JP6323617B1 - 高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
鋼中の拡散性水素量を低減することにより、耐遅れ破壊特性に優れる高強度亜鉛めっき鋼板とその製造方法を提供する。特定の成分組成と、面積率で、マルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの合計が３０％以上である鋼組織と、を有する鋼板と、該鋼板の表面に形成された亜鉛めっき層と、を備え、下記の分析方法から得られる拡散性水素量が０．５０ｗｔ．ｐｐｍ以下、放出水素ピークの半価幅が７０℃以下である高強度亜鉛めっき鋼板。
Description
本発明は、自動車部品等に用いられる高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。より詳しくは、本発明は、耐遅れ破壊特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。
近年、地球環境保全の見地から、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。これに伴い、車体に使用される鋼板の高強度化により薄肉化を図り、車体そのものを軽量化しようとする動きが活発となっている。
鋼板の高強度化に伴い、遅れ破壊（水素脆性）の発生が懸念される。これまでは、耐遅れ破壊特性を向上させる技術はボルトや条鋼、厚板等の製品にのみ適用されてきた。しかし、薄板でも自動車に使用されるめっき鋼板においては、鋼板の製造過程で侵入した水素がめっきにより放出されにくく、遅れ破壊が生じる危険がある。
例えば、特許文献１は、Ｂを多量に添加することで遅れ破壊特性を改善した特許である。要約としては、質量％で、Ｃ：０．１１〜０．２０％、Ｓｉ：０．００１〜０．３５％、Ｍｎ：２．０〜３．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜１．５％、Ｔｉ：０．００１〜０．３０％、Ｎ：０．０２％以下、Ｂ：０．００２１〜０．００８０％以下を有し、場合により適量のＮｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃａ、ＲＥＭおよびＢｉの１種または２種以上をさらに含有し、かつ成分組成が式（１５×ｓｏｌ．Ａｌ＋１００×Ｔｉ数学１．５）を満足し、残留オーステナイトを７体積％以下とすることで、引張強度で１１８０ＭＰａ以上の強度で，遅れ破壊特性が良好な溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供するとある。
また、特許文献２は、成分組成が、Ｃ：０．１２〜０．２５％、Ｓｉ：１．０〜３．０％、Ｍｎ：１．５〜３．０％、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．４％以下を満たし、残部がＦｅおよび不可避不純物である鋼からなり、上記ＳｉとＣの含有比率（Ｓｉ／Ｃ）が質量比で７〜１４の範囲で、且つ、縦断面の鋼組織が、全組織に対する占積率で、１）ベイニティックフェライト：５０％以上、２）ラス状残留オーステナイト：３％以上、３）ブロック状残留オーステナイト：１％以上〜１／２×ラス状オーステナイト占積率、を満たし、４）ブロック状第２相の平均サイズが１０μｍ以下である、伸びと伸びフランジ性および溶接性が良好で耐遅れ破壊特性に優れた９８０ＭＰａ級以上の引張強度を有する高強度鋼板を提供している。
特許文献１または２で開示された技術では、試験片に曲げや引張等の応力を負荷した後、酸性の溶液に一定の時間浸漬し、鋼板に水素を侵入させることで遅れ破壊を評価している。しかし、このような試験では強制的に鋼中に水素を侵入させて評価することになり、鋼板の製造工程で侵入する水素の影響を評価できない。そこで、めっき鋼板の遅れ破壊特性を評価するために、めっきが付いたままの試験片を用いて耐遅れ破壊特性を評価する必要がある。特に、自動車用鋼板はせん断等の加工が加えられた後に使用される。せん断面が遅れ破壊を生じさせるため、せん断面からの遅れ破壊を評価する必要がある。
本発明の目的は、鋼中の拡散性水素量を低減することにより、耐遅れ破壊特性に優れる高強度亜鉛めっき鋼板とその製造方法を提供することにある。
本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意研究を重ねた。その結果、優れた耐遅れ破壊特性を得るためには、特に母材鋼中の２００℃以下の低温で動く拡散性水素量を低減する必要があることを知見した。また、炉内水素濃度等の製造条件および成分組成と鋼組織を制御することによって、鋼中の拡散性水素量を低減させ、耐遅れ破壊特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板を製造することに成功した。さらに、放出水素ピークの半価幅を狭くすることによって、せん断等で生じた鋼板損傷部への水素濃化量が低減し、耐遅れ破壊に優れることを知見した。その要旨は以下の通りである。
［１］質量％で、Ｃ：０．１０％以上０．５％以下、Ｓｉ：０．００１％以上０．５％未満、Ｍｎ：２．０％以上３．５％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０１％以上１．０％以下、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の成分組成と、面積率で、マルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの合計が３０％以上である鋼組織と、を有する鋼板と、該鋼板の表面に形成された亜鉛めっき層と、を備え、下記の分析方法から得られる拡散性水素量が０．５０ｗｔ．ｐｐｍ以下、放出水素ピークの半価幅が７０℃以下である高強度亜鉛めっき鋼板。
（分析方法）
高強度亜鉛めっき鋼板の幅中央部から，長軸長さ３０ｍｍ、短軸長さ５ｍｍの短冊上の試験板を採取する。採取後、試験板の表面のめっきをハンディルーターで完全に除去し、除去後、直ちに、昇温脱離分析装置を用いて、分析開始温度が２５℃、分析終了温度が３００℃、昇温速度が２００℃／時間の条件で水素分析し、各温度において試験板表面から放出される水素量である放出水素量（ｗｔ．ｐｐｍ／ｍｉｎ）を測定する。放出水素量と温度との関係に基づき放出水素ピークの半価幅を算出する。また、分析開始温度から２００℃までの放出水素量の合計を拡散性水素量として算出する。
（分析方法）
高強度亜鉛めっき鋼板の幅中央部から，長軸長さ３０ｍｍ、短軸長さ５ｍｍの短冊上の試験板を採取する。採取後、試験板の表面のめっきをハンディルーターで完全に除去し、除去後、直ちに、昇温脱離分析装置を用いて、分析開始温度が２５℃、分析終了温度が３００℃、昇温速度が２００℃／時間の条件で水素分析し、各温度において試験板表面から放出される水素量である放出水素量（ｗｔ．ｐｐｍ／ｍｉｎ）を測定する。放出水素量と温度との関係に基づき放出水素ピークの半価幅を算出する。また、分析開始温度から２００℃までの放出水素量の合計を拡散性水素量として算出する。
［２］前記成分組成は、さらに、質量%で、Ｎｂ：０．００１％以上０．１０％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．１０％以下、Ｖ：０．００１%以上０．３％以下のうちから選ばれる１種または２種以上の元素を含有する［１］に記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
［３］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｍｏ：０．００１％以上１．０％以下、Ｃｒ：０．００１％以上１．０％以下、Ｂ：０．００５％以下のうちから選ばれる１種または２種以上の元素を含有する［１］又は［２］に記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
［４］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．００１％以上１．０％以下、Ｎｉ：０．００１％以上１．０％以下のうちから選ばれる１種または２種の元素を含有する［１］〜［３］のいずれかに記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
［５］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｓｎ：０．２％以下、Ｓｂ：０．２％以下のうちから選ばれる１種または２種の元素を含有する［１］〜［４］のいずれかに記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
［６］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｍｇ：０．０００１％以上０．０１％以下、Ｃａ：０．０００１％以上０．０１％以下、Ｃｅ：０．０００１％以上０．０１％以下、Ｌａ：０．０００１％以上０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０００１％以上０．０１％以下のうちから選ばれる１種または２種以上の元素を含有する［１］〜［５］のいずれかに記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
［７］前記亜鉛めっき層は、溶融亜鉛めっき（ＧＩ）層、合金化溶融亜鉛めっき（ＧＡ）層、又は電気亜鉛めっき層である［１］〜［６］のいずれかに記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
［８］［１］〜［６］のいずれかに記載の成分組成を有するスラブを、８００℃以上１０００℃以下の仕上げ圧延終了温度で圧延し、７００℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、ＡＣ３点−４０℃以上の温度域に加熱し、水素濃度が２体積％以上１０体積%未満の炉内で、１０秒以上の時間保持した後、平均冷却速度が５℃／秒以上の条件で６００℃以下の冷却停止温度まで冷却する焼鈍工程と、前記焼鈍工程で得られた焼鈍板に亜鉛めっき処理を施し、室温まで冷却する亜鉛めっき工程と、前記亜鉛めっき工程で得られためっき板を、加熱温度が５０℃以上３００℃以下、５０℃以上３００℃以下の温度域の滞留時間が３０秒以上の条件で再加熱し、該再加熱後、室温まで冷却する再加熱工程と、を有する高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［９］［１］〜［６］のいずれかに記載の成分組成を有するスラブを、８００℃以上１０００℃以下の仕上げ圧延終了温度で圧延し、７００℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、酸洗し、冷間圧延する冷間圧延工程と、前記冷間圧延工程で得られた冷延鋼板を、ＡＣ３点−４０℃以上の温度域に加熱し、水素濃度が２体積％以上１０体積%未満の炉内で、１０秒以上の時間保持した後、平均冷却速度が５℃／秒以上の条件で６００℃以下の冷却停止温度まで冷却する焼鈍工程と、前記焼鈍工程で得られた焼鈍板に亜鉛めっき処理を施し、室温まで冷却する亜鉛めっき工程と、前記亜鉛めっき工程で得られためっき板を、加熱温度が５０℃以上３００℃以下、５０℃以上３００℃以下の温度域の滞留時間が３０秒以上の条件で再加熱し、該再加熱後、室温まで冷却する再加熱工程と、を有する高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［１０］［１］〜［６］のいずれかに記載の成分組成を有するスラブを、８００℃以上１０００℃以下の仕上げ圧延終了温度で圧延し、７００℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、ＡＣ３点−４０℃以上の温度域に加熱し、水素濃度が２体積％以上１０体積%未満の炉内で、１０秒以上の時間保持した後、平均冷却速度が５℃／秒以上の条件で６００℃以下の冷却停止温度まで冷却する焼鈍工程と、前記焼鈍工程で得られた焼鈍板に亜鉛めっき処理を施し、平均冷却速度が１℃／秒以上２０℃／秒以下、５０℃以上３００℃以下の温度域の滞留時間が３０秒以上の条件で室温まで冷却する亜鉛めっき工程と、を有する高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［１１］［１］〜［６］のいずれかに記載の成分組成を有するスラブを、８００℃以上１０００℃以下の仕上げ圧延終了温度で圧延し、７００℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、酸洗し、冷間圧延する冷間圧延工程と、前記冷間圧延工程で得られた冷延鋼板を、ＡＣ３点−４０℃以上の温度域に加熱し、水素濃度が２体積％以上１０体積％未満の炉内で、１０秒以上の時間保持した後、平均冷却速度が５℃／秒以上の条件で６００℃以下の冷却停止温度まで冷却する焼鈍工程と、前記焼鈍工程で得られた焼鈍板に亜鉛めっき処理を施し、平均冷却速度が１℃／秒以上２０℃／秒以下、５０℃以上３００℃以下の温度域の滞留時間が３０秒以上の条件で室温まで冷却する亜鉛めっき工程と、を有する高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［１２］前記亜鉛めっき処理は、溶融亜鉛めっき処理又は合金化溶融亜鉛めっき処理である［８］〜［１１］のいずれかに記載の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［１３］［１］〜［６］のいずれかに記載の成分組成を有するスラブを、８００℃以上１０００℃以下の仕上げ圧延終了温度で圧延し、７００℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、ＡＣ３点−４０℃以上の温度域に加熱し、水素濃度が２体積％以上１０体積%未満の炉内で、１０秒以上の時間保持した後、平均冷却速度が１℃／秒以上の条件で室温まで冷却する焼鈍工程と、前記焼鈍工程で得られた焼鈍板に電気めっき処理を施し、該電気めっき処理後に、５０℃以上３００℃以下の温度域に滞留時間３０秒以上の条件で滞留させた後、室温まで冷却する亜鉛めっき工程と、を有する高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［１４］［１］〜［６］のいずれかに記載の成分組成を有するスラブを、８００℃以上１０００℃以下の仕上げ圧延終了温度で圧延し、７００℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、酸洗し、冷間圧延する冷間圧延工程と、前記冷間圧延工程で得られた冷延鋼板を、ＡＣ３点−４０℃以上の温度域に加熱し、水素濃度が２体積％以上１０体積%未満の炉内で、１０秒以上の時間保持した後、平均冷却速度が５℃／秒以上の条件で６００℃以下の冷却停止温度まで冷却する焼鈍工程と、前記焼鈍工程で得られた焼鈍板に電気めっき処理を施し、該電気めっき処理後に、５０℃以上３００℃以下の温度域に滞留時間３０秒以上の条件で滞留させた後、室温まで冷却する亜鉛めっき工程と、を有する高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［１５］［１］〜［６］のいずれかに記載の成分組成を有するスラブを、８００℃以上１０００℃以下の仕上げ圧延終了温度で圧延し、７００℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、ＡＣ３点−４０℃以上の温度域に加熱し、水素濃度が２体積％以上１０体積%未満の炉内で、１０秒以上の時間保持した後、平均冷却速度が５℃／秒以上の条件で６００℃以下の冷却停止温度まで冷却する焼鈍工程と、前記焼鈍工程で得られた焼鈍板に電気亜鉛めっき処理を施し、室温まで冷却する亜鉛めっき工程と、前記亜鉛めっき工程で得られためっき板を、加熱温度が５０℃以上３００℃以下、５０℃以上３００℃以下の温度域の滞留時間が３０秒以上の条件で再加熱し、該再加熱後、室温まで冷却する再加熱工程と、を有する高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［１６］［１］〜［６］のいずれかに記載の成分組成を有するスラブを、８００℃以上１０００℃以下の仕上げ圧延終了温度で圧延し、７００℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、酸洗し、冷間圧延する冷間圧延工程と、前記冷間圧延工程で得られた冷延鋼板を、ＡＣ３点−４０℃以上の温度域に加熱し、水素濃度が２体積％以上１０体積%未満の炉内で、１０秒以上の時間保持した後、平均冷却速度が５℃／秒以上の条件で６００℃以下の冷却停止温度まで冷却する焼鈍工程と、前記焼鈍工程で得られた焼鈍板に電気亜鉛めっき処理を施し、室温まで冷却する亜鉛めっき工程と、前記亜鉛めっき工程で得られためっき板を、加熱温度が５０℃以上３００℃以下、５０℃以上３００℃以下の温度域の滞留時間が３０秒以上の条件で再加熱し、該再加熱後、室温まで冷却する再加熱工程と、を有する高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
本発明は、炉内の水素濃度を調整し、成分組成や鋼組織、製造条件を制御することにより、鋼中の拡散性水素量を低減させる。特定の成分組成と特定の鋼組織に調整され、拡散性水素量が０．５ｗｔ．ｐｐｍ以下かつ放出水素ピークの半価幅が７０℃以下であることにより、耐遅れ破壊特性に優れ、引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度亜鉛めっき鋼板になる。本発明の高強度亜鉛めっき鋼板を自動車構造部材に適用することにより、自動車用鋼板の高強度化と耐遅れ破壊特性向上との両立が可能となる。即ち、本発明により、自動車車体が高性能化する。
以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
本発明の高強度亜鉛めっき鋼板は、鋼板と、その鋼板上に形成される亜鉛めっき層と、を備える。先ず、鋼板について、成分組成、鋼組織の順で説明し、その後、亜鉛めっき層を説明し、最後に、高強度亜鉛めっき鋼板の性質である拡散性水素量と放出水素ピークの半価幅を説明する。なお、本発明の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法については、高強度亜鉛めっき鋼板を説明した後に説明する。
Ｃ：０．１０％以上０．５％以下
Ｃは、鋼板の強度に大きく影響を及ぼすため、ある程度添加する必要がある。また、Ｃは変態点を低下させる元素であるため、Ｃを含有することで、より低温でオーステナイト焼鈍を行うことができ、引張強度を低下させるフェライトの生成を抑制するのに非常に有効である。Ｃ含有量が０．１０％未満では、製造条件の最適化を図ったとしても、９８０ＭＰａ以上の引張強度に達しない。したがって、Ｃ含有量は０．１０％以上、好ましくは０．１２％以上である。より好ましくは０．１４％以上である。さらに好ましくは０．１６％以上である。一方、Ｃ含有量が０．５％超では、自動車鋼板には必須である溶接性を低下させ、耐遅れ破壊特性も低下させる。したがって、Ｃ含有量は０．５％以下とする。好ましくは０．４％以下とする。より好ましくは０．３５％以下とする。さらに好ましくは０．３０％以下とする。
Ｃは、鋼板の強度に大きく影響を及ぼすため、ある程度添加する必要がある。また、Ｃは変態点を低下させる元素であるため、Ｃを含有することで、より低温でオーステナイト焼鈍を行うことができ、引張強度を低下させるフェライトの生成を抑制するのに非常に有効である。Ｃ含有量が０．１０％未満では、製造条件の最適化を図ったとしても、９８０ＭＰａ以上の引張強度に達しない。したがって、Ｃ含有量は０．１０％以上、好ましくは０．１２％以上である。より好ましくは０．１４％以上である。さらに好ましくは０．１６％以上である。一方、Ｃ含有量が０．５％超では、自動車鋼板には必須である溶接性を低下させ、耐遅れ破壊特性も低下させる。したがって、Ｃ含有量は０．５％以下とする。好ましくは０．４％以下とする。より好ましくは０．３５％以下とする。さらに好ましくは０．３０％以下とする。
Ｓｉ：０．００１％以上０．５％未満
Ｓｉは、鋼板における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。その作用を得るために、Ｓｉ含有量を０．００１％以上にする。好ましくは０．０１０％以上、より好ましくは０．０３０％以上である。さらに好ましくは０．０６０％以上である。Ｓｉ含有量が０．５％以上となると、焼鈍時に鋼板表面にＳｉ酸化物が生成しやすくなり、めっき性を低下させる。したがって、Ｓｉ含有量は０．５％未満とする。好ましくは０．３％以下、より好ましくは０．２％以下、さらに好ましくは０．１５％以下とする。
Ｓｉは、鋼板における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。その作用を得るために、Ｓｉ含有量を０．００１％以上にする。好ましくは０．０１０％以上、より好ましくは０．０３０％以上である。さらに好ましくは０．０６０％以上である。Ｓｉ含有量が０．５％以上となると、焼鈍時に鋼板表面にＳｉ酸化物が生成しやすくなり、めっき性を低下させる。したがって、Ｓｉ含有量は０．５％未満とする。好ましくは０．３％以下、より好ましくは０．２％以下、さらに好ましくは０．１５％以下とする。
Ｍｎ：２．０％以上３．５％以下
Ｍｎは、固溶強化元素として鋼板の引張強度を上昇させる元素である。また、Ｍｎは、焼入れ性も高める効果を有するため、Ｍｎを含有することで、焼鈍中の冷却過程においてフェライトの生成を抑制することができる。Ｍｎ含有量が２．０％未満では、フェライトの生成量が多くなり、９８０ＭＰａ以上の引張強度に達しない。したがって、Ｍｎ含有量は２．０％以上とする。好ましくは２．１％以上、より好ましくは２．２％以上、さらに好ましくは２．３％以上である。一方、Ｍｎ含有量が３．５％超となると、粒界へのＰの偏析を助長し、耐遅れ破壊特性を低下させる。したがって、Ｍｎ含有量は３．５％以下とする。好ましくは３．０％以下、より好ましくは２．８％以下、さらに好ましくは２．６％以下とする。
Ｍｎは、固溶強化元素として鋼板の引張強度を上昇させる元素である。また、Ｍｎは、焼入れ性も高める効果を有するため、Ｍｎを含有することで、焼鈍中の冷却過程においてフェライトの生成を抑制することができる。Ｍｎ含有量が２．０％未満では、フェライトの生成量が多くなり、９８０ＭＰａ以上の引張強度に達しない。したがって、Ｍｎ含有量は２．０％以上とする。好ましくは２．１％以上、より好ましくは２．２％以上、さらに好ましくは２．３％以上である。一方、Ｍｎ含有量が３．５％超となると、粒界へのＰの偏析を助長し、耐遅れ破壊特性を低下させる。したがって、Ｍｎ含有量は３．５％以下とする。好ましくは３．０％以下、より好ましくは２．８％以下、さらに好ましくは２．６％以下とする。
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、通常、不純物元素として不可避的に含有される。Ｐは旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させる作用により、鋼板損傷部における亀裂発生を助長する。その結果、亀裂先端の拡散性水素濃度が高くなり、耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、Ｐ含有量は極力少ない方がよく、含まなくてもよい（０％でもよい）。本発明ではＰ含有量を０．０５％以下とする。好ましくは０．０３％以下とする。より好ましくは０．０２％以下とする。なお、製造コストを考慮すると、Ｐ含有量は０．００１％以上が好ましい。より好ましくは０．００５％以上である。
Ｐは、通常、不純物元素として不可避的に含有される。Ｐは旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させる作用により、鋼板損傷部における亀裂発生を助長する。その結果、亀裂先端の拡散性水素濃度が高くなり、耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、Ｐ含有量は極力少ない方がよく、含まなくてもよい（０％でもよい）。本発明ではＰ含有量を０．０５％以下とする。好ましくは０．０３％以下とする。より好ましくは０．０２％以下とする。なお、製造コストを考慮すると、Ｐ含有量は０．００１％以上が好ましい。より好ましくは０．００５％以上である。
Ｓ：０．０２０％以下
Ｓは、通常、不純物元素として不可避的に含まれる。Ｓは鋼中にＭｎＳ介在物を形成させ、これが粗大化することによって、鉄母相とＭｎＳ介在物界面の拡散性水素濃度が高くなり、耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、Ｓ含有量は極力少ない方がよく、含まなくてもよい（０％でもよい）。本発明ではＳ含有量を０．０２０％以下、好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００８％以下とする。なお、製造コストを考慮すると、Ｓ含有量は０．０００５％以上が好ましい。より好ましくは０．００１％以上である。
Ｓは、通常、不純物元素として不可避的に含まれる。Ｓは鋼中にＭｎＳ介在物を形成させ、これが粗大化することによって、鉄母相とＭｎＳ介在物界面の拡散性水素濃度が高くなり、耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、Ｓ含有量は極力少ない方がよく、含まなくてもよい（０％でもよい）。本発明ではＳ含有量を０．０２０％以下、好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００８％以下とする。なお、製造コストを考慮すると、Ｓ含有量は０．０００５％以上が好ましい。より好ましくは０．００１％以上である。
Ａｌ：０．０１％以上１．０％以下
Ａｌは、脱酸剤として含まれる元素である。この作用を得るために、Ａｌ含有量を０．０１％以上とする。好ましくは０．０２％以上、より好ましくは０．０３％以上である。一方、Ａｌ含有量が１．０％超となると、鋼の清浄度を低下させ、さらにアルミナ等の介在物が増加し粗大化する。これにより、鉄母相とアルミナ等の介在物界面の拡散性水素濃度が高くなり、耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、良好な耐遅れ破壊特性を得るためには、Ａｌ含有量は１．０％以下とする。好ましくは０．７％以下、より好ましくは０．５％以下である。
Ａｌは、脱酸剤として含まれる元素である。この作用を得るために、Ａｌ含有量を０．０１％以上とする。好ましくは０．０２％以上、より好ましくは０．０３％以上である。一方、Ａｌ含有量が１．０％超となると、鋼の清浄度を低下させ、さらにアルミナ等の介在物が増加し粗大化する。これにより、鉄母相とアルミナ等の介在物界面の拡散性水素濃度が高くなり、耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、良好な耐遅れ破壊特性を得るためには、Ａｌ含有量は１．０％以下とする。好ましくは０．７％以下、より好ましくは０．５％以下である。
Ｎ：０．０１０％以下
Ｎ含有量が増加するとＡｌＮとして消費されるＡｌの量が多くなり、Ａｌを含有することにより得られる効果が小さくなる。また、Ｎ含有量が増加すると、ＡｌＮが増加し粗大化することによって、鉄母相とＡｌＮ界面の拡散性水素濃度が高くなり、耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、Ｎ含有量は極力少ない方がよく、含まなくてもよい（０％でもよい）。本発明ではＮ含有量を０．０１０％以下、好ましくは０．００７％以下とする。より好ましくは０．００５％以下とする。なお、製造コストを考慮すると、Ｎ含有量は０．０００１％以上が好ましい。より好ましくは０．００１％以上である。
Ｎ含有量が増加するとＡｌＮとして消費されるＡｌの量が多くなり、Ａｌを含有することにより得られる効果が小さくなる。また、Ｎ含有量が増加すると、ＡｌＮが増加し粗大化することによって、鉄母相とＡｌＮ界面の拡散性水素濃度が高くなり、耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、Ｎ含有量は極力少ない方がよく、含まなくてもよい（０％でもよい）。本発明ではＮ含有量を０．０１０％以下、好ましくは０．００７％以下とする。より好ましくは０．００５％以下とする。なお、製造コストを考慮すると、Ｎ含有量は０．０００１％以上が好ましい。より好ましくは０．００１％以上である。
また、上記成分組成は、本発明の効果を損なわない範囲で以下の任意成分を含有させることができる。
Ｎｂ：０．００１％以上０．１０％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．１０％以下、Ｖ：０．００１％以上０．３％以下
これらの元素は、引張強度を高める作用を有すると同時に、炭化物を微細に析出させることで水素のトラップサイトを分散させ、耐遅れ破壊特性を向上させる効果を持つ。各元素とも、含有量が０．００１％未満では上記のような作用を有効に発揮できない。また、各元素とも、各規定の上限値を超過すると、粗大な炭化物を生成することによって、鉄母相と炭化物界面の拡散性水素濃度が高くなり、耐遅れ破壊特性が低下する。上記元素は単独での含有、２種以上での含有、どちらでもかまわない。下限の好ましい含有量について、Ｎｂは０．０１０％以上が好ましく、より好ましくは０．０２０％以上である。さらに好ましくは０．０２５％以上である。Ｔｉは０．０１０％以上が好ましく、より好ましくは０．０１５％以上である。さらに好ましくは０．０２０％以上である。Ｖは０．０１０％以上が好ましく、より好ましくは０．０２０％以上である。上限の好ましい範囲について、Ｎｂは０．０８０％以下が好ましく、より好ましくは０．０７０％以下である。さらに好ましくは０．０６５％以下である。Ｔｉは０．０９０％以下が好ましく、より好ましくは０．０７０％以下である。さらに好ましくは０．０６５％以下である。Ｖは０．０６０％以下が好ましく、より好ましくは０．０４０％以下である。さらに好ましくは０．０３５％以下である。
これらの元素は、引張強度を高める作用を有すると同時に、炭化物を微細に析出させることで水素のトラップサイトを分散させ、耐遅れ破壊特性を向上させる効果を持つ。各元素とも、含有量が０．００１％未満では上記のような作用を有効に発揮できない。また、各元素とも、各規定の上限値を超過すると、粗大な炭化物を生成することによって、鉄母相と炭化物界面の拡散性水素濃度が高くなり、耐遅れ破壊特性が低下する。上記元素は単独での含有、２種以上での含有、どちらでもかまわない。下限の好ましい含有量について、Ｎｂは０．０１０％以上が好ましく、より好ましくは０．０２０％以上である。さらに好ましくは０．０２５％以上である。Ｔｉは０．０１０％以上が好ましく、より好ましくは０．０１５％以上である。さらに好ましくは０．０２０％以上である。Ｖは０．０１０％以上が好ましく、より好ましくは０．０２０％以上である。上限の好ましい範囲について、Ｎｂは０．０８０％以下が好ましく、より好ましくは０．０７０％以下である。さらに好ましくは０．０６５％以下である。Ｔｉは０．０９０％以下が好ましく、より好ましくは０．０７０％以下である。さらに好ましくは０．０６５％以下である。Ｖは０．０６０％以下が好ましく、より好ましくは０．０４０％以下である。さらに好ましくは０．０３５％以下である。
Ｍｏ：０．００１％以上１．０％以下、Ｃｒ：０．００１％以上１．０％以下、Ｂ：０．００５％以下
これらの元素は、焼入れ性を高め、焼鈍中のフェライトの生成を抑制し、引張強度を高める作用を有する元素である。その作用を得るために、各規定の下限値以上の含有量が必要である。また、各元素とも、各規定の上限値を超過させると析出物や介在物が増加し、粗大化することによって、鉄母相と析出物や介在物との界面の拡散性水素濃度が高くなり、耐遅れ破壊特性が低下する。そこで、各規定の上限値以下の含有量とする。下限の好ましい含有量について、Ｍｏは０．０５％以上が好ましく、より好ましくは０．１０％以上である。Ｃｒは０．０５％以上が好ましく、より好ましくは０．１０％以上である。Ｂは０．０００８％以上が好ましく、より好ましくは０．００１０％以上である。上限の好ましい含有量について、Ｍｏは０．５０％以下が好ましく、より好ましくは０．４０％以下である。Ｃｒは０．７０％以下が好ましく、より好ましくは０．６０％以下である。Ｂは０．００３０％以下が好ましく、より好ましくは０．００２０％以下である。上記元素は単独での含有、２種以上での含有どちらでもかまわない。
これらの元素は、焼入れ性を高め、焼鈍中のフェライトの生成を抑制し、引張強度を高める作用を有する元素である。その作用を得るために、各規定の下限値以上の含有量が必要である。また、各元素とも、各規定の上限値を超過させると析出物や介在物が増加し、粗大化することによって、鉄母相と析出物や介在物との界面の拡散性水素濃度が高くなり、耐遅れ破壊特性が低下する。そこで、各規定の上限値以下の含有量とする。下限の好ましい含有量について、Ｍｏは０．０５％以上が好ましく、より好ましくは０．１０％以上である。Ｃｒは０．０５％以上が好ましく、より好ましくは０．１０％以上である。Ｂは０．０００８％以上が好ましく、より好ましくは０．００１０％以上である。上限の好ましい含有量について、Ｍｏは０．５０％以下が好ましく、より好ましくは０．４０％以下である。Ｃｒは０．７０％以下が好ましく、より好ましくは０．６０％以下である。Ｂは０．００３０％以下が好ましく、より好ましくは０．００２０％以下である。上記元素は単独での含有、２種以上での含有どちらでもかまわない。
Ｃｕ：０．００１％以上１．０％以下、Ｎｉ：０．００１％以上１．０％以下
これらの元素には腐食抑制効果があり、表面に濃化して水素の侵入を抑え、遅れ破壊を抑制する効果を持つ。そのような作用を得るためには、各規定の下限値以上が必要である。しかしながら、各元素とも、各規定の上限値を超過させてもその効果が飽和するため、コスト削減の観点から各元素とも各規定の上限値以下とする。下限の好ましい含有量について、Ｃｕは０．０１％以上が好ましく、より好ましくは０．０２％以上である。さらに好ましくは０．０５％以上である。Ｎｉは０．０１％以上が好ましく、より好ましくは０．０２％以上である。さらに好ましくは０．０５％以上である。上限の好ましい含有量について、Ｃｕは０．８０％以下が好ましく、より好ましくは０．６０％以下である。Ｎｉは０．６０％以下が好ましく、より好ましくは０．４０％以下である。
これらの元素には腐食抑制効果があり、表面に濃化して水素の侵入を抑え、遅れ破壊を抑制する効果を持つ。そのような作用を得るためには、各規定の下限値以上が必要である。しかしながら、各元素とも、各規定の上限値を超過させてもその効果が飽和するため、コスト削減の観点から各元素とも各規定の上限値以下とする。下限の好ましい含有量について、Ｃｕは０．０１％以上が好ましく、より好ましくは０．０２％以上である。さらに好ましくは０．０５％以上である。Ｎｉは０．０１％以上が好ましく、より好ましくは０．０２％以上である。さらに好ましくは０．０５％以上である。上限の好ましい含有量について、Ｃｕは０．８０％以下が好ましく、より好ましくは０．６０％以下である。Ｎｉは０．６０％以下が好ましく、より好ましくは０．４０％以下である。
Ｓｎ：０．２％以下、Ｓｂ：０．２％以下
ＳｎやＳｂは鋼板表面の窒化、酸化により生じる鋼板表面の脱炭を抑制する元素である。脱炭を抑制することで鋼板表面においてマルテンサイト生成量の減少を防止し、引張強度の低下を防ぐ。しかしながら、各々の含有量が０．２％超となると介在物が粗大化し、鉄母相と介在物界面の拡散性水素濃度が高くなり、耐遅れ破壊特性が低下する。そこで、各規定の上限値以下とする。下限の好ましい含有量について、Ｓｎは０．００５％以上が好ましく、より好ましくは０．０１０％以上である。Ｓｂは０．００５％以上が好ましく、より好ましくは０．０１０％以上である。上限の好ましい範囲について、Ｓｎは０．０４％以下が好ましく、より好ましくは０．０２％以下である。Ｓｂは０．０５％以下が好ましく、より好ましくは０．０３％以下である。上記元素は単独での含有、２種での含有どちらでもかまわない。
ＳｎやＳｂは鋼板表面の窒化、酸化により生じる鋼板表面の脱炭を抑制する元素である。脱炭を抑制することで鋼板表面においてマルテンサイト生成量の減少を防止し、引張強度の低下を防ぐ。しかしながら、各々の含有量が０．２％超となると介在物が粗大化し、鉄母相と介在物界面の拡散性水素濃度が高くなり、耐遅れ破壊特性が低下する。そこで、各規定の上限値以下とする。下限の好ましい含有量について、Ｓｎは０．００５％以上が好ましく、より好ましくは０．０１０％以上である。Ｓｂは０．００５％以上が好ましく、より好ましくは０．０１０％以上である。上限の好ましい範囲について、Ｓｎは０．０４％以下が好ましく、より好ましくは０．０２％以下である。Ｓｂは０．０５％以下が好ましく、より好ましくは０．０３％以下である。上記元素は単独での含有、２種での含有どちらでもかまわない。
Ｍｇ：０．０００１％以上０．０１％以下、Ｃａ：０．０００１％以上０．０１％以下、Ｃｅ：０．０００１％以上０．０１％以下、Ｌａ：０．０００１％以上０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０００１％以上０．０１％以下
これらの元素は、介在物を微細化し、鉄母相と介在物界面の鋼中拡散性水素濃度を低減することにより、耐遅れ破壊特性を上昇させる効果を有する元素である。その作用を得るためには０．０００１％以上の含有量が必要である。いずれの元素も好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．００１０％以上である。また、０．０１％超となると介在物が粗大化し、鉄母相と介在物界面の拡散性水素濃度が高くなることで、耐遅れ破壊特性が低下する。いずれの元素も好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００３％以下である。上記元素は単独での含有、２種以上での含有どちらでもかまわない。
これらの元素は、介在物を微細化し、鉄母相と介在物界面の鋼中拡散性水素濃度を低減することにより、耐遅れ破壊特性を上昇させる効果を有する元素である。その作用を得るためには０．０００１％以上の含有量が必要である。いずれの元素も好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．００１０％以上である。また、０．０１％超となると介在物が粗大化し、鉄母相と介在物界面の拡散性水素濃度が高くなることで、耐遅れ破壊特性が低下する。いずれの元素も好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００３％以下である。上記元素は単独での含有、２種以上での含有どちらでもかまわない。
以上以外の残部はＦｅ及び不可避的不純物である。なお、上記任意成分を下限値未満で含んでも本発明の効果を害さないため、下限値未満の任意成分は不可避的不純物として含まれるものとする。
続いて鋼組織について説明する。
マルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率：３０％以上
鋼板の引張強度を高めるためには、その鋼板を構成する鋼組織がマルテンサイトや焼戻しマルテンサイトを含む必要がある。鋼組織全体に対するマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの面積率が３０％未満では、９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。したがって、マルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの面積率は合計で３０％以上、好ましくは４０％以上とする。また、焼戻しマルテンサイトとマルテンサイトの割合は要求特性に合わせて制御すればよい。本発明において、マルテンサイトとは低温（マルテンサイト変態点以下）でオーステナイトから生成した硬質な組織を指し、焼戻しマルテンサイトはマルテンサイトを再加熱した時に焼戻される組織を指す。マルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率の上限は特に限定されないが、８０％以下が好ましく、より好ましくは７０％以下である。なお、マルテンサイトと焼戻しマルテンサイトそれぞれの含有量は特に限定されない。通常、マルテンサイトの面積率は２０％以下であることが多い。焼戻しマルテンサイトの面積率は３０％以上であることが多い。焼戻しマルテンサイトの面積率の上限は、例えば、４４％以下、３５％以下、さらには３０％未満である。
鋼板の引張強度を高めるためには、その鋼板を構成する鋼組織がマルテンサイトや焼戻しマルテンサイトを含む必要がある。鋼組織全体に対するマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの面積率が３０％未満では、９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。したがって、マルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの面積率は合計で３０％以上、好ましくは４０％以上とする。また、焼戻しマルテンサイトとマルテンサイトの割合は要求特性に合わせて制御すればよい。本発明において、マルテンサイトとは低温（マルテンサイト変態点以下）でオーステナイトから生成した硬質な組織を指し、焼戻しマルテンサイトはマルテンサイトを再加熱した時に焼戻される組織を指す。マルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率の上限は特に限定されないが、８０％以下が好ましく、より好ましくは７０％以下である。なお、マルテンサイトと焼戻しマルテンサイトそれぞれの含有量は特に限定されない。通常、マルテンサイトの面積率は２０％以下であることが多い。焼戻しマルテンサイトの面積率は３０％以上であることが多い。焼戻しマルテンサイトの面積率の上限は、例えば、４４％以下、３５％以下、さらには３０％未満である。
その他の組織は特に限定はせず、マルテンサイトと焼戻しマルテンサイト以外にフェライト、パーライトおよびベイナイトを含んでもよい。本発明において、フェライトとは比較的高温でのオーステナイトからの変態により生成し、ＢＣＣ格子の結晶粒からなる組織である。パーライトとはフェライト及びセメンタイトからなる層状組織を指し、ベイナイトとは比較的低温（マルテンサイト変態点以上）でオーステナイトから生成し、針状又は板状のフェライト中に微細な炭化物が分散した硬質な組織を指す。なお、フェライトの面積率は強度確保の観点から２０％以下が好ましく、より好ましくは１９％，さらに好ましくは１０％以下である。フェライトの面積率の下限は特に限定されないが、通常、１％以上であることが多い。ベイナイトとパーライトの合計面積率は７０％以下が好ましく、より好ましくは６０％以下である。ベイナイトとパーライトの合計面積率の下限は特に限定されないが、３５％以上であることが多い。
続いて、亜鉛めっき層について説明する。
亜鉛めっき層は、特に限定されない。本発明では、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、電気亜鉛めっき層が好ましい。亜鉛めっき層の組成も特に限定されず、一般的なものであればよい。一般的には、Ｆｅ：０質量％以上２０質量％以下、Ａｌ：０質量％以上１．０質量％以下を含有し、さらに、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、ＲＥＭから選択する１種または２種以上を合計で０質量％以上３．５質量％以下含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる組成である。このように、Ｚｎ以外の成分を含んでもよいし、含まなくてもよい。Ｚｎ以外の成分を含むめっきとしては、例えば、Ｚｎ−Ｎｉ電気めっき、溶融亜鉛−アルミニウムめっき、溶融亜鉛−アルミニウム−マグネシウムめっき等が挙げられる。
続いて、高強度亜鉛めっき鋼板の性質である拡散性水素量と放出水素ピークの半価幅について説明する。
鋼板中の拡散性水素量が０．５０ｗｔ．ｐｐｍ以下（０ｗｔ．ｐｐｍを含む）
本発明において拡散性水素量とは、めっきを除去した後、昇温脱離分析装置を用いて２００℃／ｈｒの昇温速度で昇温した時の、２００℃までの累積放出水素量のことである。詳しくは、実施例に記載の方法で得られる拡散性水素量である。鋼中の拡散性水素量が０．５０ｗｔ．ｐｐｍ超では目的の耐遅れ破壊特性が得られない。したがって、鋼中の拡散性水素量は０．５０ｗｔ．ｐｐｍ以下とする。好ましくは０．４５ｗｔ．ｐｐｍ以下、より好ましくは０．４０ｗｔ．ｐｐｍ以下とする。下限について特に限定されないが、通常、０．０１ｗｔ．ｐｐｍ以上や０．０５ｗｔ．ｐｐｍ以上や０．１０ｗｔ．ｐｐｍ以上や０．２０ｗｔ．ｐｐｍ以上であることが多い。
本発明において拡散性水素量とは、めっきを除去した後、昇温脱離分析装置を用いて２００℃／ｈｒの昇温速度で昇温した時の、２００℃までの累積放出水素量のことである。詳しくは、実施例に記載の方法で得られる拡散性水素量である。鋼中の拡散性水素量が０．５０ｗｔ．ｐｐｍ超では目的の耐遅れ破壊特性が得られない。したがって、鋼中の拡散性水素量は０．５０ｗｔ．ｐｐｍ以下とする。好ましくは０．４５ｗｔ．ｐｐｍ以下、より好ましくは０．４０ｗｔ．ｐｐｍ以下とする。下限について特に限定されないが、通常、０．０１ｗｔ．ｐｐｍ以上や０．０５ｗｔ．ｐｐｍ以上や０．１０ｗｔ．ｐｐｍ以上や０．２０ｗｔ．ｐｐｍ以上であることが多い。
放出水素ピークの半価幅が７０℃以下
放出水素ピークの半価幅とは、鋼板を昇温した時に生じる放出水素ピーク値の半分の値における温度の最大値と最小値の差である。具体的には実施例に記載の方法で得られる放出水素ピークの半価幅である。鋼中の拡散性水素量が０．５０ｗｔ．ｐｐｍ以下と少ない場合においても、この半価幅が７０℃超と広い場合には、低温つまり低エネルギーで拡散する拡散性水素が多い。その結果、応力が集中する鋼板損傷部の水素濃度が高まりやすくなり、亀裂進展が助長されて、耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、放出水素ピークの半価幅は７０℃以下、好ましくは６５℃以下、より好ましくは６０℃以下とする。放出水素ピークの半価幅の下限は特に限定されないが、通常、１０℃以上や２０℃以上であることが多い。
放出水素ピークの半価幅とは、鋼板を昇温した時に生じる放出水素ピーク値の半分の値における温度の最大値と最小値の差である。具体的には実施例に記載の方法で得られる放出水素ピークの半価幅である。鋼中の拡散性水素量が０．５０ｗｔ．ｐｐｍ以下と少ない場合においても、この半価幅が７０℃超と広い場合には、低温つまり低エネルギーで拡散する拡散性水素が多い。その結果、応力が集中する鋼板損傷部の水素濃度が高まりやすくなり、亀裂進展が助長されて、耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、放出水素ピークの半価幅は７０℃以下、好ましくは６５℃以下、より好ましくは６０℃以下とする。放出水素ピークの半価幅の下限は特に限定されないが、通常、１０℃以上や２０℃以上であることが多い。
続いて、高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法を説明する。高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法は、熱間圧延工程と、必要に応じて行われる冷間圧延工程と、焼鈍工程と、亜鉛めっき工程と、必要に応じて行われる再加熱工程と、を有する。以下、各工程について説明する。なお、以下の説明において、温度は特に断らない限り鋼板表面温度とする。鋼板表面温度は放射温度計等を用いて測定できる。
熱間圧延工程とは、上記成分組成を有するスラブを、８００℃以上１０００℃以下の仕上げ圧延終了温度で圧延し、７００℃以下の巻取温度で巻き取る工程である。
使用するスラブは、成分のマクロ偏析を防止すべく連続鋳造法で製造することが好ましい。スラブは、造塊法、薄スラブ鋳造法によっても製造することが可能である。
この熱間圧延に供するスラブの温度は１０００℃以上が好ましい。スラブの温度が１０００℃未満の場合には、仕上げ圧延時、温度の確保が困難であり、温度の減少によって圧延荷重が増加し、所定の厚さまで十分に圧延を行うことができない。したがって、スラブの温度は１０００℃以上が好ましい。
仕上げ圧延終了温度：８００℃以上１０００℃以下
仕上げ圧延終了温度は８００℃以上１０００℃以下とする。仕上げ圧延終了温度が８００℃未満では、圧延荷重が高くなり圧延機に負担がかかるのみならず鋼板の内部の品質も低下する可能性がある。したがって、仕上げ圧延終了温度は８００℃以上、好ましくは８５０℃以上とする。また、巻取温度までの冷却が困難になるため、仕上げ圧延終了温度は１０００℃以下とする。好ましくは９５０℃以下とする。
仕上げ圧延終了温度は８００℃以上１０００℃以下とする。仕上げ圧延終了温度が８００℃未満では、圧延荷重が高くなり圧延機に負担がかかるのみならず鋼板の内部の品質も低下する可能性がある。したがって、仕上げ圧延終了温度は８００℃以上、好ましくは８５０℃以上とする。また、巻取温度までの冷却が困難になるため、仕上げ圧延終了温度は１０００℃以下とする。好ましくは９５０℃以下とする。
巻取温度：７００℃以下
圧延後、冷却された鋼板を７００℃以下の温度で巻き取る。巻取温度が７００℃超では、地鉄表面が脱炭するおそれがあり、鋼板内部と表面で組織差が生じ合金濃度ムラの原因となる。したがって、巻取温度は７００℃以下、好ましくは６５０℃以下とする。巻取温度の下限は特に限定されないが、冷間圧延性の低下を防ぐために４５０℃以上が好ましい。
圧延後、冷却された鋼板を７００℃以下の温度で巻き取る。巻取温度が７００℃超では、地鉄表面が脱炭するおそれがあり、鋼板内部と表面で組織差が生じ合金濃度ムラの原因となる。したがって、巻取温度は７００℃以下、好ましくは６５０℃以下とする。巻取温度の下限は特に限定されないが、冷間圧延性の低下を防ぐために４５０℃以上が好ましい。
上記熱間圧延工程後、必要に応じて、冷間圧延工程を行う。冷間圧延工程とは、熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、酸洗し、冷間圧延する工程である。
酸洗の条件は特に限定はされない。また、冷間圧延の圧下率は特に限定されないが、圧下率が２０％未満の場合、表面の平坦度が悪く、組織が不均一となる危険性があるため、圧下率は２０％以上とするのが好ましい。また、圧下率の上限は特に限定されないが、本発明では、７０％以下とすることが多い。なお、鋼組織や機械的特性で本発明を満たせば、冷間圧延工程は省略しても構わない。
上記冷間圧延工程後、冷間圧延工程を行わない場合には熱間圧延工程後、焼鈍工程を行う。焼鈍工程は、熱延鋼板又は冷延鋼板を、ＡＣ３点−４０℃以上の温度域に加熱し、水素濃度が２体積％以上１０体積％未満の炉内で、１０秒以上の時間保持した後、６００℃までの平均冷却速度が５℃／秒以上の条件で冷却する工程である。
焼鈍温度：ＡＣ３点−４０℃以上
焼鈍温度がＡＣ３点−４０℃未満では、フェライト含有量が過剰となり、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有する鋼板を得ることが難しくなる。したがって、焼鈍温度はＡＣ３点−４０℃以上とする。好ましくはＡＣ３点−２０℃以上である。焼鈍温度の上限は特に限定されないが、オーステナイト粒径の粗大化を抑制する観点から、焼鈍温度は９００℃以下が好ましい。
焼鈍温度がＡＣ３点−４０℃未満では、フェライト含有量が過剰となり、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有する鋼板を得ることが難しくなる。したがって、焼鈍温度はＡＣ３点−４０℃以上とする。好ましくはＡＣ３点−２０℃以上である。焼鈍温度の上限は特に限定されないが、オーステナイト粒径の粗大化を抑制する観点から、焼鈍温度は９００℃以下が好ましい。
炉内の水素濃度：２体積％以上１０体積％未満
炉内の水素濃度が２体積％未満では、焼鈍時の水素による還元効果が低減し、酸化物が鋼板表面に生成する。その結果、亜鉛めっきを付着させることが困難となる。したがって、炉内の水素濃度は２体積％以上、好ましくは５体積％以上とする。一方、炉内の水素濃度が１０体積％以上では、拡散性水素量が０．５０ｗｔ．ｐｐｍ超となり、耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、炉内水素濃度は１０体積％未満、好ましくは９体積％未満とする。
炉内の水素濃度が２体積％未満では、焼鈍時の水素による還元効果が低減し、酸化物が鋼板表面に生成する。その結果、亜鉛めっきを付着させることが困難となる。したがって、炉内の水素濃度は２体積％以上、好ましくは５体積％以上とする。一方、炉内の水素濃度が１０体積％以上では、拡散性水素量が０．５０ｗｔ．ｐｐｍ超となり、耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、炉内水素濃度は１０体積％未満、好ましくは９体積％未満とする。
保持時間：１０秒以上
焼鈍温度での保持時間は１０秒以上とする。保持時間が１０秒未満となると、炭化物の溶解とオーステナイト変態が十分に進行しないため、鋼組織にフェライトが残存しやすくなり、９８０ＭＰａ以上の引張強度にすることが難しくなる。したがって、焼鈍温度での保持時間は１０秒以上、好ましくは２０秒以上とする。焼鈍温度での保持時間の上限は特に限定されないが、オーステナイト粒径の粗大化を抑制する観点から、焼鈍温度での保持時間は１２００秒以下とするのが好ましい。より好ましくは３００秒以下、さらに好ましくは１００秒以下である。
焼鈍温度での保持時間は１０秒以上とする。保持時間が１０秒未満となると、炭化物の溶解とオーステナイト変態が十分に進行しないため、鋼組織にフェライトが残存しやすくなり、９８０ＭＰａ以上の引張強度にすることが難しくなる。したがって、焼鈍温度での保持時間は１０秒以上、好ましくは２０秒以上とする。焼鈍温度での保持時間の上限は特に限定されないが、オーステナイト粒径の粗大化を抑制する観点から、焼鈍温度での保持時間は１２００秒以下とするのが好ましい。より好ましくは３００秒以下、さらに好ましくは１００秒以下である。
焼鈍温度での保持の後、平均冷却速度が５℃／秒以上の条件で６００℃以下の冷却停止温度まで冷却する。平均冷却速度が５℃／秒未満ではフェライトおよびベイナイトが生成しやすくなり、マルテンサイト分率が減少することで引張強度が低下する。したがって、平均冷却速度は５℃／秒以上、好ましくは１０℃／秒以上とする。この平均冷却速度は１００℃までの平均冷却速度であり（冷却停止温度が１００℃超の場合はその温度まで）、冷却中に所定の温度で保持する場合は、保持開始までの平均冷却速度とする。また、平均冷却速度の上限は特に限定されないが、７０℃／秒以下が好ましく、より好ましくは４０℃／秒以下である。
また、冷却停止温度は、６００℃以下とする。６００℃を超えると耐遅れ破壊特性が低下するためである。好ましくは５５０℃以下である。冷却停止温度の下限は特に限定されないが、本発明では１００℃以上であることが多い。
冷却中に６００℃以下の所定の温度で保持しても構わない。保持により、強度調整のためにパーライトやベイナイトを生成させることができる。保持温度が６００℃超では、保持中にセメンタイトの成長およびベイナイト変態が生じる。ベイナイトはマルテンサイトや焼戻しマルテンサイトよりも生成する粗大炭化物は多い。そのため、ベイナイト変態が進行することにより最終の鋼組織の粗大炭化物量は増加し、鉄母相と炭化物界面の拡散性水素量が高くなり、耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、保持温度は６００℃以下が好ましい。保持時間は特に限定はしないが、１２００秒超ではベイナイトが過剰に生成し、ベイナイトの鋼組織全体における面積率が７０％を超過し、９８０ＭＰａ以上の引張強度の確保が困難となる。したがって、保持時間は１２００秒以下が好ましい。より好ましくは３００秒以下、さらに好ましくは１００秒以下である。
焼鈍工程後に、亜鉛めっき工程を行う。亜鉛めっき工程は、その後に、再加熱工程を行う場合と行わない場合とで、内容が異なる。先ず、亜鉛めっき工程を行い、その後、再加熱工程を行う場合について説明する。また、電気めっきを行う場合には亜鉛めっき工程の条件が異なるため、これを亜鉛めっき工程の説明の最後に説明する。
再加熱工程に先立って行われる亜鉛めっき工程は、焼鈍工程で得られた焼鈍板に亜鉛めっき処理を施し、室温まで冷却する工程である。
亜鉛めっき処理の種類は、特に限定されず、溶融亜鉛めっき処理、合金化溶融亜鉛めっき処理等を例示できる。めっき処理として、溶融亜鉛めっき処理を行う場合は、質量％で、０．１２〜０．２２％、合金化溶融亜鉛めっき処理を行う場合は、質量％で、０．０８〜０．１８％の溶解Ａｌ含有量を通常有することが多い。また、通常、浴温が４４０〜５００℃のめっき浴に焼鈍板を侵入させてめっき処理を行い、ガスワイピングなどで付着量を調整する。合金化溶融亜鉛めっき処理は、例えば、付着量調整後、４５０〜６００℃まで加熱し、１〜３０秒間保持する条件で行われる。
亜鉛めっき処理後から室温まで冷却する際の冷却速度は特に限定されない。なお、室温とは０〜５０℃を意味する。
亜鉛めっき工程後に行われる再加熱工程は、亜鉛めっき工程で得られためっき板を、加熱温度が５０℃以上３００℃以下、５０℃以上３００℃以下の温度域の滞留時間が３０秒以上の条件で再加熱し、該再加熱後、室温まで冷却する工程である。
加熱温度は５０℃以上３００℃以下とする。この加熱温度で再加熱することにより鋼板内の拡散性水素は低減し、特に拡散しやすい低温域の拡散性水素を低減することで、放出水素ピークの半価幅を低下させ、耐遅れ破壊特性が向上する。加熱温度が５０℃未満では可動な拡散性水素量が少ないため上記の効果が生じない。また、加熱温度が３００℃超ではマルテンサイトの軟化により強度が低下する。したがって、加熱温度は５０℃以上３００℃以下、好ましくは６０℃以上２８０℃以下とする。
再加熱工程での滞留時間は３０秒以上とする。再加熱工程での滞留時間が３０秒未満では水素の拡散時間が短いため鋼中の拡散性水素を低減するには不十分である。したがって、再加熱工程での滞留時間は３０秒以上、好ましくは４０秒以上とする。上限は特に限定されないが、生産性および炭化物の粗大化による強度低下を抑制する観点から３日以内とするのが好ましい。
続いて、再加熱工程を行わない場合の亜鉛めっき工程について説明する。再加熱工程を行わない場合の亜鉛めっき工程とは、焼鈍工程で得られた焼鈍板に亜鉛めっき処理を施し、平均冷却速度が１℃／秒以上２０℃／秒以下、５０℃以上３００℃以下の温度域の滞留時間が３０秒以上の条件で室温まで冷却する工程である。
亜鉛めっき処理については、再加熱工程を行う場合の亜鉛めっき処理と同様に行うことができるため、説明を省略する。
また、平均冷却速度が１℃／秒未満では、ベイナイトの生成と成長、および炭化物の成長が生じることによって、ベイナイト生成量が過剰となり、強度が低下する。さらに最終組織の粗大炭化物量が増加し、鉄母相と炭化物界面の拡散性水素濃度が高くなり、耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、平均冷却速度は１℃／秒以上とする。また、鋼中の拡散性水素が大気へ放出される時間をかせぐために，平均冷却速度は２０℃／秒以下とすることが必要である。
「５０℃以上３００℃以下の温度域の滞留時間が３０秒以上の条件」については、再加熱工程における、温度と滞留時間の技術的意義と同様であるため説明を省略する。
最後に、電気めっきの場合の亜鉛めっき工程について説明する。電気めっきの場合で、再加熱工程を行わない製造方法の亜鉛めっき工程とは、焼鈍工程で得られた焼鈍板に電気亜鉛めっき処理を施し、該電気亜鉛めっき処理後に、５０℃以上３００℃以下の温度域に滞留時間３０秒以上の条件で滞留させた後、室温まで冷却する工程である。
電気亜鉛めっき処理では、例えば、電流密度を１０〜８０Ａ／ｄｍ２の範囲で調整することでＦｅ−Ｚｎ合金層のＦｅ濃度を変化させ、電解時間を調整することでＦｅ−Ｚｎ合金層の被覆量を変化させることができる。
５０℃以上３００℃以下の温度域に滞留時間３０秒以上については、上記の電気めっきではないめっき処理を行う場合の再加熱工程の温度域、滞留時間と技術的意義が同様であるため説明を省略する。
電気めっきの場合で、再加熱工程を行う製造方法の亜鉛めっき工程とは、焼鈍工程で得られた焼鈍板に電気亜鉛めっき処理を施し、室温まで冷却する工程である。電気亜鉛めっき処理については、再加熱工程を行わない場合と同様であるため、説明を省略する。なお、室温とは０〜５０℃を意味する。
電気めっきの場合の製造方法における再加熱工程とは、亜鉛めっき工程で得られためっき板を、加熱温度が５０℃以上３００℃以下、５０℃以上３００℃以下の温度域の滞留時間が３０秒以上の条件で再加熱し、該再加熱後、室温まで冷却する工程である。
この再加熱工程における温度と滞留時間の技術的意義は、電気めっきではない場合の製造方法の再加熱工程の温度と滞留時間の技術的意義と同様であるため説明を省略する。
評価用鋼板の製造
表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を真空溶解炉にて溶製後、分塊圧延し２７ｍｍ厚の分塊圧延材を得た。得られた分塊圧延材を板厚４．０〜２．８ｍｍ厚まで熱間圧延した。熱間圧延の条件はスラブ加熱温度を１０００℃から１２５０℃までの温度とし、表２に示す条件で熱間圧延を行った。次いで、冷間圧延するサンプルは、熱延鋼板を研削加工し、板厚３．２ｍｍにした後、板厚２．５〜１．４ｍｍまで冷間圧延し、冷延鋼板を製造した。次いで、上記により得られた熱延鋼板又は冷延鋼板に、表２に示す条件で熱処理を行い、亜鉛めっき鋼板を製造した。
表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を真空溶解炉にて溶製後、分塊圧延し２７ｍｍ厚の分塊圧延材を得た。得られた分塊圧延材を板厚４．０〜２．８ｍｍ厚まで熱間圧延した。熱間圧延の条件はスラブ加熱温度を１０００℃から１２５０℃までの温度とし、表２に示す条件で熱間圧延を行った。次いで、冷間圧延するサンプルは、熱延鋼板を研削加工し、板厚３．２ｍｍにした後、板厚２．５〜１．４ｍｍまで冷間圧延し、冷延鋼板を製造した。次いで、上記により得られた熱延鋼板又は冷延鋼板に、表２に示す条件で熱処理を行い、亜鉛めっき鋼板を製造した。
合金化溶融亜鉛めっき鋼板は合金化温度５５０℃で製造した。電気亜鉛めっき鋼板の製造には、電気めっき液として、二価の鉄イオン濃度：１５０ｇ／Ｌ、二価の亜鉛イオン濃度：４０ｇ／Ｌを硫酸塩として添加し、硫酸によりｐＨ２．０に調整したものを用いた。
溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっきの付着量は、片面あたりで３５ｇ／ｍ２以上５０ｇ／ｍ２以下の範囲内であった。
評価方法
各種製造条件で得られた亜鉛めっき鋼板に対して、鋼組織を解析することで組織分率を調査し、引張試験を実施することで引張強度等の引張特性を評価し、定荷重引張試験により耐遅れ破壊特性を評価した。各評価の方法は次のとおりである。
各種製造条件で得られた亜鉛めっき鋼板に対して、鋼組織を解析することで組織分率を調査し、引張試験を実施することで引張強度等の引張特性を評価し、定荷重引張試験により耐遅れ破壊特性を評価した。各評価の方法は次のとおりである。
（マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの面積率）
亜鉛めっき鋼板の圧延方向および圧延方向に対して垂直方向から試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚Ｌ断面を鏡面研磨し、ナイタール液で組織現出した後、走査電子顕微鏡を用いて観察し、倍率１５００倍のＳＥＭ像上の、実長さ８２μｍ×５７μｍの領域上に４．８μｍ間隔の１６×１５の格子をおき、各相上にある点数を数えるポイントカウンティング法により、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの面積率を調査した。面積率は、倍率１５００倍の別々のＳＥＭ像から求めた３つの面積率の平均値とした。マルテンサイトは白色の組織を呈している。焼戻しマルテンサイトも白色の組織を呈しているが、マルテンサイトよりも腐食されやすいため、旧オーステナイト粒界内にブロックやパケットが現出した組織を呈している。
亜鉛めっき鋼板の圧延方向および圧延方向に対して垂直方向から試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚Ｌ断面を鏡面研磨し、ナイタール液で組織現出した後、走査電子顕微鏡を用いて観察し、倍率１５００倍のＳＥＭ像上の、実長さ８２μｍ×５７μｍの領域上に４．８μｍ間隔の１６×１５の格子をおき、各相上にある点数を数えるポイントカウンティング法により、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの面積率を調査した。面積率は、倍率１５００倍の別々のＳＥＭ像から求めた３つの面積率の平均値とした。マルテンサイトは白色の組織を呈している。焼戻しマルテンサイトも白色の組織を呈しているが、マルテンサイトよりも腐食されやすいため、旧オーステナイト粒界内にブロックやパケットが現出した組織を呈している。
また、その他の組織として、フェライト、パーライト、ベイナイトの面積率を同様の方法で算出した。また、上記の組織は色および組織内の炭化物形態で区別した。フェライトは黒色の組織を呈しており、パーライトはフェライトと炭化物が層状に並んだ組織、ベイナイトは粒内に炭化物が分散した組織を呈している。
（引張試験）
亜鉛めっき鋼板から、圧延方向に対して垂直方向から（板幅方向が引張方向になるように）、標点間距離５０ｍｍ、標点間幅２５ｍｍ、板厚１．２ｍｍのＪＩＳ５号試験片を採取し、引張速度が１０ｍｍ／分で引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）および全伸び（Ｅｌ）を測定した。
亜鉛めっき鋼板から、圧延方向に対して垂直方向から（板幅方向が引張方向になるように）、標点間距離５０ｍｍ、標点間幅２５ｍｍ、板厚１．２ｍｍのＪＩＳ５号試験片を採取し、引張速度が１０ｍｍ／分で引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）および全伸び（Ｅｌ）を測定した。
（遅れ破壊試験）
亜鉛めっき鋼板から、圧延方向に対して垂直方向から、長軸長さ１００ｍｍ、短軸長さ２０ｍｍの短冊上の板を採取し、長軸短軸の中心位置に直径が１５ｍｍ、クリアランス１２．５％で打抜き穴をあけた。耐遅れ破壊特性は、この打抜き穴からの遅れ破壊発生の有無で評価した。また、経時変化による鋼中の拡散性水素の放出を防ぐために大板から短冊状の板を採取してから遅れ破壊の引張試験を開始するまでの時間を１０分以内とした。負荷時間は最大１００時間とした。ここで、１００時間負荷後に亀裂（ここで、亀裂とは引張応力負荷時の破断を意味する。）が生じなかった最大応力を限界応力とし、限界応力と降伏応力の比で耐遅れ破壊特性を評価した。限界応力／降伏応力が１．００以上のときを耐遅れ破壊特性が優れるとし、１．００未満のときを耐遅れ破壊特性が劣るとした。
亜鉛めっき鋼板から、圧延方向に対して垂直方向から、長軸長さ１００ｍｍ、短軸長さ２０ｍｍの短冊上の板を採取し、長軸短軸の中心位置に直径が１５ｍｍ、クリアランス１２．５％で打抜き穴をあけた。耐遅れ破壊特性は、この打抜き穴からの遅れ破壊発生の有無で評価した。また、経時変化による鋼中の拡散性水素の放出を防ぐために大板から短冊状の板を採取してから遅れ破壊の引張試験を開始するまでの時間を１０分以内とした。負荷時間は最大１００時間とした。ここで、１００時間負荷後に亀裂（ここで、亀裂とは引張応力負荷時の破断を意味する。）が生じなかった最大応力を限界応力とし、限界応力と降伏応力の比で耐遅れ破壊特性を評価した。限界応力／降伏応力が１．００以上のときを耐遅れ破壊特性が優れるとし、１．００未満のときを耐遅れ破壊特性が劣るとした。
（水素分析方法）
高強度亜鉛めっき鋼板の幅中央部から，長軸長さ３０ｍｍ、短軸長さ５ｍｍの短冊上の試験板を採取した。採取後、試験板の表面のめっきをハンディルーターで完全に除去し、除去後、直ちに、昇温脱離分析装置を用いて、分析開始温度が２５℃、分析終了温度が３００℃、昇温速度が２００℃／時間の条件で水素分析し、各温度において試験板表面から放出される水素量である放出水素量（ｗｔ．ｐｐｍ／ｍｉｎ）を測定した。放出水素量と温度との関係に基づき放出水素ピークの半価幅を算出した。また、分析開始温度から２００℃までの放出水素量の合計を拡散性水素量として算出した。
高強度亜鉛めっき鋼板の幅中央部から，長軸長さ３０ｍｍ、短軸長さ５ｍｍの短冊上の試験板を採取した。採取後、試験板の表面のめっきをハンディルーターで完全に除去し、除去後、直ちに、昇温脱離分析装置を用いて、分析開始温度が２５℃、分析終了温度が３００℃、昇温速度が２００℃／時間の条件で水素分析し、各温度において試験板表面から放出される水素量である放出水素量（ｗｔ．ｐｐｍ／ｍｉｎ）を測定した。放出水素量と温度との関係に基づき放出水素ピークの半価幅を算出した。また、分析開始温度から２００℃までの放出水素量の合計を拡散性水素量として算出した。
図１に鋼中の拡散性水素量と放出水素ピークの半価幅を算出した水素プロファイル図の一例を示す。２００℃までの拡散性水素量は昇温温度２００℃までの面積から算出した。放出水素ピークの半価幅はピーク値の半分の値における放出水素量において、最大温度と最小温度の差から算出した。
（めっき性）
めっき性は、目視およびＳＥＭ観察にて確認し、鋼板全面に一様にめっきが付着したものをめっき性良好（○（Ｇｏｏｄ））とし、めっきが付着していない部分を有するものをめっき不良（×（ＮＧ））とした。ＳＥＭ観察によるめっき性の評価は倍率１５０倍で鋼板表面を観察することにより実施した。
めっき性は、目視およびＳＥＭ観察にて確認し、鋼板全面に一様にめっきが付着したものをめっき性良好（○（Ｇｏｏｄ））とし、めっきが付着していない部分を有するものをめっき不良（×（ＮＧ））とした。ＳＥＭ観察によるめっき性の評価は倍率１５０倍で鋼板表面を観察することにより実施した。
評価結果
本実施例（発明例）では、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上、かつ、限界応力と降伏応力の差が１．００以上、めっき性の項目が「○」である。発明例は、表３に発明鋼として示した。比較例では、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ未満、限界応力と降伏応力の差が１．００未満、めっき性の項目が「×」である。なお、表１〜３の各項目を黒く塗っているものは、本発明の要件、製造条件、特性を満足していないことを示す。
本実施例（発明例）では、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上、かつ、限界応力と降伏応力の差が１．００以上、めっき性の項目が「○」である。発明例は、表３に発明鋼として示した。比較例では、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ未満、限界応力と降伏応力の差が１．００未満、めっき性の項目が「×」である。なお、表１〜３の各項目を黒く塗っているものは、本発明の要件、製造条件、特性を満足していないことを示す。
Claims (16)
- 質量％で、
Ｃ：０．１０％以上０．５％以下、
Ｓｉ：０．００１％以上０．５％未満、
Ｍｎ：２．０％以上３．５％以下、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０２０％以下、
Ａｌ：０．０１％以上１．０％以下、
Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の成分組成と、
面積率で、マルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの合計が３０％以上である鋼組織と、を有する鋼板と、
該鋼板の表面に形成された亜鉛めっき層と、を備え、
下記の分析方法から得られる拡散性水素量が０．５０ｗｔ．ｐｐｍ以下、放出水素ピークの半価幅が７０℃以下である高強度亜鉛めっき鋼板。
（分析方法）
高強度亜鉛めっき鋼板の幅中央部から、長軸長さ３０ｍｍ、短軸長さ５ｍｍの短冊上の試験板を採取する。採取後、試験板の表面のめっきをハンディルーターで完全に除去し、除去後、直ちに、昇温脱離分析装置を用いて、分析開始温度が２５℃、分析終了温度が３００℃、昇温速度が２００℃／時間の条件で水素分析し、各温度において試験板表面から放出される水素量である放出水素量（ｗｔ．ｐｐｍ／ｍｉｎ）を測定する。放出水素量と温度との関係に基づき放出水素ピークの半価幅を算出する。また、分析開始温度から２００℃までの放出水素量の合計を拡散性水素量として算出する。 - 前記成分組成は、さらに、質量%で、
Ｎｂ：０．００１％以上０．１０％以下、
Ｔｉ：０．００１％以上０．１０％以下、
Ｖ：０．００１％以上０．３％以下のうちから選ばれる１種または２種以上の元素を含有する請求項１に記載の高強度亜鉛めっき鋼板。 - 前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｍｏ：０．００１％以上１．０％以下、
Ｃｒ：０．００１％以上１．０％以下、
Ｂ：０．００５％以下のうちから選ばれる１種または２種以上の元素を含有する請求項１又は２に記載の高強度亜鉛めっき鋼板。 - 前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．００１％以上１．０％以下、
Ｎｉ：０．００１％以上１．０％以下のうちから選ばれる1種または2種の元素を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の高強度亜鉛めっき鋼板。 - 前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｓｎ：０．２％以下、
Ｓｂ：０．２％以下のうちから選ばれる１種または２種の元素を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の高強度亜鉛めっき鋼板。 - 前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｍｇ：０．０００１％以上０．０１％以下、
Ｃａ：０．０００１％以上０．０１％以下、
Ｃｅ：０．０００１％以上０．０１％以下、
Ｌａ：０．０００１％以上０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．０００１％以上０．０１％以下のうちから選ばれる１種または２種以上の元素を含有する請求項１〜５のいずれかに記載の高強度亜鉛めっき鋼板。 - 前記亜鉛めっき層は、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、又は電気亜鉛めっき層である請求項１〜６のいずれかに記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
- 請求項１〜６のいずれかに記載の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
請求項１〜６のいずれかに記載の成分組成を有するスラブを、８００℃以上１０００℃以下の仕上げ圧延終了温度で圧延し、７００℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、ＡＣ３点−４０℃以上の温度域に加熱し、水素濃度が２体積％以上１０体積％未満の炉内で、１０秒以上の時間保持した後、平均冷却速度が５℃／秒以上の条件で６００℃以下の冷却停止温度まで冷却する焼鈍工程と、
前記焼鈍工程で得られた焼鈍板に亜鉛めっき処理を施し、室温まで冷却する亜鉛めっき工程と、
前記亜鉛めっき工程で得られためっき板を、加熱温度が５０℃以上３００℃以下、５０℃以上３００℃以下の温度域の滞留時間が３０秒以上の条件で再加熱し、該再加熱後、室温まで冷却する再加熱工程と、を有する高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 請求項１〜６のいずれかに記載の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
請求項１〜６のいずれかに記載の成分組成を有するスラブを、８００℃以上１０００℃以下の仕上げ圧延終了温度で圧延し、７００℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、酸洗し、冷間圧延する冷間圧延工程と、
前記冷間圧延工程で得られた冷延鋼板を、ＡＣ３点−４０℃以上の温度域に加熱し、水素濃度が２体積％以上１０体積％未満の炉内で、１０秒以上の時間保持した後、平均冷却速度が５℃／秒以上の条件で６００℃以下の冷却停止温度まで冷却する焼鈍工程と、
前記焼鈍工程で得られた焼鈍板に亜鉛めっき処理を施し、室温まで冷却する亜鉛めっき工程と、
前記亜鉛めっき工程で得られためっき板を、加熱温度が５０℃以上３００℃以下、５０℃以上３００℃以下の温度域の滞留時間が３０秒以上の条件で再加熱し、該再加熱後、室温まで冷却する再加熱工程と、を有する高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 請求項１〜６のいずれかに記載の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
請求項１〜６のいずれかに記載の成分組成を有するスラブを、８００℃以上１０００℃以下の仕上げ圧延終了温度で圧延し、７００℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、ＡＣ３点−４０℃以上の温度域に加熱し、水素濃度が２体積％以上１０体積％未満の炉内で、１０秒以上の時間保持した後、平均冷却速度が５℃／秒以上の条件で６００℃以下の冷却停止温度まで冷却する焼鈍工程と、
前記焼鈍工程で得られた焼鈍板に亜鉛めっき処理を施し、平均冷却速度が１℃／秒以上２０℃／秒以下、５０℃以上３００℃以下の温度域の滞留時間が３０秒以上の条件で室温まで冷却する亜鉛めっき工程と、を有する高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 請求項１〜６のいずれかに記載の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
請求項１〜６のいずれかに記載の成分組成を有するスラブを、８００℃以上１０００℃以下の仕上げ圧延終了温度で圧延し、７００℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、酸洗し、冷間圧延する冷間圧延工程と、
前記冷間圧延工程で得られた冷延鋼板を、ＡＣ３点−４０℃以上の温度域に加熱し、水素濃度が２体積％以上１０体積％未満の炉内で、１０秒以上の時間保持した後、平均冷却速度が５℃／秒以上の条件で６００℃以下の冷却停止温度まで冷却する焼鈍工程と、
前記焼鈍工程で得られた焼鈍板に亜鉛めっき処理を施し、平均冷却速度が１℃／秒以上２０℃／秒以下、５０℃以上３００℃以下の温度域の滞留時間が３０秒以上の条件で室温まで冷却する亜鉛めっき工程と、を有する高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 前記亜鉛めっき処理は、溶融亜鉛めっき処理又は合金化溶融亜鉛めっき処理である請求項８〜１１のいずれかに記載の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 請求項１〜６のいずれかに記載の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
請求項１〜６のいずれかに記載の成分組成を有するスラブを、８００℃以上１０００℃以下の仕上げ圧延終了温度で圧延し、７００℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、ＡＣ３点−４０℃以上の温度域に加熱し、水素濃度が２体積％以上１０体積％未満の炉内で、１０秒以上の時間保持した後、平均冷却速度が５℃／秒以上の条件で６００℃以下の冷却停止温度まで冷却する焼鈍工程と、
前記焼鈍工程で得られた焼鈍板に電気亜鉛めっき処理を施し、該電気めっき処理後に、５０℃以上３００℃以下の温度域に滞留時間３０秒以上の条件で滞留させた後、室温まで冷却する亜鉛めっき工程と、を有する高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 請求項１〜６のいずれかに記載の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
請求項１〜６のいずれかに記載の成分組成を有するスラブを、８００℃以上１０００℃以下の仕上げ圧延終了温度で圧延し、７００℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、酸洗し、冷間圧延する冷間圧延工程と、
前記冷間圧延工程で得られた冷延鋼板を、ＡＣ３点−４０℃以上の温度域に加熱し、水素濃度が２体積％以上１０体積％未満の炉内で、１０秒以上の時間保持した後、平均冷却速度が５℃／秒以上の条件で６００℃以下の冷却停止温度まで冷却する焼鈍工程と、
前記焼鈍工程で得られた焼鈍板に電気亜鉛めっき処理を施し、該電気めっき処理後に、５０℃以上３００℃以下の温度域に滞留時間３０秒以上の条件で滞留させた後、室温まで冷却する亜鉛めっき工程と、を有する高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 請求項１〜６のいずれかに記載の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
請求項１〜６のいずれかに記載の成分組成を有するスラブを、８００℃以上１０００℃以下の仕上げ圧延終了温度で圧延し、７００℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、ＡＣ３点−４０℃以上の温度域に加熱し、水素濃度が２体積％以上１０体積％未満の炉内で、１０秒以上の時間保持した後、平均冷却速度が５℃／秒以上の条件で６００℃以下の冷却停止温度まで冷却する焼鈍工程と、
前記焼鈍工程で得られた焼鈍板に電気亜鉛めっき処理を施し、室温まで冷却する亜鉛めっき工程と、
前記亜鉛めっき工程で得られためっき板を、加熱温度が５０℃以上３００℃以下、５０℃以上３００℃以下の温度域の滞留時間が３０秒以上の条件で再加熱し、該再加熱後、室温まで冷却する再加熱工程と、を有する高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 請求項１〜６のいずれかに記載の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
請求項１〜６のいずれかに記載の成分組成を有するスラブを、８００℃以上１０００℃以下の仕上げ圧延終了温度で圧延し、７００℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、酸洗し、冷間圧延する冷間圧延工程と、
前記冷間圧延工程で得られた冷延鋼板を、ＡＣ３点−４０℃以上の温度域に加熱し、水素濃度が２体積％以上１０体積％未満の炉内で、１０秒以上の時間保持した後、平均冷却速度が５℃／秒以上の条件で６００℃以下の冷却停止温度まで冷却する焼鈍工程と、
前記焼鈍工程で得られた焼鈍板に電気亜鉛めっき処理を施し、室温まで冷却する亜鉛めっき工程と、
前記亜鉛めっき工程で得られためっき板を、加熱温度が５０℃以上３００℃以下、５０℃以上３００℃以下の温度域の滞留時間が３０秒以上の条件で再加熱し、該再加熱後、室温まで冷却する再加熱工程と、を有する高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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