WO2022004820A1 - 亜鉛めっき鋼板、部材及びそれらの製造方法 - Google Patents

亜鉛めっき鋼板、部材及びそれらの製造方法 Download PDF

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達也 中垣内
健太郎 佐藤
智宏 堺谷
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    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12771—Transition metal-base component
    • Y10T428/12861—Group VIII or IB metal-base component
    • Y10T428/12951—Fe-base component
    • Y10T428/12972—Containing 0.01-1.7% carbon [i.e., steel]

Definitions

  • the present invention relates to galvanized steel sheets, members, and methods for manufacturing them, which have high strength and excellent collision characteristics.
  • the galvanized steel sheet of the present invention can be suitably used mainly as a steel sheet for automobiles.
  • the strength of the energy absorbing member has not been increased, and the strength level of the practical steel is up to about 590 MPa class for TS.
  • the reason why the strength of energy absorbing members has not been increased is that high-strength galvanized steel sheets are prone to breakage of members starting from the part that has undergone primary processing by molding at the time of collision, and exhibit stable collision energy absorption capacity. There are things you can't do. Therefore, there is room to contribute to environmental conservation by reducing the weight while ensuring safety at the time of collision by suppressing member breakage at the time of collision and stably exerting high absorption energy. From the above, it is necessary to apply a high-strength galvanized steel sheet having a TS of 590 MPa or more, which has excellent collision characteristics, to the energy absorbing member.
  • Patent Document 1 discloses a technique relating to an ultra-high-strength galvanized steel sheet having a TS of 1200 MPa class, which is excellent in formability and impact resistance.
  • Patent Document 2 discloses a technique relating to a high-strength galvanized steel sheet having a maximum tensile strength of 780 MPa or more and applicable to a shock absorbing member at the time of a collision.
  • Patent Document 1 Although the collision characteristics are examined in Patent Document 1, the impact resistance on the premise that the member does not break at the time of collision is examined, and the collision characteristics from the viewpoint of the member breakage are examined. Not.
  • the hat material is subjected to a crack determination in a dynamic shaft crushing test by a drop weight, and the fracture resistance property of TS over 780 MPa is evaluated.
  • the crack determination after crushing the process from cracking to rupture during crushing, which is important for collision characteristics, cannot be evaluated. The reason is that if cracks occur at an early stage in the process of crushing, even a slight crack that does not penetrate the plate thickness may reduce the absorbed energy. In addition, if cracks occur in the later stage of the crushing process, even large cracks that penetrate the plate thickness may have little effect on the absorbed energy. Therefore, it is considered that the evaluation of the fracture resistance is not sufficient only by the crack determination after crushing.
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and is suitable for an energy absorbing member of an automobile, has a tensile strength (TS) of 590 MPa or more, and has excellent collision characteristics.
  • the purpose is to provide a manufacturing method.
  • the present inventors have found the following as a result of repeated diligent research to solve the above problems.
  • a zinc-plated steel sheet having a composition and an area ratio of a carbon equivalent Ceq of 0.35% or more and less than 0.60%, ferrite: 40 to 80%, tempered martensite and bainite total: 15 to 55%, residual.
  • the ratio of the residual austenite grains having an aspect ratio of less than 2.0 is 50% among the total retained austenite grains in which the amount of solid-dissolved C in the retained austenite is 0.6% by mass or more.
  • the void number density is 1000 pieces / mm 2 or less in the L cross section within the region of 0 to 50 ⁇ m from the surface of the steel plate on the compression side when the predetermined 90 ° bending process is performed. From these, it was found that a steel sheet having high strength and excellent collision characteristics can be obtained.
  • the present invention has been made based on such findings, and the gist thereof is as follows.
  • the proportion of residual austenite grains having an aspect ratio of less than 2.0 among all residual austenite grains is 50% or more.
  • Radius of curvature / Plate thickness Number of voids in the L cross section within the region of 0 to 50 ⁇ m from the surface of the steel plate on the compression side when bending 90 ° in the rolling (L) direction with the width (C) direction as the axis at 4.2. The density is 1000 pieces / mm 2 or less, A galvanized steel sheet having a tensile strength of 590 MPa or more.
  • the composition of the components is mass%. C: 0.03 to 0.20%, Si: 0.10 to 2.00%, Mn: 0.5-2.5%, P: 0.05% or less, S: 0.05% or less, Sol.
  • the composition of the components is further increased by mass%. Cr: 1.0% or less, Mo: 0.5% or less, V: 0.5% or less, Ti: 0.5% or less, Nb: 0.5% or less, B: 0.005% or less, Ni: 1.0% or less, Cu: 1.0% or less, Sb: 1.0% or less, Sn: 1.0% or less,
  • the hot rolling process of rolling and winding at a winding temperature of 600 ° C or less A cold rolling step of cold rolling a hot-rolled steel sheet after the hot rolling step at a reduction ratio of more than 20%, and a cold rolling step.
  • a method for producing a galvanized steel sheet comprising: after the quenching and tempering steps, a cooling step of cooling from the tempering temperature to 50 ° C. at an average cooling rate of 20 ° C./s or more.
  • a galvanized steel sheet having a tensile strength (TS) of 590 MPa or more and excellent collision characteristics can be obtained.
  • the member obtained by performing molding or welding on the galvanized steel sheet of the present invention can be suitably used as an energy absorbing member used in the automobile field.
  • the zinc-plated steel sheet of the present invention has a component composition having a carbon equivalent Ceq of 0.35% or more and less than 0.60%, an area ratio of ferrite: 40 to 80%, and a total of tempered martensite and bainite: 15 to 55. %, Retained austenite: 3 to 20%, Fresh martensite: 10% or less, Ferrite, Tempered martensite, Bainite, Retained austenite and Fresh martensite total: 90% or more Steel structure with steel structure and steel plate surface It is provided with a zinc-plated layer on top.
  • Carbon equivalent Ceq 0.35% or more and less than 0.60% Carbon equivalent Ceq is the effect of elements other than C converted into C as an index of steel strength.
  • the area ratio of each metal structure such as ferrite, which will be described later can be controlled within the range of the present invention.
  • the strength of the present invention can be obtained by setting the carbon equivalent Ceq to 0.35% or more, preferably 0.40% or more. Further, when the carbon equivalent Ceq is 0.60% or more, the effect of improving the collision characteristics of the present invention cannot be obtained. Therefore, the carbon equivalent Ceq is less than 0.60%, preferably 0.55% or less.
  • the carbon equivalent Ceq can be calculated by the following formula.
  • Area ratio of ferrite 40-80% If the area ratio of ferrite is less than 40%, the tempered martensite fraction may become excessive and the collision characteristics may deteriorate. Therefore, the area ratio of ferrite is 40% or more, preferably 45% or more. On the other hand, if the area ratio of ferrite exceeds 80%, the ferrite fraction may become excessive and the TS may decrease. Therefore, the area ratio of ferrite is 80% or less, preferably 75% or less.
  • Total area ratio of tempered martensite and bainite 15-55% Tempering martensite and bainite are effective in improving absorption energy and increasing strength while suppressing member breakage during collision deformation. If the total area ratio of tempered martensite and bainite is less than 15%, TS may decrease. Therefore, the total area ratio is 15% or more, preferably 20% or more. More preferably, it is 22% or more, and even more preferably, it is 24% or more. Further, if the total area ratio of tempered martensite and bainite exceeds 55%, the collision characteristics may deteriorate. Therefore, the total area ratio is 55% or less, preferably 50% or less. It is more preferably 48% or less, still more preferably 46% or less.
  • Area ratio of retained austenite 3-20% Retained austenite is effective in delaying the occurrence of cracks at the time of collision and improving the collision characteristics.
  • the mechanism is not clear, but it is thought to be as follows.
  • the residual austenite is work-hardened during collision deformation, and the radius of curvature during bending deformation increases, so that the strain at the bent portion is dispersed. By dispersing the strain, the stress concentration on the void generation part due to the primary processing is relaxed, and as a result, the collision characteristics are improved. If the area ratio of retained austenite is less than 3%, such an effect cannot be obtained. Therefore, the area ratio of retained austenite is 3% or more, preferably 5% or more. More preferably, it is 7% or more.
  • the area ratio of retained austenite exceeds 20%, the fresh martensite generated by the work-induced transformation may reduce the fracture resistance at the time of collision. Therefore, the area ratio of retained austenite is 20% or less, preferably 15% or less. More preferably, it is 10% or less.
  • Fresh martensite 10% or less Fresh martensite is effective for increasing strength. However, voids are likely to occur at the grain boundaries with the soft phase, and if the area ratio of fresh martensite exceeds 10%, the collision characteristics may deteriorate. Therefore, the area ratio of fresh martensite is 10% or less, preferably 5% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but is preferably 1% or more, more preferably 2% or more, from the viewpoint of ensuring strength.
  • Total area ratio of ferrite, tempered martensite, bainite, retained austenite and fresh martensite 90% or more
  • the area ratio of the phase becomes high, and it becomes difficult to achieve both strength and collision characteristics.
  • the phase other than the above include pearlite and cementite, and when these phases increase, they may become a starting point of void generation at the time of collision deformation and deteriorate the collision characteristics.
  • the strength may decrease. If the total area ratio is 90% or more, high strength and collision characteristics can be obtained regardless of the type and area ratio of the remaining phases.
  • the total area ratio is preferably 93% or more.
  • the remaining structures other than the above include pearlite and cementite, and the total area ratio of these remaining structures is 10% or less.
  • the total area ratio of the remaining tissue is 7% or less.
  • the area ratio of each tissue is the ratio of the area of each phase to the observed area.
  • the area ratio of each tissue is measured as follows. After polishing the plate thickness cross section of the steel plate cut at right angles to the rolling direction, it is corroded with 3% by volume nital, and the plate thickness 1/4 position is photographed in 3 fields with a SEM (scanning electron microscope) at a magnification of 1500 times. From the obtained image data, the area ratio of each structure is obtained using Image-Pro manufactured by Media Cybernetics. The average value of the area ratio of the three visual fields is defined as the area ratio of each tissue of the present invention.
  • ferrite is black
  • bainite is black with island-like retained austenite or gray with aligned carbides
  • tempered martensite is light gray with fine misaligned carbides
  • retained austenite is white. Can be distinguished.
  • fresh martensite also exhibits white color, and it is difficult to distinguish between fresh martensite and retained austenite in the SEM image. Therefore, the area ratio of fresh martensite is obtained by subtracting the area ratio of retained austenite obtained by the method described later from the total area ratio of fresh martensite and retained austenite.
  • the X-ray diffraction intensity was measured to determine the volume fraction of retained austenite, and the volume fraction was regarded as the area fraction of retained austenite.
  • the volume fraction of the retained austenite is the X-ray diffraction integral intensity of the bcc iron (200), (211), (220) planes on the plate thickness 1/4 plane, and the volume fraction of the fcc iron (200), (220), (311). It is obtained by the ratio of the X-ray diffraction integrated intensity of the surface.
  • Amount of solid solution C in retained austenite 0.6% by mass or more
  • the amount of solid solution C in retained austenite is less than 0.6% by mass, a large amount of retained austenite becomes martensite in the initial low strain region during the collision deformation process.
  • the fracture resistance at the time of collision may be deteriorated by the fresh martensite generated by the work-induced transformation during the transformation process. Therefore, the amount of solid solution C in the retained austenite is 0.6% by mass or more, more preferably 0.7% by mass or more.
  • the upper limit of the amount of solid solution C in the retained austenite is not particularly limited, but if C is excessively concentrated in the untransformed austenite, the untransformed austenite may be decomposed and the retained austenite may decrease. It shall be 5.5% by mass or less.
  • the amount of solid-dissolved C in the retained austenite is the residual austenite grains at the plate thickness 1/4 position of the steel plate cross section cut at right angles to the rolling direction using FE-EPMA (field emission electron probe microanalyzer). It can be measured by analyzing the C amount of C and averaging the C amount of each retained austenite grain obtained from the analysis result.
  • FE-EPMA field emission electron probe microanalyzer
  • the characteristics may deteriorate.
  • Residual austenite is work-hardened and disperses the strain of the bending deformation part to improve the collision characteristics, but the fresh martensite generated by the work-induced transformation during the deformation process tends to be the starting point of voids.
  • the voids When voids are formed at the interface of work-induced martensite with a high aspect ratio of retained austenite, the voids rapidly coarsen along the interface and promote crack growth.
  • the proportion of retained austenite grains having an aspect ratio of less than 2.0 is set to 50% or more among all retained austenite grains.
  • the ratio is more preferably 60% or more. The higher the ratio, the better, so the upper limit is not particularly limited.
  • Three visual fields are measured, and (the number of retained austenite grains having an aspect ratio of less than 2.0) / (the number of total retained austenite grains) are measured, respectively.
  • the average of the measured values in the three fields of view is defined as the ratio of the retained austenite grains having an aspect ratio of less than 2.0 among all the retained austenite grains.
  • Radius of curvature / Plate thickness When bending 90 ° in the rolling (L) direction with the width (C) direction as the axis at 4.2, the void number density in the L cross section within the region of 0 to 50 ⁇ m from the surface of the steel sheet on the compression side. : 1000 pieces / mm 2 or less
  • high collision characteristics can be obtained by setting the void number density to 1000 pieces / mm 2 or less. This mechanism is not clear, but it is thought to be as follows. Fracture at the time of collision, which causes deterioration of collision characteristics, starts from the occurrence and propagation of cracks.
  • the void number density is set to 1000 pieces / mm 2 or less. Further, since it is considered that the smaller the void number density is, the more the fracture at the time of shaft crushing is suppressed, the lower limit is not particularly limited.
  • the desired void number density can be obtained by holding before quenching and controlling the cooling rate after annealing, which will be described later, and by performing a plating treatment before the quenching and tempering steps.
  • Bainite produced by holding before quenching is tempered in the plating step and tempering step, and by softening, void formation at the interface with soft ferrite is suppressed.
  • the bainite produced in the tempering process suppresses softening due to tempering during cooling by increasing the cooling rate after tempering, and further suppresses softening due to tempering during the plating process by performing a plating process before the tempering process. By doing so, void formation at the interface with hard fresh martensite is suppressed.
  • the void number density (pieces / mm 2 ) in the present invention is the radius of curvature / plate thickness: 4.2 and is the compression side when rolled 90 ° in the rolling (L) direction with the width (C) direction as the axis. It is the number of voids per 1 mm 2 in the L cross section in the region of 0 to 50 ⁇ m from the surface of the steel sheet.
  • the processing method is not limited as long as the primary bending processing conditions are satisfied.
  • Examples of the primary bending method include bending by the V-block method and bending by draw forming.
  • the method for measuring the void number density is as follows.
  • the galvanized steel sheet is bent 90 ° in the rolling (L) direction with the width (C) direction as the axis at a radius of curvature / plate thickness of 4.2, and then the plate thickness cross section is polished to 0 from the surface of the steel plate on the compression side.
  • the L cross section is photographed in three fields with a SEM (scanning electron microscope) at a magnification of 1500 times, and the number density of voids is determined from the obtained image data using Image-Pro manufactured by Media Cybernetics.
  • the average value of the number densities of the three visual fields is defined as the void number density.
  • the void is darker black than ferrite and can be clearly distinguished from each structure.
  • the measurement position of the void in the rolling direction after bending is defined as a region including the corner portion X0 formed by bending and extending in the width (C) direction (see reference numeral D1 in FIG. 1). More specifically, in the region that is the lowest in the width direction and the direction perpendicular to the rolling direction (pressing direction of the pressing portion such as a punch) due to bending, the region is 0 to 50 ⁇ m in the plate thickness direction (reference numeral in FIG. 1). (See XA) to measure the number density of voids.
  • performing 90 ° bending in the rolling (L) direction about the width (C) direction means that when the steel plate is viewed in the width (C) direction (see reference numeral D1 in FIG. 1) (width direction).
  • One of the steel plate surfaces in the width direction and the direction perpendicular to the rolling direction see reference numerals D1 and D2 in FIG. 1) so that the distance between both ends is shortened in the steel plate view (horizontal vertical cross-sectional view in the width direction). It refers to bending by pressing from the side to make the angle of the lowermost part of the V-shape in the L cross section 90 °.
  • the surface of the steel plate on the compression side refers to the surface of the steel plate on one side of the pressing (the surface of the steel plate in contact with the pressing portion such as a punch to be pressed).
  • the L cross section after bending is a cross section formed by cutting parallel to the direction of deformation due to bending and perpendicular to the surface of the steel sheet, and is a cross section perpendicular to the width direction. Point to.
  • the galvanized steel sheet of the present invention has a galvanized layer on the surface of the steel sheet.
  • the galvanized layer is, for example, an electrogalvanized layer, a hot-dip galvanized layer, or an alloyed hot-dip galvanized layer.
  • the tensile strength (TS) of the galvanized steel sheet of the present invention is 590 MPa or more.
  • the high strength in the present invention means that the tensile strength (TS) is 590 MPa or more.
  • the upper limit of the tensile strength (TS) is not particularly limited, but is preferably less than 980 MPa from the viewpoint of harmony with other characteristics.
  • JIS Z2241 (2011) in which a JIS No. 5 tensile test piece (JIS Z2201) is collected from a steel plate in a direction perpendicular to the rolling direction and the strain rate is 10 -3 / s. ), A tensile test is performed to determine the tensile strength (TS).
  • the thickness of the galvanized steel sheet of the present invention is preferably 0.2 mm or more and 3.2 mm or less from the viewpoint of effectively obtaining the effect of the present invention.
  • the galvanized steel sheet of the present invention has excellent collision characteristics.
  • excellent in collision characteristics means that the fracture resistance characteristics are good and the absorption energy is good.
  • Good fracture resistance in the present invention means that the average value ⁇ S of the stroke at the maximum load when the bending-orthogonal bending test described below is performed is 30 mm or more.
  • Good collision characteristics in the present invention means that the shaft crushing test described below is carried out, and the average value Ave of the area in the range of stroke 0 to 100 mm in the stroke-load graph at the time of crushing is 35,000 N or more. It means that it is.
  • a test piece is prepared by subjecting a steel sheet to a 90 ° bending process (primary bending process) in the rolling (L) direction with the width (C) direction as the axis at a radius of curvature / plate thickness of 4.2.
  • the punch B1 is pushed into the steel plate placed on the die A1 having the V groove to obtain the test piece T1.
  • the punch B2 is pushed into the test piece T1 placed on the support roll A2 so that the bending direction is perpendicular to the rolling direction, and orthogonal bending (secondary bending) is performed.
  • D1 indicates the width (C) direction
  • D2 indicates the rolling (L) direction.
  • FIG. 4 shows a test piece T1 obtained by bending a steel sheet by 90 ° (primary bending).
  • FIG. 5 shows a test piece T2 that has been subjected to orthogonal bending (secondary bending process) to the test piece T1.
  • the position shown by the broken line on the test piece T2 of FIG. 5 corresponds to the position shown by the broken line on the test piece T1 of FIG. 4 before performing the orthogonal bending.
  • the conditions for orthogonal bending are as follows. [Orthogonal bending conditions] Test method: Roll support, punch pushing roll diameter: ⁇ 30 mm Punch tip R: 0.4 mm Distance between rolls: (plate thickness x 2) + 0.5 mm Stroke speed: 20 mm / min Test piece size: 60 mm x 60 mm Bending direction: Rolling orthogonal direction In the stroke-load curve obtained when the above orthogonal bending is performed, the stroke at the maximum load is obtained. Let ⁇ S be the average value of the strokes at the maximum load when the bending-orthogonal bending test is performed three times.
  • the above shaft crush test is performed as follows. In the shaft crushing test, considering the influence of the plate thickness, all are carried out with a galvanized steel plate having a plate thickness of 1.2 mm.
  • the galvanized steel sheet obtained in the above manufacturing process is cut out and molded (bending) to a depth of 40 mm using a die having a punch shoulder radius of 5.0 mm and a die shoulder radius of 5.0 mm. ), And the hat-shaped member 10 shown in FIGS. 6 and 7 is manufactured. Further, the galvanized steel sheet used as the material of the hat-shaped member is separately cut into a size of 200 mm ⁇ 80 mm.
  • FIG. 6 is a front view of a test member 30 manufactured by spot welding a hat-shaped member 10 and a galvanized steel sheet 20.
  • FIG. 7 is a perspective view of the test member 30. As shown in FIG. 7, the positions of the spot welded portions 40 are such that the end portion of the galvanized steel sheet and the welded portion are 10 mm apart, and the welded portion is 45 mm apart.
  • the test member 30 is joined to the main plate 50 by TIG welding to prepare a sample for a shaft crush test.
  • the impactor 60 is collided with the prepared sample for the shaft crush test at a constant velocity at a collision speed of 10 m / s, and the sample for the shaft crush test is crushed by 100 mm.
  • the crushing direction D3 is a direction parallel to the longitudinal direction of the test member 30.
  • the area in the range of stroke 0 to 100 mm in the stroke-load graph at the time of crushing is obtained, and the average value of the area when the test is performed three times is defined as the absorbed energy ( Fave ).
  • C 0.03 to 0.20% C is an element necessary for improving the strength because it facilitates the formation of a phase other than ferrite and forms an alloy compound with Nb, Ti, and the like. If the C content is less than 0.03%, the desired strength may not be secured even if the production conditions are optimized. Therefore, the C content is preferably 0.03% or more, more preferably 0.05% or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.20%, the strength of martensite increases excessively, and the collision characteristics of the present invention may not be obtained even if the production conditions are optimized. Therefore, the C content is preferably 0.20% or less, more preferably 0.18% or less.
  • Si 0.10 to 2.00% Since Si suppresses the formation of carbides, retained austenite can be obtained. It is also a solid solution strengthening element and contributes to improving the balance between strength and ductility. In order to obtain this effect, the Si content is preferably 0.10% or more, more preferably 0.50% or more. On the other hand, if the Si content exceeds 2.00%, zinc plating adhesion, deterioration of adhesion and deterioration of surface texture may occur. Therefore, the Si content is preferably 2.00% or less, more preferably 1.50% or less.
  • Mn 0.5-2.5%
  • Mn is a martensite-forming element and is also a solid solution-enhancing element. It also contributes to the stabilization of retained austenite.
  • the Mn content is preferably 0.5% or more.
  • the Mn content is more preferably 1.0% or more.
  • the Mn content is preferably 2.5% or less, more preferably 2.0% or less.
  • P 0.05% or less
  • the P content is preferably 0.05% or less, more preferably 0.01% or less.
  • the lower limit that is currently industrially feasible is 0.002%, preferably 0.002% or more.
  • the S content should be as low as possible, but the S content is preferably 0.05% or less from the viewpoint of manufacturing cost.
  • the S content is more preferably 0.01% or less.
  • Sol. Al acts as a deoxidizing agent and is also a solid solution strengthening element. Sol. If the Al content is less than 0.005%, these effects may not be obtained, and even if the steel structure of the present invention is satisfied, the strength may decrease. Therefore, Sol. The Al content is preferably 0.005% or more. On the other hand, Sol. If the Al content exceeds 0.100%, the slab quality during steelmaking deteriorates. Therefore, Sol. The Al content is preferably 0.100% or less, more preferably 0.050% or less.
  • N 0.010% or less Since N forms a coarse nitride, it becomes the starting point of void formation during collision deformation and may deteriorate the collision characteristics. Therefore, the N content should be as small as possible, but the N content is preferably 0.010% or less, more preferably 0.006% or less from the viewpoint of manufacturing cost.
  • the lower limit of the N content is not particularly limited, but the lower limit that can be industrially implemented at present is 0.0003%, preferably 0.0003% or more.
  • the component composition of the steel sheet according to the present invention contains the above-mentioned component elements as basic components, and the balance contains iron (Fe) and unavoidable impurities.
  • the steel sheet of the present invention contains the above-mentioned basic components, and the balance has a component composition consisting of iron (Fe) and unavoidable impurities.
  • the steel sheet according to the present invention can appropriately contain the components (arbitrary elements) described below according to desired characteristics.
  • Cr 1.0% or less
  • Mo 0.5% or less
  • V 0.5% or less
  • Ti 0.5% or less
  • Nb 0.5% or less
  • B 0.005% or less
  • Ni Select from 1.0% or less
  • Cu 1.0% or less
  • Sb 1.0% or less
  • Sn 1.0% or less
  • Ca 1.0% or less
  • REM 0.005% or less
  • At least one kind of Cr, Mo, and V is an element that improves hardenability and is effective for strengthening steel.
  • the second phase fraction may become excessive and the fracture resistance at the time of collision may be deteriorated.
  • the Cr content is preferably 1.0% or less, the Mo content is preferably 0.5% or less, and the V content is preferably 0.5% or less. Is. More preferably, the Cr content is 0.8% or less, the Mo content is 0.4% or less, and the V content is 0.4% or less. Since the effect of the present invention can be obtained even if the content of Cr, Mo, and V is small, the lower limit of the content of each is not particularly limited. In order to obtain the effect of quenchability more effectively, the contents of Cr, Mo and V are preferably 0.005% or more, respectively. More preferably, the contents of Cr, Mo and V are 0.01% or more, respectively.
  • Ti and Nb are elements that are effective in strengthening the precipitation of steel. However, if the Ti content and the Nb content each exceed 0.5%, the fracture resistance at the time of collision may deteriorate. Therefore, when any of Ti and Nb is contained, the Ti content and the Nb content are preferably 0.5% or less, respectively. More preferably, the Ti content and the Nb content are 0.4% or less, respectively. Since the effect of the present invention can be obtained even if the contents of Ti and Nb are small, the lower limit of the respective contents is not particularly limited. In order to more effectively obtain the effect of steel precipitation strengthening, the Ti content and the Nb content are preferably 0.005% or more, respectively. More preferably, the Ti content and the Nb content are 0.01% or more, respectively.
  • the B contributes to the improvement of hardenability by suppressing the formation and growth of ferrite from the austenite grain boundaries, and can be added as needed. However, if the B content exceeds 0.005%, the fracture resistance at the time of collision may deteriorate. Therefore, when B is contained, the B content is preferably 0.005% or less. More preferably, the B content is 0.004% or less. Since the effect of the present invention can be obtained even if the B content is small, the lower limit of the B content is not particularly limited. In order to more effectively obtain the effect of improving hardenability, the B content is preferably 0.0003% or more. More preferably, the B content is 0.0005% or more.
  • Ni and Cu are effective elements for strengthening steel. However, if Ni and Cu each exceed 1.0%, the fracture resistance at the time of collision may deteriorate. Therefore, when any of Ni and Cu is contained, the content of Ni and Cu is preferably 1.0% or less, respectively. More preferably, the Ni content and the Cu content are 0.9% or less, respectively. Since the effect of the present invention can be obtained even if the contents of Ni and Cu are small, the lower limit of the respective contents is not particularly limited. In order to obtain the effect of strengthening the steel more effectively, the Ni content and the Cu content are preferably 0.005% or more, respectively. More preferably, the Ni content and the Cu content are 0.01% or more, respectively.
  • Sn and Sb can be added as needed from the viewpoint of suppressing nitriding and oxidation of the surface of the steel sheet and decarburization of the region near the surface of the steel sheet. Suppressing such nitriding and oxidation has the effect of preventing the amount of martensite produced on the surface of the steel sheet from decreasing and improving the collision characteristics. However, if Sb and Sn each exceed 1.0%, the collision characteristics may deteriorate due to grain boundary embrittlement. Therefore, when any of Sb and Sn is contained, the Sb content and the Sn content are preferably 1.0% or less, respectively. More preferably, the Sb content and the Sn content are 0.9% or less, respectively.
  • the lower limit of the respective contents is not particularly limited.
  • the Sb content and the Sn content are preferably 0.005% or more, respectively. More preferably, the Sb content and the Sn content are 0.01% or more, respectively.
  • Both Ca and REM are effective elements for improving processability by controlling the morphology of sulfides.
  • the content of Ca and REM is preferably 0.005% or less, respectively. More preferably, the Ca content and the REM content are 0.004% or less, respectively. Since the effect of the present invention can be obtained even if the contents of Ca and REM are small, the lower limit of the respective contents is not particularly limited.
  • the contents of Ca and REM are preferably 0.001% or more, respectively. More preferably, the Ca content and the REM content are 0.002% or more, respectively.
  • the element is considered to be contained as an unavoidable impurity.
  • the temperature at which the steel slab (steel material), steel plate, etc. shown below is heated or cooled means the surface temperature of the steel slab (steel material), steel plate, etc., unless otherwise specified.
  • the method for producing a zinc-plated steel sheet of the present invention comprises a hot rolling step in which a steel slab having the above composition is hot-rolled at a finish rolling temperature of 850 to 950 ° C. and wound at a winding temperature of 600 ° C. or lower.
  • the cold-rolled steel sheet after the hot-rolled step is cold-rolled at a reduction rate of over 20%, and the cold-rolled steel sheet after the cold-rolled step is heated to a shrinking temperature of 720 to 860 ° C.
  • the composition of the steel slab used in the method for producing a steel sheet of the present invention satisfies the carbon equivalent Ceq: 0.35% or more and less than 0.60%. Carbon equivalent Ceq: 0.35% or more and less than 0.60% is a range optimized for producing the steel sheet of the present invention under the production conditions of the present invention.
  • Finish rolling temperature 850-950 ° C If the finish rolling temperature is less than 850 ° C., ferrite transformation occurs during rolling and the strength is locally reduced, so that the strength may not be obtained even if the structure of the present invention is satisfied. Therefore, the finish rolling temperature is 850 ° C. or higher, preferably 880 ° C. or higher. On the other hand, when the finish rolling temperature exceeds 950 ° C., the crystal grains become coarse and the strength may not be obtained even if the structure of the present invention is satisfied. Therefore, the finish rolling temperature is 950 ° C. or lower, preferably 930 ° C. or lower.
  • Winding temperature 600 ° C or less
  • the winding temperature exceeds 600 ° C, the carbides in the hot-rolled steel sheet become coarse, and such coarsened carbides cannot be completely melted during soaking during annealing, so the necessary collisions are required. It may not be possible to obtain the characteristics. Therefore, the winding temperature is 600 ° C. or lower, preferably 580 ° C. or lower.
  • the lower limit of the take-up temperature is not particularly limited, but it is preferable that the take-up temperature is 400 ° C. or higher from the viewpoint of preventing the steel sheet from having a shape defect and preventing the steel sheet from becoming excessively hard.
  • the hot-rolled steel sheet obtained by the hot-rolling process is subjected to pretreatment such as pickling and degreasing by a commonly known method, and then cold-rolled as necessary.
  • pretreatment such as pickling and degreasing by a commonly known method
  • cold-rolled as necessary.
  • the conditions of the cold rolling process when cold rolling is performed will be described.
  • Cold rolling reduction rate 20% or more When the cold rolling reduction rate is 20% or less, recrystallization of ferrite is not promoted, unrecrystallized ferrite remains, and the steel structure of the present invention may not be obtained. be. Therefore, the rolling reduction of cold rolling is more than 20%, preferably 30% or more.
  • the annealing temperature is 720 to 860 ° C. and the holding time is 30 seconds or more and the annealing temperature is less than 720 ° C., the formation of austenite is insufficient and excess ferrite is formed, so that the steel structure of the present invention cannot be obtained. Therefore, the annealing temperature is 720 ° C. or higher, preferably 740 ° C. or higher. On the other hand, if the annealing temperature exceeds 860 ° C., the ferrite fraction of the present invention cannot be secured. Therefore, the annealing temperature is 860 ° C or lower, preferably 840 ° C or lower.
  • the holding time is 30 seconds or more, preferably 60 seconds or more.
  • the upper limit of the holding time is not particularly limited, but the holding time is preferably 600 seconds or less so as not to impair the productivity.
  • the conditions of the plating process will be explained.
  • the steel sheet is cooled to a temperature range of 300 to 600 ° C., held in the temperature range for 10 to 300 seconds, and then galvanized on the surface of the steel sheet.
  • Retention time in the temperature range of 300 to 600 ° C 10 to 300 seconds
  • cooling to the temperature range of 300 to 600 ° C and holding in the temperature range of 300 to 600 ° C for 10 to 300 seconds is to obtain bainite. It is valid.
  • a large amount of retained austenite can be obtained by concentrating C in untransformed austenite by bainite formation. These effects cannot be obtained in less than 10 seconds.
  • bainite may be excessively generated, C may be excessively concentrated in untransformed austenite, pearlite may be generated, and a desired residual austenite amount may not be obtained. Therefore, the holding time is 300 seconds or less, preferably 100 seconds or less.
  • the zinc plating treatment is, for example, a treatment of applying electrogalvanizing, hot-dip galvanizing, or alloyed hot-dip galvanizing to the surface of a steel plate.
  • hot-dip galvanizing is applied to the surface of a steel sheet, for example, it is preferable to immerse the steel sheet obtained above in a zinc plating bath having a temperature of 440 ° C. or higher and 500 ° C. or lower to form a hot-dip galvanized layer on the surface of the steel sheet.
  • the steel sheet after the hot dip galvanizing treatment may be alloyed.
  • the treatment conditions for the electrozinc plating treatment are not particularly limited, and a conventional method may be followed.
  • Cooling shutdown temperature (Ms-250 ° C) to (Ms-50 ° C) If the cooling shutdown temperature exceeds (Ms-50 ° C.), the formation of tempered martensite is insufficient, and the steel structure of the present invention cannot be obtained. On the other hand, if the cooling shutdown temperature is less than (Ms-250 ° C.), tempered martensite may be excessive and the production of retained austenite may be insufficient. Therefore, the cooling shutdown temperature is (Ms ⁇ 250 ° C.) to (Ms ⁇ 50 ° C.). It is preferably (Ms-200 ° C.) or higher. Further, it is preferably (Ms-100 ° C.) or lower. If the cooling stop temperature satisfies the above range, the cooling rate up to the cooling stop temperature is not limited, and the steel structure of the present invention can be obtained.
  • Ms is the martensitic transformation start temperature, which can be calculated by the following formula.
  • [element symbol%] represents the content (mass%) of each element, and the element not contained is 0.
  • [ ⁇ area%] is the ferrite area ratio (%) after annealing. The ferrite area ratio after annealing is determined in advance by simulating the heating rate, annealing temperature, and holding time during annealing with a thermal expansion measuring device.
  • Tempering temperature 300 to 500 ° C, holding time: 20 to 500 seconds If the tempering temperature is less than 300 ° C, the tempering of martensite becomes insufficient, and voids are likely to occur at the interface between the tempered martensite and ferrite during primary processing, resulting in collision. It is thought that the characteristics will deteriorate. Therefore, the tempering temperature is 300 ° C. or higher, preferably 350 ° C. or higher. On the other hand, if the tempering temperature exceeds 500 ° C., the tempering of martensite and bainite becomes excessive, and it is considered that voids are likely to be generated at the interface between fresh martensite and tempered martensite and bainite during the primary processing, and the collision characteristics are deteriorated.
  • the tempering temperature is 500 ° C. or lower, preferably 450 ° C. or lower.
  • the holding time is 20 seconds or more, preferably 30 seconds or more.
  • the holding time exceeds 500 seconds, the proportion of retained austenite having an aspect ratio of less than 2.0 may decrease. Therefore, the upper limit of the holding time is 500 seconds or less, preferably 450 seconds or less.
  • Average cooling rate from the tempering temperature to 50 ° C . 20 ° C./s or more If the average cooling rate from the tempering temperature to 50 ° C. is less than 20 ° C./s, the collision characteristics of the present invention cannot be obtained. The reason for this is not clear, but it is thought to be as follows. In order to suppress the formation of voids in the primary processed part and improve the collision characteristics, it is necessary to reduce the hardness difference between the soft phase (ferrite) and the hard phase (fresh martensite) with the intermediate hardness phase (tempering martensite, bainite). There is.
  • bainite generated before the plating treatment and martensite generated during quenching are softened in the tempering process to reduce the difference in hardness from the soft phase and suppress the formation of voids.
  • the latter suppresses the formation of voids with bainite produced in the tempering process.
  • bainite produced in the tempering process is softened, the difference in hardness from the hard phase becomes large.
  • the average cooling rate to room temperature after the tempering step is less than 20 ° C./s, bainite is tempered during cooling and the hardness difference from the hard phase becomes large, so that voids are formed at the interface during the primary processing. Is likely to be generated, and it is considered that the collision characteristics are deteriorated.
  • the average cooling rate is preferably 25 ° C./s or higher.
  • the upper limit of the average cooling rate is not particularly limited, but is preferably 70 ° C./s or less from the viewpoint of energy saving of the cooling equipment.
  • the galvanized steel sheet of the present invention can be tempered and rolled for the purpose of shape correction and adjustment of surface roughness.
  • the pressure adjusting ratio exceeds 0.5%, the bendability may deteriorate due to surface hardening, so the pressure adjusting ratio is preferably 0.5% or less. More preferably, it is 0.3% or less.
  • various coating treatments such as resin and oil coating can be applied.
  • the conditions of other manufacturing methods are not particularly limited, but it is preferable to carry out under the following conditions.
  • the slab is preferably manufactured by a continuous casting method in order to prevent macrosegregation, and can also be manufactured by an ingot forming method or a thin slab casting method.
  • To hot-roll the slab the slab may be cooled to room temperature and then reheated for hot rolling. It is also possible to charge the slab into a heating furnace without cooling it to room temperature and perform hot rolling. In addition, an energy-saving process of hot rolling immediately after performing a small amount of heat retention can also be applied.
  • heating the slab it is preferable to heat it to 1100 ° C. or higher because it prevents the rolling load from increasing and the carbides dissolve. Further, in order to prevent an increase in scale loss, the heating temperature of the slab is preferably 1300 ° C. or lower.
  • the scale of the rolled steel sheet may be removed by pickling or the like. After pickling, cold rolling, annealing, and galvanization are performed under the above conditions.
  • the member of the present invention is formed by subjecting the galvanized steel sheet of the present invention to at least one of molding and welding. Further, the method for manufacturing a member of the present invention includes a step of performing at least one of molding and welding on the galvanized steel sheet manufactured by the method for manufacturing a galvanized steel sheet of the present invention.
  • the galvanized steel sheet of the present invention has high strength and excellent collision characteristics. Therefore, the member obtained by using the galvanized steel sheet of the present invention also has high strength, excellent collision characteristics, and is less likely to break the member at the time of collision deformation. Therefore, the member of the present invention can be suitably used as an energy absorbing member in an automobile part.
  • general processing methods such as press processing can be used without limitation.
  • welding general welding such as spot welding and arc welding can be used without limitation.
  • Example 1 The steel having the composition shown in Table 1 was melted in a vacuum melting furnace and lump-rolled to obtain a steel slab. These steel slabs were heated and subjected to hot rolling, cold rolling, annealing, plating treatment, quenching and tempering, and cooling under the conditions shown in Table 2 to produce galvanized steel sheets. In the plating treatment, an electrogalvanized layer (EG), a hot-dip galvanized layer (GI) or an alloyed hot-dip galvanized layer (GA) was formed on the surface of the steel plate.
  • EG electrogalvanized layer
  • GI hot-dip galvanized layer
  • GA alloyed hot-dip galvanized layer
  • the steel sheet was immersed in a zinc solution and energized to form an electrozinc plating layer (EG) having a plating adhesion amount of 10 to 100 g / m 2. Further, in the hot-dip galvanizing treatment, the steel sheet was immersed in a plating bath to form a hot-dip galvanizing layer (GI) having a plating adhesion amount of 10 to 100 g / m 2. Further, in alloyed hot-dip galvanizing, an alloyed hot-dip galvanized layer (GA) was formed by forming a hot-dip galvanized layer on a steel sheet and then performing an alloying treatment. The final thickness of each galvanized steel sheet was 1.2 mm.
  • the obtained galvanized steel sheet is subjected to temper rolling with a rolling reduction of 0.2%, and then ferrite (F), bainite (B), tempered martensite (TM), and fresh martensite (FM) are according to the following method. ) And the area ratio of retained austenite (RA) were determined respectively. Further, the galvanized steel sheet is bent 90 ° in the rolling (L) direction with the radius of curvature / plate thickness: 4.2 and the width (C) direction as the axis according to the following method, and then the surface of the steel sheet on the compression side. The number of voids per 1 mm 2 in the L cross section in the region from 0 to 50 ⁇ m was measured.
  • the area ratio of each of the above tissues is measured as follows. After polishing the plate thickness cross section of the steel plate cut at right angles to the rolling direction, it is corroded with 3% by volume nital, and the plate thickness 1/4 position is photographed in 3 fields with a SEM (scanning electron microscope) at a magnification of 1500 times. From the obtained image data, the area ratio of each structure was determined using Image-Pro manufactured by Media Cybernetics. The average value of the area ratios of the three visual fields was taken as the area ratio of each tissue of the present invention.
  • ferrite is black
  • bainite is black with island-like retained austenite or gray with aligned carbides
  • tempered martensite is light gray with fine misaligned carbides
  • retained austenite is white.
  • fresh martensite also exhibits white color, and it is difficult to distinguish between fresh martensite and retained austenite in the SEM image. Therefore, the area ratio of fresh martensite was obtained by subtracting the area ratio of retained austenite obtained by the method described later from the total area ratio of fresh martensite and retained austenite.
  • the total area ratio of ferrite (F), bainite (B), tempered martensite (TM), fresh martensite (FM) and retained austenite (RA) is 100. Determined by subtracting from%, these remnants were determined to be pearlite and / or cementite.
  • the X-ray diffraction intensity was measured to obtain the volume fraction of retained austenite, and the volume fraction was regarded as the area ratio of retained austenite.
  • the volume fraction of the retained austenite is the X-ray diffraction integral intensity of the bcc iron (200), (211), (220) planes on the plate thickness 1/4 plane, and the volume fraction of the fcc iron (200), (220), (311). It was determined by the ratio of the X-ray diffraction integrated intensity of the surface.
  • the amount of solid solution C in the retained austenite was measured by analysis with FE-EPMA (field emission electron probe microanalyzer).
  • the method for measuring the void number density is as follows.
  • the galvanized steel sheet is bent 90 ° in the rolling (L) direction with the width (C) direction as the axis at a radius of curvature / plate thickness of 4.2, and then the plate thickness cross section is polished to 0 from the surface of the steel plate on the compression side.
  • the L cross section in the ⁇ 50 ⁇ m region was observed.
  • the L cross section was photographed in three fields with a SEM (scanning electron microscope) at a magnification of 1500 times, and the number density of voids was determined from the obtained image data using Image-Pro manufactured by Media Cybernetics. The average value of the number densities of the three visual fields was defined as the void number density.
  • the measurement position of the void in the rolling direction after the bending process is a region including the corner portion X0 formed by the bending process and extending in the width (C) direction (see reference numeral D1 in FIG. 1). More specifically, in the region that is the lowest in the width direction and the direction perpendicular to the rolling direction (pressing direction of the pressing portion such as a punch) due to bending, the region is 0 to 50 ⁇ m in the plate thickness direction (reference numeral in FIG. 1). The number density of voids was measured by XA).
  • TS tensile strength
  • FIG. 4 shows a test piece T1 obtained by bending a steel sheet by 90 ° (primary bending).
  • FIG. 5 shows a test piece T2 that has been subjected to orthogonal bending (secondary bending process) to the test piece T1.
  • the position shown by the broken line on the test piece T2 of FIG. 5 corresponds to the position shown by the broken line on the test piece T1 of FIG. 4 before performing the orthogonal bending.
  • the conditions for orthogonal bending are as follows. [Orthogonal bending conditions] Test method: Roll support, punch pushing roll diameter: ⁇ 30 mm Punch tip R: 0.4 mm Distance between rolls: (plate thickness x 2) + 0.5 mm Stroke speed: 20 mm / min Test piece size: 60 mm x 60 mm Bending direction: Rolling orthogonal direction In the stroke-load curve obtained when the above orthogonal bending is performed, the stroke at the maximum load is obtained. The average value of the strokes at the maximum load when the bending-orthogonal bending test was performed three times was defined as ⁇ S. It was evaluated that the fracture resistance was good when ⁇ S was 30 mm or more.
  • FIG. 6 is a front view of a test member 30 manufactured by spot welding a hat-shaped member 10 and a galvanized steel sheet 20.
  • FIG. 7 is a perspective view of the test member 30. As shown in FIG. 7, the positions of the spot welded portions 40 are such that the end portion of the galvanized steel sheet and the welded portion are 10 mm apart, and the welded portion is 45 mm apart.
  • the test member 30 was joined to the main plate 50 by TIG welding to prepare a sample for a shaft crush test.
  • the impactor 60 was collided with the prepared sample for the shaft crush test at a constant velocity at a collision speed of 10 m / s, and the sample for the shaft crush test was crushed by 100 mm.
  • the crushing direction D3 is a direction parallel to the longitudinal direction of the test member 30.
  • the area in the range of stroke 0 to 100 mm was obtained, and the average value of the area when the test was performed three times was taken as the absorbed energy ( Fave ).
  • F ave was evaluated as good absorption energy at more than 35000N.
  • the collision property was evaluated as good.
  • the galvanized steel sheet of the invention example had a TS of 590 MPa or more and was excellent in collision characteristics.
  • the galvanized steel sheet of the comparative example had a TS of less than 590 MPa or poor collision characteristics.
  • Example 2 No. 1 in Table 3 of Example 1.
  • the galvanized steel sheet of No. 1 (example of the present invention) was formed by press working to manufacture the member of the example of the present invention. Further, No. 1 in Table 3 of Example 1.
  • the galvanized steel sheet of No. 1 and No. 1 of Table 3 of Example 1. 3 (Example of the present invention) was joined to the galvanized steel sheet by spot welding to manufacture the member of the example of the present invention.
  • the member of the present invention example manufactured by using the steel plate of the present invention has excellent collision characteristics and high strength, and No. 1 in Table 3 of Example 1 is used.
  • a galvanized steel sheet having a TS of 590 MPa or more and excellent collision characteristics can be obtained. If the member obtained from the galvanized steel sheet of the present invention is used as an automobile part, it can contribute to the weight reduction of the automobile and greatly contribute to the high performance of the automobile body.

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Abstract

引張強度（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上であり、衝突特性に優れた亜鉛めっき鋼板、部材及びそれらの製造方法を提供することを目的とする。　本発明の亜鉛めっき鋼板は、炭素当量Ｃｅｑが０．３５％以上０．６０％未満を満たす成分組成と、所定の鋼組織とを有する鋼板と、鋼板表面上に亜鉛めっき層と、を備え、残留オーステナイト中の固溶Ｃ量が０．６質量％以上であり、全残留オーステナイト粒のうち、アスペクト比が２．０未満の残留オーステナイト粒の割合が、５０％以上であり、曲率半径／板厚：４．２で幅（Ｃ）方向を軸に圧延（Ｌ）方向に９０°曲げ加工した際に、圧縮側の鋼板表面から０～５０μｍ領域内のＬ断面において、ボイド数密度が１０００個／ｍｍ２以下であり、引張強度が５９０ＭＰａ以上である。

Description

亜鉛めっき鋼板、部材及びそれらの製造方法
　本発明は、高強度であり、衝突特性に優れた亜鉛めっき鋼板、部材及びそれらの製造方法に関する。本発明の亜鉛めっき鋼板は、主に自動車用鋼板としての用途に好適に使用できる。
　地球環境保全の観点から、ＣＯ２排出量を削減すべく、自動車車体の強度を維持しつつ、その軽量化を図り、自動車の燃費を改善することが自動車業界においては常に重要な課題となっている。自動車車体の強度を維持しつつその軽量化を図るためには、自動車部品用素材となる鋼板の高強度化により鋼板を薄肉化することが有効である。一方、鋼板を素材とする自動車部品は、衝突時に車内の人間の安全を担保することが前提となる。したがって、自動車部品用素材として用いられる高強度亜鉛めっき鋼板には所望の強度を有することに加えて、優れた衝突特性が要求される。
　近年、自動車車体において引張強度ＴＳが９８０ＭＰａ以上の高強度亜鉛めっき鋼板の適用が拡大しつつある。衝突特性の観点では、自動車部品はピラーやバンパー等の非変形部材と、サイドメンバー等のエネルギー吸収部材に大別され、自動車が走行中に万一衝突した場合に乗員の安全を確保するためにそれぞれ必要な衝突特性が求められる。非変形部材においては高強度化が進んでおり、引張強度（以下、単にＴＳともいう。）が９８０ＭＰａ以上の高強度亜鉛めっき鋼板はすでに実用化されている。しかしながら、エネルギー吸収部材においては高強度化が進んでおらず、実用化鋼の強度レベルはＴＳが５９０ＭＰa級程度までである。エネルギー吸収部材の高強度化が進んでいない理由として、高強度亜鉛めっき鋼板は衝突時に成形による一次加工を受けた箇所が起点となって部材破断を引き起こしやすく、安定的に衝突エネルギー吸収能を発揮できないことが挙げられる。したがって、衝突時の部材破断を抑制し、高い吸収エネルギーを安定的に発揮することによって衝突時の安全性を担保しつつ、軽量化によって環境保全に寄与する余地がある。以上より、エネルギー吸収部材に衝突特性に優れたＴＳが５９０ＭＰａ以上の高強度亜鉛めっき鋼板を適用することが必要である。
　このような要求に対して、例えば、特許文献１では、成形性及び耐衝撃性に優れたＴＳが１２００ＭＰａ級の超高強度亜鉛めっき鋼板に関する技術が開示されている。また、特許文献２では引張最大強度７８０ＭＰａ以上で衝突時の衝撃吸収部材に適用可能な高強度亜鉛めっき鋼板に関する技術が開示されている。
特開２０１２－３１４６２号公報 特開２０１５－１７５０６１号公報
　しかしながら、特許文献１では衝突特性について検討しているものの、衝突時に部材の破断が起こらないことを前提とした耐衝撃性について検討されており、耐部材破断という観点での衝突特性については検討されていない。
　また、特許文献２では、ハット材に対して落錘による動的軸圧壊試験の割れ判定を行い、ＴＳが７８０ＭＰａ超級の耐破断特性について評価している。しかし、圧壊後の割れ判定では衝突特性に重要な圧壊中の割れ発生から破断に至るまでの過程を評価できない。その理由は、圧壊の過程において、早期に割れが発生した場合、板厚を貫通しない程度の軽微な割れであっても吸収エネルギーを低下させる可能性があるからである。また、圧壊の過程における後期に割れが発生した場合、板厚を貫通するほどの大きな割れであっても吸収エネルギーにほとんど影響を及ぼさない可能性がある。したがって、圧壊後の割れ判定のみでは耐破断特性の評価として不十分であると考えられる。
　本発明は、かかる事情に鑑みてなされたものであって、自動車のエネルギー吸収部材用として好適な、引張強度（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上であり、衝突特性に優れた亜鉛めっき鋼板、部材及びそれらの製造方法を提供することを目的とする。
　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結果以下のことを見出した。
　亜鉛めっき鋼板を、炭素当量Ｃｅｑが０．３５％以上０．６０％未満を満たす成分組成と、面積率で、フェライト：４０～８０％、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計：１５～５５％、残留オーステナイト：３～２０％、フレッシュマルテンサイト：１０％以下、フェライト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトの合計：９０％以上である鋼組織と、を有する鋼板と、鋼板表面上に亜鉛めっき層と、を備えることとした。また、当該亜鉛めっき鋼板において、残留オーステナイト中の固溶Ｃ量が０．６質量％以上であり、全残留オーステナイト粒のうち、アスペクト比が２．０未満の残留オーステナイト粒の割合が、５０％以上であり、所定の９０°曲げ加工した際に、圧縮側の鋼板表面から０～５０μｍ領域内のＬ断面において、ボイド数密度が１０００個／ｍｍ２以下であるとした。これらにより、高強度であり、衝突特性に優れた鋼板が得られることが分かった。
　本発明はこのような知見に基づきなされたもので、その要旨は以下の通りである。
［１］炭素当量Ｃｅｑが０．３５％以上０．６０％未満を満たす成分組成と、
　面積率で、フェライト：４０～８０％、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計：１５～５５％、残留オーステナイト：３～２０％、フレッシュマルテンサイト：１０％以下、フェライト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトの合計：９０％以上である鋼組織と、を有する鋼板と、
　前記鋼板表面上に亜鉛めっき層と、を備え、
　前記残留オーステナイト中の固溶Ｃ量が０．６質量％以上であり、
　全残留オーステナイト粒のうち、アスペクト比が２．０未満の残留オーステナイト粒の割合が、５０％以上であり、
　曲率半径／板厚：４．２で幅（Ｃ）方向を軸に圧延（Ｌ）方向に９０°曲げ加工した際に、圧縮側の鋼板表面から０～５０μｍ領域内のＬ断面において、ボイド数密度が１０００個／ｍｍ２以下であり、
　引張強度が５９０ＭＰａ以上である亜鉛めっき鋼板。
［２］前記成分組成は、質量％で、
　Ｃ：０．０３～０．２０％、
　Ｓｉ：０．１０～２．００％、
　Ｍｎ：０．５～２．５％、
　Ｐ：０．０５％以下、
　Ｓ：０．０５％以下、
　Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．１００％、及び
　Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる［１］に記載の亜鉛めっき鋼板。
［３］前記成分組成は、さらに、質量％で、
　Ｃｒ：１．０％以下、
　Ｍｏ：０．５％以下、
　Ｖ：０．５％以下、
　Ｔｉ：０．５％以下、
　Ｎｂ：０．５％以下、
　Ｂ：０．００５％以下、
　Ｎｉ：１．０％以下、
　Ｃｕ：１．０％以下、
　Ｓｂ：１．０％以下、
　Ｓｎ：１．０％以下、
　Ｃａ：０．００５％以下、及び
　ＲＥＭ：０．００５％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する［２］に記載の亜鉛めっき鋼板。
［４］前記亜鉛めっき層が、電気亜鉛めっき層、溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層である［１］から［３］までのいずれか一つに記載の亜鉛めっき鋼板。
［５］［１］から［４］までのいずれか一つに記載の亜鉛めっき鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施してなる部材。
［６］炭素当量Ｃｅｑが０．３５％以上０．６０％未満を満たし、かつ［２］又は［３］に記載の成分組成を有する鋼スラブを、仕上げ圧延温度を８５０～９５０℃として熱間圧延を施し、６００℃以下の巻取温度で巻取る熱間圧延工程と、
　前記熱間圧延工程後の熱延鋼板を２０％超えの圧下率で冷間圧延する冷間圧延工程と、
　前記冷間圧延工程後の冷延鋼板を７２０～８６０℃の焼鈍温度まで加熱し、３０秒以上保持する焼鈍工程と、
前記焼鈍工程後、３００～６００℃の温度域まで冷却し、当該温度域で１０～３００秒保持した後、鋼板表面に亜鉛めっき処理を施すめっき工程と、
　前記めっき工程後、（Ｍｓ－２５０℃）～（Ｍｓ－５０℃）の冷却停止温度まで冷却した後、３００～５００℃の焼戻し温度で２０～５００秒保持する焼入れ及び焼戻し工程と、
　前記焼入れ及び焼戻し工程後に、前記焼戻し温度から５０℃までを平均冷却速度２０℃／ｓ以上で冷却する冷却工程と、を有する亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［７］前記亜鉛めっき処理は、鋼板表面に、電気亜鉛めっき、溶融亜鉛めっき、又は合金化溶融亜鉛めっきを施す処理である［６］に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［８］［６］又は［７］に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法によって製造された亜鉛めっき鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施す工程を有する部材の製造方法。
　本発明によれば、引張強度（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上であり、衝突特性に優れた亜鉛めっき鋼板を得ることができる。本発明の亜鉛めっき鋼板に対して成形加工や溶接などを施して得られた部材は、自動車分野で用いられるエネルギー吸収部材として好適に使用できる。
９０°曲げ加工（一次曲げ加工）後の鋼板を説明するための図である。 実施例の曲げ－直交曲げ試験における、９０°曲げ加工（一次曲げ加工）を説明するための図である。 実施例の曲げ－直交曲げ試験における、直交曲げ（二次曲げ加工）を説明するための図である。 ９０°曲げ加工（一次曲げ加工）を施した試験片を示す斜視図である。 直交曲げ（二次曲げ加工）を施した試験片を示す斜視図である。 実施例の軸圧壊試験をするために製造した、ハット型部材と、鋼板とをスポット溶接した試験用部材の正面図である。 図６に示す試験用部材の斜視図である。 実施例の軸圧壊試験を説明するための概略図である。
　以下に、本発明の詳細を説明する。
　本発明の亜鉛めっき鋼板は、炭素当量Ｃｅｑが０．３５％以上０．６０％未満を満たす成分組成と、面積率で、フェライト：４０～８０％、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計：１５～５５％、残留オーステナイト：３～２０％、フレッシュマルテンサイト：１０％以下、フェライト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトの合計：９０％以上である鋼組織とを有する鋼板と、鋼板表面上に亜鉛めっき層と、を備える。
　炭素当量Ｃｅｑ：０．３５％以上０．６０％未満
　炭素当量Ｃｅｑは鋼の強度における指標としてＣ以外の元素の影響をＣ量に換算したものである。炭素当量Ｃｅｑを０．３５％以上０．６０％未満とすることで、後述するフェライト等の各金属組織の面積率を本発明の範囲内に制御することができる。炭素当量Ｃｅｑを０．３５％以上、好ましくは０．４０％以上とすることで、本発明の強度を得ることができる。また、炭素当量Ｃｅｑが０．６０％以上の場合、本発明の衝突特性向上の効果が得られない。したがって、炭素当量Ｃｅｑは０．６０％未満であり、好ましくは０．５５％以下である。
　炭素当量Ｃｅｑは、以下の式で求めることができる。
　炭素当量Ｃｅｑ＝［Ｃ％］＋（［Ｓｉ％］／２４）＋（［Ｍｎ％］／６）＋（［Ｎｉ％］／４０）＋（［Ｃｒ％］／５）＋（［Ｍｏ％］／４）＋（［Ｖ％］／１４）
　ただし、上記式中の［元素記号％］は、各元素の含有量（質量％）を表し、含有しない元素は０とする。
　フェライトの面積率：４０～８０％
　フェライトの面積率が４０％未満では、焼戻しマルテンサイト分率が過剰となり、衝突特性が低下する場合がある。したがって、フェライトの面積率は４０％以上であり、好ましくは４５％以上である。一方、フェライトの面積率が８０％を超えるとフェライト分率が過剰となりＴＳが低下する場合がある。したがって、フェライトの面積率は８０％以下であり、好ましくは７５％以下である。
　焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計面積率：１５～５５％
　焼戻しマルテンサイトとベイナイトは、衝突変形時に部材破断を抑制しつつ吸収エネルギーを向上させ、高強度化させるのに有効である。焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計面積率が１５％未満では、ＴＳが低下してしまう場合がある。したがって、合計面積率は１５％以上であり、好ましくは２０％以上である。より好ましくは、２２％以上であり、さらに好ましくは、２４％以上である。また、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計面積率が５５％を超えると衝突特性が低下する場合がある。したがって、合計面積率は５５％以下であり、好ましくは５０％以下である。より好ましくは、４８％以下であり、さらに好ましくは、４６％以下である。
　残留オーステナイトの面積率：３～２０％
　残留オーステナイトは衝突時の割れ発生を遅延させ、衝突特性を向上させるのに有効である。メカニズムは明らかではないが、次のように考えられる。残留オーステナイトは衝突変形時に加工硬化することで曲げ変形中の曲率半径が大きくなることで曲げ部のひずみが分散される。ひずみが分散されることによって一次加工によるボイド生成部への応力集中が緩和され、その結果衝突特性が向上する。残留オーステナイトの面積率が３％未満ではこうした効果を得られない。したがって、残留オーステナイトの面積率は３％以上であり、好ましくは５％以上である。より好ましくは、７％以上である。一方、残留オーステナイトの面積率が２０％を超えると、加工誘起変態によって生成したフレッシュマルテンサイトによって衝突時の耐破断特性を低下させる場合がある。したがって、残留オーステナイトの面積率は２０％以下であり、好ましくは１５％以下である。より好ましくは、１０％以下である。
　フレッシュマルテンサイト：１０％以下
　フレッシュマルテンサイトは高強度化には有効である。しかしながら、軟質相との粒界でボイドを生じやすく、フレッシュマルテンサイトの面積率が１０％を超えると衝突特性を低下させる場合がある。したがって、フレッシュマルテンサイトの面積率は１０％以下であり、好ましくは５％以下である。また、下限は特に限定されないが、強度確保の点から、１％以上であることが好ましく、より好ましくは２％以上である。
　フェライト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトの合計面積率：９０％以上
　フェライト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトの合計面積率が９０％未満になると、上記以外の相の面積率が高くなり、強度と衝突特性を両立することが困難となる。上記以外の相には、例えば、パーライト、セメンタイトが挙げられ、これらの相が増加すると、衝突変形時にボイド生成の起点となり衝突特性を低下させる場合がある。また、パーライトやセメンタイトが増加すると、強度が低下する場合がある。上記合計面積率が９０％以上であれば残りの相の種類や面積率にかかわらず高い強度及び衝突特性が得られる。合計面積率は好ましくは９３％以上とする。なお、上記以外の残部の組織としては、パーライト及びセメンタイトがあり、これら残部の組織の合計面積率は１０％以下である。好ましくは、この残部の組織の合計面積率は７％以下である。
　各組織の面積率とは、観察面積に占める各相の面積の割合のことである。各組織の面積率は、次のように測定する。圧延方向に対して直角に切断した鋼板の板厚断面を研磨後、３体積％ナイタールで腐食し、板厚１／４位置をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で１５００倍の倍率で３視野撮影し、得られた画像データからＭｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて各組織の面積率を求める。３視野の面積率の平均値を本発明の各組織の面積率とする。画像データにおいて、フェライトは黒色、ベイナイトは島状の残留オーステナイトを含む黒色又は方位の揃った炭化物を含む灰色、焼戻しマルテンサイトは微細な方位の揃っていない炭化物を含む明灰色、残留オーステナイトは白色として区別できる。ここで、フレッシュマルテンサイトも白色を呈し、フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトはＳＥＭ像での区別が困難である。そこで、フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトの合計の面積率から、後述する方法で求めた残留オーステナイトの面積率を差し引くことによって、フレッシュマルテンサイトの面積率を求める。
　本発明では、Ｘ線回折強度を測定して残留オーステナイトの体積率を求め、当該体積率を残留オーステナイトの面積率とみなした。残留オーステナイトの体積率は、板厚１／４面におけるｂｃｃ鉄の（２００）、（２１１）、（２２０）面のＸ線回折積分強度に対するｆｃｃ鉄の（２００）、（２２０）、（３１１）面のＸ線回折積分強度の割合によって求める。
　残留オーステナイト中の固溶Ｃ量：０．６質量％以上
　残留オーステナイト中の固溶Ｃ量が０．６質量％未満になると衝突変形過程における初期の低ひずみ域で多くの残留オーステナイトがマルテンサイトに変態し、その後の変形過程で加工誘起変態によって生成したフレッシュマルテンサイトによって衝突時の耐破断特性が低下する場合がある。したがって、残留オーステナイト中の固溶Ｃ量は０．６質量％以上であり、より好ましくは０．７質量％以上である。残留オーステナイト中の固溶Ｃ量の上限は特に限定はしないが、未変態オーステナイト中に過度にＣを濃化させると未変態オーステナイトが分解し、残留オーステナイトが減少する場合があるため、好ましくは１．５質量％以下とする。
　なお、残留オーステナイト中の固溶Ｃ量は、ＦＥ－ＥＰＭＡ（電界放出型電子プローブマイクロアナライザ）を用いて、圧延方向に対して直角に切断した鋼板断面の板厚１／４位置における残留オーステナイト粒のＣ量を分析し、分析結果より得られる各残留オーステナイト粒のＣ量を平均することにより、測定することができる。
　全残留オーステナイト粒のうち、アスペクト比が２．０未満の残留オーステナイト粒の割合：５０％以上
　全残留オーステナイト粒のうち、アスペクト比が２．０未満の残留オーステナイト粒の割合が５０％未満では衝突特性が低下する場合がある。この理由は明らかではないが次のように考えられる。残留オーステナイトは加工硬化し曲げ変形部のひずみを分散することで衝突特性を向上させるが、変形過程で加工誘起変態によって生成したフレッシュマルテンサイトはボイドの起点となりやすい。残留オーステナイトのアスペクト比の高い加工誘起マルテンサイトの界面でボイドが生成した場合、ボイドが界面に沿って急激に粗大化し、割れの進展を助長する。したがって、割れの進展を抑制しつつ残留オーステナイトのひずみ分散能を活用するために全残留オーステナイト粒のうち、アスペクト比が２．０未満の残留オーステナイト粒の割合は５０％以上とする。当該割合は、より好ましくは６０％以上とする。当該割合は高い方がよいため、上限は特に限定されない。
　残留オーステナイトのアスペクト比は次のように測定する。圧延方向に対して直角に切断した鋼板の板厚断面を研磨後、コロイダルシリカ溶液を用いたバフ研磨により表面を平滑化し、０．１体積％ナイタールで腐食することで、試料表面の凹凸を極力低減し、かつ、加工変質層を完全に除去する。次に、板厚１／４位置をＳＥＭ－ＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折）法で高分解能結晶方位解析を行う。得られたデータはＴＳＬ社製のＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｙｓを用いて解析を行う。ＦＣＣ鉄を残留オーステナイトとし、長軸／短軸＝アスペクト比とする。３視野測定し、それぞれ、（アスペクト比が２．０未満の残留オーステナイト粒の数）／（全残留オーステナイト粒の数）を測定する。３視野での測定値の平均を、全残留オーステナイト粒のうちアスペクト比が２．０未満の残留オーステナイト粒の割合とする。
　曲率半径／板厚：４．２で幅（Ｃ）方向を軸に圧延（Ｌ）方向に９０°曲げ加工した際に、圧縮側の鋼板表面から０～５０μｍ領域内のＬ断面におけるボイド数密度：１０００個／ｍｍ２以下
　本発明の亜鉛めっき鋼板において、上記ボイド数密度を１０００個／ｍｍ２以下とすることで高い衝突特性が得られる。このメカニズムは明らかではないが、次のように考えられる。衝突特性劣化の原因となる衝突時の破断は、割れの発生及び進展が起点となる。割れは加工硬化能の低下及び高硬度差領域でのボイドの生成及び連結によって発生しやすくなると考えられる。また、実部材の衝突では一次加工を受けた箇所で一次加工と直交方向に曲げ戻されるように変形する。このとき一次加工の高硬度差領域でボイドが発生するとボイドの周辺に応力が集中し、割れの発生・進展が助長され、その結果破断に至る。そこで、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトによって高硬度差領域を減少させ、さらに必要に応じて残留オーステナイトを活用し変形中に一次加工部での応力集中を抑制することで、一次加工部におけるボイド発生、進展及びそれに伴う部材破断を抑制し、高い耐破断特性が得られる。したがって、これらの効果を得るために上記ボイド数密度を１０００個／ｍｍ２以下とする。また、上記ボイド数密度が小さいほど軸圧壊時の破断が抑制されると考えられることから、下限は特に限定しない。
　なお、後述する焼入れ前の保持及び焼鈍後の冷却速度の制御、さらには焼入れ及び焼戻し工程前にめっき処理を行うことで所望のボイド数密度が得られる。焼入れ前の保持で生成させたベイナイトはめっき工程及び焼戻し工程で焼戻され、軟質化することによって軟質なフェライトとの界面でのボイド生成が抑制される。また、焼戻し工程で生成させたベイナイトは焼戻し後の冷却速度を速くすることで冷却中の焼戻しによる軟化を抑制し、さらに焼戻し工程前にめっき処理を行うことでめっき処理時の焼戻しによる軟化を抑制することによって、硬質なフレッシュマルテンサイトとの界面でのボイド生成が抑制される。
　本発明でいうボイド数密度（個／ｍｍ２）とは、曲率半径／板厚：４．２で幅（Ｃ）方向を軸に圧延（Ｌ）方向に９０°曲げ加工した際に、圧縮側の鋼板表面から０～５０μｍ領域内のＬ断面における１ｍｍ２当たりのボイドの個数である。
　なお、一次曲げ加工条件を満たしていれば加工方法は制限されない。一次曲げ加工方法の例として、Ｖブロック法による曲げ加工やドロー成形による曲げ加工などが挙げられる。
　ボイド数密度の測定方法は次のとおりである。亜鉛めっき鋼板を、曲率半径／板厚：４．２で幅（Ｃ）方向を軸に圧延（Ｌ）方向に９０°曲げ加工した後、板厚断面を研磨し、圧縮側の鋼板表面から０～５０μｍ領域内のＬ断面を観察する。Ｌ断面をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で１５００倍の倍率で３視野撮影し、得られた画像データからＭｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いてボイドの数密度を求める。３視野の数密度の平均値をボイド数密度とする。なお、ボイドはフェライトより濃い黒色で各組織と明確に区別できる。
また、曲げ加工後のボイドの圧延方向における測定位置については、曲げ加工により形成され、幅（Ｃ）方向（図１の符号Ｄ１参照）に延びた角部Ｘ０を含む領域とする。より具体的には、曲げ加工により幅方向及び圧延方向に垂直な方向（パンチ等の押圧部の押圧方向）で最下部となる領域において、板厚方向に０～５０μｍ領域内（図１の符号ＸＡ参照）でボイドの数密度を測定する。
　本発明において、幅（Ｃ）方向を軸に圧延（Ｌ）方向に９０°曲げ加工を行うこととは、幅（Ｃ）方向（図１の符号Ｄ１参照）に鋼板を視た際（幅方向鋼板視（幅方向垂直断面視）で）、両端部間距離が短くなるように、幅方向及び圧延方向（図１の符号Ｄ１および符号Ｄ２参照）に垂直な方向に鋼板表面のうちの一方の側から押圧による曲げを施し、Ｌ断面においてＶ字形状の最下部の角度を９０°にすることを指す。
また、圧縮側の鋼板表面とは、上記の押圧した一方の側の鋼板表面（押圧を施すパンチ等の押圧部と接触する方の鋼板表面）のことを指す。
また、曲げ加工後のＬ断面については、曲げ加工による変形の方向に対し平行に、且つ鋼板表面に対し垂直に切断することで形成される断面であって、幅方向に対し垂直な断面のことを指す。
　本発明の亜鉛めっき鋼板は、鋼板の表面に、亜鉛めっき層を有する。亜鉛めっき層は、例えば、電気亜鉛めっき層、溶融亜鉛めっき層、又は合金化溶融亜鉛めっき層である。
　本発明の亜鉛めっき鋼板の引張強度（ＴＳ）は、５９０ＭＰａ以上である。本発明でいう高強度とは、引張強度（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上のことをいう。引張強度（ＴＳ）の上限は特に限定されないが他の特性との調和の観点から９８０ＭＰａ未満が好ましい。なお、引張強度（ＴＳ）の測定方法については、鋼板から圧延方向に対して直角方向にＪＩＳ５号引張試験片（ＪＩＳ　Ｚ２２０１）を採取し、歪速度を１０－３／ｓとするＪＩＳ　Ｚ２２４１（２０１１）の規定に準拠した引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）を求める。
　本発明の亜鉛めっき鋼板の板厚は、本発明の効果を有効に得る観点から、０．２ｍｍ以上３．２ｍｍ以下であることが好ましい。
　本発明の亜鉛めっき鋼板は、衝突特性に優れる。本発明でいう衝突特性に優れるとは、耐破断特性が良好であり、かつ吸収エネルギーが良好であることをいう。本発明でいう耐破断特性が良好であるとは、以下に記載の曲げ－直交曲げ試験を実施した際の当該荷重最大時のストロークの平均値ΔＳが３０ｍｍ以上であることをいう。本発明でいう衝突特性が良好であるとは、以下に記載の軸圧壊試験を実施し、圧壊時のストローク－荷重のグラフにおける、ストローク０～１００ｍｍの範囲における面積の平均値Ｆａｖｅが３５０００Ｎ以上であることをいう。
　上記の曲げ－直交曲げ試験は以下のようにして行う。
まず、鋼板に対して、曲率半径／板厚：４．２で幅（Ｃ）方向を軸に圧延（Ｌ）方向に９０°曲げ加工（一次曲げ加工）を施し、試験片を準備する。９０°曲げ加工（一次曲げ加工）では、図２に示すように、Ｖ溝を有するダイＡ１の上に載せた鋼板に対して、パンチＢ１を押し込んで試験片Ｔ１を得る。次に、図３に示すように、支持ロールＡ２の上に載せた試験片Ｔ１に対して、曲げ方向が圧延直角方向となるようにして、パンチＢ２を押し込んで直交曲げ（二次曲げ加工）を施した。図２及び図３において、Ｄ１は幅（Ｃ）方向、Ｄ２は圧延（Ｌ）方向を示している。
　鋼板に対して９０°曲げ加工（一次曲げ加工）を施した試験片Ｔ１を図４に示す。また、試験片Ｔ１に対して直交曲げ（二次曲げ加工）を施した試験片Ｔ２を図５に示す。図５の試験片Ｔ２に破線で示した位置は、直交曲げを行う前の図４の試験片Ｔ１に破線で示した位置に対応している。
　直交曲げの条件は、以下のとおりである。
［直交曲げ条件］
試験方法：ロール支持、パンチ押し込み
ロール径：φ３０ｍｍ
パンチ先端Ｒ：０．４ｍｍ
ロール間距離：（板厚×２）＋０．５ｍｍ
ストローク速度：２０ｍｍ／ｍｉｎ
試験片サイズ：６０ｍｍ×６０ｍｍ
曲げ方向：圧延直角方向
　上記直交曲げを施した際に得られるストローク－荷重曲線において、荷重最大時のストロークを求める。上記曲げ－直交曲げ試験を３回実施した際の当該荷重最大時のストロークの平均値をΔＳとする。
　また、上記の軸圧壊試験は以下のようにして行う。
軸圧壊試験では板厚の影響を考慮し、全て板厚１．２ｍｍの亜鉛めっき鋼板で実施する。上記製造工程で得られた亜鉛めっき鋼板を切り出し、パンチ肩半径が５．０ｍｍであり、ダイ肩半径が５．０ｍｍである金型を用いて、深さ４０ｍｍとなるように成形加工（曲げ加工）して、図６及び図７に示すハット型部材１０を作製する。また、ハット型部材の素材として用いた亜鉛めっき鋼板を、２００ｍｍ×８０ｍｍの大きさに別途切り出す。次に、その切り出した後の亜鉛めっき鋼板２０と、ハット型部材１０とをスポット溶接し、図６及び図７に示すような試験用部材３０を作製した。図６は、ハット型部材１０と亜鉛めっき鋼板２０とをスポット溶接して作製した試験用部材３０の正面図である。図７は、試験用部材３０の斜視図である。スポット溶接部４０の位置は、図７に示すように、亜鉛めっき鋼板の端部と溶接部が１０ｍｍ、溶接部間が４５ｍｍの間隔となるようにする。次に、図８に示すように、試験用部材３０を地板５０とＴＩＧ溶接により接合して軸圧壊試験用サンプルを作製する。次に、作製した軸圧壊試験用サンプルにインパクター６０を衝突速度１０ｍ／ｓで等速衝突させ、軸圧壊試験用のサンプルを１００ｍｍ圧壊する。図８に示すように、圧壊方向Ｄ３は、試験用部材３０の長手方向と平行な方向とする。圧壊時のストローク－荷重のグラフにおける、ストローク０～１００ｍｍの範囲における面積を求め、３回試験を行った際の当該面積の平均値を吸収エネルギー（Ｆａｖｅ）とする。
　次に、亜鉛めっき鋼板を構成する鋼板の好ましい成分組成について説明する。なお、成分元素の含有量を表す「％」は、特に断らない限り、「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．０３～０．２０％
　Ｃはフェライト以外の相を生成しやすくし、また、ＮｂやＴｉなどと合金化合物を形成するため、強度向上に必要な元素である。Ｃ含有量が０．０３％未満では、製造条件の最適化を図っても、所望の強度を確保できない場合がある。したがって、Ｃ含有量は好ましくは０．０３％以上であり、より好ましくは０．０５％以上である。一方、Ｃ含有量が０．２０％を超えるとマルテンサイトの強度が過剰に増加し、製造条件の最適化を図っても本発明の衝突特性が得られない場合がある。したがって、Ｃ含有量は好ましくは０．２０％以下であり、より好ましくは０．１８％以下である。
　Ｓｉ：０．１０～２．００％
　Ｓｉは炭化物生成を抑制するため、残留オーステナイトが得られる。また、固溶強化元素でもあり、強度と延性のバランスの向上に寄与する。この効果を得るために、Ｓｉ含有量は好ましくは０．１０％以上であり、より好ましくは０．５０％以上である。一方、Ｓｉ含有量が２．００％を超えると、亜鉛めっき付着、密着性の低下及び表面性状の劣化を引き起こす場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は好ましくは２．００％以下であり、より好ましくは１．５０％以下である。
　Ｍｎ：０．５～２．５％
　Ｍｎはマルテンサイトの生成元素であり、また、固溶強化元素でもある。また、残留オーステナイト安定化に寄与する。これらの効果を得るために、Ｍｎ含有量は好ましくは０．５％以上である。Ｍｎ含有量は、より好ましくは１．０％以上である。一方、Ｍｎ含有量が２．５％を超えると残留オーステナイト分率が過剰に増加し、衝突特性が低下する場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は好ましくは２．５％以下であり、より好ましくは２．０％以下である。
　Ｐ：０．０５％以下
　Ｐは、鋼の強化に有効な元素である。しかしながら、Ｐ含有量が０．０５％を超えると合金化速度を大幅に遅延させる場合がある。また、Ｐを０．０５％超えて過剰に含有させると、粒界偏析により脆化を引き起こし、本発明の鋼組織を満たしても衝突時の耐破断特性を劣化させる場合がある。したがって、Ｐ含有量は好ましくは０．０５％以下であり、より好ましくは０．０１％以下である。Ｐ含有量に特に下限は無いが、現在工業的に実施可能な下限は０．００２％であり、０．００２％以上であることが好ましい。
　Ｓ：０．０５％以下
　Ｓは、ＭｎＳなどの介在物となって、溶接部のメタルフローに沿った割れの原因となり、本発明の鋼組織を満たしても衝突特性が低下する場合がある。したがって、Ｓ量は極力低い方がよいが、製造コストの面からＳ含有量は好ましくは０．０５％以下である。Ｓ含有量は、より好ましくは、０．０１％以下である。Ｓ含有量に特に下限は無いが、現在工業的に実施可能な下限は０．０００２％であり、０．０００２％以上であることが好ましい。
　Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．１００％
　Ａｌは脱酸剤として作用し、また、固溶強化元素でもある。Ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．００５％未満ではこれらの効果は得られない場合があり、本発明の鋼組織を満たしても強度が低下する場合がある。したがって、Ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは０．００５％以上である。一方、Ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．１００％を超えると製鋼時におけるスラブ品質を劣化させる。したがって、Ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは０．１００％以下であり、より好ましくは０．０５０％以下である。
　Ｎ：０．０１０％以下
　Ｎは粗大な窒化物を形成するため、衝突変形時にボイド生成の起点となり、衝突特性を低下させる場合がある。したがってＮ量は極力少ない方がよいが、製造コストの面からＮ含有量は好ましくは０．０１０％以下であり、より好ましくは０．００６％以下である。なお、Ｎ含有量の下限は特に限定されるものではないが、現在工業的に実施可能な下限は０．０００３％であり、０．０００３％以上であることが好ましい。
　本発明に係る鋼板の成分組成は、上記の成分元素を基本成分として含有し、残部は鉄（Ｆｅ）及び不可避的不純物を含む。ここで、本発明の鋼板は上記の基本成分を含有し、残部は鉄（Ｆｅ）及び不可避的不純物からなる成分組成を有することが好ましい。
　本発明に係る鋼板には、所望の特性に応じて、以下に述べる成分（任意元素）を適宜含有させることができる。
　Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｔｉ：０．５％以下、Ｎｂ：０．５％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｓｂ：１．０％以下、Ｓｎ：１．０％以下、Ｃａ：０．００５％以下、及びＲＥＭ：０．００５％以下のうちから選ばれる少なくとも１種
　Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは焼き入れ性を上げ、鋼の強化に有効な元素である。しかし、Ｃｒ：１．０％、Ｍｏ：０．５％、Ｖ：０．５％を超えて過剰に添加すると、上記の効果が飽和し、さらに原料コストが増加する。また、第２相分率が過大となり衝突時の耐破断特性を劣化させる場合がある。したがって、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖのいずれかを含有する場合、Ｃｒ含有量は好ましくは１．０％以下、Ｍｏ含有量は好ましくは０．５％以下、Ｖ含有量は好ましくは０．５％以下である。より好ましくは、Ｃｒ含有量は０．８％以下であり、Ｍｏ含有量は０．４％以下であり、Ｖ含有量は０．４％以下である。Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの含有量が少なくても本発明の効果は得られるので、それぞれの含有量の下限は特に限定されない。焼き入れ性の効果をより有効に得るためには、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの含有量はそれぞれ０．００５％以上であることが好ましい。より好ましくは、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの含有量はそれぞれ０．０１％以上である。
　Ｔｉ、Ｎｂは鋼の析出強化に有効な元素である。しかし、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量がそれぞれ０．５％を超えると衝突時の耐破断特性を劣化させる場合がある。したがって、Ｔｉ及びＮｂのいずれかを含有する場合、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量は、それぞれ０．５％以下であることが好ましい。より好ましくは、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量は、それぞれ０．４％以下である。Ｔｉ、Ｎｂの含有量が少なくても本発明の効果は得られるので、それぞれの含有量の下限は特に限定されない。鋼の析出強化の効果をより有効に得るためには、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量は、それぞれ０．００５％以上であることが好ましい。より好ましくは、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量は、それぞれ０．０１％以上である。
　Ｂはオーステナイト粒界からのフェライトの生成・成長を抑制することで焼入れ性の向上に寄与するので、必要に応じて添加することができる。しかし、Ｂ含有量が０．００５％を超えると衝突時の耐破断特性を劣化させる場合がある。したがって、Ｂを含有する場合、Ｂ含有量は０．００５％以下であることが好ましい。より好ましくは、Ｂ含有量は０．００４％以下である。Ｂ含有量が少なくても本発明の効果は得られるので、Ｂ含有量の下限は特に限定されない。焼入れ性の向上の効果をより有効に得るためには、Ｂ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。より好ましくは、Ｂ含有量は０．０００５％以上である。
　Ｎｉ、Ｃｕは鋼の強化に有効な元素である。しかし、Ｎｉ、Ｃｕがそれぞれ１．０％を超えると、衝突時の耐破断特性を劣化させる場合がある。したがって、Ｎｉ、Ｃｕのいずれかを含有する場合、Ｎｉ、Ｃｕの含有量はそれぞれ１．０％以下であることが好ましい。より好ましくは、Ｎｉ含有量、Ｃｕ含有量はそれぞれ０．９％以下である。Ｎｉ、Ｃｕの含有量が少なくても本発明の効果は得られるので、それぞれの含有量の下限は特に限定されない。鋼の強化の効果をより有効に得るためには、Ｎｉ含有量、Ｃｕ含有量は、それぞれ０．００５％以上であることが好ましい。より好ましくは、Ｎｉ含有量、Ｃｕ含有量はそれぞれ０．０１％以上である。
　Ｓｎ、Ｓｂは、鋼板表面の窒化、酸化や、鋼板表面付近の領域の脱炭を抑制する観点から必要に応じて添加することができる。このような窒化や酸化を抑制することで鋼板表面においてマルテンサイトの生成量が減少するのを防止し、衝突特性を向上させる効果がある。しかしながら、Ｓｂ、Ｓｎがそれぞれ１．０％を超えると、粒界脆化によって衝突特性が低下する場合がある。したがって、Ｓｂ、Ｓｎのいずれかを含有する場合、Ｓｂ含有量、Ｓｎ含有量はそれぞれ１．０％以下であることが好ましい。より好ましくは、Ｓｂ含有量、Ｓｎ含有量はそれぞれ０．９％以下である。Ｓｂ、Ｓｎの含有量が少なくても本発明の効果は得られるので、それぞれの含有量の下限は特に限定されない。衝突特性を向上させる効果をより有効に得るためには、Ｓｂ含有量、Ｓｎ含有量はそれぞれ０．００５％以上であることが好ましい。より好ましくは、Ｓｂ含有量、Ｓｎ含有量はそれぞれ０．０１％以上である。
　Ｃａ、ＲＥＭは、いずれも硫化物の形態制御により加工性を改善させるのに有効な元素である。しかし、Ｃａ、ＲＥＭのそれぞれの含有量が０．００５％を超えると、鋼の清浄度に悪影響を及ぼし特性が低下するおそれがある。したがって、Ｃａ、ＲＥＭのいずれかを含有する場合、Ｃａ、ＲＥＭの含有量はそれぞれ０．００５％以下とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃａ含有量、ＲＥＭ含有量はそれぞれ０．００４％以下である。Ｃａ、ＲＥＭの含有量が少なくても本発明の効果は得られるので、それぞれの含有量の下限は特に限定されない。加工性の改善の効果をより有効に得るには、Ｃａ、ＲＥＭの含有量はそれぞれ０．００１％以上とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃａ含有量、ＲＥＭ含有量はそれぞれ０．００２％以上である。
　また、上記の任意元素を後述する好適な下限値未満で含む場合、当該元素は不可避的不純物として含まれるものとする。
　以下、本発明の亜鉛めっき鋼板の製造方法の一実施形態を詳細に説明する。なお、以下に示す鋼スラブ（鋼素材）、鋼板等を加熱又は冷却する際の温度は、特に説明がない限り、鋼スラブ（鋼素材）、鋼板等の表面温度を意味する。
　本発明の亜鉛めっき鋼板の製造方法は、上記成分組成を有する鋼スラブを、仕上げ圧延温度を８５０～９５０℃として熱間圧延を施し、６００℃以下の巻取温度で巻取る熱間圧延工程と、熱間圧延工程後の熱延鋼板を２０％超えの圧下率で冷間圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延工程後の冷延鋼板を７２０～８６０℃の焼鈍温度まで加熱し、３０秒以上保持する焼鈍工程と、焼鈍工程後、３００～６００℃の温度域まで冷却し、当該温度域で１０～３００秒保持した後、鋼板表面に亜鉛めっき処理を施すめっき工程と、めっき工程後、（Ｍｓ－２５０℃）～（Ｍｓ－５０℃）の冷却停止温度まで冷却した後、３００～５００℃の焼戻し温度で２０～５００秒保持する焼入れ及び焼戻し工程と、焼入れ及び焼戻し工程後に、焼戻し温度から５０℃までを平均冷却速度２０℃／ｓ以上で冷却する冷却工程と、を有する。また、本発明の鋼板の製造方法で用いる鋼スラブの成分組成は、炭素当量Ｃｅｑ：０．３５％以上０．６０％未満を満たす。炭素当量Ｃｅｑ：０．３５％以上０．６０％未満は、本発明の製造条件の下で、本発明の鋼板を製造するために最適化された範囲である。
　まず、熱間圧延工程の各条件について説明する。
　仕上げ圧延温度：８５０～９５０℃
　仕上げ圧延温度が８５０℃未満の場合、圧延時にフェライト変態が起こり、局所的に強度が低下するため、本発明の組織を満たしても強度が得られない場合がある。したがって、仕上げ圧延温度は８５０℃以上であり、好ましくは８８０℃以上である。一方、仕上げ圧延温度が９５０℃を超えると結晶粒が粗大化し、本発明の組織を満たしても強度が得られない場合がある。したがって、仕上げ圧延温度は９５０℃以下であり、好ましくは９３０℃以下である。
　巻取温度：６００℃以下
　巻取温度が６００℃を超えた場合、熱延鋼板中の炭化物が粗大化し、このような粗大化した炭化物は焼鈍時の均熱中に溶けきらないため、必要な衝突特性を得ることができない場合がある。したがって、巻取温度は、６００℃以下であり、好ましくは５８０℃以下である。巻取温度の下限は特に限定されないが、鋼板の形状不良を発生しにくくし、かつ鋼板が過度に硬質化することを防ぐ観点から、巻取温度を４００℃以上とすることが好ましい。
　熱間圧延工程により得られた熱延鋼板を通常公知の方法で酸洗、脱脂などの予備処理を行った後に、必要に応じて冷間圧延を施す。冷間圧延を施す際の冷間圧延工程の条件について説明する。
　冷間圧延の圧下率：２０％超え
　冷間圧延の圧下率が２０％以下では、フェライトの再結晶が促進されず、未再結晶フェライトが残存し、本発明の鋼組織が得られない場合がある。したがって、冷間圧延の圧下率は２０％超えであり、好ましくは３０％以上である。
　次に、冷間圧延工程により得られた冷延鋼板を焼鈍する際の焼鈍工程の条件について説明する。
　焼鈍温度：７２０～８６０℃、保持時間：３０秒以上
　焼鈍温度が７２０℃未満では、オーステナイトの生成が不十分となり、過剰なフェライトが生成して本発明の鋼組織が得られない。したがって、焼鈍温度は７２０℃以上であり、好ましくは７４０℃以上である。一方、焼鈍温度が８６０℃を超えると本発明のフェライト分率を確保できなくなる。したがって、焼鈍温度は８６０℃以下であり、好ましくは８４０℃以下である。また、保持時間が３０秒未満では、オーステナイトの生成が不十分となり、過剰なフェライトが生成して本発明の鋼組織が得られない。したがって、保持時間は３０秒以上であり、好ましくは６０秒以上である。保持時間の上限は特に限定されないが、生産性を損なわないようにするために、保持時間を６００秒以下とすることが好ましい。
　次に、めっき工程の条件を説明する。めっき工程では、焼鈍工程後、３００～６００℃の温度域まで冷却し、当該温度域で１０～３００秒保持した後、鋼板表面に亜鉛めっき処理を施す。
　３００～６００℃の温度域における保持時間：１０～３００秒
　焼鈍工程後３００～６００℃の温度域まで冷却し、３００～６００℃の温度域で１０～３００秒保持することはベイナイトを得るために有効である。また、ベイナイト生成によって未変態オーステナイト中にＣが濃化することで多量の残留オーステナイトが得られる。１０秒未満ではこれらの効果が得られない。また、３００秒を超えるとベイナイトが過剰に生成し、未変態オーステナイト中にＣが過剰に濃化し、パーライトが生成し、所望の残留オーステナイト量が得られない場合がある。したがって、保持時間は３００秒以下であり、好ましくは１００秒以下である。
　また、上記保持後、鋼板に対して亜鉛めっき処理を施す。亜鉛めっき処理は、例えば、鋼板表面に、電気亜鉛めっき、溶融亜鉛めっき、又は合金化溶融亜鉛めっきを施す処理である。鋼板表面に溶融亜鉛めっきを施す場合は、例えば、上記により得られた鋼板を４４０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に浸漬して、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成することが好ましい。ここで、めっき処理後、ガスワイピングなどによってめっき付着量を調整して行うことが好ましい。溶融亜鉛めっき処理後の鋼板に対して合金化を施してもよい。溶融亜鉛めっきを合金化する場合、４５０℃以上５８０℃以下の温度域で１秒以上６０秒以下保持して合金化することが好ましい。なお、鋼板表面に電気亜鉛めっきを施す場合は、電気亜鉛めっき処理の処理条件は特に限定されず、常法に従えばよい。
　次に、めっき工程後に行う、焼入れ及び焼戻し工程の各条件について説明する。
　冷却停止温度：（Ｍｓ－２５０℃）～（Ｍｓ－５０℃）
　冷却停止温度が（Ｍｓ－５０℃）超えでは焼戻しマルテンサイトの生成が不十分であり、本発明の鋼組織が得られない。一方、冷却停止温度が（Ｍｓ－２５０℃）未満では焼戻しマルテンサイトが過剰になり、残留オーステナイトの生成が不十分となる場合がある。したがって、冷却停止温度は（Ｍｓ－２５０℃）～（Ｍｓ－５０℃）である。好ましくは（Ｍｓ－２００℃）以上である。また、好ましくは、（Ｍｓ－１００℃）以下である。なお、冷却停止温度が上記の範囲を満たしていれば冷却停止温度までの冷却速度は限定されず、本発明の鋼組織が得られる。
　なお、Ｍｓはマルテンサイト変態開始温度のことであり、以下の式により求めることができる。
　Ｍｓ（℃）＝５３９－４２３×｛［Ｃ％］×１００／（１００－［α面積％］）｝－３０×［Ｍｎ％］－１２×［Ｃｒ％］－１８×［Ｎｉ％］－８×［Ｍｏ％］
　上記式において、［元素記号％］は、各元素の含有量（質量％）を表し、含有しない元素は０とする。また、［α面積％］は焼鈍後のフェライト面積率（％）である。焼鈍後のフェライト面積率は、熱膨張測定装置で昇温速度、焼鈍温度及び焼鈍時の保持時間を模擬することによって事前に求める。
　焼戻し温度：３００～５００℃、保持時間：２０～５００秒
　焼戻し温度が３００℃未満ではマルテンサイトの焼戻しが不十分となり、一次加工時に焼戻しマルテンサイトとフェライトの界面でボイドが発生しやすくなり、衝突特性が低下すると考えられる。したがって、焼戻し温度は３００℃以上であり、好ましくは３５０℃以上である。一方、焼戻し温度が５００℃を超えるとマルテンサイト及びベイナイトの焼戻しが過剰となり、一次加工時にフレッシュマルテンサイトと焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの界面でボイドが生成しやすくなり、衝突特性が低下すると考えられる。したがって、焼戻し温度は５００℃以下であり、好ましくは４５０℃以下である。また、保持時間が２０秒未満ではマルテンサイトの焼戻しが不十分となり、衝突特性が低下すると考えられる。したがって、保持時間は２０秒以上であり、好ましくは３０秒以上である。また、保持時間が５００秒を超えるとアスペクト比が２．０未満の残留オーステナイトの割合が減少する場合がある。したがって保持時間の上限は５００秒以下であり、好ましくは４５０秒以下である。
　焼入れ及び焼戻し工程後に行う冷却工程について説明する。
　上記焼戻し温度から５０℃までの平均冷却速度：２０℃／ｓ以上
　上記焼戻し温度から５０℃までの平均冷却速度が２０℃／ｓ未満では本発明の衝突特性が得られない。この理由は明らかではないが次のように考えられる。一次加工部のボイド生成を抑制し、衝突特性を向上させるためには軟質相（フェライト）と硬質相（フレッシュマルテンサイト）との硬度差を中間硬度相（焼戻しマルテンサイト、ベイナイト）で低減する必要がある。前者はめっき処理前に生成させたベイナイト及び焼入れ時に生成させたマルテンサイトを焼戻し工程で軟化さることで軟質相との硬度差を低減しボイドの生成を抑制している。後者は焼戻し工程で生成させたベイナイトでボイドの生成を抑制している。焼戻し工程で生成させたベイナイトは軟化すると硬質相との硬度差が大きくなるため、ベイナイトが生成する焼戻し工程前に高温にさらされるめっき処理を行い、さらに焼戻し工程後の冷却速度を速くすることで冷却中のベイナイトの焼戻しを抑制することで、軟質相との硬度差を低減しボイドの生成を抑制している。したがって、焼戻し工程後における室温までの平均冷却速度が２０℃／ｓ未満では、冷却中にベイナイトが焼戻され、硬質相との硬度差が大きくなってしまうことにより、一次加工時にその界面でボイドが生成しやすくなり、衝突特性が低下すると考えられる。平均冷却速度は、好ましくは２５℃／ｓ以上である。平均冷却速度の上限は特に限定されないが、冷却設備の省エネルギーの観点から、７０℃／ｓ以下が好ましい。
　本発明の亜鉛めっき鋼板には、形状矯正や表面粗度の調整などを目的に、調質圧延を行うことができる。ただし、調質圧延は調圧率が０．５％を超えると表層硬化により曲げ性が劣化することがあるため、調圧率は０．５％以下にすることが好ましい。より好ましくは０．３％以下である。また、樹脂や油脂コーティングなどの各種塗装処理を施すこともできる。
　その他の製造方法の条件は、特に限定しないが、以下の条件で行うのが好ましい。
　スラブは、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造するのが好ましく、造塊法、薄スラブ鋳造法により製造することもできる。スラブを熱間圧延するには、スラブをいったん室温まで冷却し、その後再加熱して熱間圧延を行ってもよい。また、スラブを室温まで冷却せずに加熱炉に装入して熱間圧延を行うこともできる。また、わずかの保熱を行った後に直ちに熱間圧延する省エネルギープロセスも適用できる。スラブを加熱する場合は、圧延荷重の増大防止や、炭化物が溶解するため、１１００℃以上に加熱することが好ましい。また、スケールロスの増大を防止するため、スラブの加熱温度は１３００℃以下とすることが好ましい。
　スラブを熱間圧延する時は、スラブの加熱温度を低くしたときに圧延時のトラブルを防止する観点から、粗圧延後の粗バーを加熱することもできる。また、粗バー同士を接合し、仕上げ圧延を連続的に行う、いわゆる連続圧延プロセスを適用できる。また、圧延荷重の低減や形状・材質の均一化のために、仕上げ圧延の全パス又は一部のパスで摩擦係数が０．１０～０．２５となる潤滑圧延を行うことが好ましい。
　巻取り後の鋼板は、スケールを酸洗などにより除去してもよい。酸洗後、上記の条件で冷間圧延、焼鈍、亜鉛めっきが施される。
　次に、本発明の部材及びその製造方法について説明する。
　本発明の部材は、本発明の亜鉛めっき鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施してなるものである。また、本発明の部材の製造方法は、本発明の亜鉛めっき鋼板の製造方法によって製造された亜鉛めっき鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施す工程を有する。
　本発明の亜鉛めっき鋼板は、高強度であり、衝突特性に優れている。そのため、本発明の亜鉛めっき鋼板を用いて得た部材も、高強度であり、衝突特性に優れ、衝突変形時の部材破断が発生しにくい。したがって、本発明の部材は、自動車部品におけるエネルギー吸収部材として好適に用いることができる。
　成形加工は、プレス加工等の一般的な加工方法を制限なく用いることができる。また、溶接は、スポット溶接、アーク溶接等の一般的な溶接を制限なく用いることができる。
　本発明を、実施例を参照しながら具体的に説明する。本発明の範囲は以下の実施例に限定されない。
［実施例１］
　表１に示す成分組成の鋼を真空溶解炉により溶製し、分塊圧延して鋼スラブとした。これらの鋼スラブを加熱し、表２に示す条件で、熱間圧延、冷間圧延、焼鈍、めっき処理、焼入れ及び焼戻し、並びに冷却を行い、亜鉛めっき鋼板を製造した。めっき処理では、鋼板表面に電気亜鉛めっき層（ＥＧ）、溶融亜鉛めっき層（ＧＩ）又は合金化溶融亜鉛めっき層（ＧＡ）を形成させた。電気亜鉛めっき処理では、鋼板を亜鉛溶液に浸漬しつつ通電し、めっき付着量１０～１００ｇ／ｍ２の電気亜鉛めっき層（ＥＧ）を形成させた。また、溶融亜鉛めっき処理では、鋼板をめっき浴中に浸漬し、めっき付着量１０～１００ｇ／ｍ２の溶融亜鉛めっき層（ＧＩ）を形成させた。また、合金化溶融亜鉛めっきでは、鋼板に溶融亜鉛めっき層を形成した後に合金化処理を行い、合金化溶融亜鉛めっき層（ＧＡ）を形成させた。なお、最終的な各亜鉛めっき鋼板の板厚は、１．２ｍｍであった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
  
　得られた亜鉛めっき鋼板に、圧下率０．２％の調質圧延を施した後、以下の手法に従い、フェライト（Ｆ）、ベイナイト（Ｂ）、焼戻しマルテンサイト（ＴＭ）、フレッシュマルテンサイト（ＦＭ）及び残留オーステナイト（ＲＡ）の面積率をそれぞれ求めた。また、亜鉛めっき鋼板を、以下の手法に従い、曲率半径／板厚：４．２で幅（Ｃ）方向を軸に圧延（Ｌ）方向に９０°曲げ加工を施した後、圧縮側の鋼板表面から０～５０μｍ領域内のＬ断面における１ｍｍ２当たりのボイドの個数を測定した。
　上記の各組織の面積率は、次のように測定する。圧延方向に対して直角に切断した鋼板の板厚断面を研磨後、３体積％ナイタールで腐食し、板厚１／４位置をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で１５００倍の倍率で３視野撮影し、得られた画像データからＭｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて各組織の面積率を求めた。３視野の面積率の平均値を本発明の各組織の面積率とした。画像データにおいて、フェライトは黒色、ベイナイトは島状の残留オーステナイトを含む黒色又は方位の揃った炭化物を含む灰色、焼戻しマルテンサイトは微細な方位の揃っていない炭化物を含む明灰色、残留オーステナイトは白色として区別した。ここで、フレッシュマルテンサイトも白色を呈し、フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトはＳＥＭ像での区別が困難である。そこで、フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトの合計の面積率から、後述する方法で求めた残留オーステナイトの面積率を差し引くことによって、フレッシュマルテンサイトの面積率を求めた。なお、表３には示していないが、残部組織は、フェライト（Ｆ）、ベイナイト（Ｂ）、焼戻しマルテンサイト（ＴＭ）、フレッシュマルテンサイト（ＦＭ）及び残留オーステナイト（ＲＡ）の合計面積率を１００％から引くことによって求められ、これら残部組織はパーライト及び／またはセメンタイトであると判断した。
　また、Ｘ線回折強度を測定して残留オーステナイトの体積率を求め、当該体積率を残留オーステナイトの面積率とみなした。残留オーステナイトの体積率は、板厚１／４面におけるｂｃｃ鉄の（２００）、（２１１）、（２２０）面のＸ線回折積分強度に対するｆｃｃ鉄の（２００）、（２２０）、（３１１）面のＸ線回折積分強度の割合によって求めた。
　残留オーステナイト中の固溶Ｃ量は、ＦＥ－ＥＰＭＡ（電界放出型電子プローブマイクロアナライザ）で分析することにより、測定した。
　残留オーステナイトのアスペクト比は次のように測定した。圧延方向に対して直角に切断した鋼板の板厚断面を研磨後、コロイダルシリカ溶液を用いたバフ研磨により表面を平滑化し、０．１体積％ナイタールで腐食することで、試料表面の凹凸を極力低減し、かつ、加工変質層を完全に除去した。次に、板厚１／４位置をＳＥＭ－ＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折）法で高分解能結晶方位解析を行った。得られたデータはＴＳＬ社製のＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｙｓを用いて解析を行った。ＦＣＣ鉄を残留オーステナイトとし、長軸／短軸＝アスペクト比とした。３視野測定し、それぞれ、（アスペクト比が２．０未満の残留オーステナイト粒の数）／（全残留オーステナイト粒の数）を測定した。３視野での測定値の平均を、全残留オーステナイト粒のうちアスペクト比が２．０未満の残留オーステナイト粒の割合とした。
　ボイド数密度の測定方法は次のとおりである。亜鉛めっき鋼板を、曲率半径／板厚：４．２で幅（Ｃ）方向を軸に圧延（Ｌ）方向に９０°曲げ加工した後、板厚断面を研磨し、圧縮側の鋼板表面から０～５０μｍ領域内のＬ断面を観察した。Ｌ断面をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で１５００倍の倍率で３視野撮影し、得られた画像データからＭｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いてボイドの数密度を求めた。３視野の数密度の平均値をボイド数密度とした。なお、ボイドはフェライトより濃い黒色で各組織と明確に区別できる。
また、曲げ加工後のボイドの圧延方向における測定位置については、曲げ加工により形成され、幅（Ｃ）方向（図１の符号Ｄ１参照）に延びた角部Ｘ０を含む領域とした。より具体的には、曲げ加工により幅方向及び圧延方向に垂直な方向（パンチ等の押圧部の押圧方向）で最下部となる領域において、板厚方向に０～５０μｍ領域内（図１の符号ＸＡ参照）でボイドの数密度を測定した。
　また、以下の試験方法にしたがい、引張特性及び衝突特性を求めた。
　＜引張試験＞
　得られた各亜鉛めっき鋼板から圧延方向に対して直角方向にＪＩＳ５号引張試験片（ＪＩＳ　Ｚ２２０１）を採取し、歪速度が１０－３／ｓとするＪＩＳ　Ｚ２２４１（２０１１）の規定に準拠した引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）を求めた。なお、ＴＳが５９０ＭＰａ以上を合格とした。
　＜曲げ－直交曲げ試験＞
　得られた鋼板に対して、曲率半径／板厚：４．２で幅（Ｃ）方向を軸に圧延（Ｌ）方向に９０°曲げ加工（一次曲げ加工）を施し、試験片を準備した。９０°曲げ加工（一次曲げ加工）では、図２に示すように、Ｖ溝を有するダイＡ１の上に載せた鋼板に対して、パンチＢ１を押し込んで試験片Ｔ１を得た。次に、図３に示すように、支持ロールＡ２の上に載せた試験片Ｔ１に対して、曲げ方向が圧延直角方向となるようにして、パンチＢ２を押し込んで直交曲げ（二次曲げ加工）を施した。図２及び図３において、Ｄ１は幅（Ｃ）方向、Ｄ２は圧延（Ｌ）方向を示している。
　鋼板に対して９０°曲げ加工（一次曲げ加工）を施した試験片Ｔ１を図４に示す。また、試験片Ｔ１に対して直交曲げ（二次曲げ加工）を施した試験片Ｔ２を図５に示す。図５の試験片Ｔ２に破線で示した位置は、直交曲げを行う前の図４の試験片Ｔ１に破線で示した位置に対応している。
　直交曲げの条件は、以下のとおりである。
［直交曲げ条件］
試験方法：ロール支持、パンチ押し込み
ロール径：φ３０ｍｍ
パンチ先端Ｒ：０．４ｍｍ
ロール間距離：（板厚×２）＋０．５ｍｍ
ストローク速度：２０ｍｍ／ｍｉｎ
試験片サイズ：６０ｍｍ×６０ｍｍ
曲げ方向：圧延直角方向
　上記直交曲げを施した際に得られるストローク－荷重曲線において、荷重最大時のストロークを求めた。上記曲げ－直交曲げ試験を３回実施した際の当該荷重最大時のストロークの平均値をΔＳとした。ΔＳが３０ｍｍ以上で耐破断特性が良好と評価した。
　＜軸圧壊試験＞
　軸圧壊試験では板厚の影響を考慮し、全て板厚１．２ｍｍの亜鉛めっき鋼板で実施した。上記製造工程で得られた亜鉛めっき鋼板を切り出し、パンチ肩半径が５．０ｍｍであり、ダイ肩半径が５．０ｍｍである金型を用いて、深さ４０ｍｍとなるように成形加工（曲げ加工）して、図６及び図７に示すハット型部材１０を作製した。また、ハット型部材の素材として用いた亜鉛めっき鋼板を、２００ｍｍ×８０ｍｍの大きさに別途切り出した。次に、その切り出した後の亜鉛めっき鋼板２０と、ハット型部材１０とをスポット溶接し、図６及び図７に示すような試験用部材３０を作製した。図６は、ハット型部材１０と亜鉛めっき鋼板２０とをスポット溶接して作製した試験用部材３０の正面図である。図７は、試験用部材３０の斜視図である。スポット溶接部４０の位置は、図７に示すように、亜鉛めっき鋼板の端部と溶接部が１０ｍｍ、溶接部間が４５ｍｍの間隔となるようにした。次に、図８に示すように、試験用部材３０を地板５０とＴＩＧ溶接により接合して軸圧壊試験用サンプルを作製した。次に、作製した軸圧壊試験用サンプルにインパクター６０を衝突速度１０ｍ／ｓで等速衝突させ、軸圧壊試験用のサンプルを１００ｍｍ圧壊した。図８に示すように、圧壊方向Ｄ３は、試験用部材３０の長手方向と平行な方向とした。圧壊時のストローク－荷重のグラフにおける、ストローク０～１００ｍｍの範囲における面積を求め、３回試験を行った際の当該面積の平均値を吸収エネルギー（Ｆａｖｅ）とした。Ｆａｖｅが３５０００Ｎ以上で吸収エネルギーが良好と評価した。また、耐破断特性及び吸収エネルギーの両方が良好の場合、衝突特性が良好と評価した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
  
　発明例の亜鉛めっき鋼板は、ＴＳが５９０ＭＰａ以上であり、衝突特性に優れていた。一方、比較例の亜鉛めっき鋼板は、ＴＳが５９０ＭＰａ未満であるか、衝突特性が不良であった。
［実施例２］
　実施例１の表３のＮｏ．１（本発明例）の亜鉛めっき鋼板を、プレス加工により成形加工して、本発明例の部材を製造した。さらに、実施例１の表３のＮｏ．１の亜鉛めっき鋼板と、実施例１の表３のＮｏ．３（本発明例）の亜鉛めっき鋼板とをスポット溶接により接合し、本発明例の部材を製造した。本発明の鋼板を用いて製造した本発明例の部材は、衝突特性に優れており、高強度であり、実施例１の表３のＮｏ．１（本発明例）の鋼板の成形加工により製造した部材、および実施例１の表３のＮｏ．１の鋼板と、実施例１の表３のＮｏ．３（本発明例）の鋼板とをスポット溶接して製造した部材のすべてにおいて、自動車用骨格部品等に好適に用いることができることを確認できた。
　１０　　ハット型部材
　２０　　亜鉛めっき鋼板
　３０　　試験用部材
　４０　　スポット溶接部
　５０　　地板
　６０　　インパクター
　Ａ１　　ダイ
　Ａ２　　支持ロール
　Ｂ１　　パンチ
　Ｂ２　　パンチ
　Ｄ１　　幅（Ｃ）方向
　Ｄ２　　圧延（Ｌ）方向
　Ｄ３　　圧壊方向
　Ｔ１　　試験片
　Ｔ２　　試験片
　Ｘ０　　角部
　ＸＡ　　曲げ加工後のボイドの測定位置（測定領域）
　本発明によれば、ＴＳが５９０ＭＰａ以上であり、衝突特性に優れた亜鉛めっき鋼板を得ることができる。本発明の亜鉛めっき鋼板により得られた部材を自動車用部品として使用すれば、自動車の軽量化に寄与し、自動車車体の高性能化に大きく寄与することができる。

 

Claims (8)

  1. 　炭素当量Ｃｅｑが０．３５％以上０．６０％未満を満たす成分組成と、
    　面積率で、フェライト：４０～８０％、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計：１５～５５％、残留オーステナイト：３～２０％、フレッシュマルテンサイト：１０％以下、フェライト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトの合計：９０％以上である鋼組織と、を有する鋼板と、
    　前記鋼板表面上に亜鉛めっき層と、を備え、
    　前記残留オーステナイト中の固溶Ｃ量が０．６質量％以上であり、
    　全残留オーステナイト粒のうち、アスペクト比が２．０未満の残留オーステナイト粒の割合が、５０％以上であり、
    　曲率半径／板厚：４．２で幅（Ｃ）方向を軸に圧延（Ｌ）方向に９０°曲げ加工した際に、圧縮側の鋼板表面から０～５０μｍ領域内のＬ断面において、ボイド数密度が１０００個／ｍｍ２以下であり、
    　引張強度が５９０ＭＰａ以上である亜鉛めっき鋼板。
  2. 　前記成分組成は、質量％で、
    　Ｃ：０．０３～０．２０％、
    　Ｓｉ：０．１０～２．００％、
    　Ｍｎ：０．５～２．５％、
    　Ｐ：０．０５％以下、
    　Ｓ：０．０５％以下、
    　Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．１００％、及び
    　Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる請求項１に記載の亜鉛めっき鋼板。
  3. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、
    　Ｃｒ：１．０％以下、
    　Ｍｏ：０．５％以下、
    　Ｖ：０．５％以下、
    　Ｔｉ：０．５％以下、
    　Ｎｂ：０．５％以下、
    　Ｂ：０．００５％以下、
    　Ｎｉ：１．０％以下、
    　Ｃｕ：１．０％以下、
    　Ｓｂ：１．０％以下、
    　Ｓｎ：１．０％以下、
    　Ｃａ：０．００５％以下、及び
    　ＲＥＭ：０．００５％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する請求項２に記載の亜鉛めっき鋼板。
  4. 　前記亜鉛めっき層が、電気亜鉛めっき層、溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層である請求項１から請求項３までのいずれか一項に記載の亜鉛めっき鋼板。
  5. 　請求項１から請求項４までのいずれか一項に記載の亜鉛めっき鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施してなる部材。
  6. 　炭素当量Ｃｅｑが０．３５％以上０．６０％未満を満たし、かつ請求項２又は請求項３に記載の成分組成を有する鋼スラブを、仕上げ圧延温度を８５０～９５０℃として熱間圧延を施し、６００℃以下の巻取温度で巻取る熱間圧延工程と、
    　前記熱間圧延工程後の熱延鋼板を２０％超えの圧下率で冷間圧延する冷間圧延工程と、
    　前記冷間圧延工程後の冷延鋼板を７２０～８６０℃の焼鈍温度まで加熱し、３０秒以上保持する焼鈍工程と、
    　前記焼鈍工程後、３００～６００℃の温度域まで冷却し、当該温度域で１０～３００秒保持した後、鋼板表面に亜鉛めっき処理を施すめっき工程と、
    　前記めっき工程後、（Ｍｓ－２５０℃）～（Ｍｓ－５０℃）の冷却停止温度まで冷却した後、３００～５００℃の焼戻し温度で２０～５００秒保持する焼入れ及び焼戻し工程と、
    　前記焼入れ及び焼戻し工程後に、前記焼戻し温度から５０℃までを平均冷却速度２０℃／ｓ以上で冷却する冷却工程と、を有する亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  7. 　前記亜鉛めっき処理は、鋼板表面に、電気亜鉛めっき、溶融亜鉛めっき、又は合金化溶融亜鉛めっきを施す処理である請求項６に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  8. 　請求項６又は請求項７に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法によって製造された亜鉛めっき鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施す工程を有する部材の製造方法。

     
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