JPWO2019026106A1 - 溶融亜鉛めっき鋼板 - Google Patents

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Abstract

母材鋼板の少なくとも一方の側に溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記溶融亜鉛めっき層におけるＦｅ含有量が０％超３．０％以下であり、Ａｌ含有量が０％超１．０％以下であり、前記溶融亜鉛めっき層と前記母材鋼板との界面にＦｅ−Ａｌ合金層を有し、前記Ｆｅ−Ａｌ合金層の厚さが０．１μｍ〜２．０μｍであり、前記母材鋼板の幅方向における前記Ｆｅ−Ａｌ合金層の厚さの最大値と最小値との差が０．５μｍ以内であり、前記母材鋼板内に、前記Ｆｅ−Ａｌ合金層に直接接する微細化層を有し、前記微細化層の平均厚さが０．１μｍ〜５．０μｍ、前記微細化層内におけるフェライト相の平均粒径が０．１μｍ〜３．０μｍであり、前記微細化層中にＳｉおよびＭｎの１種または２種以上の酸化物を含有し、前記酸化物の最大径が０．０１μｍ〜０．４μｍであり、前記母材鋼板の幅方向における前記微細化層の厚さの最大値と最小値との差が２．０μｍ以内であることを特徴とする。

Description

本発明は、強度、延性、穴拡げ性、めっき密着性及び外観の均一性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板に関するものである。
主に自動車の骨格部材に使用される鋼板について、高強度化の要求が高まってきている。これら高強度鋼板においては、高い強度と優れた成形性を得るため、強度向上に寄与するＳｉ及びＭｎに代表される合金元素が含有されることが一般的である。しかし、Ｓｉ及びＭｎに代表される合金元素はめっき密着性を低下させる作用も有する。
また、自動車用鋼板については、一般に屋外で使用されるため、優れた耐食性が要求されるのが通常である。
ところで、自動車の外板などの用途においては、プレス加工により板の周辺部に苛酷な曲げ加工（ヘム曲げ）を施すのが通常である。また自動車外板のみならず、その他の用途においても、プレス加工により苛酷な曲げ加工や、穴広げ加工などを施して使用することが多い。そして、従来の溶融亜鉛めっき鋼板に苛酷な曲げ加工や穴広げ加工などを施した場合、その加工部分で、めっき層が母材鋼板から剥離してしまうことがあった。このようにめっき層が剥離すれば、その個所の耐食性が失われて、母材鋼板に早期に腐食、発錆が生じてしまう問題がある。まためっき層の剥離には至らないまでも、めっき層と母材鋼板との密着性が失われて、その部分にわずかでも空隙が生じれば、その空隙に外気又は水分が浸入して、めっき層による防食機能が失われる。その結果、前記同様に母材鋼板に早期に腐食、発錆が生じてしまう。
これらのような問題から、苛酷な曲げ加工などを施して使用される高強度鋼板としては、母材鋼板に対するめっき層の密着性が優れた溶融亜鉛めっき層を備えためっき鋼板が強く望まれている。
めっき層の密着性を高めるため、例えば特許文献１〜３に代表されるように、鋼板の内部に酸化物を生成させ、めっき剥離の原因となる地鉄とめっき層との界面の酸化物を減らす方法が提案されている。しかしながら、このような酸化物を鋼板表層で生成させる場合、鋼板表層の炭素が酸素と結びついてガス化する。その結果、炭素が鋼板から離脱するため、この炭素が離脱した領域の強度が著しく低下する場合がある。鋼板表層の強度が低下した場合、表層部の特性に強く依存する耐疲労特性は劣化し、疲労強度が大きく低下する懸念がある。
あるいは、めっき層の密着性を高めるため、特許文献４では、一般的な焼鈍工程の前に新たな焼鈍工程および酸洗工程を追加して施すことで、母材鋼板表面を改質し、めっき密着性を高める方法が提案されている。しかしながら、特許文献４に記載の方法では、一般的な高強度めっき鋼板の製造方法に対し、工程が増えるため、コストの面で課題がある。
さらに、特許文献５においては、母材鋼板の表層部から炭素を除去し、めっきの密着性を高める方法が提案されている。しかしながら、特許文献５に記載の方法では、炭素を除去した領域の強度が著しく低下する。このため、特許文献５に記載の方法は、表層部の特性に強く依存する耐疲労特性が劣化し、疲労強度が大きく低下する懸念がある。
また、特許文献６、７では、めっき層中のＭｎ、ＡｌおよびＳｉ量を好適な範囲に制御し、めっき密着性を向上した鋼板が提案されている。特許文献６、７に記載の鋼板では、製造時にめっき層中の元素量を高い精度で制御する必要があり、操業上の負荷が大きく、コスト面で課題がある。
めっき密着性を高める手法として、特許文献８では、鋼板のミクロ組織がフェライトのみからなる高強度鋼板が提案されている。しかしながら、特許文献８に記載の鋼板では、ミクロ組織が軟質なフェライトのみであるため、十分に高い強度が得られない。
ここで、溶融亜鉛めっき処理後に合金化処理を施した合金化溶融亜鉛めっき鋼板が幅広く用いられている。合金化処理は、めっき層をＺｎの融点以上の温度に加熱し、多量のＦｅ原子を母材鋼板中からめっき層中に拡散させ、めっき層をＺｎ−Ｆｅ合金主体の層とする処理である。例えば、特許文献９、１０、１１には、めっき密着性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。しかしながら、めっき層を十分に合金化するには、鋼板を高温に加熱する必要がある。鋼板を高温に加熱すると、鋼板内部のミクロ組織が変質し、特に粗大な鉄系炭化物が生成しやすく、鋼板の特性が損なわれることがあるため、好ましくない。
一方、例えば、特許文献１２に記載される溶融亜鉛めっき鋼板では、幅方向におけるめっき層のＦｅ含有量の不均一性に由来する外観むらの発生が課題であった。
特開２００８−０１９４６５号公報 特開２００５−０６０７４２号公報 特開平９−１７６８１５号公報 特開２００１−０２６８５３号公報 特開２００２−０８８４５９号公報 特開２００３−０５５７５１号公報 特開２００３−０９６５４１号公報 特開２００５−２００７５０号公報 特開平１１−１４０５８７号公報 特開２００１−３０３２２６号公報 特開２００５−０６０７４３号公報 国際公開第２０１６／０７２４７７号
以上のような現状に鑑み、本発明は、強度、延性、穴拡げ性、スポット溶接性、めっき密着性及び外観の均一性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を提供するものである。
本発明者らは、めっき密着性及び外観の均一性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を得るために鋭意検討を重ねた。その結果、Ｓｉ及びＭｎを多量に含有する鋼板をめっき原板として用いた場合であっても、特定量のＡｌが含有されためっき浴を用いて形成しためっき層と母材鋼板との界面に形成されたＦｅ−Ａｌ合金層の直下にフェライト相の極微細粒からなる特定の微細化層を形成させることで加工時のクラック発生及び伝播を抑制させることができ、それが起点となるめっき剥離を抑制できることを見出した。また、Ｓｉ及びＭｎを多量に含有する鋼板をめっき原板として用いた場合、鋼板の幅方向において内部酸化層が不均一に形成され、それが原因で溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層のＦｅ含有量が不均一になり、外観にむらが発生することが明らかになった。そこで、本発明者らは、内部酸化層が不均一に形成される要因について更に鋭意検討を行い、それが熱延鋼板を巻き取った後の幅方向における酸素濃度の違いにあることが明らかになった。本発明者らは、このようなめっき層に起因する外観むらを抑制すべく更に鋭意検討を行った。その結果、鋼板の幅方向における微細化層及びＦｅ−Ａｌ合金層の厚みを特定の範囲に制御することで、めっき密着性のみならず外観の均一性にも優れる溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができることがわかった。
本発明は、かかる知見に基づいて完成させたものであり、その態様は以下の通りである。
（１）
母材鋼板の少なくとも一方の側に溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、
前記母材鋼板が、質量％で、
Ｃ：０．０４０％〜０．４００％、
Ｓｉ：０．０５％〜２．５０％、
Ｍｎ：０．５０％〜３．５０％、
Ｐ：０．０００１％〜０．１０００％、
Ｓ：０．０００１％〜０．０１００％、
Ａｌ：０．００１％〜１．５００％、
Ｎ：０．０００１％〜０．０１００％、
Ｏ：０．０００１％〜０．０１００％、
Ｔｉ：０．０００％〜０．１５０％、
Ｎｂ：０．０００％〜０．１００％、
Ｖ：０．０００％〜０．３００％、
Ｃｒ：０．００％〜２．００％、
Ｎｉ：０．００％〜２．００％、
Ｃｕ：０．００％〜２．００％、
Ｍｏ：０．００％〜２．００％、
Ｂ：０．００００％〜０．０１００％、
Ｗ：０．００％〜２．００％、
Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ及びＲＥＭ：合計で０．００００％〜０．０１００％、及び
残部：Ｆｅ及び不純物、
で表される化学組成を有し、
前記溶融亜鉛めっき層におけるＦｅ含有量が０％超３．０％以下であり、Ａｌ含有量が０％超１．０％以下であり、
前記溶融亜鉛めっき層と前記母材鋼板との界面にＦｅ−Ａｌ合金層を有し、
前記Ｆｅ−Ａｌ合金層の厚さが０．１μｍ〜２．０μｍであり、
前記母材鋼板の幅方向における前記Ｆｅ−Ａｌ合金層の厚さの最大値と最小値との差が０．５μｍ以内であり、
前記母材鋼板内に、前記Ｆｅ−Ａｌ合金層に直接接する微細化層を有し、前記微細化層の平均厚さが０．１μｍ〜５．０μｍ、前記微細化層内におけるフェライト相の平均粒径が０．１μｍ〜３．０μｍであり、前記微細化層中にＳｉおよびＭｎの１種または２種以上の酸化物を含有し、前記酸化物の最大径が０．０１μｍ〜０．４μｍであり、
前記母材鋼板の幅方向における前記微細化層の厚さの最大値と最小値との差が２．０μｍ以内であることを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。
（２）
前記母材鋼板は、Ｓｉ含有量（質量％）を［Ｓｉ］、Ａｌ含有量（質量％）を［Ａｌ］としたときに下記の式１を満たし、
前記母材鋼板の全厚に対して、前記母材鋼板の表面から１／４厚を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲における残留オーステナイトが体積分率で１％以上であることを特徴とする（１）に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
［Ｓｉ］＋０．７［Ａｌ］≧０．３０ （式１）
（３）
前記溶融亜鉛めっき層における片面当たりのめっき付着量が１０ｇ／ｍ２以上１００ｇ／ｍ２以下であることを特徴とする（１）又は（２）に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
（４）
前記化学組成において、
Ｔｉ：０．００１％〜０．１５０％、
Ｎｂ：０．００１％〜０．１００％、若しくは
Ｖ：０．００１％〜０．３００％、
又はこれらの任意の組み合わせが満たされることを特徴とする（１）乃至（３）のいずれか１つに記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
（５）
前記化学組成において、
Ｃｒ：０．０１％〜２．００％、
Ｎｉ：０．０１％〜２．００％、
Ｃｕ：０．０１％〜２．００％、
Ｍｏ：０．０１％〜２．００％、
Ｂ：０．０００１％〜０．０１００％、若しくは
Ｗ：０．０１％〜２．００％、
又はこれらの任意の組み合わせが満たされることを特徴とする（１）乃至（４）のいずれか１つに記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
（６）
前記化学組成において、
Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ及びＲＥＭ：合計で０．０００１％〜０．０１００％
が満たされることを特徴とする（１）乃至（５）のいずれか１つに記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
本発明によれば、強度、延性、穴拡げ性、スポット溶接性、めっき密着性及び外観の均一性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を提供できる。
図１は、本発明の実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板を示す断面図である。
以下、本発明の実施形態について詳細に説明する。
まず、本発明の実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板について、添付の図面を参照しながら説明する。図１は、本発明の実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板を示す断面図である。本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板１は、母材鋼板２の表面に溶融亜鉛めっき層３を備え、溶融亜鉛めっき層３と母材鋼板２の表面との界面にＦｅ−Ａｌ合金層４を備え、母材鋼板２内に、Ｆｅ−Ａｌ合金層４に接する微細化層５と、脱炭層６とを備える。
（母材鋼板２）
本発明の実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板１を構成する母材鋼板２及びその製造に用いるスラブの化学組成について説明する。詳細は後述するが、本発明の実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板１は、スラブの鋳造、熱間圧延、冷間圧延、焼鈍及びめっき等を経て製造される。従って、母材鋼板２及びその製造に用いるスラブの化学組成は、母材鋼板２の特性のみならず、これらの処理を考慮したものである。以下の説明において、母材鋼板２又はスラブに含まれる各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。母材鋼板は、Ｃ：０．０４０％〜０．４００％、Ｓｉ：０．０５％〜２．５０％、Ｍｎ：０．５０％〜３．５０％、Ｐ：０．０００１％〜０．１０００％、Ｓ：０．０００１％〜０．０１００％、Ａｌ：０．００１％〜１．５００％、Ｎ：０．０００１％〜０．０１００％、Ｏ：０．０００１％〜０．０１００％、Ｔｉ：０．０００％〜０．１５０％、Ｎｂ：０．０００％〜０．１００％、Ｖ：０．０００％〜０．３００％、Ｃｒ：０．００％〜２．００％、Ｎｉ：０．００％〜２．００％、Ｃｕ：０．００％〜２．００％、Ｍｏ：０．００％〜２．００％、Ｂ：０．００００％〜０．０１００％、Ｗ：０．００％〜２．００％、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ及びＲＥＭ：合計で０．００００％〜０．０１００％、及び残部：Ｆｅ及び不純物で表される化学組成を有している。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、が例示される。
（Ｃ：０．０４０％〜０．４００％）
Ｃは、母材鋼板の強度を高める。Ｃ含有量が０．４００％超では、スポット溶接性が劣化する。従って、Ｃ含有量は０．４００％以下とする。スポット溶接性の観点から、Ｃ含有量は、好ましくは０．３００％以下とし、より好ましくは０．２２０％以下とする。より高い強度を得るために、Ｃ含有量は、好ましくは０．０５５％以上とし、より好ましくは０．０７０％以上とする。
（Ｓｉ：０．０５％〜２．５０％）
Ｓｉは、母材鋼板における鉄系炭化物の生成を抑制し、強度と成形性を高める。一方、Ｓｉは、鋼板を脆化させる。Ｓｉ含有量が２．５０％超では、鋳造したスラブが割れやすくなる。従って、Ｓｉ含有量は２．５０％以下とする。Ｓｉは、焼鈍の際に母材鋼板の表面に酸化物を形成し、めっきの密着性を著しく損なうため、Ｓｉ含有量は、好ましくは２．００％以下とし、より好ましくは１．６０％以下とする。Ｓｉ含有量が０．０５％未満では、母材鋼板にめっきを施す際に、粗大な鉄系炭化物が多量に生成され、強度及び成形性が劣化する。従って、Ｓｉ含有量は０．０５％以上とする。鉄系炭化物の生成を抑制する観点から、Ｓｉ含有量は、好ましくは０．１０％以上とし、より好ましくは０．２５％以上とする。
（Ｍｎ：０．５０％〜３．５０％）
Ｍｎは、母材鋼板の焼入れ性を高めることにより強度を高める。Ｍｎ含有量が３．５０％超では、母材鋼板の板厚中央部にＭｎ濃度の高い部分が生じて、脆化が起こりやすくなり、鋳造したスラブが割れやすくなる。従って、Ｍｎ含有量は３．５０％以下とする。スポット溶接性が劣化する観点から、Ｍｎ含有量は、好ましくは３．００％以下とし、より好ましくは２．８０％以下とする。Ｍｎ含有量が０．５０％未満では、焼鈍後の冷却中に軟質な組織が多量に形成されるため、十分に高い引張強度を確保することが難しい。従って、Ｍｎ含有量は０．５０％以上とする。より高い強度を得るために、Ｍｎ含有量は、好ましくは０．８０％以上とし、より好ましくは１．００％以上とする。
（Ｐ：０．０００１％〜０．１０００％）
Ｐは、鋼材を脆化させる。Ｐ含有量が０．１０００％超では、鋳造したスラブが割れやすくなる。従って、Ｐ含有量は０．１０００％以下とする。また、Ｐは、スポット溶接によって溶融する部分を脆化させる。十分な溶接継手の強度を得るためには、Ｐ含有量は、好ましくは０．０４００％以下とし、より好ましくは０．０２００％以下とする。Ｐ含有量が０．０００１％未満では、製造コストの大幅に増加する。従って、Ｐ含有量は０．０００１％以上とし、好ましくは０．００１０％以上とする。
（Ｓ：０．０００１％〜０．０１００％）
Ｓは、Ｍｎと結びついて粗大なＭｎＳを形成し、延性、伸びフランジ性及び曲げ性といった成形性を低下させる。従って、Ｓ含有量は０．０１００％以下とする。また、Ｓは、スポット溶接性を劣化させる。従って、Ｓ含有量は、好ましくは０．００６０％以下とし、より好ましくは０．００３５％以下とする。Ｓ含有量が０．０００１％未満では、製造コストが大幅に増加する。従って、Ｓ含有量は、０．０００１％以上とし、好ましくは０．０００５％以上とし、より好ましくは０．００１０％以上とする。
（Ａｌ：０．００１％〜１．５００％）
Ａｌは、鋼材を脆化させる。Ａｌ含有量が１．５００％超では、鋳造したスラブが割れやすくなる。従って、Ａｌ含有量は１．５００％以下とする。スポット溶接性が劣化する観点から、Ａｌ含有量は、好ましくは１．２００％以下とし、より好ましくは１．０００％以下とする。Ａｌ含有量の下限値は特に限定されないが、Ａｌは、鋼中に不純物として含有される。Ａｌ含有量を０．００１％未満とするためには、製造コストが大幅に増加する。従って、Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。Ａｌは、鋼の脱酸元素である。脱酸の効果をより十分に得るために、Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１０％以上とする。
（Ｎ：０．０００１％〜０．０１００％）
Ｎは、粗大な窒化物を形成し、延性、伸びフランジ性及び曲げ性といった成形性を劣化させる。Ｎ含有量が０．０１００％超では、成形性が著しく劣化する。従って、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。Ｎ含有量が過剰であると、溶接時にブローホールが発生することがあるため、Ｎ含有量は、好ましくは０．００７０％以下とし、より好ましくは０．００５０％以下とする。Ｎ含有量の下限値は特に限定されないが、Ｎは、鋼中に不純物として含有される。Ｎ含有量を０．０００１％未満とするためには、製造コストが大幅に増加する。従って、Ｎ含有量は０．０００１％以上とし、好ましくは０．０００３％以上とし、より好ましくは０．０００５％以上とする。
（Ｏ：０．０００１％〜０．０１００％）
Ｏは、酸化物を形成し、延性、伸びフランジ性及び曲げ性といった成形性を劣化させる。Ｏ含有量が０．０１００％超では、成形性が著しく劣化する。従って、Ｏ含有量は０．０１００％以下とし、好ましくは０．００５０％以下とし、より好ましくは０．００３０％以下とする。Ｏ含有量の下限値は特に限定されないが、Ｏは、鋼中に不純物として含有される。Ｏ含有量を０．０００１％未満とするためには、製造コストが大幅に増加する。従って、Ｎ含有量は０．０００１％以上とし、好ましくは０．０００３％以上とし、より好ましくは０．０００５％以上とする。
（［Ｓｉ］＋０．７［Ａｌ］：０．３０以上）
Ｓｉ及びＡｌは、ベイナイト変態に伴う炭化物の生成を抑制する。残留オーステナイトを得るためには、Ｓｉ及び／又はＡｌを所定量以上含有されることが好ましい。残留オーステナイトを得ることにより、ＴＲＩＰ効果が得られるからである。この観点から、母材鋼板は、Ｓｉ含有量（質量％）を［Ｓｉ］、Ａｌ含有量（質量％）を［Ａｌ］としたときに下記の式１を満たすことが好ましい。すなわち、下記の式１の左辺（［Ｓｉ］＋０．７［Ａｌ］）の値は、好ましくは０．３０以上とし、より好ましくは０．４５以上とし、さらに好ましくは０．７０以上とする。
［Ｓｉ］＋０．７［Ａｌ］≧０．３０ （式１）
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｂ、Ｗ、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ及びＲＥＭは、必須元素ではなく、鋼板に所定量を限度に適宜含有されていてもよい任意元素である。
（Ｔｉ：０．０００％〜０．１５０％）
Ｔｉは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化、及び再結晶の抑制を通じた転位強化によって、鋼板の強度を高める。従って、Ｔｉが含有されていてもよい。Ｔｉ含有量が０．１５０％超では、炭窒化物の析出が多くなり、成形性が劣化することがある。従って、Ｔｉ含有量は０．１５０％以下とする。成形性の観点から、Ｔｉ含有量は好ましくは０．０８０％以下とする。Ｔｉ含有量の下限値は特に限定されないが、強度を高める効果を十分に得るためには、Ｔｉ含有量は好ましくは０．００１％以上とする。上記効果をより十分に得るためには、Ｔｉ含有量はより好ましくは０．０１０％以上とする。
（Ｎｂ：０．０００％〜０．１００％）
Ｎｂは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化、及び再結晶の抑制を通じた転位強化により、鋼板の強度を高める。従って、Ｎｂが含有されていてもよい。Ｎｂ含有量が０．１００％超では、炭窒化物の析出が多くなり、成形性が劣化することがある。従って、Ｎｂ含有量は０．１００％以下とする。成形性の観点から、Ｎｂ含有量は好ましくは０．０６０％以下とする。Ｎｂ含有量の下限値は特に限定されないが、強度を高める効果を十分に得るためには、Ｎｂ含有量は好ましくは０．００１％以上とする。上記効果をより十分に得るためには、Ｎｂ含有量はより好ましくは０．００５％以上とする。
（Ｖ：０．０００％〜０．３００％）
Ｖは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化、及び再結晶の抑制を通じた転位強化により、鋼板の強度を高める。従って、Ｖが含有されていてもよい。Ｖ含有量が０．３００％超では、炭窒化物の析出が多くなり、成形性が劣化することがある。従って、Ｖ含有量は０．３００％以下とし、好ましくは０．２００％以下とする。Ｖ含有量の下限値は特に限定されないが、強度を高める効果を十分に得るためには、Ｖ含有量は好ましくは０．００１％以上とし、より好ましくは０．０１０％以上とする。
（Ｃｒ：０．００％〜２．００％）
Ｃｒは、高温での相変態を抑制し、鋼板の強度を更に高める。従って、Ｃｒは、Ｃ及び／又はＭｎの一部に代えて含有されていてもよい。Ｃｒ含有量が２．００％超では、熱間圧延における加工性が損なわれて生産性が低下することがある。従って、Ｃｒ含有量は２．００％以下とし、好ましくは１．２０％以下とする。Ｃｒ含有量の下限値は特に限定されないが、強度を更に高める効果を十分に得るためには、Ｃｒ含有量は好ましくは０．０１％以上とし、より好ましくは０．１０％以上とする。
（Ｎｉ：０．００％〜２．００％）
Ｎｉは、高温での相変態を抑制し、鋼板の強度を更に高める。従って、Ｎｉは、Ｃ及び／又はＭｎの一部に代えて含有されていてもよい。Ｎｉ含有量が２．００％超では、溶接性が損なわれることがある。従って、Ｎｉ含有量は２．００％以下とし、好ましくは１．２０％以下とする。Ｎｉ含有量の下限値は特に限定されないが、強度を更に高める効果を十分に得るためには、Ｎｉ含有量は好ましくは０．０１％以上とし、より好ましくは０．１０％以上とする。
（Ｃｕ：０．００％〜２．００％）
Ｃｕは、微細な粒子として鋼中に存在することにより強度を高める。従って、Ｃｕは、Ｃ及び／又はＭｎの一部に代えて含有されていてもよい。Ｃｕ含有量が２．００％超では、溶接性が損なわれることがある。従って、Ｃｕ含有量は２．００％以下とし、好ましくは１．２０％以下とする。Ｃｕ含有量の下限値は特に限定されないが、強度を更に高める効果を十分に得るためには、Ｃｕ含有量は好ましくは０．０１％以上とし、より好ましくは０．１０％以上とする。
（Ｍｏ：０．００％〜２．００％）
Ｍｏは、高温での相変態を抑制し、鋼板の強度を更に高める。従って、Ｍｏは、Ｃ及び／又はＭｎの一部に代えて含有されていてもよい。Ｍｏ含有量が２．００％超では、熱間圧延における加工性が損なわれて生産性が低下することがある。従って、Ｍｏ含有量は２．００％以下とし、好ましくは１．２０％以下とする。Ｍｏ含有量の下限値は特に限定されないが、強度を更に高める効果を十分に得るためには、Ｍｏ含有量は好ましくは０．０１％以上とし、より好ましくは０．０５％以上とする。
（Ｂ：０．００００％〜０．０１００％）
Ｂは、高温での相変態を抑制し、鋼板の強度を更に高める。従って、Ｂは、Ｃ及び／又はＭｎの一部に代えて含有されていてもよい。Ｂ含有量が０．０１００％超では、熱間圧延における加工性が損なわれて生産性が低下することがある。従って、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。生産性の観点から、Ｂ含有量は好ましくは０．００５０％以下とする。Ｂ含有量の下限値は特に限定されないが、強度を更に高める効果を十分に得るためには、Ｂ含有量は好ましくは０．０００１％以上とし、より好ましくは０．０００５％以上とする。
（Ｗ：０．００％〜２．００％）
Ｗは、高温での相変態を抑制し、鋼板の強度を更に高める。従って、Ｗは、Ｃ及び／又はＭｎの一部に代えて含有されていてもよい。Ｗ含有量が２．００％超では、熱間圧延における加工性が損なわれて生産性が低下することがある。従って、Ｗ含有量は２．００％以下とし、好ましくは１．２０％以下とする。Ｗ含有量の下限値は特に限定されないが、強度を更に高める効果を十分に得るためには、Ｗ含有量は好ましくは０．０１％以上とし、より好ましくは０．１０％以上とする。
（Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ及びＲＥＭ：合計で０．００００％〜０．０１００％）
Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ又はＲＥＭは、成形性を改善する。従って、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ又はＲＥＭが含有されていてもよい。Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ及びＲＥＭの含有量が合計で０．０１００％超では、延性を損なうおそれがある。従って、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ及びＲＥＭの含有量は合計で０．０１００％以下とし、好ましくは合計で０．００７０％以下とする。Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ及びＲＥＭの含有量の下限値は特に限定されないが、鋼板の成形性を改善する効果を十分に得るためには、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ及びＲＥＭの含有量は好ましくは合計で０．０００１％以上とし、より好ましくは合計で０．００１０％以上とする。なお、ＲＥＭとは、Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌの略であり、ランタノイド系列に属する元素を指す。本発明の実施形態においては、ＲＥＭやＣｅは例えばミッシュメタルとして添加され、ＬａやＣｅの他にランタノイド系列の元素を複合的に含有されることがある。ＬａやＣｅ以外のランタノイド系列の元素が不純物として含有されていてもよい。また、金属Ｌａや金属Ｃｅが含有されていてもよい。
なお、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｂ及びＷは、不純物として上記各元素の含有量の下限値未満であれば含有していてもよい。Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ及びＲＥＭについても、不純物として上記合計量の下限値未満であれば含有していてもよい。
（溶融亜鉛めっき層３）
［溶融亜鉛めっき層３におけるＦｅ含有量：０％超３．０％以下］
溶融亜鉛めっき層３におけるＦｅ含有量は、０％超３．０％以下である。Ｆｅ含有量が０％である溶融亜鉛めっき層３を実質的に製造するのは困難である。従って、Ｆｅ含有量は０％超とする。めっき密着性を確保する観点から、Ｆｅ含有量は、好ましくは０．３％以上とし、より好ましくは０．５％以上とする。Ｆｅ含有量が３．０％超では、めっき密着性が低下する。従って、Ｆｅ含有量は３．０％以下とする。めっき密着性を確保する観点から、Ｆｅ含有量は、好ましくは２．５％以下とし、より好ましくは２．０％以下とする。
［溶融亜鉛めっき層３におけるＡｌ含有量：０％超１．０％以下］
溶融亜鉛めっき層３におけるＡｌ含有量は、０％超１．０％以下である。Ａｌ含有量が０％では、Ｆｅ原子が溶融亜鉛めっき層３中に拡散してＺｎ−Ｆｅ合金が生成する合金化が進行し、めっき密着性が低下する。従って、Ａｌ含有量は０％超とする。このような合金化の進行を抑制する観点から、Ａｌ含有量は、好ましくは０．１％以上とし、より好ましくは０．２％以上とする。Ａｌ含有量が１．０％超では、めっき密着性が低下する。従って、Ａｌ含有量は１．０％以下とする。めっき密着性を確保する観点から、Ａｌ含有量は、好ましくは０．８％以下とし、より好ましくは０．５％以下とする。
［溶融亜鉛めっき層３における片面当たりのめっき付着量：１０ｇ／ｍ２以上１００ｇ／ｍ２以下］
めっき付着量が１０ｇ／ｍ２未満では、十分な耐食性が得られないことがある。従って、めっき付着量は好ましくは１０ｇ／ｍ２以上とする。耐食性の観点から、めっき付着量は、より好ましくは２０ｇ／ｍ２以上とし、さらに好ましくは３０ｇ／ｍ２以上とする。めっき付着量が１００ｇ／ｍ２超では、スポット溶接を行った際の電極損耗が激しくなり、連続して溶接を行った際に溶融ナゲット径が減少し、溶接継手の強度が劣化することがある。従って、めっき付着量は好ましくは１００ｇ／ｍ２以下とする。連続溶接性の観点から、めっき付着量は、より好ましくは９３ｇ／ｍ２以下とし、さらに好ましくは８５ｇ／ｍ２以下とする。
溶融亜鉛めっき層３には、Ａｇ、Ｂ、Ｂｅ、Ｂｉ、Ｃａ、Ｃｄ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｃｓ、Ｃｕ、Ｇｅ、Ｈｆ、Ｉ、Ｋ、Ｌａ、Ｌｉ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎａ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐｂ、Ｒｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｓｒ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｒ及びＲＥＭのうち１種以上が含有されていてもよい。これらの元素が含有されることにより、耐食性や加工性が改善される。
溶融亜鉛めっき層３には、ζ相（ＦｅＺｎ１３）からなる柱状晶が含有されていてもよい。めっき密着性の観点から、溶融亜鉛めっき層３と母材鋼板２との全界面におけるζ相の被覆割合は、好ましくは２０％未満とする。
（Ｆｅ−Ａｌ合金層４）
［Ｆｅ−Ａｌ合金層４の厚さ：０．１μｍ〜２．０μｍ］
本発明の実施形態において、溶融亜鉛めっき層３と母材鋼板２の表面との界面にはＦｅ−Ａｌ合金層４が形成されている。Ｆｅ−Ａｌ合金層４の形成により、Ｚｎ−Ｆｅ合金が生成する合金化を抑制し、めっき密着性の低下を抑制することができる。さらに、合金化むらによる外観むらの発生を抑制することができる。合金化むらによる外観むらは、溶融亜鉛めっき処理後に合金化処理を施した合金化溶融亜鉛めっき鋼板よりも、合金化処理を施さない溶融亜鉛めっき鋼板の方が生じやすい。Ｆｅ−Ａｌ合金層４の厚さが０．１μｍ未満では、めっき密着性及び外観が劣化する。従って、Ｆｅ−Ａｌ合金層４の厚さは０．１μｍ以上とする。Ｆｅ−Ａｌ合金層４の厚さが２．０μｍ超では、めっき密着性が低下する。従って、Ｆｅ−Ａｌ合金層４の厚さは２．０μｍ以下とし、好ましくは１．０μｍ以下とする。
［母材鋼板２の幅方向におけるＦｅ−Ａｌ合金層４の厚さの最大値と最小値との差：０．５μｍ以内］
母材鋼板２の幅方向におけるＦｅ−Ａｌ合金層４の厚さの最大値と最小値との差とは、Ｆｅ−Ａｌ合金層４の両エッジから５０ｍｍの位置とその間を７等分した各位置との計８箇所のＦｅ−Ａｌ合金層４の厚さを測定し、その中の最大値と最小値との差を意味する。Ｆｅ−Ａｌ合金層４の厚さが薄いほど、Ｚｎ−Ｆｅ合金が生成する合金化が進行しやすい。そのため、母材鋼板２の幅方向におけるＦｅ−Ａｌ合金層４の厚さの差が大きいほど、それが合金化むらとなる。Ｆｅ−Ａｌ合金層４の厚さの最大値と最小値との差が０．５μｍ超では、めっき密着性及びめっき外観の均一性が劣化する。従って、Ｆｅ−Ａｌ合金層４の厚さの最大値と最小値との差は０．５μｍ以内とし、好ましくは０．４μｍ以内とし、より好ましくは０．３μｍ以内とする。
（微細化層５）
母材鋼板２内には、Ｆｅ−Ａｌ合金層４に接する微細化層５と、脱炭層６とを備える。微細化層５及び脱炭層６は、後述するように焼鈍する際に特定の温度域及び特定の雰囲気に制御した条件下で脱炭反応が進行することによって生成する層である。そのため、微細化層５を構成する組織は、酸化物や介在物粒子を除くと、実質的にフェライト相７が主体であり、脱炭層６を構成する組織についても、酸化物や介在物粒子を除くと、実質的にフェライト相８が主体である。具体的には、フェライト相７、８の体積分率が７０％以上であり、残部はオーステナイト相、ベイナイト相、マルテンサイト相及びパーライト相のうち１種以上の混合組織である。微細化層５は、母材鋼板２の最表部におけるフェライト相７の平均粒径が、脱炭層６におけるフェライト相８の平均粒径の１／２以下である場合に存在する。微細化層５と脱炭層６との境界は、微細化層５におけるフェライト相７の平均粒径が、脱炭層６におけるフェライト相８の平均粒径の１／２超となる境界とする。
［微細化層５の平均厚さ：０．１μｍ〜５．０μｍ］
微細化層５の平均厚さが０．１μｍ未満では、クラックが発生し、伸展を抑制することができないため、めっき密着性が劣化する。従って、微細化層５の平均厚さは０．１μｍ以上とし、好ましくは０．２μｍ以上とし、より好ましくは０．３μｍ以上とする。微細化層５の平均厚さが５．０μｍ超では、Ｚｎ−Ｆｅ合金が生成する合金化が進行して、溶融亜鉛めっき層３中のＦｅ含有量が増加するため、めっき密着性が劣化する。従って、微細化層５の平均厚さは５．０μｍ以下とし、好ましくは４．０μｍ以下とし、より好ましくは３．０μｍとする。
［フェライト相７の平均粒径：０．１μｍ〜３．０μｍ］
フェライト相７の平均粒径が０．１μｍ未満では、クラックが発生し、伸展を抑制することができないため、めっき密着性が劣化する。従って、フェライト相７の平均粒径は０．１μｍ以上とする。フェライト相７の平均粒径が３．０μｍ超では、めっき密着性が劣化する。従って、フェライト相７の平均粒径は３．０μｍ以下とし、好ましくは２．０μｍ以下とする。
微細化層５の平均厚さ及び微細化層５内におけるフェライト相７の平均粒径は、以下に示す方法により測定する。溶融亜鉛めっき鋼板１から、母材鋼板２の圧延方向に平行な断面を観察面とした試料を採取する。試料の観察面をＣＰ（Ｃｒｏｓｓ ｓｅｃｔｉｏｎ ｐｏｌｉｓｈｅｒ）装置により加工し、ＦＥ−ＳＥＭ（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）での反射電子像を５０００倍で観察し、測定する。
［酸化物の最大径：０．０１μｍ〜０．４μｍ］
微細化層５中には、Ｓｉ及びＭｎのうち１種以上の酸化物が含有される。酸化物として、例えば、ＳｉＯ２、Ｍｎ２ＳｉＯ４、ＭｎＳｉＯ３、Ｆｅ２ＳｉＯ４、ＦｅＳｉＯ３、ＭｎＯからなる群から選ばれた１種以上が挙げられる。この酸化物は、後述するように、焼鈍時に特定の温度域で母材鋼板２内に形成される。酸化物粒子によって母材鋼板２の表層におけるフェライト相結晶の成長が抑制されるため、微細化層５が形成される。酸化物の最大径が０．０１μｍ未満では、微細化層５が十分に形成されないため、めっき密着性が劣化する。従って、酸化物の最大径は０．０１μｍ以上とし、好ましくは０．０５μｍ以上とする。酸化物の最大径が０．４μｍ超では、フェライト相７が粗大化し、微細化層５が十分に形成されないとともに、酸化物自体がめっき剥離の起点となるため、めっき密着性が劣化する。従って、酸化物の最大径は０．４μｍ以下とし、好ましくは０．２μｍ以下とする。
酸化物の最大径は、以下に示す方法により測定する。溶融亜鉛めっき鋼板１から、母材鋼板２の圧延方向に平行な断面を観察面とした試料を採取する。試料の観察面をＦＩＢ（Ｆｏｃｕｓｅｄ Ｉｏｎ Ｂｅａｍ）加工して薄膜試料を作製する。その後、薄膜試料をＦＥ−ＴＥＭ（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒ ｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）を用いて３００００倍で観察する。各薄膜試料について５視野観察し、全視野で計測された計測値のうち最大の直径を酸化物の最大径とする。
［母材鋼板２の幅方向における微細化層５の厚さの最大値と最小値との差：２．０μｍ以内］
母材鋼板２の幅方向における微細化層５の厚さの最大値と最小値との差とは、微細化層５の両エッジから５０ｍｍの位置とその間を７等分した各位置との計８箇所の微細化層５の厚さを測定し、その中の最大値と最小値との差を意味する。微細化層５の厚さが厚いほど、Ｚｎ−Ｆｅ合金が生成する合金化が進行しやすい。そのため、母材鋼板２の幅方向における微細化層５の厚さの差が大きいほど、それが合金化むらとなる。微細化層５の厚さの最大値と最小値との差が２．０μｍ超では、めっき密着性及びめっき外観の均一性が劣化する。従って、微細化層５の厚さの最大値と最小値との差は２．０μｍ以内とし、好ましくは１．５μｍ以内とし、より好ましくは１．０μｍ以内とする。
（ミクロ組織）
本発明の実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板１における母材鋼板２のミクロ組織については特に限定されないが、次のようなミクロ組織とすることが好ましい。鋼板の特性はミクロ組織によって変化する。ミクロ組織を定量化する場合、鋼板の全領域にわたって定量化することは現実的でないため、母材鋼板２の表面から１／４厚を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲におけるミクロ組織を、鋼板を代表するミクロ組織として定量化し、規定する。板厚の中央部は、強い凝固偏析によりミクロ組織が変化するため、鋼板を代表するミクロ組織とはいえない。母材鋼板２の表層付近は、局所的な温度変化及び／又は外気との反応によりミクロ組織が変化するため、鋼板を代表するミクロ組織とはいえない。
本発明の実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板１における母材鋼板２のミクロ組織は、粒状フェライト、針状フェライト、未再結晶フェライト、パーライト、ベイナイト、ベイニティックフェライト、マルテンサイト、焼戻マルテンサイト、残留オーステナイト、粗大セメンタイトのうち１種以上であってもよい。母材鋼板２は、溶融亜鉛めっき鋼板１の用途に応じた特性を得るため、各相、各組織の体積分率の内訳、組織サイズ、配置を適宜選択することができる。
［残留オーステナイト：１％以上］
残留オーステナイトは、強度と延性とのバランスを大きく高める組織である。母材鋼板２の表面から１／４厚を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲における残留オーステナイトの体積分率が１％未満では、強度と延性とのバランスを高める効果が小さい場合がある。従って、残留オーステナイトの体積分率は好ましくは１％以上とする。強度と延性とのバランスをさらに高めるために、残留オーステナイトの体積分率は、より好ましくは３％以上とし、さらに好ましくは５％以上とする。多量の残留オーステナイトを得るためには、Ｃ含有量を大幅に増加させる。しかし、多量のＣによって溶接性を著しく損なう懸念がある。従って、残留オーステナイトの体積分率は好ましくは２５％以下とする。残留オーステナイトは変形に伴って硬質なマルテンサイトに変態し、そのマルテンサイトが破壊の起点として働くことにより、伸びフランジ性が劣化することがある。従って、残留オーステナイトの体積分率はより好ましくは２０％以下とする。
本発明の実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板１の母材鋼板２に含まれる各組織の体積分率は、例えば、以下に示す方法により測定される。
本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板１における母材鋼板２に含まれる残留オーステナイトの体積分率は、Ｘ線回折法により評価する。母材鋼板２の表面から１／４厚を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲において、板面に平行な面を鏡面に仕上げ、Ｘ線回折法によってＦＣＣ（Ｆａｃｅ Ｃｅｎｔｅｒｅｄ Ｃｕｂｉｃ）鉄の面積分率を測定し、その測定値を残留オーステナイトの体積分率とする。
本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板１における母材鋼板２に含まれるフェライト、ベイニティックフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト、パーライト及び粗大セメンタイトの体積分率は、電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）により測定される。母材鋼板２の圧延方向に平行な断面を観察面とした試料を採取する。この試料の観察面を研磨し、ナイタールエッチングする。観察面の板厚の１／４厚を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲をＦＥ−ＳＥＭで観察して面積分率を測定し、その測定値を体積分率とみなす。
本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板１において、母材鋼板２の板厚は特に限定されない。溶融亜鉛めっき鋼板１の平坦性、冷却時の制御性の観点から、母材鋼板２の板厚は、好ましくは０．６ｍｍ以上５．０ｍｍ未満とする。
次に、本発明の実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法について説明する。この方法では、上記の化学組成を有するスラブの鋳造、熱間圧延、冷間圧延、焼鈍、めっき及びめっき後の冷却を行う。焼鈍とめっきとの間及び／又はめっき後の冷却において、残留オーステナイトを得るために必要に応じてベイナイト変態処理を行う。
（鋳造）
まず、熱間圧延に供するスラブを鋳造する。熱間圧延に供するスラブは、連続鋳造スラブや薄スラブキャスター等で製造したものを用いることができる。
（熱間圧延）
鋳造に起因する結晶方位の異方性を抑制するため、スラブの加熱温度は、好ましくは１０８０℃以上とし、より好ましくは１１５０℃以上とする。一方、スラブの加熱温度の上限値は、特に限定されるものではない。スラブの加熱温度が１３００℃超では、多量のエネルギーを投入する場合があり、製造コストが大幅に増加することがある。従って、スラブの加熱温度は好ましくは１３００℃以下とする。
スラブを加熱した後、熱間圧延を行う。熱間圧延の完了温度（圧延完了温度）が８５０℃未満では、圧延反力が高まり、所定の板厚を安定して得ることが困難となる。従って、熱間圧延の完了温度は好ましくは８５０℃以上とし、より好ましくは８７５℃以上とする。熱間圧延の完了温度が９８０℃超では、スラブの加熱が終了後、熱間圧延が完了するまでの間に、鋼板を加熱する場合があり、コストが増加することがある。従って、熱間圧延の完了温度は、好ましくは９８０℃以下とし、より好ましくは９６０℃以下とする。
次に、熱間圧延した後の熱延鋼板をコイルとして巻き取る。なお、熱間圧延後巻取り前に冷却する際の平均冷却速度は、好ましくは１０℃／秒以上とする。より低温で変態を進めることによって、熱延鋼板の粒径を微細にし、冷間圧延及び焼鈍後の母材鋼板の有効結晶粒径を微細にするためである。
巻取り温度は、好ましくは３５０℃以上７５０℃以下とする。熱延鋼板のミクロ組織として、パーライト及び／又は長径が１μｍ以上の粗大セメンタイトを分散して生成させ、冷間圧延によって熱延鋼板に導入される歪を局在化させる。その後、焼鈍において様々な結晶方位のオーステナイトに逆変態させるためである。これによって、焼鈍後の母材鋼板の有効結晶粒を微細化する。巻取り温度が３５０℃未満では、パーライト及び／又は粗大セメンタイトが生成しない場合がある。従って、巻取り温度は好ましくは３５０℃以上とする。熱延鋼板の強度を低くし、冷間圧延を容易に行うため、巻取り温度はより好ましくは４５０℃以上とする。巻取り温度が７５０℃超では、圧延方向に長い帯状のパーライト及びフェライトが生成し、冷間圧延及び焼鈍後にフェライトから生成する母材鋼板の有効結晶粒が、圧延方向に伸長し、粗大化することがある。従って、巻取り温度は好ましくは７５０℃以下とする。焼鈍後の母材鋼板の有効結晶粒径を微細化するため、巻取り温度はより好ましくは６８０℃以下とする。熱延鋼板を巻き取った後、内部酸化層が鋼板のエッジ部よりも中央部の方が厚く形成される場合があり、内部酸化層がスケール層の下に不均一に形成される。これは、巻取り温度が６５０℃を超えると顕著になる。この内部酸化層が後述する酸洗、冷間圧延によっても除去されない場合には、微細化層やＦｅ−Ａｌ合金層が不均一に形成されるため、めっき密着性及び外観の均一性が劣化する可能性がある。従って、巻取り温度はさらに好ましくは６５０℃以下とする。
次に、このようにして製造した熱延鋼板を酸洗する。酸洗は、熱延鋼板の表面に形成された酸化物を除去するため、母材鋼板のめっき性向上に寄与する。酸洗は、一回で行ってもよく、複数回に分けて行ってもよい。スケール層の下に生成する内部酸化層は、微細化層やＦｅ−Ａｌ合金層の均一な形成、それによる外観の均一性を確保する観点から、酸洗を強化してできるだけ除去した方がよい。酸洗条件は、内部酸化層が除去できれば、特に限定されるものではない。例えば、酸洗効率と経済性の観点から、酸洗には塩酸を使用することが好ましい。内部酸化層を除去する条件としては、例えば、塩酸の濃度は塩化水素として好ましくは５質量％以上とし、酸洗温度は好ましくは８０℃以上とし、酸洗時間は好ましくは３０秒以上とする。例えば、巻取り温度が６５０℃超では、酸洗をより強化して内部酸化層をできるだけ除去した方がよく、酸洗時間はより好ましくは６０秒以上とする。
（冷間圧延）
次に、酸洗後の熱延鋼板に冷間圧延を行う。圧下率の合計が８５％超では、鋼板の延性が失われ、冷間圧延中に鋼板が破断することがある。従って、圧下率の合計は、好ましくは８５％以下とし、より好ましくは７５％以下とし、さらに好ましくは７０％以下とする。圧下率の合計の下限値は、特に限定されるものではない。圧下率の合計が０．０５％未満では、母材鋼板の形状が不均質となり、めっきが均一に付着せず、外観が損なわれることがある。従って、圧下率の合計は、好ましくは０．０５％以上とし、より好ましくは０．１０％以上とする。なお、冷間圧延は複数のパスで行うことが好ましいが、冷間圧延のパス数や各パスへの圧下率の配分は問わない。
圧下率の合計が１０％超２０％未満では、その後の焼鈍において再結晶が十分に進まず、多量の転位を含んで展性を失った粗大な結晶粒が鋼板の表層近くに残るため、曲げ性及び耐疲労特性が劣化する場合がある。そのため、圧下率の合計を小さくし、結晶粒への転位の蓄積を軽微にして結晶粒の展性を残すことが有効である。または、圧下率の合計を大きくし、焼鈍において再結晶を十分に進行させ、加工組織を内部に転位の蓄積が少ない再結晶粒にすることが有効である。結晶粒への転位の蓄積を軽微にする観点から、圧下率の合計は好ましくは１０％以下とし、より好ましくは５．０％以下とする。一方、焼鈍において再結晶を十分に進めるためには、圧下率の合計は、好ましくは２０％以上とし、より好ましくは３０％以上とする。
（焼鈍）
次に、冷延鋼板に焼鈍を施す。焼鈍には、予熱帯と均熱帯とめっき帯とを有する連続焼鈍めっきラインを用いることが好ましい。冷延鋼板に焼鈍を行いながら予熱帯と均熱帯とを通過させ、冷延鋼板がめっき帯に到達するまでに焼鈍が終了し、めっき帯においてめっきを行うことが好ましい。
上述のように、連続焼鈍めっきラインを用いた場合には、例えば、以下に示す方法を用いることが好ましい。特に、所定の微細化層及びＦｅ−Ａｌ合金層を均一に生成させ、めっき密着性及び外観の均一性を確保するためには、予熱帯における雰囲気や加熱方式の制御、均熱帯における雰囲気の制御は重要である。
予熱帯においては、水蒸気分圧Ｐ（Ｈ２Ｏ）と水素分圧Ｐ（Ｈ２）の比のＬｏｇ値であるＬｏｇ（Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２））を−１．７〜−０．２に制御した雰囲気下で、空気比を０．７〜１．０とした予熱バーナーを用いて、４００℃〜８００℃に加熱しながら冷延鋼板を通板させる。予熱帯において、水蒸気分圧Ｐ（Ｈ２Ｏ）と水素分圧Ｐ（Ｈ２）との比を調整することは、後続の溶融亜鉛めっきにおいて界面にＦｅ−Ａｌ合金相を幅方向に均一に析出させること及びめっき前の鋼板の表面性状に影響を及ぼす。予熱帯においては空気比を調整することで、Ｓｉ等の強脱酸元素の酸化膜が鋼板の表面に生成することが抑制される。空気比を調整すると共に、水蒸気分圧Ｐ（Ｈ２Ｏ）と水素分圧Ｐ（Ｈ２）との比を調整することで、鋼板表面での過剰な脱炭素が抑制される。これによって後続のめっき工程において、鋼板表面の粒界における過剰なＦｅ−Ｚｎ合金反応を抑制して、Ｆｅ−Ａｌ合金反応が選択的に起こるようにする。Ｆｅ−Ａｌ合金反応が選択的に起こることで、均一なＦｅ−Ａｌ合金層の形成を促し、優れためっき密着性、外観均一化を得ることができる。Ｌｏｇ（Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２））が−０．２超では、後続のめっき工程でＦｅ−Ｚｎ合金化が起こりやすくなり、めっき中のＦｅ濃度が高くなる。それにより、めっき密着性が低下し、外観むらも生じやすくなる。一方、Ｌｏｇ（Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２））が−１．７未満では、鋼板表面に炭素濃度の高い部分が生成して、表面に微細化層が形成しないため、めっき密着性が低下する。
「空気比」とは、単位体積の混合ガスに含まれる空気の体積と、単位体積の混合ガスに含まれる燃料ガスを完全燃焼させるために理論上必要となる空気の体積との比であり、下記の式で示される。
空気比＝［単位体積の混合ガスに含まれる空気の体積（ｍ３）］／［単位体積の混合ガスに含まれる燃料ガスを完全燃焼させるために理論上必要となる空気の体積（ｍ３）］
空気比が１．０超では、鋼板の表層部に過剰なＦｅ酸化膜が生成され、焼鈍後の脱炭層が肥大化し、微細化層も過剰に生成する。このため、過度にめっきの合金化が進み、めっき密着性、チッピング性及びパウダリング性が低下する。従って、空気比は、好ましくは１．０以下とし、より好ましくは０．９以下とする。空気比が０．７未満では、微細化層が形成されず、めっき密着性が低下する。従って、空気比は、好ましくは０．７以上とし、より好ましくは０．８以上とする。
予熱帯を通板させる鋼板の温度が４００℃未満では、十分な微細化層を形成することができない。従って、予熱帯を通板させる鋼板の温度は、好ましくは４００℃以上とし、より好ましくは６００℃以上とする。予熱帯を通板させる鋼板の温度が８００℃超では、粗大なＳｉ及び／又はＭｎを含む酸化物が鋼板の表面に生成し、めっき密着性が低下する。従って、予熱帯を通板させる鋼板の温度は、好ましくは８００℃以下とし、より好ましくは７５０℃以下とする。
予熱帯における加熱速度が遅いと内部酸化が進行し、鋼板の内部に粗大な酸化物が生成する。特に、６００℃〜７５０℃における加熱速度は重要である。鋼板の表層部が過度に脱炭されて粗大な酸化物が生成されるのを抑制するために、６００℃〜７５０℃における平均加熱速度は好ましくは１．０℃／秒以上とする。平均加熱速度が１．０℃／秒未満では、微細化層中に粗大な酸化物が生成し、めっき密着性やパウダリング性が低下する。従って、平均加熱速度は好ましくは１．０℃／秒以上とする。鋼板の表層部が過度に脱炭されて粗大な酸化物が生成されるのを抑制する観点から、平均加熱速度は、より好ましくは１．５℃／秒以上とし、より好ましくは２．０℃／秒以上とする。予熱帯における処理時間を確保する観点から、平均加熱速度は、好ましくは５０℃／秒以下とする。平均加熱速度が５０℃／秒以下では、均一な微細化層が得られやすく、めっき密着性及び外観の均一性に優れた溶融亜鉛めっき層が得られる。
焼鈍における最高加熱温度は、鋼板の成形性に関わるミクロ組織の体積分率を所定の範囲に制御するため、重要な因子である。最高加熱温度が低いと、鋼中に粗大な鉄系炭化物が溶け残り、成形性が劣化する。鉄系炭化物を十分に固溶させ、成形性を高めるには、最高加熱温度は好ましくは７５０℃以上とする。特に、残留オーステナイトを得るためには、最高加熱温度はより好ましくは（Ａｃ１＋５０）℃以上とする。最高加熱温度の上限値は特に限定されるものではないが、めっき密着性の観点から、母材鋼板の表面に生成される酸化物を少なくするためには、最高加熱温度は、好ましくは９５０℃以下とし、より好ましくは９００℃以下とする。
鋼板のＡｃ１点は、それぞれオーステナイト逆変態の開始点である。具体的には、Ａｃ１点は、熱間圧延後の熱延鋼板から小片を切り出し、１０℃／秒で１２００℃まで加熱し、その間の体積膨張を測定することで得られる。
焼鈍における最高加熱温度は、均熱帯において到達する。この均熱帯における雰囲気はＬｏｇ（Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２））を−１．７〜−０．２に制御する。Ｌｏｇ（Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２））が−１．７未満では、微細化層が形成されず、めっき密着性が低下する。従って、Ｌｏｇ（Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２））は好ましくは−１．７以上とする。Ｌｏｇ（Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２））が−０．２超では、脱炭が過度に進行して、母材鋼板の表層における硬質相が著しく減少するとともに、微細化層中に粗大な酸化物が形成し、めっき密着性及びパウダリング性が低下する。従って、Ｌｏｇ（Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２））は好ましくは−０．２以下とする。
均熱帯におけるＬｏｇ（Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２））が−１．７〜−０．２では、めっき剥離の起点となるＳｉ酸化物及び／又はＭｎ酸化物が鋼板の最表面層に形成されず、鋼板の表層の内部に最大径が０．０１μｍ〜０．４μｍであるＳｉ及び／又はＭｎの微細な酸化物が形成される。Ｓｉ及び／又はＭｎの微細な酸化物は、焼鈍中におけるＦｅ再結晶の成長を抑制する。また、焼鈍雰囲気中の水蒸気が母材鋼板の表層を脱炭させるため、焼鈍後の母材鋼板の表層におけるミクロ組織はフェライト相になる。その結果、焼鈍後の母材鋼板の表層には、平均厚さが０．１μｍ〜５．０μｍであり、フェライト相の平均粒径が０．１μｍ〜３．０μｍであり、最大径が０．０１μｍ〜０．４μｍであるＳｉ及び／又はＭｎの酸化物を含有する微細化層が形成される。
最高加熱温度に到達後からめっき浴に到達するまでのめっき前の冷却条件は、特に限定されるものではない。残留オーステナイトを得るためには、パーライト及びセメンタイトの生成を抑制する。そのため、めっき前の冷却条件としては、７５０℃から７００℃までの平均冷却速度は、好ましくは１．０℃／秒以上とし、より好ましくは５．０℃／秒以上とする。平均冷却速度の上限値は特に限定されるものではないが、過度に大きな平均冷却速度を得るためには、特殊な冷却設備又はめっきに干渉しない冷媒を使用することもある。この観点から、７５０℃から７００℃までの平均冷却速度は、好ましくは１００℃／秒以下とし、より好ましくは７０℃／秒以下とする。
めっき前の冷却に引き続き、焼戻しマルテンサイトを得るために、鋼板の温度が５００℃に到達してからめっき浴に到達するまでの間に、マルテンサイト変態処理として鋼板を所定の温度域に一定時間停留させてもよい。マルテンサイト変態処理温度は、好ましくはマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）以下とし、より好ましくは（Ｍｓ点−２０）℃以下とする。マルテンサイト変態処理温度は、好ましくは５０℃以上とし、より好ましくは１００℃以上とする。マルテンサイト変態処理時間は、好ましくは１秒間〜１００秒間とし、より好ましくは１０秒間〜６０秒間とする。なお、マルテンサイト変態処理で得られるマルテンサイトは、めっきを行う際に鋼板が高温のめっき浴に侵入することにより焼戻しマルテンサイトに変化する。
ＶＦをフェライトの体積分率（％）、Ｃ含有量（質量％）を［Ｃ］、Ｓｉ含有量（質量％）を［Ｓｉ］、Ｍｎ含有量（質量％）を［Ｍｎ］、Ｃｒ含有量（質量％）を［Ｃｒ］、Ｎｉ含有量（質量％）を［Ｎｉ］、Ａｌ含有量（質量％）を［Ａｌ］としたとき、Ｍｓ点は下記の式により計算することができる。なお、溶融亜鉛めっき鋼板を製造中にフェライトの体積分率を直接測定することは困難である。このため、連続焼鈍ラインに通板させる前の冷延鋼板の小片を切り出し、その小片を連続焼鈍ラインに通板させた場合と同じ温度履歴で焼鈍して、小片におけるフェライトの体積変化を測定し、その測定値を用いて算出した値をフェライトの体積分率（ＶＦ）とする。
Ｍｓ点［℃］＝５４１−４７４［Ｃ］／（１−ＶＦ）−１５［Ｓｉ］−３５［Ｍｎ］−１７［Ｃｒ］−１７［Ｎｉ］＋１９［Ａｌ］
めっき前の冷却後、残留オーステナイトを得るために、ベイナイト変態処理として鋼板を２５０℃〜５００℃の温度域に一定時間停留させてもよい。ベイナイト変態処理は、焼鈍とめっきとの間に行ってもよいし、めっき後の冷却時に行ってもよいし、焼鈍とめっきとの間及びめっき後の冷却時の両方で行ってもよい。
焼鈍とめっきとの間及びめっき後の冷却時の両方でベイナイト変態処理を行う場合、ベイナイト変態処理の停留時間の和は、好ましくは１５秒以上５００秒以下とする。停留時間の和が１５秒未満では、ベイナイト変態が十分に進まず、十分な残留オーステナイトが得られない。従って、停留時間の和は、好ましくは１５秒以上とし、より好ましくは２５秒以上とする。停留時間の和が５００秒超では、パーライト及び／又は粗大なセメンタイトが生成する。従って、停留時間の和は、好ましくは５００秒以下とし、より好ましくは３００秒以下とする。
焼鈍とめっきとの間でベイナイト変態処理を行う場合、ベイナイト変態処理温度が５００℃超では、パーライト及び／又は粗大なセメンタイトが生成し、残留オーステナイトが得られない。従って、ベイナイト変態処理温度は好ましくは５００℃以下とする。ベイナイト変態に伴うオーステナイトへの炭素の濃縮を促進するため、ベイナイト変態処理温度は、より好ましくは４８５℃以下とし、さらに好ましくは４７０℃以下とする。ベイナイト変態処理温度が２５０℃未満では、ベイナイト変態が十分に進まず、残留オーステナイトが得られない。従って、ベイナイト変態処理温度は好ましくは２５０℃以上とする。ベイナイト変態を効率的に進めるため、ベイナイト変態処理温度は、より好ましくは３００℃以上とし、さらに好ましくは３４０℃以上とする。なお、めっき前の冷却後に、ベイナイト変態処理とマルテンサイト変態処理の両方を行う場合は、ベイナイト変態処理の前にマルテンサイト変態処理を行うこととする。
（めっき）
次に、得られた母材鋼板をめっき浴に浸漬する。めっき浴は、亜鉛を主体とし、めっき浴中の全Ａｌ量から全Ｆｅ量を引いた値である有効Ａｌ量が０．１８０質量％〜０．２５０質量％である組成を有する。めっき浴中の有効Ａｌ量が０．１８０質量％未満では、Ｆｅ−Ａｌ合金層が十分に形成されず、溶融亜鉛めっき層中にＦｅが侵入し、めっき密着性が損なわれる。従って、めっき浴中の有効Ａｌ量は、好ましくは０．１８０質量％以上とし、より好ましくは０．１８５質量％以上とし、さらに好ましくは０．１９０質量％以上とする。めっき浴中の有効Ａｌ量が０．２５０質量％超では、母材鋼板の表面と溶融亜鉛めっき層との界面のＦｅ−Ａｌ合金層が過度に生成し、めっき密着性が損なわれる。従って、めっき浴中の有効Ａｌ量は、好ましくは０．２５０質量％以下とし、より好ましくは０．２４０質量％以下とし、さらに好ましくは０．２３０質量％以下とする。
めっき浴には、Ａｇ、Ｂ、Ｂｅ、Ｂｉ、Ｃａ、Ｃｄ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｃｓ、Ｃｕ、Ｇｅ、Ｈｆ、Ｉ、Ｋ、Ｌａ、Ｌｉ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎａ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐｂ、Ｒｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｓｒ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｒ及びＲＥＭのうち１種以上の元素が含有されていてもよい。各元素の含有量によっては、溶融亜鉛めっき層の耐食性及び加工性が改善される。
めっき浴温度が４４０℃未満では、めっき浴の粘度が過大に高まり、溶融亜鉛めっき層の厚さを制御することが困難となり、溶融亜鉛めっき鋼板の外観を損なう。従って、めっき浴の温度は、好ましくは４４０℃以上とし、より好ましくは４４５℃以上とする。めっき浴温度が４７０℃超では、多量のヒュームが発生し、安全に製造することが困難となる。従って、めっき浴温度は、好ましくは４７０℃以下とし、より好ましくは４６０℃以下とする。
母材鋼板がめっき浴に進入する際の鋼板の温度が４３０℃未満では、めっき浴の温度を４４０℃以上で安定させるために、めっき浴に多量の熱量を与えるため、実用的でない。従って、母材鋼板がめっき浴に進入する際の鋼板の温度は、好ましくは４３０℃以上とする。所定のＦｅ−Ａｌ合金層を形成するためには、母材鋼板がめっき浴に進入する際の鋼板の温度は、より好ましくは４４０℃以上とする。母材鋼板がめっき浴に進入する際の鋼板の温度が４８０℃超では、めっき浴の温度を４７０℃以下で安定させるために、めっき浴から多量の熱量を抜熱する設備を導入するため、製造コストが高くなる。従って、母材鋼板がめっき浴に進入する際の鋼板の温度は、好ましくは４８０℃以下とする。所定のＦｅ−Ａｌ合金層を形成するためには、母材鋼板がめっき浴に進入する際の鋼板の温度は、より好ましくは４７０℃以下とする。
めっき浴の温度は、４４０℃〜４７０℃の範囲内の温度で安定していることがより好ましい。めっき浴の温度が不安定であると、Ｆｅ−Ａｌ合金層や溶融亜鉛めっき層中のＦｅ含有量が不均一となり、めっき層の外観が不均一となり、めっき密着性が劣化する。めっき浴の温度を安定させるためには、めっき浴に進入する際の鋼板の温度とめっき浴の温度とを略一致させることが好ましい。具体的には、実製造設備の温度制御性の限界から、めっき浴に進入する際の鋼板の温度をめっき浴の温度の±１０℃以内とすることが好ましく、めっき浴の温度の±５℃以内とすることがより好ましい。
なお、めっき浴の浸漬後、所定のめっき付着量とするため、鋼板の表面に窒素を主体とする高圧ガスを吹き付け、表層の過剰な亜鉛を除去することが好ましい。その後、室温まで冷却する。冷却の際、母材鋼板から溶融亜鉛めっき層へのＦｅ原子の拡散がほとんど進まず、ζ相の生成がほぼ停止する温度（３５０℃）までは、めっき密着性を確保する観点から、冷却速度を好ましくは１℃／秒以上とする。
３５０℃まで冷却した後、残留オーステナイトを得るために、２５０℃〜３５０℃の温度範囲で停留させるベイナイト変態処理を行ってもよい。ベイナイト変態処理温度が２５０℃未満では、ベイナイト変態が十分に進まず、残留オーステナイトが十分に得られない。従って、ベイナイト変態処理温度は、好ましくは２５０℃以上とする。ベイナイト変態を効率的に進めるため、ベイナイト変態処理温度は、より好ましくは３００℃以上とする。ベイナイト変態処理温度が３５０℃超では、母材鋼板から溶融亜鉛めっき層にＦｅ原子が過度に拡散し、めっき密着性が劣化する。従って、ベイナイト変態処理温度は、好ましくは３５０℃以下とし、より好ましくは３４０℃以下とする。
残留オーステナイトを更に安定化するために、２５０℃以下まで冷却した後、再加熱処理を施してもよい。再加熱処理の処理温度及び処理時間は、必要に応じて適宜設定してもよい。再加熱処理温度が２５０℃未満では、十分な効果が得られない。従って、再加熱処理温度は、好ましくは２５０℃以上とし、より好ましくは２８０℃以上とする。再加熱処理温度が３５０℃超では、母材鋼板から溶融亜鉛めっき層にＦｅ原子が拡散し、めっき密着性が劣化する。従って、再加熱処理温度は、好ましくは３５０℃以下とし、より好ましくは３３０℃以下とする。再加熱処理時間が１０００秒超では、上記効果が飽和する。従って、再加熱処理時間は好ましくは１０００秒以下とする。
このようにして、本発明の実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。
本発明の実施形態においては、例えば、上述した方法により得られた溶融亜鉛めっき鋼板の溶融亜鉛めっき層の表面に、リン酸化物及び／又はリンを含む複合酸化物からなる皮膜を付与してもよい。リン酸化物及び／又はリンを含む複合酸化物からなる皮膜は、溶融亜鉛めっき鋼板を加工する際に潤滑剤として機能させることができ、母材鋼板の表面に形成した溶融亜鉛めっき層を保護することができる。
本発明の実施形態においては、例えば、室温まで冷却した溶融亜鉛めっき鋼板に、形状矯正のために圧下率を３．００％以下とした冷間圧延を施してもよい。
なお、本発明の実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法は、母材鋼板の板厚が０．６ｍｍ以上５．０ｍｍ未満である溶融亜鉛めっき鋼板の製造に適用されることが好ましい。母材鋼板の板厚が０．６ｍｍ未満では、母材鋼板の形状を平坦に保つことが困難となる場合がある。母材鋼板の板厚が５．０ｍｍ以上では、焼鈍及びめっきにおける冷却の制御が困難となる場合がある。
なお、上記実施形態は、何れも本発明を実施するにあたっての具体化の例を示したものに過ぎず、これらによって本発明の技術的範囲が限定的に解釈されてはならないものである。すなわち、本発明はその技術思想、又はその主要な特徴から逸脱することなく、様々な形で実施することができる。
次に、本発明の実施例について説明する。実施例での条件は、本発明の実施可能性及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〜表４に示す化学組成（鋼種Ａ〜鋼種ＡＴ）を有するスラブを鋳造し、表５及び表６に示す条件（スラブ加熱温度、圧延完了温度）で熱間圧延し、表５及び表６に示す条件（熱延完了から巻取りまでの平均冷却速度、巻取温度）で冷却し、熱延鋼板を得た。その後、８０℃の１０％塩酸を用い、表５及び表６に示す酸洗時間で、熱延鋼板に酸洗を施し、表５及び表６に示す圧下率で冷間圧延を施し、冷延鋼板を得た。表１〜表４中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。鋼種Ａ〜鋼種ＡＴの残部は、Ｆｅ及び不純物とした。表５〜表６中の下線は、その数値が溶融亜鉛めっき鋼板を製造するのに適した範囲から外れていることを示す。
次に、得られた冷延鋼板に、表７及び表８に示す条件（予熱帯における空気比、予熱帯での予熱完了温度、予熱帯雰囲気中のＬｏｇ（Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２））、還元帯雰囲気中のＬｏｇ（Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２））、６００℃〜７５０℃の温度域での平均加熱速度、最高加熱温度（Ｔｍ））で焼鈍を施した。なお、実験例１〜実験例５０の予熱完了温度は、６２３℃〜７２２℃の範囲とした。次に、表７及び表８に示す条件（冷却速度１（７５０℃〜７００℃の温度域での平均冷却速度）、冷却速度２（７００℃〜５００℃の温度域での平均冷却速度）、ベイナイト変態処理１条件（処理温度、処理時間）、マルテンサイト変態処理（処理温度、処理時間））で冷却処理を施した。なお、ベイナイト変態処理１、マルテンサイト変態処理を施さなかった鋼板については、表７及び表８中の当該処理の条件欄には「−」と記載した。表７〜表８中の下線は、その数値が溶融亜鉛めっき鋼板を製造するのに適した範囲から外れていることを示す。
次に、表９及び表１０に示すめっき条件（有効Ａｌ量、めっき浴の温度（浴温）、鋼板の進入温度、浸漬時間）で亜鉛めっき浴に浸漬し、めっきを施した。めっき後、表９及び１０に示す条件（冷却速度（めっき後鋼板温度〜３５０℃の温度域での平均冷却速度）、ベイナイト変態処理２条件（処理温度、処理時間）、再加熱処理条件（処理温度、処理時間））で冷却処理を施した。なお、ベイナイト変態処理２、再加熱処理を施さなかった鋼板については、表９及び表１０中の当該処理の条件欄には「−」と記載した。さらに、表９及び表１０に示す圧下率で冷間圧延を施し、実験例１〜実験例９７の溶融亜鉛めっき鋼板を得た。ただし、一部の実験例においては、実験を中断したものもある。表９〜表１０中の下線は、その数値が溶融亜鉛めっき鋼板を製造するのに適した範囲から外れていることを示す。
得られためっき鋼板（実験例１〜実験例９７）について、母材鋼板のミクロ組織及び溶融亜鉛めっき層の観察を行った。表１１及び表１２に母材鋼板のミクロ組織及び溶融亜鉛めっき層の観察結果を示す。表１１及び表１２中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
まず、溶融亜鉛めっき鋼板から母材鋼板の圧延方向に平行な断面を観察面とした試料を採取した。試料の観察面について、電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ）による組織観察及びＥＢＳＤ法による高分解能結晶方位解析を行い、母材鋼板の表面から、母材鋼板の板厚の１／８厚〜３／８厚の範囲におけるミクロ組織を観察し、構成組織を同定した。表１３及び表１４において、Ｆは粒状フェライト、ＷＦは針状フェライト、ＮＲＦは未再結晶フェライト、Ｐはパーライト、θは粗大セメンタイト、ＢＦはベイニティックフェライト、Ｂはベイナイト、Ｍはマルテンサイト、ｔＭは焼戻マルテンサイト、γは残留オーステナイトがそれぞれ観察されたことを表す。
また、溶融亜鉛めっき鋼板から２５ｍｍ×２５ｍｍの小片を試験片として採取した。試験片の板厚の表面から１／８厚〜３／８厚の範囲において、板面に平行な面を鏡面に仕上げ、Ｘ線回折法によって残留オーステナイトの体積分率（γ分率）を測定した。
めっきの付着量は、インヒビター入りの塩酸を用いて溶融亜鉛めっき層を溶融し、溶融前後の重量を比較して求めた。さらに、Ｆｅ及びＡｌをＩＣＰで定量することにより、溶融亜鉛めっき層中のＦｅ濃度及びＡｌ濃度を測定した。
さらに、溶融亜鉛めっき鋼板から、母材鋼板の圧延方向に平行な断面を観察面とした試料を採取し、上述した測定方法を用いて、母材鋼板の表面と溶融亜鉛めっき層との界面に形成されたＦｅ−Ａｌ合金層の平均厚さと、母材鋼板の幅方向におけるＦｅ−Ａｌ合金層の厚さの最大値と最小値との差と、Ｆｅ−Ａｌ合金層に接する微細化層の平均厚さと、母材鋼板の幅方向における微細化層の厚さの最大値と最小値との差と、微細化層内におけるフェライト相の平均粒径と、微細化層中のＳｉ及びＭｎのうち１種以上の酸化物の直径の最大値とを求めた。その結果を表１１及び表１２に示す。
次に、溶融亜鉛めっき鋼板の特性を調べるため、引張試験、穴拡げ試験、曲げ試験、密着性評価試験、スポット溶接試験、腐食試験、チッピング性試験、パウダリング性試験、めっき外観の均一性評価を行った。表１３及び表１４に、各実験例における特性を示す。
引張試験は、溶融亜鉛めっき鋼板からＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を作成し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に記載の方法で行い、降伏強度（ＹＳ）、引張最大強度（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）を求めた。なお、引張特性は、引張最大強度（ＴＳ）が４２０ＭＰａ以上の場合を良好なものとして評価した。
穴拡げ試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２５６に記載の方法で行った。成形性のうち、延性（全伸び）（Ｅｌ）及び穴拡げ性（λ）は、引張最大強度（ＴＳ）に伴って変化するが、下記の式（２）を満たす場合に強度、延性及び穴拡げ性を良好とした。
ＴＳ１．５×Ｅｌ×λ０．５ ≧ ２．０×１０６ ・・・式（２）
めっき密着性は、５％の単軸引張ひずみを与えた溶融亜鉛めっき鋼板に対し、デュポン衝撃試験を施した。衝撃試験後の溶融亜鉛めっき鋼板に粘着テープを貼り、その後引き剥がし、めっきが剥離しなかった場合を特に良好（◎）とし、めっきが５％以上剥離した場合を不良（×）とし、めっきの剥離が５％未満の場合を良好（○）とした。デュポン衝撃試験は、先端の曲率半径を１／２インチとする撃ち型を使用し、３ｋｇの錘を１ｍの高さから落下させて行った。
スポット溶接性は、連続打点試験を行って評価した。溶融部の直径が板厚の平方根の５．３〜５．７倍となる溶接条件において、１０００回のスポット溶接を連続して行い、溶融部の直径を１点目ｄ１と１０００点目ｄ１０００とで比較し、ｄ１０００／ｄ１が０．９０以上である場合を良好（○）、０．９０未満の場合を不良（×）とした。
耐食性の評価には、溶融亜鉛めっき鋼板を１５０ｍｍ×７０ｍｍに切り出した試験片を用いた。試験片に、りん酸亜鉛系のディップ型化成処理を施し、続いてカチオン電着塗装を２０μｍ施し、３５μｍの中塗、３５μｍの上塗を施した後、裏面と端部を絶縁テープでシールした。耐食性試験には、ＳＳＴ６ｈｒ、乾燥４ｈｒ、湿潤４ｈｒ、冷凍４ｈｒを１サイクルとするＣＣＴを使用した。塗装後の耐食性の評価は、塗装面にカッターで母材鋼板まで達するクロスカットを施し、ＣＣＴ６０サイクル後の膨れ幅を測定した。膨れ幅が３．０ｍｍ以下の場合を良好（○）とし、３．０ｍｍ超の場合を不良（×）とした。
チッピング性は、溶融亜鉛めっき鋼板を７０ｍｍ×１５０ｍｍに切出した試験片を用いて評価した。まず、試験片に対して、自動車用の脱脂、化成皮膜の形成、３コート塗装を行った。次に、試験片を−２０℃に冷却保持した状態で、２ｋｇｆ／ｃｍ２のエアー圧で砕石（０．３ｇ〜０．５ｇ）１０個を垂直に照射した。砕石の照射は、各試験片につき５回ずつ繰り返し実施した。その後、各試験片について、合計５０個のチッピング痕を観察し、その剥離界面の位置に基づいて以下の基準で評価した。剥離界面が溶融亜鉛めっき層より上（溶融亜鉛めっき層−化成皮膜の界面、又は電着塗装−中塗塗装の界面）であるものを良好（○）とし、めっき層−地鉄での界面剥離が１つでもあるものを不良（×）とした。
パウダリング性は、溶融亜鉛めっき層の加工性を評価するため、Ｖ曲げ加工（ＪＩＳ Ｚ ２２４８）を使用して評価した。溶融亜鉛めっき鋼板を５０ｍｍ×９０ｍｍに切断し、１Ｒ−９０°Ｖ字金型プレスで成型体を形成し、試験体とした。各試験体の谷部において、テープ剥離を実施した。具体的には、試験体の曲げ加工部上に巾２４ｍｍのセロハンテープを押し当てて引き離し、セロハンテープの長さ９０ｍｍの部分を目視で判断した。評価基準は以下の通りとした。溶融亜鉛めっき層の剥離が加工部面積に対して５％以下のものを良好（○）とし、溶融亜鉛めっき層の剥離が加工部面積に対して５％超のものを不良（×）とした。
外観の均一性評価は、鋼板の幅方向における両エッジから５０ｍｍの位置とその間を７等分した位置との計８箇所の明度（Ｌ＊値）を測定し、最大値から最小値を引いた差が５未満のものを良好（○）、５以上１０未満のものをやや不良（△）、１０以上のものを不良（×）とした。
Figure 2019026106
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有効Ａｌ量が０．１８０％である実験例６４及び実験例８６では、Ｆｅ−Ａｌ合金層が幅方向に均一に生成されており、上記特許文献１２に記載されるめっき密着性の低下はなかった。
実験例３では、めっき浴中の有効Ａｌ濃度が極めて低く、Ｆｅ−Ａｌ合金層が形成されず、かつ、溶融亜鉛めっき層中のＦｅ含有量が過度に高まり、十分なめっき密着性、チッピング性、パウダリング性、めっきの外観均一性が得られなかった。
実験例６では、熱延鋼板に冷間圧延を施さなかったため、鋼板の平坦度が悪く、焼鈍を行えず、実験を中止した。
実験例２０では、めっき後の冷却速度が小さく、溶融亜鉛めっき層中のＦｅ含有量が過度に高まり、十分なめっき密着性、チッピング性、パウダリング性が得られなかった
実験例２６では、焼鈍における加熱速度が小さく、母材鋼板における酸化物の成長が過度に進み、母材鋼板の表面に破壊の起点となる粗大な酸化物が生じたため、めっき密着性、パウダリング性が劣化した。
実験例２８では、冷間圧延における圧下率が過度に大きく、鋼板が破断したため、実験を中止した。
実験例３３では、均熱帯におけるＬｏｇ（Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２））が大きく、母材鋼板の表層の微細化層が過度に厚くなり、Ｚｎ−Ｆｅ合金が生成する溶融亜鉛めっき層の合金化が過度に進行し、溶融亜鉛めっき層中のＦｅ含有量が増加したため、めっき密着性、チッピング性、パウダリング性が劣化した。
実験例３６では、予熱帯における空気比が大きく、鋼板の表面における脱炭が過度に進行したため、微細化層の平均厚さが厚くなり、Ｚｎ−Ｆｅ合金が生成する溶融亜鉛めっき層の合金化が過度に進行し、溶融亜鉛めっき層中のＦｅ含有量が増加したため、めっき密着性、チッピング性、パウダリング性が劣化した。
実験例４０では、めっき浴中の有効Ａｌ濃度が低く、十分な厚さのＦｅ−Ａｌ合金層が生成せず、溶融亜鉛めっき層中のＦｅ含有量が過度に高まり、十分なめっき密着性、チッピング性、パウダリング性、めっきの外観均一性が得られなかった。
実験例４２では、めっき浴中の有効Ａｌ濃度が高く、溶融亜鉛めっき層中のＡｌ含有量が過度に高まり、過度に厚いＦｅ−Ａｌ合金層が生成し、十分なめっき密着性、スポット溶接性が得られなかった。
実験例４６では、均熱帯におけるＬｏｇ（Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２））が小さく、不めっきが発生し、めっき密着性が劣化した。実験例４６では、微細化層が形成されておらず、母材鋼板の表面におけるフェライト相の平均粒径は３．６μｍであり、表面から深さ０．５μｍまでの範囲における鋼板内部の酸化物の直径の最大値は０．０１μｍ未満であった。
実験例４７では、Ｓｉ含有量が大きく、鋳造において、スラブが冷却中に割れたため、実験を中断した。
実験例４８では、Ｍｎ含有量が大きく、熱間圧延において、スラブが加熱中に割れたため、実験を中断した。
実験例４９では、Ｐ含有量が大きく、熱間圧延において、スラブが加熱中に割れたため、実験を中断した。
実験例５０では、Ａｌ含有量が大きく、鋳造において、スラブが冷却中に割れたため、実験を中断した。
実験例５４では、焼鈍における最高加熱温度が低く、残留オーステナイトが生成せず、粗大なセメンタイトが鋼板中に多数存在し、ＴＳ１．５×Ｅｌ×λ０．５が劣化し、十分な特性が得られなかった。
実験例５５では、７５０℃から７００℃までの平均冷却速度が小さく、多量の炭化物が生成し、残留オーステナイトが得られなかったため、強度と成形性とのバランスが劣化した。
実験例５８では、めっき処理後のベイナイト変態処理温度が高く、溶融亜鉛めっき層中のＦｅ含有量が増加したため、めっき密着性、チッピング性、パウダリング性が劣化した。
実験例５９では、めっき処理前のベイナイト変態処理時間が短く、ベイナイト変態が十分に進行せず、残留オーステナイトが得られなかったため、強度と成形性とのバランスが劣化した。
実験例６０では、めっき浴中の有効Ａｌ量が過度に小さく、十分な厚さのＦｅ−Ａｌ合金層が生成せず、溶融亜鉛めっき層中のＦｅ含有量が過度に高まり、十分なめっき密着性、チッピング性、パウダリング性が得られなかった。
実験例６５では、７００℃から５００℃までの平均冷却速度が小さく、多量の炭化物が生成し、残留オーステナイトが得られなかったため、強度と成形性とのバランスが劣化した。
実験例６６では、めっき処理後のベイナイト変態処理温度が低く、ベイナイト変態の進行が過度に抑制され、残留オーステナイトが得られなかったため、強度と成形性とのバランスが劣化した。
実験例６７では、めっき浴中の有効Ａｌ濃度が高く、溶融亜鉛めっき層中のＡｌ含有量が過度に高まり、過度に厚いＦｅ−Ａｌ合金層が生成し、十分なめっき密着性、スポット溶接性が得られなかった。
実験例６８では、熱間圧延の完了温度が低く、鋼板の形状が著しく悪化したため、実験を中止した。
実験例７２では、巻取温度が低く、冷間圧延において鋼板が破断したため、実験を中止した。
実験例７３では、予熱帯におけるＬｏｇ（Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２））が小さく、不めっきが発生し、表層の粒径が微細化せず、めっき密着性が劣化した。実験例７３では、微細化層が形成されておらず、母材鋼板の表面におけるフェライト相の平均粒径は３．３μｍであり、表面から深さ０．５μｍまでの範囲における鋼板内部の酸化物の最大径は０．０１μｍ未満であった。
実験例７４では、めっき処理前及びめっき処理後のいずれにおいてもベイナイト変態処理を施さず、残留オーステナイトが得られなかったため、強度と成形性とのバランスが劣化した。
実験例７５では、めっき処理前のベイナイト変態処理温度が高く、多量の炭化物が生成し、残留オーステナイトが得られなかったため、強度と成形性とのバランスが劣化した。
実験例７６では、めっき処理前のベイナイト変態処理温度が低く、ベイナイト変態の進行が過度に抑制され、残留オーステナイトが得られなかったため、強度と成形性とのバランスが劣化した。
実験例７８では、焼鈍における最高加熱温度がＡｃ１＋５０℃より低く、残留オーステナイトが生成せず、粗大なセメンタイトが鋼板中に多数存在し、ＴＳ１．５×Ｅｌ×λ０．５が劣化し、十分な特性が得られなかった。
実験例８０では、めっき処理前のベイナイト変態処理時間とめっき処理後のベイナイト変態処理時間の和が小さく、ベイナイト変態が十分に進行せず、残留オーステナイトが得られなかったため、強度と成形性とのバランスが劣化した。
実験例８４では、Ｓｉ含有量及びＡｌ含有量が式（１）を満たさず、多量の炭化物が生成し、残留オーステナイトが得られなかったため、強度と成形性とのバランスが劣化した。
実験例８７では、めっき処理前のベイナイト変態処理時間が長く、多量の炭化物が生成し、残留オーステナイトが得られなかったため、強度と成形性とのバランスが劣化した。
実験例８８では、Ｃ含有量が大きく、スポット溶接性及び成形性が劣化した。
実験例８９では、Ｃ含有量が小さく、残留オーステナイトが生成せず、硬質相の体積分率が小さくなり、十分な引張強度が得られなかった。
実験例９０では、Ｍｎ含有量が小さく、焼鈍及びめっきにおいて多量のパーライト及び粗大セメンタイトが生成し、残留オーステナイトが生成せず、鋼板の引張強度及び成形性が十分に得られなかった。
実験例９１では、Ｓ含有量が大きく、多量の粗大硫化物が生成したため、延性及び穴拡げ性が劣化した。
実験例９２では、Ｎ含有量が大きく、多量の粗大窒化物が生成したため、延性及び穴拡げ性が劣化した。
実験例９３では、Ｏ含有量が大きく、多量の粗大酸化物が生成したため、延性及び穴拡げ性が劣化した。
実験例９４では、予熱完了温度が高く、母材鋼板における酸化物の成長が過度に進み、母材鋼板の表面に破壊の起点となる粗大な酸化物が生じたため、めっき密着性が劣化した。
実施例９５では、予熱帯におけるＬｏｇ（Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２））が大きく、母材鋼板の表層の微細化層が過度に厚くなり、Ｚｎ−Ｆｅ合金が生成する溶融亜鉛めっき層の合金化が過度に進行し、溶融亜鉛めっき層中のＦｅ含有量が増加したため、めっき密着性、チッピング性、パウダリング性が劣化した。また、鋼板の幅方向におけるＦｅ−Ａｌ合金層の厚さの最大値と最小値の差が０．５μｍ超であり、めっき外観が不均一であった。
実験例１０、実験例２２、実験例３０、実験例４３、実験例４４では、巻取温度が６５０℃以上であり、鋼板の幅方向におけるＦｅ−Ａｌ合金層の厚さの最大値と最小値の差が０．５μｍ超であり、めっき外観がやや不均一であった。また、鋼板の幅方向における微細化層の厚さの最大値と最小値の差が２．０μｍ超であった。実験例１１、実験例４５では、巻取温度が６５０℃以上であったが、酸洗時間を長くすることで、鋼板の幅方向における微細化層の厚さの最大値と最小値の差が２．０μｍ以内となり、良好なめっきの外観均一性が得られた。実施例９７では、巻取温度が６５０℃未満であったが、酸洗時間が１５秒と短かったため、不均一に生成した内部酸化層を完全に除去することができず、鋼板の幅方向における微細化層の厚さの最大値と最小値の差が２．０μｍ超となり、めっき外観がやや不均一であった。実験例９９では、予熱帯における平均加熱速度が５０℃／秒超であったため、鋼板の幅方向におけるＦｅ−Ａｌ合金層の厚さの最大値と最小値の差が０．５μｍ超となり、鋼板の幅方向における微細化層の厚さの最大値と最小値の差が２．０μｍ超となり、めっき外観がやや不均一であった。
本発明は、例えば、自動車の外板等に好適な溶融亜鉛めっき鋼板に関連する産業に利用することができる。

Claims (6)

  1. 母材鋼板の少なくとも一方の側に溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、
    前記母材鋼板が、質量％で、
    Ｃ：０．０４０％〜０．４００％、
    Ｓｉ：０．０５％〜２．５０％、
    Ｍｎ：０．５０％〜３．５０％、
    Ｐ：０．０００１％〜０．１０００％、
    Ｓ：０．０００１％〜０．０１００％、
    Ａｌ：０．００１％〜１．５００％、
    Ｎ：０．０００１％〜０．０１００％、
    Ｏ：０．０００１％〜０．０１００％、
    Ｔｉ：０．０００％〜０．１５０％、
    Ｎｂ：０．０００％〜０．１００％、
    Ｖ：０．０００％〜０．３００％、
    Ｃｒ：０．００％〜２．００％、
    Ｎｉ：０．００％〜２．００％、
    Ｃｕ：０．００％〜２．００％、
    Ｍｏ：０．００％〜２．００％、
    Ｂ：０．００００％〜０．０１００％、
    Ｗ：０．００％〜２．００％、
    Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ及びＲＥＭ：合計で０．００００％〜０．０１００％、及び
    残部：Ｆｅ及び不純物、
    で表される化学組成を有し、
    前記溶融亜鉛めっき層におけるＦｅ含有量が０％超３．０％以下であり、Ａｌ含有量が０％超１．０％以下であり、
    前記溶融亜鉛めっき層と前記母材鋼板との界面にＦｅ−Ａｌ合金層を有し、
    前記Ｆｅ−Ａｌ合金層の厚さが０．１μｍ〜２．０μｍであり、
    前記母材鋼板の幅方向における前記Ｆｅ−Ａｌ合金層の厚さの最大値と最小値との差が０．５μｍ以内であり、
    前記母材鋼板内に、前記Ｆｅ−Ａｌ合金層に直接接する微細化層を有し、前記微細化層の平均厚さが０．１μｍ〜５．０μｍ、前記微細化層内におけるフェライト相の平均粒径が０．１μｍ〜３．０μｍであり、前記微細化層中にＳｉおよびＭｎの１種または２種以上の酸化物を含有し、前記酸化物の最大径が０．０１μｍ〜０．４μｍであり、
    前記母材鋼板の幅方向における前記微細化層の厚さの最大値と最小値との差が２．０μｍ以内であることを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。
  2. 前記母材鋼板は、Ｓｉ含有量（質量％）を［Ｓｉ］、Ａｌ含有量（質量％）を［Ａｌ］としたときに下記の式１を満たし、
    前記母材鋼板の全厚に対して、前記母材鋼板の表面から１／４厚を中心とした１／８厚〜３／８厚の範囲における残留オーステナイトが体積分率で１％以上であることを特徴とする請求項１に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
    ［Ｓｉ］＋０．７［Ａｌ］≧０．３０ （式１）
  3. 前記溶融亜鉛めっき層における片面当たりのめっき付着量が１０ｇ／ｍ２以上１００ｇ／ｍ２以下であることを特徴とする請求項１又は２に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
  4. 前記化学組成において、
    Ｔｉ：０．００１％〜０．１５０％、
    Ｎｂ：０．００１％〜０．１００％、若しくは
    Ｖ：０．００１％〜０．３００％、
    又はこれらの任意の組み合わせが満たされることを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
  5. 前記化学組成において、
    Ｃｒ：０．０１％〜２．００％、
    Ｎｉ：０．０１％〜２．００％、
    Ｃｕ：０．０１％〜２．００％、
    Ｍｏ：０．０１％〜２．００％、
    Ｂ：０．０００１％〜０．０１００％、若しくは
    Ｗ：０．０１％〜２．００％、
    又はこれらの任意の組み合わせが満たされることを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
  6. 前記化学組成において、
    Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ及びＲＥＭ：合計で０．０００１％〜０．０１００％
    が満たされることを特徴とする請求項１乃至５のいずれか１項に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
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