WO2015079699A1 - 焼付け硬化型溶融亜鉛めっき鋼板 - Google Patents

焼付け硬化型溶融亜鉛めっき鋼板 Download PDF

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base steel
dip galvanized
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長谷川　浩平
藤田　耕一郎
雄介 木俣
耕造 原田
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Ｊｆｅスチール株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a bake-hardening hot-dip galvanized steel sheet that is optimal for manufacturing automobile outer plates, structural framework materials, and other machine structural parts.
  • Patent Documents 1 to 3 disclose a method for manufacturing a bake hardened steel sheet that can be manufactured in a continuous annealing furnace.
  • Patent Document 4 discloses a method for improving the volume fraction of intragranular carbides to 80% or more with respect to all carbides precipitated during continuous annealing and overaging treatment.
  • Patent Document 5 discloses a method of setting the intragranular carbide to 4 ⁇ 10 4 pieces / mm 2 or more in order to obtain paint bake hardenability at a low temperature of 150 ° C. or lower.
  • Patent Document 6 discloses a method for manufacturing a hot dip galvanized steel sheet that has been hot dip galvanized for improving corrosion resistance.
  • Patent Document 7 discloses a method of controlling the size and amount of Ti-based precipitates in an ultra-low carbon steel with C ⁇ 0.005%.
  • Japanese Patent Laid-Open No. 56-119736 JP 58-019442 A Japanese Patent Laid-Open No. 02-125817 JP 05-059445 A Japanese Patent Laid-Open No. 06-073498 Japanese Patent Laid-Open No. 58-031035 JP 2002-167646 A
  • the object of the present invention is to use low carbon steel that is relatively easy to melt, and at a low production cost, it is suitable for automobile outer panels, has bake hardenability and corrosion resistance, and has good press formability.
  • An object of the present invention is to provide a bake hardening type hot dip galvanized steel sheet that does not cause blister defects in hot dip galvanizing.
  • the present inventors have intensively studied to solve the above problems. In that process, the present inventors thought that blister generation can be suppressed by trapping hydrogen, which is the cause of blister generation, in the steel sheet and preventing diffusion to the surface.
  • the present inventors thought that blister generation can be suppressed by trapping hydrogen, which is the cause of blister generation, in the steel sheet and preventing diffusion to the surface.
  • Ti is used in order to use the Ti-based precipitates disclosed in Patent Document 7, in the case of low carbon steel, a large amount of fine TiC is generated, so that the strength is increased, which is necessary as an outer panel. Moldability was not obtained.
  • Patent Documents 4 and 5 in low-carbon steel cementite can be generated in ferrite, so the effect of hydrogen trap by cementite was expected.
  • the blister suppression effect could not be obtained simply by controlling the location and number density of cementite.
  • the present inventors have found that the surface area of the interface between ferrite and cementite has the most influence on the hydrogen trap characteristics. And, when adjusting the surface area, considering the composition of the underlying steel sheet, metal structure, hydrogen concentration in the steel, and the amount of plating layer deposited, the occurrence of blisters can be suppressed and the formability optimal as an automobile outer plate It was clarified that can be achieved.
  • a bake hardening type hot dip galvanized steel sheet having a base steel sheet and a plating layer formed on the base steel sheet, wherein the base steel sheet is in mass% and C: 0.015 to 0.100% , Si: 0.01 to 0.30%, Mn: 0.1 to 1.0%, P: 0.010 to 0.070%, S: 0.003 to 0.020%, Sol.
  • the balance is made of iron and inevitable impurities
  • the metal structure of the base steel sheet is composed of a ferrite phase and a cementite phase
  • the average particle diameter of ferrite is 10-30 ⁇ m
  • the surface area of the interface between ferrite and cementite per unit volume is 1.0-10.0 / mm
  • the hydrogen concentration in the steel of the base steel sheet is less than 0.1 ppm
  • the bake hardened hot dip galvanized steel sheet, wherein the zinc coating amount of the plating layer is 40 to 100 g / m 2 with respect to the surface area of the steel sheet.
  • the base steel sheet is in mass%, further Ti: 0.001 to 0.1%, Nb: 0.001 to 0.1%, Zr: 0.001 to 0.1%, Cr: 0.00. Contains at least one selected from 001 to 0.1%, Cu: 0.001 to 0.1%, Ni: 0.001 to 0.1% and V: 0.001 to 0.1%.
  • a baking hardening type that is suitable for an automobile outer plate and the like, has a bake hardenability, corrosion resistance, and a good press formability, and does not cause blister defects in hot dip galvanizing, while having a low production cost.
  • a hot-dip galvanized steel sheet can be provided. That is, the present invention can contribute to improving the safety of passengers and preserving the global environment through increasing the strength and weight of automobiles.
  • the bake hardened hot dip galvanized steel sheet of the present invention has a base steel sheet and a plating layer formed on the base steel sheet.
  • the underlying steel plate is, by mass, C: 0.015 to 0.100%, Si: 0.01 to 0.30%, Mn: 0.1 to 1.0%, P: 0.00. 010 to 0.070%, S: 0.003 to 0.020%, Sol. Al: 0.01% to 0.10%, N: 0.002% to 0.005%, with the balance being iron and unavoidable impurities.
  • the base steel sheet of the present invention may further contain B: 0.0010 to 0.0050%.
  • the base steel sheet of the present invention is in mass%, and further Ti: 0.001 to 0.1%, Nb: 0.001 to 0.1%, Zr: 0.001 to 0.1%, Cr: 0 0.001 to 0.1%, Cu: 0.001 to 0.1%, Ni: 0.001 to 0.1%, and V: 0.001 to 0.1%. May be. First, the reasons for limiting the chemical components of the base steel sheet will be described.
  • C 0.015 to 0.100%
  • C has an effect of strengthening the steel sheet, and has an effect of suppressing cement blisters by generating cementite and trapping hydrogen. If the C content is less than 0.015%, the effect of suppressing blisters is not sufficient. On the other hand, if the C content exceeds 0.100%, the strength increases excessively and the workability is impaired. Therefore, the C content is 0.015 to 0.100%.
  • strength of a bake hardening type hot-dip galvanized steel sheet can be adjusted with content of C, according to desired intensity
  • Si 0.01 to 0.30%
  • the desiliconization cost increases remarkably. If the Si content exceeds 0.30%, Si oxide is formed during the heating and holding for the annealing treatment after cold rolling, thereby inhibiting the adhesion of hot dip galvanizing. Therefore, the Si content needs to be 0.01 to 0.30%.
  • Mn 0.1 to 1.0%
  • Mn is an element that contributes to strengthening of the steel sheet at the same time as detoxifying S by forming MnS and improving the workability of the steel sheet. If the Mn content is less than 0.1%, the effect of forming MnS is not sufficient. On the other hand, if the Mn content exceeds 1.0%, the strength increases excessively and the workability is impaired. Therefore, the Mn content needs to be 0.1 to 1.0%. Moreover, since the intensity
  • P 0.010 to 0.070%
  • the dephosphorization cost is remarkably increased. If the P content exceeds 0.070%, the strength increases excessively and the workability is impaired. Therefore, the P content needs to be 0.010 to 0.070%.
  • Sol. Al 0.01 to 0.10% Al is used for deoxidation. Sol. If the Al content is less than 0.01%, the effect is not sufficient and the risk of surface defects is increased. On the other hand, Sol. If the Al content exceeds 0.10%, the effect of deoxidation is saturated, which is uneconomical. Therefore, Sol. The Al content is 0.01 to 0.10%.
  • N 0.002 to 0.005%
  • the base steel sheet in the present invention often contains N as an impurity. If the N content exceeds 0.005%, moldability deterioration and surface defects are caused. On the other hand, in order to make the N content less than 0.002%, the denitrification cost increases remarkably. Therefore, the N content needs to be 0.002 to 0.005%.
  • the balance is iron and inevitable impurities
  • the essential components contained in the base steel sheet in the present invention are as described above, and the balance is composed of iron and steel raw materials or inevitable impurity elements that can be mixed in the manufacturing process.
  • the base steel plate in the present invention may further contain a small amount of other elements as long as the above-described effects of the component elements are not impaired.
  • elements that do not impair the effects of the present invention and inevitable impurity elements include Mo, Cr, Ti, Nb, V, Cu, Ni, B, Ca, and Zr. These elements have effects such as increasing the strength. However, when there is too much content of these elements, ductility and surface properties will deteriorate.
  • Mo is 0.5% or less
  • Cr is 1.0% or less
  • Ti is 0.2% or less
  • Nb is 0.1% or less
  • V is 0.1% or less
  • Cu should be suppressed to 1.0% or less
  • Ni to 1.0% or less Ca to 0.005% or less
  • Zr to 0.1% or less.
  • the base steel sheet further contains B: 0.0010 to 0.0050%.
  • B 0.0010 to 0.0050%
  • B has the effect of combining with solid solution N to produce coarse BN and detoxifying N, and is added as necessary. If the content of B is less than 0.0010%, the above effect is not sufficient. If it exceeds 0.0050%, the aging property is excessively increased and stretcher strain is likely to be generated.
  • the content of B is preferably 0.0010 to 0.0050%.
  • the base steel plate is Ti: 0.001 to 0.1%, Nb: 0.001 to 0.1%, Zr: 0.001 to 0.1%, Cr : At least one selected from 0.001 to 0.1%, Cu: 0.001 to 0.1%, Ni: 0.001 to 0.1%, and V: 0.001 to 0.1% Furthermore, it is preferable to contain.
  • Ti 0.001 to 0.1%
  • Ti combines with solute N to generate TiN.
  • Ti has the effect of detoxifying N. If the Ti content is less than 0.001%, the above effects are not sufficient. If the Ti content exceeds 0.1%, TiC may be excessively formed and elongation may deteriorate. Therefore, when Ti is contained, the Ti content is preferably 0.001 to 0.1%.
  • Nb 0.001 to 0.1%
  • the base steel sheet contains Nb
  • Zr 0.001 to 0.1%
  • the Zr content is preferably 0.001 to 0.1%.
  • Cr 0.001 to 0.1%
  • the content of Cr is less than 0.001%, the above effect is not sufficient. If the Cr content exceeds 0.1%, the elongation may deteriorate. Therefore, when Cr is contained, the Cr content is preferably 0.001 to 0.1%.
  • Cu 0.001 to 0.1%
  • the Cu content is preferably 0.001 to 0.1%.
  • Ni 0.001 to 0.1%
  • the Ni content is preferably 0.001 to 0.1%.
  • V 0.001 to 0.1%
  • the content of V is preferably 0.001 to 0.1%.
  • the metal structure of the present invention is composed of a ferrite phase and a cementite phase, has an average ferrite particle size of 10 to 30 ⁇ m, and a surface area of an interface between ferrite and cementite per unit volume of 1.0 to 10.0 / mm (mm 2 / mm 3 ).
  • the ferrite phase has the effect of increasing strength and workability
  • the cementite phase has the effect of suppressing blistering by hydrogen trapping.
  • the pearlite phase is a layered structure of a ferrite phase and a cementite phase, it is composed of a ferrite phase and a cementite phase.
  • the low temperature transformation phase such as bainite and martensite is not generated as much as possible from the viewpoint of workability. If the content of the low-temperature transformation phase is 5% by volume or less, the influence is small, so these phases may be included.
  • carbides, nitrides, and sulfides of contained metal elements may be included depending on the content of each element.
  • it can confirm that a metal structure is comprised from a ferrite phase and a cementite phase by the method as described in an Example.
  • the average ferrite particle size is the average ferrite particle size obtained by measurement by the method described in the examples.
  • the surface area of the interface between ferrite and cementite per unit volume is 1.0-10.0 / mm
  • the surface area of the ferrite / cementite interface per unit volume is 1.0-10.0 / mm
  • the occurrence of blistering in hot dip galvanizing can be suppressed. If the surface area is less than 1.0 / mm, this effect is not sufficient, and if it exceeds 10.0 / mm, the local ductility of the steel sheet is lowered and workability is deteriorated.
  • Hydrogen concentration in steel is less than 0.1 ppm Hydrogen penetrates from the atmospheric gas in the heat treatment step after cold rolling and is enclosed in the steel plate during the plating process, causing blistering after plating. Therefore, it is necessary to evaluate the hydrogen concentration in the steel sheet after plating. When the value is 0.1 ppm or more, it is difficult to suppress the generation of blisters even if the metal structure is appropriately controlled. Therefore, the hydrogen concentration in steel must be less than 0.1 ppm.
  • the hydrogen concentration in steel after plating is measured by an inert gas melting-thermal conductivity method without removing the plating layer.
  • the plating is removed by pickling, hydrogen penetrates into the steel at that time, and when the plating is mechanically removed, hydrogen is released and the hydrogen concentration decreases, so the analysis is performed without removing the plating layer. There is a need to. Note that the temperature rising analysis method is not suitable because galvanization suppresses hydrogen release.
  • the plating layer includes an alloyed zinc plating layer mainly containing an Fe—Zn alloy in which Fe in the steel can be diffused during zinc plating by an alloying reaction. .
  • the plating layer includes Fe, Al, Sb, Pb, Bi, Mg, Ca, Be, Ti, Cu, Ni, Co, Cr, Mn, P, B, Sn, Zr, Hf, Sr, V, Se and REM may be included as long as the effects of the present invention are not impaired.
  • the zinc adhesion amount of the plating layer is 40 to 100 g / m 2 with respect to the steel plate surface area.
  • the zinc adhesion amount of the plating layer is 40 to 100 g / m 2 with respect to the steel plate surface area. If the zinc adhesion amount is in the above range, necessary corrosion resistance and workability, and blister resistance can be imparted to a steel sheet for processing including automobile outer plate applications. More specifically, when the zinc adhesion amount is less than 40 g / m 2 , sufficient corrosion resistance cannot be obtained. On the other hand, when the zinc adhesion amount exceeds 100 g / m 2 , the surface friction coefficient of the plated steel sheet increases and the workability deteriorates. Further, the effect of confining hydrogen in the steel sheet by the plating layer is increased, and blisters are easily generated. Therefore, the zinc adhesion amount of the plating layer needs to be 40 to 100 g / m 2 with respect to the steel plate surface area.
  • a steel slab is manufactured so that the composition of the base steel sheet is in the above range.
  • the manufacturing method of the steel slab is not particularly limited. For example, a method of melting steel by adopting a known melting method such as a converter or an electric furnace, and then converting the steel into a steel slab (steel material) by a continuous casting method. Is mentioned.
  • the steel slab may be hot-rolled as it is, or after being cooled to an arbitrary temperature, re-heated in a heating furnace, and then hot-rolled.
  • the heating temperature for reheating is preferably 1150 ° C. to 1300 ° C. If the said heating temperature is less than 1150 degreeC, a deformation resistance is large and rolling to the desired board thickness may become difficult. On the other hand, when the heating temperature exceeds 1300 ° C., the surface oxidation of the ingot becomes remarkable, and the surface appearance of the product is often impaired.
  • the average cooling rate up to 600 ° C. is set to 100 ° C./sec or more, and winding is performed at 500 ° C. or less, so that the surface area of the interface between ferrite and cementite is desired. It is preferable to adjust to the range. More preferably, the winding temperature is 350 ° C. or lower.
  • the holding time is less than 10 s.
  • the upper limit of the holding time is not set, it is preferably 10 minutes or less from the viewpoint of productivity.
  • this heat treatment is preferably performed in a specific atmosphere gas.
  • the atmospheric gas at this time is important.
  • a preferable atmosphere gas is a mixed gas of 3 to 15% by volume of hydrogen, 0.001 to 0.1% by volume of oxygen, 100 to 2000 ppm by volume of CO, and the balance nitrogen, and has a dew point of ⁇ 30 to ⁇ 60. ° C.
  • the reason why it is preferable to use the atmospheric gas is as follows.
  • hot dip galvanizing is performed, and an appropriate Al concentration in the hot dip zinc bath is 0.1 to 1%.
  • An alloying treatment may be performed after hot dip galvanization.
  • temper rolling may be performed at an elongation rate of 1.2 to 2.0%. If the elongation rate is less than 1.2%, yield elongation occurs and the surface properties after press molding deteriorate. On the other hand, if the elongation rate exceeds 2.0%, the elongation is significantly deteriorated.
  • Example 1 Steel ingots having the steel components and compositions shown in Table 1 were melted and cast. This was heated to 1250 ° C. and hot-rolled to a thickness of 3.6 mm. The final pass outlet temperature in hot rolling was 860 ° C. After cooling at an average cooling rate of 100 to 250 ° C./s, it was wound up at 300 to 350 ° C. Subsequently, cold rolling was performed to obtain a plate thickness of 1.2 mm, followed by heat treatment.
  • the conditions for this heat treatment were as follows: hydrogen concentration 10 vol%, oxygen concentration 0.01 vol%, CO concentration 500 vol ppm, the balance being nitrogen, an atmospheric gas with a dew point of ⁇ 50 ° C., an average heating rate of 100 to 150 ° C./s and 750 Heated to ° C. and held for 300 s.
  • the hot-dip galvanized steel sheet thus manufactured was evaluated by the following method.
  • the average ferrite grain size was measured by a cutting method (JIS G0552-1977) from a 100-fold optical microscope image after mirror-polishing the cross section in the rolling direction and corroding with 3% nital.
  • the surface area of the interface between ferrite and cementite was measured by the line segment method after discriminating and separating the ferrite phase and the cementite phase with a scanning electron microscope (SEM) using the above sample.
  • the hydrogen in the steel was measured by an inert gas melting-thermal conductivity method (hydrogen analyzer: RH-402, manufactured by LECO) with the plated steel sheet as it is.
  • the tensile characteristics of were measured in accordance with JIS Z2241 by collecting JIS No. 5 test piece (JIS Z2201) from the direction perpendicular to the rolling direction.
  • the coating bake hardening amount (BH) was measured according to JIS G3135 appendix.
  • the blisters were visually observed and observed with a 10-fold magnifier for plating bulge portions having a diameter of 0.1 mm or more present per 1 m 2 of the steel plate surface area, and the number of the blisters was measured.
  • Corrosion resistance was evaluated by the following method. Chemical conversion treatment was performed with Nippon Parkerizing Co., Ltd. chemical conversion treatment solution PB-SX35T, and then Cationic electrodeposition paint Powernics 110 manufactured by Nippon Paint Co., Ltd. was applied to a thickness of about 20 ⁇ m. After that, a cross cut was put into the coating film with a cutter, and a composite corrosion test (JASO-M609) determined by the Japan Automobile Engineering Association was performed for 180 cycles (60 days), and the swollen width from the cross cut (maximum swollen width on one side) was measured. . As a result, the swollen width was 5 mm or less, and those exceeding 5 mm were evaluated as x.
  • the press formability was evaluated by visual inspection for the presence or absence of cracks and the quality of the surface properties of the press products using a 500 mm square kamaboko punch with a wrinkle holding force of 20 tons and a molding height of 60 mm.
  • the steel sheet produced by the method of the present invention is excellent in tensile properties, paint bake hardening amount, blister resistance, and press formability.
  • the steel sheet outside the conditions of the present invention is inferior in any of the characteristics.
  • the steel plates 1 and 2 have a low C content, a sufficient interface between ferrite and cementite was not generated, and blisters were generated.
  • the steel plate 9 has a high C content, cementite is excessively generated, the elongation is lowered, and the press formability is deteriorated.
  • steel 10 had a high Mn content, the elongation decreased and the press formability deteriorated.
  • steels 11 and 12 had a high Si content or P content, the elongation decreased, the press formability deteriorated, and plating defects occurred. Since steel 14 had a high B content, yield elongation occurred, and stretcher strain occurred in the press formability test.
  • Example 2 Using the steel shown in Table 1, a hot-dip galvanized steel sheet having a thickness of 1.2 mm was manufactured under the manufacturing conditions shown in Table 3. The hot-dip galvanized steel sheet thus produced was evaluated in the same manner as in Example 1. The evaluation results are shown in Table 4 (Table 4 and Table 4-2 are combined into Table 4). As is apparent from the results, the steel sheet produced by a suitable method is excellent in tensile properties, paint bake hardening amount, blister resistance, and press formability. On the other hand, it can be said from Tables 3 and 4 that the steel sheet outside the preferred conditions may be inferior in either characteristic.
  • the interface between ferrite and cementite was not sufficiently generated, and blisters were generated.
  • the steel plate B had a low cooling rate after hot rolling, a sufficient interface between ferrite and cementite was not generated, and blisters were generated.
  • the steel sheet C had a high hot rolling coiling temperature, the interface between ferrite and cementite was not sufficiently generated, and blisters were generated.
  • the steel sheet F had a high hydrogen concentration in the atmosphere gas for heat treatment and a high hydrogen concentration in the plated steel sheet, blistering occurred.
  • the steel plate G had a low oxygen concentration in the atmosphere gas for heat treatment and a high hydrogen concentration in the plated steel plate, blisters were generated.
  • Steel sheet I had a low dew point of the atmosphere gas for heat treatment, and the hydrogen concentration in the plated steel sheet was high, so that blisters were generated. Since the steel plate J had a low heat treatment temperature and a small ferrite crystal grain size, the elongation was low and the press formability deteriorated. Since the steel plate K had a high heat treatment temperature and the hydrogen concentration in the plated steel plate was high, blisters were generated. Moreover, since the ferrite crystal grain size was large, rough skin defects occurred in the press formability test. Since the steel sheet O had a large amount of hot dip galvanized coating, blisters were generated. Also, cracks occurred in the press molding test. Steel sheet P had insufficient corrosion resistance due to the small amount of hot dip galvanized adhesion.

Abstract

　溶製が比較的容易な低炭素鋼を用いることで低製造コストでありながら、自動車外板などに好適で、焼付け硬化性と耐食性を有し、良好なプレス成形性を有し、かつ、溶融亜鉛めっきにおいてブリスター欠陥が発生しない焼付け硬化型溶融亜鉛めっき鋼板を提供する。　下地鋼板と、該下地鋼板上に形成されるめっき層とを有する焼付け硬化型溶融亜鉛めっき鋼板であって、下地鋼板を特定の成分組成からなるものとし、下地鋼板の金属組織をフェライト相とセメンタイト相から構成されるものとし、フェライト平均粒径を１０～３０μｍに調整し、単位体積あたりのフェライトとセメンタイトの界面の表面積を１．０～１０．０／ｍｍに調整し、下地鋼板の鋼中水素濃度を０．１ｐｐｍ未満に調整し、めっき層の亜鉛付着量を鋼板表面積に対し４０～１００ｇ／ｍ２に調整する。

Description

焼付け硬化型溶融亜鉛めっき鋼板
　本発明は、自動車外板、構造骨格材、その他あらゆる機械構造部品を製造するために最適な焼付け硬化型溶融亜鉛めっき鋼板に関する。
　自動車外板は、プレス成形における形状凍結性とプレス成形後に耐凹み性を有することが求められる。このため、自動車外板の製造に用いる素材は、低降伏強度で加工でき塗装焼付けで硬化する、いわゆる塗装焼付け硬化性を有することが求められる。特許文献１～３には、連続焼鈍炉で製造可能な焼付け硬化型鋼板の製造方法が開示されている。
　また、焼付け硬化型鋼板は、プレス加工性を有することが求められる。特許文献４には、連続焼鈍および過時効処理中に析出した全炭化物に対する粒内炭化物の体積分率を８０％以上にして、これらを改善する方法が開示されている。
　また、特許文献５には、１５０℃以下の低温における塗装焼付け硬化性を得るため、粒内炭化物を４×１０４個／ｍｍ２以上とする方法が開示されている。
　さらに、自動車外板用鋼板は優れた耐食性を有することが求められる。特許文献６には、耐食性向上のため、溶融亜鉛めっきを施した、溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。
　めっきを施す技術の場合、めっき厚が４０ｇ／ｍ２以上の溶融亜鉛めっき鋼板では、連続焼鈍中に、水素を含有する還元雰囲気ガスから鋼板中に侵入した水素がめっき下に封入される。そして、常温まで冷却された後、過飽和となった水素が鋼板表面とめっき界面でガス化し、めっきが膨れるブリスター欠陥が問題になっている。ブリスター欠陥はめっき厚が大きい場合、また合金化処理を行わない場合、より顕在化する傾向がある。このようなブリスター欠陥を防止する方法として、特許文献７に、Ｃ＜０．００５％の極低炭素鋼において、Ｔｉ系析出物のサイズおよび量を制御する方法が開示されている。
特開昭５６－１１９７３６号公報 特開昭５８－０１９４４２号公報 特開平０２－１２５８１７号公報 特開平０５－０５９４４５号公報 特開平０６－０７３４９８号公報 特開昭５８－０３１０３５号公報 特開２００２－１６７６４６号公報
　本発明の目的は、溶製が比較的容易な低炭素鋼を用いることで低製造コストでありながら、自動車外板などに好適で、焼付け硬化性と耐食性を有し、良好なプレス成形性を有し、かつ、溶融亜鉛めっきにおいてブリスター欠陥が発生しない焼付け硬化型溶融亜鉛めっき鋼板を提供することにある。
　本発明者らは上記課題を解決するために鋭意研究を重ねた。その過程で、本発明者らはブリスターの発生原因となる水素を鋼板内にトラップして、表面への拡散を防止することで、ブリスター発生が抑制できると考えた。しかしながら、特許文献７に開示されているＴｉ系析出物を利用するためにＴｉを用いると、低炭素鋼の場合、微細なＴｉＣが多量に生成するため強度が上昇し、外板パネルとして必要な成形性が得られなかった。一方、低炭素鋼では特許文献４、５に開示されているようにセメンタイトをフェライト中に生成させることができるので、セメンタイトによる水素トラップの効果を期待した。ところが、単にセメンタイトの存在位置や数密度を制御するだけではブリスター抑制効果が得られなかった。
　そこで、本発明者らは、さらに鋭意研究した結果、フェライトとセメンタイトの界面の表面積が水素のトラップ特性に最も影響を及ぼしていることを見出した。そして、上記表面積を調整する際に、下地鋼板の組成、金属組織、鋼中の水素濃度、めっき層の付着量を考慮すれば、ブリスターの発生が抑制でき、かつ自動車外板として最適な成形性を達成できることを明らかとした。
　本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、本発明は以下のものを提供する。
　（１）下地鋼板と、該下地鋼板上に形成されるめっき層とを有する焼付け硬化型溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記下地鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０１５～０．１００％、Ｓｉ：０．０１～０．３０％、Ｍｎ：０．１～１．０％、Ｐ：０．０１０～０．０７０％、Ｓ：０．００３～０．０２０％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１～０．１０％、Ｎ：０．００２～０．００５％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、前記下地鋼板の金属組織は、フェライト相とセメンタイト相から構成され、フェライト平均粒径が１０～３０μｍであり、単位体積あたりのフェライトとセメンタイトの界面の表面積が１．０～１０．０／ｍｍであり、前記下地鋼板の鋼中水素濃度が０．１ｐｐｍ未満であり、前記めっき層の亜鉛付着量が鋼板表面積に対し４０～１００ｇ／ｍ２であることを特徴とする、焼付け硬化型溶融亜鉛めっき鋼板。
　（２）前記下地鋼板は、質量％で、さらにＢ：０．００１０～０．００５０％を含有することを特徴とする（１）に記載の焼付け硬化型溶融亜鉛めっき鋼板。
　（３）前記下地鋼板は、質量％で、さらにＴｉ：０．００１～０．１％、Ｎｂ：０．００１～０．１％、Ｚｒ：０．００１～０．１％、Ｃｒ：０．００１～０．１％、Ｃｕ：０．００１～０．１％、Ｎｉ：０．００１～０．１％及びＶ：０．００１～０．１％から選択される少なくとも１種を含有することを特徴とする（１）又は（２）に記載の焼付け硬化型溶融亜鉛めっき鋼板。
　本発明によれば、低製造コストでありながら、自動車外板などに好適で、焼付け硬化性、耐食性及び良好なプレス成形性を有し、かつ、溶融亜鉛めっきにおいてブリスター欠陥が発生しない焼付け硬化型溶融亜鉛めっき鋼板を提供できる。即ち、本発明は、自動車の高強度化、軽量化を通じて、乗員の安全性向上、地球環境保全に貢献できる。
　以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。また、以下の説明において、成分の量に関し「％」は「質量％」を意味し、「ｐｐｍ」は「質量ｐｐｍ」を意味する。
　本発明の焼付け硬化型溶融亜鉛めっき鋼板は、下地鋼板と、該下地鋼板上に形成されるめっき層とを有する。
　下地鋼板
　本発明における下地鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０１５～０．１００％、Ｓｉ：０．０１～０．３０％、Ｍｎ：０．１～１．０％、Ｐ：０．０１０～０．０７０％、Ｓ：０．００３～０．０２０％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１～０．１０％、Ｎ：０．００２～０．００５％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる。また、本発明の下地鋼板は、さらに、Ｂ：０．００１０～０．００５０％を含んでもよい。また、本発明の下地鋼板は、質量％で、さらにＴｉ：０．００１～０．１％、Ｎｂ：０．００１～０．１％、Ｚｒ：０．００１～０．１％、Ｃｒ：０．００１～０．１％、Ｃｕ：０．００１～０．１％、Ｎｉ：０．００１～０．１％及びＶ：０．００１～０．１％から選択される少なくとも１種を含有してもよい。まず、下地鋼板の化学成分の限定理由について説明する。
　Ｃ：０．０１５～０．１００％
　Ｃには、鋼板を強化する効果があり、また、セメンタイトを生成して水素をトラップし、めっきのブリスターを抑制する効果がある。Ｃの含有量が０．０１５％未満ではブリスター抑制の効果が十分でない。また、Ｃの含有量が０．１００％を超えると強度が上昇しすぎて、加工性を損なう。したがって、Ｃの含有量は０．０１５～０．１００％とする。また、Ｃの含有量によって、焼付け硬化型溶融亜鉛めっき鋼板の強度を調整できるため、所望の強度に応じて、上記範囲内でＣの含有量を決定してもよい。
　Ｓｉ：０．０１～０．３０％
　下地鋼板のＳｉの含有量を０．０１％未満とするには脱珪コストが著しく上昇する。Ｓｉの含有量が０．３０％を超えると、冷延後の焼鈍処理のための加熱保持中にＳｉ酸化物が形成され、溶融亜鉛めっきの付着を阻害する。したがって、Ｓｉの含有量は０．０１～０．３０％とする必要がある。
　Ｍｎ：０．１～１．０％
　Ｍｎは、ＭｎＳを形成することでＳを無害化し、鋼板の加工性を向上すると同時に、鋼板の強化にも寄与する元素である。Ｍｎの含有量が０．１％未満では、ＭｎＳ形成の効果が十分でない。また、Ｍｎの含有量が１．０％を超えると強度が上昇しすぎて加工性を損なう。したがって、Ｍｎの含有量は０．１～１．０％とする必要がある。また、Ｍｎの含有量によって、焼付け硬化型溶融亜鉛めっき鋼板の強度を調整できるため、所望の強度に応じて、上記範囲内でＭｎの含有量を決定してもよい。
　Ｐ：０．０１０～０．０７０％
　下地鋼板のＰの含有量を０．０１０％未満とするには脱燐コストが著しく上昇する。Ｐの含有量が０．０７０％を超えると、強度が上昇しすぎて加工性を損なう。したがって、Ｐの含有量は０．０１０～０．０７０％とする必要がある。
　Ｓ：０．００３～０．０２０％
　本発明における下地鋼板では、Ｓの含有量が０．０２０％を超えると、成形性劣化や表面欠陥の原因となる。一方、Ｓの含有量を０．００３％未満とするには脱硫コストが著しく上昇する。したがって、Ｓの含有量を０．００３～０．０２０％とする必要がある。
　Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１～０．１０％
　Ａｌは、脱酸のために使用される。Ｓｏｌ．Ａｌの含有量が０．０１％未満では、その効果が十分でなく表面欠陥の発生リスクを高める。一方、Ｓｏｌ．Ａｌの含有量が０．１０％を超えると脱酸の効果が飽和し、不経済となる。したがって、Ｓｏｌ．Ａｌの含有量は、０．０１～０．１０％とする。
　Ｎ：０．００２～０．００５％
　本発明における下地鋼板では、不純物としてＮを含有する場合が多い。Ｎの含有量が０．００５％超えになると成形性劣化や表面欠陥の原因となる。一方、Ｎの含有量を０．００２％未満とするには脱窒コストが著しく上昇する。したがって、Ｎの含有量は０．００２～０．００５％とする必要がある。
　残部が鉄および不可避的不純物
　本発明における下地鋼板に含まれる必須成分は上記の通りであり、残部は鉄と、鋼原料もしくはその製造工程で混入し得る不可避不純物元素よりなる。
　また、本発明における下地鋼板は、前述した各成分元素の作用効果を阻害しない範囲で、更に他の元素が少量含まれていてもよい。本発明の効果を害さない元素、不可避不純物元素としては、例えば、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂ、Ｃａ、Ｚｒなどが例示される。これらの元素は強度を高めるなどの効果がある。しかし、これらの元素の含有量が多すぎると延性や表面性状が劣化する。そこで、各任意成分の含有量を、Ｍｏは０．５％以下、Ｃｒは１．０％以下、Ｔｉは０．２％以下、Ｎｂは０．１％以下、Ｖは０．１％以下、Ｃｕは１．０％以下、Ｎｉは１．０％以下、Ｃａは０．００５％以下、Ｚｒは０．１％以下にそれぞれ抑えるべきである。
　上記の任意元素の中でも、本発明においては、下地鋼板がＢ：０．００１０～０．００５０％をさらに含有することが好ましい。
　Ｂ：０．００１０～０．００５０％
　Ｂは、固溶Ｎと結合して粗大なＢＮを生成し、Ｎを無害化させる効果があり、必要に応じて添加される。Ｂの含有量が０．００１０％未満では、上記効果が十分でない。０．００５０％を超えると、時効性を過度に上昇させ、ストレッチャーストレインを発生させやすくなる。Ｂを添加する場合、Ｂの含有量は０．００１０～０．００５０％が好ましい。
　また、上記任意成分の中でも、本発明においては、下地鋼板がＴｉ：０．００１～０．１％、Ｎｂ：０．００１～０．１％、Ｚｒ：０．００１～０．１％、Ｃｒ：０．００１～０．１％、Ｃｕ：０．００１～０．１％、Ｎｉ：０．００１～０．１％及びＶ：０．００１～０．１％から選択される少なくとも１種をさらに含有することが好ましい。
　Ｔｉ：０．００１～０．１％
　下地鋼板がＴｉを含むと、Ｔｉは固溶Ｎと結合してＴｉＮを生成する。このようにＴｉは、Ｎを無害化する効果を有する。Ｔｉの含有量が０．００１％未満では、上記効果が十分でない。Ｔｉの含有量が０．１％を超えるとＴｉＣを過剰に形成して、伸びが劣化する場合がある。したがって、Ｔｉを含有する場合、Ｔｉの含有量は０．００１～０．１％であることが好ましい。
　Ｎｂ：０．００１～０．１％
　下地鋼板がＮｂを含むと、ＮｂＣの析出による析出強化の効果がある。Ｎｂの含有量が０．００１％未満では、上記効果が十分でない。Ｎｂの含有量が０．１％を超えるとＮｂＣが過剰に生成して、伸びが劣化する場合がある。したがって、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂの含有量は０．００１～０．１％であることが好ましい。
　Ｚｒ：０．００１～０．１％
　Ｚｒを含むとＺｒＣの析出による析出強化の効果がある。Ｚｒの含有量が０．００１％未満では、上記効果が十分でない。Ｚｒの含有量が０．１％を超えるとＺｒＣが過剰に生成して、伸びが劣化する場合がある。したがって、Ｚｒを含有する場合、Ｚｒの含有量は０．００１～０．１％であることが好ましい。
　Ｃｒ：０．００１～０．１％
　Ｃｒを含むと固溶強化の効果がある。Ｃｒの含有量が０．００１％未満では、上記効果が十分でない。Ｃｒの含有量が０．１％を超えると、伸びが劣化する場合がある。したがって、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒの含有量は０．００１～０．１％であることが好ましい。
　Ｃｕ：０．００１～０．１％
　Ｃｕを含むと固溶強化の効果がある。Ｃｕの含有量が０．００１％未満では、上記効果が十分でない。Ｃｕの含有量が０．１％を超えると、伸びが劣化する場合がある。したがって、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕの含有量は０．００１～０．１％であることが好ましい。
　Ｎｉ：０．００１～０．１％
　Ｎｉを含むと固溶強化の効果がある。Ｎｉの含有量が０．００１％未満では、上記効果が十分でない。Ｎｉの含有量が０．１％を超えると、伸びが劣化する場合がある。したがって、Ｎｉを含有する場合、Ｎｉの含有量は０．００１～０．１％であることが好ましい。
　Ｖ：０．００１～０．１％
　Ｖを含むとＶＣの析出による析出強化の効果がある。Ｖの含有量が０．００１％未満では、上記効果が十分でない。Ｖの含有量が０．１％を超えるとＶＣが過剰に生成して、伸びが劣化する場合がある。したがって、Ｖを含有する場合、Ｖの含有量は０．００１～０．１％であることが好ましい。
　次いで、下地鋼板の金属組織について説明する。本発明の金属組織は、フェライト相とセメンタイト相から構成され、フェライト平均粒径が１０～３０μｍであり、単位体積あたりのフェライトとセメンタイトの界面の表面積が１．０～１０．０／ｍｍ（ｍｍ２／ｍｍ３）である。
　フェライト相とセメンタイト相
　フェライト相は強度と加工性を高める効果があり、セメンタイト相は水素トラップによりブリスター発生抑制の効果がある。パーライト相はフェライト相とセメンタイト相の層状組織であるので、フェライト相とセメンタイト相から構成されるものである。また、ベイナイト、マルテンサイトなどの低温変態相は、加工性の観点から極力発生させない方が望ましい。低温変態相の含有量がそれぞれ５体積％以下であれば影響が少ないので、これらの相を含んでもよい。その他に、含有金属元素の炭化物、窒化物、硫化物がそれぞれの元素含有量に応じて含まれてもよい。なお、金属組織がフェライト相とセメンタイト相から構成されることは、実施例に記載の方法で確認することができる。
　フェライト平均粒径が１０～３０μｍ
　フェライト平均粒径が１０μｍ未満では加工性が劣化する。また、フェライト平均粒径が３０μｍを超えると、プレス加工などにより変形しやすくなり、結晶粒ごとの変形量の差異に起因した鋼板表面の凹凸が発生し、成形品の美観を損なう。したがって、フェライト平均粒径は１０～３０μｍとする必要がある。なお、フェライト平均粒径とは、実施例に記載の方法で測定して得られるフェライト平均粒径である。
　単位体積あたりのフェライトとセメンタイトの界面の表面積が１．０～１０．０／ｍｍ
　単位体積あたりのフェライトとセメンタイトの界面の表面積を１．０～１０．０／ｍｍに制御することにより、溶融亜鉛めっきのブリスター発生を抑制できる。当該表面積が１．０／ｍｍ未満ではこの効果が十分でなく、１０．０／ｍｍを超えると鋼板の局部延性が低下し、加工性が劣化する。
　なお、フェライトとセメンタイトの界面の表面積の測定は様々な方法がある。本発明では次のようにして測定して得られる値を採用する。鋼板の任意の断面を研磨、腐食し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）でフェライト相、セメンタイト相を識別分離したのち、線分法で、上記表面積を測定する（例えば、日本金属学会会報，ｖｏｌ.１０（１９７１），ｐ２７９．　解説記事「定量金属組織学」参照）。上記の測定における計測には市販の画像解析ソフト（例えば、住友金属テクノロジー（株）社製「粒子解析」）を用いてもよい。
　鋼中水素濃度が０．１ｐｐｍ未満
　水素は、冷間圧延後の熱処理工程で雰囲気ガスから侵入し、めっき処理のときに鋼板中に封入され、めっき後のブリスター発生の原因となる。したがって、鋼板中の水素濃度はめっき後に評価することが必要である。その値が０．１ｐｐｍ以上では、金属組織を適正に制御してもブリスターの発生抑制が困難である。そのため、鋼中水素濃度は０．１ｐｐｍ未満でなければならない。
　なお、めっき後の鋼中水素濃度は、めっき層を除去せずに、不活性ガス溶融－熱伝導度法で測定する。酸洗でめっき除去を行うと、その際に鋼中に水素が侵入し、また、機械的にめっきを除去すると、水素が放出され、水素濃度が減少するため、めっき層を除去せずに分析する必要がある。なお、昇温分析法は亜鉛めっきが水素放出を抑制するため、適さない。
　めっき層
　めっき層には、Ｚｎを主体として含む亜鉛めっき層以外に、合金化反応によって亜鉛めっき中に鋼中のＦｅが拡散しできたＦｅ－Ｚｎ合金を主体として含む合金化亜鉛めっき層を含む。
　めっき層には、Ｚｎ以外にＦｅ、Ａｌ、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｍｇ，Ｃａ、Ｂｅ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｐ、Ｂ、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｓｒ、Ｖ、Ｓｅ、ＲＥＭを本発明の効果を害さない範囲で含んでもよい。
　めっき層の亜鉛付着量が鋼板表面積に対し４０～１００ｇ／ｍ２
　めっき層の亜鉛付着量は鋼板表面積に対し４０～１００ｇ／ｍ２である。亜鉛付着量が上記の範囲にあれば、自動車外板用途をはじめとする加工用鋼板に対して、必要な耐食性と加工性、また、耐ブリスター性を付与できる。より具体的には、亜鉛付着量が４０ｇ／ｍ２未満では、十分な耐食性が得られない。また、亜鉛付着量が１００ｇ／ｍ２を超えるとめっき鋼板の表面摩擦係数が上昇して、加工性が劣化する。また、めっき層による鋼板中の水素の封じ込め効果が増し、ブリスターが発生しやすくなる。したがって、めっき層の亜鉛付着量が鋼板表面積に対し４０～１００ｇ／ｍ２である必要がある。
　焼付け硬化型溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
　本発明の焼付け硬化型溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について、好ましい方法、条件について説明する。
　上記下地鋼板の成分組成が上記の範囲になるように鋼スラブを製造する。鋼スラブの製造方法は特に限定されず、例えば、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用して鋼を溶製し、その後、連続鋳造法により鋼スラブ（鋼素材）とする方法が挙げられる。
　鋼スラブをそのまま熱間圧延してもよいし、任意の温度まで冷却後、加熱炉中などで再加熱後熱間圧延してもよい。再加熱する場合の加熱温度は１１５０℃～１３００℃とすることが好ましい。上記加熱温度が１１５０℃未満では、変形抵抗が大きく、所望の板厚まで圧延が困難になる場合がある。一方、上記加熱温度が１３００℃を超えると鋳塊の表面酸化が著しくなり、しばしば製品の表面外観を損ねる場合がある。
　熱間圧延工程は、常法にて粗圧延、仕上圧延後、６００℃までの平均冷却速度を１００℃／ｓｅｃ以上として、５００℃以下で巻き取ることが、フェライトとセメンタイトの界面の表面積を所望の範囲に調整するために好ましい。さらに好ましくは巻き取り温度３５０℃以下である。
　熱間圧延後に冷間圧延を行い、冷間圧延後に熱処理を行う。その際、１００℃／ｓ以上の平均昇温速度で６００℃以上まで加熱することが、フェライトとセメンタイトの界面の表面積を所望の範囲に調整するために好ましい。上記加熱後、必要に応じて、さらに、８００～８７０℃まで加熱する。加熱後の温度で１０ｓ以上保持した後、６００～７００℃までを平均冷却速度１０～３０℃／ｓで冷却することが好ましい。好ましい理由は以下の通りである。
　加熱温度が８００℃未満では高い伸びが得られない。一方、８７０℃を超えると、鋼板への水素侵入が顕著となり、めっき後にブリスターの発生が増加する。
　保持時間が１０ｓ未満では高い伸びが得られない。保持時間の上限は定めないが生産性の観点からは１０分以下が望ましい。
　平均冷却速度が１０℃／ｓ未満では冷却に時間を要し、生産性が低下する。一方、平均冷却速度が３０℃／ｓを超えると鋼中に固溶Ｃが過飽和に残留して、伸びが劣化する。
　また、この熱処理は特定の雰囲気ガス中で行うことが好ましい。ブリスター抑制および自動車外板としての優れた表面外観を得るためには、この時の雰囲気ガスが重要である。
　好ましい雰囲気ガスとは、水素濃度３～１５体積％、酸素濃度０．００１～０．１体積％、ＣＯ濃度１００～２０００体積ｐｐｍ、残部窒素の混合ガスよりなり、かつ露点が－３０～－６０℃である。この雰囲気ガスの使用が好ましい理由は以下の通りである。
　水素濃度が３体積％未満では、加熱中にＦｅまたは合金元素が酸化され、めっき表面外観が劣化する。一方、水素濃度が１５体積％を超えると、加熱中に鋼板への水素の侵入が顕著となり、めっき後にブリスターの発生が増加する。
　酸素濃度が０．００１体積％未満では鋼板への水素侵入が顕著となる。一方、酸素濃度が０．１体積％超えでは鋼板表面の酸化によりめっき表面外観が劣化する。
　ＣＯ濃度が１００体積ｐｐｍ未満では、鋼中のＣが脱炭し、所望の材質が得られない。一方、ＣＯ濃度が２０００体積ｐｐｍを超えると、鋼板表面にグラファイトが析出してめっき表面外観を著しく損なう。
　露点が－３０℃超えではＦｅ中の合金元素が酸化してめっき表面外観を損なう。一方、－６０℃未満では、鋼板への水素侵入が顕著となり、めっき後にブリスターの発生が増加する。
　加熱、冷却後、溶融亜鉛めっきを施すが、このときの溶融亜鉛浴中のＡｌ濃度は０．１～１％が適当である。溶融亜鉛めっき後、合金化処理を行ってもよい。
　さらに、伸長率１．２～２．０％で調質圧延を実施してもよい。伸長率が１．２％未満では、降伏伸びが発生してプレス成形後の表面性状が劣化する。一方、伸長率２．０％を超えると、伸びが顕著に劣化する。
　実施例１
　表１に示す鋼成分、組成を有する鋼塊を溶解、鋳造した。これを１２５０℃に加熱し、板厚３．６ｍｍまで熱間圧延した。熱間圧延における最終パス出側温度は８６０℃であった。１００～２５０℃／ｓの平均冷却速度で冷却後、３００～３５０℃で巻き取った。続いて冷間圧延を行い、板厚１．２ｍｍとし、さらに熱処理を実施した。この熱処理の条件は、水素濃度１０体積％、酸素濃度０．０１体積％、ＣＯ濃度５００体積ｐｐｍ、残部が窒素、露点－５０℃の雰囲気ガス、平均加熱速度は１００～１５０℃／ｓで７５０℃に加熱、３００ｓ保持とした。
　この熱処理後、平均冷却速度１０℃／ｓで７００℃まで冷却し、続けて平均冷却速度１５℃／ｓで５００℃まで冷却した。その後、０．１～１％のＡｌを含有する溶融亜鉛浴中でめっきを施した。室温まで冷却後、伸長率１．４～１．６％の調質圧延を行った。
　こうして製造した溶融亜鉛めっき鋼板を以下の方法で評価を行った。フェライト平均粒径は圧延方向の断面を鏡面研磨し、３％ナイタールで腐食後、１００倍の光学顕微鏡像から、切断法（ＪＩＳ　Ｇ０５５２－１９７７）で測定した。
　フェライトとセメンタイトの界面の表面積は、上記サンプルを用い、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）でフェライト相、セメンタイト相を識別分離したのち、線分法で測定した。
　鋼中水素は、めっき鋼板をそのまま、不活性ガス溶融－熱伝導度法（水素分析機器：　ＬＥＣＯ社製　ＲＨ－４０２型）で測定した。
  引張特性は、ＪＩＳ　５号試験片（ＪＩＳ　Ｚ２２０１）を圧延方向の直角方向から採取し、ＪＩＳ　Ｚ２２４１に準拠して測定した。
　塗装焼付け硬化量（ＢＨ）は、ＪＩＳ　Ｇ３１３５附属書に準拠して測定した。
　ブリスターは鋼板表面積１ｍ２当たりに存在する直径０．１ｍｍ以上のめっき膨れ箇所を目視および１０倍の拡大鏡で観察し、個数を計測した。
　耐食性は、以下の方法で評価した。日本パーカライジング（株）製化成処理液ＰＢ－ＳＸ３５Ｔで化成処理を施し、その後、日本ペイント（株）製カチオン電着塗料パワーニクス１１０を約２０μｍ厚みで塗装した。その後、カッターで塗膜にクロスカットを入れ、自動車技術会で定めた複合腐食試験（ＪＡＳＯ－Ｍ６０９）を１８０サイクル（６０日）行い、クロスカットからの膨れ幅（片側最大膨れ幅）を測定した。その結果、膨れ幅が５ｍｍ以下を良好、５ｍｍを超えるものを×と評価した。
　プレス成形性は５００ｍｍ角のかまぼこ状パンチを用いて、しわ押さえ力２０トンで成形高さ６０ｍｍまで絞り成形を行い、割れの有無およびプレス品の表面性状の良否を目視で評価した。
　表２（表２－１、表２－２を合わせて表２とする。）に評価結果を示す。本結果より明らかなように、本発明方法により製造した鋼板は引張特性、塗装焼付け硬化量、耐ブリスター性、プレス成形性においていずれも優れる。一方、本発明条件外の鋼板はいずれかの特性が劣る。例えば、鋼板１、２はＣ量が低いため、フェライトとセメンタイトの界面が十分に生成せず、ブリスターが発生した。鋼板９はＣ量が高いため、セメンタイトが過剰に生成し、伸びが低下して、プレス成形性が劣化した。鋼１０はＭｎ量が高いため、伸びが低下して、プレス成形性が劣化した。鋼１１、１２はＳｉ量またはＰ量が高いため、伸びが低下して、プレス成形性が劣化し、また、めっき不良が発生した。鋼１４はＢ量が高いため、降伏伸びが発生し、プレス成形性試験において、ストレッチャーストレインが発生した。
　実施例２
　表１に示す鋼を用いて、表３に示す製造条件で板厚１．２ｍｍの溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。こうして製造した溶融亜鉛めっき鋼板を実施例１と同様の方法で評価を行った。表４（表４－１と表４－２を合わせて表４とする。）に評価結果を示す。本結果より明らかなように、好適な方法により製造した鋼板は引張特性、塗装焼付け硬化量、耐ブリスター性、プレス成形性においていずれも優れる。一方、表３及び４から、好適条件外の鋼板はいずれかの特性が劣る場合があるといえる。例えば、鋼板Ａは鋼成分が本発明範囲から外れるため、フェライトとセメンタイトの界面が十分に生成せず、ブリスターが発生した。鋼板Ｂは熱間圧延後の冷却速度が低いため、フェライトとセメンタイトの界面が十分に生成せず、ブリスターが発生した。鋼板Ｃは熱延巻き取り温度が高いため、フェライトとセメンタイトの界面が十分に生成せず、ブリスターが発生した。鋼板Ｆは熱処理の雰囲気ガス中の水素濃度が高く、めっき鋼板中の水素濃度が高いため、ブリスターが発生した。鋼板Ｇは熱処理の雰囲気ガス中の酸素濃度が低く、めっき鋼板中の水素濃度が高いため、ブリスターが発生した。鋼板Ｉは熱処理の雰囲気ガスの露点が低く、めっき鋼板中の水素濃度が高いため、ブリスターが発生した。鋼板Ｊは熱処理温度が低く、フェライト結晶粒径が小さいため、伸びが低く、プレス成形性が劣化した。鋼板Ｋは熱処理温度が高く、めっき鋼板中の水素濃度が高いため、ブリスターが発生した。また、フェライト結晶粒径が大きいため、プレス成形性試験において肌荒れ欠陥が発生した。鋼板Ｏは溶融亜鉛めっきの付着量が多いため、ブリスターが発生した。また、プレス成形試験においても割れが発生した。鋼板Ｐは溶融亜鉛めっきの付着量が少ないため、耐食性が不十分であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
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Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
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Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006

Claims (3)

  1. 　下地鋼板と、該下地鋼板上に形成されるめっき層とを有する焼付け硬化型溶融亜鉛めっき鋼板であって、
    　前記下地鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０１５～０．１００％、Ｓｉ：０．０１～０．３０％、Ｍｎ：０．１～１．０％、Ｐ：０．０１０～０．０７０％、Ｓ：０．００３～０．０２０％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１～０．１０％、Ｎ：０．００２～０．００５％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
    　前記下地鋼板の金属組織は、フェライト相とセメンタイト相から構成され、フェライト平均粒径が１０～３０μｍであり、単位体積あたりのフェライトとセメンタイトの界面の表面積が１．０～１０．０／ｍｍであり、
    　前記下地鋼板の鋼中水素濃度が０．１ｐｐｍ未満であり、
    　前記めっき層の亜鉛付着量が鋼板表面積に対し４０～１００ｇ／ｍ２であることを特徴とする、焼付け硬化型溶融亜鉛めっき鋼板。
  2. 　前記下地鋼板は、質量％で、さらにＢ：０．００１０～０．００５０％を含有することを特徴とする請求項１に記載の焼付け硬化型溶融亜鉛めっき鋼板。
  3. 　前記下地鋼板は、質量％で、さらにＴｉ：０．００１～０．１％、Ｎｂ：０．００１～０．１％、Ｚｒ：０．００１～０．１％、Ｃｒ：０．００１～０．１％、Ｃｕ：０．００１～０．１％、Ｎｉ：０．００１～０．１％及びＶ：０．００１～０．１％から選択される少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の焼付け硬化型溶融亜鉛めっき鋼板。
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