JP7655454B2 - めっき鋼板、部材及びそれらの製造方法 - Google Patents

めっき鋼板、部材及びそれらの製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、めっき鋼板、部材及びそれらの製造方法に関する。
自動車鋼板では強度に加え、優れた耐遅れ破壊特性が必要である。
特許文献１では、加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法が開示されている．特許文献２では高強度冷延鋼板およびその製造方法が開示されている。
特開２０１３－１４７７３６号公報 特開２００８－１０６３５１号公報
しかしながら、特許文献１および２に記載されている鋼板では、いずれも引張強さＴＳが１１８０ＭＰａ未満であり、耐遅れ破壊特性が考慮されていない。
本発明は、かかる事情に鑑みてなされたもので、引張強さＴＳが１１８０ＭＰａ以上であって高強度を有し、耐遅れ破壊特性及びめっき性に優れためっき鋼板、部材及びそれらの製造方法を提供することを目的とする。
なお、本発明において、高強度とは、ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）に準拠して測定した引張強さＴＳが１１８０ＭＰａ以上であることを意味する。
また、耐遅れ破壊特性に優れるとは、試験片を表層の引張応力１８００ＭＰａの定荷重試験に供し、ｐＨ３の塩酸水溶液中に浸漬してから１００時間後、割れが生じないことを意味する。
また、めっき性に優れるとは、不めっき部の有無を目視で観察し、不めっき部が無いことを指す。
本発明者らは、上記した課題を達成するために、鋭意検討を重ねた結果、以下の知見を得た。
引張強さＴＳ：１１８０ＭＰａ以上を得るには、マルテンサイトあるいはベイナイトを主相にするとよい。また、耐遅れ破壊特性を向上させるためにＢを０．００１５質量％以上含有させると効果的である。
Ｂは旧オーステナイト粒界に偏析することで破壊の経路となる粒界を強化する効果があると考えられる。
一方、Ｂを添加すると焼鈍時にＢを含むＳｉ、Ｍｎの酸化物が表面に濃化し、めっき性が低下する。このとき、Ｂ含有量が０．００１５質量％未満であればめっき性への影響は小さいことが分かった。そこで、Ｂ含有量を０．００１５％未満として耐遅れ破壊特性を向上させる方法を検討した。そして、Ｂを旧オーステナイト粒界に不均一に偏析させることでＢ濃度の高い粒界と低い粒界を作り、０．００１５％未満のＢ含有量でも十分な量のＢを一部の粒界に偏析させることで耐遅れ破壊特性が向上することを想到した。
そこで、Ｂを旧オーステナイト粒界上に不均一に偏析させ、一部の粒界のＢ濃度を上げる手段について検討した。そして、Ｂが粒界上に偏析する工程を２回経て、かつ２回目に新たなオーステナイト粒を核生成させることでＢが不均一に偏析することを見出した。冷延板をオーステナイト域で焼鈍するとオーステナイト粒界にＢが偏析するが、この時点ではＢの拡散が不十分であり、固溶Ｂが存在するため、偏析したＢは不均一ではあるが濃化が不十分である。
この鋼を一旦冷却し、マルテンサイト及びベイナイト組織にした後、再度２回目の焼鈍をすると、オーステナイト逆変態組織が形成される。この点、１回目の焼鈍及び冷却の後に残留オーステナイトが存在していると、それを核として１回目焼鈍時と同じ結晶方位のオーステナイト組織が形成される。さらに、マルテンサイト及びベイナイトは多量の転位を含んでおり、これらに固溶していたＢが２回目焼鈍時に転位を通じてオーステナイト粒界に高速に拡散するため、Ｂが均一に偏析するようになる。しかしながら、均一に偏析するとＢの粒界濃度が薄くなるため、一部の粒界のみにＢを濃く偏析させ、一部は薄く偏析させる必要がある。そこで、１回目の焼鈍後にサブゼロ処理を施し、一部の残留オーステナイトを消すと、Ｃ濃度の高いマルテンサイトができ、２回目の焼鈍時はそのマルテンサイトから、１回目で形成されたオーステナイトとは別の結晶方位のオーステナイトが新たに核生成することに着目した。新たに生成したオーステナイト粒界は、１回目に形成されたオーステナイト粒界と位置が異なるため、ボロン濃度が薄く不均一である。サブゼロ処理でマルテンサイト変態する残留オーステナイトは、主に塊状の残留オーステナイトであり、フィルム状の残留オーステナイトは、サブゼロ処理後も残存する。これら薄いフィルム状の残留オーステナイトからは、１回目焼鈍時と同じ結晶方位のオーステナイトが生成する。この組織を冷却すると、Ｂ濃度が薄く不均一な粒界からはフェライトが生成するが、このときフェライトの面積率が３．０％以下であれば１１８０ＭＰａ以上の高強度を確保可能である。このようにしてできた組織は、Ｂ含有量が０．００１５％未満であっても、マルテンサイトで両側を挟まれた旧オーステナイト粒界にＢが濃化し、耐遅れ破壊特性の向上が可能である。
本発明は、上記知見に基づいてなされたものである。すなわち、本発明の要旨構成は以下のとおりである。
［１］質量％で、
Ｃ：０．１０％以上０．３０％以下、
Ｓｉ：１．２０％超２．００％以下、
Ｍｎ：２．５％以上４．０％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０２０％以下、
Ａｌ：０．１０％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
Ｔｉ：０．１００％以下、
Ｎｂ：０．００２％以上０．０５０％以下、及び
Ｂ：０．０００８％以上０．００１５％未満
を含有し、下記式（１）を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、
マルテンサイト及びベイナイトの面積率の合計が９５．０％以上であり、
残留オーステナイトの面積率が４．８％以下であり、
フェライトの面積率が０．２％以上３．０％以下であり、
旧オーステナイト粒径が１０μｍ以下であり、
隣り合うマルテンサイト間に存在する旧オーステナイト粒界のＢ濃度が質量％で０．０５％以上であり、
隣り合うマルテンサイト間に存在する旧オーステナイト粒界のＢ濃度の同一粒界内でのばらつきが質量％で０．０１０％未満であり、
マルテンサイトとフェライトとの間に存在する旧オーステナイト粒界のＢ濃度の同一粒界内でのばらつきが質量％で０．０１０％以上である鋼板と、
該鋼板の少なくとも片面に形成されためっき層と、を有する、めっき鋼板。
（［％Ｎ］／１４）／（［％Ｔｉ］／４７．９）＜１．０・・・式（１）
式（１）において、［％Ｎ］及び［％Ｔｉ］はそれぞれＮ及びＴｉの鋼中含有量（質量％）を示す。
［２］前記成分組成として、さらに質量％で、
Ｖ：０．１００％以下、
Ｍｏ：０．５００％以下、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ｓｂ：０．２００％以下、
Ｓｎ：０．２００％以下、
Ｔａ：０．２００％以下、
Ｗ：０．４００％以下、
Ｚｒ：０．０２００％以下、
Ｃａ：０．０２００％以下、
Ｍｇ：０．０２００％以下、
Ｃｏ：０．０２０％以下、
ＲＥＭ：０．０２００％以下、
Ｔｅ：０．０２０％以下、
Ｈｆ：０．１０％以下、及び
Ｂｉ：０．２００％以下
のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、前記［１］に記載のめっき鋼板。
［３］前記［１］または［２］に記載のめっき鋼板を用いてなる部材。
［４］前記［１］または［２］に記載の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施して熱延板とする熱間圧延工程と、
前記熱延板を酸洗する酸洗工程と、
前記酸洗工程後の前記熱延板に対して、冷間圧延を施して冷延板とする冷間圧延工程と、
前記冷延板を、Ａｃ３点以上の第一加熱温度まで加熱する第一焼鈍工程と、
該第一焼鈍工程後の前記冷延板に対して、前記第一加熱温度から冷却を開始し、１００℃以上Ｍｓ点未満の冷却停止温度まで５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する冷却工程と、
該冷却工程後、３００℃以上４００℃以下の再加熱温度に加熱し、前記再加熱温度で６０ｓ以上保持し室温まで冷却する再加熱工程と、
該再加熱工程後、サブゼロ処理を施すサブゼロ処理工程と、
該サブゼロ処理工程後、Ａｃ３点以上の第二加熱温度まで加熱して鋼板を得る第二焼鈍工程と、
前記鋼板にめっき処理を施してめっき鋼板を得るめっき工程と、を含む、めっき鋼板の製造方法。
［５］前記めっき工程後、めっき鋼板に合金化処理を施す合金化工程を含む、前記［４］に記載のめっき鋼板の製造方法。
［６］前記［１］または［２］に記載のめっき鋼板に、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程を含む、部材の製造方法。
本発明によれば、引張強さＴＳが１１８０ＭＰａ以上であって高強度を有し、耐遅れ破壊特性及びめっき性に優れためっき鋼板、部材及びそれらの製造方法を提供することができる。
以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
本実施形態に係るめっき鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１０％以上０．３０％以下、Ｓｉ：１．２０％超２．００％以下、Ｍｎ：２．５％以上４．０％以下、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．１００％以下、Ｎｂ：０．００２％以上０．０５０％以下、及びＢ：０．０００８％以上０．００１５％未満を含有し、下記式（１）を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、マルテンサイト及びベイナイトの面積率の合計が９５．０％以上であり、残留オーステナイトの面積率が４．８％以下であり、フェライトの面積率が０．２％以上３．０％以下であり、旧オーステナイト粒径が１０μｍ以下であり、隣り合うマルテンサイト間に存在する旧オーステナイト粒界のＢ濃度が質量％で０．０５％以上であり、隣り合うマルテンサイト間に存在する旧オーステナイト粒界のＢ濃度の同一粒界内でのばらつきが質量％で０．０１０％未満であり、マルテンサイトとフェライトとの間に存在する旧オーステナイト粒界のＢ濃度の同一粒界内でのばらつきが質量％で０．０１０％以上である鋼板と、該鋼板の少なくとも片面に形成されためっき層と、を有する。
（［％Ｎ］／１４）／（［％Ｔｉ］／４７．９）＜１．０・・・式（１）
式（１）において、［％Ｎ］及び［％Ｔｉ］はそれぞれＮ及びＴｉの鋼中含有量（質量％）を示す。
［成分組成］
先ず、鋼板の成分組成の適正範囲及びその限定理由について説明する。なお、以下の説明において、鋼板の成分元素の含有量を表す「％」は、特に明記しない限り「質量％」を意味する。「ｐｐｍ」は、特に明記しない限り、「質量ｐｐｍ」を意味する。また本明細書中において、「～」を用いて表される数値範囲は、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。
Ｃ：０．１０％以上０．３０％以下
Ｃは、マルテンサイト・ベイナイト組織を強化する効果を有する。Ｃ含有量が０．１０％未満では、マルテンサイト及びベイナイトの面積率が減少し、１１８０ＭＰａ以上の引張強さＴＳ（以下、単にＴＳとのみ記すこともある。）が得られない。よって、Ｃ含有量は０．１０％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．１１％以上とする。
一方、Ｃ含有量が０．３０％超では、焼鈍時にＢと鉄との炭ホウ化物が形成され、粒界上に十分な量のＢを偏析させることができない。よって、Ｃ含有量は０．３０％以下とする。
Ｃ含有量は、好ましくは０．２８％以下とする。
Ｓｉ：１．２０％超２．００％以下
Ｓｉは、固溶強化に有効な元素であり、また、耐遅れ破壊特性を劣化させる炭ホウ化物析出を抑制させる効果があり、１．２０％超の含有を必要とする。１．２０％以下では炭ホウ化物が析出し、粒界のＢ濃度が低下し、耐遅れ破壊特性が低下する。よって、Ｓｉ含有量は１．２０％超とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは、１．３０％以上とする。
一方、Ｓｉはフェライト安定化元素であり変態点を上昇させるため、２．００％を超えると焼鈍温度が高温化し旧オーステナイト粒径を１０μｍ以下にすることができない。よって、Ｓｉ含有量は２．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは、１．８０％以下とする。
Ｍｎ：２．５％以上４．０％以下
Ｍｎは、焼入れ性向上に有効である。Ｍｎ含有量が２．５％未満では、マルテンサイト及びベイナイト面積率が低下し強度が低下する。よって、Ｍｎ含有量は２．５％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは、２．８％以上とする。
一方、Ｍｎ含有量が４．０％超では、偏析部が過度に硬質化し耐遅れ破壊特性が低下する。よって、Ｍｎ含有量は４．０％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは、３．５％以下とする。
Ｐ：０．０５０％以下
Ｐは、旧オーステナイト粒界に偏析し、耐遅れ破壊特性を低下させるため、Ｐ含有量は０．０５０％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０２５％以下とする。Ｐ含有量の下限は特に設けず、０％であってもよいが、０．００１％未満とするのは製造コストを増加させるため、０．００１％以上が好ましい。
Ｓ：０．０２０％以下
Ｓは、旧オーステナイト粒界に偏析し、耐遅れ破壊特性を低下させるため、Ｓ含有量は０．０２０％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．０１８％以下とする。Ｓ含有量は、より好ましくは０．００４０％以下であり、さらに好ましくは０．００２０％以下である。
Ｓ含有量の下限は特に設けないが、０．０００１％未満とするのは製造コストを増加させるため、０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ａｌ：０．１０％以下
Ａｌは、脱酸材として作用する元素であり、そのような効果を得るためにＡｌ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ａｌ含有量は０．１０％超ではフェライトを生成しやすくなり強度が低下する。よって、Ａｌ含有量は０．１０％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０５％以下とする。
Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、ＮｂやＢと窒化物を形成し、Ｎｂ及びＢの添加効果を下げる。そのため、Ｎ含有量は０．０１％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００６％以下とする。下限は特に設けないが、製造コストの観点から、Ｎ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｔｉ：０．１００％以下
Ｔｉは、鋼中のＮをＴｉＮとして固定し、ＢＮやＮｂＮの生成を抑制して、Ｎｂ及びＢの添加効果を向上し、耐遅れ破壊特性を向上させる効果を有する。これらの効果を得るために、Ｔｉ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０．１００％超では、粗大なＴｉ炭化物が粒界上に形成し、耐遅れ破壊特性が低下する。よって、Ｔｉ含有量は０．１００％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０５０％以下とする。
Ｎｂ：０．００２％以上０．０５０％以下
Ｎｂは、固溶もしくは微細な炭化物として析出し、オーステナイト粒の焼鈍中の成長を抑制する。そして、結晶粒径を微細化して破壊経路を複雑化し、耐遅れ破壊特性を向上させることができる。このような効果を得るために、Ｎｂ含有量は０．００２％以上とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．００５％以上とする。
一方で、Ｎｂ含有量が０．０５０％超では効果が飽和するばかりか、粗大なＮｂ炭化物が析出し、耐遅れ破壊特性が低下する。よって、Ｎｂ含有量は０．０５０％以下とする。また、Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０４０％以下である。
Ｂ：０．０００８％以上０．００１５％未満
Ｂは、旧オーステナイト粒界に偏析し粒界強度を高めて、耐遅れ破壊特性を向上させる効果を有する。そのような効果を得るために、Ｂ含有量は０．０００８％以上とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．０００９％以上とする。
一方で、Ｂ含有量が０．００１５％以上では、焼鈍時にＳｉ、Ｍｎとともに鋼板表面に濃化し酸化物を形成し、表面外観およびめっき性を低下させる。また、炭ホウ化物が形成し、耐遅れ破壊特性が低下する。よって、Ｂ含有量は０．００１５％未満とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００１４％以下とする。
（［％Ｎ］／１４）／（［％Ｔｉ］／４７．９）＜１．０・・・式（１）
上述したＢ及びＮｂの添加効果を得るために、これらの元素と容易に結合するＮはＴｉにより固定する必要がある。そのためにＮのモル分率をＴｉのモル分率よりも小さくする。すなわち、上記式（１）を満足するようにＮ及びＴｉの鋼中含有量を調整する。
（［％Ｎ］／１４）／（［％Ｔｉ］／４７．９）は、好ましくは０．６以下である。
なお、式（１）において、［％Ｎ］及び［％Ｔｉ］はそれぞれＮ及びＴｉの鋼中含有量（質量％）を示す。
上述した成分以外の残部はＦｅ及び不可避的不純物である。なお、後述の任意成分について、含有量が下限値未満の場合には本発明の効果を害さないため、これら任意元素を下限値未満含む場合は不可避的不純物として扱う。
［任意成分］
本実施形態に係るめっき鋼板の鋼板は、上記の成分組成に加えて、さらに質量％で、Ｖ：０．１００％以下、Ｍｏ：０．５００％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｃｕ：１．００％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｓｂ：０．２００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、Ｔａ：０．２００％以下、Ｗ：０．４００％以下、Ｚｒ：０．０２００％以下、Ｃａ：０．０２００％以下、Ｍｇ：０．０２００％以下、Ｃｏ：０．０２０％以下、ＲＥＭ：０．０２００％以下、Ｔｅ：０．０２０％以下、Ｈｆ：０．１０％以下、及びＢｉ：０．２００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有してもよい。
Ｖ：０．１００％以下
Ｖは、微細な炭化物を形成し強度を上げる効果を有する。Ｖ含有量が０．１００％超では粗大なＶ炭化物が析出し、耐遅れ破壊特性が低下する場合がある。よって、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量は０．１００％以下とする。Ｖ含有量は、好ましくは０．０８０％以下であり、より好ましくは０．０６０％以下である。
Ｖ含有量の下限は特に限定されず、０．０００％であってもよいが、微細な炭化物を形成し強度を上げる効果を有することから、０．００１％以上とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．００５％以上であり、さらに好ましくは０．０１０％以上である。
Ｍｏ：０．５００％以下
Ｍｏは、焼入れ性を向上させ、ベイナイト及びマルテンサイトの面積率を高める効果を有する。Ｍｏ含有量が０．５００％超では効果が飽和する。よって、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量は０．５００％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．２００％以下であり、より好ましくは０．１５０％以下である。
Ｍｏ含有量の下限は特に限定されず、０．０００％であってもよいが、焼入れ性を向上させ、ベイナイト及びマルテンサイトの面積率を高める効果を有することから、０．０１０％以上とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．０２０％以上であり、さらに好ましくは０．０３０％以上である。
Ｃｒ：１．００％以下
Ｃｒは、焼入れ性を向上させ、ベイナイト及びマルテンサイトの面積率を高める効果を有する。Ｃｒ含有量が１．００％超では効果が飽和する。よって、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ含有量は１．００％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．３００％以下であり、より好ましくは０．２５０％以下である。
Ｃｒ含有量の下限は特に限定されず、０．０００％であってもよいが、焼入れ性を向上させ、ベイナイト及びマルテンサイトの面積率を高める効果を有することから、０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．０１５％以上であり、さらに好ましくは０．０３０％以上である。
Ｃｕ：１．００％以下
Ｃｕは、固溶により強度を上昇させる効果を有する。また、Ｃｕは耐遅れ破壊特性を向上させる効果を有する。Ｃｕ含有量が１．００％超では粒界割れが生じやすくなる。よって、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は１．００％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．６０％以下であり、より好ましくは０．３０％以下である。
Ｃｕ含有量の下限は特に限定されず、０．００％であってもよいが、固溶により強度を上昇させる効果を有することから、０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．０２％以上であり、さらに好ましくは０．０５％以上である。
Ｎｉ：０．５０％以下
Ｎｉは、焼入れ性を向上させる効果を有するが、Ｎｉ含有量が０．５０％超では効果が飽和する。よって、Ｎｉを含有する場合、Ｎｉ含有量は０．５０％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．２０％以下であり、より好ましくは０．１５％以下である。
Ｎｉ含有量の下限は特に限定されず、０．００％であってもよいが、焼入れ性を向上させる効果を有することから、０．０１％以上とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．０２％以上であり、さらに好ましくは０．０３％以上である。
Ｓｂ：０．２００％以下
Ｓｂは、鋼板の表面酸化や窒化、脱炭を抑制する効果を有するが、Ｓｂ含有量が０．２００％超では効果が飽和する。よって、Ｓｂを含有する場合、Ｓｂ含有量は０．２００％以下とする。Ｓｂ含有量は、好ましくは０．０５０％以下であり、より好ましくは０．０２０％以下である。
Ｓｂ含有量の下限は特に限定されず、０．０００％であってもよいが、鋼板の表面酸化や窒化、脱炭を抑制する効果を有することから、０．００１％以上とすることが好ましい。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．００２％以上であり、さらに好ましくは０．００５％以上である。
Ｓｎ：０．２００％以下
Ｓｎは、Ｓｂと同様に、鋼板の表面酸化や窒化、脱炭を抑制する効果を有する。Ｓｎ含有量が０．２００％超では効果が飽和する。よって、Ｓｎを含有する場合、Ｓｎ含有量は０．２００％以下とする。Ｓｎ含有量は、好ましくは０．０５０％以下であり、より好ましくは０．０２０％以下である。
Ｓｎ含有量の下限は特に限定されず、０．０００％であってもよいが、鋼板の表面酸化や窒化、脱炭を抑制する効果を有することから、０．００１％以上とすることが好ましい。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．００２％以上であり、さらに好ましくは０．００５％以上である。
Ｔａ：０．２００％以下
Ｔａは、微細な炭化物を形成し強度を上昇させる効果を有する。Ｔａ含有量が０．２００％超では粗大なＴａ炭化物が析出し、耐遅れ破壊特性が低下する場合がある。よって、Ｔａを含有する場合、Ｔａ含有量は０．２００％以下とする。Ｔａ含有量は、好ましくは０．１００％以下であり、より好ましくは０．０７０％以下である。
Ｔａ含有量の下限は特に限定されず、０．０００％であってもよいが、微細な炭化物を形成し強度を上昇する効果を有することから、０．００１％以上とすることが好ましい。Ｔａ含有量は、より好ましくは０．００５％以上であり、さらに好ましくは０．０１０％以上である。
Ｗ：０．４００％以下
Ｗは、微細な炭化物を形成し強度を上げる効果を有する。Ｗ含有量が０．４００％超では、粗大なＷ炭化物が析出し、耐遅れ破壊特性が低下する場合がある。よって、Ｗを含有する場合、Ｗ含有量は０．４００％以下とする。Ｗ含有量は、好ましくは０．３００％以下であり、より好ましくは０．２５０％以下である。
Ｗ含有量の下限は特に限定されず、０．０００％であってもよいが、微細な炭化物を形成し強度を上げる効果を有することから、０．００１％以上とすることが好ましい。Ｗ含有量は、より好ましくは０．００５％以上であり、さらに好ましくは０．０１０％以上である。
Ｚｒ：０．０２００％以下
Ｚｒは、介在物の形状を球状化し、応力集中を抑制することで、靭性を向上させる効果を有する。Ｚｒ含有量が０．０２００％超では介在物が多量に形成し靭性が低下する場合がある。よって、Ｚｒを含有する場合、Ｚｒ含有量は０．０２００％以下とする。Ｚｒ含有量は、好ましくは０．０１５０％以下であり、より好ましくは０．０１００％以下である。
Ｚｒ含有量の下限は特に限定されず、０．００００％であってもよいが、介在物の形状を球状化し応力集中を抑制し靭性を向上させる効果を有することから、０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｚｒ含有量は、より好ましくは０．００１０％以上であり、さらに好ましくは０．００２０％以上である。
Ｃａ：０．０２００％以下
Ｃａは、脱酸材として用いることができる。Ｃａ含有量が０．０２００％超ではＣａ系介在物が多量に生成し、耐遅れ破壊特性が低下する場合がある。よって、Ｃａを含有する場合、Ｃａ含有量は０．０２００％以下とする。Ｃａ含有量は、好ましくは０．０１００％以下であり、より好ましくは０．００８０％以下である。
Ｃａ含有量の下限は特に限定されず、０．００００％であってもよいが、脱酸材として用いることができることから、０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上であり、さらに好ましくは０．００１０％以上である。
Ｍｇ：０．０２００％以下
Ｍｇは脱酸材として用いることができる。Ｍｇ含有量が０．０２００％超では、Ｍｇ系介在物が多量に生成し、耐遅れ破壊特性が低下する場合がある。よって、Ｍｇを含有する場合、Ｍｇ含有量は０．０２００％以下とする。Ｍｇ含有量は、好ましくは０．０１００％以下であり、より好ましくは０．００８０％以下である。
Ｍｇ含有量の下限は特に限定されず、０．００００％であってもよいが、脱酸材として用いることができることから、０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｍｇ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上であり、さらに好ましくは０．００１０％以上である。
Ｃｏ：０．０２０％以下
Ｃｏは、固溶強化で強度を上げる効果を有する。Ｃｏ含有量が０．０２０％超では効果が飽和する。よって、Ｃｏを含有する場合、Ｃｏ含有量は０．０２０％以下とする。Ｃｏ含有量は、好ましくは０．０１５％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。
Ｃｏ含有量の下限は特に限定されず、０．０００％であってもよいが、固溶強化で強度を上げる効果を有することから、０．００１％以上とすることが好ましい。Ｃｏ含有量は、より好ましくは０．００２％以上であり、さらに好ましくは０．００５％以上である。
ＲＥＭ：０．０２００％以下
ＲＥＭは、介在物の形状を球状化し、応力集中を抑制することで、靭性を向上させる効果を有する。ＲＥＭ含有量が０．０２００％超では介在物が多量に形成し靭性が低下する場合がある。よって、ＲＥＭを含有する場合、ＲＥＭ含有量は０．０２００％以下とする。ＲＥＭ含有量は、好ましくは０．０１００％以下であり、より好ましくは０．００５０％以下である。
ＲＥＭ含有量の下限は特に限定されず、０．００００％であってもよいが、介在物の形状を球状化し応力集中を抑制し、靭性を向上させる効果を有することから、０．０００１％以上とすることが好ましい。ＲＥＭ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上であり、さらに好ましくは０．００１０％以上である。
ここで、ＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）と原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）及び、原子番号５７番のランタン（Ｌａ）から７１番のルテチウム（Ｌｕ）までのランタノイドの元素のことを指す。ＲＥＭ濃度とは、上述のＲＥＭから選択された１種または２種以上の元素の総含有量である。ＲＥＭとしては、Ｌａ、Ｃｅ、Ｎｄを有していることが好ましい。
Ｔｅ：０．０２０％以下
Ｔｅは、介在物の形状を球状化し、応力集中を抑制することで、靭性を向上させる効果を有する。Ｔｅ含有量が０．０２０％超では、介在物が多量に形成し靭性が低下する場合がある。よって、Ｔｅを含有する場合、Ｔｅ含有量は０．０２０％以下とする。Ｔｅ含有量は、好ましくは０．０１５％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。
Ｔｅ含有量の下限は特にされず、０．０００％であってもよいが、介在物の形状を球状化し応力集中を抑制し、靭性を向上させる効果を有することから、０．００１％以上とすることが好ましい。Ｔｅ含有量は、より好ましくは０．００２％以上であり、さらに好ましくは０．００４％以上である。
Ｈｆ：０．１０％以下
Ｈｆは、介在物の形状を球状化し、応力集中を抑制することで、靭性を向上させる効果を有する。Ｈｆ含有量が０．１０％超では、介在物が多量に形成し靭性が低下する。よって、Ｈｆを含有する場合、Ｈｆ含有量は０．１０％以下とする。Ｈｆ含有量は、好ましくは０．０８％以下であり、より好ましくは０．０５％以下である。
Ｈｆ含有量の下限は特にされず、０．００％であってもよいが、介在物の形状を球状化し応力集中を抑制し靭性を向上させる効果を有することから、０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｂｉ：０．２００％以下
Ｂｉは偏析を軽減して曲げ性を向上させる効果を有する。Ｂｉ含有量が０．２００％超では介在物が多量に形成し曲げ性が低下する場合がある。よって、Ｂｉを含有する場合、Ｂｉ含有量は０．２００％以下とする。Ｂｉ含有量は、好ましくは０．１００％以下であり、より好ましくは０．０５０％以下である。Ｂｉ含有量は、さらに好ましくは０．０１０％以下であり、さらにより好ましくは０．００５％以下である。
Ｂｉ含有量の下限は特にされず、０．０００％であってもよいが、偏析を軽減し曲げ性を向上させる効果を有することから、０．００１％以上とすることが好ましい。Ｂｉ含有量は、より好ましくは０．００２％以上であり、さらに好ましくは０．００３％以上である。
［鋼組織］
次に、鋼板の鋼組織について説明する。
マルテンサイト及びベイナイトの面積率の合計：９５．０％以上
マルテンサイト及びベイナイトは、ともに硬質相であり、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを達成するために必要である。そのため、マルテンサイ及びベイナイトの面積率の合計は９５．０％以上とする。マルテンサイ及びベイナイトの面積率の合計は、好ましくは９６.０％以上である。Ｂ濃度の不均一な粒界からフェライトが生成するため、マルテンサイト及びベイナイトの面積率合計の上限は９９．８％である。
残留オーステナイトの面積率：４．８％以下
残留オーステナイトは、マルテンサイト及びベイナイト以外の残部組織として含んでもよい。よって、残留オーステナイトの面積率は、４．８％以下とする。より好ましくは４．７％以下であり、さらに好ましくは４．５％以下である。また、好ましくは、残留オーステナイトの面積率は、好ましくは４％以下である。より好ましくは３．８％以下であり、さらに好ましくは３．７％以下であり、さらにより好ましくは、３．５％以下である。残留オーステナイトの面積率は、０％であってもよく、０％超であってもよい。
フェライト面積率０．２％以上３．０％以下
フェライトは、Ｂ濃度の不均一なオーステナイト粒界から生成する。フェライトの面積率で０．２％以上であれば、フェライトが生成していない旧オーステナイト粒界のＢ濃度は十分高く、耐遅れ破壊特性が良好である。よって、フェライトの面積率は、０．２％以上とする。フェライトの面積率は、好ましくは０．３％以上とし、より好ましくは０．５％以上とする。
一方、フェライトの面積率が３．０％を超えると、強度が低下する。よって、フェライトの面積率は、３％以下とする。フェライトの面積率は、好ましくは２．５％以下とし、より好ましくは２．０％以下とする。
ここで、各組織の面積率は以下の通り測定する。残留オーステナイトの面積率は、各鋼板から採取した試験片において、鋼板の板厚ｔ／４位置まで圧延面を化学研磨し、Ｘ線回折装置（Ｘ‐ｒａｙ ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ：ＸＲＤ）で研磨面のＸ線回折強度及び回折ピーク位置を測定して体積率を算出し、その数字を残留オーステナイトの面積率とする。次いで各鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、３ｖｏｌ％ナイタールで腐食し、板厚ｔ／４位置を観察面とする。観察面について、倍率２０００倍で、視野範囲５７．１μｍ×４２．９μｍとし、３視野のＳＥＭ像を撮影する。得られたＳＥＭ像について、画像解析によってマルテンサイトとベイナイトと残留オーステナイトとを合計した面積率、並びにマルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイト以外の組織（フェライト）の面積率を求める。画像解析によって得られたマルテンサイト及びベイナイト及び残留オーステナイトの面積率から、ＸＲＤによって得られた残留オーステナイトの面積率を引くことで、マルテンサイト及びベイナイトの面積率を求める。３視野の平均値を組織の面積率とする。
旧オーステナイト粒径：１０μｍ以下
亀裂進展経路を複雑化することで耐遅れ破壊特性の向上が可能である。この効果を得るためには、旧オーステナイト粒径を１０μｍ以下とする必要がある。よって、旧オーステナイト粒径は１０μｍ以下とする。旧オーステナイトは好ましくは９μｍ以下である。旧オーステナイト粒の粒径の下限は特に限定されないが、生産技術上の観点から、旧オーステナイト粒径は１μｍ以上とすることが好ましい。また、旧オーステナイト粒径は、２μｍ以上とすることがより好ましく、３μｍ以上とすることがさらに好ましい。
ここで、旧オーステナイト粒の粒径は以下の通り測定する。各鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、ピクラールで腐食して観察面とする。観察面において、板厚ｔ／４位置のミクロ組織をＳＥＭにより倍率２０００倍で、視野範囲５７．１μｍ×４２．９μｍとし、３視野撮影し、ＳＥＭ像を得る。得られた組織画像から画像解析によって各旧オーステナイト粒の粒径を求め、３視野の平均値を旧オーステナイト粒の粒径（平均結晶粒径）とする。
隣り合うマルテンサイト間に存在する旧オーステナイト粒界のＢ濃度：質量％で０．０５％以上
Ｂは、旧オーステナイト粒界に偏析することで粒界を強化し、耐遅れ破壊特性を向上させることができる。旧オーステナイト粒界のＢ濃度が質量％で０．０５％以上であれば、上記の効果が得られる。よって、隣り合うマルテンサイト間に存在する旧オーステナイト粒界（マルテンサイト組織で両側を挟まれた旧オーステナイト粒界）のＢ濃度は、質量％で０．０５％以上とする。旧オーステナイト粒界のＢ濃度は、好ましくは質量％で０．０７％以上であり、より好ましくは質量％で０．１０％以上である。
旧オーステナイト粒界のＢ濃度の上限は設けないが、硬質の炭ホウ化物が粒界上に析出することを好適に防ぎ、耐遅れ破壊特性をより向上させるため、好ましくは６％未満である。より好ましくは、質量％で２％以下である。
隣り合うマルテンサイト間に存在する旧オーステナイト粒界のＢ濃度の同一粒界内でのばらつき：質量％で０．０１０％未満
耐遅れ破壊の向上には、上記粒界上のＢ濃度に加え、それらが粒界によらず均一であることも重要である。ばらつきが０．０１０％以上では粒界内に強度差が生じ、Ｂ濃度の局所的に薄い場所に亀裂が生じやすくなり、遅れ破壊向上効果が小さくなる。よって、隣り合うマルテンサイト間に存在する旧オーステナイト粒界（マルテンサイト組織で両側を挟まれた旧オーステナイト粒界）のＢ濃度の同一粒界内でのばらつきは、質量％で０．０１０％未満とする。ばらつきは、好ましくは質量％で０．００９％以下であり、より好ましくは質量％で０．００８％以下である。
ばらつきは少ないほど好ましいが、生産技術上の観点からばらつきは０．００１％以上とすればよい。また、Ｂ偏析で耐遅れ破壊特性向上に寄与する粒界は両側がマルテンサイトである粒界である。
マルテンサイトとフェライトとの間に存在する旧オーステナイト粒界のＢ濃度の同一粒界内でのばらつき：質量％で０．０１０％以上
マルテンサイトとフェライトとの間に存在する粒界を形成させることで、両側がマルテンサイトで挟まれた旧オーステナイト粒界のＢ濃度を０．０５質量％以上とすることができる。マルテンサイトとフェライトとの間に存在する旧オーステナイト粒界のＢ濃度の同一粒界内でのばらつきが０．０１０％未満ではフェライトが生成しない。よって、マルテンサイトとフェライトとの間に存在する旧オーステナイト粒界（マルテンサイト組織とフェライトで挟まれた旧オーステナイト粒界）のＢ濃度の同一粒界内でのばらつきは、質量％で０．０１０％以上とする。ばらつきは、好ましくは質量％で０．０１２％以上であり、より好ましくは質量％で０．０１４％以上である。
上限は特に限定されないが、ばらつきは、好ましくは質量％で０．２００％以下であり、より好ましくは質量％で０．１００％以下である。
ここで、旧オーステナイト粒界のＢ濃度及びばらつきは、以下の通り測定する。旧オーステナイト粒界を含む領域からＳＥＭ－ＦＩＢ（Ｆｏｃｕｓｅｄ Ｉｏｎ Ｂｅａｍ：集束イオンビーム）法で針状試料を作製する。得られた針状試料について、３ＤＡＰ装置（ＬＥＡＰ４０００ＸＳｉ、ＡＭＥＴＥＫ製）を用いて３ＤＡＰ分析を行う。測定はレーザーモードにて行う。試料温度は８０Ｋ以下とする。旧オーステナイト粒界から検出したＢのイオン数とその他のイオン数とから、旧オーステナイト粒界のＢ濃度を求める。Ｂ濃度は２試料の平均値とする。また測定した旧オーステナイト粒界の面上に直径５ｎｍ以上１０ｎｍ以下の互いに重ならない円状領域を５か所設定し、それぞれの円について粒界面の法線方向に延びた円柱状の体積を設定し、各円柱について粒界上のＢ濃度を求め、その標準偏差をＢ濃度のばらつきとする。
なお、上記の測定において、旧オーステナイト粒径が、ＳＥＭ－ＦＩＢ法でサンプリングする領域に対して非常に大きいため、サンプリングする試料１つが対象とする粒界は、全て同一の粒界となる。例えば、旧オーステナイト粒径が９μｍ程度であるのに対し、サンプリングする試料の領域は、直径として約０．１μｍとなる。そのため、得られるＢ濃度のばらつき等は、同一粒界内でのばらつきとなる。
また、旧オーステナイト粒界が、マルテンサイトとフェライトとの間に存在するのか否かについては、上述した方法でＳＥＭ像を観察することにより確認することができる。また、隣り合うマルテンサイト間に存在するのか否かについても、上述した方法でＳＥＭ像を観察することにより確認することができる。
本発明によれば、引張強さ１１８０ＭＰａ以上であるめっき鋼板を提供することができる。めっき鋼板の引張強さは、好ましくは１２５０ＭＰａ以上である。
上述しためっき鋼板は、鋼板の少なくとも片面に形成されためっき層を有している。めっき層としては溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、及び電気亜鉛めっき層のいずれかが好ましい。めっき層の組成は特に限定されず、公知の組成とすることができる。
溶融亜鉛めっき層の組成は特に限定されず、一般的なものであればよい。一例においては、めっき層は、Ｆｅ：２０質量％以下、Ａｌ：０．００１質量％以上１．０質量％以下を含有し、さらに、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、及びＲＥＭからなる群から選ばれる１種または２種以上を合計で０質量％以上３．５質量％以下含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる組成を有する。
めっき層が溶融亜鉛めっき層の場合には、一例においてはめっき層中のＦｅ含有量が７質量％未満であり、合金化溶融亜鉛めっき層の場合には、一例においてはめっき層中のＦｅ含有量は７質量％以上１５質量％以下、より好ましくは８質量％以上１３質量％以下である。
めっきの付着量は特に限定されないが、めっき鋼板の鋼板片面あたりのめっき付着量を２０～８０ｇ／ｍ２とすることが好ましい。一例において、めっき層は、鋼板（高強度冷延鋼板）の表裏両面に形成されている。
次に、めっき鋼板の製造方法について説明する。
本実施形態に係るめっき鋼板の製造方法は、前述した成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施して熱延板とする熱間圧延工程と、熱延板を酸洗する酸洗工程と、酸洗工程後の前記熱延板に対して、冷間圧延を施して冷延板とする冷間圧延工程と、冷延板を、Ａｃ３点以上の第一加熱温度まで加熱する第一焼鈍工程と、該第一焼鈍工程後の冷延板に対して、前記第一加熱温度から冷却を開始し、１００℃以上Ｍｓ点未満の冷却停止温度まで５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する冷却工程と、該冷却工程後、３００℃以上４００℃以下の再加熱温度に加熱し、再加熱温度で６０ｓ以上保持し室温まで冷却する再加熱工程と該再加熱工程後、サブゼロ処理を施すサブゼロ処理工程と、該サブゼロ処理工程後、Ａｃ３点以上の第二加熱温度まで加熱して鋼板を得る第二焼鈍工程と、鋼板にめっき処理を施してめっき鋼板を得るめっき工程と、を含む。
はじめに、上述した成分組成を有する鋼スラブを製造する。
ここでは、熱間圧延工程前の鋼スラブの製造条件の一例について説明する。
まず、鋼素材を溶製して上記成分組成を有する溶鋼とする。溶製方法は特に限定されず、転炉溶製や電気炉溶製等、公知の溶製方法のいずれもが適合する。得られた溶鋼を固めて鋼スラブ（スラブ）を製造する。溶鋼から鋼スラブを製造する方法は特に限定されず、連続鋳造法、造塊法または薄スラブ鋳造法等を用いることができる。鋼スラブは一旦冷却した後再度加熱してから熱間圧延を施してもよいし、鋳造した鋼スラブを室温まで冷却せずに連続的に熱間圧延してもよい。スラブ加熱温度は、圧延負荷及びスケールの発生を考慮して、１１００℃以上とすることが好ましく、また、１３００℃以下とすることが好ましい。スラブ加熱方法は特に限定されないが、例えば、常法に従い加熱炉で加熱することができる。
［熱間圧延工程］
上述した鋼スラブを熱間圧延して熱延板とする。熱間圧延は特に制限はなく、常法に従い行えばよい。熱間圧延後の冷却もとくに制限はなく、巻取り温度まで冷却する。次いで、熱延板をコイルに巻取る。巻取り温度は４００℃以上とすることが好ましい。巻取り温度が４００℃以上であれば、熱延板の強度が上昇することなく巻き取りが容易となるからである。巻取り温度は５５０℃以上とすることがより好ましい。また、スケールが厚く生成することを好適に防ぎ、歩留りをより向上するために、巻取り温度は７５０℃以下とすることが好ましい。なお、酸洗前に、軟質化を目的として熱延板に熱処理を行ってもよい。
［酸洗工程］
熱間圧延工程後、酸洗工程において熱延板を酸洗する。
酸洗工程では、コイルに巻取った熱延板のスケールを除去することができる。スケールを除去する方法は特に限定されないが、スケールを完全に除去するために、熱延コイルを巻戻しながら酸洗を行うことが好ましい。酸洗方法はとくに限定されず、常法に従えばよい。
［冷間圧延工程］
酸洗工程後、冷間圧延工程において熱延板に対して、冷間圧延を施して冷延板とする。例えば、スケールを除去した熱延板を適宜洗浄した後、冷間圧延して冷延板とする。冷間圧延の方法は、特に限定されず常法に従えばよい。
［第一焼鈍工程：Ａｃ３点以上の第一加熱温度まで加熱］
次いで、第一焼鈍工程において、冷延板を、Ａｃ３点以上の第一加熱温度まで加熱し、オーステナイト単相域で焼鈍する。第一加熱温度をＡｃ３点未満とするとフェライトが生成する。このフェライトは焼鈍で転位が減少し、２回目の焼鈍時にＢ（ボロン）の拡散パスとなる転位がないため、ボロンを均一に偏析させることが難しくなる。また、過度に昇温するとオーステナイト粒径が１０μｍ超に大きくなる。よって、第一加熱温度はＡｃ３点以上とする。第一加熱温度は、好ましくＡｃ３点＋１０℃以上であり、より好ましくはＡｃ３点＋１５℃以上である。
２回目の焼鈍で生成するオーステナイト組織は、１回目の焼鈍で生成するオーステナイト組織と同じ結晶組織となるため、１回目の焼鈍でもオーステナイト粒径が１０μｍ以下となるよう、第一加熱温度は９８０℃以下とすることが好ましい。第一加熱温度は、より好ましくは９５０℃以下である。
Ａｃ３点は以下の式で求める。
Ａｃ３（℃)＝８８１－２０６×［％Ｃ］＋５３×［％Ｓｉ］－１５×［％Ｍｎ］－２７×［％Ｃｕ］－２０×［％Ｎｉ］－１×［％Ｃｒ］＋４１×［％Ｍｏ］
（上記式中、［％Ｍ］は、鋼板中の元素Ｍの含有量（質量％）であり、含有しない元素の値は０（零）とする。）
［冷却工程：第一加熱温度から冷却を開始し、１００℃以上Ｍｓ点未満の冷却停止温度まで５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却］
［再加熱工程：３００℃以上４００℃以下の再加熱温度に加熱し、再加熱温度で６０秒以上保持し室温まで冷却］
第一焼鈍工程後、旧オーステナイト粒界に残留オーステナイトが存在する組織とするために、冷却工程において、冷延板に対して部分焼入れ－分配処理を行う。部分焼入れの冷却停止温度が１００℃未満であると、Ｃ分配が生じる前にマルテンサイト変態が起こり、２回目焼鈍前に十分な量の残留オーステナイトを得ることができない。残留オーステナイト量が不十分であると、１回目の焼鈍とは別方位のオーステナイトが生成し、そのようなオーステナイトの粒界にＢ（ボロン）を均一に偏析させることは難しい。よって、冷却工程における冷却停止温度は１００℃以上とする。冷却停止温度は、好ましくは１２０℃以上であり、より好ましくは１５０℃以上である。
一方、冷却停止温度がＭｓ点以上では、マルテンサイト変態が生じないため、続く再加熱での炭素分配が起きず、２回目焼鈍前に残留オーステナイトが生成しない。残留オーステナイト量が不十分であると、１回目の焼鈍とは別方位のオーステナイトが生成し、そのようなオーステナイトの粒界にＢ（ボロン）を均一に偏析させることは難しい。
よって、冷却工程における冷却停止温度はＭｓ点未満とする。冷却停止温度は、好ましくはＭｓ点－１０℃以下であり、より好ましくはＭｓ点－２０℃以下である。
Ｍｓ点は以下の式で求める。
Ｍｓ（℃）＝４９９－３０８×［Ｃ］－１０．８×［Ｓｉ］－３２．４×［Ｍｎ］－１６．２×［Ｎｉ］－２７×［Ｃｒ］－１０．８×［Ｍｏ］
（上記式中、［Ｍ］は、鋼板中の元素Ｍの含有量（質量％）であり、含有しない元素の値は０（零）とする。）
平均冷却速度は、５０℃／ｓ未満であると、フェライト変態が生じる。このフェライトは転位をほとんど含まないため、このフェライト変態により、２回目の焼鈍時にボロンの拡散が遅くなり、最終組織においてボロンの粒界濃化が不十分となる。よって、平均冷却速度は、５０℃／ｓ以上とする。平均冷却速度は、好ましくは６０℃／ｓ以上とし、より好ましくは７０℃／ｓ以上とする。
平均冷却速度の上限は、特に限定されないが、冷却速度が高過ぎると、第一冷却停止温度の制御が困難となるため、平均冷却速度は、好ましくは１０００℃／ｓ以下とし、より好ましくは２００℃／ｓ以下とする。
なお、冷却工程における平均冷却速度（℃／ｓ）は、「（第一加熱温度（℃））－（冷却停止温度（℃））／（第一加熱温度（℃）から冷却停止温度（℃）までの冷却時間（秒））」である。
再加熱温度が３００℃未満であると、炭素分配が十分に生じず、２回目焼鈍前に残留オーステナイトが生成しない。残留オーステナイト量が不十分であると、１回目の焼鈍とは別方位のオーステナイトが生成し、そのようなオーステナイトの粒界にＢ（ボロン）を均一に偏析させることは難しい。
よって、再加熱温度は３００℃以上とする。再加熱温度は、好ましくは３１０℃以上であり、より好ましくは３２０℃以上である。
一方、再加熱温度が４００℃を超えると、未変態オーステナイトがセメンタイトに分解し、２回目焼鈍前に残留オーステナイトが生成しない。残留オーステナイト量が不十分であると、１回目の焼鈍とは別方位のオーステナイトが生成し、そのようなオーステナイトの粒界にＢ（ボロン）を均一に偏析させることは難しい。よって、再加熱温度は４００℃以下とする。再加熱温度は、好ましくは３９０℃以下であり、より好ましくは３８０℃以下である。
また、再加熱温度における保持時間（再加熱保持時間）が６０ｓ未満であると、炭素分配が不十分であり２回目焼鈍前に残留オーステナイトが生成しない。残留オーステナイト量が不十分であると、１回目の焼鈍とは別方位のオーステナイトが生成し、そのようなオーステナイトの粒界にＢ（ボロン）を均一に偏析させることは難しい。
よって、再加熱温度における保持時間は６０ｓ以上とする。保持時間は、好ましくは８０ｓ以上であり、より好ましくは１００ｓ以上である。
また、再加熱温度における保持時間は９００ｓ以下とすることが好ましく、より好ましくは６００ｓ以下である。
再加熱温度での保持後は、室温まで冷却する。ここで、再加熱工程における冷却停止温度となる室温は特に限定されないが、５～５０℃とすることができる。
［サブゼロ処理工程］
サブゼロ処理により、塊状の残留オーステナイトを変態させ、Ｃの濃化したマルテンサイトを得る。この得られたマルテンサイトから１回目とは別の方位を持ったオーステナイトが新たに核生成し、Ｂ濃度が不均一な粒界を得ることができる。フィルム状の残留オーステナイトはこの処理でも残存し、続く焼鈍で１回目のオーステナイトと同じ結晶方位を有するオーステナイト組織が形成し、その粒界はＢが濃化かつ均一化する。
サブゼロ処理における具体的な条件は、特に限定されないが、再加熱工程後の冷延板を液体窒素（－１９６℃）に３０分以上浸漬することが好ましい。また、上記冷延板の液体窒素への浸漬は３時間以下とすることが好ましい。
［第二焼鈍工程：Ａｃ３点以上の第二加熱温度まで加熱］
第二焼鈍工程では、上記のようにして得られた鋼板（冷延板）を再度Ａｃ３点以上の第二加熱温度まで加熱し、焼鈍する。
この過程で、１回目の焼鈍で生成したオーステナイトと同じ方位を持つオーステナイトがフィルム状残留オーステナイトを核に生成する。生成の過程で、オーステナイト変態前のマルテンサイトの転位を通じて固溶したＢ（ボロン）がオーステナイト粒界に高速に拡散し、ボロン偏析が均一となる。第二加熱温度がＡｃ３点未満ではフェライトが生成し、強度が低下する。よって、第二加熱温度はＡｃ３点以上とする。第二加熱温度は、好ましくはＡｃ３点＋１０℃以上であり、より好ましくはＡｃ３点＋１５℃以上である。
一方、過度に昇温するとオーステナイト粒径が１０μｍ超に大きくなり遅れ破壊特性が低下するため、第二加熱温度は９８０℃以下とすることが好ましい。第二加熱温度は、より好ましくは９５０℃以下である。
［めっき工程、合金化工程］
上述した第二焼鈍工程の後、めっき工程において、鋼板の少なくとも片面にめっき処理を施して、めっき鋼板を得る、めっき工程を行う。めっき工程後に、合金化工程において、めっき鋼板（高強度めっき鋼板）に加熱処理を行なってめっき鋼板のめっき層を合金化し、合金化めっき鋼板を得てもよい。
なお、上記した条件以外の製造条件は、常法によることができる。
以上のようにして得られた本実施形態に係るめっき鋼板は、板厚は０．５ｍｍ以上とすることが好ましい。また、板厚は２．０ｍｍ以下とすることが好ましい。
［部材］
本実施形態では、上述しためっき鋼板を少なくとも一部に用いてなる部材を提供することができる。上述しためっき鋼板を、一例においてはプレス加工により目的の形状に成形し、自動車部品とすることができる。なお、自動車部品は、本実施形態に係るめっき鋼板以外の鋼板を、素材として含んでいてもよい。本実施形態によれば、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上であり、優れた耐遅れ破壊特性及びめっき性を備えためっき鋼板を提供することができるため、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上であり、優れた耐遅れ破壊特性及びめっき性を兼備した部材を提供することができる。本実施形態に係る鋼板は、車体の軽量化に寄与する自動車部品として好適に用いることができる。本実施形態に係るめっき鋼板は、自動車部品の中でも、特に、骨格構造部品または補強部品として使用される部材全般において好適に用いることができる。
上記の部材の製造方法は、上述しためっき鋼板に対して、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程を含む。
成形加工は、プレス加工等の一般的な加工方法を制限なく用いることができる。また、接合加工は、スポット溶接、アーク溶接等の一般的な溶接や、リベット接合、かしめ接合等を制限なく用いることができる。
表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼を転炉にて溶製し、鋼スラブとした。得られたスラブを再加熱して熱間圧延を行い、巻き取って熱延コイル（熱延板）を得た。次いで、熱延コイルを巻き戻しながら酸洗処理を施し、冷間圧延を行い、冷延板を得た。熱延板の板厚は３．０ｍｍ、冷延板の板厚は１．２ｍｍとした。焼鈍（第一焼鈍工程、冷却工程、再加熱工程、サブゼロ処理工程、第二焼鈍工程）は連続溶融亜鉛めっきラインにて表２に示す条件で行い、めっき鋼板（溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ））を得た。溶融亜鉛めっき鋼板は４６０℃のめっき浴中に浸漬し、片面あたり３５ｇ／ｍ２のめっき付着量とした。合金化溶融亜鉛めっき鋼板は片面あたり４５ｇ／ｍ２のめっき付着量に調整後、５２０℃で４０ｓ保持する合金化処理を行うことで製造した。
なお、サブゼロ処理は、鋼板Ｎｏ．６を除いて行い、液体窒素（－１９６℃）に、６０分浸漬した。
Figure 0007655454000001
Figure 0007655454000002
得られた鋼板について、上述した方法に従って、マルテンサイト及びベイナイトの面積率の合計、残留オーステナイトの面積率、フェライトの面積率、旧オーステナイト粒径、隣り合うマルテンサイト間に存在する旧オーステナイト粒界のＢ濃度、旧オーステナイト粒界のＢ濃度の同一粒界でのばらつき（隣り合うマルテンサイト間に存在する旧オーステナイト粒界のＢ濃度の同一粒界内でのばらつき、マルテンサイトとフェライトとの間に存在する旧オーステナイト粒界のＢ濃度の同一粒界内でのばらつき）を評価した。また、後述する方法に従って、引張強さ、耐遅れ破壊特性を評価した。結果を表３に示す。
［引張試験］
得られた鋼板に対しＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠して引張試験を行った。圧延方向と直交方向を長手方向としてＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張試験を行って引張強さ（ＴＳ）を測定した。引張強さＴＳが１１８０ＭＰａ以上であれば引張強さが良好と判断した。
［遅れ破壊試験］
鋼板の耐遅れ破壊特性を以下の通り評価した。得られた鋼板から、圧延方向を長手方向として、３０ｍｍ×１１０ｍｍの試験片を採取した。この試験片にひずみゲージを貼り付け、曲率半径７ｍｍＲで９０度Ｖ曲げ加工を施した（Ｒ／ｔ＝５．０）。対向する板面同士を閉め込み、試験片表層の引張応力１８００ＭＰａとし、耐遅れ破壊評価用試験片とした。この耐遅れ破壊評価用試験片をｐＨ３の塩酸水溶液中に浸漬し、１００時間後の割れの発生の有無を調査した。
１００時間後に割れが発生しなかった鋼板を耐遅れ破壊が良好と判断した。表中では、１００時間後に割れが発生しなかった鋼板を耐遅れ破壊が「優」、それ以外の鋼板を耐遅れ破壊が「劣」として示した。
［めっき性評価］
めっき性は、各々のめっき鋼板について、「不めっき部の有無」を目視で観察し、不めっき部の無いものをめっき性良好とした。表中、めっき性良好と判断した鋼板は「優」と示し、めっき性不良と判断した鋼板は「劣」として示した。
Figure 0007655454000003
表３より、本発明例では引張強さＴＳが１１８０ＭＰａ以上であり、耐遅れ破壊特性及びめっき性が優れている。一方、比較例では、引張強さＴＳ、耐遅れ破壊特性、めっき性のいずれか一つ以上が劣っている。
また、本発明例の鋼板を用いて、成形加工を施して得た部材、接合加工を施して得た部材、さらに成形加工および接合加工を施して得た部材は、本発明例の鋼板が高強度であり、優れた耐遅れ破壊特性及びめっき性を有していることから、本発明例の鋼板と同様に、高強度であり、優れた耐遅れ破壊特性及びめっき性を有することがわかった。

Claims (6)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．１０％以上０．３０％以下、
    Ｓｉ：１．２０％超２．００％以下、
    Ｍｎ：２．５％以上４．０％以下、
    Ｐ：０．０５０％以下、
    Ｓ：０．０２０％以下、
    Ａｌ：０．１０％以下、
    Ｎ：０．０１％以下、
    Ｔｉ：０．１００％以下、
    Ｎｂ：０．００２％以上０．０５０％以下、及び
    Ｂ：０．０００８％以上０．００１５％未満
    を含有し、下記式（１）を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    マルテンサイト及びベイナイトの面積率の合計が９５．０％以上であり、
    残留オーステナイトの面積率が４．８％以下であり、
    フェライトの面積率が０．２％以上３．０％以下であり、
    旧オーステナイト粒径が１０μｍ以下であり、
    隣り合うマルテンサイト間に存在する旧オーステナイト粒界のＢ濃度が質量％で０．０５％以上であり、
    隣り合うマルテンサイト間に存在する旧オーステナイト粒界のＢ濃度の同一粒界内でのばらつきが質量％で０．０１０％未満であり、
    マルテンサイトとフェライトとの間に存在する旧オーステナイト粒界のＢ濃度の同一粒界内でのばらつきが質量％で０．０１０％以上である鋼板と、
    該鋼板の少なくとも片面に形成されためっき層と、を有する、めっき鋼板。
    （［％Ｎ］／１４）／（［％Ｔｉ］／４７．９）＜１．０・・・式（１）
    式（１）において、［％Ｎ］及び［％Ｔｉ］はそれぞれＮ及びＴｉの鋼中含有量（質量％）を示す。
  2. 前記成分組成として、さらに質量％で、
    Ｖ：０．１００％以下、
    Ｍｏ：０．５００％以下、
    Ｃｒ：１．００％以下、
    Ｃｕ：１．００％以下、
    Ｎｉ：０．５０％以下、
    Ｓｂ：０．２００％以下、
    Ｓｎ：０．２００％以下、
    Ｔａ：０．２００％以下、
    Ｗ：０．４００％以下、
    Ｚｒ：０．０２００％以下、
    Ｃａ：０．０２００％以下、
    Ｍｇ：０．０２００％以下、
    Ｃｏ：０．０２０％以下、
    ＲＥＭ：０．０２００％以下、
    Ｔｅ：０．０２０％以下、
    Ｈｆ：０．１０％以下、及び
    Ｂｉ：０．２００％以下
    のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、請求項１に記載のめっき鋼板。
  3. 請求項１または２に記載のめっき鋼板を用いてなる部材。
  4. 請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施して熱延板とする熱間圧延工程と、
    前記熱延板を酸洗する酸洗工程と、
    前記酸洗工程後の前記熱延板に対して、冷間圧延を施して冷延板とする冷間圧延工程と、
    前記冷延板を、Ａｃ３点以上の第一加熱温度まで加熱する第一焼鈍工程と、
    該第一焼鈍工程後の前記冷延板に対して、前記第一加熱温度から冷却を開始し、１００℃以上Ｍｓ点未満の冷却停止温度まで５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する冷却工程と、
    該冷却工程後、３００℃以上４００℃以下の再加熱温度に加熱し、前記再加熱温度で６０ｓ以上保持し室温まで冷却する再加熱工程と、
    該再加熱工程後、サブゼロ処理を施すサブゼロ処理工程と、
    該サブゼロ処理工程後、Ａｃ３点以上の第二加熱温度まで加熱して鋼板を得る第二焼鈍工程と、
    前記鋼板にめっき処理を施してめっき鋼板を得るめっき工程と、を含む、
    マルテンサイト及びベイナイトの面積率の合計が９５．０％以上であり、残留オーステナイトの面積率が４．８％以下であり、フェライトの面積率が０．２％以上３．０％以下であり、旧オーステナイト粒径が１０μｍ以下であり、隣り合うマルテンサイト間に存在する旧オーステナイト粒界のＢ濃度が質量％で０．０５％以上であり、隣り合うマルテンサイト間に存在する旧オーステナイト粒界のＢ濃度の同一粒界内でのばらつきが質量％で０．０１０％未満であり、マルテンサイトとフェライトとの間に存在する旧オーステナイト粒界のＢ濃度の同一粒界内でのばらつきが質量％で０．０１０％以上である鋼板と、該鋼板の少なくとも片面に形成されためっき層と、を有するめっき鋼板の製造方法。
  5. 前記めっき工程後、めっき鋼板に合金化処理を施す合金化工程を含む、請求項４に記載のめっき鋼板の製造方法。
  6. 請求項１または２に記載のめっき鋼板に、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程を含む、部材の製造方法。
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