JP7092258B2 - 亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、自動車部品などに用いられる亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。
本願は、２０１９年４月４日に、日本に出願された特願２０１９－０７２０８７号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
本願は、２０１９年４月４日に、日本に出願された特願２０１９－０７２０８７号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
近年、環境問題への対応のため、炭酸ガス排出低減や燃費低減を目的として自動車の軽量化が望まれている。また、衝突安全性向上に対する要求はますます高くなっている。自動車の軽量化および衝突安全性向上のためには鋼板の高強度化が有効な手段である。ところが、一般的には鋼板を高強度化すると加工性（延性および穴広げ性）が劣化するため、高強度と加工性とを両立する鋼板が必要とされている。
高延性を有する高強度鋼板として、残留オーステナイトの変態誘起塑性（ＴＲＩＰ：Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）現象を利用した、いわゆるＴＲＩＰ型の鋼板が提案されている（例えば、特許文献１及び特許文献２）。自動車用高強度鋼板は適用される部品によっては耐食性が必要とされる。耐食性が必要とされる場合には、溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板（溶融亜鉛めっきを行った後に合金化処理をした鋼板）が自動車用鋼板として適用されている。しかし、ＴＲＩＰ鋼においては、延性向上のためにＳｉが添加されるため、Ｓｉが鋼板表面に濃縮して酸化することにより、溶融亜鉛めっき時に不めっきが発生し易いという課題があった。
特許文献３及び特許文献４には、Ｓｉ添加の高強度鋼板について、Ｎｉプレめっきを行い、表層に加工を加えて活性化することで、めっきの濡れ性改善と合金化温度の低減とを達成する、高強度の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。Ｎｉプレめっきを行うこの方法は、冷延－焼鈍プロセスによって既に材質を作りこんだ冷延鋼板に対してめっきを付与することができる点で、新たな溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板におけるめっき付与の方法として期待されている。
特許文献５には、Ｎｉプレめっきの技術を活用してＴＲＩＰ型の高強度溶融亜鉛めっき冷延鋼板を作製する技術が開示されている。特許文献５は、鋼成分、ミクロ組織、焼鈍条件、合金化溶融亜鉛めっき条件などを制御することで、通常の冷延－焼鈍プロセスで製造したＴＲＩＰ鋼の冷延鋼板と同等の延性を有するＴＲＩＰ型の合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板を提供しようとするものである。
しかしながら、このような技術を熱延鋼板に適用してＴＲＩＰ型の溶融亜鉛めっき熱延鋼板を製造しようとすると、表層部の軟質化などに起因して、ユーザーニーズを満足させる高い疲労特性が得られないという課題があった。
本発明は、上記課題を解決しようとするものであり、優れた強度を有し、且つ加工性及び疲労特性に優れた亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。また、本発明は、上記諸特性を有した上で更に、一般的な亜鉛めっき鋼板に要求される特性である、めっき外観および密着性に優れた亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供すること目的とする。より具体的には、本発明は、熱延鋼板を原板として、Ｎｉプレめっきを適用した亜鉛めっき鋼板を製造するに当たり、加工性、疲労特性、めっき外観および密着性に優れた高強度の亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、Ｃ含有量、Ｓｉ含有量およびＭｎ含有量を変化させた種々の鋼について、実験室で溶解、熱間圧延、溶融亜鉛めっきおよび合金化溶融亜鉛めっきを行い、所望の強度、加工性（延性および穴拡げ性）、疲労特性、めっき外観および密着性を得るための方法を種々検討した。その結果、本発明者らは、マルテンサイトおよびフェライトの量を低減することおよび鋼板の圧延方向に垂直な断面で、ビッカース硬さの最大値と最小値との差であるΔＨｖをＨｖ５０以下とすることで、亜鉛めっき鋼板の強度、加工性、めっき外観および密着性を劣化させることなく、疲労特性を向上できることを見出した。また、本発明者らは、上記亜鉛めっき鋼板は、化学成分を特定した上で、伸び率０．７％以上の調質圧延を行うこと、鋼板の表層を２．０μｍ以上研削除去した後にＮｉプレめっきすることおよび溶融亜鉛めっき後または合金化処理後に１５℃／秒以上の平均冷却速度で４００℃以下の温度域まで冷却することによって製造できることを見出した。なお、めっき外観に優れるとは、亜鉛めっき鋼板の表面に不めっきが観察されないことをいい、密着性に優れるとは、鋼板と亜鉛めっき層との密着性に優れることをいう。
上記知見によってなされた本発明の要旨は、以下のとおりである。
［１］本発明の一態様に係る亜鉛めっき鋼板は、鋼板と、前記鋼板上に配された亜鉛めっき層とを有する亜鉛めっき鋼板であって、
前記鋼板は、化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０５～０．３０％、
Ｓｉ：０．５～３．０％、
Ｍｎ：１．７～３．０％、
Ｐ ：０．０２０％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．００５～１．００％、
Ｎ ：０．００１０～０．０５００％、
Ｔｉ：０～０．３０％、
Ｎｂ：０～０．３０％、
Ｖ ：０～０．５０％、
Ｃｒ：０～３．０％、
Ｍｏ：０～３．０％、
Ｎｉ：０～５．０％、
Ｃｕ：０～３．０％、
Ｂ ：０～０．０１００％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
Ｍｇ：０～０．０１００％、
Ｚｒ：０～０．０５００％、および
ＲＥＭ：０～０．０５００％を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
前記鋼板の金属組織が、体積分率で、合計で７０％以上の焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトと、８％以上の残留オーステナイトと、０～１０％のフレッシュマルテンサイトと、０～１０％のフェライトとからなり、
前記鋼板の圧延方向に垂直な断面で、ビッカース硬さの最大値と最小値との差であるΔＨｖがＨｖ５０以下であり、
前記亜鉛めっき層が、７．０質量％未満のＦｅと０．５～２．０ｇ／ｍ２のＮｉとを含有し、
引張強度が９８０ＭＰａ以上である。
［２］本発明の別の態様に係る亜鉛めっき鋼板は、鋼板と、前記鋼板上に配された亜鉛めっき層とを有する亜鉛めっき鋼板であって、
前記鋼板は、化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０５～０．３０％、
Ｓｉ：０．５～３．０％、
Ｍｎ：１．７～３．０％、
Ｐ ：０．０２０％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．００５～１．００％、
Ｎ ：０．００１０～０．０５００％、
Ｔｉ：０～０．３０％、
Ｎｂ：０～０．３０％、
Ｖ ：０～０．５０％、
Ｃｒ：０～３．０％、
Ｍｏ：０～３．０％、
Ｎｉ：０～５．０％、
Ｃｕ：０～３．０％、
Ｂ ：０～０．０１００％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
Ｍｇ：０～０．０１００％、
Ｚｒ：０～０．０５００％、および
ＲＥＭ：０～０．０５００％を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
前記鋼板の金属組織が、体積分率で、合計で７０％以上の焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトと、８％以上の残留オーステナイトと、０～１０％のフレッシュマルテンサイトと、０～１０％のフェライトとからなり、
前記鋼板の圧延方向に垂直な断面で、ビッカース硬さの最大値と最小値との差であるΔＨｖがＨｖ５０以下であり
前記亜鉛めっき層が、７．０～１５．０質量％のＦｅと０．５～２．０ｇ／ｍ２のＮｉとを含有し、
引張強度が９８０ＭＰａ以上である。
［３］上記［１］または［２］に記載の亜鉛めっき鋼板は、
前記鋼板の前記化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．００５～０．３０％、
Ｎｂ：０．００５～０．３０％、
Ｖ ：０．０１～０．５０％、
Ｃｒ：０．０５～３．０％、
Ｍｏ：０．０５～３．０％、
Ｎｉ：０．０５～５．０％、
Ｃｕ：０．１～３．０％、
Ｂ：０．０００３～０．０１００％、
Ｃａ：０．００１０～０．０１００％、
Ｍｇ：０．０００５～０．０１００％、
Ｚｒ：０．００１０～０．０５００％、および
ＲＥＭ：０．００１０～０．０５００％の１種又は２種以上を含有してもよい。
［４］前記亜鉛めっき鋼板の疲労限度比が０．４以上であることを特徴とする［１］から［３］のいずれか１項に記載の亜鉛めっき鋼板。
［５］前記亜鉛めっき層のＡｌ含有量が０．１～１．０質量％であることを特徴とする［１］から［４］のいずれか１項に記載の亜鉛めっき鋼板。
［６］本発明の別の態様に係る亜鉛めっき鋼板の製造方法は、上記［１］に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
上記［１］に記載の前記化学組成を有するスラブを直接、仕上げ圧延完了温度がＡｒ３点以上となるように熱間圧延を行う、または一旦冷却した後１１００℃以上に加熱し、仕上げ圧延完了温度がＡｒ３点以上となるように熱間圧延を行うことで熱延鋼板を得る工程と、
前記熱延鋼板を、前記仕上げ圧延完了温度から６００℃以下の温度域まで５０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、３００～５００℃の温度域にて巻き取る工程と、
前記巻き取り後の前記熱延鋼板に対し、伸び率０．７％以上の調質圧延を行う工程と、
前記調質圧延後の前記熱延鋼板の表層を２．０μｍ以上研削除去した後、Ｎｉプレめっきを行う工程と、
前記Ｎｉプレめっき後の前記熱延鋼板を、２０℃／秒以上の平均昇温速度で４３０～４８０℃の温度域まで加熱した後、溶融亜鉛めっきを行う工程と、
前記溶融亜鉛めっき後の前記熱延鋼板を、１５℃／秒以上の平均冷却速度で４００℃以下の温度域まで冷却することで亜鉛めっき鋼板を得る工程と、を含む。
［７］本発明の別の態様に係る亜鉛めっき鋼板の製造方法は、上記［２］に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
上記［２］に記載の前記化学組成を有するスラブを直接、仕上げ圧延完了温度がＡｒ３点以上となるように熱間圧延を行う、または一旦冷却した後１１００℃以上に加熱し、仕上げ圧延完了温度がＡｒ３点以上となるように熱間圧延を行うことで熱延鋼板を得る工程と、
前記熱延鋼板を、前記仕上げ圧延完了温度から６００℃以下の温度域まで５０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、３００～５００℃の温度域にて巻き取る工程と、
前記巻き取り後の前記熱延鋼板に対し、伸び率０．７％以上の調質圧延を行う工程と、
前記調質圧延後の前記熱延鋼板の表層を２．０μｍ以上研削除去した後、Ｎｉプレめっきを行う工程と、
前記Ｎｉプレめっき後の前記熱延鋼板を、２０℃／秒以上の平均昇温速度で４３０～４８０℃の温度域まで加熱した後、溶融亜鉛めっきを行う工程と、
前記溶融亜鉛めっき後の前記熱延鋼板に対し、４７０～５６０℃の温度域で１０～４０秒保持する合金化処理を行う工程と、
前記合金化処理後の前記熱延鋼板を、１５℃／秒以上の平均冷却速度で４００℃以下の温度域まで冷却することで亜鉛めっき鋼板を得る工程と、を含む。
［１］本発明の一態様に係る亜鉛めっき鋼板は、鋼板と、前記鋼板上に配された亜鉛めっき層とを有する亜鉛めっき鋼板であって、
前記鋼板は、化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０５～０．３０％、
Ｓｉ：０．５～３．０％、
Ｍｎ：１．７～３．０％、
Ｐ ：０．０２０％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．００５～１．００％、
Ｎ ：０．００１０～０．０５００％、
Ｔｉ：０～０．３０％、
Ｎｂ：０～０．３０％、
Ｖ ：０～０．５０％、
Ｃｒ：０～３．０％、
Ｍｏ：０～３．０％、
Ｎｉ：０～５．０％、
Ｃｕ：０～３．０％、
Ｂ ：０～０．０１００％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
Ｍｇ：０～０．０１００％、
Ｚｒ：０～０．０５００％、および
ＲＥＭ：０～０．０５００％を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
前記鋼板の金属組織が、体積分率で、合計で７０％以上の焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトと、８％以上の残留オーステナイトと、０～１０％のフレッシュマルテンサイトと、０～１０％のフェライトとからなり、
前記鋼板の圧延方向に垂直な断面で、ビッカース硬さの最大値と最小値との差であるΔＨｖがＨｖ５０以下であり、
前記亜鉛めっき層が、７．０質量％未満のＦｅと０．５～２．０ｇ／ｍ２のＮｉとを含有し、
引張強度が９８０ＭＰａ以上である。
［２］本発明の別の態様に係る亜鉛めっき鋼板は、鋼板と、前記鋼板上に配された亜鉛めっき層とを有する亜鉛めっき鋼板であって、
前記鋼板は、化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０５～０．３０％、
Ｓｉ：０．５～３．０％、
Ｍｎ：１．７～３．０％、
Ｐ ：０．０２０％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．００５～１．００％、
Ｎ ：０．００１０～０．０５００％、
Ｔｉ：０～０．３０％、
Ｎｂ：０～０．３０％、
Ｖ ：０～０．５０％、
Ｃｒ：０～３．０％、
Ｍｏ：０～３．０％、
Ｎｉ：０～５．０％、
Ｃｕ：０～３．０％、
Ｂ ：０～０．０１００％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
Ｍｇ：０～０．０１００％、
Ｚｒ：０～０．０５００％、および
ＲＥＭ：０～０．０５００％を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
前記鋼板の金属組織が、体積分率で、合計で７０％以上の焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトと、８％以上の残留オーステナイトと、０～１０％のフレッシュマルテンサイトと、０～１０％のフェライトとからなり、
前記鋼板の圧延方向に垂直な断面で、ビッカース硬さの最大値と最小値との差であるΔＨｖがＨｖ５０以下であり
前記亜鉛めっき層が、７．０～１５．０質量％のＦｅと０．５～２．０ｇ／ｍ２のＮｉとを含有し、
引張強度が９８０ＭＰａ以上である。
［３］上記［１］または［２］に記載の亜鉛めっき鋼板は、
前記鋼板の前記化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．００５～０．３０％、
Ｎｂ：０．００５～０．３０％、
Ｖ ：０．０１～０．５０％、
Ｃｒ：０．０５～３．０％、
Ｍｏ：０．０５～３．０％、
Ｎｉ：０．０５～５．０％、
Ｃｕ：０．１～３．０％、
Ｂ：０．０００３～０．０１００％、
Ｃａ：０．００１０～０．０１００％、
Ｍｇ：０．０００５～０．０１００％、
Ｚｒ：０．００１０～０．０５００％、および
ＲＥＭ：０．００１０～０．０５００％の１種又は２種以上を含有してもよい。
［４］前記亜鉛めっき鋼板の疲労限度比が０．４以上であることを特徴とする［１］から［３］のいずれか１項に記載の亜鉛めっき鋼板。
［５］前記亜鉛めっき層のＡｌ含有量が０．１～１．０質量％であることを特徴とする［１］から［４］のいずれか１項に記載の亜鉛めっき鋼板。
［６］本発明の別の態様に係る亜鉛めっき鋼板の製造方法は、上記［１］に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
上記［１］に記載の前記化学組成を有するスラブを直接、仕上げ圧延完了温度がＡｒ３点以上となるように熱間圧延を行う、または一旦冷却した後１１００℃以上に加熱し、仕上げ圧延完了温度がＡｒ３点以上となるように熱間圧延を行うことで熱延鋼板を得る工程と、
前記熱延鋼板を、前記仕上げ圧延完了温度から６００℃以下の温度域まで５０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、３００～５００℃の温度域にて巻き取る工程と、
前記巻き取り後の前記熱延鋼板に対し、伸び率０．７％以上の調質圧延を行う工程と、
前記調質圧延後の前記熱延鋼板の表層を２．０μｍ以上研削除去した後、Ｎｉプレめっきを行う工程と、
前記Ｎｉプレめっき後の前記熱延鋼板を、２０℃／秒以上の平均昇温速度で４３０～４８０℃の温度域まで加熱した後、溶融亜鉛めっきを行う工程と、
前記溶融亜鉛めっき後の前記熱延鋼板を、１５℃／秒以上の平均冷却速度で４００℃以下の温度域まで冷却することで亜鉛めっき鋼板を得る工程と、を含む。
［７］本発明の別の態様に係る亜鉛めっき鋼板の製造方法は、上記［２］に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
上記［２］に記載の前記化学組成を有するスラブを直接、仕上げ圧延完了温度がＡｒ３点以上となるように熱間圧延を行う、または一旦冷却した後１１００℃以上に加熱し、仕上げ圧延完了温度がＡｒ３点以上となるように熱間圧延を行うことで熱延鋼板を得る工程と、
前記熱延鋼板を、前記仕上げ圧延完了温度から６００℃以下の温度域まで５０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、３００～５００℃の温度域にて巻き取る工程と、
前記巻き取り後の前記熱延鋼板に対し、伸び率０．７％以上の調質圧延を行う工程と、
前記調質圧延後の前記熱延鋼板の表層を２．０μｍ以上研削除去した後、Ｎｉプレめっきを行う工程と、
前記Ｎｉプレめっき後の前記熱延鋼板を、２０℃／秒以上の平均昇温速度で４３０～４８０℃の温度域まで加熱した後、溶融亜鉛めっきを行う工程と、
前記溶融亜鉛めっき後の前記熱延鋼板に対し、４７０～５６０℃の温度域で１０～４０秒保持する合金化処理を行う工程と、
前記合金化処理後の前記熱延鋼板を、１５℃／秒以上の平均冷却速度で４００℃以下の温度域まで冷却することで亜鉛めっき鋼板を得る工程と、を含む。
本発明に係る上記態様によれば、強度、加工性、疲労特性、めっき外観および密着性に優れた亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供することができる。
以下、本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板およびその製造方法について以下に詳しく説明する。ただし、本発明は本実施形態に開示の構成のみに制限されることなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲で種々の変更が可能である。なお、本実施形態では、鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬することで製造される溶融亜鉛めっき鋼板と、溶融亜鉛めっき鋼板に合金化処理を施すことで製造される合金化溶融亜鉛めっき鋼板とを総称して、亜鉛めっき鋼板と記載する。また、溶融亜鉛めっき層と合金化溶融亜鉛めっき層とを総称して、亜鉛めっき層と記載する。
本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板は、鋼板と、鋼板上に配された亜鉛めっき層とからなる。まず、本実施形態に係る鋼板の化学組成について説明する。以下で「～」を挟んで記載する数値限定範囲には、下限値および上限値がその範囲に含まれる。「未満」または「超」と示す数値には、その値が数値範囲に含まれない。なお、化学組成に関する％は全て質量％を示す。
本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板は、鋼板と、鋼板上に配された亜鉛めっき層とからなる。まず、本実施形態に係る鋼板の化学組成について説明する。以下で「～」を挟んで記載する数値限定範囲には、下限値および上限値がその範囲に含まれる。「未満」または「超」と示す数値には、その値が数値範囲に含まれない。なお、化学組成に関する％は全て質量％を示す。
本実施形態に係る鋼板は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０５～０．３０％、Ｓｉ：０．５～３．０％、Ｍｎ：１．７～３．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００５～１．００％、Ｎ：０．００１０～０．０５００％、Ｔｉ：０～０．３０％、Ｎｂ：０～０．３０％、Ｖ：０～０．５０％、Ｃｒ：０～３．０％、Ｍｏ：０～３．０％、Ｎｉ：０～５．０％、Ｃｕ：０～３．０％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．０５００％およびＲＥＭ：０～０．０５００％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる。以下、各元素について説明する。
Ｃ：０．０５～０．３０％
Ｃは鋼の強度を増加させ、また延性を向上させる残留オーステナイトを安定させる元素である。Ｃ含有量が０．０５％未満では、９８０ＭＰａ以上の引張強度を得ることができないため、Ｃ含有量は０．０５％以上とする。好ましくは、０．１０％以上である。一方、Ｃ含有量が０．３０％を超えると、亜鉛めっき鋼板の延性、溶接性および靭性などが著しく劣化する。従って、Ｃ含有量は０．３０％以下とする。好ましくは、０．２７％以下である。
Ｃは鋼の強度を増加させ、また延性を向上させる残留オーステナイトを安定させる元素である。Ｃ含有量が０．０５％未満では、９８０ＭＰａ以上の引張強度を得ることができないため、Ｃ含有量は０．０５％以上とする。好ましくは、０．１０％以上である。一方、Ｃ含有量が０．３０％を超えると、亜鉛めっき鋼板の延性、溶接性および靭性などが著しく劣化する。従って、Ｃ含有量は０．３０％以下とする。好ましくは、０．２７％以下である。
Ｓｉ：０．５～３．０％
Ｓｉは固溶強化により鋼板の強度を増大させるのに有用な元素である。また、Ｓｉはセメンタイトの生成を抑制するため、ベイナイト変態時にオーステナイト中へのＣの濃化を促進させる効果を持ち、熱延後に残留オーステナイトを生成させるのに必須の元素である。Ｓｉ含有量が０．５％未満では上記効果が十分に得られないため、Ｓｉ含有量は０．５％以上とする。好ましくは、１．０％以上である。一方、Ｓｉ含有量が３．０％を超えると、熱間圧延で生じるスケールの剥離性や化成処理性が著しく劣化する。そのため、Ｓｉ含有量は３．０％以下とする。好ましくは、２．７％以下である。
Ｓｉは固溶強化により鋼板の強度を増大させるのに有用な元素である。また、Ｓｉはセメンタイトの生成を抑制するため、ベイナイト変態時にオーステナイト中へのＣの濃化を促進させる効果を持ち、熱延後に残留オーステナイトを生成させるのに必須の元素である。Ｓｉ含有量が０．５％未満では上記効果が十分に得られないため、Ｓｉ含有量は０．５％以上とする。好ましくは、１．０％以上である。一方、Ｓｉ含有量が３．０％を超えると、熱間圧延で生じるスケールの剥離性や化成処理性が著しく劣化する。そのため、Ｓｉ含有量は３．０％以下とする。好ましくは、２．７％以下である。
Ｍｎ：１．７～３．０％
Ｍｎは焼入れ性を高めるために有効な元素である。Ｍｎ含有量が１．７％未満では焼入れ性を高める効果が十分に得られず、所望の強度が得られない。そのため、Ｍｎ含有量は１．７％以上とする。好ましくは、２．０％以上である。一方、Ｍｎ含有量が３．０％を超えると、亜鉛めっき鋼板の靭性が劣化する。そのため、Ｍｎ含有量は３．０％以下とする。好ましくは、２．６％以下である。
Ｍｎは焼入れ性を高めるために有効な元素である。Ｍｎ含有量が１．７％未満では焼入れ性を高める効果が十分に得られず、所望の強度が得られない。そのため、Ｍｎ含有量は１．７％以上とする。好ましくは、２．０％以上である。一方、Ｍｎ含有量が３．０％を超えると、亜鉛めっき鋼板の靭性が劣化する。そのため、Ｍｎ含有量は３．０％以下とする。好ましくは、２．６％以下である。
Ｐ：０．０２０％以下
Ｐは、粒界に偏析して粒界強度を低下させ、亜鉛めっき鋼板の靱性を劣化させる不純物元素であるため、可能な限り低減させることが望ましい。Ｐ含有量は、現状の精錬技術と製造コストとを考慮し、０．０２０％以下に制限する。Ｐ含有量を過剰に低減すると精錬コストが増大するため、Ｐ含有量は０．００２％以上としてもよい。
Ｐは、粒界に偏析して粒界強度を低下させ、亜鉛めっき鋼板の靱性を劣化させる不純物元素であるため、可能な限り低減させることが望ましい。Ｐ含有量は、現状の精錬技術と製造コストとを考慮し、０．０２０％以下に制限する。Ｐ含有量を過剰に低減すると精錬コストが増大するため、Ｐ含有量は０．００２％以上としてもよい。
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、熱間加工性及び靭性を劣化させる不純物元素であり、可能な限り低減させることが望ましい。Ｓ含有量は、現状の精錬技術と製造コストとを考慮し、０．０１０％以下に制限する。Ｓ含有量を過剰に低減すると精錬コストが増大するため、Ｓ含有量は０．００１％以上としてもよい。
Ｓは、熱間加工性及び靭性を劣化させる不純物元素であり、可能な限り低減させることが望ましい。Ｓ含有量は、現状の精錬技術と製造コストとを考慮し、０．０１０％以下に制限する。Ｓ含有量を過剰に低減すると精錬コストが増大するため、Ｓ含有量は０．００１％以上としてもよい。
Ａｌ：０．００５～１．００％
Ａｌは脱酸剤として使用される元素である。また、Ａｌは、鋼中にＡｌＮを形成して結晶粒の粗大化を抑制する効果がある。Ａｌ含有量が０．００５％未満では、上記効果が発現されないため、Ａｌ含有量は０．００５％以上とする。好ましくは、０．０１％以上である。一方、Ａｌ含有量が１．００％を超えると、亜鉛めっき鋼板の靭性が劣化するため、Ａｌ含有量は１．００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．８５％以下である。
Ａｌは脱酸剤として使用される元素である。また、Ａｌは、鋼中にＡｌＮを形成して結晶粒の粗大化を抑制する効果がある。Ａｌ含有量が０．００５％未満では、上記効果が発現されないため、Ａｌ含有量は０．００５％以上とする。好ましくは、０．０１％以上である。一方、Ａｌ含有量が１．００％を超えると、亜鉛めっき鋼板の靭性が劣化するため、Ａｌ含有量は１．００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．８５％以下である。
Ｎ：０．００１０～０．０５００％
Ｎは鋼中に窒化物を形成して結晶粒粗大化を抑制する効果がある。Ｎ含有量が０．００１０％未満では上記効果が発現されないため、Ｎ含有量は０．００１０％以上とする、一方、Ｎ含有量が０．０５００％を超えると、亜鉛めっき鋼板の靭性が劣化するため、Ｎ含有量は０．０５００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．０１００％以下であり、より好ましくは０．００５０％以下である。
Ｎは鋼中に窒化物を形成して結晶粒粗大化を抑制する効果がある。Ｎ含有量が０．００１０％未満では上記効果が発現されないため、Ｎ含有量は０．００１０％以上とする、一方、Ｎ含有量が０．０５００％を超えると、亜鉛めっき鋼板の靭性が劣化するため、Ｎ含有量は０．０５００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．０１００％以下であり、より好ましくは０．００５０％以下である。
本実施形態に係る鋼板の化学組成の残部は、Ｆｅおよび不純物からなる。本実施形態において、不純物とは、本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
本実施形態に係る鋼板は、Ｆｅの一部に代え、所望の強度レベルおよびその他の所望する特性に応じて、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、ＺｒおよびＲＥＭの１種又は２種以上を含有しても良い。ただ、本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板は以下の元素を含有しなくてもその課題を解決することができるので、以下の元素を含有させない場合の含有量の下限は０％である。
本実施形態に係る鋼板は、Ｆｅの一部に代え、所望の強度レベルおよびその他の所望する特性に応じて、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、ＺｒおよびＲＥＭの１種又は２種以上を含有しても良い。ただ、本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板は以下の元素を含有しなくてもその課題を解決することができるので、以下の元素を含有させない場合の含有量の下限は０％である。
Ｔｉ：０～０．３０％
Ｔｉは鋼中でＴｉＮを形成する元素であり、結晶粒の粗大化の抑制に有効な元素である。亜鉛めっき鋼板の靭性を高める効果を確実に得るためには、０．００５％以上のＴｉを含有させることが好ましい。しかし、Ｔｉを過剰に含有させるとＴｉＮが粗大化し、亜鉛めっき鋼板の靭性が劣化する場合がある。したがって、Ｔｉ含有量は０．３０％以下にすることが好ましい。
Ｔｉは鋼中でＴｉＮを形成する元素であり、結晶粒の粗大化の抑制に有効な元素である。亜鉛めっき鋼板の靭性を高める効果を確実に得るためには、０．００５％以上のＴｉを含有させることが好ましい。しかし、Ｔｉを過剰に含有させるとＴｉＮが粗大化し、亜鉛めっき鋼板の靭性が劣化する場合がある。したがって、Ｔｉ含有量は０．３０％以下にすることが好ましい。
Ｎｂ：０～０．３０％
Ｎｂは鋼中に微細な炭窒化物を形成する元素であり、結晶粒の粗大化の抑制に有効な元素である。亜鉛めっき鋼板の靭性を高める効果を確実に得るためには、０．００５％以上のＮｂを含有させることが好ましい。しかし、Ｎｂを過剰に含有させると析出物が粗大になり、亜鉛めっき鋼板の靭性が劣化する場合がある。したがって、Ｎｂ含有量は０．３０％以下にすることが好ましい。
Ｎｂは鋼中に微細な炭窒化物を形成する元素であり、結晶粒の粗大化の抑制に有効な元素である。亜鉛めっき鋼板の靭性を高める効果を確実に得るためには、０．００５％以上のＮｂを含有させることが好ましい。しかし、Ｎｂを過剰に含有させると析出物が粗大になり、亜鉛めっき鋼板の靭性が劣化する場合がある。したがって、Ｎｂ含有量は０．３０％以下にすることが好ましい。
Ｖ：０～０．５０％
Ｖは、Ｎｂと同様、鋼中に微細な炭窒化物を形成する元素である。結晶粒の粗大化を抑制し、亜鉛めっき鋼板の靭性を高める効果を確実に得るためには、０．０１％以上のＶを含有させることが好ましい。一方、Ｖ含有量が０．５０％を超えると、亜鉛めっき鋼板の靭性が劣化する場合があるため、Ｖ含有量は０．５０％以下にすることが好ましい。
Ｖは、Ｎｂと同様、鋼中に微細な炭窒化物を形成する元素である。結晶粒の粗大化を抑制し、亜鉛めっき鋼板の靭性を高める効果を確実に得るためには、０．０１％以上のＶを含有させることが好ましい。一方、Ｖ含有量が０．５０％を超えると、亜鉛めっき鋼板の靭性が劣化する場合があるため、Ｖ含有量は０．５０％以下にすることが好ましい。
Ｃｒ：０～３．０％、Ｍｏ：０～３．０％、Ｎｉ：０～５．０％およびＣｕ：０～３．０％
Ｃｒ、Ｍｏ、ＮｉおよびＣｕは、亜鉛めっき鋼板の延性及び靭性を向上させるのに有効な元素である。亜鉛めっき鋼板の延性及び靭性を向上させる効果を確実に得るためには、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉのうち１種でもその含有量を０．０５％以上とすることが好ましく、Ｃｕ含有量は０．１％以上とすることが好ましい。しかし、Ｃｒ含有量、Ｍｏ含有量またはＣｕ含有量が３．０％を超えると、あるいはＮｉ含有量が５．０％を超えると、亜鉛めっき鋼板の強度が上昇し過ぎて、靭性を損なう場合がある。したがって、Ｃｒ含有量、Ｍｏ含有量およびＣｕ含有量はそれぞれ３．０％以下とし、Ｎｉ含有量は５．０％以下とすることが好ましい。
Ｃｒ、Ｍｏ、ＮｉおよびＣｕは、亜鉛めっき鋼板の延性及び靭性を向上させるのに有効な元素である。亜鉛めっき鋼板の延性及び靭性を向上させる効果を確実に得るためには、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉのうち１種でもその含有量を０．０５％以上とすることが好ましく、Ｃｕ含有量は０．１％以上とすることが好ましい。しかし、Ｃｒ含有量、Ｍｏ含有量またはＣｕ含有量が３．０％を超えると、あるいはＮｉ含有量が５．０％を超えると、亜鉛めっき鋼板の強度が上昇し過ぎて、靭性を損なう場合がある。したがって、Ｃｒ含有量、Ｍｏ含有量およびＣｕ含有量はそれぞれ３．０％以下とし、Ｎｉ含有量は５．０％以下とすることが好ましい。
Ｂ：０～０．０１００％
Ｂは粒界に偏析し、Ｐ及びＳの粒界偏析を抑制する元素である。また、Ｂは、焼き入れ性を高めるのに有効な元素でもある。粒界の強化によって、亜鉛めっき鋼板の延性、靭性、熱間加工性および焼き入れ性を向上させる効果を確実に得るためには、０．０００３％以上のＢの含有させることが好ましい。しかし、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、粒界に粗大な析出物が生じて、熱間加工性および靭性を損なう場合がある。したがって、Ｂ含有量を０．０１００％以下とすることが好ましい。
Ｂは粒界に偏析し、Ｐ及びＳの粒界偏析を抑制する元素である。また、Ｂは、焼き入れ性を高めるのに有効な元素でもある。粒界の強化によって、亜鉛めっき鋼板の延性、靭性、熱間加工性および焼き入れ性を向上させる効果を確実に得るためには、０．０００３％以上のＢの含有させることが好ましい。しかし、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、粒界に粗大な析出物が生じて、熱間加工性および靭性を損なう場合がある。したがって、Ｂ含有量を０．０１００％以下とすることが好ましい。
Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．０５００％およびＲＥＭ：０～０．０５００％
Ｃａ、Ｍｇ、ＺｒおよびＲＥＭは、硫化物を好ましい形態に制御し、Ｓによる熱間加工性および靭性の劣化の抑制に有効な元素である。熱間加工性および靭性を向上させる効果を確実に得るためには、Ｃａ、ＺｒおよびＲＥＭのうち１種でもその含有量を０．００１０％以上とすることが好ましく、またＭｇ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。しかし、これらの元素を過剰に含有させても上記効果は飽和するため、Ｃａ含有量およびＭｇ含有量はそれぞれ０．０１００％以下、Ｚｒ含有量およびＲＥＭ含有量は０．０５００％以下とすることが好ましい。
なお、本実施形態においてＲＥＭ（希土類）とは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドからなる合計１７元素を指し、ＲＥＭの含有量とはこれらの元素の合計含有量を指す。
Ｃａ、Ｍｇ、ＺｒおよびＲＥＭは、硫化物を好ましい形態に制御し、Ｓによる熱間加工性および靭性の劣化の抑制に有効な元素である。熱間加工性および靭性を向上させる効果を確実に得るためには、Ｃａ、ＺｒおよびＲＥＭのうち１種でもその含有量を０．００１０％以上とすることが好ましく、またＭｇ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。しかし、これらの元素を過剰に含有させても上記効果は飽和するため、Ｃａ含有量およびＭｇ含有量はそれぞれ０．０１００％以下、Ｚｒ含有量およびＲＥＭ含有量は０．０５００％以下とすることが好ましい。
なお、本実施形態においてＲＥＭ（希土類）とは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドからなる合計１７元素を指し、ＲＥＭの含有量とはこれらの元素の合計含有量を指す。
上述した鋼板の化学組成は、一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。なお、ＣおよびＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用いて測定すればよい。表面に亜鉛めっき層を備える場合は、機械研削により表面の亜鉛めっき層を除去してから、化学組成の分析を行えばよい。
次に、本実施形態に係る鋼板の金属組織について説明する。
本実施形態に係る鋼板の金属組織は、体積分率で、合計で７０％以上の焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトと、８％以上の残留オーステナイトと、０～１０％のフレッシュマルテンサイトと、０～１０％のフェライトとからなる。
本実施形態に係る鋼板の金属組織は、体積分率で、合計で７０％以上の焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトと、８％以上の残留オーステナイトと、０～１０％のフレッシュマルテンサイトと、０～１０％のフェライトとからなる。
焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計：７０％以上
焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトは、亜鉛めっき鋼板の強度を確保した上で、穴拡げ性を確保するために有効な金属組織である。また、残留オーステナイトの安定性、残留オーステナイトの体積分率の制御に有用な金属組織でもある。引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板において上記効果を得るために、焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計の体積分率は７０％以上とする。好ましくは８０％以上である。焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトの体積分率の上限は、延性確保の観点から、９２％以下、または９０％以下としてもよい。
焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトは、亜鉛めっき鋼板の強度を確保した上で、穴拡げ性を確保するために有効な金属組織である。また、残留オーステナイトの安定性、残留オーステナイトの体積分率の制御に有用な金属組織でもある。引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板において上記効果を得るために、焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計の体積分率は７０％以上とする。好ましくは８０％以上である。焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトの体積分率の上限は、延性確保の観点から、９２％以下、または９０％以下としてもよい。
なお、焼き戻しマルテンサイトは、焼き戻しによって軟化したマルテンサイトである。この組織は、熱間圧延後の冷却中または巻き取り後の冷却中に生成したマルテンサイトが、亜鉛めっき浴への浸漬中、もしくは合金化中に焼き戻された組織である。具体的には、焼き戻しマルテンサイトは後述する式１で定義される。
残留オーステナイト：８％以上
残留オーステナイトは、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）によって延性、特に一様伸びを高める組織である。所望の延性および穴拡げ性を得るために、残留オーステナイトの体積分率は８％以上とする。なお、残留オーステナイトは、加工によって、マルテンサイトに変態して亜鉛めっき鋼板の強度の向上に寄与する。残留オーステナイトの体積分率の上限は、残留オーステナイトの安定性の観点から、２０％としてもよい。
残留オーステナイトは、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）によって延性、特に一様伸びを高める組織である。所望の延性および穴拡げ性を得るために、残留オーステナイトの体積分率は８％以上とする。なお、残留オーステナイトは、加工によって、マルテンサイトに変態して亜鉛めっき鋼板の強度の向上に寄与する。残留オーステナイトの体積分率の上限は、残留オーステナイトの安定性の観点から、２０％としてもよい。
フレッシュマルテンサイト：０～１０％
フレッシュマルテンサイトは、かなり硬く、強度の確保には非常に有利な組織であるが、過剰に存在すると亜鉛めっき鋼板の穴拡げ性を劣化させる。そのため、フレッシュマルテンサイトの体積分率は１０％以下とする。亜鉛めっき鋼板の加工性をより向上させる場合、フレッシュマルテンサイトの体積分率は３％以下とすることが好ましい。フレッシュマルテンサイトが含まれない場合であっても本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板はその課題を解決することができるので、フレッシュマルテンサイトの体積分率は０％としてもよい。フレッシュマルテンサイトの体積分率の下限は、強度確保の観点から、１％としてもよい。
なお、フレッシュマルテンサイトは、Ｃ濃度が高く、焼き戻しされていないマルテンサイト、もしくは、焼き戻し量が少ないマルテンサイトである。この組織は、溶融亜鉛めっき浴への浸漬中、もしくは、合金化中に残留オーステナイト中にセメンタイトが析出し、セメンタイトを除いた残留オーステナイト中のＣ濃度が低くなり、最終の冷却にてマルテンサイトとなった組織である。具体的には、フレッシュマルテンサイトは後述する式２で定義される。
フレッシュマルテンサイトは、かなり硬く、強度の確保には非常に有利な組織であるが、過剰に存在すると亜鉛めっき鋼板の穴拡げ性を劣化させる。そのため、フレッシュマルテンサイトの体積分率は１０％以下とする。亜鉛めっき鋼板の加工性をより向上させる場合、フレッシュマルテンサイトの体積分率は３％以下とすることが好ましい。フレッシュマルテンサイトが含まれない場合であっても本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板はその課題を解決することができるので、フレッシュマルテンサイトの体積分率は０％としてもよい。フレッシュマルテンサイトの体積分率の下限は、強度確保の観点から、１％としてもよい。
なお、フレッシュマルテンサイトは、Ｃ濃度が高く、焼き戻しされていないマルテンサイト、もしくは、焼き戻し量が少ないマルテンサイトである。この組織は、溶融亜鉛めっき浴への浸漬中、もしくは、合金化中に残留オーステナイト中にセメンタイトが析出し、セメンタイトを除いた残留オーステナイト中のＣ濃度が低くなり、最終の冷却にてマルテンサイトとなった組織である。具体的には、フレッシュマルテンサイトは後述する式２で定義される。
フェライト：０～１０％
フェライトの体積分率が増え過ぎると、不均質な金属組織となり、板厚方向の硬さ分布が不均質になる。そのため、フェライトの体積分率は１０％以下とする。フェライトが含まれない場合であっても本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板はその課題を解決することができるので、フェライトの体積分率は０％としてもよい。フェライトの体積分率の下限は、延性確保の観点から１％としてもよい。
フェライトの体積分率が増え過ぎると、不均質な金属組織となり、板厚方向の硬さ分布が不均質になる。そのため、フェライトの体積分率は１０％以下とする。フェライトが含まれない場合であっても本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板はその課題を解決することができるので、フェライトの体積分率は０％としてもよい。フェライトの体積分率の下限は、延性確保の観点から１％としてもよい。
次に、金属組織の体積分率の測定方法について説明する。
まず、亜鉛めっき鋼板の板幅方向の中央部から、板幅方向に垂直な断面が観察面となるように、試料を採取する。
マルテンサイト（焼き戻しマルテンサイトおよびフレッシュマルテンサイト）、ベイナイト並びにフェライトの面積分率は、上記観察面（圧延方向断面）の板厚１／４深さの位置の組織をレペラーエッチングやナイタールエッチングで現出し、光学顕微鏡もしくはＳＥＭにて観察し、各相を判定して、画像解析装置などを用いて各相の面積分率を測定する。得られた各相の面積分率を体積分率とする。
まず、亜鉛めっき鋼板の板幅方向の中央部から、板幅方向に垂直な断面が観察面となるように、試料を採取する。
マルテンサイト（焼き戻しマルテンサイトおよびフレッシュマルテンサイト）、ベイナイト並びにフェライトの面積分率は、上記観察面（圧延方向断面）の板厚１／４深さの位置の組織をレペラーエッチングやナイタールエッチングで現出し、光学顕微鏡もしくはＳＥＭにて観察し、各相を判定して、画像解析装置などを用いて各相の面積分率を測定する。得られた各相の面積分率を体積分率とする。
焼き戻しマルテンサイトとフレッシュマルテンサイトとは、マルテンサイトのビッカース硬さ（Ｈｖ）およびＣ濃度（質量％）で区別する。マルテンサイトのビッカース硬さ（ＨｖＭ）は、ＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００９に準拠して、試験力５ｇｆでマルテンサイト粒内の３点におけるビッカース硬さを測り、そのビッカース硬さの平均値を算出することで得る。次に、そのマルテンサイトのＣ濃度（ＣＭ）を測定する。
本実施形態では、マルテンサイト粒内にセメンタイトが存在する場合、セメンタイトのＣ濃度も合わせた濃度をそのマルテンサイトのＣ濃度とする。マルテンサイトのＣ濃度（ＣＭ）は、ＦＥ－ＳＥＭ付属の電子プローブマイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて、０．５μｍ以下のピッチで、Ｃ濃度を測定し、得られたＣ濃度の平均値を算出することで得る。得られたマルテンサイトのビッカース硬さ（ＨｖＭ）とＣ濃度（ＣＭ）とから、焼き戻しマルテンサイトとフレッシュマルテンサイトとを区別する。具体的には、得られたＨｖＭおよびＣＭが下記式１を満たす場合、焼き戻しマルテンサイトと判別する。また、得られたＣＭが０．８質量％以上であり、且つＨｖＭおよびＣＭが下記式２を満たす場合、フレッシュマルテンサイトと判別する。
なお、本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板の金属組織には、下記式１および式２の両方を満たさないマルテンサイトが存在する場合があるが、その体積分率は０．１％未満であり、本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板の特性に影響を与えるものではないため、無視できる。
ＨｖＭ／（－９８２．１×ＣＭ２＋１６７６×ＣＭ＋１８９）≦０．６０…式１ＨｖＭ／（－９８２．１×ＣＭ２＋１６７６×ＣＭ＋１８９）≧０．８０…式２（ＣＭ≧０．８）
上記式１および式２の左辺の分母にマルテンサイトのＣ濃度（ＣＭ）を代入した値（－９８２．１×ＣＭ２＋１６７６×ＣＭ＋１８９）は、そのＣ濃度の本来のマルテンサイトの硬さを表した計算値である。本実施形態に係る鋼板の金属組織に含まれる焼き戻しマルテンサイトは、焼き戻しによるマルテンサイト粒内へのセメンタイト析出などにより、本来のマルテンサイトより硬さが低くなっている。
一方、本実施形態に係る鋼板に含まるフレッシュマルテンサイトは、焼き戻されておらず、本来のマルテンサイトの硬さに近い硬さとなっている。そこで、本実施形態では、本来のマルテンサイトの硬さと、実際に測定して得られるマルテンサイトの硬さとの比を求めることで、焼き戻しマルテンサイトとフレッシュマルテンサイトとを区別する。
残留オーステナイトの体積分率は、以下の方法により測定する。
亜鉛めっき鋼板の板幅方向の中央部から、板面に平行な断面が観察面となるように、試料を採取する。試料の表面を１／４深さの位置まで研削した後、化学研磨してからＭｏ管球を用いたＸ線回折により、下記式に基づいて、フェライトの（２００）の回折強度Ｉα（２００）、フェライトの（２１１）の回折強度Ｉα（２１１）、オーステナイトの（２００）の回折強度Ｉγ（２２０）及び（３１１）の回折強度Ｉγ（３１１）の強度比より、残留オーステナイトの体積分率を求める。なお、下記式中のＶγは残留オーステナイトの体積分率を示す。
亜鉛めっき鋼板の板幅方向の中央部から、板面に平行な断面が観察面となるように、試料を採取する。試料の表面を１／４深さの位置まで研削した後、化学研磨してからＭｏ管球を用いたＸ線回折により、下記式に基づいて、フェライトの（２００）の回折強度Ｉα（２００）、フェライトの（２１１）の回折強度Ｉα（２１１）、オーステナイトの（２００）の回折強度Ｉγ（２２０）及び（３１１）の回折強度Ｉγ（３１１）の強度比より、残留オーステナイトの体積分率を求める。なお、下記式中のＶγは残留オーステナイトの体積分率を示す。
Ｖγ＝０．２５×｛Ｉγ（２２０）／（１．３５×Ｉα（２００）＋Ｉγ（２２０））＋Ｉγ（２２０）／（０．６９×Ｉα（２１１）＋Ｉγ（２２０））＋Ｉγ（３１１）／（１．５×Ｉα（２００）＋Ｉγ（３１１））＋Ｉγ（３１１）／（０．６９×Ｉα（２１１）＋Ｉγ（３１１））｝
ビッカース硬さの最大値と最小値との差であるΔＨｖ：Ｈｖ５０以下
本実施形態に係る鋼板は、圧延方向に垂直な断面で、ビッカース硬さの最大値（Ｈｖｍ ａｘ）と最小値（Ｈｖｍｉｎ）との差であるΔＨｖ（Ｈｖｍａｘ－Ｈｖｍｉｎ）がＨｖ５０以下である。ΔＨｖがＨｖ５０超となると、外力負荷時にビッカース硬さが低い軟質部と、ビッカース硬さが高い硬質部との境界に応力が集中して亀裂の発生及び進展が促進されるため、亜鉛めっき鋼板の穴広げ性および疲労特性が劣化する。
本実施形態に係る鋼板は、圧延方向に垂直な断面で、ビッカース硬さの最大値（Ｈｖｍ ａｘ）と最小値（Ｈｖｍｉｎ）との差であるΔＨｖ（Ｈｖｍａｘ－Ｈｖｍｉｎ）がＨｖ５０以下である。ΔＨｖがＨｖ５０超となると、外力負荷時にビッカース硬さが低い軟質部と、ビッカース硬さが高い硬質部との境界に応力が集中して亀裂の発生及び進展が促進されるため、亜鉛めっき鋼板の穴広げ性および疲労特性が劣化する。
ビッカース硬さの最大値と最小値との差であるΔＨｖは以下の方法によって測定する。
亜鉛めっき鋼板の板幅方向の中央部から、圧延方向に垂直な断面が測定面となるように、試験片を採取する。得られた試験片について、インヒビターを添加した５％ＨＣｌ水溶液で亜鉛めっき層のみを溶解除去した後、ＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００９に準拠して、試験力５ｇｆでビッカース硬さ試験を行う。ビッカース硬さは、圧延方向に垂直な断面について、鋼板表面から板厚１／２深さの位置までを０．０５ｍｍピッチで測定する。この方法で、少なくとも３つの試験片についてビッカース硬さ試験を行う。各試験片のビッカース硬さの最大値の平均値を算出することでＨｖｍａｘを得る。また、各試験片のビッカース硬さの最小値の平均値を算出することでＨｖｍｉｎを得る。得られたＨｖｍａｘからＨｖｍｉｎを引くことで、ΔＨｖ（Ｈｖｍａｘ－Ｈｖｍｉｎ）を得る。
亜鉛めっき鋼板の板幅方向の中央部から、圧延方向に垂直な断面が測定面となるように、試験片を採取する。得られた試験片について、インヒビターを添加した５％ＨＣｌ水溶液で亜鉛めっき層のみを溶解除去した後、ＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００９に準拠して、試験力５ｇｆでビッカース硬さ試験を行う。ビッカース硬さは、圧延方向に垂直な断面について、鋼板表面から板厚１／２深さの位置までを０．０５ｍｍピッチで測定する。この方法で、少なくとも３つの試験片についてビッカース硬さ試験を行う。各試験片のビッカース硬さの最大値の平均値を算出することでＨｖｍａｘを得る。また、各試験片のビッカース硬さの最小値の平均値を算出することでＨｖｍｉｎを得る。得られたＨｖｍａｘからＨｖｍｉｎを引くことで、ΔＨｖ（Ｈｖｍａｘ－Ｈｖｍｉｎ）を得る。
次に、本実施形態に係る亜鉛めっき層について説明する。
本実施形態に係る亜鉛めっき層は、Ｆｅを７．０質量％未満含有し、Ｎｉを０．５～２．０ｇ／ｍ２含有する。また、別の実施形態に係る亜鉛めっき層は、Ｆｅを７．０～１５．０質量％含有し、Ｎｉを０．５～２．０ｇ／ｍ２含有する。本実施形態では、合金化処理を行わない場合と、合金化処理を行う場合とで、亜鉛めっき層中のＦｅ含有量が異なる。
本実施形態に係る亜鉛めっき層は、Ｆｅを７．０質量％未満含有し、Ｎｉを０．５～２．０ｇ／ｍ２含有する。また、別の実施形態に係る亜鉛めっき層は、Ｆｅを７．０～１５．０質量％含有し、Ｎｉを０．５～２．０ｇ／ｍ２含有する。本実施形態では、合金化処理を行わない場合と、合金化処理を行う場合とで、亜鉛めっき層中のＦｅ含有量が異なる。
Ｆｅ含有量：７．０質量％未満または７．０～１５．０質量％
まず、合金化処理を行う場合について説明する。亜鉛めっき鋼板に合金化処理を施すことによって、スポット溶接性および塗装性をより高めることができる。具体的には、鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬した後、合金化処理を施すことで、亜鉛めっき層中にＦｅが取り込まれ、亜鉛めっき層中のＦｅ濃度が７．０質量％以上となり、スポット溶接性および塗装性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。一方、Ｆｅ含有量が１５．０質量％を超えると、亜鉛めっき層の密着性が劣化し、加工時に亜鉛めっき層が破壊・脱落して金型に付着することで、亜鉛めっき鋼板に疵が発生する。したがって、合金化処理を行う場合の亜鉛めっき層中のＦｅ含有量の範囲は７．０～１５．０質量％とする。好ましくは、８．０質量％以上、または１４．０質量％以下である。
まず、合金化処理を行う場合について説明する。亜鉛めっき鋼板に合金化処理を施すことによって、スポット溶接性および塗装性をより高めることができる。具体的には、鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬した後、合金化処理を施すことで、亜鉛めっき層中にＦｅが取り込まれ、亜鉛めっき層中のＦｅ濃度が７．０質量％以上となり、スポット溶接性および塗装性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。一方、Ｆｅ含有量が１５．０質量％を超えると、亜鉛めっき層の密着性が劣化し、加工時に亜鉛めっき層が破壊・脱落して金型に付着することで、亜鉛めっき鋼板に疵が発生する。したがって、合金化処理を行う場合の亜鉛めっき層中のＦｅ含有量の範囲は７．０～１５．０質量％とする。好ましくは、８．０質量％以上、または１４．０質量％以下である。
合金化処理を行わない場合、亜鉛めっき層中のＦｅ含有量は７．０質量％未満となる。亜鉛めっき層中のＦｅ含有量が７．０質量％未満であっても、亜鉛めっき鋼板は耐食性、成形性および穴拡げ性に優れる。好ましくは、５．５％以下である。合金化処理を行わない場合の亜鉛めっき層中のＦｅ含有量の下限は特に限定しないが、実操業上、下限は１．０質量％としてもよい。
Ｎｉ含有量：０．５～２．０ｇ／ｍ２
本実施形態に係る亜鉛めっき層は、Ｎｉを０．５～２．０ｇ／ｍ２含有する必要がある。亜鉛めっき層中のＮｉ含有量が０．５ｇ／ｍ２未満または２．０ｇ／ｍ２超では、良好な密着性が得られない。亜鉛めっき層中のＮｉ含有量は、１．２ｇ／ｍ２以下であることが好ましい。
本実施形態に係る亜鉛めっき層は、Ｎｉを０．５～２．０ｇ／ｍ２含有する必要がある。亜鉛めっき層中のＮｉ含有量が０．５ｇ／ｍ２未満または２．０ｇ／ｍ２超では、良好な密着性が得られない。亜鉛めっき層中のＮｉ含有量は、１．２ｇ／ｍ２以下であることが好ましい。
Ａｌ含有量：０．１～１．０質量％
亜鉛めっき浴内での合金化反応を制御するために亜鉛めっき浴にはＡｌが添加されるため、亜鉛めっき層中には少量のＡｌが含まれる。亜鉛めっき層中のＡｌ含有量が０．１質量％未満、または１．０質量％超であると、亜鉛めっき浴内での合金化反応を制御できず、亜鉛めっき層を適正に合金化させることができない場合がある。そのため、亜鉛めっき層中のＡｌ含有量は０．１～１．０質量％が好ましい。亜鉛めっき層中のＡｌ含有量は０．２質量％以上であることがより好ましい。
亜鉛めっき浴内での合金化反応を制御するために亜鉛めっき浴にはＡｌが添加されるため、亜鉛めっき層中には少量のＡｌが含まれる。亜鉛めっき層中のＡｌ含有量が０．１質量％未満、または１．０質量％超であると、亜鉛めっき浴内での合金化反応を制御できず、亜鉛めっき層を適正に合金化させることができない場合がある。そのため、亜鉛めっき層中のＡｌ含有量は０．１～１．０質量％が好ましい。亜鉛めっき層中のＡｌ含有量は０．２質量％以上であることがより好ましい。
上述した亜鉛めっき層中のＦｅおよびＡｌの含有量は、インヒビターを添加した５％ＨＣｌ水溶液で亜鉛めっき層のみを溶解除去し、ＩＣＰにて溶解液中のＦｅおよびＡｌの含有量（質量％）を測定することで得る。亜鉛めっき層中のＮｉ含有量（ｇ／ｍ２）については、上記と同様にして亜鉛めっき層中のＮｉの含有量（質量％）を測定し、亜鉛めっき層中のＮｉの含有量（質量％）と亜鉛めっきの付着量（ｇ／ｍ２）から計算することができる。
本実施形態に係る亜鉛めっき層のめっき付着量については特に限定しないが、耐食性の観点から、片面付着量で５ｇ／ｍ２以上とすることが好ましい。
なお、本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板上に塗装性、溶接性をより向上する目的で上層めっきを施すことや、各種の処理、例えば、クロメート処理、りん酸塩処理、潤滑性向上処理、溶接性向上処理等を施しても、本発明を逸脱するものではない。
なお、本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板上に塗装性、溶接性をより向上する目的で上層めっきを施すことや、各種の処理、例えば、クロメート処理、りん酸塩処理、潤滑性向上処理、溶接性向上処理等を施しても、本発明を逸脱するものではない。
次に、本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板の製造方法について述べる。
本実施形態においては、上述した化学組成からなる鋼を常法で溶製し、鋳造してスラブを得る。得られたスラブを熱間圧延する。更に、酸洗、調質圧延を施した後、Ｎｉプレめっきを行い、その後、溶融亜鉛めっきを行う。必要に応じて、溶融亜鉛めっき後、合金化処理を行う。
本実施形態においては、上述した化学組成からなる鋼を常法で溶製し、鋳造してスラブを得る。得られたスラブを熱間圧延する。更に、酸洗、調質圧延を施した後、Ｎｉプレめっきを行い、その後、溶融亜鉛めっきを行う。必要に応じて、溶融亜鉛めっき後、合金化処理を行う。
熱間圧延では、鋳造して得られたスラブを直接、仕上げ圧延完了温度がＡｒ３点以上となるように熱間圧延を行う。または、鋳造して得られたスラブを一旦冷却した後１１００℃以上に加熱し、仕上げ圧延完了温度がＡｒ３点以上となるように熱間圧延を行う。加熱温度が１１００℃未満では材料の均質化が不十分となることから、加熱温度は１１００℃以上とする。加熱温度の上限は、スケール生成の抑制の観点から、１３００℃以下としてもよい。仕上げ圧延完了温度はフェライトの生成を抑制するためにＡｒ３点以上とする。なお、Ａｒ３点は汎用の変態測定装置により鋼板の加熱・冷却時の熱膨張曲線を測定することにより求めることができる。また、仕上げ圧延完了温度とは、仕上げ圧延が完了した直後の鋼板の表面温度のことをいう。
仕上げ圧延完了温度から６００℃以下の温度域までの平均冷却速度が５０℃／秒未満であると、フェライトが多量に生成し、溶融亜鉛めっきまたは合金化処理後に得られる最終的な鋼板の金属組織が不均質な組織となり、亜鉛めっき鋼板において良好な穴拡げ性が得られない。そのため、仕上げ圧延完了温度から６００℃以下の温度域までの平均冷却速度を５０℃／秒以上とする。上限は特に限定しないが、冷却設備のコスト増大の観点から、５００℃／秒以下、２００℃／秒以下又は１００℃／秒以下としてもよい。
熱間圧延後の巻き取り温度が５００℃を超えると、熱延板組織が粗大なフェライト・パーライトを含む組織となり、溶融亜鉛めっきまたは合金化処理後に得られる最終的な鋼板の金属組織が不均質な組織となり、亜鉛めっき鋼板において良好な穴拡げ性が得られない。そのため、巻き取り温度は５００℃以下とする。好ましくは、巻き取り温度は４５０℃以下である。一方、巻き取り温度が３００℃未満であると、ベイナイト変態が十分に進まず、オーステナイト中へのＣの濃化が不十分となり、冷却後に十分な量の残留オーステナイトを得ることができない。そのため、巻き取り温度は３００℃以上とする。好ましくは、巻き取り温度は３５０℃以上である。
巻取り後、鋼板の形状矯正、降伏点伸びの防止及び板厚方向の硬さ分布の均質化を目的として、伸び率が０．７％以上の調質圧延を行う。伸び率が０．７％未満では、上記効果が十分に得られないので、伸び率は０．７％以上とする。伸び率が３．０％を超えると降伏比が大幅に増大するとともに伸びが劣化するので、伸び率は３．０％以下とすることが好ましく、２．０％以下とすることがより好ましい。
調質圧延時の伸び率は、例えば、入側ペイオフリールの回転数と出側テンションリールの回転数との差から求めることができる。
調質圧延時の伸び率は、例えば、入側ペイオフリールの回転数と出側テンションリールの回転数との差から求めることができる。
必要に応じて、熱間圧延時に生成したスケールを除去するために、熱間圧延後または調質圧延後に酸洗を行ってもよい。
調質圧延を行った後、または調質圧延後に酸洗を行った後、鋼板の表層を２．０μｍ以上研削除去し、その後、Ｎｉプレめっきを行う。伸び率０．７％以上の調質圧延に加えて鋼板の表層を２．０μｍ以上研削除去することにより、溶融亜鉛めっきまたは合金化処理後に得られる最終的な鋼板の金属組織が均質な組織となり、板厚方向の硬さ分布を均質化できる。鋼板の表層を２．０μｍ以上研削除去した後にＮｉプレめっきを行うことにより、めっきの濡れ性を確保でき、不めっきが生じることを抑制することができる。また、鋼板の表層を２．０μｍ以上研削除去した後にＮｉプレめっきを行うことにより、溶融亜鉛めっき後の合金化処理時に、亜鉛と鉄との合金化が促進され、合金化処理時の加熱温度を下げることができる。これにより、合金化処理時に残留オーステナイトが分解してセメンタイトが生成することにより、亜鉛めっき鋼板の穴拡げ性が劣化することを防ぐことができる。表面研削を行った後にＮｉプレめっきを行うことにより合金化が促進されるメカニズムについては明確ではないが、研削により鋼板表層部に導入される歪の影響により、鋼板表面が活性化することが考えられる。
鋼板の表層を研削除去する方法としては、ブラシ研磨、サンドペーパー研磨、機械研磨などの方法を用いればよい。Ｎｉプレめっきの方法は電気めっき、浸漬めっき、スプレーめっきのいずれでもよく、めっき付着量は１．０～４．０ｇ／ｍ２程度が好ましい。めっき付着量は２．０ｇ／ｍ２以下であってもよい。鋼板の表層を研削除去する量が２．０μｍ未満である場合、またはＮｉプレめっきを行わない場合には、合金化促進効果が得られない。その結果、合金化温度を高くせざるを得ないため、後述するように亜鉛めっき鋼板において穴拡げ性の劣化を防ぐことができない。また、鋼板の表層を研削除去する量が２．０μｍ未満である場合、鋼板表面に脱炭層や酸化物が残存して板厚方向の硬さ分布が不均質になったり、不めっきが生じる場合がある。合金化をより促進させるためには、鋼板の表層を研削除去する量を３．０μｍ以上とすることが好ましい。
鋼板の表層を研削除去することによる効果は２０μｍ超で飽和するので、鋼板の表層を研削除去する量は２０μｍ以下としてもよい。
鋼板の表層における研削除去の量は、研削除去の前後での熱延鋼板の板厚を測定し、両者の差分を求めることにより得ることができる。
鋼板の表層を研削除去することによる効果は２０μｍ超で飽和するので、鋼板の表層を研削除去する量は２０μｍ以下としてもよい。
鋼板の表層における研削除去の量は、研削除去の前後での熱延鋼板の板厚を測定し、両者の差分を求めることにより得ることができる。
Ｎｉプレめっきを行った後、２０℃／秒以上の平均昇温速度で４３０～４８０℃の温度域まで加熱後、溶融亜鉛めっき浴中で亜鉛めっきを行うことで、亜鉛めっき鋼板を得る。なお、ここでいう温度は、鋼板の表面温度である。溶融亜鉛めっきを行う前の平均昇温速度が２０℃／秒未満では、鋼板の表層を研削除去することにより導入された歪が緩和され、合金化促進効果が得られなくなる。溶融亜鉛めっきを行う前の平均昇温速度は、１００℃／秒以下、５０℃／秒以下であってもよい。亜鉛めっきを行う前の加熱温度が４３０℃未満では溶融亜鉛めっき時に不めっきを生じやすい。溶融亜鉛めっきを行う前の加熱温度が４８０℃を超えると、鋼板の表層を研削除去することにより導入された歪が緩和され合金化促進効果が得られなくなる。
溶融亜鉛めっきを行った後、必要に応じて、４７０～５６０℃の温度域で１０～４０秒保持する合金化処理を行ってもよい。これにより、亜鉛めっき層中のＦｅ濃度を高めて７．０質量％以上とすることで、亜鉛めっき鋼板のスポット溶接性および塗装性をより向上させることができる。合金化処理時の温度が４７０℃未満では、合金化が不十分となる。合金化処理時の温度が５６０℃を超えると、残留オーステナイトが分解してセメンタイトが生成することにより、亜鉛めっき鋼板の穴拡げ性が劣化する。合金化処理を行う時間については、合金化温度とのバランスで決まるが、１０～４０秒の範囲が望ましい。合金化処理を行う時間が１０秒未満では合金化が進みにくく、４０秒を超えると残留オーステナイトが分解してセメンタイトが生じることにより亜鉛めっき鋼板の穴拡げ性が劣化する。
溶融亜鉛めっきまたは合金化処理の後、１５℃／秒以上の平均冷却速度で４００℃以下の温度域まで冷却する。平均冷却速度が１５℃／秒未満であると、残留オーステナイトが分解してフェライトおよびセメンタイトが生成して、最終的に得られる鋼板の金属組織が不均質な組織となり、板厚方向の硬さ分布が不均質になる。平均冷却速度は、５０℃／秒以下及び２５℃／秒以下であってもよい。１５℃／秒以上の平均冷却速度で冷却するのが４００℃超までだと、残留オーステナイトが分解してフェライトおよびセメンタイトが生成して、最終的に得られる亜鉛めっき鋼板の金属組織が不均質な組織となり、板厚方向の硬さ分布が不均質になる。
上記冷却の後は、最終的に得られる亜鉛めっき鋼板の形状矯正及び降伏点伸びの防止を目的として、伸び率０．２～１．０％の調質圧延を行ってもよい。伸び率が０．２％未満では上記効果が十分に得られず、伸び率が１．０％を超えると降伏比が大幅に増大するとともに伸びが劣化する。
以下、実施例により本発明の効果をさらに具体的に説明する。実施例での条件は、本発明の実施可能性およ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に示す化学組成の鋼を鋳造し、１１００℃以上に再加熱した後、仕上げ圧延完了温度がＡｒ３点以上となるように熱間圧延を完了し、表２Ａおよび表２Ｂに示す条件で冷却及び巻取りを行った。その後、表２ＡのＮｏ．１～２０については、表２Ａに示す条件で、調質圧延、鋼板表層の研削除去、Ｎｉプレめっき、溶融亜鉛めっきおよび合金化処理を行うことで、表３Ａに示す亜鉛めっき鋼板（合金化溶融亜鉛めっき鋼板）を得た。また、表２ＢのＮｏ．２１～５１については、表２Ｂに示す条件で、調質圧延、鋼板表層の研削除去、Ｎｉプレめっきおよび溶融亜鉛めっきを行うことで、表３Ｂに示す亜鉛めっき鋼板（溶融亜鉛めっき鋼板）を得た。最終的に得られた亜鉛めっき鋼板はいずれも、板厚は２．３ｍｍであった。
得られた亜鉛めっき鋼板について、上述の方法により、鋼板の各金属組織の体積分率およびビッカース硬さの最大値と最小値との差であるΔＨｖ、並びに、亜鉛めっき層のＦｅ含有量、Ｎｉ含有量およびＡｌ含有量を測定した。
また、得られた亜鉛めっき鋼板の機械特性（引張強度、全伸び、穴広げ率、加工性、疲労特性）、めっき外観および密着性を評価した。なお、本発明例では亜鉛めっき層中のＡｌ含有量はいずれも０．１～１．０質量％の範囲内であった。
また、得られた亜鉛めっき鋼板の機械特性（引張強度、全伸び、穴広げ率、加工性、疲労特性）、めっき外観および密着性を評価した。なお、本発明例では亜鉛めっき層中のＡｌ含有量はいずれも０．１～１．０質量％の範囲内であった。
引張強度および全伸びは、長手方向が亜鉛めっき鋼板の圧延方向と垂直になるように切り出したＪＩＳ５号試験片に対し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠して、引張試験を行って評価した。引張試験によって得られた応力－歪曲線より、引張（最大）強度（ＴＳ）、全伸び（ＥＬ）を求めた。引張強度が９８０ＭＰａ以上の場合、優れた強度を有するとして合格と判定した。引張強度は１１００ＭＰａ以下であってもよい。得られた全伸びは、後述する加工性の指標に用いた。
穴拡げ性は、穴拡げ試験をＪＩＳ Ｚ ２２５６：２０１０準拠して行い、穴拡げ率（λ）を測定した。得られた穴広げ率は、後述する加工性の指標に用いた。
加工性の指標として、ＴＳ×ＥＬとＴＳ×λとを求めた。ＴＳ×ＥＬが１６０００ＭＰａ・％以上、且つＴＳ×λが４００００ＭＰａ・％以上の場合、加工性に優れるとして合格と判定した。
疲労特性は、ＪＩＳ Ｚ ２２７５：１９７８に準拠して平面曲げ疲労試験を行い、疲労限度比（＝疲労強度／引張強度）を求めて、疲労限度比により評価した。疲労限度比が０．４０以上の場合、優れた疲労特性を有するとして合格と判定した。
めっき外観は目視観察により不めっきの有無を判定した。目視により不めっきが観察されなかった場合、めっき外観に優れるとして合格と判定した。
密着性は、円筒深絞り試験（ポンチ径：４０ｍｍ、ＢＨＦ（Ｂｌａｎｋ Ｈｏｌｄｅｒ
Ｆｏｒｃｅ）：１ｔｏｎ、絞り比：２．０）を行ったサンプルについて、溶剤で脱脂した後、側面をテープ剥離し、テープの黒化度を測定した。黒化度は明度（Ｌ値）を測定し、ブランクテープのＬ値との差異を黒化度とした。黒化度が３０％未満の場合を合格と判定し、表中の密着性の欄に「Ｇｏｏｄ」と記載した。黒化度が３０％以上の場合を不合格と判定し、表中の密着性の欄に「Ｂａｄ」と記載した。
得られた試験結果を表３Ａおよび表３Ｂに示す。
Ｆｏｒｃｅ）：１ｔｏｎ、絞り比：２．０）を行ったサンプルについて、溶剤で脱脂した後、側面をテープ剥離し、テープの黒化度を測定した。黒化度は明度（Ｌ値）を測定し、ブランクテープのＬ値との差異を黒化度とした。黒化度が３０％未満の場合を合格と判定し、表中の密着性の欄に「Ｇｏｏｄ」と記載した。黒化度が３０％以上の場合を不合格と判定し、表中の密着性の欄に「Ｂａｄ」と記載した。
得られた試験結果を表３Ａおよび表３Ｂに示す。
なお、表３Ａおよび表３Ｂに示すＦｅ含有量とは、亜鉛めっき層中のＦｅ含有量を示している。合金化処理を行った表３Ａの合金化溶融亜鉛めっき鋼板（本発明例）では、Ｆｅ含有量が７．０～１５．０質量％となっており、合金化が十分に進んだことを示している。合金化処理を行わなかった表３Ｂの溶融亜鉛めっき鋼板（本発明例）では、Ｆｅ含有量が７．０質量％未満となっている。
表３Ａおよび表３Ｂを見ると、Ｎｏ．１～１０、Ｎｏ．２１～３０及びＮｏ．４２～５１の本発明例はいずれの特性も合格となり、目標とする特性が得られていることが分かる。一方、化学組成または製造方法が本発明の範囲外であったＮｏ．１１～２０及びＮｏ．３１～４１の比較例は、いずれか１つ以上の特性が劣っていることが分かる。
本発明に係る上記一態様によれば、強度、加工性、疲労特性、めっき外観および密着性に優れた亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供することができる。
Claims (7)
- 鋼板と、前記鋼板上に配された亜鉛めっき層とを有する亜鉛めっき鋼板であって、
前記鋼板は、化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０５～０．３０％、
Ｓｉ：０．５～３．０％、
Ｍｎ：１．７～３．０％、
Ｐ ：０．０２０％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．００５～１．００％、
Ｎ ：０．００１０～０．０５００％、
Ｔｉ：０～０．３０％、
Ｎｂ：０～０．３０％、
Ｖ ：０～０．５０％、
Ｃｒ：０～３．０％、
Ｍｏ：０～３．０％、
Ｎｉ：０～５．０％、
Ｃｕ：０～３．０％、
Ｂ ：０～０．０１００％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
Ｍｇ：０～０．０１００％、
Ｚｒ：０～０．０５００％、および
ＲＥＭ：０～０．０５００％を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
前記鋼板の金属組織が、体積分率で、合計で７０％以上の焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトと、８％以上の残留オーステナイトと、０～１０％のフレッシュマルテンサイトと、０～１０％のフェライトとからなり、
前記鋼板の圧延方向に垂直な断面で、ビッカース硬さの最大値と最小値との差であるΔＨｖがＨｖ５０以下であり、
前記亜鉛めっき層が、７．０質量％未満のＦｅと０．５～２．０ｇ／ｍ２のＮｉとを含有し、
引張強度が９８０ＭＰａ以上である
ことを特徴とする亜鉛めっき鋼板。 - 鋼板と、前記鋼板上に配された亜鉛めっき層とを有する亜鉛めっき鋼板であって、
前記鋼板は、化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０５～０．３０％、
Ｓｉ：０．５～３．０％、
Ｍｎ：１．７～３．０％、
Ｐ ：０．０２０％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．００５～１．００％、
Ｎ ：０．００１０～０．０５００％、
Ｔｉ：０～０．３０％、
Ｎｂ：０～０．３０％、
Ｖ ：０～０．５０％、
Ｃｒ：０～３．０％、
Ｍｏ：０～３．０％、
Ｎｉ：０～５．０％、
Ｃｕ：０～３．０％、
Ｂ ：０～０．０１００％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
Ｍｇ：０～０．０１００％、
Ｚｒ：０～０．０５００％、および
ＲＥＭ：０～０．０５００％を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
前記鋼板の金属組織が、体積分率で、合計で７０％以上の焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトと、８％以上の残留オーステナイトと、０～１０％のフレッシュマルテンサイトと、０～１０％のフェライトとからなり、
前記鋼板の圧延方向に垂直な断面で、ビッカース硬さの最大値と最小値との差であるΔＨｖがＨｖ５０以下であり、
前記亜鉛めっき層が、７．０～１５．０質量％のＦｅと０．５～２．０ｇ／ｍ２のＮｉとを含有し、
引張強度が９８０ＭＰａ以上である
ことを特徴とする亜鉛めっき鋼板。 - 前記鋼板の前記化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．００５～０．３０％、
Ｎｂ：０．００５～０．３０％、
Ｖ ：０．０１～０．５０％
Ｃｒ：０．０５～３．０％、
Ｍｏ：０．０５～３．０％、
Ｎｉ：０．０５～５．０％、
Ｃｕ：０．１～３．０％、
Ｂ ：０．０００３～０．０１００％、
Ｃａ：０．００１０～０．０１００％、
Ｍｇ：０．０００５～０．０１００％、
Ｚｒ：０．００１０～０．０５００％、および
ＲＥＭ：０．００１０～０．０５００％の１種又は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に記載の亜鉛めっき鋼板。 - 前記亜鉛めっき鋼板の疲労限度比が０．４以上であることを特徴とする請求項１から３のいずれか１項に記載の亜鉛めっき鋼板。
- 前記亜鉛めっき層のＡｌ含有量が０．１～１．０質量％であることを特徴とする請求項１から４のいずれか１項に記載の亜鉛めっき鋼板。
- 請求項１に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
請求項１に記載の前記化学組成を有するスラブを直接、仕上げ圧延完了温度がＡｒ３点以上となるように熱間圧延を行う、または一旦冷却した後１１００℃以上に加熱し、仕上げ圧延完了温度がＡｒ３点以上となるように熱間圧延を行うことで熱延鋼板を得る工程と、
前記熱延鋼板を、前記仕上げ圧延完了温度から６００℃以下の温度域まで５０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、３００～５００℃の温度域にて巻き取る工程と、
前記巻き取り後の前記熱延鋼板に対し、伸び率０．７％以上の調質圧延を行う工程と、
前記調質圧延後の前記熱延鋼板の表層を２．０μｍ以上研削除去した後、Ｎｉプレめっきを行う工程と、
前記Ｎｉプレめっき後の前記熱延鋼板を、２０℃／秒以上の平均昇温速度で４３０～４８０℃の温度域まで加熱した後、溶融亜鉛めっきを行う工程と、
前記溶融亜鉛めっき後の前記熱延鋼板を、１５℃／秒以上の平均冷却速度で４００℃以下の温度域まで冷却することで亜鉛めっき鋼板を得る工程と、を含むことを特徴とする亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 請求項２に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
請求項２に記載の前記化学組成を有するスラブを直接、仕上げ圧延完了温度がＡｒ３点以上となるように熱間圧延を行う、または一旦冷却した後１１００℃以上に加熱し、仕上げ圧延完了温度がＡｒ３点以上となるように熱間圧延を行うことで熱延鋼板を得る工程と、
前記熱延鋼板を、前記仕上げ圧延完了温度から６００℃以下の温度域まで５０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、３００～５００℃の温度域にて巻き取る工程と、
前記巻き取り後の前記熱延鋼板に対し、伸び率０．７％以上の調質圧延を行う工程と、
前記調質圧延後の前記熱延鋼板の表層を２．０μｍ以上研削除去した後、Ｎｉプレめっきを行う工程と、
前記Ｎｉプレめっき後の前記熱延鋼板を、２０℃／秒以上の平均昇温速度で４３０～４８０℃の温度域まで加熱した後、溶融亜鉛めっきを行う工程と、
前記溶融亜鉛めっき後の前記熱延鋼板に対し、４７０～５６０℃の温度域で１０～４０秒保持する合金化処理を行う工程と、
前記合金化処理後の前記熱延鋼板を、１５℃／秒以上の平均冷却速度で４００℃以下の温度域まで冷却することで亜鉛めっき鋼板を得る工程と、を含むことを特徴とする亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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