所望の引張強度が得られない。なお、合金化処理温度が５８０℃を超えると、オーステナイトの分解が促進され、所望のオーステナイト分率が得られない。さらに、合金化処理温度を５００℃以上５３０℃以下とし、かつ合金化処理時間を１０秒間以上６０秒間以下とすれば、合金化度（めっき層のＦｅ含有量）を８質量％以上１３質量％以下として、めっきの密着性を向上させることが容易になるので好ましい。

連続溶融亜鉛めっき処理後には、伸び率０．０５％以上１％以下の調質圧延を施すことが好ましい。調質圧延によって降伏点伸びの発生を抑制するとともに、プレス時の焼付けやかじりを防止することができる。

上述した製造方法により、鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を備える溶融亜鉛めっき鋼板において、溶融亜鉛めっき層と鋼板との界面から鋼板側に形成される内部酸化層の平均深さ：Ｘ（μｍ）と上記界面から鋼板側に形成されるフェライトを８０面積％以上含有する鋼組織を有する領域の平均厚み：Ｙ（μｍ）とが下記式（１）および（２）を満足することを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板を容易に製造することができる。
Ｙ／Ｘ≧４ （１）
Ｙ≧５ （２）

このようにして、本発明により、従来の技術では製造することが困難であった、引張強度が５９０ＭＰａ以上で曲げ性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法が提供される。

さらに、本発明を、実施例を参照しながらより具体的に説明する。
表１に示す化学組成を有する鋼を転炉で溶製し、厚みが２４５ｍｍのスラブを作製した。さらに、表２に示す条件にて熱間圧延を施し、その後酸洗を施し、さらに表２に示す条件にて冷間圧延を施し、板厚が１．２ｍｍの冷延鋼板とした。

得られた冷延鋼板からめっき用試験材を採取し、表３に示す条件にて焼鈍、冷却し、溶融した亜鉛浴に浸漬し、めっきを施した。一部の試料には、引き続き表３の温度で合金化処理を施し、この温度で１０秒間保持した。こうして得られためっき鋼板の外観を目視にて観察し、めっきがはじいて不めっきとなっている部分があるか否かの観点でめっき性の評価を行った。評価基準は、不めっき部分があるものを不良、ないものを良好とした。

めっき性の評価以外の評価のための試験鋼板は次の方法により得た。
上記の冷間圧延により得られた冷延鋼板から熱処理用試験材を採取し、表３に示される連続溶融亜鉛めっき設備におけるヒートパターンに相当する焼鈍を施した。冷却停止温度で保持した後の熱処理は、想定めっき浴温を４６０℃として、この温度まで５秒間かけて冷却し、この温度で１０秒間保持し、その後１０℃／ｓの冷却速度で室温まで冷却した。合金化処理を模擬するものは、上記想定めっき浴温に保持したのちに、さらに５秒間かけて合金化処理温度まで昇温し、この温度で１０秒間保持し、その後１０℃／ｓの冷却速度で室温まで冷却した。

各種製造条件で得られた焼鈍冷延鋼板に対して、組織観察により内部酸化層の最大深さとフェライトを８０面積％以上含有する鋼組織を有する領域の平均厚みを評価した。鋼組織は鋼組成とめっき浸漬までの熱処理の影響を受けるので、めっき処理を施さなくても、めっき処理した場合と同じ鋼組織が得られる。したがって、めっき層と母相の界面から鋼板側に形成する内部酸化層の最大深さは、鋼板表面からの内部酸化層の最大深さ、同界面から鋼板側に形成するフェライトを８０面積％以上含有する鋼組織を有する領域の平均厚みは、鋼板表面からフェライトを８０面積％以上含有する鋼組織を有する領域の平均厚みになる。

得られた焼鈍冷延鋼板（以下、「焼鈍板」と略記する。）に対して、引張試験や、曲げ稜線が圧延方向となるような曲げ試験を実施し、機械特性を評価した。
（内部酸化層の最大深さ）
各種焼鈍板の圧延方向から試験片を採取し、内部酸化物をＥＰＭＡで確認した。具体的には、断面の一領域をＥＰＭＡによりＯ（酸素）のマッピング画像を測定するとともに、断面における同じ領域を光学顕微鏡あるいは電子顕微鏡により観察して画像を得た。これらの画像を対比して、酸化物が粒界に形成された組織を特定し、特定された組織による領域である内部酸化層の深さを光学顕微鏡あるいは電子顕微鏡による画像により測定した。この作業を視野長さが２００μｍの範囲において実施し、その範囲における内部酸化層の最大深さを測定した。

（フェライトを８０面積％以上含有する鋼組織を有する領域の平均厚み）
各種焼鈍板の圧延方向から試験片を採取し、圧延方向断面の組織を光学顕微鏡あるいは電子顕微鏡で撮影した。画像解析によりフェライトの面積率を測定し、その面積率が８０面積％以上含有する鋼組織を有する領域の平均厚みを測定した。

（残留オーステナイトの面積率の測定）
各種焼鈍板に板厚の（１／４）分減厚するための化学研磨を施し、化学研磨後の表面に対しＸ線回折を施し、得られたプロファイルを解析し、残留オーステナイトの面積率を測定した。

（引張試験）
各種焼鈍板から、圧延方向に対して直角方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張強度（ＴＳ）と全伸び（Ｅｌ）を測定した。

（曲げ試験）
各種焼鈍板から、曲げ稜線が圧延方向となるように、圧延方向に対して直角方向が長手方向となる曲げ試験片（幅４０ｍｍ×長さ１００ｍｍ×板厚１．２ｍｍ）を採取した。４．８ｍｍの鋼板を挟んだ１８０゜曲げ試験を実施し、割れの有無を目視にて確認した。割れが無い試験片に対して、前回より１．２ｍｍだけ薄い３．６ｍｍの鋼板を挟んだ１８０゜曲げ試験を実施し、同様に割れの有無を確認した。さらに、割れが無い試験片に対して、前回より１．２ｍｍだけ薄い２．４ｍｍの鋼板を挟んだ１８０゜曲げ試験を実施し、同様に割れの有無を確認した。さらに、割れが無い試験片に対して、前回より１．２ｍｍだけ薄い１．２ｍｍの鋼板を挟んだ１８０゜曲げ試験を実施し、同様に割れの有無を確認した。さらに、割れが無い場合、さらに、鋼板を挟まない密着曲げを行い、同様に割れの有無を確認した。

試験後に割れが認められない鋼板の板厚を曲げ試験片の板厚の２倍（２．４ｍｍ）で割ることにより、板厚（ｔ）で規格した最小曲げ半径（表４にＲｍｉｎと表示）を算出した。

以上の評価の結果を表４に示す。
なお、表１〜４において下線を付された数値は、その数値により示される含有量、条件、または機械特性が本発明の範囲外であることを示している。

表４における供試材Ｎｏ．３〜４、９、１５、１８〜２０、２２、２５、２７〜３０、３３および３５〜３７は、いずれも、上記（１）および（２）式を満たし、引張強度が５９０ＭＰａ以上であり曲げ性に優れていた。

これに対し、供試材Ｎｏ．１は、Ｓｉ含有量が上限を超えるため、めっき性が悪かった。
供試材Ｎｏ．５、８、１１と２６は、上記（３）式の範囲から外れ、上記（１）または（２）式を満たさないので、曲げ性が悪かった。

供試材Ｎｏ．１２は、Ｃ含有量が本発明で規定する範囲の下限を下回り、また供試材Ｎｏ．３４はＭｎ含有量が本発明で規定する範囲の下限を下回るため、所望の引張強度が得られなかった。なお、供試材Ｎｏ．１２は観察領域全面において、フェライトの面積率が８０％以上であった。

供試材Ｎｏ．１６は、合金化処理温度が本発明で規定する範囲の上限を超えるため、所望の引張強度が得られなかった。
供試材Ｎｏ．３２は、露点が本発明で規定する範囲の上限を超えるため、めっき性が悪かった。

本発明例の鋼板うち、Ｓｉの含有量が上述した好ましい範囲であり、残留オーステナイトの面積率が３％以上である供試材Ｎｏ．９、１８〜２０、２２、２５、２８〜３０、３３および３５〜３７は、引張強度が５９０ＭＰａ以上であって、ＴＳ×Ｅｌ値が１６０００ＭＰａ・％以上であり、延性に優れ、曲げ性に優れた好ましい鋼板である。

さらに、Ｃ量とＭｎ量が好ましい範囲にある供試材２５、２７および２９〜３０は、引張強度が９８０ＭＰａ以上の曲げ性に非常に優れた好ましい鋼板である。

Claims (8)

1. 鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を備える引張強度が５９０ＭＰａ以上の溶融亜鉛めっき鋼板において、前記鋼板が、質量％で、Ｃ：０．０３％以上０．２０％以下、Ｓｉ：０．００５％以上２．０％以下、Ｍｎ：１．２％以上３．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上１．０％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｂｉ：０．０５％以下、残部Ｆｅおよび不純物を含有する化学組成を有するとともに、前記溶融亜鉛めっき層と前記鋼板との界面から前記鋼板側に形成される内部酸化層の最大深さ：Ｘ（μｍ）と前記界面から前記鋼板側に形成されるフェライトを８０面積％以上含有する鋼組織を有する領域の平均厚み：Ｙ（μｍ）とが下記式（１）および（２）を満足することを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。
   Ｙ／Ｘ≧４ （１）
   Ｙ≧５ （２）
2. 前記化学組成が、質量％で、Ｔｉ：０．５％以下、Ｎｂ：０．５％以下およびＶ：０．５％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上をさらに含有する、請求項１に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
3. 前記化学組成が、質量％で、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｃｕ：１％以下およびＮｉ：１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上をさらに含有する、請求項１または請求項２に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
4. 前記化学組成が、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下およびＺｒ：０．０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上をさらに含有する、請求項１から請求項３までのいずれか１項に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
5. 前記化学組成が、質量％で、Ｂ：０．０１％以下をさらに含有する、請求項２から請求項４までのいずれか１項に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
6. 前記鋼板が、残留オーステナイトを３．０〜１５面積％含有する鋼組織を有する、請求項１から請求項５までのいずれか１項に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
7. 冷延鋼板に、７００℃以上７８０℃以下の温度域の平均加熱速度：Ａ（℃／秒）と前記冷延鋼板のＳｉ含有量：Ｓｉ（質量％）および前記冷延鋼板のＢｉ含有量：Ｂｉ（質量％）とが下記式（３）を満足し、かつ、７００℃以上７８０℃以下の温度域の露点が−３０℃以上である条件下で加熱を施し、次いで還元雰囲気で再結晶焼鈍を施し、その後に溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする請求項１から請求項６までのいずれか１項に記載された溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
   ８０／Ａ×（０．６Ｓｉ＋２．１×Ｂｉ^０．２５＋１）≧２５ （３）
8. 請求項７に記載の製造方法により得られた溶融亜鉛めっき鋼板に４３０℃以上６００℃以下の温度域で合金化処理を施すことを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。