JP6010144B2 - めっき性、加工性、および耐遅れ破壊特性に優れた高強度めっき鋼板、並びにその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、引張強度が９８０ＭＰａ以上であり、めっき性、曲げ性と穴拡げ性の両方を含む加工性、および耐遅れ破壊特性に優れた高強度めっき鋼板、並びにその製造方法に関する。本発明のめっき鋼板は、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両方を含む。

自動車や輸送機などの分野で汎用され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は、高強度化に加え、曲げ性および穴拡げ性（伸びフランジ性）の加工性、更には耐遅れ破壊特性に優れていることが要求される。更に耐衝撃吸収性にも優れていることが要求される。

高強度化と加工性の確保のためには、鋼中にＳｉやＭｎなどの強化元素を多く添加することが有効である。しかし、ＳｉやＭｎは易酸化性元素であり、表面に形成されるＳｉ酸化物、Ｍｎ酸化物、ＳｉとＭｎの複合酸化物を有する酸化膜などによって溶融亜鉛めっきの濡れ性が著しく劣化し、不めっきなどの問題が生じる。

そこで、ＳｉやＭｎを多く含むめっき鋼板において、加工性などを高めるための技術が種々提案されている。

例えば特許文献１には、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た溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。詳細には特許文献１では、鋼板とめっき層との界面から鋼板側に形成される内部酸化層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、内部酸化層の成長に対して脱炭層の成長を著しく速めている。更に、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なるように制御された表面近傍組織が開示されている。

また、特許文献２には、疲労耐久性、耐水素脆化（耐遅れ破壊特性と同義）、曲げ性に優れた引張強さが７７０ＭＰａ以上の溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。詳細には特許文献２では、鋼板部を、めっき層との界面に直接接する軟質層と、フェライトを面積率最大の組織とする軟質層とを有する構成としている。更に、前記軟質層の厚さＤと、鋼板表層部に存在するＳｉ、Ｍｎの１種以上を含む酸化物の、めっき／地鉄界面からの深さｄとが、ｄ／４≦Ｄ≦２ｄを満たす溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。

特開２０１１−２３１３６７号公報 特許第４９４３５５８号公報

上記のとおり、これまでにも、ＳｉおよびＭｎを多く含むめっき鋼板の加工性などを向上させる技術は種々提案されている。しかし、当該めっき鋼板に要求される多様な特性、すなわち、９８０ＭＰａ以上の高強度、めっき性、曲げ性および穴拡げ性の加工性、並びに耐遅れ破壊特性も全て兼ね備えており、更には、耐衝撃吸収性にも優れた技術の提供が望まれている。

本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、めっき性、曲げ性および穴拡げ性の加工性、並びに耐遅れ破壊特性に優れており、更には耐衝撃吸収性にも優れた９８０ＭＰａ以上の溶融亜鉛めっき鋼板および合金化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にある。

上記課題を解決することのできた本発明に係る、引張強度が９８０ＭＰａ以上で高強度めっき鋼板は、素地鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有するめっき鋼板であって、（１）前記素地鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：０．５〜２．５％、Ｍｎ：２．０〜４％、Ｐ：０％超０．１％以下、Ｓ：０％超０．０５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、およびＮ：０％超０．０１％以下を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、（２）前記素地鋼板と前記めっき層との界面から素地鋼板側に向って順に、ＳｉおよびＭｎよりなる群から選択される少なくとも一種の酸化物を含む内部酸化層と、前記内部酸化層を含む層であって、且つ、前記素地鋼板の板厚をｔとしたとき、ビッカース硬さが、前記素地鋼板のｔ／４部におけるビッカース硬さの９０％以下を満足する軟質層と、マルテンサイトとベイナイトを主体とする組織で構成され、且つ、旧オーステナイトの平均粒径が２０μｍ以下である硬質層と、を有し、且つ、前記軟質層の平均深さＤが２０μｍ以上、および前記内部酸化層の平均深さｄが４μｍ以上、前記Ｄ未満を満足するところに要旨を有するものである。

本発明の好ましい実施形態において、上記素地鋼板は更に、質量％で、Ｃｒ：０％超１％以下、Ｍｏ：０％超１％以下、およびＢ：０％超０．０１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含有するものである。

本発明の好ましい実施形態において、上記素地鋼板は更に、質量％で、Ｔｉ：０％超０．２％以下、Ｎｂ：０％超０．２％以下、およびＶ：０％超０．２％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含有するものである。

本発明の好ましい実施形態において、上記素地鋼板は更に、質量％で、Ｃｕ：０％超１％以下、およびＮｉ：０％超１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含有するものである。

本発明の好ましい実施形態において、上記内部酸化層の平均深さｄと上記軟質層の平均深さＤは、Ｄ＞２ｄの関係を満足するものである。

また、上記課題を解決し得た本発明の製造方法は、上記のいずれかに記載の高強度めっき鋼板を製造する方法であって、前述した鋼中成分を満足する熱延鋼板を、６００℃以上の温度で巻取る熱延工程と、内部酸化層の平均深さｄが４μｍ以上残るように酸洗・冷間圧延する工程と、酸化帯にて、０．９〜１．４の空気比で酸化する工程と、還元帯にて、Ａｃ₃点〜Ａｃ₃点＋１００℃の範囲で均熱する工程と、均熱後、冷却停止温度までの範囲を５℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する工程と、を、この順序で含み、且つ５００℃からＡｃ₃点まで３℃／秒以上の平均速度で昇温させるところに要旨を有するものである。

また、上記課題を解決し得た本発明の他の製造方法は、上記のいずれかに記載の高強度めっき鋼板を製造する方法であって、前述した鋼中成分を満足する熱延鋼板を、５００℃以上の温度で巻取る熱延工程と、５００℃以上の温度で８０分以上保温する工程と、内部酸化層の平均深さｄが４μｍ以上残るように酸洗・冷間圧延する工程と、酸化帯にて、０．９〜１．４の空気比で酸化する工程と、還元帯にて、Ａｃ₃点〜Ａｃ₃点＋１００℃の範囲で均熱する工程と、均熱後、冷却停止温度までの範囲を５℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する工程と、を、この順序で含み、且つ５００℃からＡｃ₃点まで３℃／秒以上の平均速度で昇温させるところに要旨を有するものである。

本発明のめっき鋼板は、めっき層と素地鋼板との界面から素地鋼板側にかけて、ＳｉおよびＭｎよりなる群から選択される少なくとも一種の酸化物を含む内部酸化層と、当該内部酸化層の領域を含む軟質層と、当該軟質層以外の、マルテンサイトとベイナイトを主体とし、且つ、旧オーステナイトの平均粒径が２０μｍ以下である硬質層とを有するように構成されており、特に、内部酸化層の平均深さｄを４μｍ以上に厚く制御して水素トラップサイトとして活用しているため、水素脆化を有効に抑制し得、曲げ性および穴拡げ性の加工性、耐遅れ破壊特性の全てに優れた引張強度９８０ＭＰａ以上の高強度めっき鋼板が得られる。好ましくは、内部酸化層の平均深さｄと、当該内部酸化層の領域を含む軟質層の平均深さＤとの関係を適切に制御しているため、特に曲げ性および耐遅れ破壊特性が一層高められる。

図１は、本発明のめっき鋼板において、めっき層と素地鋼板との界面から素地鋼板側にかけての層構成を模式的に説明する図である。 図２は、本発明のめっき鋼板における内部酸化層の平均深さｄを測定するための説明図である。 図３は、軟質層の平均深さＤを決定するために用いた、ビッカース硬さの測定位置を説明する図である。

本発明者らは、ＳｉおよびＭｎを多く含む素地鋼板において、９８０ＭＰａ以上の高強度を有し、且つ、めっき性、加工性、および耐遅れ破壊特性、更には耐衝撃吸収性のすべてに優れた高強度めっき鋼板を提供するため、特に、めっき層と素地鋼板との界面から素地鋼板側にかけての層構成に着目して検討を重ねてきた。その結果、後記する図１の模式図に示すように、（ア）めっき層と素地鋼板との界面から素地鋼板側にかけての層構成を、ＳｉおよびＭｎよりなる群から選択される少なくとも一種の酸化物を含む内部酸化層を含む軟質層と、当該軟質層以外の、マルテンサイトとベイナイトを主体とし、且つ、旧オーステナイトの平均粒径が２０μｍ以下である硬質層を有するように構成すると共に、（イ）内部酸化層の平均深さｄを４μｍ以上に厚く制御すると、当該内部酸化層が水素トラップサイトとして機能し得、水素脆化を有効に抑制できるため、所期の目的を達成できること、（ウ）好ましくは、上記内部酸化層の平均深さｄと、上記内部酸化層の領域を含む軟質層の平均深さＤとの関係を適切に制御すれば、特に曲げ性および耐遅れ破壊特性が一層高められることを見出し、本発明を完成した。

本明細書において、めっき鋼板とは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両方を含む。また、本明細書において素地鋼板とは溶融亜鉛めっき層および合金化溶融亜鉛めっき層が形成される前の鋼板を意味し、上記めっき鋼板とは区別される。

また本明細書において高強度とは、引張強度が９８０ＭＰａ以上のものを意味する。

また本明細書において、加工性に優れたとは、曲げ性および穴拡げ性の両方に優れることを意味する。詳細は後記する実施例に記載の方法で、これらの特性を測定したとき、実施例の合格基準を満足するものを「加工性に優れる」と呼ぶ。

上述したように本発明のめっき鋼板は、素地鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層（以下、めっき層で代表させる場合がある。）を有している。そして本発明の特徴部分は、素地鋼板とめっき層の界面から素地鋼板側に向って順に、下記（Ａ）〜（Ｃ）の層構成を有する点にある。
（Ａ）内部酸化層：ＳｉおよびＭｎよりなる群から選択される少なくとも一種の酸化物を含む層である。内部酸化層の平均深さｄは、４μｍ以上、後記する（Ｂ）に記載の軟質層の平均深さＤ未満である。
（Ｂ）軟質層：上記内部酸化層を含み、上記素地鋼板の板厚をｔとしたとき、ビッカース硬さが、上記素地鋼板のｔ／４部におけるビッカース硬さの９０％以下を満足する。軟質層の平均深さＤは、２０μｍ以上である。
（Ｃ）硬質層：マルテンサイトとベイナイトを主体とし、且つ、旧オーステナイトの平均粒径が２０μｍ以下である組織で構成される。ここで「主体とする」とは、後記する実施例の記載の方法で組織分率を測定したとき、ベイナイトとマルテンサイトの合計面積率が８０面積％以上であり、且つ、フェライトの面積率が０面積％以上、５面積％以下のものを意味する。

以下、図１を参照しながら、本発明を特徴付ける上記（Ａ）〜（Ｃ）の層構成について、順次、詳述する。図１に示すように、本発明のめっき鋼板における素地鋼板２側の層構成は、めっき層１と素地鋼板２の界面から素地鋼板２側に向って、（Ｂ）の軟質層４と、軟質層４より素地鋼板２側の内部に（Ｃ）の硬質層５とを有する。上記（Ｂ）の軟質層４は、（Ａ）の内部酸化層３を含む。また上記軟質層４と上記硬質層５は連続的に存在する。

（Ａ）内部酸化層について
まず、めっき層１と素地鋼板２の界面に直接接する部分は、平均深さｄが４μｍ以上の内部酸化層３を有する。ここで、平均深さとは、上記界面からの平均深さを意味し、その詳細な測定方法は、後記する実施例の欄において図２を用いて説明する。

上記内部酸化層３は、ＳｉおよびＭｎの少なくとも一種を含む酸化物と、ＳｉとＭｎが酸化物を形成することにより周囲に固溶Ｓｉや固溶Ｍｎの少ないＳｉおよびＭｎの空乏層とからなる。

本発明では、上記内部酸化層３の平均深さｄを４μｍ以上に厚く制御したところに最大の特徴がある。これにより、当該内部酸化層を水素トラップサイトとして活用でき、水素脆化を抑制できると共に、曲げ性、穴拡げ性、耐遅れ破壊特性が向上する。

なお、本発明のようにＳｉおよびＭｎといった易酸化性元素を多く含む素地鋼板では、焼鈍時（後記する連続溶融亜鉛めっきラインにおける酸化・還元工程）に、素地鋼板表面にＳｉとＭｎの複合酸化膜が形成され易く、めっき性を阻害する。そこで、その対策として、酸化雰囲気で素地鋼板表面を酸化させＦｅ酸化膜を生成させた後、水素を含む雰囲気中で焼鈍（還元焼鈍）する方法が知られている。さらに、炉内雰囲気を制御することで易酸化性元素を素地鋼板表層内部に酸化物として固定させ、素地鋼板表層に固溶している易酸化性元素を低減させることで、易酸化性元素の素地鋼板表面への酸化膜の形成を防止する方法も知られている。

しかしながら、本発明者らの検討結果によれば、ＳｉおよびＭｎを多く含む素地鋼板をめっきするために汎用される酸化還元法において、還元時の水素雰囲気で水素が素地鋼板に侵入して水素脆化による曲げ性と穴拡げ性の劣化が発生すること；これらの劣化を改善するためには、ＳｉおよびＭｎよりなる群から選択される少なくとも一種の酸化物の活用が有効であることが分かった。詳細には、上記酸化物は、還元時における素地鋼板内部への水素侵入を防ぎ、曲げ性と穴拡げ性と耐遅れ破壊特性を改善し得る水素トラップサイトとして有用であり、その効果を有効に発揮させるためには、上記酸化物を含む内部酸化層の平均深さｄを４μｍ以上と厚く形成することが不可欠であることが判明した。

本発明において、内部酸化層の平均深さｄの上限は、少なくとも、後記する（Ｂ）の軟質層の平均深さＤ未満である。上記ｄの上限は、３０μｍ以下であることが好ましい。内部酸化層を厚くするには、熱延巻取り後の高温域での長時間保持が必要であるが、生産性および設備上の制約により、おおむね、上記の好ましい値になるからである。上記ｄは、１８μｍ以下であることがより好ましく、１６μｍ以下であることが更に好ましい。なお、上記ｄは、６μｍ以上であることが好ましく、８μｍ以上であることがより好ましく、１０μｍ超であることが更に好ましい。

更に本発明では、上記内部酸化層の平均深さｄを、後記する（Ｂ）の軟質層の平均深さＤとの関係で、Ｄ＞２ｄの関係式を満足するように制御することが好ましく、これにより、曲げ性および耐遅れ破壊特性、特に曲げ性が一層向上する。これに対し、前述した特許文献２では、本発明に記載の内部酸化層の平均深さｄおよび軟質層の平均深さＤに、ほぼ対応する酸化物の存在深さｄおよび軟質層の厚さＤについて、ｄ／４≦Ｄ≦２ｄを満たす溶融亜鉛めっき鋼板が開示されており、本発明で規定する上記関係式（Ｄ＞２ｄ）とは、制御の方向性が全く相違する。また、上記特許文献２では、基本的に前述したｄ／４≦Ｄ≦２ｄの関係を満足しつつ酸化物の存在深さｄの範囲を制御することが記載されているのであって、本発明のように内部酸化層の平均深さｄを４μｍ以上に厚く制御するとの基本思想は全くない。勿論、これにより、水素トラップサイトとしての作用が有効に発揮され、曲げ性、穴拡げ性、耐遅れ破壊特性が向上するという本発明の効果も記載されていない。

なお、本発明において、上記内部酸化層の平均深さｄを４μｍ以上に制御するためには、連続溶融亜鉛めっきラインに通板する前の冷延鋼板における内部酸化層の平均深さを４μｍ以上に制御することが必要である。詳細は、製造方法の欄で後述する。すなわち、後記する実施例に示すように、酸洗、冷間圧延後の内部酸化層は、めっきライン通板後の最終的に得られるめっき鋼板中の内部酸化層に引き継がれる。

（Ｂ）軟質層について
本発明において軟質層４は、図１に示すように、上記（Ａ）の内部酸化層３の領域を含む層であって、且つ、ビッカース硬さが、素地鋼板２のｔ／４部におけるビッカース硬さの９０％以下を満足するものである。上記ビッカース硬さの詳細な測定方法は、後記する実施例の欄で説明する。

上記軟質層は、後記する（Ｃ）の硬質層よりビッカース硬さが低い軟質の組織であり、変形能に優れるため、特に曲げ性が向上する。すなわち、曲げ加工時には、素地鋼板表層部が割れの起点となるが、本発明のように素地鋼板表層に所定の軟質層を形成させることにより、特に曲げ性が改善される。更に上記軟質層の形成により、上記（Ａ）内の酸化物が曲げ加工時における割れの起点となることを防止でき、前述した水素トラップサイトとしてのメリットのみを享受することができる。その結果、曲げ性のみならず耐遅れ破壊特性も一層向上する。

このような軟質層形成による効果を有効に発揮させるためには、上記軟質層の平均深さＤを２０μｍ以上とする。上記Ｄは、２２μｍ以上であることが好ましく、２４μｍ以上であることがより好ましい。一方、上記軟質層の平均深さＤが厚すぎると、めっき鋼板自体の強度が低下するため、その上限を１００μｍ以下とすることが好ましい。上記Ｄは、６０μｍ以下であることがより好ましい。

（Ｃ）硬質層について
本発明において硬質層は、図１に示すように、上記（Ｂ）の軟質層４の素地鋼板２側に形成され、且つ、マルテンサイトとベイナイトを主体とし、旧オーステナイトの平均粒径が２０μｍ以下である微細な組織で構成される。上記硬質層５のマルテンサイトは焼き戻しされていても良い。ここで「主体とする」とは、後記する実施例の記載の方法で組織分率を測定したとき、全組織に対する、ベイナイトとマルテンサイトの合計面積率が８０面積％以上であり、且つ、全組織に対するフェライトの面積率が０面積％以上５面積％以下のものを意味する。硬質層のベイナイトとマルテンサイトの合計面積率は多い程良く、好ましくは９３面積％以上である。一方、フェライトの面積率は少ない程良く、５面積％以下が好ましく、３面積％以下がより好ましく、最も好ましくは０面積％である。

本発明者らが研究したところ、旧オーステナイト粒径を小さくすれば曲げ性、穴拡げ性の加工性、および耐遅れ破壊特性が改善されることが分かった。これは、旧オーステナイト粒が粗大になると、応力集中によりき裂が発生し易くなるが、旧オーステナイトを微細化することによって、応力集中を緩和させ、き裂の発生を抑制できるためであると考えられる。

このように曲げ性、穴拡げ性の加工性、および耐遅れ破壊特性を確保するためには、旧オーステナイトの微細化を図ることが有効である。こうした観点から、旧オーステナイトの平均粒径は２０μｍ以下とする必要がある。好ましくは１８μｍ以下であり、より好ましくは１６μｍ以下である。旧オーステナイトの平均粒径の下限は上記観点からは特に制限されないが、実操業ラインでの製造能力や生産性を考慮すると３μｍ程度であってもよい。

硬質層は、上記組織のほか、本発明の作用を損なわない範囲で、製造上不可避的に混入し得る組織、例えば、残留オーステナイト（γ）、パーライトなどを含んでもいても良い。上記組織は、最大でも１５面積％以下であり、少ない程良い。なお上記組織は、後記する表３では、「その他」と記載している。

上記硬質層の形成により、曲げ性および穴拡げ性が向上する。すなわち、曲げ割れや穴拡げ時のき裂は、一般に、軟質相、例えばフェライト；硬質相、例えばマルテンサイトおよびベイナイトの界面で応力集中することにより発生する。そのため、上記き裂を抑制するためには、軟質相と硬質相の硬度差を低減することが必要である。そこで本発明では、素地鋼板内部の組織を、軟質なフェライトの占める比率を最大でも５面積％以下に抑制し、ベイナイトとマルテンサイトを主体とする硬質層とした。更に、上記硬質層では、フェライトの比率を抑制しているため、降伏比（ＹＲ）が高くなり、耐衝撃吸収性も向上する。

なお、本発明における硬質層は、上記のようにベイナイトとマルテンサイトを主体として含んでいれば良く、ベイナイトとマルテンサイトのそれぞれの比率は何ら限定されない。本発明では、上記要件を満足する限り、硬質層形成による上記効果が発揮されるためである。よって、上記硬質層は、上記要件を満足する限り、ベイナイト＞マルテンサイト、ベイナイト＝マルテンサイト、ベイナイト＜マルテンサイトのいずれの関係も満足し得る。また、ベイナイトのみから構成され、マルテンサイトを全く含まない態様；逆にマルテンサイトのみから構成され、ベイナイトを全く含まない態様の両方が、本発明の範囲に包含される。上記観点から、後記する実施例では、ベイナイトとマルテンサイトを区別して観察せず、合計面積のみを測定し、その結果を表３に示している。

以上、本発明を最も特徴付けるめっき層と素地鋼板の界面から素地鋼板側に向けての層構成について説明した。

次に、本発明に用いられる鋼中成分について説明する。

本発明のめっき鋼板は、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：０．５〜２．５％、Ｍｎ：２．０〜４％、Ｐ：０％超０．１％以下、Ｓ：０％超０．０５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、およびＮ：０％超０．０１％以下を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる。

Ｃ：０．０５〜０．２５％
Ｃは、焼入れ性を向上させ、またマルテンサイトの硬質化効果により、鋼の高強度化に重要な元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Ｃ量の下限を０．０５％以上とする。Ｃ量の好ましい下限は０．０８％以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。しかし、Ｃを過剰に添加すると、軟質相と硬質相の硬度差が大きくなり、加工性および耐遅れ破壊特性が低下するため、Ｃ量の上限を０．２５％とする。Ｃ量の好ましい上限は０．２％以下であり、より好ましくは０．１８％以下である。

Ｓｉ：０．５〜２．５％
Ｓｉは固溶強化により鋼の強度を高め、加工性向上にも有効な元素である。また、内部酸化層を生成し、水素脆化の抑制作用も有する。このような効果を有効に発揮させるため、Ｓｉ量の下限を０．５％以上とする。Ｓｉ量の好ましい下限は０．７５％以上であり、より好ましくは１％以上である。しかし、Ｓｉはフェライト生成元素であり、Ｓｉを過剰に添加すると、フェライトの生成を抑制できず、軟質相と硬質相の硬度差が大きくなり、加工性が低下する。更には、めっき性も悪くなるため、Ｓｉ量の上限を２．５％とする。Ｓｉ量の好ましい上限は２％以下であり、より好ましくは１．８％以下である。

Ｍｎ：２．０〜４％
Ｍｎは、焼入れ性向上元素であり、フェライトおよびベイナイトを抑制し、マルテンサイトを生成させて高強度化に寄与する。このような効果を有効に発揮させるため、Ｍｎ量の下限を２．０％以上とする。Ｍｎ量の好ましい下限は２．３％以上であり、より好ましくは２．５％以上である。しかし、Ｍｎを過剰に添加すると、めっき性が低下し、また偏析も著しくなる。更に、Ｐの粒界偏析を助長する虞がある。そのため、Ｍｎ量の上限を４％とする。Ｍｎ量の好ましい上限は３．５％以下である。

Ｐ：０％超０．１％以下
Ｐは、固溶強化元素として鋼の強化に有用な元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Ｐ量の下限を０％超とする。しかし、過剰に添加すると、加工性のほか、溶接性、靱性を劣化させる虞があるため、その上限を０．１％以下とする。Ｐ量は少ない方が良く、好ましくは０．０３％以下、より好ましくは０．０１５％以下である。

Ｓ：０％超０．０５％以下
Ｓは、不可避的に含有する元素であり、ＭｎＳなどの硫化物を形成し、割れの起点なり、加工性を劣化させる虞がある。そのため、Ｓ量の上限を０．０５％以下とする。Ｓ量は少ない方が良く、好ましくは０．０１％以下、より好ましくは０．００８％以下である。

Ａｌ：０．０１〜０．１％
Ａｌは、脱酸剤として作用する。またＡｌはＮと結合してＡｌＮとなり、オーステナイト粒径の微細化により加工性および耐遅れ破壊特性も向上する。このような作用を有効に発揮させるため、Ａｌ量の下限を０．０１％以上とする。Ａｌ量の好ましい下限は０．０２％以上であり、より好ましくは０．０３％以上である。しかし、Ａｌを過剰に添加すると、アルミナなどの介在物が増加して加工性が劣化するほか、靱性も劣化するようになる。そのため、Ａｌ量の上限を０．１％とする。Ａｌ量の好ましい上限は０．０８％以下であり、より好ましくは０．０５％以下である。

Ｎ：０％超０．０１％以下
Ｎは、不可避的に含有する元素であるが、過剰に含まれると加工性が劣化する。また、鋼中にＢ（ホウ素）を添加した場合には、ＢＮ析出物が生成し、Ｂによる焼入れ性向上作用を阻害するため、Ｎはできるだけ低減する方が良い。そのため、Ｎ量の上限を０．０１％以下とする。Ｎ量の好ましい上限は０．００８％以下であり、より好ましくは０．００５％以下である。

本発明のめっき鋼板は上記成分を含有し、残部は鉄および不可避不純物である。

更に本発明では、以下の選択元素を含有することができる。

Ｃｒ：０％超１％以下、Ｍｏ：０％超１％以下、およびＢ：０％超０．０１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種
これらの元素は、鋼板の強度上昇に有効な元素である。これらの元素は単独で添加しても良いし、二種以上を併用しても良い。

詳細には、Ｃｒは焼入れ性を向上させ、強度上昇に寄与する。更にＣｒは、セメンタイトの生成や成長を抑制し、曲げ性改善に寄与する。このような作用を有効に発揮させるため、Ｃｒ量の好ましい下限を０．０１％以上とする。しかし、Ｃｒを過剰に添加するとめっき性が低下する。またＣｒ炭化物が過剰に生成し、加工性が低化する。よって、Ｃｒ量の好ましい上限を１％以下とする。より好ましくは０．７％以下であり、更に好ましくは０．４％以下である。

Ｍｏは高強度化に有効であり、そのため、Ｍｏ量の好ましい下限を０．０１％以上とする。但し、Ｍｏを過剰に添加しても上記作用が飽和し、コスト高となる。そのため、Ｍｏの好ましい上限を１％以下とする。より好ましくは０．５％以下であり、更に好ましくは０．３％以下である。

ＢはＭｎと同様、焼入れ性向上元素であり、フェライトおよびベイナイトを抑制し、マルテンサイトを生成させ、高強度化に寄与する元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Ｂ量の好ましい下限を０．０００２％以上とする。より好ましくは０．００１０％以上である。しかし、Ｂ量が過剰になると、熱間加工性が劣化するため、Ｂ量の好ましい上限を０．０１％以下とする。より好ましくは０．００７０％以下であり、更に好ましくは０．００５０％以下である。

Ｔｉ：０％超０．２％以下、Ｎｂ：０％超０．２％以下、およびＶ：０％超０．２％以下よりなる群から選択される少なくとも一種
これらの元素は、組織微細化による加工性および耐遅れ破壊特性向上に有効な元素である。これらの元素は単独で添加しても良いし、二種以上を併用しても良い。

上記作用を有効に発揮させるため、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのそれぞれの好ましい下限を、０．０１％以上とする。しかし、各元素の含有量が過剰になると、フェライトが生成し、加工性が劣化するため、各元素の好ましい上限を０．２％以下とする。いずれの元素も、より好ましくは０．１５％以下であり、更に好ましくは０．１０％以下である。

Ｃｕ：０％超１％以下、およびＮｉ：０％超１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種
ＣｕおよびＮｉは、高強度化に有効な元素である。これらの元素は単独で添加しても良いし、併用しても良い。

上記作用を有効に発揮させるため、Ｃｕ、Ｎｉのそれぞれの好ましい下限を、０．０１％以上とする。しかし、各元素の含有量が過剰になると熱間加工性が低下するため、各元素の好ましい上限を１％以下とする。いずれの元素も、より好ましくは０．８％以下であり、更に好ましくは０．５％以下である。

以上、本発明の鋼中成分について説明した。

次に、本発明のめっき鋼板を製造する方法について説明する。本発明の製造方法は、熱延巻取り後に、保温せずに直ちに酸洗する第一の方法と、熱延巻取り後に保温してから酸洗する第二の方法を含む。保温の有無により、第一の方法（保温なし）と第二の方法（保温あり）とは、熱延巻取温度の下限が相違するが、それ以外の工程は同じである。以下、詳述する。

［第一の製造方法（保温なし）］
本発明に係る第一の製造方法は、熱延工程と、酸洗、冷延工程と、連続溶融Ｚｎめっきライン（ＣＧＬ（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ Ｇａｌｖａｎｉｚｉｎｇ Ｌｉｎｅ））での酸化工程、還元工程、およびめっき工程とに大別される。そして本発明の特徴部分は、上記鋼中成分を満足する鋼板を、６００℃以上の温度で巻取ることにより内部酸化層を形成した熱延鋼板を得る熱延工程と、内部酸化層の平均深さｄが４μｍ以上残るように酸洗・冷間圧延する工程と、酸化帯にて、０．９〜１．４の空気比で酸化する工程と、還元帯にてＡｃ₃点〜Ａｃ₃点＋１００℃の範囲で均熱する工程と、均熱後、冷却停止温度までの範囲を５℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する工程と、を、この順序で含み、且つ５００℃からＡｃ₃点まで３℃／秒以上の平均速度で昇温させるところにある。

以下、工程順に説明する。

まず、上記鋼中成分を満足する熱延鋼板を準備する。熱間圧延は常法に従って行えばよく、例えば、オーステナイト粒の粗大化を防止するために、加熱温度は１１５０〜１３００℃程度とすることが好ましい。また、仕上げ圧延温度は、おおむね、８５０〜９５０℃に制御することが好ましい。

そして本発明では、熱間圧延後の巻取温度を６００℃以上に制御することが重要である。これにより、素地鋼板表面に内部酸化層を形成させ、かつ脱炭により軟質層も形成するので、めっき後の鋼板に所望とする内部酸化層と軟質層を得ることができるようになる。巻取温度が６００℃未満の場合、内部酸化層および軟質層が十分に生成されない。また、熱延鋼板の強度が高くなり、冷延性が低下する。好ましい巻取温度は、６２０℃以上であり、より好ましくは６４０℃以上である。但し、巻取温度が高くなり過ぎると、黒皮スケールが成長し過ぎて、酸洗で溶解できないため、その上限を７５０℃以下とすることが好ましい。

次に、このようにして得られた熱延鋼板を、内部酸化層の平均深さｄが４μｍ以上残るように酸洗・冷間圧延を行なう。これにより、内部酸化層のみならず軟質層も残るため、めっき後に所望とする軟質層も生成させやすくなる。酸洗条件の制御によって内部酸化層の厚さを制御することは公知であり、具体的には、使用する酸洗液の種類や濃度などに応じて、所望とする内部酸化層の厚さを確保できるように、酸洗の温度や時間などを適切に制御すれば良い。

例えば酸洗液としては、塩酸、硫酸、硝酸などの鉱酸を用いることができる。

また、一般に酸洗液の濃度や温度が高く、酸洗時間が長いと、内部酸化層が溶解して薄くなる傾向にある。逆に酸洗液の濃度や温度が低く、酸洗時間が短いと、酸洗による黒皮スケール層の除去が不十分になる。よって、例えば塩酸を用いる場合、濃度を約３〜２０％、温度を６０〜９０℃、時間を約３５〜２００秒に制御することが推奨される。

なお、酸洗槽の数は特に限定されず、複数の酸洗槽を使用してもよい。また、酸洗液中には、例えばアミンなどの酸洗抑制剤、すなわちインヒビターや、酸洗促進剤などを添加してもよい。

酸洗後、内部酸化層の平均深さｄが４μｍ以上残るように冷延を行なう。冷延条件は、冷延率が約２０〜７０％の範囲に制御することが好ましい。

次に、酸化および還元を行なう。

詳細には、まず、酸化帯にて、０．９〜１．４の空気比で酸化する。空気比とは、供給される燃焼ガスを完全燃焼させるために理論上必要となる空気量に対して、実際に供給される空気量の比を意味する。空気比が１より高いと酸素が過剰状態となり、空気比が１より低いと酸素が不足状態となる。後述する実施例では、燃焼ガスとしてＣＯガスを使用している。

空気比が上記範囲となる雰囲気で酸化することにより、脱炭が促進されるため、所望とする軟質層が形成され、曲げ性が改善される。また、表面にＦｅ酸化膜を生成させることができ、めっき性に有害な複合酸化膜などの生成を抑制できる。空気比が０．９未満では、脱炭が不十分となり、充分な軟質層が形成されないため、曲げ性が劣化する。また、上記Ｆｅ酸化膜の生成が不十分となり、上記複合酸化膜などの生成を抑制できずにめっき性が劣化する。上記空気比は、０．９以上に制御する必要があり、１．０以上に制御することが好ましい。一方、空気比が１．４超と高くなると、Ｆｅ酸化膜が過剰に生成し、次の還元炉で十分に還元できず、めっき性が阻害される。上記空気比は、１．４以下に制御する必要があり、１．２以下に制御することが好ましい。

上記酸化帯では、特に空気比を制御することが重要であり、それ以外の条件は、通常用いられる方法を採用することができる。例えば、上記酸化温度の好ましい下限は５００℃以上であり、より好ましくは７５０℃以上である。また、上記酸化温度の上限は９００℃以下であり、より好ましくは８５０℃以下である。

次いで、還元帯にて、酸化膜を水素雰囲気で還元する。本発明では、フェライトを抑制して所望とする硬質層を得るため、オーステナイト単相域で加熱する必要があり、Ａｃ₃点〜Ａｃ₃点＋１００℃の範囲で均熱処理する。均熱温度がＡｃ₃点を下回ると、フェライトが過剰になり、一方、Ａｃ₃点＋１００℃を超えると、オーステナイトが粗大になり、加工性が劣化する。好ましい均熱温度は、Ａｃ₃点＋１５℃以上、Ａｃ₃点＋８５℃以下である。

更に、旧オーステナイトの平均粒径が２０μｍ以下である硬質層を得るために、５００℃からＡｃ₃点までの温度範囲を３℃／秒以上の平均昇温速度で加熱する。平均昇温速度が３℃／秒を下回ると旧オーステナイトの平均粒径が大きくなり、曲げ性、穴拡げ性の加工性、および耐遅れ破壊特性が低下する。好ましい平均昇温速度の下限は４℃／秒以上、より好ましくは５℃／秒以上である。平均昇温速度の上限は特に制限されないが素地鋼板温度の制御のし易さや、設備コストを考慮すると２０℃／秒以下であることが好ましく、より好ましくは１８℃／秒以下である。

本発明では、少なくとも上記温度範囲を３℃／秒以上の平均昇温速度で加熱することが重要であって、上記温度範囲を外れる温度域（５００℃未満の温度域、またはＡｃ₃点を超える温度域）の平均昇温速度は特に限定されず、上記と同様、３℃／秒以上の平均昇温速度であっても良いし、或は、３℃／秒未満の平均昇温速度であっても良い。例えば上記「５００℃からＡｃ₃点までの温度範囲」は、好ましくは酸化帯の温度域に相当するが、酸化帯を３℃／秒以上の平均昇温速度で加熱した後、そのまま３℃／秒以上の平均昇温速度で還元帯を加熱しても良い。

なお、本発明においてＡｃ₃点は、下式（ｉ）に基づいて算出される。式中［ ］は各元素の含有量（質量％）を表す。この式は、「レスリー鉄鋼材料学」（丸善株式会社発行、Ｗｉｌｌｉａｍ Ｃ． Ｌｅｓｌｉｅ著、ｐ２７３）に記載されている。
Ａｃ₃（℃）＝９１０−２０３×［Ｃ］^1/2−１５．２×［Ｎｉ］＋４４．７×［Ｓｉ］＋１０４×［Ｖ］＋３１．５×［Ｍｏ］＋１３．１×［Ｗ］−｛３０×［Ｍｎ］＋１１×［Ｃｒ］＋２０×［Ｃｕ］−７００×［Ｐ］−４００×［Ａｌ］−１２０×［Ａｓ］−４００×［Ｔｉ］｝ ・・・（ｉ）

上記還元炉では、特に均熱温度を制御することが重要であり、それ以外の条件は、通常用いられる方法を採用することができる。例えば、還元帯の雰囲気は水素と窒素を含み、水素濃度は約５〜２５体積％の範囲に制御することが好ましい。また、露点は−３０〜−６０℃に制御することが好ましい。

また、均熱処理時の保持時間は短時間だと還元が不十分となりめっき性が阻害され、長時間だと旧オーステナイト粒が粗大となるおそれがある。これらを考慮すると、好ましい保持時間は、例えば１０秒以上、１００秒以下であり、より好ましくは３０秒以上、８０秒以下である。

次いで、冷却する。冷却時の平均冷却速度は、フェライトの生成を抑制し得るよう、５℃／秒以上に制御する。好ましくは８℃／秒以上、より好ましくは１０℃／秒以上である。平均冷却速度の上限は特に限定されないが、素地鋼板温度の制御のし易さや、設備コストなどを考慮すると、おおむね、１００℃／秒以下に制御することが好ましい。より好ましい平均冷却速度は５０℃／秒以下であり、更に好ましくは３０℃／秒以下である。

冷却停止温度は、フェライトが生成しない温度域まであれば良く、例えば５５０℃以下まで冷却することが好ましい。冷却停止温度の好ましい下限は、例えば４５０℃以上、より好ましくは４６０℃以上、更に好ましくは４７０℃以上である。

本発明では、少なくとも上記冷却停止温度までの平均冷却速度を適切に制御することが重要であって、その後の冷却方法は上記に限定されない。例えば、冷却後、溶融亜鉛めっきする際のめっき浴温度まで加熱する場合は、上述した好ましい冷却停止温度を下回って冷却しても良い（例えば後記する表１のＮｏ．１１を参照）。或いは、所定温度まで冷却した後、水冷しても良い。

その後、常法に従って、溶融亜鉛めっきを行なう。溶融亜鉛めっきの方法は特に限定されず、例えば、上記めっき浴温度の好ましい下限は４００℃以上であり、より好ましくは４４０℃以上である。また、上記めっき浴温度の好ましい上限は５００℃以下であり、より好ましくは４７０℃以下である。めっき浴の組成は特に限定されず、公知の溶融亜鉛めっき浴を用いればよい。また、溶融亜鉛めっき後の冷却条件も特に限定されず、例えば、常温までの平均冷却速度を、好ましくは約１℃／秒以上、より好ましくは５℃／秒以上に制御することが好ましい。上記平均冷却速度の上限は特に規定されないが、素地鋼板温度の制御のし易さや、設備コストなどを考慮すると、約５０℃／秒以下に制御するのが好ましい。上記平均冷却速度は、好ましくは４０℃／秒以下、より好ましくは３０℃／秒以下である。

更に、必要に応じて、常法により合金化処理を施しても良く、これにより、合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。合金化処理の条件も特に限定されず、例えば上記条件で溶融亜鉛めっきを行なった後、５００〜６００℃程度、特に５３０〜５８０℃程度で、５〜３０秒程度、特に１０〜２５秒程度保持して行うことが好ましい。上記範囲を下回ると、合金化が不十分である。一方、上記範囲を超えると合金化が過度に進行し、めっき鋼板のプレス成型時にめっき剥離が発生する虞がある。更にフェライトも生成し易くなる。合金化処理は、例えば、加熱炉、直火、または赤外線加熱炉などを用いて行えばよい。加熱手段も特に限定されず、例えば、ガス加熱、インダクションヒーター加熱すなわち高周波誘導加熱装置による加熱など慣用の手段を採用できる。

合金化処理の後、常法に従って冷却することにより合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。常温までの平均冷却速度は、約１℃／秒以上に制御することが好ましい。

［第二の製造方法（保温あり）］
本発明に係る第二の製造方法は、上記鋼中成分を満足する熱延鋼板を、５００℃以上の温度で巻取る熱延工程と、５００℃以上の温度で８０分以上保温する工程と、内部酸化層の平均深さｄが４μｍ以上残るように酸洗・冷間圧延する工程と、酸化帯にて、０．９〜１．４の空気比で酸化する工程と、還元帯にて、Ａｃ₃点〜Ａｃ₃点＋１００℃の範囲で均熱する工程と、均熱後、冷却停止温度までの範囲を５℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する工程と、をこの順序で含み、且つ５００℃からＡｃ₃点まで３℃／秒以上の平均速度で昇温させる。前述した第一の製造方法と対比すると、上記第二の製造方法では、熱延後巻取温度の下限を５００℃以上にしたこと、熱延工程の後に保温工程を設けたことの二点でのみ上記第一の製造方法と相違する。よって、以下では、当該相違点のみ説明する。上記第一の製造方法と一致する工程は、上記第一の製造方法を参照すればよい。

上記のように保温工程を設けた理由は、保温により酸化できる温度域での長時間保持が可能となり、所望の内部酸化層と軟質層が得られる巻取温度範囲の下限を広げられるためである。また、素地鋼板の表層と内部の温度差を少なくして素地鋼板の均一性も高められるという利点もある。

まず、上記第二の製造方法では、熱間圧延後の巻取温度を５００℃以上に制御する。上記第二の製造方法では、以下に詳述するように、その後に保温工程を設けたため、前述した第一の製造方法における巻取温度の下限である６００℃よりも、低く設定することができる。好ましい巻取温度は５４０℃以上であり、より好ましくは５７０℃以上である。なお、巻取温度の好ましい上限は前述した第一の製造方法と同じであり、７５０℃以下とすることが好ましい。

次に、このようにして得られた熱延鋼板を５００℃以上の温度で８０分以上保温する。これにより、所望の内部酸化層を得ることができる。保温による上記効果が有効に発揮されるよう、上記熱延鋼板を、例えば断熱性のある装置に入れて保温することが好ましい。本発明に用いられる上記装置は、断熱性の素材で構成されていれば特に限定されず、このような素材として、例えば、セラミックファイバーなどが好ましく用いられる。

上記効果を有効に発揮させるためには、５００℃以上の温度で８０分以上保温することが必要である。好ましい温度は５４０℃以上であり、より好ましくは５６０℃以上である。また、好ましい時間は１００分以上であり、より好ましくは１２０分以上である。なお、上記温度および時間の上限は、酸洗性や生産性などを考慮すると、おおむね、７００℃以下、５００分以下に制御することが好ましい。

以上、本発明に係る第一および第二の製造方法について説明した。

上記製造方法によって得られる本発明のめっき鋼板には、更に各種塗装や塗装下地処理、例えば、リン酸塩処理などの化成処理；有機皮膜処理、例えば、フィルムラミネートなどの有機皮膜の形成などを行なってもよい。

各種塗装に用いる塗料には、公知の樹脂、例えばエポキシ樹脂、フッ素樹脂、シリコンアクリル樹脂、ポリウレタン樹脂、アクリル樹脂、ポリエステル樹脂、フェノール樹脂、アルキッド樹脂、メラミン樹脂などを使用できる。耐食性の観点から、エポキシ樹脂、フッ素樹脂、シリコンアクリル樹脂が好ましい。前記樹脂とともに、硬化剤を使用しても良い。また塗料は、公知の添加剤、例えば、着色用顔料、カップリング剤、レベリング剤、増感剤、酸化防止剤、紫外線安定剤、難燃剤などを含有していても良い。

本発明において塗料形態に特に限定はなく、あらゆる形態の塗料、例えば、溶剤系塗料、水系塗料、水分散型塗料、粉体塗料、電着塗料などを使用できる。また塗装方法も特に限定されず、ディッピング法、ロールコーター法、スプレー法、カーテンフローコーター法、電着塗装法などを使用できる。めっき層、有機皮膜、化成処理皮膜、塗膜などの被覆層の厚みは、用途に応じて適宜設定すれば良い。

本発明の高強度めっき鋼板は、超高強度で、しかも加工性（曲げ性および穴拡げ性）、耐遅れ破壊特性に優れているため、自動車用強度部品、例えば、フロントやリア部のサイドメンバ、クラッシュボックスなどの衝突部品をはじめ、センターピラーレインフォースなどのピラー類、ルーフレールレインフォース、サイドシル、フロアメンバー、キック部などの車体構成部品に使用できる。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限されず、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

下記表１に示す成分組成で残部は、鉄および不可避不純物のスラブを１２５０℃に加熱し、仕上げ圧延温度９００℃で２．４ｍｍまで熱間圧延した後、表２に示す温度で巻き取った。

一部の例Ｎｏ．２５〜２７、３２については、その後、セラミックファイバーの断熱装置に入れて、表２に示す条件で保温した。５００℃以上の保温時間は、コイル外周部に取り付けた熱電対を用いて測定した。

次に、このようにして得られた熱延鋼板を、以下の条件で酸洗した後、冷延率５０％で冷間圧延した。冷延後の板厚は１．２ｍｍである。
酸洗液：１０％塩酸、温度：８２℃、酸洗時間：表２のとおり。

次に、連続溶融Ｚｎめっきラインにて、表２に示す条件で焼鈍（酸化、還元）および冷却を行なった。ここで、連続溶融Ｚｎめっきラインに設置された酸化炉の温度は８００℃、還元炉における水素濃度は２０体積％で残部は窒素および不可避不純物、露点：−４５℃に制御した。また、表２に示す均熱温度での保持時間はすべて、５０秒とした。

その後、下記Ｎｏ．１０、１１を除いて、４６０℃の亜鉛めっき浴に浸漬した後、室温まで平均冷却速度１０℃／秒で冷却し、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）を得た（Ｎｏ．２３）。合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）については、上記の亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを施した後、５００℃に加熱し、この温度で２０秒間保持して合金化処理を行ってから、室温まで平均冷却速度１０℃／秒で冷却した（Ｎｏ．１〜９、１２〜２２、２４〜３３）。

なお、Ｎｏ．１０では、表２に記載の冷却停止温度２００℃まで冷却した後、４６０℃まで加熱してから亜鉛めっき浴に浸漬し、上記と同様にしてＧＡ鋼板を得た。また、Ｎｏ．１１では、表２に示すように、平均冷却速度１０℃／秒で６００℃まで冷却した後、水冷（ＷＱ（Ｗａｔｅｒ−Ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ））し、その後４６０℃まで加熱してから亜鉛めっき浴に浸漬し、上記と同様にしてＧＡ鋼板を得た。

このようにして得られためっき鋼板、すなわちＧＩまたはＧＡについて、以下の特性を評価した。なお、内部酸化層の平均深さは、以下に示すように、めっき鋼板のみならず、参考のため、酸洗、冷間圧延後の素地鋼板についても同様に測定した。これは、熱間圧延後の巻取温度や酸洗条件などの制御により、焼鈍前の冷延鋼板において、既に、所望とする内部酸化層の平均深さが得られていることを確認するためである。

（１）めっき鋼板における内部酸化層の平均深さｄの測定
めっき鋼板の板幅をＷとしたとき、Ｗ／４部からサイズ５０ｍｍ×５０ｍｍの試験片を採取した後、グロー放電発光分析法（ＧＤ−ＯＥＳ（Ｇｌｏｗ Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ−Ｏｐｔｉｃａｌ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ)）にて、めっき層表面からのＯ量、Ｆｅ量、およびＺｎ量をそれぞれ分析し、定量した。詳細には、堀場製作所製ＧＤ−ＰＲＯＦＩＬＥＲ２型ＧＤＡ７５０のＧＤ−ＯＥＳ装置を用いて、上記試験片の表面を、Ａｒグロー放電領域内で高周波スパッタリングし、スパッタされるＯ、Ｆｅ、Ｚｎの各元素のＡｒプラズマ内における発光線を連続的に分光することによって、素地鋼板の深さ方向における各元素量プロファイル測定した。スパッタ条件は以下のとおりであり、測定領域は、めっき層表面から深さ５０μｍまでとした。

（スパッタリング条件）
パルススパッタ周波数：５０Ｈｚ
アノード径（分析面積）：直径６ｍｍ
放電電力：３０Ｗ
Ａｒガス圧：２．５ｈＰａ

分析結果を図２に示す。図２に示すように、めっき層表面からのＺｎ量とＦｅ量が等しくなる位置をめっき層と素地鋼板の界面とした。また、めっき層表面から深さ４０〜５０μｍでの各測定位置におけるＯ量の平均値をバルクのＯ量平均値とし、それより０．０２％高い範囲、すなわち、Ｏ量≧（バルクのＯ量平均値＋０．０２％）を内部酸化層と定義し、その最大深さを内部酸化層深さとした。同様の試験を、３つの試験片を用いて実施し、その平均を内部酸化層の平均深さｄとした。

（２）酸洗・冷間圧延後の内部酸化層深さの測定（参考）
酸洗・冷間圧延後の素地鋼板を用いたこと以外は上記（１）と同様にして、内部酸化層の平均深さを算出した。

（３）軟質層の平均深さＤの測定
めっき鋼板の板幅Ｗ方向に対して垂直な断面であるＷ／４部を露出させ、サイズ２０ｍｍ×２０ｍｍの試験片を採取した後、樹脂に埋め込み、めっき層と素地鋼板の界面から素地鋼板の板厚ｔ内部に向かってビッカース硬さを測定した。測定はビッカース硬度計を用い、荷重３ｇｆにて行った。詳細には図３に示すように、めっき層と素地鋼板の界面から板厚内部深さ１０μｍの測定位置から、板厚内部に向かって５μｍピッチごとに測定を行い、深さ１００μｍまでビッカース硬さを測定した。測定点同士の間隔；すなわち図３中、×と×の距離は、最低でも１５μｍ以上とした。各深さでｎ＝１ずつビッカース硬さを測定し、板厚内部方向の硬さ分布を調査した。更に、素地鋼板のｔ／４部におけるビッカース硬さを、ビッカース硬度計を用いて荷重１ｋｇｆにて測定した（ｎ＝１）。素地鋼板のｔ／４部と比較してビッカース硬さが９０％以下の領域を軟質層とし、その深さを計算した。同様の処理を、同じ試験片で１０箇所実施し、その平均を軟質層の平均深さＤとした。

（４）めっき鋼板の組織分率の測定方法
めっき鋼板の板幅Ｗ方向に対して垂直な断面であるＷ／４部を露出させ、この断面を研磨し、更に電解研磨した後、ナイタールで腐食させたものをＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）観察した。観察位置は素地鋼板の板厚をｔとしたときｔ／４位置とし、観察倍率は２０００倍、観察領域は４０μｍ×４０μｍとした。ＳＥＭで撮影した金属組織写真を画像解析し、マルテンサイトとベイナイト（両者は区別せず）、およびフェライトの面積率を夫々測定した。表３中、α＝フェライト、（Ｂ＋Ｍ）＝（ベイナイト＋マルテンサイト）を意味する。また、表３中、「その他」の組織の面積分率は、１００面積％から、マルテンサイトとベイナイト、およびフェライトの各面積率を引いて算出した。観察は任意に３視野について行い、平均値を算出した。

（５）めっき鋼板の旧オーステナイトの平均粒径の測定方法
めっき鋼板の板幅Ｗ方向に対して垂直な断面であるＷ／４部を露出させ、この断面を研磨し、ピクリン酸飽和水溶液と０．５％のアルキルスルホン酸ナトリウムの混合液にてエッチングし旧オーステナイト粒界を現出させた。次いで、ＪＩＳ Ｇ ０５５１の切断法でｔ／４部位の組織の平均粒度番号Ｇを求めた。詳細には、上記ｔ／４部位の組織の１つの視野で試験線が少なくとも５０個の結晶粒と交差するように光学顕微鏡の倍率を決定し、無作為に選択された少なくとも５つの視野で、試験線と交差した少なくとも２５０個の結晶粒数を用いて、平均粒度番号Ｇを求めた。この平均粒度番号Ｇより断面積１ｍｍ²当たりの平均結晶粒数ｍを算出して、旧オーステナイトの平均粒径ｄ（ｍｍ）をｄ（ｍｍ）＝１／√ｍの式で求めた。表３中「−」は、ベイナイトとマルテンサイトの合計面積率が小さいために旧オーステナイトを観察できなかった例である。

（６）引張試験の測定方法
めっき鋼板の圧延方向に垂直な方向と試験片の長手方向が平行になるようにＪＩＳ １３号Ｂ引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１に従ってＣ方向の引張強度（ＴＳ）および降伏応力（ＹＳ）を測定した。ＴＳおよびＹＳより、降伏比ＹＲ（ＹＳ／ＴＳ）を算出した。

本実施例では、引張強度ＴＳが９８０ＭＰａ以上のものを高強度（合格）と評価した。また、ＹＲが６０％以上のものを耐衝撃吸収性に優れる（合格）と評価した。

（７）曲げ加工試験
めっき鋼板の圧延方向に垂直な方向と試験片の長手方向が平行になるようにめっき鋼板から切り出した２０ｍｍ×７０ｍｍの試験片を用意し、曲げ稜線が長手方向となるように９０°Ｖ曲げ試験を行った。曲げ半径Ｒを適宜変化させて試験を実施し、試験片に割れが発生することなく曲げ加工できる最小曲げ半径Ｒｍｉｎを求めた。

Ｒｍｉｎを素地鋼板の板厚ｔで割ったＲｍｉｎ／ｔに基づき、引張強度ＴＳ毎に、曲げ性を評価した。詳細は以下のとおりである。なお、ＴＳが合格基準である９８０ＭＰａ以上を満たさないものについては、曲げ性の評価は行なっていない（表３中、−と表記）。
ＴＳが９８０ＭＰａ以上、１０８０ＭＰａ未満の場合、Ｒｍｉｎ／ｔ＜１．０を合格
ＴＳが１０８０ＭＰａ以上、１１８０ＭＰａ未満の場合、Ｒｍｉｎ／ｔ＜１．５を合格
ＴＳが１１８０ＭＰａ以上の場合、Ｒｍｉｎ／ｔ＜２．５０を合格

（８）耐遅れ破壊特性試験
めっき鋼板の板幅Ｗ方向に対して垂直な断面であるＷ／４部を露出させ、１５０ｍｍ（Ｗ）×３０ｍｍ（Ｌ）の試験片を切り出し、最小曲げ半径にてＵ曲げ加工を行った後、ボルトで締め付け、Ｕ曲げ加工試験片の外側表面に１０００ＭＰａの引張応力を負荷した。引張応力の測定は、Ｕ曲げ加工試験片の外側に歪ゲージを貼り付け、歪を引張応力に換算して行った。その後、Ｕ曲げ加工試験片のエッジ部をマスキングし、電気化学的に水素をチャージさせた。水素チャージは、試験片を、０．１Ｍ−Ｈ₂ＳＯ₄（ｐＨ＝３）と０．０１Ｍ−ＫＳＣＮの混合溶液中に浸漬し、室温且つ１００μＡ／ｍｍ²の定電流の条件で行なった。

上記水素チャージ試験の結果、２４時間割れない場合を合格、すなわち耐遅れ破壊特性に優れると評価した。

（９）穴拡げ試験
日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１に準じて穴拡げ試験を実施し、λを測定した。詳細には、めっき鋼板に直径１０ｍｍの穴を打ち抜いた後、周囲を拘束した状態で６０°円錐のポンチを穴に押し込み、亀裂発生限界における穴の直径を測定した。下記式から限界穴拡げ率λ（％）を求め、λが２５％以上を合格、すなわち穴拡げ性に優れると評価した。限界穴拡げ率λ（％）＝｛（Ｄｆ−Ｄ０）／Ｄ０｝×１００
式中、Ｄｆは亀裂発生限界における穴の直径（ｍｍ）、Ｄ０は初期穴の直径（ｍｍ）

（１０）めっき外観
めっき鋼板の外観を目視で観察し、不めっきの発生の有無に基づいてめっき性を評価した。

これらの結果を表２および表３に記載する。

表より、以下のように考察することができる。

まず、Ｎｏ．１〜１１、１８、２０、２３、２４、２６、３０、３１、３３は本発明の要件を満足する例であり、強度、加工性［曲げ性および穴拡げ性（λ）］、耐遅れ破壊特性、衝撃特性、めっき性の全てが良好であった。特に内部酸化層の平均深さｄと軟質層の平均深さＤが、Ｄ＞２ｄ（すなわち、表２中、「Ｄ／２ｄ」の値が１超）の関係を満足するＮｏ．１（Ｄ／２ｄ＝１．０９）は、上記関係を満足しないＮｏ．２０（Ｄ／２ｄ＝０．９１）に比べ、曲げ性が向上した。更にλも増加した。

これに対し、Ｎｏ．１２はＣ量が多い例であり、曲げ性、λ、および耐遅れ破壊特性が低下した。

Ｎｏ．１３はＳｉ量が少ない例であり、内部酸化層が十分に生成されず、曲げ性、λ、および耐遅れ破壊特性が低下した。

Ｎｏ．１４はＭｎ量が少ない例であり、焼入れ性が悪いためフェライトが過剰に生成し、且つ、（Ｂ＋Ｍ）の合計量も少なくなった。その結果、ＴＳとＹＲが低下し、λも低下した。

Ｎｏ．１５は均熱後の平均冷却速度が遅い例であり、冷却中にフェライトが過剰に生成し、且つ、（Ｂ＋Ｍ）の合計量も少なくなり、所望とする硬質層が得られなかった。その結果、ＴＳとＹＲが低くなり、λが低下した。

Ｎｏ．２２も均熱後の平均冷却速度が遅い例であり、冷却中にフェライトが過剰に生成したため、ＹＲが低くなり、λ、曲げ性、耐遅れ破壊特性が低下した。

Ｎｏ．１６および１７は、熱延時の巻取温度が低い例であり、酸洗・冷延後の内部酸化層の平均深さが浅いため、めっき後の内部酸化層の平均深さｄ、軟質層の平均深さＤも浅くなった。その結果、曲げ性、耐遅れ破壊特性、およびめっき性が低下した。

Ｎｏ．１９は酸化炉での空気比が低く、鉄酸化膜が十分生成されず、めっき性が低下した。また、軟質層も十分に生成されないため、曲げ性、耐遅れ破壊特性も低下した。

Ｎｏ．２１は均熱温度が低い例であり、二相域焼鈍となり、フェライトが過剰に生成し、（Ｂ＋Ｍ）の合計量も少なくなり、所望とする硬質層が得られなかった。そのため、ＹＲが低くなり、λ、曲げ性、耐遅れ破壊特性が低下した。

Ｎｏ．２５は、熱延時の巻取温度が低い例であり、酸洗・冷延後の内部酸化層の平均深さが浅いため、めっき後の内部酸化層の平均深さｄ、軟質層の平均深さＤも浅くなった。その結果、曲げ性、耐遅れ破壊特性、およびめっき性が低下した。

Ｎｏ．２７は、保温時間が不十分な例であり、酸洗・冷延後の内部酸化層の平均深さが浅いため、めっき後の内部酸化層の平均深さｄ、軟質層の平均深さＤも浅くなった。その結果、曲げ性、耐遅れ破壊特性、およびめっき性が低下した。

Ｎｏ．２８は、平均昇温速度が遅い例であり、旧オーステナイトの平均粒径が大きくなったため、曲げ性、λ、および耐遅れ破壊特性が低下した。

Ｎｏ．２９は、平均昇温速度が遅い例であり、旧オーステナイトの平均粒径が大きくなったため、曲げ性、λ、および耐遅れ破壊特性が低下した。

Ｎｏ．３２は、平均昇温速度が遅い例であり、旧オーステナイトの平均粒径が大きくなったため、曲げ性、λ、および耐遅れ破壊特性が低下した。

１ めっき層
２ 素地鋼板
３ 内部酸化層
４ 軟質層
５ 硬質層

Claims (7)

1. 素地鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有するめっき鋼板であって、
   （１）前記素地鋼板は、質量％で、
   Ｃ ：０．０５〜０．２５％、
   Ｓｉ：０．５〜２．５％、
   Ｍｎ：２．０〜４％、
   Ｐ ：０％超０．１％以下、
   Ｓ ：０％超０．０５％以下、
   Ａｌ：０．０１〜０．１％、および
   Ｎ ：０％超０．０１％以下を含有し、
   残部が鉄および不可避不純物からなり、
   （２）前記素地鋼板と前記めっき層との界面から素地鋼板側に向って順に、
   ＳｉおよびＭｎよりなる群から選択される少なくとも一種の酸化物を含む内部酸化層と、
   前記内部酸化層を含む層であって、且つ、前記素地鋼板の板厚をｔとしたとき、ビッカース硬さが、前記素地鋼板のｔ／４部におけるビッカース硬さの９０％以下を満足する軟質層と、
   全組織に対する、ベイナイトとマルテンサイトの合計面積率は８０面積％以上、フェライトの面積率は０面積％以上５面積％以下、並びにベイナイト、マルテンサイト、およびフェライト以外の組織の面積率は１５面積％以下であり、且つ、旧オーステナイトの平均粒径が２０μｍ以下である硬質層と、
   を有し、且つ、
   前記軟質層の平均深さＤが２０μｍ以上、および
   前記内部酸化層の平均深さｄが４μｍ以上、前記Ｄ未満
   を満足し、引張強度が９８０ＭＰａ以上である高強度めっき鋼板。
2. 前記素地鋼板が、更に、質量％で、
   Ｃｒ：０％超１％以下、
   Ｍｏ：０％超１％以下、および
   Ｂ ：０％超０．０１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含有する請求項１に記載の高強度めっき鋼板。
3. 前記素地鋼板が、更に、質量％で、
   Ｔｉ：０％超０．２％以下、
   Ｎｂ：０％超０．２％以下、および
   Ｖ ：０％超０．２％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含有する請求項１または２に記載の高強度めっき鋼板。
4. 前記素地鋼板が、更に、質量％で、
   Ｃｕ：０％超１％以下、および
   Ｎｉ：０％超１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の高強度めっき鋼板。
5. 前記内部酸化層の平均深さｄと前記軟質層の平均深さＤは、Ｄ＞２ｄの関係を満足する請求項１〜４のいずれかに記載の高強度めっき鋼板。
6. 請求項１〜５のいずれかに記載の高強度めっき鋼板を製造する方法であって、
   前記素地鋼板の鋼中成分を満足する鋼板を、６００℃以上の温度で巻取る熱延工程と、内部酸化層の平均深さｄが４μｍ以上残るように酸洗・冷間圧延する工程と、酸化帯にて、０．９〜１．４の空気比で酸化する工程と、還元帯にて、Ａｃ₃点〜Ａｃ₃点＋１００℃の範囲で均熱する工程と、
   均熱後、冷却停止温度までの範囲を５℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する工程と、
   を、この順序で含み、且つ前記酸化する工程において５００℃からＡｃ₃点まで３℃／秒以上の平均速度で昇温させる高強度めっき鋼板の製造方法。
7. 請求項１〜５のいずれかに記載の高強度めっき鋼板を製造する方法であって、
   前記素地鋼板の鋼中成分を満足する鋼板を、５００℃以上の温度で巻取る熱延工程と、５００℃以上の温度で８０分以上保温する工程と、内部酸化層の平均深さｄが４μｍ以上残るように酸洗・冷間圧延する工程と、酸化帯にて、０．９〜１．４の空気比で酸化する工程と、還元帯にて、Ａｃ₃点〜Ａｃ₃点＋１００℃の範囲で均熱する工程と、
   均熱後、冷却停止温度までの範囲を５℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する工程と、
   を、この順序で含み、且つ前記酸化する工程において５００℃からＡｃ₃点まで３℃／秒以上の平均速度で昇温させる高強度めっき鋼板の製造方法。