JP7846440B2 - 合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び部材 - Google Patents
合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び部材Info
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Description
本発明は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び部材に関する。
本願は、２０２４年４月９日に、日本に出願された特願２０２４－０６２７７９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、２０２４年４月９日に、日本に出願された特願２０２４－０６２７７９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、地球温暖化対策に伴う温室効果ガス排出量規制の観点から、自動車のさらなる燃費向上が求められている。そして、車体を軽量化するとともに衝突安全性を確保するために、自動車用部品における高強度鋼板の適用がますます拡大しつつある。
自動車用部品としては防錆性も要求されるため、防錆性向上のため合金化溶融亜鉛めっき鋼板が用いられることがある。
自動車用部品としては防錆性も要求されるため、防錆性向上のため合金化溶融亜鉛めっき鋼板が用いられることがある。
例えば、特許文献１は、冷延鋼板の表面に、δ１相単独若しくはδ１相と厚さ１μｍ以下のΓ１相からなり、且つ表層結晶の平均アスペクト比が３以下であるＦｅ－Ｚｎ合金皮膜を有することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板を開示している。
特許文献１の技術によれば、プレス成形に要求される摺動特性に加えて優れた表面処理性と耐パウダリング性を発揮可能であるとされている。しかしながら、特許文献１の技術においては、引張強さが１１８０ＭＰａ以上となるような高強度の合金化溶融亜鉛めっき鋼板とすることは想定されていない。このため、特許文献１の技術においては、優れた加工性（めっき密着性・摺動性）と高強度を両立させることについて改善の余地があると言える。
また、強度を高めるために成分や製造工程を調整することも考えられるが、条件によっては、めっき表層においてスポット状の金属光沢部が発現する外観不良が生じる場合があった。
また、強度を高めるために成分や製造工程を調整することも考えられるが、条件によっては、めっき表層においてスポット状の金属光沢部が発現する外観不良が生じる場合があった。
そこで、本発明では、高強度であるとともに加工性に優れ、且つ、外観不良の発生が抑制された合金化溶融亜鉛めっき鋼板、及び当該合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含む部材を提供することを目的とする。
上記課題を解決するために、本発明は以下の手段を提案している。
（１）本発明の第一の態様は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１０～０．３５％、Ｓｉ：０．０１～２．００％、Ｍｎ：２．８～４．０％、Ｐ：０～０．１００％、Ｓ：０～０．１００％、Ｎ：０～０．０２０％、Ａｌ：０．００１～１．５００％、Ｏ：０～０．０１０％、Ｃｒ：０～０．８０％、Ｍｏ：０～１．００％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｔｉ：０～０．１０００％、Ｎｂ：０～０．４０００％、Ｖ：０～０．５０％、Ｎｉ：０～１．００００％、Ｃｕ：０～１．００％、ＲＥＭ：０～０．０１００％、Ａｓ：０～０．２００％、Ｓｂ：０～０．２００％、Ｓｎ：０～０．２０％、Ｗ：０～０．１００％、Ｃｏ：０～２．０％、Ｚｎ：０～０．１００％、Ｚｒ：０～０．０５００％、Ｍｇ：０～０．０５０％、Ｃａ：０～０．０５０％、Ｔａ：０～０．１００％、Ｂｉ：０～０．０５０％、及びＴｅ：０～０．０５０％、を含み、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼素材の表面に、Ｚｎを含有するめっき層を有し、前記めっき層の表面における結晶粒のアスペクト比が４．０以下であり、前記めっき層におけるΓ相の厚さが１．０μｍ以下であり、引張強さが１１８０ＭＰａ以上である合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。
（２）上記（１）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、前記鋼素材の化学組成が、質量％で、Ｃｒ：０．００１～０．８０％、Ｍｏ：０．００１～１．００％、Ｂ：０．０００３～０．０１００％、Ｔｉ：０．００１～０．１０００％、Ｎｂ：０．００１～０．４０００％、Ｖ：０．００１～０．５０％、Ｎｉ：０．００１～１．００００％、Ｃｕ：０．００１～１．００％、ＲＥＭ：０．０００３～０．０１００％、Ａｓ：０．００１～０．２００％、Ｓｂ：０．００１～０．２００％、Ｓｎ：０．００１～０．２０％、Ｗ：０．００１～０．１００％、Ｃｏ：０．０１～２．０％、Ｚｎ：０．０００５～０．１００％、Ｚｒ：０．００１０～０．０５００％、Ｍｇ：０．００１～０．０５０％、Ｃａ：０．００１～０．０５０％、Ｔａ：０．００１～０．１００％、Ｂｉ：０．００１～０．０５０％、及びＴｅ：０．００１～０．０５０％からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
（３）本発明の第二の態様は、上記（１）又は（２）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含む部材である。
（１）本発明の第一の態様は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１０～０．３５％、Ｓｉ：０．０１～２．００％、Ｍｎ：２．８～４．０％、Ｐ：０～０．１００％、Ｓ：０～０．１００％、Ｎ：０～０．０２０％、Ａｌ：０．００１～１．５００％、Ｏ：０～０．０１０％、Ｃｒ：０～０．８０％、Ｍｏ：０～１．００％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｔｉ：０～０．１０００％、Ｎｂ：０～０．４０００％、Ｖ：０～０．５０％、Ｎｉ：０～１．００００％、Ｃｕ：０～１．００％、ＲＥＭ：０～０．０１００％、Ａｓ：０～０．２００％、Ｓｂ：０～０．２００％、Ｓｎ：０～０．２０％、Ｗ：０～０．１００％、Ｃｏ：０～２．０％、Ｚｎ：０～０．１００％、Ｚｒ：０～０．０５００％、Ｍｇ：０～０．０５０％、Ｃａ：０～０．０５０％、Ｔａ：０～０．１００％、Ｂｉ：０～０．０５０％、及びＴｅ：０～０．０５０％、を含み、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼素材の表面に、Ｚｎを含有するめっき層を有し、前記めっき層の表面における結晶粒のアスペクト比が４．０以下であり、前記めっき層におけるΓ相の厚さが１．０μｍ以下であり、引張強さが１１８０ＭＰａ以上である合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。
（２）上記（１）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、前記鋼素材の化学組成が、質量％で、Ｃｒ：０．００１～０．８０％、Ｍｏ：０．００１～１．００％、Ｂ：０．０００３～０．０１００％、Ｔｉ：０．００１～０．１０００％、Ｎｂ：０．００１～０．４０００％、Ｖ：０．００１～０．５０％、Ｎｉ：０．００１～１．００００％、Ｃｕ：０．００１～１．００％、ＲＥＭ：０．０００３～０．０１００％、Ａｓ：０．００１～０．２００％、Ｓｂ：０．００１～０．２００％、Ｓｎ：０．００１～０．２０％、Ｗ：０．００１～０．１００％、Ｃｏ：０．０１～２．０％、Ｚｎ：０．０００５～０．１００％、Ｚｒ：０．００１０～０．０５００％、Ｍｇ：０．００１～０．０５０％、Ｃａ：０．００１～０．０５０％、Ｔａ：０．００１～０．１００％、Ｂｉ：０．００１～０．０５０％、及びＴｅ：０．００１～０．０５０％からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
（３）本発明の第二の態様は、上記（１）又は（２）に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含む部材である。
本発明の上記態様によれば、高強度であるとともに加工性に優れ、且つ、外観不良の発生が抑制された合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び当該合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含む部材を提供することができる。
本発明者らは、強度と加工性を両立させつつ外観不良の発生を抑制可能な合金化溶融亜鉛めっき鋼板（及び当該合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含む部材）について鋭意検討した。
まず、１１８０ＭＰａ以上の高強度を得るためには、鋼素材を構成する金属組織は、硬質なマルテンサイト相主体の組織とすることが重要である。このため、適切な成分組成とした上で、めっき過程及び合金化過程ではオーステナイト相が主相となるよう制御し、合金化加熱後に急冷（焼入れ）することで、マルテンサイト相を得る。
まず、１１８０ＭＰａ以上の高強度を得るためには、鋼素材を構成する金属組織は、硬質なマルテンサイト相主体の組織とすることが重要である。このため、適切な成分組成とした上で、めっき過程及び合金化過程ではオーステナイト相が主相となるよう制御し、合金化加熱後に急冷（焼入れ）することで、マルテンサイト相を得る。
また、加工性については、めっき層の表面における摺動性と、めっき密着性と、を高めることが重要である。
優れた摺動性は、めっき層の表面において、ζ相と呼ばれる軟質な金型に凝着しやすい相の生成を抑制することで得ることができる。ζ相の生成を抑制するためには、合金化加熱を高温且つ急速昇温となるような条件で実施すればよい。
優れためっき密着性は、めっき層中において、Γ相と呼ばれる硬質で脆いＦｅ合金化相の生成を抑制し、Γ相の厚さを小さくすることで得ることができる。Γ相が一定以上の厚さであるとプレス成形時にめっきが剥離してしまうためである。Γ相の過度な生成を抑制しつつ、ζ相の生成を抑制するためには、合金化温度への加熱を急速昇温となるような条件で実施すればよい。
したがって、化学組成と製造条件を制御しζ相の生成とΓ相の成長を抑制することにより、優れた加工性を得ることができる。
優れた摺動性は、めっき層の表面において、ζ相と呼ばれる軟質な金型に凝着しやすい相の生成を抑制することで得ることができる。ζ相の生成を抑制するためには、合金化加熱を高温且つ急速昇温となるような条件で実施すればよい。
優れためっき密着性は、めっき層中において、Γ相と呼ばれる硬質で脆いＦｅ合金化相の生成を抑制し、Γ相の厚さを小さくすることで得ることができる。Γ相が一定以上の厚さであるとプレス成形時にめっきが剥離してしまうためである。Γ相の過度な生成を抑制しつつ、ζ相の生成を抑制するためには、合金化温度への加熱を急速昇温となるような条件で実施すればよい。
したがって、化学組成と製造条件を制御しζ相の生成とΓ相の成長を抑制することにより、優れた加工性を得ることができる。
しかしながら、加工性を確保するために急速昇温を実施すると、めっき層の表層に、図１に示すような外観不良が生じる場合がある。図１はスポット状の金属光沢部ａが発現しためっき層の表面を示す概略図である。図１に示すように、各々のスポット状の金属光沢部ａは、面積測定に基づく円相当直径２～５ｍｍ程度であり、列をなすように発現する。本発明者らは、急速合金化加熱時に生じる局所的な金属光沢部ａを多数伴う外観不良について分析した。
図２は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板１００１について、めっき層に発現した金属光沢部ａの近傍の断面を示す模式図である。
図２に示すように、金属光沢部ａの外側は合金化反応が十分に進行し、Ｆｅ－Ｚｎ合金層ｂ（健全部）が形成されているのに対し、金属光沢部ａにおいては局所的に合金化反応が進行せず、Ｆｅ、Ａｌからなる初期合金層ａ１が残存し、Ｆｅ－Ｚｎ合金層ａ２（欠陥部）が極端に薄いことがわかった。
図２に示すように、金属光沢部ａの外側は合金化反応が十分に進行し、Ｆｅ－Ｚｎ合金層ｂ（健全部）が形成されているのに対し、金属光沢部ａにおいては局所的に合金化反応が進行せず、Ｆｅ、Ａｌからなる初期合金層ａ１が残存し、Ｆｅ－Ｚｎ合金層ａ２（欠陥部）が極端に薄いことがわかった。
本発明者らは上記の事象の理由について、次のように推察した。
めっき母材となる鋼素材１０１１には微視的には組織や成分などにばらつきが含まれている。特に、鋼板表層にＣ欠乏層（脱炭層）やＳｉ、Ｍｎ等の合金元素欠乏層が生じている場合、焼鈍工程等で高温に加熱されることにより、これらの欠乏層における結晶粒が著しく成長する。また、急速昇温で瞬時に加熱を行う場合、昇温過程での合金化反応が生じにくく、より高温で合金化反応が急激に進行する。
このため、組織や成分などにばらつきのある鋼素材を用いた場合、急激に合金化反応が進行すると、比較的反応性の良い箇所では合金化反応が十分に進行するが、反応性の悪い箇所では合金化反応の進行が遅れることとなる。その際、周囲の合金化反応にめっき成分のＺｎが消費されるため、当該反応性の悪い箇所ではめっきが極端に薄くなり、金属光沢部として外観不良が生じる。
めっき母材となる鋼素材１０１１には微視的には組織や成分などにばらつきが含まれている。特に、鋼板表層にＣ欠乏層（脱炭層）やＳｉ、Ｍｎ等の合金元素欠乏層が生じている場合、焼鈍工程等で高温に加熱されることにより、これらの欠乏層における結晶粒が著しく成長する。また、急速昇温で瞬時に加熱を行う場合、昇温過程での合金化反応が生じにくく、より高温で合金化反応が急激に進行する。
このため、組織や成分などにばらつきのある鋼素材を用いた場合、急激に合金化反応が進行すると、比較的反応性の良い箇所では合金化反応が十分に進行するが、反応性の悪い箇所では合金化反応の進行が遅れることとなる。その際、周囲の合金化反応にめっき成分のＺｎが消費されるため、当該反応性の悪い箇所ではめっきが極端に薄くなり、金属光沢部として外観不良が生じる。
実際、昇温速度を低くした場合には、顕著な外観不良は生じないことを本発明者らは確認した。昇温速度が低ければ、昇温中にも緩やかに合金化反応が進行するため、多少のミクロな反応性のばらつきがあり合金化反応の進行が遅い箇所があっても、周囲の合金化反応の進行が速い箇所の合金化反応が十分に進行する前に合金化が開始するためであると考えられる。
以上の検討から、本発明者らは、急速加熱する場合であっても、外観不良が生じない加熱方法として、合金化速度の向上が有効であることを見出した。また、これは必ずしも、外観不良が生じる直径が数ｍｍである反応性の悪い部位だけに対して選択的に合金化速度を向上させる必要はなく、めっき層全体における平均的な合金化速度を向上させれば十分効果が得られることも見出した。
本発明は、上記の知見に基づき完成された。以下、本発明の実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板について説明する。尚、本願明細書において、「加工性に優れる」とは、「めっき密着性と摺動性に優れる」ことを意味する。また、成分について用いる％は特に説明が無い限り「質量％」を意味する。
本実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板１は、部材として用いられる鋼板である。
図３は、本実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板１の断面図である。
合金化溶融亜鉛めっき鋼板１は、所定の化学組成を有する鋼素材１１の表面に、Ｚｎを含有するめっき層１３を有する。
以下、鋼素材の化学組成について説明する。
図３は、本実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板１の断面図である。
合金化溶融亜鉛めっき鋼板１は、所定の化学組成を有する鋼素材１１の表面に、Ｚｎを含有するめっき層１３を有する。
以下、鋼素材の化学組成について説明する。
（Ｃ：０．１０～０．３５％）
Ｃは、所望の引張強さを得るために必須の元素である。Ｃ含有量が０．１０％未満では、所望の引張強さが得られないので、Ｃ含有量は０．１０％以上、好ましくは０．１３％以上、０．１５％以上、０．２０％以上である。
一方、Ｃ含有量が０．３５％を超えると、鋼素材の耐水素脆性や溶接性が低下するので、Ｃ含有量は０．３５％以下、好ましくは０．３３％以下、０．３０％以下である。
Ｃは、所望の引張強さを得るために必須の元素である。Ｃ含有量が０．１０％未満では、所望の引張強さが得られないので、Ｃ含有量は０．１０％以上、好ましくは０．１３％以上、０．１５％以上、０．２０％以上である。
一方、Ｃ含有量が０．３５％を超えると、鋼素材の耐水素脆性や溶接性が低下するので、Ｃ含有量は０．３５％以下、好ましくは０．３３％以下、０．３０％以下である。
（Ｓｉ：０．０１～２．００％）
Ｓｉ含有量が少ないと、冷間圧延工程でＳｉ含有内部酸化物を形成できず、表層の結晶粒が粗大化しやすいため、Ｓｉ含有量は０．０１％以上、好ましくは０．０２％以上、０．０３％以上である。
一方、Ｓｉ含有量が２．００％を超えると、Ｓｉを含む膜状の酸化物が鋼素材表面を覆うことにより、合金化反応の進行を遅延させる。そのため、優れた外観を得ることが困難となる。従って、Ｓｉ含有量は、２．００％以下、好ましくは１．９０％以下、１．５０％以下、更に好ましくは１．００％以下である。
Ｓｉ含有量が少ないと、冷間圧延工程でＳｉ含有内部酸化物を形成できず、表層の結晶粒が粗大化しやすいため、Ｓｉ含有量は０．０１％以上、好ましくは０．０２％以上、０．０３％以上である。
一方、Ｓｉ含有量が２．００％を超えると、Ｓｉを含む膜状の酸化物が鋼素材表面を覆うことにより、合金化反応の進行を遅延させる。そのため、優れた外観を得ることが困難となる。従って、Ｓｉ含有量は、２．００％以下、好ましくは１．９０％以下、１．５０％以下、更に好ましくは１．００％以下である。
（Ｍｎ：２．８～４．０％）
Ｍｎはオーステナイト安定化元素であり、鋼素材の焼入性向上に有効な元素である。Ｍｎ含有量が２．８％未満では、焼入れが不十分となり所望の引張強さが得られない傾向にあるため、Ｍｎ含有量は２．８％以上、好ましくは２．９％以上、３．０％以上、より好ましくは３.２％以上である。
Ｍｎ含有量が４．０％を超えると、合金化反応を妨げるＭｎを含有する酸化物が鋼板表面に形成され、Ｍｎ酸化物の分布に起因した合金化速度のばらつきが生じやすくなり外観品位が低下するので、Ｍｎ含有量は４．０％以下、好ましくは３．９％以下、３．８％以下、３．５％以下である。
Ｍｎはオーステナイト安定化元素であり、鋼素材の焼入性向上に有効な元素である。Ｍｎ含有量が２．８％未満では、焼入れが不十分となり所望の引張強さが得られない傾向にあるため、Ｍｎ含有量は２．８％以上、好ましくは２．９％以上、３．０％以上、より好ましくは３.２％以上である。
Ｍｎ含有量が４．０％を超えると、合金化反応を妨げるＭｎを含有する酸化物が鋼板表面に形成され、Ｍｎ酸化物の分布に起因した合金化速度のばらつきが生じやすくなり外観品位が低下するので、Ｍｎ含有量は４．０％以下、好ましくは３．９％以下、３．８％以下、３．５％以下である。
（Ｐ：０～０．１００％）
Ｐは、固溶強化元素であり、鋼素材の高強度化に有効な元素である。しかし、Ｐ含有量が０．１００％を超えると、鋼素材の溶接性及び靱性が低下するので、０．１００％以下、好ましくは０．０５０％以下、０．０４０％以下、０．０３０％以下である。Ｐ含有量は、０％であってもよく、０．０００１％以上、０．００１％以上であってもよい。
Ｐは、固溶強化元素であり、鋼素材の高強度化に有効な元素である。しかし、Ｐ含有量が０．１００％を超えると、鋼素材の溶接性及び靱性が低下するので、０．１００％以下、好ましくは０．０５０％以下、０．０４０％以下、０．０３０％以下である。Ｐ含有量は、０％であってもよく、０．０００１％以上、０．００１％以上であってもよい。
（Ｓ：０～０．１００％）
Ｓは、不純物元素で、少ないほど好ましい元素である。しかし、Ｓ含有量が０．１００％を超えると、鋼素材中でＭｎＳを形成して靱性及び穴広げ性を劣化させるので、Ｓ含有量は０．１００％以下、好ましくは０．０９０％以下、０．０８０％以下、０．０５５％以下、０．０３０％以下、０．０２０％以下である。Ｓ含有量は、０％であってもよく、０．０００１％以上、０．００１％以上であってもよい。
Ｓは、不純物元素で、少ないほど好ましい元素である。しかし、Ｓ含有量が０．１００％を超えると、鋼素材中でＭｎＳを形成して靱性及び穴広げ性を劣化させるので、Ｓ含有量は０．１００％以下、好ましくは０．０９０％以下、０．０８０％以下、０．０５５％以下、０．０３０％以下、０．０２０％以下である。Ｓ含有量は、０％であってもよく、０．０００１％以上、０．００１％以上であってもよい。
（Ｎ：０～０．０２０％）
Ｎは、不純物元素で、少ないほど好ましい元素である。Ｎ含有量が０．０２０％を超えると、鋼素材中に粗大な窒化物が生成して穴広げ性が低下するので、Ｎ含有量は０．０２０％以下、好ましくは０．０１５％以下、０．０１２％以下、０．０１０％以下である。Ｎ含有量は０％であってもよく、０．０００１％以上、０．００１％以上であってもよい。
Ｎは、不純物元素で、少ないほど好ましい元素である。Ｎ含有量が０．０２０％を超えると、鋼素材中に粗大な窒化物が生成して穴広げ性が低下するので、Ｎ含有量は０．０２０％以下、好ましくは０．０１５％以下、０．０１２％以下、０．０１０％以下である。Ｎ含有量は０％であってもよく、０．０００１％以上、０．００１％以上であってもよい。
（Ａｌ：０．００１～１．５００％）
Ａｌは、脱酸のために添加する元素である。添加効果を得るために、Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。Ａｌ含有量は好ましくは０．００３％以上、０．００５％以上、０．００８％以上、０．０１０％以上である。
一方、Ａｌ含有量は１．５００％以下でも十分な効果を得ることができるため、Ａｌ含有量を１．５００％以下とすることでコストの上昇を回避することができる。更には、Ａｌ含有量を１．５００％以下とすることによれば、鋼素材の変態温度の上昇による熱間圧延時の負荷の増大を回避することができる。従って、Ａｌ含有量は１．５００％以下、好ましくは１．０００％以下、０．５００％以下、０．３００％以下、より好ましくは０．２００％以下とする。
Ａｌは、脱酸のために添加する元素である。添加効果を得るために、Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。Ａｌ含有量は好ましくは０．００３％以上、０．００５％以上、０．００８％以上、０．０１０％以上である。
一方、Ａｌ含有量は１．５００％以下でも十分な効果を得ることができるため、Ａｌ含有量を１．５００％以下とすることでコストの上昇を回避することができる。更には、Ａｌ含有量を１．５００％以下とすることによれば、鋼素材の変態温度の上昇による熱間圧延時の負荷の増大を回避することができる。従って、Ａｌ含有量は１．５００％以下、好ましくは１．０００％以下、０．５００％以下、０．３００％以下、より好ましくは０．２００％以下とする。
（Ｏ：０～０．０１０％）
Ｏ含有量が０．０１０％超である場合、種々の酸化物を形成し、鋼板の機械特性に悪影響を及ぼし得るため、Ｏ含有量の上限は０．０１０％、好ましくは０．００８％以下、０．００６％以下、０．００５％以下である。Ｏ含有量は、０％であってもよく、０．０００１％以上、０．００１％以上であってもよい。
Ｏ含有量が０．０１０％超である場合、種々の酸化物を形成し、鋼板の機械特性に悪影響を及ぼし得るため、Ｏ含有量の上限は０．０１０％、好ましくは０．００８％以下、０．００６％以下、０．００５％以下である。Ｏ含有量は、０％であってもよく、０．０００１％以上、０．００１％以上であってもよい。
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕ、ＲＥＭは任意元素であり、それぞれの下限値は０％である。含有させる場合のそれぞれの好ましい下限値と、上限値について説明する。
（Ｃｒ：０．００１～０．８０％）
Ｃｒ含有量が０．００１％以上である場合、鋼素材の強度、穴広げ性又は伸び性等の諸特性を向上させることができる。Ｃｒ含有量は、０．０１％以上、０．０５％以上、０．１０％以上であってもよい。
Ｃｒ含有量を０．８０％以下とすることにより、めっき合金化反応の阻害が抑制されるため、Ｃｒ含有量の上限は０．８０％であることが好ましく、０．７０％以下、０．６０％以下、０．５０％以下であってもよい。
Ｃｒ含有量が０．００１％以上である場合、鋼素材の強度、穴広げ性又は伸び性等の諸特性を向上させることができる。Ｃｒ含有量は、０．０１％以上、０．０５％以上、０．１０％以上であってもよい。
Ｃｒ含有量を０．８０％以下とすることにより、めっき合金化反応の阻害が抑制されるため、Ｃｒ含有量の上限は０．８０％であることが好ましく、０．７０％以下、０．６０％以下、０．５０％以下であってもよい。
（Ｍｏ：０．００１～１．００％）
Ｍｏ含有量が０．００１％以上である場合、鋼素材の強度、穴広げ性又は伸び性等の諸特性を向上させることができる。Ｍｏ含有量は、０．０１％以上、０．０５％以上、０．１０％以上であってもよい。
Ｍｏ含有量を１．００％以下とすることにより、めっき合金化反応の阻害が抑制されるため、Ｍｏ含有量の上限は１．００％であることが好ましく、０．８０％以下、０．５０％以下、０．２０％以下、０．１０％以下であってもよい。
Ｍｏ含有量が０．００１％以上である場合、鋼素材の強度、穴広げ性又は伸び性等の諸特性を向上させることができる。Ｍｏ含有量は、０．０１％以上、０．０５％以上、０．１０％以上であってもよい。
Ｍｏ含有量を１．００％以下とすることにより、めっき合金化反応の阻害が抑制されるため、Ｍｏ含有量の上限は１．００％であることが好ましく、０．８０％以下、０．５０％以下、０．２０％以下、０．１０％以下であってもよい。
（Ｂ：０．０００１～０．０１００％）
Ｂ含有量が０．０００１％以上である場合、鋼素材の強度、穴広げ性又は伸び性等の諸特性を向上させることができる。Ｂ含有量は、０．０００３％以上、０．０００５％以上、０．００１０％以上であってもよい。
Ｂ含有量は０．０１００％以下でも十分な効果を得ることができるため、Ｂ含有量の上限は０．０１００％であることが好ましく、０．００８０％以下、０．００５０％以下、０．００３０％以下であってもよい。
Ｂ含有量が０．０００１％以上である場合、鋼素材の強度、穴広げ性又は伸び性等の諸特性を向上させることができる。Ｂ含有量は、０．０００３％以上、０．０００５％以上、０．００１０％以上であってもよい。
Ｂ含有量は０．０１００％以下でも十分な効果を得ることができるため、Ｂ含有量の上限は０．０１００％であることが好ましく、０．００８０％以下、０．００５０％以下、０．００３０％以下であってもよい。
（Ｔｉ：０．０００１～０．１０００％）
Ｔｉ含有量が０．００１％以上である場合、鋼素材の強度、穴広げ性又は伸び性等の諸特性を向上させることができる。Ｔｉ含有量は、０．０００３％以上、０．０００５％以上、０．００１０％以上、０．００２０％以上であってもよい。
Ｔｉ含有量を０．１０００％以下とすることにより、再結晶温度が上昇し、冷延鋼板の金属組織が不均一化し、曲げ性が損なわれることを抑制することができるため、上限は０．１０００％であることが好ましく、０．０８００％以下、０．０６００％以下、０．０５００％以下であってもよい。
Ｔｉ含有量が０．００１％以上である場合、鋼素材の強度、穴広げ性又は伸び性等の諸特性を向上させることができる。Ｔｉ含有量は、０．０００３％以上、０．０００５％以上、０．００１０％以上、０．００２０％以上であってもよい。
Ｔｉ含有量を０．１０００％以下とすることにより、再結晶温度が上昇し、冷延鋼板の金属組織が不均一化し、曲げ性が損なわれることを抑制することができるため、上限は０．１０００％であることが好ましく、０．０８００％以下、０．０６００％以下、０．０５００％以下であってもよい。
（Ｎｂ：０．０００１～０．４０００％）
Ｎｂ含有量が０．０００１％以上である場合、鋼素材の強度、穴広げ性又は伸び性等の諸特性を向上させることができる。Ｎｂ含有量は、０．００１％以上、０．００５％以上であってもよい。
Ｎｂ含有量を０．４０００％以下とすることにより、再結晶温度が上昇し、冷延鋼板の金属組織が不均一化し、曲げ性が損なわれることを抑制することができるため、上限は０．４０００％であることが好ましく、０．２０００％以下、０．１０００％以下、０．０５００％以下であってもよい。
Ｎｂ含有量が０．０００１％以上である場合、鋼素材の強度、穴広げ性又は伸び性等の諸特性を向上させることができる。Ｎｂ含有量は、０．００１％以上、０．００５％以上であってもよい。
Ｎｂ含有量を０．４０００％以下とすることにより、再結晶温度が上昇し、冷延鋼板の金属組織が不均一化し、曲げ性が損なわれることを抑制することができるため、上限は０．４０００％であることが好ましく、０．２０００％以下、０．１０００％以下、０．０５００％以下であってもよい。
（Ｖ：０．０００１～０．５０％）
Ｖ含有量が０．０００１％以上である場合、鋼素材の強度、穴広げ性又は伸び性等の諸特性を向上させることができる。Ｖ含有量は、０．００１％以上、０．００５％以上、０．０１０％以上であってもよい。
Ｖ含有量を０．５０％以下とすることにより、再結晶温度が上昇し、冷延鋼板の金属組織が不均一化し、曲げ性が損なわれることを抑制することができるため、上限は０．５０％であることが好ましく、０．３０％以下、０．２０％以下、０．１０％以下であってもよい。
Ｖ含有量が０．０００１％以上である場合、鋼素材の強度、穴広げ性又は伸び性等の諸特性を向上させることができる。Ｖ含有量は、０．００１％以上、０．００５％以上、０．０１０％以上であってもよい。
Ｖ含有量を０．５０％以下とすることにより、再結晶温度が上昇し、冷延鋼板の金属組織が不均一化し、曲げ性が損なわれることを抑制することができるため、上限は０．５０％であることが好ましく、０．３０％以下、０．２０％以下、０．１０％以下であってもよい。
（Ｎｉ：０．０００１～１．００００％）
Ｎｉ含有量が０．０００１％以上である場合、鋼素材の強度、穴広げ性又は伸び性等の諸特性を向上させることができる。Ｎｉ含有量は、０．００１％以上、０．００５％以上、０．０１０％以上、０．０５０％以上、０．１００％以上であってもよい。
Ｎｉ含有量は１．００００％以下でも十分な効果を得ることができるため、Ｎｉ含有量の上限は１．００００％であることが好ましく、０．８０００％以下、０．５０００％以下、０．３０００％以下であってもよい。
Ｎｉ含有量が０．０００１％以上である場合、鋼素材の強度、穴広げ性又は伸び性等の諸特性を向上させることができる。Ｎｉ含有量は、０．００１％以上、０．００５％以上、０．０１０％以上、０．０５０％以上、０．１００％以上であってもよい。
Ｎｉ含有量は１．００００％以下でも十分な効果を得ることができるため、Ｎｉ含有量の上限は１．００００％であることが好ましく、０．８０００％以下、０．５０００％以下、０．３０００％以下であってもよい。
（Ｃｕ：０．００１～１．００％）
Ｃｕ含有量が０．００１％以上である場合、鋼素材の強度、穴広げ性又は伸び性等の諸特性を向上させることができる。Ｃｕ含有量は、０．００５％以上、０．０１０％以上、０．０５０％以上、０．１０％以上であってもよい。
Ｃｕ含有量を１．００％以下とすることにより、再結晶温度が上昇し、冷延鋼板の金属組織が不均一化し、曲げ性が損なわれることを抑制することができるため、上限は１．００％であることが好ましく、０．８０％以下、０．５０％以下、０．３０％以下であってもよい。
Ｃｕ含有量が０．００１％以上である場合、鋼素材の強度、穴広げ性又は伸び性等の諸特性を向上させることができる。Ｃｕ含有量は、０．００５％以上、０．０１０％以上、０．０５０％以上、０．１０％以上であってもよい。
Ｃｕ含有量を１．００％以下とすることにより、再結晶温度が上昇し、冷延鋼板の金属組織が不均一化し、曲げ性が損なわれることを抑制することができるため、上限は１．００％であることが好ましく、０．８０％以下、０．５０％以下、０．３０％以下であってもよい。
（ＲＥＭ：０．０００３～０．０１００％）
ＲＥＭ含有量が０．０００３％以上である場合、介在物の形状を調整することにより、強度や曲げ性を改善できる。ＲＥＭ含有量は、０．０００５％以上、０．００１０％以上であってもよい。
ＲＥＭ含有量は０．０１００％以下でも十分な効果を得ることができるため、ＲＥＭ含有量の上限は０．０１００％であることが好ましく、０．００９０％以下、０．００８０％以下、０．００５０％以下、０．００３０％以下であってもよい。
なお、本実施形態においてＲＥＭ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含有量とはこれらの元素の合計含有量を指す。
ＲＥＭ含有量が０．０００３％以上である場合、介在物の形状を調整することにより、強度や曲げ性を改善できる。ＲＥＭ含有量は、０．０００５％以上、０．００１０％以上であってもよい。
ＲＥＭ含有量は０．０１００％以下でも十分な効果を得ることができるため、ＲＥＭ含有量の上限は０．０１００％であることが好ましく、０．００９０％以下、０．００８０％以下、０．００５０％以下、０．００３０％以下であってもよい。
なお、本実施形態においてＲＥＭ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含有量とはこれらの元素の合計含有量を指す。
更に、他の任意元素として、Ａｓ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｗ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｔａ、Ｂｉ、及びＴｅを含有しても良い。それぞれの下限値は０％である。含有する場合のそれぞれの好ましい下限値と、上限値について説明する。
（Ａｓ：０．００１～０．２００％）
Ａｓは原料にスクラップを用いた場合に混入する元素である。粒界に強く偏析して粒界の脆化及び延性の低下や、冷間成形性の低下を招く可能性があるため、上限は０．２００％であることが好ましい。ただし、過剰な除去は工程や工数の増加を招くため、含有量を０．００１％以上としてもよい。
Ａｓは原料にスクラップを用いた場合に混入する元素である。粒界に強く偏析して粒界の脆化及び延性の低下や、冷間成形性の低下を招く可能性があるため、上限は０．２００％であることが好ましい。ただし、過剰な除去は工程や工数の増加を招くため、含有量を０．００１％以上としてもよい。
（Ｓｂ：０．００１～０．２００％）
Ｓｂは原料にスクラップを用いた場合に混入する元素である。粒界に強く偏析して粒界の脆化及び延性の低下や、冷間成形性の低下を招く可能性があるため、上限は０．２００％であることが好ましい。ただし、過剰な除去は工程や工数の増加を招くため、含有量を０．００１％以上としてもよい。
Ｓｂは原料にスクラップを用いた場合に混入する元素である。粒界に強く偏析して粒界の脆化及び延性の低下や、冷間成形性の低下を招く可能性があるため、上限は０．２００％であることが好ましい。ただし、過剰な除去は工程や工数の増加を招くため、含有量を０．００１％以上としてもよい。
（Ｓｎ：０．００１～０．２０％）
Ｓｎは原料にスクラップを用いた場合に混入する元素である。粒界に強く偏析して粒界の脆化及び延性の低下や、冷間成形性の低下を招く可能性があるため、上限は０．２０％であることが好ましい。ただし、過剰な除去は工程や工数の増加を招くため、含有量を０．００１％以上としてもよい。
Ｓｎは原料にスクラップを用いた場合に混入する元素である。粒界に強く偏析して粒界の脆化及び延性の低下や、冷間成形性の低下を招く可能性があるため、上限は０．２０％であることが好ましい。ただし、過剰な除去は工程や工数の増加を招くため、含有量を０．００１％以上としてもよい。
（Ｗ：０．００１～０．１００％）
Ｗ含有量が０．００１％以上である場合、鋼素材の強度を向上できる。
Ｗ含有量が０．１００％超である場合、延性の低下を招き、鋼板の冷間加工性を低下させるため、上限は０．１００％であることが好ましい。
Ｗ含有量が０．００１％以上である場合、鋼素材の強度を向上できる。
Ｗ含有量が０．１００％超である場合、延性の低下を招き、鋼板の冷間加工性を低下させるため、上限は０．１００％であることが好ましい。
（Ｃｏ：０．０１～２．０％）
Ｃｏ含有量が０．０１％以上である場合、鋼素材の強度を向上できる。
Ｃｏ含有量が２．０％超である場合、延性の低下を招き、鋼板の冷間加工性を低下させるため、上限は２．０％であることが好ましい。
Ｃｏ含有量が０．０１％以上である場合、鋼素材の強度を向上できる。
Ｃｏ含有量が２．０％超である場合、延性の低下を招き、鋼板の冷間加工性を低下させるため、上限は２．０％であることが好ましい。
（Ｚｎ：０．０００５～０．１００％）
Ｚｎ含有量が０．１００％超である場合、粗大なＺｎ酸化物が生成され、冷間成形性が低下するため、上限は０．１００％であることが好ましい。
Ｚｎ含有量の下限は実質的に０％であってよく、０．０００５％であってよい。
Ｚｎ含有量が０．１００％超である場合、粗大なＺｎ酸化物が生成され、冷間成形性が低下するため、上限は０．１００％であることが好ましい。
Ｚｎ含有量の下限は実質的に０％であってよく、０．０００５％であってよい。
（Ｚｒ：０．００１０～０．０５００％）
Ｚｒ含有量が０．００１０％以上である場合、鋼板の曲げ成形性の向上に寄与できる。
Ｚｒ含有量が０．０５００％超である場合、粗大なＺｒ酸化物が生成され、冷間成形性が低下するため、上限は０．０５００％であることが好ましい。
Ｚｒ含有量が０．００１０％以上である場合、鋼板の曲げ成形性の向上に寄与できる。
Ｚｒ含有量が０．０５００％超である場合、粗大なＺｒ酸化物が生成され、冷間成形性が低下するため、上限は０．０５００％であることが好ましい。
（Ｍｇ：０．００１～０．０５０％）
Ｍｇ含有量が０．００１％以上である場合、介在物の形状を調整することにより、強度や曲げ性を改善できる。
Ｍｇ含有量は０．０５０％以下でも十分な効果を得ることができるため、Ｍｇ含有量の上限は０．０５０％であることが好ましい。
Ｍｇ含有量が０．００１％以上である場合、介在物の形状を調整することにより、強度や曲げ性を改善できる。
Ｍｇ含有量は０．０５０％以下でも十分な効果を得ることができるため、Ｍｇ含有量の上限は０．０５０％であることが好ましい。
（Ｃａ：０．００１～０．０５０％）
Ｃａ含有量が０．００１％以上である場合、介在物の形状を調整することにより、強度や曲げ性を改善できる。
Ｃａ含有量は０．０５０％以下でも十分な効果を得ることができるため、Ｃａ含有量の上限は０．０５０％であることが好ましい。
Ｃａ含有量が０．００１％以上である場合、介在物の形状を調整することにより、強度や曲げ性を改善できる。
Ｃａ含有量は０．０５０％以下でも十分な効果を得ることができるため、Ｃａ含有量の上限は０．０５０％であることが好ましい。
（Ｔａ：０．００１～０．１００％）
Ｔａ含有量が０．００１％以上である場合、介在物の形状を調整することにより、強度や曲げ性を改善できる。
Ｔａ含有量は０．１００％以下でも十分な効果を得ることができるため、Ｔａ含有量の上限は０．１００％であることが好ましい。
Ｔａ含有量が０．００１％以上である場合、介在物の形状を調整することにより、強度や曲げ性を改善できる。
Ｔａ含有量は０．１００％以下でも十分な効果を得ることができるため、Ｔａ含有量の上限は０．１００％であることが好ましい。
（Ｂｉ：０．００１～０．０５０％）
Ｂｉ含有量が０．００１％以上である場合、介在物の形状を調整することにより、強度や曲げ性を改善できる。
Ｂｉ含有量は０．０５０％以下でも十分な効果を得ることができるため、Ｂｉ含有量の上限は０．０５０％であることが好ましい。
Ｂｉ含有量が０．００１％以上である場合、介在物の形状を調整することにより、強度や曲げ性を改善できる。
Ｂｉ含有量は０．０５０％以下でも十分な効果を得ることができるため、Ｂｉ含有量の上限は０．０５０％であることが好ましい。
（Ｔｅ：０．００１～０．０５０％）
Ｔｅ含有量が０．００１％以上である場合、介在物の形状を調整することにより、強度や曲げ性を改善できる。
Ｔｅ含有量は０．０５０％以下でも十分な効果を得ることができるため、Ｔｅ含有量の上限は０．０５０％であることが好ましい。
Ｔｅ含有量が０．００１％以上である場合、介在物の形状を調整することにより、強度や曲げ性を改善できる。
Ｔｅ含有量は０．０５０％以下でも十分な効果を得ることができるため、Ｔｅ含有量の上限は０．０５０％であることが好ましい。
（残部がＦｅ及び不純物）
残部はＦｅ及び不純物からなる。不純物は、鋼原料から及び／又は製鋼過程で混入し、本発明の実施形態に係る鋼板の特性を阻害しない範囲で存在が許容される元素である。
残部はＦｅ及び不純物からなる。不純物は、鋼原料から及び／又は製鋼過程で混入し、本発明の実施形態に係る鋼板の特性を阻害しない範囲で存在が許容される元素である。
鋼素材の化学組成は、一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、当該鋼板の化学組成は、ＪＩＳ Ｇ １２０１：２０１４に準じて切粉に対するＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。
具体的には、例えば、鋼素材の板厚１／４位置付近から３５ｍｍ角の試験片を取得し、島津製作所製ＩＣＰＳ－８１００等（測定装置）により、予め作成した検量線に基づいた条件で測定することにより特定することができる。
ＩＣＰ－ＡＥＳで測定できないＣ及び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、Ｏは不活性ガス融解－非分散型赤外線吸収法を用いて測定すればよい。
鋼素材の表面のめっき層は、機械研削等により除去してから化学組成の分析を行えばよい。
具体的には、例えば、鋼素材の板厚１／４位置付近から３５ｍｍ角の試験片を取得し、島津製作所製ＩＣＰＳ－８１００等（測定装置）により、予め作成した検量線に基づいた条件で測定することにより特定することができる。
ＩＣＰ－ＡＥＳで測定できないＣ及び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、Ｏは不活性ガス融解－非分散型赤外線吸収法を用いて測定すればよい。
鋼素材の表面のめっき層は、機械研削等により除去してから化学組成の分析を行えばよい。
尚、鋼素材の板厚は特に限定されるものではなく、０．６ｍｍ～５．０ｍｍであればよく、好ましくは１．０ｍｍ～３．０ｍｍ、１．２ｍｍ～２．４ｍｍである。
めっき層は、例えば、Ｆｅ：７．０～１５．０％、及びＡｌ：０．１～１．０％、を含み、残部がＺｎ及び不純物からなる。
尚、不純物は、原料に含まれる成分、または、製造の工程で混入する成分であって、意図的に含有させたものではない成分を指す。例えば、めっき層には、素地鋼材とめっき浴との相互の原子拡散によって、不純物として、Ｆｅ以外の成分も微量混入することがある。また、めっき層中の上記含有量は、めっき層全体としての含有量であり、めっき層中の特定の相に相当する部分等の局所的な部分の含有量ではない。
尚、不純物は、原料に含まれる成分、または、製造の工程で混入する成分であって、意図的に含有させたものではない成分を指す。例えば、めっき層には、素地鋼材とめっき浴との相互の原子拡散によって、不純物として、Ｆｅ以外の成分も微量混入することがある。また、めっき層中の上記含有量は、めっき層全体としての含有量であり、めっき層中の特定の相に相当する部分等の局所的な部分の含有量ではない。
本実施形態において、めっき層は、合金化溶融亜鉛めっき層である。めっき層中、Ｆｅ、Ａｌ、不純物以外の残部はＺｎである。なお、めっき層中、不純物の含有量は３.０％以下であることが好ましい。
めっき層のＦｅ含有量が７．０％以上である場合、軟質なζ相の形成を抑制し、プレス成形時の金型とめっき層との凝着の発生を抑制できる。めっき層中、Ｆｅ含有量は、８．０％以上であることが好ましく、９．０％以上であることが更に好ましい。
めっき層のＦｅ含有量が１５．０％以下である場合、Γ相の成長を抑制でき、めっきの密着性を確保できる。めっき層中、Ｆｅ含有量は、１３．０％以下であることが好ましく、１２．０％以下であることが更に好ましい。
めっき層のＦｅ含有量が１５．０％以下である場合、Γ相の成長を抑制でき、めっきの密着性を確保できる。めっき層中、Ｆｅ含有量は、１３．０％以下であることが好ましく、１２．０％以下であることが更に好ましい。
めっき層のＡｌ含有量が０．１％以上である場合、Γ相の成長が抑制でき、密着性に優れためっき層を得ることができる。めっき層中、Ａｌ含有量は、０．１５％以上であることが好ましく、０．２％以上であることが更に好ましい。
めっき層のＡｌ含有量が１．０％以下である場合、合金化加熱に必要な温度を低減し、めっき後の外観品位を向上できる。めっき層中、Ａｌ含有量は、０.６％以下あることが好ましく、０．５％以下であることが更に好ましい。
めっき層のＡｌ含有量が１．０％以下である場合、合金化加熱に必要な温度を低減し、めっき後の外観品位を向上できる。めっき層中、Ａｌ含有量は、０.６％以下あることが好ましく、０．５％以下であることが更に好ましい。
めっき層の化学組成は、一般的な分析方法によって測定できる。例えば、サンプルのめっき層を市販のインヒビター（例えば、朝日化学製「イビット７１０Ｋ」、濃度０．０４％）を含む希塩酸で溶解し、めっき層を溶解させた後の希塩酸中に含まれる、Ｆｅ量をＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定する。また、めっき層を溶解する前後のサンプルの質量差から、めっき付着量（ｇ／ｍ２）を求め、Ｆｅ量とめっき付着量の比から、めっき中Ｆｅ量を求める。またＦｅ以外のめっき層中の元素についても同様の手順で測定することができる。
（Γ相の厚さ１．００μｍ以下）
Γ相は、めっき層中、鋼素材との界面近傍に生成するＦｅ合金化相である。Γ相は硬質で脆いため一定以上の厚さがあるとプレス成形時にめっきが剥離してしまうことがある。
Γ相の厚みが１．００μｍ以下であれば、プレス成形時のめっき剥離が抑制され、優れためっき密着性が発揮される。Γ相の厚みは、好ましくは０．９０μｍ以下であり、より好ましくは０．８０μｍ以下である。
Γ相は、めっき層中、鋼素材との界面近傍に生成するＦｅ合金化相である。Γ相は硬質で脆いため一定以上の厚さがあるとプレス成形時にめっきが剥離してしまうことがある。
Γ相の厚みが１．００μｍ以下であれば、プレス成形時のめっき剥離が抑制され、優れためっき密着性が発揮される。Γ相の厚みは、好ましくは０．９０μｍ以下であり、より好ましくは０．８０μｍ以下である。
Γ相の厚さは電気化学的手法により測定することができる。
まず、１５０ｇ／ＬのＮＨ４Ｃｌ水溶液中に、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層の表面における直径φ２０ｍｍの測定部以外をテープでマスキングしたサンプルを浸漬し、当該サンプルに－０．９４０Ｖの電位を印加する。
電流が流れなくなったらサンプルをＮＨ４Ｃｌ水溶液から取り出し、サンプルの測定部の表面を脱脂綿で強くこすり、残渣を取り除く。
その後、サンプルを再度ＮＨ４Ｃｌ水溶液中に浸漬し、４ｍＡ／ｃｍ２の電流密度となるようにサンプルに電圧を印加する。電位が－０．５５Ｖで一定となったら測定を終了する。
溶解開始から電位が－０．５５Ｖで一定となるまでの時間ｔ１（ｓ）を測定し、下記式（１）によりΓ相の厚さｄ（μｍ）を求める。
ｄ＝ｔ１×４×４．４４８ …（１）
まず、１５０ｇ／ＬのＮＨ４Ｃｌ水溶液中に、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層の表面における直径φ２０ｍｍの測定部以外をテープでマスキングしたサンプルを浸漬し、当該サンプルに－０．９４０Ｖの電位を印加する。
電流が流れなくなったらサンプルをＮＨ４Ｃｌ水溶液から取り出し、サンプルの測定部の表面を脱脂綿で強くこすり、残渣を取り除く。
その後、サンプルを再度ＮＨ４Ｃｌ水溶液中に浸漬し、４ｍＡ／ｃｍ２の電流密度となるようにサンプルに電圧を印加する。電位が－０．５５Ｖで一定となったら測定を終了する。
溶解開始から電位が－０．５５Ｖで一定となるまでの時間ｔ１（ｓ）を測定し、下記式（１）によりΓ相の厚さｄ（μｍ）を求める。
ｄ＝ｔ１×４×４．４４８ …（１）
（めっき層の表面から観察される結晶粒のアスペクト比４．０以下）
ζ相は、めっき層中に生成する軟質のＦｅ―Ｚｎ合金化相である。めっき層表面のζ相は軟質であるためプレス成形の際に金型に凝着し、めっきが剥離してしまうことがある。場合によっては、プレス成形の際に金型とめっき層表面との間の摺動性が不足するため、鋼素材もろとも割れることもある。めっき層の表面におけるζ相の生成を抑制することにより、プレス成形の際の摺動性を向上させることができる。
ζ相は、めっき層中に生成する軟質のＦｅ―Ｚｎ合金化相である。めっき層表面のζ相は軟質であるためプレス成形の際に金型に凝着し、めっきが剥離してしまうことがある。場合によっては、プレス成形の際に金型とめっき層表面との間の摺動性が不足するため、鋼素材もろとも割れることもある。めっき層の表面におけるζ相の生成を抑制することにより、プレス成形の際の摺動性を向上させることができる。
ここで、本実施形態においては、めっき層の表面におけるζ相の存在を、結晶粒の形態で判別する。ζ相は柱状結晶であり、アスペクト比が大きい。めっき層の表面における結晶粒のアスペクト比が４．０以下であれば、ζ相の生成が十分に抑制できていると言える。めっき層の表面における結晶粒のアスペクト比を４．０以下に制御することにより、合金化溶融亜鉛めっき鋼板としての摺動性を向上させることができる。
めっき層の表面における結晶粒のアスペクト比は、好ましくは３．５以下、２．０以下、１．５以下であり、より好ましくは１．０以下である。
めっき層の表面における結晶粒のアスペクト比は、好ましくは３．５以下、２．０以下、１．５以下であり、より好ましくは１．０以下である。
めっき層の表面における結晶粒のアスペクト比は以下のように測定することができる。
合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層の表面を、アセトン超音波洗浄した後、ＳＥＭ（ＪＥＯＬ ＪＳＭ－７００１Ｆ、加速電圧２０ｋＶ）で倍率１０００倍で撮影しＳＥＭ画像を得る。
ＳＥＭ画像において、目視にてアスペクト比がより大きいと判断される結晶粒を２０個以上選択し、選択した各結晶粒について、アスペクト比を計測する。アスペクト比の計測には、画像解析ソフト「Ｉｍａｇｅ Ｊ １．５４ｆ」のアスペクト比計測機能を用いる。
撮影した１０００倍のＳＥＭ画像において２０個以上の結晶粒が観察できない場合は、撮影範囲を変更して、同条件で別のＳＥＭ画像を追加で撮影し、観察する。必要であれば、観察できる結晶粒が２０個以上となるまで、ＳＥＭ画像を追加で撮影する。計測したアスペクト比について、アスペクト比が大きい順に上位２０点のアスペクト比の平均値を求め、その値を「めっき層の表面における結晶粒のアスペクト比」とする。
合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層の表面を、アセトン超音波洗浄した後、ＳＥＭ（ＪＥＯＬ ＪＳＭ－７００１Ｆ、加速電圧２０ｋＶ）で倍率１０００倍で撮影しＳＥＭ画像を得る。
ＳＥＭ画像において、目視にてアスペクト比がより大きいと判断される結晶粒を２０個以上選択し、選択した各結晶粒について、アスペクト比を計測する。アスペクト比の計測には、画像解析ソフト「Ｉｍａｇｅ Ｊ １．５４ｆ」のアスペクト比計測機能を用いる。
撮影した１０００倍のＳＥＭ画像において２０個以上の結晶粒が観察できない場合は、撮影範囲を変更して、同条件で別のＳＥＭ画像を追加で撮影し、観察する。必要であれば、観察できる結晶粒が２０個以上となるまで、ＳＥＭ画像を追加で撮影する。計測したアスペクト比について、アスペクト比が大きい順に上位２０点のアスペクト比の平均値を求め、その値を「めっき層の表面における結晶粒のアスペクト比」とする。
（引張強さ１１８０ＭＰａ以上）
本実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、１１８０ＭＰａ（ＨＶ：３７０）以上の引張強さを有する。好ましくは、引張強さは１３００ＭＰａ（ＨＶ：４１０）以上であり、より好ましくは、引張強さは１４５０ＭＰａ（ＨＶ：４６０）以上である。本実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の引張強さの上限は特に制限されるものではないが、実質的な上限は２０００ＭＰａ（ＨＶ：６５０）である。なお、ビッカース硬さ（ＨＶ）は、試験片の板厚断面の、鋼板表面から板厚の１／４厚さの位置において、荷重０．４９０Ｎで測定したものである。
本実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、１１８０ＭＰａ（ＨＶ：３７０）以上の引張強さを有する。好ましくは、引張強さは１３００ＭＰａ（ＨＶ：４１０）以上であり、より好ましくは、引張強さは１４５０ＭＰａ（ＨＶ：４６０）以上である。本実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の引張強さの上限は特に制限されるものではないが、実質的な上限は２０００ＭＰａ（ＨＶ：６５０）である。なお、ビッカース硬さ（ＨＶ）は、試験片の板厚断面の、鋼板表面から板厚の１／４厚さの位置において、荷重０．４９０Ｎで測定したものである。
本発明の対象となる１１８０ＭＰａ以上の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得るには、鋼素材が硬質なマルテンサイトを主相として含有することが好ましい。鋼素材は、微量のベイナイト、フェライト、オーステナイトを含んでもよいが、強度が低下する要因となるため、少なくとも９０体積％以上、好ましくは９５体積％以上がマルテンサイトであることが好ましい。鋼素材中のマルテンサイト分率（体積％）は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の引張強さによって推定される値とする。合金化溶融亜鉛めっき鋼板の引張強さが１１８０ＭＰａ以上である場合、鋼素材中のマルテンサイト分率が９０％以上であると推定することができる。
本実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、合金化時の昇温速度が高い場合に生じやすい、表面における金属光沢部の発生が抑制されているため、外観に優れる。
金属光沢部は、鋼素材の表層部分における結晶粒の粗大化に起因する。本実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板においては、鋼素材の表層部分における平均結晶粒径が円相当径で１５μｍ以下であることが好ましく、１２μｍ以下、１０μｍ以下、９μｍ以下であることがより好ましい。
鋼素材の表層部分における平均結晶粒径の下限は特に制限されるものではないが、平均結晶粒径は円相当直径で、例えば１μｍ以上であってもよく、２μｍ以上であってもよい。
金属光沢部は、鋼素材の表層部分における結晶粒の粗大化に起因する。本実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板においては、鋼素材の表層部分における平均結晶粒径が円相当径で１５μｍ以下であることが好ましく、１２μｍ以下、１０μｍ以下、９μｍ以下であることがより好ましい。
鋼素材の表層部分における平均結晶粒径の下限は特に制限されるものではないが、平均結晶粒径は円相当直径で、例えば１μｍ以上であってもよく、２μｍ以上であってもよい。
鋼素材の表層部分における平均結晶粒径は、次のように測定することができる。サンプルのめっき層を市販のインヒビター（例えば、朝日化学製「イビット７１０Ｋ」、濃度０．０４％）を含む希塩酸で除去し、このサンプルを研磨せずそのままＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ、後方電子散乱回折法）を用いて解析することで、鋼素材の最表面における組織を解析する。
ＥＢＳＤ検出器（ＴＳＬ社製ＯＩＭ）を取り付けたＦＥ－ＳＥＭ（ＪＥＯＬ ＪＳＭ－７００１Ｆ、加速電圧２０ｋＶ）を用いて、８０倍の倍率で１０００μｍ×２５０μｍの領域について、測定ピッチ１μｍで、結晶方位を解析する。ＥＢＳＤ付属のソフトウェアＯＩＭ ＡＮＡＬＹＳＩＳを用いて、５°以上の結晶方位差がある領域の境界を粒界とみなし、粒界で囲われた領域を結晶粒とみなしたときの各結晶粒の面積に基づき、円相当径を計測する。
計測した円相当径の粒径分布を面積分率で評価する。円相当径の計測、粒径分布の解析を含め、計測及び解析は、ＥＢＳＤ検出器（ＴＳＬ社製ＯＩＭ）に付属のソフトウェア「ＯＩＭ ＡＮＡＬＹＳＩＳ」を用いて行うことができる。
ＥＢＳＤ検出器（ＴＳＬ社製ＯＩＭ）を取り付けたＦＥ－ＳＥＭ（ＪＥＯＬ ＪＳＭ－７００１Ｆ、加速電圧２０ｋＶ）を用いて、８０倍の倍率で１０００μｍ×２５０μｍの領域について、測定ピッチ１μｍで、結晶方位を解析する。ＥＢＳＤ付属のソフトウェアＯＩＭ ＡＮＡＬＹＳＩＳを用いて、５°以上の結晶方位差がある領域の境界を粒界とみなし、粒界で囲われた領域を結晶粒とみなしたときの各結晶粒の面積に基づき、円相当径を計測する。
計測した円相当径の粒径分布を面積分率で評価する。円相当径の計測、粒径分布の解析を含め、計測及び解析は、ＥＢＳＤ検出器（ＴＳＬ社製ＯＩＭ）に付属のソフトウェア「ＯＩＭ ＡＮＡＬＹＳＩＳ」を用いて行うことができる。
以下、本実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法の一例を説明する。
製造方法の一例は、（Ａ）熱間圧延工程、（Ｂ）酸洗・冷間圧延工程、（Ｃ）焼鈍工程、（Ｄ）めっき工程、（Ｅ）合金化工程、（Ｆ）焼入れ・焼戻し工程、を含む。以下、各工程について説明する。
製造方法の一例は、（Ａ）熱間圧延工程、（Ｂ）酸洗・冷間圧延工程、（Ｃ）焼鈍工程、（Ｄ）めっき工程、（Ｅ）合金化工程、（Ｆ）焼入れ・焼戻し工程、を含む。以下、各工程について説明する。
（Ａ）熱間圧延工程
まず、鋼素材について上述した化学組成を有するスラブを加熱する。スラブは、上述した化学組成を有する限りにおいて特に制限されない。スラブは連続鋳造法において鋳造されたものであってよい。スラブの加熱温度は１１００℃以上であることが好ましい。加熱温度の上限は、特に限定されないが、加熱設備の能力や生産性の観点から１３００℃以下であることが好ましい。
加熱されたスラブに対し、適宜、粗圧延、仕上げ圧延を施した後、冷却し、所定の板厚の熱延鋼板を得る。仕上げ圧延完了温度は、８６０～９６０℃の範囲内であることが好ましい。仕上げ圧延完了後、４５０～７００℃の温度範囲内まで冷却し、熱延鋼板を巻き取る。仕上げ圧延後の板厚は２．０～４．０ｍｍの範囲内であることが好ましい。
まず、鋼素材について上述した化学組成を有するスラブを加熱する。スラブは、上述した化学組成を有する限りにおいて特に制限されない。スラブは連続鋳造法において鋳造されたものであってよい。スラブの加熱温度は１１００℃以上であることが好ましい。加熱温度の上限は、特に限定されないが、加熱設備の能力や生産性の観点から１３００℃以下であることが好ましい。
加熱されたスラブに対し、適宜、粗圧延、仕上げ圧延を施した後、冷却し、所定の板厚の熱延鋼板を得る。仕上げ圧延完了温度は、８６０～９６０℃の範囲内であることが好ましい。仕上げ圧延完了後、４５０～７００℃の温度範囲内まで冷却し、熱延鋼板を巻き取る。仕上げ圧延後の板厚は２．０～４．０ｍｍの範囲内であることが好ましい。
（熱延鋼板の巻取り後の５００℃以上滞留時間ｔ（ｓ）と鋼中Ｓｉ量［Ｓｉ］（％）からなるパラメータｆ（ｔ，［Ｓｉ］）が１．３０以上４．８０以下）
熱延鋼板を巻取り後に、鋼板表層では易酸化性元素の酸化物が形成され、易酸化性元素の固溶濃度が低下する。易酸化性元素であるＳｉの固溶濃度が鋼板表層で低下すると、鋼板表層にＳｉ欠乏層が形成される。こうして生じたＳｉ欠乏層が厚いとその後の焼鈍工程において、鋼板表層にＳｉを含有する内部酸化物が形成されにくく、鋼板表層の結晶粒が粗大化しやすい。
鋼板表層のＳｉ欠乏層は熱延鋼板を巻取り後、比較的高温（５００℃以上）で長時間保持することで生じる。また、鋼板中のＳｉ濃度が低いと、後述する（Ｃ）焼鈍工程において、Ｓｉを含有する内部酸化物が形成されにくい。
熱延鋼板を巻取り後に、鋼板表層では易酸化性元素の酸化物が形成され、易酸化性元素の固溶濃度が低下する。易酸化性元素であるＳｉの固溶濃度が鋼板表層で低下すると、鋼板表層にＳｉ欠乏層が形成される。こうして生じたＳｉ欠乏層が厚いとその後の焼鈍工程において、鋼板表層にＳｉを含有する内部酸化物が形成されにくく、鋼板表層の結晶粒が粗大化しやすい。
鋼板表層のＳｉ欠乏層は熱延鋼板を巻取り後、比較的高温（５００℃以上）で長時間保持することで生じる。また、鋼板中のＳｉ濃度が低いと、後述する（Ｃ）焼鈍工程において、Ｓｉを含有する内部酸化物が形成されにくい。
そこで、式（２）に示す熱延鋼板の巻取り後の５００℃以上における滞留時間ｔ（ｓ）と鋼中のＳｉ量［Ｓｉ］（％）からなるパラメータｆ（ｔ，［Ｓｉ］）を４．８０以下とすることで、その後の焼鈍工程において、鋼板表層における結晶粒の粗大化を抑制することができる。すなわち、滞留時間ｔ（ｓ）を短縮することと、［Ｓｉ］（％）とのバランスを制御することにより、鋼板表層における結晶粒の粗大化を抑制することができる。鋼板表層における結晶粒の粗大化を抑制することにより、急速加熱した場合であっても合金化反応の進行にばらつきが生じにくく、合金化溶融亜鉛めっき鋼板における外観不良の発生を抑制することができる。
ｆ（ｔ，［Ｓｉ］）＝Ｌｏｇ１０（ｔ＋１０）／［Ｓｉ］０．０９５ …（２）
パラメータｆ（ｔ，［Ｓｉ］）は４．7０以下であることが好ましく、４．６０以下、
４．５０以下、４．４０以下、４．３０以下、４．１０以下であることがより好ましく、３．５０以下であることが更に好ましい。
ｆ（ｔ，［Ｓｉ］）＝Ｌｏｇ１０（ｔ＋１０）／［Ｓｉ］０．０９５ …（２）
パラメータｆ（ｔ，［Ｓｉ］）は４．7０以下であることが好ましく、４．６０以下、
４．５０以下、４．４０以下、４．３０以下、４．１０以下であることがより好ましく、３．５０以下であることが更に好ましい。
外観不良の発生をより効果的に抑制するためには、ｆ（ｔ，［Ｓｉ］）がより小さいことが好ましいが、過度に小さくするためには、例えば、巻取り後に水浸漬などの強冷却が必要となる。その場合、大規模な設備が必要となり現実的でないほか、鋼板形状を悪化させ、その後の通板性を低下させる可能性がある。また、巻取り温度を５００℃以下とすることにより、５００℃以上での滞留時間ｔの値を小さくすることができるが、巻取り温度は鋼中Ｓｉ量によって制限されることがある。ｆ（ｔ，［Ｓｉ］）の下限は１．３０とすることが好ましい。
５００℃以上における滞留時間ｔは、熱間圧延における巻取り温度の制御、コイル単重の制御、又はそれらの組合せにより調整されるほか、必要に応じてコイルへ水ミストの噴霧による冷却、断熱材を用いたカバーでコイルを覆うことによる保温により、５００℃以上における滞留時間ｔを調整してもよい。
（Ｂ）酸洗・冷間圧延工程
熱間圧延工程により得られた熱延鋼板を酸洗し、酸化物等を除去した熱延鋼板に対して、所望の板厚まで冷間圧延を行い、冷延鋼板を得る。なお、冷間圧延に先立って、酸洗の前または後に熱処理を施してもよい。
熱間圧延工程により得られた熱延鋼板を酸洗し、酸化物等を除去した熱延鋼板に対して、所望の板厚まで冷間圧延を行い、冷延鋼板を得る。なお、冷間圧延に先立って、酸洗の前または後に熱処理を施してもよい。
（Ｃ）焼鈍工程
次いで、冷延鋼板に対して、以下の焼鈍条件による焼鈍を行う。焼鈍温度の下限は８００℃以上、好ましくは８２０℃以上である。焼鈍温度が８００℃未満では、焼鈍温度においてフェライト相が残存し、９０％以上のオーステナイト分率が得られない。そのため、鋼素材においてマルテンサイト主体の組織を得ることが困難となり、所望の引張強さを達成することができない。
焼鈍温度が８８０℃以上では、過剰にエネルギーを消費し、炉体を損傷する場合もある。
次いで、冷延鋼板に対して、以下の焼鈍条件による焼鈍を行う。焼鈍温度の下限は８００℃以上、好ましくは８２０℃以上である。焼鈍温度が８００℃未満では、焼鈍温度においてフェライト相が残存し、９０％以上のオーステナイト分率が得られない。そのため、鋼素材においてマルテンサイト主体の組織を得ることが困難となり、所望の引張強さを達成することができない。
焼鈍温度が８８０℃以上では、過剰にエネルギーを消費し、炉体を損傷する場合もある。
焼鈍雰囲気は２％以上３０％以下の水素を含む窒素雰囲気で行う。焼鈍雰囲気の水素濃度が低いと冷延鋼板の表面の酸化膜が還元されず、後述するめっき工程において、めっきが付着しにくくなる。一方、焼鈍雰囲気の水素濃度を必要以上に高くする必要はなく、またコスト高となるため、上限を３０％とする。
焼鈍雰囲気の露点は－３０℃以上１５℃以下とする。焼鈍雰囲気の露点は、好ましくは－２５℃以上であることが好ましく、０℃以下であることが好ましい。－３０℃以下の露点では冷延鋼板において内部酸化物が形成されず冷延鋼板の表層の結晶粒が粗大化する。１５℃以上の露点とすると冷延鋼板の表面の酸化膜が十分に還元されない、あるいは過剰な厚さの脱炭層が形成されるため、鋼素材としての強度が低下する。
焼鈍後の冷却条件は特に制限されない。
焼鈍後の冷却条件は特に制限されない。
（Ｄ）めっき工程
焼鈍工程を経た冷延鋼板に対し、亜鉛めっきを付与し、溶融亜鉛めっき鋼板を得る。めっき付与の方法は特に制限されないが、冷延鋼板をめっき浴へ浸漬させることによりめっきを付与することができる。めっき浴は、０．１２％以上０．１５％以下のＡｌを含むＺｎ浴とする。めっき浴中のＡｌ濃度は、好ましくは０．１３５％以上であることが好ましく、０．１４５％以下であることが好ましい。
めっき浴中のＡｌ濃度が低いと、めっき浴中に形成するボトムドロスが増加し、外観不良の原因となることがある。
一方、めっき浴中のＡｌ濃度が高いと、後述する合金化工程において、高温での合金化加熱が必要となり、外観不良が生じやすい。
めっき浴中には、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｃａなどの添加元素や、その他不純物を含んでいてもよい。
焼鈍工程を経た冷延鋼板に対し、亜鉛めっきを付与し、溶融亜鉛めっき鋼板を得る。めっき付与の方法は特に制限されないが、冷延鋼板をめっき浴へ浸漬させることによりめっきを付与することができる。めっき浴は、０．１２％以上０．１５％以下のＡｌを含むＺｎ浴とする。めっき浴中のＡｌ濃度は、好ましくは０．１３５％以上であることが好ましく、０．１４５％以下であることが好ましい。
めっき浴中のＡｌ濃度が低いと、めっき浴中に形成するボトムドロスが増加し、外観不良の原因となることがある。
一方、めっき浴中のＡｌ濃度が高いと、後述する合金化工程において、高温での合金化加熱が必要となり、外観不良が生じやすい。
めっき浴中には、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｃａなどの添加元素や、その他不純物を含んでいてもよい。
めっき浴の温度は４４０℃以上４８０℃以下とする。めっき浴の温度は、好ましくは４５０℃以上であり、４７０℃以下である。めっき浴の温度が４４０℃よりも低いと、浴面付近の低温部が凝固し、外観不良の原因となりやすい。一方、めっき浴の温度が、４８０℃よりも高いと、亜鉛が蒸発しやすくなりめっき原料が損耗する。
冷延鋼板をめっき浴へ侵入させる際の板温は４００℃以上４９０℃以下とする。当該板温は、好ましくは４４０℃以上であり、４７０℃以下である。冷延鋼板をめっき浴へ侵入させる際の板温が４００℃以下では冷延鋼板からのＦｅの溶出量が減少し、不めっきと呼ばれる一部めっきが形成しないめっき欠陥が発生することがある。当該板温が４９０℃以上では、めっき浴中で非常に緻密なＦｅ―Ｚｎ合金が形成され、それがＦｅと溶融Ｚｎと間の反応を阻害することがあり、後述の合金化工程において合金化処理性が低下する。
冷延鋼板をめっき浴へ侵入させる際の板温は４００℃以上４９０℃以下とする。当該板温は、好ましくは４４０℃以上であり、４７０℃以下である。冷延鋼板をめっき浴へ侵入させる際の板温が４００℃以下では冷延鋼板からのＦｅの溶出量が減少し、不めっきと呼ばれる一部めっきが形成しないめっき欠陥が発生することがある。当該板温が４９０℃以上では、めっき浴中で非常に緻密なＦｅ―Ｚｎ合金が形成され、それがＦｅと溶融Ｚｎと間の反応を阻害することがあり、後述の合金化工程において合金化処理性が低下する。
めっきの目付量は３０～８０ｇ／ｍ２であり、好ましくは４０～６０ｇ／ｍ２である。目付量が３０ｇ／ｍ２以下では十分な耐食性が得らにくい。一方、目付量が、８０ｇ／ｍ２以上では過剰なめっき厚となり、コスト高となる。
（Ｅ）合金化工程
めっき工程により得られた溶融亜鉛めっき鋼板に対し、合金化処理を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得る。
合金化処理において、合金化温度へ加熱する際の昇温速度は、５０℃／ｓ以上４００℃／ｓ以下とする。
当該昇温速度が５０℃／ｓ未満では、Γ相の生成、及びζ相の生成をともに抑制することが困難である。４００℃／ｓ超の昇温速度とするには通板速度の高速化や、加熱装置の小型化・高出力化が必要であり、工業的に難しい。
めっき工程により得られた溶融亜鉛めっき鋼板に対し、合金化処理を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得る。
合金化処理において、合金化温度へ加熱する際の昇温速度は、５０℃／ｓ以上４００℃／ｓ以下とする。
当該昇温速度が５０℃／ｓ未満では、Γ相の生成、及びζ相の生成をともに抑制することが困難である。４００℃／ｓ超の昇温速度とするには通板速度の高速化や、加熱装置の小型化・高出力化が必要であり、工業的に難しい。
合金化温度は５００℃以上６３０℃以下である。合金化温度は、好ましくは、５３０℃以上６００℃以下である。
合金化温度が５００℃以下では、ζ相が晶出してめっき層の表面における結晶粒のアスペクト比が４．０以下に制御することが難しい。合金化温度が６３０℃以上では、めっき層の一部で急激に合金化反応が先行して進み、外観不良が生じやすく、また、プレス成形時のめっき密着性が低下する。
合金化温度における溶融亜鉛めっき鋼板の加熱には、通電加熱、誘導加熱などの任意の方法を採用することができる。
合金化温度が５００℃以下では、ζ相が晶出してめっき層の表面における結晶粒のアスペクト比が４．０以下に制御することが難しい。合金化温度が６３０℃以上では、めっき層の一部で急激に合金化反応が先行して進み、外観不良が生じやすく、また、プレス成形時のめっき密着性が低下する。
合金化温度における溶融亜鉛めっき鋼板の加熱には、通電加熱、誘導加熱などの任意の方法を採用することができる。
（Ｆ）焼入れ・焼戻し工程
合金化工程の後、焼入れのために合金化溶融亜鉛めっき鋼板を急冷し、その後、必要に応じて焼戻しのための加熱を施してもよい。それにより所望の強度－延性バランスを有したマルテンサイト主体の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。焼入れの冷却終点温度は任意に設定できるが、例えば８０℃以下に設定してもよい。焼戻し温度も任意に設定できるが、例えば２００℃以上３５０℃以下としてもよい。また、上述の焼入れ若しくは焼戻しの前又は後に、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面粗さや強度の調整のために、調質圧延を行ってもよい。調質圧延の伸び率は、例えば０．１～５．０％の範囲で設定することができる。
合金化工程の後、焼入れのために合金化溶融亜鉛めっき鋼板を急冷し、その後、必要に応じて焼戻しのための加熱を施してもよい。それにより所望の強度－延性バランスを有したマルテンサイト主体の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。焼入れの冷却終点温度は任意に設定できるが、例えば８０℃以下に設定してもよい。焼戻し温度も任意に設定できるが、例えば２００℃以上３５０℃以下としてもよい。また、上述の焼入れ若しくは焼戻しの前又は後に、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面粗さや強度の調整のために、調質圧延を行ってもよい。調質圧延の伸び率は、例えば０．１～５．０％の範囲で設定することができる。
（実施例）
表１及び表２に示す化学組成を有する鋼種Ａ～Ｙを対象として、表３に示す製造条件により合金化加熱した場合のめっきの構成及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板としての特性を評価した。表１～３において、本発明の範囲外の数値には下線を付した。
表１及び表２に示す化学組成を有する鋼種Ａ～Ｙを対象として、表３に示す製造条件により合金化加熱した場合のめっきの構成及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板としての特性を評価した。表１～３において、本発明の範囲外の数値には下線を付した。
各合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、以下の条件で製造した。
表１及び表２に示す化学組成を有するスラブを鋳造し、１１５０℃以上に加熱した後、粗圧延した後、総圧下率５０％、仕上げ圧延完了温度９５０℃の条件で仕上げ圧延を施した後、熱延鋼板を巻き取った。
巻取り後の熱延鋼板が５００℃以上の温度域に滞留する時間が表３に示す滞留時間ｔとなるように、冷却又は保温した。その後、熱延鋼板に対して、冷却、酸洗、冷間圧延を施した。
冷延鋼板に対し、水素濃度５％の窒素雰囲気、露点―５℃、焼鈍温度８５０℃で焼鈍を行った後、Ａｌ濃度が０．１３５％であり、浴温が４６０℃の溶融亜鉛めっき浴に、板温４６０℃で冷延鋼板を浸漬させて溶融亜鉛めっきを付与して、溶融亜鉛めっき鋼板を得た。めっきの目付量は５５ｇ／ｍ２であった。
巻取り後の熱延鋼板が５００℃以上の温度域に滞留する時間が表３に示す滞留時間ｔとなるように、冷却又は保温した。その後、熱延鋼板に対して、冷却、酸洗、冷間圧延を施した。
冷延鋼板に対し、水素濃度５％の窒素雰囲気、露点―５℃、焼鈍温度８５０℃で焼鈍を行った後、Ａｌ濃度が０．１３５％であり、浴温が４６０℃の溶融亜鉛めっき浴に、板温４６０℃で冷延鋼板を浸漬させて溶融亜鉛めっきを付与して、溶融亜鉛めっき鋼板を得た。めっきの目付量は５５ｇ／ｍ２であった。
上述のようにして得た溶融亜鉛めっき鋼板に対し、表３に示す製造条件により合金化処理を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た。得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の板厚は１．６ｍｍであった。得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、上述の方法で、引張強さ（ＭＰａ）及び鋼素材の表層部分における結晶粒径（μｍ）を測定した。
＜外観＞
各合金化溶融亜鉛めっき鋼板の外観は、各合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面（めっき層の表面）を観察し、以下に示す１～７の評価基準により、７段階で評価した。評価３以上を合格とした。
７：外観むらが認められないもの
６：金属光沢を有さない点状の外観むらが認められ、各点の直径が１ｍｍ未満であるもの
５：金属光沢を有さない点状の外観むらが認められ、各点の直径が１ｍｍ以上であるもの
４：金属光沢を有する点状の外観むらがめっき層の表面の一部のみに点列状の偏在が認められ、各点の直径が１ｍｍ未満であるもの
３：金属光沢を有する点状の外観むらがめっき層の表面の一部のみに点列状の偏在が認められ、各点の直径が１ｍｍ以上３ｍｍ未満であるもの、又は、
金属光沢を有する点状の外観むらがめっき層の表面の全体に亘って認められ、各点の直径が１ｍｍ未満であるもの
２：金属光沢を有する点状の外観むらがめっき層の表面の一部のみに点列状の偏在が認められ、各点の直径が３ｍｍ以上５ｍｍ未満であるもの、
又は、
金属光沢を有する点状の外観むらがめっき層の表面の全体に亘って認められ、各点の直径が１ｍｍ以上３ｍｍ未満であるもの
１：金属光沢を有する点状の外観むらが認められ、各点の直径が５ｍｍ以上であるもの、又は、
金属光沢を有する点状の外観むらがめっき層の表面の全体に亘って認められ、各点の直径が３ｍｍ以上５ｍｍ未満であるもの
なお、上記評価基準において「外観むら」とは、めっき層の表面において、他の部分よりも金属光沢の度合いが強い部分のことを言う。「金属光沢を有する点状の外観むら」は、前述の金属光沢部に相当する。
各合金化溶融亜鉛めっき鋼板の外観は、各合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面（めっき層の表面）を観察し、以下に示す１～７の評価基準により、７段階で評価した。評価３以上を合格とした。
７：外観むらが認められないもの
６：金属光沢を有さない点状の外観むらが認められ、各点の直径が１ｍｍ未満であるもの
５：金属光沢を有さない点状の外観むらが認められ、各点の直径が１ｍｍ以上であるもの
４：金属光沢を有する点状の外観むらがめっき層の表面の一部のみに点列状の偏在が認められ、各点の直径が１ｍｍ未満であるもの
３：金属光沢を有する点状の外観むらがめっき層の表面の一部のみに点列状の偏在が認められ、各点の直径が１ｍｍ以上３ｍｍ未満であるもの、又は、
金属光沢を有する点状の外観むらがめっき層の表面の全体に亘って認められ、各点の直径が１ｍｍ未満であるもの
２：金属光沢を有する点状の外観むらがめっき層の表面の一部のみに点列状の偏在が認められ、各点の直径が３ｍｍ以上５ｍｍ未満であるもの、
又は、
金属光沢を有する点状の外観むらがめっき層の表面の全体に亘って認められ、各点の直径が１ｍｍ以上３ｍｍ未満であるもの
１：金属光沢を有する点状の外観むらが認められ、各点の直径が５ｍｍ以上であるもの、又は、
金属光沢を有する点状の外観むらがめっき層の表面の全体に亘って認められ、各点の直径が３ｍｍ以上５ｍｍ未満であるもの
なお、上記評価基準において「外観むら」とは、めっき層の表面において、他の部分よりも金属光沢の度合いが強い部分のことを言う。「金属光沢を有する点状の外観むら」は、前述の金属光沢部に相当する。
＜密着性（曲げ・曲げ戻し後）＞
各合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっきの密着性（曲げ・曲げ戻し後）の評価方法について図４Ａ～図４Ｃを参照して説明する。
（１）図４Ａに示すように、合金化溶融亜鉛めっき鋼板から打ち抜き加工により得た直径７０ｍｍの円盤状のサンプル１００ａに対し、９０°曲げ加工を行い、当該サンプル１００ａに対し曲げ戻し加工を施し、サンプル１００ｂを得る。
（２）図４Ｂに示すように、サンプル１００ｂにおける曲げの内側（曲げ内側、谷折り側）部分に透明なセロハンテープ（ニチバン社製「ＣＴ４０５ＡＰ―２４」）を貼り付けた後に剥がすことで、サンプル１００ｂから、曲げの内側部分に沿って線状に剥離しためっき２０１を付着させた測定用セロハンテープ２００を得る。
（３）図４Ｃに示すように、測定用セロハンテープ２００をホワイトボード３００に貼り付け、線状に付着させためっき２０１のうち、最もめっきが付着した部分の幅Ｗ（線方向に垂直な方向における幅）の大きい箇所を２か所選定し、反射率計４００（東京電色社製「ＴＣ－６ＭＣ－Ｄ」）を使用して、剥離テープ反射率（％）を測定する。
このようにして得られた測定値のうち、大きい方の値を当該サンプルの剥離テープ反射率（％）とした。
剥離テープ反射率（％）は、剥離しためっきが多いほど、値が小さくなる。すなわち、剥離しためっきが少ないほど、剥離テープ反射率（％）の値が大きくなり、好ましい。密着性（曲げ・曲げ戻し後）の指標として、剥離テープ反射率が４０％以上である場合を合格とした。
各合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっきの密着性（曲げ・曲げ戻し後）の評価方法について図４Ａ～図４Ｃを参照して説明する。
（１）図４Ａに示すように、合金化溶融亜鉛めっき鋼板から打ち抜き加工により得た直径７０ｍｍの円盤状のサンプル１００ａに対し、９０°曲げ加工を行い、当該サンプル１００ａに対し曲げ戻し加工を施し、サンプル１００ｂを得る。
（２）図４Ｂに示すように、サンプル１００ｂにおける曲げの内側（曲げ内側、谷折り側）部分に透明なセロハンテープ（ニチバン社製「ＣＴ４０５ＡＰ―２４」）を貼り付けた後に剥がすことで、サンプル１００ｂから、曲げの内側部分に沿って線状に剥離しためっき２０１を付着させた測定用セロハンテープ２００を得る。
（３）図４Ｃに示すように、測定用セロハンテープ２００をホワイトボード３００に貼り付け、線状に付着させためっき２０１のうち、最もめっきが付着した部分の幅Ｗ（線方向に垂直な方向における幅）の大きい箇所を２か所選定し、反射率計４００（東京電色社製「ＴＣ－６ＭＣ－Ｄ」）を使用して、剥離テープ反射率（％）を測定する。
このようにして得られた測定値のうち、大きい方の値を当該サンプルの剥離テープ反射率（％）とした。
剥離テープ反射率（％）は、剥離しためっきが多いほど、値が小さくなる。すなわち、剥離しためっきが少ないほど、剥離テープ反射率（％）の値が大きくなり、好ましい。密着性（曲げ・曲げ戻し後）の指標として、剥離テープ反射率が４０％以上である場合を合格とした。
＜密着性（しごき加工後）＞
各合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっきの密着性（しごき加工後）の評価方法について図５Ａと図５Ｂを参照して説明する。
（１）図５Ａに示すように、上型５００Ｕの凸部５１０Ｕと下型５００Ｌの凹部５１０Ｌを噛み合わせて形成したビード部で両側を抑えた合金化溶融亜鉛めっき鋼板をポンチ５００Ｃで押し込むしごき加工を行い、しごき加工サンプル６００を得た。押さえ荷重を１２００ｋｇとし、ポンチ５００Ｃのストローク量は６５ｍｍ、凸部５１０Ｕの底面の両角の曲率半径は１ｍｍとした。
（２）しごき加工サンプル６００の側壁部６１０の下端に、幅２４ｍｍ、長さ１００ｍｍの透明なセロハンテープ（ニチバン社製「ＣＴ４０５ＡＰ―２４」）を貼り付けた後に剥がすことで、しごき加工サンプル６００から、線状に剥離しためっき６０１を付着させた目視評価用セロハンテープ７００を得た。
（３）この目視評価用セロハンテープ７００をホワイトボードに貼り付け、目視にて、目視評価用セロハンテープ７００に付着しためっきの量により、Ａ～Ｃの３段階で、密着性（しごき加工後）を評価した。評価Ａ又はＢを合格とした。
Ａ：目視評価用セロハンテープに付着しためっきが認められない
Ｂ：目視評価用セロハンテープに微量のめっきが付着した（めっき付着面積８０％未満）
Ｃ：目視評価用セロハンテープに多量のめっきが付着した（めっき付着面積８０％以上）
各合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっきの密着性（しごき加工後）の評価方法について図５Ａと図５Ｂを参照して説明する。
（１）図５Ａに示すように、上型５００Ｕの凸部５１０Ｕと下型５００Ｌの凹部５１０Ｌを噛み合わせて形成したビード部で両側を抑えた合金化溶融亜鉛めっき鋼板をポンチ５００Ｃで押し込むしごき加工を行い、しごき加工サンプル６００を得た。押さえ荷重を１２００ｋｇとし、ポンチ５００Ｃのストローク量は６５ｍｍ、凸部５１０Ｕの底面の両角の曲率半径は１ｍｍとした。
（２）しごき加工サンプル６００の側壁部６１０の下端に、幅２４ｍｍ、長さ１００ｍｍの透明なセロハンテープ（ニチバン社製「ＣＴ４０５ＡＰ―２４」）を貼り付けた後に剥がすことで、しごき加工サンプル６００から、線状に剥離しためっき６０１を付着させた目視評価用セロハンテープ７００を得た。
（３）この目視評価用セロハンテープ７００をホワイトボードに貼り付け、目視にて、目視評価用セロハンテープ７００に付着しためっきの量により、Ａ～Ｃの３段階で、密着性（しごき加工後）を評価した。評価Ａ又はＢを合格とした。
Ａ：目視評価用セロハンテープに付着しためっきが認められない
Ｂ：目視評価用セロハンテープに微量のめっきが付着した（めっき付着面積８０％未満）
Ｃ：目視評価用セロハンテープに多量のめっきが付着した（めっき付着面積８０％以上）
測定結果を表４に示す。表４において、本発明の範囲外の数値、又は、合格基準を満たさない評価結果には下線を付した。
図６は、Γ相厚さと密着性（曲げ・曲げ戻し後）との関係を示すグラフである。図７は、表面結晶のアスペクト比と摺動性との関係を示すグラフである。
発明例である実施例からは、本願で規定する範囲を満たすことによれば、高強度であるとともに加工性に優れ、且つ、外観不良の発生が抑制された合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られることが確認できた。
一方、本願で規定する範囲を満たさない比較例からは、高強度であるとともに加工性に優れ、且つ、外観不良の発生が抑制された合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られないことが確認できた。
発明例である実施例からは、本願で規定する範囲を満たすことによれば、高強度であるとともに加工性に優れ、且つ、外観不良の発生が抑制された合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られることが確認できた。
一方、本願で規定する範囲を満たさない比較例からは、高強度であるとともに加工性に優れ、且つ、外観不良の発生が抑制された合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られないことが確認できた。
本開示によれば、高強度であるとともに加工性に優れ、且つ、外観不良の発生が抑制された合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び当該合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含む部材を提供することができる。このような部材は、自動車部材として採用することができる。自動車部材としては、例えば、自動車の構造部材（骨格部材）等が挙げられる。
１ 鋼板
１１ 鋼素材
１３ めっき層
１００１ 鋼板
１０１１ 鋼素材
ａ 金属光沢部
ａ１ 初期合金層
ａ２ Ｆｅ－Ｚｎ合金層
１１ 鋼素材
１３ めっき層
１００１ 鋼板
１０１１ 鋼素材
ａ 金属光沢部
ａ１ 初期合金層
ａ２ Ｆｅ－Ｚｎ合金層
Claims (3)
- 化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１０～０．３５％、
Ｓｉ：０．０１～２．００％、
Ｍｎ：２．８～４．０％、
Ｐ：０～０．１００％、
Ｓ：０～０．１００％、
Ｎ：０～０．０２０％、
Ａｌ：０．００１～１．５００％、
Ｏ：０～０．０１０％、
Ｃｒ：０～０．８０％、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｔｉ：０～０．１０００％、
Ｎｂ：０～０．４０００％、
Ｖ：０～０．５０％、
Ｎｉ：０～１．００００％、
Ｃｕ：０～１．００％、
ＲＥＭ：０～０．０１００％、
Ａｓ：０～０．２００％、
Ｓｂ：０～０．２００％、
Ｓｎ：０～０．２０％、
Ｗ：０～０．１００％、
Ｃｏ：０～２．０％、
Ｚｎ：０～０．１００％、
Ｚｒ：０～０．０５００％、
Ｍｇ：０～０．０５０％、
Ｃａ：０～０．０５０％、
Ｔａ：０～０．１００％、
Ｂｉ：０～０．０５０％、及び
Ｔｅ：０～０．０５０％、を含み、
残部がＦｅ及び不純物からなる鋼素材の表面に、Ｚｎを含有するめっき層を有し、
前記鋼素材の表層部分における平均結晶粒径が円相当径で１５μｍ以下であり、
前記めっき層の表面における結晶粒のアスペクト比が４．０以下であり、
前記めっき層におけるΓ相の厚さが１．０μｍ以下であり、
引張強さが１１８０ＭＰａ以上である
ことを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。 - 前記鋼素材の化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：０．００１～０．８０％、
Ｍｏ：０．００１～１．００％、
Ｂ：０．０００３～０．０１００％、
Ｔｉ：０．００１～０．１０００％、
Ｎｂ：０．００１～０．４０００％、
Ｖ：０．００１～０．５０％、
Ｎｉ：０．００１～１．００００％、
Ｃｕ：０．００１～１．００％、
ＲＥＭ：０．０００３～０．０１００％、
Ａｓ：０．００１～０．２００％、
Ｓｂ：０．００１～０．２００％、
Ｓｎ：０．００１～０．２０％、
Ｗ：０．００１～０．１００％、
Ｃｏ：０．０１～２．０％、
Ｚｎ：０．０００５～０．１００％、
Ｚｒ：０．００１０～０．０５００％、
Ｍｇ：０．００１～０．０５０％、
Ｃａ：０．００１～０．０５０％、
Ｔａ：０．００１～０．１００％、
Ｂｉ：０．００１～０．０５０％、及び
Ｔｅ：０．００１～０．０５０％
からなる群から選択される１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。 - 請求項１又は２に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含む部材。
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