JP2017075394A - 高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】曲げ加工部のような歪み量が極度に大きくなる箇所でも亀裂の発生を抑制することができ、強度と成形性とのバランスに優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供する。【解決手段】本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、Ｃ：０．１１質量％以上０．２８質量％以下、Ｓｉ：０．０１質量％以上３．０質量％以下、Ｍｎ：０．７質量％以上３．５質量％以下を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる成分組成を有する母材と、この母材の表面を被覆する亜鉛めっき層とを備え、上記母材が、上記亜鉛めっき層との界面から母材深さ方向に１０μｍ以上に亘り、Ｃ濃度が０．０７質量％以下の脱炭層を有することを特徴とする。上記亜鉛めっき層における直径５０μｍ以上２５０μｍ以下の点状の不めっき欠陥の数としては０．１個／ｍｍ２以下が好ましい。【選択図】なし
Description
本発明は、自動車部品等に用いられる高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関するものである。
近年、自動車部品等に用いられる溶融亜鉛めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、主に車両軽量化による燃費軽減等を目的として開発されている。また、高い強度が必要で、５９０ＭＰａを超える高強度溶融亜鉛めっき鋼板や高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の適用も拡大している。
しかしながら、５９０ＭＰａを超える高強度溶融亜鉛めっき鋼板や高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、成形時に割れが発生しやすいため、高強度と、形状の複雑な部品に加工するための優れた成形性とを両立する技術が求められている。
このような状況を受け、種々の成分設計や組織制御の考え方に基づき、高強度と成形性とを両立させるべく様々な溶融亜鉛めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関する技術が提案されている。
そのような技術の中でも特許文献１に記載された技術はでは、鋼板にＳｉ（ケイ素）やＭｎ（マンガン）等を添加して強度と延性、つまり成形性のバランスとを確保し、更に溶融亜鉛めっきの密着性を確保しようとしている。特許文献１に記載されている技術では、確かに強度と成形性とのバランスをそれなりに確保することはできているものの、曲げ加工部のような歪み量が極度に大きくなる箇所では亀裂が発生する可能性が高く、成形性はまだ不十分である。
本発明は、上記従来の問題を解消せんとしてなされたもので、曲げ加工部のような歪み量が極度に大きくなる箇所でも亀裂の発生を抑制することができ、強度と成形性とのバランスに優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供することを課題とするものである。
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、Ｃ：０．１１質量％以上０．２８質量％以下、Ｓｉ：０．０１質量％以上３．０質量％以下、Ｍｎ：０．７質量％以上３．５質量％以下を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる成分組成を有する母材と、この母材の表面を被覆する亜鉛めっき層とを備え、上記母材が、上記亜鉛めっき層との界面から母材深さ方向に１０μｍ以上に亘り、Ｃ濃度が０．０７質量％以下の脱炭層を有することを特徴とする。
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、母材が上述の成分組成を有し、亜鉛めっき層と母材との界面から母材深さ方向に１０μｍ以上に亘り、Ｃ濃度が０．０７質量％以下の脱炭層が存在することで、強度と成形性とのバランスに優れ、しかも、曲げ加工部のような歪み量が極度に大きくなる箇所でも亀裂の発生が抑制される。
ここで、「溶融亜鉛めっき鋼板」とは、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含むものである。また、「亜鉛めっき層との界面」とは、溶融亜鉛めっき鋼板において、亜鉛めっき層から母材の深さ方向に直行する方向におけるＺｎの含有量が最初に２０質量％を下回る位置をいう。
上記亜鉛めっき層における直径５０μｍ以上２５０μｍ以下の点状の不めっき欠陥の数としては、０．１個／ｍｍ２以下が好ましい。このような５０μｍ以上２５０μｍ以下の点状の不めっき欠陥を上記範囲とすることで、点状の不めっき欠陥による外観のムラを抑制することができる。ここで、「不めっき欠陥」とは、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）画像により亜鉛めっき層の積層面において測定されるめっきがされていない部分をいう。「点状の不めっき欠陥の直径」とは、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）画像により亜鉛めっき層の積層面において測定される不めっき欠陥の最大径をいう。
また、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、当該高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、上記母材を焼鈍する工程と、上記焼鈍工程後に上記母材の表面に亜鉛めっき層を形成する工程とを備え、上記焼鈍工程において、上記母材の成分組成と焼鈍温度との関係が下記式（１）の条件を満足し、Ｈ２を１容量％以上含有すると共に露点が−２５℃以上の雰囲気ガス中で上記母材に２５秒以上の焼鈍を施すことを特徴とする。
Ｘ＝｛０．３１５×（Ｐα−６１）１／３＋２．２４｝×１００００×ｅｘｐ｛−６．５×１０００／（Ｔ＋２７３）｝＞３０ ・・・（１）
なお、Ｔは焼鈍温度（但し、８００℃≦Ｔ≦９２０℃）であり、
Ｐα＝（Ｃγ−［Ｃ］）／Ｃγ×１００、但し右辺が負又はＣγ＝０の場合はＰα＝０、
Ｃγ＝（Ａ−Ｔ）／４３６．５、但し右辺が負の場合はＣγ＝０、
Ａ＝９３７．２＋５６［Ｓｉ］−１９．７［Ｍｎ］−１６．３［Ｃｕ］−２６．６［Ｎｉ］−４．９［Ｃｒ］＋３８．１［Ｍｏ］＋１２４．８［Ｖ］＋１３６．３［Ｔｉ］−１９．１［Ｎｂ］＋１９８．４［Ａｌ］＋３３１５［Ｂ］である。
但し、上記各式中、［ ］は各元素の質量％を示す。
Ｘ＝｛０．３１５×（Ｐα−６１）１／３＋２．２４｝×１００００×ｅｘｐ｛−６．５×１０００／（Ｔ＋２７３）｝＞３０ ・・・（１）
なお、Ｔは焼鈍温度（但し、８００℃≦Ｔ≦９２０℃）であり、
Ｐα＝（Ｃγ−［Ｃ］）／Ｃγ×１００、但し右辺が負又はＣγ＝０の場合はＰα＝０、
Ｃγ＝（Ａ−Ｔ）／４３６．５、但し右辺が負の場合はＣγ＝０、
Ａ＝９３７．２＋５６［Ｓｉ］−１９．７［Ｍｎ］−１６．３［Ｃｕ］−２６．６［Ｎｉ］−４．９［Ｃｒ］＋３８．１［Ｍｏ］＋１２４．８［Ｖ］＋１３６．３［Ｔｉ］−１９．１［Ｎｂ］＋１９８．４［Ａｌ］＋３３１５［Ｂ］である。
但し、上記各式中、［ ］は各元素の質量％を示す。
当該高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、母材の成分組成と焼鈍温度との関係が上記式（１）の条件を満足するように焼鈍を施すことで、十分な成形性を得ることができる。また、上記条件で焼鈍を施すことで、不めっき欠陥の発生を低減することができる。
上記露点としては、−８℃以上が好ましい。このような露点で焼鈍を施すことで、母材の表層部に形成される脱炭層の厚みをより大きくすることができる。
上記焼鈍工程前に母材を熱間圧延する工程をさらに備え、上記熱間圧延工程での巻き取り温度Ｔｃ［℃］と上記焼鈍工程での露点ＤＰ［℃］とが下記式（２）の条件を満足することが好ましい。
ＤＰ≦−０．１５×Ｔｃ＋９３．７ ・・・（２）
但し、５００≦Ｔｃ≦６５０である。
ＤＰ≦−０．１５×Ｔｃ＋９３．７ ・・・（２）
但し、５００≦Ｔｃ≦６５０である。
このように熱間圧延工程における巻き取り温度Ｔｃ［℃］と焼鈍工程における露点ＤＰ［℃］とが上記式（２）の条件を満足することで、点状の不めっき欠陥による外観のムラを抑制することができる。
本発明によると、強度と成形性とのバランスに優れ、しかも、曲げ加工部のような歪み量が極度に大きくなる箇所でも亀裂の発生が抑制された高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
本発明者らは、曲げ加工部のような歪み量が極度に大きくなる箇所でも亀裂の発生を抑制することができ、優れた成形性と強度とを両立した高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得るために鋭意検討を行った。
その結果、母材にＳｉやＭｎ等を添加して成分組成を適正に制御した上で、亜鉛めっき層と母材との界面から母材深さ方向に一定厚みの範囲をＣ濃度が低い脱炭層とすることで、曲げ加工部のような歪み量が極度に大きくなる箇所でも亀裂の発生を抑制することができるという知見を得ることができた。
本発明者らは、以上説明したような知見を基に本発明を完成した。本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、Ｃ：０．１１質量％以上０．２８質量％以下、Ｓｉ：０．０１質量％以上３．０質量％以下、Ｍｎ：０．７質量％以上３．５質量％以下を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる成分組成を有する母材と、この母材の表面を被覆する亜鉛めっき層とを備え、上記母材が、上記亜鉛めっき層との界面から母材深さ方向に１０μｍ以上に亘り、Ｃ濃度が０．０７質量％以下の脱炭層を有することを特徴とするが、これらの構成要件を規定した理由は下記に示す通りである。
（脱炭層）
母材の表層部、つまり、亜鉛めっき層と母材との界面は曲げ変形時に変形が集中して亀裂が発生しやすい部位であり、この部位の成形性を高めることで曲げ性を大幅に向上させることができる。本発明者らは、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の表層部にＣ濃度が低い領域を形成する、つまり脱炭層を十分深く形成することで、表層部の変形能を確保し、曲げ変形時に表層部に変形が集中しても亀裂の発生を抑制することができることを見出した。
母材の表層部、つまり、亜鉛めっき層と母材との界面は曲げ変形時に変形が集中して亀裂が発生しやすい部位であり、この部位の成形性を高めることで曲げ性を大幅に向上させることができる。本発明者らは、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の表層部にＣ濃度が低い領域を形成する、つまり脱炭層を十分深く形成することで、表層部の変形能を確保し、曲げ変形時に表層部に変形が集中しても亀裂の発生を抑制することができることを見出した。
具体的には、亀裂の発生は、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の表層部を、Ｃ濃度が０．０７質量％以下の脱炭層とすることで抑制することができる。しかしながら、Ｃ濃度が０．０７質量％以下の脱炭層を有する領域が、亜鉛めっき層と母材との界面から母材方向に１０μｍ未満の厚みであると、亀裂の発生を抑制するのに十分ではないため、Ｃ濃度が０．０７質量％以下の脱炭層の平均厚みは、亜鉛めっき層と母材との界面から母材深さ方向に１０μｍ以上とする。
上記脱炭層の平均厚みの下限としては、亀裂の発生をより確実に抑制する観点から、２０μｍが好ましく、３０μｍがより好ましい。一方、上記脱炭層の具体的平均厚みの上限は規定しないが、脱炭層が厚くなり過ぎると高強度溶融亜鉛めっき鋼板そのものの強度が低下するため、５０μｍ以下とするのが好ましい。より好ましくは４０μｍ以下である。
（母材の化学成分組成）
次に、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の母材における化学成分組成について説明する。本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、先に説明した脱炭層に関する要件が適切であっても、化学成分、つまり母材に含まれる元素の含有量が適正範囲内になければ、上記作用効果を奏することができない場合がある。従って、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板では、母材の夫々の化学成分の含有量が、以下に説明する範囲内にあることが好ましい。
次に、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の母材における化学成分組成について説明する。本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、先に説明した脱炭層に関する要件が適切であっても、化学成分、つまり母材に含まれる元素の含有量が適正範囲内になければ、上記作用効果を奏することができない場合がある。従って、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板では、母材の夫々の化学成分の含有量が、以下に説明する範囲内にあることが好ましい。
Ｃ（炭素元素）：０．１１質量％以上０．２８質量％以下
Ｃは、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の強度確保に大きく影響する重要な元素であるため、０．１１質量％以上含有させる。好ましくは０．１２質量％以上である。しかし、Ｃの含有量が過剰になると、強度が高くなり過ぎて遅れ破壊性が悪化するため、Ｃの含有量は０．２８質量％以下とする。好ましくは０．２５質量％以下、より好ましくは０．２１質量％以下である。
Ｃは、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の強度確保に大きく影響する重要な元素であるため、０．１１質量％以上含有させる。好ましくは０．１２質量％以上である。しかし、Ｃの含有量が過剰になると、強度が高くなり過ぎて遅れ破壊性が悪化するため、Ｃの含有量は０．２８質量％以下とする。好ましくは０．２５質量％以下、より好ましくは０．２１質量％以下である。
Ｓｉ（ケイ素元素）：０．０１質量％以上３．０質量％以下
Ｓｉは、高強度溶融亜鉛めっき鋼板のプレス成形性を確保するために必要な元素であり、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の強度と伸びとのバランスを向上させると共に、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の硬質化に寄与する置換型固溶体強化元素であるため、少なくとも０．０１質量％以上含有させる必要がある。好ましくは０．０２質量％以上、より好ましくは０．０３質量％以上である。しかし、Ｓｉの含有量が過剰になると靭性が劣化するため、Ｓｉの含有量の上限を３．０質量％とする。好ましくは２．８質量％以下、より好ましくは２．５質量％以下である。
Ｓｉは、高強度溶融亜鉛めっき鋼板のプレス成形性を確保するために必要な元素であり、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の強度と伸びとのバランスを向上させると共に、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の硬質化に寄与する置換型固溶体強化元素であるため、少なくとも０．０１質量％以上含有させる必要がある。好ましくは０．０２質量％以上、より好ましくは０．０３質量％以上である。しかし、Ｓｉの含有量が過剰になると靭性が劣化するため、Ｓｉの含有量の上限を３．０質量％とする。好ましくは２．８質量％以下、より好ましくは２．５質量％以下である。
なお、プレス成形性の観点からは、Ｓｉの含有量は２．０質量％以上がさらに好ましく、２．５質量％以上とすることが特に好ましい。つまり、プレス成形性の観点からは、２．５質量％以上３．０質量％以下の範囲とすることが特に好ましい。従って、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の使用目的等により、プレス成形性と靭性とのいずれの効果を期待するかで適したＳｉ含有量を選択すれば良い。
Ｍｎ（マンガン元素）：０．７質量％以上３．５質量％以下
Ｍｎは、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の強度確保に有効な元素であり、０．７質量％以上含有させる必要がある。好ましくは１．０質量％以上、より好ましくは２．０質量％以上である。一方、Ｍｎを多量に含有させると、偏析が顕著になり加工性が低下し、さらには、溶接性も劣化する。よって、Ｍｎの含有量の上限を３．５質量％とする。好ましくは３．０質量％以下であり、より好ましくは２．５質量％以下である。
Ｍｎは、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の強度確保に有効な元素であり、０．７質量％以上含有させる必要がある。好ましくは１．０質量％以上、より好ましくは２．０質量％以上である。一方、Ｍｎを多量に含有させると、偏析が顕著になり加工性が低下し、さらには、溶接性も劣化する。よって、Ｍｎの含有量の上限を３．５質量％とする。好ましくは３．０質量％以下であり、より好ましくは２．５質量％以下である。
以上が本発明で規定する必須の含有元素であって、残部は鉄及び不可避的不純物からなり、また、本発明の作用を損なわない範囲で以下の許容成分を含有させることができる。
不可避的不純物としては、Ｐ（リン元素）、Ｓ（硫黄元素）、Ｎ（窒素元素）等を挙げることができる。Ｐの含有量の上限としては、０．０３質量％が好ましく、０．０２質量％がより好ましい。上記含有量が上記上限を超えると、延性が低下するおそれがある。Ｓの含有量の上限としては、０．０１質量％が好ましく、０．００７質量％がより好ましい。上記含有量が上記上限を超えると、硫化物系介在物ＭｎＳが形成され、熱間圧延時に偏析して熱延鋼板の脆性が低下するおそれがある。Ｎの含有量の上限としては、０．０１質量％が好ましく、０．００８０質量％がより好ましい。Ｎの含有量が過剰であると、強度及び成形性に悪影響を与えるおそれがある。
許容成分としては、Ｎｉ（ニッケル元素）、Ｃｕ（銅元素）、Ｍｏ（モリブデン元素）、Ｖ（バナジウム元素）、Ｔｉ（チタン元素）、Ｎｂ（ニオブ元素）、Ａｌ（アルミニウム元素）、Ｂ（ホウ素元素）、Ｃｒ（クロム元素）等を挙げることができ、Ｎｉは０．５質量％以下、Ｃｕは０．５質量％以下、Ｍｏは１質量％以下、Ｖは０．２質量％以下、Ｔｉは０．３質量％以下、Ｎｂは０．１質量％以下、Ａｌは０．２質量％以下、Ｂは０．０７５質量％以下、Ｃｒは２質量％以下であれば、本発明の効果を損なわずに有させることができる。
（亜鉛めっき層表面における直径５０μｍ以上２５０μｍ以下の点状の不めっき欠陥の個数）
高強度溶融亜鉛めっき鋼板には、顕微鏡で表面を観察すると微小な不めっき欠陥が点状に存在する場合がある。この欠陥は、通常直径が５０μｍ以上２５０μｍ以下程度であり、微小であるため亜鉛めっき層の犠牲防食性を著しく劣化させるものではないが、外観にムラが生ずる場合がある。このため、外観のムラを抑制する観点から、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の亜鉛めっき層における直径５０μｍ以上２５０μｍ以下の点状の不めっき欠陥の数の上限としては、０．１個／ｍｍ２が好ましく、０．０５個／ｍｍ２がより好ましい。一方、上記点状の不めっき欠陥の数の下限は、特に限定されず、例えば０個／ｍｍ２とできる。
高強度溶融亜鉛めっき鋼板には、顕微鏡で表面を観察すると微小な不めっき欠陥が点状に存在する場合がある。この欠陥は、通常直径が５０μｍ以上２５０μｍ以下程度であり、微小であるため亜鉛めっき層の犠牲防食性を著しく劣化させるものではないが、外観にムラが生ずる場合がある。このため、外観のムラを抑制する観点から、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の亜鉛めっき層における直径５０μｍ以上２５０μｍ以下の点状の不めっき欠陥の数の上限としては、０．１個／ｍｍ２が好ましく、０．０５個／ｍｍ２がより好ましい。一方、上記点状の不めっき欠陥の数の下限は、特に限定されず、例えば０個／ｍｍ２とできる。
＜製造方法＞
当該高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法は、母材（スラブ）を熱間圧延する熱間圧延工程と、上記熱間圧延後の母材を冷間圧延する冷間圧延工程と、上記冷間圧延後の母材を焼鈍する焼鈍工程と、上記焼鈍工程後に上記母材の表面に亜鉛めっき層を形成する亜鉛めっき層形成工程とを備えることが好ましく、亜鉛めっき層形成工程後に、さらに合金化工程を備えてもよい。冷間圧延工程後、例えば母材に対し、焼鈍工程、亜鉛めっき層形成工程及び合金化工程を一貫して雰囲気制御しながら行うことで高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。
当該高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法は、母材（スラブ）を熱間圧延する熱間圧延工程と、上記熱間圧延後の母材を冷間圧延する冷間圧延工程と、上記冷間圧延後の母材を焼鈍する焼鈍工程と、上記焼鈍工程後に上記母材の表面に亜鉛めっき層を形成する亜鉛めっき層形成工程とを備えることが好ましく、亜鉛めっき層形成工程後に、さらに合金化工程を備えてもよい。冷間圧延工程後、例えば母材に対し、焼鈍工程、亜鉛めっき層形成工程及び合金化工程を一貫して雰囲気制御しながら行うことで高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。
（熱間圧延工程）
熱間圧延方法は、特に限定されず公知の方法を採用することができるが、例えば上記化学成分組成を有する鋼を通常の溶製法によって溶製し、この溶鋼を冷却してスラブとした後、このスラブを用いて、例えば平均板厚が１ｍｍ以上５ｍｍ以下の板状母材を得る。
熱間圧延方法は、特に限定されず公知の方法を採用することができるが、例えば上記化学成分組成を有する鋼を通常の溶製法によって溶製し、この溶鋼を冷却してスラブとした後、このスラブを用いて、例えば平均板厚が１ｍｍ以上５ｍｍ以下の板状母材を得る。
熱間圧延の巻き取り温度Ｔｃの上限としては、６５０℃が好ましく、６００℃がより好ましい。熱間圧延の巻き取り温度Ｔｃが上記上限を超えると、巻き取り後の冷却中に生成する母材表面の微小なＳｉ含有酸化物と、焼鈍工程において母材内部に生成するＳｉやＭｎ等の酸化物とが溶融亜鉛めっきの濡れ性を局所的に悪化させ、上記点状の不めっき欠陥の個数が上記範囲を超えるおそれがある。一方、熱間圧延工程の巻き取り温度Ｔｃの下限としては、５００℃が好ましく、５３０℃がより好ましい。熱間圧延工程の巻き取り温度Ｔｃが上記下限に満たないと、外観品質上問題はないが、母材強度が高くなり過ぎて後工程である冷間圧延及び／又は焼鈍工程での取り回しが難しくなるおそれがある。
（冷間圧延工程）
冷間圧延法は、特に限定されず公知の方法を採用することができるが、例えば上記熱延後の板状の母材をさらに冷間圧延し、例えば平均板厚が０．５ｍｍ以上５ｍｍ以下の板状母材を得る。
冷間圧延法は、特に限定されず公知の方法を採用することができるが、例えば上記熱延後の板状の母材をさらに冷間圧延し、例えば平均板厚が０．５ｍｍ以上５ｍｍ以下の板状母材を得る。
（焼鈍工程）
溶融亜鉛めっき鋼板のめっき処理前の焼鈍工程は、鋼板が８００℃以上の高温に曝されても鉄の酸化が起こらないように、Ｈ２を５容量％以上含有する還元雰囲気で、還元焼鈍として実施するのが通常である。しかし、鉄が酸化しない程度に還元性に維持された焼鈍炉内であっても、母材成分としてＳｉやＭｎ等を添加している場合には、ＳｉやＭｎ等が炉内に存在する極微量の酸素によって選択的に酸化されることとなり、その一部がＳｉ酸化物やＭｎ酸化物等として母材の表面に付着した状態となることがある。そのような場合には不めっき欠陥が発生することになる。
溶融亜鉛めっき鋼板のめっき処理前の焼鈍工程は、鋼板が８００℃以上の高温に曝されても鉄の酸化が起こらないように、Ｈ２を５容量％以上含有する還元雰囲気で、還元焼鈍として実施するのが通常である。しかし、鉄が酸化しない程度に還元性に維持された焼鈍炉内であっても、母材成分としてＳｉやＭｎ等を添加している場合には、ＳｉやＭｎ等が炉内に存在する極微量の酸素によって選択的に酸化されることとなり、その一部がＳｉ酸化物やＭｎ酸化物等として母材の表面に付着した状態となることがある。そのような場合には不めっき欠陥が発生することになる。
本発明では、脱炭が進行する程度の高い露点で焼鈍処理を行うことが好ましい。鋼成分としてＳｉやＭｎ等が添加されていても、鋼中のＳｉやＭｎ等が鋼内部で酸化されることとなり、母材の表面にＳｉ酸化物やＭｎ等酸化物でなる酸化膜の形成を抑制できる。そのため、不めっき欠陥なくめっき処理を行うことが可能となる。
なお、ＳｉやＭｎ等を添加した溶融亜鉛めっき鋼板の製造においては、従来から不めっき欠陥を抑制するため、還元焼鈍前に酸化帯を設けるいわゆる酸化還元法によって焼鈍される場合があるが、以下に詳説する当該溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、この酸化還元法においても有効である。
当該高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、母材の成分組成と焼鈍温度との関係が下記式（１）の条件を満足し、Ｈ２を１容量％以上含有すると共に露点が−２５℃以上０℃以下の雰囲気ガス中で、上記母材に２５秒以上の焼鈍を施すことが好ましい。
Ｘ＝｛０．３１５×（Ｐα−６１）１／３＋２．２４｝×１００００×ｅｘｐ｛−６．５×１０００／（Ｔ＋２７３）｝＞３０ ・・・（１）
なお、上記式（１）において、Ｔは焼鈍温度（但し、８００℃≦Ｔ≦９２０℃）、つまり焼鈍における高温滞在時の母材の温度であり、
Ｐα＝（Ｃγ−［Ｃ］）／Ｃγ×１００、但し右辺が負又はＣγ＝０の場合はＰα＝０、
Ｃγ＝（Ａ−Ｔ）／４３６．５、但し右辺が負の場合はＣγ＝０、
Ａ＝９３７．２＋５６［Ｓｉ］−１９．７［Ｍｎ］−１６．３［Ｃｕ］−２６．６［Ｎｉ］−４．９［Ｃｒ］＋３８．１［Ｍｏ］＋１２４．８［Ｖ］＋１３６．３［Ｔｉ］−１９．１［Ｎｂ］＋１９８．４［Ａｌ］＋３３１５［Ｂ］である。但し、上記各式中、［ ］は各元素の質量％を示す。
Ｐα＝（Ｃγ−［Ｃ］）／Ｃγ×１００、但し右辺が負又はＣγ＝０の場合はＰα＝０、
Ｃγ＝（Ａ−Ｔ）／４３６．５、但し右辺が負の場合はＣγ＝０、
Ａ＝９３７．２＋５６［Ｓｉ］−１９．７［Ｍｎ］−１６．３［Ｃｕ］−２６．６［Ｎｉ］−４．９［Ｃｒ］＋３８．１［Ｍｏ］＋１２４．８［Ｖ］＋１３６．３［Ｔｉ］−１９．１［Ｎｂ］＋１９８．４［Ａｌ］＋３３１５［Ｂ］である。但し、上記各式中、［ ］は各元素の質量％を示す。
上記方法により、母材の表面からＣを酸化脱離させて母材の表層部に脱炭層を形成することができる。また、上記めっき処理前の焼鈍工程は、例えば窒素ガスに水素を混合したものの一部をバブリングすることで露点を制御したガスを炉内に流入させながら行うことができる。炉内の水素濃度の下限としては、１容量％が好ましく、５容量％がより好ましく、１０容量％がさらに好ましい。上記水素濃度の上限としては、特に限定されないが、通常２０容量％である。焼鈍処理は、例えば昇温速度１℃／ｓ以上２０℃／ｓ以下で昇温し、焼鈍温度８００℃以上９２０℃以下の高温度領域で１０秒以上５分以下保持することで行う。
上述のように、当該溶融亜鉛めっき鋼板を製造する際の特徴は、母材の表面に亜鉛めっき層を形成する前の焼鈍工程にある。そのため、焼鈍工程以前の熱延、冷延等の工程に関しては、従来公知の製造方法を採用することができる。当該溶融亜鉛めっき鋼板を製造する際の焼鈍工程の特徴点は大きく分けて２つある。その特徴点について詳しく説明する。
当該高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造するためには、母材の成分組成と焼鈍温度との関係が上記式（１）の条件を満足するようにして母材に焼鈍を施すことが好ましい。
上記式（１）は、脱炭が進行する焼鈍工程において、母材の成分組成と温度とに基づいて形成する脱炭深さの傾向を実験的に調査して求めたものである。具体的には、脱炭進行速度を左右する焼鈍中の鋼組織のフェライト／オーステナイト組織中のフェライト分率Ｐαを以下のように予測することによって母材の成分組成の影響を考慮した予測式を作成し、実験結果に基づいて式の係数を定めた。ここで、Ｐαは焼鈍中の推定フェライト分率（≧０％）であり、オーステナイト中の固溶Ｃ濃度をＣγ（≧０質量％）、フェライト中の固溶Ｃ濃度を０質量％と仮定し、他の成分の影響がないと仮定してＣ濃度に対するテコの原理を適用することにより、簡易的に推定されるものである。Ｃγは、鋼材を加熱した際にフェイライトからオーステナイトへの変態が完了する温度であるＡｃ３点を、鋼組成成分から予測する際の一般的に知られた経験式（Ａｃ３＝Ａ−４３６．５×［Ｃ］、Ａ＝９３７．２＋５６［Ｓｉ］−１９．７［Ｍｎ］−１６．３［Ｃｕ］−２６．６［Ｎｉ］−４．９［Ｃｒ］＋３８．１［Ｍｏ］＋１２４．８［Ｖ］＋１３６．３［Ｔｉ］−１９．１［Ｎｂ］＋１９８．４［Ａｌ］＋３３１５［Ｂ］）を仮定し、材料ごとのＡの値からＣ濃度−温度平面におけるＡｃ３線を求め、焼鈍温度Ｔにおけるオーステナイト中固溶Ｃ濃度をＣγとして求められるものである。
母材の成分組成と焼鈍温度との関係が上記式（１）を満足しない場合は、脱炭の進行が不十分となり、十分な成形性を得ることができないおそれがある。
母材の焼鈍は、上記式（１）を満足した上で、Ｈ２を１容量％以上含有すると共に露点が−２５℃以上の雰囲気ガス中で、母材に２５秒以上の焼鈍を施すことが好ましい。雰囲気中のＨ２の含有量が１容量％未満であると、水素、水蒸気、酸素等の相互の化学反応によって得られる所望の雰囲気を安定的に制御できず、炉内に存在する極微量の酸素によって選択的に酸化されたＳｉやＭｎ等の一部が母材の表面に付着した状態、或いは鉄が酸化した状態となり、その結果、不めっき欠陥が発生するおそれがある。なお、雰囲気中のＨ２の含有量の上限は、本発明では特に規定しないが、必要以上に高いＨ２濃度としても不めっき欠陥を抑制する効果が飽和するため、３０容量％以下が好ましい。より好ましくは２０容量％以下である。
また、露点は−２５℃以上であることが好ましい。露点が−２５℃未満であると脱炭が進行せず、母材の表層部にＣ濃度が０．０７質量％以下の脱炭層が形成されないおそれがある。特に露点が−８℃以上であると、母材の表層部に形成される脱炭層の厚みがさらに大きくなり、より好ましい。また、上記条件を満足する雰囲気中で、２５秒以上の焼鈍を施すことが好ましい。焼鈍時間が２５秒未満であると脱炭の進行が不十分となり、母材の表層部に十分な厚みの脱炭層が形成されないおそれがある。なお、焼鈍時間の下限としては、４５秒がさらに好ましい。
上記方法では、強度と成形性とのバランスに優れ、しかも、曲げ加工性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られるが、顕微鏡で表面を観察すると微小な不めっき欠陥が点状に存在する場合がある。この欠陥は、通常直径が５０μｍ以上２５０μｍ以下程度であり、微小であるため亜鉛めっき層の犠牲防食性を著しく劣化させるものではないが、外観にムラが生ずる場合がある。このような点状の不めっき欠陥による外観のムラを抑制する観点から、上記熱間圧延工程の巻き取り温度Ｔｃ［℃］と焼鈍工程の露点ＤＰ［℃］とが、下記式（２）を満足することが好ましい。
ＤＰ≦−０．１５×Ｔｃ＋９３．７ ・・・（２）
但し、５００≦Ｔｃ≦６５０である。
但し、５００≦Ｔｃ≦６５０である。
上記熱間圧延工程の巻き取り温度Ｔｃ［℃］と上記露点ＤＰ［℃］とが上記式（２）の条件を満足することにより、この点状の不めっき欠陥を低減させ、より外観性に優れた鋼板を得ることができる傾向にある。
熱間圧延の巻き取り温度Ｔｃと上記露点ＤＰとが共に高すぎる場合、内部酸化物が過剰に生成し、点状の不めっき欠陥の原因となる場合がある。上記式（２）の条件を満足することで、熱間圧延の巻き取り温度が高くなりすぎることが抑制される。その結果、Ｓｉ、Ｍｎ等含有酸化物の過剰生成を抑制することで溶融めっきの濡れ性を確保し、点状の不めっき欠陥の発生を抑制することができる。
（亜鉛めっき層形成工程）
上記焼鈍工程後に母材の表面に亜鉛めっき層を形成する方法は、特に限定されず、公知の方法を適宜用いることができるが、例えば焼鈍工程後の母材をめっき浴に含浸する。めっき浴に含浸する際に、例えばガスワイピング等によりめっき付着量を例えば２０ｇ／ｍ２以上２００ｇ／ｍ２以下に抑制することが好ましい。
上記焼鈍工程後に母材の表面に亜鉛めっき層を形成する方法は、特に限定されず、公知の方法を適宜用いることができるが、例えば焼鈍工程後の母材をめっき浴に含浸する。めっき浴に含浸する際に、例えばガスワイピング等によりめっき付着量を例えば２０ｇ／ｍ２以上２００ｇ／ｍ２以下に抑制することが好ましい。
めっき浴には、例えばＺｎを含む２元系以上の合金めっきを用いることができる。Ｚｎを含む２元系以上の合金めっきとしては、例えばＡｌ−Ｚｎめっき、Ｆｅ−Ｚｎめっき、Ｎｉ−Ｚｎめっき、Ｃｒ−Ｚｎめっき、Ｍｇ−Ｚｎめっき等を用いることができる。
めっき浴は、亜鉛以外の成分を例えば０．０１質量％以上０．５質量％以下の濃度で含有するめっきを用い、例えば３００℃以上６００℃以下の含浸温度で、例えば１秒以上３０秒以下含浸することで行うことができる。
（合金化工程）
合金化処理としては、特に限定されず、上記亜鉛めっき層形成工程後の母材に、公知の方法を適宜用いて行うことができるが、例えば合金化温度４７０℃以上６００℃以下で１秒以上１００秒以下再加熱することで行う。
合金化処理としては、特に限定されず、上記亜鉛めっき層形成工程後の母材に、公知の方法を適宜用いて行うことができるが、例えば合金化温度４７０℃以上６００℃以下で１秒以上１００秒以下再加熱することで行う。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲で適宜変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
（Ｎｏ．１〜Ｎｏ．５１の供試材の作製）
表１に示す鋼種Ａ〜Ｇの各成分組成を有する鋼を溶製し、スラブとした。このスラブを用いて熱間圧延を行い、板厚が３．２ｍｍの熱延鋼板を製造した。得られた熱延鋼板をさらに冷間圧延し、表２〜表４に示すように、板厚が１．２ｍｍ、１．４ｍｍ、１．６ｍｍの冷延鋼板を製造した。
表１に示す鋼種Ａ〜Ｇの各成分組成を有する鋼を溶製し、スラブとした。このスラブを用いて熱間圧延を行い、板厚が３．２ｍｍの熱延鋼板を製造した。得られた熱延鋼板をさらに冷間圧延し、表２〜表４に示すように、板厚が１．２ｍｍ、１．４ｍｍ、１．６ｍｍの冷延鋼板を製造した。
得られた各冷延鋼板に対し、焼鈍から、めっき処理、合金化処理までを、一貫で雰囲気制御を行いながら、実験炉を用いて下記条件で順次実施し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板として供試材を得た。
焼鈍は、窒素ガスに水素を混合したものの一部をバブリングすることで露点を制御したガスを炉内に流入させながら行った。この際の加熱はインダクションヒーターで行い、昇温速度は５℃／ｓとした。また、炉内の水素濃度は１容量％以上とし、露点は、表２〜表４に示すように、−３５℃以上０℃以下の範囲とした。また、焼鈍における高温滞在時の鋼板の温度（焼鈍温度）Ｔ［℃］は、表２〜表４に示すように、８００℃以上９００℃以下の範囲とし、１５秒又は３０秒保持した。
めっき処理は、上記高温保持後の鋼板に、ガス吹き付けを行って４６０℃まで冷却した後に、０．１７質量％Ａｌ−Ｚｎのめっき浴に、４６０℃で３秒間浸漬することで実施した。その際、ガスワイピングでめっき付着量を４０ｇ／ｍ２以上９０ｇ／ｍ２以下に制御した。その後、５５０℃で３０秒間合金化処理を行った。
（脱炭深さ（μｍ））
得られた各供試材を用いて、亜鉛めっき層と母材との界面から母材の深さ方向に形成された、Ｃ濃度が０．０７質量％以下の脱炭層の平均厚み、つまり脱炭深さ（μｍ）を、ＧＤ−ＯＥＳ：Ｇｌｏｗ ｄｉｓｃｈａｒｇｅ ｏｐｔｉｃａｌ ｅｍｉｓｓｉｏｎ ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ（グロー放電発光分析装置）を用いて測定した。
得られた各供試材を用いて、亜鉛めっき層と母材との界面から母材の深さ方向に形成された、Ｃ濃度が０．０７質量％以下の脱炭層の平均厚み、つまり脱炭深さ（μｍ）を、ＧＤ−ＯＥＳ：Ｇｌｏｗ ｄｉｓｃｈａｒｇｅ ｏｐｔｉｃａｌ ｅｍｉｓｓｉｏｎ ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ（グロー放電発光分析装置）を用いて測定した。
Ｚｎの含有量が２０質量％を下回る位置を亜鉛めっき層と母材との界面とし、その界面から母材の深さ方向でＣ濃度が０．０７質量％以下の領域の深さを、脱炭深さ（μｍ）、つまり脱炭層の厚みとした。
（限界曲げ半径Ｒ（ｍｍ））
得られた各供試材を用いて９０°Ｖ曲げ試験を実施した。種々の曲げ半径のＶブロックを用いて曲げ試験を行い、曲げ頂上部のクラックの発生の有無をマイクロスコープで確認した。同一の曲げ半径のＶブロックを３個ずつ準備してＮ＝３の試験を行い、３個のＶブロックともクラックが発生しなかったもののうち、最小の曲げ半径を、限界曲げ半径Ｒ（単位：ｍｍ）として評価した。なお、曲げ半径を０．１ｍｍ以下にしてもクラックが発生しなかったものはＲ＝０とした。
得られた各供試材を用いて９０°Ｖ曲げ試験を実施した。種々の曲げ半径のＶブロックを用いて曲げ試験を行い、曲げ頂上部のクラックの発生の有無をマイクロスコープで確認した。同一の曲げ半径のＶブロックを３個ずつ準備してＮ＝３の試験を行い、３個のＶブロックともクラックが発生しなかったもののうち、最小の曲げ半径を、限界曲げ半径Ｒ（単位：ｍｍ）として評価した。なお、曲げ半径を０．１ｍｍ以下にしてもクラックが発生しなかったものはＲ＝０とした。
（試験結果）
結果を表２〜表４に示す。限界曲げ半径Ｒについては、供試材の板厚ｔ（単位：ｍｍ）と限界曲げ半径Ｒ（単位：ｍｍ）との比：Ｒ／ｔが、２．０超のものをＤ、１．０超２．０以下のものをＣ、１．０以下０超のものをＢ、０のものをＡとし、Ａ〜Ｃを合格と評価した。このＲ／ｔの評価が合格であったものを、強度と成形性とのバランスに優れ、しかも、曲げ加工部のような歪み量が極度に大きくなる箇所でも亀裂が発生することがない高強度溶融亜鉛めっき鋼板であると評価できる。
結果を表２〜表４に示す。限界曲げ半径Ｒについては、供試材の板厚ｔ（単位：ｍｍ）と限界曲げ半径Ｒ（単位：ｍｍ）との比：Ｒ／ｔが、２．０超のものをＤ、１．０超２．０以下のものをＣ、１．０以下０超のものをＢ、０のものをＡとし、Ａ〜Ｃを合格と評価した。このＲ／ｔの評価が合格であったものを、強度と成形性とのバランスに優れ、しかも、曲げ加工部のような歪み量が極度に大きくなる箇所でも亀裂が発生することがない高強度溶融亜鉛めっき鋼板であると評価できる。
表１において、「−」は化学成分の含有量が検出限界以下であることを示す。「ｓｏｌ．Ａｌ」は、酸可溶性Ａｌを意味し、母材のＡｌ元素の含有量を示す。
表２〜表４に示すＡ、Ｃγ、Ｐα及びＸは、上記式（１）中の数値である。
表２に示すＮｏ．２〜Ｎｏ．５，Ｎｏ．７〜Ｎｏ．１０，Ｎｏ．１２〜Ｎｏ．１５、表３に示すＮｏ．２０，Ｎｏ．２１，Ｎｏ．２６，Ｎｏ．２７，Ｎｏ．３２，Ｎｏ．３３、表４に示すＮｏ．３５，Ｎｏ．３６，Ｎｏ．３８，Ｎｏ．３９，Ｎｏ．４１，Ｎｏ．４２，Ｎｏ．４４，Ｎｏ．４５，Ｎｏ．５０，Ｎｏ．５１は、Ｒ／ｔの評価が合格であった。これらは全て、脱炭層の平均厚み（脱炭深さ）が１０μｍ以上であり、強度と成形性とのバランスに優れ、しかも、曲げ加工部のような歪み量が極度に大きくなる箇所でも亀裂が発生することがない高強度溶融亜鉛めっき鋼板であるということができる。
これに対し、表２に示すＮｏ．１，Ｎｏ．６，Ｎｏ．１１、表３に示すＮｏ．１６〜Ｎｏ．１９，Ｎｏ．２２〜Ｎｏ．２５，Ｎｏ．２８〜Ｎｏ．３１、表４に示すＮｏ．３４，Ｎｏ．３７，Ｎｏ．４０，Ｎｏ．４３，Ｎｏ．４６〜Ｎｏ．４９は、脱炭深さの要件を満足しない比較例であり、Ｒ／ｔの評価が不合格であった。
また、表２から、脱炭深さが２０μｍに近づくほどＲ／ｔが小さくなり、亀裂発生の抑制効果が高まることがわかる。
（Ｎｏ．５２〜Ｎｏ．８３の供試材の作製）
表５に示す各成分組成を有する鋼を用い、熱間圧延における巻き取り温度Ｔｃを表６に示す温度にした以外は、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．５１の供試材と同様にして、表６に示すように板厚が１．２ｍｍ、１．４ｍｍの冷延鋼板を製造した。
表５に示す各成分組成を有する鋼を用い、熱間圧延における巻き取り温度Ｔｃを表６に示す温度にした以外は、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．５１の供試材と同様にして、表６に示すように板厚が１．２ｍｍ、１．４ｍｍの冷延鋼板を製造した。
焼鈍工程は、露点ＤＰ並びに焼鈍温度Ｔ及び時間を表６に示すようにした以外は、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．５１の供試材と同様にして行った。また、めっき処理は、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．５１の供試材と同様にして行った。
（脱炭深さ（μｍ））
脱炭深さ（μｍ）は、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．Ｎｏ．５１の供試材と同様にして測定した。
脱炭深さ（μｍ）は、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．Ｎｏ．５１の供試材と同様にして測定した。
（限界曲げ半径Ｒ（ｍｍ））
限界曲げ半径Ｒ（ｍｍ）は、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．５１の供試材と同様にして評価した。
限界曲げ半径Ｒ（ｍｍ）は、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．５１の供試材と同様にして評価した。
（点状の不めっき欠陥）
得られた各供試材について、表面をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で観察し、不めっき欠陥の個数を測定した。具体的には、視野１０００μｍ×１０００μｍの領域において互いに１０ｍｍ以上離れた１０箇所で観察し、直径５０μｍ以上２５０μｍ以下の点状の不めっき欠陥の個数（個／ｍｍ２）を求め、その平均値を評価した。点状の不めっき欠陥は、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）画像により供試材の表面において測定されるめっきがされていない部分であり、その直径は、図１に示すようにＳＥＭ画像において測定される最大径とした。点状の不めっき欠陥が０．１個／ｍｍ２以下のものを合格としてＡと評価し、０．１個／ｍｍ２を超えるものを不合格としてＢと評価した。
得られた各供試材について、表面をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で観察し、不めっき欠陥の個数を測定した。具体的には、視野１０００μｍ×１０００μｍの領域において互いに１０ｍｍ以上離れた１０箇所で観察し、直径５０μｍ以上２５０μｍ以下の点状の不めっき欠陥の個数（個／ｍｍ２）を求め、その平均値を評価した。点状の不めっき欠陥は、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）画像により供試材の表面において測定されるめっきがされていない部分であり、その直径は、図１に示すようにＳＥＭ画像において測定される最大径とした。点状の不めっき欠陥が０．１個／ｍｍ２以下のものを合格としてＡと評価し、０．１個／ｍｍ２を超えるものを不合格としてＢと評価した。
（試験結果）
結果を表６に示す。なお、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．５１と同様にしてＲ／ｔを評価した。
結果を表６に示す。なお、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．５１と同様にしてＲ／ｔを評価した。
表６に示すＡ、Ｃγ、Ｐα及びＸは、上記式（１）中の数値である。
表６に示すＮｏ．５２〜Ｎｏ．８３は、すべて脱炭層の平均厚み（脱炭深さ）が１０μｍ以上であり、強度と成形性とのバランスに優れ、しかも、曲げ加工部のような歪み量が極度に大きくなる箇所でも亀裂が発生することがない高強度溶融亜鉛めっき鋼板であるということができる。
さらに、ＴｃとＤＰとが式（２）を満足する（Ｔｃが５００℃以上６５０℃以下、かつ式（２）の右辺の値がＤＰ以上である）Ｎｏ．５２〜Ｎｏ．５４，Ｎｏ．５６，Ｎｏ．５７，Ｎｏ．６０〜Ｎｏ．６２，Ｎｏ．６４，Ｎｏ．６５，Ｎｏ．６８〜Ｎｏ．７０，Ｎｏ．７２，Ｎｏ．７３，Ｎｏ．７６〜Ｎｏ．７８，Ｎｏ．８０，Ｎｏ．８１は、点状の不めっき欠陥の評価がＡであり、外観にムラのない強度溶融亜鉛めっき鋼板であるということができる。
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、強度と成形性とのバランスに優れるので、自動車部品等に好適に使用できる。
Claims (5)
- Ｃ：０．１１質量％以上０．２８質量％以下、Ｓｉ：０．０１質量％以上３．０質量％以下、Ｍｎ：０．７質量％以上３．５質量％以下を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる成分組成を有する母材と、
この母材の表面を被覆する亜鉛めっき層と
を備え、
上記母材が、上記亜鉛めっき層との界面から母材深さ方向に１０μｍ以上に亘り、Ｃ濃度が０．０７質量％以下の脱炭層を有することを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 - 上記亜鉛めっき層における直径５０μｍ以上２５０μｍ以下の点状の不めっき欠陥の数が０．１個／ｍｍ２以下である請求項１に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
- 請求項１又は請求項２に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
上記母材を焼鈍する工程と、
上記焼鈍工程後に上記母材の表面に亜鉛めっき層を形成する工程と
を備え、
上記焼鈍工程において、上記母材の成分組成と焼鈍温度との関係が下記式（１）の条件を満足し、Ｈ２を１容量％以上含有すると共に露点が−２５℃以上の雰囲気ガス中で、上記母材に２５秒以上の焼鈍を施すことを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Ｘ＝｛０．３１５×（Ｐα−６１）１／３＋２．２４｝×１００００×ｅｘｐ｛−６．５×１０００／（Ｔ＋２７３）｝＞３０ ・・・（１）
なお、Ｔは焼鈍温度（但し、８００℃≦Ｔ≦９２０℃）であり、
Ｐα＝（Ｃγ−［Ｃ］）／Ｃγ×１００、但し右辺が負又はＣγ＝０の場合はＰα＝０、
Ｃγ＝（Ａ−Ｔ）／４３６．５、但し右辺が負の場合はＣγ＝０、
Ａ＝９３７．２＋５６［Ｓｉ］−１９．７［Ｍｎ］−１６．３［Ｃｕ］−２６．６［Ｎｉ］−４．９［Ｃｒ］＋３８．１［Ｍｏ］＋１２４．８［Ｖ］＋１３６．３［Ｔｉ］−１９．１［Ｎｂ］＋１９８．４［Ａｌ］＋３３１５［Ｂ］である。
但し、上記各式中、［ ］は各元素の質量％を示す。 - 上記露点が−８℃以上である請求項３に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 上記焼鈍工程前に母材を熱間圧延する工程をさらに備え、
上記熱間圧延工程での巻き取り温度Ｔｃ［℃］と上記焼鈍工程での露点ＤＰ［℃］とが下記式（２）の条件を満足する請求項３又は請求項４に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
ＤＰ≦−０．１５×Ｔｃ＋９３．７ ・・・（２）
但し、５００≦Ｔｃ≦６５０である。
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