JP6315154B1 - 溶融亜鉛めっき鋼板 - Google Patents
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- C23C2/26—After-treatment
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- C23C28/02—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings only including layers of metallic material
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Abstract
Description
また、自動車用鋼板については、一般に屋外で使用されるため、優れた耐食性が要求されるのが通常である。
これらのような問題から、苛酷な曲げ加工などを施して使用される高強度鋼板としては、母材鋼板に対するめっき層の密着性が優れた溶融亜鉛めっき層を備えためっき鋼板が強く望まれている。
前記母材鋼板は、質量%で、
C:0.040%〜0.280%、
Si:0.05%〜2.00%、
Mn:0.50%〜3.50%、
P:0.0001%〜0.1000%、
S:0.0001%〜0.0100%、
Al:0.001%〜1.500%、
N:0.0001%〜0.0100%、
O:0.0001%〜0.0100%、
Ti:0%〜0.150%、
Nb:0%〜0.100%、
V:0%〜0.300%、
Cr:0%〜2.00%、
Ni:0%〜2.00%、
Cu:0%〜2.00%、
Mo:0%〜2.00%、
B:0%〜0.0100%、
W:0%〜2.00%、および
Ca、Ce、Mg、Zr、La、およびREM:合計で0%〜0.0100%
を含み
残部がFeおよび不純物からなる化学成分を有し、
前記母材鋼板の全厚に対して、前記母材鋼板の表面から1/4厚を中心とした1/8厚〜3/8厚の範囲において、
フェライト相が体積分率で50%以上97%以下、
ベイナイト相とベイニティックフェライト相とフレッシュマルテンサイト相と焼戻しマルテンサイト相とのうち1種以上からなる硬質組織の合計が体積分率で3%以上、
残留オーステナイト相が体積分率で0%〜8%、
パーライト相と粗大セメンタイト相との合計が体積分率で0%〜8%であり、
前記溶融亜鉛めっき層と母材鋼板との界面から鋼板方向深さ20μmまでの表層部において、
残留オーステナイトが体積分率で0%〜3%であり、
前記表層部における前記硬質組織の体積分率V1と、鋼板表面から1/4厚を中心とした1/8厚〜3/8厚の範囲における前記硬質組織の体積分率V2との比であるV1/V2を0.10以上0.90以下の範囲としたミクロ組織を有し、
前記溶融亜鉛めっき層におけるFe含有量が0%超3.0%以下であり、Al含有量が0%超1.0%以下であり、
前記溶融亜鉛めっき層と前記母材鋼板との界面に、平均厚さが0.1μm〜2.0μmであり、鋼板幅方向における最大厚さと最小厚さとの差が0.5μm以内であるFe−Al合金層を有し、
前記母材鋼板内に、前記Fe−Al合金層に直接接する微細化層を有し、前記微細化層の平均厚さが0.1μm〜5.0μm、前記微細化層内におけるフェライト相の平均粒径が0.1μm〜3.0μmであり、前記微細化層中にSiおよびMnの1種または2種以上の酸化物を含有し、前記酸化物の最大径が0.01μm〜0.4μmであり、鋼板幅方向における前記微細化層の最大厚さと最小厚さとの差が2.0μm以内であることを特徴とする、溶融亜鉛めっき鋼板。
(2)前記溶融亜鉛めっき層の片面当たりのめっき付着量が10g/m2以上、100g/m2以下であることを特徴とする、(1)に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
(3)前記母材鋼板が、質量%で、
Ti:0.001%〜0.150%、
Nb:0.001%〜0.100%、および
V:0.001%〜0.300%、
からなる群から選ばれた1種または2種以上を含有することを特徴とする、(1)または(2)に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
(4)前記母材鋼板が、質量%で、
Cr:0.01%〜2.00%、
Ni:0.01%〜2.00%、
Cu:0.01%〜2.00%、
Mo:0.01%〜2.00%、
B:0.0001%〜0.0100%、および
W:0.01%〜2.00%、
からなる群から選ばれた1種または2種以上を含有することを特徴とする、(1)〜(3)のいずれか1つに記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
(5)前記母材鋼板が、質量%で、
Ca、Ce、Mg、Zr、La、およびREMからなる群から選ばれた1種または2種以上を合計で0.0001%〜0.0100%含有することを特徴とする、(1)〜(4)のいずれか1つに記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
なお、母材鋼板の板厚は0.6mm以上、5.0mm未満であることが適切である。母材鋼板の板厚が0.6mm未満であると、母材鋼板の形状を平坦に保つことが困難となり、適当ではない。また、母材鋼板の板厚が5.0mm以上であると、製造過程における冷却の制御が困難となり、所定のミクロ組織が得られずに成形性が劣化することがある。
めっき層は、Fe含有量が0%超3.0%以下であり、Al含有量が0%超1.0%以下である。
Cは、母材鋼板の強度を高めるために含有される。しかしながら、Cの含有量が0.280%を超えると、スポット溶接性が劣化するため、C含有量は0.280%以下とする。なお、スポット溶接性の観点から、Cの含有量は0.250%以下であることが好ましく、0.220%以下であることがより好ましい。一方、Cの含有量が0.040%未満であると、強度が低下し、十分な引張最大強度を確保することが困難となるため、C含有量は0.040%以上とする。なお、強度をより一層高めるためには、Cの含有量は0.055%以上であることが好ましく、0.070%以上であることがより好ましい。
Siは、母材鋼板における鉄系炭化物の生成を抑制し、強度と成形性を高める元素である。しかしながら、Siは鋼材を脆化させる元素でもあり、Siの含有量が2.00%を超えると、鋳造したスラブが割れるなどのトラブルが起こりやすくなる。このため、Siの含有量は2.00%以下とする。さらに、Siは焼鈍工程において母材鋼板の表面に酸化物を形成し、めっきの密着性を著しく損なう。この観点から、Siの含有量は1.500%以下であることが好ましく、1.200%以下であることがより好ましい。一方、Siの含有量が0.05%未満では、溶融亜鉛めっき鋼板のめっき工程において、粗大な鉄系炭化物が多量に生成され、強度および成形性が劣化するため、Siの含有量は0.05%以上とする。なお、鉄系炭化物の生成を抑制する観点から、Siの含有量は0.10%以上であることが好ましく、0.25%以上がより好ましい。
Mnは、母材鋼板の焼入れ性を高めることで強度を高めるために含有されている。しかしながら、Mnの含有量が3.50%を超えると、母材鋼板の板厚中央部に粗大なMn濃化部が生じて、脆化が起こりやすくなり、鋳造したスラブが割れるなどのトラブルが起こりやすくなる。そのため、Mnの含有量は3.50%以下とする。また、Mnの含有量が増大すると溶融亜鉛めっき鋼板のスポット溶接性も劣化する。このことから、Mnの含有量は3.00%以下であることが好ましく、2.80%以下であることがより好ましい。一方、Mnの含有量が0.50%未満であると、焼鈍後の冷却中に軟質な組織が多量に形成されるため、充分に高い引張最大強度を確保することが難しくなる。したがって、Mnの含有量は0.50%以上とする必要がある。溶融亜鉛めっき鋼板の強度をより高めるためには、Mnの含有量は0.80%以上であることが好ましく、1.00%以上であることがより好ましい。
Pは、鋼材を脆化させる元素であり、さらにPの含有量が0.1000%を超えると、鋳造したスラブが割れたり、圧延中にスラブが割れたりするなどのトラブルが起こりやすくなるため、Pの含有量は0.1000%以下とする。また、Pはスポット溶接によって生じる溶融部を脆化させる元素でもあり、充分な溶接継手強度を得るためには、Pの含有量は0.0400%以下とすることが好ましく、0.0200%以下とすることが更に好ましい。一方、Pの含有量を0.0001%未満とすることは、製造コストの大幅な増加を伴うことから、Pの含有量は、0.0001%を下限値とし、0.0010%以上とすることが好ましい。
Sは、Mnと結びついて粗大なMnSを形成し、延性、穴拡げ性(伸びフランジ性)および曲げ性といった成形性を低下させる元素であるため、Sの含有量を0.0100%以下とする。またSは、スポット溶接性を劣化させる元素でもある。このため、Sの含有量は0.0060%以下とすることが好ましく、0.0035%以下とすることがより好ましい。一方、Sの含有量を0.0001%未満とすることは、製造コストの大幅な増加を伴う。このため、Sの含有量は、0.0001%を下限値とし、0.0005%以上とすることが好ましく、0.0010%以上とすることがより好ましい。
Alは、鋼材を脆化させる元素である。Alの含有量が1.500%を超えると、鋳造したスラブが割れるなどのトラブルが起こりやすくなるため、Alの含有量は1.500%以下とする。また、Alの含有量が増えるとスポット溶接性が悪化するため、Alの含有量は1.200%以下とすることがより好ましく、1.000%以下とすることがさらに好ましい。一方、Alの含有量の下限は特に定めずとも本実施形態の効果は発揮される。ところが、Alは原料中に微量に存在する不純物であり、その含有量を0.001%未満とするには製造コストの大幅な増加が伴う。このため、Al含有量は0.001%以上とする。またAlは脱酸材としても有効な元素であるが、脱酸の効果を、より十分に得るためには、Alの含有量は0.010%以上とすることがより好ましい。
Nは、粗大な窒化物を形成し、延性、穴拡げ性(伸びフランジ性)および曲げ性といった成形性を劣化させる元素であることから、その含有量を抑える必要がある。Nの含有量が0.0100%を超えると、成形性の劣化が顕著となることから、N含有量の上限を0.0100%とする。またNの過剰な含有は、溶接時のブローホール発生の原因になることから、含有量は少ない方が良い。これらの観点から、N含有量は0.0070%以下であることが好ましく、0.0050%以下であることがより好ましい。一方、Nの含有量の下限は、特に定めなくても本実施形態の効果は発揮されるが、Nの含有量を0.0001%未満にすることは、製造コストの大幅な増加を招く。このことから、N含有量の下限は0.0001%以上とする。N含有量は0.0003%以上であることが好ましく、0.0005%以上であることがより好ましい。
Oは、酸化物を形成し、溶融亜鉛めっき鋼板の延性、穴拡げ性(伸びフランジ性)および曲げ性といった成形性を劣化させることから、Oの含有量を抑える必要がある。Oの含有量が0.0100%を超えると、成形性の劣化が顕著となることから、O含有量の上限を0.0100%とした。さらにOの含有量は0.0050%以下であることが好ましく、0.0030%以下であることがより好ましい。Oの含有量の下限は、特に定めなくても本実施形態の効果は発揮されるが、Oの含有量を0.0001%未満とすることは、製造コストの大幅な増加を伴うため、0.0001%を下限とする。O含有量は0.0003%以上であることが好ましく、0.0005%以上であることがより好ましい。
Tiは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化、および再結晶の抑制を通じた転位強化によって、溶融亜鉛めっき鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかし、Tiの含有量が0.150%を超えると、炭窒化物の析出が多くなって成形性が劣化するため、Tiの含有量は0.150%以下とする。また、成形性の観点から、Tiの含有量は0.080%以下であることが好ましい。一方、Tiの含有量の下限は特に定めなくても本実施形態の効果は発揮されるが、Tiによる強度上昇効果を十分に得るためには、Tiの含有量は0.001%以上であることが好ましい。溶融亜鉛めっき鋼板のより一層の高強度化のためには、Tiの含有量は0.010%以上であることがより好ましい。
Nbは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化により、溶融亜鉛めっき鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかし、Nbの含有量が0.100%を超えると、炭窒化物の析出が多くなって溶融亜鉛めっき鋼板の成形性が劣化するため、Nbの含有量は0.100%以下とする。成形性の観点から、Nbの含有量は0.060%以下であることが好ましい。一方、Nbの含有量の下限は特に定めなくても本実施形態の効果は発揮されるが、Nbによる強度上昇効果を十分に得るには、Nbの含有量は0.001%以上であることが好ましい。溶融亜鉛めっき鋼板のより一層の高強度化のためには、Nbの含有量は0.005%以上であることがより好ましい。
Vは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化により、溶融亜鉛めっき鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかし、Vの含有量が0.300%を超えると、炭窒化物の析出が多くなって成形性が劣化する。このため、Vの含有量は0.300%以下とする。Vの含有量は0.200%以下であることが好ましい。一方、Vの含有量の下限は特に定めなくても本実施形態の効果は発揮される。Vによる強度上昇効果を十分に得るためには、Vの含有量は0.001%以上であることが好ましく、0.010%以上であることがさらに好ましい。
Crは、高温での相変態を抑制し、溶融亜鉛めっき鋼板の高強度化に有効な元素であり、Cおよび/又はMnの一部に代えて含有してもよい。しかし、Crの含有量が2.00%を超えると、熱間での加工性が損なわれて生産性が低下することから、Crの含有量は2.00%以下とする。Crの含有量は1.20%以下であることが好ましい。一方、Crの含有量の下限は特に定めなくても本実施形態の効果は発揮されるが、Crによる高強度化の効果を十分に得るためには、Crの含有量は0.01%以上であることが好ましく、0.10%以上であることがさらに好ましい。
Niは、高温での相変態を抑制し、溶融亜鉛めっき鋼板の高強度化に有効な元素であり、Cおよび/又はMnの一部に代えて含有してもよい。しかし、Niの含有量が2.00%を超えると、溶接性が損なわれることから、Niの含有量は2.00%以下とする。Niの含有量は1.20%以下であることが好ましい。一方、Niの含有量の下限は特に定めなくても本実施形態の効果は発揮されるが、Niによる高強度化の効果を十分に得るには、Niの含有量は0.01%以上であることが好ましく、0.10%以上であることがさらに好ましい。
Cuは、微細な粒子として鋼中に存在することにより溶融亜鉛めっき鋼板の強度を高める元素であり、Cおよび/又はMnの一部に代えて含有することができる。しかし、Cuの含有量が2.00%を超えると、溶接性が損なわれることから、Cuの含有量は2.00%以下とする。Cuの含有量は1.20%以下であることが好ましい。一方、Cuの含有量の下限は特に定めなくても本実施形態の効果は発揮されるが、Cuによる溶融亜鉛めっき鋼板高強度化の効果を十分に得るには、Cuの含有量は0.01%以上であることが好ましく、0.10%以上であることがさらに好ましい。
Moは、高温での相変態を抑制し、溶融亜鉛めっき鋼板の高強度化に有効な元素であり、Cおよび/又はMnの一部に代えて含有してもよい。しかし、Moの含有量が2.00%を超えれば、熱間での加工性が損なわれて生産性が低下することから、Moの含有量は2.00%以下とする。Moの含有量は1.20%以下であることが好ましい。一方、Moの含有量の下限は特に定めなくても本実施形態の効果は発揮されるが、Moによる高強度化の効果を十分に得るためには、Moの含有量は0.01%以上であることが好ましく、0.05%以上であることがさらに好ましい。
Bは、高温での相変態を抑制し、溶融亜鉛めっき鋼板の高強度化に有効な元素であり、Cおよび/又はMnの一部に代えて含有してもよい。しかし、Bの含有量が0.0100%を超えると、熱間での加工性が損なわれて生産性が低下することから、Bの含有量は0.0100%以下とする。生産性の観点からは、Bの含有量は0.0050%以下であることが好ましい。一方、Bの含有量の下限は特に定めなくても本実施形態の効果は発揮されるが、Bによる高強度化の効果を十分に得るには、Bの含有量を0.0001%以上とすることが好ましい。さらなる溶融亜鉛めっき鋼板の高強度化のためには、Bの含有量が0.0005%以上であることがより好ましい。
Wは、高温での相変態を抑制し、溶融亜鉛めっき鋼板の高強度化に有効な元素であり、Cおよび/又はMnの一部に代えて含有してもよい。しかし、Wの含有量が2.00%を超えると、熱間での加工性が損なわれて生産性が低下することから、Wの含有量は2.00%以下とする。Wの含有量は1.20%以下であることが好ましい。一方、Wの含有量の下限は、特に定めることなく本実施形態の効果は発揮されるが、Wによる高強度化を十分に得るためには、Wの含有量は0.01%以上であることが好ましく、0.10%以上であることがさらに好ましい。
本発明の実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板のミクロ組織について説明する。鋼材の特性はミクロ組織によって変化するが、ミクロ組織を定量化する場合、鋼材の全領域に亘ってミクロ組織を定量化し、規定することは現実的でない。このため、本発明では鋼材の代表的なミクロ組織を示す、母材鋼板の表面から1/4厚を中心とした1/8厚〜3/8厚におけるミクロ組織を定量化し、規定する。板厚中央部は、強い凝固偏析によりミクロ組織が変化するため、鋼板を代表するミクロ組織とは言えない。鋼板の表層に近い部位は、局所的な温度変化又は外気との反応によりミクロ組織が変化するため、鋼板を代表するミクロ組織とは言えない。
本発明の実施形態にかかる溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板におけるミクロ組織は、母材鋼板の表面から1/4厚を中心とした1/8厚〜3/8厚の範囲において、フェライト相(以下、フェライトという)が体積分率で40%以上、97%以下であり、ベイナイト相(以下、ベイナイトという)とベイニティックフェライト相(以下、ベイニティックフェライトという)とフレッシュマルテンサイト相(以下、フレッシュマルテンサイトという)と焼戻しマルテンサイト相(以下、焼戻しマルテンサイトという)のうち1種以上からなる硬質組織の合計が体積分率で3%以上であり、残留オーステナイト相(以下、残留オーステナイトという)が体積分率で0%〜8%(0%を含む)であり、パーライト相(以下、パーライトという)と粗大セメンタイト相(以下、セメンタイトという)との合計が体積分率で0%〜8%(0%を含む)であるものである。
フェライトは優れた延性を有する組織である。しかし、フェライトは軟質であることから低強度であるため、フェライトの体積分率を97%超とすると十分な引張最大強度の溶融亜鉛めっき鋼板を得られない。このため、フェライトの体積分率は97%以下とする。溶融亜鉛めっき鋼板の引張最大強度を高めるため、フェライトの体積分率は92%以下とすることが好ましく、85%以下とすることがより好ましい。さらに、引張最大強度が950MPaを超える溶融亜鉛めっき鋼板を得るには、フェライトの体積分率を80%以下とすることがさらに好ましく、さらには70%以下とすることが好ましい。一方、フェライトの体積分率が50%未満では十分な延性が得られないため、フェライトの体積分率を50%以上とする。フェライトの体積分率を55%以上とすることが好ましく、60%以上であることがさらに好ましい。
残留オーステナイトは溶融亜鉛めっき鋼板の強度−延性バランスを高める組織である。一方、残留オーステナイトは変形に伴って硬質なマルテンサイトに変態し、破壊の起点として働くため、伸びフランジ性が劣化することから、残留オーステナイトの体積分率の上限を8%とする。溶融亜鉛めっき鋼板の成形性の観点から、残留オーステナイトの体積分率は小さいことが好ましく、5%以下とすることが好ましく、0%〜3%(0%を含む)とすることが更に好ましい。溶融亜鉛めっき鋼板の残留オーステナイトの体積分率は小さいほど好ましく、0%でも構わない。
溶融亜鉛めっき鋼板の引張最大強度を高めるため、ベイナイトとベイニティックフェライトとフレッシュマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトとのうち1種以上からなる硬質組織の体積分率を合計で3%以上とする必要がある。溶融亜鉛めっき鋼板の引張最大強度を高めるため、硬質組織の体積分率は7%以上とすることが好ましく、15%以上とすることがさらに好ましい。一方、硬質組織の体積分率を過度に高めると溶融亜鉛めっき鋼板の延性が劣化することから、硬質組織の体積分率を60%以下に制限する。この観点から、硬質組織の体積分率は55%以下とすることが好ましく、50%以下であることが更に好ましい。
ベイニティックフェライトおよびベイナイトは、溶融亜鉛めっき鋼板の強度と成形性のバランスに優れた組織であり、体積分率で60%以下のベイニティックフェライトおよび/またはベイナイトが鋼板組織に含まれていることが好ましい。また、ベイニティックフェライトおよびベイナイトは、軟質なフェライトと硬質なマルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの中間の強度を有するミクロ組織であり、伸びフランジ性の観点から5%以上含まれることがより好ましく、10%以上含まれることがさらに好ましい。一方、ベイニティックフェライトおよび/またはベイナイトの体積分率が60%を超えると、降伏応力が過度に高まり、形状凍結性が劣化することが懸念されるため好ましくない。
焼戻しマルテンサイトは、溶融亜鉛めっき鋼板の引張強度を大きく向上させる組織であり、鋼板組織に体積分率で60%以下含まれていてもよい。引張強度の観点から、焼戻しマルテンサイトの体積分率は5%以上とすることが好ましい。一方、鋼板組織に含まれる焼戻しマルテンサイトの体積分率が60%を超えると、降伏応力が過度に高まり、形状凍結性が劣化することが懸念されるため好ましくない。
フレッシュマルテンサイトは、溶融亜鉛めっき鋼板の引張強度を大きく向上させるが、一方で破壊の起点となって伸びフランジ性を劣化させるため、鋼板組織に体積分率で30%以下含まれていることが好ましい。特に穴拡げ性を高めるにはフレッシュマルテンサイトの体積分率を20%以下とすることがより好ましく、10%以下とすることが更に好ましい。
本発明の実施形態にかかる溶融亜鉛めっき鋼板の鋼板組織には、パーライトおよび/または粗大なセメンタイトなど上記以外の組織が含まれていてもよい。しかし、溶融亜鉛鋼板の鋼板組織中にパーライトおよび/または粗大なセメンタイトが多くなると、延性が劣化する。このことから、鋼板組織に含まれるパーライトおよび/または粗大なセメンタイトの体積分率は、合計で8%以下する。なお、パーライトおよび/または粗大なセメンタイトの体積分率は合計で5%以下であることが好ましい。
溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層と母材鋼板との界面近傍にある残留オーステナイトは、変形に伴い硬質なマルテンサイトへと変態し、溶融亜鉛めっき鋼板の表面近傍に大きなひずみが加わる曲げ変形に際して破壊の起点として働くことから、曲げ性および耐疲労特性の劣化に寄与する組織である。この観点から、めっき層と母材鋼板との界面を起点とする鋼板方向深さ20μmまでの表層部においては、残留オーステナイトの体積分率を0%〜3%(0%を含む)と制限する必要がある。なお、当該表層部における残留オーステナイトの体積分率は低いほど好ましく、0%でも構わない。
溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層と母材鋼板(地鉄)との界面近傍にある硬質組織は、溶融亜鉛めっき鋼板の表層部における強度を高め、疲労限強度を大きく向上させ、耐疲労特性の改善に寄与する組織である。この観点から、めっき層と地鉄との界面を起点とする鋼板方向深さ20μmまでの表層部における硬質組織の体積分率を「V1」、鋼板の表面から1/4厚を中心とした1/8厚〜3/8厚の範囲における合計体積分率を「V2」とした場合、これらの比であるV1/V2を0.10以上として、溶融亜鉛めっき鋼板の表層部における強度を十分に高める必要がある。なお、耐疲労特性を十分に向上するには、V1/V2は0.20以上であることが好ましく、0.30以上であることがより好ましく、0.40以上であることがさらに好ましい。一方、めっき層と地鉄との界面を起点とする鋼板方向深さ20μmまでの表層部における硬質組織の分率をある程度抑制し、溶融亜鉛めっき鋼板表面近傍の強度を下げて局所的な延性を向上することにより、曲げ性を改善されることも可能である。この観点から、良好な曲げ性を得るため、V1/V2は0.90以下とし、0.85以下とすることが好ましく、0.80以下とすることがより好ましい。
微細化層及び脱炭層は後述するように焼鈍工程において特定の温度域で特定の雰囲気に制御した条件で脱炭反応が進行することで生成する層である。このため、微細化層及び脱炭層内の構成相は酸化物および介在物粒子を除いては、実質的にフェライト相60が主体の組織である。具体的には、フェライト相の体積分率が70%以上であり、残部組織をオーステナイト相、ベイナイト相、マルテンサイト相、パーライト相のうちの1種または2種以上が占める混合組織になっている層のことを指す。
微細化層の定義は、母材鋼板の最表部におけるフェライト相の平均粒径が、脱炭層におけるフェライト相の平均粒径の1/2以下である場合に、微細化層が存在すると定義する。微細化層におけるフェライト相の平均粒径が、脱炭層におけるフェライト相の平均粒径の1/2超となる境界を、微細化層と脱炭層との境界と定義する。
微細化層中に含有するSiおよびMnの1種または2種以上の酸化物の最大径は0.01μm〜0.4μmである。この酸化物は、後述するように、焼鈍時に特定の温度域で母材鋼板内部に形成されるもので、この酸化物粒子によって母材鋼板表層のフェライト相結晶の成長が抑制され、微細化層が形成される。酸化物の最大径が0.01μm未満であると微細化層の形成が十分にできず、めっき密着性が低下する。酸化物の最大径が0.4μm超であるとフェライト相が粗大化し、微細化層の形成が不十分であるとともに、その酸化物自体がめっき剥離の起点となるためめっき密着性が低下する。酸化物の最大径の好ましい範囲は0.05μm〜0.2μmである。
本発明の実施形態においては、めっき層と鋼板との界面にはFe−Al合金層が形成されている。Fe−Al合金層の形成により、めっき層が合金化(Zn−Fe合金生成)するのを抑制し、めっき密着性低下を抑制することができる。加えて、合金化むらによる外観むらの発生も抑制することができる。合金化むらによる外観むらは、溶融亜鉛めっき処理後に合金化処理を施した合金化溶融亜鉛めっき鋼板よりも、合金化処理をしない溶融亜鉛めっき鋼板の方が生じやすい。Fe−Al合金層の厚みは0.1μm〜2.0μmとする。0.1μm未満であるとめっき密着性および外観が低下する場合があり、2.0μm超であるとめっき密着性が低下する場合がある。好ましくは0.1μm〜1.0μmである。
本発明の実施形態においては、溶融亜鉛めっき層は、Fe含有量が0%超3.0%以下であり、Al含有量が0%超1.0%以下である。さらに、溶融亜鉛めっき層はAg、B、Be、Bi、Ca、Cd、Co、Cr、Cs、Cu、Ge、Hf、I、K、La、Li、Mg、Mn、Mo、Na、Nb、Ni、Pb、Rb、Sb、Si、Sn、Sr、Ta、Ti、V、W、Zr、REMの1種または2種以上を含有、あるいは混入するものであってもよい。このように、溶融亜鉛めっき層が、上記の元素の1種または2種以上を含有、あるいは混入するものであっても、本発明の効果は損なわれず、その含有量によっては耐食性および加工性が改善される等好ましい場合もある。
また、本実施形態においては、溶融亜鉛めっき層はζ相(FeZn13)からなる柱状晶を含んでもよいが、めっき層と母材鋼板との全界面のζ相の被覆割合は20%未満であることがめっき密着性の観点から好ましい。
さらに、母材鋼板の片面における溶融亜鉛めっき層の付着量は10g/m2以上、100g/m2以下であることが好ましい。
溶融亜鉛めっき層におけるFe含有量は0%超3.0%以下である。Fe含有量0%は実質的に製造困難である。Fe含有量が3.0%を超えるとめっき密着性が低下する。Fe含有量が0.3%未満では、めっき密着性が低下する場合があるため、めっき密着性確保の観点からFe含有量の好ましい範囲は0.3%〜2.5%であり、更に好ましくは0.5%〜2.0%である。
溶融亜鉛めっき層におけるAl含有量は0%超1.0%以下である。めっき浴中にAlを含まない場合、もしくは極端に含有量が少ない場合はめっき層の合金化が進み、めっき密着性が低下するため、めっき層中のAl含有量は0.1%以上とすることが好ましい。ここでめっき層の合金化とはFe原子がめっき層中に拡散し、Zn−Fe合金が生成することを指す。Al含有量が1.0%を超えるとめっき密着性が低下する。めっき密着性確保の観点からAl含有量の好ましい範囲は0.1%〜0.8%であり、更に好ましくは0.2%〜0.5%である。
溶融亜鉛めっき層の母材鋼板片面への付着量が少ないと十分な耐食性が得られないおそれがある。このことから、めっき層の母材鋼板片面への付着量は10g/m2以上とすることが好ましい。耐食性の観点から、付着量は20g/m2以上がより好ましく、30g/m2以上がさらに好ましい。一方、めっき層の付着量が多いと、スポット溶接を行った際の電極損耗が激しくなり、連続して溶接を行った際に溶融ナゲット径の減少および溶接継手強度の劣化が起こるおそれがある。このため、めっき層の付着量を100g/m2以下とすることが好ましい。連続溶接性の観点から、付着量は93g/m2以下であることがより好ましく、85g/m2以下であることがさらに好ましい。
次に、本発明の実施形態にかかる溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法について詳細に説明する。
以下、各製造工程について詳細に説明する。
母材鋼板は、特性に応じた合金元素を含有したスラブを鋳造し、熱間圧延を施し、冷間圧延を施すことで製造される。
以下、各製造工程について詳細に説明する。
まず、熱間圧延に供するスラブを鋳造する。スラブの化学成分(組成)は上述の成分であることが好ましい。熱間圧延に供するスラブは、連続鋳造スラブや薄スラブキャスターなどで製造したものを用いることができる。
熱延工程においては、鋳造に起因する結晶方位の異方性を抑制するため、スラブの加熱温度を1080℃以上とすることが好ましい。スラブの加熱温度は、より好ましくは、1150℃以上とする。一方、スラブの加熱温度の上限は、特に定めない。1300℃を超えてスラブを加熱するには、多量のエネルギーを投入する必要があり、製造コストの大幅な増加を招く。このことから、スラブの加熱温度は1300℃以下とすることが好ましい。
また、熱延鋼板を巻き取った後、スケール層の下に内部酸化層が不均一に(エッジ部より中央部の方が厚く)形成される場合がある。巻取り温度が650℃を超えるとそれが顕著になる。この内部酸化層が後述する後工程(酸洗、冷延)でも除去されない場合には、微細化層およびFe−Al合金層の不均一な形成につながり、めっき密着性および外観の均一性に悪影響を及ぼす可能性がある。したがって、めっき密着性および外観の均一性の観点からも巻取り温度は650℃以下に下げることが好ましい。
母材鋼板の温度制御は、仕上げ圧延完了から300℃に至るまでの区間のうち、母材鋼板表面において鉄のBCC相が安定となる温度Ae3*℃以下となる範囲において行う。これは、鉄のBCC相からの脱炭が、高温における安定相であるFCC相からの脱炭に比べて早く進むためである。なお本実施形態においては、母材鋼板温度が300℃よりも低い温度範囲では、酸素の拡散速度が十分に遅く、脱炭の進行速度についても脱炭挙動に影響しないと見なせるため、熱延工程における母材鋼板の温度制御の温度範囲は300℃に至るまでの区間とする。
なお、Ae3*[℃]は次の式を用いて求めることができる。
なお、式(1)における各項について、t[秒]は仕上げ圧延完了からの経過時間であり、t1[秒]は仕上げ圧延完了からAe3*温度に至るまでの経過時間であり、t2[秒]は仕上げ圧延完了からコイルに巻取るまでの経過時間であり、t3[秒]は仕上げ圧延完了から鋼板温度が300℃に至るまでの経過時間である。また、T(t)[℃]は鋼板温度であり、WSi[質量%]およびWMn[質量%]はそれぞれ鋼板全体におけるSi、Mnの各元素の平均含有量である。さらに、α、β、γ、δの各項は定数項であり、それぞれ8.35×108、2.20×104、1.73×1010、2.64×104である。
次に、酸洗後の熱延鋼板に冷間圧延を行って冷延鋼板を得る。
冷間圧延では、圧下率の合計が85%を超えると、鋼板の延性が失われ、冷間圧延中に鋼板が破断する危険性が高まる。このため、圧下率の合計を85%以下とすることが好ましい。この観点から、圧下率の合計は75%以下とすることがより好ましく、70%以下とすることが更に好ましい。冷間圧延工程における圧下率の合計の下限は特に定めない。圧下率の合計が0.05%未満では、母材鋼板の形状が不均質となり、めっきが均一に付着せず、外観が損なわれる。このため、0.05%以上とすることが好ましく、0.10%以上とすることが更に好ましい。なお、冷間圧延は複数のパスで行うことが好ましいが、冷間圧延のパス数および各パスへの圧下率の配分は問わない。
本発明の実施形態においては、冷延鋼板に焼鈍を施す。本発明の実施形態においては、予熱帯と均熱帯とめっき帯とを有する連続焼鈍めっきラインを用いることが好ましい。そして、焼鈍工程を行いながら予熱帯と均熱帯とを通過させ、めっき帯に到着するまでに焼鈍工程を終了し、めっき帯においてめっき工程を行うことが好ましい。
特に、予熱帯における雰囲気、加熱方式の制御、均熱帯における雰囲気の制御が微細化層およびFe−Al合金層を適切で均一に生成させながら、めっき密着性および外観均一性を確保する上で重要である。
予熱帯において、水蒸気分圧P(H2O)と水素分圧P(H2)との比を調整することは、後続の溶融亜鉛めっきにおいて界面にFe−Al合金相を幅方向に均一に析出させること及びめっき前の鋼板の表面性状に影響を及ぼす。
これは、予熱帯においては空気比を調整することで、Si等の強脱酸元素の酸化膜の鋼板表面への生成を抑制する。これと共に、水蒸気分圧P(H2O)と水素分圧P(H2)との比を調整することで、鋼板表面での過剰な脱炭素を抑制する。このことで、後続のめっき工程において、鋼板表面の粒界における過剰なFe−Zn合金反応を抑制して、Fe−Al合金反応が選択的に起きる様にする。Fe−Al合金反応が選択的に起きることで、均一なFe−Al合金層の形成を促し、優れためっき密着性、外観均一化を得ることができる。Log(P(H2O)/P(H2))が−0.2を超えるとFe−Zn合金化が後続のめっき工程で起こり易くなり、めっき中のFe濃度が高くなる。それにより、めっき密着性が低下し、外観むらも生じやすくなる。一方、Log(P(H2O)/P(H2))が−1.7未満であると、鋼板表面に炭素濃度が高い部分が出来、表面に微細化層が形成しないため、めっき密着性が低下する。
「空気比」とは、単位体積の混合ガスに含まれる空気の体積と、単位体積の混合ガスに含まれる燃料ガスを完全燃焼させるために理論上必要となる空気の体積との比であり、下記の式で示される。
空気比=[単位体積の混合ガスに含まれる空気の体積(m3)]/[単位体積の混合ガスに含まれる燃料ガスを完全燃焼させるために理論上必要となる空気の体積(m3)]
また、予熱帯を通板させる鋼板温度が400℃未満だと、十分な微細化層を形成することができない。したがって、予熱帯を通板させる鋼板温度は400℃以上とし、600℃以上とすることが好ましい。一方、予熱帯を通板させる鋼板温度が800℃を超える高温では、粗大なSiおよび/またはMnを含む酸化物が鋼板表面に生成し、めっき密着性が低下する。したがって、予熱帯を通板させる鋼板温度は800℃以下とし、750℃以下とすることが好ましい。
予熱帯における加熱速度が遅いと内部酸化が進行し、鋼板内部に粗大な酸化物が生成する。特に、600℃〜750℃における加熱速度は重要であり、鋼板表層部の過度の脱炭を避け、粗大な酸化物の生成を抑制するためにこの間の平均加熱速度を1.0℃/秒以上とする必要がある。この間の平均加熱速度が1.0℃/秒未満の場合、微細化層中に粗大な酸化物が形成し、めっき密着性およびパウダリング性が低下する。鋼板表層部の過度の脱炭、及び粗大な酸化物の生成を避けるため、600℃〜750℃間の平均加熱速度は1.5℃/秒以上とすることが好ましく、2.0℃/秒以上とすることがより好ましい。600℃〜750℃における平均加熱速度は、予熱帯における処理時間を確保して、50℃/秒以下とすることが好ましい。平均加熱速度が50℃/秒以下であると、均一な微細化層が得られやすく、めっき密着性および外観の均一性に優れためっき層が得られる。
Ms点[℃]=541−474C/(1−VF)−15Si−35Mn−17Cr−17Ni+19Al
なお、製造中にフェライトの体積分率を直接測定することは困難である。このため、本発明においてMs点を決定するにあたっては、連続焼鈍ラインに通板させる前の冷延鋼板の小片を切り出し、その小片を連続焼鈍ラインに通板させた場合と同じ温度履歴で焼鈍して、小片のフェライトの体積の変化を測定し、その結果を用いて算出した数値をフェライトの体積分率VFとしている。
次に、このようにして得られた母材鋼板をめっき浴に浸漬する。
めっき浴は、亜鉛を主体とし、めっき浴中の全Al量から全Fe量を引いた値である有効Al量が0.180%〜0.250%である組成を有する。めっき浴中の有効Al量が0.180%を下回ると、Fe−Al合金層の形成が十分ではなく、めっき層中へのFeの侵入が進み、めっき密着性が損なわれるため、0.180%以上とする必要がある。この観点から、めっき浴中の有効Al量は0.185%以上であることが好ましく、0.190%以上であることが更に好ましい。一方、めっき浴中の有効Al量が0.250%を超えると、母材鋼板とめっき層のFe−Al合金層が過度に生成し、めっき密着性が損なわれる。この観点から、めっき浴中の有効Al量は0.250%以下とする必要があり、0.240%以下とすることが好ましく、0.230%以下とすることが更に好ましい。
ベイナイト変態処理時間が15秒以上であると、ベイナイト変態処理を行うことの効果が十分に得られる。ベイナイト変態処理時間は25秒以上であることがより好ましい。ベイナイト変態処理時間が500秒以下であると、ベイナイト変態処理を効率よく行うことができる。ベイナイト変態処理時間は300秒以下であることがより好ましい。
また、再加熱処理時間が1000秒を超えると処理効果が飽和するため、処理時間は1000秒以下とすることが好ましい。
次に、鋼板温度を100℃以下まで冷却した後、母材鋼板表層の残留オーステナイトを減少させるため、めっき鋼板に曲げ−曲げ戻し変形を施す。曲げは直径が50mm〜800mmのロールを用いて施すことができる。ロール径が50mm未満では、曲げ変形によって母材鋼板表層に多量のひずみが導入されるため、鋼板の成形性が損なわれる。また、ロール径が800mm超では母材鋼板表層におけるひずみ量が小さく、残留オーステナイトが十分に減少しない。曲げ−曲げ戻し変形は、母材鋼板の表裏各面における残留オーステナイトを減少させるため、表裏各面を曲げ外側とする変形を、それぞれ1回以上施す必要があるため、合計で2回以上の曲げ−曲げ戻し変形を施す必要がある。これによって、母材鋼板の表裏両面における残留オーステナイトを所定の範囲に収めることができる。
リン酸化物および/またはリンを含む複合酸化物からなる皮膜は、溶融亜鉛めっき鋼板を加工する際に潤滑剤として機能させることができ、母材鋼板の表面に形成した亜鉛めっき層を保護することができる。
表1〜表3に示すA〜BYの化学成分(組成)を有するスラブを鋳造し、表4〜表7に示す熱延工程条件(スラブ加熱温度、圧延完了温度)で熱間圧延し、表4〜表7に示す熱延工程条件(熱延完了から巻取りまでの平均冷却速度、巻取温度、式(1))で冷却し、熱延鋼板を得た。
その後、熱延鋼板に酸洗(80℃の10%塩酸に浸漬、浸漬時間は表4〜表7に示す)を施して、表4〜表7に示す冷延工程条件(圧下率)の冷間圧延を施し、冷延鋼板を得た。
次に、表12〜表15に示す条件(有効Al量、めっき浴温度、鋼板の侵入温度)で亜鉛めっき浴に浸漬し、表12〜表15に示す条件で(冷却速度3(350℃までの平均冷却速度)、冷却速度4(350℃〜250℃の温度域での平均冷却速度)、ベイナイト変態処理2の条件(処理温度、処理時間)、再加熱処理条件(処理温度、処理時間))でめっき後冷却処理を施した。次に、表12〜表15に示す条件(ロール径、加工回数)で曲げ−曲げ戻し加工を施し、さらに、表12〜表15に示す条件(圧下率)で冷間圧延を施し、実験例1〜202の溶融亜鉛めっき鋼板を得た(ただし、一部の実験例においては、実験を中断したものもある)。
穴拡げ試験は、JIS Z 2256に記載の方法で行った。成形性のうち、延性(全伸び)Elおよび穴拡げ性λは、引張最大強度TSに伴って変化するが、下記式(2)を満たす場合に強度、延性および穴拡げ性を良好とする。
TS1.5×El×λ0.5 ≧ 2.0×106 ・・・式(2)
実験例188はCの含有量が大きく、スポット溶接性が劣化した例である。また、マルテンサイトの分率が大きくなり、耐疲労特性、延性、穴拡げ性および曲げ性が劣位であった。
実験例190はSiの含有量が大きく、熱延工程において、スラブが加熱中に割れたため、実験を中断した例である。
実験例192はMnの含有量が大きく、熱延工程において、スラブが加熱中に割れたため、実験を中断した例である。
実験例194はSの含有量が大きく、多量の粗大硫化物が生成したため、延性、穴拡げ性、曲げ性、スポット溶接性および耐疲労特性が劣化した例である。
実験例195はAlの含有量が大きく、熱延工程において、スラブが搬送中に割れたため、実験を中断した例である。
実験例197はOの含有量が大きく、多量の粗大酸化物が生成したため、延性、穴拡げ性、曲げ性、スポット溶接性および耐疲労特性が劣化した例である。
実験例51、114、165は、熱間圧延工程において、式(1)の値が大きく、表層における脱炭が過度に進み、硬質相の分率(V1/V2)が小さくなり、十分な耐疲労特性が得られなかった例である。
実験例202は、焼鈍工程において、600℃〜750℃の間の温度域での平均加熱速度が大きすぎたことから、鋼板幅方向における微細化層の厚みの最大値と最小値の差が2.0μm超であり、さらに、鋼板幅方向におけるFe−Al合金層の厚みの最大値と最小値の差が0.5μm超であった。そのため、めっき外観がやや不均一であった。
実験例183は、焼鈍工程において、最高加熱温度(TM)が(Ac1+20)℃よりも低く、粗大な鉄系炭化物が溶け残り、延性および穴拡げ性が劣化した例である。
実験例46は、焼鈍工程の加熱工程において、予熱帯の空気比が小さく、めっき密着性が劣化した例である。なお、めっき密着性の劣化により、曲げ変形時にめっき剥離が生じたため、パウダリング性も劣化した。また、不めっきによる外観不良も発生した。
実験例168は、焼鈍工程の加熱工程において、均熱帯におけるLog(P(H2O)/P(H2))が小さく、母材鋼板表層の粒径が微細化せず、めっき密着性が劣化した例である。なお、母材鋼板表面におけるフェライトの平均粒径は3.4μmであり、表面から0.5μmの範囲における鋼板内部の酸化物の最大径は0.01μm未満であった。
実験例75は、焼鈍工程の加熱工程において、均熱帯におけるLog(P(H2O)/P(H2))が特に大きく、表層における脱炭が過度に進行したため、硬質相の分率(V1/V2)が小さくなり、耐疲労特性が劣化した例である。加えて、母材鋼板の表層の微細化層が過度に厚くなり、めっき層の合金化(Zn−Fe合金の生成)が過度に進行し、めっき層中のFe含有量が増加したため、めっき密着性、チッピング性、パウダリング性が劣化した例である。
実験例49は、焼鈍工程の冷却工程において、760℃〜700℃間の平均冷却速度(冷却速度1)が大きく、1/4厚におけるフェライト相の体積分率が小さくなり、十分な延性が得られなかった例である。
実験例137は、焼鈍工程の冷却工程において、650℃〜500℃間の平均冷却速度(冷却速度2)が小さく、多量のパーライトが生成し、延性および穴拡げ性が劣化した例である。
実験例14は、めっき工程において、めっき浴中の有効Al濃度が極めて低く、Fe−Al合金層が形成されず、且つめっき層中のFe含有量が過度に高まり、十分なめっき密着性、チッピング性、パウダリング性、めっき外観均一性が得られなかった例である。
実験例148は、めっき工程において、めっき浴中の有効Al濃度が高く、めっき層中のAl含有量が過度に高まり、十分なめっき密着性、スポット溶接性が得られなかった例である。
実験例180は、めっき工程において、めっき後冷却速度が小さく、めっき層中のFe含有量が過度に高まり、十分なめっき密着性、チッピング性、パウダリング性が得られなかった例である。
実験例37、45、66、89、102、104、108、142、149、162は、焼鈍工程の冷却工程において、ベイナイト変態処理1を施した例であり、成形性、めっき密着性、溶接性、耐食性および耐疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られた。
実験例43は、焼鈍工程の冷却工程において、ベイナイト変態処理1を施した例であるが、処理温度が高かったため、パーライトおよび粗大セメンタイトが生成し、延性および穴拡げ性が劣化した。
実験例174は、焼鈍工程の冷却工程において、ベイナイト変態処理1を施した例であるが、処理時間が長かったため、パーライトおよび粗大セメンタイトが生成し、延性および穴拡げ性が劣化した。
実験例163は、めっき後冷却工程において、ベイナイト変態処理2を施した例であるが、処理温度が高かったため、多量の残留オーステナイトが生成し、曲げ性が損なわれた例である。
実験例5、20、48、53、62、73、76、87、94、112、129、186は、めっき後冷却工程において、再加熱処理を施した例であり、成形性、めっき密着性、溶接性、耐食性および耐疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られた。
実験例9、110、132、138、154、169は、焼鈍工程の冷却工程において、ベイナイト変態処理1を施した後、めっき後冷却工程において、ベイナイト変態処理2を施した例であり、成形性、めっき密着性、溶接性、耐食性および耐疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られた。
実験例24、34、96は、焼鈍工程の冷却工程において、ベイナイト変態処理1を施した後、めっき後冷却工程において、再加熱処理を施した例であり、成形性、めっき密着性、溶接性、耐食性および耐疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られた。
実験例59は、加工工程の曲げ−曲げ戻し加工工程において、加工に用いたロールの直径が大きく、鋼板表層部に十分にひずみが導入されなかったため、鋼板表層部に多量の残留オーステナイトが存在し、曲げ性が劣化した例である。
一方、実験例4、12は上記同様に、熱延工程における巻取温度が650℃以上であったが、酸洗工程における酸洗時間を長くすることで、鋼板幅方向における微細化層の厚みの最大値と最小値の差が2.0μm以内に好転するとともに、鋼板幅方向におけるFe−Al合金層の厚みの最大値と最小値の差が0.5μm以内に好転し、良好なめっき外観均一性が得られた。
実施例200では、巻取温度が650℃未満であったが、酸洗時間が15秒と短かったため、不均一に生成した内部酸化層を完全に除去することができず、鋼板の幅方向における微細化層の厚さの最大値と最小値の差が2.0μm超となり、さらに、鋼板幅方向におけるFe−Al合金層の厚みの最大値と最小値の差が0.5μm超であったことから、めっき外観がやや不均一であった。
Claims (5)
- 母材鋼板の少なくとも一方の側に溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、
前記母材鋼板は、質量%で、
C:0.040%〜0.280%、
Si:0.05%〜2.00%、
Mn:0.50%〜3.50%、
P:0.0001%〜0.1000%、
S:0.0001%〜0.0100%、
Al:0.001%〜1.500%、
N:0.0001%〜0.0100%、
O:0.0001%〜0.0100%、
Ti:0%〜0.150%、
Nb:0%〜0.100%、
V:0%〜0.300%、
Cr:0%〜2.00%、
Ni:0%〜2.00%、
Cu:0%〜2.00%、
Mo:0%〜2.00%、
B:0%〜0.0100%、
W:0%〜2.00%、および
Ca、Ce、Mg、Zr、La、およびREM:合計で0%〜0.0100%
を含み
残部がFeおよび不純物からなる化学成分を有し、
前記母材鋼板の全厚に対して、前記母材鋼板の表面から1/4厚を中心とした1/8厚〜3/8厚の範囲において、
フェライト相が体積分率で50%以上97%以下、
ベイナイト相とベイニティックフェライト相とフレッシュマルテンサイト相と焼戻しマルテンサイト相とのうち1種以上からなる硬質組織の合計が体積分率で3%以上、
残留オーステナイト相が体積分率で0%〜8%、
パーライト相と粗大セメンタイト相との合計が体積分率で0%〜8%であり、
前記溶融亜鉛めっき層と母材鋼板との界面から鋼板方向深さ20μmまでの表層部において、
残留オーステナイトが体積分率で0〜3%であり、
前記表層部における前記硬質組織の体積分率V1と、鋼板表面から1/4厚を中心とした1/8厚〜3/8厚の範囲における前記硬質組織の体積分率V2との比であるV1/V2を0.10以上0.90以下の範囲としたミクロ組織を有し、
前記溶融亜鉛めっき層におけるFe含有量が0%超3.0%以下であり、Al含有量が0%超1.0%以下であり、
前記溶融亜鉛めっき層と前記母材鋼板との界面に、平均厚さが0.1μm〜2.0μmであり、鋼板幅方向における最大厚さと最小厚さとの差が0.5μm以内であるFe−Al合金層を有し、
前記母材鋼板内に、前記Fe−Al合金層に直接接する微細化層を有し、前記微細化層の平均厚さが0.1μm〜5.0μm、前記微細化層内におけるフェライト相の平均粒径が0.1μm〜3.0μmであり、前記微細化層中にSiおよびMnの1種または2種以上の酸化物を含有し、前記酸化物の最大径が0.01μm〜0.4μmであり、鋼板幅方向における前記微細化層の最大厚さと最小厚さとの差が2.0μm以内であることを特徴とする、溶融亜鉛めっき鋼板。 - 前記溶融亜鉛めっき層の片面当たりのめっき付着量が10g/m2以上、100g/m2以下であることを特徴とする、請求項1に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
- 前記母材鋼板が、質量%で、
Ti:0.001%〜0.150%、
Nb:0.001%〜0.100%、および
V:0.001%〜0.300%、
からなる群から選ばれた1種または2種以上を含有することを特徴とする、請求項1または2に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。 - 前記母材鋼板が、質量%で、
Cr:0.01%〜2.00%、
Ni:0.01%〜2.00%、
Cu:0.01%〜2.00%、
Mo:0.01%〜2.00%、
B:0.0001%〜0.0100%、および
W:0.01%〜2.00%、
からなる群から選ばれた1種または2種以上を含有することを特徴とする、請求項1〜3のいずれか1項に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。 - 前記母材鋼板が、質量%で、
Ca、Ce、Mg、Zr、La、およびREMからなる群から選ばれた1種または2種以上を合計で0.0001%〜0.0100%含有することを特徴とする、請求項1〜4のいずれか1項に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
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