JP7719351B2 - 鋼板及びめっき鋼板 - Google Patents
鋼板及びめっき鋼板Info
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Description
本発明は、鋼板及びめっき鋼板に関する。より具体的には、本発明は、高いめっき性及び耐水素脆化性を有する高強度鋼板及びめっき鋼板に関する。
近年、自動車、家電製品、建材等の様々な分野で使用される鋼板について高強度化が進められている。例えば、自動車分野においては、燃費向上のために車体の軽量化を目的として、高強度鋼板の使用が増加している。このような高強度鋼板は、典型的に、鋼の強度を向上させるためにＣ、Ｓｉ及びＭｎ等の元素を含有する。
高強度鋼板の製造では、一般的に、圧延後に焼鈍処理のような熱処理が行われる。また、高強度鋼板に典型的に含まれる元素のうち易酸化元素であるＳｉやＭｎは、上記熱処理時に雰囲気中の酸素と結合し、鋼板の表面近傍に酸化物を含む層を形成することがある。このような層の形態としては、鋼板の外部（表面）にＳｉやＭｎを含む酸化物が膜として形成される形態（外部酸化層）と、鋼板の内部（表層）に酸化物が形成される形態（内部酸化層）とが挙げられる。
外部酸化層が形成された鋼板の表面上にめっき層（例えばＺｎ系めっき層）を形成する場合、酸化物が膜として鋼板の表面上に存在しているため、鋼成分（例えばＦｅ）とめっき成分（例えばＺｎ）との相互拡散が阻害され、鋼とめっきとの密着性に影響を及ぼし、めっき性が不十分となる（例えば不めっき部が増加する）場合がある。よって、めっき性を向上させる観点からは、外部酸化層が形成された鋼板よりも内部酸化層が形成された鋼板の方が好ましい。
内部酸化層に関連して、特許文献１及び２には、Ｃ、Ｓｉ及びＭｎ等を含む素地鋼板上に亜鉛系めっき層を有するめっき鋼板であって、素地鋼板の表層にＳｉ及び／又はＭｎの酸化物を含む内部酸化層を有する、引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度めっき鋼板が記載されている。
自動車用部材等に用いられる高強度鋼板は、気温や湿度が大きく変動する大気腐食環境下で使用されることがある。高強度鋼板がこのような大気腐食環境にさらされると、腐食過程で生成される水素が鋼中に侵入することが知られている。鋼中に侵入した水素は、鋼組織のマルテンサイト粒界に偏析し、粒界を脆化させることで鋼板に割れを生じさせ得る。この侵入水素起因で割れが生じる現象は水素脆化割れ（遅れ破壊）と呼ばれる。したがって、水素脆化割れを防止するために、腐食環境下で使用される鋼板においては、腐食環境下での鋼板内部への水素侵入を抑制すること、さらに、鋼板内部へ侵入した水素を系外に排出することが有効である。
特許文献１及び２では、内部酸化層の平均深さを４μｍ以上に厚く制御し、当該内部酸化層を水素のトラップサイトとして機能させることで、水素の侵入を防ぎ水素脆化を抑制できることが教示されている。しかしながら、上記内部酸化層に存在する酸化物の形態の制御については何ら検討されておらず、耐水素脆化性については改善の余地がある。
本発明は、このような実情に鑑み、高いめっき性及び耐水素脆化性を有する高強度鋼板及びめっき鋼板を提供することを課題とするものである。
本発明者らは、上記課題を解決するためには、酸化物を鋼板の表層、すなわち鋼板の内部に形成し、さらに、鋼板の表層に存在する酸化物の形態を制御するとともに、このような酸化物の形成に起因して鋼板の表層に生成されるＳｉ－Ｍｎ欠乏層を所定の厚さ及び組成の範囲内に制御することが重要であることを見出した。より詳細には、本発明者らは、内部酸化物を形成することで高いめっき性を確保し、かつ、酸化物の形態として金属組織の結晶粒内に存在するデンドライト型酸化物を十分に形成し、当該デンドライト型酸化物を腐食環境下で鋼板中に侵入し得る水素のトラップサイトとして機能させて鋼内部への水素侵入を抑制し、さらには鋼板の表層に所定の厚さ及び組成を有するＳｉ－Ｍｎ欠乏層を形成することにより鋼中の水素拡散を促進させて鋼中からの水素排出性を向上させることで、全体として高い耐水素脆化性を得ることができることを見出した。
本発明は、上記知見を基になされたものであり、その主旨は以下のとおりである。
（１）
質量％で、
Ｃ：０．０５～０．４０％、
Ｓｉ：０．２～３．０％、
Ｍｎ：０．１～５．０％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０～０．４０００％未満、
Ｐ：０．０３００％以下、
Ｓ：０．０３００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｂ：０～０．０１０％、
Ｔｉ：０～０．１５０％、
Ｎｂ：０～０．１５０％、
Ｖ：０～０．１５０％、
Ｃｒ：０～２．００％、
Ｎｉ：０～２．００％、
Ｃｕ：０～２．００％、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｗ：０～１．００％、
Ｃａ：０～０．１００％、
Ｍｇ：０～０．１００％、
Ｚｒ：０～０．１００％、
Ｈｆ：０～０．１００％、及び
ＲＥＭ：０～０．１００％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる成分組成を有する鋼板において、
前記鋼板の表層にデンドライト型酸化物を含み、
前記デンドライト型酸化物の面積率が５．０％以上であり、
前記鋼板の表面から３．０μｍ以上の厚さを有するＳｉ－Ｍｎ欠乏層を含み、
前記厚さの１／２位置における酸化物を含まない前記Ｓｉ－Ｍｎ欠乏層のＳｉ及びＭｎ含有量がそれぞれ前記鋼板の板厚中心部におけるＳｉ及びＭｎ含有量の１０％未満である、鋼板。
（２）
前記デンドライト型酸化物の面積率が１０．０％以上である、（１）に記載の鋼板。
（３）
前記デンドライト型酸化物の面積率が３０．０％以上である、（１）に記載の鋼板。
（４）
前記デンドライト型酸化物の面積率が５０．０％以上である、（１）に記載の鋼板。
（５）
（１）～（４）のいずれか１つに記載の鋼板上にＺｎを含むめっき層を有する、めっき鋼板。
（６）
前記めっき層がＺｎ－（０．３～１．５）％Ａｌの成分組成を有する、（５）に記載のめっき鋼板。
（１）
質量％で、
Ｃ：０．０５～０．４０％、
Ｓｉ：０．２～３．０％、
Ｍｎ：０．１～５．０％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０～０．４０００％未満、
Ｐ：０．０３００％以下、
Ｓ：０．０３００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｂ：０～０．０１０％、
Ｔｉ：０～０．１５０％、
Ｎｂ：０～０．１５０％、
Ｖ：０～０．１５０％、
Ｃｒ：０～２．００％、
Ｎｉ：０～２．００％、
Ｃｕ：０～２．００％、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｗ：０～１．００％、
Ｃａ：０～０．１００％、
Ｍｇ：０～０．１００％、
Ｚｒ：０～０．１００％、
Ｈｆ：０～０．１００％、及び
ＲＥＭ：０～０．１００％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる成分組成を有する鋼板において、
前記鋼板の表層にデンドライト型酸化物を含み、
前記デンドライト型酸化物の面積率が５．０％以上であり、
前記鋼板の表面から３．０μｍ以上の厚さを有するＳｉ－Ｍｎ欠乏層を含み、
前記厚さの１／２位置における酸化物を含まない前記Ｓｉ－Ｍｎ欠乏層のＳｉ及びＭｎ含有量がそれぞれ前記鋼板の板厚中心部におけるＳｉ及びＭｎ含有量の１０％未満である、鋼板。
（２）
前記デンドライト型酸化物の面積率が１０．０％以上である、（１）に記載の鋼板。
（３）
前記デンドライト型酸化物の面積率が３０．０％以上である、（１）に記載の鋼板。
（４）
前記デンドライト型酸化物の面積率が５０．０％以上である、（１）に記載の鋼板。
（５）
（１）～（４）のいずれか１つに記載の鋼板上にＺｎを含むめっき層を有する、めっき鋼板。
（６）
前記めっき層がＺｎ－（０．３～１．５）％Ａｌの成分組成を有する、（５）に記載のめっき鋼板。
本発明によれば、鋼板の表層にデンドライト型酸化物を所定の面積率で含み、さらには所定の厚さ及び組成を有するＳｉ－Ｍｎ欠乏層を含むことで、デンドライト型酸化物が腐食環境下で鋼板の内部に侵入する水素のトラップサイトとして機能し、かつＳｉ－Ｍｎ欠乏層が水素の拡散を促進して鋼中からの水素排出性を向上させることが可能となり、その結果、鋼板の内部まで侵入する水素量を大きく抑制するとともに、侵入した水素を放出させ、鋼中に蓄積する水素量を低減することができ、耐水素脆化性を大きく向上させることができる。また、本発明によれば、デンドライト型酸化物は鋼板の内部に形成されるため、めっき層を形成する場合、鋼成分とめっきの成分との相互拡散が十分になされ、高いめっき性を得ることが可能となる。よって、本発明により、高強度鋼板において、高いめっき性及び耐水素脆化性を得ることが可能となる。
＜鋼板＞
本発明に係る鋼板は、質量％で、
Ｃ：０．０５～０．４０％、
Ｓｉ：０．２～３．０％、
Ｍｎ：０．１～５．０％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０～０．４０００％未満、
Ｐ：０．０３００％以下、
Ｓ：０．０３００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｂ：０～０．０１０％、
Ｔｉ：０～０．１５０％、
Ｎｂ：０～０．１５０％、
Ｖ：０～０．１５０％、
Ｃｒ：０～２．００％、
Ｎｉ：０～２．００％、
Ｃｕ：０～２．００％、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｗ：０～１．００％、
Ｃａ：０～０．１００％、
Ｍｇ：０～０．１００％、
Ｚｒ：０～０．１００％、
Ｈｆ：０～０．１００％、及び
ＲＥＭ：０～０．１００％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる成分組成を有する鋼板において、
前記鋼板の表層にデンドライト型酸化物を含み、
前記デンドライト型酸化物の面積率が５．０％以上であり、
前記鋼板の表面から３．０μｍ以上の厚さを有するＳｉ－Ｍｎ欠乏層を含み、
前記厚さの１／２位置における酸化物を含まない前記Ｓｉ－Ｍｎ欠乏層のＳｉ及びＭｎ含有量がそれぞれ前記鋼板の板厚中心部におけるＳｉ及びＭｎ含有量の１０％未満であることを特徴としている。
本発明に係る鋼板は、質量％で、
Ｃ：０．０５～０．４０％、
Ｓｉ：０．２～３．０％、
Ｍｎ：０．１～５．０％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０～０．４０００％未満、
Ｐ：０．０３００％以下、
Ｓ：０．０３００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｂ：０～０．０１０％、
Ｔｉ：０～０．１５０％、
Ｎｂ：０～０．１５０％、
Ｖ：０～０．１５０％、
Ｃｒ：０～２．００％、
Ｎｉ：０～２．００％、
Ｃｕ：０～２．００％、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｗ：０～１．００％、
Ｃａ：０～０．１００％、
Ｍｇ：０～０．１００％、
Ｚｒ：０～０．１００％、
Ｈｆ：０～０．１００％、及び
ＲＥＭ：０～０．１００％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる成分組成を有する鋼板において、
前記鋼板の表層にデンドライト型酸化物を含み、
前記デンドライト型酸化物の面積率が５．０％以上であり、
前記鋼板の表面から３．０μｍ以上の厚さを有するＳｉ－Ｍｎ欠乏層を含み、
前記厚さの１／２位置における酸化物を含まない前記Ｓｉ－Ｍｎ欠乏層のＳｉ及びＭｎ含有量がそれぞれ前記鋼板の板厚中心部におけるＳｉ及びＭｎ含有量の１０％未満であることを特徴としている。
高強度鋼板の製造においては、所定の成分組成に調整した鋼片を圧延（典型的に熱間圧延及び冷間圧延）した後、所望の組織を得る等の目的のために、一般的に焼鈍処理が行われる。この焼鈍処理において、鋼板中の比較的酸化しやすい成分（例えばＳｉ、Ｍｎ）が焼鈍雰囲気中の酸素と結合することで、鋼板の表面近傍に酸化物を含む層が形成される。例えば、図１に示される鋼板１のように、母材鋼３の表面上（すなわち母材鋼３の外部）に外部酸化層２が膜状に形成される。外部酸化層２が母材鋼３の表面上に膜状に形成されると、めっき層（例えば亜鉛系めっき層）を形成した場合に、当該外部酸化層２が、めっき成分（例えばＺｎ）と鋼成分（例えばＦｅ）との相互拡散を阻害するため、鋼とめっきとの間の密着性が十分確保できず、めっき層が形成されない不めっき部が生じる場合がある。
これに対して、図２に例示されるように、本発明に係る鋼板１１は、図１に示される鋼板１のように母材鋼３の表面上に外部酸化層２を形成するのではなく、母材鋼１３の内部に酸化物１２が存在している。したがって、鋼板１１の表面上にめっき層を形成した場合に、母材鋼１３の内部に酸化物１２を形成した本発明に係る鋼板１１は、外部酸化層２を有する鋼板１に比べて、めっき成分と鋼成分との相互拡散が十分に生じ、高いめっき性を得ることが可能となる。よって、本発明者らは、高いめっき性を得る観点から、焼鈍処理時の条件を制御して鋼板の内部に酸化物を形成することが有効であることを見出した。なお、「高いめっき性」という用語は、鋼板について用いられる場合、当該鋼板上にめっき処理を施した際に不めっき部（めっき層が形成されない部分）が少ない（例えば５．０面積％以下）又は全くない状態でめっき層を形成可能であることを示す。また、「高いめっき性」という用語は、めっき鋼板について用いられる場合、不めっき部が極めて少ない（例えば５．０％以下）又は全くない状態のめっき鋼板を示す。
また、大気環境で使用される高強度鋼板、特に自動車用高強度鋼板は、気温や湿度が異なる様々な環境に繰り返し曝されて使用される。このような環境は大気腐食環境と呼ばれ、当該大気腐食環境下では、腐食過程において水素が発生することが知られている。そして、この水素は鋼中の表層領域より深くに侵入して、鋼板組織のマルテンサイト粒界に偏析し、粒界を脆化させることで鋼板に水素脆化割れ（遅れ破壊）を引き起こす。マルテンサイトは硬質組織であるため、水素感受性が高く、水素脆化割れが発生しやすい。したがって、水素脆化割れを防止するために、大気腐食環境下で使用される高強度鋼板においては、鋼中の水素蓄積量、より具体的には鋼板の表層領域より深い位置での水素蓄積量を低減することが有効である。本発明者らは、鋼板の表層に存在する酸化物の形態を制御すること、より具体的には、酸化物を所定の面積率を有するデンドライト型酸化物にすること、さらにはデンドライト型酸化物の形成に起因して周囲のＳｉ及びＭｎ濃度が低下することにより生成するＳｉ－Ｍｎ欠乏層を所定の厚さ及び組成の範囲内に制御することで、デンドライト型酸化物が、腐食環境下で鋼板の内部に侵入する水素をトラップする機能を発揮し、かつＳｉ－Ｍｎ欠乏層が侵入した水素の拡散を促進させて鋼中からの水素排出性を向上させ、その結果、鋼板の内部に蓄積する水素量を抑制し、高い耐水素脆化性が得られることを見出した。
より詳細には、本発明者らは、酸化物の形態と水素のトラップサイトとしての有効性との間の関係を詳細に分析した結果、図２に示すように、母材鋼１３の結晶粒内にデンドライト型酸化物１２を一定以上の面積率、より具体的には５．０％以上の面積率で存在させることが有効であることを見出した。特定の理論に拘束されるわけではないが、鋼板中の酸化物が有する侵入水素に対するトラップ機能は、当該酸化物の表面積と正の相関があると考えられる。すなわち、酸化物が鋼板の表層で適切な量において存在することで、鋼板の表層での酸化物の表面積が増加し、水素のトラップ機能が向上すると考えられる。よって、本発明者らは、高い耐水素侵入性を得る観点から、鋼板の製造時、特に焼鈍処理時の条件を制御して、腐食環境下で侵入する水素のトラップサイトとして機能するデンドライト型酸化物を適切な量で存在させることが重要であることを見出した。なお、鋼板の表層の金属組織は、典型的に、鋼板の内部（例えば板厚の１／８位置又は１／４位置）より軟質な金属組織で構成されるため、鋼板の表層に水素が存在していても水素脆化割れは特に問題とならない。
また、本発明者らは、図２に示すようなデンドライト型酸化物１２などの内部酸化物の形成に起因して周囲のＳｉ及びＭｎ濃度が低下することで生成するＳｉ－Ｍｎ欠乏層の形態と水素排出性との間の関係を詳細に分析した結果、当該Ｓｉ－Ｍｎ欠乏層を所定の厚さ及び組成の範囲内、より具体的にはＳｉ－Ｍｎ欠乏層の厚さが鋼板の表面から３．０μｍ以上でありかつ当該厚さの１／２位置における酸化物を含まないＳｉ－Ｍｎ欠乏層のＳｉ及びＭｎ含有量がそれぞれ鋼板の板厚中心部におけるＳｉ及びＭｎ含有量の１０％未満となるように制御することが有効であることを見出した（以下、これらの値をＳｉ欠乏率及びＭｎ欠乏率ともいう）。特定の理論に拘束されるわけではないが、Ｓｉ及び／又はＭｎを多く含む鋼の場合、鋼中に固溶するＳｉ及び／又はＭｎも同様に多くなるため、これらの固溶Ｓｉ及び／又はＭｎが水素の拡散を阻害し、結果として鋼中の水素拡散速度が遅くなると考えられる。図２に示すように、デンドライト型酸化物１２などの内部酸化物が鋼板の表層に形成されると、鋼中に固溶していたＳｉ及びＭｎが内部酸化物の形成で消費されることになるため、鋼板の表層には、内部酸化物の形成とともに、周囲のＳｉ及びＭｎ濃度が比較的低下したＳｉ－Ｍｎ欠乏層が生成することになる。したがって、当該Ｓｉ－Ｍｎ欠乏層を比較的厚くすること、具体的には当該Ｓｉ－Ｍｎ欠乏層の厚さを鋼板の表面（鋼板の表面にめっき層が存在する場合には、めっき層と鋼板の界面）から３．０μｍ以上に制御することで水素の拡散経路を十分に確保しつつ、さらにＳｉ－Ｍｎ欠乏層のＳｉ及びＭｎ含有量を十分低くすること、具体的にはＳｉ及びＭｎ欠乏率がそれぞれ１０％未満となるよう制御することで、水素の拡散を阻害する固溶Ｓｉ及びＭｎの量を十分に低減することができるものと考えられる。したがって、厚さ及び組成が上記の範囲内に制御されたＳｉ－Ｍｎ欠乏層を含めることで、水素の拡散を促進して鋼中からの水素排出性を顕著に向上させることが可能になると考えられる。よって、上述したデンドライト型酸化物と当該Ｓｉ－Ｍｎ欠乏層を組み合わせることで、耐水素侵入性と水素排出性の両方を向上させることにより、鋼板全体としての耐水素脆化性を極めて大きく向上させることが可能となる。
また、水素脆化割れは、上で説明したような高強度鋼板を大気腐食環境下で使用した場合だけでなく、当該高強度鋼板を製造する際の焼鈍処理において焼鈍雰囲気中に存在する水素が母材鋼の表層領域よりも深く侵入することで生じる場合があることも知られている。今回、本発明者らは、上記のデンドライト型酸化物及びＳｉ－Ｍｎ欠乏層の組み合わせが、腐食環境下での使用に対してだけでなく、製造プロセスにおける焼鈍処理時の鋼板中への水素の侵入抑制及び侵入した水素の排出に対しても有効に作用し、結果として鋼板の製造時及び使用時の両方において高い耐水素脆化性を達成できることを見出した。
以下、本発明に係る鋼板について詳しく説明する。なお、本発明に係る鋼板の板厚は、特に限定されないが、例えば、０．１～３．２ｍｍであってよい。
［鋼板の成分組成］
本発明に係る鋼板に含まれる成分組成について説明する。元素の含有量に関する「％」は、特に断りがない限り、「質量％」を意味する。成分組成における数値範囲において、「～」を用いて表される数値範囲は、特に指定しない限り、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。
本発明に係る鋼板に含まれる成分組成について説明する。元素の含有量に関する「％」は、特に断りがない限り、「質量％」を意味する。成分組成における数値範囲において、「～」を用いて表される数値範囲は、特に指定しない限り、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。
（Ｃ：０．０５～０．４０％）
Ｃ（炭素）は、鋼の強度を確保する上で重要な元素である。十分な強度を確保するために、Ｃ含有量は０．０５％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０７％以上、より好ましくは０．１０％以上、さらに好ましくは０．１２％以上である。一方、Ｃ含有量が過剰であると、溶接性が低下するおそれがある。したがって、Ｃ含有量は０．４０％以下とする。Ｃ含有量は、０．３８％以下、０．３５％以下、０．３２％以下又は０．３０％以下であってもよい。
Ｃ（炭素）は、鋼の強度を確保する上で重要な元素である。十分な強度を確保するために、Ｃ含有量は０．０５％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０７％以上、より好ましくは０．１０％以上、さらに好ましくは０．１２％以上である。一方、Ｃ含有量が過剰であると、溶接性が低下するおそれがある。したがって、Ｃ含有量は０．４０％以下とする。Ｃ含有量は、０．３８％以下、０．３５％以下、０．３２％以下又は０．３０％以下であってもよい。
（Ｓｉ：０．２～３．０％）
Ｓｉ（ケイ素）は、鋼の強度を向上させるのに有効な元素である。十分な強度を確保し、さらに、所望の酸化物、特にデンドライト型酸化物を鋼板の内部に十分に生成させるために、Ｓｉ含有量は０．２％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．３％以上、より好ましくは０．５％以上、さらに好ましくは１．０％以上である。一方、Ｓｉ含有量が過剰であると、外部酸化物が過剰に生成し、ひいては表面性状の劣化を引き起こすおそれがある。したがって、Ｓｉ含有量は３．０％以下とする。Ｓｉ含有量は、２．８％以下、２．５％以下、２．３％以下又は２．０％以下であってもよい。
Ｓｉ（ケイ素）は、鋼の強度を向上させるのに有効な元素である。十分な強度を確保し、さらに、所望の酸化物、特にデンドライト型酸化物を鋼板の内部に十分に生成させるために、Ｓｉ含有量は０．２％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．３％以上、より好ましくは０．５％以上、さらに好ましくは１．０％以上である。一方、Ｓｉ含有量が過剰であると、外部酸化物が過剰に生成し、ひいては表面性状の劣化を引き起こすおそれがある。したがって、Ｓｉ含有量は３．０％以下とする。Ｓｉ含有量は、２．８％以下、２．５％以下、２．３％以下又は２．０％以下であってもよい。
（Ｍｎ：０．１～５．０％）
Ｍｎ（マンガン）は、硬質組織を得ることで鋼の強度を向上させるのに有効な元素である。十分な強度を確保し、さらに、所望の酸化物、特にデンドライト型酸化物を鋼板の内部に十分に生成させるために、Ｍｎ含有量は０．１％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．５％以上、より好ましくは１．０％以上、さらに好ましくは１．５％以上である。一方、Ｍｎ含有量が過剰であると、外部酸化物が過剰に生成したり、Ｍｎ偏析によって金属組織が不均一になり、加工性が低下したりするおそれがある。したがって、Ｍｎ含有量は５．０％以下とする。Ｍｎ含有量は、４．５％以下、４．０％以下、３．５％以下又は３．０％以下であってもよい。
Ｍｎ（マンガン）は、硬質組織を得ることで鋼の強度を向上させるのに有効な元素である。十分な強度を確保し、さらに、所望の酸化物、特にデンドライト型酸化物を鋼板の内部に十分に生成させるために、Ｍｎ含有量は０．１％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．５％以上、より好ましくは１．０％以上、さらに好ましくは１．５％以上である。一方、Ｍｎ含有量が過剰であると、外部酸化物が過剰に生成したり、Ｍｎ偏析によって金属組織が不均一になり、加工性が低下したりするおそれがある。したがって、Ｍｎ含有量は５．０％以下とする。Ｍｎ含有量は、４．５％以下、４．０％以下、３．５％以下又は３．０％以下であってもよい。
（ｓｏｌ．Ａｌ：０～０．４０００％未満）
Ａｌ（アルミニウム）は、脱酸元素として作用する元素である。Ａｌ含有量は０％でもよいが、十分な脱酸の効果を得るためには、Ａｌ含有量は０．００１０％以上であることが好ましい。Ａｌ含有量は、より好ましくは０．００５０％以上、さらに好ましくは０．０１００％以上、さらにより好ましくは０．０１５０％以上である。一方、Ａｌ含有量が過剰であると加工性の低下や表面性状の劣化を引き起こすおそれがある。したがって、Ａｌ含有量は０．４０００％未満とする。Ａｌ含有量は、０．３９００％以下、０．３８００％以下、０．３７００％以下、０．３５００％以下、０．３４００％以下、０．３３００％以下、０．３０００％以下又は０．２０００％以下であってもよい。Ａｌ含有量は、いわゆる酸可溶Ａｌの含有量（ｓｏｌ．Ａｌ）を意味する。
Ａｌ（アルミニウム）は、脱酸元素として作用する元素である。Ａｌ含有量は０％でもよいが、十分な脱酸の効果を得るためには、Ａｌ含有量は０．００１０％以上であることが好ましい。Ａｌ含有量は、より好ましくは０．００５０％以上、さらに好ましくは０．０１００％以上、さらにより好ましくは０．０１５０％以上である。一方、Ａｌ含有量が過剰であると加工性の低下や表面性状の劣化を引き起こすおそれがある。したがって、Ａｌ含有量は０．４０００％未満とする。Ａｌ含有量は、０．３９００％以下、０．３８００％以下、０．３７００％以下、０．３５００％以下、０．３４００％以下、０．３３００％以下、０．３０００％以下又は０．２０００％以下であってもよい。Ａｌ含有量は、いわゆる酸可溶Ａｌの含有量（ｓｏｌ．Ａｌ）を意味する。
（Ｐ：０．０３００％以下）
Ｐ（リン）は、一般に鋼に含有される不純物である。Ｐを過度に含有すると溶接性が低下するおそれがある。したがって、Ｐ含有量は０．０３００％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０２００％以下、より好ましくは０．０１００％以下、さらに好ましくは０．００５０％以下である。Ｐ含有量の下限は０％であるが、製造コストの観点から、Ｐ含有量は０％超又は０．０００１％以上であってもよい。
Ｐ（リン）は、一般に鋼に含有される不純物である。Ｐを過度に含有すると溶接性が低下するおそれがある。したがって、Ｐ含有量は０．０３００％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０２００％以下、より好ましくは０．０１００％以下、さらに好ましくは０．００５０％以下である。Ｐ含有量の下限は０％であるが、製造コストの観点から、Ｐ含有量は０％超又は０．０００１％以上であってもよい。
（Ｓ：０．０３００％以下）
Ｓ（硫黄）は、一般に鋼に含有される不純物である。Ｓを過度に含有すると溶接性が低下し、さらに、ＭｎＳの析出量が増加して曲げ性等の加工性が低下するおそれがある。したがって、Ｓ含有量は０．０３００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．０１００％以下、より好ましくは０．００５０％以下、さらに好ましくは０．００２０％以下である。Ｓ含有量の下限は０％であるが、脱硫コストの観点から、Ｓ含有量は０％超又は０．０００１％以上であってもよい。
Ｓ（硫黄）は、一般に鋼に含有される不純物である。Ｓを過度に含有すると溶接性が低下し、さらに、ＭｎＳの析出量が増加して曲げ性等の加工性が低下するおそれがある。したがって、Ｓ含有量は０．０３００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．０１００％以下、より好ましくは０．００５０％以下、さらに好ましくは０．００２０％以下である。Ｓ含有量の下限は０％であるが、脱硫コストの観点から、Ｓ含有量は０％超又は０．０００１％以上であってもよい。
（Ｎ：０．０１００％以下）
Ｎ（窒素）は、一般に鋼に含有される不純物である。Ｎを過度に含有すると溶接性が低下するおそれがある。したがって、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００８０％以下、より好ましくは０．００５０％以下、さらに好ましくは０．００３０％以下である。Ｎ含有量の下限は０％であるが、製造コストの観点からＮ含有量は０％超又は０．００１０％以上であってもよい。
Ｎ（窒素）は、一般に鋼に含有される不純物である。Ｎを過度に含有すると溶接性が低下するおそれがある。したがって、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００８０％以下、より好ましくは０．００５０％以下、さらに好ましくは０．００３０％以下である。Ｎ含有量の下限は０％であるが、製造コストの観点からＮ含有量は０％超又は０．００１０％以上であってもよい。
本発明に係る鋼板の基本成分組成は上記のとおりである。さらに当該鋼板は、必要に応じて、以下の任意元素を含有していてもよい。これらの元素の含有は必須ではなく、これらの元素の含有量の下限は０％である。
（Ｂ：０～０．０１０％）
Ｂ（ホウ素）は、焼入れ性を高めて強度の向上に寄与し、また粒界に偏析して粒界を強化して靭性を向上させる元素である。Ｂ含有量は０％であってよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有していてもよい。Ｂ含有量は、０．０００１％以上、０．０００５％以上又は０．００１％以上であってもよい。一方、十分な靭性及び溶接性を確保する観点から、Ｂ含有量は０．０１０％以下であることが好ましく、０．００８％以下又は０．００６％以下であってもよい。
Ｂ（ホウ素）は、焼入れ性を高めて強度の向上に寄与し、また粒界に偏析して粒界を強化して靭性を向上させる元素である。Ｂ含有量は０％であってよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有していてもよい。Ｂ含有量は、０．０００１％以上、０．０００５％以上又は０．００１％以上であってもよい。一方、十分な靭性及び溶接性を確保する観点から、Ｂ含有量は０．０１０％以下であることが好ましく、０．００８％以下又は０．００６％以下であってもよい。
（Ｔｉ：０～０．１５０％）
Ｔｉ（チタン）は、ＴｉＣとして鋼の冷却中に析出し、強度の向上に寄与する元素である。Ｔｉ含有量は０％であってよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有していてもよい。Ｔｉ含有量は、０．００１％以上、０．００３％以上、０．００５％以上又は０．０１０％以上であってもよい。一方、Ｔｉを過剰に含有すると粗大なＴｉＮが生成して靭性が損なわれるおそれがある。このため、Ｔｉ含有量は０．１５０％以下であることが好ましく、０．１００％以下又は０．０５０％以下であってもよい。
Ｔｉ（チタン）は、ＴｉＣとして鋼の冷却中に析出し、強度の向上に寄与する元素である。Ｔｉ含有量は０％であってよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有していてもよい。Ｔｉ含有量は、０．００１％以上、０．００３％以上、０．００５％以上又は０．０１０％以上であってもよい。一方、Ｔｉを過剰に含有すると粗大なＴｉＮが生成して靭性が損なわれるおそれがある。このため、Ｔｉ含有量は０．１５０％以下であることが好ましく、０．１００％以下又は０．０５０％以下であってもよい。
（Ｎｂ：０～０．１５０％）
Ｎｂ（ニオブ）は焼入れ性の向上を通じて強度の向上に寄与する元素である。Ｎｂ含有量は０％であってよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有していてもよい。Ｎｂ含有量は、０．００１％以上、０．００５％以上、０．０１０％以上又は０．０１５％以上であってもよい。一方、十分な靭性及び溶接性を確保する観点から、Ｎｂ含有量は、０．１５０％以下であることが好ましく、０．１００％以下又は０．０６０％以下であってもよい。
Ｎｂ（ニオブ）は焼入れ性の向上を通じて強度の向上に寄与する元素である。Ｎｂ含有量は０％であってよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有していてもよい。Ｎｂ含有量は、０．００１％以上、０．００５％以上、０．０１０％以上又は０．０１５％以上であってもよい。一方、十分な靭性及び溶接性を確保する観点から、Ｎｂ含有量は、０．１５０％以下であることが好ましく、０．１００％以下又は０．０６０％以下であってもよい。
（Ｖ：０～０．１５０％）
Ｖ（バナジウム）は焼入れ性の向上を通じて強度の向上に寄与する元素である。Ｖ含有量は０％であってよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有していてもよい。Ｖ含有量は、０．００１％以上、０．０１０％以上、０．０２０％以上又は０．０３０％以上であってもよい。一方、十分な靭性及び溶接性を確保する観点から、Ｖ含有量は、０．１５０％以下であることが好ましく、０．１００％以下又は０．０６０％以下であってもよい。
Ｖ（バナジウム）は焼入れ性の向上を通じて強度の向上に寄与する元素である。Ｖ含有量は０％であってよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有していてもよい。Ｖ含有量は、０．００１％以上、０．０１０％以上、０．０２０％以上又は０．０３０％以上であってもよい。一方、十分な靭性及び溶接性を確保する観点から、Ｖ含有量は、０．１５０％以下であることが好ましく、０．１００％以下又は０．０６０％以下であってもよい。
（Ｃｒ：０～２．００％）
Ｃｒ（クロム）は、鋼の焼入れ性を高めて、鋼の強度を高めるのに有効である。Ｃｒ含有量は０％であってよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有していてもよい。Ｃｒ含有量は、０．０１％以上、０．１０％以上、０．２０％以上、０．５０％以上又は０．８０％以上であってもよい。一方、Ｃｒを過剰に含有するとＣｒ炭化物が多量に形成し、逆に焼入れ性が損なわれるおそれがある。このため、Ｃｒ含有量は２．００％以下であることが好ましく、１．８０％以下又は１．５０％以下であってもよい。
Ｃｒ（クロム）は、鋼の焼入れ性を高めて、鋼の強度を高めるのに有効である。Ｃｒ含有量は０％であってよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有していてもよい。Ｃｒ含有量は、０．０１％以上、０．１０％以上、０．２０％以上、０．５０％以上又は０．８０％以上であってもよい。一方、Ｃｒを過剰に含有するとＣｒ炭化物が多量に形成し、逆に焼入れ性が損なわれるおそれがある。このため、Ｃｒ含有量は２．００％以下であることが好ましく、１．８０％以下又は１．５０％以下であってもよい。
（Ｎｉ：０～２．００％）
Ｎｉ（ニッケル）は、鋼の焼入れ性を高めて、鋼の強度を高めるのに有効な元素である。Ｎｉ含有量は０％であってよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有していてもよい。Ｎｉ含有量は、０．０１％以上、０．１０％以上、０．２０％以上、０．５０％以上又は０．８０％以上であってもよい。一方、Ｎｉの過剰な添加はコストの上昇を招く。このため、Ｎｉ含有量は２．００％以下であることが好ましく、１．８０％以下又は１．５０％以下であってもよい。
Ｎｉ（ニッケル）は、鋼の焼入れ性を高めて、鋼の強度を高めるのに有効な元素である。Ｎｉ含有量は０％であってよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有していてもよい。Ｎｉ含有量は、０．０１％以上、０．１０％以上、０．２０％以上、０．５０％以上又は０．８０％以上であってもよい。一方、Ｎｉの過剰な添加はコストの上昇を招く。このため、Ｎｉ含有量は２．００％以下であることが好ましく、１．８０％以下又は１．５０％以下であってもよい。
（Ｃｕ：０～２．００％）
Ｃｕ（銅）は、鋼の焼入れ性を高めて、鋼の強度を高めるのに有効な元素である。Ｃｕ含有量は０％であってよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有していてもよい。Ｃｕ含有量は、０．００１％以上、０．００５％以上又は０．０１％以上であってもよい。一方、靭性低下や鋳造後のスラブの割れや溶接性の低下を抑制する観点から、Ｃｕ含有量は２．００％以下であることが好ましく、１．８０％以下、１．５０％以下又は１．００％以下であってもよい。
Ｃｕ（銅）は、鋼の焼入れ性を高めて、鋼の強度を高めるのに有効な元素である。Ｃｕ含有量は０％であってよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有していてもよい。Ｃｕ含有量は、０．００１％以上、０．００５％以上又は０．０１％以上であってもよい。一方、靭性低下や鋳造後のスラブの割れや溶接性の低下を抑制する観点から、Ｃｕ含有量は２．００％以下であることが好ましく、１．８０％以下、１．５０％以下又は１．００％以下であってもよい。
（Ｍｏ：０～１．００％）
Ｍｏ（モリブデン）は、鋼の焼入れ性を高めて、鋼の強度を高めるのに有効な元素である。Ｍｏ含有量は０％であってよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有していてもよい。Ｍｏ含有量は、０．０１％以上、０．１０％以上、０．２０％以上又は０．３０％以上であってもよい。一方、靭性と溶接性の低下を抑制する観点から、Ｍｏ含有量は１．００％以下であることが好ましく、０．９０％以下又は０．８０％以下であってもよい。
Ｍｏ（モリブデン）は、鋼の焼入れ性を高めて、鋼の強度を高めるのに有効な元素である。Ｍｏ含有量は０％であってよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有していてもよい。Ｍｏ含有量は、０．０１％以上、０．１０％以上、０．２０％以上又は０．３０％以上であってもよい。一方、靭性と溶接性の低下を抑制する観点から、Ｍｏ含有量は１．００％以下であることが好ましく、０．９０％以下又は０．８０％以下であってもよい。
（Ｗ：０～１．００％）
Ｗ（タングステン）は、鋼の焼入れ性を高めて、鋼の強度を高めるのに有効な元素である。Ｗ含有量は０％であってよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有していてもよい。Ｗ含有量は、０．００１％以上、０．００５％以上又は０．０１％以上であってもよい。一方、靭性と溶接性の低下を抑制する観点から、Ｗ含有量は１．００％以下であることが好ましく、０．９０％以下、０．８０％以下、０．５０％以下又は０．１０％以下であってもよい。
Ｗ（タングステン）は、鋼の焼入れ性を高めて、鋼の強度を高めるのに有効な元素である。Ｗ含有量は０％であってよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有していてもよい。Ｗ含有量は、０．００１％以上、０．００５％以上又は０．０１％以上であってもよい。一方、靭性と溶接性の低下を抑制する観点から、Ｗ含有量は１．００％以下であることが好ましく、０．９０％以下、０．８０％以下、０．５０％以下又は０．１０％以下であってもよい。
（Ｃａ：０～０．１００％）
Ｃａ（カルシウム）は、介在物制御、特に介在物の微細分散化に寄与し、靭性を高める作用を有する元素である。Ｃａ含有量は０％であってよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有していてもよい。Ｃａ含有量は、０．０００１％以上、０．０００５％以上又は０．００１％以上であってもよい。一方、Ｃａを過剰に含有すると表面性状の劣化が顕在化する場合がある。このため、Ｃａ含有量は０．１００％以下であることが好ましく、０．０８０％以下、０．０５０％以下、０．０１０％以下又は０．００５％以下であってもよい。
Ｃａ（カルシウム）は、介在物制御、特に介在物の微細分散化に寄与し、靭性を高める作用を有する元素である。Ｃａ含有量は０％であってよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有していてもよい。Ｃａ含有量は、０．０００１％以上、０．０００５％以上又は０．００１％以上であってもよい。一方、Ｃａを過剰に含有すると表面性状の劣化が顕在化する場合がある。このため、Ｃａ含有量は０．１００％以下であることが好ましく、０．０８０％以下、０．０５０％以下、０．０１０％以下又は０．００５％以下であってもよい。
（Ｍｇ：０～０．１００％）
Ｍｇ（マグネシウム）は、介在物制御、特に介在物の微細分散化に寄与し、靭性を高める作用を有する元素である。Ｍｇ含有量は０％であってよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有していてもよい。Ｍｇ含有量は、０．０００１％以上、０．０００５％以上又は０．００１％以上であってもよい。一方、Ｍｇを過剰に含有すると表面性状の劣化が顕在化する場合がある。このため、Ｍｇ含有量は０．１００％以下であることが好ましく、０．０９０％以下、０．０８０％以下、０．０５０％以下又は０．０１０％以下であってもよい。
Ｍｇ（マグネシウム）は、介在物制御、特に介在物の微細分散化に寄与し、靭性を高める作用を有する元素である。Ｍｇ含有量は０％であってよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有していてもよい。Ｍｇ含有量は、０．０００１％以上、０．０００５％以上又は０．００１％以上であってもよい。一方、Ｍｇを過剰に含有すると表面性状の劣化が顕在化する場合がある。このため、Ｍｇ含有量は０．１００％以下であることが好ましく、０．０９０％以下、０．０８０％以下、０．０５０％以下又は０．０１０％以下であってもよい。
（Ｚｒ：０～０．１００％）
Ｚｒ（ジルコニウム）は、介在物制御、特に介在物の微細分散化に寄与し、靭性を高める作用を有する元素である。Ｚｒ含有量は０％であってよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有していてもよい。Ｚｒ含有量は、０．００１％以上、０．００５％以上又は０．０１０％以上であってもよい。一方、Ｚｒを過剰に含有すると表面性状の劣化が顕在化する場合がある。このため、Ｚｒ含有量は０．１００％以下であることが好ましく、０．０５０％以下、０．０４０％以下又は０．０３０％以下であってもよい。
Ｚｒ（ジルコニウム）は、介在物制御、特に介在物の微細分散化に寄与し、靭性を高める作用を有する元素である。Ｚｒ含有量は０％であってよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有していてもよい。Ｚｒ含有量は、０．００１％以上、０．００５％以上又は０．０１０％以上であってもよい。一方、Ｚｒを過剰に含有すると表面性状の劣化が顕在化する場合がある。このため、Ｚｒ含有量は０．１００％以下であることが好ましく、０．０５０％以下、０．０４０％以下又は０．０３０％以下であってもよい。
（Ｈｆ：０～０．１００％）
Ｈｆ（ハフニウム）は、介在物制御、特に介在物の微細分散化に寄与し、靭性を高める作用を有する元素である。Ｈｆ含有量は０％であってよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有していてもよい。Ｈｆ含有量は、０．０００１％以上、０．０００５％以上又は０．００１％以上であってもよい。一方、Ｈｆを過剰に含有すると表面性状の劣化が顕在化する場合がある。このため、Ｈｆ含有量は０．１００％以下であることが好ましく、０．０５０％以下、０．０３０％以下又は０．０１０％以下であってもよい。
Ｈｆ（ハフニウム）は、介在物制御、特に介在物の微細分散化に寄与し、靭性を高める作用を有する元素である。Ｈｆ含有量は０％であってよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有していてもよい。Ｈｆ含有量は、０．０００１％以上、０．０００５％以上又は０．００１％以上であってもよい。一方、Ｈｆを過剰に含有すると表面性状の劣化が顕在化する場合がある。このため、Ｈｆ含有量は０．１００％以下であることが好ましく、０．０５０％以下、０．０３０％以下又は０．０１０％以下であってもよい。
（ＲＥＭ：０～０．１００％）
ＲＥＭ（希土類元素）は、介在物制御、特に介在物の微細分散化に寄与し、靭性を高める作用を有する元素である。ＲＥＭ含有量は０％であってよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有していてもよい。ＲＥＭ含有量は、０．０００１％以上、０．０００５％以上又は０．００１％以上であってもよい。一方、ＲＥＭを過剰に含有すると表面性状の劣化が顕在化する場合がある。このため、ＲＥＭ含有量は０．１００％以下であることが好ましく、０．０５０％以下、０．０３０％以下又は０．０１０％以下であってもよい。なお、ＲＥＭとは、Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌの略であり、ランタノイド系列に属する元素をいう。ＲＥＭは通常ミッシュメタルとして添加される。
ＲＥＭ（希土類元素）は、介在物制御、特に介在物の微細分散化に寄与し、靭性を高める作用を有する元素である。ＲＥＭ含有量は０％であってよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有していてもよい。ＲＥＭ含有量は、０．０００１％以上、０．０００５％以上又は０．００１％以上であってもよい。一方、ＲＥＭを過剰に含有すると表面性状の劣化が顕在化する場合がある。このため、ＲＥＭ含有量は０．１００％以下であることが好ましく、０．０５０％以下、０．０３０％以下又は０．０１０％以下であってもよい。なお、ＲＥＭとは、Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌの略であり、ランタノイド系列に属する元素をいう。ＲＥＭは通常ミッシュメタルとして添加される。
本発明に係る鋼板において、上記成分組成以外の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、鋼板を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分等である。
本発明において、鋼板の成分組成の分析は、当業者に公知の元素分析法を用いればよく、例えば、誘導結合プラズマ質量分析法（ＩＣＰ－ＭＳ法）により行われる。ただし、Ｃ及びＳについては燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎについては不活性ガス融解－熱伝導度法を用いて測定するとよい。これらの分析は、鋼板をＪＩＳ Ｇ０４１７：１９９９に準拠した方法で採取したサンプルで行えばよい。
［表層］
本発明において、鋼板の「表層」とは、鋼板の表面（めっき鋼板の場合は鋼板とめっき層の界面）から板厚方向に所定の深さまでの領域を意味し、「所定の深さ」は典型的には５０μｍ以下である。
本発明において、鋼板の「表層」とは、鋼板の表面（めっき鋼板の場合は鋼板とめっき層の界面）から板厚方向に所定の深さまでの領域を意味し、「所定の深さ」は典型的には５０μｍ以下である。
図２に例示されるように、本発明に係る鋼板１１は、当該鋼板１１の表層にデンドライト型酸化物１２を含む。このデンドライト型酸化物１２が母材鋼１３の内部に存在する（すなわち内部酸化物として存在する）ことにより、図１に示される母材鋼３の表面上に外部酸化層２が存在する場合に比べ、鋼板１１が高いめっき性を有することが可能となる。これは、内部酸化物の形成に関連して、めっき（例えばＺｎ系めっき）を鋼板の表面上に形成する際にめっき成分と鋼成分との相互拡散を阻害する外部酸化層が存在しないか又は十分に薄い厚さでしか存在しないために、めっき成分と鋼成分との相互拡散が十分になされた結果と考えられる。したがって、鋼板の表層、すなわち鋼板の内部にデンドライト型酸化物を含む本発明に係る鋼板及びめっき鋼板は、高いめっき性を有する。
［デンドライト型酸化物］
本発明において、「デンドライト型酸化物」とは、鋼内部における結晶粒内にデンドライト状に存在する酸化物をいう。ここでいう結晶粒内とは電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）測定において結晶方位差が１０°未満であるものをいう。また、「デンドライト状」とは、主枝（一次アーム）から枝部分（二次アーム）が針状又は葉状に複数に枝分かれして三次元的に成長してなる樹枝状の形状をいい、例えば、０．５～５．０μｍの長さの一次アームから５０～３００ｎｍの長さの二次アームが成長していることをいう。一次アームは、１．０～５．０μｍの長さであると好ましく、２．０～５．０μｍの長さであるとより好ましい。二次アームは、７０～２５０ｎｍの長さであると好ましく、１００～２５０ｎｍの長さであるとより好ましい。一次アーム及び二次アームの長さは、鋼板の断面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察することで測定することができる。実際には、デンドライト型酸化物は鋼板結晶粒内において、典型的に樹枝状に三次元的に存在しているため、鋼板の表層の断面を観察した場合は、当該デンドライト型酸化物は、典型的に、一本の一次アームから両側に複数の二次アームが枝分かれした形状か、又は、二次アームのみが点状にほぼ等しい間隔で（例えば隣り合う各点の間隔の差が１０％以下）略直線的に存在する形状として観察される。図２においては、例として、一本の一次アームから両側に複数の二次アームが枝分かれした形状として観察されたデンドライト型酸化物１２と、二次アームのみが点状に略直線的に存在する形状として観察されたデンドライト型酸化物１２が示される。特定の実施形態において、本発明におけるデンドライト型酸化物は、例えば、鋼板の表面から８μｍ未満、７μｍ未満又は６μｍ未満までの領域にのみ存在する場合がある。別の特定の実施形態において、デンドライト型酸化物は、鋼板の表面から１μｍ以上８μｍ未満、２μｍ以上８μｍ未満、又は３μｍ以上８μｍ未満の領域にのみ存在する場合がある。
本発明において、「デンドライト型酸化物」とは、鋼内部における結晶粒内にデンドライト状に存在する酸化物をいう。ここでいう結晶粒内とは電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）測定において結晶方位差が１０°未満であるものをいう。また、「デンドライト状」とは、主枝（一次アーム）から枝部分（二次アーム）が針状又は葉状に複数に枝分かれして三次元的に成長してなる樹枝状の形状をいい、例えば、０．５～５．０μｍの長さの一次アームから５０～３００ｎｍの長さの二次アームが成長していることをいう。一次アームは、１．０～５．０μｍの長さであると好ましく、２．０～５．０μｍの長さであるとより好ましい。二次アームは、７０～２５０ｎｍの長さであると好ましく、１００～２５０ｎｍの長さであるとより好ましい。一次アーム及び二次アームの長さは、鋼板の断面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察することで測定することができる。実際には、デンドライト型酸化物は鋼板結晶粒内において、典型的に樹枝状に三次元的に存在しているため、鋼板の表層の断面を観察した場合は、当該デンドライト型酸化物は、典型的に、一本の一次アームから両側に複数の二次アームが枝分かれした形状か、又は、二次アームのみが点状にほぼ等しい間隔で（例えば隣り合う各点の間隔の差が１０％以下）略直線的に存在する形状として観察される。図２においては、例として、一本の一次アームから両側に複数の二次アームが枝分かれした形状として観察されたデンドライト型酸化物１２と、二次アームのみが点状に略直線的に存在する形状として観察されたデンドライト型酸化物１２が示される。特定の実施形態において、本発明におけるデンドライト型酸化物は、例えば、鋼板の表面から８μｍ未満、７μｍ未満又は６μｍ未満までの領域にのみ存在する場合がある。別の特定の実施形態において、デンドライト型酸化物は、鋼板の表面から１μｍ以上８μｍ未満、２μｍ以上８μｍ未満、又は３μｍ以上８μｍ未満の領域にのみ存在する場合がある。
（面積率）
本発明において、デンドライト型酸化物の面積率は５．０％以上である。デンドライト型酸化物の面積率をこのような範囲に制御することで、鋼板内部の結晶粒内にデンドライト型酸化物を十分な量で存在させることができ、デンドライト型酸化物が腐食環境下での水素侵入を抑制する水素のトラップサイトとして良好に機能する。一方、デンドライト型酸化物の面積率が５．０％未満であると、水素のトラップサイトとして機能するには量が十分でなく、腐食環境下での水素侵入を十分に抑制できず、良好な耐水素侵入性ひいては良好な耐水素脆化性を得られないおそれがある。デンドライト型酸化物の面積率は、好ましくは１０．０％以上又は２０．０％以上、より好ましくは３０．０％以上、さらに好ましくは５０．０％以上である。デンドライト型酸化物は多量に存在するほど好ましいため、デンドライト型酸化物の面積率は、上限は特に限定されないが、例えば７０．０％以下又は６０．０％以下であってもよい。
本発明において、デンドライト型酸化物の面積率は５．０％以上である。デンドライト型酸化物の面積率をこのような範囲に制御することで、鋼板内部の結晶粒内にデンドライト型酸化物を十分な量で存在させることができ、デンドライト型酸化物が腐食環境下での水素侵入を抑制する水素のトラップサイトとして良好に機能する。一方、デンドライト型酸化物の面積率が５．０％未満であると、水素のトラップサイトとして機能するには量が十分でなく、腐食環境下での水素侵入を十分に抑制できず、良好な耐水素侵入性ひいては良好な耐水素脆化性を得られないおそれがある。デンドライト型酸化物の面積率は、好ましくは１０．０％以上又は２０．０％以上、より好ましくは３０．０％以上、さらに好ましくは５０．０％以上である。デンドライト型酸化物は多量に存在するほど好ましいため、デンドライト型酸化物の面積率は、上限は特に限定されないが、例えば７０．０％以下又は６０．０％以下であってもよい。
デンドライト型酸化物の面積率は走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で測定される。具体的な測定は、以下のとおりである。鋼板の表層の断面をＳＥＭにより観察し、例えば図２のようなデンドライト型酸化物を含むＳＥＭ画像を得る。当該ＳＥＭ画像から観察領域として、１．０μｍ（深さ方向）×１．０μｍ（幅方向）の領域を合計１０箇所選択する。各領域の観察位置としては、深さ方向（鋼板の表面と垂直な方向）については、鋼板表面から０．５μｍ～５．０μｍまでの深さの領域のうちの１．０μｍとし、幅方向（鋼板の表面と平行な方向）については、上記ＳＥＭ画像の任意の位置の１．０μｍとする。次いで、上記のように選択した各領域のＳＥＭ画像を抽出し、酸化物部分と鋼部分とを分けるために二値化し、各二値化像からデンドライト型酸化物部分の総面積を算出する。こうして求めた１０箇所の領域の合計のデンドライト型酸化物の総面積を１０箇所の領域の総面積（１０μｍ2）で割ることによって、本発明における「デンドライト型の面積率」を求める。なお、上記の観察領域としては、デンドライト型でない酸化物を当該領域内に含むものは選択しない。
［酸化物の成分組成］
本発明において、デンドライト型酸化物（以下、単に酸化物ともいう）は、酸素に加え、上述した鋼板中に含まれる元素のうち１種又は２種以上を含むものであって、典型的に、Ｓｉ、Ｏ及びＦｅを含み、場合によりさらにＭｎを含む成分組成を有する。より具体的には、酸化物は、典型的にＳｉ：５～２５％、Ｍｎ：０～１０％、Ｏ：４０～６５％、及びＦｅ：１０～３０％を含む。当該酸化物は、これらの元素以外にも上述した鋼板に含まれ得る元素（例えばＣｒなど）を含んでもよい。
本発明において、デンドライト型酸化物（以下、単に酸化物ともいう）は、酸素に加え、上述した鋼板中に含まれる元素のうち１種又は２種以上を含むものであって、典型的に、Ｓｉ、Ｏ及びＦｅを含み、場合によりさらにＭｎを含む成分組成を有する。より具体的には、酸化物は、典型的にＳｉ：５～２５％、Ｍｎ：０～１０％、Ｏ：４０～６５％、及びＦｅ：１０～３０％を含む。当該酸化物は、これらの元素以外にも上述した鋼板に含まれ得る元素（例えばＣｒなど）を含んでもよい。
［Ｓｉ－Ｍｎ欠乏層］
本発明に係る鋼板は、当該鋼板の表面から３．０μｍ以上の厚さを有するＳｉ－Ｍｎ欠乏層を含み、当該厚さの１／２位置における酸化物を含まないＳｉ－Ｍｎ欠乏層のＳｉ及びＭｎ含有量がそれぞれ鋼板の板厚中心部におけるＳｉ及びＭｎ含有量の１０％未満である。デンドライト型酸化物の形成に起因して鋼板の表層に生成されるＳｉ－Ｍｎ欠乏層を３．０μｍ以上の厚さとし、当該Ｓｉ－Ｍｎ欠乏層のＳｉ及びＭｎ欠乏率をそれぞれ１０％未満に制御することで、水素の拡散を阻害する固溶Ｓｉ及びＭｎの量を十分に低減することができ、その結果として水素の拡散を促進して鋼中からの水素排出性を顕著に向上させることが可能となる。Ｓｉ－Ｍｎ欠乏層の厚さを大きくすることで鋼中からの水素の拡散をより促進させることができるため、Ｓｉ－Ｍｎ欠乏層の厚さは、好ましくは４．０μｍ以上、より好ましくは５．０μｍ以上、最も好ましくは７．０μｍ以上である。Ｓｉ－Ｍｎ欠乏層の厚さの上限は特に限定されないが、例えばＳｉ－Ｍｎ欠乏層の厚さは５０．０μｍ以下であってよい。
本発明に係る鋼板は、当該鋼板の表面から３．０μｍ以上の厚さを有するＳｉ－Ｍｎ欠乏層を含み、当該厚さの１／２位置における酸化物を含まないＳｉ－Ｍｎ欠乏層のＳｉ及びＭｎ含有量がそれぞれ鋼板の板厚中心部におけるＳｉ及びＭｎ含有量の１０％未満である。デンドライト型酸化物の形成に起因して鋼板の表層に生成されるＳｉ－Ｍｎ欠乏層を３．０μｍ以上の厚さとし、当該Ｓｉ－Ｍｎ欠乏層のＳｉ及びＭｎ欠乏率をそれぞれ１０％未満に制御することで、水素の拡散を阻害する固溶Ｓｉ及びＭｎの量を十分に低減することができ、その結果として水素の拡散を促進して鋼中からの水素排出性を顕著に向上させることが可能となる。Ｓｉ－Ｍｎ欠乏層の厚さを大きくすることで鋼中からの水素の拡散をより促進させることができるため、Ｓｉ－Ｍｎ欠乏層の厚さは、好ましくは４．０μｍ以上、より好ましくは５．０μｍ以上、最も好ましくは７．０μｍ以上である。Ｓｉ－Ｍｎ欠乏層の厚さの上限は特に限定されないが、例えばＳｉ－Ｍｎ欠乏層の厚さは５０．０μｍ以下であってよい。
同様に、Ｓｉ－Ｍｎ欠乏層のＳｉ及びＭｎ欠乏率をより小さくすることで鋼中の固溶Ｓｉ及びＭｎの量をさらに低減することができる。このため、Ｓｉ－Ｍｎ欠乏層のＳｉ欠乏率は、好ましくは８％以下、より好ましくは６％以下、最も好ましくは４％以下である。Ｓｉ欠乏率の下限値は、特に限定されないが０％であってもよい。同様に、Ｓｉ－Ｍｎ欠乏層のＭｎ欠乏率は、好ましくは８％以下、より好ましくは６％以下、最も好ましくは４％以下である。Ｍｎ欠乏率の下限値は、特に限定されないが０％であってもよい。本発明において、「酸化物を含まない」との表現は、上記のデンドライト型酸化物だけでなく、他のいかなる酸化物も含まないことを意味するものであり、このような酸化物を含まない領域はＳＥＭによる断面観察及びエネルギー分散型Ｘ線分光器（ＥＤＳ）により特定することが可能である。また、本発明に係るＳｉ－Ｍｎ欠乏層は、デンドライト型酸化物等の内部酸化物を単に形成しただけでは所望の厚さ及び組成の範囲に制御することはできず、後で詳しく説明するように、製造プロセスにおいて内部酸化の進行を適切に制御することが重要となる。
Ｓｉ－Ｍｎ欠乏層の厚さは、図２中のＤで示されるように、鋼板１１の表面（めっき鋼板の場合は鋼板とめっき層の界面）から鋼板１１の板厚方向（鋼板の表面に垂直な方向）に進んだ場合における鋼板１１の表面からデンドライト型酸化物１２が存在する最も遠い位置までの距離をいう。Ｓｉ－Ｍｎ欠乏層の厚さは、上述のデンドライト型酸化物の面積率を測定したＳＥＭ画像と同一の画像から求めればよい。また、Ｓｉ－Ｍｎ欠乏層の厚さの１／２位置における酸化物を含まない領域のＳｉ及びＭｎ含有量は、上記ＳＥＭ画像から決定されたＳｉ－Ｍｎ欠乏層の厚さの１／２位置において無作為に選択された酸化物を含まない１０箇所の点をエネルギー分散型Ｘ線分光器付き透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ－ＥＤＳ）を用いて分析し、得られたＳｉ及びＭｎ濃度の測定値を算術平均することによって決定される。また、鋼板の板厚中心部におけるＳｉ及びＭｎ含有量は、当該板厚中心部の断面をＳＥＭで観察し、そのＳＥＭ画像から板厚中心部において無作為に選択された１０箇所の点をエネルギー分散型Ｘ線分光器付き透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ－ＥＤＳ）を用いて分析し、得られたＳｉ及びＭｎ濃度の測定値を算術平均することによって決定される。最後に、Ｓｉ－Ｍｎ欠乏層の厚さの１／２位置におけるＳｉ及びＭｎ含有量をそれぞれ鋼板の板厚中心部におけるＳｉ及びＭｎ含有量で除したものを百分率で表現した値がＳｉ及びＭｎ欠乏率として決定される。
＜めっき鋼板＞
本発明に係るめっき鋼板は、上述した本発明に係る鋼板上にＺｎを含むめっき層を有する。このめっき層は鋼板の片面に形成されていても、両面に形成されていてもよい。Ｚｎを含むめっき層としては、例えば、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、電気亜鉛めっき層、電気合金亜鉛めっき層などが挙げられる。より具体的には、めっき種としては、例えば、Ｚｎ－０．２％Ａｌ（ＧＩ）、Ｚｎ－（０．３～１．５）％Ａｌ、Ｚｎ－４．５％Ａｌ、Ｚｎ－０．０９％Ａｌ－１０％Ｆｅ（ＧＡ）、Ｚｎ－１．５％Ａｌ－１．５％Ｍｇ、Ｚｎ－１１％Ａｌ－３％Ｍｇ－０．２％Ｓｉ、Ｚｎ－１１％Ｎｉ、又はＺｎ－１５％Ｍｇなどを用いることができる。
本発明に係るめっき鋼板は、上述した本発明に係る鋼板上にＺｎを含むめっき層を有する。このめっき層は鋼板の片面に形成されていても、両面に形成されていてもよい。Ｚｎを含むめっき層としては、例えば、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、電気亜鉛めっき層、電気合金亜鉛めっき層などが挙げられる。より具体的には、めっき種としては、例えば、Ｚｎ－０．２％Ａｌ（ＧＩ）、Ｚｎ－（０．３～１．５）％Ａｌ、Ｚｎ－４．５％Ａｌ、Ｚｎ－０．０９％Ａｌ－１０％Ｆｅ（ＧＡ）、Ｚｎ－１．５％Ａｌ－１．５％Ｍｇ、Ｚｎ－１１％Ａｌ－３％Ｍｇ－０．２％Ｓｉ、Ｚｎ－１１％Ｎｉ、又はＺｎ－１５％Ｍｇなどを用いることができる。
［めっき層の成分組成］
本発明におけるＺｎを含むめっき層に含まれる成分組成について説明する。元素の含有量に関する「％」は、特に断りがない限り、「質量％」を意味する。めっき層についての成分組成における数値範囲において、「～」を用いて表される数値範囲は、特に指定しない限り、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。
本発明におけるＺｎを含むめっき層に含まれる成分組成について説明する。元素の含有量に関する「％」は、特に断りがない限り、「質量％」を意味する。めっき層についての成分組成における数値範囲において、「～」を用いて表される数値範囲は、特に指定しない限り、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。
（Ａｌ：０～６０．０％）
Ａｌは、Ｚｎと共に含まれるか又は合金化することでめっき層の耐食性を向上させる元素であるため、必要に応じて含有していてもよい。したがって、Ａｌ含有量は０％であってもよい。ＺｎとＡｌとを含むめっき層を形成するために、Ａｌ含有量は０．０１％以上であることが好ましく、例えば、０．１％以上、０．５％以上、１．０％以上、又は３．０％以上であってよい。一方、Ａｌを過度に含有しても耐食性を向上させる効果が飽和するため、Ａｌ含有量は、６０．０％以下であることが好ましく、例えば、５５．０％以下、５０．０％以下、４０．０％以下、３０．０％以下、２０．０％以下、１０．０％以下、又は５．０％以下であってよい。
Ａｌは、Ｚｎと共に含まれるか又は合金化することでめっき層の耐食性を向上させる元素であるため、必要に応じて含有していてもよい。したがって、Ａｌ含有量は０％であってもよい。ＺｎとＡｌとを含むめっき層を形成するために、Ａｌ含有量は０．０１％以上であることが好ましく、例えば、０．１％以上、０．５％以上、１．０％以上、又は３．０％以上であってよい。一方、Ａｌを過度に含有しても耐食性を向上させる効果が飽和するため、Ａｌ含有量は、６０．０％以下であることが好ましく、例えば、５５．０％以下、５０．０％以下、４０．０％以下、３０．０％以下、２０．０％以下、１０．０％以下、又は５．０％以下であってよい。
（Ｍｇ：０～１５．０％）
Ｍｇは、Ｚｎ及びＡｌと共に含まれるか又は合金化することでめっき層の耐食性を向上させる元素であるため、必要に応じて含有していてもよい。したがって、Ｍｇ含有量は０％であってもよい。ＺｎとＡｌとＭｇとを含むめっき層を形成するために、Ｍｇ含有量は０．０１％以上であることが好ましく、例えば、０．１％以上、０．５％以上、１．０％以上、又は３．０％以上であってよい。一方、Ｍｇを過度に含有すると、めっき浴中にＭｇが溶解しきれずに酸化物として浮遊し、このめっき浴で亜鉛めっきするとめっき表層に酸化物が付着して外観不良を起こし、あるいは、不めっき部が発生するおそれがある。このため、Ｍｇ含有量は、１５．０％以下であることが好ましく、例えば、１０．０％以下、５．０％以下であってよい。
Ｍｇは、Ｚｎ及びＡｌと共に含まれるか又は合金化することでめっき層の耐食性を向上させる元素であるため、必要に応じて含有していてもよい。したがって、Ｍｇ含有量は０％であってもよい。ＺｎとＡｌとＭｇとを含むめっき層を形成するために、Ｍｇ含有量は０．０１％以上であることが好ましく、例えば、０．１％以上、０．５％以上、１．０％以上、又は３．０％以上であってよい。一方、Ｍｇを過度に含有すると、めっき浴中にＭｇが溶解しきれずに酸化物として浮遊し、このめっき浴で亜鉛めっきするとめっき表層に酸化物が付着して外観不良を起こし、あるいは、不めっき部が発生するおそれがある。このため、Ｍｇ含有量は、１５．０％以下であることが好ましく、例えば、１０．０％以下、５．０％以下であってよい。
（Ｆｅ：０～１５．０％）
Ｆｅは、鋼板上にＺｎを含むめっき層を形成した後にめっき鋼板を熱処理した場合に鋼板から拡散することでめっき層中に含まれ得る。したがって、熱処理がされていない状態においては、Ｆｅはめっき層中に含まれないため、Ｆｅ含有量は０％であってもよい。また、Ｆｅ含有量は、１．０％以上、２．０％以上、３．０％以上、４．０％以上又は５．０％以上であってもよい。一方、Ｆｅ含有量は、１５．０％以下であることが好ましく、例えば、１２．０％以下、１０．０％以下、８．０％以下又は６．０％以下であってもよい。
Ｆｅは、鋼板上にＺｎを含むめっき層を形成した後にめっき鋼板を熱処理した場合に鋼板から拡散することでめっき層中に含まれ得る。したがって、熱処理がされていない状態においては、Ｆｅはめっき層中に含まれないため、Ｆｅ含有量は０％であってもよい。また、Ｆｅ含有量は、１．０％以上、２．０％以上、３．０％以上、４．０％以上又は５．０％以上であってもよい。一方、Ｆｅ含有量は、１５．０％以下であることが好ましく、例えば、１２．０％以下、１０．０％以下、８．０％以下又は６．０％以下であってもよい。
（Ｓｉ：０～３．０％）
Ｓｉは、Ｚｎを含むめっき層、特にＺｎ－Ａｌ－Ｍｇめっき層に含まれるとさらに耐食性を向上させる元素であるため、必要に応じて含有していてもよい。したがって、Ｓｉ含有量は０％であってもよい。耐食性向上の観点から、Ｓｉ含有量は、例えば、０．００５％以上、０．０１％以上、０．０５％以上、０．１％以上又は０．５％以上であってもよい。また、Ｓｉ含有量は、３．０％以下、２．５％以下、２．０％以下、１．５％以下又は１．２％以下であってもよい。
Ｓｉは、Ｚｎを含むめっき層、特にＺｎ－Ａｌ－Ｍｇめっき層に含まれるとさらに耐食性を向上させる元素であるため、必要に応じて含有していてもよい。したがって、Ｓｉ含有量は０％であってもよい。耐食性向上の観点から、Ｓｉ含有量は、例えば、０．００５％以上、０．０１％以上、０．０５％以上、０．１％以上又は０．５％以上であってもよい。また、Ｓｉ含有量は、３．０％以下、２．５％以下、２．０％以下、１．５％以下又は１．２％以下であってもよい。
めっき層の基本の成分組成は上記のとおりである。さらに、めっき層は、任意選択で、Ｓｂ：０～０．５０％、Ｐｂ：０～０．５０％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｓｎ：０～１．００％、Ｔｉ：０～１．００％、Ｓｒ：０～０．５０％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、及びＭｎ：０～１．００％のうち１種又は２種以上を含有してもよい。特に限定されないが、めっき層を構成する上記基本成分の作用及び機能を十分に発揮させる観点から、これらの任意添加元素の合計含有量は５．００％以下とすることが好ましく、２．００％以下とすることがより好ましい。
めっき層において上記成分以外の残部はＺｎ及び不純物からなる。めっき層における不純物とは、めっき層を製造する際に、原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分等である。めっき層においては、不純物として、上で説明した基本成分及び任意添加成分以外の元素が、本発明の効果を妨げない範囲内で微量に含まれていてもよい。
めっき層の成分組成は、鋼板の腐食を抑制するインヒビターを加えた酸溶液にめっき層を溶解し、得られた溶液をＩＣＰ（高周波誘導結合プラズマ）発光分光法によって測定することにより決定することができる。
めっき層の厚さは、例えば３～５０μｍであってよい。また、めっき層の付着量は、特に限定されないが、例えば、片面当たり１０～１７０ｇ／ｍ2であってよい。本発明において、めっき層の付着量は、地鉄の腐食を抑制するインヒビターを加えた酸溶液にめっき層を溶解し、酸洗前後の重量変化から決定される。
［引張強度］
本発明に係る鋼板及びめっき鋼板は、高強度を有していることが好ましく、具体的には４４０ＭＰａ以上の引張強度を有することが好ましい。例えば、引張強度は５００ＭＰａ以上、６００ＭＰａ以上、７００ＭＰａ以上、又は８００ＭＰａ以上であってもよい。引張強度の上限は特に限定されないが、靭性確保の観点から例えば２０００ＭＰａ以下であればよい。引張強度の測定は、圧延方向に直角な方向を長手方向とするＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠して行えばよい。
本発明に係る鋼板及びめっき鋼板は、高強度を有していることが好ましく、具体的には４４０ＭＰａ以上の引張強度を有することが好ましい。例えば、引張強度は５００ＭＰａ以上、６００ＭＰａ以上、７００ＭＰａ以上、又は８００ＭＰａ以上であってもよい。引張強度の上限は特に限定されないが、靭性確保の観点から例えば２０００ＭＰａ以下であればよい。引張強度の測定は、圧延方向に直角な方向を長手方向とするＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠して行えばよい。
本発明に係る鋼板及びめっき鋼板は、高強度であり、高いめっき性及び耐水素脆化性を有するため、自動車、家電製品、建材等の広い分野において好適に使用することができるが、特に自動車分野で使用されるのが好ましい。自動車用に用いられる鋼板は、通常、めっき処理（典型的にＺｎ系めっき処理）が行われるため、本発明に係る鋼板を自動車用鋼板として使用した場合に、高いめっき性を有するという本発明の効果が好適に発揮される。また、自動車用に用いられる鋼板及びめっき鋼板は大気腐食環境下で使用されることが多く、その場合に当該環境下で発生する水素の侵入に起因する水素脆化割れが顕著に問題になり得る。そのため、本発明に係る鋼板及びめっき鋼板を自動車用鋼板として使用した場合に、高い耐水素脆化性を有するという本発明の効果が好適に発揮される。
＜鋼板の製造方法＞
以下で、本発明に係る鋼板の好ましい製造方法について説明する。以下の説明は、本発明に係る鋼板を製造するための特徴的な方法の例示を意図するものであって、当該鋼板を以下に説明するような製造方法によって製造されるものに限定することを意図するものではない。
以下で、本発明に係る鋼板の好ましい製造方法について説明する。以下の説明は、本発明に係る鋼板を製造するための特徴的な方法の例示を意図するものであって、当該鋼板を以下に説明するような製造方法によって製造されるものに限定することを意図するものではない。
本発明に係る鋼板は、例えば、成分組成を調整した溶鋼を鋳造して鋼片を形成する鋳造工程、鋼片を熱間圧延して熱延鋼板を得る熱延工程、熱延鋼板を巻取る巻取工程、巻取った熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る冷延工程、冷延鋼板の表面に転位を導入する研削工程、及び研削した冷延鋼板を焼鈍する焼鈍工程を行うことで得ることができる。代替的に、熱延工程後に巻き取らず、酸洗してそのまま冷延工程を行ってもよい。
［鋳造工程］
鋳造工程の条件は特に限定されない。例えば、高炉や電炉等による溶製に引き続き、各種の二次製錬を行い、次いで、通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造などの方法で鋳造すればよい。
鋳造工程の条件は特に限定されない。例えば、高炉や電炉等による溶製に引き続き、各種の二次製錬を行い、次いで、通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造などの方法で鋳造すればよい。
［熱延工程］
上記のように鋳造した鋼片を熱間圧延して熱延鋼板を得ることができる。熱延工程は、鋳造した鋼片を直接又は一旦冷却した後に再加熱して熱間圧延することにより行われる。再加熱を行う場合には、鋼片の加熱温度は、例えば１１００℃～１２５０℃であればよい。熱延工程においては、通常、粗圧延と仕上圧延とが行われる。各圧延の温度や圧下率は、所望の金属組織や板厚に応じて適宜変更すればよい。例えば仕上げ圧延の終了温度を９００～１０５０℃、仕上圧延の圧下率を１０～５０％としてもよい。
上記のように鋳造した鋼片を熱間圧延して熱延鋼板を得ることができる。熱延工程は、鋳造した鋼片を直接又は一旦冷却した後に再加熱して熱間圧延することにより行われる。再加熱を行う場合には、鋼片の加熱温度は、例えば１１００℃～１２５０℃であればよい。熱延工程においては、通常、粗圧延と仕上圧延とが行われる。各圧延の温度や圧下率は、所望の金属組織や板厚に応じて適宜変更すればよい。例えば仕上げ圧延の終了温度を９００～１０５０℃、仕上圧延の圧下率を１０～５０％としてもよい。
［巻取工程］
熱延鋼板は所定の温度で巻取ることができる。巻取温度は、所望の金属組織等に応じて適宜変更すればよく、例えば５００～８００℃であればよい。巻取る前又は巻取った後に巻き戻して、熱延鋼板に所定の熱処理を与えてもよい。代替的に、巻取工程は行わずに熱延工程後に酸洗して後述する冷延工程を行うこともできる。
熱延鋼板は所定の温度で巻取ることができる。巻取温度は、所望の金属組織等に応じて適宜変更すればよく、例えば５００～８００℃であればよい。巻取る前又は巻取った後に巻き戻して、熱延鋼板に所定の熱処理を与えてもよい。代替的に、巻取工程は行わずに熱延工程後に酸洗して後述する冷延工程を行うこともできる。
［冷延工程］
熱延鋼板に酸洗等を行った後、熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得ることができる。冷間圧延の圧下率は、所望の金属組織や板厚に応じて適宜変更すればよく、例えば２０～８０％であればよい。冷延工程後は、例えば空冷して室温まで冷却すればよい。
熱延鋼板に酸洗等を行った後、熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得ることができる。冷間圧延の圧下率は、所望の金属組織や板厚に応じて適宜変更すればよく、例えば２０～８０％であればよい。冷延工程後は、例えば空冷して室温まで冷却すればよい。
［研削工程］
最終的に得られる鋼板の表層においてデンドライト型酸化物を十分に形成させ、さらに所望の厚さ及び組成を有するＳｉ－Ｍｎ欠乏層を形成させるためには、冷延鋼板を焼鈍する前に研削工程を行うことが有効である。当該研削工程により、冷延鋼板の表面に多量の転位を導入することができる。酸素等の拡散は粒内よりも粒界の方が速いため、冷延鋼板の表面に多量の転位を導入することで粒界の場合と同様に多くのパスを形成することができる。このため、焼鈍時に酸素がこれらの転位に沿って鋼の内部まで拡散（侵入）しやすくなり、またＳｉ及びＭｎの拡散速度も向上するため、結果として酸素が鋼の内部のＳｉ及び／又はＭｎと結び付いてデンドライト型酸化物を形成するのを促進することが可能となる。また、このような内部酸化物の形成促進に伴い、周囲のＳｉ及びＭｎ濃度の低下も促進されるため、所望の厚さ及び組成を有するＳｉ－Ｍｎ欠乏層の形成も促進させることができる。研削工程は、特に限定されないが、例えば、重研削ブラシを用いて研削量１０～２００ｇ／ｍ2の条件下で冷延鋼板の表面を研削することにより実施することができる。重研削ブラシによる研削量は、当業者に公知の任意の適切な方法によって調整することができ、特に限定されないが、例えば、重研削ブラシの本数、回転数、ブラシ圧下量、及び使用する塗布液などを適切に選択することによって調整することができる。このような研削工程を実施することで、後述する焼鈍工程において所望のデンドライト型酸化物を形成するとともに、所望の厚さ及び組成すなわち３．０μｍ以上の厚さを有しかつＳｉ及びＭｎ欠乏率がそれぞれ１０％未満となるＳｉ－Ｍｎ欠乏層を確実かつ効率的に鋼板の表層に形成することが可能となる。
最終的に得られる鋼板の表層においてデンドライト型酸化物を十分に形成させ、さらに所望の厚さ及び組成を有するＳｉ－Ｍｎ欠乏層を形成させるためには、冷延鋼板を焼鈍する前に研削工程を行うことが有効である。当該研削工程により、冷延鋼板の表面に多量の転位を導入することができる。酸素等の拡散は粒内よりも粒界の方が速いため、冷延鋼板の表面に多量の転位を導入することで粒界の場合と同様に多くのパスを形成することができる。このため、焼鈍時に酸素がこれらの転位に沿って鋼の内部まで拡散（侵入）しやすくなり、またＳｉ及びＭｎの拡散速度も向上するため、結果として酸素が鋼の内部のＳｉ及び／又はＭｎと結び付いてデンドライト型酸化物を形成するのを促進することが可能となる。また、このような内部酸化物の形成促進に伴い、周囲のＳｉ及びＭｎ濃度の低下も促進されるため、所望の厚さ及び組成を有するＳｉ－Ｍｎ欠乏層の形成も促進させることができる。研削工程は、特に限定されないが、例えば、重研削ブラシを用いて研削量１０～２００ｇ／ｍ2の条件下で冷延鋼板の表面を研削することにより実施することができる。重研削ブラシによる研削量は、当業者に公知の任意の適切な方法によって調整することができ、特に限定されないが、例えば、重研削ブラシの本数、回転数、ブラシ圧下量、及び使用する塗布液などを適切に選択することによって調整することができる。このような研削工程を実施することで、後述する焼鈍工程において所望のデンドライト型酸化物を形成するとともに、所望の厚さ及び組成すなわち３．０μｍ以上の厚さを有しかつＳｉ及びＭｎ欠乏率がそれぞれ１０％未満となるＳｉ－Ｍｎ欠乏層を確実かつ効率的に鋼板の表層に形成することが可能となる。
［焼鈍工程］
上記研削工程を行った冷延鋼板に焼鈍を行う。焼鈍は、冷延鋼板に対して圧延方向に張力をかけた状態で行うのが好ましい。とりわけ、焼鈍温度が５００℃以上の領域では、それ以外の領域に比べて張力を高くして焼鈍を行なうことが好ましく、具体的には焼鈍温度が５００℃以上の領域では、冷延鋼板に対して圧延方向に３～１５０ＭＰａ、特に１５～１５０ＭＰａの張力をかけた状態で焼鈍を行うのが好ましい。焼鈍時に張力をかけると冷延鋼板の表面に多量の転位をより効果的に導入することが可能となる。したがって、焼鈍時に酸素がこれらの転位に沿って鋼の内部まで拡散（侵入）しやすくなり、またＳｉ及びＭｎの拡散速度も向上するため、鋼板の内部に酸化物が生成されやすくなる。その結果、所望の面積率のデンドライト型酸化物の形成、並びに所望の厚さ及び組成を有するＳｉ－Ｍｎ欠乏層の形成にとって有利となる。
上記研削工程を行った冷延鋼板に焼鈍を行う。焼鈍は、冷延鋼板に対して圧延方向に張力をかけた状態で行うのが好ましい。とりわけ、焼鈍温度が５００℃以上の領域では、それ以外の領域に比べて張力を高くして焼鈍を行なうことが好ましく、具体的には焼鈍温度が５００℃以上の領域では、冷延鋼板に対して圧延方向に３～１５０ＭＰａ、特に１５～１５０ＭＰａの張力をかけた状態で焼鈍を行うのが好ましい。焼鈍時に張力をかけると冷延鋼板の表面に多量の転位をより効果的に導入することが可能となる。したがって、焼鈍時に酸素がこれらの転位に沿って鋼の内部まで拡散（侵入）しやすくなり、またＳｉ及びＭｎの拡散速度も向上するため、鋼板の内部に酸化物が生成されやすくなる。その結果、所望の面積率のデンドライト型酸化物の形成、並びに所望の厚さ及び組成を有するＳｉ－Ｍｎ欠乏層の形成にとって有利となる。
デンドライト型酸化物を十分な量で生成させる観点から、焼鈍工程の保持温度は７００～８７０℃であることが好ましく、好ましくは７４０～８４０℃であることがより好ましい。焼鈍工程の保持温度が７００℃未満であると、デンドライト型酸化物が十分に生成されないおそれがあり、耐水素侵入性が不十分になる場合がある。上記保持温度までの昇温速度は、特に限定されないが１～１０℃／秒で行えばよい。また、昇温は、１～１０℃／秒の第１昇温速度と、当該第１昇温速度とは異なる１～１０℃／秒の第２昇温速度とにより、２段階で行ってもよい。
上記保持温度での保持時間は、１５０秒超～３００秒であることが好ましく、２００～２８０秒であることがより好ましい。保持時間が１５０秒以下であると、デンドライト型酸化物が十分に生成されないおそれがある。一方、保持時間が３００秒超であると、外部酸化物が過剰に成長し、デンドライト型酸化物が十分に生成されないおそれがあり、めっき性及び耐水素侵入性が不十分になるおそれがある。
焼鈍工程における雰囲気の露点は、デンドライト型酸化物を十分な量で生成させる観点から、好ましくは－２０～１０℃であり、より好ましくは－１０～５℃である。露点が低すぎると、鋼板の表面上に外部酸化層が形成され、内部酸化物が十分に形成されないおそれがあり、めっき性及び耐水素侵入性が不十分になる場合がある。一方、露点が高すぎると、鋼板表面に外部酸化物としてＦｅ酸化物が生成し、デンドライト型酸化物が十分に生成されないおそれがあり、めっき性及び耐水素侵入性ひいては耐水素脆化性が不十分になるおそれがある。また、焼鈍工程における雰囲気は、還元雰囲気、より具体的には窒素及び水素を含む還元雰囲気、例えば水素１～１０％の還元雰囲気（例えば、水素４％及び窒素バランス）であってよい。
さらに、焼鈍工程を行う際の鋼板の内部酸化層を除去しておくことが有効である。上述した圧延工程、特に熱延工程の間に鋼板の表層に内部酸化層が形成される場合がある。そのような圧延工程で形成された内部酸化層は、焼鈍工程においてデンドライト型酸化物を形成するのを阻害するおそれがあるため、当該内部酸化層は酸洗処理等により焼鈍前に除去しておくことが好ましい。より具体的には、焼鈍工程を行う際の冷延鋼板の内部酸化層の深さは、０．５μｍ以下、好ましくは０．３μｍ以下、より好ましくは０．２μｍ以下、さらに好ましくは０．１μｍ以下にしておくとよい。
上述した各工程を行うことにより、鋼板の表層にデンドライト型酸化物を十分な量で含むとともに、所望の厚さ及び組成を有するＳｉ－Ｍｎ欠乏層を含む鋼板を得ることができる。
＜めっき鋼板の製造方法＞
以下で、本発明に係るめっき鋼板の好ましい製造方法について説明する。以下の説明は、本発明に係るめっき鋼板を製造するための特徴的な方法の例示を意図するものであって、当該めっき鋼板を以下に説明するような製造方法によって製造されるものに限定することを意図するものではない。
以下で、本発明に係るめっき鋼板の好ましい製造方法について説明する。以下の説明は、本発明に係るめっき鋼板を製造するための特徴的な方法の例示を意図するものであって、当該めっき鋼板を以下に説明するような製造方法によって製造されるものに限定することを意図するものではない。
本発明に係るめっき鋼板は、上述のように製造した鋼板上にＺｎを含むめっき層を形成するめっき処理工程を行うことで得ることができる。
［めっき処理工程］
めっき処理工程は、当業者に公知の方法に従って行えばよい。めっき処理工程は、例えば、溶融めっきにより行ってもよく、電気めっきにより行ってもよい。好ましくは、めっき処理工程は溶融めっきにより行われる。めっき処理工程の条件は、所望のめっき層の成分組成、厚さ及び付着量等を考慮して適宜設定すればよい。めっき処理の後、合金化処理を行ってもよい。典型的には、めっき処理工程の条件は、Ａｌ：０～６０．０％、Ｍｇ：０～１５．０％、Ｆｅ：０～１５％、及びＳｉ：０～３％を含み、残部がＺｎ及び不純物からなるめっき層を形成するように設定するとよい。より具体的には、めっき処理工程の条件は、例えば、Ｚｎ－０．２％Ａｌ（ＧＩ）、Ｚｎ－０．０９％Ａｌ（ＧＡ）、Ｚｎ－１．５％Ａｌ－１．５％Ｍｇ、又はＺｎ－１１％Ａｌ－３％Ｍｇ－０．２％Ｓｉを形成するように適宜設定すればよい。
めっき処理工程は、当業者に公知の方法に従って行えばよい。めっき処理工程は、例えば、溶融めっきにより行ってもよく、電気めっきにより行ってもよい。好ましくは、めっき処理工程は溶融めっきにより行われる。めっき処理工程の条件は、所望のめっき層の成分組成、厚さ及び付着量等を考慮して適宜設定すればよい。めっき処理の後、合金化処理を行ってもよい。典型的には、めっき処理工程の条件は、Ａｌ：０～６０．０％、Ｍｇ：０～１５．０％、Ｆｅ：０～１５％、及びＳｉ：０～３％を含み、残部がＺｎ及び不純物からなるめっき層を形成するように設定するとよい。より具体的には、めっき処理工程の条件は、例えば、Ｚｎ－０．２％Ａｌ（ＧＩ）、Ｚｎ－０．０９％Ａｌ（ＧＡ）、Ｚｎ－１．５％Ａｌ－１．５％Ｍｇ、又はＺｎ－１１％Ａｌ－３％Ｍｇ－０．２％Ｓｉを形成するように適宜設定すればよい。
以下、実施例によって本発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に何ら限定されるものではない。
（鋼板試料の作製）
成分組成を調整した溶鋼を鋳造して鋼片を形成し、鋼片を熱間圧延し、酸洗した後に冷間圧延して冷延鋼板を得た。次いで、室温まで空冷し、冷延鋼板に酸洗処理を施して圧延により形成された内部酸化層を表１に記載の焼鈍前の内部酸化層深さ（μｍ）まで除去した。次いで、各冷延鋼板からＪＩＳ Ｇ０４１７：１９９９に準拠した方法でサンプルを採取し、鋼板の成分組成をＩＣＰ－ＭＳ法等により分析した。測定した鋼板の成分組成を表１に示す。使用した鋼板の板厚は全て１．６ｍｍであった。
成分組成を調整した溶鋼を鋳造して鋼片を形成し、鋼片を熱間圧延し、酸洗した後に冷間圧延して冷延鋼板を得た。次いで、室温まで空冷し、冷延鋼板に酸洗処理を施して圧延により形成された内部酸化層を表１に記載の焼鈍前の内部酸化層深さ（μｍ）まで除去した。次いで、各冷延鋼板からＪＩＳ Ｇ０４１７：１９９９に準拠した方法でサンプルを採取し、鋼板の成分組成をＩＣＰ－ＭＳ法等により分析した。測定した鋼板の成分組成を表１に示す。使用した鋼板の板厚は全て１．６ｍｍであった。
次いで、各冷延鋼板について、ＮａＯＨ水溶液を塗布した後、重研削ブラシを用いて１０～２００ｇ／ｍ2の研削量にて冷延鋼板の表面を研削した（試料Ｎｏ．３５は研削無し）。その後、表１に示す露点、保持温度及び保持時間により焼鈍処理（焼鈍雰囲気：水素４％及び窒素バランス）を行い、各鋼板試料を作製した。全ての鋼板試料において、焼鈍時の昇温速度は、５００℃までは６．０℃／秒とし、５００℃から保持温度までは２．０℃／秒とした。上記焼鈍処理において、冷延鋼板に対して圧延方向に１ＭＰａ以上の張力をかけた状態で焼鈍処理を行い、焼鈍温度が５００℃以上の領域でそれ以外の領域に比べて圧延方向により高い張力、具体的には３～１５０ＭＰａの張力をかけた状態で焼鈍を行った（試料Ｎｏ．３４はこのような張力の適用無し）。重研削ブラシによる研削の有無、及び焼鈍処理の条件（焼鈍温度５００℃以上の領域での３～１５０ＭＰａの張力適用の有無、露点（℃）、保持温度（℃）、及び保持時間（秒））を表１に示す。なお、各鋼板試料について、圧延方向に直角な方向を長手方向とするＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張試験をＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠して行った結果、Ｎｏ．１６及び１８については、引張強度が４４０ＭＰａ未満であり、それ以外については引張強度が４４０ＭＰａ以上であった。
（鋼板試料の表層の分析）
上記のように作成した各鋼板試料を２５ｍｍ×１５ｍｍに切断し、切断後の試料を樹脂に埋め込み鏡面研磨を施し、各鋼板試料の断面をＳＥＭにより観察して、そのＳＥＭ画像より１．０μｍ×１．０μｍの領域を合計１０箇所観察した。観察位置としては、深さ方向（鋼板の表面と垂直な方向）については、鋼板表面から２．０～３．０μｍの範囲の１．０μｍとし、幅方向（鋼板の表面と垂直な方向）については、上記ＳＥＭ画像の任意の位置の１．０μｍとした。次いで、得られた各鋼板試料についての各領域のＳＥＭ画像を二値化し、二値化像からデンドライト型酸化物部分の面積を算出した。こうして求めた１０個の二値化像におけるデンドライト型酸化物の面積から、各鋼板試料についての「デンドライト型酸化物の面積率」を求めた。各鋼板試料についてのデンドライト型酸化物の面積率（％）を表１に示す。なお、上記ＳＥＭ画像において、一次アームから両側に複数の二次アームが枝分かれした形状として観察されたデンドライト型酸化物の一次アーム及び二次アームの長さを測定したところ、試料Ｎｏ．２～８及び２０～３３については、一次アーム：０．５～５．０μｍかつ二次アーム：５０～３００ｎｍであった。
上記のように作成した各鋼板試料を２５ｍｍ×１５ｍｍに切断し、切断後の試料を樹脂に埋め込み鏡面研磨を施し、各鋼板試料の断面をＳＥＭにより観察して、そのＳＥＭ画像より１．０μｍ×１．０μｍの領域を合計１０箇所観察した。観察位置としては、深さ方向（鋼板の表面と垂直な方向）については、鋼板表面から２．０～３．０μｍの範囲の１．０μｍとし、幅方向（鋼板の表面と垂直な方向）については、上記ＳＥＭ画像の任意の位置の１．０μｍとした。次いで、得られた各鋼板試料についての各領域のＳＥＭ画像を二値化し、二値化像からデンドライト型酸化物部分の面積を算出した。こうして求めた１０個の二値化像におけるデンドライト型酸化物の面積から、各鋼板試料についての「デンドライト型酸化物の面積率」を求めた。各鋼板試料についてのデンドライト型酸化物の面積率（％）を表１に示す。なお、上記ＳＥＭ画像において、一次アームから両側に複数の二次アームが枝分かれした形状として観察されたデンドライト型酸化物の一次アーム及び二次アームの長さを測定したところ、試料Ｎｏ．２～８及び２０～３３については、一次アーム：０．５～５．０μｍかつ二次アーム：５０～３００ｎｍであった。
Ｓｉ－Ｍｎ欠乏層の厚さは、デンドライト型酸化物の面積率を測定したＳＥＭ画像において、鋼板の表面から鋼板の板厚方向（鋼板の表面に垂直な方向）に進んだ場合における鋼板の表面からデンドライト型酸化物が存在する最も遠い位置までの距離を測定することにより決定した。また、Ｓｉ－Ｍｎ欠乏層の厚さの１／２位置における酸化物を含まない領域のＳｉ及びＭｎ含有量は、上記ＳＥＭ画像から決定されたＳｉ－Ｍｎ欠乏層の厚さの１／２位置において無作為に選択された酸化物を含まない１０箇所の点をＴＥＭ－ＥＤＳを用いて分析し、得られたＳｉ及びＭｎ濃度の測定値を算術平均することによって決定した。また、鋼板の板厚中心部におけるＳｉ及びＭｎ含有量は、当該板厚中心部の断面をＳＥＭで観察し、そのＳＥＭ画像から板厚中心部において無作為に選択された１０箇所の点をＴＥＭ－ＥＤＳを用いて分析し、得られたＳｉ及びＭｎ濃度の測定値を算術平均することによって決定した。最後に、Ｓｉ－Ｍｎ欠乏層の厚さの１／２位置におけるＳｉ及びＭｎ含有量をそれぞれ鋼板の板厚中心部におけるＳｉ及びＭｎ含有量で除したものを百分率で表現した値をＳｉ及びＭｎ欠乏率として決定した。また、各鋼板試料について、デンドライト型酸化物の成分組成を分析したところ、いずれのデンドライト酸化物もＳｉ、Ｏ及びＦｅを含み、多くの酸化物でさらにＭｎを含み、それゆえいずれの酸化物の成分組成もＳｉ：５～２５％、Ｍｎ：０～１０％、Ｏ：４０～６５％、及びＦｅ：１０～３０％を含むものであった。
（めっき鋼板試料の作製）
各鋼板試料を１００ｍｍ×２００ｍｍのサイズに切断した後、表１に示すめっき種を形成するためのめっき処理を行うことによりめっき鋼板試料を作製した。表１において、めっき種Ａは「合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）」、めっき種Ｂは「溶融Ｚｎ－０．２％Ａｌめっき鋼板（ＧＩ）」、めっき種Ｃは「溶融Ｚｎ－（０．３～１．５）％Ａｌめっき鋼板（Ａｌ量を表中に記載）」を意味する。溶融亜鉛めっき工程では、切断した試料を４４０℃の溶融亜鉛めっき浴に３秒間浸漬した。浸漬後、１００ｍｍ／秒で引き抜き、Ｎ2ワイピングガスによりめっき付着量を５０ｇ／ｍ2に制御した。めっき種Ａについては、その後４６０℃で合金化処理を行った。
各鋼板試料を１００ｍｍ×２００ｍｍのサイズに切断した後、表１に示すめっき種を形成するためのめっき処理を行うことによりめっき鋼板試料を作製した。表１において、めっき種Ａは「合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）」、めっき種Ｂは「溶融Ｚｎ－０．２％Ａｌめっき鋼板（ＧＩ）」、めっき種Ｃは「溶融Ｚｎ－（０．３～１．５）％Ａｌめっき鋼板（Ａｌ量を表中に記載）」を意味する。溶融亜鉛めっき工程では、切断した試料を４４０℃の溶融亜鉛めっき浴に３秒間浸漬した。浸漬後、１００ｍｍ／秒で引き抜き、Ｎ2ワイピングガスによりめっき付着量を５０ｇ／ｍ2に制御した。めっき種Ａについては、その後４６０℃で合金化処理を行った。
（めっき層の成分組成分析）
めっき層の成分組成は、３０ｍｍ×３０ｍｍに切断したサンプルをインヒビター（朝日化学工業製イビット）入りの１０％ＨＣｌ水溶液に浸漬し、めっき層を酸洗剥離した後、水溶液中に溶解しためっき成分をＩＣＰ発光分光法によって測定することにより決定した。
めっき層の成分組成は、３０ｍｍ×３０ｍｍに切断したサンプルをインヒビター（朝日化学工業製イビット）入りの１０％ＨＣｌ水溶液に浸漬し、めっき層を酸洗剥離した後、水溶液中に溶解しためっき成分をＩＣＰ発光分光法によって測定することにより決定した。
（めっき性評価）
各めっき鋼板試料について、鋼板の表面の不めっき部の面積率を測定することでめっき性の評価を行った。具体的には、めっき層を形成した各めっき鋼板試料の表面の１ｍｍ×１ｍｍの領域を光学顕微鏡で観察し、観察した画像からめっき層が形成された部分（めっき部）とめっき層が形成されなかった部分（不めっき部）とを判別し、不めっき部の面積率（不めっき部の面積／観察した画像の面積）を算出し、以下の基準によりめっき性を評価し、その結果を表１に示す。〇が合格、×が不合格である。
評価〇：５．０％以下
評価×：５．０％超
各めっき鋼板試料について、鋼板の表面の不めっき部の面積率を測定することでめっき性の評価を行った。具体的には、めっき層を形成した各めっき鋼板試料の表面の１ｍｍ×１ｍｍの領域を光学顕微鏡で観察し、観察した画像からめっき層が形成された部分（めっき部）とめっき層が形成されなかった部分（不めっき部）とを判別し、不めっき部の面積率（不めっき部の面積／観察した画像の面積）を算出し、以下の基準によりめっき性を評価し、その結果を表１に示す。〇が合格、×が不合格である。
評価〇：５．０％以下
評価×：５．０％超
（耐水素脆化性の評価）
各めっき鋼板に、素地まで達する縦平行カットを２本入れた後、ＳＤＴ（塩水浸漬試験）を模擬し、５％ＮａＣｌ水溶液中において５０℃で４８０時間浸漬した。その後、各めっき鋼板試料について、昇温脱離法により拡散性水素量を測定した。具体的には、ガスクロマトグラフィを備えた加熱炉中でめっき鋼板試料を４００℃まで加熱し、２５０℃まで下がるまでに放出した水素量の総和を測定した。測定した拡散性水素量に基づき、以下の基準により、耐水素脆化性（試料中の水素蓄積量）を評価し、その結果を表１に示す。◎及び〇が合格、×が不合格である。
評価◎：０．２ｐｐｍ以下
評価〇：０．２ｐｐｍ超０．４ｐｐｍ以下
評価×：０．４ｐｐｍ超
各めっき鋼板に、素地まで達する縦平行カットを２本入れた後、ＳＤＴ（塩水浸漬試験）を模擬し、５％ＮａＣｌ水溶液中において５０℃で４８０時間浸漬した。その後、各めっき鋼板試料について、昇温脱離法により拡散性水素量を測定した。具体的には、ガスクロマトグラフィを備えた加熱炉中でめっき鋼板試料を４００℃まで加熱し、２５０℃まで下がるまでに放出した水素量の総和を測定した。測定した拡散性水素量に基づき、以下の基準により、耐水素脆化性（試料中の水素蓄積量）を評価し、その結果を表１に示す。◎及び〇が合格、×が不合格である。
評価◎：０．２ｐｐｍ以下
評価〇：０．２ｐｐｍ超０．４ｐｐｍ以下
評価×：０．４ｐｐｍ超
試料Ｎｏ．２～８及び２０～３３は、成分組成、デンドライト型酸化物の面積率、並びにＳｉ－Ｍｎ欠乏層の厚さ及び組成が適切であったため、高いめっき性及び耐水素脆化性を有していた。一方、試料Ｎｏ．１及び１９は、焼鈍前の内部酸化層深さが厚く、十分にデンドライト型酸化物を形成できず、また所望のＳｉ－Ｍｎ欠乏層も形成されなかったため、高い耐水素脆化性を得られなかった。試料Ｎｏ．９は焼鈍時の露点が低く、外部酸化層が形成され、デンドライト型酸化物が生成せず、また所望のＳｉ－Ｍｎ欠乏層も形成されなかったため、高いめっき性及び耐水素脆化性を得られなかった。試料Ｎｏ．１０は焼鈍時の露点が高く、外部酸化物が生成し、十分にデンドライト型酸化物が形成されず、また所望のＳｉ－Ｍｎ欠乏層も形成されなかったため、高いめっき性及び耐水素脆化性を得られなかった。試料Ｎｏ．１１は焼鈍時の保持温度が高く、外部酸化物が生成して十分にデンドライト型酸化物が形成されず、また所望のＳｉ－Ｍｎ欠乏層も形成されなかったため、高いめっき性及び耐水素脆化性を得られなかった。試料Ｎｏ．１２は焼鈍時の保持温度が低く、十分にデンドライト型酸化物が形成されず、また所望のＳｉ－Ｍｎ欠乏層も形成されなかったため、高い耐水素脆化性を得られなかった。試料Ｎｏ．１３は、焼鈍時の保持時間が短く、十分にデンドライト型酸化物が形成されず、また所望のＳｉ－Ｍｎ欠乏層も形成されなかったため、高い耐水素脆化性を得られなかった。試料Ｎｏ．１４は、焼鈍時の保持時間が長く、外部酸化物が生成され、十分にデンドライト型酸化物が形成されず、また所望のＳｉ－Ｍｎ欠乏層も形成されなかったため、高いめっき性及び耐水素脆化性を得られなかった。試料Ｎｏ．１５はＳｉ量が過剰であり、外部酸化物が成長し、十分にデンドライト型酸化物が形成されず、また所望のＳｉ－Ｍｎ欠乏層も形成されなかったため、高いめっき性及び耐水素脆化性を得られなかった。試料Ｎｏ．１６及び１８はそれぞれＳｉ量及びＭｎ量が０（ゼロ）であり、デンドライト型酸化物が形成されず、また所望のＳｉ－Ｍｎ欠乏層も形成されなかったため、高い耐水素脆化性を得られなかった。試料Ｎｏ．１７はＭｎ量が過剰であり、外部酸化物が成長し、十分にデンドライト型酸化物が形成されず、また所望のＳｉ－Ｍｎ欠乏層も形成されなかったため、高いめっき性及び耐水素脆化性を得られなかった。試料Ｎｏ．３４は焼鈍時に所定の張力を適用しなかったため、十分にデンドライト型酸化物が形成されず、また所望のＳｉ－Ｍｎ欠乏層も形成されなかった。その結果として高い耐水素脆化性を得られなかった。試料Ｎｏ．３５は焼鈍前の研削を行わなかったため、十分にデンドライト型酸化物が形成されず、また所望のＳｉ－Ｍｎ欠乏層も形成されなかった。その結果として高い耐水素脆化性を得られなかった。
本発明によれば、高いめっき性及び耐水素脆化性を有する高強度鋼板及びめっき鋼板を提供することが可能となり、当該鋼板及びめっき鋼板は自動車、家電製品、建材等の用途、特に自動車用に好適に用いることができ、自動車用鋼板及び自動車用めっき鋼板として高い衝突安全性、長寿命化が期待される。したがって、本発明は産業上の価値が極めて高い発明といえるものである。
１ 鋼板
２ 外部酸化層
３ 母材鋼
１１ 鋼板
１２ デンドライト型酸化物
１３ 母材鋼
２ 外部酸化層
３ 母材鋼
１１ 鋼板
１２ デンドライト型酸化物
１３ 母材鋼
Claims (6)
- 質量％で、
Ｃ：０．０５～０．４０％、
Ｓｉ：０．２～３．０％、
Ｍｎ：０．１～５．０％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０～０．４０００％未満、
Ｐ：０．０３００％以下、
Ｓ：０．０３００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｂ：０～０．０１０％、
Ｔｉ：０～０．１５０％、
Ｎｂ：０～０．１５０％、
Ｖ：０～０．１５０％、
Ｃｒ：０～２．００％、
Ｎｉ：０～２．００％、
Ｃｕ：０～２．００％、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｗ：０～１．００％、
Ｃａ：０～０．１００％、
Ｍｇ：０～０．１００％、
Ｚｒ：０～０．１００％、
Ｈｆ：０～０．１００％、及び
ＲＥＭ：０～０．１００％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる成分組成を有する鋼板において、
前記鋼板の表層にデンドライト型酸化物を含み、
前記デンドライト型酸化物の面積率が５．０％以上であり、
前記鋼板の表面から３．０μｍ以上の厚さを有するＳｉ－Ｍｎ欠乏層を含み、
前記厚さの１／２位置における酸化物を含まない前記Ｓｉ－Ｍｎ欠乏層のＳｉ及びＭｎ含有量がそれぞれ前記鋼板の板厚中心部におけるＳｉ及びＭｎ含有量の１０％未満であり、
前記デンドライト型酸化物の面積率は、鋼板の表層の断面をＳＥＭにより観察してデンドライト型酸化物を含むＳＥＭ画像を得、次いで１．０μｍ（鋼板表面から深さ方向に０．５μｍ～５．０μｍまでの領域のうちの１．０μｍ）×１．０μｍ（幅方向）の領域を合計１０箇所選択し、１０箇所の領域の合計のデンドライト型酸化物の総面積を１０箇所の領域の総面積（１０μｍ 2 ）で割ることによって求められる、鋼板。 - 前記デンドライト型酸化物の面積率が１０．０％以上である、請求項１に記載の鋼板。
- 前記デンドライト型酸化物の面積率が３０．０％以上である、請求項１に記載の鋼板。
- 前記デンドライト型酸化物の面積率が５０．０％以上である、請求項１に記載の鋼板。
- 請求項１～４のいずれか１項に記載の鋼板上にＺｎを含むめっき層を有する、めっき鋼板。
- 前記めっき層がＺｎ－（０．３～１．５）％Ａｌの成分組成を有する、請求項５に記載のめっき鋼板。
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