JP2002030403A

JP2002030403A - 合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法

Info

Publication number: JP2002030403A
Application number: JP2000214833A
Authority: JP
Inventors: Masahiko Hori; 雅彦堀; Hirotatsu Kojima; 啓達小嶋
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2000-07-14
Filing date: 2000-07-14
Publication date: 2002-01-31

Abstract

(57)【要約】（修正有）【課題】母材が局部延性に優れ、めっき濡れ性および
パウダリング性を改善し、延性に優れた合金化溶融亜鉛
めっき鋼板とその製造方法を提供する。【解決手段】質量％でＣ：0.05％以上0.2 ％以下，Ｓ
ｉ:0.02 ％以上0.70％以下、Ｍｎ：0.5 ％以上3.0 ％以
下、Ｐ：0.005 ％以上0.10％以下、Ｓ：0.1 ％以下、Ａ
ｌ：0.10％以上2 .0％以下、Ｎ：0.01％以下で、且つ、
Ｓｉ（％）＋Ａｌ（％）≧０．５を満足すると共に残部
がFeおよび不可避不純物から成り、母材が、オーステナ
イト相を体積％で１％以上含有し、さらに、めっき皮膜
は、Ｆｅ濃度が８質量％以上１５質量％以下であり、且
つ、めっき皮膜におけるΓ相平均厚み：２μｍ以下、厚
み方向の最大Γ₁相長さ：１．５μｍ以下であって、最
大Γ₁相長さ／Γ相厚み≦１．０の関係を満足する。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、局部延性に優れた
母材を用い、且つ、高い防錆能を有する、パウダリング
性の良好な合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法に
関するものである。

【０００２】

【従来の技術】近年、家電、建材、及び自動車の産業分
野においては溶融亜鉛めっき鋼板が大量に使用されてい
るが、とりわけ経済性、防錆機能、塗装後の性能の点で
合金化溶融亜鉛めっき鋼板が広く用いられている。

【０００３】一方、母材性能としては、各種機械、装置
類には高性能化と同時に軽量化が強く推進されており、
高強度化技術が数多く開発されている。しかしながら、
高強度化に伴い、鋼板の延性は損なわれるため、加工性
が劣化するという問題を有していた。

【０００４】このような問題に対して、特に、穴広げ性
が良好であり、真にプレス時の加工性が良好である鋼板
として、特開平５−７０８８６号公報は、Ｓｉ、Ａｌを
適量添加し、鋼中に残留オーステナイトを含み、局部延
性の著しく改善された材料を提案している。

【０００５】一方、製品としての鋼板の性能としては、
高強度で且つ加工性に優れ、さらに、経済的に防錆能の
高いものが要求される。従って、上記母材に、合金化溶
融亜鉛めっきを施した材料が要求されるようになった。

【０００６】このようなめっき鋼板を製造するために
は、まず、母材は通常、適当な脱脂洗浄工程を経た後、
もしくは脱脂洗浄を行うことなく、鋼板を弱酸化性雰囲
気もしくは還元性雰囲気で予熱した後、水素＋窒素の還
元性雰囲気で鋼板を焼鈍し、しかる後、鋼板をめっき温
度付近まで冷却してから溶融亜鉛浴に浸漬することによ
り製造される。さらに、合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、
この後、連続的に熱処理炉で500 〜600 ℃の材料温度に
3 〜60秒加熱することにより、Fe-Zn 合金めっき層を形
成せしめることになる。このときのめっき層は、Fe-Zn
の金属間化合物よりなり一般にその平均Fe濃度は8 〜12
質量％である。そのめっきの付着量は通常片面当り20〜
70g/m²であり、この範囲以下のものは通常の手段におい
て製造することが難しく、また、この範囲を上回るもの
はめっき層の耐パウダリング性を確保することが困難で
あるので一般には供給されていない。

【０００７】このような合金化溶融亜鉛めっき鋼板の母
材として、残留オーステナイトを含有する材料を採用す
る場合、通常の条件下では改善できない次のような問題
が生じる。

【０００８】まず、Ｓｉ、Ａｌを添加した鋼板は、還元
焼鈍時にＳｉ、Ａｌの酸化物が表面に濃化し、溶融めっ
き時の濡れ性を著しく劣化することになる。この点に関
し、従来にあってもＳｉの単独添加鋼に対しては、様々
な改善方法が提案されており、例えば、特開平8-13114
号公報で示されるように、鋼板を前酸化させ、表面のＳ
ｉ酸化物の濃化量を減少させる改善法が提案されてい
る。

【０００９】しかしながら、Ｓｉ、Ａｌを複合添加した
鋼材については、ＳｉよりＡｌの方が酸素濃度が低くて
も酸化されるため、より改良された技術が必要となる。
勿論、Ａｌ、Ｓｉが複合添加された場合の濡れ性につい
ての改善は、未だなされていない。

【００１０】さらに、合金化時にも、合金化が遅延する
ために操業性が悪くなるという問題が生じている。これ
らの濡れ性および合金化時の問題について、現在までの
ところ、実質的には改善法が提案されていないため、Ｓ
ｉ、Ａｌ複合添加鋼における残留オーステナイトを含む
組成を有する母材の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は製造さ
れてはいない。

【００１１】

【発明が解決しようとする課題】本発明の課題は、主と
して自動車に使用される合金化溶融亜鉛めっき鋼板とそ
の製造方法を提供するものである。

【００１２】さらに具体的には、本発明の課題は、特
に、その母材を局部延性に優れた残留オーステナイトを
含む鋼板とし、そのときのめっき濡れ性の低下および合
金化時の残留オーステナイトの消失を防止し、さらに、
パウダリング性を改善し、延性に優れた合金化溶融亜鉛
めっき鋼板とその製造方法を提供するものである。

【００１３】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、まず、Ｓ
ｉ、Ａｌ複合添加の残留オーステナイト含有材料に、溶
融亜鉛めっきを行い、そのときの濡れ性について検討し
た。

【００１４】まず、鋼中にＳｉおよびＡｌを含有してい
る材料で、特定の還元焼鈍ヒートパターンで熱処理を行
うと、残留オーステナイトが１体積％以上残存し、局部
延性に優れ、且つ、高強度の鋼板を製造できることを確
認した。

【００１５】この材料は、鋼中Ｓｉ量と鋼中Ａｌ量を足
すと、０．５％以上であり、鋼中Ｃ量は０．０５％以上
０．２０％以下が良好であった。Ｓｉ量は０．０２％以
上で、ほぼ０．３％であった。Ａｌ量は２．０％以下で
あった。

【００１６】次に、この材料について、７８０℃以上８
７０℃以下でまず還元焼鈍し、次いで５５０℃以下３５
０℃以上の低温保持温度領域で冷却を行い、この温度域
で２０ｓ以上滞留させた後、常温まで冷却を行うと、１
体積％以上の残留オーステナイトを含有する鋼材を製造
できることを確認した。

【００１７】これらの材料について、上記ヒートパタ−
ンの還元焼鈍を行った場合、濡れ性を確保するために、
鋼中の問題元素であるＳｉ、Ａｌの成分を単独または、
複合添加したときの、濡れ性について調査したところ、
Ｓｉは0.70％より高いと濡れ性を確保することがてきな
い。また、Ａｌについては2.0 ％より高いと、濡れ性を
確保することができないことが判明した。

【００１８】さらに、両方の鋼中成分を含有した材料に
ついても検討を行ったが、それぞれの濡れ性への関与効
果は独立で生じることが判明し、少なくとも、Ｓｉ: 0.
70％以下、Ａｌ: ２．０％以下の材料では、濡れ性を確
保できることが判明した。

【００１９】このようにして濡れ性を確保でき、且つ、
残留オーステナイトが所要量だけ存在する材料成分を規
定するに至った。これらの鋼材はめっきが可能な延性に
富んだめっき材であるが、自動車用として用いるには、
このめっき材を合金化させ、合金化溶融亜鉛めっき鋼材
とすることが目標となる。

【００２０】そこで、通常の合金化温度４６０℃〜６０
０℃程度で合金化を行ったところ、高温領域での合金化
で、極端に加工性が劣化することが判明した。その理由
については、高温領域での合金化処理により、残留オー
ステナイト相の消失が進行したためと推定された。

【００２１】そこで、本発明者らは、残留オーステナイ
ト相が消失しない領域を限定するため、鋭意検討した結
果、５５０℃以上６００℃以下の温度域で５ｓ超処理さ
れたものについて、著しくオーステナイト相が減少する
ことが判明した。

【００２２】以上のことから、合金化時に５５０℃以上
６００℃以下の温度域に５ｓ超は処理しないことによ
り、材料特性の良好な残留オーステナイトを１体積％以
上含有するＧＡ鋼板を製造することが可能となった。

【００２３】これらの残留オーステナイト相を含むＧＡ
鋼板 (合金化溶融亜鉛めっき鋼板、以下同じ) をプレス
加工したところ、加工性が極めて高く、耐パウダリング
が極めて高いことが要求されることが問題となった。そ
こで、様々な温度域での合金化を行い、皮膜中Ｆｅ濃度
が８〜１５％のＧＡ鋼板を作成し、詳細な調査を行っ
た。

【００２４】皮膜を断面方向から、０．０１〜１．００
％程度の薄いナイタール液でエッチングしたものをＳＥ
Ｍ観察し、断面の組織観察を行い、耐パウダリング性と
の関係を調査した結果、Γ相厚みと、Γ₁相の最大長さ
との比をとると、パウダリング性との相関が良いことが
判った。

【００２５】Γ₁相の最大長さ／Γ相厚みの比が１．０
を越えると急激にパウダリング性が劣化するが、１．０
未満であれば、パウダリング性が良好であることが判明
した。

【００２６】この条件にあう皮膜を製造するための条件
についても詳細に調査したところ、まず、合金化温度と
の相関があることが判明した。さらに、鋼中Ｓｉ量の高
いものでは、合金化温度が高くても上記皮膜条件を満た
すことが可能であり、また、皮膜中Ｆｅ濃度が低い場合
も良好であることが判った。

【００２７】そこで、合金化温度の上限について、鋼中
Ｓｉと皮膜中Ｆｅ濃度との関係を式化することにより、
皮膜中の合金層構造を決定することが可能であることを
見いだし、実験により、下記式２を導くことができた。

【００２８】ＴA1（℃）≦５３０＋１００×[Si]−０．２５×[Fe]・・・・・（式２）（Γ₁相の最大長さ／Γ相厚み）の値が１．０を越える
皮膜構造の場合、パウダリング性の著しい劣化が生じる
理由については詳細は不明であるが、下記のように推定
することができる。

【００２９】まず、Γ相は鋼板母材側で均一に生成され
る。この上方（皮膜側）にΓ₁相，δ₁相の順に生成さ
れるが、Γ₁相は均一には生成されず、局所的に、成長
の速い部分がある。Γ₁相が皮膜中では一番硬い合金相
であるため、皮膜が加工を受けたとき、加工に対して一
番追従できない相となる。従って、この相の周辺では、
歪みが生じることになるが、Γ₁相が長くなればなるほ
ど、その周辺での歪みは大きくなることになる。この歪
みは、接している合金相との界面で生じることになるた
め、Γ相とδ₁相との界面で生じることになるがΓ₁相
の次に加工性の乏しいΓ相との界面で歪みが最大になる
ものと推定される。この歪みがΓ相とΓ ₁相との密着力
の限界を超えると、界面に亀裂が生じることになる。亀
裂は、皮膜剥離の起点となり、パウダリングを生じるこ
とになるため、これらの一連の現象はパウダリング性と
関連することになる。

【００３０】以上のことより、Γ₁相の最大長さとΓ相
の比をとり、これが耐パウダリング性と関係があると推
定している。本発明にあっては、皮膜設計を行うため
に、式２を設定しているが、この理由についても詳細は
不明であるが、現象としては、合金化温度の上昇，皮膜
中Ｆｅ濃度の増加については、Γ₁相の成長を促すもの
であるが、鋼中Ｓｉ量の増加は、Γ₁相の成長を抑制す
るものであるため、これを経験的に領域規定したもの
が、式２である。

【００３１】これらのパラメータについてのΓ相，Γ₁
相への成長への影響についての詳細は不明であるが、Γ
₁相は通常Γ相より、成長速度が速いことと局所的な成
長が生じることが特徴であるものと推定される。この傾
向は、皮膜中のＦｅ濃度が高くなると、各相の成長の差
が明確になることにより、Γ₁相の最大長さ／Γ相厚み
の比は大きくなる。また、高温での合金化は、合金相の
成長を促進させることになるが、Γ相より、Γ₁相の成
長をより、助長するため、高温での合金化ほど、Γ₁相
の最大長さ／Γ相厚みは大きくなる。

【００３２】これらのパラメータはパウダリング性を劣
化させる方向に効くものと考えられる。鋼中Ｓｉについ
ては、Γ₁相の局所的な成長を抑制する傾向にあり、Γ
₁相を平均的に成長させるため、Ｆｅ拡散量が等しい場
合、最大長さが小さくなる。すなわち、Γ₁相の最大長
さ／Γ相厚みは小さくなり、パウダリング性は良好とな
る。これらのことから、式２を作成し、これに従うこと
でパウダリング性を改善することが可能となった。

【００３３】以上のことから、残留オーステナイト相を
１体積％以上含有し、且つ、パウダリング性の良好な合
金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することが可能となり、
本発明を完成した。

【００３４】ここに、本発明は次の通りである。 (1) 鋼板母材の表面にめっき皮膜が設けられた合金化溶
融亜鉛めっき鋼板であって、前記母材の化学組成が、質
量％で、Ｃ：0.05％以上0.20％以下、Ｓｉ:0.02 ％以上
0.70％以下、Ｍｎ：0.50％以上3.0 ％以下、Ｐ：0.005
％以上0.10％以下、Ｓ：0.1 ％以下、sol.Al：0.10％以
上2 .0％以下、Ｎ：0.01％以下で、且つ、Ｓｉ（％）＋
Ａｌ（％）≧０．５を満足すると共に残部がFeおよび不
可避不純物から成り、前記母材が、オーステナイト相を
体積％で１％以上含有し、さらに、前記めっき皮膜は、
Ｆｅ濃度が８質量％以上１５質量％以下であり、且つ、
該めっき皮膜におけるΓ相平均厚み：２μｍ以下、厚み
方向の最大Γ₁相長さ：１．５μｍ以下であって、さら
に下記式１を満足することを特徴とする合金化溶融亜鉛
めっき鋼板。

【００３５】最大Γ₁相長さ／Γ相厚み≦１．０・・・（式１） (2) 上記(1) 記載の化学組成を有する鋼板に、７５０℃
以上８７０℃以下で還元焼鈍を行い、次いで３５０℃以
上５５０℃以下の低温保持温度（ＴK)に、滞留時間（ｔ
K ）２０ｓ以上保持し、その後、溶融亜鉛めっきを行っ
てから、４６０℃以上６００℃未満であって、下記式２
を満足する合金化温度（ＴA1）で合金化処理を行い、そ
の際に合金化温度が５５０℃以上６００℃未満での滞留
時間（ｔA2）をゼロまたは５ｓ以下とすることを特徴と
する合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

【００３６】ＴA1（℃）≦５３０＋１００×[Si]−０．２５×[Fe]・・・・・（式２）ＴA1：合金化温度、[Si]：鋼中Ｓｉ量、[Fe]：皮膜中Ｆ
ｅ濃度

【００３７】

【発明の実施の形態】本発明において、母材の化学組
成、熱処理条件を上述のように規定した理由について以
下に述べる。本明細書において化学組成を規定する
「％」は特にことわりがない限り、「質量％」である。

【００３８】母材の化学組成について:Ｃについて、0.0
5％以上0.20％以下と規定する。下限は、残留オーステ
ナイト相を安定に析出させるために、必要なＣ量であ
り、0.05％より、低いとオーステナイト相中のＣ量が下
がるため不安定になり、製造することが困難になる。Ｃ
量の上限は、0.20％とするが、高張力鋼板を製造するた
めには、Ｃ量を増加させることが得策ではあるが、溶接
を行う時にＣが高すぎると、溶接できない問題があり、
０．２０％を上限とした。

【００３９】また、Ｃ量を増加させると、簡易に強度を
高くすることは可能であるが、延性が劣化することも同
時に生じるため、残留オーステナイト相を安定に含有
し、且つ、延性が非常に高いことを考慮すると、Ｃ量は
0.08％以上0.15％以下で制御することが好ましい。

【００４０】Ｓｉについては、0.02％以上0.70％以下と
規定する。下限については、オーステナイト相の成長を
助長し、生成したオーステナイト相中へのＣの濃縮を助
ける働きがある。この濃度未満では、残留オーステナイ
ト相の安定生成が少なく、下限を0.02％とした。上限に
ついては、0.70％としており、これを超えたSi量のとき
は前述したように、還元焼鈍時に特定のヒートパターン
（温度域）をとることから、Ｓｉ酸化物が表面に濃化す
るため、溶融めっきを行うときに、濡れ性を確保するこ
とができない。従って、鋼中Ｓｉ濃度を上記のように規
定する。後工程での合金化が速やかに起こることも考慮
すると、Ｓｉ量を0.02％以上0.50％以下とすることがよ
り好ましい範囲である。

【００４１】Ｍｎについては、0.50％以上3.0 ％以下と
規定する。Ｍｎはオーステナイト相の安定化元素であ
り、下限値0.50％以上添加することにより、オーステナ
イト相の安定化の効果がある。しかし、添加量が多すぎ
ると、鋼板の脆化が生じるため、上限を3.0 ％とする。
また、Ｍｎ添加量が増加すると、鋼板の製造コストが上
がるため、この好ましい範囲としては2.5 ％程度が良
く、Ｍｎ量の適正範囲としては0.50％以上2.5 ％以下と
することが良い。

【００４２】Ｐについては、0.005 ％以上0.10％以下と
規定する。Ｐは不可避的に混入する元素であるため、低
い方が好ましいが、0.005 ％未満に調整するためには、
コストが高くなるため、0.005 ％を下限とする。0.10％
超では鋼板の延性が劣化するため、0.10％以下と規定す
る。

【００４３】Ｓについては、0.1 ％以下と規定する。Ｓ
も不純物として鋼中に含有されるものであるため、低濃
度である方が良い。0.1 ％を越えて含有されると、Ｍｎ
Ｓの析出が目立つようになり、鋼板の延性を阻害するの
みならず、オーステナイト相の安定化元素であるＭｎを
析出物として消費してしまうため、Ｓ含有量は0.1 ％以
下と規定している。下限については特に設定しないが、
通常は0.001 ％程度の材料までであれば、特に問題なく
製造可能である。

【００４４】Ａｌについては、0.10％以上2.0 ％以下と
規定する。Ａｌも、Ｓｉと同様に、フエライト相の体積
率を増加させることにより、オーステナイト相中のＣ量
を増加させる元素である。このような効果は0.10％以上
で発揮される。上限については2.0 ％とするが、2.0 ％
を超えると、鋼中に介在物が多数増加し、延性を劣化さ
せる。

【００４５】ＡｌはＳｉと同様の効果により、オーステ
ナイト中のＣ量を増加させることが可能であるが、実際
にはＳｉ、Ａｌともに添加することにより、効果的にフ
ェライトの体積率を増加させ、オーステナイト中のＣ量
を増加させ、オーステナイト相の安定化を行うことが可
能である。

【００４６】これらのことより、残留オーステナイトを
鋼中に１体積％以上残存させるためには、Ｓｉ（％）＋
Ａｌ（％）≧０．５を満足する必要がある。Ｓｉおよび
Ａｌ量が上式を満たすと、残留オーステナイトが１体積
％以上残存する鋼材を製造することが可能である。

【００４７】Ｎについては、0.01％以下と規定する。鋼
中Ｎも不可避不純物であり、含有量は低い方が好まし
い。Ｎ含有量が0.01％を越えるとAlN が生成されやす
く、Alを消耗してしまうので、0.01％以下と規定する。
下限は規定しないが、通常0.0002％程度までであれば、
特に問題なく製造可能である。

【００４８】本発明において母材の化学組成は上記各成
分以外はFeおよび不純物であるが、不可避不純物として
のＮ、Ｓ以外に、Ni、Co、Cu、Cr等が合計で0.2 ％以下
程度は許容される。

【００４９】次に、上記母材を溶融めっき製造ラインで
溶融亜鉛めっきを施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製
造する方法について、各工程を順次説明する。まず、鋼
板である母材は、上記組成であれば、熱間圧延後、酸洗
を行った鋼板であっても、あるいは熱延鋼板を冷間圧延
した材料でも、どちらでも良い。

【００５０】鋼板には、圧延油または、防錆油などの油
が塗布されている場合が多いため、溶融めっきの前処理
としては、脱脂を行うことが好ましい。脱脂方法として
は、アルカリ脱脂、アルカリ中での電解脱脂などを使用
することが多く、通常の製造ラインでは、５〜２０％の
水酸化ナトリウムを使用することが多い。また、熱延黒
皮材をＣＧＬ設備で直接還元し、めっきする場合、また
は、黒皮材を溶融めっき設備中で酸洗し脱スケールする
ような場合には、脱脂は必要はない。

【００５１】また、鋼板表面の油分を燃焼させてしまう
ために、脱脂を省略することも可能である。このよう
に、本発明では、どのような鋼板でも、特に問題なく適
応可能である。

【００５２】次工程としては、予備加熱を行う。ここで
は、バーナによるガス加熱方式のもの、または、ラジア
ントチューブを用いた加熱方式などがあるが、どちらの
方式の炉を使用しても問題はない。

【００５３】但し、Ｓｉ、Ａｌ量は、少なくとも、合計
量が0.5 ％以上となるため、まず表面を酸化して表面へ
のSi、Alの酸化物の優先酸化を防止し、そして後の還元
焼鈍により、還元鉄を生成させる方が、濡れ性を確保す
るには好ましい。この段階での目標酸化量としては、Ｓ
ｉ：０．２％以下、または、Ａｌ：１．０％以下では0.
2g/m²以上であれば、十分めっき可能である。

【００５４】また、Ｓｉ：０．２％越えるか、または、
Ａｌ：１．０％越える場合については、0.5 g/m²以上の
酸化鉄を生成させることが好ましい。次に、還元焼鈍を
行う。還元焼鈍は、まず、７８０℃以上８７０℃以下の
温度に昇温することで行う。ここでは、フェライト＋オ
ーステナイト２相組織を製造するために、Ac₁変態点以
上Ac₃変態点以下の温度域に加熱する必要があり、低す
ぎると、セメンタイトの再固溶に時間がかかりすぎ、一
方、高すぎると、オーステナイトの体積率が増加しすぎ
るため、オーステナイト中のＣ量が低下する。

【００５５】以上のことから、温度の上下限を８７０℃
および７８０℃と規定している。以降のヒートパターン
については、７００℃までを徐冷することが好ましく、
また、７００℃から次の温度領域の３５０℃〜５５０℃
への冷却速度は５０℃/s程度が好ましい。しかしなが
ら、これらの冷却パターンは溶融めっき設備では実現で
きないことも多い。

【００５６】しかし、残留オーステナイトを安定に生成
させ、適当なフェライト体積濃度に調整することができ
れば、上記、ヒートパターンに固執する必要はない。例
えば、７８０℃から２０℃/sで５００℃まで直線的に冷
却された材料でも、残留オーステナイトを１体積％以上
に調整することは十分可能である。

【００５７】３５０℃〜５５０℃での処理は２０ｓ以上
と規定する。まず、この温度域では、オーステナイトを
ベイナイト変態させながら、Ｃの濃縮を促進させる。５
５０℃を上回るとベイナイト変態が生じず、一方、３５
０℃を下回ると下部ベイナイトとなって、オーステナイ
トへのＣ濃縮が十分起こらなくなる。従って、３５０℃
以上５５０℃以下と規定する。

【００５８】この温度域での滞留時間は、２０ｓ以上と
規定するが、この時間は、オーステナイト中に十分Ｃが
濃縮するための必要時間であり、好ましくは６０ｓ以上
が良い。

【００５９】過時効処理の温度域は、次工程で溶融めっ
きを施すため、浴温以上、最低でも浴温より、１０℃低
い温度以上で行う方が良い。例えば、浴温が４５０℃の
場合、過時効処理温度は、４４０℃以上が好ましい。以
降の合金化処理で残留オーステナイトの体積率が減少す
ることを考慮すると、この温度域での滞留時間の好まし
い範囲は、６０ｓ以上であり、できる限り、この温度域
で長時間滞留している方が良いが、実質上の滞留時間は
９０ｓ程度が最長滞留時間となることが多い。

【００６０】このような予備処理工程を経てから、続い
て、溶融めっきを行う。このときの溶融めっき方法は従
来法に準じており、浴中Ａｌ濃度は０．０８％〜０．１
６％程度で行われることが多く、めっき浴温度は４４０
℃から４８０℃程度で行われることが多い。めっき後に
は、ガスワイピングにより、目付量を調整し、引き続
き、合金化炉に入る。

【００６１】このときの合金化によっては、皮膜中Ｆｅ
濃度を８％以上１５％以下とする。下限については、こ
れより低いＦｅ濃度では、表面にη- Ｚｎが残存するた
め、塗装性、溶接性、フレーキング性が劣化してしま
う。また、上限については、皮膜中鉄濃度が１５％より
高くなると、Γ相の厚みが２．０μｍの規定量を超えて
しまい、パウダリング性の劣化が著しくなる。従って、
皮膜中鉄濃度を８％以上１５％以下と規定する。好まし
くは８〜11％である。

【００６２】合金化後のめっき皮膜の特徴としては、Γ
相厚み：２．０μｍ以下、最大Γ₁相長さ：１．５μｍ
以下とし、下記式１を満足することを規定する。最大Γ₁相長さ／Γ相厚み≦１．０・・・（式１）本発明において、Γ相厚みを２．０μｍ以下とするの
は、それを超えると、パウダリング性の劣化が著しく増
加するためである。従って、２．０μｍ以下と規定す
る。パウダリング性の良い範囲として、より好ましい範
囲では１．０μｍ以下である。Γ相厚みの下限は特に規
定しないが、ＴＥＭなどで確認できる範囲として、０．
０１μｍ程度が適当と考えられる。

【００６３】Γ₁相については、最大長さによって規定
する。Γ₁相は、通常の場合、成長は不均一に起こり、
針状の形状をしており、局所的に成長している。この局
所的に成長している部分とΓ相との間で亀裂が生じ、皮
膜剥離の起点となる。従って、Γ₁相の最大長さを規定
する必要がある。

【００６４】本発明においてΓ₁相の最大長さを1.5 μ
ｍ以下とするのは、この値を超えると、Γ相厚みの制限
と同様に、パウダリング性が著しく劣化する。従って、
1.5μｍ以下と規定する。好ましくは1.0 μｍ以下であ
る。

【００６５】さらに、上記範囲でも、Γ₁相の最大長さ
／Γ相厚みの比が1.0 を超えるとパウダリング性が著し
く劣化することが確認された。この原因については、詳
細は不明であるが、Γ₁相とΓ相厚みとの比で一番歪み
が集中する部分が、上記式１で規定する値が1.0 超の領
域と一致しており、かかる領域ではΓ相とΓ₁相との界
面に歪みが集中することにより、歪みエネルギーがこの
界面の密着力を越えると、亀裂が生じ、パウダリングを
引き起こすものと考えられる。

【００６６】従って、Γ₁の最大長さ／Γ相厚みの比を
１．０以下とする。以上のような皮膜構造および母材構
造をもった合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造するため
に、合金化温度 (ＴA1）を４６０℃以上６００℃未満と
し、合金化温度が５５０℃以上６００℃未満での滞留時
間（ｔA2）をゼロもしくは５ｓ以下とする。

【００６７】ＴA1（℃）≦５３０＋１００×[Si]−０．２５×[Fe]・・・・（式２）ＴA1：合金化温度、[Si]：鋼中Ｓｉ量、[Fe]：皮膜中Ｆ
ｅ濃度合金化温度(TA1) の範囲を４６０℃以上６００℃未満と
する。下限未満では、合金化速度が遅く、生産性が悪く
実質上の合金化処理を行うことができない。上限につい
ては、これ以上高い温度で合金化を行うと、皮膜中にΓ
相が非常に多量に出現するため、パウダリング性の劣化
が著しく製品とならない。

【００６８】さらに、この合金化温度の範囲内で５５０
℃以上６００℃以下の範囲内での滞留時間をゼロまたは
５ｓ以下と規定する。５５０℃以上６００℃未満の範囲
では、鋼中のオーステナイト相が不安定になり、分解す
ることになる。鋼中のオーステナイト相が分解してしま
うと、高強度であり、延性を持つ特性が失われてしま
う。しかしながら、合金化温度が高いと合金化速度が速
く、特に、鋼中Ｓｉ量の高い材料については、有利であ
る。この温度域に滞留した場合には、オーステナイト相
が消失してしまわないで、材料特性を保持できる時間と
して、５ｓ以下を規定している。

【００６９】このように本発明によれば、残留オーステ
ナイト相を１体積％以上含有するＧＡ鋼板を製造するこ
とが可能となる。残留オーステナイト相が１体積％以上
とする理由は、これより低い量では、延性を良好にする
ことができないからである。上限は規定しないが、上記
に規定される母材成分では、多くても１５体積％以下の
残留オーステナイトを生成する材料となることが多い。

【００７０】最後に、合金化温度の上限を式２により、
規定しているが、その限定理由は次の通りである。式２
は、前述の皮膜構造において、Γ₁相の最大長さ／Γ相
の厚みの比を１．０以下とするための経験式であり、Si
濃度は合金化温度を上げてもパウダリング性を劣化させ
ない作用を持っており、Ｆｅ濃度は、高くなると、パウ
ダリング性を劣化させることになる。

【００７１】以上のことから、経験的に、合金化温度の
上限を式２により規定し、パウダリング性の劣化を抑制
することができる。このように本発明にしたがって、母
材を規定し、還元焼鈍、溶融めっきおよび合金化条件を
設定することにより、延性に富み、さらに、皮膜密着性
の優れたＧＡ鋼板を製造することが可能となった。

【００７２】

【実施例】表１に化学組成を示す鋼材を実験室で溶製
し、熱間圧延および冷間圧延して、厚さ1.4mm の母材と
なる鋼板とした。

【００７３】これらの鋼板から幅80ｍｍ、長さ200 ｍｍ
の板片を切り出し、この冷延鋼板を溶融めっきシミュレ
ータ（レスカ (株) 製）装置を使用し、予備加熱を大気
中または、窒素中で 550℃まで15℃/sで昇温し保持時間
２ｓで行い200 ℃まで冷却した後、還元焼鈍を10％水素
−窒素（露点−60℃以下）の雰囲気で表２に示す所定の
ヒートパターンにより、還元焼鈍した後、溶融めっきを
行った。

【００７４】溶融めっき浴は、Ａｌ濃度が０．１２％で
Ｆｅ飽和浴を使用し、浴温は４６０℃で行った。合金化
処理については、めっき直後、シミュレータ内で赤外加
熱炉を使用して行った。このときのヒートパターンは表
３に記入する。

【００７５】このようにして得られた合金化溶融亜鉛め
っき鋼板について、次の要領で特性を行い、結果は表３
にまとめて示す。そのときの各特性の評価方法は次の通
りであった。

【００７６】（１）引張り試験得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板 (ＧＡ) をＪＩＳ５
号引張試験片のサイズに加工し、引張り試験を行った。

【００７７】（２）穴広げ試験同様のＧＡについて７０ｍｍ角に切断し、クリアランス
0.1 ｍｍで直径１０ｍｍの穴を打ち抜いた試験片につい
て、内径３６．５ｍｍψのダイスを用いてしわ押さえ力
３トンで押さえた状態で３３ｍｍψのポンチを押込み、
亀裂発生限界の穴直径を測定した。

【００７８】（３）オーステナイト量の測定皮膜を酸溶解にて除去した後、Ｘ線反射強度測定によ
り、残留オーステナイト量の測定を行った。

【００７９】（４）パウダリング性の測定ＧＡ鋼板から直径６０ｍｍの円盤を打ち抜き、ポンチ径
３０ｍｍ、ダイス肩Ｒ３ｍｍ金型で円筒カップをプレス
成形し、カップの壁の外面にて粘着テープによる剥離を
行い、めっきの総剥離重量を測定した。

【００８０】（５）Γ相厚みおよびΓ₁相最大長さの測
定皮膜および母材界面を断面方向から研磨し、0.05％の硝
酸−アルコール液（ナイタール液）で１分間エッチング
して、電子顕微鏡により、１０ヶ所のΓ相厚みを測定
し、平均値をΓ相厚みとした。同様の方法でΓ₁相厚み
についても測定を行い、３０個以上のΓ₁相の長さを測
定し、最大５点の平均を最大長さとした。

【００８１】

【表１】

【００８２】

【表２】

【００８３】

【表３】

【００８４】

【発明の効果】以上の説明からも明らかなように、本発
明によれば、優れたパウダリング性と延性、そして加工
性が確保できる合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られ、自
動車用の材料として特に適するものであって、本発明の
実用上に意義は大きい。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】鋼板母材の表面にめっき皮膜が設けられ
た合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記母材の化学
組成が、質量％で、Ｃ：0.05％以上0.20％以下、Ｓｉ:
0.02 ％以上0.70％以下、Ｍｎ：0.50％以上3.0 ％以
下、Ｐ：0.005 ％以上0.10％以下、Ｓ：0.1 ％以下、so
l.Al：0.10％以上2 .0％以下、Ｎ：0.01％以下で、且
つ、Ｓｉ（％）＋Ａｌ（％）≧０．５を満足すると共に
残部がFeおよび不純物から成り、前記母材が、オーステ
ナイト相を体積％で１％以上含有し、さらに、前記めっ
き皮膜は、Ｆｅ濃度が８質量％以上１５質量％以下であ
り、且つ、該めっき皮膜におけるΓ相平均厚み：２μｍ
以下、厚み方向の最大Γ₁相長さ：１．５μｍ以下であ
って、さらに下記式１を満足することを特徴とする合金
化溶融亜鉛めっき鋼板。最大Γ₁相長さ／Γ相厚み≦１．０・・・（式１）
【請求項２】請求項１記載の化学組成を有する鋼板
に、７５０℃以上８７０℃以下で還元焼鈍を行い、次い
で３５０℃以上５５０℃以下の低温保持温度（ＴK)に、
滞留時間（ｔK ）２０ｓ以上保持し、その後、溶融亜鉛
めっきを行ってから、４６０℃以上６００℃未満であっ
て、下記式２を満足する合金化温度（ＴA1）で合金化処
理を行い、その際に合金化温度が５５０℃以上６００℃
未満での滞留時間（ｔA2）をゼロまたは５ｓ以下とする
ことを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方
法。ＴA1（℃）≦５３０＋１００×[Si]−０．２５×[Fe]・・・・・（式２）ＴA1：合金化温度、[Si]：鋼中Ｓｉ量、[Fe]：皮膜中Ｆ
ｅ濃度