WO2022079970A1 - 溶融亜鉛めっき鋼板 - Google Patents

溶融亜鉛めっき鋼板 Download PDF

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庄太 菊池
昌史 東
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日本製鉄株式会社
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    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
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    • C22C18/00—Alloys based on zinc
    • C22C18/04—Alloys based on zinc with aluminium as the next major constituent

Definitions

  • the present invention relates to a hot-dip galvanized steel sheet.
  • Hot stamping is a process of pressing a blank that has been heated to a temperature above the austenite single-phase range (Ac 3 points) (for example, heated to about 900 ° C.). It is a technology. According to this technique, it is possible to produce a press-molded product having high shape freezing property and high strength.
  • Patent Document 1 includes a heating step of heating a zinc-plated steel sheet to an Ac 3 transformation point or higher, and a hot press forming step of performing hot pressing at least twice after the heating step.
  • a hot press-formed steel member manufactured by performing any hot press forming in a hot press forming step so as to satisfy a predetermined formula (R / t> ⁇ a ⁇ (Tb)). Has been done.
  • An object of the present invention is to provide a hot-dip galvanized steel sheet capable of obtaining a hot-stamped molded product having excellent spot weldability.
  • Another object of the present invention is to provide a hot-dip galvanized steel sheet having the above-mentioned characteristics and further capable of obtaining a hot-stamped molded product having strength generally required for a hot-stamped molded product. do.
  • the present inventors investigated the cause of welding during spot welding. As a result, the present inventors greatly affect the welding during spot welding by the voids (vacancy) in the zinc-based plating layer (hot-stamped molten zinc-based plating layer) of the hot stamped body. It was found that the smaller the number of voids in the zinc-based plating layer, the more the welding during spot welding is suppressed.
  • the present inventors locally narrow the energization path due to the presence of voids in the zinc-based plating layer, and an overcurrent flows there and overheats, so that the electrode and the zinc-based plating layer are easily welded. I thought it would be.
  • the present inventors have investigated a method for reducing the heat shrinkage difference between the steel sheet-hot-dip galvanized plating layer at the time of hot stamping.
  • the present inventors have an average crystal grain size of more than 4.0 ⁇ m in a region 25 ⁇ m deep from the surface of the steel sheet to the surface of the steel sheet (hereinafter, may be referred to as a surface layer region).
  • the area ratio of unrecrystallized ferrite in the region from 50 ⁇ m depth from the surface of the steel sheet to 100 ⁇ m depth from the surface of the steel sheet is 50% or more, and the maximum value of C concentration in the hot-dip galvanized plating layer is 0. It was found that the generation of voids in the zinc-based plated layer of the hot-stamped molded product can be suppressed by setting the content to 05% by mass or more.
  • the present inventors have the following mechanism for suppressing the formation of voids in the zinc-based plated layer of the hot-stamped molded product obtained from the hot-dip galvanized steel sheet by using the hot-dip galvanized steel sheet as described above. Infer. By coarsening the average crystal grain size of the surface layer region of the steel sheet to more than 4.0 ⁇ m, Fe—Zn alloying progresses rapidly and uniformly in the boundary layer between the steel sheet and the hot-dip galvanized plating layer. Moreover, the grain boundaries, which are likely to be the starting point of the alloying reaction, are reduced. Therefore, the unevenness of the Fe—Zn solid solution in the boundary layer is reduced.
  • the presence of unrecrystallized ferrite in the region from a depth of 50 ⁇ m from the surface of the steel sheet to a depth of 100 ⁇ m from the surface of the steel sheet causes C to diffuse from the steel sheet to the grain boundary portion of the boundary layer.
  • C in the hot-dip galvanized plating layer alleviates the difference in the rate of alloying reaction between the grain boundary portion of the boundary layer and the other regions, and contributes to the reduction of the unevenness of the Fe—Zn solid solution. This makes it possible to reduce the difference in heat shrinkage between the steel sheet and the hot-dip galvanized plating layer during heating during hot stamping. As a result, it is presumed that the generation of voids in the zinc-based plated layer of the hot stamp molded product is suppressed.
  • the present inventors have found that in order to obtain a hot-dip galvanized steel sheet as described above, it is effective to hot-roll and wind the steel sheet and then hold it in a predetermined temperature range.
  • the gist of the present invention made based on the above findings is as follows.
  • the hot-dip galvanized steel sheet according to one aspect of the present invention includes a steel sheet, a boundary layer arranged on the steel sheet, and a hot-dip galvanized steel sheet arranged on the boundary layer.
  • the chemical composition of the steel sheet is mass%.
  • C 0.18% or more, 0.50% or less, Si: 0.10% or more, 1.50% or less, Mn: 0.50% or more, 2.50% or less, Al: 0.001% or more, 0.100% or less, Ti: 0.010% or more, 0.100% or less, S: 0.0100% or less, P: 0.100% or less, N: 0.0100% or less, Nb: 0% or more, 0.05% or less V: 0% or more, 0.50% or less, Cr: 0% or more, 0.50% or less, Mo: 0% or more, 0.50% or less, B: 0% or more, 0.0100% or less, Ni: 0% or more and 2.00% or less, and the total of REM, Ca, Co and Mg: 0% or more and 0.0300% or less, and the balance is Fe and impurities.
  • the average crystal grain size is more than 4.0 ⁇ m.
  • the area ratio of the unrecrystallized ferrite is 50% or more in the region from 50 ⁇ m depth from the surface of the steel sheet to 100 ⁇ m depth from the surface of the steel sheet.
  • the maximum value of C concentration is 0.05% by mass or more.
  • Nb 0.02% or more, 0.05% or less V: 0.005% or more, 0.50% or less, Cr: 0.10% or more, 0.50% or less, Mo: 0.005% or more, 0.50% or less, B: 0.0001% or more, 0.0100% or less, Ni: 0.01% or more, 2.00% or less, and
  • the total of REM, Ca, Co and Mg one or more selected from the group consisting of 0.0003% or more and 0.0300% or less may be contained.
  • the hot-dip galvanized steel sheet according to (1) or (2) above may contain C: 0.25% or more and 0.50% or less in mass% of the chemical composition of the steel sheet. good.
  • the hot-dip galvanized steel sheet according to the present embodiment includes a steel sheet, a boundary layer arranged on the steel sheet, and a hot-dip galvanized steel sheet arranged on the boundary layer.
  • a steel sheet constituting the hot-dip galvanized steel sheet according to the present embodiment will be described.
  • the reasons for limiting the chemical composition of the steel sheet constituting the hot-dip galvanized steel sheet according to the present embodiment will be described below. Numerical values described as “greater than or equal to” or “less than or equal to” include the value in the numerical range. Numerical values marked “less than” or "greater than” do not fall within the numerical range. All% of the chemical composition indicate mass%.
  • the chemical composition of the steel sheet constituting the hot-dip galvanized steel sheet according to the present embodiment is, in mass%, C: 0.18% or more, 0.50% or less, Si: 0.10% or more, 1.50% or less, Mn: 0.50% or more, 2.50% or less, Al: 0.001% or more, 0.100% or less, Ti: 0.010% or more, 0.100% or less, S: 0.0100% or less, P: 0.100% or less, N: 0.0100% or less, and the balance: Fe and impurities are contained.
  • C 0.18% or more and 0.50% or less C increases the strength of the hot stamped molded product after hot stamping. If the C content is too low, the above effect cannot be obtained. Therefore, the C content is set to 0.18% or more. Preferably, it is 0.20% or more, more than 0.20%, or 0.25% or more. On the other hand, if the C content is too high, the toughness of the hot-dip galvanized steel sheet is lowered. Therefore, the C content is set to 0.50% or less. Preferably, it is 0.45% or less or 0.40% or less.
  • Si 0.10% or more, 1.50% or less
  • Si is an element that improves the fatigue characteristics of the hot stamped article.
  • Si is also an element that improves hot-dip galvanizing properties, particularly plating wettability, by forming a stable oxide film on the surface of the steel sheet during recrystallization baking in a continuous hot-dip galvanizing line.
  • the Si content is 0.10% or more. Preferably, it is more than 0.14%, 0.15% or more, 0.18% or more, or 0.20% or more.
  • the Si content is too high, Si in the steel diffuses during heating during hot stamping, and an oxide is formed on the surface of the steel sheet. The oxide formed on the surface of the steel sheet reduces the phosphate treatment property.
  • Si is also an element that raises the Ac 3 points of the hot-dip galvanized steel sheet.
  • the Ac 3 points of the hot-dip galvanized steel sheet rise, it is necessary to raise the heating temperature at the time of hot stamping in order to sufficiently austenite.
  • the heating temperature at the time of hot stamping may exceed the evaporation temperature of the hot-dip galvanized plating layer. Therefore, the Si content is 1.50% or less. Preferably, it is 1.40% or less, 1.20% or less, or 1.00% or less.
  • Mn 0.50% or more, 2.50% or less
  • Mn is an element that improves the hardenability of steel.
  • the Mn content is 0.50% or more in order to improve the hardenability and obtain the desired strength in the hot stamped product. Preferably, it is 1.00% or more, 1.50% or more, 1.50% or more, or 1.60% or more.
  • the Mn content is set to 2.50% or less. It is preferably 2.30% or less, 2.10% or less or 2.00% or less.
  • Al 0.001% or more and 0.100% or less
  • Al is an element that deoxidizes molten steel and suppresses the formation of oxides that are the starting point of fracture.
  • Al is also an element having an action of improving the corrosion resistance of the hot stamp molded product.
  • the Al content is 0.001% or more. It is preferably 0.005% or more.
  • the Al content is set to 0.100% or less. Preferably, it is 0.090% or less, 0.070% or less, or 0.050% or less.
  • Ti 0.010% or more, 0.100% or less
  • Ti is an element that enhances oxidation resistance after hot-dip galvanizing. Further, Ti is also an element that improves the hardenability of the steel sheet by combining with N in the steel to form a nitride (TiN) and suppressing B from becoming a nitride (BN).
  • TiN nitride
  • BN nitride
  • the Ti content is 0.010% or more. It is preferably 0.020% or more.
  • the Ti content is excessive, the Ac 3 points may increase and the heating temperature at the time of hot stamping may increase, resulting in a decrease in productivity.
  • the Ti content is set to 0.100% or less. It is preferably 0.070% or less.
  • S 0.0100% or less
  • S is an element contained in steel as an impurity, and is an element that forms sulfide in steel to deteriorate the toughness of the hot stamped compact and deteriorate the delayed fracture resistance. Therefore, the S content is 0.0100% or less. It is preferably 0.0050% or less. The S content is preferably 0%, but the S content may be 0.0001% or more because the cost of removing S increases if the S content is excessively reduced.
  • P 0.100% or less
  • P is an element contained in steel as an impurity and segregates at the grain boundaries to deteriorate the toughness and delayed fracture resistance of the steel. Therefore, the P content is set to 0.100% or less. It is preferably 0.050% or less. The P content is preferably 0%, but the P content may be 0.001% or more because the cost of removing P increases if the P content is excessively reduced.
  • N 0.0100% or less
  • N is an impurity element, which is an element that forms coarse nitrides in steel and lowers the toughness of steel. Further, N is also an element that facilitates the generation of blow holes during spot welding. Further, when B is contained, N combines with B to reduce the amount of solid solution B and deteriorate the hardenability of the steel sheet. Therefore, the N content is 0.0100% or less. It is preferably 0.0070% or less. The N content is preferably 0%, but the N content may be 0.0001% or more because the production cost increases if the N content is excessively reduced.
  • the balance of the chemical composition of the steel sheet constituting the hot-dip galvanized steel sheet according to the present embodiment may be Fe and impurities.
  • the impurities are those mixed from the ore as a raw material, scrap, or the manufacturing environment, and / or adversely affect the hot stamped compact manufactured by using the hot-dip galvanized steel sheet according to the present embodiment. It means what is allowed within the range that does not give.
  • the hot-dip galvanized steel sheet according to this embodiment may contain the following elements as optional elements instead of a part of Fe.
  • the content of each arbitrary element is 0%.
  • Nb 0% or more and 0.05% or less
  • Nb has an action of forming carbides and refining crystal grains at the time of hot stamping. By refining the crystal grains, the toughness of the steel is increased.
  • the Nb content is preferably 0.02% or more. However, if the Nb content is too high, the above effects may be saturated and the hardenability of steel may be reduced. Therefore, the Nb content is set to 0.05% or less.
  • V 0% or more
  • 0.50% or less V is an element that improves the strength by finely forming carbonitride in steel.
  • the V content is preferably 0.005% or more.
  • the V content is set to 0.50% or less.
  • Cr 0% or more, 0.50% or less Cr is an element that improves the hardenability of steel. In order to surely obtain this effect, the Cr content is preferably 0.10% or more. On the other hand, if the Cr content is too high, Cr carbides are formed in the steel, and it becomes difficult for the Cr carbides to dissolve when the hot stamp is heated, resulting in deterioration of hardenability. Therefore, the Cr content is set to 0.50% or less.
  • Mo 0% or more, 0.50% or less Mo is an element that enhances the hardenability of steel. In order to surely obtain this effect, the Mo content is preferably 0.005% or more. However, if the Mo content is too high, the above effect will be saturated. Therefore, the Mo content is 0.50% or less.
  • B 0% or more, 0.0100% or less B is an element that improves the hardenability of steel.
  • the B content is preferably 0.0001% or more.
  • the B content is 0.0100% or less.
  • Ni 0% or more, 2.00% or less
  • Ni has the effect of improving the toughness of steel, the effect of suppressing embrittlement caused by the liquid phase Zn during heating of hot stamping, and the effect of improving the hardenability of steel. It is an element that has.
  • the Ni content is preferably 0.01% or more. On the other hand, if the Ni content is too high, the above effect will be saturated. Therefore, the Ni content is set to 2.00% or less.
  • Total of REM, Ca, Co and Mg 0% or more, 0.0300% or less REM, Ca, Co and Mg control sulfides and oxides in a preferable shape and suppress the formation of coarse inclusions. It is an element that suppresses the occurrence of cracks during spot welding.
  • the total content of REM, Ca, Co and Mg is preferably 0.0003% or more.
  • the content of any one of REM, Ca, Co and Mg may be 0.0003% or more.
  • the total content of REM, Ca, Co and Mg is 0.0300% or less.
  • the chemical composition of the above-mentioned steel sheet may be measured by a general analysis method.
  • ICP-AES Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectroscopy
  • C and S may be measured by using the combustion-infrared absorption method
  • N may be measured by using the inert gas melting-heat conductivity method.
  • the boundary layer and the hot-dip galvanized plating layer arranged on the surface of the hot-dip galvanized steel sheet may be removed by mechanical grinding, and then the chemical composition may be analyzed.
  • the steel sheet constituting the hot-dip galvanized steel sheet according to the present embodiment has the above chemical composition, and has an average crystal grain size of 4. in a region (surface layer region) 25 ⁇ m deep from the surface of the steel sheet to the surface of the steel sheet. It is more than 0 ⁇ m, and the area ratio of the unrecrystallized ferrite is 50% or more in the region from 50 ⁇ m depth from the surface of the steel sheet to 100 ⁇ m depth from the surface of the steel sheet.
  • each regulation will be described in detail.
  • the average crystal grain size exceeds 4.0 ⁇ m.
  • the surface layer region means a region from the surface of the steel sheet to the depth of 25 ⁇ m from the surface of the steel sheet.
  • the average crystal grain size is set to more than 4.0 ⁇ m.
  • the average crystal grain size in the surface layer region of the steel sheet is preferably 4.3 ⁇ m or more, 4.5 ⁇ m or more, or 4.8 ⁇ m or more.
  • the upper limit of the average crystal grain size in the surface layer region of the steel sheet is not particularly limited, but may be 14.0 ⁇ m or less. From the viewpoint of further improving spot weldability, it is preferably 10.0 ⁇ m or less.
  • the average crystal grain size of the surface layer region is measured by the EBSP-OIM (Electron Backscatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy) method.
  • the EBSP-OIM method is performed using a device combining a scanning electron microscope and an EBSP analysis device and an OIM Analysis (registered trademark) manufactured by AMETEK. Analysis is performed in a region from the surface of the steel plate to a depth of 25 ⁇ m from the surface of the steel plate in a plate thickness cross section parallel to the rolling direction, at a magnification of 1200 times, and in a region of 40 ⁇ m ⁇ 30 ⁇ m in at least 5 fields of view.
  • a place where the angle difference between adjacent measurement points is 5 ° or more is defined as a crystal grain boundary, the equivalent circle diameter of the crystal grain is calculated, and this is regarded as the crystal grain size.
  • the average value of the crystal grain size of the obtained crystal grains is obtained.
  • the steel sheet, the boundary layer and the hot-dip galvanized layer may be specified by the method described later, and the above-mentioned measurement may be performed on the region specified as the steel sheet.
  • the concentrations (mass%) of Fe, Zn and C are measured by GDS (glow discharge emission analysis) from the surface to a depth direction (plate thickness direction) up to 50 ⁇ m.
  • GDS low discharge emission analysis
  • the GDS profile as shown in FIG. 1 can be obtained.
  • the depth range in which the Fe concentration is 85% by mass or more is defined as a steel sheet
  • the depth range in which the Zn concentration is 90% by mass or more is defined as a hot-dip galvanized layer.
  • the depth range between the steel sheet and the hot-dip galvanized plating layer is defined as the boundary layer.
  • the area ratio of unrecrystallized ferrite in the above region is set to 50% or more. It is preferably 60% or more.
  • the area ratio of the unrecrystallized ferrite in the above region is not particularly limited, but may be 80% or less. From the viewpoint of further improving the spot weldability, it is preferably 70% or less.
  • the area is%, ferrite: 0 to 50%, bainite and martensite: 0. It may contain ⁇ 50%, pearlite: 0-50% and retained austenite: 0-5%.
  • the ferrite referred to here does not include unrecrystallized ferrite.
  • a test piece is collected from a hot-dip galvanized steel sheet with a sheet thickness section parallel to the rolling direction of the steel sheet as the observation surface. After polishing the observation surface of the test piece, night game etching is performed. In the region from 50 ⁇ m depth from the surface of the steel plate to 100 ⁇ m depth from the surface of the steel plate on the observation surface, FE-SEM is used for a total area of 4.0 ⁇ 10-8 m 2 or more in a field of view of 1 or more. Crystal orientation is analyzed using electron backscatter diffraction (EBSD: Electron Backscatter Diffraction).
  • EBSD electron backscatter diffraction
  • the boundary with an orientation difference of 5.0 ° or more is regarded as a grain boundary. Further, the crystal orientation variation (GOS: Grain Origination Spread) in the crystal grains is obtained, and the crystal grains having a GOS of 1.0 ° or more are regarded as unrecrystallized ferrites and the area ratio is obtained.
  • OIM Data Collection and OIM Data Analysis manufactured by TSL can be used for the analysis of crystal orientation.
  • the metallographic structure inside the steel plate is not particularly limited as long as the desired strength and spot weldability can be obtained after hot stamping, but in% area, the total of unrecrystallized ferrite and ferrite: 0 to 100%, bainite and martensite. : 0-100%, pearlite: 0-80% and retained austenite: 0-5%.
  • the inside of the steel plate is at a depth of 1/4 of the plate thickness from the surface of the steel plate (1/8 depth from the surface of the steel plate to 3/8 depth from the surface to the plate thickness). Area).
  • the metallographic structure at this position indicates a typical metallographic structure of the steel sheet.
  • the metallographic structure of the steel sheet may be measured by the following method.
  • the area ratio of ferrite and pearlite is measured by the following method. From the hot-dip galvanized steel sheet, a test piece whose observation surface is a sheet thickness section parallel to the rolling direction of the steel sheet is collected. The observation surface of the test piece is mirror-finished, and the observation surface is polished for 8 minutes with colloidal silica containing no alkaline solution at room temperature to remove the strain introduced into the observation surface. The length is 50 ⁇ m, and the depth from the surface of the steel plate to 1/8 of the thickness of the steel plate to the steel plate so that the depth of 1/4 of the plate thickness can be analyzed from the surface of the steel plate at any position on the observation surface in the rolling direction of the steel plate.
  • a region having a depth of 3/8 of the plate thickness from the surface of the steel sheet is measured by an electron backscatter diffraction method at a measurement interval of 0.1 ⁇ m to obtain crystal orientation information.
  • a device composed of a thermal field emission scanning electron microscope (JSM-7001F manufactured by JEOL) and an EBSP detector (DVC5 type detector manufactured by TSL) is used.
  • the degree of vacuum in the apparatus is 9.6 ⁇ 10 -5 Pa or less
  • the acceleration voltage is 15 kV
  • the irradiation current level is 13
  • the irradiation level of the electron beam is 62.
  • a reflected electron image is taken in the same field of view.
  • the area ratio of pearlite is obtained by identifying the crystal grains in which ferrite and cementite are deposited in layers from the reflected electron image and calculating the area ratio of the crystal grains. After that, for the crystal grains excluding the crystal grains determined to be pearlite, the obtained crystal orientation information is used for the "Grain Average Misorition" function installed in the software "OIM Analysis (registered trademark)" attached to the EBSP analysis device. Therefore, a region having a Grain Average Composition value of 1.0 ° or less is determined to be ferrite. The area ratio of ferrite is obtained by obtaining the area ratio of the region determined to be ferrite.
  • the area ratio of retained austenite is measured by electron backscattered electron diffraction method (EBSD).
  • EBSD electron backscattered electron diffraction method
  • a test piece collected at the same collection position as when measuring the area ratio of ferrite and pearlite described above is used.
  • the observation surface After polishing the observation surface of the test piece using # 600 to # 1500 silicon carbide paper, the observation surface is made by dispersing diamond powder having a particle size of 1 to 6 ⁇ m in a diluted solution such as alcohol or pure water. To a mirror surface. After that, the strain on the observation surface is sufficiently removed by electrolytic polishing. In electrolytic polishing, in order to remove mechanical polishing strain on the observation surface, a minimum thickness of 20 ⁇ m may be used, and a maximum thickness of 50 ⁇ m may be used. The thickness to be polished is preferably 30 ⁇ m or less in consideration of sagging of the end portion.
  • the acceleration voltage is 15 to 25 kV
  • the measurement is performed at intervals of at least 0.25 ⁇ m
  • the crystal orientation information of each measurement point in the range of 150 ⁇ m or more in the plate thickness direction and 250 ⁇ m or more in the rolling direction is obtained. ..
  • those having a crystal structure of fcc are determined to be retained austenite by using the "Phase Map" function installed in the software "OIM Analysis (registered trademark)" attached to the EBSD analyzer.
  • the area ratio of retained austenite is obtained by obtaining the ratio of the measurement points determined to be retained austenite.
  • the measurement interval is narrow and the measurement range is wide.
  • the measurement interval is 0.01 ⁇ m or more.
  • the measurement range may be 200 ⁇ m in the plate thickness direction and 400 ⁇ m in the plate width direction at the maximum.
  • a device composed of a thermal field emission scanning electron microscope (JSM-7001F manufactured by JEOL) and an EBSP detector (DVC5 type detector manufactured by TSL) is used. At this time, the degree of vacuum in the apparatus is 9.6 ⁇ 10 -5 Pa or less, the irradiation current level is 13, and the irradiation level of the electron beam is 62.
  • the total area ratio of bainite and martensite is 100% minus the total area ratio of ferrite and pearlite and the area ratio of retained austenite measured by the above method. Value.
  • the hot-dip galvanized steel sheet according to the present embodiment includes the above-mentioned steel sheet, a boundary layer arranged on the steel sheet, and a hot-dip galvanized steel sheet arranged on the boundary layer.
  • the boundary layer and the hot-dip galvanized plating layer will be described.
  • the boundary layer means a layer existing between the above-mentioned steel plate and the hot-dip galvanized plating layer described later.
  • the depth range in which the Fe concentration is 85% by mass or more is defined as the steel sheet, and the depth range in which the Zn concentration is 90% by mass or more is defined as the hot-dip galvanized layer. From this, the depth range in which the Fe concentration is less than 85% by mass and the Zn concentration is less than 90% by mass can be defined as the boundary layer.
  • the hot-dip galvanized layer means a layer having a Zn concentration of 90% by mass or more. If the maximum value of the C concentration in the hot-dip galvanized plating layer is less than 0.05% by mass, evaporation of zinc in the hot-dip galvanized plating layer during heating during hot stamping cannot be suppressed, and a large amount of zinc is present in the hot stamped compact. Voids are formed. As a result, the desired spot weldability cannot be obtained in the hot stamp molded product. Therefore, the maximum value of C concentration in the hot-dip galvanized plating layer is 0.05% by mass or more. It is preferably 0.10% by mass or more or 0.15% by mass or more. The upper limit of the maximum value of the C concentration in the hot-dip galvanized plating layer is not particularly limited, but may be 0.50% by mass or less.
  • the hot-dip galvanized layer may contain Al in an element other than Zn in an amount of 0.01% by mass or more and 1.00% by mass or less. Further, Fe may be contained in an amount of 10% by mass or less as the balance.
  • the plate thickness of the hot-dip galvanized steel sheet according to the present embodiment is not particularly limited, but is preferably 0.5 to 3.5 mm from the viewpoint of weight reduction of the vehicle body.
  • a preferable manufacturing method of the hot-dip galvanized steel sheet according to the present embodiment will be described.
  • a slab having the above-mentioned chemical composition is heated to 1200 ° C. or higher, held in a temperature range of 1200 ° C. or higher for 20 minutes or longer, and then hot-rolled. Finish rolling is completed in a temperature range of 810 ° C. or higher, and winding is performed in a temperature range of 550 ° C. or higher and 750 ° C. or lower. Then, it is held in a temperature range of 700 ° C. or higher for 15 minutes or longer and less than 120 minutes.
  • the hot-dip galvanized steel sheet is held in a temperature range of 700 ° C. or higher for 15 minutes or longer and less than 120 minutes.
  • the crystal grains in the surface layer region of the steel sheet can be coarse-grained, and a desired amount of unrecrystallized ferrite can be obtained in the region from 50 ⁇ m depth from the surface of the steel sheet to 100 ⁇ m depth from the surface of the steel sheet.
  • the temperature of the steel sheet may be changed or kept constant for holding in the temperature range of 700 ° C. or higher.
  • the upper limit of the holding temperature may be Ac 1 point or less from the viewpoint of suppressing the generation of hard low-temperature transformation-forming phases such as martensite and bainite, and from the viewpoint of refining the average crystal grain size of the surface layer region.
  • One point of Ac can be expressed by the following equation (1).
  • cold rolling is performed as necessary and hot-dip galvanizing is performed.
  • Pickling may be performed between hot rolling and cold rolling.
  • the cold rolling may be a normal cumulative rolling reduction, for example, cold rolling having a cumulative rolling reduction of 30 to 90%.
  • Hot-dip galvanizing may be performed using a continuous hot-dip galvanizing line.
  • the amount of adhesion of the hot-dip galvanized plating layer is not particularly limited, and may be a general one.
  • the amount of plating adhered to one side may be 5 to 150 g / m 2 .
  • the hot-dip galvanized layer is alloyed into an alloyed hot-dip galvanized layer, the ⁇ phase having a high Zn concentration in the plated layer exhibiting the sacrificial anticorrosion effect disappears, and the corrosion resistance is lowered.
  • Electrozinc plating requires additive elements to delay alloying, which is not desirable because it increases manufacturing costs.
  • the hot-dip galvanized steel sheet according to the present embodiment can be manufactured.
  • the heating temperature is from the higher temperature of "Ac 3 points and 800 ° C.” to 950 ° C.
  • the heating time (the time from when the hot-dip galvanized steel sheet is placed in the heating furnace to when the hot-dip galvanized steel sheet is kept at the heating temperature and when the hot-dip galvanized steel sheet is taken out from the heating furnace (time from carrying in the heating furnace to carrying out the heating furnace)). It is preferably 60 to 600 seconds.
  • the three Ac points are represented by the following equation (2).
  • the average heating rate during heating may be 0.1 to 200 ° C./s.
  • the average heating rate here is a value obtained by dividing the temperature difference between the surface temperature of the steel sheet at the start of heating and the heating temperature by the time difference from the start of heating to the time when the heating temperature is reached. For holding in the temperature range of the higher temperature of "Ac 3 points and 800 ° C.” to 950 ° C., the temperature of the steel sheet may be varied or constant.
  • Examples of the heating method before hot stamping include heating by an electric furnace or a gas furnace, flame heating, energization heating, high frequency heating, induction heating, and the like.
  • hot stamping After heating and holding as described above, hot stamping is performed. After hot stamping, it is preferable to perform cooling at an average cooling rate of 20 to 500 ° C./s, for example, up to a temperature range of 250 ° C. or lower.
  • a hot stamped molded product manufactured by using the hot-dip galvanized steel sheet according to the present embodiment can be obtained.
  • This hot stamped body has excellent spot weldability because the formation of voids in the zinc-based plated layer (hot-dip galvanized plated layer after hot stamping) is suppressed, and is generally required for hot stamped bodies. Has strength.
  • the conditions in the examples are one condition example adopted for confirming the feasibility and effect of the present invention, and the present invention is based on this one condition example. Not limited.
  • the present invention can adopt various conditions as long as the gist of the present invention is not deviated and the object of the present invention is achieved.
  • a slab produced by casting molten steel having the chemical composition shown in Tables 1A and 1B is heated to 1200 ° C. or higher, held for 20 minutes or longer, and then hot-rolled so that the finish rolling completion temperature becomes 810 ° C. or higher. Then, winding was performed in a temperature range of 550 ° C. or higher and 750 ° C. or lower. Then, it was heated to the temperature shown in Table 2A and Table 2B and kept at the temperature. Then, cold rolling was performed to obtain a steel sheet.
  • the cumulative rolling reduction during cold rolling was 30 to 90%.
  • hot-dip galvanized layer By forming a hot-dip galvanized layer on the obtained steel sheet by a continuous hot-dip galvanizing line, hot-dip galvanized steel sheets shown in Tables 2A and 2B were obtained.
  • the amount of the hot-dip galvanized plating layer adhered was 5 to 150 g / m 2 per side.
  • the average crystal grain size in the region from the surface of the steel sheet to the depth of 25 ⁇ m (surface layer region) from the surface of the steel sheet to the depth of 50 ⁇ m from the surface of the steel sheet to 100 ⁇ m from the surface of the steel sheet was obtained by the above method.
  • the maximum value of the C concentration of the metal structure in the depth region and the hot-dip galvanized layer was measured.
  • the "average crystal grain size” is the average crystal grain size in the region (surface layer region) 25 ⁇ m deep from the surface of the steel sheet to the surface of the steel sheet
  • the "unrecrystallized ⁇ " is that of the steel sheet. It is the area ratio of unrecrystallized ferrite in the region from 50 ⁇ m depth from the surface to 100 ⁇ m depth from the surface of the steel sheet.
  • the hot stamped bodies shown in Table 2A and Table 2B were obtained under the conditions shown in Table 2A and Table 2B.
  • the average heating rate in heating before hot stamping was 0.1 to 200 ° C./s, and after hot stamping, cooling was performed at an average cooling rate of 20 to 500 ° C./s to a temperature range of 250 ° C. or lower.
  • the underline in the table indicates that it is out of the scope of the present invention, that it is out of the preferable manufacturing conditions, or that the characteristic value is not preferable.
  • the cross-sectional area ratio of the voids in the zinc-based plated layer constituting the hot stamped body was measured by the following method.
  • a test piece whose observation surface is a cross section perpendicular to the surface (thick cross section) from an arbitrary position 50 mm or more away from the end face of the hot stamp molded body (a position avoiding the end if it cannot be collected from this position). I cut it out. The size of the test piece was set so that it could be observed by about 10 mm in the rolling direction.
  • the observation surface was polished, photographed at a magnification of 300 times using an SEM (scanning electron microscope), and then the cross-sectional area ratio of the void was calculated by binarized image processing.
  • the built-in software of the digital microscope VHX-5000 manufactured by KEYENCE was used to discriminate the void by the brightness and automatically measure the area of the void.
  • the steel plate and the zinc-based plating layer constituting the hot stamped body are subjected to line analysis along the plate thickness direction using SEM-EDS (Energy Dispersive X-ray Spectroscopy), and quantitative analysis of Fe concentration is performed. It was determined by.
  • SEM Single-Technologies Corporation
  • EDS XFlash (r) 6 ⁇ 30 manufactured by Bruker AXS Corporation
  • EDS analysis software ESPRIT 1.9 manufactured by Bruker AXS Corporation
  • the mechanical properties (tensile strength and spot weldability) of the hot stamped body were evaluated by the following methods.
  • Tensile strength The tensile strength of the hot stamped product is determined by preparing the No. 5 test piece described in JIS Z 2241: 2011 from an arbitrary position of the hot stamped product and following the test method described in JIS Z 2241: 2011. rice field. When the tensile strength was 1500 to 2500 MPa, it was judged to be acceptable because it had the strength generally required for the hot stamp molded product. Further, when the tensile strength was less than 1500 MPa, the strength was inferior, and when the tensile strength was more than 2500 MPa, the strength was too high and the toughness and ductility were inferior.
  • the current with a nugget diameter of 4 ⁇ t ( t is the plate thickness of the test piece) was set to I 0 , and spot welding was performed while further increasing the current to obtain the current for welding (welding current Is).
  • spot weldability of the obtained welded current Is was evaluated according to the following criteria.
  • I 0 (kA) is a current having a nugget diameter of 4 ⁇ t (t is the plate thickness of the test piece)
  • continuous dot current I a (kA) I 0 ⁇ 1.4.
  • the examples evaluated as good and acceptable were judged to be acceptable because they were excellent in spot weldability, while the examples evaluated as unacceptable were judged to be unacceptable because they were inferior in spot weldability.
  • Good Is > I a x 1.15
  • the hot-dip galvanized steel sheet according to the example of the present invention has a tensile strength of 1500 to 2500 MPa, and the cross-sectional area ratio of voids is reduced to 15.0% or less, resulting in spot welding. It can be seen that a hot stamped body having excellent properties was obtained. In particular, the production No. In Nos. 1 to 25, the cross-sectional area ratio of voids was reduced to 13.0% or less in the hot stamp molded product, and the spot weldability was better.
  • the hot-dip galvanized steel sheet according to the examples of the present invention in Tables 2A and 2B has a residual structure other than unrecrystallized ferrite in a region from a depth of 50 ⁇ m from the surface of the steel sheet to a depth of 100 ⁇ m from the surface of the steel sheet in% area.
  • the metallographic structure inside the steel sheet is% in area, total of unrecrystallized ferrite and ferrite: 0 to 100%, bainite and martensite: 0 to 100%, pearlite: 0 to 80%, and retained austenite: 0 to. It consisted of 5%.
  • the hot-dip galvanized steel sheet according to the comparative example in Table 2B had a tensile strength outside the range of 1500 to 2500 MPa, and / or a void cross-sectional area ratio of more than 15.0%, and was inferior in spot weldability. It can be seen that a hot stamped body was obtained.

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Abstract

この溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板と、前記鋼板上に配された境界層と、前記境界層上に配された溶融亜鉛系めっき層と、を備え、前記鋼板が所定の化学組成を有し、前記鋼板の表面～前記鋼板の前記表面から２５μｍ深さの領域において、平均結晶粒径が４．０μｍ超であり、前記鋼板の表面から５０μｍ位置～前記鋼板の表面から１００μｍ位置の領域において、未再結晶フェライトの面積率が５０％以上であり、前記溶融亜鉛系めっき層において、Ｃ濃度の最大値が０．０５質量％以上である。

Description

溶融亜鉛めっき鋼板
　本発明は、溶融亜鉛めっき鋼板に関する。
　本願は、２０２０年１０月１２日に、日本に出願された特願２０２０－１７１７７６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、自動車の衝突安全基準の厳格化および燃費向上の観点から、自動車部材の高強度化のニーズが高まっている。自動車部材の高強度化を達成するため、ホットスタンプの適用が拡大している。ホットスタンプとは、オーステナイト単相域となる温度（Ａｃ３点）以上に加熱した（例えば９００℃程度まで加熱した）ブランクをプレス加工することで、成形と同時に金型で急冷して、焼入れする技術である。この技術によれば、形状凍結性が高く、高強度のプレス成型品を製造することができる。
　亜鉛系めっき鋼板にホットスタンプを適用した場合には、ホットスタンプ後の成形品の表層に亜鉛成分が残存するため、非めっきの鋼板をホットスタンプして得られた成形品と比較して耐食性の向上効果が得られる。そのため、亜鉛系めっき鋼板へのホットスタンプの適用が拡大している。
　特許文献１には、亜鉛めっき鋼板をＡｃ３変態点以上に加熱する加熱工程と、前記加熱工程の後、少なくとも２回の熱間プレス成形を行う熱間プレス成形工程と、を有し、前記熱間プレス成形工程におけるいずれの熱間プレス形成も、所定の式（Ｒ／ｔ＞√ａ・（Ｔ－ｂ））を満たすように行うことで製造される、熱間プレス成形鋼部材が開示されている。
　亜鉛系めっき鋼板をホットスタンプした場合には、ホットスタンプ後の成形品において、スポット溶接時に溶着（銅電極と成形品表面のめっきとが溶融し固着する現象）が発生する場合がある。スポット溶接時に溶着が発生すると、溶接不良が生じたり、銅電極を交換するために製造ラインを停止させる必要があるため、好ましくない。特許文献１では、スポット溶接時の溶着について考慮されていない。
国際公開第２０１３／１４７２２８号
　本発明は、上記実情に鑑みてなされたものである。本発明は、スポット溶接性に優れるホットスタンプ成形体を得ることができる、溶融亜鉛めっき鋼板を提供することを目的とする。また、本発明は、上記特性を有した上で更に、ホットスタンプ成形体に一般的に要求される強度を有するホットスタンプ成形体を得ることができる、溶融亜鉛めっき鋼板を提供することを目的とする。
　本発明者らは、スポット溶接時の溶着が発生する原因について調査した。その結果、本発明者らは、スポット溶接時の溶着は、ホットスタンプ成形体の亜鉛系めっき層（ホットスタンプ後の溶融亜鉛系めっき層）内のボイド（空孔）の影響を大きく受けるため、亜鉛系めっき層内のボイドが少ないほど、スポット溶接時の溶着が抑制されることを知見した。本発明者らは、亜鉛系めっき層中のボイドの存在によって通電経路が局所的に狭くなり、そこに過電流が流れ、過加熱されることで、電極と亜鉛系めっき層とが溶着し易くなると考えた。
　また、本発明者らは、詳細なメカニズムは不明であるが、ホットスタンプ成形体の亜鉛系めっき層に形成されるボイドは、ホットスタンプ成形時の鋼板－溶融亜鉛系めっき層間の熱収縮差に起因すると考えた。そこで、本発明者らは、ホットスタンプ時の鋼板－溶融亜鉛系めっき層間の熱収縮差を低減する方法について検討した。その結果、本発明者らは、溶融亜鉛めっき鋼板において、鋼板の表面～鋼板の表面から２５μｍ深さの領域（以下、表層領域と記載する場合がある）における平均結晶粒径を４．０μｍ超とし、鋼板の表面から５０μｍ深さ～前記鋼板の前記表面から１００μｍ深さの領域における未再結晶フェライトの面積率を５０％以上とし、且つ溶融亜鉛系めっき層におけるＣ濃度の最大値を０．０５質量％以上とすることにより、ホットスタンプ成形体の亜鉛系めっき層におけるボイドの発生を抑制できることを知見した。
　本発明者らは、上記のような溶融亜鉛めっき鋼板とすることで、当該溶融亜鉛めっき鋼板から得られるホットスタンプ成形体の亜鉛系めっき層中のボイド形成が抑制されるメカニズムは以下の通りと推測する。鋼板の表層領域の平均結晶粒径を４．０μｍ超と粗粒化することにより、鋼板と溶融亜鉛系めっき層との間の境界層において、Ｆｅ－Ｚｎ合金化が急速、均質に進行し、かつ、合金化反応の起点となりやすい粒界が減る。そのため、境界層のＦｅ－Ｚｎ固溶体の凹凸が低減する。さらにホットスタンプ時の加熱初期に、鋼板の表面から５０μｍ深さ～前記鋼板の前記表面から１００μｍ深さの領域における未再結晶フェライトの存在により、鋼板から境界層の粒界部に拡散するＣと溶融亜鉛系めっき層におけるＣとが、上記境界層の粒界部とそれ以外の領域とにおける合金化反応の速度差を緩和し、Ｆｅ－Ｚｎ固溶体の凹凸の低減に寄与すると考えられる。これにより、ホットスタンプ時の加熱における、鋼板－溶融亜鉛系めっき層間の熱収縮差を低減することができる。その結果、ホットスタンプ成形体の亜鉛系めっき層中におけるボイドの発生が抑制されると推定される。
　本発明者らは、上記のような溶融亜鉛めっき鋼板を得るためには、熱間圧延して巻取った後に、所定の温度域で保持することが効果的であることを知見した。
　上記知見に基づいてなされた本発明の要旨は以下の通りである。
（１）本発明の一態様に係る溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板と、前記鋼板上に配された境界層と、前記境界層上に配された溶融亜鉛系めっき層と、を備え、
　前記鋼板の化学組成が、質量％で、
Ｃ　：０．１８％以上、０．５０％以下、
Ｓｉ：０．１０％以上、１．５０％以下、
Ｍｎ：０．５０％以上、２．５０％以下、
Ａｌ：０．００１％以上、０．１００％以下、
Ｔｉ：０．０１０％以上、０．１００％以下、
Ｓ　：０．０１００％以下、
Ｐ　：０．１００％以下、
Ｎ　：０．０１００％以下、
Ｎｂ：０％以上、０．０５％以下
Ｖ　：０％以上、０．５０％以下、
Ｃｒ：０％以上、０．５０％以下、
Ｍｏ：０％以上、０．５０％以下、
Ｂ　：０％以上、０．０１００％以下、
Ｎｉ：０％以上、２．００％以下、並びに
ＲＥＭ、Ｃａ、ＣｏおよびＭｇの合計：０％以上、０．０３００％以下
を含有し、残部がＦｅ及び不純物であり、
　前記鋼板の表面～前記鋼板の前記表面から２５μｍ深さの領域において、平均結晶粒径が４．０μｍ超であり、
　前記鋼板の表面から５０μｍ深さ～前記鋼板の前記表面から１００μｍ深さの領域において、未再結晶フェライトの面積率が５０％以上であり、
　前記溶融亜鉛系めっき層において、Ｃ濃度の最大値が０．０５質量％以上である。
（２）上記（１）に記載の溶融亜鉛めっき鋼板は、前記鋼板の前記化学組成が、質量％で、
Ｎｂ：０．０２％以上、０．０５％以下
Ｖ　：０．００５％以上、０．５０％以下、
Ｃｒ：０．１０％以上、０．５０％以下、
Ｍｏ：０．００５％以上、０．５０％以下、
Ｂ　：０．０００１％以上、０．０１００％以下、
Ｎｉ：０．０１％以上、２．００％以下、並びに、
ＲＥＭ、Ｃａ、ＣｏおよびＭｇの合計：０．０００３％以上、０．０３００％以下からなる群から選択される１種または２種以上を含有してもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載の溶融亜鉛めっき鋼板は、前記鋼板の前記化学組成が、質量％で、Ｃ：０．２５％以上、０．５０％以下を含有してもよい。
　本発明に係る上記態様によれば、スポット溶接性に優れ、且つホットスタンプ成形体に一般的に要求される強度を有するホットスタンプ成形体を得ることができる、溶融亜鉛めっき鋼板を提供することができる。
本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板のＧＤＳプロファイルの概略図である。
　以下、本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板について詳細に説明する。本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板と、鋼板上に配された境界層と、境界層上に配された溶融亜鉛系めっき層とを備える。
　まず、本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板を構成する鋼板について説明する。以下に、本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板を構成する鋼板の化学組成の限定理由について説明する。「以上」または「以下」と記載する数値には、その値が数値範囲に含まれる。「未満」または「超」と示す数値には、その値が数値範囲に含まれない。化学組成についての％は全て質量％を示す。
　本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板を構成する鋼板の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．１８％以上、０．５０％以下、Ｓｉ：０．１０％以上、１．５０％以下、Ｍｎ：０．５０％以上、２．５０％以下、Ａｌ：０．００１％以上、０．１００％以下、Ｔｉ：０．０１０％以上、０．１００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、並びに、残部：Ｆｅ及び不純物を含む。以下、各元素について説明する。
　Ｃ：０．１８％以上、０．５０％以下
　Ｃは、ホットスタンプ後のホットスタンプ成形体の強度を高める。Ｃ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。そのため、Ｃ含有量は０．１８％以上とする。好ましくは、０．２０％以上、０．２０％超または０．２５％以上である。
　一方、Ｃ含有量が高すぎれば、溶融亜鉛めっき鋼板の靱性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．５０％以下とする。好ましくは、０．４５％以下または０．４０％以下である。
　Ｓｉ：０．１０％以上、１．５０％以下
　Ｓｉは、ホットスタンプ成形体の疲労特性を向上させる元素である。また、Ｓｉは、連続式溶融亜鉛めっきラインでの再結晶焼鈍中に安定的な酸化皮膜を鋼板表面に形成することで、溶融亜鉛めっき性、特にめっき濡れ性を向上する元素でもある。これらの効果を得るため、Ｓｉ含有量は０．１０％以上とする。好ましくは、０．１４％超、０．１５％以上、０．１８％以上または０．２０％以上である。
　一方、Ｓｉ含有量が高すぎると、ホットスタンプ時の加熱中に鋼中のＳｉが拡散し、鋼板表面に酸化物を形成する。鋼板表面に形成された酸化物は、りん酸塩処理性を低下させる。また、Ｓｉは、溶融亜鉛めっき鋼板のＡｃ３点を上昇させる元素でもある。溶融亜鉛めっき鋼板のＡｃ３点が上昇すると、十分にオーステナイト化するためにホットスタンプ時の加熱温度を高くする必要がある。その結果、ホットスタンプ時の加熱温度が、溶融亜鉛系めっき層の蒸発温度を超える場合がある。そのため、Ｓｉ含有量は１．５０％以下とする。好ましくは、１．４０％以下、１．２０％以下または１．００％以下である。
　Ｍｎ：０．５０％以上、２．５０％以下
　Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させる元素である。焼入れ性を向上させて、ホットスタンプ成形体において所望の強度を得るために、Ｍｎ含有量は０．５０％以上とする。好ましくは、１．００％以上、１．５０％以上、１．５０％超または１．６０％以上である。
　一方、Ｍｎ含有量を２．５０％超としても、焼き入れ性向上の効果が飽和すると共に、鋼が脆化して、鋳造、熱間圧延および冷間圧延時に焼割れが発生し易くなる。そのため、Ｍｎ含有量は２．５０％以下とする。好ましくは、２．３０％以下、２．１０％以下または２．００％以下である。
　Ａｌ：０．００１％以上、０．１００％以下
　Ａｌは、溶鋼を脱酸して、破壊の起点となる酸化物の生成を抑制する元素である。また、Ａｌは、ホットスタンプ成形体の耐食性を向上させる作用を有する元素でもある。これらの効果を得るために、Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。好ましくは、０．００５％以上である。
　一方、Ａｌ含有量が過剰であると、鋼板のＡｃ３点が上昇し、十分にオーステナイト化するために加熱温度を高くする必要がある。その結果、ホットスタンプ時の加熱温度が、溶融亜鉛系めっき層の蒸発温度を超えてしまう。そのため、Ａｌ含有量は０．１００％以下とする。好ましくは、０．０９０％以下、０．０７０％以下または０．０５０％以下である。
　Ｔｉ：０．０１０％以上、０．１００％以下
　Ｔｉは、溶融亜鉛めっき後の耐酸化性を高める元素である。また、Ｔｉは、鋼中のＮと結合して窒化物（ＴｉＮ）を形成し、Ｂが窒化物（ＢＮ）になることを抑制することで、鋼板の焼き入れ性を向上させる元素でもある。これらの効果を得るために、Ｔｉ含有量は、０．０１０％以上とする。好ましくは、０．０２０％以上である。
　一方、Ｔｉ含有量が過剰であると、Ａｃ３点が上昇して、ホットスタンプ時の加熱温度が高くなることで、生産性が低下する場合がある。また、Ｔｉ含有量が過剰であると、多量のＴｉ炭化物が形成されて固溶Ｃ量が低減されることで、ホットスタンプ成形体の強度が低下する。更に、めっきの濡れ性が低下する場合、およびＴｉ炭化物が過剰に析出して、ホットスタンプ成形体の靭性が劣化する場合がある。そのため、Ｔｉ含有量は０．１００％以下とする。好ましくは０．０７０％以下である。
　Ｓ：０．０１００％以下
　Ｓは不純物として鋼中に含まれる元素であり、鋼中に硫化物を形成してホットスタンプ成形体の靭性を劣化させ、耐遅れ破壊特性を低下させる元素である。そのため、Ｓ含有量は０．０１００％以下とする。好ましくは、０．００５０％以下である。
　Ｓ含有量は０％であることが好ましいが、Ｓ含有量を過度に低減すると脱Ｓコストが増加するため、Ｓ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
　Ｐ：０．１００％以下
　Ｐは不純物として鋼中に含まれる元素であり、結晶粒界に偏析して鋼の靭性および耐遅れ破壊特性を劣化させる元素である。そのため、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。好ましくは、０．０５０％以下である。
　Ｐ含有量は０％であることが好ましいが、Ｐ含有量を過度に低減すると脱Ｐコストが増加するため、Ｐ含有量は０．００１％以上としてもよい。
　Ｎ：０．０１００％以下
　Ｎは不純物元素であり、鋼中に粗大な窒化物を形成して鋼の靭性を低下させる元素である。また、Ｎは、スポット溶接時にブローホールを発生し易くさせる元素でもある。更に、Ｂが含まれる場合には、ＮはＢと結合することで固溶Ｂ量を減少させ、鋼板の焼き入れ性を劣化させる。そのため、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。好ましくは、０．００７０％以下である。
　Ｎ含有量は０％であることが好ましいが、Ｎ含有量を過度に低減すると製造コストが増加するため、Ｎ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
　本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板を構成する鋼板の化学組成の残部は、Ｆｅおよび不純物であってもよい。本実施形態において、不純物とは、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境等から混入されるもの、および／または本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板を用いて製造されるホットスタンプ成形体に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板は、Ｆｅの一部に代えて、任意元素として、以下の元素を含有してもよい。以下の任意元素を含有しない場合、それぞれの任意元素の含有量は０％である。
　Ｎｂ：０％以上、０．０５％以下
　Ｎｂは、炭化物を形成して、ホットスタンプ時に結晶粒を微細化する作用を有する。結晶粒を微細化することにより、鋼の靱性が高まる。この効果を確実に得るためには、Ｎｂ含有量は０．０２％以上とすることが好ましい。しかし、Ｎｂ含有量が高すぎれば、上記効果が飽和する場合、および鋼の焼入れ性が低下する場合がある。したがって、Ｎｂ含有量は０．０５％以下とする。
　Ｖ：０％以上、０．５０％以下
　Ｖは、鋼中に微細に炭窒化物を形成することで、強度を向上させる元素である。この効果を確実に得るためには、Ｖ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｖ含有量が０．５０％超であると、スポット溶接時に鋼の靭性が低下して、割れが発生し易くなる。そのため、Ｖ含有量は０．５０％以下とする。
　Ｃｒ：０％以上、０．５０％以下
　Ｃｒは、鋼の焼き入れ性を向上させる元素である。この効果を確実に得るためには、Ｃｒ含有量は０．１０％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、鋼中にＣｒ炭化物が形成され、ホットスタンプの加熱時にＣｒ炭化物が溶解し難くなり、焼き入れ性が劣化する。そのため、Ｃｒ含有量は０．５０％以下とする。
　Ｍｏ：０％以上、０．５０％以下
　Ｍｏは、鋼の焼入れ性を高める元素である。この効果を確実に得るためには、Ｍｏ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。
　しかし、Ｍｏ含有量が高すぎれば、上記効果が飽和する。したがって、Ｍｏ含有量は０．５０％以下とする。
　Ｂ：０％以上、０．０１００％以下
　Ｂは、鋼の焼き入れ性を向上させる元素である。この効果を確実に得るためには、Ｂ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｂ含有量が高すぎても、焼き入れ性向上の効果が飽和する。そのため、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。
　Ｎｉ：０％以上、２．００％以下
　Ｎｉは、鋼の靭性を向上する効果、ホットスタンプの加熱時に液相Ｚｎに起因する脆化を抑制する効果および鋼の焼き入れ性を向上する効果を有する元素である。これらの効果を確実に得るためには、Ｎｉ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｎｉ含有量が高すぎても、上記効果が飽和する。そのため、Ｎｉ含有量は２．００％以下とする。
　ＲＥＭ、Ｃａ、ＣｏおよびＭｇの合計：０％以上、０．０３００％以下
　ＲＥＭ、Ｃａ、ＣｏおよびＭｇは、硫化物および酸化物を好ましい形状に制御し、粗大な介在物の形成を抑制することで、スポット溶接時の割れの発生を抑制する元素である。この効果を確実に得るために、ＲＥＭ、Ｃａ、ＣｏおよびＭｇの含有量の合計は０．０００３％以上とすることが好ましい。なお、上記効果を確実に得るためには、ＲＥＭ、Ｃａ、ＣｏおよびＭｇのいずれか１種でもその含有量が０．０００３％以上であればよい。
　一方、ＲＥＭ、Ｃａ、ＣｏおよびＭｇの含有量の合計が高すぎれば、介在物が過剰に生成してスポット溶接時に割れが発生し易くなる。そのため、ＲＥＭ、Ｃａ、ＣｏおよびＭｇの含有量の合計は０．０３００％以下とする。
　上述した鋼板の化学組成は、一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。なお、ＣおよびＳは燃焼－赤外線吸収法を用いて測定すればよく、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用いて測定すればよい。溶融亜鉛めっき鋼板の表面に配された境界層および溶融亜鉛系めっき層を機械研削により除去してから、化学組成の分析を行えばよい。
　本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板を構成する鋼板は、上記化学組成を有し、鋼板の表面～前記鋼板の前記表面から２５μｍ深さの領域（表層領域）において、平均結晶粒径が４．０μｍ超であり、前記鋼板の表面から５０μｍ深さ～前記鋼板の前記表面から１００μｍ深さの領域において、未再結晶フェライトの面積率が５０％以上である。以下、各規定について詳細に説明する。
　表層領域：平均結晶粒径が４．０μｍ超
　本実施形態において表層領域とは、鋼板の表面～鋼板の表面から２５μｍ深さの領域のことをいう。この表層領域における平均結晶粒径を４．０μｍ超とすることで、ホットスタンプ時の加熱において、鋼板－溶融亜鉛系めっき層間のＦｅ－Ｚｎ合金化を急速且つ均質に進行させることができる。また、結晶粒界にはＺｎが拡散し、この結晶粒界はＦｅ－Ｚｎ合金化反応の起点となり易い。そのため、表層領域の結晶粒を粗粒化して結晶粒界を少なくすることで、Ｆｅ－Ｚｎ合金化反応の起点を減らすことができる。これらの作用により、Ｆｅ－Ｚｎ固溶体の凹凸を低減することができ、ホットスタンプ時に鋼板と溶融亜鉛系めっき層との間の熱収縮差を低減でき、ホットスタンプ成形体の亜鉛系めっき層においてボイドの形成を抑制できる。その結果、ホットスタンプ成形体において所望のスポット溶接性を得ることができる。そのため、鋼板の表層領域において、平均結晶粒径は４．０μｍ超とする。鋼板の表層領域における平均結晶粒径は４．３μｍ以上、４．５μｍ以上または４．８μｍ以上とすることが好ましい。
　鋼板の表層領域における平均結晶粒径の上限は特に限定する必要はないが、１４．０μｍ以下としてもよい。スポット溶接性をより高める観点からは、１０．０μｍ以下とすることが好ましい。
　表層領域の平均結晶粒径の測定方法
　表層領域の平均結晶粒径は、ＥＢＳＰ－ＯＩＭ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ　Ｐａｔｔｅｒｎ－Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ　Ｉｍａｇｅ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）法により測定する。ＥＢＳＰ－ＯＩＭ法は、走査型電子顕微鏡とＥＢＳＰ解析装置とを組み合わせた装置およびＡＭＥＴＥＫ社製のＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）を用いて行う。
　圧延方向に平行な板厚断面における、鋼板の表面～鋼板の表面から２５μｍ深さの領域において、１２００倍の倍率、４０μｍ×３０μｍの領域で、少なくとも５視野において解析を行う。隣接する測定点の角度差が５°以上の場所を結晶粒界と定義して、結晶粒の円相当径を算出し、これを結晶粒径とみなす。得られた結晶粒の結晶粒径の平均値を算出することで、表層領域における平均結晶粒径を得る。
　なお、鋼板、境界層および溶融亜鉛系めっき層を後述の方法により特定し、鋼板と特定された領域について上述の測定を行えばよい。
　以下に、鋼板、境界層および溶融亜鉛系めっき層を特定する方法について説明する。
　溶融亜鉛めっき鋼板の任意の位置において、表面から深さ方向（板厚方向）に５０μｍまでＦｅ、ＺｎおよびＣの濃度（質量％）をＧＤＳ（グロー放電発光分析）により測定する。本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板についてＧＤＳ測定したとき、図１に示すようなＧＤＳプロファイルを得ることができる。本実施形態では、Ｆｅ濃度が８５質量％以上である深さ範囲を鋼板と定義し、Ｚｎ濃度が９０質量％以上である深さ範囲を溶融亜鉛系めっき層と定義する。また、鋼板と溶融亜鉛系めっき層との間の深さ範囲を境界層と定義する。
　鋼板の表面から５０μｍ深さ～鋼板の表面から１００μｍ深さの領域：未再結晶フェライトの面積率が５０％以上
　鋼板の表面から５０μｍ深さ～鋼板の表面から１００μｍ深さの領域における未再結晶フェライトの面積率を５０％以上とすることで、ホットスタンプ時の加熱初期において、鋼板と溶融亜鉛系めっき層との界面付近の結晶粒界にＣが拡散し易くなる。これにより、上記界面付近の結晶粒界におけるＦｅ－Ｚｎ合金化反応速度を低下させることができ、上記界面付近の結晶粒界とそれ以外の領域とにおけるＦｅ－Ｚｎ合金化反応の速度差を低減することができる。これらの作用により、Ｆｅ－Ｚｎ固溶体の凹凸を低減することができ、ホットスタンプ時に鋼板と溶融亜鉛系めっき層との間の熱収縮差を低減でき、ホットスタンプ成形体の亜鉛系めっき層においてボイドの形成を抑制できる。その結果、ホットスタンプ成形体において所望のスポット溶接性を得ることができる。そのため、上記領域における未再結晶フェライトの面積率は５０％以上とする。好ましくは、６０％以上である。
　上記領域における未再結晶フェライトの面積率は特に限定しないが、８０％以下としてもよい。スポット溶接性をより高める観点からは、７０％以下とすることが好ましい。
　本実施形態では、鋼板の表面から５０μｍ深さ～鋼板の表面から１００μｍ深さの領域における未再結晶フェライト以外の残部組織として、面積％で、フェライト：０～５０％、ベイナイトおよびマルテンサイト：０～５０％、パーライト：０～５０％および残留オーステナイト：０～５％を含んでいてもよい。なお、ここでいうフェライトには未再結晶フェライトは含まれない。
　未再結晶フェライトの面積率の測定方法
　溶融亜鉛めっき鋼板から、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面とする試験片を採取する。試験片の観察面を研磨した後、ナイタールエッチングする。観察面における鋼板の表面から５０μｍ深さ～鋼板の表面から１００μｍ深さの領域において、１以上の視野にて、合計で４．０×１０－８ｍ２以上の面積に対し、ＦＥ－ＳＥＭによる電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）を用いて、結晶方位の解析を行う。得られたｂｃｃ鉄の結晶方位マップから、方位差５．０°以上の境界を結晶粒界とみなす。更に、その結晶粒内の結晶方位変動（ＧＯＳ：Ｇｒａｉｎ　Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ　Ｓｐｒｅａｄ）を求め、ＧＯＳが１．０°以上の結晶粒を未再結晶フェライトとみなしてその面積率を得る。
　結晶方位の解析には、ＴＳＬ社製のＯＩＭ　Ｄａｔａ　ＣｏｌｌｅｃｔｉｏｎおよびＯＩＭ　Ｄａｔａ　Ａｎａｌｙｓｉｓを用いることができる。
　鋼板の内部の金属組織は、ホットスタンプ後に所望の強度およびスポット溶接性を得ることができれば特に限定されないが、面積％で、未再結晶フェライトおよびフェライトの合計：０～１００％、ベイナイトおよびマルテンサイト：０～１００％、パーライト：０～８０％および残留オーステナイト：０～５％からなってもよい。なお、本実施形態において鋼板の内部とは、鋼板の表面から板厚の１／４深さ位置（鋼板の表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さの領域）のことをいう。この位置における金属組織は、鋼板の代表的な金属組織を示す。鋼板の金属組織は、以下の方法により測定すればよい。
　フェライトおよびパーライトの面積率の測定方法
　フェライトおよびパーライトの面積率の測定は、以下の方法で行う。溶融亜鉛めっき鋼板から、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面とする試験片を採取する。試験片の観察面を鏡面に仕上げ、室温においてアルカリ性溶液を含まないコロイダルシリカを用いて観察面を８分間研磨し、観察面に導入されたひずみを除去する。観察面のうち鋼板の圧延方向の任意の位置において、鋼板の表面から板厚の１／４深さを分析できるように、長さ５０μｍ、鋼板の表面から板厚の１／８深さ～鋼板の表面から板厚の３／８深さの領域を、０．１μｍの測定間隔で電子線後方散乱回折法により測定して結晶方位情報を得る。測定には、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）とＥＢＳＰ検出器（ＴＳＬ製ＤＶＣ５型検出器）とで構成された装置を用いる。この際、装置内の真空度は９．６×１０－５Ｐａ以下、加速電圧は１５ｋＶ、照射電流レベルは１３、電子線の照射レベルは６２とする。さらに、同一視野において反射電子像を撮影する。
　まず、反射電子像からフェライトとセメンタイトが層状に析出した結晶粒を特定し、当該結晶粒の面積率を算出することで、パーライトの面積率を得る。その後、パーライトと判別された結晶粒を除く結晶粒に対し、得られた結晶方位情報をＥＢＳＰ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ」機能を用いて、Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ値が１．０°以下の領域をフェライトと判定する。フェライトと判定された領域の面積率を求めることで、フェライトの面積率を得る。
　残留オーステナイトの面積率の測定方法
　残留オーステナイトの面積率は、電子線後方散乱電子回折法（ＥＢＳＤ）によって測定する。ＥＢＳＤによる解析は、上述のフェライトおよびパーライトの面積率を測定する際と同一の採取位置で採取された試験片を用いる。鋼板の表面から板厚の１／４深さを分析できるように、長さ５０μｍ、鋼板の表面から板厚の１／８深さ～鋼板の表面から板厚の３／８深さの領域について測定する。＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して試験片の観察面を研磨した後、粒度１～６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液や純水に分散させた液体を使用して観察面を鏡面に仕上げる。その後、電解研磨によって観察面のひずみを十分に除去する。なお、電解研磨では、観察面の機械研磨ひずみを除去するため、最小でも厚さ２０μｍを研磨すればよく、最大で厚さ５０μｍ研磨すればよい。端部のダレを考慮すると研磨する厚さは３０μｍ以下が好ましい。
　ＥＢＳＤでの測定は、加速電圧を１５～２５ｋＶとし、少なくとも０．２５μｍ以下の間隔で測定し、板厚方向に１５０μｍ以上、圧延方向に２５０μｍ以上の範囲における各々の測定点の結晶方位情報を得る。得られた結晶構造のうち、ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｐｈａｓｅ　Ｍａｐ」機能を用いて、結晶構造がｆｃｃであるものを残留オーステナイトと判定する。残留オーステナイトと判定された測定点の比率を求めることで、残留オーステナイトの面積率を得る。ここで、測定点数は多いほど好ましいため、測定間隔は狭く、また、測定範囲は広い方が良い。しかし、測定間隔が０．０１μｍ未満の場合、隣接点が電子線の広がり幅に干渉する。そのため、測定間隔は０．０１μｍ以上とする。また、測定範囲は最大でも板厚方向に２００μｍ、板幅方向に４００μｍとすればよい。また、測定には、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）とＥＢＳＰ検出器（ＴＳＬ製ＤＶＣ５型検出器）とで構成された装置を用いる。この際、装置内の真空度は９．６×１０－５Ｐａ以下、照射電流レベルは１３、電子線の照射レベルは６２とする。
　ベイナイトおよびマルテンサイトの面積率の測定方法
　ベイナイトおよびマルテンサイトの面積率の合計は、１００％から、フェライトおよびパーライトの面積率と、前述の方法で測定される残留オーステナイトの面積率との合計を差し引いた値とする。
　本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板は、上述した鋼板と、鋼板上に配された境界層と、境界層上に配された溶融亜鉛系めっき層とを備える。以下、境界層および溶融亜鉛系めっき層について説明する。
　境界層
　本実施形態において境界層とは、上述した鋼板と、後述する溶融亜鉛系めっき層との間に存在する層のことをいう。本実施形態では、Ｆｅ濃度が８５質量％以上である深さ範囲を鋼板と定義し、Ｚｎ濃度が９０質量％以上である深さ範囲を溶融亜鉛系めっき層と定義している。このことから、Ｆｅ濃度が８５質量％未満であり、且つＺｎ濃度が９０質量％未満である深さ範囲を境界層と定義することができる。
　溶融亜鉛系めっき層
　本実施形態において、溶融亜鉛系めっき層とは、Ｚｎ濃度が９０質量％以上である層のことをいう。溶融亜鉛系めっき層におけるＣ濃度の最大値が０．０５質量％未満であると、ホットスタンプ時の加熱における溶融亜鉛系めっき層中の亜鉛の蒸発を抑制できず、ホットスタンプ成形体において多量のボイドが形成される。その結果、ホットスタンプ成形体において所望のスポット溶接性を得ることができない。そのため、溶融亜鉛系めっき層におけるＣ濃度の最大値は０．０５質量％以上とする。好ましくは、０．１０質量％以上または０．１５質量％以上である。
　溶融亜鉛系めっき層におけるＣ濃度の最大値の上限は特に限定しないが、０．５０質量％以下としてもよい。
　なお、溶融亜鉛系めっき層には、Ｚｎ以外の元素として、Ａｌが０．０１質量％以上１．００質量％以下含まれていてもよい。また、残部として、Ｆｅが１０質量％以下含まれていてもよい。
　溶融亜鉛系めっき層におけるＣ濃度の最大値の測定方法
　溶融亜鉛めっき鋼板の任意の５か所において、表面から深さ方向（板厚方向）に５０μｍまでＦｅ、ＺｎおよびＣの濃度（質量％）をＧＤＳ（グロー放電発光分析）により測定する。各測定箇所において、Ｆｅ濃度が８５質量％以上である深さ範囲を鋼板と定義し、Ｚｎ濃度が９０質量％以上である深さ範囲を溶融亜鉛系めっき層と定義し、鋼板と溶融亜鉛系めっき層との間の深さ範囲を境界層と定義する。次に、溶融亜鉛系めっき層と定義された深さ範囲におけるＣ濃度（質量％）の最大値を求める。各測定箇所における溶融亜鉛系めっき層と定義された深さ範囲におけるＣ濃度の最大値の平均値を算出することで、溶融亜鉛系めっき層におけるＣ濃度の最大値を得る。
　板厚
　本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板の板厚は特に限定しないが、車体軽量化の観点から、０．５～３．５ｍｍとすることが好ましい。
　次に、本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板の好ましい製造方法について説明する。
　まず、上述した化学組成を有するスラブを１２００℃以上に加熱し、１２００℃以上の温度域で２０分以上保持した後、熱間圧延を行う。８１０℃以上の温度域で仕上げ圧延を終了し、５５０℃以上、７５０℃以下の温度域で巻取る。その後、７００℃以上の温度域で１５分以上、１２０分未満の間保持する。
　本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板の好ましい製造方法では、熱間圧延して巻取った後に、７００℃以上の温度域で１５分以上、１２０分未満の間保持する。これにより、鋼板の表層領域における結晶粒を粗粒化でき、且つ鋼板の表面から５０μｍ深さ～鋼板の表面から１００μｍ深さの領域において所望量の未再結晶フェライトを得ることができる。
　なお、７００℃以上の温度域における保持では、鋼板温度を変動させてもよく、一定としてもよい。保持温度の上限は、マルテンサイトおよびベイナイトなどの硬質な低温変態生成相の発生を抑制する観点、および表層領域の平均結晶粒径の微細化の観点から、Ａｃ１点以下としてもよい。Ａｃ１点は、下記式（１）により表すことができる。
　Ａｃ１（℃）＝７２３－１０．７×Ｍｎ＋２９．１×Ｓｉ－１６．９×Ｎｉ＋１６．９×Ｃｒ　…（１）
　ここで式（１）中の元素記号は、当該元素の質量％での含有量を示す。当該元素を含有しない場合は０を代入する。
　７００℃以上の温度域で１５分以上、１２０分未満の間保持した後は、必要に応じて冷間圧延を行い、溶融亜鉛めっきを施す。熱間圧延と冷間圧延との間に、酸洗を行ってもよい。冷間圧延は、通常の累積圧下率、例えば累積圧下率が３０～９０％である冷間圧延とすればよい。
　溶融亜鉛めっきは、連続溶融亜鉛めっきラインを用いて行うとよい。溶融亜鉛系めっき層の付着量は特に限定されず、一般的なものであればよい。例えば、片面あたりのめっき付着量は５～１５０ｇ／ｍ２とすればよい。
　溶融亜鉛系めっき層を合金化して合金化溶融亜鉛めっき層とすると、犠牲防食作用を発揮するめっき層中の高Ｚｎ濃度のΓ相が消失してしまい耐食性が低下する。電気亜鉛めっきでは、合金化を遅延させるための添加元素が必要となり、製造コストが増加するため望ましくない。
　以上の方法により、本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。
　ホットスタンプ成形体を製造する場合には、本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板を以下の条件でホットスタンプすることが好ましい。
　まず、本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板を、加熱温度が「Ａｃ３点および８００℃」のうち高い方の温度～９５０℃となるように加熱することが好ましい。また、加熱時間（溶融亜鉛めっき鋼板を加熱炉に入れてから、当該加熱温度で保持して、溶融亜鉛めっき鋼板を加熱炉から出すまでの時間（加熱炉搬入～加熱炉搬出の時間））を６０～６００秒間とすることが好ましい。なお、Ａｃ３点は下記式（２）により表される。
　Ａｃ３（℃）＝９１０－２０３×Ｃ０．５－３０×Ｍｎ＋４４．７×Ｓｉ＋４００×Ｔｉ　…（２）
　式（２）中の元素記号は、当該元素の質量％での含有量を示す。
　加熱温度を「Ａｃ３点および８００℃」のうち高い方の温度以上および加熱時間を６０秒以上とすることで、十分にオーステナイト化することができ、結果として所望の強度を有するホットスタンプ成形体を得ることができる。加熱温度を９５０℃以下および加熱時間を６００秒以下とすることで、過度に合金化することを抑制することができる。加熱時の平均加熱速度は０．１～２００℃／ｓとすればよい。ここでいう平均加熱速度は、加熱開始時の鋼板表面温度と加熱温度との温度差を、加熱開始時から加熱温度に達した時までの時間差で除した値である。「Ａｃ３点および８００℃」のうち高い方の温度～９５０℃の温度域における保持では、鋼板温度を変動させてもよく、一定としてもよい。
　ホットスタンプ前の加熱方法としては、電気炉やガス炉等による加熱、火炎加熱、通電加熱、高周波加熱、誘導加熱等が挙げられる。
　上述の加熱および保持の後、ホットスタンプを行う。ホットスタンプ後には、例えば、２５０℃以下の温度域まで、２０～５００℃／ｓの平均冷却速度で冷却を行うことが好ましい。
　以上の方法により、本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板を用いて製造した、ホットスタンプ成形体を得ることができる。このホットスタンプ成形体は、亜鉛系めっき層（ホットスタンプ後の溶融亜鉛系めっき層）中のボイドの形成が抑制されているためスポット溶接性に優れ、且つホットスタンプ成形体に一般的に要求される強度を有する。
　次に、本発明の実施例について説明するが、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１Ａおよび表１Ｂに示す化学組成の溶鋼を鋳造して製造したスラブを１２００℃以上に加熱して、２０分以上保持した後、仕上げ圧延完了温度が８１０℃以上となるように熱間圧延を行い、５５０℃以上、７５０℃以下の温度域で巻取りを行った。次いで、表２Ａおよび表２Ｂに示す温度に加熱し、当該温度で保持した。その後、冷間圧延を行うことにより鋼板を得た。
　冷間圧延時の累積圧下率は３０～９０％とした。得られた鋼板に対し、連続溶融亜鉛めっきラインにより溶融亜鉛系めっき層を形成することで、表２Ａおよび表２Ｂに示す溶融亜鉛めっき鋼板を得た。溶融亜鉛系めっき層の付着量は、片面あたり５～１５０ｇ／ｍ２とした。
　得られた溶融亜鉛めっき鋼板について、上述の方法により、鋼板の表面～鋼板の表面から２５μｍ深さの領域（表層領域）の平均結晶粒径、鋼板の表面から５０μｍ深さ～鋼板の表面から１００μｍ深さの領域の金属組織、並びに、溶融亜鉛系めっき層のＣ濃度の最大値を測定した。なお、表２Ａおよび表２Ｂにおいて、「平均結晶粒径」は鋼板の表面～鋼板の表面から２５μｍ深さの領域（表層領域）における平均結晶粒径であり、「未再結晶α」は鋼板の表面から５０μｍ深さ～鋼板の表面から１００μｍ深さの領域における未再結晶フェライトの面積率である。
　得られた溶融亜鉛めっき鋼板に対し、表２Ａおよび表２Ｂに示す条件により、表２Ａおよび表２Ｂに示すホットスタンプ成形体を得た。なお、ホットスタンプ前の加熱における平均加熱速度は０．１～２００℃／ｓとし、ホットスタンプ後には２５０℃以下の温度域まで、２０～５００℃／ｓの平均冷却速度で冷却した。
　表中の下線は、本発明の範囲外であること、好ましい製造条件を外れること又は特性値が好ましくないことを示す。
　得られたホットスタンプ成形体について、以下の方法により、ホットスタンプ成形体を構成する亜鉛系めっき層中のボイドの断面面積率を測定した。
　まず、ホットスタンプ成形体の端面から５０ｍｍ以上離れた任意の位置（この位置から採取できない場合は端部を避けた位置）から表面に垂直な断面（板厚断面）を観察面とする試験片を切り出した。試験片の大きさは、圧延方向に１０ｍｍ程度観察できる大きさとした。
　次に、観察面を研磨して、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて３００倍の倍率で撮影後、二値化画像処理によりボイドの断面面積率を算出した。ボイドの断面面積率の算出には、キーエンス社製デジタルマイクロスコープＶＨＸ－５０００の内蔵ソフトを用い、輝度によるボイド判別およびボイドの自動面積計測を行った。
　ホットスタンプ成形体を構成する鋼板と亜鉛系めっき層とは、ＳＥＭ－ＥＤＳ（Ｅｎｅｒｇｙ　Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ　Ｘ－ｒａｙ　Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）を用いて、板厚方向に沿って線分析を行い、Ｆｅ濃度の定量分析を行うことで判別した。本実施例では、ＳＥＭ（日立ハイテクノロジーズ社製のＮＢ５０００）、ＥＤＳ（ブルカーエイエックスエス社製のＸＦｌａｓｈ（ｒ）６│３０）、ＥＤＳ解析ソフトウェア（ブルカーエイエックスエス社製のＥＳＰＲＩＴ１．９）を用いた。ＳＥＭ観察したときに板厚方向で板厚中央部に最も近い位置に存在している領域であり、且つ測定ノイズを除いてＦｅ含有量が８０質量％超の領域を鋼板と判断し、それ以外の領域を亜鉛系めっき層と判断した。
　ホットスタンプ成形体の機械特性（引張強さおよびスポット溶接性）は、以下の方法により評価した。
　引張強さ
　ホットスタンプ成形体の引張強さは、ホットスタンプ成形体の任意の位置からＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に記載の５号試験片を作製し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に記載の試験方法に従って求めた。引張強さが１５００～２５００ＭＰａであった場合、ホットスタンプ成形体に一般的に要求される強度を有するため合格と判定した。また、引張強さが１５００ＭＰａ未満であった場合、強度に劣るため、引張強さが２５００ＭＰａ超であった場合、強度が高すぎて靭性および延性に劣るため、不合格と判定した。
　スポット溶接性
　ホットスタンプ成形体について、端面から１０ｍｍ以内の領域を除く位置から、１００ｍｍ×３０ｍｍの試験片を２枚採取し、これらの試験片を重ね合わせ、下記の条件で電流を変化させてスポット溶接を実施した。
　加圧力：４００ｋｇｆ
　通電時間：１５サイクル
　保持時間：９サイクル
　電極チップ形状：ＤＲ型、先端φ６ｍｍ－曲率半径Ｒ４０ｍｍ
　ナゲット径が４√ｔ（ｔは試験片の板厚）となる電流をＩ０とし、更に電流を上げながらスポット溶接を行い、溶着が発生する電流（溶着電流Ｉｓ）を求めた。
　また、得られた溶着電流Ｉｓについて、スポット溶接性を以下の基準で評価した。ただし、Ｉ０（ｋＡ）：ナゲット径が４√ｔ（ｔは試験片の板厚）となる電流であり、連続打点電流Ｉａ（ｋＡ）：Ｉ０×１．４である。良および可と評価された例は、スポット溶接性に優れるとして合格と判定した、一方、不可と評価された例は、スポット溶接性に劣るとして不合格と判定した。
　　良（Ｇｏｏｄ）：Ｉｓ＞Ｉａ×１．１５
　　可（Ｆａｉｒ）：Ｉａ×１．１０＜Ｉｓ≦Ｉａ×１．１５
　　不可（Ｂａｄ）：Ｉｓ≦Ｉａ×１．１０
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表２Ａおよび表２Ｂを見ると、本発明例に係る溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強さが１５００～２５００ＭＰａであり、ボイドの断面面積率が１５．０％以下に低減され、その結果としてスポット溶接性に優れるホットスタンプ成形体が得られたことが分かる。特に、製造Ｎｏ．１～２５は、ホットスタンプ成形体においてボイドの断面面積率が１３．０％以下に低減され、スポット溶接性がより良好であった。
　なお、表２Ａおよび表２Ｂの本発明例に係る溶融亜鉛めっき鋼板ついては、鋼板の表面から５０μｍ深さ～鋼板の表面から１００μｍ深さの領域における未再結晶フェライト以外の残部組織として、面積％で、フェライト：０～５０％、ベイナイトおよびマルテンサイト：０～５０％、パーライト：０～５０％および残留オーステナイト：０～５％を含むものであった。また、鋼板の内部の金属組織は、面積％で、未再結晶フェライトおよびフェライトの合計：０～１００％、ベイナイトおよびマルテンサイト：０～１００％、パーライト：０～８０％および残留オーステナイト：０～５％からなるものであった。
　一方、表２Ｂの比較例に係る溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強さが１５００～２５００ＭＰａの範囲外である、および／またはボイドの断面面積率が１５．０％超となり、スポット溶接性が劣ったホットスタンプ成形体が得られたことが分かる。
　本発明に係る上記態様によれば、スポット溶接性に優れ、且つホットスタンプ成形体に一般的に要求される強度を有するホットスタンプ成形体を得ることができる、溶融亜鉛めっき鋼板を提供することができる。

Claims (3)

  1. 　鋼板と、
    　前記鋼板上に配された境界層と、
    　前記境界層上に配された溶融亜鉛系めっき層と、を備え、
    　前記鋼板の化学組成が、質量％で、
    Ｃ　：０．１８％以上、０．５０％以下、
    Ｓｉ：０．１０％以上、１．５０％以下、
    Ｍｎ：０．５０％以上、２．５０％以下、
    Ａｌ：０．００１％以上、０．１００％以下、
    Ｔｉ：０．０１０％以上、０．１００％以下、
    Ｓ　：０．０１００％以下、
    Ｐ　：０．１００％以下、
    Ｎ　：０．０１００％以下、
    Ｎｂ：０％以上、０．０５％以下
    Ｖ　：０％以上、０．５０％以下、
    Ｃｒ：０％以上、０．５０％以下、
    Ｍｏ：０％以上、０．５０％以下、
    Ｂ　：０％以上、０．０１００％以下、
    Ｎｉ：０％以上、２．００％以下、並びに
    ＲＥＭ、Ｃａ、ＣｏおよびＭｇの合計：０％以上、０．０３００％以下
    を含有し、残部がＦｅ及び不純物であり、
    　前記鋼板の表面～前記鋼板の前記表面から２５μｍ深さの領域において、平均結晶粒径が４．０μｍ超であり、
    　前記鋼板の表面から５０μｍ深さ～前記鋼板の前記表面から１００μｍ深さの領域において、未再結晶フェライトの面積率が５０％以上であり、
    　前記溶融亜鉛系めっき層において、Ｃ濃度の最大値が０．０５質量％以上である
    ことを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。
  2. 　前記鋼板の前記化学組成が、質量％で、
    Ｎｂ：０．０２％以上、０．０５％以下
    Ｖ　：０．００５％以上、０．５０％以下、
    Ｃｒ：０．１０％以上、０．５０％以下、
    Ｍｏ：０．００５％以上、０．５０％以下、
    Ｂ　：０．０００１％以上、０．０１００％以下、
    Ｎｉ：０．０１％以上、２．００％以下、並びに、
    ＲＥＭ、Ｃａ、ＣｏおよびＭｇの合計：０．０００３％以上、０．０３００％以下
    からなる群から選択される１種または２種以上を含有する
    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。
  3. 　前記鋼板の前記化学組成が、質量％で、
    Ｃ　：０．２５％以上、０．５０％以下を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
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