JP2001303226A - 加工性とめっき密着性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 家電、建材、自動車などの各種機械、装置類
の構造部材として好適な、局部延性に優れた残留オース
テナイト鋼を母材とし、加工性と密着性に優れためっき
皮膜を有する合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板を提供す
る。 【解決手段】 母材が質量％でＣ：０．０５〜０．２０
％、Ｓｉ：０．０２〜１．５０％、Ｍｎ：０．５０〜
３．０％、Ａｌ：０．０５〜２．０％、Ｔｉおよび／ま
たはＮｂを、Ｔｉ：０．００７〜０．２５％、Ｎｂ：
０．００５〜０．２５％、かつＴｉ＋２Ｎｂ≦０．３０
（％）の範囲で含有し、かつ、Ｓｉ＋Ａｌ≧０．５０
（％）および５（Ｔｉ＋２Ｎｂ）≧Ｐ＋０．１Ｓｉを満
足し、オーステナイトを体積％で１〜３０％含有し、残
部が実質的にフェライトよりなる複合組織を備え、めっ
き皮膜が質量％でＦｅを８〜１５％含有し、残部は実質
的にＺｎよりなり、そのΓ相の厚さ（Ｄ₀ ）とΓ₁ 相の
厚さ（Ｄ₁ ）がＤ₁ ／（Ｄ₀ ＋Ｄ₁ ）≦０．８０を満た
す鋼板。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、家電、建材、自動
車などの各種機械、装置類の構造部材として好適な、加
工性とめっき皮膜密着性に優れた合金化溶融亜鉛めっき
高張力鋼板に関する。

【０００２】

【従来の技術】近年、家電、建材、及び自動車などの各
種機械、装置類では高性能化と同時に軽量化が強く推進
されており、適用される鋼板の高強度化技術が数多く開
発されてきた。これらの用途では耐食性が重要視される
ため、経済性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板が用いられて
いる。中でも溶融亜鉛めっき後に昇温してＦｅ原子を拡
散させてＺｎめっき皮膜をＺｎ−Ｆｅ合金とする合金化
処理を施した合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、その防錆機
能あるいは塗装後の性能が良好であるので広く用いられ
ている。

【０００３】鋼板を高強度化すると延性が低下して加工
が困難となる。このため、用途拡大に対応して高強度で
良好な延性と優れためっき皮膜特性とを兼ね備えた合金
化溶融亜鉛めっき鋼板が求められるようになった。

【０００４】めっき皮膜の加工性としては耐パウダリン
グ性と耐フレーキング性が重要である。パウダリング
は、プレス成形において鋼板が圧縮変形を受けた際にめ
っき皮膜が粉状に破砕されて剥離する現象である。パウ
ダリングが発生すると製品の外観が損なわれるうえ、そ
の部分の耐食性も劣化するので好ましくない。過度に合
金化させてめっき皮膜のＦｅ含有量を高くしすぎるとめ
っき皮膜の加工性が劣化してパウダリングが生じる。従
って耐パウダリング性を高めるには合金化が進行しすぎ
ないようにすることが重要とされている。

【０００５】フレーキングは、鋼板が成形工具表面上を
摺動する時にめっき皮膜がフレーク状に剥離する現象で
ある。フレーキングが発生すると鋼板の摺動抵抗が増
し、剥離片が堆積してプレス加工性が損なわれる。耐フ
レーキング性はめっき鋼板を成形工具面上を摺動させた
ときの摺動抵抗で評価できる。耐フレーキング性を向上
させるにはめっき皮膜表層部の硬度を高くするのがよ
く、そのためにはめっき皮膜のＦｅ含有量を高くする
（すなわち、合金化をある程度促進する）のがよいこと
が知られている。すなわち耐パウダリング性と耐フレー
キング性を兼ね備えさせるにはめっき皮膜のＦｅ含有量
を特定の範囲に管理することが重要である。

【０００６】高強度と良好な延性を兼ね備えた鋼板とし
て、例えば特開昭６１−１５７６２５号公報には、Ｓｉ
を０．４〜１．８質量％（以下、化学組成を表す％表示
は質量％とする）と、Ｍｎを０．２〜２．５％含有した
鋼をフェライト＋オーステナイトの２相域に加熱し、冷
却途中の５００〜３５０℃の温度域で３０秒以上保持し
て結晶組織中にオーステナイトを残留させた高張力鋼板
（以下、単に残留オーステナイト鋼板と記す）の製造方
法が開示されている。

【０００７】また、特開平５−７０８８６号公報には、
Ｓｉを２．０％以下、Ａｌを２．０％以下、かつＳｉ
（％）＋Ａｌ（％）≧０．５を含有し、体積％で５％以
上の残留オーステナイトを含む、局部延性の優れた残留
オーステナイト鋼板が開示されている。特開昭６１−１
５７６２５号公報に記載されている鋼のようなＳｉ−Ｍ
ｎ系の残留オーステナイト鋼板は、張り出し成形性を左
右する一様伸びは良好であるが孔拡げ成形性を左右する
局部延性がよくないという問題がある。上記特開平５−
７０８８６号公報に開示されている鋼板は残留オーステ
ナイト鋼板の局部延性の改善を意図したもので、Ａｌ含
有量が高い鋼を特定の条件で熱処理して製造することに
より、鋼板中の残留オーステナイトを高歪変形領域まで
安定にしたものである。この鋼板は高歪み変形域まで歪
誘起変態が生じないために優れた局部延性を備えてお
り、孔拡げ成形性が良好であるので自動車や家電製品に
見られるような複雑な形状をした構造部材用の素材とし
て好適であるとされている。

【０００８】残留オーステナイト鋼板は、オーステナイ
ト安定化元素として多量のＳｉを含有した鋼であるの
で、これに溶融亜鉛めっきを施すと不めっきなどのめっ
き不良が発生しやすい。またＳｉを含有する鋼は合金化
反応が遅くなり、合金化の処理時間が長く生産性が劣る
うえ、得られるめっき皮膜の性能も十分なものではない
という問題がある。合金化を促進するべく処理温度を高
くすると合金化が急激に進行して耐パウダリング性と耐
フレーキング性を同時に満足する処理条件を見出すのは
容易ではなかった。

【０００９】Ｓｉなどの合金を多く含有する鋼を母材と
する溶融めっき鋼板の製造方法として、例えば、特開平
４−２５４５５０号公報には、表面は低合金の鋼として
めっき性を高め、内部は高合金の鋼として高強度を得よ
うとする高強度表面処理板用原板が開示されている。こ
のような複層鋼板を母材にすれば密着性と加工性を兼ね
備えた高強度鋼板を得ることはできるが母材の製造が容
易ではないために経済性が乏しく大量使用に耐えうるも
のではない。

【００１０】特開平６−２１２３８３号公報には、Ｓｉ
を０．２％以上含有する鋼板を母材とする珪素含有鋼板
の溶融亜鉛めっき方法が開示されている。この方法によ
れば、残留オーステナイト鋼板のようにＳｉ含有量が高
い鋼板の溶融めっきが可能ではあるが、めっき皮膜の密
着性の改善効果が十分ではなく、加工に供する鋼板とし
ては満足なものではなかった。

【００１１】また、特開平１１−１３１１４５号公報に
は、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：２．０％以下、
Ｍｎ：０．５〜３．０％、かつＳｉ（％）＋Ａｌ（％）
が１．０〜３．０％の関係を満足する鋼板を特定の温度
条件下で処理して溶融めっきする、体積率で３％以上の
残留オーステナイトを含有する高強度高延性溶融亜鉛め
っき鋼板の製造方法が開示されている。上記公報では、
めっき浴のＡｌ濃度を０．１３％以下に低く制限するこ
とにより、高Ｓｉ鋼のめっき密着性と合金化処理性が改
善できることが報告されている。しかしながらこの方法
では合金化が不十分になり、表面にＦｅ含有量が少なく
硬度が低いζ相やδ相が存在する可能性高く、めっき皮
膜表面の摺動性が劣化するという問題があり、結果とし
て耐パウダリング性と耐フレーキング性を両立させるの
が困難であるという問題があった。

【００１２】以上述べたように、孔拡げ成形性に優れた
残留オーステナイト鋼を母材とし、耐パウダリング性と
耐フレーキング性も良好な合金化溶融亜鉛めっき鋼板は
これまで開示されておらず、その実現が強く望まれてい
た。

【００１３】

【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、家
電、建材、自動車などの各種機械、装置類の構造部材と
して好適な、局部延性に優れた残留オーステナイト鋼を
母材とし、その少なくとも片面に耐パウダリング性と耐
フレーキング性の良好なめっき皮膜を備えた加工性とめ
っき密着性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板を
提供することにある。

【００１４】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、ＳｉとＡ
ｌを複合して含有させた残留オーステナイト鋼板を母材
とし、その表面に溶融めっきと合金化処理を施した鋼板
について、鋼板の強度と延性の関係およびめっき皮膜の
密着性におよぼす諸要因について種々研究を重ねた結
果、以下に述べるような新たな知見を得た。

【００１５】ａ．溶融亜鉛めっき鋼板に合金化処理を施
すと、亜鉛めっき層には母材界面側から、Г相、Г
₁ 相、δ₁ 相、ζ相等と称されるＦｅ−Ｚｎ合金相が発
達する。Ｆｅ含有量はГ相が最も高くζ相が最も低い。
硬さはГ₁ 相が最も硬く、加工性はГ₁ 相が最も劣る。

【００１６】母材がＳｉを含有する鋼である場合には合
金化が遅くなることが知られているが、母材にＰが含有
されている場合と、母材の結晶組織が残留オーステナイ
トを有する場合にも合金化が遅くなる。Ｐは結晶粒界に
偏析しやすく、残留オーステナイトは鋼板の粒界部分に
第２相として析出することが多い。合金化反応は母材の
Ｆｅがめっき相に拡散することにより進行し、その反応
は、母材の結晶粒界部分が反応の起点となることが多
い。結晶粒界にＰや残留オーステナイトが存在すること
より、結晶粒界が不活性になることが合金化速度を遅く
する理由であろうと推定される。

【００１７】図１は、合金化を遅延させる作用があるＳ
ｉおよびＰ（以下、これらの元素を「合金化遅延元素」
とも記す）を含有し、その結晶組織が残留オーステナイ
トを有する鋼板を母材とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板
の内、パウダリングが発生しやすいめっき皮膜の構造を
概念的に示す部分断面図である。図１で符号１は母材の
表層部、符号２はδ₁ 相、符号３はΓ相（厚さ：
Ｄ₀ ）、符号４はΓ₁ 相、符号Ｄ_t はめっき皮膜の合計
の厚さを表す。図１に示すようにΓ相は母材表面に平行
な層状に発達し、Γ₁ 相はΓ相の上に針状に成長する。
本発明ではΓ₁ 相の平均長さの最大値をΓ₁ 相の厚さと
定義し、符号「Ｄ₁ 」で表す。

【００１８】合金化溶融亜鉛めっき鋼板に塑性変形を加
え、パウダリングが発生しためっき皮膜の断面を子細に
観察した結果、パウダリングの起点となるめっき皮膜内
部の亀裂は、Γ₁ 相とΓ相との界面にその起点があり、
さらにそれがΓ相と母材との界面を伝播して亀裂が進展
している。図１で破線はめっき皮膜内部の亀裂を意味す
るもので、破線で囲まれた台形部分がパウダリングとし
て剥離する亜鉛粉に相当するものを表す。符号ｃは上記
亀裂の起点と判断された部分である。

【００１９】図２は、母材は図１と同様のものであるが
耐パウダリング性が良好であっためっき鋼板のめっき皮
膜の構造を概念的に示す部分断面図である。耐パウダリ
ング性が良好であっためっき皮膜ではＤ₁ が減少し、層
状のΓ相の厚さＤ₀ が大きくなっている。

【００２０】Γ₁ 相は周囲のδ₁ 相やΓ相に比較すると
硬質で、その形状が針状である。このためＤ₁ が大きい
場合には、めっき皮膜表面に作用した変形応力はΓ₁ 相
をテコにしてΓ相に力が作用し、Γ₁ 相の基部に亀裂が
発生する。この際層状のΓ相に曲げモーメントが作用す
るが、Γ相が薄い場合にはΓ相が母材との界面から浮き
上がり、母材との界面上を亀裂が伝播するものと考えら
れた。Ｄ₁ が小さい場合にはΓ相に作用する力が小さい
ために亀裂が発生しにくく、Γ相が厚い場合には母材界
面での亀裂の伝播が生じないものと考えられた。

【００２１】種々の断面構造を示すめっき皮膜の加工性
を調査した結果、耐パウダリング性は、合金層の厚さ
（Ｄ₀ ＋Ｄ₁ ）に対するＤ₁ の比率と良好な対応があ
り、前記比率が０．８０以下である場合には耐パウダリ
ング性が優れることが判明した。図１の例では、Ｄ_t ：
７．２μｍ、Ｄ₀ ：０．２５μｍ、Ｄ₁ ：２．０μｍ、
Ｄ ₁ ／（Ｄ₀ ＋Ｄ₁ ）は０．８９であり、図２の例で
は、Ｄ_t ：７．２μｍ、Ｄ₀：０．５０μｍ、Ｄ₁ ：
１．５μｍ、Ｄ₁ ／（Ｄ₀ ＋Ｄ₁ ）は０．７５であっ
た。

【００２２】δ₁ 相に対しては合金化初期には母材界面
から、Γ相が生成した後はΓ相からＦｅ原子が供給され
る。従って母材界面での合金化反応性が良好な場合には
δ₁相のＦｅ含有量が高くなり、耐フレーキング性が向
上する。すなわち、δ₁ 相へのＦｅの濃化とΓ相の成長
とは同時におこなわれると考えられる。言い換えれば、
Γ相が厚い場合には耐パウダリング性と耐フレーキング
性が共に良好であり、Γ相が薄い場合にはめっき皮膜表
面も十分には硬くならず、耐パウダリング性も耐フレー
キング性も共に好ましくないことになる。

【００２３】ｂ．母材に極微量のＴｉまたはＮｂを特定
の条件範囲で含有させると合金化が促進され、層状のΓ
相の厚さが増加し、Γ₁ の厚さ比率が小さくなり、耐パ
ウダリング性が飛躍的に向上した。上記特定の条件範囲
とは、母材のＴｉおよびＮｂ含有量がＳｉおよびＰ含有
量に対して下記式を満足する範囲であった。 Ｐ＋0.1×Ｓｉ（％）≦５×｛Ｔｉ(％)＋２×Ｎｂ
(％)｝ 合金化を遅延させる作用があるＳｉおよびＰ（以下、こ
れらの元素を「合金化遅延元素」とも記す）を含む残留
オーステナイト鋼板を母材とする場合には、合金化時に
めっき皮膜へのＦｅの拡散が遅い。このため、母材界面
全面からのＦｅ原子の拡散を必要とするδ₁ 相やΓ相の
成長が遅い。他方、Γ₁ 相は針状に成長することから、
界面に反応性に富む部分が局部的にでも存在すれば、合
金化遅延元素や残留オーステナイトの有無にさほど影響
されることなくその成長は進行するものと推測される。
すなわち、母材が合金化遅延元素や残留オーステナイト
を含む場合には、Γ相が薄くなりやすいが、Γ₁ 相は通
常の成長を示し、その結果として形成されためっき皮膜
のΓ₁ 相の厚さ比率が高くなるものと考えられる。

【００２４】これに対して、母材がＴｉまたはＮｂを含
有する場合には、固溶Ｃや固溶Ｎが炭窒化物として固定
されるので、母材の結晶粒界での固溶元素が減少し、結
晶粒界を通じてのＦｅ原子のめっき皮膜への拡散現象が
活性化され、δ₁ 相やΓ相の形成が促進される。その結
果、Γ₁ 相の厚さ比率が小さくなり耐パウダリング性が
向上すると共に、δ₁ 相の成長による耐フレーキング性
の向上も達成されるものと考えられる。

【００２５】本発明はこれらの新たに得られた知見を基
にして完成されたものであり、その要旨は下記に記載の
加工性とめっき皮膜密着性に優れた合金化溶融亜鉛めっ
き高張力鋼板にある。

【００２６】母材の少なくとも片面に合金化溶融亜鉛め
っき皮膜を備えた合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、
母材の化学組成が質量％でＣ：０．０５〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０２〜１．５０％、Ｍｎ：０．５０〜３．０
％、Ｐ：０．１０％以下、Ａｌ：０．０５〜２．０％、
Ｔｉおよび／またはＮｂを、Ｔｉ：０．００７〜０．２
５％、Ｎｂ：０．００５〜０．２５％、かつＴｉ（％）
＋２Ｎｂ（％）：０．３０（％）以下である範囲で含有
し、さらに、下記式（ａ）と下記式（ｂ）を満足し、残
部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、母材の結晶組
織が、オーステナイトが体積％で１．０〜３０％、残部
が実質的にフェライトよりなる複合組織を備え、上記め
っき皮膜の化学組成が質量％でＦｅが質量％で８．０〜
１５％、残部が実質的にＺｎよりなり、めっき皮膜のΓ
相の厚さ（Ｄ₀ ）とΓ₁ 相の厚さ（Ｄ₁ ）が下記式
（ｃ）の関係を満たすものであることを特徴とする加工
性とめっき皮膜密着性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高
張力鋼板。

【００２７】

【数２】

【００２８】なお、本発明の鋼板は、その用途が自動車
用などの構造部材であることから、母材の引張強さが３
９０ＭＰａ以上、１０００ＭＰａ以下のものを用いるの
が好適である。

【００２９】

【発明の実施の形態】以下に本発明の実施の形態を詳細
に説明する。なお、以下に述べる％表示は、特に断らな
い限り質量％を意味する。

【００３０】母材の化学組成；Ｃ：Ｃは鋼をフェライト
＋オーステナイトの２相温度域に加熱した後に冷却する
際のオーステナイトを安定化する作用があり、冷却後の
鋼板に残留オーステナイトを導入するのに必要な元素で
ある。後ほど述べるように本発明においては良好な加工
性を確保するために母材には残留オーステナイトを１体
積％以上含有させるが、この量の残留オーステナイトを
確保するためにＣは０．０５％以上含有させる。好まし
くは０．０８％以上である。

【００３１】また、Ｃには鋼の強度を高める作用があ
り、その効果を得るためにもＣを含有させる。しかしな
がらＣ含有量が過剰になると鋼が硬化しすぎて延性を損
ない加工性が悪くなるうえ、溶接性も損なわれるので、
その含有量は０．２０％以下とする。好ましくは０．１
５％以下である。

【００３２】ＳｉおよびＡｌ：これらの元素はいずれも
鋼を脱酸し健全な鋼を得るのに有効な元素である。ま
た、２相温度域でのフェライトの体積率を増し、オース
テナイトのＣ濃度を高めて冷却時のオーステナイトを安
定化する作用があるので、残留オーステナイトを得るの
に有効な元素である。これらの効果を確保するために、
Ｓｉは０．０２％以上、Ａｌは０．０５％以上、かつ、
Ｓｉ(%) ＋Ａｌ(%) ≧０．５０(%) となる範囲で含有さ
せる。

【００３３】他方Ｓｉは、その含有量が増すにつれて溶
融めっき時の母材表面でのめっき濡れ性を損なうと共に
合金化速度を小さくする作用がある。このため、Ｓｉ含
有量が増すにつれてめっき皮膜の品質や合金化処理の生
産性を損なうおそれが増す。このような害を避けるため
にＳｉ含有量は１．５０％以下とする。合金化を速やか
におこなわせる必要がある場合にはＳｉ含有量を０．７
０％以下とするのが望ましい。Ａｌは高価であるうえ、
過度に含有させると介在物が増し鋼の延性が損なわれる
ので、その含有量は２．０％以下とする。

【００３４】Ｍｎ：Ｍｎにはオーステナイトを安定化す
る作用があり、残留オーステナイト鋼板を得るのに好適
な元素である。１体積％以上の残留オーステナイトを得
るためにＭｎを０．５０％以上含有させる。他方Ｍｎは
高価であるうえ、過度に含有させると鋼板が脆くなり加
工性が損なわれるので、その含有量は３．０％以下とす
る。好ましくは２．５％以下である。

【００３５】ＴｉおよびＮｂ：ＴｉとＮｂにはいずれも
溶融めっき鋼板の合金化処理時にめっき皮膜の合金化を
促進する作用があり、本発明における重要な元素であ
る。母材にこれらの元素の内の１種または両方を適量含
有させることにより、Γ相の成長が促進され、Γ₁ 相の
過大な成長が抑制され、さらにδ₁ 相中のＦｅ含有量が
増し、皮膜表層におけるＦｅ含有量を高めることができ
る。

【００３６】後ほど述べるように本願発明では、耐パウ
ダリング性と耐フレーキング性を同時に改善するため
に、めっき皮膜の構造が、Ｄ₁ ／（Ｄ₀ ＋Ｄ₁ ）≦０．
８０を満足する範囲に限定する。

【００３７】これを実現するために、Ｔｉ：０．００７
％以上、０．２５％以下、Ｎｂ：０．００５％以上、
０．２５％以下からなる群の内の１種または２種を含有
させる。ＴｉおよびＮｂの下限値は、それぞれの元素を
単独で含有させた場合に式（ｃ）を満足するめっき皮膜
構造を得るのに必要な値である。

【００３８】Ｔｉ含有量が０．２５％を超えるか、また
はＮｂ含有量が０．２５％を超えるか、あるいはＴｉ＋
２Ｎｂが０．３０％を超えると上記改善効果が飽和し、
それ以上含有させるのは鋼の強度が高くなりすぎてプレ
ス加工用途には不適当になる上、コストも高くなって経
済性も損なわれる。従って、それぞれの元素の含有量の
上限は０．２５％、かつＴｉ＋２Ｎｂが０．３０％以下
となる範囲で含有させる。好ましくはれぞれの元素につ
いての含有量が０．０９％以下、かつＴｉ＋２Ｎｂが
０．１３％以下となる範囲である。なお好ましくはＴｉ
は０．０５％以下、Ｎｂは０．０４％以下、かつＴｉ＋
２Ｎｂが０．３０％以下である。

【００３９】合金化反応性は母材に含有される合金化遅
延元素の含有量が増すにつれて低下する。Ｓｉの合金化
阻害能はＰの１０倍であり、Ｎｂの合金化促進能はＴｉ
の２倍である。従ってめっき皮膜の構造がＤ₁ ／（Ｄ₀
＋Ｄ₁ ）≦０．８０を満足する範囲とするには、Ｔｉお
よび／またはＮｂの含有量をＳｉおよびＰの含有量に応
じて下記式を満足する範囲に調整するのがよい。 ５｛Ｔｉ(%)＋２Ｎｂ(%)｝≧Ｐ(%)＋０．１Ｓｉ(%) 上記以外はＦｅおよび不可避的不純物である。その中で
もＰはＳｉと同様に合金化速度を小さくする作用がある
のでその含有量は０．１０％以下とする。好ましくは
０．０３％以下である。また、ＳはＭｎＳとして析出し
て鋼板の延性を阻害するうえ、オーステナイト安定化元
素であるＭｎを析出物として消費するので、これを避け
るためにＳ含有量は０．１０％以下とするのが望まし
い。さらにＮはＡｌＮとして析出してＡｌを消耗するの
で、これを避けるために０．０１０％以下とするのが望
ましい。

【００４０】母材の結晶組織；母材の結晶組織は、残留
オーステナイトを体積％で１〜３０％含有し、残部が実
質的にフェライトよりなる複合組織を有するものとす
る。残留オーステナイトは、鋼板がプレス加工された際
に加工誘起変態し、その部分が硬化して破断が防止され
全体としての変形能を向上させる作用がある。この効果
を得るために残留オーステナイトを１体積％以上含有さ
せる。好ましくは５体積％以上である。

【００４１】残留オーステナイトの比率が過度に高くな
ると、母材の引張強さが高くなりすぎるので好ましくな
い。これを避けるために残留オーステナイトの比率は３
０体積％以下とする。好ましくは２０体積％以下であ
る。

【００４２】残部が実質的にフェライトからなる、との
意味は、残留オーステナイトを得るための２相温度域か
らの冷却に際して若干のベイナイト、パーライト、セメ
ンタイトなどの変態組織が混入しても、本発明の目的と
する優れた延性が確保できるので、上記程度の第３組織
が混入しても差し支えないことを意味する。混入する場
合には１０体積％以下とするのが望ましい。

【００４３】めっき皮膜；めっき皮膜はＦｅを８〜１５
％含有し、残部は実質的にＺｎよりなるものとする。め
っき皮膜中のＦｅ含有量が８％に満たない場合には、め
っき皮膜表面にη相（純亜鉛）が残存し、塗装性、溶接
性および耐フレーキング性が劣化するのでよくない。め
っき皮膜中のＦｅ含有量が１５％を超える場合には、Γ
相が厚くなりすぎて耐パウダリング性が劣化するのでよ
くない。

【００４４】めっき皮膜のΓ₁ 相の厚さ（Ｄ₁ ）が大き
くなりすぎると耐パウダリング性が損なわれ、Γ相の厚
さ（Ｄ₀ ）が小さくなりすぎると耐フレーキング性が損
なわれる。耐パウダリング性と耐フレーキング性を共に
良好なものとするために、Ｄ ₁ ／（Ｄ₀ ＋Ｄ₁ ）で求め
られるΓ₁ 相の比率を０．８０以下とする。好ましくは
０．６０以下、さらに好ましくは０．４０以下である。
Γ₁ 相の比率の下限は特に設定しないが、通常の場合Γ
₁ 相の比率が０．１より低い値になることは少ない。

【００４５】なお、Γ相とΓ₁ 相はいずれも硬質な合金
相であるので、めっき皮膜構造が上式（ｃ）を満たして
いるとしても、その加工性は鋼板に比較すると劣ること
は避けがたい。この意味から、たとえばめっき皮膜の厚
さが２０μｍ以下の範囲であれば、Ｄ₀ は１．５μｍ程
度以下、Ｄ₁ は１．６μｍ程度以下に制限しておくのが
望ましい。

【００４６】Γ相およびΓ₁ 相の厚さは、本発明では以
下の方法で測定するものとする。すなわち、めっき皮膜
を厚さ方向に切断して得られためっき皮膜断面を研磨
し、その面を薄いナイタール液でエッチングしてＳＥＭ
（走査電子顕微鏡）にて組織観察し、Γ相については１
０カ所以上の厚さの平均値をＤ₀ とし、Γ₁ 相について
は３０個以上のΓ₁ についてのΓ相表面からの長さを測
定し、上位５箇の長さの平均をＤ₁ とする。皮膜断面の
切断方向は圧延方向に対して任意の方向でよい。これら
の値が１μｍ以下である場合には、ＴＥＭ（透過電子顕
微鏡）にてサンプルを観察し、Γ相およびΓ₁ 相の厚さ
を求めればよい。これらの相の同定は、ＴＥＭ（透過型
電子顕微鏡）による電子線回折法により構造解析をおこ
なえばよい。

【００４７】製造方法；本発明の鋼板は以下の方法で製
造するのが好適である。母材は上記化学組成を有する鋼
を公知の方法により溶解し、鋳造し、得られた鋼を熱間
圧延して得た熱延鋼板、またはこれを酸洗した後冷間圧
延して得た冷延鋼板を用いる。母材はアルカリ脱脂、ア
ルカリ中での電解脱脂など公知の方法により前処理をお
こない、次いで、残存する油汚れや水滴などを除去除去
するために、常法により予備加熱をおこなう。母材はＳ
ｉとＡｌを合計で０．５０％以上含有するため母材表面
でのめっき金属の濡れ性がよくなく不めっきが発生する
おそれがある。これを避けるために、予備加熱では表面
を一旦酸化し、その後還元性雰囲気で焼鈍して表面に還
元鉄を生成させるのが好ましい。その際の酸化量は、母
材のＳｉ含有量が０．２％以下、または、Ａｌ含有量が
１．０％以下の場合であれば０．２ｇ／ｍ² 以上とすれ
ば十分めっき可能である。母材のＳｉ含有量が０．２％
を超えるか、Ａｌ含有量が１．０％を超える場合は０．
５ｇ／ｍ² 以上の酸化鉄を生成させることが好ましい。

【００４８】予備焼鈍に次いで還元性雰囲気中で７８０
℃以上８７０℃以下の温度領域に加熱し焼鈍するする還
元焼鈍をおこなう。母材をフェライト＋オーステナイト
からなる２相組織鋼とするためには、還元焼鈍温度をＡ
ｃ１変態点以上Ａｃ３変態点以下の温度域とする必要が
あるが、母材温度が７８０℃に満たない場合にはセメン
タイトの再固溶に時間がかかりすぎ、８７０℃を超える
場合にはオーステナイトの体積率が増加しすぎてオース
テナイト中のＣ濃度が低下し、所望の量のオーステナイ
トを有する残留オーステナイト鋼板が得られない。従っ
て還元焼鈍温度は７８０℃以上８７０℃以下の温度領域
とするのが望ましい。

【００４９】還元焼鈍後は、３５０℃〜５５０℃の温度
領域に冷却し、その温度領域で２０秒以上滞留させる低
温保持を施すのが望ましい。低温保持の目的は、一部の
オーステナイトをベイナイト変態させることによりオー
ステナイトへのＣの濃縮を促進させ、オーステナイトの
安定性を高めて残留オーステナイトを得やすくすること
にある。

【００５０】還元焼鈍温度から低温保持温度領域までの
冷却条件は、還元焼鈍後７００℃までは１０℃／秒以下
の冷却速度で徐冷することが好ましく、７００℃から低
温保持温度までの冷却速度は２０℃／秒以上で急速冷却
するのが好ましい。しかしながら、この条件に限定する
必要はなく、残留オーステナイトを安定に生成させるこ
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℃／秒で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％
以上に調整することは十分可能である。

【００５１】低温保持は３５０℃以上、５５０℃以下の
領域で鋼が２０秒以上滞留させればよいのであって、そ
の方法は、上記温度範囲で滞留時間が２０秒以上になる
ように徐冷却してもよいし、一定温度で保持する方法で
も構わない。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。５５０℃
を上回る温度領域ではベイナイト変態が生じず、３５０
℃を下回る温度領域では下部ベイナイトとなって、オー
ステナイトへのＣ濃縮が不十分となる。

【００５２】この温度域での滞留時間が２０秒に満たな
い場合にはオーステナイトへのＣ濃縮が不足して安定し
て残留オーステナイトを得ることができない。好ましく
は６０秒以上とする。滞留時間が長いほどオーステナイ
トが安定になるので好ましいが、４２０℃前後の低温で
あっても、９０秒程度滞留すればＣ濃縮の目的は達せら
れる。

【００５３】上記低温処理の温度は、次工程で溶融めっ
きを施すため、めっき浴温度−１０℃以上とするのがよ
い。例えば、めっき浴温度が４５０℃である場合、低温
保持は４４０℃以上でおこなうのが好ましい。

【００５４】低温保持に続いて溶融めっきをおこなう。
めっき方法は従来公知の方法でよい。例えばめっき浴の
Ａｌ濃度は０．０８％〜０．１６％程度であればよく、
めっき浴温度は４４０℃以上４８０℃以下程度とするの
がよい。

【００５５】めっき後にはガスワイピングなど公知の方
法で目付量を調整し、次いで合金化処理を施す。めっき
は、母材の両面に施すのがよいが片面のみでもかまわな
い。合金化処理は公知の方法でおこなえばよい。例えば
合金化処理温度は４６０℃以上６００℃未満が良く、合
金化処理温度への加熱速度は２０℃／秒以上の加熱速度
とするのが好ましい。合金化処理は短時間でおこなうの
がよく、めっき皮膜のＦｅ含有量が所定量になり次第直
ちに急速冷却するのがよい。合金化温度への加熱手段は
インダクションヒータなど急速加熱に適した装置を用い
ることが好ましく、冷却については、放冷でも良いが、
ガス冷却または、ミスト冷却をおこなうことが好まし
い。合金化処理後は、公知の方法により調質圧延を施し
たり、クロメート処理など公知の後処理を施しても差し
支えない。

【００５６】

【実施例】（実施例１）表１に示す化学組成を有する鋼
を実験室で溶解し鋳造し鍛造して厚さが２０ｍｍの鋼片
とし、これを１２５０℃に加熱した後に熱間圧延して厚
さ１．８ｍｍの熱間圧延板とし、さらに酸洗した後、冷
間圧延して、厚さ１．２０ｍｍの冷間圧延板とした。

【００５７】

【表１】

【００５８】得られた冷間圧延板から幅８０ｍｍ、長さ
２００ｍｍの試験片を多数採取した。公知の溶融めっき
シミュレータ装置を用いてこれらの試験片を大気中また
は窒素ガス雰囲気中で５５０℃まで１５℃／秒で加熱
し、２秒間保持した後２００℃まで冷却する予備加熱を
施した。次いで水素を１０体積％、残部が窒素からなり
露点が−６０℃以下である雰囲気中で８２０℃に加熱し
て３０秒間保持する還元焼鈍を施し、その後４℃／秒の
冷却速度で７００℃に冷却し、４０℃／秒の冷却速度で
５００℃に冷却し、その後４５０℃まで２．５〜０．５
℃／秒の平均冷却速度で冷却し、２秒以内に４６０℃ま
で昇温し、４６０℃に保持した溶融亜鉛めっき槽に浸漬
し、引き上げて、ガスワイピングして目付量を片面あた
り６０ｇ／ｍ² に調整して母材の両面に溶融めっきを施
した。溶融めっき浴の化学組成は、Ａｌ：０．１２％、
残部が実質的にＺｎからなるＦｅ飽和浴であり、めっき
浴温度は４６０℃とした。

【００５９】上記めっきを施した直後に、シミュレータ
内で赤外加熱炉を使用して４８０℃〜５４０℃の範囲に
加熱し、１５〜６０秒間保持する合金化処理を施した。
鋼Ｃについては、合金化処理条件を変更して、過処理の
ものと処理不足のものも作製した。

【００６０】得られた鋼板の性能を以下の方法で評価し
た。 引張特性：試作した試験片からＪＩＳ５号引張試験片を
切り出し、引張り試験をおこなった。

【００６１】残留オーステナイト量：試験片を酸溶液に
浸漬してめっき皮膜を溶解、除去した後、Ｘ線反射強度
測定法により、残留オーステナイト量を測定した。Γ相
およびΓ₁ 相の厚さ：めっき皮膜を断面方向から研磨
し、０．０５％硝酸−アルコール液（ナイタール液）を
用いて１分間エッチングした後、電子顕微鏡により、１
０ヶ所のΓ相の厚さを測定し、平均値をΓ相の厚さとし
た。同様の方法で３０個以上のΓ₁ 相についてのΓ相表
面からの長さを測定し、上位５箇の長さの平均をΓ₁ 相
の厚さ（Ｄ₁ ）とした。

【００６２】合金相の厚さが１μｍに満たないものにつ
いては、薄膜試料を作成し、ＴＥＭによって、３〜４視
野について同様に観察し、平均値を各相の厚さまたは、
長さとした。また、各相の同定にはＴＥＭによる電子線
回折の解析をおこない相決定をおこなった。

【００６３】耐パウダリング性；合金化処理後の試験片
から直径６０ｍｍの円板を打ち抜き、ポンチ径：３０ｍ
ｍ、ダイス肩半径：３ｍｍの円筒深絞り試験機により円
筒カップにプレス成形し、カップの側壁の外面に粘着テ
ープを張り付けて剥離し、粘着テープに付着しためっき
皮膜の総剥離質量を測定し、円筒カップ１個あたりの剥
離質量を下記基準で評価した。 ◎：１５ｍｇ未満、 ○：１５ｍｇ以上、２０ｍｇ未満、 △：２０ｍｇ以上、３０ｍｇ未満、 ×：３０ｍｇ以上。

【００６４】耐フレーキング性：めっき皮膜の摩擦係数
（μ）を測定して評価した。図３は評価に使用した摩擦
係数測定装置の断面図である。図３で符号５は試験片、
符号６はダイ、符号７は半径５ｍｍの半円形のしわ押さ
えビード、符号８はしわ押さえ、符号９はポンチであ
る。幅：３０ｍｍ、長さ：２７０ｍｍの試験片１を測定
装置のダイ６としわ押さえビード７との間で保持し、し
わ押さえ荷重（Ｐ）を作用させた状態でポンチ９を押し
込み、試験片５をコの字型に成形する。ダイ６、しわ押
さえビード７およびポンチ９の表面は、＃６００の研磨
紙で研磨したものを用いた。試験片１の両面には潤滑剤
として防錆油を片面当たり２．５ｇ／ｍ²塗布し、ポン
チ３の圧入速度は６０ｍｍ／分とした。しわ押さえ力を
７．３５ｋＮ、９．８ｋＮ、１２．３ｋＮおよび１４．
７ｋＮの４条件とした。それぞれの場合のポンチ２の圧
入力の最大値（Ｆ）を求め、しわ押さえ荷重の増分（ｄ
Ｐ）とポンチ圧入力の最大値の増分（ｄＦ）とから、μ
＝ｄＦ／２ｄＰによって摩擦係数を求め、下記基準で評
価した。 ◎：０．２４以下、 ○：０．２４超、０．２８以下、 △：０．２８超、０．３２以下、 ×：０．３２超。

【００６５】評価結果を表２に示す。

【００６６】

【表２】

【００６７】表２からわかるように本発明の規定する条
件を満足する鋼板はいずれも高強度でありながら良好な
延性、耐フレーキング性および耐パウダリング性を兼ね
備えていた。めっき皮膜中のＦｅ含有量がやや低かった
試験番号７、１０および１２は耐フレーキング性が許容
範囲内ではあったがやや劣った。これに対し、Ｃ、Ｓ
ｉ、Ｍｎ、ｓｏｌ．Ａｌなどの含有量が少なかった鋼
Ｌ、Ｎ、Ｓ、Ｔ、Ｖおよび冷却条件がよくなかった試験
番号３１では、いずれも残留オーステナイトが少なく、
延性がよくなかった。ＴｉまたはＮｂの含有量が不足す
るか、式（ｂ）を満たさなかった鋼Ｌ、Ｍ、Ｐ、Ｑ、Ｒ
および合金化処理条件が好ましくなかった試験番号３１
と３２は、耐フレーキング性あるいは耐パウダリング性
がよくなかった。

【００６８】

【発明の効果】本発明の合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼
板はＡｌを含有した残留オーステナイト鋼板を母材とし
ているので一様伸びと局部伸びが優れるうえ、めっき皮
膜の耐パウダリング性と耐フレーキング性に優れる。従
って家電、建材、及び自動車などの各種機械、装置類の
構造部材への加工が容易であり、めっき皮膜の密着性と
プレス加工時の摺動性にすぐれるので外観と耐食性に優
れた成形品が得られる。従って複雑な形状をした部材の
高強度化や軽量化用を推進するための素材として極めて
好適である。

【図面の簡単な説明】

【図１】耐パウダリング性がよくない合金化溶融亜鉛め
っき鋼板のめっき皮膜の構造を概念的に示す部分断面図
である。

【図２】耐パウダリング性が良好なめっき鋼板のめっき
皮膜の構造を概念的に示す部分断面図である。

【図３】めっき鋼板の摺動抵抗評価に使用した摩擦係数
測定装置の断面図である。

【符号の説明】

１：母材の表層部、２：δ₁ 相、、３：Γ相（Ｄ₀ はそ
の厚さ）、４：Γ₁ 相（Ｄ₁はその厚さ）、Ｄ_t ：めっ
き皮膜の厚さ、５：試験片、６：ダイ、７：しわ押さえ
ビード、８：しわ押さえ、９：ポンチ。

フロントページの続き (72)発明者 有岡 照晃 大阪府大阪市中央区北浜４丁目５番33号 住友金属工業株式会社内 (72)発明者 石垣 一 大阪府大阪市中央区北浜４丁目５番33号 住友金属工業株式会社内 (72)発明者 小嶋 啓達 大阪府大阪市中央区北浜４丁目５番33号 住友金属工業株式会社内 Ｆターム(参考） 4K027 AA23 AB02 AB07 AB28 AB38 AB42 AC12 AC52 AC73 AC82 AE23

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 母材の少なくとも片面に合金化溶融亜鉛
   めっき皮膜を備えた合金化溶融亜鉛めっき鋼板であっ
   て、母材の化学組成が質量％でＣ：０．０５〜０．２０
   ％、Ｓｉ：０．０２〜１．５０％、Ｍｎ：０．５０〜
   ３．０％、Ｐ：０．１０％以下、Ａｌ：０．０５〜２．
   ０％、Ｔｉおよび／またはＮｂを、Ｔｉ：０．００７〜
   ０．２５％、Ｎｂ：０．００５〜０．２５％、かつＴｉ
   （％）＋２Ｎｂ（％）：０．３０（％）以下である範囲
   で含有し、さらに、下記式（ａ）と下記式（ｂ）を満足
   し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、母材の
   結晶組織が、オーステナイトが体積％で１．０〜３０
   ％、残部が実質的にフェライトよりなる複合組織を備
   え、上記めっき皮膜の化学組成が質量％でＦｅが質量％
   で８．０〜１５％、残部が実質的にＺｎよりなり、めっ
   き皮膜のΓ相の厚さ（Ｄ₀）とΓ₁ 相の厚さ（Ｄ₁ ）が
   下記式（ｃ）の関係を満たすものであることを特徴とす
   る加工性とめっき皮膜密着性に優れた合金化溶融亜鉛め
   っき高張力鋼板。 【数１】