JP2001200352A - 耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 耐パウダリング性の優れた合金化溶融亜鉛め
っき鋼板およびその製造方法を提供する。 【解決手段】 合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、め
っき皮膜中のＦｅ濃度が５重量％以上１５重量％以下で
あり、かつ、めっき皮膜は、頂部が平坦な厚膜部分と、
残余の薄膜部分とからなり、該厚膜部分は、平坦な頂部
の直径が１５０μｍ以下であり、また該薄膜部分は、該
厚膜部分の膜厚の１％以上４０％以下の膜厚を有する部
分の面積率が皮膜全体の２０％以上８０％以下である合
金化溶融亜鉛めっき鋼板。亜鉛めっき浴中で鋼板表面の
５０％以上の領域にδ相及び／又はΓ１相を形成させ、
めっき皮膜の合金化処理においてδ相及び／又はΓ１相
を形成させた部分で合金化を抑制してめっき皮膜に凹凸
を形成し、次いで調質圧延でめっき皮膜の凸部の頂部を
平坦にする。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、合金化溶融亜鉛め
っき鋼板およびその製造方法に係わる。より詳細には、
板厚が５ｍｍ以下の鋼板を下地とする、耐パウダリング
性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方
法に係わる。

【０００２】

【従来の技術】従来より、自動車車体の素材として、塗
装後の耐食性に優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼板が多用
されている。これらの自動車車体は形状が複雑なものが
多く、また、製造に際して高い生産性が要求されること
から、プレス成形により加工される場合が多い。

【０００３】合金化溶融亜鉛めっき鋼板をプレス成形に
より加工する場合には、耐パウダリング性が問題とな
る。一般に、合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、非合金化溶
融亜鉛めっき鋼板と比較してめっき皮膜が硬く、耐パウ
ダリング性に劣る。特に、皮膜に圧縮力が付加される加
工を受けた場合には、皮膜の剥離が起こりやすいという
問題がある。

【０００４】このため、従来より、耐パウダリング性を
改善する手段が発明されてきた。例えば、特開平６−３
３２１４号公報には、Γ相の厚みを薄くすることにより
耐パウダリング性を向上する方法が開示されている。ま
た、特開平４−１０３７４８号公報には、皮膜の合金相
をζ相とする方法が開示されている。しかし、これらの
皮膜の合金相を制御する方法では、耐パウダリング性の
改善効果は不十分であり、より抜本的な解決が望まれて
いる。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記の事情
に鑑みてなされたものであり、耐パウダリング性の優れ
た合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供
することを目的とする。

【０００６】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記の問
題を解決するために、特にめっき皮膜の形状について検
討を重ね、本発明を完成した。

【０００７】前記課題を解決するための本発明は次のと
おりである。第１発明は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板に
おいて、めっき皮膜中のＦｅ濃度が５重量％以上１５重
量％以下であり、かつ、めっき皮膜は、頂部が平坦な厚
膜部分と、残余の薄膜部分とからなり、該厚膜部分は、
平坦な頂部の直径が１５０μｍ以下であり、また該薄膜
部分は、該厚膜部分の膜厚の１％以上４０％以下の膜厚
を有する部分の面積率が皮膜全体の２０％以上８０％以
下であることを特徴とする、耐パウダリング性に優れた
合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。

【０００８】第２発明は、めっき皮膜は、体積率で１％
以上３０％未満のζ相を含み、残部がδ１相とΓ１相お
よびΓ相から成ることを特徴とする、第１発明に記載の
耐パウダリング性に極めて優れた合金化溶融亜鉛めっき
鋼板である。

【０００９】第３発明は、めっき皮膜は、ζ相の体積率
が１％未満であり、残部がδ１相とΓ１相およびΓ相か
らなることを特徴とする、第１発明に記載の摩擦特性と
耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板で
ある。

【００１０】第４発明は、めっき皮膜中のΓ相の５０％
以上がめっき皮膜の厚膜部分の皮膜／下地鋼板界面に存
在することを特徴とする、第１発明〜第３発明に記載の
耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板で
ある。

【００１１】第５発明は、下地鋼板が、０．１重量％以
上のＳｉ、０．０１０重量％以上のＰ、０．１重量％以
上のＡｌ、１．０重量％以上のＭｎのうちのいずれか一
種または二種以上を含むことを特徴とする、第１発明〜
第４発明に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。

【００１２】第６発明は、第１発明〜第５発明に記載の
合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造するにあたり、亜鉛め
っき浴中で鋼板表面の５０％以上の領域にδ相及び／又
はΓ１相を形成させ、めっき皮膜の合金化処理において
δ相及び／又はΓ１相を形成させた部分で合金化を抑制
してめっき皮膜に凹凸を形成し、次いで調質圧延におい
て調質圧延ロールによってめっき皮膜の凸部の頂部を平
坦にすることを特徴とする、耐パウダリング性に優れた
合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。

【００１３】第７発明は、めっき皮膜の合金化処理にお
ける加熱速度を１５℃／ｓｅｃ以上とすることを特徴と
する、第６発明に記載の耐パウダリング性に優れた合金
化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。

【００１４】第８発明は、めっき前の鋼板表面に、粒子
状あるいは薄膜状の、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ａｌのうちのい
ずれか一種又は二種以上の元素を含む酸化物を付与し、
亜鉛めっき浴中で鋼板表面にδ相及び／又はΓ１相を形
成させることを特徴とする、第６発明又は第７発明に記
載の耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼
板の製造方法である。

【００１５】第９発明は、下地鋼板に、０．１重量％以
上のＳｉ、０．０１０重量％以上のＰ、０．１重量％以
上のＡｌ、１．０重量％以上のＭｎのうちのいずれか一
種又は二種以上を添加し、焼鈍によりめっき前の鋼板表
面に粒子状あるいは薄膜状の、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ａｌの
うちのいずれか一種又は二種以上の元素を含む酸化物を
析出させることを特徴とする、第８発明に記載の耐パウ
ダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方
法である。

【００１６】第１０発明は、めっき前の鋼板表面に付与
した粒子状の酸化物の大きさが、厚さが５ｎｍ以上２０
０ｎｍ以下で、直径が５ｎｍ以上５００ｎｍ以下である
ことを特徴とする、第８発明または第９発明に記載の耐
パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製
造方法である。

【００１７】

【発明の実施の形態】以下に本発明を詳細に説明する。
まず、第１発明の限定理由について述べる。 （１）皮膜中のＦｅ濃度：５〜１５重量％ 皮膜中のＦｅ濃度が５重量％未満では、摩擦特性が劣
る。また、１５重量％より大きいと、皮膜と下地鋼板の
界面にΓ相が厚く生成し、耐パウダリング性が劣る。し
たがって、皮膜中のＦｅ濃度の範囲は、５重量％以上１
５重量％以下とした。

【００１８】本発明の最大の特徴は皮膜の形状にある。
図１は、合金化処理後調質圧延を施した本発明の合金化
溶融亜鉛めっき鋼板のめっき皮膜断面の顕微鏡写真の一
例、図２は、前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき皮
膜断面構造の模式図である。図１、図２に示されるよう
に、めっき皮膜には、頂部が調質圧延ロールで潰されて
平坦になった厚さの厚い部分と、これより厚さの薄い部
分が認められる。本発明では、頂部が平坦で厚さの厚い
部分を厚膜部分と称し、この厚膜部分より厚さの薄い部
分を薄膜部分と称している。厚膜部分では、厚さが比較
的均一な部分が広範囲に認められる。

【００１９】本発明では、めっき皮膜に頂部が平坦な厚
膜部分と薄膜部分を有することによって、加工の際にめ
っき皮膜に付加される圧縮力を効果的に逃がし、皮膜が
受ける損傷を小さくすることができる。

【００２０】（２）厚膜部分の頂部の直径：１５０μｍ
以下 厚膜部分の頂部の直径が１５０μｍより大きいと、前記
の効果が発揮されず、耐パウダリング性が劣る。したが
って、厚膜部分の頂部の直径は１５０μｍ以下とした。

【００２１】厚膜部分の頂部の直径の測定方法は以下の
通りとする。反射型電子顕微鏡（以下、ＳＥＭ）あるい
は光学顕微鏡を用いて、めっき皮膜の表面を１００倍以
上の倍率で観察する。１ｍｍ^２以上の面積を観察し、頂
部が平坦な部分の最大長さを測定し、厚膜部分の頂部の
直径とする。

【００２２】（３）薄膜部分のめっき厚さ：厚膜部分の
めっき厚さの１％以上４０％以下 薄膜部分のめっき厚さが厚膜部分のめっき厚さの４０％
を越えると、前記の効果が十分に発揮されず耐パウダリ
ング性に劣る。また、１％未満では、めっき付着量に見
合う耐食性が得られない。したがって、薄膜部分のめっ
き厚さは厚膜部分のめっき厚さの１％以上４０％以下と
した。ここで、薄膜部分のめっき厚さとは、薄膜部分の
平均めっき厚さをいう。厚膜部分のめっき厚さとは、厚
膜部分の平均めっき厚をいう。

【００２３】（４）薄膜部分の面積率：皮膜全体の２０
％以上８０％以下 厚膜部分の膜厚の１％以上４０％以下の膜厚を有する薄
膜部分の面積率が皮膜全体の２０％未満では、前記の圧
縮力を逃がす効果が十分に発揮されず耐パウダリング性
に劣る。また、薄膜部分の面積率が皮膜全体の８０％を
越えると、逆に厚膜部分の面積率が小さくなり、安定し
た耐食性が得られない。したがって、２０％以上８０％
以下とした。

【００２４】次に、第２発明および第３発明の限定理由
について述べる。第２発明と第３発明は、皮膜中のζ相
の体積率の範囲が異なる。これは、様々なプレス成形条
件に応じて、最適な材料を提供するためである。

【００２５】（５）めっき皮膜中のζ相の体積率：１％
以上３０％未満 δ１相、Γ１相およびΓ相から成る皮膜中にζ相を生成
させることによって、第１発明に記載の合金化溶融亜鉛
めっき鋼板の耐パウダリング性を更に向上させることが
できる。ζ相の体積率が１％未満では、その効果が認め
られない。また、３０％を越えると、摩擦特性が低下
し、プレス成形を困難にする。したがって、ζ相の体積
率は１％以上３０％以下とした。

【００２６】（６）めっき皮膜中のζ相の体積率：１％
未満 一方、プレス成形条件によっては、摩擦特性をより重視
する場合もある。その場合は、ζ相の体積率を１％未満
とし、摩擦特性を向上させる。

【００２７】次に、第４発明の限定理由を述べる。 （７）めっき皮膜中に存在するΓ相のうち、めっき皮膜
の厚膜部分の皮膜／下地鋼板界面に存在する割合：５０
％以上 第４発明は、上記めっき皮膜の耐パウダリング性をさら
に高める効果がある。めっき皮膜中で発生したクラック
は皮膜／下地鋼板界面付近まで達し、皮膜／下地鋼板界
面にそって伝播することにより、めっき皮膜の剥離に至
る。皮膜／下地鋼板の密着性は下地鋼板に接する合金相
がΓ相であると非常に劣る。本発明者らは、めっき皮膜
中に存在するΓ相の５０％以上をめっき皮膜の厚膜部分
の皮膜／下地鋼板界面に存在させることにより、Γ相を
不連続にした結果、皮膜／下地鋼板界面に沿ったクラッ
クの伝播を抑制することにより、界面での密着性を高め
ることができることを発見した。厚膜部分の皮膜／下地
鋼板界面に存在するΓ相の割合が５０％未満では、Γ相
の存在を不連続にする効果が十分でないため、この割合
を５０％以上とした。

【００２８】次に、第５発明の限定理由について述べ
る。 （８）下地鋼板のＳｉ濃度：０．１重量％以上 第１発明〜第４発明に記載した合金化溶融亜鉛めっき皮
膜を得るためには、下地鋼板にＳｉを添加することが効
果的である。本発明の鋼板を連続溶融亜鉛めっき装置で
製造する際、ＳｉはＦｅと比較して易酸化性元素である
ため、めっき前の還元工程において、鋼板表面に酸化物
として濃化する。この酸化物が、その後のめっき工程お
よび合金化処理工程において、下記（１２）で述べる効
果により、皮膜の合金化反応を不均一にし、皮膜を厚膜
部分と薄膜部分から成る構造とするのに役立つ。Ｓｉが
０．１重量％未満では、上記の効果が十分に発揮されな
いため、Ｓｉ濃度は０．１重量％以上とした。

【００２９】（９）下地鋼板のＰ濃度：０．０１０重量
％以上 Ｐも、Ｓｉと同様の効果が得られる。０．０１重量％未
満では効果が不十分であるため、Ｐ濃度は０．０１重量
％以上とした。

【００３０】（１０）下地鋼板のＡｌ濃度：０．１重量
％以上 Ａｌも、Ｓｉと同様の効果が得られる。０．１重量％未
満では効果が不十分であるため、Ａｌ濃度は０．１重量
％以上とした。

【００３１】（１１）下地鋼板のＭｎ濃度：１．０重量
％以上 Ｍｎも、Ｓｉと同様の効果が得られる。１．０重量％未
満では効果が不十分であるため、Ｍｎ濃度は１．０重量
％以上とした。

【００３２】次に、本発明の最大の特徴であるめっき皮
膜にμｍレベルの凹凸を付与する方法を規定する。めっ
き皮膜に凹凸を作製する方法として、本発明者らは、め
っき条件、合金化条件と、皮膜構造との関連を詳細に調
べることにより、合金化処理時において合金化の速度を
部分的に制御することによって、めっき皮膜に制御され
た凹凸を形成し、調質圧延でめっき皮膜の凸部の頂部を
平坦にする下記の方法を見出した。

【００３３】（１２）めっき浴中で鋼板表面の５０％以
上の領域にδ相及び／又はΓ１相を形成させ、合金化処
理において部分的に合金化を抑制してめっき皮膜に凹凸
を形成し、次いで調質圧延を行って調質圧延ロールでめ
っき皮膜の凸部の頂部を潰して平坦にする。

【００３４】第６発明は、めっき浴中でδ相及び／又は
Γ１相を合わせて鋼板表面の５０％以上の領域に形成さ
せ合金化処理において部分的に合金化を抑制してめっき
皮膜に凹凸を形成し、調質圧延の圧延ロールによってめ
っき皮膜の凸部を潰して平坦に平坦な頂部を形成する。
従来技術では、めっき浴中のＦｅ−Ｚｎの合金化反応の
抑制を、めっき浴中で鋼板表面に形成されるＦｅ（Ｚ
ｎ）−Ａｌ合金相を利用して行っている。このような方
法は、合金化処理により均一な膜厚を有する皮膜を形成
させることを目的としている。従って一般にめっき皮膜
の厚さは均一である。このような方法でも、皮膜に凹凸
が生じる場合があるが、制御されたものではなく、調質
圧延で形成される厚膜部分の平坦な頂部の直径は１５０
μｍよりも大きい。すなわち従来方法では、皮膜に制御
された凹凸を付与することはできない。

【００３５】本発明は、合金化抑制層として、めっき浴
中で形成させたδ相及び／又はΓ１相を利用する。これ
らの合金相中にＡｌを含ませるとなお抑制効果は高くな
る。めっき浴中でδ相及び／又はΓ１相を形成させた部
分は、合金化処理を行っても、合金化はほとんど進まな
い。一方、合金化抑制効果が弱いところ（例えば、δ相
結晶の境界など）で局所的に合金化が進む。前者がめっ
き皮膜の薄膜部に、後者がめっき皮膜の厚膜部になる。
めっき浴中で形成されるδ相及び／又はΓ１相の大きさ
や分布を制御することにより、調質圧延後のめっき皮膜
に第１発明の範囲の凹凸形状を作製することができる。

【００３６】なお、合金相としてδ相及び／又はΓ１相
の他にζ相やＦｅ（Ｚｎ）−Ａｌ相も一部、混在しても
よいが、δ相及び／又はΓ１相の界面に占める割合は多
い、例えば５０％以上である、ほうが有利である。

【００３７】（１３）皮膜の合金化処理における加熱速
度：１５℃／ｓｅｃ以上 第７発明は、皮膜の合金化処理における加熱速度を規定
する。前項で述べたように、本発明の皮膜を得るために
は、合金化反応の不均一性を利用することが有効であ
る。合金化処理時の加熱速度を大きくすると、この不均
一性が増長される傾向がある。そこで、皮膜の合金化処
理における加熱速度を１５℃／ｓｅｃ以上とした。

【００３８】（１４）先に述べた耐パウダリング性向上
効果は、めっき皮膜の薄膜部と厚膜部の厚さの差が大き
いほど高いことが期待できる。薄膜部の厚さはめっき浴
中で形成するδ相及び／又はΓ１相の厚さで決まる。こ
の厚さが２μｍを超えると上記の効果が小さくなる可能
性があるため、めっき浴中で鋼板表面に形成するδ相及
び／又はΓ１相の厚さは２μｍ以下であることが望まし
い。

【００３９】（１５）めっき前の鋼板表面に粒子状ある
いは薄膜状のＳｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ａｌのうち二種類以上の
金属元素を含む酸化物を付与し、亜鉛めっき浴中で鋼板
表面にδ相及び／又はΓ１相を形成させる。

【００４０】第８発明は、めっき浴中でδ相及び／又は
Γ１相鋼板表面に形成させる方法の一つを規定する。本
発明者らは、めっき前の鋼板表面に粒子状あるいは薄膜
状のＳｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ａｌのうち二種類以上の金属元素
を含む酸化物を付与することにより、第６又は第７発明
で述べたような、めっき浴中で鋼板表面にδ相及び／又
はΓ１相を形成できることを見出した。

【００４１】（１６）下地鋼板に、０．１重量％以上の
Ｓｉ、０．０１０重量％以上のＰ、０．１重量％以上の
Ａｌ、１．０重量％以上のＭｎのうちの一種又は二種以
上を添加し、めっき直前に焼鈍する。

【００４２】第８発明を実現する具体的な方法の一つ
は、第９発明によるものである。すなわち、下地鋼板
に、０．１重量％以上のＳｉ、０．０１０重量％以上の
Ｐ、０．１重量％以上のＡｌ、１．０重量％以上のＭｎ
のうちの一種又は二種以上を添加し、めっき直前に焼鈍
する。そうすることにより鋼板表面に粒子状あるいは薄
膜状のＳｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ａｌのうち二種類以上の金属元
素を含む酸化物を析出させることができ、第８発明を満
たすことができる。

【００４３】（１７）粒子状の酸化物の厚さ：５ｎｍ以
上２００ｎｍ以下 第１０発明は、第７〜第９発明の合金化溶融亜鉛めっき
鋼板の製造方法において、下地鋼板表面に付与する粒子
状の酸化物の大きさを制限するものである。酸化物の大
きさが、厚さが２００ｎｍ、直径５００ｎｍを越える
と、酸化物自体による合金化抑制効果が働いてδ相及び
／又はΓ１相の形成が不安定になることがある。一方、
厚さおよび直径が５ｎｍ以下であると、めっき浴中Ｚｎ
とＦｅが過剰に反応し、合金化が一様に進み皮膜の成長
速度に不均一を作ることができないことがある。したが
って、酸化物の厚さを５ｎｍ以上２００ｎｍ以下、直径
を５ｎｍ以上５００ｎｍ以下と限定した。

【００４４】本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板におい
て、下地鋼板の製造方法については特に限定されず、通
常の酸洗板あるいは冷圧板でよい。また、合金化溶融亜
鉛めっき皮膜の製造装置についても特に限定されず、例
えば通常使用されている連続式溶融亜鉛めっき装置でよ
い。本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板に、Ｆｅあるい
はＮｉを主成分とした上層めっきを施し、プレス成形性
を更に改善する方法も、本発明の範囲内に含まれる。

【００４５】

【実施例】本発明の実施例を以下に示す。 （実施例１）表１に示す鋼を溶製した。

【００４６】

【表１】

【００４７】表１において、本発明鋼とは第５発明に規
定する成分組成を含む鋼、比較鋼とは、第５発明に規定
する成分組成を含まない鋼である。

【００４８】すなわち、鋼Ａ〜Ｇは本発明鋼で、鋼Ａ
は、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐが添加され、鋼Ｂは、Ｓｉ、Ｍｎが
添加され、鋼Ｃ、鋼Ｄは、Ｐが添加され、鋼Ｅは、Ｍｎ
が添加され、鋼Ｆは、Ｓｉが添加され、鋼Ｇは、Ｐ、Ａ
ｌが添加され、これらの鋼の成分組成は何れも、第５発
明を満足している。鋼Ｈは比較鋼で、第５発明で規定さ
れた成分は添加されていない。

【００４９】これらの鋼を鋳造し、得られたスラブを板
厚２．６ｍｍに熱間圧延した。熱間圧延は、仕上げ温度
を９００℃とし、仕上げ圧延後、６００℃で巻き取っ
た。その後、酸洗し、一部はそのままめっきの下地鋼板
とし、残りはさらに冷間圧延して板厚１．０ｍｍの冷延
鋼板を得た。

【００５０】次いで、前記で得た鋼板を用い、連続式溶
融亜鉛めっき装置で合金化溶融亜鉛めっき鋼板を作製し
た。すなわち、鋼板に還元、焼鈍、冷却、両面への溶融
めっき、ガスワイピングを行った。めっき付着量は片面
当たり５０〜６０ｇ／ｍ^２になるようにした。

【００５１】引き続き、誘導加熱炉を用いて合金化処理
を行った。皮膜中のζ相体積率の制御は最高到達鋼板温
度を変化させることで行った。ζ相体積率を１％以上３
０％未満とする皮膜については、最高到達鋼板温度を５
５０℃未満とし、ζ相体積率を１％未満とする皮膜につ
いては、最高到達鋼板温度を５５０℃以上とした。合金
化処理に続いて、冷却、伸長率１％の調質圧延を行い、
合金化溶融亜鉛めっき鋼板を作製した。

【００５２】このようにして作製した合金化溶融亜鉛め
っき鋼板を、以下に示す方法で評価した。

【００５３】めっき皮膜の形状については、ＳＥＭでめ
っき皮膜の断面を長さ１０ｍｍにわたって観察し、ζ相
の体積率、厚膜部分のめっき厚さ、厚膜部分のめっき厚
さの１％以上４０％以下の膜厚を有する薄膜部分の面積
率、および厚膜部分に存在するΓ相と皮膜全体のΓ相の
体積の比を測定した。断面観察によって測定したζ相の
面積率をζ相の体積率とし、また厚膜部分に存在するΓ
相と皮膜全体のΓ相の各々の面積の比を両者の体積の比
とした。厚膜部分のめっき厚さは、観察範囲内で無作為
に１０点の観察位置を選び、その平均値を採用した。ま
た、断面観察によって厚膜部分のめっき厚さの１〜４０
％の範囲にある薄膜部分の割合を求め、これを厚膜部分
のめっき厚さの１％以上４０％以下の膜厚を有する薄膜
部分の面積率とした。また、皮膜の表面を１ｍｍ^２以上
観察し、連続する厚膜部分の直径を測定した。厚膜部分
の直径については、観察された厚膜部分の中で最も大き
い部分の長さを直径とした。

【００５４】めっき皮膜中のＦｅ濃度については、ＩＣ
Ｐ分析により測定した。耐パウダリング性については、
ドロービード試験を行い、単位面積当たりの皮膜剥離量
を測定し、皮膜剥離量１０ｇ／ｍ^２未満を合格とした。
ここで、ドロービード試験とは、潤滑油を塗布した鋼板
を、ビードとダイスで挟んだ状態で引き抜き、その後テ
ープ剥離試験を行い、試験の前後の重量差から、めっき
皮膜の剥離量を評価する試験方法である。ビードは先端
角度９０°の三角ビードを用い、成形高さは４ｍｍ、ビ
ードとダイスの押し付け荷重は５００ｋｇｆとした。

【００５５】摩擦特性については、接触面積３ｍｍ×１
０ｍｍの超硬質鋼のビードを４００ｋｇｆの荷重で鋼板
に押し付けたまま、鋼板を引き抜き、この際に引き抜き
荷重を測定し、押し付け荷重と引き抜き荷重の比をもっ
て摩擦係数とした。評価結果を、表２に記載した。

【００５６】

【表２】

【００５７】以下、表２に示した実施例について述べ
る。実験Ｎｏ．１、２、４、９、１０、１１、１３、１
４、１５、１７、１９、２０は本発明例である。合金化
処理時の加熱速度が１５℃／ｓｅｃ以上であり、下地鋼
板、めっき皮膜が、第１発明、第２発明、第４発明、第
５発明を満足し、耐パウダリング性に優れていた。

【００５８】実験Ｎｏ．３、１２、１６、１８も本発明
例である。合金化処理時の加熱速度が１５℃／ｓｅｃ以
上であり、下地鋼板、めっき皮膜が、第１発明、第３発
明、第４発明、第５発明を満足し、耐パウダリング性に
優れると共に、摩擦特性にも優れていた。

【００５９】実験Ｎｏ．５、６は比較例である。薄膜部
分の面積率が２０％未満だったため、耐パウダリング性
に劣っていた。

【００６０】実験Ｎｏ．７は比較例である。厚膜部分の
最大長さが１５０μｍ以上であったため、耐パウダリン
グ性に劣っていた。

【００６１】実験Ｎｏ．８は比較例である。皮膜中のＦ
ｅ濃度が１５重量％を超えていたため、Γ相が厚く生成
し、耐パウダリング性に劣ったものと考えられる。

【００６２】実験Ｎｏ．２１、２２は比較例である。鋼
成分が第５発明を満たさず、かつ、合金化処理時の加熱
速度が１５℃／ｓｅｃ未満だったため、皮膜の形態が第
１発明を満たさず、耐パウダリング性に劣っていた。

【００６３】（実施例２）めっき浴中で鋼板表面に形成
された合金相の形態の異なる種々の鋼板（めっき付着
量：片面当たり５０〜６０ｇ／ｍ^２）を、誘導加熱炉を
用いて最高到達鋼板温度５００℃以上の条件で合金化処
理し、次いで冷却、伸長率１％の調質圧延を行い、調質
圧延後の鋼板のめっき皮膜のＦｅ含有量を調査し、更に
めっき皮膜の形状をＳＥＭにより調査し、第１発明に規
定するめっき皮膜が得られているものを「○」、得られ
ていないものを「×」とした。調査結果を表３に示す。

【００６４】

【表３】

【００６５】第６発明範囲を満足する発明例１〜７は、
何れもが第１発明に規定するめっき皮膜が得られてい
る。第６発明範囲を満足しない比較例１〜４は、第１発
明に規定するめっき皮膜が得られていない。

【００６６】（実施例３）表１の記号Ｈの成分組成の鋼
板表面に厚さ１００ｎｍの薄膜状の酸化シリコンを蒸着
し、第８発明に規定する酸化物を付与した鋼板を準備し
た。この鋼板に亜鉛めっき（めっき付着量：片面当たり
６０ｇ／ｍ^２）し、めっき後のめっき皮膜の合金相の形
態をＳＥＭ及び透過顕微鏡（以下、ＴＥＭ）により調査
した。また、めっき後の鋼板を誘導加熱炉を用いて最高
到達鋼板温度５００℃以上の条件で合金化処理し、次い
で冷却、伸長率１％で調質圧延を行い、調質圧延後のめ
っき皮膜の形状をＳＥＭにより調査した。めっき後のめ
っき皮膜の合金相の形態は第６発明範囲を満足してお
り、また調質圧延後のめっき皮膜は第１発明範囲を満足
していた。

【００６７】（実施例４）Ｓｉ：０．２５重量％、Ｍ
ｎ：１．６重量％、Ｐ：０．０３重量％を添加した鋼板
を熱処理して、その表面にＳｉ−Ｍｎ−Ｏを析出させた
鋼板（鋼板Ａ）を準備した。表面の酸化物を調査したと
ころ、粒状Ｓｉ−Ｍｎ酸化物と薄膜状Ｓｉ−Ｍｎ酸化物
が混合したもので、粒状Ｓｉ−Ｍｎ酸化物の大きさは、
厚さ３０ｎｍ、直径５０ｎｍであった。

【００６８】また、Ｓｉ：０．０１重量％、Ｍｎ：０．
８重量％、Ｐ：０．０３重量％を添加した鋼板を熱処理
してその表面に酸化物を析出させた鋼板（鋼板Ｂ）を準
備した。表面の酸化物を調査したところ、厚さ２ｎｍの
薄膜状Ｓｉ−Ｍｎ酸化物が形成されていた。

【００６９】前記各々の鋼板に亜鉛めっき（めっき付着
量：片面当たり６０ｇ／ｍ^２）し、めっき後のめっき皮
膜の合金相の形態をＳＥＭ及びＴＥＭにより調査した。
また、実施例３と同様、めっき後の鋼板を合金化処理、
冷却、調質圧延を行い、調質圧延後のめっき皮膜の形状
をＳＥＭにより調査した。

【００７０】鋼板Ａは、めっき後のめっき皮膜の合金相
はδ相とζ相の混在相でδ相の面積率は７５％で、調質
圧延後のめっき皮膜は第１発明範囲を満足していた。一
方、鋼板Ｂは、めっき後のめっき皮膜の合金相はδ相と
ζ相の混在相であったが、δ相の面積率は１０％で、調
質圧延後のめっき皮膜は第１発明範囲を満足していなか
った。

【００７１】（実施例５）実施例４と同様の、Ｓｉ：
０．２５重量％、Ｍｎ：１．６重量％、Ｐ：０．０３重
量％を添加した鋼板を熱処理して、その表面のＳｉ−Ｍ
ｎ−Ｏの析出状態の異なる鋼板（鋼板Ｃ、鋼板Ｄ）を準
備した。表面の酸化物を調査したところ、何れも粒状Ｓ
ｉ−Ｍｎ酸化物が析出しており、その大きさは、鋼板Ｃ
では厚さ２０ｎｍ、直径６０ｎｍであり、鋼板Ｄでは厚
さ２ｎｍ、直径３０ｎｍであった。

【００７２】前記各々の鋼板に亜鉛めっき（めっき付着
量：片面当たり４５〜６０ｇ／ｍ^２）し、めっき後のめ
っき皮膜の合金相の形態をＳＥＭ及びＴＥＭにより調査
した。また、実施例３と同様、めっき後の鋼板を合金化
処理、冷却、調質圧延を行い、調質圧延後のめっき皮膜
の形状をＳＥＭにより調査した。

【００７３】鋼板Ｃは、めっき後のめっき皮膜の合金相
はδ相とζ相の混在相でδ相の面積率は７０％で、調質
圧延後のめっき皮膜は第１発明範囲を満足していた。一
方、鋼板Ｄは、めっき後のめっき皮膜の合金相はδ相と
ζ相の混在相であったが、δ相の面積率は５％で、調質
圧延後のめっき皮膜は第１発明範囲を満足していなかっ
た。

【００７４】

【発明の効果】以上に示したように、本発明によれば、
耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板が
得られる。

【００７５】本発明によって製造された鋼板は、表面に
合金化溶融亜鉛めっき皮膜を有しているために耐食性に
優れ、かつ耐パウダリング性に優れているため、自動車
車体をはじめ多くの用途に使用することができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき皮
膜断面の顕微鏡写真。

【図２】本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき皮
膜の断面構造の模式図。

フロントページの続き (72)発明者 稲垣 淳一 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 名越 正泰 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 濱田 悦男 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 Ｆターム(参考） 4K027 AA02 AA22 AA23 AB28 AB36 AB37 AB38 AB42 AC12 AC15 AC73 AC87 AE18 AE25 AE27

Claims (10)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、め
   っき皮膜中のＦｅ濃度が５重量％以上１５重量％以下で
   あり、かつ、めっき皮膜は、頂部が平坦な厚膜部分と、
   残余の薄膜部分とからなり、該厚膜部分は、平坦な頂部
   の直径が１５０μｍ以下であり、また該薄膜部分は、該
   厚膜部分の膜厚の１％以上４０％以下の膜厚を有する部
   分の面積率が皮膜全体の２０％以上８０％以下であるこ
   とを特徴とする、耐パウダリング性に優れた合金化溶融
   亜鉛めっき鋼板。
2. 【請求項２】 めっき皮膜は、体積率で１％以上３０％
   未満のζ相を含み、残部がδ１相とΓ１相およびΓ相か
   ら成ることを特徴とする、請求項１に記載の耐パウダリ
   ング性に極めて優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
3. 【請求項３】 めっき皮膜は、ζ相の体積率が１％未満
   であり、残部がδ１相とΓ１相およびΓ相からなること
   を特徴とする、請求項１に記載の摩擦特性と耐パウダリ
   ング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
4. 【請求項４】 めっき皮膜中のΓ相の５０％以上がめっ
   き皮膜の厚膜部分の皮膜／下地鋼板界面に存在すること
   を特徴とする、請求項１〜３に記載の耐パウダリング性
   に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
5. 【請求項５】 下地鋼板が、０．１重量％以上のＳｉ、
   ０．０１０重量％以上のＰ、０．１重量％以上のＡｌ、
   １．０重量％以上のＭｎのうちのいずれか一種または二
   種以上を含むことを特徴とする、請求項１〜４に記載の
   合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
6. 【請求項６】 請求項１〜５に記載の合金化溶融亜鉛め
   っき鋼板を製造するにあたり、亜鉛めっき浴中で鋼板表
   面の５０％以上の領域にδ相及び／又はΓ１相を形成さ
   せ、めっき皮膜の合金化処理においてδ相及び／又はΓ
   １相を形成させた部分で合金化を抑制してめっき皮膜に
   凹凸を形成し、次いで調質圧延において調質圧延ロール
   によってめっき皮膜の凸部の頂部を平坦にすることを特
   徴とする、耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛め
   っき鋼板の製造方法。
7. 【請求項７】 めっき皮膜の合金化処理における加熱速
   度を１５℃／ｓｅｃ以上とすることを特徴とする、請求
   項６に記載の耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛
   めっき鋼板の製造方法。
8. 【請求項８】 めっき前の鋼板表面に、粒子状あるいは
   薄膜状の、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ａｌのうちのいずれか一種
   又は二種以上の元素を含む酸化物を付与し、亜鉛めっき
   浴中で鋼板表面にδ相及び／又はΓ１相を形成させるこ
   とを特徴とする、請求項６又は７に記載の耐パウダリン
   グ性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
9. 【請求項９】 下地鋼板に、０．１重量％以上のＳｉ、
   ０．０１０重量％以上のＰ、０．１重量％以上のＡｌ、
   １．０重量％以上のＭｎのうちのいずれか一種又は二種
   以上を添加し、焼鈍によりめっき前の鋼板表面に粒子状
   あるいは薄膜状の、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ａｌのうちのいず
   れか一種又は二種以上の元素を含む酸化物を析出させる
   ことを特徴とする、請求項８に記載の耐パウダリング性
   に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
10. 【請求項１０】 めっき前の鋼板表面に付与した粒子状
    の酸化物の大きさが、厚さが５ｎｍ以上２００ｎｍ以下
    で、直径が５ｎｍ以上５００ｎｍ以下であることを特徴
    とする、請求項８又は９に記載の耐パウダリング性に優
    れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。