JP2002088459A - 強度−延性バランスとめっき密着性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents
強度−延性バランスとめっき密着性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法Info
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- JP2002088459A JP2002088459A JP2000340871A JP2000340871A JP2002088459A JP 2002088459 A JP2002088459 A JP 2002088459A JP 2000340871 A JP2000340871 A JP 2000340871A JP 2000340871 A JP2000340871 A JP 2000340871A JP 2002088459 A JP2002088459 A JP 2002088459A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 母材鋼板（：地鉄）中にSiやMnを多量に含有
する場合であっても、強度−延性バランスとめっき密着
性の両者に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の提供、並びに、
該溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法の提供。 【解決手段】 溶融亜鉛めっき鋼板の地鉄平均組成で、
Ｃ：0.05〜0.25mass％、Si： 2.0mass％以下、Mn： 1.0
〜2.5 mass％およびAl： 0.005〜0.10mass％を含有する
組成になり、めっき層直下の地鉄表層部のＣ濃度が0.02
mass％以下で、しかも地鉄組織が、焼戻しマルテンサイ
ト相と微細マルテンサイト相を併せて50％以上の分率で
マルテンサイト相を含み、残部はフェライト相および残
留オーステナイト相からなる強度−延性バランスとめっ
き密着性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板、並びに、該溶融
亜鉛めっき鋼板の製造方法。
する場合であっても、強度−延性バランスとめっき密着
性の両者に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の提供、並びに、
該溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法の提供。 【解決手段】 溶融亜鉛めっき鋼板の地鉄平均組成で、
Ｃ：0.05〜0.25mass％、Si： 2.0mass％以下、Mn： 1.0
〜2.5 mass％およびAl： 0.005〜0.10mass％を含有する
組成になり、めっき層直下の地鉄表層部のＣ濃度が0.02
mass％以下で、しかも地鉄組織が、焼戻しマルテンサイ
ト相と微細マルテンサイト相を併せて50％以上の分率で
マルテンサイト相を含み、残部はフェライト相および残
留オーステナイト相からなる強度−延性バランスとめっ
き密着性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板、並びに、該溶融
亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、複雑なプレス成形
加工にも充分に耐え得る強度−延性バランスとめっき密
着性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に
関する。
加工にも充分に耐え得る強度−延性バランスとめっき密
着性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に
関する。
【０００２】
【従来の技術】通常、熱延鋼板および冷延鋼板は、強度
の上昇に伴って全伸びや曲げなどの延性が低下するた
め、複雑なプレス加工が困難になる。また、一般に、鋼
板の強度を増加させるために、Mn，Si等の元素を添加
し、固溶強化と良好な複合組織化を図ることによって、
強度−伸びバランスを改善することが有利であることが
知られている。
の上昇に伴って全伸びや曲げなどの延性が低下するた
め、複雑なプレス加工が困難になる。また、一般に、鋼
板の強度を増加させるために、Mn，Si等の元素を添加
し、固溶強化と良好な複合組織化を図ることによって、
強度−伸びバランスを改善することが有利であることが
知られている。
【０００３】しかしながら、Mn，Si等は酸化されやすい
元素であるため、多量に添加すると、焼鈍時にSiやMn等
の表面濃化物が鋼板表面に析出して溶融亜鉛との濡れ性
が劣化し、地鉄との反応性が阻害される。このため、め
っき密着性が劣化して加工時にパウダリングやフレーキ
ングなどと呼ばれるめっき剥離が発生する。
元素であるため、多量に添加すると、焼鈍時にSiやMn等
の表面濃化物が鋼板表面に析出して溶融亜鉛との濡れ性
が劣化し、地鉄との反応性が阻害される。このため、め
っき密着性が劣化して加工時にパウダリングやフレーキ
ングなどと呼ばれるめっき剥離が発生する。
【０００４】上記の問題を改善し、加工性などに優れた
高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法として、例え
ば特開平5-179356号公報や特開平5-51647 号公報では、
熱延巻取り時に焼入れ急冷し、溶融亜鉛めっきラインに
おいて２相域で焼鈍した後、めっきを施す方法が提案さ
れている。しかしながら、実際には、Siが少しでも添加
されていると、めっき密着性が劣化してめっき剥離が発
生し易いという問題があった。
高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法として、例え
ば特開平5-179356号公報や特開平5-51647 号公報では、
熱延巻取り時に焼入れ急冷し、溶融亜鉛めっきラインに
おいて２相域で焼鈍した後、めっきを施す方法が提案さ
れている。しかしながら、実際には、Siが少しでも添加
されていると、めっき密着性が劣化してめっき剥離が発
生し易いという問題があった。
【０００５】そのため、従来は、SiやMn含有量の多い鋼
板を母材とした場合には、めっき密着性に優れた高強度
溶融亜鉛めっき鋼板を製造することは、事実上不可能と
されていた。また、(1) 特開2000-212648 、(2) 国際公
開番号：WO 98/30729 および(3) 国際公開番号：WO 00/
50659 の発明において、それぞれ、(1) Moを含有する高
強度鋼板のめっき方法、(2) 鋼板の地鉄表層部に酸化物
層を有するめっき鋼板および(3) 黒皮母板焼鈍による酸
化物層を有するめっき鋼板が提案されている。
板を母材とした場合には、めっき密着性に優れた高強度
溶融亜鉛めっき鋼板を製造することは、事実上不可能と
されていた。また、(1) 特開2000-212648 、(2) 国際公
開番号：WO 98/30729 および(3) 国際公開番号：WO 00/
50659 の発明において、それぞれ、(1) Moを含有する高
強度鋼板のめっき方法、(2) 鋼板の地鉄表層部に酸化物
層を有するめっき鋼板および(3) 黒皮母板焼鈍による酸
化物層を有するめっき鋼板が提案されている。
【０００６】上記した(1) の発明によれば、高強度かつ
めっき密着性に優れためっき鋼板を得ることが可能であ
るが、母材のミクロ組織についての規制が不十分である
ため、強度と同様に必要とされる所望の延性を得ること
ができず、また、内部酸化物層の規定がないため、本発
明で必要な近年要求される強度−延性バランスとめっき
密着性に対する厳しい要求に応えるには不十分である。
めっき密着性に優れためっき鋼板を得ることが可能であ
るが、母材のミクロ組織についての規制が不十分である
ため、強度と同様に必要とされる所望の延性を得ること
ができず、また、内部酸化物層の規定がないため、本発
明で必要な近年要求される強度−延性バランスとめっき
密着性に対する厳しい要求に応えるには不十分である。
【０００７】また、上記した(2) の発明は、鋼成分の選
択によって高強度が得られ、めっき密着性に優れためっ
き鋼板であるが、上記(1) の発明と同様に母材の組織に
ついて規制していないため、強度と同様に必要とされる
所望の延性を得ることができず、本発明において必要と
する性能を満足するためには不十分である。また、めっ
き品質の観点から、近年の高強度鋼板の使用量増加によ
る使用部位の多様化によって、従来以上の厳しいめっき
密着性が要求され、内部酸化物層の形成のみでは上記し
ためっき密着性に対する要求を満足することが困難にな
っている。
択によって高強度が得られ、めっき密着性に優れためっ
き鋼板であるが、上記(1) の発明と同様に母材の組織に
ついて規制していないため、強度と同様に必要とされる
所望の延性を得ることができず、本発明において必要と
する性能を満足するためには不十分である。また、めっ
き品質の観点から、近年の高強度鋼板の使用量増加によ
る使用部位の多様化によって、従来以上の厳しいめっき
密着性が要求され、内部酸化物層の形成のみでは上記し
ためっき密着性に対する要求を満足することが困難にな
っている。
【０００８】このため、本発明で開示するようにめっき
層直下の地鉄成分まで制御しなければ上記した厳しい要
求を満足することは困難である。また、上記した(3) の
発明は、上記した(2) の発明と同様に、鋼成分の選択に
よって高強度が得られるめっき鋼板であるが、上記(1)
の発明と同様に母材の組織については規制していないた
め、強度と同様に必要とされる所望の延性を満たすこと
ができず、本発明において必要とする性能を満足するた
めには不十分である。
層直下の地鉄成分まで制御しなければ上記した厳しい要
求を満足することは困難である。また、上記した(3) の
発明は、上記した(2) の発明と同様に、鋼成分の選択に
よって高強度が得られるめっき鋼板であるが、上記(1)
の発明と同様に母材の組織については規制していないた
め、強度と同様に必要とされる所望の延性を満たすこと
ができず、本発明において必要とする性能を満足するた
めには不十分である。
【０００９】また、上記した(2) の発明と同様に、従来
以上に厳しいめっき密着性に対する要求から、本発明で
開示するようにめっき層直下の地鉄成分まで制御しなけ
れば上記した厳しい要求を満足することは困難である。
以上に厳しいめっき密着性に対する要求から、本発明で
開示するようにめっき層直下の地鉄成分まで制御しなけ
れば上記した厳しい要求を満足することは困難である。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、前記した従
来技術の問題点を解決し、母材鋼板（：地鉄）中にSiや
Mnを多量に含有する場合であっても、めっき密着性およ
び延性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、すなわち強
度−延性バランスとめっき密着性の両者に優れた溶融亜
鉛めっき鋼板を提供することを目的とする。
来技術の問題点を解決し、母材鋼板（：地鉄）中にSiや
Mnを多量に含有する場合であっても、めっき密着性およ
び延性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、すなわち強
度−延性バランスとめっき密着性の両者に優れた溶融亜
鉛めっき鋼板を提供することを目的とする。
【００１１】また、本発明は、上記した優れた性能を有
する溶融亜鉛めっき鋼板の有利な製造方法を提供するこ
とを目的とする。
する溶融亜鉛めっき鋼板の有利な製造方法を提供するこ
とを目的とする。
【００１２】
【課題を解決するための手段】第１の発明は、溶融亜鉛
めっき鋼板の地鉄平均組成で、Ｃ：0.05〜0.25mass％、
Si： 2.0mass％以下、Mn： 1.0〜2.5 mass％およびAl：
0.005〜0.10mass％を含有する組成になり、めっき層直
下の地鉄表層部のＣ濃度が0.02mass％以下で、しかも地
鉄組織が、焼戻しマルテンサイト相と微細マルテンサイ
ト相を併せて50％以上の分率でマルテンサイト相を含
み、残部はフェライト相および残留オーステナイト相か
らなることを特徴とする、強度−延性バランスとめっき
密着性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板である。
めっき鋼板の地鉄平均組成で、Ｃ：0.05〜0.25mass％、
Si： 2.0mass％以下、Mn： 1.0〜2.5 mass％およびAl：
0.005〜0.10mass％を含有する組成になり、めっき層直
下の地鉄表層部のＣ濃度が0.02mass％以下で、しかも地
鉄組織が、焼戻しマルテンサイト相と微細マルテンサイ
ト相を併せて50％以上の分率でマルテンサイト相を含
み、残部はフェライト相および残留オーステナイト相か
らなることを特徴とする、強度−延性バランスとめっき
密着性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板である。
【００１３】前記した第１の発明においては、前記した
めっき層直下の地鉄表層部で、Ｃ濃度が0.02mass％以下
の領域の結晶粒界および結晶粒内の少なくとも一方に、
Si酸化物、Mn酸化物、Fe酸化物およびこれらの複合酸化
物から選ばれる少なくとも１種を含む酸化物が存在し、
しかも地鉄表層部における酸化物生成量が酸素量に換算
して１〜200mass-ppm であることが好ましい（第１の発
明の好適態様）。
めっき層直下の地鉄表層部で、Ｃ濃度が0.02mass％以下
の領域の結晶粒界および結晶粒内の少なくとも一方に、
Si酸化物、Mn酸化物、Fe酸化物およびこれらの複合酸化
物から選ばれる少なくとも１種を含む酸化物が存在し、
しかも地鉄表層部における酸化物生成量が酸素量に換算
して１〜200mass-ppm であることが好ましい（第１の発
明の好適態様）。
【００１４】また、前記した第１の発明、第１の発明の
好適態様においては、前記めっき層中のFe含有量が８〜
12mass％であることが好ましい。第２の発明は、鋼板平
均組成で、Ｃ：0.05〜0.25mass％、Si： 2.0mass％以
下、Mn： 1.0〜2.5 mass％およびAl： 0.005〜0.10mass
％を含有する組成になる熱延鋼板または冷延鋼板を、下
記式(1) を満足する雰囲気中で 800〜1000℃の温度に加
熱した後、冷却し、酸洗減量がFe換算で0.05〜５g/m2と
なる条件で鋼板表面を酸洗し、その後、再度、鋼板を 7
00〜850 ℃の温度に加熱した後、溶融亜鉛めっき処理を
施すことを特徴とする、強度−延性バランスとめっき密
着性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
好適態様においては、前記めっき層中のFe含有量が８〜
12mass％であることが好ましい。第２の発明は、鋼板平
均組成で、Ｃ：0.05〜0.25mass％、Si： 2.0mass％以
下、Mn： 1.0〜2.5 mass％およびAl： 0.005〜0.10mass
％を含有する組成になる熱延鋼板または冷延鋼板を、下
記式(1) を満足する雰囲気中で 800〜1000℃の温度に加
熱した後、冷却し、酸洗減量がFe換算で0.05〜５g/m2と
なる条件で鋼板表面を酸洗し、その後、再度、鋼板を 7
00〜850 ℃の温度に加熱した後、溶融亜鉛めっき処理を
施すことを特徴とする、強度−延性バランスとめっき密
着性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
【００１５】 log(H2O/H2)≧ 2.5〔Ｃ〕−3.5 ………(1) ここで、H2O/H2：雰囲気中の水分と水素ガスの分圧比、
〔Ｃ〕：鋼中Ｃ量（mass％）を示す。前記した第２の発
明においては、前記した溶融亜鉛めっき処理後、450 〜
550℃の温度で合金化処理を施すことが好ましい。
〔Ｃ〕：鋼中Ｃ量（mass％）を示す。前記した第２の発
明においては、前記した溶融亜鉛めっき処理後、450 〜
550℃の温度で合金化処理を施すことが好ましい。
【００１６】
【発明の実施の形態】以下、本発明をさらに詳細に説明
する。先ず、本発明の基になった実験について説明す
る。 Ｃ：0.15mass％，Si： 1.0mass％，Mn： 1.5mass％，
Ｐ：0.01mass％，Ｓ： 0.003mass％，Al：0.04mass％，
Ｎ： 0.002mass％およびＯ： 0.002mass％を含有する組
成になる、厚さ30mmのシートバーを1200℃で加熱し、５
パスで厚さ： 2.0mmの熱延鋼板とした後、 500℃で巻き
取った。
する。先ず、本発明の基になった実験について説明す
る。 Ｃ：0.15mass％，Si： 1.0mass％，Mn： 1.5mass％，
Ｐ：0.01mass％，Ｓ： 0.003mass％，Al：0.04mass％，
Ｎ： 0.002mass％およびＯ： 0.002mass％を含有する組
成になる、厚さ30mmのシートバーを1200℃で加熱し、５
パスで厚さ： 2.0mmの熱延鋼板とした後、 500℃で巻き
取った。
【００１７】その後、酸洗によって黒皮状酸化物を除去
した後、焼鈍炉で 900℃，80秒間の焼鈍後、10〜80℃／
ｓの速度で 300℃まで急冷し、次いで60℃−５％塩酸で
10秒間酸洗して表面濃化物を除去した。次に、酸洗後の
鋼板を、竪型焼鈍めっき装置で 750℃，20秒間の焼鈍
後、10〜80℃／ｓの速度で 470℃まで急冷した後、浴中
Al濃度0.15mass％，浴温 465℃の溶融亜鉛めっき浴中に
て１秒間のめっき処理を施した。
した後、焼鈍炉で 900℃，80秒間の焼鈍後、10〜80℃／
ｓの速度で 300℃まで急冷し、次いで60℃−５％塩酸で
10秒間酸洗して表面濃化物を除去した。次に、酸洗後の
鋼板を、竪型焼鈍めっき装置で 750℃，20秒間の焼鈍
後、10〜80℃／ｓの速度で 470℃まで急冷した後、浴中
Al濃度0.15mass％，浴温 465℃の溶融亜鉛めっき浴中に
て１秒間のめっき処理を施した。
【００１８】こうして得られた溶融亜鉛めっき鋼板の機
械的性質、めっき密着性、めっき層直下の地鉄表層部の
Ｃ濃度、めっき層直下の組織（地鉄表層部組織）および
地鉄組織（内部組織）について下記方法で調査した。 (1) 溶融亜鉛めっき鋼板の機械的性質：強度（ＴＳ）が
590MPa以上で、かつ、伸び（Ｅｌ）が35％以上のものを
良好とし、それ以外のものを不良とした。
械的性質、めっき密着性、めっき層直下の地鉄表層部の
Ｃ濃度、めっき層直下の組織（地鉄表層部組織）および
地鉄組織（内部組織）について下記方法で調査した。 (1) 溶融亜鉛めっき鋼板の機械的性質：強度（ＴＳ）が
590MPa以上で、かつ、伸び（Ｅｌ）が35％以上のものを
良好とし、それ以外のものを不良とした。
【００１９】(2) めっき密着性：溶融亜鉛めっき鋼板に
セロハンテープを貼り、セロハンテープを貼った側を圧
縮側として90°曲げ戻しの後、セロハンテープを剥離
し、このセロハンテープに付着しためっき層量につい
て、セロハンテープ単位長さ（ｍ）当たりの蛍光Ｘ線に
よるZnカウント数：κを測定し、表１の基準に照らし
て、ランク１，２のものを良好、３以上のものを不良と
して評価した。
セロハンテープを貼り、セロハンテープを貼った側を圧
縮側として90°曲げ戻しの後、セロハンテープを剥離
し、このセロハンテープに付着しためっき層量につい
て、セロハンテープ単位長さ（ｍ）当たりの蛍光Ｘ線に
よるZnカウント数：κを測定し、表１の基準に照らし
て、ランク１，２のものを良好、３以上のものを不良と
して評価した。
【００２０】
【表１】
【００２１】(3) めっき層直下の地鉄表層部のＣ濃度の
定量方法：インヒビターとしてトリエタノールアミンを
２mass％添加した８mass％NaOH水溶液：100 （体積）に
対して35mass％H2O2水溶液：４（体積）を加えた混合液
を用いて、めっき層（Fe-Zn 合金層、Fe-Al 合金層の両
者をも含む）のみを溶解除去した。
定量方法：インヒビターとしてトリエタノールアミンを
２mass％添加した８mass％NaOH水溶液：100 （体積）に
対して35mass％H2O2水溶液：４（体積）を加えた混合液
を用いて、めっき層（Fe-Zn 合金層、Fe-Al 合金層の両
者をも含む）のみを溶解除去した。
【００２２】次に、地鉄表層部を60℃−５mass％HCl 水
溶液を用いて、酸洗前後の鋼板重量を指標とした地鉄表
層部における減肉量を見積もる重量法に基づき５μm 溶
解した。次に、得られた溶解液を蒸発乾固し、得られた
乾固物のＣ量をJIS 規格法（G1211）による燃焼−赤外
線吸収法を用いて定量し、該定量結果に基づきめっき層
直下の地鉄表層部のＣ濃度を求めた。
溶液を用いて、酸洗前後の鋼板重量を指標とした地鉄表
層部における減肉量を見積もる重量法に基づき５μm 溶
解した。次に、得られた溶解液を蒸発乾固し、得られた
乾固物のＣ量をJIS 規格法（G1211）による燃焼−赤外
線吸収法を用いて定量し、該定量結果に基づきめっき層
直下の地鉄表層部のＣ濃度を求めた。
【００２３】(4) 地鉄組織、マルテンサイト相の分率：
樹脂に埋め込んだ鋼板断面を、粒界腐食液である下記ナ
イタール液でエッチングした。次に、電子顕微鏡によっ
て倍率：1000倍でフェライト相、ベイナイト相、パーラ
イト相を観察した。
樹脂に埋め込んだ鋼板断面を、粒界腐食液である下記ナ
イタール液でエッチングした。次に、電子顕微鏡によっ
て倍率：1000倍でフェライト相、ベイナイト相、パーラ
イト相を観察した。
【００２４】〔ナイタール液：〕 69mass％HNO3水溶液：３ vol％、エタノール：97 vol％ マルテンサイト相については、上記したナイタール液に
よるエッチング後、再研磨し、腐食層を削り取り、下記
のマルテンサイトエッチング液を用いてエッチングした
後、電子顕微鏡によって倍率：1000倍で観察後、画像解
析によって100mm 四方の正方形領域内に存在するマルテ
ンサイト相の占有面積率を求め、マルテンサイト相の体
積率とした。
よるエッチング後、再研磨し、腐食層を削り取り、下記
のマルテンサイトエッチング液を用いてエッチングした
後、電子顕微鏡によって倍率：1000倍で観察後、画像解
析によって100mm 四方の正方形領域内に存在するマルテ
ンサイト相の占有面積率を求め、マルテンサイト相の体
積率とした。
【００２５】〔マルテンサイトエッチング液：〕 １mass％ピロ亜硫酸ナトリウムのピクラール溶液（：４
ｇピクリン酸／100ccエタノール）なお、マルテンサイ
ト相、フェライト相、オーステナイト相の観察領域は、
表層50μｍ以外の板厚方向の平均的な位置に定めた。但
し、中心偏析などの外乱部は避けるようにした。
ｇピクリン酸／100ccエタノール）なお、マルテンサイ
ト相、フェライト相、オーステナイト相の観察領域は、
表層50μｍ以外の板厚方向の平均的な位置に定めた。但
し、中心偏析などの外乱部は避けるようにした。
【００２６】残留オーステナイト量は鋼板より採取した
試片を板厚方向の中心面まで研磨し、板厚中心面での回
折Ｘ線強度測定により求めた。入射Ｘ線はMoＫα線を使
用し、試片中の残留オーステナイト相の｛111 ｝, ｛20
0 ｝, ｛220 ｝, ｛311 ｝各面の回折Ｘ線強度比を求
め、これらの平均値を残留オーステナイトの体積率とし
た。
試片を板厚方向の中心面まで研磨し、板厚中心面での回
折Ｘ線強度測定により求めた。入射Ｘ線はMoＫα線を使
用し、試片中の残留オーステナイト相の｛111 ｝, ｛20
0 ｝, ｛220 ｝, ｛311 ｝各面の回折Ｘ線強度比を求
め、これらの平均値を残留オーステナイトの体積率とし
た。
【００２７】得られた結果を整理して図１に示す。図１
に示すように、めっき層直下の地鉄表層部のＣ濃度が0.
02mass％以下で、しかも地鉄組織中のマルテンサイト相
の分率が50％以上の場合に、強度−延性バランスに優
れ、かつめっき密着性も良好な溶融亜鉛めっき鋼板を得
ることができた。
に示すように、めっき層直下の地鉄表層部のＣ濃度が0.
02mass％以下で、しかも地鉄組織中のマルテンサイト相
の分率が50％以上の場合に、強度−延性バランスに優
れ、かつめっき密着性も良好な溶融亜鉛めっき鋼板を得
ることができた。
【００２８】なお、マルテンサイト相以外の地鉄組織
は、フェライト相および残留オーステナイト相で構成さ
れる第２相からなっていた。これに対し、上記の範囲を
外れた場合には、強度−延性バランスかめっき密着性の
少なくともいずれかについて良好な結果が得られなかっ
た。上記した知見に基づき、本発明では、めっき層直下
の地鉄表層部のＣ濃度を0.02mass％以下に制限すると共
に、地鉄組織について、マルテンサイト相を50％以上の
分率で含み、残部はフェライト相および残留オーステナ
イト相で構成される第２相からなる組織に限定した。
は、フェライト相および残留オーステナイト相で構成さ
れる第２相からなっていた。これに対し、上記の範囲を
外れた場合には、強度−延性バランスかめっき密着性の
少なくともいずれかについて良好な結果が得られなかっ
た。上記した知見に基づき、本発明では、めっき層直下
の地鉄表層部のＣ濃度を0.02mass％以下に制限すると共
に、地鉄組織について、マルテンサイト相を50％以上の
分率で含み、残部はフェライト相および残留オーステナ
イト相で構成される第２相からなる組織に限定した。
【００２９】次に、本発明において母材鋼板（地鉄）の
成分組成範囲を前記の範囲に限定した理由について説明
する。 Ｃ：0.05〜0.25mass％ Ｃは、必要な強度を得るために、また最終組織を高加工
性が得られる焼戻しマルテンサイトと微細マルテンサイ
トの複合組織とするために不可欠な元素であり、鋼中Ｃ
含有量は0.05mass％以上に限定する必要がある。
成分組成範囲を前記の範囲に限定した理由について説明
する。 Ｃ：0.05〜0.25mass％ Ｃは、必要な強度を得るために、また最終組織を高加工
性が得られる焼戻しマルテンサイトと微細マルテンサイ
トの複合組織とするために不可欠な元素であり、鋼中Ｃ
含有量は0.05mass％以上に限定する必要がある。
【００３０】しかしながら、鋼中Ｃ含有量が0.25mass％
を超える場合、溶接性が悪化するだけでなく、連続式溶
融亜鉛めっきライン（以下、ＣＧＬとも記す）における
焼鈍後の冷却時の焼入れ性が悪化し、所望の複合組織を
得ることが難しくなる。すなわち、本発明では、ＣＧＬ
焼鈍後の冷却時に焼入れすることによって所望の複合組
織を得ることが必須である。
を超える場合、溶接性が悪化するだけでなく、連続式溶
融亜鉛めっきライン（以下、ＣＧＬとも記す）における
焼鈍後の冷却時の焼入れ性が悪化し、所望の複合組織を
得ることが難しくなる。すなわち、本発明では、ＣＧＬ
焼鈍後の冷却時に焼入れすることによって所望の複合組
織を得ることが必須である。
【００３１】しかしながら、後述するように、めっき浴
侵入板温は 450〜500 ℃であるため、冷却温度制御領域
の上限である 600℃になるまでに所望の複合組織を形成
させなければならず、良好な焼入れ性を確保し、所望の
複合組織を形成させることが不可欠の条件である。した
がって、上記の観点から、鋼中Ｃ含有量を0.05〜0.25ma
ss％の範囲に限定した。 Si： 2.0mass％以下 Siは、固溶強化と良好な複合組織化を助長して、強度−
伸びバランスを有利に改善する作用があり、加工性の改
善に有用な元素である。
侵入板温は 450〜500 ℃であるため、冷却温度制御領域
の上限である 600℃になるまでに所望の複合組織を形成
させなければならず、良好な焼入れ性を確保し、所望の
複合組織を形成させることが不可欠の条件である。した
がって、上記の観点から、鋼中Ｃ含有量を0.05〜0.25ma
ss％の範囲に限定した。 Si： 2.0mass％以下 Siは、固溶強化と良好な複合組織化を助長して、強度−
伸びバランスを有利に改善する作用があり、加工性の改
善に有用な元素である。
【００３２】しかしながら、鋼中Si含有量が 2.0mass％
を超える場合、めっき密着性が劣化するため、鋼中Si含
有量の上限を 2.0mass％とした。また、強度−伸性バラ
ンスの面から、鋼中Si含有量の下限は0.1 mass％とする
ことが好ましい。すなわち、本発明においては、鋼中Si
含有量が 0.1〜 2.0mass％であることがより好ましい。 Mn： 1.0〜2.5 mass％ Mnは、Ｃと同様、必要な強度と所望の複合組織を得る上
で有用なだけでなく、ＣＧＬ焼鈍後における良好な焼入
れ性を確保するためにも重要な元素である。
を超える場合、めっき密着性が劣化するため、鋼中Si含
有量の上限を 2.0mass％とした。また、強度−伸性バラ
ンスの面から、鋼中Si含有量の下限は0.1 mass％とする
ことが好ましい。すなわち、本発明においては、鋼中Si
含有量が 0.1〜 2.0mass％であることがより好ましい。 Mn： 1.0〜2.5 mass％ Mnは、Ｃと同様、必要な強度と所望の複合組織を得る上
で有用なだけでなく、ＣＧＬ焼鈍後における良好な焼入
れ性を確保するためにも重要な元素である。
【００３３】しかしながら、鋼中Mn含有量が 1.0mass％
未満の場合、その添加効果は乏しく、逆に、鋼中Mn含有
量が 2.5mass％を超える場合、溶接性が劣化する。した
がって、鋼中Mn含有量を 1.0〜2.5 mass％の範囲に限定
した。 Al： 0.005〜0.10mass％ Alは、脱酸作用によって鋼の清浄度を高める有用元素で
あるが、鋼中Al含有量が 0.005mass％未満の場合、その
添加効果は乏しく、逆に、0.10mass％を超えて添加して
も、その効果が飽和し、かえって伸び特性の劣化を招
く。
未満の場合、その添加効果は乏しく、逆に、鋼中Mn含有
量が 2.5mass％を超える場合、溶接性が劣化する。した
がって、鋼中Mn含有量を 1.0〜2.5 mass％の範囲に限定
した。 Al： 0.005〜0.10mass％ Alは、脱酸作用によって鋼の清浄度を高める有用元素で
あるが、鋼中Al含有量が 0.005mass％未満の場合、その
添加効果は乏しく、逆に、0.10mass％を超えて添加して
も、その効果が飽和し、かえって伸び特性の劣化を招
く。
【００３４】したがって、鋼中Al含有量を 0.005〜0.10
mass％の範囲に限定した。本発明では、基本的に上記し
たＣ，Si，MnおよびAl量が所定の範囲を満足していれば
所望の効果を得ることができる。本発明では、さらに、
材質特性の一層の改善のために、必要に応じて以下に述
べる元素を適宜添加することができる。 Nb： 0.005〜0.10mass％およびTi：0.01〜0.20mass％か
ら選ばれる少なくとも１種 NbおよびTiは、いずれも析出強化元素であり、適量で使
用すれば溶接性を劣化させることなく、強度の改善を図
ることができる。
mass％の範囲に限定した。本発明では、基本的に上記し
たＣ，Si，MnおよびAl量が所定の範囲を満足していれば
所望の効果を得ることができる。本発明では、さらに、
材質特性の一層の改善のために、必要に応じて以下に述
べる元素を適宜添加することができる。 Nb： 0.005〜0.10mass％およびTi：0.01〜0.20mass％か
ら選ばれる少なくとも１種 NbおよびTiは、いずれも析出強化元素であり、適量で使
用すれば溶接性を劣化させることなく、強度の改善を図
ることができる。
【００３５】しかしながら、Nb，Tiとも添加量が上記の
下限に満たないと、その添加効果は乏しい。一方、Nb，
Tiとも上記の上限を超えて添加しても、その効果が飽和
する。したがって、NbおよびTiから選ばれる少なくとも
１種を、上記の範囲で含有させることが好ましい。Cr，
NiおよびMoから選ばれる１種または２種以上：合計量で
0.10〜1.0 mass％Cr，NiおよびMoは、いずれも焼入れ性
を向上させる元素であり、適量を使用すると連続焼鈍ラ
イン（以下、ＣＡＬとも記す）における焼鈍、冷却時点
でのマルテンサイト比率の増大とマルテンサイトのラス
構造を微細化する作用を有する。
下限に満たないと、その添加効果は乏しい。一方、Nb，
Tiとも上記の上限を超えて添加しても、その効果が飽和
する。したがって、NbおよびTiから選ばれる少なくとも
１種を、上記の範囲で含有させることが好ましい。Cr，
NiおよびMoから選ばれる１種または２種以上：合計量で
0.10〜1.0 mass％Cr，NiおよびMoは、いずれも焼入れ性
を向上させる元素であり、適量を使用すると連続焼鈍ラ
イン（以下、ＣＡＬとも記す）における焼鈍、冷却時点
でのマルテンサイト比率の増大とマルテンサイトのラス
構造を微細化する作用を有する。
【００３６】このため、Cr，NiおよびMoのうちの１種ま
たは２種以上を添加すると、次工程のＣＧＬ焼鈍時にお
ける２相域再加熱−冷却処理時の焼入れ性を良好にし、
冷却後の最終的な複合組織を良好なものにして、各種の
成形加工性を向上させることができる。このような効果
を得るためには、Cr，NiおよびMoのうちの１種または２
種以上を、合計量で少なくとも0.10mass％添加するのが
望ましい。
たは２種以上を添加すると、次工程のＣＧＬ焼鈍時にお
ける２相域再加熱−冷却処理時の焼入れ性を良好にし、
冷却後の最終的な複合組織を良好なものにして、各種の
成形加工性を向上させることができる。このような効果
を得るためには、Cr，NiおよびMoのうちの１種または２
種以上を、合計量で少なくとも0.10mass％添加するのが
望ましい。
【００３７】しかしながら、いずれも高価な元素である
ため、製造コストの観点から、上限はCr，NiおよびMoの
合計量で 1.0mass％とするのが望ましい。その他、不純
物成分については次の通りである。Ｐ，Ｓは、いずれも
偏析の助長，非金属介在物の増加などを生じ、各種加工
性に対して悪影響を及ぼすため、極力低減することが望
ましい。
ため、製造コストの観点から、上限はCr，NiおよびMoの
合計量で 1.0mass％とするのが望ましい。その他、不純
物成分については次の通りである。Ｐ，Ｓは、いずれも
偏析の助長，非金属介在物の増加などを生じ、各種加工
性に対して悪影響を及ぼすため、極力低減することが望
ましい。
【００３８】しかしながら、Ｐについては 0.015mass％
以下、またＳについては0.010mass％以下の範囲で許容
できる。但し、製造コストの観点からＰ含有量の好適下
限値は 0.001mass％、Ｓ含有量の好適下限値は0.0005ma
ss％である。次に、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板の鋼
（地鉄）組織および好適製造条件について説明する。
以下、またＳについては0.010mass％以下の範囲で許容
できる。但し、製造コストの観点からＰ含有量の好適下
限値は 0.001mass％、Ｓ含有量の好適下限値は0.0005ma
ss％である。次に、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板の鋼
（地鉄）組織および好適製造条件について説明する。
【００３９】厚さ 300mm程度の連続鋳造スラブを、1200
℃程度に加熱して、熱間圧延によって厚さ 2.3mm程度に
仕上げた後、 500℃程度の温度で巻き取って熱延鋼板と
する。なお前述した通り、焼入れ急冷処理を連続焼鈍ラ
イン（ＣＡＬ）で行うため、母材鋼板は熱延鋼板、冷延
鋼板の種類を問わない。
℃程度に加熱して、熱間圧延によって厚さ 2.3mm程度に
仕上げた後、 500℃程度の温度で巻き取って熱延鋼板と
する。なお前述した通り、焼入れ急冷処理を連続焼鈍ラ
イン（ＣＡＬ）で行うため、母材鋼板は熱延鋼板、冷延
鋼板の種類を問わない。
【００４０】したがって、最終用途に応じて板厚を調整
するため、必要に応じて冷間圧延を行っても良い。次工
程以降の製造条件に従えば、この段階での圧延による影
響は特に認められないため、圧下率は特に限定する必要
はない。 地鉄組織；本発明に従い、地鉄組織を焼戻しマルテンサ
イト相と微細マルテンサイト相を主体とすることによっ
て良好な機械的特性が得られる。
するため、必要に応じて冷間圧延を行っても良い。次工
程以降の製造条件に従えば、この段階での圧延による影
響は特に認められないため、圧下率は特に限定する必要
はない。 地鉄組織；本発明に従い、地鉄組織を焼戻しマルテンサ
イト相と微細マルテンサイト相を主体とすることによっ
て良好な機械的特性が得られる。
【００４１】その理由は以下の通りである。すなわち、
軟質相である焼戻しマルテンサイト相は加工初期段階で
変形を受け持つ。一方、硬質相である微細マルテンサイ
ト相は、はるかに変形能が大きいため、軟質相の加工硬
化が微細マルテンサイトの強度と同程度になったとき、
硬質相も変形を受け持つようになる。
軟質相である焼戻しマルテンサイト相は加工初期段階で
変形を受け持つ。一方、硬質相である微細マルテンサイ
ト相は、はるかに変形能が大きいため、軟質相の加工硬
化が微細マルテンサイトの強度と同程度になったとき、
硬質相も変形を受け持つようになる。
【００４２】このため、それ以降の段階で軟質相と硬質
相が一体となって変形が進み、しかも硬質相がボイド核
として作用することがないため、破断変形時期が遅延
し、この結果、高加工性が得られる。この効果は、地鉄
組織中の両マルテンサイト相の分率が大なほど良好であ
る。このため、本発明においては、地鉄組織中の両マル
テンサイト相の分率を、合計で50％以上と規定した。
相が一体となって変形が進み、しかも硬質相がボイド核
として作用することがないため、破断変形時期が遅延
し、この結果、高加工性が得られる。この効果は、地鉄
組織中の両マルテンサイト相の分率が大なほど良好であ
る。このため、本発明においては、地鉄組織中の両マル
テンサイト相の分率を、合計で50％以上と規定した。
【００４３】なお、上記した微細マルテンサイト相と
は、粒径が５μm 以下のマルテンサイト相を示す。ま
た、上記した両マルテンサイト相の合計分率は、前記し
たように、樹脂に埋め込んだ鋼板断面をエッチングし、
エッチング面の電子顕微鏡観察および画像解析によるマ
ルテンサイト相の占有面積率の測定によって求めること
ができる。
は、粒径が５μm 以下のマルテンサイト相を示す。ま
た、上記した両マルテンサイト相の合計分率は、前記し
たように、樹脂に埋め込んだ鋼板断面をエッチングし、
エッチング面の電子顕微鏡観察および画像解析によるマ
ルテンサイト相の占有面積率の測定によって求めること
ができる。
【００４４】このような組織を得る方法としては、ＣＡ
Ｌで800 〜1000℃で焼鈍後、冷却速度を速くして冷却速
度を40℃／ｓ以上、冷却後の温度を 300℃以下にする等
の方法がある。また、残部組織を、フェライト相および
残留オーステナイト相からなることとしたのは、フェラ
イト相と残留オーステナイト相を含む複合組織は、降伏
比を下げるなど、他の機械的特性の改善に寄与するから
である。このような特徴は、ベイナイト，パーライト等
を含む複合組織では得られない。
Ｌで800 〜1000℃で焼鈍後、冷却速度を速くして冷却速
度を40℃／ｓ以上、冷却後の温度を 300℃以下にする等
の方法がある。また、残部組織を、フェライト相および
残留オーステナイト相からなることとしたのは、フェラ
イト相と残留オーステナイト相を含む複合組織は、降伏
比を下げるなど、他の機械的特性の改善に寄与するから
である。このような特徴は、ベイナイト，パーライト等
を含む複合組織では得られない。
【００４５】したがって、マルテンサイト相以外の第２
相はフェライト相と残留オーステナイト相からなるもの
とした。また、これらの組織は、ＣＡＬ焼鈍後に再度該
鋼板をＣＧＬにおいて700 〜850 ℃、より好ましくは 7
25〜840 ℃の温度範囲内で再加熱し、冷却速度を２℃／
ｓ以上、冷却後の温度を 600℃以下にすることにより、
元々組織がマルテンサイトであった部分のラス部におい
て微細なオーステナイト相が生成されることによって形
成される。めっき層直下の地鉄表層部のＣ濃度；上記し
ためっき層直下の地鉄表層部とは、めっき層剥離後の地
鉄表面から深さ方向５μｍ以内の領域であり、めっき時
およびその後必要に応じて行う加熱合金化時の合金化反
応に関与すると考えられる領域を指す。
相はフェライト相と残留オーステナイト相からなるもの
とした。また、これらの組織は、ＣＡＬ焼鈍後に再度該
鋼板をＣＧＬにおいて700 〜850 ℃、より好ましくは 7
25〜840 ℃の温度範囲内で再加熱し、冷却速度を２℃／
ｓ以上、冷却後の温度を 600℃以下にすることにより、
元々組織がマルテンサイトであった部分のラス部におい
て微細なオーステナイト相が生成されることによって形
成される。めっき層直下の地鉄表層部のＣ濃度；上記し
ためっき層直下の地鉄表層部とは、めっき層剥離後の地
鉄表面から深さ方向５μｍ以内の領域であり、めっき時
およびその後必要に応じて行う加熱合金化時の合金化反
応に関与すると考えられる領域を指す。
【００４６】上記しためっき層直下の地鉄表層部のＣ濃
度が0.02mass％を超える場合、固溶できないＣがセメン
タイト（ Fe3Ｃ）等の析出物となり、該析出物がめっき
時およびその後必要に応じて行う加熱合金化時に地鉄と
Znとの反応を妨げるため、めっき密着性が阻害される。
これに対して、めっき層直下の地鉄表層部のＣ濃度が0.
02mass％以下の場合は、上記した析出物が生成しないた
め、地鉄の平均Ｃ含有量が0.05mass％以上の高Ｃ含有鋼
板であっても、めっき密着性が改善され良好になるもの
と考えられる。
度が0.02mass％を超える場合、固溶できないＣがセメン
タイト（ Fe3Ｃ）等の析出物となり、該析出物がめっき
時およびその後必要に応じて行う加熱合金化時に地鉄と
Znとの反応を妨げるため、めっき密着性が阻害される。
これに対して、めっき層直下の地鉄表層部のＣ濃度が0.
02mass％以下の場合は、上記した析出物が生成しないた
め、地鉄の平均Ｃ含有量が0.05mass％以上の高Ｃ含有鋼
板であっても、めっき密着性が改善され良好になるもの
と考えられる。
【００４７】上記したような地鉄表層部のみＣ濃度を低
減する方法は、特に限定しないが、一例を挙げると、鋼
板を高い露点雰囲気で焼鈍することによって表層部を脱
炭する方法が挙げられる。なお、めっき層直下の鋼中Ｃ
濃度（地鉄表層部のＣ濃度）の測定は、下記〜の内
のいずれかの方法などによって行うことができる。
減する方法は、特に限定しないが、一例を挙げると、鋼
板を高い露点雰囲気で焼鈍することによって表層部を脱
炭する方法が挙げられる。なお、めっき層直下の鋼中Ｃ
濃度（地鉄表層部のＣ濃度）の測定は、下記〜の内
のいずれかの方法などによって行うことができる。
【００４８】：下記に示すインヒビター含有アルカリ
溶液で、めっき層（Fe-Zn 合金層、Fe-Al 合金層の両者
を含む）のみを溶解除去した後、地鉄表裏面を60℃−５
mass％HCl 水溶液を用いて、酸洗前後の重量を指標にし
て減厚量を見積もる重量法に基づき５μm 溶解する。次
に、溶解液を蒸発乾固し、得られた乾固物について、JI
S 規格G 1211の燃焼−赤外線吸収法を用いてＣ量を定量
する。
溶液で、めっき層（Fe-Zn 合金層、Fe-Al 合金層の両者
を含む）のみを溶解除去した後、地鉄表裏面を60℃−５
mass％HCl 水溶液を用いて、酸洗前後の重量を指標にし
て減厚量を見積もる重量法に基づき５μm 溶解する。次
に、溶解液を蒸発乾固し、得られた乾固物について、JI
S 規格G 1211の燃焼−赤外線吸収法を用いてＣ量を定量
する。
【００４９】〔インヒビター含有アルカリ溶液：〕 ２mass％トリエタノールアミン含有８mass％NaOH水溶
液：100(体積) に対して35mass％H2O2水溶液：４（体
積）を加えた溶解液 ：地鉄表層断面を電子プローブＸ線マイクロアナライ
ザ（ＥＰＭＡ）等の分析装置で定量する。
液：100(体積) に対して35mass％H2O2水溶液：４（体
積）を加えた溶解液 ：地鉄表層断面を電子プローブＸ線マイクロアナライ
ザ（ＥＰＭＡ）等の分析装置で定量する。
【００５０】：地鉄表層部のみを電気化学的に溶解し
て溶解液中のＣ濃度を定量する。なお、後記する本発明
の実施例においては、上記の方法を採用した。また、
セメンタイト析出の有無については、鋼板断面をエッチ
ングした後、光学顕微鏡や電子顕微鏡等で観察すること
によって容易に判別することができる。さらに、上記し
た地鉄表層部のＣ濃度が0.02mass％以下の領域におい
て、鋼中元素であるSi，Mn，Feを含有する酸化物、すな
わちSi酸化物，Mn酸化物，Fe酸化物およびこれらの複合
酸化物から選ばれる少なくとも１種を含む酸化物が、結
晶粒界および結晶粒内の少なくとも一方に存在すると、
めっき皮膜の曲げ加工時にめっき層／地鉄界面に微細な
クラックが導入されることによって応力が緩和される。
て溶解液中のＣ濃度を定量する。なお、後記する本発明
の実施例においては、上記の方法を採用した。また、
セメンタイト析出の有無については、鋼板断面をエッチ
ングした後、光学顕微鏡や電子顕微鏡等で観察すること
によって容易に判別することができる。さらに、上記し
た地鉄表層部のＣ濃度が0.02mass％以下の領域におい
て、鋼中元素であるSi，Mn，Feを含有する酸化物、すな
わちSi酸化物，Mn酸化物，Fe酸化物およびこれらの複合
酸化物から選ばれる少なくとも１種を含む酸化物が、結
晶粒界および結晶粒内の少なくとも一方に存在すると、
めっき皮膜の曲げ加工時にめっき層／地鉄界面に微細な
クラックが導入されることによって応力が緩和される。
【００５１】この結果、めっき密着性がより顕著に改善
される効果が得られる。これに対して、めっき層直下の
地鉄表層部のＣ濃度が0.02mass％を超え、セメンタイト
（ Fe3Ｃ）等の析出物が存在する場合は、めっき密着性
の改善効果は小さい。この理由は、セメンタイトがクラ
ック導入を妨げるためと考えられる。
される効果が得られる。これに対して、めっき層直下の
地鉄表層部のＣ濃度が0.02mass％を超え、セメンタイト
（ Fe3Ｃ）等の析出物が存在する場合は、めっき密着性
の改善効果は小さい。この理由は、セメンタイトがクラ
ック導入を妨げるためと考えられる。
【００５２】したがって、良好なめっき密着性改善効果
を得るためには、めっき層直下の地鉄表層部のＣ濃度が
0.02mass％以下の領域において、鋼中元素であるSi，M
n，Feを含有する上記の各種酸化物を結晶粒界および結
晶粒内の少なくとも一方に存在させることが望ましい。
本発明において、地鉄表層部における酸化物生成の有無
は、鋼板断面をピクラール溶液（：４ｇピクリン酸／10
0cc エタノール）でエッチングし、エッチング面を走査
電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察することによって調べるこ
とができ、この場合、粒界か粒内の少なくとも一方に酸
化物層が 0.1μｍ以上生成していれば酸化物層が生成し
ていると考えて良い。
を得るためには、めっき層直下の地鉄表層部のＣ濃度が
0.02mass％以下の領域において、鋼中元素であるSi，M
n，Feを含有する上記の各種酸化物を結晶粒界および結
晶粒内の少なくとも一方に存在させることが望ましい。
本発明において、地鉄表層部における酸化物生成の有無
は、鋼板断面をピクラール溶液（：４ｇピクリン酸／10
0cc エタノール）でエッチングし、エッチング面を走査
電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察することによって調べるこ
とができ、この場合、粒界か粒内の少なくとも一方に酸
化物層が 0.1μｍ以上生成していれば酸化物層が生成し
ていると考えて良い。
【００５３】酸化物の種類は、抽出物を誘導結合プラズ
マ発光分析法（ＩＣＰ発光分析法：Inductively Couple
d Plasma Atomic Emission Spectrometry ）で分析する
ことによって同定できる。上記した地鉄表層部における
酸化物の生成量は、酸素量に換算して１〜200mass-ppm
程度とするのが好適である。
マ発光分析法（ＩＣＰ発光分析法：Inductively Couple
d Plasma Atomic Emission Spectrometry ）で分析する
ことによって同定できる。上記した地鉄表層部における
酸化物の生成量は、酸素量に換算して１〜200mass-ppm
程度とするのが好適である。
【００５４】この理由は、酸化物の生成量が酸素量に換
算して１mass-ppm未満の場合、酸化物の生成量が過少で
あるため、十分なめっき密着性の改善効果が得られず、
逆に、酸化物の生成量が酸素量に換算して200mass-ppm
を超える場合、酸化物の生成量が過剰であるため、かえ
ってめっき密着性の劣化を招くからである。ここで、地
鉄表層部における酸化物生成量の酸素量換算値は、イン
ヒビターを添加したアルカリ性水溶液でめっき層を剥
離、除去した後の鋼板の酸素量、および、めっき層を剥
離、除去した後の鋼板表裏面を機械的方法で 100μｍ程
度研磨して得られた鋼板の酸素量のそれぞれを不活性ガ
ス融解赤外線吸収法で測定し、前者の酸素量と後者の酸
素量との差から求められる。 加熱処理（焼鈍）；熱延鋼板や冷延鋼板の加熱温度は 8
00〜1000℃とする必要がある。
算して１mass-ppm未満の場合、酸化物の生成量が過少で
あるため、十分なめっき密着性の改善効果が得られず、
逆に、酸化物の生成量が酸素量に換算して200mass-ppm
を超える場合、酸化物の生成量が過剰であるため、かえ
ってめっき密着性の劣化を招くからである。ここで、地
鉄表層部における酸化物生成量の酸素量換算値は、イン
ヒビターを添加したアルカリ性水溶液でめっき層を剥
離、除去した後の鋼板の酸素量、および、めっき層を剥
離、除去した後の鋼板表裏面を機械的方法で 100μｍ程
度研磨して得られた鋼板の酸素量のそれぞれを不活性ガ
ス融解赤外線吸収法で測定し、前者の酸素量と後者の酸
素量との差から求められる。 加熱処理（焼鈍）；熱延鋼板や冷延鋼板の加熱温度は 8
00〜1000℃とする必要がある。
【００５５】その理由は、加熱温度が 800℃未満の場
合、脱炭反応が不十分なため、良好なめっき密着性が得
られず、逆に、1000℃を超える場合、炉体の損傷が著し
いからである。また、加熱処理（焼鈍）時の雰囲気中の
水素濃度は１〜100vol％とするのが好ましい。
合、脱炭反応が不十分なため、良好なめっき密着性が得
られず、逆に、1000℃を超える場合、炉体の損傷が著し
いからである。また、加熱処理（焼鈍）時の雰囲気中の
水素濃度は１〜100vol％とするのが好ましい。
【００５６】これは、１vol ％未満の場合、鋼板表面の
鉄が酸化され、めっき性を損なう可能性が高いからであ
る。また、鋼板は、下記式(1) の関係を満足する雰囲気
条件下で加熱する必要がある。 log(H2O/H2)≧ 2.5〔Ｃ〕−3.5 ………(1) ここで、H2O/H2：雰囲気中の水分と水素ガスの分圧比、
〔Ｃ〕：鋼中Ｃ量（mass％）を示す。
鉄が酸化され、めっき性を損なう可能性が高いからであ
る。また、鋼板は、下記式(1) の関係を満足する雰囲気
条件下で加熱する必要がある。 log(H2O/H2)≧ 2.5〔Ｃ〕−3.5 ………(1) ここで、H2O/H2：雰囲気中の水分と水素ガスの分圧比、
〔Ｃ〕：鋼中Ｃ量（mass％）を示す。
【００５７】すなわち、良好なめっき密着性を得るため
には表層部を脱炭する必要があるが、Ｃ量が増えるとＣ
によってＯ（酸素）の消費量が増え、十分な脱炭を図る
ためには、焼鈍炉雰囲気中の（H2O/H2）比を高める必要
がある。また、脱炭時に発生するCOが同時に内部酸化反
応を促進するため、結晶粒界および結晶粒内で酸化物の
生成が促進される。
には表層部を脱炭する必要があるが、Ｃ量が増えるとＣ
によってＯ（酸素）の消費量が増え、十分な脱炭を図る
ためには、焼鈍炉雰囲気中の（H2O/H2）比を高める必要
がある。また、脱炭時に発生するCOが同時に内部酸化反
応を促進するため、結晶粒界および結晶粒内で酸化物の
生成が促進される。
【００５８】したがって、前記した式(1) の範囲で加熱
することが重要である。上記した加熱処理による焼鈍
後、冷却し、その後、酸洗減量がFe換算で0.05〜５g/m2
となる条件で鋼板表面を酸洗して酸化物を除去する。そ
の理由は、酸洗減量がFe換算で0.05g/m2未満の場合、酸
洗が不十分で過剰な酸化物が残存して、めっき密着性の
劣化を招き、逆に、酸洗減量がFe換算で５g/m2を超える
場合、鋼板表面が荒れて、溶融亜鉛めっき後の鋼板の外
観が損なわれるだけでなく、甚だしい場合には内部酸化
層や脱炭層も除去されてしまうからである。
することが重要である。上記した加熱処理による焼鈍
後、冷却し、その後、酸洗減量がFe換算で0.05〜５g/m2
となる条件で鋼板表面を酸洗して酸化物を除去する。そ
の理由は、酸洗減量がFe換算で0.05g/m2未満の場合、酸
洗が不十分で過剰な酸化物が残存して、めっき密着性の
劣化を招き、逆に、酸洗減量がFe換算で５g/m2を超える
場合、鋼板表面が荒れて、溶融亜鉛めっき後の鋼板の外
観が損なわれるだけでなく、甚だしい場合には内部酸化
層や脱炭層も除去されてしまうからである。
【００５９】このため、必要に応じて酸洗時の酸濃度、
酸洗液の液温などを調整して、酸洗減量をFe換算で0.05
〜５g/m2の範囲に調整する。なお、上記した酸洗減量の
Fe換算値は、酸洗前後の鋼板重量から求めることができ
る。酸洗に用いる酸としては、塩酸が特に好ましいが、
その他、硫酸や硝酸、リン酸等を使用しても良く、また
これらの酸と塩酸とを併用しても何ら差し支えなく、酸
の種類は特に制限を受けるものではない。 溶融亜鉛めっき条件；上記のようにして調製した鋼板
を、溶融亜鉛めっきラインでめっき処理することによっ
て、強度−延性バランスとめっき密着性に優れた溶融亜
鉛めっき鋼板を得ることができる。
酸洗液の液温などを調整して、酸洗減量をFe換算で0.05
〜５g/m2の範囲に調整する。なお、上記した酸洗減量の
Fe換算値は、酸洗前後の鋼板重量から求めることができ
る。酸洗に用いる酸としては、塩酸が特に好ましいが、
その他、硫酸や硝酸、リン酸等を使用しても良く、また
これらの酸と塩酸とを併用しても何ら差し支えなく、酸
の種類は特に制限を受けるものではない。 溶融亜鉛めっき条件；上記のようにして調製した鋼板
を、溶融亜鉛めっきラインでめっき処理することによっ
て、強度−延性バランスとめっき密着性に優れた溶融亜
鉛めっき鋼板を得ることができる。
【００６０】すなわち、連続式溶融亜鉛めっきライン
（ＣＧＬ）において、再度、鋼板を還元性雰囲気下、 7
00〜850 ℃の温度に加熱した後、溶融亜鉛めっき処理を
施す。加熱温度が 700℃未満の場合、酸洗で鋼板表面に
生成した酸化物の還元が不十分となり、めっき密着性が
劣化し、逆に、加熱温度が 850℃を超える場合、再度Si
の表面濃化が起こるため、めっき密着性の劣化が避けら
れない。
（ＣＧＬ）において、再度、鋼板を還元性雰囲気下、 7
00〜850 ℃の温度に加熱した後、溶融亜鉛めっき処理を
施す。加熱温度が 700℃未満の場合、酸洗で鋼板表面に
生成した酸化物の還元が不十分となり、めっき密着性が
劣化し、逆に、加熱温度が 850℃を超える場合、再度Si
の表面濃化が起こるため、めっき密着性の劣化が避けら
れない。
【００６１】また、溶融亜鉛めっき浴としては、Alを0.
08〜0.2 mass％含有する溶融亜鉛めっき浴が好適であ
り、浴温は 450〜500 ℃が好ましい。さらに、浴中に侵
入するときの鋼板温度は 450〜500 ℃が好ましい。ま
た、溶融亜鉛めっき鋼板のめっき付着量は、鋼板片面当
たり、すなわち、めっき付着単位面積当たり20〜120g/m
2 であることが好ましい。
08〜0.2 mass％含有する溶融亜鉛めっき浴が好適であ
り、浴温は 450〜500 ℃が好ましい。さらに、浴中に侵
入するときの鋼板温度は 450〜500 ℃が好ましい。ま
た、溶融亜鉛めっき鋼板のめっき付着量は、鋼板片面当
たり、すなわち、めっき付着単位面積当たり20〜120g/m
2 であることが好ましい。
【００６２】これは、上記めっき付着量が20g/m2未満の
場合は、耐食性が低下し、逆にめっき付着量が120g/m2
を超える場合、耐食性向上効果が実用上飽和し、経済的
でないためである。こうして得られた溶融亜鉛めっき鋼
板は、必要に応じて加熱合金化処理を施すことが可能で
ある。
場合は、耐食性が低下し、逆にめっき付着量が120g/m2
を超える場合、耐食性向上効果が実用上飽和し、経済的
でないためである。こうして得られた溶融亜鉛めっき鋼
板は、必要に応じて加熱合金化処理を施すことが可能で
ある。
【００６３】加熱合金化は特に溶接性を向上させるため
に好ましく、使用目的に応じて加熱合金する場合としな
い場合に分かれる。加熱合金化は 450〜550 ℃の温度範
囲内、特に 480〜520 ℃の温度範囲内で行うことが望ま
しい。その理由は、加熱合金化温度が 450℃未満の場
合、合金化がほとんど進行せず、逆に、 550℃を超える
場合、合金化が過度に進行してめっき密着性が劣化し、
またパーライト生成が生じ、所望の組織が得られなくな
るためである。
に好ましく、使用目的に応じて加熱合金する場合としな
い場合に分かれる。加熱合金化は 450〜550 ℃の温度範
囲内、特に 480〜520 ℃の温度範囲内で行うことが望ま
しい。その理由は、加熱合金化温度が 450℃未満の場
合、合金化がほとんど進行せず、逆に、 550℃を超える
場合、合金化が過度に進行してめっき密着性が劣化し、
またパーライト生成が生じ、所望の組織が得られなくな
るためである。
【００６４】また、合金化後のめっき層中のFe拡散量、
すなわちめっき層中のFe含有量は、８〜12mass％の範囲
に規制することが望ましい。その理由は、Fe拡散量が８
mass％未満の場合、焼けムラが発生するだけでなく、合
金化が不十分なため摺動性が劣化し、逆に、Fe拡散量が
12mass％を超える場合、過合金によってめっき密着性が
劣化するからである。
すなわちめっき層中のFe含有量は、８〜12mass％の範囲
に規制することが望ましい。その理由は、Fe拡散量が８
mass％未満の場合、焼けムラが発生するだけでなく、合
金化が不十分なため摺動性が劣化し、逆に、Fe拡散量が
12mass％を超える場合、過合金によってめっき密着性が
劣化するからである。
【００６５】合金化後のめっき層中のFe拡散量、すなわ
ちめっき層中のFe含有量は、より好ましくは９〜10mass
％である。なお、加熱合金化の方法は、ガス加熱炉や誘
導加熱炉等を用い、従来から知られている方法を用いれ
ば良い。
ちめっき層中のFe含有量は、より好ましくは９〜10mass
％である。なお、加熱合金化の方法は、ガス加熱炉や誘
導加熱炉等を用い、従来から知られている方法を用いれ
ば良い。
【００６６】
【実施例】以下、本発明を実施例に基づいてさらに具体
的に説明する。 表２に示す成分組成で厚さ： 300mmの連続鋳造スラブ
を、1200℃に加熱した後、熱間圧延によって厚さ： 2.3
mmの熱延鋼板とした後、 500℃で巻き取った。次いで、
酸洗によって黒皮状酸化物（スケール）を除去した後、
実験No.1,3においては熱延鋼板のまま連続焼鈍ライン
（ＣＡＬ）に通板し加熱した後、冷却し、実験No.2,4〜
25においては圧下率：50％の冷間圧延を行った後、連続
焼鈍ライン（ＣＡＬ）に通板し加熱した後、冷却した。
的に説明する。 表２に示す成分組成で厚さ： 300mmの連続鋳造スラブ
を、1200℃に加熱した後、熱間圧延によって厚さ： 2.3
mmの熱延鋼板とした後、 500℃で巻き取った。次いで、
酸洗によって黒皮状酸化物（スケール）を除去した後、
実験No.1,3においては熱延鋼板のまま連続焼鈍ライン
（ＣＡＬ）に通板し加熱した後、冷却し、実験No.2,4〜
25においては圧下率：50％の冷間圧延を行った後、連続
焼鈍ライン（ＣＡＬ）に通板し加熱した後、冷却した。
【００６７】表３−１に、ＣＡＬにおける焼鈍温度、焼
鈍雰囲気、焼鈍後の冷却条件を示す。次いで、焼鈍後の
鋼板を、塩酸水溶液を用い、酸洗減量を調整しながら酸
洗した。なお、酸洗減量の調整は、酸洗液のHCl 濃度を
３〜10mass％、酸洗液の液温を50〜80℃の範囲内で調整
することによって行った。
鈍雰囲気、焼鈍後の冷却条件を示す。次いで、焼鈍後の
鋼板を、塩酸水溶液を用い、酸洗減量を調整しながら酸
洗した。なお、酸洗減量の調整は、酸洗液のHCl 濃度を
３〜10mass％、酸洗液の液温を50〜80℃の範囲内で調整
することによって行った。
【００６８】表３−２に、上記した酸洗減量をFe換算値
で示す。なお、酸洗減量のFe換算値は、酸洗前後の鋼板
重量から求めた。次いで、酸洗後の鋼板を、連続式溶融
亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）に通板し、水素濃度が５vo
l ％の還元性雰囲気下で加熱還元し、冷却した後、溶融
亜鉛めっきを施した。
で示す。なお、酸洗減量のFe換算値は、酸洗前後の鋼板
重量から求めた。次いで、酸洗後の鋼板を、連続式溶融
亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）に通板し、水素濃度が５vo
l ％の還元性雰囲気下で加熱還元し、冷却した後、溶融
亜鉛めっきを施した。
【００６９】表３−２に、ＣＧＬにおける加熱温度、加
熱還元後の冷却条件を示す。また、下記および表３−２
に、溶融亜鉛めっきの条件を示す。なお、溶融亜鉛めっ
きのめっき付着量は、鋼板両面共、めっき付着単位面積
当たり40g/m2とした。また、実験No.1,2、実験No.4〜25
においては、溶融亜鉛めっきを施した後、下記条件下で
加熱合金化処理を施した。
熱還元後の冷却条件を示す。また、下記および表３−２
に、溶融亜鉛めっきの条件を示す。なお、溶融亜鉛めっ
きのめっき付着量は、鋼板両面共、めっき付着単位面積
当たり40g/m2とした。また、実験No.1,2、実験No.4〜25
においては、溶融亜鉛めっきを施した後、下記条件下で
加熱合金化処理を施した。
【００７０】（溶融亜鉛めっきの条件：） 溶融亜鉛めっき浴への侵入板温：460 〜470 ℃ 溶融亜鉛めっき浴浴温 ：460 ℃ 溶融亜鉛めっき浴Al濃度 ：0.13mass％ 通板速度 ：80〜120m/min （加熱合金化処理の条件：） 合金化温度（板温）：490 〜600 ℃ 合金化時間 ：20ｓ 次に、上記で得られた溶融亜鉛めっき鋼板または合金化
溶融亜鉛めっき鋼板について、前記したように、下記方
法で(1) めっき層直下の地鉄表層部のＣ濃度、(2) 地鉄
組織および地鉄組織中のマルテンサイト相の分率（焼戻
しマルテンサイト相および微細マルテンサイト相の合計
分率）および(3) 地鉄表層部における酸化物生成量（酸
素量換算値）を測定、観察した。
溶融亜鉛めっき鋼板について、前記したように、下記方
法で(1) めっき層直下の地鉄表層部のＣ濃度、(2) 地鉄
組織および地鉄組織中のマルテンサイト相の分率（焼戻
しマルテンサイト相および微細マルテンサイト相の合計
分率）および(3) 地鉄表層部における酸化物生成量（酸
素量換算値）を測定、観察した。
【００７１】(1) めっき層直下の地鉄表層部のＣ濃度：
前記したインヒビター含有アルカリ溶液、60℃−５mass
％HCl 水溶液および燃焼−赤外線吸収法による方法で定
量した。なお、地鉄表層部の溶解厚みは５μm とした。 (2) 地鉄組織および地鉄組織中のマルテンサイト相の分
率：前記した地鉄組織、マルテンサイト相の分率の観
察、測定法で調査した。
前記したインヒビター含有アルカリ溶液、60℃−５mass
％HCl 水溶液および燃焼−赤外線吸収法による方法で定
量した。なお、地鉄表層部の溶解厚みは５μm とした。 (2) 地鉄組織および地鉄組織中のマルテンサイト相の分
率：前記した地鉄組織、マルテンサイト相の分率の観
察、測定法で調査した。
【００７２】(3) 地鉄表層部における酸化物生成量（酸
素量換算値）：下記に示すインヒビターを添加したアル
カリ性水溶液でめっき層を剥離、除去した後の鋼板の酸
素量、および、めっき層を剥離、除去した後の鋼板表面
を機械的方法で 100μｍ程度研磨して得られた鋼板の酸
素量のそれぞれを、不活性ガス融解赤外線吸収法（JIS
Z 2613）で測定し、前者の酸素量と後者の酸素量との差
から求めた。
素量換算値）：下記に示すインヒビターを添加したアル
カリ性水溶液でめっき層を剥離、除去した後の鋼板の酸
素量、および、めっき層を剥離、除去した後の鋼板表面
を機械的方法で 100μｍ程度研磨して得られた鋼板の酸
素量のそれぞれを、不活性ガス融解赤外線吸収法（JIS
Z 2613）で測定し、前者の酸素量と後者の酸素量との差
から求めた。
【００７３】（インヒビターを添加したアルカリ性水溶
液：） ２mass％トリエタノールアミン含有８mass％NaOH水溶
液：100(体積) に対して35mass％H2O2水溶液：４（体
積）を加えた水溶液 なお、上記した酸化物生成量（酸素量換算値）における
酸化物は、Si酸化物、Mn酸化物、Fe酸化物またはこれら
の複合酸化物を示し、酸化物生成量はこれらの合計量
（酸素量換算値）を示す。
液：） ２mass％トリエタノールアミン含有８mass％NaOH水溶
液：100(体積) に対して35mass％H2O2水溶液：４（体
積）を加えた水溶液 なお、上記した酸化物生成量（酸素量換算値）における
酸化物は、Si酸化物、Mn酸化物、Fe酸化物またはこれら
の複合酸化物を示し、酸化物生成量はこれらの合計量
（酸素量換算値）を示す。
【００７４】酸化物については、樹脂に埋め込んだ鋼板
断面をピクラール溶液（：４ｇピクリン酸／100cc エタ
ノール）でエッチングし、粒界・粒内の存在位置を確認
した。また、上記で得られた溶融亜鉛めっき鋼板または
合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、機械的特性および
めっき密着性を調査した。
断面をピクラール溶液（：４ｇピクリン酸／100cc エタ
ノール）でエッチングし、粒界・粒内の存在位置を確認
した。また、上記で得られた溶融亜鉛めっき鋼板または
合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、機械的特性および
めっき密着性を調査した。
【００７５】なお、機械的特性は、ＴＳ≧590MPaで、か
つＥｌ≧35％を満足するものを良好とし、それ以外のも
のを不良とした。また、めっき密着性は、めっき鋼板を
90°曲げ戻しの後、圧縮側のめっき層をセロハンテープ
で剥離して、セロハンテープ単位長さ（ｍ）当たりの蛍
光Ｘ線によるZnカウント数：κを測定し、前記した表１
の基準に照らして評価した。
つＥｌ≧35％を満足するものを良好とし、それ以外のも
のを不良とした。また、めっき密着性は、めっき鋼板を
90°曲げ戻しの後、圧縮側のめっき層をセロハンテープ
で剥離して、セロハンテープ単位長さ（ｍ）当たりの蛍
光Ｘ線によるZnカウント数：κを測定し、前記した表１
の基準に照らして評価した。
【００７６】表４に、上記で得られためっき鋼板の特
性、機械的特性およびめっき密着性を示す。また、図２
に、めっき層直下の地鉄表層部のＣ濃度および地鉄表層
部における酸化物生成量（：酸素量換算値）がめっき密
着性に及ぼす影響について示す。表４から明らかなよう
に、発明例の鋼板は、いずれも機械的特性およびめっき
密着性について何ら問題がなかったのに対して、比較例
では、機械的特性が良好であってもめっき密着性が劣る
か、あるいはめっき密着性が良好であっても機械的特性
が劣っていた。
性、機械的特性およびめっき密着性を示す。また、図２
に、めっき層直下の地鉄表層部のＣ濃度および地鉄表層
部における酸化物生成量（：酸素量換算値）がめっき密
着性に及ぼす影響について示す。表４から明らかなよう
に、発明例の鋼板は、いずれも機械的特性およびめっき
密着性について何ら問題がなかったのに対して、比較例
では、機械的特性が良好であってもめっき密着性が劣る
か、あるいはめっき密着性が良好であっても機械的特性
が劣っていた。
【００７７】また、図２に示す通り、めっき層直下の地
鉄表層部のＣ濃度が0.02mass％を超える場合、めっき密
着性が劣るのに対して、上記Ｃ濃度が0.02mass％以下で
かつ地鉄表層部における酸化物生成量（酸素量換算値）
が１〜200mass-ppm の場合、とりわけ良好なめっき密着
性が得られる。
鉄表層部のＣ濃度が0.02mass％を超える場合、めっき密
着性が劣るのに対して、上記Ｃ濃度が0.02mass％以下で
かつ地鉄表層部における酸化物生成量（酸素量換算値）
が１〜200mass-ppm の場合、とりわけ良好なめっき密着
性が得られる。
【００７８】
【表２】
【００７９】
【表３】
【００８０】
【表４】
【００８１】
【表５】
【００８２】
【発明の効果】本発明によれば、強度−延性バランスと
めっき密着性が共に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を得るこ
とができる。さらに、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板を適
用することによって、自動車の軽量化、低燃費化が可能
となり、ひいては地球環境の改善にも大きく貢献でき
る。
めっき密着性が共に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を得るこ
とができる。さらに、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板を適
用することによって、自動車の軽量化、低燃費化が可能
となり、ひいては地球環境の改善にも大きく貢献でき
る。
【図１】めっき層直下のＣ濃度およびマルテンサイト相
分率と強度−延性バランスおよびめっき密着性との関係
を示すグラフである。
分率と強度−延性バランスおよびめっき密着性との関係
を示すグラフである。
【図２】めっき層直下のＣ濃度および地鉄表層部におけ
る酸化物生成量（酸素量換算値）とめっき密着性との関
係を示すグラフである。
る酸化物生成量（酸素量換算値）とめっき密着性との関
係を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２３Ｃ 2/40 Ｃ２３Ｃ 2/40 Ｆターム(参考） 4K027 AA02 AA23 AB02 AB07 AB26 AB28 AB42 AC02 AC12 AC15 AC73 AE12 AE27 AE33
Claims (5)
- 【請求項１】 溶融亜鉛めっき鋼板の地鉄平均組成で、
Ｃ：0.05〜0.25mass％、Si： 2.0mass％以下、Mn： 1.0
〜2.5 mass％およびAl： 0.005〜0.10mass％を含有する
組成になり、めっき層直下の地鉄表層部のＣ濃度が0.02
mass％以下で、しかも地鉄組織が、焼戻しマルテンサイ
ト相と微細マルテンサイト相を併せて50％以上の分率で
マルテンサイト相を含み、残部はフェライト相および残
留オーステナイト相からなることを特徴とする、強度−
延性バランスとめっき密着性に優れた溶融亜鉛めっき鋼
板。 - 【請求項２】 請求項１において、前記めっき層直下の
地鉄表層部で、Ｃ濃度が0.02mass％以下の領域の結晶粒
界および結晶粒内の少なくとも一方に、Si酸化物、Mn酸
化物、Fe酸化物およびこれらの複合酸化物から選ばれる
少なくとも１種を含む酸化物が存在し、しかも地鉄表層
部における酸化物生成量が酸素量に換算して１〜200mas
s-ppm であることを特徴とする、強度−延性バランスと
めっき密着性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項３】 請求項１または２において、めっき層中
のFe含有量が８〜12mass％であることを特徴とする、強
度−延性バランスとめっき密着性に優れた溶融亜鉛めっ
き鋼板。 - 【請求項４】 鋼板平均組成で、Ｃ：0.05〜0.25mass
％、Si： 2.0mass％以下、Mn： 1.0〜2.5 mass％ およ
びAl： 0.005〜0.10mass％を含有する組成になる熱延鋼
板または冷延鋼板を、下記式(1) を満足する雰囲気中で
800〜1000℃の温度に加熱した後、冷却し、酸洗減量が
Fe換算で0.05〜５g/m2となる条件で鋼板表面を酸洗し、
その後、再度、鋼板を 700〜850 ℃の温度に加熱した
後、溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする、強度
−延性バランスとめっき密着性に優れた溶融亜鉛めっき
鋼板の製造方法。 記 log(H2O/H2)≧ 2.5〔Ｃ〕−3.5 ………(1) ここで、H2O/H2：雰囲気中の水分と水素ガスの分圧比、
〔Ｃ〕：鋼中Ｃ量（mass％）を示す。 - 【請求項５】 請求項４において、前記した溶融亜鉛め
っき処理後、450 〜550 ℃の温度で合金化処理を施すこ
とを特徴とする、強度−延性バランスとめっき密着性に
優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000340871A JP4552310B2 (ja) | 1999-11-08 | 2000-11-08 | 強度−延性バランスとめっき密着性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP31643999 | 1999-11-08 | ||
| JP11-316439 | 1999-11-08 | ||
| JP2000214713 | 2000-07-14 | ||
| JP2000-214713 | 2000-07-14 | ||
| JP2000340871A JP4552310B2 (ja) | 1999-11-08 | 2000-11-08 | 強度−延性バランスとめっき密着性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002088459A true JP2002088459A (ja) | 2002-03-27 |
| JP4552310B2 JP4552310B2 (ja) | 2010-09-29 |
Family
ID=27339533
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000340871A Expired - Fee Related JP4552310B2 (ja) | 1999-11-08 | 2000-11-08 | 強度−延性バランスとめっき密着性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4552310B2 (ja) |
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