JP6763479B2 - 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、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。
近年、地球温暖化対策に伴う温室効果ガス排出量規制の観点から自動車の燃費向上が求められており、車体の軽量化と衝突安全性確保のために高強度鋼板の適用がますます拡大しつつある。特に最近では、引張強度９８０ＭＰａ以上の超高強度鋼板のニーズが高まりつつある。また、車体の中でも防錆性を要求される部位には表面に溶融亜鉛めっきを施した高強度溶融亜鉛めっき鋼板が求められる。
通常、自動車用の鋼板はプレス成形により部材形状に加工されるため、用いられる鋼板には、伸び、穴広げ性が要求される。しかしながら、一般的に鋼板を高強度化すると、伸び、穴広げ性は劣化する。
この課題を解決するためにいくつかの手段が提案されている。例えば、特許文献１では、鋼板の金属組織を、軟質組織であるフェライトと硬質組織であるマルテンサイトとを含む複合組織とすることで、強度と伸びとの両方を高めている。しかしながら、特許文献１に開示された複合組織は、軟質組織と硬質組織との組み合わせである。互いの硬度差が大きい組織から構成される複合組織は、穴広げ性に劣る。
特許文献２では、鋼板の金属組織を、フェライトおよびマルテンサイトの中間の硬さを持つ、上部ベイナイトまたは下部ベイナイトの単一組織とすることで、組織間の硬度差を低減し、強度および穴広げ性を向上させている。しかしながら、上部ベイナイトおよび下部ベイナイトは、転位を多く含むベイニティックフェライトと硬質なセメンタイトとから構成されるので、伸びに劣る。
特許文献３〜５には、残留オーステナイトの加工誘起変態（ＴＲＩＰ）を活用し、伸びと穴広げ率を改善した高強度鋼板に関する技術が開示されている。しかし、残留オーステナイトを生成するためには、鋼中の炭素量を増加せざるを得ないため、溶接性が劣化する。
このように、これまで様々な手法によって高強度鋼板の伸び、穴広げ性、曲げ性を改善しようとする取り組みがなされてきたものの、その他の実用性能を損なうことなく、上記特性を同時に向上させることは難しかった。
本発明は上記のような現状に鑑みてなされたものであり、本発明の目的は、伸び、穴広げ性、曲げ性のバランスに優れ、かつ、引張強度が９８０ＭＰａ以上の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である。
本発明の要旨は以下の通りである。
（１）質量％で、
Ｃ：０．０５０％〜０．１３０％
Ｓｉ：０．０１０％〜２．００％
Ｍｎ：１．５０％〜３．５０％
Ｐ：０．１０％以下
Ｓ：０．０１０％以下
Ｎ：０．０１０％以下
Ｏ：０．０１０％以下
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％〜１．０％
Ｔｉ：０．００５％〜０．２０％
Ｂ：０．０００５％〜０．０１０％
Ｃｒ＋２×Ｍｏ：０．１０％〜１．５０％
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、
表面から１／４厚を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲における鋼組織が、面積％で、
フェライト：１〜５０％
マルテンサイト：２０〜７０％
残留オーステナイト：０〜５％
パーライト：０〜５％
粒径０．２μｍ以上のＭＡとセメンタイトの合計：０〜５％
ベイナイト：残部
であり、かつ、フェライトまたはベイナイト粒内に孤立して存在する粒径０．２μｍ以上のＭＡまたはセメンタイトの個数密度が、１００個／１０００μｍ２以下であり、かつ、マルテンサイトの平均硬さが３３０Ｈｖ〜５００Ｈｖであることを特徴とする、高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
（２）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、
Ｖ：０．００１％〜１．００％
Ｎｂ：０．００１％〜０．２００％
のうち一種以上を含有することを特徴とする、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
（３）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、
Ｎｉ：０．００１％〜１．００％
Ｃｕ：０．００１％〜１．００％
Ｃｏ：０．００１％〜１．００％
Ｗ：０．００１％〜１．００％
Ｓｎ：０．００１％〜１．００％
Ｓｂ：０．００１％〜０．５０％
のうち一種以上を含有することを特徴とする、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
（４）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、
Ｃａ：０．０００１％〜０．０１００％
Ｍｇ：０．０００１％〜０．０１００％
Ｃｅ：０．０００１％〜０．０１００％
Ｚｒ：０．０００１％〜０．０１００％
Ｌａ：０．０００１％〜０．０１００％
Ｈｆ：０．０００１％〜０．０１００％
Ｂｉ：０．０００１％〜０．０１００％
ミッシュメタル：０．０００１％〜０．０１００％
のうち一種以上を含有することを特徴とする、本発明の、高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
（５）下記工程（Ａ）〜（Ｃ）を順に満足することを特徴とする、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（Ａ）以下の（Ａ１）〜（Ａ５）を備える熱間圧延工程
（Ａ１）スラブ加熱温度：１１５０℃以上
（Ａ２）１１５０〜１０５０℃での総圧下率：５０％以上
（Ａ３）１０５０℃未満となった時点〜仕上げ圧延最終パス前までの総圧下率：６６〜９５％
（Ａ４）仕上げ最終パスの圧下率：１０％〜３０％、仕上げ最終パス温度：８５０℃〜１０００℃
（Ａ５）巻取り温度：４５０〜７００℃
（Ｂ）２０％以上８０％以下の冷間圧延を行う工程
（Ｃ）以下の工程を備える溶融亜鉛めっき工程
（Ｃ−１）最高加熱温度：Ａｃ３−５０℃〜Ａｃ３＋５０℃、当該温度域での保持時間：１秒〜５００秒
（Ｃ−２）６００℃〜７２０℃の間の冷却速度：５℃／秒以上
（Ｃ−３）４８０℃〜６００℃での滞留時間：５〜５００秒
（Ｃ−４）４４０℃〜４８０℃での滞留時間：５〜６０秒
（Ｃ−５）めっき・合金化処理後、室温まで冷却する工程において、Ｍｓ〜１５０℃の温度域について、以下の式（１）が、３００００を超え、１５００００未満となるように冷却
（１）質量％で、
Ｃ：０．０５０％〜０．１３０％
Ｓｉ：０．０１０％〜２．００％
Ｍｎ：１．５０％〜３．５０％
Ｐ：０．１０％以下
Ｓ：０．０１０％以下
Ｎ：０．０１０％以下
Ｏ：０．０１０％以下
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％〜１．０％
Ｔｉ：０．００５％〜０．２０％
Ｂ：０．０００５％〜０．０１０％
Ｃｒ＋２×Ｍｏ：０．１０％〜１．５０％
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、
表面から１／４厚を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲における鋼組織が、面積％で、
フェライト：１〜５０％
マルテンサイト：２０〜７０％
残留オーステナイト：０〜５％
パーライト：０〜５％
粒径０．２μｍ以上のＭＡとセメンタイトの合計：０〜５％
ベイナイト：残部
であり、かつ、フェライトまたはベイナイト粒内に孤立して存在する粒径０．２μｍ以上のＭＡまたはセメンタイトの個数密度が、１００個／１０００μｍ２以下であり、かつ、マルテンサイトの平均硬さが３３０Ｈｖ〜５００Ｈｖであることを特徴とする、高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
（２）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、
Ｖ：０．００１％〜１．００％
Ｎｂ：０．００１％〜０．２００％
のうち一種以上を含有することを特徴とする、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
（３）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、
Ｎｉ：０．００１％〜１．００％
Ｃｕ：０．００１％〜１．００％
Ｃｏ：０．００１％〜１．００％
Ｗ：０．００１％〜１．００％
Ｓｎ：０．００１％〜１．００％
Ｓｂ：０．００１％〜０．５０％
のうち一種以上を含有することを特徴とする、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
（４）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、
Ｃａ：０．０００１％〜０．０１００％
Ｍｇ：０．０００１％〜０．０１００％
Ｃｅ：０．０００１％〜０．０１００％
Ｚｒ：０．０００１％〜０．０１００％
Ｌａ：０．０００１％〜０．０１００％
Ｈｆ：０．０００１％〜０．０１００％
Ｂｉ：０．０００１％〜０．０１００％
ミッシュメタル：０．０００１％〜０．０１００％
のうち一種以上を含有することを特徴とする、本発明の、高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
（５）下記工程（Ａ）〜（Ｃ）を順に満足することを特徴とする、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（Ａ）以下の（Ａ１）〜（Ａ５）を備える熱間圧延工程
（Ａ１）スラブ加熱温度：１１５０℃以上
（Ａ２）１１５０〜１０５０℃での総圧下率：５０％以上
（Ａ３）１０５０℃未満となった時点〜仕上げ圧延最終パス前までの総圧下率：６６〜９５％
（Ａ４）仕上げ最終パスの圧下率：１０％〜３０％、仕上げ最終パス温度：８５０℃〜１０００℃
（Ａ５）巻取り温度：４５０〜７００℃
（Ｂ）２０％以上８０％以下の冷間圧延を行う工程
（Ｃ）以下の工程を備える溶融亜鉛めっき工程
（Ｃ−１）最高加熱温度：Ａｃ３−５０℃〜Ａｃ３＋５０℃、当該温度域での保持時間：１秒〜５００秒
（Ｃ−２）６００℃〜７２０℃の間の冷却速度：５℃／秒以上
（Ｃ−３）４８０℃〜６００℃での滞留時間：５〜５００秒
（Ｃ−４）４４０℃〜４８０℃での滞留時間：５〜６０秒
（Ｃ−５）めっき・合金化処理後、室温まで冷却する工程において、Ｍｓ〜１５０℃の温度域について、以下の式（１）が、３００００を超え、１５００００未満となるように冷却
但し、
ｆＭ（Ｔ）＝１−ｅｘｐ｛−０．０１１×（Ｍｓ−Ｔ）｝
ＴＰ（Ｔ）＝（Ｔ＋２７３）×｛Ｌｏｇ１０（Δｔ／３６００）＋６｝
Ｍｓ：マルテンサイト変態開始温度（℃）
Ｔ：温度（℃）
Δｔ：Ｔ（℃）からＴ−１（℃）に冷却するのに要した時間（秒）
ｆＭ（Ｔ）＝１−ｅｘｐ｛−０．０１１×（Ｍｓ−Ｔ）｝
ＴＰ（Ｔ）＝（Ｔ＋２７３）×｛Ｌｏｇ１０（Δｔ／３６００）＋６｝
Ｍｓ：マルテンサイト変態開始温度（℃）
Ｔ：温度（℃）
Δｔ：Ｔ（℃）からＴ−１（℃）に冷却するのに要した時間（秒）
本発明により、自動車用鋼板等の用途に好適な、伸び、穴広げ性、曲げ性のバランスに優れた９８０ＭＰａ以上の引張強度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。
本発明は、溶融亜鉛めっき層が片面、あるいは両面に設けられた鋼板であり、亜鉛めっき層を設ける前の鋼板である亜鉛めっき用鋼板ではない。以下に本発明の各構成について述べる。
『化学組成』
まず、本発明にかかる高強度鋼板（以下、単に鋼板とも称する）の化学組成を上述のように規定した理由について説明する。なお、本明細書において化学組成を規定する「％」
は特に断りのない限り全て「質量％」である。
『化学組成』
まず、本発明にかかる高強度鋼板（以下、単に鋼板とも称する）の化学組成を上述のように規定した理由について説明する。なお、本明細書において化学組成を規定する「％」
は特に断りのない限り全て「質量％」である。
［Ｃ：０．０５０％〜０．１３０％］
Ｃ（炭素）は、鋼板の高強度化のために必須の元素であるため、０．０５０％以上添加する。一方、Ｃの０．１３０％を超える過度の添加は溶接性を劣化させる。従って、Ｃの含有量は０．０５０％〜０．１３０％とする。好ましくは０．０６０％〜０．１００％であり、より好ましくは０．０６５〜０．０９０％である。
Ｃ（炭素）は、鋼板の高強度化のために必須の元素であるため、０．０５０％以上添加する。一方、Ｃの０．１３０％を超える過度の添加は溶接性を劣化させる。従って、Ｃの含有量は０．０５０％〜０．１３０％とする。好ましくは０．０６０％〜０．１００％であり、より好ましくは０．０６５〜０．０９０％である。
［Ｓｉ：０．０１０％〜２．００％］
Ｓｉ（ケイ素）は固溶強化元素であり、鋼板の高強度化に有効な元素であるため、０．０１０％以上添加する。一方、Ｓｉの２．００％を超える過度の添加は溶融亜鉛めっきとの濡れ性を劣化させる。また、Ｓｉの２．００％を超える過度の添加は、マルテンサイトの焼き戻し軟化抵抗を上昇させるため、マルテンサイトの硬さを上昇させる。従って、Ｓｉの含有量は０．０１０％〜２．００％とする。好ましくは０．１０〜１．００％であり、より好ましくは０．３０〜０．７０％である。
Ｓｉ（ケイ素）は固溶強化元素であり、鋼板の高強度化に有効な元素であるため、０．０１０％以上添加する。一方、Ｓｉの２．００％を超える過度の添加は溶融亜鉛めっきとの濡れ性を劣化させる。また、Ｓｉの２．００％を超える過度の添加は、マルテンサイトの焼き戻し軟化抵抗を上昇させるため、マルテンサイトの硬さを上昇させる。従って、Ｓｉの含有量は０．０１０％〜２．００％とする。好ましくは０．１０〜１．００％であり、より好ましくは０．３０〜０．７０％である。
［Ｍｎ：１．５０％〜３．５０％］
Ｍｎ（マンガン）は強力なオーステナイト安定化元素であり、鋼板の高強度化に有効な元素であるため、１．５０％以上添加する。一方、Ｍｎの３．５０％を超える過度の添加は、粒径０．２μｍ以上のセメンタイトとＭＡ分率の合計を大きし、穴広げ性が低下する。従って、Ｍｎの含有量は１．５０〜３．５０％とする。好ましくは２．００〜３．００％であり、より好ましくは２．２０〜２．８０％である。
Ｍｎ（マンガン）は強力なオーステナイト安定化元素であり、鋼板の高強度化に有効な元素であるため、１．５０％以上添加する。一方、Ｍｎの３．５０％を超える過度の添加は、粒径０．２μｍ以上のセメンタイトとＭＡ分率の合計を大きし、穴広げ性が低下する。従って、Ｍｎの含有量は１．５０〜３．５０％とする。好ましくは２．００〜３．００％であり、より好ましくは２．２０〜２．８０％である。
［Ｐ：０．１０％以下］
Ｐ（リン）は鋼中に不可避的不純物として含有される固溶強化元素であり、鋼板の高強度化に有効な元素であるが、過度の添加は溶接性および靱性を劣化させる。従って、Ｐ含有量は０．１０％以下と制限する。好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０２％以下である。ただし、Ｐ含有量を極度に低減させるには、脱Ｐコストが高くなるため、経済性の観点から下限を０．００１％とすることが好ましい。
Ｐ（リン）は鋼中に不可避的不純物として含有される固溶強化元素であり、鋼板の高強度化に有効な元素であるが、過度の添加は溶接性および靱性を劣化させる。従って、Ｐ含有量は０．１０％以下と制限する。好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０２％以下である。ただし、Ｐ含有量を極度に低減させるには、脱Ｐコストが高くなるため、経済性の観点から下限を０．００１％とすることが好ましい。
［Ｓ：０．０１０％以下］
Ｓ（硫黄）は鋼中に不可避的不純物として含有される元素であり、鋼中でＭｎＳを形成して靱性や穴広げ性を劣化させる。従って、靱性や穴広げ性の劣化が顕著でない範囲として、Ｓ含有量を０．０１０％以下と制限する。好ましくは０．００６％以下、より好ましくは０．００３％以下である。ただし、Ｓ含有量を極度に低減させるには、脱硫コストが高くなるため、経済性の観点から下限を０．０００５％とすることが好ましい。
Ｓ（硫黄）は鋼中に不可避的不純物として含有される元素であり、鋼中でＭｎＳを形成して靱性や穴広げ性を劣化させる。従って、靱性や穴広げ性の劣化が顕著でない範囲として、Ｓ含有量を０．０１０％以下と制限する。好ましくは０．００６％以下、より好ましくは０．００３％以下である。ただし、Ｓ含有量を極度に低減させるには、脱硫コストが高くなるため、経済性の観点から下限を０．０００５％とすることが好ましい。
［Ｎ：０．０１０％以下］
Ｎ（窒素）は鋼中に不可避的不純物として含有される元素であり、その含有量が０．０１０％を超えると鋼中に粗大な窒化物を形成して曲げ性や穴広げ性を劣化させる。従って、Ｎ含有量は０．０１０％以下と制限する。好ましくは０．００６％以下、より好ましくは０．００３％以下である。ただし、Ｎ含有量を極度に低減させるには、脱Ｎコストが高くなるため、経済性の観点から下限を０．０００５％とすることが好ましい。
Ｎ（窒素）は鋼中に不可避的不純物として含有される元素であり、その含有量が０．０１０％を超えると鋼中に粗大な窒化物を形成して曲げ性や穴広げ性を劣化させる。従って、Ｎ含有量は０．０１０％以下と制限する。好ましくは０．００６％以下、より好ましくは０．００３％以下である。ただし、Ｎ含有量を極度に低減させるには、脱Ｎコストが高くなるため、経済性の観点から下限を０．０００５％とすることが好ましい。
［Ｏ：０．０１０％以下］
Ｏ（酸素）は鋼中に不可避的不純物として含有される元素であり、その含有量が０．０１０％を超えると鋼中に粗大な酸化物を形成して曲げ性や穴広げさせる。従って、Ｏ含有量は０．０１０％以下と制限する。好ましくは０．００６％以下、より好ましくは０．００３％以下である。ただし、製造コストの観点から、下限を０．０００１％とすることが好ましい。
Ｏ（酸素）は鋼中に不可避的不純物として含有される元素であり、その含有量が０．０１０％を超えると鋼中に粗大な酸化物を形成して曲げ性や穴広げさせる。従って、Ｏ含有量は０．０１０％以下と制限する。好ましくは０．００６％以下、より好ましくは０．００３％以下である。ただし、製造コストの観点から、下限を０．０００１％とすることが好ましい。
［ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％〜１．０％］
Ａｌ（アルミニウム）は、鋼の脱酸のため少なくともｓｏｌ．Ａｌで、０．００１％を添加する。好ましくは０．００５％以上である。しかし、過剰に添加しても効果が飽和し徒にコスト上昇を招くばかりか、鋼の変態温度を上昇させ熱間圧延時の負荷を増大させる。従ってｓｏｌ．Ａｌ量は１．０％を上限とする。好ましくは０．５０％以下であり、より好ましくは０．２０％以下である。なお、ｓｏｌ．Ａｌは、アルミニウム窒化物等のアルミニウム化合物の形態で鋼中に析出分散しているＡｌ量は含まず、鋼中に合金成分として固溶しているＡｌの量を示す。
Ａｌ（アルミニウム）は、鋼の脱酸のため少なくともｓｏｌ．Ａｌで、０．００１％を添加する。好ましくは０．００５％以上である。しかし、過剰に添加しても効果が飽和し徒にコスト上昇を招くばかりか、鋼の変態温度を上昇させ熱間圧延時の負荷を増大させる。従ってｓｏｌ．Ａｌ量は１．０％を上限とする。好ましくは０．５０％以下であり、より好ましくは０．２０％以下である。なお、ｓｏｌ．Ａｌは、アルミニウム窒化物等のアルミニウム化合物の形態で鋼中に析出分散しているＡｌ量は含まず、鋼中に合金成分として固溶しているＡｌの量を示す。
［Ｔｉ：０．００５％〜０．２０％］
Ｔｉ（チタン）は鋼中でＴｉＮとしてＮを固定することで、焼入性低下因子となるＢＮの形成を抑制する。また加熱時のオーステナイト粒径を微細化し靱性を向上させるため、Ｔｉは、少なくとも０．００５％を添加する。好ましくは０．０１０％以上である。一方、過剰に添加すると鋼板の延性が低下する。従ってＴｉ含有量の上限値は０．２０％とする。好ましくは０．０５０％以下である。
Ｔｉ（チタン）は鋼中でＴｉＮとしてＮを固定することで、焼入性低下因子となるＢＮの形成を抑制する。また加熱時のオーステナイト粒径を微細化し靱性を向上させるため、Ｔｉは、少なくとも０．００５％を添加する。好ましくは０．０１０％以上である。一方、過剰に添加すると鋼板の延性が低下する。従ってＴｉ含有量の上限値は０．２０％とする。好ましくは０．０５０％以下である。
［Ｂ：０．０００５％〜０．０１０％］
Ｂ（ホウ素）は鋼板の加熱時にオーステナイト粒界、またはフェライト／オーステナイト粒界に偏析し、粒界を安定化することで鋼の焼入性を高め、焼入によるマルテンサイト量を確保するため、本発明では必須の元素である。その効果を十分に得るには、Ｂは、０．０００５％以上の添加を必要とする。好ましくは０．００１０％以上である。一方、過度の添加はホウ化物を形成することにより、鋼の焼入性を損なう結果となる。従ってＢ含有量の上限値は０．０１０％とする。好ましくは０．００６０％以下、より好ましくは０．００４０％以下である。
Ｂ（ホウ素）は鋼板の加熱時にオーステナイト粒界、またはフェライト／オーステナイト粒界に偏析し、粒界を安定化することで鋼の焼入性を高め、焼入によるマルテンサイト量を確保するため、本発明では必須の元素である。その効果を十分に得るには、Ｂは、０．０００５％以上の添加を必要とする。好ましくは０．００１０％以上である。一方、過度の添加はホウ化物を形成することにより、鋼の焼入性を損なう結果となる。従ってＢ含有量の上限値は０．０１０％とする。好ましくは０．００６０％以下、より好ましくは０．００４０％以下である。
［Ｃｒ＋２×Ｍｏ：０．１０〜１．５０％］
Ｃｒ、Ｍｏはいずれもベイナイト変態を抑制する元素であり、本発明においては、Ｃｒ＋２×Ｍｏが０．１０％以上となるように添加する。Ｃｒ＋２×Ｍｏが０．１０％を下回ると、ベイナイト変態が過剰に進行してしまい、焼戻しマルテンサイトの量が減少する。また、ベイナイト中に孤立して存在する０．２μｍ以上のマルテンサイトおよびオーステナイトの混合組織であるＭＡまたはセメンタイトの個数密度が増加する。一方、Ｃｒ＋２×Ｍｏが必要以上に大きい場合、溶接性の劣化や冷間圧延性の劣化を招くため、１．５０％を上限とする。好ましいＣｒ＋２×Ｍｏの範囲は０．２０〜１．０％であり、より好ましくは０．３０〜０．７０％である。なお、Ｃｒ＋２×Ｍｏを上記の範囲とすることは前提であるが、Ｃｒ、Ｍｏの各々の添加範囲は、ＣｒやＭｏの鋼板の高強度化に対する効果や、コスト等を勘案し、Ｃｒ：０．００１％〜１．００％、Ｍｏ：０．００１％〜１．００％から適宜選択することが好ましい。
Ｃｒ、Ｍｏはいずれもベイナイト変態を抑制する元素であり、本発明においては、Ｃｒ＋２×Ｍｏが０．１０％以上となるように添加する。Ｃｒ＋２×Ｍｏが０．１０％を下回ると、ベイナイト変態が過剰に進行してしまい、焼戻しマルテンサイトの量が減少する。また、ベイナイト中に孤立して存在する０．２μｍ以上のマルテンサイトおよびオーステナイトの混合組織であるＭＡまたはセメンタイトの個数密度が増加する。一方、Ｃｒ＋２×Ｍｏが必要以上に大きい場合、溶接性の劣化や冷間圧延性の劣化を招くため、１．５０％を上限とする。好ましいＣｒ＋２×Ｍｏの範囲は０．２０〜１．０％であり、より好ましくは０．３０〜０．７０％である。なお、Ｃｒ＋２×Ｍｏを上記の範囲とすることは前提であるが、Ｃｒ、Ｍｏの各々の添加範囲は、ＣｒやＭｏの鋼板の高強度化に対する効果や、コスト等を勘案し、Ｃｒ：０．００１％〜１．００％、Ｍｏ：０．００１％〜１．００％から適宜選択することが好ましい。
本発明に係る高強度冷延鋼板は、上記化学成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるが、さらに、前記Ｆｅの一部に代えて、必要に応じて以下の元素を含有してもよい。
［Ｖ：０．００１％〜１．００％、Ｎｂ：０．００１％〜０．２００％のうち一種または二種以上］
Ｖ（バナジウム）、Ｎｂ（ニオブ）は炭化物形成元素であり、鋼板の高強度化に有効な元素であることから必要に応じて添加してもよい。しかし、過度に添加しても効果が飽和し徒にコストを上昇させる。従ってその含有量はそれぞれＶ：０．００１％〜１．００％、Ｎｂ：０．００１％〜０．２００％とする。より好ましいＶの含有量は、Ｖ：０．０１％〜０．２００％であり、より好ましいＮｂの含有量は、Ｎｂ：０．００５％〜０．１０
０％である。
Ｖ（バナジウム）、Ｎｂ（ニオブ）は炭化物形成元素であり、鋼板の高強度化に有効な元素であることから必要に応じて添加してもよい。しかし、過度に添加しても効果が飽和し徒にコストを上昇させる。従ってその含有量はそれぞれＶ：０．００１％〜１．００％、Ｎｂ：０．００１％〜０．２００％とする。より好ましいＶの含有量は、Ｖ：０．０１％〜０．２００％であり、より好ましいＮｂの含有量は、Ｎｂ：０．００５％〜０．１０
０％である。
［Ｎｉ：０．００１％〜１．０％、Ｃｕ：０．００１％〜１．０％、Ｃｏ：０．００１％〜１．０％、Ｗ：０．００１％〜１．０％、Ｓｎ：０．００１％〜１．０％、Ｓｂ：０．００１％〜０．５０％のうち一種または二種以上］
Ｎｉ（ニッケル）、Ｃｕ（銅）、Ｃｏ（コバルト）、Ｗ（タングステン）、Ｓｎ（スズ）、Ｓｂ（アンチモン）はいずれも鋼板の高強度化に有効な元素であるため必要に応じて添加してもよい。しかしこれらの元素を過度に添加すると効果が飽和し徒にコストの増大を招く。従って、その含有量はＮｉ：０．００１％〜１．０％、Ｃｕ：０．００１％〜１．０％、Ｃｏ：０．００１％〜１．０％、Ｗ：０．００１％〜１．０％、Ｓｎ：０．００１％〜１．０％、Ｓｂ：０．００１〜０．５０％とする。より好ましくは、Ｎｉ：０．１％〜０．８％、Ｃｕ：０．１％〜０．５％、Ｃｏ：０．１％〜０．５％、Ｗ：０．１％〜０．３％、Ｓｎ：０．０５％〜０．２％、Ｓｂ：０．０１〜０．１０％である。
Ｎｉ（ニッケル）、Ｃｕ（銅）、Ｃｏ（コバルト）、Ｗ（タングステン）、Ｓｎ（スズ）、Ｓｂ（アンチモン）はいずれも鋼板の高強度化に有効な元素であるため必要に応じて添加してもよい。しかしこれらの元素を過度に添加すると効果が飽和し徒にコストの増大を招く。従って、その含有量はＮｉ：０．００１％〜１．０％、Ｃｕ：０．００１％〜１．０％、Ｃｏ：０．００１％〜１．０％、Ｗ：０．００１％〜１．０％、Ｓｎ：０．００１％〜１．０％、Ｓｂ：０．００１〜０．５０％とする。より好ましくは、Ｎｉ：０．１％〜０．８％、Ｃｕ：０．１％〜０．５％、Ｃｏ：０．１％〜０．５％、Ｗ：０．１％〜０．３％、Ｓｎ：０．０５％〜０．２％、Ｓｂ：０．０１〜０．１０％である。
［Ｃａ：０．０００１％〜０．０１００％、Ｍｇ：０．０００１％〜０．０１００％、Ｃｅ：０．０００１％〜０．０１００％、Ｚｒ：０．０００１％〜０．０１００％、Ｌａ：０．０００１％〜０．０１００％、Ｈｆ：０．０００１％〜０．０１００％、Ｂｉ：０．０００１％〜０．０１００％、ミッシュメタル：０．０００１％〜０．０１００％、からなる群から一種または二種以上］
Ｃａ（カルシウム）、Ｍｇ（マグネシウム）、Ｃｅ（セリウム）、Ｚｒ（ジルコニウム）、Ｌａ（ランタン）、Ｈｆ（ハフニウム）、ミッシュメタルは鋼中介在物の微細分散化に寄与する元素であり、Ｂｉ（ビスマス）は鋼中におけるＭｎ、Ｓｉ等の置換型合金元素のミクロ偏析を軽減する元素であり、それぞれ鋼板の加工性向上に寄与することから、必要に応じて添加することが好ましい。その効果を得るには、それぞれ０．０００１％以上の添加を要する。一方、過度の添加は延性の劣化を引き起こす。従ってその含有量は０．０１００％を上限とする。ミッシュメタルは、その主成分をランタノイド金属とする混合希土類金属の混合合金である。
Ｃａ（カルシウム）、Ｍｇ（マグネシウム）、Ｃｅ（セリウム）、Ｚｒ（ジルコニウム）、Ｌａ（ランタン）、Ｈｆ（ハフニウム）、ミッシュメタルは鋼中介在物の微細分散化に寄与する元素であり、Ｂｉ（ビスマス）は鋼中におけるＭｎ、Ｓｉ等の置換型合金元素のミクロ偏析を軽減する元素であり、それぞれ鋼板の加工性向上に寄与することから、必要に応じて添加することが好ましい。その効果を得るには、それぞれ０．０００１％以上の添加を要する。一方、過度の添加は延性の劣化を引き起こす。従ってその含有量は０．０１００％を上限とする。ミッシュメタルは、その主成分をランタノイド金属とする混合希土類金属の混合合金である。
本発明の高強度冷延鋼板は、上述してきた元素以外は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなるが、以上説明した各元素の他にも、本発明の効果を損なわない範囲で含有させることができる。
『鋼組織』
次に、本発明に係る高強度鋼板の鋼組織を規定した理由について説明する。なお、対象の鋼組織は、鋼板の表面から１／４厚を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲における鋼組織とし、本明細書において鋼組織を規定する「％」は特に断りのない限り全て「面積％」である。
次に、本発明に係る高強度鋼板の鋼組織を規定した理由について説明する。なお、対象の鋼組織は、鋼板の表面から１／４厚を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲における鋼組織とし、本明細書において鋼組織を規定する「％」は特に断りのない限り全て「面積％」である。
［フェライト：１〜５０％］
フェライトは延性に優れる組織であるため、鋼板の伸びを向上させる。一方、軟質であるため、過度に含有すると強度の確保が困難となる。従って、その含有量は１〜５０％とする。好ましくは１０％〜４０％であり、より好ましくは１５〜３５％である。
フェライトは延性に優れる組織であるため、鋼板の伸びを向上させる。一方、軟質であるため、過度に含有すると強度の確保が困難となる。従って、その含有量は１〜５０％とする。好ましくは１０％〜４０％であり、より好ましくは１５〜３５％である。
［マルテンサイト：２０〜７０％］
本発明に係る鋼板は、２０％〜７０％のマルテンサイトを含む。マルテンサイトが２０％以下であると、鋼板の強度が確保できない。一方、７０％を超えると鋼板の伸びが劣化する。より好ましいマルテンサイトの含有量は３０％〜６０％である。
なお、本明細書において、「マルテンサイト」とは、焼き戻されていないマルテンサイトであるフレッシュマルテンサイト、および焼き戻しマルテンサイトの両方の意味を含む。但し、本発明においては、後述の通り、めっき合金化処理後にマルテンサイトの自己焼き戻しが発生する。そのため、本発明におけるマルテンサイトの大部分は、事実上、ある程度以上焼き戻されたマルテンサイトである。
但し、後述するフェライトまたはベイナイト粒内に孤立して存在するマルテンサイトおよびオーステナイトの混合組織であるＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）中のマルテンサイトは、「マルテンサイト」から除外する。
本発明に係る鋼板は、２０％〜７０％のマルテンサイトを含む。マルテンサイトが２０％以下であると、鋼板の強度が確保できない。一方、７０％を超えると鋼板の伸びが劣化する。より好ましいマルテンサイトの含有量は３０％〜６０％である。
なお、本明細書において、「マルテンサイト」とは、焼き戻されていないマルテンサイトであるフレッシュマルテンサイト、および焼き戻しマルテンサイトの両方の意味を含む。但し、本発明においては、後述の通り、めっき合金化処理後にマルテンサイトの自己焼き戻しが発生する。そのため、本発明におけるマルテンサイトの大部分は、事実上、ある程度以上焼き戻されたマルテンサイトである。
但し、後述するフェライトまたはベイナイト粒内に孤立して存在するマルテンサイトおよびオーステナイトの混合組織であるＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）中のマルテンサイトは、「マルテンサイト」から除外する。
［残留オーステナイト：０〜５％］
残留オーステナイトは、鋼板の変形中に加工誘起変態により硬質なマルテンサイトへと変態するので、鋼板の穴広げ性を劣化させる。従って、その含有率は０〜５％とする。好ましくは０〜３％である。
残留オーステナイトは、鋼板の変形中に加工誘起変態により硬質なマルテンサイトへと変態するので、鋼板の穴広げ性を劣化させる。従って、その含有率は０〜５％とする。好ましくは０〜３％である。
［パーライト：０〜５％］
パーライトは硬質かつ粗大なセメンタイトを含む金属組織であるので、穴広げ時にボイドの発生起点となり、鋼板の穴広げ性を劣化させる。従って、その含有率は０〜３％とする。
パーライトは硬質かつ粗大なセメンタイトを含む金属組織であるので、穴広げ時にボイドの発生起点となり、鋼板の穴広げ性を劣化させる。従って、その含有率は０〜３％とする。
［粒径０．２μｍ以上のＭＡとセメンタイトの合計：０〜５％］
セメンタイトおよびＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）は極めて硬質な組織であり、鋼板を加工した際の破壊の起点となり、穴広げ性の劣化因子として作用するため、その含有量は小さいほど好ましい。また、その粒径が大きいほど、鋼板を加工した際に破壊の起点として働き易い。粒径が小さい場合、具体的には０．２μｍ未満であれば、その影響は軽微である。従って、本発明においては、粒径０．２μｍ以上のＭＡとセメンタイトの合計を０〜５％とする。好ましくは０〜３％である。一方、下限に関しては、特に制限されるものではないが、強度を向上させるためには１％以上が好ましい。
セメンタイトおよびＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）は極めて硬質な組織であり、鋼板を加工した際の破壊の起点となり、穴広げ性の劣化因子として作用するため、その含有量は小さいほど好ましい。また、その粒径が大きいほど、鋼板を加工した際に破壊の起点として働き易い。粒径が小さい場合、具体的には０．２μｍ未満であれば、その影響は軽微である。従って、本発明においては、粒径０．２μｍ以上のＭＡとセメンタイトの合計を０〜５％とする。好ましくは０〜３％である。一方、下限に関しては、特に制限されるものではないが、強度を向上させるためには１％以上が好ましい。
上記以外の組織の残部は、ベイナイトである。残部のベイナイトは、上部ベイナイト、下部ベイナイトのいずれであっても、その混合組織であってもよい。
［フェライトまたはベイナイト粒内に孤立して存在する粒径０．２μｍ以上のＭＡまたはセメンタイトの個数密度：１００個／１０００μｍ２以下］
ＭＡおよびセメンタイトは極めて硬質な組織であり、鋼板加工時の破壊の起点となる。面積分率に加えて、面積当たりの個数密度を制限することにより、破壊の起点を低減することができるため、穴広げ性が向上する。本発明においては、フェライトまたはベイナイト粒内に孤立して存在する粒径０．２μｍ以上のＭＡまたはセメンタイトの個数密度を、１００個／１０００μｍ２以下とする。好ましくは５０個／１０００μｍ２以下であり、より好ましくは２０個／１０００μｍ２以下である。
ここで、「フェライトまたはベイナイト粒内に孤立して存在」とは、方位差１５°以上の結晶粒界に接していないＭＡまたはセメンタイトをさす。従って、方位差１５°未満の粒界（たとえば、ベイナイトを形成するラス等の下部組織境界など）にのみ接し、方位差１５°以上の結晶粒界と接していないＭＡまたはセメンタイトは、「粒内に孤立して存在」しているものとする。
ＭＡおよびセメンタイトは極めて硬質な組織であり、鋼板加工時の破壊の起点となる。面積分率に加えて、面積当たりの個数密度を制限することにより、破壊の起点を低減することができるため、穴広げ性が向上する。本発明においては、フェライトまたはベイナイト粒内に孤立して存在する粒径０．２μｍ以上のＭＡまたはセメンタイトの個数密度を、１００個／１０００μｍ２以下とする。好ましくは５０個／１０００μｍ２以下であり、より好ましくは２０個／１０００μｍ２以下である。
ここで、「フェライトまたはベイナイト粒内に孤立して存在」とは、方位差１５°以上の結晶粒界に接していないＭＡまたはセメンタイトをさす。従って、方位差１５°未満の粒界（たとえば、ベイナイトを形成するラス等の下部組織境界など）にのみ接し、方位差１５°以上の結晶粒界と接していないＭＡまたはセメンタイトは、「粒内に孤立して存在」しているものとする。
［マルテンサイトの平均硬さ：３３０Ｈｖ〜５００Ｈｖ］
穴広げ性の改善のためには、硬質組織であるマルテンサイトと、軟質組織であるフェライトおよびベイナイトとの硬度差を小さくする事が重要である。従って、本発明に係るマルテンサイトの平均硬さは５００Ｈｖ以下とする。好ましくは４５０Ｈｖ以下である。一方、マルテンサイトの硬度が低すぎると、引張強度９８０ＭＰａ以上の強度が確保できないため、マルテンサイトの平均硬さは３３０Ｈｖ以上とする。
マルテンサイトの平均硬さ（マルテンサイトの平均硬さ）は、板厚１／４部のマルテンサイトの硬さをビッカース硬度計を用いて測定することにより求める。荷重は、ビッカース硬度測定において形成される圧痕が、測定対象とするマルテンサイトの結晶粒内に含まれるように決定する。５０個のマルテンサイト粒の硬度を測定し、これら硬度の平均値を、マルテンサイトの平均硬さとする。
穴広げ性の改善のためには、硬質組織であるマルテンサイトと、軟質組織であるフェライトおよびベイナイトとの硬度差を小さくする事が重要である。従って、本発明に係るマルテンサイトの平均硬さは５００Ｈｖ以下とする。好ましくは４５０Ｈｖ以下である。一方、マルテンサイトの硬度が低すぎると、引張強度９８０ＭＰａ以上の強度が確保できないため、マルテンサイトの平均硬さは３３０Ｈｖ以上とする。
マルテンサイトの平均硬さ（マルテンサイトの平均硬さ）は、板厚１／４部のマルテンサイトの硬さをビッカース硬度計を用いて測定することにより求める。荷重は、ビッカース硬度測定において形成される圧痕が、測定対象とするマルテンサイトの結晶粒内に含まれるように決定する。５０個のマルテンサイト粒の硬度を測定し、これら硬度の平均値を、マルテンサイトの平均硬さとする。
本発明における鋼組織の面積％の算出方法については以下の通りとする。
フェライト、マルテンサイト、パーライト、粒径０．２μｍ以上のＭＡとセメンタイトの面積％については、鋼板の圧延方向断面を切出し、鏡面研磨後、ナイタール液により鋼組織を現出し、走査型電子顕微鏡を用いて二次電子像を撮影する。粒内に下部組織を有し、かつ、炭化物が複数のバリアントを持って析出している領域をマルテンサイトと判断する。また、セメンタイトがラメラ状に析出している領域をパーライトと判断する。輝度が小さく、かつ下部組織が認められない領域をフェライトと判断する。輝度が大きく、かつ下部組織がエッチングにより現出されていない領域をＭＡまたはセメンタイトと判断する。各々の面積％を、ポイントカウンティング法によって算出することで、マルテンサイトおよびパーライトの面積％とする。ポイントカウンティング法により、測定する総格子点数は視野面積１０００ｕｍ２あたり１０００点以上とすることが好ましい。
残留オーステナイトの面積％は、Ｘ線回折法により測定する。板厚の表面から１／４厚を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲において、板面に平行な面を鏡面に仕上げ、Ｘ線回折法によってＦＣＣ鉄の面積率を測定し、それをもって残留オーステナイトの面積％とする。
フェライト、マルテンサイト、パーライト、粒径０．２μｍ以上のＭＡとセメンタイトの面積％については、鋼板の圧延方向断面を切出し、鏡面研磨後、ナイタール液により鋼組織を現出し、走査型電子顕微鏡を用いて二次電子像を撮影する。粒内に下部組織を有し、かつ、炭化物が複数のバリアントを持って析出している領域をマルテンサイトと判断する。また、セメンタイトがラメラ状に析出している領域をパーライトと判断する。輝度が小さく、かつ下部組織が認められない領域をフェライトと判断する。輝度が大きく、かつ下部組織がエッチングにより現出されていない領域をＭＡまたはセメンタイトと判断する。各々の面積％を、ポイントカウンティング法によって算出することで、マルテンサイトおよびパーライトの面積％とする。ポイントカウンティング法により、測定する総格子点数は視野面積１０００ｕｍ２あたり１０００点以上とすることが好ましい。
残留オーステナイトの面積％は、Ｘ線回折法により測定する。板厚の表面から１／４厚を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲において、板面に平行な面を鏡面に仕上げ、Ｘ線回折法によってＦＣＣ鉄の面積率を測定し、それをもって残留オーステナイトの面積％とする。
フェライトまたはベイナイト粒内に孤立して存在する結晶粒径０．２μｍ以上のＭＡまたはセメンタイトの個数密度は、以下の方法により測定する。まず、鋼板の圧延方向断面を切出し、機械研磨および電解研磨を施した試料について、ＥＢＳＰ−ＯＩＭ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ−Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｉｍａｇｅ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）法により、結晶方位差が１５°以上の粒界を描く。次に、同じ試料をナイタール液により腐食させ、ＥＢＳＤ観察を行った領域と同じ領域について、走査型電子顕微鏡を用いて二次電子像を撮影する。二次電子像において、輝度が大きく、かつ下部組織がエッチングにより現出されていない領域をＭＡあるいはセメンタイトと判断する。二次電子像とＥＢＳＤ粒界マップを重ね合わせ、粒界に接しておらず、かつ、粒径が０．２μｍ以上のＭＡとセメンタイトの個数をカウントし、測定視野の面積で除することで個数密度とする。
金属材料においては、一般的に、結晶粒径が細かい方が強度、延性等の機械的特性が向上するので、所定の粒径以下とすることが好ましい。
［有効結晶粒径：好ましくは５μｍ以下］
穴広げ性をさらに優れた水準とするには、有効結晶粒径を５μｍ以下とすることが好ましい。なお、有効結晶粒径とは、後述の手法にて述べる結晶方位差１５°以上の粒界に囲まれた領域の結晶粒径を意味する。
平均有効結晶粒径は、ＥＢＳＰ−ＯＩＭ法により測定する。鋼の結晶粒界を、一般的に結晶粒界として認識されている大角粒界の閾値である１５°と定義し、方位差１５°以上の粒界をマッピングした画像より粒を可視化することにより、その平均結晶粒径を測定する。
［有効結晶粒径：好ましくは５μｍ以下］
穴広げ性をさらに優れた水準とするには、有効結晶粒径を５μｍ以下とすることが好ましい。なお、有効結晶粒径とは、後述の手法にて述べる結晶方位差１５°以上の粒界に囲まれた領域の結晶粒径を意味する。
平均有効結晶粒径は、ＥＢＳＰ−ＯＩＭ法により測定する。鋼の結晶粒界を、一般的に結晶粒界として認識されている大角粒界の閾値である１５°と定義し、方位差１５°以上の粒界をマッピングした画像より粒を可視化することにより、その平均結晶粒径を測定する。
『機械特性』
［引張強度が９８０ＭＰａ以上］
本発明における高強度鋼板の引張強度は９８０ＭＰａ以上となる。
［引張強度が９８０ＭＰａ以上］
本発明における高強度鋼板の引張強度は９８０ＭＰａ以上となる。
次に、本発明に係る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方法について説明する。
『熱間圧延工程における製造条件』
［１１５０℃以上にスラブを加熱する工程］
ホウ化物や炭化物を十分溶解するため、スラブ加熱温度は以上のように規定する。なお使用する鋼スラブは、製造性の観点から連続鋳造法にて鋳造することが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法でもよい。また、鋳造したスラブは一旦室温まで冷却してもよく、室温まで冷却することなく加熱炉に直送しても構わない。
［１１５０℃以上にスラブを加熱する工程］
ホウ化物や炭化物を十分溶解するため、スラブ加熱温度は以上のように規定する。なお使用する鋼スラブは、製造性の観点から連続鋳造法にて鋳造することが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法でもよい。また、鋳造したスラブは一旦室温まで冷却してもよく、室温まで冷却することなく加熱炉に直送しても構わない。
［熱間圧延工程において、１１５０〜１０５０℃での総圧下率：５０％以上、かつ、１０５０℃未満となった時点〜仕上げ圧延最終パス前までの総圧下率：６６〜９５％］
粗圧延工程、仕上げ圧延工程からなる熱間圧延工程での圧下率および圧延温度は以上の条件が好ましい。
１０５０℃以上、１１５０℃以下での総圧下率が５０％未満であると、熱間圧延中の再結晶が不十分となりやすいため、熱延鋼板組織が不均質化しやすい。その結果、Ｍｎ偏析帯が不均質化し、最終組織のＭＡ分率が増加しやすい。
１０５０℃未満となった時点〜仕上げ最終パス前までの総圧下率が９５％を超える場合、熱延鋼板の集合組織が発達するため、最終製品板における異方性が顕在化しやすい。一方、１０５０℃未満となった時点〜仕上げ最終パス前までの総圧下率が６６％を下回ると、熱延鋼板組織の粗大化を招き、最終製品板組織の粗大化ひいては加工性の劣化に繋がりやすい。
１１５０〜１０５０℃での総圧下率は、粗圧延工程のみで、５０％以上としてもよいし、粗圧延工程と、仕上げ圧延工程にまたがっても、１１５０〜１０５０℃での総圧下率が５０％以上であればよい。より好ましくは６０％以上である。１０５０℃未満となった時点〜仕上げ圧延最終パス前までの総圧下率も、１０５０℃未満となった時点が仕上げ圧延工程ならば、仕上げ延工程のみで、６６〜９５％としてもよいし、１０５０℃未満となった時点が粗圧延工程ならば、粗圧延工程と、仕上げ圧延工程にまたがっても、１０５０℃未満となった時点〜仕上げ圧延最終パス前までの総圧下率が６６〜９５％であればよい。より好ましくは７０％以上である。
粗圧延工程、仕上げ圧延工程からなる熱間圧延工程での圧下率および圧延温度は以上の条件が好ましい。
１０５０℃以上、１１５０℃以下での総圧下率が５０％未満であると、熱間圧延中の再結晶が不十分となりやすいため、熱延鋼板組織が不均質化しやすい。その結果、Ｍｎ偏析帯が不均質化し、最終組織のＭＡ分率が増加しやすい。
１０５０℃未満となった時点〜仕上げ最終パス前までの総圧下率が９５％を超える場合、熱延鋼板の集合組織が発達するため、最終製品板における異方性が顕在化しやすい。一方、１０５０℃未満となった時点〜仕上げ最終パス前までの総圧下率が６６％を下回ると、熱延鋼板組織の粗大化を招き、最終製品板組織の粗大化ひいては加工性の劣化に繋がりやすい。
１１５０〜１０５０℃での総圧下率は、粗圧延工程のみで、５０％以上としてもよいし、粗圧延工程と、仕上げ圧延工程にまたがっても、１１５０〜１０５０℃での総圧下率が５０％以上であればよい。より好ましくは６０％以上である。１０５０℃未満となった時点〜仕上げ圧延最終パス前までの総圧下率も、１０５０℃未満となった時点が仕上げ圧延工程ならば、仕上げ延工程のみで、６６〜９５％としてもよいし、１０５０℃未満となった時点が粗圧延工程ならば、粗圧延工程と、仕上げ圧延工程にまたがっても、１０５０℃未満となった時点〜仕上げ圧延最終パス前までの総圧下率が６６〜９５％であればよい。より好ましくは７０％以上である。
［仕上げ圧延工程において、仕上げ最終パスの圧下率が１０％〜３０％、仕上げ最終パスの上がり温度が８５０℃〜１０００℃］
仕上げ圧延工程での圧下配分および圧延温度は以上の条件が好ましい。仕上げ最終パスの圧下率が３０％を超える、または仕上げ最終パスの上がり温度（圧延完了温度）が８５０℃を下回った場合、熱延鋼板の集合組織が発達するため、最終製品板における異方性が顕在化しやすい。一方、仕上げ最終パスの圧下率が１０％を下回る、または仕上げ最終パスの上がり温度が１０００℃を上回ると、熱延鋼板組織の粗大化を招き、最終製品板組織の粗大化ひいては加工性の劣化に繋がりやすい。
仕上げ圧延工程での圧下配分および圧延温度は以上の条件が好ましい。仕上げ最終パスの圧下率が３０％を超える、または仕上げ最終パスの上がり温度（圧延完了温度）が８５０℃を下回った場合、熱延鋼板の集合組織が発達するため、最終製品板における異方性が顕在化しやすい。一方、仕上げ最終パスの圧下率が１０％を下回る、または仕上げ最終パスの上がり温度が１０００℃を上回ると、熱延鋼板組織の粗大化を招き、最終製品板組織の粗大化ひいては加工性の劣化に繋がりやすい。
［巻取り温度：４５０〜７００℃］
巻取り温度は４５０〜７００℃とする。巻取り温度は４５０℃を下回ると、熱延鋼板強度が過大となり、冷間圧延性を損なう。一方、巻取り温度が７００℃を上回ると、最終製品のマルテンサイトの量が所定量を下回り、製品板強度を得ることが困難となる。
熱延コイルの酸洗方法は常法に従えばよい。また、熱延コイルの形状矯正および酸洗性向上のためにスキンパス圧延を行ってもよい。
巻取り温度は４５０〜７００℃とする。巻取り温度は４５０℃を下回ると、熱延鋼板強度が過大となり、冷間圧延性を損なう。一方、巻取り温度が７００℃を上回ると、最終製品のマルテンサイトの量が所定量を下回り、製品板強度を得ることが困難となる。
熱延コイルの酸洗方法は常法に従えばよい。また、熱延コイルの形状矯正および酸洗性向上のためにスキンパス圧延を行ってもよい。
『冷間圧延工程における製造条件』
［２０％以上８０％以下の冷間圧延］
連続溶融亜鉛めっきライン工程において加熱中のオーステナイト粒径を微細化するため冷間圧延率は２０％以上とすることが好ましい。一方、過度の圧下は圧延加重が過大となり冷延ミルの負荷増大を招くため、その上限は８０％とする。より好ましくは３０％〜７０％である。
［２０％以上８０％以下の冷間圧延］
連続溶融亜鉛めっきライン工程において加熱中のオーステナイト粒径を微細化するため冷間圧延率は２０％以上とすることが好ましい。一方、過度の圧下は圧延加重が過大となり冷延ミルの負荷増大を招くため、その上限は８０％とする。より好ましくは３０％〜７０％である。
冷間圧延工程後に、連続溶融亜鉛めっきライン工程により鋼板表面に溶融亜鉛めっきを施す。
『連続溶融亜鉛めっきライン工程における製造条件』
［６００℃〜最高加熱温度までの加熱速度：０．２〜１０℃／秒］
加熱速度は上記の条件が好ましい。加熱速度が１０℃／秒を超えると、フェライトの再結晶が十分進行せず、鋼板の伸びが劣化しやすい。一方、加熱速度が０．２℃／秒を下回ると、この加熱の段階でオーステナイトが粗大化するため、最終的に得られる鋼組織が粗大なものとなりやすい。より好ましくは、０．５℃／秒以上である。
『連続溶融亜鉛めっきライン工程における製造条件』
［６００℃〜最高加熱温度までの加熱速度：０．２〜１０℃／秒］
加熱速度は上記の条件が好ましい。加熱速度が１０℃／秒を超えると、フェライトの再結晶が十分進行せず、鋼板の伸びが劣化しやすい。一方、加熱速度が０．２℃／秒を下回ると、この加熱の段階でオーステナイトが粗大化するため、最終的に得られる鋼組織が粗大なものとなりやすい。より好ましくは、０．５℃／秒以上である。
［最高加熱温度：Ａｃ３−５０℃〜Ａｃ３＋５０℃、該温度域で１秒以上、５００秒以下の保持］
必要な量のマルテンサイト組織が得られ、必要な程度にオーステナイト化を進行させるため、最高加熱温度は少なくともＡｃ３−５０℃以上とする。一方、過剰に加熱温度を上げると、フェライト分率を確保することが困難となる。また、オーステナイト粒径の粗大化による靭性の劣化や化成処理性の劣化を招くばかりか、焼鈍設備の損傷にも繋がる。そのため加熱温度の上限はＡｃ３＋５０℃とする。好ましくはＡｃ３−３０℃〜Ａｃ３である。加熱時間は短いと必要な程度にオーステナイト化が十分進行しないため、少なくとも１秒以上とする。より好ましくは３０秒以上である。一方、加熱時間は長すぎると生産性を阻害することから上限は５００秒とする。
必要な量のマルテンサイト組織が得られ、必要な程度にオーステナイト化を進行させるため、最高加熱温度は少なくともＡｃ３−５０℃以上とする。一方、過剰に加熱温度を上げると、フェライト分率を確保することが困難となる。また、オーステナイト粒径の粗大化による靭性の劣化や化成処理性の劣化を招くばかりか、焼鈍設備の損傷にも繋がる。そのため加熱温度の上限はＡｃ３＋５０℃とする。好ましくはＡｃ３−３０℃〜Ａｃ３である。加熱時間は短いと必要な程度にオーステナイト化が十分進行しないため、少なくとも１秒以上とする。より好ましくは３０秒以上である。一方、加熱時間は長すぎると生産性を阻害することから上限は５００秒とする。
［冷却温度範囲：４８０〜６００℃、７２０℃〜６００℃の間の冷却速度：５℃／秒以上］
上記加熱後、４８０〜６００℃の間まで冷却する。また、７２０℃から６００℃までの間の冷却速度は５℃／秒以上とする。冷却速度が５℃／秒未満の場合、フェライト分率が本発明において規定する上限を上回る。好ましくは１０℃／秒以上である。冷却速度の上限は特に規定する必要はないが、一般的な連続焼鈍炉の冷却能力では冷却速度が１００℃／秒を上回ることは困難である。
上記加熱後、４８０〜６００℃の間まで冷却する。また、７２０℃から６００℃までの間の冷却速度は５℃／秒以上とする。冷却速度が５℃／秒未満の場合、フェライト分率が本発明において規定する上限を上回る。好ましくは１０℃／秒以上である。冷却速度の上限は特に規定する必要はないが、一般的な連続焼鈍炉の冷却能力では冷却速度が１００℃／秒を上回ることは困難である。
［４８０℃〜６００℃での滞留時間：５〜５００秒］
上記冷却温度範囲まで冷却後、４８０℃〜６００℃の温度域で５秒以上、滞留させる。この処理により、後述する溶融亜鉛めっきラインで不可避的に発生する４４０〜４８０℃近辺でのベイナイト変態の進行を抑制することができる。そのメカニズムの詳細は明らかでないが、４８０℃〜６００℃での保持中に、鋼中のＢ原子の結晶粒界への偏析度が強まり、その結果、４４０〜４８０℃でのベイナイト変態の進行が抑制されると考えられる。溶融亜鉛めっきラインでベイナイトが発生することにより、最終的に、フェライトまたはベイナイト粒内に孤立して存在する粒径０．２μｍ以上のＭＡまたはセメンタイトの個数密度：１００個／１０００μｍ２以上となる。滞留時間は１０秒以上が好ましく、３０秒以上がより好ましい。一方、滞留時間が長すぎると、パーライト変態が生じるため、５００秒以下とする。好ましくは３００秒以下である。なお、上記滞留は、規定する条件を満足する限り、一定の温度で保持してもよいし、４８０℃〜６００℃の間で徐冷する場合等、変動しても構わない。
上記冷却温度範囲まで冷却後、４８０℃〜６００℃の温度域で５秒以上、滞留させる。この処理により、後述する溶融亜鉛めっきラインで不可避的に発生する４４０〜４８０℃近辺でのベイナイト変態の進行を抑制することができる。そのメカニズムの詳細は明らかでないが、４８０℃〜６００℃での保持中に、鋼中のＢ原子の結晶粒界への偏析度が強まり、その結果、４４０〜４８０℃でのベイナイト変態の進行が抑制されると考えられる。溶融亜鉛めっきラインでベイナイトが発生することにより、最終的に、フェライトまたはベイナイト粒内に孤立して存在する粒径０．２μｍ以上のＭＡまたはセメンタイトの個数密度：１００個／１０００μｍ２以上となる。滞留時間は１０秒以上が好ましく、３０秒以上がより好ましい。一方、滞留時間が長すぎると、パーライト変態が生じるため、５００秒以下とする。好ましくは３００秒以下である。なお、上記滞留は、規定する条件を満足する限り、一定の温度で保持してもよいし、４８０℃〜６００℃の間で徐冷する場合等、変動しても構わない。
［４４０℃〜４８０℃での滞留時間：５〜６０秒］
鋼板に亜鉛めっきを施すために、上記工程の後、鋼板を４４０〜４８０℃に冷却する。ここで、４４０℃〜４８０℃における滞留時間は６０秒以下とする。当該温度域はベイナイト変態の進行が速い温度域であるため、この温度域での滞留時間が長いと、ベイナイト変態が過度に進行し、本発明が規定するマルテンサイト分率が得られなくなる。また、当該温度域で生成したベイナイトの粒内には、４８０℃〜６００℃で生成したベイナイトと比べて、ＭＡやセメンタイトを多く含有する。そのため、当該温度域での滞留時間は短いほど好ましい。しかしながら、溶融亜鉛めっきラインにおいては、亜鉛ポット浴に鋼板を浸漬させる必要があるため、当該温度域での滞留時間は不可避的に発生する。そのため、４４０〜４８０℃での滞留時間は５秒を下限とする。
鋼板に亜鉛めっきを施すために、上記工程の後、鋼板を４４０〜４８０℃に冷却する。ここで、４４０℃〜４８０℃における滞留時間は６０秒以下とする。当該温度域はベイナイト変態の進行が速い温度域であるため、この温度域での滞留時間が長いと、ベイナイト変態が過度に進行し、本発明が規定するマルテンサイト分率が得られなくなる。また、当該温度域で生成したベイナイトの粒内には、４８０℃〜６００℃で生成したベイナイトと比べて、ＭＡやセメンタイトを多く含有する。そのため、当該温度域での滞留時間は短いほど好ましい。しかしながら、溶融亜鉛めっきラインにおいては、亜鉛ポット浴に鋼板を浸漬させる必要があるため、当該温度域での滞留時間は不可避的に発生する。そのため、４４０〜４８０℃での滞留時間は５秒を下限とする。
４４０℃〜４８０℃で５〜６０秒滞留させた後、溶融亜鉛めっきは常法に従って行えばよい。例えば、めっき浴温は４４０〜４８０℃、浸漬時間は５秒以下でよい。めっき浴は、Ａｌを０．０８〜０．２％含有するめっき浴が好ましいが、その他、不可避的不純物のＦｅ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｐｂを含有してもよい。また、めっきの目付量を、ガスワイピング等の公知の方法で制御することが好ましい。目付量は、片面あたり２５〜７５ｇ／ｍ２が好ましい。
溶融亜鉛めっき層を形成した高強度溶融亜鉛めっき鋼板に対して、必要に応じて合金化処理を行ってもよい。その場合、合金化処理温度が４６０℃未満であると、合金化速度が遅くなり生産性を損なうばかりでなく、合金化処理むらが発生するので、合金化処理温度は４６０℃以上とすることが好ましい。一方、合金化処理温度が６００℃を超えると、溶融亜鉛めっき鋼板のパーライトの面積率が５％を超えるので、合金化処理温度は６００℃以下とすることが好ましい。より好ましくは５８０℃以下である。
［１５０℃〜Ｍｓでの滞留時間：］
めっき・合金化処理後は、Ｍｓ〜１５０℃の温度域について、以下の式（１）が、３００００を超え、１５００００未満となるように冷却する。
めっき・合金化処理後は、Ｍｓ〜１５０℃の温度域について、以下の式（１）が、３００００を超え、１５００００未満となるように冷却する。
但し、
ｆＭ（Ｔ）＝１−ｅｘｐ｛−０．０１１×（Ｍｓ−Ｔ）｝
ＴＰ（Ｔ）＝（Ｔ＋２７３）×｛Ｌｏｇ１０（Δｔ／３６００）＋６｝
Ｍｓはマルテンサイト変態開始温度、Ｔは温度（℃）、ΔｔはＴ（℃）からＴ−１（℃）に冷却するのに要した時間（秒）である。本発明において、マルテンサイト変態はめっき合金化処理の後の冷却中に生じる。また、マルテンサイトの自己焼戻し（オートテンパー）が生じ、マルテンサイトが軟質化する。式（１）はマルテンサイトの自己焼戻しの進行の程度を表したパラメータであり、式（１）が大きいほど、自己焼戻しが進行し、マルテンサイトが軟質化する。一方、式（１）が小さいほど、自己焼戻しが抑制され、マルテンサイトが硬質化する。マルテンサイトの平均硬さを３３０Ｈｖ〜５００Ｈｖとするためには、式（１）を満たす条件で冷却する必要がある。
式（１）中のｆＭ（Ｔ）は、Ｔ℃におけるマルテンサイト変態率であり、Ｔが小さいほど、すなわちＭｓからの過冷却度が大きいほど、ｆＭ（Ｔ）は大きくなる。ＴＰ（Ｔ）はＴ℃におけるマルテンサイトの焼戻しの度合いを表したパラメータであり、Ｔが大きいほど大きくなる。また、Ｔ℃における滞留時間Δｔが大きいほど、大きくなる。また、鋼板のＭｓが高いほど、式（１）の値は大きくなる。
Ｍｓから１５０℃までの冷却パターンは、式（１）を満足する限り、どのような形態であってもよい。例えば、Ｍｓから室温まで一定の冷却速度で直線的に冷却してもよいし、冷却中に冷却速度を変更してもよい。あるいは、ある温度で保持を行っても構わない。
なお、本発明におけるマルテンサイト変態は、フェライト変態およびベイナイト変態の後に生じる。フェライト変態およびベイナイト変態に伴い、オーステナイトにＣが分配する。そのため、オーステナイト単相に加熱し、急冷した際のＭｓとは一致しない。本発明におけるＭｓは、例えば、フォーマスタ試験機などの熱膨張測定装置を用いて、上記溶融亜鉛めっきラインのヒートサイクル（加熱温度、加熱速度、加熱時間、冷却速度、冷却温度範囲、冷却滞留時間、めっき浴温と同様の加熱温度、めっき時間と同等の加熱時間、マルテンサイト変態開始までのめっき後の冷却条件）を同様なものに模擬した熱処理を施した場合に、冷却過程での熱膨張温度を測定することにより、求めることができる。
ｆＭ（Ｔ）＝１−ｅｘｐ｛−０．０１１×（Ｍｓ−Ｔ）｝
ＴＰ（Ｔ）＝（Ｔ＋２７３）×｛Ｌｏｇ１０（Δｔ／３６００）＋６｝
Ｍｓはマルテンサイト変態開始温度、Ｔは温度（℃）、ΔｔはＴ（℃）からＴ−１（℃）に冷却するのに要した時間（秒）である。本発明において、マルテンサイト変態はめっき合金化処理の後の冷却中に生じる。また、マルテンサイトの自己焼戻し（オートテンパー）が生じ、マルテンサイトが軟質化する。式（１）はマルテンサイトの自己焼戻しの進行の程度を表したパラメータであり、式（１）が大きいほど、自己焼戻しが進行し、マルテンサイトが軟質化する。一方、式（１）が小さいほど、自己焼戻しが抑制され、マルテンサイトが硬質化する。マルテンサイトの平均硬さを３３０Ｈｖ〜５００Ｈｖとするためには、式（１）を満たす条件で冷却する必要がある。
式（１）中のｆＭ（Ｔ）は、Ｔ℃におけるマルテンサイト変態率であり、Ｔが小さいほど、すなわちＭｓからの過冷却度が大きいほど、ｆＭ（Ｔ）は大きくなる。ＴＰ（Ｔ）はＴ℃におけるマルテンサイトの焼戻しの度合いを表したパラメータであり、Ｔが大きいほど大きくなる。また、Ｔ℃における滞留時間Δｔが大きいほど、大きくなる。また、鋼板のＭｓが高いほど、式（１）の値は大きくなる。
Ｍｓから１５０℃までの冷却パターンは、式（１）を満足する限り、どのような形態であってもよい。例えば、Ｍｓから室温まで一定の冷却速度で直線的に冷却してもよいし、冷却中に冷却速度を変更してもよい。あるいは、ある温度で保持を行っても構わない。
なお、本発明におけるマルテンサイト変態は、フェライト変態およびベイナイト変態の後に生じる。フェライト変態およびベイナイト変態に伴い、オーステナイトにＣが分配する。そのため、オーステナイト単相に加熱し、急冷した際のＭｓとは一致しない。本発明におけるＭｓは、例えば、フォーマスタ試験機などの熱膨張測定装置を用いて、上記溶融亜鉛めっきラインのヒートサイクル（加熱温度、加熱速度、加熱時間、冷却速度、冷却温度範囲、冷却滞留時間、めっき浴温と同様の加熱温度、めっき時間と同等の加熱時間、マルテンサイト変態開始までのめっき後の冷却条件）を同様なものに模擬した熱処理を施した場合に、冷却過程での熱膨張温度を測定することにより、求めることができる。
上記連続溶融亜鉛めっきライン工程後は、鋼板の平坦矯正、表面粗度の調整のために、調質圧延を行ってもよい。この場合、延性の劣化を避けるため、伸び率を２％以下とすることが好ましい。
次に、本発明の実施例について説明する。実施例での条件は、本発明の実施可能性および効果を確認するために採用した一条件例である。本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得る。
表１に示す化学組成を有する鋼を溶製し、スラブを作製した。このスラブを、表２に示す条件で熱間圧延を行って、熱延鋼板を製造した。その後、熱延鋼板を酸洗し、表面のスケールを除去した。その後、表２に示す条件で冷間圧延した。さらに、得られた鋼板について、表３に示す条件で、熱処理および連続溶融亜鉛めっき処理を実施した。
このようにして得られた鋼板から圧延方向に直角方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、組織分析を行い、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠して引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）を測定した。また、日本鉄鋼連盟規格の「ＪＦＳ Ｔ １００１ 穴拡げ試験方法」を行い、穴広げ率（λ）を測定した。引張強度が９８０ＭＰａ以上、伸びが１０％以上、穴広げ率が３０％以上のものを機械特性が良好であるとした。結果を表４に示す。なお、０．２μｍ未満の微細なＭＡやセメンタイトは、ベイナイトやマルテンサイトの粒内に含有され、かつ、分離定量することが困難であることからベイナイトやマルテンサイトとしてカウントした。
実験例１０は、式（１）が本発明の規定する範囲を上回る。その結果、マルテンサイトの硬さが小さくなり、強度が９８０ＭＰａを下回った。
実験例１４は、式（１）が本発明の規定する範囲を下回る。その結果、マルテンサイトの硬さが大きくなり、穴広げ率が劣位となった。
実験例１１は、４８０〜６００℃の滞留時間が本発明の規定する範囲を下回る。その結果、フェライトまたはベイナイト粒内に孤立して存在する結晶粒径０．２μｍ以上のＭＡまたはセメンタイトの個数密度が大きくなり、穴広げ率が劣位となった。
実験例１２は、４４０〜４８０℃の滞留時間が本発明の規定する範囲を上回る。その結果、マルテンサイトの面積％が本発明の規定を下回り、強度が９８０ＭＰａを下回り、フェライトまたはベイナイト粒内に孤立して存在する結晶粒径０．２μｍ以上のＭＡまたはセメンタイトの個数密度が大きくなり、穴広げ率が劣位となった。
実験例１３は、巻き取り温度が本発明の規定する範囲を上回る。その結果、マルテンサイトの面積％が本発明の規定する範囲を下回ったため、強度が９８０ＭＰａを下回った。
実験例１６は、合金化処理温度が本発明の規定する範囲を上回る。その結果、本発明の規定を上回るパーライトが生成し、穴広げ率が劣位となった。
実験例１９は、最高加熱温度が本発明の規定する範囲を上回る。その結果、フェライトの面積％が減少し、伸びが劣位となった。
実験例２０および２１は、７２０℃〜６００℃の冷却速度が本発明の規定する範囲を下回る。その結果、フェライトの面積％が増加し、強度あるいは穴広げ率のいずれかが劣位となった。
実験例１４は、式（１）が本発明の規定する範囲を下回る。その結果、マルテンサイトの硬さが大きくなり、穴広げ率が劣位となった。
実験例１１は、４８０〜６００℃の滞留時間が本発明の規定する範囲を下回る。その結果、フェライトまたはベイナイト粒内に孤立して存在する結晶粒径０．２μｍ以上のＭＡまたはセメンタイトの個数密度が大きくなり、穴広げ率が劣位となった。
実験例１２は、４４０〜４８０℃の滞留時間が本発明の規定する範囲を上回る。その結果、マルテンサイトの面積％が本発明の規定を下回り、強度が９８０ＭＰａを下回り、フェライトまたはベイナイト粒内に孤立して存在する結晶粒径０．２μｍ以上のＭＡまたはセメンタイトの個数密度が大きくなり、穴広げ率が劣位となった。
実験例１３は、巻き取り温度が本発明の規定する範囲を上回る。その結果、マルテンサイトの面積％が本発明の規定する範囲を下回ったため、強度が９８０ＭＰａを下回った。
実験例１６は、合金化処理温度が本発明の規定する範囲を上回る。その結果、本発明の規定を上回るパーライトが生成し、穴広げ率が劣位となった。
実験例１９は、最高加熱温度が本発明の規定する範囲を上回る。その結果、フェライトの面積％が減少し、伸びが劣位となった。
実験例２０および２１は、７２０℃〜６００℃の冷却速度が本発明の規定する範囲を下回る。その結果、フェライトの面積％が増加し、強度あるいは穴広げ率のいずれかが劣位となった。
実験例４５〜５０は、化学組成が本発明の規定する範囲から逸脱している。
実験例４５はＣが本発明の規定する範囲を上回るため、マルテンサイトの硬さが大きくなり、穴広げ率が劣位となった。
実験例４６は、Ｂが本発明の規定する範囲を下回るため、マルテンサイト分率が減少し、引張強度が劣位となった。
実験例４７は、Ｃｒ＋２×Ｍｏが本発明の規定する範囲を下回るため、マルテンサイト分率が減少し、引張強度が劣位となった。
実験例４９は、Ｃｒ＋２×Ｍｏが本発明の規定する範囲を上回るため、マルテンサイト分率が大きくなり、伸びが劣位となった。
実験例４８は、Ｍｎが本発明の規定する範囲を上回るため、粒径０．２μｍ以上のセメンタイトとＭＡ分率の合計が大きくなり、穴広げ率が劣位となった。
実験例５０は、Ｓｉが本発明の規定する範囲を上回るため、マルテンサイトの硬さが大きくなり、穴広げ率が劣位となった。
実験例４５はＣが本発明の規定する範囲を上回るため、マルテンサイトの硬さが大きくなり、穴広げ率が劣位となった。
実験例４６は、Ｂが本発明の規定する範囲を下回るため、マルテンサイト分率が減少し、引張強度が劣位となった。
実験例４７は、Ｃｒ＋２×Ｍｏが本発明の規定する範囲を下回るため、マルテンサイト分率が減少し、引張強度が劣位となった。
実験例４９は、Ｃｒ＋２×Ｍｏが本発明の規定する範囲を上回るため、マルテンサイト分率が大きくなり、伸びが劣位となった。
実験例４８は、Ｍｎが本発明の規定する範囲を上回るため、粒径０．２μｍ以上のセメンタイトとＭＡ分率の合計が大きくなり、穴広げ率が劣位となった。
実験例５０は、Ｓｉが本発明の規定する範囲を上回るため、マルテンサイトの硬さが大きくなり、穴広げ率が劣位となった。
それに対して、実験例１〜９、１５、１７、１８、２２〜４４、５１、５２は化学組成および製造条件が本発明の規定する範囲に合致するため、本発明の規定する組織となり、良好な機械特性が得られた。
Claims (5)
- 質量％で、
Ｃ：０．０５０％〜０．１３０％
Ｓｉ：０．０１０％〜２．００％
Ｍｎ：１．５０％〜３．５０％
Ｐ：０．１０％以下
Ｓ：０．０１０％以下
Ｎ：０．０１０％以下
Ｏ：０．０１０％以下
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％〜１．０％
Ｔｉ：０．００５％〜０．２０％
Ｂ：０．０００５％〜０．０１０％
Ｃｒ＋２×Ｍｏ：０．１０％〜１．５０％
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、
表面から１／４厚を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲における鋼組織が、面積％で、
フェライト：１〜５０％
マルテンサイト：２０〜７０％
残留オーステナイト：０〜５％
パーライト：０〜５％
粒径０．２μｍ以上のＭＡとセメンタイトの合計：０〜５％
ベイナイト：残部
であり、かつ、フェライトまたはベイナイト粒内に孤立して存在する粒径０．２μｍ以上のＭＡまたはセメンタイトの個数密度が、１００個／１０００μｍ２以下であり、かつ、マルテンサイトの平均硬さが３３０Ｈｖ〜５００Ｈｖであることを特徴とする、高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 - 前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、
Ｖ：０．００１％〜１．００％
Ｎｂ：０．００１％〜０．２００％
のうち一種以上を含有す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。 - 前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、
Ｎｉ：０．００１％〜１．００％
Ｃｕ：０．００１％〜１．００％
Ｃｏ：０．００１％〜１．００％
Ｗ：０．００１％〜１．００％
Ｓｎ：０．００１％〜１．００％
Ｓｂ：０．００１％〜０．５０％
のうち一種以上を含有することを特徴とする、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。 - 前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、
Ｃａ：０．０００１％〜０．０１００％
Ｍｇ：０．０００１％〜０．０１００％
Ｃｅ：０．０００１％〜０．０１００％
Ｚｒ：０．０００１％〜０．０１００％
Ｌａ：０．０００１％〜０．０１００％
Ｈｆ：０．０００１％〜０．０１００％
Ｂｉ：０．０００１％〜０．０１００％
ミッシュメタル：０．０００１％〜０．０１００％
のうち一種以上を含有することを特徴とする、請求項１〜３のいずれか１項に記載の、高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 - 下記工程（Ａ）〜（Ｃ）を順に満足することを特徴とする、請求項１〜４のいずれか１項に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（Ａ）以下の（Ａ１）〜（Ａ５）を備える熱間圧延工程
（Ａ１）スラブ加熱温度：１１５０℃以上
（Ａ２）１１５０〜１０５０℃での総圧下率：５０％以上
（Ａ３）１０５０℃未満となった時点〜仕上げ圧延最終パス前までの総圧下率：６６〜９５％
（Ａ４）仕上げ最終パスの圧下率：１０％〜３０％、仕上げ最終パス温度：８５０℃〜１０００℃
（Ａ５）巻取り温度：４５０〜７００℃
（Ｂ）２０％以上８０％以下の冷間圧延を行う工程
（Ｃ）以下の工程を備える溶融亜鉛めっき工程
（Ｃ−１）最高加熱温度：Ａｃ３−５０℃〜Ａｃ３＋５０℃、当該温度域での保持時間：１秒〜５００秒
（Ｃ−２）６００℃〜７２０℃の間の冷却速度：５℃／秒以上
（Ｃ−３）４８０℃〜６００℃での滞留時間：５〜５００秒
（Ｃ−４）４４０℃〜４８０℃での滞留時間：５〜６０秒
（Ｃ−５）めっき・合金化処理後、室温まで冷却する工程において、Ｍｓ〜１５０℃の温度域について、以下の式（１）が、３００００を超え、１５００００未満となるように冷却
ｆＭ（Ｔ）＝１−ｅｘｐ｛−０．０１１×（Ｍｓ−Ｔ）｝
ＴＰ（Ｔ）＝（Ｔ＋２７３）×｛Ｌｏｇ１０（Δｔ／３６００）＋６｝
Ｍｓ：マルテンサイト変態開始温度（℃）
Ｔ：温度（℃）
Δｔ：Ｔ（℃）からＴ−１（℃）に冷却するのに要した時間（秒）
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