JP2002235146A - 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents
合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 表面外観やプレス成形性の優れた合金化溶融
亜鉛めっき鋼板とその製造技術を提供する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．００１〜０．００５
％、Si：０．０１０〜０．０４０％、Mn：０．０５〜
０．２５％、Ｐ：０．０１０〜０．０３０％を含み、か
つ前記Si、MnおよびＰは、０．０３０％≦Si＋Ｐ＋Mn／
２０≦０．０７０％を満たして含有する鋼板の少なくと
も一方の面上に溶融亜鉛めっきを施し、５００〜５２０
℃の温度範囲で合金化処理する。
亜鉛めっき鋼板とその製造技術を提供する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．００１〜０．００５
％、Si：０．０１０〜０．０４０％、Mn：０．０５〜
０．２５％、Ｐ：０．０１０〜０．０３０％を含み、か
つ前記Si、MnおよびＰは、０．０３０％≦Si＋Ｐ＋Mn／
２０≦０．０７０％を満たして含有する鋼板の少なくと
も一方の面上に溶融亜鉛めっきを施し、５００〜５２０
℃の温度範囲で合金化処理する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、自動車用防錆表面
処理鋼板 (鋼帯も含む) として用いられる合金化溶融亜
鉛めっき鋼板、特に不めっき、さざ波、合金化むらがな
い表面外観であって、プレス成形性（耐パウダリング
性、摺動性）にも優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板（以
下、ＧＡと略記することもある）に関するものである。
処理鋼板 (鋼帯も含む) として用いられる合金化溶融亜
鉛めっき鋼板、特に不めっき、さざ波、合金化むらがな
い表面外観であって、プレス成形性（耐パウダリング
性、摺動性）にも優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板（以
下、ＧＡと略記することもある）に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】合金化溶融亜鉛めっき鋼板は安価で防錆
性に優れるため自動車用鋼板として広く用いられてい
る。そして、この合金化溶融亜鉛めっき鋼板には、耐食
性が求められるほかに、表面外観が良好であること、プ
レス成形における耐パウダリング性や摺動性が良好であ
ることも求められる。ＧＡにおける表面外観の不良要因
としては、不めっき、さざ波、合金化むらなどが挙げら
れる。不めっきは、鋼板上にめっきが付着していない部
分のことであり、外観を損なうばかりか、防錆性にも悪
影響を及ぼすので避けなければならない。従来から、こ
の不めっきは、Si、Mn、Ｐといった鋼板の強度向上のた
めの合金元素が増加したときに発生しやすいこと、めっ
き前の焼鈍時にこれら強化元素が酸化物等として鋼板表
面に生成し、これが鋼板と亜鉛との濡れ性を低下させる
ことに起因してことが知られている。
性に優れるため自動車用鋼板として広く用いられてい
る。そして、この合金化溶融亜鉛めっき鋼板には、耐食
性が求められるほかに、表面外観が良好であること、プ
レス成形における耐パウダリング性や摺動性が良好であ
ることも求められる。ＧＡにおける表面外観の不良要因
としては、不めっき、さざ波、合金化むらなどが挙げら
れる。不めっきは、鋼板上にめっきが付着していない部
分のことであり、外観を損なうばかりか、防錆性にも悪
影響を及ぼすので避けなければならない。従来から、こ
の不めっきは、Si、Mn、Ｐといった鋼板の強度向上のた
めの合金元素が増加したときに発生しやすいこと、めっ
き前の焼鈍時にこれら強化元素が酸化物等として鋼板表
面に生成し、これが鋼板と亜鉛との濡れ性を低下させる
ことに起因してことが知られている。
【０００３】また、さざ波はめっきが鋼板上に付着して
いるものの、めっき浴表面の酸化膜を巻き込み付着した
ものと思われる部分があって、酸化膜の巻き込み部は付
着量も多いために、他の部分と色が異なることおよび形
状が凸となることから外観むらとして観察されるもので
ある。さらに、合金化処理において、この酸化物を巻き
込んだ部分は他の部分と合金化速度が異なり、付着量も
多いため、表面形状が凸になっていることもあって白い
外観を呈し、他の部分と色調が異なって見える。さざ波
も、不めっきと同様に、強化元素の増加により発生しや
すいため、鋼板表面に生成した強化元素の酸化物等の影
響により、浴表面の酸化膜が付着しやすくなり生成する
ものと考えられる。合金化むらは、合金化速度の相違に
よっておこるものであり、未合金部が残存するためにＧ
Ａ表面の色の違いとなり、外観上、むらとなって観察さ
れるものである。ＧＡの合金化速度は、合金化温度、め
っき浴中Al濃度に大きく依存する。
いるものの、めっき浴表面の酸化膜を巻き込み付着した
ものと思われる部分があって、酸化膜の巻き込み部は付
着量も多いために、他の部分と色が異なることおよび形
状が凸となることから外観むらとして観察されるもので
ある。さらに、合金化処理において、この酸化物を巻き
込んだ部分は他の部分と合金化速度が異なり、付着量も
多いため、表面形状が凸になっていることもあって白い
外観を呈し、他の部分と色調が異なって見える。さざ波
も、不めっきと同様に、強化元素の増加により発生しや
すいため、鋼板表面に生成した強化元素の酸化物等の影
響により、浴表面の酸化膜が付着しやすくなり生成する
ものと考えられる。合金化むらは、合金化速度の相違に
よっておこるものであり、未合金部が残存するためにＧ
Ａ表面の色の違いとなり、外観上、むらとなって観察さ
れるものである。ＧＡの合金化速度は、合金化温度、め
っき浴中Al濃度に大きく依存する。
【０００４】一方、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のプレス
成形性に対してはめっき層の性状が大きく影響する。Ｇ
Ａでは、亜鉛と鋼板（Fe）との拡散によりZn−Fe合金め
っき相が生成して、めっき層の鋼板側にはΓ相 (Γ相と
Γ１相を含む) が、めっき層の表面側にはζ相が生成す
る。このうち、Γ相は、Fe含有率が高く、硬くてもろい
相であるため、めっき密着性を阻害し、特にプレス加工
時にパウダリングと呼ばれるめっき剥離欠陥の原因とな
る。また、ζ相は柔らかい相であるため、プレス加工時
の摺動性を阻害して、プレス割れの原因となる。
成形性に対してはめっき層の性状が大きく影響する。Ｇ
Ａでは、亜鉛と鋼板（Fe）との拡散によりZn−Fe合金め
っき相が生成して、めっき層の鋼板側にはΓ相 (Γ相と
Γ１相を含む) が、めっき層の表面側にはζ相が生成す
る。このうち、Γ相は、Fe含有率が高く、硬くてもろい
相であるため、めっき密着性を阻害し、特にプレス加工
時にパウダリングと呼ばれるめっき剥離欠陥の原因とな
る。また、ζ相は柔らかい相であるため、プレス加工時
の摺動性を阻害して、プレス割れの原因となる。
【０００５】ところで、上述した表面外観やプレス成形
性を向上させるため、これまでにも多くの試みがなされ
てきた。例えば、鋼板とZnとの濡れ性低下による不めっ
きやさざ波欠陥に関しては、特開平７−７０７２３号公
報に、焼鈍により鋼板中の成分を鋼板表面に濃化させ、
この濃化層を酸洗により除去した後、再度加熱し、めっ
きを行う方法が提案されている。しかし、この方法では
２度の焼鈍及び酸洗の工程が必要であるので、コスト上
昇を招くことが避けられない。合金化むらについては、
特開平５−１３２７４８号公報に、浴中Al量を鋼中のTi
及びＰ量で規定する方法が提案されている。しかし、鋼
中の元素量は出鋼ごとに異なるので、コイル単位で浴中
Ａｌ量を変更することは極めて困難であり、コスト的に
も不利となる。また、不めっき、合金化むら及び耐パウ
ダリング性を改善する方法としては、特開平６−８８１
８７号公報に、焼鈍後亜鉛めっきする前の鋼板上に、F
e、Ni、Co、Cuなどの金属被膜層を形成する方法が提案
されている。しかし、通常の連続溶融亜鉛めっきライン
では焼鈍後亜鉛めっきをするまでに金属被膜を生成させ
る設備はなく、設備の新設を伴ので、こうした被膜形成
処理を必要とする方法は実用化が困難である。
性を向上させるため、これまでにも多くの試みがなされ
てきた。例えば、鋼板とZnとの濡れ性低下による不めっ
きやさざ波欠陥に関しては、特開平７−７０７２３号公
報に、焼鈍により鋼板中の成分を鋼板表面に濃化させ、
この濃化層を酸洗により除去した後、再度加熱し、めっ
きを行う方法が提案されている。しかし、この方法では
２度の焼鈍及び酸洗の工程が必要であるので、コスト上
昇を招くことが避けられない。合金化むらについては、
特開平５−１３２７４８号公報に、浴中Al量を鋼中のTi
及びＰ量で規定する方法が提案されている。しかし、鋼
中の元素量は出鋼ごとに異なるので、コイル単位で浴中
Ａｌ量を変更することは極めて困難であり、コスト的に
も不利となる。また、不めっき、合金化むら及び耐パウ
ダリング性を改善する方法としては、特開平６−８８１
８７号公報に、焼鈍後亜鉛めっきする前の鋼板上に、F
e、Ni、Co、Cuなどの金属被膜層を形成する方法が提案
されている。しかし、通常の連続溶融亜鉛めっきライン
では焼鈍後亜鉛めっきをするまでに金属被膜を生成させ
る設備はなく、設備の新設を伴ので、こうした被膜形成
処理を必要とする方法は実用化が困難である。
【０００６】一方、摺動性改善については、特開平１−
３１９６６１号公報に、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の上
層に鉄系電気めっきを施す方法が開示されている。しか
し、この方法は、通常の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製
造工程にさらに電気めっき工程が加わるため、工程が煩
雑になるうえに、コストの上昇も避けられない。さら
に、耐パウダリング性と摺動性（コイル内での摩擦係数
の安定性）を向上させる方法として、特開平９−１６５
６６２号公報では、浴温を４７０℃以下、高侵入板温、
４９５℃以上５２０℃以下での高温合金化により、軟質
なζ相の生成が抑制され、さらにミクロ的な合金化がお
こるため耐パウダリング性に優れることが示されてい
る。また、特開平９−１６５６６３号公報では、浴温４
６０℃以下の低浴温、４９５℃以上５２０℃以上の高温
合金化により、同様の効果が示されている。しかし、浴
温と侵入板温に差を持たせた操業では浴温が安定しない
ばかりか、浴温の変動や、鋼板近傍と他の部分での浴温
度差によりドロスの発生が増加し、鋼板へのドロス付着
による外観不良となる。また、高温または低温で鋼板を
浴中に侵入させると、鋼板から浴への熱の伝導により浴
温が上昇または低下するので、浴温を安定させるために
はZn浴を通常以上に冷却や加熱するための温度制御装置
等が必要となる。
３１９６６１号公報に、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の上
層に鉄系電気めっきを施す方法が開示されている。しか
し、この方法は、通常の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製
造工程にさらに電気めっき工程が加わるため、工程が煩
雑になるうえに、コストの上昇も避けられない。さら
に、耐パウダリング性と摺動性（コイル内での摩擦係数
の安定性）を向上させる方法として、特開平９−１６５
６６２号公報では、浴温を４７０℃以下、高侵入板温、
４９５℃以上５２０℃以下での高温合金化により、軟質
なζ相の生成が抑制され、さらにミクロ的な合金化がお
こるため耐パウダリング性に優れることが示されてい
る。また、特開平９−１６５６６３号公報では、浴温４
６０℃以下の低浴温、４９５℃以上５２０℃以上の高温
合金化により、同様の効果が示されている。しかし、浴
温と侵入板温に差を持たせた操業では浴温が安定しない
ばかりか、浴温の変動や、鋼板近傍と他の部分での浴温
度差によりドロスの発生が増加し、鋼板へのドロス付着
による外観不良となる。また、高温または低温で鋼板を
浴中に侵入させると、鋼板から浴への熱の伝導により浴
温が上昇または低下するので、浴温を安定させるために
はZn浴を通常以上に冷却や加熱するための温度制御装置
等が必要となる。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】このように、合金化溶
融亜鉛めっき鋼板における表面外観やプレス成形性を向
上させるための従来の方法では、新たな工程や設備の付
加を必要としたり、めっき操業の安定性に欠けるといっ
た問題があった。そこで本発明は、合金化溶融亜鉛めっ
き鋼板を製造する際に、従来技術が抱えていた上記の問
題を解消可能な、表面外観やプレス成形性の優れた合金
化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造技術を提供することを
目的とする。
融亜鉛めっき鋼板における表面外観やプレス成形性を向
上させるための従来の方法では、新たな工程や設備の付
加を必要としたり、めっき操業の安定性に欠けるといっ
た問題があった。そこで本発明は、合金化溶融亜鉛めっ
き鋼板を製造する際に、従来技術が抱えていた上記の問
題を解消可能な、表面外観やプレス成形性の優れた合金
化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造技術を提供することを
目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】発明者らは、通常、めっ
き浴中Al濃度の急激な変化は無いにもかかわらず、合金
化むらが発生することなどに鑑みて、コイルの違いによ
る合金化速度の相違、すなわち鋼板中の微量な含有元素
量の相違が、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面外観やプ
レス成形性に影響を及ぼしているとの予測のもとに、鋼
板の成分組成の観点から詳細に実験・検討を行った。そ
の結果、上記課題を解決するには、Si、MnおよびＰの含
有量を所定の関係を満たすように成分調整することが極
めて重要であることを知見し、本発明に想到した。すな
わち、本発明の要旨構成は以下のとおりである。
き浴中Al濃度の急激な変化は無いにもかかわらず、合金
化むらが発生することなどに鑑みて、コイルの違いによ
る合金化速度の相違、すなわち鋼板中の微量な含有元素
量の相違が、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面外観やプ
レス成形性に影響を及ぼしているとの予測のもとに、鋼
板の成分組成の観点から詳細に実験・検討を行った。そ
の結果、上記課題を解決するには、Si、MnおよびＰの含
有量を所定の関係を満たすように成分調整することが極
めて重要であることを知見し、本発明に想到した。すな
わち、本発明の要旨構成は以下のとおりである。
【０００９】(1) 質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０
０５％、Si：０．０１０〜０．０４０％、Mn：０．０５
〜０．２５％、Ｐ：０．０１０〜０．０３０％を含み、
かつ前記Si、MnおよびＰは、０．０３０％≦Si＋Ｐ＋Mn
／２０≦０．０７０％を満たして含有し、残部はFeおよ
び不可避的不純物からなる鋼板の少なくとも一方の面上
に合金化溶融亜鉛めっき層を有してなることを特徴とす
る表面外観およびプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛
めっき鋼板。
０５％、Si：０．０１０〜０．０４０％、Mn：０．０５
〜０．２５％、Ｐ：０．０１０〜０．０３０％を含み、
かつ前記Si、MnおよびＰは、０．０３０％≦Si＋Ｐ＋Mn
／２０≦０．０７０％を満たして含有し、残部はFeおよ
び不可避的不純物からなる鋼板の少なくとも一方の面上
に合金化溶融亜鉛めっき層を有してなることを特徴とす
る表面外観およびプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛
めっき鋼板。
【００１０】(2) 上記 (1)において、鋼板組成がさら
に、質量％でTi：０．０１０〜０．０６０％、Nb：０．
００５〜０．０４０％のうちの１種または２種を含有し
てなることを特徴とする表面外観およびプレス成形性に
優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
に、質量％でTi：０．０１０〜０．０６０％、Nb：０．
００５〜０．０４０％のうちの１種または２種を含有し
てなることを特徴とする表面外観およびプレス成形性に
優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１１】(3) 上記(2) において、TiおよびNbがさ
らに、質量％で ０．０１５％≦Ti＋Nb≦０．０５０％、かつ ０．０１０％≧Ti−（４８Ｃ／１２＋４８Ｓ／３２＋４
８Ｎ／１４） の関係を満たして含有してなることを特徴とする表面外
観およびプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼
板。
らに、質量％で ０．０１５％≦Ti＋Nb≦０．０５０％、かつ ０．０１０％≧Ti−（４８Ｃ／１２＋４８Ｓ／３２＋４
８Ｎ／１４） の関係を満たして含有してなることを特徴とする表面外
観およびプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼
板。
【００１２】(4) 上記鋼板がさらに、質量％で Sb：０．００１〜０．１０％ を含有してなることを特徴とする(1) 〜(3) のいずれか
に記載の表面外観およびプレス成形性に優れた合金化溶
融亜鉛めっき鋼板。
に記載の表面外観およびプレス成形性に優れた合金化溶
融亜鉛めっき鋼板。
【００１３】(5) 上記めっき層は、付着量が２５〜６
０ｇ／ｍ２、Fe含有率が９〜１４％、ζ相厚さが０．５
μｍ以下およびΓ相厚さが１．５μｍ以下であることを
特徴とする上記 (1)〜(4) のいずれか１つに記載の表面
外観およびプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき
鋼板。
０ｇ／ｍ２、Fe含有率が９〜１４％、ζ相厚さが０．５
μｍ以下およびΓ相厚さが１．５μｍ以下であることを
特徴とする上記 (1)〜(4) のいずれか１つに記載の表面
外観およびプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき
鋼板。
【００１４】(6) 質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０
０５％、Si：０．０１０〜０．０４０％、Mn：０．０５
〜０．２５％、Ｐ：０．０１０〜０．０３０％を含み、
かつ前記Si、MnおよびＰは、０．０３０％≦Si＋Ｐ＋Mn
／２０≦０．０７０％を満たして含有する鋼板の少なく
とも一方の面上に溶融亜鉛めっきを施し、５００〜５２
０℃の温度範囲で合金化処理することを特徴とする表面
外観およびプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき
鋼板の製造方法。
０５％、Si：０．０１０〜０．０４０％、Mn：０．０５
〜０．２５％、Ｐ：０．０１０〜０．０３０％を含み、
かつ前記Si、MnおよびＰは、０．０３０％≦Si＋Ｐ＋Mn
／２０≦０．０７０％を満たして含有する鋼板の少なく
とも一方の面上に溶融亜鉛めっきを施し、５００〜５２
０℃の温度範囲で合金化処理することを特徴とする表面
外観およびプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき
鋼板の製造方法。
【００１５】
【発明の実施の形態】はじめに、本発明における重要な
知見について説明する。発明者らは、合金化速度に及ぼ
す元素の影響を調査した。合金化速度の指標として、保
持時間１２秒て合金化が終了する、つまり合金層中のFe
量が８％を超えるために必要な合金化温度（限界合金化
温度）を用いた。その根拠は、合金化終了までにこれ以
上の時間がかかると、未合金（合金化むら）の原因とな
ること、生産性の悪化を招くためである。合金元素の含
有量が異なる鋼板に亜鉛めっきを行い、その合金化温度
との関係を調べた結果、図１に示すように、合金化温度
はSi＋Ｐとともに増す傾向はみられるが、強い相関関係
とは言えなかった。そこで、さらにMn含有量を考慮した
パラメータで整理すると、図２に示すようになり、Si＋
Ｐ＋Mn／２０と極めて密接な関係を示し、Si＋Ｐ＋Mn／
２０の増加とともに、合金化が直線的に遅滞することが
わかった。このような傾向が現れるのは、不めっきやさ
ざ波欠陥と同様に、SiやMnの酸化物の表面濃化及びＰの
粒界偏析によって鉄の拡散速度が抑制されたためである
と考えられる。
知見について説明する。発明者らは、合金化速度に及ぼ
す元素の影響を調査した。合金化速度の指標として、保
持時間１２秒て合金化が終了する、つまり合金層中のFe
量が８％を超えるために必要な合金化温度（限界合金化
温度）を用いた。その根拠は、合金化終了までにこれ以
上の時間がかかると、未合金（合金化むら）の原因とな
ること、生産性の悪化を招くためである。合金元素の含
有量が異なる鋼板に亜鉛めっきを行い、その合金化温度
との関係を調べた結果、図１に示すように、合金化温度
はSi＋Ｐとともに増す傾向はみられるが、強い相関関係
とは言えなかった。そこで、さらにMn含有量を考慮した
パラメータで整理すると、図２に示すようになり、Si＋
Ｐ＋Mn／２０と極めて密接な関係を示し、Si＋Ｐ＋Mn／
２０の増加とともに、合金化が直線的に遅滞することが
わかった。このような傾向が現れるのは、不めっきやさ
ざ波欠陥と同様に、SiやMnの酸化物の表面濃化及びＰの
粒界偏析によって鉄の拡散速度が抑制されたためである
と考えられる。
【００１６】一方、合金化温度の相違により、めっき密
着性や摺動性が異なる。まず、密着性を評価するため、
カップ絞り試験によるめっきの剥離量を調査した結果を
図３に示す。合金化温度が５２０℃を超えると、めっき
の剥離量が増してめっき密着性が低下する。このとき、
Γ相の量も増えていることから、５２０℃を超える高温
で合金化すると、鋼板との界面に生成するΓ相が層状に
生成し、界面の凹凸が減少して密着力が弱くなったため
であると考えられる。また、図４に示すように、合金化
温度が５００℃未満まで低下すると、軟質なζ相が生成
しやすくなるために、摺動性は劣化する。さらに、合金
化むらを抑制するためにはある範囲内の合金化温度域
で、合金化が終了することが必要である。発明者らが、
操業条件を解析した結果、合金化むらを発生させないた
めには、限界合金化温度の差を２０℃以内にする必要が
あるという知見を得た。
着性や摺動性が異なる。まず、密着性を評価するため、
カップ絞り試験によるめっきの剥離量を調査した結果を
図３に示す。合金化温度が５２０℃を超えると、めっき
の剥離量が増してめっき密着性が低下する。このとき、
Γ相の量も増えていることから、５２０℃を超える高温
で合金化すると、鋼板との界面に生成するΓ相が層状に
生成し、界面の凹凸が減少して密着力が弱くなったため
であると考えられる。また、図４に示すように、合金化
温度が５００℃未満まで低下すると、軟質なζ相が生成
しやすくなるために、摺動性は劣化する。さらに、合金
化むらを抑制するためにはある範囲内の合金化温度域
で、合金化が終了することが必要である。発明者らが、
操業条件を解析した結果、合金化むらを発生させないた
めには、限界合金化温度の差を２０℃以内にする必要が
あるという知見を得た。
【００１７】以上の知見をまとめると、密着性と摺動性
を兼ね備え、かつ合金化むらを起こさないようにするた
めには、合金化温度を５００℃以上、５２０℃以下とす
ることが必要であること、また、合金化温度を５００℃
以上、５２０℃以下とするためには、図２より、鋼板の
Si、MnおよびＰの含有量が、０．０３０％≦Si＋Ｐ＋Mn
／２０≦０．０７０％を満たすことが必要であるといえ
る。
を兼ね備え、かつ合金化むらを起こさないようにするた
めには、合金化温度を５００℃以上、５２０℃以下とす
ることが必要であること、また、合金化温度を５００℃
以上、５２０℃以下とするためには、図２より、鋼板の
Si、MnおよびＰの含有量が、０．０３０％≦Si＋Ｐ＋Mn
／２０≦０．０７０％を満たすことが必要であるといえ
る。
【００１８】さらに、発明者らの調査によると、鋼板元
素含有量が変化したとき、めっき層のζ量が同量でも摺
動性の相違が観察された。この摺動性の相違のメカニズ
ムを調査したところ、ＧＡ表面の形状、具体的には表面
に生成するクレータ数が異なることがわかった。そし
て、このクレータ数は鋼板中のSi、Mn、Ｐ量を増加させ
ると低減することを見いだし、このクレータの制御には
鋼板中の強化元素の添加量を制御すればよいことがわか
った。ここで言うクレータはＳＥＭ（走査型電子顕微
鏡）などによって観察されるめっき層厚の薄い部分であ
り、殆どの場合、鋼板の結晶粒と対応している。クレー
タ（ＳＥＭ像）の例を図５に示す。
素含有量が変化したとき、めっき層のζ量が同量でも摺
動性の相違が観察された。この摺動性の相違のメカニズ
ムを調査したところ、ＧＡ表面の形状、具体的には表面
に生成するクレータ数が異なることがわかった。そし
て、このクレータ数は鋼板中のSi、Mn、Ｐ量を増加させ
ると低減することを見いだし、このクレータの制御には
鋼板中の強化元素の添加量を制御すればよいことがわか
った。ここで言うクレータはＳＥＭ（走査型電子顕微
鏡）などによって観察されるめっき層厚の薄い部分であ
り、殆どの場合、鋼板の結晶粒と対応している。クレー
タ（ＳＥＭ像）の例を図５に示す。
【００１９】クレータの生成機構は以下のように推定さ
れる。鋼板中にSi、Ｐ、Mnの含有量が多い場合には、Ｐ
の粒界偏析やSiやMnの表面酸化物が粒界上に優先的に生
成するため、粒界での鉄の拡散が抑制され凸部が形成さ
れにくく、平滑な表面形状となる。一方、粒界の拡散を
抑制する元素が少ない場合には、結晶の粒内に比べて粒
界での鉄の拡散速度が速いため、粒界においてアウトバ
−ストと呼ばれる合金相が生成し、拡散の遅い粒内のＺ
ｎをも取り込んで合金相となり凸部となる。そして、拡
散の遅い粒内では、合金相の発達は遅く少ないため凹部
（クレータ）となる。このようにして生成したＧＡ表面
の凹凸は、摺動時にはヤスリとしての効果をもたらし、
摩擦抵抗を増加、摺動性を劣化させると考えられる。こ
のようなクレーターを発生させないためには、Si：０．
０１０％以上、Mn：０．０５％以上、Ｐ：０．０１０％
以上が必要であることもわかった。
れる。鋼板中にSi、Ｐ、Mnの含有量が多い場合には、Ｐ
の粒界偏析やSiやMnの表面酸化物が粒界上に優先的に生
成するため、粒界での鉄の拡散が抑制され凸部が形成さ
れにくく、平滑な表面形状となる。一方、粒界の拡散を
抑制する元素が少ない場合には、結晶の粒内に比べて粒
界での鉄の拡散速度が速いため、粒界においてアウトバ
−ストと呼ばれる合金相が生成し、拡散の遅い粒内のＺ
ｎをも取り込んで合金相となり凸部となる。そして、拡
散の遅い粒内では、合金相の発達は遅く少ないため凹部
（クレータ）となる。このようにして生成したＧＡ表面
の凹凸は、摺動時にはヤスリとしての効果をもたらし、
摩擦抵抗を増加、摺動性を劣化させると考えられる。こ
のようなクレーターを発生させないためには、Si：０．
０１０％以上、Mn：０．０５％以上、Ｐ：０．０１０％
以上が必要であることもわかった。
【００２０】次に、各成分元素の限定理由について説明
する。 Ｃ：０．００１〜０．００５％ Ｃは、多量に含有すると深絞り性を低下させるので０．
００５％以下とする。一方、ある程度の鋼板強度を確保
するために、また通常操業における脱炭限界を考慮して
０．００１％を下限の含有量とする。
する。 Ｃ：０．００１〜０．００５％ Ｃは、多量に含有すると深絞り性を低下させるので０．
００５％以下とする。一方、ある程度の鋼板強度を確保
するために、また通常操業における脱炭限界を考慮して
０．００１％を下限の含有量とする。
【００２1】Si：０．０１０〜０．０４０％ Siは、０．０４０％を超えると不めっきやさざ波を発生
させるため０．０４０％以下とする。一方、Si含有量が
０．０１０％未満では、ＧＡ表面に形成する前述のクレ
ータの数が多すぎあるいは合計クレータ面積が大きす
ぎ、摺動性が低下するので、０．０１０％以上のSiは含
有させる必要がある。
させるため０．０４０％以下とする。一方、Si含有量が
０．０１０％未満では、ＧＡ表面に形成する前述のクレ
ータの数が多すぎあるいは合計クレータ面積が大きす
ぎ、摺動性が低下するので、０．０１０％以上のSiは含
有させる必要がある。
【００２2】Mn：０．０５〜０．２５％ Mnは、０．２５％を超えて含有すると不めっき、さざ波
を発生させるので、０．２５％以下に制限する必要があ
るが、０．０５％に満たないと、ＧＡ表面に形成するク
レータの数が多すぎあるいは合計クレータ面積が大きす
ぎ、摺動性が低下するので、０．０５％以上のMnは含有
させる必要がある。
を発生させるので、０．２５％以下に制限する必要があ
るが、０．０５％に満たないと、ＧＡ表面に形成するク
レータの数が多すぎあるいは合計クレータ面積が大きす
ぎ、摺動性が低下するので、０．０５％以上のMnは含有
させる必要がある。
【００２３】Ｐ：０．０１０〜０．０３０％ Ｐは、０．０３０％を超えて含有すると不めっき、さざ
波を発生させるので、０．０３０％以下に制限する必要
があるが、０．０１０％に満たないと、ＧＡ表面に形成
するクレータの数が多すぎあるいは合計クレータ面積が
大きすぎ、摺動性が低下するので、０．０１０％以上の
Ｐは含有させる必要がある。なお、好ましくは、０．０
１２％以上、さらに好ましくは０．０１５％以上含有さ
せるのがよい。これらSi、MnおよびＰは、前述したよう
に、密着性及び摺動性を備え、かつ合金化むらを発生さ
せないために、５００〜５２０℃の温度範囲で合金化処
理するのが最適であることから、０．０３０％≦Si＋Ｐ
＋Mn／２０≦０．０７０％を満たす含有量であることが
必要である。
波を発生させるので、０．０３０％以下に制限する必要
があるが、０．０１０％に満たないと、ＧＡ表面に形成
するクレータの数が多すぎあるいは合計クレータ面積が
大きすぎ、摺動性が低下するので、０．０１０％以上の
Ｐは含有させる必要がある。なお、好ましくは、０．０
１２％以上、さらに好ましくは０．０１５％以上含有さ
せるのがよい。これらSi、MnおよびＰは、前述したよう
に、密着性及び摺動性を備え、かつ合金化むらを発生さ
せないために、５００〜５２０℃の温度範囲で合金化処
理するのが最適であることから、０．０３０％≦Si＋Ｐ
＋Mn／２０≦０．０７０％を満たす含有量であることが
必要である。
【００２４】Ti：０．０１０〜０．０６０％、Nb：０．
００５〜０．０４０％ Tiは、炭窒化物形成元素、Nbは炭化物形成元素であり、
深絞り性を向上させるために必要に応じて添加する。Ti
の０．０１０％未満、Nbの０．００５％未満では、その
効果が不十分なので、Tiは０．０１０％以上、Nbは０．
００５％以上とする。過剰に添加しても効果は飽和する
ので、Tiの上限は０．０６０％、Nbの上限は０．０４０
％とする。なお、より好ましくは、Tiを０．０１０〜
０．０３５％の範囲で含有させるのがよい。異方性の低
減の観点からは、Nbを０．００５〜０．０３０％の範囲
で含有させると効果がある。 ０．０１５％≦Ti＋Nb≦０．０５０％、かつ ０．０１０％≧Ti−（４８Ｃ／１２＋４８Ｓ／３２＋４
８Ｎ／１４） 合金化むらをより厳しく制限するには、合金化速度に影
響を与える過剰のTiを制限する必要がある。従って、
０．０１５％≦Ti＋Nb≦０．０５０％、かつ、０．０１
０％≧Ti−（４８Ｃ／１２＋４８Ｓ／３２＋４８Ｎ／１
４）を満たす範囲でTiを含有させるのがよい。
００５〜０．０４０％ Tiは、炭窒化物形成元素、Nbは炭化物形成元素であり、
深絞り性を向上させるために必要に応じて添加する。Ti
の０．０１０％未満、Nbの０．００５％未満では、その
効果が不十分なので、Tiは０．０１０％以上、Nbは０．
００５％以上とする。過剰に添加しても効果は飽和する
ので、Tiの上限は０．０６０％、Nbの上限は０．０４０
％とする。なお、より好ましくは、Tiを０．０１０〜
０．０３５％の範囲で含有させるのがよい。異方性の低
減の観点からは、Nbを０．００５〜０．０３０％の範囲
で含有させると効果がある。 ０．０１５％≦Ti＋Nb≦０．０５０％、かつ ０．０１０％≧Ti−（４８Ｃ／１２＋４８Ｓ／３２＋４
８Ｎ／１４） 合金化むらをより厳しく制限するには、合金化速度に影
響を与える過剰のTiを制限する必要がある。従って、
０．０１５％≦Ti＋Nb≦０．０５０％、かつ、０．０１
０％≧Ti−（４８Ｃ／１２＋４８Ｓ／３２＋４８Ｎ／１
４）を満たす範囲でTiを含有させるのがよい。
【００２５】Sb：０．００１〜０．１０％ Sbは、スラブ加熱時や還元雰囲気中加熱時におこる窒化
を抑制して、鋼板最表面の硬化を抑制するのに有用な元
素であり、必要に応じて添加することができる。このよ
うな窒化抑制効果は０．００１％以上で得られが、この
効果は０．１０％を超えても飽和してしまうので０．１
０％以下とする。鋼組成としては、上述した以外に必要
に応じて、Ｂ，Ca，ＲＥＭなどを添加してもよい。Ｂは
粒界に偏析し、耐２次加工脆性を改善する元素であり、
０．００１％を超えて添加しても効果が飽和するので、
０．００１％以下の添加が望ましい。
を抑制して、鋼板最表面の硬化を抑制するのに有用な元
素であり、必要に応じて添加することができる。このよ
うな窒化抑制効果は０．００１％以上で得られが、この
効果は０．１０％を超えても飽和してしまうので０．１
０％以下とする。鋼組成としては、上述した以外に必要
に応じて、Ｂ，Ca，ＲＥＭなどを添加してもよい。Ｂは
粒界に偏析し、耐２次加工脆性を改善する元素であり、
０．００１％を超えて添加しても効果が飽和するので、
０．００１％以下の添加が望ましい。
【００２６】上述した成分組成を有する鋼板の少なくと
も一方の面上に、合金化溶融亜鉛めっきを施す。めっき
層の付着量は、防錆性を確保するために片面当たり２５
ｇ／ｍ２は必要であるが、耐パウダリング性を維持する
ためには６０ｇ／ｍ２以下とするのが好ましい。また、
Fe含有率（Γ相、ζ相などのめっき層の平均値）は、η
相が十分消滅し、ζ相が低減する９％以上は含有するこ
とが好ましく、一方、耐パウダリング性を確保する上よ
り１４％以下とするのが好ましい。さらに、めっき層の
ζ相量としては、摺動性の観点より定電位測定法でζ相
厚０．５μｍ以下とするのが好ましい。ただし、摺動性
の向上のためにはζ相厚を低減するほどよいが、０μｍ
とするのは困難である。また、めっき層のΓ相厚は耐パ
ウダリング性の観点から、定電位測定法で１．５μｍ以
下とするのが好ましい。ただし、耐パウダリング性の観
点からすると、Γ相をできるかぎり低減するのが望まし
いが、０μｍとするのは困難である。
も一方の面上に、合金化溶融亜鉛めっきを施す。めっき
層の付着量は、防錆性を確保するために片面当たり２５
ｇ／ｍ２は必要であるが、耐パウダリング性を維持する
ためには６０ｇ／ｍ２以下とするのが好ましい。また、
Fe含有率（Γ相、ζ相などのめっき層の平均値）は、η
相が十分消滅し、ζ相が低減する９％以上は含有するこ
とが好ましく、一方、耐パウダリング性を確保する上よ
り１４％以下とするのが好ましい。さらに、めっき層の
ζ相量としては、摺動性の観点より定電位測定法でζ相
厚０．５μｍ以下とするのが好ましい。ただし、摺動性
の向上のためにはζ相厚を低減するほどよいが、０μｍ
とするのは困難である。また、めっき層のΓ相厚は耐パ
ウダリング性の観点から、定電位測定法で１．５μｍ以
下とするのが好ましい。ただし、耐パウダリング性の観
点からすると、Γ相をできるかぎり低減するのが望まし
いが、０μｍとするのは困難である。
【００２７】なお、定電位測定法によるζ相およびΓ相
の厚さの測定条件を以下に記す。 ・電解液１０％ ZnＳＯ４−２０％NaCl水溶液 ・参照電極 飽和カロメル電極 ・対極 白金 ・電位 ζ相厚：−９３０ｍＶ Γ相厚：−８６０ｍＶで溶解した後−８２５ｍＶ とし、各電位で正の電流が流れなくなる（ζ相またはΓ
相の溶解が終了する）までの電気量を測定した。ζ相お
よびΓ相の厚みは、電気化学当量より、以下の式にて求
めた。 ζ相またはΓ相の厚さ（μｍ）＝Ａ／Ｓ×（Ｍ／２）／
（Ｆ×ρ）×１０−６ ここで、Ａ：測定した電気量（Ｃ） Ｓ：溶解した面積（ｍ２） Ｍ／２：めっき相の平均当量６４．４／２（ｇ／mol ） Ｆ：ファラデー定数９６５００（Ｃ／ｍｏｌ） ρ：ζ相密度７．１５×１０６（ｇ／ｍ３） Γ相密度７．３６×１０６（ｇ／ｍ３）
の厚さの測定条件を以下に記す。 ・電解液１０％ ZnＳＯ４−２０％NaCl水溶液 ・参照電極 飽和カロメル電極 ・対極 白金 ・電位 ζ相厚：−９３０ｍＶ Γ相厚：−８６０ｍＶで溶解した後−８２５ｍＶ とし、各電位で正の電流が流れなくなる（ζ相またはΓ
相の溶解が終了する）までの電気量を測定した。ζ相お
よびΓ相の厚みは、電気化学当量より、以下の式にて求
めた。 ζ相またはΓ相の厚さ（μｍ）＝Ａ／Ｓ×（Ｍ／２）／
（Ｆ×ρ）×１０−６ ここで、Ａ：測定した電気量（Ｃ） Ｓ：溶解した面積（ｍ２） Ｍ／２：めっき相の平均当量６４．４／２（ｇ／mol ） Ｆ：ファラデー定数９６５００（Ｃ／ｍｏｌ） ρ：ζ相密度７．１５×１０６（ｇ／ｍ３） Γ相密度７．３６×１０６（ｇ／ｍ３）
【００２８】本発明にしたがう合金化溶融亜鉛めっき鋼
板を製造するには、通常の方法で極低炭素冷延鋼板を製
造した後、溶融亜鉛めっきを施し、合金化処理を行うこ
とによって製造することができる。これらの工程で望ま
しい条件は、例えば、冷間圧延後の鋼板は、まず、防錆
油等を除去する工程により、鋼板の清浄化を行う。さら
に焼鈍工程においては、再結晶が終了する温度条件で、
かつ、還元性雰囲気の条件とする。かくする事によっ
て、めっき浴に侵入する際に鋼板表面の鉄酸化物ができ
るだけ生じないようにするのである。また、めっき浴条
件としては、Al濃度：０．１３〜０．１５％程度であ
り、浴温：４５０〜４９０℃程度が好ましい。より好ま
しくは、Al濃度：０．１３５〜０．１４５％、浴温：４
５５〜４７５℃の範囲である。引き続き行う合金化処理
においては、保持温度：５００〜５２０℃の範囲の合金
化温度で処理することが必要である。また、保持時間と
しては、１０〜１５秒が望ましい。
板を製造するには、通常の方法で極低炭素冷延鋼板を製
造した後、溶融亜鉛めっきを施し、合金化処理を行うこ
とによって製造することができる。これらの工程で望ま
しい条件は、例えば、冷間圧延後の鋼板は、まず、防錆
油等を除去する工程により、鋼板の清浄化を行う。さら
に焼鈍工程においては、再結晶が終了する温度条件で、
かつ、還元性雰囲気の条件とする。かくする事によっ
て、めっき浴に侵入する際に鋼板表面の鉄酸化物ができ
るだけ生じないようにするのである。また、めっき浴条
件としては、Al濃度：０．１３〜０．１５％程度であ
り、浴温：４５０〜４９０℃程度が好ましい。より好ま
しくは、Al濃度：０．１３５〜０．１４５％、浴温：４
５５〜４７５℃の範囲である。引き続き行う合金化処理
においては、保持温度：５００〜５２０℃の範囲の合金
化温度で処理することが必要である。また、保持時間と
しては、１０〜１５秒が望ましい。
【００２９】
【実施例】表１、表２に示す成分の各種鋼を転炉にて溶
製し、連鋳にて厚さ230 ｍｍのスラブとした。このスラ
ブを１１５０℃×６０分で再加熱して、仕上げ温度（Ｆ
ＤＴ）を９００℃、巻取温度（ＣＴ）を５００℃として
４ｍｍ厚の熱延コイルに熱間圧延した。次いで、酸洗ラ
インにて、鉄の酸化膜を溶解除去し、冷間圧延を行い板
厚 0.7ｍｍの冷延鋼板とした。これらの冷延鋼板を連続
溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）にて、露点−３０℃、
焼鈍温度８００℃で再結晶焼鈍した後、浴中Al量を０．
１３５％とした溶融亜鉛浴に浸漬して溶融亜鉛めっきし
た。このとき、めっき付着量はワイピングにより調整し
た。その後、５００〜５２０℃、１０〜１５秒とした加
熱により合金化処理して合金化融亜鉛めっき鋼板を製造
した。
製し、連鋳にて厚さ230 ｍｍのスラブとした。このスラ
ブを１１５０℃×６０分で再加熱して、仕上げ温度（Ｆ
ＤＴ）を９００℃、巻取温度（ＣＴ）を５００℃として
４ｍｍ厚の熱延コイルに熱間圧延した。次いで、酸洗ラ
インにて、鉄の酸化膜を溶解除去し、冷間圧延を行い板
厚 0.7ｍｍの冷延鋼板とした。これらの冷延鋼板を連続
溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）にて、露点−３０℃、
焼鈍温度８００℃で再結晶焼鈍した後、浴中Al量を０．
１３５％とした溶融亜鉛浴に浸漬して溶融亜鉛めっきし
た。このとき、めっき付着量はワイピングにより調整し
た。その後、５００〜５２０℃、１０〜１５秒とした加
熱により合金化処理して合金化融亜鉛めっき鋼板を製造
した。
【００３０】
【表１】
【００３１】
【表２】
【００３２】得られたＧＡ鋼板について、めっき付着
量、めっき層Fe含有率、ζ相およびΓ相の厚さを測定す
るとともに、不めっき・さざ波、合金化むら、耐パウダ
リング性、摺動性（摩擦係数）を評価した。これら項目
の測定、評価方法は以下のとおりである。 ・不めっき・さざ波：発生量を目視観察し、評価した。 ○：無し、△：少しあり、×：有り ・合金化むら：目視観察により、評価した。 ○：無し、△：未合金部が少しあり、×：有り ・ζ相、Γ相の厚さ 電解液１０％ ZnＳＯ４−２０％NaCl水溶液 参照電極 飽和カロメル電極 対極 白金 電位 ζ相厚：−９３０ｍＶ Γ相厚：−８６０ｍＶで溶解した後−８２５ｍＶ とし、各電位で正の電流が流れなくなる（ζ相またはΓ
相の溶解が終了する）までの電気量を測定した。ζ相お
よびΓ相の厚みは、電気化学当量より、次式にて求め
た。なお、合金化むらとなってη相が残存している場合
には、−９３０ｍＶでη＋ζ相厚さを示す。 ζ相またはΓ相の厚さ（μｍ）＝Ａ／Ｓ×（Ｍ／２）／
（Ｆ×ρ）×１０−６ ここで、Ａ：測定した電気量（Ｃ） Ｓ：溶解した面積（ｍ２） Ｍ／２：めっき相の平均当量６４．４／２（ｇ／mol ） Ｆ：ファラデー定数９６５００（Ｃ／ｍｏｌ） ρ：ζ相密度７．１５×１０６（ｇ／ｍ３） Γ相密度７．３６×１０６（ｇ／ｍ３） ・耐パウダリング性：プレス油を１．５ｇ／ｍ２塗布し
た後、エリクセン試験機にて、ブランク径６０ｍｍφ、
ポンチ径３３ｍｍφ（絞り比１．８２）でカップ絞りを
行った（絞りきる）。カップ外側円周をテープにて剥離
し、目視により黒化度を求め評価した。 黒化度１：剥離少なし、・・・・、５：剥離多し ・摺動性（摩擦係数） 圧延方向１０ｍｍ幅に剪断し、バリをとり、プレス油を
片面当たり１．５ｇ／ｍ２塗布し、平板摺動試験機を用
いて、摺動速度１０００ｍｍ／ｍｉｎ、面圧４ｋｇ／ｍ
ｍ２、摺動距離５０ｍｍで摺動試験を行い、１５ｍｍ〜
４５ｍｍまでの引き抜き荷重から摩擦係数を求めた。得
られた結果を、表３および表４にまとめて示す。
量、めっき層Fe含有率、ζ相およびΓ相の厚さを測定す
るとともに、不めっき・さざ波、合金化むら、耐パウダ
リング性、摺動性（摩擦係数）を評価した。これら項目
の測定、評価方法は以下のとおりである。 ・不めっき・さざ波：発生量を目視観察し、評価した。 ○：無し、△：少しあり、×：有り ・合金化むら：目視観察により、評価した。 ○：無し、△：未合金部が少しあり、×：有り ・ζ相、Γ相の厚さ 電解液１０％ ZnＳＯ４−２０％NaCl水溶液 参照電極 飽和カロメル電極 対極 白金 電位 ζ相厚：−９３０ｍＶ Γ相厚：−８６０ｍＶで溶解した後−８２５ｍＶ とし、各電位で正の電流が流れなくなる（ζ相またはΓ
相の溶解が終了する）までの電気量を測定した。ζ相お
よびΓ相の厚みは、電気化学当量より、次式にて求め
た。なお、合金化むらとなってη相が残存している場合
には、−９３０ｍＶでη＋ζ相厚さを示す。 ζ相またはΓ相の厚さ（μｍ）＝Ａ／Ｓ×（Ｍ／２）／
（Ｆ×ρ）×１０−６ ここで、Ａ：測定した電気量（Ｃ） Ｓ：溶解した面積（ｍ２） Ｍ／２：めっき相の平均当量６４．４／２（ｇ／mol ） Ｆ：ファラデー定数９６５００（Ｃ／ｍｏｌ） ρ：ζ相密度７．１５×１０６（ｇ／ｍ３） Γ相密度７．３６×１０６（ｇ／ｍ３） ・耐パウダリング性：プレス油を１．５ｇ／ｍ２塗布し
た後、エリクセン試験機にて、ブランク径６０ｍｍφ、
ポンチ径３３ｍｍφ（絞り比１．８２）でカップ絞りを
行った（絞りきる）。カップ外側円周をテープにて剥離
し、目視により黒化度を求め評価した。 黒化度１：剥離少なし、・・・・、５：剥離多し ・摺動性（摩擦係数） 圧延方向１０ｍｍ幅に剪断し、バリをとり、プレス油を
片面当たり１．５ｇ／ｍ２塗布し、平板摺動試験機を用
いて、摺動速度１０００ｍｍ／ｍｉｎ、面圧４ｋｇ／ｍ
ｍ２、摺動距離５０ｍｍで摺動試験を行い、１５ｍｍ〜
４５ｍｍまでの引き抜き荷重から摩擦係数を求めた。得
られた結果を、表３および表４にまとめて示す。
【００３３】
【表３】
【００３４】
【表４】
【００３５】これらの表から、発明例はすべて、不めっ
き・さざ波、合金化むらが発生することのない良好な表
面外観を呈しており、しかもめっき層のFe含有率、ζ相
厚み、Γ相の厚みが適正となり、耐パウダリング性およ
び摺動性の点でも問題がない、良好なプレス成形性を有
していることがわかる。
き・さざ波、合金化むらが発生することのない良好な表
面外観を呈しており、しかもめっき層のFe含有率、ζ相
厚み、Γ相の厚みが適正となり、耐パウダリング性およ
び摺動性の点でも問題がない、良好なプレス成形性を有
していることがわかる。
【００３６】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
鋼板の合金元素を適正範囲に制御することにより、表面
外観とプレス成形性とが共に優れた合金化溶融亜鉛めっ
き鋼板を提供することができる。したがって、本発明で
は鋼板の合金元素量の制御のみでこれら特性を向上させ
うるので、新たな工程や設備の付加を必要とせず、また
操業の安定性にも優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製
造技術を提供できる。
鋼板の合金元素を適正範囲に制御することにより、表面
外観とプレス成形性とが共に優れた合金化溶融亜鉛めっ
き鋼板を提供することができる。したがって、本発明で
は鋼板の合金元素量の制御のみでこれら特性を向上させ
うるので、新たな工程や設備の付加を必要とせず、また
操業の安定性にも優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製
造技術を提供できる。
【図１】合金化温度と鋼板中Si＋Ｐとの関係を示すグラ
フである。
フである。
【図２】合金化温度と鋼板中Si＋Ｐ＋Mn／２０との関係
を示すグラフである。
を示すグラフである。
【図３】カップ絞りでの剥離量およびΓ量に及ぼす合金
化温度の影響を示す図である。
化温度の影響を示す図である。
【図４】めっき層中のζ量に及ぼす合金化温度の影響を
示す図である。
示す図である。
【図５】合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面に観察される
クレータ例を示す金属顕微鏡組織写真である。
クレータ例を示す金属顕微鏡組織写真である。
───────────────────────────────────────────────────── 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 AB15 AB28 AB36 AB38 AB42 AC73 AE12 AE23 AE27
Claims (6)
- 【請求項１】 質量％で、Ｃ：０．００１〜０．００５
％、Si：０．０１０〜０．０４０％、Mn：０．０５〜
０．２５％、Ｐ：０．０１０〜０．０３０％を含み、か
つ前記Si、MnおよびＰは、０．０３０％≦Si＋Ｐ＋Mn／
２０≦０．０７０％を満たして含有し、残部はFeおよび
不可避的不純物からなる鋼板の少なくとも一方の面上に
合金化溶融亜鉛めっき層を有してなることを特徴とする
表面外観およびプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛め
っき鋼板。 - 【請求項２】 請求項１において、鋼板組成がさらに、
質量％でTi：０．０１０〜０．０６０％、Nb：０．００
５〜０．０４０％のうちの１種または２種を含有してな
ることを特徴とする表面外観およびプレス成形性に優れ
た合金化溶融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項３】 請求項２において、TiおよびNbがさら
に、質量％で ０．０１５％≦Ti＋Nb≦０．０５０％、かつ ０．０１０％≧Ti−（４８Ｃ／１２＋４８Ｓ／３２＋４
８Ｎ／１４） の関係を満たして含有してなることを特徴とする表面外
観およびプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼
板。 - 【請求項４】 上記鋼板がさらに、質量％で Sb：０．００１〜０．１０％ を含有してなることを特徴とする請求項１〜３のいずれ
か１項に記載の表面外観およびプレス成形性に優れた合
金化溶融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項５】 上記めっき層は、付着量が２５〜６０ｇ
／ｍ２、Fe含有率が９〜１４％、ζ相厚さが０．５μｍ
以下およびΓ相厚さが１．５μｍ以下であることを特徴
とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の表面外観お
よびプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項６】 質量％で、Ｃ：０．００１〜０．００５
％、Si：０．０１０〜０．０４０％、Mn：０．０５〜
０．２５％、Ｐ：０．０１０〜０．０３０％を含み、か
つ前記Si、MnおよびＰは、０．０３０％≦Si＋Ｐ＋Mn／
２０≦０．０７０％を満たして含有する鋼板の少なくと
も一方の面上に溶融亜鉛めっきを施し、５００〜５２０
℃の温度範囲で合金化処理することを特徴とする表面外
観およびプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼
板の製造方法。
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