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WO2016171237A1 - めっき鋼板 - Google Patents

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WO2016171237A1
WO2016171237A1 PCT/JP2016/062713 JP2016062713W WO2016171237A1 WO 2016171237 A1 WO2016171237 A1 WO 2016171237A1 JP 2016062713 W JP2016062713 W JP 2016062713W WO 2016171237 A1 WO2016171237 A1 WO 2016171237A1
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WO
WIPO (PCT)
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less
base material
tempered martensite
ferrite layer
decarburized
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2016/062713
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
林　宏太郎
上西　朗弘
正春 亀田
純 芳賀
邦夫 林
幸一 佐野
裕之 川田
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
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Publication date
Application filed by Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp filed Critical Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
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Priority to KR1020177030290A priority patent/KR101962564B1/ko
Priority to ES16783258T priority patent/ES2769086T3/es
Priority to JP2017514196A priority patent/JP6566026B2/ja
Priority to BR112017022444-5A priority patent/BR112017022444A2/ja
Priority to MX2017013451A priority patent/MX387384B/es
Priority to EP16783258.3A priority patent/EP3287539B1/en
Priority to CN201680022562.3A priority patent/CN107532266B/zh
Priority to US15/567,418 priority patent/US10501832B2/en
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    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a plated steel sheet suitable for use in press molding of automobile bodies and the like.
  • a steel plate used for a member for automobiles is not sufficient if it has only high strength, and high corrosion resistance, good press formability, and good bendability are required.
  • Patent Document 1 discloses a high-tensile hot-dip galvanized steel sheet for the purpose of improving strength and ductility.
  • hard martensite is contained in the steel sheet to increase the strength, the formability of the steel sheet deteriorates.
  • Patent Documents 2 to 14 disclose techniques for tempering martensite for the purpose of improving the mechanical properties of a steel sheet.
  • it is difficult to improve the elongation characteristics and formability of the plated steel sheet while obtaining high strength. That is, although the moldability can be improved by tempering, a decrease in strength accompanying tempering is inevitable.
  • An object of the present invention is to provide a plated steel sheet capable of improving elongation characteristics and bendability while obtaining high strength.
  • MA Martensite-Austenite constituent, also known as islands. It has been found that the elongation characteristics are improved by using martensite.
  • MA refers to C to untransformed austenite during ferrite transformation or bainite transformation, as described in the literature “Journal of the Japan Welding Society 50 (1981), No. 1, p37-46”. It is a region of a composite of martensite and residual austenite that has occurred due to thickening and subsequent martensitic transformation during cooling, and is scattered in islands in the matrix.
  • the concept of plated steel sheet includes a plated steel strip.
  • the base material has a volume fraction at a position where the depth from the surface of the steel plate is 1/4 of the thickness of the steel plate, Tempered martensite: 3.0% or more, Ferrite: 4.0% or more Residual austenite: 5.0% or more, Having an organization represented by The average hardness of the tempered martensite in the base material is 5 GPa to 10 GPa, A part or all of tempered martensite and retained austenite in the base material forms MA, The volume fraction at a position where the depth from the surface of the steel plate is 1/4 of the thickness of the steel plate, Tempered martensite: 3.0% or more, Ferrite: 4.0% or more Residual austenite: 5.0% or more, Having an organization represented by The average hardness of the tempered martensite in the base material is 5 GPa to 10 GPa, A part or all of tempered martensite and retained austenite in the base material forms MA, The volume fraction at a position where the depth from the surface of the steel plate is 1/4 of the thickness of the steel
  • the average particle diameter of the ferrite in the decarburized ferrite layer is 20 ⁇ m or less,
  • the thickness of the decarburized ferrite layer is 5 ⁇ m to 200 ⁇ m,
  • the volume fraction of tempered martensite in the decarburized ferrite layer is 1.0% by volume or more,
  • the number density of tempered martensite in the decarburized ferrite layer is 0.01 pieces / ⁇ m 2 or more,
  • An average hardness of tempered martensite in the decarburized ferrite layer is 8 GPa or less.
  • the base material and the decarburized ferrite layer have a configuration, it is possible to improve elongation characteristics and bendability while obtaining high strength.
  • FIG. 1 is a cross-sectional view showing a plated steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is a diagram showing an outline of the volume fraction distribution of ferrite in the steel sheet.
  • FIG. 3 is a flowchart showing a first example of a method for producing a plated steel sheet.
  • FIG. 4 is a flowchart showing a second example of a method for producing a plated steel sheet.
  • FIG. 1 is a cross-sectional view showing a plated steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • the plated steel sheet 1 includes a steel sheet 10 and a plating layer 11 on the steel sheet 10.
  • the steel plate 10 includes a base material 13 and a decarburized ferrite layer 12 on the base material 13.
  • the plated layer 11 is a hot dip galvanized layer or an alloyed hot dip galvanized layer.
  • the decarburized ferrite layer 12 is between the base material 13 and the plating layer 11.
  • the chemical composition of the raw steel plate used for manufacturing the base material 13 and the plated steel plate 1 will be described. Although details will be described later, the plated steel sheet 1 is manufactured through heating, annealing, first cooling, second cooling, hot dip galvanizing, third cooling, and the like of the raw steel sheet. An alloying process may be performed between the plating process and the third cooling. Therefore, the chemical composition of the base material 13 and the material steel plate considers not only the characteristics of the plated steel plate 1 but also these treatments.
  • “%”, which is a unit of the content of each element contained in the base material 13 and the material steel plate means “mass%” unless otherwise specified.
  • Base material 13 and material steel plate are C: 0.03% to 0.70%, Si: 0.25% to 3.00%, Mn: 1.0% to 5.0%, P: 0.10% S: 0.0100% or less, acid-soluble Al (sol.Al): 0.001% to 1.500%, N: 0.02% or less, Ti: 0.0% to 0.300%, Nb : 0.0% to 0.300%, V: 0.0% to 0.300%, Cr: 0% to 2.000%, Mo: 0% to 2.000%, Cu: 0% to 2.
  • C (C: 0.03% to 0.70%) C contributes to an improvement in tensile strength. If the C content is less than 0.03%, sufficient tensile strength cannot be obtained. Therefore, the C content is 0.03% or more, preferably 0.05% or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.70%, the weldability of the plated steel sheet 1 is lowered. Therefore, the C content is 0.70% or less, preferably 0.45% or less.
  • Si suppresses the precipitation of cementite, makes austenite easy to remain, and contributes to the improvement of elongation. Si also contributes to strengthening ferrite, homogenizing the structure and improving strength. If the Si content is less than 0.25%, these effects cannot be obtained sufficiently. Therefore, the Si content is 0.25% or more, preferably 0.40% or more. Si also contributes to the formation of austenite and the growth of the decarburized ferrite layer 12. In order to sufficiently obtain this effect, the Si content is more preferably 0.60% or more. On the other hand, when the Si content exceeds 3.00%, there is a risk that defective plating may occur during the hot dip galvanizing process. Therefore, the Si content is 3.00% or less, preferably 2.50% or less.
  • Mn sufficiently disperses tempered martensite in the decarburized ferrite layer 12 and contributes to an improvement in the number density of tempered martensite in the decarburized ferrite layer 12.
  • Mn suppresses the precipitation of cementite, promotes the formation of MA, and contributes to the improvement of strength and elongation. If the Mn content is less than 1.0%, these effects cannot be obtained sufficiently. Therefore, the Mn content is 1.0% or more, preferably 1.9% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 5.0%, the weldability of the plated steel sheet 1 is lowered. Therefore, the Mn content is 5.0% or less, preferably 4.2% or less, more preferably 3.5% or less.
  • P 0.10% or less
  • P is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example. Since P deteriorates weldability, the lower the P content, the better. In particular, when the P content exceeds 0.10%, the weldability is significantly reduced. Therefore, the P content is 0.10% or less, preferably 0.02% or less.
  • S is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example. Since S forms MnS in the steel and degrades the hole expanding property, the lower the S content, the better. In particular, when the S content exceeds 0.0100%, the hole expandability is significantly reduced. Therefore, the S content is 0.0100% or less, preferably 0.0050% or less, more preferably 0.0012% or less.
  • sol.Al 0.001% to 1.500%
  • Al has a deoxidizing action, suppresses generation of surface flaws, and improves manufacturing yield. sol. If the Al content is less than 0.001%, these effects cannot be obtained sufficiently. Therefore, sol. The Al content is 0.001% or more. sol. Al, like Si, suppresses precipitation of cementite and makes austenite easy to remain. In order to obtain this effect sufficiently, sol. The Al content is preferably 0.200% or more. On the other hand, sol. If the Al content exceeds 1.500%, inclusions increase and the hole expandability deteriorates. Therefore, sol. The Al content is 1.500% or less, preferably 1.000% or less.
  • N is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example. Since N may form a nitride during continuous casting when producing a raw steel plate and cause cracks in the slab, the lower the N content, the better. In particular, when the N content exceeds 0.02%, the slab is likely to crack. Therefore, the N content is 0.02% or less, preferably 0.01% or less.
  • Ti, Nb, V, Cr, Mo, Cu, Ni, B, Ca, REM, and Bi are not essential elements, but are optional elements that may be appropriately contained in steel plates and slabs up to a predetermined amount.
  • Ti, Nb, and V generate precipitates that are the nuclei of crystal grains, they contribute to refinement of crystal grains. Refinement of crystal grains leads to improvement in strength and toughness. Therefore, Ti, Nb or V or any combination thereof may be included. In order to sufficiently obtain this effect, it is preferable that the Ti content, the Nb content, and the V content are all 0.001% or more. On the other hand, if any of the Ti content, the Nb content, or the V content exceeds 0.300%, the effect is saturated and the cost is increased. Therefore, the Ti content, the Nb content, and the V content are all 0.300% or less.
  • Ti and Nb promote the concentration of C into austenite by the formation of ferrite in the first steel sheet in the material steel sheet, at least a part of which becomes austenitic during annealing, thereby generating MA. Make it easy to do. In order to sufficiently obtain this effect, it is more preferable that Ti or Nb or both of them is contained in a total amount of 0.010% or more, and it is more preferable that the total content is 0.030% or more.
  • Cr and Mo stabilize austenite and contribute to the improvement of strength due to the formation of martensite. Therefore, Cr or Mo or both of them may be included.
  • the Cr content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.100% or more, and the Mo content is preferably 0.001% or more. More preferably, it is 0.050% or more.
  • the Cr content or the Mo content exceeds 2.000%, the effect is saturated and the cost is increased. Accordingly, the Cr content is 2.000% or less, preferably 1.000% or less, and the Mo content is 2.000% or less, preferably 0.500% or less. That is, it is preferable that “Cr: 0.001% to 2.000%”, “Mo: 0.001% to 2.000%”, or both be satisfied.
  • Cu and Ni suppress corrosion of the plated steel sheet 1, concentrate on the surface of the plated steel sheet 1, suppress hydrogen intrusion into the plated steel sheet 1, and suppress delayed fracture of the plated steel sheet 1. Therefore, Cu or Ni or both of them may be included.
  • both the Cu content and the Ni content are preferably 0.001% or more, and more preferably 0.010% or more.
  • the Cu content or the Ni content exceeds 2.000%, the effect is saturated and the cost becomes high. Accordingly, the Cu content and the Ni content are both 2.000% or less, preferably 0.800% or less. That is, it is preferable that “Cu: 0.001% to 2.000%”, “Ni: 0.001% to 2.000%”, or both of them be satisfied.
  • B contributes to increasing the strength of the plated steel sheet 1 by suppressing the nucleation of ferrite from the grain boundaries and enhancing the hardenability of the plated steel sheet 1.
  • B contributes to the improvement of the elongation of the plated steel sheet 1 by effectively generating MA. Therefore, B may be included.
  • the B content is preferably 0.0001% or more.
  • the B content is 0.0200% or less. That is, “B: 0.0001% to 0.0200%” is preferably satisfied.
  • Ca and REM improve the hole expansibility of the plated steel sheet 1 by spheroidizing the sulfide. Therefore, Ca or REM or both of these may be included. In order to sufficiently obtain this effect, the Ca content and the REM content are both preferably 0.0001% or more. On the other hand, if the Ca content exceeds 0.0100% or the REM content exceeds 0.1000%, the effect is saturated and the cost is increased. Therefore, Ca is 0.0100% or less, and the REM content is 0.1000% or less. That is, it is preferable that “Ca: 0.0001% to 0.0100%”, “REM: 0.0001% to 0.1000%”, or both be satisfied.
  • REM refers to a total of 17 elements of Sc, Y and lanthanoid, and “REM content” means the total content of these 17 elements.
  • Lanthanoids are added industrially, for example, in the form of misch metal.
  • Bi concentrates at the solidification interface, narrows the dendrite interval, and suppresses solidification segregation.
  • the Bi content is preferably 0.0001% or more, and more preferably 0.0003% or more.
  • the Bi content is 0.0500% or less, preferably 0.0100% or less, and more preferably 0.0050% or less. That is, “Bi: 0.0001% to 0.0500%” is preferably satisfied.
  • the position that defines the structure of the base material is a position where the depth from the surface of the steel plate 10 is 1 ⁇ 4 of the thickness of the steel plate 10.
  • this position may be referred to as “plate thickness 1 ⁇ 4 position”. This is because the thickness 1 ⁇ 4 position is generally considered to be a position having an average configuration and characteristics of the steel plate.
  • the structure of the base material 13 at a position other than the 1/4 position of the plate thickness is usually substantially the same as the structure at the 1/4 position of the plate thickness.
  • “%” which is a unit of volume fraction of each tissue included in the base material 13 means “volume%” unless otherwise specified.
  • Base material 13 has a volume fraction of tempered martensite: 3.0% or more and retained austenite: 5.0% at a position where the depth from the surface of steel plate 10 is 1/4 of the thickness of steel plate 10.
  • the organization represented by The average hardness of the tempered martensite in the base material 13 is 5 GPa to 10 GPa, and part or all of the tempered martensite and residual austenite in the base material 13 forms MA.
  • the structure of the base material 13 should be a structure obtained by tempering a structure containing MA at a temperature at which residual austenite remains. It is valid. When the base material 13 has such a structure, the local elongation is improved while maintaining the good total elongation provided by MA.
  • Tempered martensite contributes to improved bendability. If the volume fraction of tempered martensite is less than 3.0%, sufficient bendability cannot be obtained. Therefore, the volume fraction of tempered martensite is 3.0% or more, preferably 5.0% or more. Tempered martensite contributes to the improvement of strength, and in order to obtain higher strength, the volume fraction of tempered martensite is preferably 8.0% or more.
  • Residual austenite contributes to the improvement of elongation. If the volume fraction of retained austenite is less than 5.0%, sufficient elongation cannot be obtained. Therefore, the volume fraction of retained austenite is 5.0% or more.
  • the retained austenite contributes to the improvement of strength, and in order to obtain higher strength, the volume fraction of retained austenite is preferably 8.0% or more.
  • the average hardness of tempered martensite can be measured by the nanoindentation method. In this measurement, for example, an indenter having a cube corner is used, and the indentation load is set to 500 ⁇ N.
  • MA part or all of tempered martensite and retained austenite in the base material 13 forms MA.
  • MA contributes to an improvement in total elongation (T.El).
  • T.El total elongation
  • the remainder of the base material 13 is mainly ferrite, or ferrite and bainite. If the volume fraction of ferrite is less than 4.0%, sufficient elongation characteristics and bendability may not be obtained. Accordingly, the volume fraction of ferrite in the base material 13 is set to 4.0% or more from the viewpoint of mechanical properties such as tensile strength. On the other hand, if the volume fraction of ferrite exceeds 70%, sufficient strength may not be obtained. Therefore, the volume fraction of ferrite in the base material 13 is preferably 70% or less. It is preferable that there is no cementite having an equivalent circle diameter of 5 ⁇ m or more in the ferrite grains and the martensite grains of the base material 13. This is to promote the production of MA.
  • the decarburized ferrite layer 12 is formed on the base material 13 by decarburizing the surface of the material steel plate during annealing, and the volume fraction of the ferrite is the ferrite of the base material 13 at the position of the plate thickness 1 ⁇ 4. It is a layer that is 120% or more of the volume fraction. That is, in this embodiment, the volume fraction of ferrite is measured every 1 ⁇ m from the surface of the steel plate 10, and the measurement result is 120% of the volume fraction of ferrite at the plate thickness 1 ⁇ 4 position of the steel plate 10.
  • FIG. 2 shows an outline of the distribution of the volume fraction of ferrite in the steel plate 10.
  • the vertical axis in FIG. 2 indicates the ratio when the volume fraction of ferrite at the position of the plate thickness 1 ⁇ 4 is 100%.
  • the decarburized ferrite layer 12 is soft because it contains less C than the base material 13, and even if the plated steel sheet 1 is bent, the decarburized ferrite layer 12 is not easily cracked. Further, since the decarburized ferrite layer 12 is easily deformed uniformly, the decarburized ferrite layer 12 is not easily constricted. Therefore, the decarburized ferrite layer 12 improves the bendability of the plated steel sheet 1.
  • the inventors of the present invention have made extensive studies by paying attention to the fact that even a conventional plated steel sheet cannot obtain sufficient bendability even though the raw steel sheet is decarburized.
  • the average grain size of ferrite in the decarburized ferrite layer is as large as 20 ⁇ m or more, and when the steel sheet is bent and deformed, the deformation concentrates on the ferrite grain boundaries, thereby eliminating fine cracks. It was revealed that it occurs in the charcoal ferrite layer.
  • the inventors have solved the problem by reducing the average particle size of ferrite in the decarburized ferrite layer, and tempered martensite having an appropriate average hardness in the decarburized ferrite layer. It has been found that dispersing is effective.
  • the average particle diameter of ferrite in the decarburized ferrite layer 12 is 20 ⁇ m or less
  • the thickness of the decarburized ferrite layer 12 is 5 ⁇ m to 200 ⁇ m
  • the fraction is 1.0% by volume or more
  • the number density of tempered martensite in the decarburized ferrite layer 12 is 0.01 pieces / ⁇ m 2 or more
  • the average hardness of the tempered martensite in the decarburized ferrite layer 12 is The thickness is 8 GPa or less.
  • the volume fraction of ferrite in the decarburized ferrite layer 12 is 120% or more of the volume fraction of ferrite of the base material 13 at the plate thickness 1 ⁇ 4 position. If the average grain size of ferrite in the decarburized ferrite layer 12 exceeds 20 ⁇ m, the total area of ferrite grain boundaries is small and deformation concentrates in a narrow region, so that excellent bendability cannot be obtained in the plated steel sheet 1. Therefore, the average particle diameter of ferrite is 20 ⁇ m or less.
  • the average grain size of ferrite is preferably as small as possible, but it is difficult to make it 0.5 ⁇ m or less at the current technical level.
  • the thickness of the decarburized ferrite layer 12 is set to 5 ⁇ m or more. If the thickness of the decarburized ferrite layer 12 exceeds 200 ⁇ m, sufficient tensile strength cannot be obtained. Therefore, the thickness of the decarburized ferrite layer 12 is set to 200 ⁇ m or more.
  • volume fraction of tempered martensite 1.0 vol% or more
  • the volume fraction of 12 tempered martensite in the decarburized ferrite layer 12 is 1.0% by volume or more. Since the decarburized ferrite layer 12 is formed through decarburization of the raw steel plate, the volume fraction of tempered martensite in the decarburized ferrite layer 12 exceeds the volume fraction of tempered martensite in the base material 13. Absent.
  • the volume fraction of tempered martensite in the decarburized ferrite layer 12 exceeds the volume fraction of tempered martensite in the base material 13, decarburization has not occurred in the decarburized ferrite layer 12. Therefore, the volume fraction of tempered martensite in the decarburized ferrite layer 12 is equal to or less than the volume fraction of tempered martensite in the base material 13. In this embodiment, since the martensite contained in the decarburized ferrite layer 12 is not fresh martensite (martensite that has not been tempered) but tempered martensite, the occurrence of cracks at the interface between ferrite and martensite is suppressed. can do.
  • the balance of the structure of the decarburized ferrite layer 12 is mainly ferrite.
  • the area fraction of ferrite in the decarburized ferrite layer 12 is 120% or more of the area fraction of ferrite of the base material 13 at the plate thickness 1 ⁇ 4 position. Even if the remainder of the structure of the decarburized ferrite layer includes, for example, bainite, pearlite, or the like within a range that does not affect the characteristics of the plated steel sheet 1 according to the present embodiment, for example, within a range of 5% by volume or less. Good.
  • the number density of tempered martensite in the decarburized ferrite layer 12 is set to 0.01 pieces / ⁇ m 2 or more. The higher the number density of tempered martensite, the better. However, at the current technical level, it is difficult to set the number density to 1 piece / ⁇ m 2 or more.
  • the average hardness of the tempered martensite in the decarburized ferrite layer 12 is 8 GPa or less.
  • the lower limit of the average hardness of the tempered martensite in the decarburized ferrite layer 12 is not limited, but when the plated steel sheet 1 is tempered to a degree that ensures high strength, the temper in the decarburized ferrite layer 12 is performed.
  • the average hardness of martensite is not less than 4 GPa.
  • the average hardness of tempered martensite in the decarburized ferrite layer 12 is smaller than the average hardness of tempered martensite in the base material 13.
  • the plated steel sheet 1 it is possible to improve elongation characteristics and bendability while obtaining high strength.
  • a tensile strength (TS) of 780 MPa or more, a yield strength (YS) of 420 MPa or more, and a total elongation of 12% or more (T.El) ) Is obtained.
  • a hole expansion rate of 35% or more is obtained in the hole expansion test, and regarding the bendability, there is no crack in the 90-degree V bending test and there is no constriction of 10 ⁇ m or more.
  • the raw steel plate is heated (step S1), annealed (step S2), first cooled (step S3), second cooled (step S4), and hot dip galvanized. (Step S5), third cooling (Step S6), and tempering (Step S7) are performed in this order.
  • Step S1 the raw steel plate is heated (step S1), annealed (step S2), first cooled (step S3), second cooled (step S4), and hot dip galvanized.
  • Step S5 third cooling
  • Step S7 tempering
  • step S1 heating (step S1), annealing (step S2), first cooling (step S3), second cooling (step S4), hot dip galvanizing treatment of the raw steel plate (Step S5), alloying treatment (Step S8), third cooling (Step S6), and tempering (Step S7) are performed in this order.
  • the raw steel plate for example, a hot rolled steel plate or a cold rolled steel plate is used.
  • the average heating rate in the temperature range of 100 ° C. to 720 ° C. is set to 1 ° C./second to 50 ° C./second.
  • the average heating rate is a value obtained by dividing the difference between the heating start temperature and the heating end temperature by the heating time.
  • the average heating rate is 1 ° C./second or more.
  • the average heating rate exceeds 50 ° C./second, coarse ferrite is generated in the raw steel plate during heating of the raw steel plate.
  • the average heating rate is 50 ° C./second or less.
  • the material steel plate is held at 720 ° C. to 950 ° C. for 10 seconds to 600 seconds. Austenite is generated in the steel sheet during annealing.
  • the annealing temperature is set to 720 ° C. or higher.
  • the annealing temperature is preferably set to Ac 3 points or more (austenite single phase region). In this case, it is preferable to increase the temperature from 720 ° C. to Ac 3 point for 30 seconds or more.
  • the annealing temperature is 950 ° C. greater than the number density of tempered martensite decarburization ferrite layer 12 or is difficult to 0.01 pieces / [mu] m 2 or more, the austenite grows during annealing de The volume fraction of ferrite in the charcoal ferrite layer may be too low. Accordingly, the annealing temperature is set to 950 ° C. or lower. When the holding time in annealing is less than 10 seconds, the thickness of the decarburized ferrite layer 12 is less than 5 ⁇ m.
  • the holding time is 10 seconds or more.
  • the holding time in annealing exceeds 600 seconds, the thickness of the decarburized ferrite layer 12 exceeds 200 ⁇ m, or the effect of annealing is saturated and productivity is lowered. Accordingly, the holding time is 600 seconds or less.
  • Annealing is performed in an atmosphere having a hydrogen concentration of 2% to 20% by volume and a dew point of ⁇ 30 ° C. to 20 ° C. If the hydrogen concentration is less than 2%, the oxide film on the surface of the material steel plate cannot be sufficiently reduced, and sufficient plating wettability cannot be obtained in the hot dip galvanizing process (step S5). Accordingly, the hydrogen concentration is set to 2% by volume or more. On the other hand, if the hydrogen concentration is less than 20% by volume, the dew point cannot be maintained at 20 ° C. or lower, and dew condensation occurs in the facility, which hinders the operation of the facility. Accordingly, the hydrogen concentration is set to 20% by volume or more.
  • the dew point is less than ⁇ 30 ° C.
  • the thickness of the decarburized ferrite layer 12 is less than 5 ⁇ m. Therefore, the dew point is -30 ° C or higher.
  • the dew point exceeds 20 ° C., dew condensation occurs in the facility, which hinders the operation of the facility. Accordingly, the dew point is set to 20 ° C. or less.
  • the average cooling rate from 720 ° C. to 650 ° C. is set to 0.5 ° C./second to 10.0 ° C./second.
  • the average cooling rate is a value obtained by dividing the difference between the cooling start temperature and the cooling end temperature by the cooling time.
  • martensite is generated in the decarburized ferrite layer 12, and C is concentrated to untransformed austenite, and all or part of the martensite and residual austenite constitutes MA. It becomes like this.
  • the average cooling rate is less than 0.5 ° C./second, cementite is precipitated during the first cooling, and martensite is hardly generated in the decarburized ferrite layer 12.
  • the average cooling rate is 0.5 ° C./second or more, preferably 1.0 ° C./second or more, more preferably 1.5 ° C./second or more.
  • the average cooling rate exceeds 10.0 ° C./second, C is difficult to diffuse and the concentration gradient of C in the austenite is not sufficiently generated. For this reason, retained austenite is unlikely to be generated, and it is difficult for MA to occur in the base material 13. Therefore, the average cooling rate is 10.0 ° C./second or less, preferably 8.0 ° C./second or less, more preferably 6.0 ° C./second or less.
  • the average cooling rate from 650 ° C. to 500 ° C. is set to 2.0 ° C./second to 100.0 ° C./second.
  • the average cooling rate is 2.0 ° C./second or more, preferably 5.0 ° C./second or more, more preferably 8.0 ° C./second or more.
  • the average cooling rate exceeds 100.0 ° C./second, the flatness of the steel plate 10 is deteriorated, and the variation in the thickness of the plating layer 11 is increased. Therefore, the average cooling rate is 100.0 ° C./second or less, preferably 60.0 ° C./second or less, more preferably 40 ° C./second or less.
  • the bath temperature and bath composition in the hot dip galvanizing treatment are not limited and may be general ones.
  • the amount of plating adhesion is not limited and may be a general one.
  • the adhesion amount per side is set to 20 g / m 2 to 120 g / m 2 .
  • an alloying process is performed following the hot dip galvanizing process.
  • the alloying treatment is preferably performed under conditions such that the Fe concentration in the plating layer 11 is 7% by mass or more.
  • the temperature of the alloying treatment is set to 490 ° C. to 560 ° C. and the time is set to 5 seconds to 60 seconds.
  • the temperature of the alloying treatment is set to 490 ° C. to 560 ° C. and the time is set to 5 seconds to 60 seconds.
  • the temperature of the alloying treatment is set to 490 ° C. to 560 ° C. and the time is set to 5 seconds to 60 seconds.
  • the Fe concentration in the plating layer 11 may be less than 7% by mass.
  • the weldability of the hot dip galvanized steel sheet is lower than that of the galvannealed steel sheet. However, the corrosion resistance of the hot dip galvanized steel sheet is good.
  • the material steel plate may be kept isothermal and cooled as necessary.
  • step S6 In the third cooling (step S6), from the alloying treatment temperature when the alloying treatment is performed, from the bath temperature of the hot dip galvanizing treatment to a temperature of 200 ° C. or less when the alloying treatment is not performed.
  • the average cooling rate is set to 2 ° C./second or more.
  • Stable austenite is formed during the third cooling. Most of the stable austenite remains as austenite even after tempering (step S7).
  • step S7 During the third cooling, hard martensite is generated in addition to stable austenite, but the hard martensite becomes ductile tempered martensite by tempering (step S7).
  • the average cooling rate is 2 ° C./second or more, preferably 5 ° C./second or more.
  • the upper limit of the average cooling rate is not limited, but is preferably 500 ° C./second or less from the viewpoint of economy.
  • the cooling stop temperature of the third cooling is not limited, but is preferably a temperature of 100 ° C. or lower.
  • step S7 the material steel plate is held at 100 ° C. or higher and lower than 200 ° C. for 30 seconds (0.5 minutes) to 48 hours (1152 minutes).
  • the effect of tempering is more remarkable in the decarburized ferrite layer 12 than in the base material 13. That is, at a tempering temperature of less than 200 ° C., the degree of softening of martensite in the base material 13 is low, whereas in the decarburized ferrite layer 12, the C concentration is lower than that of the base material 13 and surface diffusion is likely to occur. Softening is remarkable.
  • the bendability is greatly affected by the likelihood of cracking in the vicinity of the surface of the steel sheet 10, and the tempered martensite in the decarburized ferrite layer 12 is maintained in the tempered martensite in the base material 13 while maintaining a high average hardness.
  • the hardness of the site can be reduced appropriately. Therefore, bendability and elongation can be improved while ensuring high tensile strength.
  • C also concentrates in the ferrite. And since a retained austenite and a ferrite harden
  • the tempering temperature is 100 ° C. or higher, preferably 120 ° C. or higher.
  • the tempering temperature is 200 ° C. or higher, the retained austenite in the base material 13 and the decarburized ferrite layer 12 is decomposed, or the average hardness of the tempered martensite in the base material 13 is less than 5 GPa. As a result, the tensile strength decreases or the elongation deteriorates.
  • the tempering temperature is less than 200 ° C.
  • the tempering time is less than 30 seconds, the tempering of martensite in the decarburized ferrite layer 12 is insufficient, and the average hardness of the tempered martensite in the decarburized ferrite layer 12 exceeds 8 GPa. Accordingly, the tempering time is 30 seconds or more.
  • the tempering time exceeds 48 hours, the effect is saturated and the productivity becomes low. Accordingly, the tempering time is 48 hours or less.
  • the flatness may be corrected using a leveler, or a film having oiling or lubricating action may be applied.
  • the plated steel sheet 1 according to this embodiment can be manufactured.
  • the mechanical properties of the plated steel sheet 1 are not limited, in the tensile test in which the sheet width direction is the tensile direction, the tensile strength (TS) is preferably 780 MPa or more, more preferably 800 MPa or more, and further preferably 900 MPa or more. It is. In this tensile test, if the tensile strength is less than 780 MPa, it may be difficult to ensure sufficient shock absorption when an automotive part is used. Considering application to automobile parts that require high plastic deformation starting strength at the time of collision, in this tensile test, the yield strength (YS) is preferably 420 MPa or more, more preferably 600 MPa or more.
  • the total elongation is preferably 12% or more and the hole expansion ratio is preferably 35% or more. Further, regarding the bendability, it is preferable that the 90 degree V bending test has a feature that there is no crack and there is no constriction of 10 ⁇ m or more.
  • the hot-rolled steel sheet was charged into a furnace, held at a cooling stop temperature for 60 minutes in the furnace, and cooled to 100 ° C. or less at a cooling rate of 20 ° C./hour in the furnace.
  • the cooling stop temperature is assumed to be a coiling temperature, and the first heat treatment simulates a thermal history when the hot-rolled steel sheet is wound.
  • the scale was removed by pickling and cold rolling was performed. Tables 2 to 3 show the thickness after cold rolling (thickness of the cold-rolled steel sheet).
  • test material for heat treatment was collected from the cold-rolled steel sheet, and subjected to heating, annealing, first cooling, second cooling, second heat treatment simulating hot dip galvanizing treatment, third cooling and tempering. .
  • Some test materials were subjected to a third heat treatment simulating an alloying treatment between the second heat treatment and the third cooling.
  • Tables 2 to 3 show average heating rates from 100 ° C. to 720 ° C. when the test material is heated.
  • the test materials were held at the temperatures shown in Tables 2 to 3 for the times shown in Tables 2 to 3.
  • Tables 2 to 3 show the dew point and hydrogen concentration of the atmosphere at this time.
  • Tables 4 to 5 show the average cooling rate from 720 ° C.
  • test material is kept at 460 ° C. to 500 ° C. for the time shown in Tables 4 to 5, and in the second heat treatment, it is kept at 460 ° C. for 3 seconds. In the heat treatment of 3, the temperature was held at 510 ° C. for 3 seconds. From the cooling stop temperature at the time of the third cooling and from the temperature of the third heat treatment for the test material subjected to the third heat treatment, from the temperature of the second heat treatment for the test material not subjected to the third heat treatment. Tables 4 to 5 show average cooling rates up to the cooling stop temperature. Tables 4 to 5 show the maximum temperature for tempering and the time kept for the tempering. The rate of temperature increase up to the maximum temperature was 20 ° C./second. The underline in Table 2 to Table 5 indicates that the value is out of the desired range.
  • each test material was subjected to a tensile test and a bending test.
  • an image analysis of an electron microscope observation image of a cross section orthogonal to the rolling direction and a cross section orthogonal to the sheet width direction (direction orthogonal to the rolling direction) is performed, and the plate thickness 1/4 in each cross section is obtained.
  • the volume fraction of MA at the position was measured.
  • the average value was taken as the volume fraction of MA of the base material in the test material.
  • the volume fraction of retained austenite in the two cross sections was measured by X-ray diffraction, and the average value was taken as the volume fraction of MA of the base material.
  • a value obtained by subtracting the volume fraction of retained austenite from the volume fraction of MA was taken as the volume fraction of tempered martensite.
  • the average hardness of tempered martensite was measured by the nanoindentation method.
  • an indenter having a cube corner shape was used, and the indentation load was 500 ⁇ N.
  • Tables 6-7 The volume fraction of ferrite as a base material was 4.0% or more in all samples.
  • the area ratio of ferrite is measured every 1 ⁇ m from the surface of the test material, and the measured value is 120% of the ferrite volume fraction of the base metal at the 1/4 thickness position.
  • the interface between the decarburized ferrite layer and the base material was used.
  • the distance from the surface of the test material to the interface was the thickness of the decarburized ferrite layer in the cross section.
  • Such observation was performed on the two cross sections, and the average value was defined as the thickness of the decarburized ferrite layer in the test material.
  • the ferrite particle diameter, the volume fraction of tempered martensite, and the number density of tempered martensite were calculated by the above image analysis.
  • Sample No. 27 since the tempering temperature was too low, the martensite in the decarburized ferrite layer was not tempered. For this reason, the volume fraction and number density of the tempered martensite in the decarburized ferrite layer were insufficient, and the bendability was poor.
  • Sample No. 28 since the tempering temperature was too high, austenite decomposed. For this reason, the volume fraction of the retained austenite in the base material was insufficient, and the elongation and tensile strength were low.
  • the present invention can be used, for example, in industries related to plated steel sheets suitable for automobile parts.

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Abstract

めっき鋼板（１）に含まれる母材（１３）は板厚１／４位置において、体積分率で、焼戻しマルテンサイト：３．０％以上、フェライト：４．０％以上、かつ残留オーステナイト：５．０％以上で表される組織を有する。母材（１３）中の焼戻しマルテンサイトの平均硬さは５ＧＰａ～１０ＧＰａであり、母材（１３）中の焼戻しマルテンサイト及び残留オーステナイトの一部又は全部はＭ－Ａを形成している。めっき鋼板（１）に含まれる脱炭フェライト層（１２）中のフェライトの体積分率は、板厚１／４位置における母材（１３）のフェライトの体積分率の１２０％以上であり、脱炭フェライト層（１２）中のフェライトの平均粒径は２０μｍ以下であり、脱炭フェライト層（１２）の厚さは５μｍ～２００μｍであり、脱炭フェライト層（１２）中の焼戻しマルテンサイトの体積分率は１．０体積％以上であり、脱炭フェライト層（１２）中の焼戻しマルテンサイトの個数密度は０．０１個／μｍ２以上であり、脱炭フェライト層（１２）中の焼戻しマルテンサイトの平均硬さは８ＧＰａ以下である。

Description

めっき鋼板
　本発明は、自動車の車体等のプレス成形に供される用途に好適なめっき鋼板に関する。
　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、車体の軽量化及び乗員の安全性確保のため、高強度鋼板のニーズが高まっている。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、高い耐食性と、良好なプレス成形性と、良好な曲げ性とが要求される。
　伸びが良好な溶融亜鉛めっき鋼板として、残留オーステナイトの変態誘起塑性（Transformation Induced Plasticity：ＴＲＩＰ）効果を利用する鋼板が知られている。例えば、特許文献１には、強度及び延性の向上を目的とした高張力溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。しかしながら、高強度化のために硬質なマルテンサイトを鋼板に含有させると、鋼板の成形性が劣化する。
　特許文献１の他にも、鋼板の機械的特性の向上を目的としてマルテンサイトの焼戻しを行う技術等が特許文献２～１４に開示されている。しかしながら、これらの従来の技術によっても、高い強度を得ながら、めっき鋼板の伸び特性及び成形性を向上することは困難である。すなわち、焼戻しを行うことで成形性を向上することは可能であるものの、焼戻しに伴う強度の低下が避けられない。
特開平１１－２７９６９１号公報 特開平６－９３３４０号公報 特開平６－１０８１５２号公報 特開２００５－２５６０８９号公報 特開２００９－１９２５８号公報 特開平５－１９５１４９号公報 特開平１０－１３０７８２号公報 特開２００６－７０３２８号公報 特開２０１１－２３１３６７号公報 特開２０１３－１６３８２７号公報 国際公開第２０１３／０４７７６０号 国際公開第２０１３／０４７８２１号 特開２０１４－１９９０５号公報 特開２００８－２５５４４１号公報
　本発明は、高い強度を得ながら、伸び特性及び曲げ性を向上することができるめっき鋼板を提供することを目的とする。
　本発明者らは、高い強度を有するめっき鋼板の伸び特性及び曲げ性を向上すべく鋭意検討を行った結果、マルテンサイト及び残留オーステナイトの形態をＭ－Ａ（Martensite-Austenite constituent、別名：島状マルテンサイト）とすることで、伸び特性が向上することを見いだした。ここで、Ｍ－Ａとは、文献「溶接学会誌５０（１９８１），Ｎｏ．１，ｐ３７－４６」に記載されているように、フェライト変態又はベイナイト変態の際に未変態オーステナイトへのＣの濃化が起こり、その後の冷却中のマルテンサイト変態で生じたマルテンサイトと残留オーステナイトとの複合体の領域であり、マトリックス中に島状に点在する。
　その一方で、過度に硬質なマルテンサイトは曲げ性を劣化させる。そこで、本発明者らは曲げ性の改善のために更に鋭意検討を重ねた。この結果、Ｍ－Ａを生じさせる前に脱炭フェライト層を形成しておき、Ｍ－Ａの生成後には、残留オーステナイトが残るような温度でＭ－Ａを焼戻すことで、良好な伸び特性を維持しながら、曲げ性を向上させることもできることを見いだした。そして、本願発明者は、以下に示す発明の諸態様に想到した。なお、めっき鋼板の概念にはめっき鋼帯も含まれる。
　（１）
　鋼板と、
　前記鋼板上のめっき層と、
　を有し、
　前記めっき層は、溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層であり、
　前記鋼板は、
　母材と、
　前記母材上の脱炭フェライト層と、
　を有し、
　前記母材は、
　質量％で、
　Ｃ：０．０３％～０．７０％、
　Ｓｉ：０．２５％～３．００％、
　Ｍｎ：１．０％～５．０％、
　Ｐ：０．１０％以下、
　Ｓ：０．０１００％以下、
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％～１．５００％、
　Ｎ：０．０２％以下、
　Ｔｉ：０．０％～０．３００％、
　Ｎｂ：０．０％～０．３００％、
　Ｖ：０．０％～０．３００％、
　Ｃｒ：０％～２．０００％、
　Ｍｏ：０％～２．０００％、
　Ｃｕ：０％～２．０００％、
　Ｎｉ：０％～２．０００％、
　Ｂ：０％～０．０２００％、
　Ｃａ：０．００％～０．０１００％、
　ＲＥＭ：０．０％～０．１０００％、
　Ｂｉ：０．００％～０．０５００％、かつ
　残部：Ｆｅ及び不純物
で表される化学組成を有し、
　前記母材は、前記鋼板の表面からの深さが前記鋼板の厚さの１／４の位置において、体積分率で、
　焼戻しマルテンサイト：３．０％以上、
　フェライト：４．０％以上、かつ
　残留オーステナイト：５．０％以上、
で表される組織を有し、
　前記母材中の焼戻しマルテンサイトの平均硬さは５ＧＰａ～１０ＧＰａであり、
　前記母材中の焼戻しマルテンサイト及び残留オーステナイトの一部又は全部はＭ－Ａを形成しており、
　前記脱炭フェライト層中のフェライトの体積分率は、前記鋼板の表面からの深さが前記鋼板の厚さの１／４の位置における前記母材のフェライトの体積分率の１２０％以上であり、
　前記脱炭フェライト層中のフェライトの平均粒径は２０μｍ以下であり、
　前記脱炭フェライト層の厚さは５μｍ～２００μｍであり、
　前記脱炭フェライト層中の焼戻しマルテンサイトの体積分率は１．０体積％以上であり、
　前記脱炭フェライト層中の焼戻しマルテンサイトの個数密度は０．０１個／μｍ２以上であり、
　前記脱炭フェライト層中の焼戻しマルテンサイトの平均硬さは８ＧＰａ以下であることを特徴とするめっき鋼板。
　（２）
　前記化学組成において、
　Ｔｉ：０．００１％～０．３００％、
　Ｎｂ：０．００１％～０．３００％、若しくは
　Ｖ：０．００１％～０．３００％、
　又はこれらの任意の組み合わせが満たされることを特徴とする（１）に記載のめっき鋼板。
　（３）
　前記化学組成において、
　Ｃｒ：０．００１％～２．０００％、若しくは
　Ｍｏ：０．００１％～２．０００％、
　又はこれらの両方が満たされることを特徴とする（１）又は（２）に記載のめっき鋼板。
　（４）
　前記化学組成において、
　Ｃｕ：０．００１％～２．０００％、若しくは
　Ｎｉ：０．００１％～２．０００％、
　又はこれらの両方が満たされることを特徴とする（１）乃至（３）のいずれかに記載のめっき鋼板。
　（５）
　前記化学組成において、
　Ｂ：０．０００１％～０．０２００％、
　が満たされることを特徴とする（１）乃至（４）のいずれかに記載のめっき鋼板。
　（６）
　前記化学組成において、
　Ｃａ：０．０００１％～０．０１００％、若しくは
　ＲＥＭ：０．０００１％～０．１００％以下、
　又はこれらの両方が満たされることを特徴とする（１）乃至（５）のいずれかに記載のめっき鋼板。
　（７）
　前記化学組成において、
　Ｂｉ：０．０００１％～０．０５００％、
　が満たされることを特徴とする（１）乃至（６）のいずれかに記載のめっき鋼板。
　本発明によれば、母材及び脱炭フェライト層が構成な構成を有しているため、高い強度を得ながら、伸び特性及び曲げ性を向上することができる。
図１は、本発明の実施形態に係るめっき鋼板を示す断面図である。 図２は、鋼板におけるフェライトの体積分率の分布の概要を示す図である。 図３は、めっき鋼板の製造方法の第１の例を示すフローチャートである。 図４は、めっき鋼板の製造方法の第２の例を示すフローチャートである。
　以下、添付の図面を参照しながら、本発明の実施形態に係るめっき鋼板について説明する。図１は、本発明の実施形態に係るめっき鋼板を示す断面図である。
　図１に示すように、本実施形態に係るめっき鋼板１は、鋼板１０と、鋼板１０上のめっき層１１とを含む。鋼板１０は、母材１３と、母材１３上の脱炭フェライト層１２とを含む。めっき層１１は、溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層である。脱炭フェライト層１２は、母材１３とめっき層１１との間にある。
　ここで、母材１３及びめっき鋼板１の製造に用いる素材鋼板の化学組成について説明する。詳細は後述するが、めっき鋼板１は、素材鋼板の加熱、焼鈍、第１の冷却、第２の冷却、溶融亜鉛めっき処理、第３の冷却等を経て製造される。めっき処理と第３の冷却との間に合金化処理を行うこともある。従って、母材１３及び素材鋼板の化学組成は、めっき鋼板１の特性のみならず、これらの処理を考慮したものである。以下の説明において、母材１３及び素材鋼板に含まれる各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。母材１３及び素材鋼板は、Ｃ：０．０３％～０．７０％、Ｓｉ：０．２５％～３．００％、Ｍｎ：１．０％～５．０％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、酸可溶性Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）：０．００１％～１．５００％、Ｎ：０．０２％以下、Ｔｉ：０．０％～０．３００％、Ｎｂ：０．０％～０．３００％、Ｖ：０．０％～０．３００％、Ｃｒ：０％～２．０００％、Ｍｏ：０％～２．０００％、Ｃｕ：０％～２．０００％、Ｎｉ：０％～２．０００％、Ｂ：０％～０．０２００％、Ｃａ：０．００％～０．０１００％、希土類元素（rare earth metal：ＲＥＭ）：０．０％～０．１０００％、Ｂｉ：０．００％～０．０５００％、かつ残部：Ｆｅ及び不純物、で表される化学組成を有している。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、が例示される。
　（Ｃ：０．０３％～０．７０％）
　Ｃは、引張強さの向上に寄与する。Ｃ含有量が０．０３％未満では、十分な引張強さが得られない。従って、Ｃ含有量は０．０３％以上とし、好ましくは０．０５％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．７０％超では、めっき鋼板１の溶接性が低下する。従って、Ｃ含有量は０．７０％以下とし、好ましくは０．４５％以下とする。
　（Ｓｉ：０．２５％～３．００％）
　Ｓｉは、セメンタイトの析出を抑制してオーステナイトを残留しやすくし、伸びの向上に寄与する。Ｓｉは、フェライトの強化、組織の均一化及び強度の向上にも寄与する。Ｓｉ含有量が０．２５％未満では、これらの効果を十分に得られない。従って、Ｓｉ含有量は０．２５％以上とし、好ましくは０．４０％以上とする。Ｓｉは、オーステナイトの生成及び脱炭フェライト層１２の成長にも寄与する。この効果を十分に得るために、Ｓｉ含有量はより好ましくは０．６０％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が３．００％超では、溶融亜鉛めっき処理の際に、めっき不良が発生するおそれがある。従って、Ｓｉ含有量は３．００％以下とし、好ましくは２．５０％以下とする。
　（Ｍｎ：１．０％～５．０％）
　Ｍｎは、脱炭フェライト層１２中に焼戻しマルテンサイトを十分に分散させ、脱炭フェライト層１２中の焼戻しマルテンサイトの個数密度の向上に寄与する。Ｍｎは、セメンタイトの析出を抑えてＭ－Ａの生成を促進させ、強度及び伸びの向上にも寄与する。Ｍｎ含有量が１．０％未満では、これらの効果を十分に得られない。従って、Ｍｎ含有量は１．０％以上とし、好ましくは１．９％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が５．０％超では、めっき鋼板１の溶接性が低下する。従って、Ｍｎ含有量は５．０％以下とし、好ましくは４．２％以下とし、より好ましくは３．５％以下とする。
　（Ｐ：０．１０％以下）
　Ｐは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｐは溶接性を劣化させるため、Ｐ含有量は低ければ低いほどよい。特に、Ｐ含有量が０．１０％超で、溶接性の低下が著しい。従って、Ｐ含有量は０．１０％以下とし、好ましくは０．０２％以下とする。
　（Ｓ：０．０１００％以下）
　Ｓは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｓは鋼中にＭｎＳを形成して穴広げ性を劣化させるため、Ｓ含有量は低ければ低いほどよい。特に、Ｓ含有量が０．０１００％超で、穴広げ性の低下が著しい。従って、Ｓ含有量は０．０１００％以下とし、好ましくは０．００５０％以下とし、より好ましくは０．００１２％以下とする。
　（ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％～１．５００％）
　ｓｏｌ．Ａｌは、脱酸作用を有し、表面疵の発生を抑制し、製造歩留まりを向上させる。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．００１％未満では、これらの効果を十分に得られない。従って、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。ｓｏｌ．Ａｌは、Ｓｉと同様に、セメンタイトの析出を抑制してオーステナイトを残留しやすくする。この効果を十分に得るために、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は好ましくは０．２００％以上とする。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が１．５００％超では、介在物が増加して、穴広げ性が劣化する。従って、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は１．５００％以下とし、好ましくは１．０００％以下とする。
　（Ｎ：０．０２％以下）
　Ｎは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｎは素材鋼板を作製する際の連続鋳造中に窒化物を形成してスラブのひび割れを生じさせることがあるため、Ｎ含有量は低ければ低いほどよい。特に、Ｎ含有量が０．０２％超で、スラブのひび割れが生じやすい。従って、Ｎ含有量は０．０２％以下とし、好ましくは０．０１％以下とする。
　Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭ及びＢｉは、必須元素ではなく、鋼板及びスラブに所定量を限度に適宜含有されていてもよい任意元素である。
　（Ｔｉ：０．０％～０．３００％、Ｎｂ：０．０％～０．３００％、Ｖ：０．０％～０．３００％）
　Ｔｉ、Ｎｂ及びＶは、結晶粒の核となる析出物を生成するため、結晶粒の微細化に寄与する。結晶粒の微細化は強度及び靱性の向上に繋がる。従って、Ｔｉ、Ｎｂ若しくはＶ又はこれらの任意の組み合わせが含まれていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量及びＶ含有量はいずれも０．００１％以上であることが好ましい。一方、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量又はＶ含有量のいずれかが０．３００％超では、効果が飽和して徒にコストが高くなる。従って、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量及びＶ含有量はいずれも０．３００％以下とする。つまり、「Ｔｉ：０．００１％～０．３００％」、「Ｎｂ：０．００１％～０．３００％」、若しくは「Ｖ：０．００１％～０．３００％」、又はこれらの任意の組み合わせが満たされることが好ましい。Ｔｉ及びＮｂは、焼鈍の際に組織の少なくとも一部がオーステナイト化した素材鋼板中に、第１の冷却にて、フェライトの生成によるオーステナイトへのＣの濃化を促進してＭ－Ａを生成しやすくする。この効果を十分に得るために、Ｔｉ若しくはＮｂ又はこれらの両方が合計で０．０１０％以上含有されていることがより好ましく、合計で０．０３０％以上含有されていることが更に好ましい。
　（Ｃｒ：０％～２．０００％、Ｍｏ：０％～２．０００％）
　Ｃｒ及びＭｏは、オ－ステナイトを安定化させて、マルテンサイトの生成による強度の向上に寄与する。従って、Ｃｒ若しくはＭｏ又はこれらの両方が含まれていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｃｒ含有量は０．００１％以上であることが好ましく、０．１００％以上であることがより好ましく、Ｍｏ含有量は０．００１％以上であることが好ましく、０．０５０％以上であることがより好ましい。一方、Ｃｒ含有量又はＭｏ含有量が２．０００％超では、効果が飽和して徒にコストが高くなる。従って、Ｃｒ含有量は２．０００％以下とし、好ましくは１．０００％以下とし、Ｍｏ含有量は２．０００％以下とし、好ましくは０．５００％以下とする。つまり、「Ｃｒ：０．００１％～２．０００％」、若しくは「Ｍｏ：０．００１％～２．０００％」、又はこれらの両方が満たされることが好ましい。
　（Ｃｕ：０％～２．０００％、Ｎｉ：０％～２．０００％）
　Ｃｕ及びＮｉは、めっき鋼板１の腐食を抑制したり、めっき鋼板１の表面に濃化してめっき鋼板１内への水素の侵入を抑え、めっき鋼板１の遅れ破壊を抑制したりする。従って、Ｃｕ若しくはＮｉ又はこれらの両方が含まれていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｃｕ含有量及びＮｉ含有量はいずれも０．００１％以上であることが好ましく、０．０１０％以上であることがより好ましい。一方、Ｃｕ含有量又はＮｉ含有量が２．０００％超では、効果が飽和して徒にコストが高くなる。従って、Ｃｕ含有量及びＮｉ含有量はいずれも２．０００％以下とし、好ましくは０．８００％以下とする。つまり、「Ｃｕ：０．００１％～２．０００％」、若しくは「Ｎｉ：０．００１％～２．０００％」、又はこれらの両方が満たされることが好ましい。
　（Ｂ：０％～０．０２００％）
　Ｂは、粒界からのフェライトの核生成を抑え、めっき鋼板１の焼入れ性を高めることによりめっき鋼板１の高強度化に寄与する。Ｂは、Ｍ－Ａを効果的に生成させてめっき鋼板１の伸びの向上にも寄与する。従って、Ｂが含まれていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｂ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。一方、Ｂ含有量が０．０２００％超では、効果が飽和して徒にコストが高くなる。従って、Ｂ含有量は０．０２００％以下とする。つまり、「Ｂ：０．０００１％～０．０２００％」が満たされることが好ましい。
　（Ｃａ：０．００％～０．０１００％、ＲＥＭ：０．０％～０．１０００％）
　Ｃａ及びＲＥＭは、硫化物を球状化させることによりめっき鋼板１の穴広げ性を向上させる。従って、Ｃａ若しくはＲＥＭ又はこれらの両方が含まれていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｃａ含有量及びＲＥＭ含有量はいずれも０．０００１％以上であることが好ましい。一方、Ｃａ含有量が０．０１００％超又はＲＥＭ含有量が０．１０００％超では、効果が飽和して徒にコストが高くなる。従って、Ｃａは０．０１００％以下とし、ＲＥＭ含有量は０．１０００％以下とする。つまり、「Ｃａ：０．０００１％～０．０１００％」、若しくは「ＲＥＭ：０．０００１％～０．１０００％」、又はこれらの両方が満たされることが好ましい。
　ＲＥＭはＳｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７種類の元素を指し、「ＲＥＭ含有量」はこれら１７種類の元素の合計の含有量を意味する。ランタノイドは、工業的には、例えばミッシュメタルの形で添加される。
　（Ｂｉ：０．００％～０．０５００％）
　Ｂｉは、凝固界面に濃化してデンドライト間隔を狭くし、凝固偏析を抑制する。Ｍｎ等がミクロ偏析すると、硬さの不均一なバンド組織が発達して、加工性が低下することがあるが、Ｂｉはこのようなミクロ偏析に伴う特性の低下を抑制する。従って、Ｂｉが含まれていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｂｉ含有量は０．０００１％以上であることが好ましく、０．０００３％以上であることがより好ましい。一方、Ｂｉ含有量が０．０５００％超では、表面品質が劣化する。従って、Ｂｉ含有量は０．０５００％以下とし、好ましくは０．０１００％以下とし、より好ましくは０．００５０％以下とする。つまり、「Ｂｉ：０．０００１％～０．０５００％」が満たされることが好ましい。
　次に、母材１３について説明する。母材の組織を規定する位置は、鋼板１０の表面からの深さが当該鋼板１０の厚さの１／４の位置とする。以下、この位置を「板厚１／４位置」ということがある。一般的に、板厚１／４位置は、鋼板の平均的な構成及び特性を有する位置であると考えられているからである。母材１３の板厚１／４位置以外の位置の組織は、通常、板厚１／４位置の組織と略同一である。以下の説明において、母材１３に含まれる各組織の体積分率の単位である「％」は、特に断りがない限り「体積％」を意味する。母材１３は、鋼板１０の表面からの深さが鋼板１０の厚さの１／４の位置において、体積分率で、焼戻しマルテンサイト：３．０％以上、かつ残留オーステナイト：５．０％以上、で表される組織を有している。母材１３中の焼戻しマルテンサイトの平均硬さは５ＧＰａ～１０ＧＰａであり、母材１３中の焼戻しマルテンサイト及び残留オーステナイトの一部又は全部はＭ－Ａを形成している。加工性が良好で、引張強度が７８０ＭＰａ以上のめっき鋼板１を得るためには、母材１３の組織を、Ｍ－Ａを含む組織を残留オーステナイトが残るような温度で焼戻した組織とすることが有効である。母材１３がこのような組織を有すると、Ｍ－Ａによりもたらされる良好な全伸びを維持しながら、局部伸びが向上する。
　（焼戻しマルテンサイト：３．０％以上）
　焼戻しマルテンサイトは曲げ性の向上に寄与する。焼戻しマルテンサイトの体積分率が３．０％未満では、十分な曲げ性が得られない。従って、焼戻しマルテンサイトの体積分率は３．０％以上とし、好ましくは５．０％以上とする。焼戻しマルテンサイトは強度の向上にも寄与し、より高い強度を得るためには、焼戻しマルテンサイトの体積分率が８．０％以上であることが好ましい。
　（残留オーステナイト：５．０％以上）
　残留オーステナイトは伸びの向上に寄与する。残留オーステナイトの体積分率が５．０％未満では、十分な伸びが得られない。従って、残留オーステナイトの体積分率は５．０％以上とする。残留オーステナイトは強度の向上にも寄与し、より高い強度を得るためには、残留オーステナイトの体積分率が８．０％以上であることが好ましい。
　（焼戻しマルテンサイトの平均硬さ：５ＧＰａ～１０ＧＰａ）
　焼戻しマルテンサイトの平均硬さが５ＧＰａ未満では、十分な強度、例えば７８０ＭＰａ以上の引張強度が得られない。従って、母材１３中の焼戻しマルテンサイトの平均硬さは５ＧＰａ以上とする。一方、焼戻しマルテンサイトの平均硬さが１０ＧＰａ超では、曲げ加工を受けたときに割れが生じやすく、優れた曲げ性が得られない。従って、母材１３中の焼戻しマルテンサイトの平均硬さは１０ＧＰａ以下とする。焼戻しマルテンサイトの平均硬さはナノインデンテーション法により測定することができる。この測定では、例えば、形状がキューブコーナーの圧子を用い、押し込み荷重を５００μＮとする。
　（Ｍ－Ａ）
　本実施形態では、母材１３中の焼戻しマルテンサイト及び残留オーステナイトの一部又は全部はＭ－Ａを形成している。Ｍ－Ａは全伸び（Ｔ．Ｅｌ）の向上に寄与する。より優れた曲げ性を得るために、母材１３に含まれているマルテンサイトは全て焼戻しマルテンサイトであることが好ましい。
　（残部）
　母材１３の残部は、主としてフェライトであるか、フェライト及びベイナイトであることが好ましい。フェライトの体積分率が４．０％未満では、十分な伸び特性及び曲げ性が得られないことがある。従って、母材１３におけるフェライトの体積分率は、引張強度等の機械的特性の観点から４．０％以上とする。一方、フェライトの体積分率が７０％超では、十分な強度が得られないことがある。従って、母材１３におけるフェライトの体積分率は、好ましくは７０％以下とする。母材１３のフェライトの粒内及びマルテンサイトの粒内に、円相当径が５μｍ以上のセメンタイトがないことが好ましい。これは、Ｍ－Ａの生成を促進するためである。
　次に、脱炭フェライト層１２について説明する。脱炭フェライト層１２は、焼鈍中に素材鋼板の表面が脱炭されて母材１３上に形成されており、そのフェライトの体積分率が、板厚１／４位置における母材１３のフェライトの体積分率の１２０％以上となっている層である。すなわち、本実施形態では、鋼板１０の表面から１μｍ毎にフェライトの体積分率を測定していき、その測定結果が鋼板１０の板厚１／４位置におけるフェライトの体積分率の１２０％である位置に脱炭フェライト層１２と母材１３との界面があるとし、この界面より鋼板１０の表面側の部分を脱炭フェライト層１２とみなすことができる。図２に、鋼板１０におけるフェライトの体積分率の分布の概要を示す。図２の縦軸は、板厚１／４位置におけるフェライトの体積分率を１００％としたときの比率を示す。
　脱炭フェライト層１２は母材１３よりもＣを少なく含有するため軟質であり、めっき鋼板１が曲げられても脱炭フェライト層１２には割れが生じにくい。また、脱炭フェライト層１２は均一に変形しやすいため、脱炭フェライト層１２にはくびれが生じにくい。従って、脱炭フェライト層１２はめっき鋼板１の曲げ性を向上させる。
　本発明者らは、従来のめっき鋼板でも素材鋼板の脱炭が行われているにも拘らず十分な曲げ性が得られないことに着目して鋭意検討を重ねた。その結果、従来のめっき鋼板では、脱炭フェライト層中のフェライトの平均粒径が２０μｍ以上と大きいこと、及び鋼板の曲げ変形時に、変形がフェライトの粒界に集中することにより微細な割れが脱炭フェライト層に生じることが明らかになった。そして、本発明者らは、この問題の解決には、脱炭フェライト層中のフェライトの平均粒径を小さくすること、及び脱炭フェライト層中に適切な平均硬さを備えた焼戻しマルテンサイトを分散させることが有効であることを知見した。本実施形態において、脱炭フェライト層１２中のフェライトの平均粒径は２０μｍ以下であり、脱炭フェライト層１２の厚さは５μｍ～２００μｍであり、脱炭フェライト層１２中の焼戻しマルテンサイトの体積分率は１．０体積％以上であり、脱炭フェライト層１２中の焼戻しマルテンサイトの個数密度は０．０１個／μｍ２以上であり、脱炭フェライト層１２中の焼戻しマルテンサイトの平均硬さは８ＧＰａ以下である。
　（フェライトの平均粒径：２０μｍ以下）
　脱炭フェライト層１２中のフェライトの体積分率は、板厚１／４位置における母材１３のフェライトの体積分率の１２０％以上である。脱炭フェライト層１２中のフェライトの平均粒径が２０μｍ超では、フェライトの粒界の総面積が少なく、狭い領域に変形が集中するので、めっき鋼板１に優れた曲げ性が得られない。従って、フェライトの平均粒径は２０μｍ以下とする。フェライトの平均粒径は小さければ小さいほど好ましいが、現在の技術レベルでは、０．５μｍ以下とすることは難しい。
　（厚さ：５μｍ～２００μｍ）
　脱炭フェライト層１２の厚さが５μｍ未満では、脱炭フェライト層１２による曲げ性の向上の効果が十分に得られない。このため、めっき鋼板１が曲げられると、脱炭フェライト層１２よりも強度が高い母材１３が変形してマイクロクラックが発生する。従って、脱炭フェライト層１２の厚さは５μｍ以上とする。脱炭フェライト層１２の厚さが２００μｍ超では、十分な引張強度が得られない。従って、脱炭フェライト層１２の厚さは２００μｍ以上とする。
　（焼戻しマルテンサイトの体積分率：１．０体積％以上）
　脱炭フェライト層中の１２焼戻しマルテンサイトの体積分率が１．０体積％未満では、めっき鋼板１に不均一な変形が生じやすく、優れた曲げ性が得られない。従って、脱炭フェライト層１２中の焼戻しマルテンサイトの体積分率は１．０体積％以上とする。脱炭フェライト層１２は、素材鋼板の脱炭を通じて形成されているため、脱炭フェライト層１２中の焼戻しマルテンサイトの体積分率が母材１３中の焼戻しマルテンサイトの体積分率を上回ることはない。仮に、脱炭フェライト層１２中の焼戻しマルテンサイトの体積分率が母材１３中の焼戻しマルテンサイトの体積分率を上回る場合は、脱炭フェライト層１２において脱炭が生じていないことになる。従って、脱炭フェライト層１２中の焼戻しマルテンサイトの体積分率は、母材１３中の焼戻しマルテンサイトの体積分率以下である。本実施形態では、脱炭フェライト層１２に含まれるマルテンサイトがフレッシュマルテンサイト（焼戻しされていないマルテンサイト）ではなく焼戻しマルテンサイトであるため、フェライトとマルテンサイトとの界面での割れの発生を抑制することができる。
　脱炭フェライト層１２の組織の残部は主としてフェライトである。上述したように、脱炭フェライト層１２中のフェライトの面積分率は、板厚１／４位置における母材１３のフェライトの面積分率の１２０％以上である。脱炭フェライト層の組織の残部が、例えばベイナイト及びパーライト等を、本実施形態に係るめっき鋼板１の特性に影響を与えない範囲内で、例えば５体積％以下の範囲内で、含んでいてもよい。
　（焼戻しマルテンサイトの個数密度：０．０１個／μｍ２以上）
　脱炭フェライト層１２中の焼戻しマルテンサイトの個数密度が０．０１個／μｍ２未満では、めっき鋼板１に不均一な変形が生じやすく、優れた曲げ性が得られない。従って、脱炭フェライト層１２中の焼戻しマルテンサイトの個数密度が０．０１個／μｍ２以上とする。焼戻しマルテンサイトの個数密度は高ければ高いほどよいが、現在の技術レベルでは、１個／μｍ２以上とすることは難しい。
　（焼戻しマルテンサイトの平均硬さ：８ＧＰａ以下）
　脱炭フェライト層１２中の焼戻しマルテンサイトの平均硬さが８ＧＰａ超では、めっき鋼板１が曲げられたときに脱炭フェライト層１２に割れが生じやすく、優れた曲げ性が得られない。従って、脱炭フェライト層１２中の焼戻しマルテンサイトの平均硬さは８ＧＰａ以下とする。脱炭フェライト層１２中の焼戻しマルテンサイトの平均硬さの下限は限定されないが、めっき鋼板１に高い強度が確保される程度の焼き戻しが行われている場合、脱炭フェライト層１２中の焼戻しマルテンサイトの平均硬さは４ＧＰａ未満にならない。脱炭フェライト層１２中の焼戻しマルテンサイトの平均硬さは、母材１３中の焼戻しマルテンサイトの平均硬さより小さい。
　本実施形態に係るめっき鋼板１によれば、高い強度を得ながら、伸び特性及び曲げ性を向上することができる。例えば、板幅方向（圧延方向に直交する方向）を引張方向とする引張試験において、７８０ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）、４２０ＭＰａ以上の降伏強度（ＹＳ）、１２％以上の全伸び（Ｔ．Ｅｌ）が得られる。また、例えば、穴広げ試験において、３５％以上の穴拡げ率が得られ、曲げ性に関しては、９０度Ｖ曲げ試験において、割れがなく、１０μｍ以上のくびれがないとの結果が得られる。
　次に、本発明の実施形態に係るめっき鋼板１の製造方法の例について説明する。第１の例では、図３に示すように、素材鋼板の加熱（ステップＳ１）、焼鈍（ステップＳ２）、第１の冷却（ステップＳ３）、第２の冷却（ステップＳ４）、溶融亜鉛めっき処理（ステップＳ５）、第３の冷却（ステップＳ６）、及び焼戻し（ステップＳ７）をこの順で行う。第２の例では、図４に示すように、素材鋼板の加熱（ステップＳ１）、焼鈍（ステップＳ２）、第１の冷却（ステップＳ３）、第２の冷却（ステップＳ４）、溶融亜鉛めっき処理（ステップＳ５）、合金化処理（ステップＳ８）、第３の冷却（ステップＳ６）、及び焼戻し（ステップＳ７）をこの順で行う。素材鋼板としては、例えば熱延鋼板又は冷延鋼板を用いる。
　（加熱）
　素材鋼板の加熱（ステップＳ１）では、１００℃～７２０℃の温度域における平均加熱速度を１℃／秒～５０℃／秒とする。平均加熱速度とは、加熱開始温度と加熱終了温度との差を加熱時間で除した値である。平均加熱速度が１℃／秒未満では、素材鋼板の加熱中に素材鋼板のセメンタイトが溶解せず、めっき鋼板１の引張強度が低下する。平均加熱速度が１℃／秒未満では、脱炭フェライト層１２中に焼戻しマルテンサイトを分散させることが困難であり、脱炭フェライト層１２中の焼戻しマルテンサイトの個数密度が０．０１個／μｍ２未満となる。従って、平均加熱速度は１℃／秒以上とする。一方、平均加熱速度が５０℃／秒超では、素材鋼板の加熱中に、素材鋼板に粗大なフェライトが生成する。平均加熱速度が５０℃／秒超でも、脱炭フェライト層１２中に焼戻しマルテンサイトを分散させることが困難であり、脱炭フェライト層１２中の焼戻しマルテンサイトの個数密度が０．０１個／μｍ２未満となる。従って、平均加熱速度は５０℃／秒以下とする。
　（焼鈍）
　焼鈍（ステップＳ２）では、素材鋼板を７２０℃～９５０℃に１０秒間～６００秒間保持する。焼鈍中に素材鋼板中にオーステナイトを生成する。焼鈍温度が７２０℃未満では、オーステナイトが生成せず、その後に焼入れマルテンサイトを生成することができない。従って、焼鈍温度は７２０℃以上とする。母材１３の組織をより均一なものとしてより優れた曲げ性を得るためには、焼鈍温度をＡｃ３点以上（オーステナイト単相域）とすることが好ましい。この場合、７２０℃からＡｃ３点までの昇温に３０秒以上かけることが好ましい。これは、素材鋼板の表面に平均粒径が１０μｍ以下の脱炭フェライト層１２を安定して生成することができるからである。一方、焼鈍温度が９５０℃超では、脱炭フェライト層１２中の焼戻しマルテンサイトの個数密度を０．０１個／μｍ２以上とすることが困難であったり、焼鈍中にオーステナイトが成長して脱炭フェライト層中のフェライトの体積分率が過少となったりする。従って、焼鈍温度は９５０℃以下とする。なお、焼鈍における保持時間が１０秒間未満では、脱炭フェライト層１２の厚さが５μｍ未満になる。従って、保持時間は１０秒間以上とする。一方、焼鈍における保持時間が６００秒間超では、脱炭フェライト層１２の厚さが２００μｍ超となったり、焼鈍の効果が飽和して生産性が低下したりする。従って、保持時間は６００秒間以下とする。
　焼鈍は、水素濃度が２体積％～２０体積％、かつ露点が－３０℃～２０℃の雰囲気下で行う。水素濃度が２％未満では、素材鋼板の表面の酸化膜を十分に還元することができず、溶融亜鉛めっき処理（ステップＳ５）の際に十分なめっき濡れ性が得らない。従って、水素濃度は２体積％以上とする。一方、水素濃度が２０体積％未満では、露点を２０℃以下に保つことができず、設備に結露が生じて設備の運用が妨げられる。従って、水素濃度は２０体積％以上とする。露点が－３０℃未満では、脱炭フェライト層１２の厚さを５μｍ未満になる。従って、露点は－３０℃以上とする。一方、露点が２０℃超では、設備に結露が生じて設備の運用が妨げられる。従って、露点は２０℃以下とする。
　（第１の冷却）
　第１の冷却（ステップＳ３）では、７２０℃から６５０℃までの平均冷却速度を０．５℃／秒～１０．０℃／秒とする。平均冷却速度とは、冷却開始温度と冷却終了温度との差を冷却時間で除した値である。第１の冷却中に、マルテンサイトが脱炭フェライト層１２中に生成し、未変態のオーステナイトへのＣの濃化が生じ、マルテンサイト及び残留オーステナイトの全部又は一部がＭ－Ａを構成するようになる。平均冷却速度が０．５℃／秒未満では、第１の冷却中にセメンタイトが析出し、マルテンサイトが脱炭フェライト層１２中に生成しにくくなる。従って、平均冷却速度は０．５℃／秒以上とし、好ましくは１．０℃／秒以上とし、より好ましくは１．５℃／秒以上とする。一方、平均冷却速度が１０．０℃／秒超では、Ｃが拡散しにくくオーステナイト内でのＣの濃度勾配が十分に生じない。このため、残留オーステナイトが生成しにくく、母材１３中にＭ－Ａが生じにくい。従って、平均冷却速度は１０．０℃／秒以下とし、好ましくは８．０℃／秒以下とし、より好ましくは６．０℃／秒以下とする。
　（第２の冷却）
　第２の冷却（ステップＳ４）では、６５０℃から５００℃までの平均冷却速度を２．０℃／秒～１００．０℃／秒とする。平均冷却速度が２．０℃／秒未満では、パーライトが析出して残留オーステナイトの生成が抑制される。従って、平均冷却速度は２．０℃／秒以上とし、好ましくは５．０℃／秒以上とし、より好ましくは８．０℃／秒以上とする。一方、平均冷却速度が１００．０℃／秒超では、鋼板１０の平坦性が劣化し、めっき層１１の厚さのばらつきが大きくなる。従って、平均冷却速度は１００．０℃／秒以下とし、好ましくは６０．０℃／秒以下とし、より好ましくは４０℃／秒以下とする。
　（溶融亜鉛めっき処理、合金化処理）
　溶融亜鉛めっき処理（ステップＳ５）における浴温度及び浴組成は限定されず、一般的なものでよい。めっき付着量も限定されず、一般的なものでよい。例えば、片面あたりの付着量を２０ｇ／ｍ２～１２０ｇ／ｍ２とする。めっき層１１として合金化溶融亜鉛めっき層を形成する場合、溶融亜鉛めっき処理に続けて合金化処理（ステップＳ８）を行う。合金化処理は、めっき層１１中のＦｅ濃度が７質量％以上となるような条件で行うことが好ましい。Ｆｅ濃度を７質量％以上とするには、付着量にもよるが、例えば、合金化処理の温度を４９０℃～５６０℃とし、時間を５秒間～６０秒間とする。めっき層１１として溶融亜鉛めっき層を形成する場合、合金化処理を行わない。この場合、めっき層１１中のＦｅ濃度が７質量％未満でもよい。溶融亜鉛めっき鋼板の溶接性は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の溶接性よりも低い。しかし、溶融亜鉛めっき鋼板の耐食性は良好である。
　第２の冷却（ステップＳ４）と溶融亜鉛めっき処理（ステップＳ５）との間に、必要に応じて素材鋼板の等温保持及び冷却を行ってもよい。
　（第３の冷却）
　第３の冷却（ステップＳ６）では、合金化処理を行っている場合には合金化処理温度から、合金化処理を行っていない場合には溶融亜鉛めっき処理の浴温度から２００℃以下の温度までの平均冷却速度を２℃／秒以上とする。第３の冷却中に安定なオーステナイトが生成する。安定なオーステナイトのほとんどは、焼戻し（ステップＳ７）後もオーステナイトのまま残存する。第３の冷却中に、安定なオーステナイトの他に硬質なマルテンサイトが生成するが、硬質なマルテンサイトは、焼戻し（ステップＳ７）によって、延性のある焼戻しマルテンサイトになる。平均冷却速度が２℃／秒未満では、安定なオーステナイトが十分に得られず、母材１３の残留オーステナイトの体積分率が５．０％未満となる。従って、平均冷却速度は２℃／秒以上とし、好ましくは５℃／秒以上とする。平均冷却速度の上限は限定されないが、経済性の観点から、好ましくは５００℃／秒以下とする。第３の冷却の冷却停止温度は限定されないが、好ましくは１００℃以下の温度とする。
　（焼戻し）
　焼戻し（ステップＳ７）では、素材鋼板を１００℃以上２００℃未満に３０秒間（０．５分間）～４８時間（１１５２分間）保持する。焼戻しの効果は、母材１３よりも脱炭フェライト層１２にて顕著である。すなわち、２００℃未満の焼戻し温度では、母材１３中のマルテンサイトの軟化の程度が低い一方で、脱炭フェライト層１２では、Ｃ濃度が母材１３のそれより低く、表面拡散が生じやすいため、軟化が顕著である。曲げ性には鋼板１０の表面近傍における割れの生じやすさが大きな影響を及ぼすところ、母材１３中の焼戻しマルテンサイトには高い平均硬さを維持しながら、脱炭フェライト層１２中の焼戻しマルテンサイトの硬さを適切に低下させることができる。従って、高い引張強度を確保しながら、曲げ性及び伸びを向上することができる。更に、焼戻しにより、未変態の残留オーステナイト中に、素材鋼板がフェライトを含む場合にはフェライト中にも、Ｃが濃化する。そして、Ｃの濃化により残留オーステナイト及びフェライトが硬質化するため、めっき鋼板１の均一伸び（Ｕ．Ｅｌ）が向上する。
　焼戻し温度が１００℃未満では、脱炭フェライト層１２中のマルテンサイトの焼戻しが不十分で、脱炭フェライト層１２中の焼戻しマルテンサイトの平均硬さが８ＧＰａ超となる。従って、焼戻し温度は１００℃以上とし、好ましくは１２０℃以上とする。一方、焼戻し温度が２００℃以上では、母材１３及び脱炭フェライト層１２中の残留オーステナイトが分解したり、母材１３中の焼戻しマルテンサイトの平均硬さが５ＧＰａ未満となったりする。この結果、引張強度が低下したり、伸びが劣化したりする。従って、焼戻し温度は２００℃未満とする。焼戻し時間が３０秒間未満では、脱炭フェライト層１２中のマルテンサイトの焼戻しが不十分で、脱炭フェライト層１２中の焼戻しマルテンサイトの平均硬さが８ＧＰａ超となる。従って、焼戻し時間は３０秒間以上とする。一方、焼戻し時間が４８時間超では、効果が飽和して徒に生産性が低くなる。従って、焼戻し時間は４８時間以下とする。焼戻しでは、鋼板１０の特性のばらつきを抑制するために、温度変動を抑制し、一定の温度に保持することが好ましい。焼戻しにより、母材１３中のＭ－Ａのマルテンサイトは全て焼戻されることが好ましい。
　焼戻しの後に、レベラーを用いて平坦度の矯正を行ってもよく、塗油又は潤滑作用のある皮膜を施してもよい。
　このようにして、本実施形態に係るめっき鋼板１を製造することができる。
　めっき鋼板１の機械的特性は限定されないが、板幅方向を引張方向とする引張試験において、引張強度（ＴＳ）は好ましくは７８０ＭＰａ以上であり、より好ましくは８００ＭＰａ以上であり、更に好ましくは９００ＭＰａ以上である。この引張試験において、引張強度が７８０ＭＰａ未満であると、自動車部品とした場合に十分な衝撃吸収性を確保することが困難なことがある。衝突時における塑性変形開始強度の高さが要求される自動車部品への適用を考慮すると、この引張試験において、降伏強度（ＹＳ）は好ましくは４２０ＭＰａ以上であり、より好ましくは６００ＭＰａ以上である。成形性が要求される自動車部品への適用を考慮すると、全伸びは１２％以上、穴拡げ率は３５％以上であることが好ましい。更に、曲げ性に関しては、９０度Ｖ曲げ試験において、割れがなく、１０μｍ以上のくびれがないとの特徴を具備していることが好ましい。
　なお、上記実施形態は、何れも本発明を実施するにあたっての具体化の例を示したものに過ぎず、これらによって本発明の技術的範囲が限定的に解釈されてはならないものである。すなわち、本発明はその技術思想、又はその主要な特徴から逸脱することなく、様々な形で実施することができる。
　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及び効果を確認するために採用した一条件例であり、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ものである。
　表１に示す化学組成を有する鋼を実験炉で溶製し、厚さが４０ｍｍのスラブを作製した。表１に示す化学組成の残部はＦｅ及び不純物である。表１中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。次いで、スラブの熱間圧延、水スプレーを用いた冷却、及び第１の熱処理を行った。水スプレーを用いた冷却では、平均冷却速度を約３０℃／秒とした。熱間圧延の完了温度、熱間圧延後の厚さ（熱延鋼板の厚さ）、冷却停止温度を表２～表３に示す。第１の熱処理では、熱延鋼板を炉に装入し、炉内で冷却停止温度に６０分間保持し、炉内で２０℃／時の冷却速度で１００℃以下まで冷却した。冷却停止温度は巻取温度を想定したものであり、第１の熱処理は熱延鋼板の巻き取りの際の熱履歴を模擬している。第１の熱処理後には、酸洗によりスケールを除去し、冷間圧延を行った。冷間圧延後の厚さ（冷延鋼板の厚さ）を表２～表３に示す。
　その後、冷延鋼板から熱処理用の試験材を採取し、加熱、焼鈍、第１の冷却、第２の冷却、溶融亜鉛めっき処理を模擬した第２の熱処理、第３の冷却及び焼戻しを行った。一部の試験材については、第２の熱処理と第３の冷却との間に、合金化処理を模擬した第３の熱処理を行った。試験材の加熱の際の１００℃から７２０℃までの平均加熱速度を表２～表３に示す。焼鈍では、試験材を表２～表３に示す温度に表２～表３に示す時間保持した。このときの雰囲気の露点及び水素濃度を表２～表３に示す。第１の冷却の際の７２０℃から６５０℃までの平均冷却速度、及び第２の冷却の際の６５０℃から５００℃までの平均冷却速度を表４～表５に示す。第２の冷却と第２の熱処理との間には、表４～表５に示す時間だけ試験材を４６０℃～５００℃に保持し、第２の熱処理では４６０℃に３秒間保持し、第３の熱処理では５１０℃に３秒間保持した。第３の冷却の際の冷却停止温度、及び第３の熱処理を行った試験材については第３の熱処理の温度から、第３の熱処理を行っていない試験材については第２の熱処理の温度から冷却停止温度までの平均冷却速度を表４～表５に示す。焼戻しの最高到達温度及びそれに保持した時間を表４～表５に示す。最高到達温度までの昇温速度は２０℃／秒とした。表２～表５中の下線は、その数値が望ましい範囲から外れていることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　そして、各試験材の組織を観察し、各試験材の引張試験及び曲げ試験を行った。
　マルテンサイトが焼戻されているか否かは重要であり、この判別では、試験材の断面をナイタール腐食させ、走査型電子顕微鏡（scanning electron microscope：ＳＥＭ）観察を行った。そして、炭化物が存在する試験材ではマルテンサイトが焼戻されており、炭化物が存在しない試験材ではマルテンサイトが焼戻されていないと判断した。
　母材の組織の観察では、圧延方向に直交する断面、及び板幅方向（圧延方向に直交する方向）に直交する断面の電子顕微鏡観察画像の画像解析を行い、各断面における板厚１／４位置におけるＭ－Ａの体積分率を測定した。そして、その平均値を当該試験材における母材のＭ－Ａの体積分率とした。また、Ｘ線回折により、上記２断面における残留オーステナイトの体積分率を測定し、その平均値を母材のＭ－Ａの体積分率とした。更に、Ｍ－Ａの体積分率から残留オーステナイトの体積分率を減じて得られる値を焼戻しマルテンサイトの体積分率とした。更に、ナノインデンテーション法により焼戻しマルテンサイトの平均硬さを測定した。この測定では、形状がキューブコーナーの圧子を用い、押し込み荷重を５００μＮとした。これらの結果を表６～表７に示す。なお、母材のフェライトの体積分率は、いずれの試料においても４．０％以上であった。
　脱炭フェライト層の観察では、試験材の表面から１μｍ毎にフェライトの面積率を測定し、その測定値が板厚１／４位置の母材のフェライトの体積分率の１２０％である位置を、脱炭フェライト層と母材との界面とした。そして、試験材の表面から界面までの距離をその断面における脱炭フェライト層の厚さとした。このような観察を、上記２断面について行い、その平均値を当該試験材における脱炭フェライト層の厚さとした。また、上記画像解析により、フェライト粒径、並びに焼戻しマルテンサイトの体積分率及び焼戻しマルテンサイトの個数密度を算出した。この算出においても上記２断面の平均値を求めた。更に、ナノインデンテーション法により焼戻しマルテンサイトの平均硬さを測定した。この測定では、形状がキューブコーナーの圧子を用い、押し込み荷重を５００μＮとした。これらの結果を表６～表７に示す。表６～表７中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
　引張試験では、試験材から、板幅方向（圧延方向に直交する方向）が引張方向となるようにＪＩＳ５号引張試験片を採取し、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）及び全伸び（Ｔ．Ｅｌ）を測定した。曲げ試験では、曲げ半径が板厚の２倍となる９０度Ｖ曲げ試験を行い、割れがなく、１０μｍ以上のくびれがないものを「良好」、そうでないものを「不良」と判定した。これらの結果を表６～表７に示す。表６～表７中の下線は、その項目が望ましい範囲から外れていることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　表６～表７に示すように、本発明範囲内にある試料Ｎｏ．１～Ｎｏ．２６では、７８０ＭＰａ以上と高い引張強度、１２％以上と良好な伸び、及び良好な曲げ性が得られた。
　試料Ｎｏ．２７では、焼戻しの温度が低すぎたため、脱炭フェライト層中のマルテンサイトが焼き戻されなかった。このため、脱炭フェライト層中の焼戻しマルテンサイトの体積分率及び個数密度が不足し、曲げ性が不良であった。
　試料Ｎｏ．２８では、焼戻しの温度が高すぎたため、オーステナイトが分解した。このため、母材中の残留オーステナイトの体積分率が不足し、伸び及び引張強度が低かった。
　試料Ｎｏ．２９では、焼鈍温度が低すぎたため、残留オーステナイトが得られなかった。このため、母材中の残留オーステナイトの体積分率が不足し、伸びが低かった。
　試料Ｎｏ．３０では、第１の冷却の際の平均冷却速度が低すぎたため、マルテンサイトが十分に生成しなかった。このため、脱炭フェライト層中の焼戻しマルテンサイトの体積分率が不足し、曲げ性が不良であった。
　試料Ｎｏ．３１では、第２の冷却の際の平均冷却速度が低すぎたため、パーライトが生成し、オーステナイトの生成が抑制された。このため、母材中の残留オーステナイトの体積分率が不足し、伸びが低かった。
　試料Ｎｏ．３２では、第３の冷却の際の平均冷却速度が低すぎたため、オーステナイトが分解した。このため、母材中の残留オーステナイトの体積分率が不足し、伸びが低かった。
　試料Ｎｏ．３３、Ｎｏ．３５及びＮｏ．４０では、焼戻しを省略したため、脱炭フェライト層中のマルテンサイトが焼き戻されなかった。このため、脱炭フェライト層中の焼戻しマルテンサイトの体積分率が不足し、曲げ性が不良であった。
　試料Ｎｏ．３４では、Ｓｉ含有量が低すぎたため、母材中の残留オーステナイトの体積分率が不足し、伸びが低かった。
　試料Ｎｏ．３６では、Ｍｎ含有量が低すぎたため、脱炭フェライト層中の焼戻しマルテンサイトの体積分率が不足し、曲げ性が不良であった。
　試料Ｎｏ．３７では、焼鈍温度が高すぎたため、脱炭フェライト層中の焼戻しマルテンサイトが十分に微細化されなかった。このため、脱炭フェライト層中の焼戻しマルテンサイトの個数密度が不足し、曲げ性が不良であった。
　試料Ｎｏ．３８では、焼戻しの温度が高すぎたため、オーステナイトが分解した。このため、母材中の残留オーステナイトの体積分率が不足し、伸びが低かった。
　試料Ｎｏ．３９では、Ｃ含有量が低すぎたため、引張強度が低かった。
　試料Ｎｏ．４１では、加熱の平均加熱速度が高すぎたため、脱炭フェライト層中のフェライトが粗大になり、且つ焼戻しマルテンサイトが十分に分散しなかった。このため、脱炭フェライト層中のフェライトの平均粒径が過剰となり、焼戻しマルテンサイトの個数密度が不足し、曲げ性が不良であった。
　試料Ｎｏ．４２では、焼鈍雰囲気の露点が低すぎたため、脱炭フェライト層が生成しなかった。このため、脱炭フェライト層の厚さが不足し、曲げ性が不良であった。
　試料Ｎｏ．４３では、焼鈍時間が短すぎたため、脱炭フェライト層が生成しなかった。このため、脱炭フェライト層の厚さが不足し、曲げ性が不良であった。
　試料Ｎｏ．４４では、第１の冷却の際の平均冷却速度が高すぎたため、残留オーステナイトが十分に生成しなかった。このため、母材中の残留オーステナイトの体積分率が不足し、伸びが低かった。
　試料Ｎｏ．４５では、焼鈍時間が長すぎたため、脱炭フェライト層が過度に成長した。このため、脱炭フェライト層の厚さが過剰となり、引張強度が低かった。
　試料Ｎｏ．４６では、加熱の際の平均加熱速度が低すぎたため、脱炭フェライト層に焼戻しマルテンサイトが分散しなかった。このため、脱炭フェライト層中の焼戻しマルテンサイトの体積分率及び個数密度が不足し、引張強度が低く、曲げ性が不良であった。
　試料Ｎｏ．４７では、焼戻しの温度が低すぎたため、脱炭フェライト層中のマルテンサイトが十分には焼き戻されなかった。このため、脱炭フェライト層中の焼戻しマルテンサイトの硬さが過剰となり、曲げ性が不良であった。
　試料Ｎｏ．４８では、焼戻しの温度が高すぎたため、母材中のマルテンサイトが過度に焼戻された。このため、曲げ性は良好であるものの、母材中の焼戻しマルテンサイトの平均硬さが不足し、引張強度が低かった。
　試料Ｎｏ．４９では、焼戻しの時間が短すぎたため、母材中のマルテンサイトが十分には焼き戻されなかった。このため、母材中の焼戻しマルテンサイトの平均硬さが過剰となり、曲げ性が不良であった。
　試料Ｎｏ．５０～Ｎｏ．５４では、焼戻しの温度が高すぎたため、オーステナイトが分解した。このため、母材中の残留オーステナイトの体積分率が不足し、伸びが低かった。
　本発明は、例えば、自動車部品に好適なめっき鋼板に関連する産業に利用することができる。

Claims (7)

  1. 　鋼板と、
    　前記鋼板上のめっき層と、
    　を有し、
    　前記めっき層は、溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層であり、
    　前記鋼板は、
    　母材と、
    　前記母材上の脱炭フェライト層と、
    　を有し、
    　前記母材は、
    　質量％で、
    　Ｃ：０．０３％～０．７０％、
    　Ｓｉ：０．２５％～３．００％、
    　Ｍｎ：１．０％～５．０％、
    　Ｐ：０．１０％以下、
    　Ｓ：０．０１００％以下、
    　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％～１．５００％、
    　Ｎ：０．０２％以下、
    　Ｔｉ：０．０％～０．３００％、
    　Ｎｂ：０．０％～０．３００％、
    　Ｖ：０．０％～０．３００％、
    　Ｃｒ：０％～２．０００％、
    　Ｍｏ：０％～２．０００％、
    　Ｃｕ：０％～２．０００％、
    　Ｎｉ：０％～２．０００％、
    　Ｂ：０％～０．０２００％、
    　Ｃａ：０．００％～０．０１００％、
    　ＲＥＭ：０．０％～０．１０００％、
    　Ｂｉ：０．００％～０．０５００％、かつ
    　残部：Ｆｅ及び不純物
    で表される化学組成を有し、
    　前記母材は、前記鋼板の表面からの深さが前記鋼板の厚さの１／４の位置において、体積分率で、
    　焼戻しマルテンサイト：３．０％以上、
    　フェライト：４．０％以上、かつ
    　残留オーステナイト：５．０％以上、
    で表される組織を有し、
    　前記母材中の焼戻しマルテンサイトの平均硬さは５ＧＰａ～１０ＧＰａであり、
    　前記母材中の焼戻しマルテンサイト及び残留オーステナイトの一部又は全部はＭ－Ａを形成しており、
    　前記脱炭フェライト層中のフェライトの体積分率は、前記鋼板の表面からの深さが前記鋼板の厚さの１／４の位置における前記母材のフェライトの体積分率の１２０％以上であり、
    　前記脱炭フェライト層中のフェライトの平均粒径は２０μｍ以下であり、
    　前記脱炭フェライト層の厚さは５μｍ～２００μｍであり、
    　前記脱炭フェライト層中の焼戻しマルテンサイトの体積分率は１．０体積％以上であり、
    　前記脱炭フェライト層中の焼戻しマルテンサイトの個数密度は０．０１個／μｍ２以上であり、
    　前記脱炭フェライト層中の焼戻しマルテンサイトの平均硬さは８ＧＰａ以下であることを特徴とするめっき鋼板。
  2. 　前記化学組成において、
    　Ｔｉ：０．００１％～０．３００％、
    　Ｎｂ：０．００１％～０．３００％、若しくは
    　Ｖ：０．００１％～０．３００％、
    　又はこれらの任意の組み合わせが満たされることを特徴とする請求項１に記載のめっき鋼板。
  3. 　前記化学組成において、
    　Ｃｒ：０．００１％～２．０００％、若しくは
    　Ｍｏ：０．００１％～２．０００％、
    　又はこれらの両方が満たされることを特徴とする請求項１又は２に記載のめっき鋼板。
  4. 　前記化学組成において、
    　Ｃｕ：０．００１％～２．０００％、若しくは
    　Ｎｉ：０．００１％～２．０００％、
    　又はこれらの両方が満たされることを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載のめっき鋼板。
  5. 　前記化学組成において、
    　Ｂ：０．０００１％～０．０２００％、
    　が満たされることを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項に記載のめっき鋼板。
  6. 　前記化学組成において、
    　Ｃａ：０．０００１％～０．０１００％、若しくは
    　ＲＥＭ：０．０００１％～０．１００％以下、
    　又はこれらの両方が満たされることを特徴とする請求項１乃至５のいずれか１項に記載のめっき鋼板。
  7. 　前記化学組成において、
    　Ｂｉ：０．０００１％～０．０５００％、
    　が満たされることを特徴とする請求項１乃至６のいずれか１項に記載のめっき鋼板。

     
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