JP2002241896A

JP2002241896A - めっき密着性およびプレス成形性に優れた高強度溶融亜鉛系めっき鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP2002241896A
Application number: JP2001039425A
Authority: JP
Inventors: Yoshihisa Takada; 良久高田; Masayoshi Suehiro; 正芳末廣; Takashi Aramaki; 高志荒牧
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2001-02-16
Filing date: 2001-02-16
Publication date: 2002-08-28
Anticipated expiration: 2021-02-16
Also published as: JP4947565B2

Abstract

(57)【要約】（修正有）【課題】プレス成形時の張出し成形性およびめっき密
着性に優れる高強度溶融亜鉛系めっき鋼板およびその製
法を提供する。【解決手段】質量％で、ＮｉとＣｕとＳｉとＡｌの関
係が、Ｎｉ＋Ｃｕ（％）≧１／４Ｓｉ＋１／３Ａｌ
（％）を有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる
Ａ層と、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｓｉ：
０．２〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜２．５％、Ａｌ：
０．０１〜１．５％を含有し、かつ、ＳｉとＡｌの関係
が、０．４（％）≦Ｓｉ＋０．８Ａｌ（％）を満足し、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるＢ層とで、複層
構造をなし、Ｂ層の残留オーステナイトの体積率が２〜
２０％である鋼板に、溶融亜鉛系めっき層を有するめっ
き密着性およびプレス成形性に優れた高強度溶融亜鉛系
めっき鋼板およびその製造方法。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、自動車、建築、電
気等の部材として有用な高強度鋼板およびその製法に関
し、低コストでプレス成形時の張出し成形性およびめっ
き密着性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板および合金
化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製法に関するものであ
る。

【０００２】

【従来の技術】自動車等のクロスメンバーやサイドメン
バー等の部材は、近年の燃費節減の動向に対応すべく軽
量化が検討されており、材料面では、薄肉化しても強度
が確保されるという観点から高強度化が進められてい
る。ところが、一般に材料のプレス成形性は強度が上昇
するに従って劣化するので、上記部材の軽量化を達成す
るためには、プレス成形性と高強度性の両特性を満足す
る鋼板の開発が求められている。成形性の指標値には引
張試験における伸びをはじめとしてｎ値やｒ値がある
が、一体成形によるプレス工程の簡略化が課題となって
いる昨今では均一伸びに相当するｎ値の大きいことがな
かでも重要になってきている。

【０００３】このため、鋼中に含有する残留オーステナ
イトの変態誘起塑性を活用した熱延鋼板および冷延鋼板
が開発されている。これは高価な合金元素を含まずに
０．０７〜０．４％程度のＣと０．３〜２．０％程度の
Ｓｉおよび０．２〜２．５％程度のＭｎのみを基本的な
合金元素とし、二相域で焼鈍後３００〜４５０℃内外の
温度でベイナイト変態を行うことが特徴の熱処理により
残留オーステナイトを金属組織中に含む鋼板であり、例
えば、特開平１−２３０７１５号公報や特開平２−２１
７４２５号公報等で開示されている。この種の鋼板は連
続焼鈍で製造された冷延鋼板ばかりでなく、例えば、特
開平１−７９３４５号公報のようにランアウトテーブル
での冷却と巻取温度を制御することにより熱延鋼板でも
得られることが開示されている。

【０００４】自動車の高級化を反映して耐食性および外
観を向上させることを目的として、自動車部材のめっき
化が進んでおり、現在では、車内に装着される特定の部
材を除いた多くの部材に、亜鉛めっき鋼板が用いられて
いる。従って、これらの鋼板には、耐食性の観点から溶
融Ｚｎめっきを施すかあるいは溶融Ｚｎめっき後合金化
処理した合金化溶融Ｚｎめっきを施して使用することが
有効であるが、これらの高張力鋼板のうち、Ｓｉ含有量
が高い鋼板の場合には鋼板表面が酸化膜を有しやすいた
め、溶融Ｚｎめっきの際に微小不めっき部が生じたり、
合金化後の加工部のめっき密着性が劣るなどの問題があ
り、優れた加工部めっき密着性を有し、かつ耐食性の優
れた高Ｓｉ系の高張力高延性合金化溶融Ｚｎめっき鋼板
は実用化されていないのが現状である。

【０００５】しかしながら、例えば特開平１−２３０７
１５号公報や特開平２−２１７４２５号公報等で開示さ
れている鋼板は０．３〜２．０％のＳｉを添加し、その
特異なベイナイト変態を活用し残留オーステナイトを確
保しているため、二相共存温度域で焼鈍後の冷却や３０
０〜４５０℃内外の温度域での保持をかなり厳格に制御
しないと意図する金属組織が得られず、強度や伸びが目
標の範囲をはずれる。この熱履歴は工業的には連続焼鈍
設備や熱間圧延後のランアウトテーブルと巻取工程にお
いて実現されはするが、４５０〜６００℃ではオーステ
ナイトの変態がすみやかに完了するので４５０〜６００
℃に滞留する時間を特に短くするような制御が要求さ
れ、３５０〜４５０℃でも保持する時間によって金属組
織が著しく変化するので所期の条件からはずれると陳腐
な強度と伸びしか得られない。さらに、４５０〜６００
℃に滞留する時間が長いことやめっき性を悪くするＳｉ
を合金元素として含むことから溶融めっき設備を通板さ
せてめっき鋼板とはできず、表面耐食性が劣るため広範
な工業的利用が妨げられているという問題点がある。

【０００６】上記問題を解決するために、例えば、特開
平５−２４７５８６号公報や特開平６−１４５７８８号
公報等では、Ｓｉ濃度を規制することでめっき性を改善
した鋼板が開示されている。この方法ではＳｉの変わり
にＡｌを添加することで残留オーステナイトを生成され
ている。しかしながら、ＡｌもＳｉと同じようにＦｅよ
りも酸化しやすいので、鋼板表面にＡｌやＳｉが濃化し
酸化膜を有しやすく、十分なめっき密着性を有すること
ができないという問題点がある。また、特開平５−７０
８８６号公報にＮｉを添加することでめっき塗れ性を改
善するという方法が開示されている。しかしながら、こ
の方法ではめっき塗れ性を阻害するＳｉやＡｌとＮｉの
関係が開示されてはいない。

【０００７】また、例えば、特開平４−３３３５５２号
公報や特開平４−３４６６４４号公報等において高Ｓｉ
系高強度鋼板の合金化溶融めっき方法としてプレＮｉめ
っき後急速低温加熱して溶融Ｚｎめっき後合金化処理す
る方法が開示されている。しかしながら、この方法では
Ｎｉプレめっきが必要になるので新たな設備が必要にな
るという問題点がある。また、この方法では最終組織に
残留オーステナイトを残存させることができないし、そ
の方法についても言及されていない。そこで、本発明は
かかる問題点を解決し、表面耐食性を向上するため溶融
めっき設備でも製造可能でかつ、プレス成形性の良好な
高強度鋼板の組成と金属組織の特徴を見いだしたもので
ある。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記の様な
問題点を解決し、プレス成形性およびめっき密着性の良
好な高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板および該鋼板を効
率よく製造する方法を提供しようとするものである。

【０００９】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記目的
を達成できる高強度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べく、めっき性と鋼板成分との関
係について鋭意検討を行い、鋼板表層に着目することで
本発明を完成させたものであり、その趣旨とするところ
は、（１）質量％で、ＮｉとＣｕとＳｉとＡｌの関係が、Ｎ
ｉ＋Ｃｕ（％）≧１／４Ｓｉ＋１／３Ａｌ（％）を含有
し、厚さ０．５μｍ以上のＡ層と質量％で、Ｃ：０．０
５〜０．２％、Ｓｉ：０．２〜２．０％、Ｍｎ：０．２
〜２．５％、Ａｌ：０．０１〜１．５％を含有し、か
つ、ＳｉとＡｌの関係が、０．４（％）≦Ｓｉ＋０．８
Ａｌ（％）を満足し、残部不可避的不純物を含むＦｅか
らなり、残留オーステナイトの体積率が２〜２０％であ
るＢ層によって、Ａ／Ｂ／Ａの複層構造をなし、該鋼板
のＢ層の鋼板の上に、Ａｌ：１％以下と、残部不可避的
不純物を含むＺｎからなるＺｎめっき層を有することを
特徴とするめっき密着性およびプレス成形性に優れた高
強度溶融亜鉛めっき鋼板。

【００１０】（２）質量％で、ＮｉとＣｕとＳｉとＡｌ
の関係が、Ｎｉ＋Ｃｕ（％）≧１／４Ｓｉ＋１／３Ａｌ
（％）を含有し、厚さ０．５μｍ以上のＡ層と質量％
で、Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｓｉ：０．２〜２．０
％、Ｍｎ：０．２〜２．５％、Ａｌ：０．０１〜１．５
％を含有し、かつ、ＳｉとＡｌの関係が、０．４（％）
≦Ｓｉ＋０．８Ａｌ（％）を満足し、残部不可避的不純
物を含むＦｅからなり、残留オーステナイトの体積率が
２〜２０％であるＢ層によって、Ａ／Ｂ／Ａの複層構造
をなし、該鋼板のＢ層の鋼板の上に、Ｆｅ：８〜１５
％、Ａｌ：１％以下と、残部不可避的不純物を含むＺｎ
からなるＺｎめっき層を有することを特徴とするめっき
密着性およびプレス成形性に優れた高強度合金化溶融亜
鉛めっき鋼板。

【００１１】（３）前記（１）または（２）記載のＢ層
の鋼成分に、さらに、Ｎｉ：２％未満、Ｃｕ：２％未
満、Ｓｎ：１％未満、Ｍｏ：０．２％未満、Ｃｒ：１％
未満、Ｖ：０．３％未満、Ｂ：０．０１％未満、Ｎｂ：
０．１％未満、Ｔｉ：０．１％未満の少なくとも１種以
上を含むことを特徴とするめっき密着性およびプレス成
形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

【００１２】（４）前記（１）または（３）の鋼板を製
造するに際し、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｓ
ｉ：０．２〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜２．５％、Ａ
ｌ：０．０１〜１．５％を含有し、かつ、ＳｉとＡｌの
関係が、０．４（％）≦Ｓｉ＋０．８Ａｌ（％）を満足
し、残部不可避的不純物を含むＦｅからなる鋳片に表層
（Ａ層）の組成が、質量％で、ＮｉとＣｕとＳｉとＡｌ
の関係が、Ｎｉ＋Ｃｕ（％）≧１／４Ｓｉ＋１／３Ａｌ
（％）となるように鋳造凝固時にＮｉやＣｕを含有した
パウダーを使った後、熱間圧延、冷間圧延し、６５０〜
９００℃の二相共存温度域で１０秒〜１０分焼鈍し、２
〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却
し、溶融亜鉛めっきを施し、その後に５℃／ｓ以上の冷
却速度で２５０℃以下に冷却することを特徴とするめっ
き密着性およびプレス成形性に優れた高強度溶融亜鉛め
っき鋼板の製造方法。

【００１３】（５）前記（２）または（３）の鋼板を製
造するに際し、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｓ
ｉ：０．２〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜２．５％、Ａ
ｌ：０．０１〜１．５％を含有し、かつ、ＳｉとＡｌの
関係が、０．４（％）≦Ｓｉ＋０．８Ａｌ（％）を満足
し、残部不可避的不純物を含むＦｅからなる鋳片に表層
（Ａ層）の組成が、質量％で、ＮｉとＣｕとＳｉとＡｌ
の関係が、Ｎｉ＋Ｃｕ（％）≧１／４Ｓｉ＋１／３Ａｌ
（％）となるように鋳造凝固時にＮｉやＣｕを含有した
パウダーを使った後、熱間圧延、冷間圧延した後、６５
０〜９００℃の二相共存温度域で１０秒〜１０分焼鈍
し、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃ま
で冷却し、溶融亜鉛めっきを施し、４７０〜６００℃の
範囲の温度域で５秒〜２分保持し、その後５℃／ｓ以上
の冷却速度で２５０℃以下に冷却することを特徴とす
る、めっき密着性およびプレス成形性に優れた高強度合
金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

【００１４】（６）前記（１）または（３）の鋼板を製
造するに際し、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｓ
ｉ：０．２〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜２．５％、Ａ
ｌ：０．０１〜１．５％を含有し、かつ、ＳｉとＡｌの
関係が、０．４（％）≦Ｓｉ＋０．８Ａｌ（％）を満足
し、残部不可避的不純物を含むＦｅからなる鋳片の鋳造
凝固時後、熱間圧延する際に、表層（Ａ層）の組成が、
質量％で、ＮｉとＣｕとＳｉとＡｌの関係が、Ｎｉ＋Ｃ
ｕ（％）≧１／４Ｓｉ＋１／３Ａｌ（％）となるように
ＮｉやＣｕを含有した化合物あるいは合金鉄を前記鋳造
スラブ表面に付加した後、加熱、圧延し、冷間圧延した
後、６５０〜９００℃の二相共存温度域で１０秒〜１０
分焼鈍した後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜
５００℃まで冷却し、溶融亜鉛めっきを施し、その後に
５℃／ｓ以上の冷却速度で２５０℃以下に冷却すること
を特徴とする、めっき密着性およびプレス成形性に優れ
た高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

【００１５】（７）前記（２）または（３）の鋼板を製
造するに際し、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｓ
ｉ：０．２〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜２．５％、Ａ
ｌ：０．０１〜１．５％を含有し、かつ、ＳｉとＡｌの
関係が、０．４（％）≦Ｓｉ＋０．８Ａｌ（％）を満足
し、残部不可避的不純物を含むＦｅからなる鋳片の鋳造
凝固時後、熱間圧延する際に、表層（Ａ層）の組成が、
質量％で、ＮｉとＣｕとＳｉとＡｌの関係が、Ｎｉ＋Ｃ
ｕ（％）≧１／４Ｓｉ＋１／３Ａｌ（％）となるように
ＮｉやＣｕを含有した化合物あるいは合金鉄を前記鋳造
スラブ表面に付加した後、加熱、圧延し、冷間圧延した
後、６５０〜９００℃の二相共存温度域で１０秒〜１０
分焼鈍した後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜
５００℃まで冷却し、溶融亜鉛めっきを施し、４７０〜
６００℃の範囲の温度域で５秒〜２分保持してから５℃
／ｓ以上の冷却速度で２５０℃以下に冷却することを特
徴とする、めっき密着性およびプレス成形性に優れた高
強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

【００１６】（８）前記（１）または（３）の鋼板を製
造するに際し、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｓ
ｉ：０．２〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜２．５％、Ａ
ｌ：０．０１〜１．５％を含有し、かつ、ＳｉとＡｌの
関係が、０．４（％）≦Ｓｉ＋０．８Ａｌ（％）を満足
し、残部不可避的不純物を含むＦｅからなる鋳片の鋳造
凝固時後、加熱、圧延し、その次に冷間圧延した後、表
層（Ａ層）の組成が、質量％で、ＮｉとＣｕとＳｉとＡ
ｌの関係が、Ｎｉ＋Ｃｕ（％）≧１／４Ｓｉ＋１／３Ａ
ｌ（％）となるようにＮｉやＣｕを含有しためっきを施
し、６５０〜９００℃の二相共存温度域で１０秒〜１０
分焼鈍した後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜
５００℃まで冷却し、溶融亜鉛めっきを施し、その後に
５℃／ｓ以上の冷却速度で２５０℃以下に冷却すること
を特徴とする、めっき密着性およびプレス成形性に優れ
た高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

【００１７】（９）前記（２）または（３）の鋼板を製
造するに際し、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｓ
ｉ：０．２〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜２．５％、Ａ
ｌ：０．０１〜１．５％を含有し、かつ、ＳｉとＡｌの
関係が、０．４（％）≦Ｓｉ＋０．８Ａｌ（％）を満足
し、残部不可避的不純物を含むＦｅからなる鋳片の鋳造
凝固時後、加熱、圧延し、その次に冷間圧延した後、表
層（Ａ層）の組成が、質量％で、ＮｉとＣｕとＳｉとＡ
ｌの関係が、Ｎｉ＋Ｃｕ（％）≧１／４Ｓｉ＋１／３Ａ
ｌ（％）となるようにＮｉやＣｕを含有しためっきを施
し、６５０〜９００℃の二相共存温度域で１０秒〜１０
分焼鈍した後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜
５００℃まで冷却し、溶融亜鉛めっきを施し、４７０〜
６００℃の範囲の温度域で５秒〜２分保持してから５℃
／ｓ以上の冷却速度で２５０℃以下に冷却することを特
徴とする、めっき密着性およびプレス成形性に優れた高
強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

【００１８】（１０）前記冷間圧延後、６５０〜９００
℃の二相共存温度域で１０秒〜１０分焼鈍した後、２〜
２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却
し、さらにその温度域で２０分以下に保持することを特
徴とする前記（４）〜（９）に記載のめっき密着性およ
びプレス成形性に優れた高強度溶融亜鉛系めっき鋼板の
製造方法にある。

【００１９】

【発明の実施の形態】本発明者らは、Ｎｉ，Ｃｕを含有
させることによりめっき性を改善させることを見出し、
かつ、低コストで製造するために、複層構造にすること
でめっき性改善に寄与するＮｉ，Ｃｕを表層側にのみ含
有することに着目し本発明を完成させた。本発明におけ
る成分および製造方法の限定理由は、低コストでプレス
成形性およびめっき密着性の良好な高強度溶融亜鉛めっ
き鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供す
るためであり、以下に詳細に説明する。本発明の最も重
要な点は、鋼板を複層にさせ表層側はめっき性を満たす
ために、内層側は成形性を満たすことで低コストでプレ
ス成形性およびめっき密着性の良好な高強度溶融亜鉛め
っき鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得る
ことにある。そのために、表層側のＡ層と内層側のＢ層
のそれぞれの成分やＡ層とＢ層の比率が決定する。

【００２０】Ａ層側は、めっき性の観点から求まる。本
発明では良好なプレス成形性を得るために成形性を担う
Ｂ層の中に残留オーステナイトを含有させる。オーステ
ナイトを安定化させるためには、鋼中にセメンタイトに
溶解しないＳｉやＡｌを含有させる必要がある。このＳ
ｉやＡｌはＦｅよりも易酸化性元素でありめっき前の焼
鈍時に鋼板表層に濃化し酸化物を形成しめっき性を阻害
する。そのため、本発明ではＦｅよりも難酸化性元素の
Ｎｉ，Ｃｕを活用することでＳｉ，Ａｌを含んでいるの
にもかかわらずめっき性を確保させることを特徴にして
いる。

【００２１】本発明者らによる実験の結果、Ｎｉ，Ｃｕ
濃度がＳｉ，Ａｌと共に「Ｎｉ＋Ｃｕ（％）≧１／４Ｓ
ｉ＋１／３Ａｌ（％）」以上にすることで良好なめっき
密着性が得られることを見出した。この際にＮｉ，Ｃｕ
の下限は特に規定する必要がなく、また、上限について
も規制されるものではなく、Ｓｉ．Ａｌとの上記式を満
足すれば良好なめっき性が得られる。従って、純Ｎｉめ
っき、純Ｃｕめっきであってもよい。また、めっき性を
確保させるためには、Ａ層は片面０．５μｍ以上必要な
ことを見出した。

【００２２】Ｂ層側は成形性の観点から求まる。以下に
それぞれの元素の限定理由を示す。Ｃはオーステナイト
安定化元素であり、二相共存温度域およびベイナイト変
態温度域でフェライト中から移動しオーステナイト中に
濃化する。その結果、化学的に安定化されたオーステナ
イトが室温まで冷却後も２〜２０％残留し、変態誘起塑
性により成形性を良好とする。Ｃが０．０５％未満だと
２％以上の残留オーステナイトを確保するのが困難であ
り、目的を達せられない。また、Ｃ濃度が０．２％を超
すことは溶接性を悪化させるので避けなければならな
い。

【００２３】Ｓｉはセメンタイトに固溶せず、その析出
を抑制することにより３５０〜６００℃におけるオース
テナイトからの変態を遅らせる。この間にオーステナイ
ト中へのＣ濃化が促進されるためオーステナイトの化学
的安定性が高まり、変態誘起塑性を起こし、成形性を良
好とするのに貢献する残留オーステナイトの確保を可能
とする。Ｓｉの量が０．２％未満だとその効果が見いだ
せない。一方、Ｓｉ濃度を高くするとめっき性を確保さ
せるためのＡ層側に必要なＮｉ，Ｃｕ量が増加しコスト
が高くなるので２．０％を上限とした。

【００２４】Ｍｎはオーステナイト形成元素であり、ま
た二相共存温度域での焼鈍後３５０〜６００℃に冷却す
る途上でオーステナイトがパーライトへ分解するのを防
ぐので、室温まで冷却した後の金属組織に残留オーステ
ナイトが含まれるようにする。０．２％未満の添加では
パーライトへの分解を抑えるのに工業的な制御ができな
いほどに冷却速度を大きくする必要があり、適当ではな
い。一方、２．５％を超すとバンド組織が顕著になり特
性を劣化させるし、スポット溶接部がナゲット内で破断
しやすくなり好ましくない。

【００２５】Ａｌは脱酸材としても用いられると同時
に、Ｓｉと同じようにセメンタイトに固溶せず、３５０
〜６００℃での保持に際してセメンタイトの析出を抑制
し、変態の進行を遅らせる。しかしＳｉよりもフェライ
ト形成能が強いため変態開始は早く、ごく短時間の保持
でも二相共存温度域での焼鈍時よりオーステナイト中に
Ｃが濃化され、化学的安定性が高まっているので、室温
まで冷却後の金属組織に成形性を悪化させるマルテンサ
イトは僅かしか存在しない。このためＳｉと共存すると
３５０〜６００℃での保持条件による強度や伸びの変化
が小さく、高強度で良好なプレス成形性を得やすくな
る。そのため、Ａｌは０．０１％以上の添加が必要であ
る。また、Ｓｉと共に「Ｓｉ＋０．８Ａｌ」が０．４％
以上になるようにしなければならない。一方、Ａｌ濃度
が１．５％を超すとＡｌもＳｉと同様にめっき性を確保
させるためのＡ層側に必要なＮｉ，Ｃｕ量が増加しコス
トが高くなるので１．５％を上限とした。

【００２６】最終製品としての本発明鋼板の延性はＢ層
側に含まれる残留オーステナイトの体積率に左右され
る。金属組織に含まれる残留オーステナイトは変形を受
けていない時は安定に存在するものの、変形が加えられ
るとマルテンサイトに変態し、変態誘起塑性を呈するの
で良好な成形性が高強度で得られる。残留オーステナイ
トの体積率が２％未満でははっきりとした効果が認めら
れない。一方、残留オーステナイトの体積率が２０％を
超すと極度に厳しい成形を施した場合、プレス成形した
状態で多量のマルテンサイトが存在する可能性があり二
次加工性や衝撃性において問題を生じることがあるの
で、本発明では残留オーステナイトの体積率を２０％以
下とした。組織はその他、フェライト、ベイナイト、マ
ルテンサイトおよび炭化物を含むものである。

【００２７】また、Ａ層とＢ層の比率は成形性、めっき
性およびコストの観点から求まる。Ａ層の厚さを低くす
るとめっき性が劣化する。そのため、Ａ層は片面０．５
μｍ以上とした。Ａ層の厚さの上限は特に規定する必要
はないが、Ａ層の比率を高くすると必要なＮｉ，Ｃｕ量
が増大し高コストになるので、Ａ層の全板厚に対する比
率を１／４以下とすることが望ましい。この際に、Ａ層
とＢ層のそれぞれの成分は平均の組成であり板厚方向に
組成が分布を有していても問題はない。図１に、Ｎｉ，
Ｓｉ，Ａｌについて本発明での板厚方向の成分の分布の
一例を示す。本発明は以上のＡ層及びＢ層を基本成分と
するが、Ｂ層側に以下の不可避的に混入する成分を１種
以上含むことにより特性がさらに向上する。

【００２８】Ｎｉは、Ｍｎと同じようにオーステナイト
生成元素であると同時に強度およびめっき密着性を向上
させる。さらにＮｉにはＳｉやＡｌと同じようにセメン
タイトに固溶せず、３５０〜６００℃での保持に際して
セメンタイトの析出を抑制し、変態の進行を遅らせる。
また、ＮｉはＦｅよりも難酸化性元素であり鋼板表層に
濃化しめっき性をも改善させる。ただ、Ｎｉは高コスト
になるので２％未満とした。ＣｕもＮｉやＭｎと同じよ
うにオーステナイト生成元素であると同時に強度および
めっき密着性を向上させる。Ｃｕを２．０％以上に高く
するとＣｕ析出物が生成するため材質が悪化するのでＣ
ｕ添加量は２％未満とした。

【００２９】Ｓｎは強度およびめっき密着性を向上させ
る。しかし、Ｓｎ添加量を増大させると熱間圧延時に割
れが発生する懸念が多くなるのでＳｎ添加量は１％未満
とした。Ｍｏ，Ｃｒ，Ｖ，Ｂ，Ｎｂ，Ｔｉは強度を上げ
る元素であり、Ｍｏ：０．２％未満，Ｃｒ：１％未満、
Ｖ：０．３％未満、Ｂ：０．０１％未満、Ｔｉ：０．１
％未満、Ｎｂ：０．１％未満のうちの少なくとも１種以
上を必要に応じて添加することは本発明の趣旨を損なう
ことはない。これら元素の効果は上記の上限で飽和する
のでそれ以上の添加はコストが高くなる。

【００３０】本発明のＢ層は以上の成分とするが、これ
らの元素およびＦｅ以外にＣｏ，Ｚｎ，Ｍｇ，Ｔａ，Ｔ
ｅ，Ｂｅ，Ｒｕ，Ｏｓ，Ｒｈ，Ｉｒ，Ｐｄ，Ｐｔ，Ａ
ｇ，Ａｕ，Ｃｄ，Ｈｇ，Ｇｅ，Ｐｂ，Ｓｂ，Ｂｉ，Ｓ
ｅ，Ｔｅなどその他の一般鋼に対して不可避的に混入す
る元素を含むものであり、これら元素を例えば全体で
０．０１％以下含んでいても本発明の趣旨を何ら損なう
ものではない。また、ＰおよびＳは溶接性の観点からそ
れぞれ、０．０５％未満、０．０３％未満とすることが
望ましい。これらの元素は不可避的に混入する元素とし
たが、本発明においては、特に付随的成分として扱い、
これらの条件を満たす場合は本発明の範囲として包含す
るものである。

【００３１】本発明では上記鋼板の上にＺｎめっき層ま
たはＺｎ合金めっき層を有しているが、以下に詳細に説
明する。Ｚｎめっき層としてはＡｌ：１％以下と残部Ｚ
ｎおよび不可避的不純物を含むものである。めっき中の
Ａｌ含有率を１％以下にしたのは、Ａｌ含有率が１％を
超えるとめっき中に偏析したＡｌが局部電池を構成し、
耐食性が劣化するからである。また、Ｚｎ合金めっき層
としてはＦｅ：８〜１５％、Ａｌ：１％以下と残部Ｚｎ
および不可避的不純物からなるものである。めっき層中
のＦｅ含有率を８％以上としたのは、８％未満では、化
成処理性（リン酸塩処理）塗膜密着性が良好となるため
である。また、Ｆｅ含有率を１５％以下としたのは１５
％超では、過合金となり加工部のめっき密着性が劣化す
るためである。また、めっき中のＡｌ含有率を１％以下
にしたのは、Ａｌ含有率が１％を超えるとめっき中に偏
析したＡｌが局部電池を構成し、耐食性が劣化するから
である。

【００３２】本発明でのＺｎめっき層およびＺｎ合金め
っき層は以上であるが、その他Ｍｎ，Ｐｂ，Ｆｅ，Ｓ
ｂ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｓｎ，Ｃｏ，Ｃｄ，Ｃｒなど不可避に
混入するものを、本発明においては不可避的成分と定め
たが、これらの元素は、特に付随的成分元素と同等に含
んでもよい。また、Ｍｇ，ＣａはＺｎめっき時に鋼板表
層の酸化物を還元し、めっき密着性を改善させる効果を
有するので、付随的成分としてそれぞれ８％未満、１％
未満含んでもよい。これら元素はいずれも本発明の範囲
として包含するものである。また、Ｚｎ合金めっき層厚
みについては特に制約は設けないが、耐食性の観点から
０．１μｍ以上、加工性の観点からすると１５μｍ以下
であることが望ましい。

【００３３】次に、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板および
本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について
説明する。本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、上記の様な
成分組成を得るために、鋳造凝固時、熱間圧延する際、
冷間圧延後Ｚｎめっきを行う焼鈍の前に、鋼板表層にＮ
ｉ，Ｃｕを含有させ、その後に６５０〜９００℃の二相
共存温度域で１０秒〜１０分焼鈍した後、２〜２００℃
／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却し、場合に
よってはさらにその範囲の温度域で２０分以下に保持し
た後に、溶融亜鉛めっきを施し、その後に５℃／ｓ以上
の冷却速度で２５０℃以下に冷却することにより得られ
る。

【００３４】また、本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板
は、上記の様な成分組成を得るために、鋳造凝固時、熱
間圧延する際、冷間圧延後Ｚｎめっきを行う焼鈍の前
に、鋼板表層にＮｉ，Ｃｕを含有させ、その後に６５０
〜９００℃の二相共存温度域で１０秒〜１０分焼鈍した
後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃ま
で冷却し、場合によってはさらにその範囲の温度域で２
０分以下に保持した後に、溶融亜鉛めっきを施し、その
後に４５０〜６００℃の範囲の温度域で５秒〜２分保持
してから５℃／ｓ以上の冷却速度で２５０℃以下に冷却
することにより得られる。

【００３５】以下に、それぞれの製造条件の理由につい
て記す。本発明者らは、Ｎｉ，Ｃｕを含むＡ層を製造す
るためにラボ試験を行った。試験は、０．１％Ｃ，１．
２％Ｓｉ，１．５％Ｍｎを含む炭素鋼の鋳造時にＮｉま
たはＣｕを含有させたパウダーを使った後、熱間圧延、
冷間圧延、焼鈍、めっき試験を行い鋼板断面観察を行っ
た。その結果、パウダー中にＮｉ，Ｃｕを含有させるこ
とで鋼板表層にＮｉ，Ｃｕを多く含む層を得ることが出
来た。

【００３６】調査した結果、この表層側のＡ層のＮｉ，
Ｃｕ，Ｓｉ，Ａｌ量がＮｉ＋Ｃｕ＞１／４Ｓｉ＋１／３
Ａｌの関係を満たし、Ａ層が片面０．５μｍ以上である
場合に、めっき性およびプレス成形性に優れた高強度め
っき鋼板が得られた。鋳造時により、鋼板表層にＮｉ，
Ｃｕを含ませることは電磁攪拌や電磁ブレーキを使うこ
とでより促進できるので、これらを使うことが望まし
い。また、パウダーは金属パウダーだけでなく、合金や
酸化物でも同様の効果が得られる。この際に、Ｎｉ，Ｃ
ｕのパウダー中への含有量を調整することでＡ層の厚み
を調整することができる。コストとの関係からＮｉまた
はＣｕのパウダー中の比率は重量％で５０％未満とする
ことが望ましい。

【００３７】また、０．１％Ｃ，１．２％Ｓｉ，１．５
％Ｍｎを含む炭素鋼の鋳造後のスラブ表層にＮｉ粉、Ｃ
ｕ粉を散布した後、熱間圧延、冷間圧延、焼鈍、めっき
試験を行い鋼板断面観察を行った。その結果、鋼板表層
にＮｉ，Ｃｕを多く含む層を得ることが出来、さらに表
層側のＡ層のＮｉ，Ｃｕ，Ｓｉ，Ａｌ量がＮｉ＋Ｃｕ＞
１／４Ｓｉ＋１／３Ａｌの関係を満たし、Ａ層が片面
０．５μｍ以上である場合に、めっき性およびプレス成
形性に優れた高強度めっき鋼板が得られた。ここでＮ
ｉ，Ｃｕは金属粉、Ｎｉ，Ｃｕを含む合金でもよいし、
酸化物でもかまわない。これらの散布量を調整すること
で、Ａ層の厚みを調整することができる。

【００３８】さらに、０．１％Ｃ，１．２％Ｓｉ，１．
５％Ｍｎを含む炭素鋼を鋳造、熱間圧延、冷間圧延後、
電気めっきでＮｉやＣｕを表層にめっきした後、焼鈍、
めっき実験を行い、鋼板断面観察を行った。その結果、
鋼板表層にＮｉ，Ｃｕを多く含む層を得ることが出来、
さらに表層側のＡ層のＮｉ，Ｃｕ，Ｓｉ，Ａｌ量がＮｉ
＋Ｃｕ＞１／４Ｓｉ＋１／３Ａｌの関係を満たし、Ａ層
が片面０．５μｍ以上である場合に、めっき性およびプ
レス成形性に優れた高強度めっき鋼板が得られた。Ｎ
ｉ，Ｃｕのめっきは電気めっきである必要は必ずしもな
く、置換めっきでも問題はない。また、めっき種として
Ｎｉ，Ｃｕだけではなく、これらの酸化物あるいは合金
でもなんら変わりはない。これらのめっき量を調整する
ことで、Ａ層の厚みを調整することができる。

【００３９】本発明では、上記の手段によりＡ層とＢ層
を形成させた後に焼鈍および溶融亜鉛めっきを施すこと
によりめっき密着性及びプレス成形性に優れた高強度溶
融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼
板を製造する。焼鈍条件及びめっき条件は、特に、プレ
ス成形性の観点から求まる。冷間圧延後の冷延鋼板の連
続焼鈍では、まず〔フェライト＋オーステナイト〕の二
相組織とするためにＡｃ₁変態点以上Ａｃ₃変態点以下
の温度域に加熱が行われる。このときに加熱温度が６５
０℃未満であると、セメンタイトが再固溶するのに時間
がかかり過ぎオーステナイトの存在量もわずかになるの
で、加熱温度の下限は６５０℃とした。また、加熱温度
が高すぎるとオーステナイトの体積率が大きくなり過ぎ
てオーステナイト中のＣ濃度が低下することから、加熱
温度の上限は９００℃とした。均熱時間としては、短す
ぎると未溶解炭化物が存在する可能性が高く、オーステ
ナイトの存在量が少なくなる。また、均熱時間を長くす
ると結晶粒が粗大になる可能性が高くなり強度延性バラ
ンスが悪くなる。よって、本発明では保持時間を１０秒
〜１０分の間とした。

【００４０】均熱後は、２〜２００℃／ｓの冷却速度で
３５０〜５００℃まで冷却する。これは、二相域に加熱
して生成させたオーステナイトをパーライトに変態させ
ることなくベイナイト変態域に持ち越し、引き続く処理
により室温では残留オーステナイトとベイナイトとして
所定の特性を得ることを目的とする。この時の冷却速度
が２℃／ｓ未満では冷却中にオーステナイトの大部分が
パーライト変態をしてしまうために残留オーステナイト
が確保されない。また、冷却速度が２００℃／ｓを超え
ると冷却終点温度が幅方向、長手方向でずれが大きくな
り均一な鋼板を製造することができなくなる。

【００４１】この後、場合によっては３５０〜５００℃
の範囲内で２０分以下に保持してもよい。このＺｎめっ
き前に温度保持をすることでベイナイト変態を進行させ
Ｃの濃縮した残留オーステナイトを安定化させることが
でき、より安定して強度、伸びの両立した鋼板を製造で
きる。二相域からの冷却終点温度が５００℃を超える温
度になると、その後の温度保持を行うとオーステナイト
の炭化物への分解が起こりオーステナイトを残存できな
くなる。また、冷却終点温度が３５０℃未満になるとオ
ーステナイトの大半がマルテンサイトに変態するので、
高強度にはなるもののプレス成形性が悪化することと、
Ｚｎめっき時に鋼板温度を上げる必要があり、熱エネル
ギーを与える必要があるため非効率になる。保持時間が
２０分を超えるとＺｎめっき後の加熱で炭化物析出と未
変態オーステナイトの消失による強度とプレス成形性両
方の劣化になるので保持時間を２０分以下とした。

【００４２】溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合は溶融
亜鉛めっき後、５℃／ｓ以上の冷却速度で２５０℃以下
に冷却する。ここでＺｎめっき時にベイナイト変態を進
行させ炭化物をほとんど含まないベイナイトとその部分
から掃き出されたＣが濃化しＭ_S点が室温以下に低下し
た残留オーステナイト、および二相域加熱中に清浄化が
進んだフェライトの混在した組織を現出させ、高強度と
成形性を両立させている。そのため、保持後の冷却速度
を５℃以下としたり、冷却終点温度が２５０℃以上とす
ると冷却中にＣの濃化したオーステナイトも炭化物を析
出してベイナイトに分解するため、変態誘起塑性により
加工性を改善する残留オーステナイト量が減少してしま
うので目的を達し得ない。残留オーステナイトをより残
存させるために、溶融亜鉛めっき後３５０〜４００℃の
温度範囲に５分以内保持した方が望ましい。

【００４３】また、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造す
る際には溶融亜鉛めっき後、４５０〜６００℃の温度域
で５秒〜２分保持し、その後５℃／ｓ以上の冷却速度で
２５０℃以下に冷却する。ここでは、ＦｅとＺｎの合金
化反応と、組織的な観点からもとまる。本発明鋼ではＳ
ｉやＡｌが含まれるためにオーステナイトからベイナイ
トへの変態が二段階に分離することを活用し、炭化物を
ほとんど含まないベイナイトとその部分から掃き出され
たＣが濃化しＭｎ点が室温以下に低下した残留オーステ
ナイト、および二相域加熱中に清浄化が進んだフェライ
トの混在した組織を現出させ、高強度と成形性を両立さ
せている。

【００４４】保持温度が６００℃を超えるとパーライト
が生成するために残留オーステナイトが含まれなくな
り、また、合金化反応が進みすぎめっき中のＦｅ濃度が
１５％を越えてしまう。一方、加熱温度が４５０℃以下
になるとめっきの合金化反応速度が遅くなり、めっき中
のＦｅ濃度が低くなる。また、保持時間が５秒以下では
ベイナイトが十分に生成せず、未変態のオーステナイト
中へのＣ濃化も不充分なため冷却中にマルテンサイトが
生成し成形性か劣化すると同時に、めっきの合金化反応
が不充分になる。

【００４５】また、保持時間が２分以上になるとめっき
の過合金化が生じ成型時にめっき剥離などが生じやすく
なる。さらに、保持後の冷却速度を５℃以下としたり、
冷却終点温度が２５０℃以上とするとベイナイト変態が
さらに進み、前段の反応でＣの濃化したオーステナイト
も炭化物を析出してベイナイトに分解するため、変態誘
起塑性により加工性を改善する残留オーステナイトの量
が減少してしまうので目的を達し得ない。溶融亜鉛めっ
き温度はめっき浴の融点以上５００℃以下が望ましい。
５００℃以上になるとめっき浴からの蒸気が多大になり
操業性が悪化するためである。また、めっき後の保持温
度までの加熱速度については特に規定する必要はない
が、めっき組織や金属組織の観点から３℃／ｓ以上が望
ましい。

【００４６】なお、以上説明した工程における各温度、
冷却温度は規定の範囲内であれば一定である必要はな
く、その範囲内で変動したとしても最終製品の特性はな
んら劣化しないし向上する場合もある。また、めっき密
着性をさらに向上させるために、鋼板焼鈍時の雰囲気を
調節し、始め鋼板表面を酸化させ、その後還元すること
によりめっき前の鋼板表面の清浄化を行ってもよい。さ
らに、めっき密着性を改善するために焼鈍前に鋼板を酸
洗あるいは研削することで鋼板表面の酸化物を取り除い
ても問題はない。これら処理をすることでめっき密着性
がさらに向上する。

【００４７】

【実施例】表１に成分を示した鋼（Ｂ層）を表２に記載
した条件でＮｉ，Ｃｕを含むＡ層形成および、焼鈍、め
っきを行い、その後０．５％で調質圧延することで板厚
１ｍｍの鋼板を製造した。Ｎｉ，Ｃｕを含むＡ層を形成
するために、下記の方法を用いた。ＮｉあるいはＣｕパ
ウダーを用いる場合には、Ｎｉ，Ｃｕを質量％で１０％
を含むパウダーを用いた。また、Ｎｉ，Ｃｕ混合パウダ
ーはそれぞれ質量％で１０％含有させたパウダーを用い
た。熱延前のＮｉ，Ｃｕ吹きつけは、鋳造後で熱間圧延
前のスラブ表層を室温でＮｉ，Ｃｕ金属粉をスプレーで
付着させた。さらに、焼鈍前のＮｉめっきはワット浴に
よる電気めっきで、Ｃｕめっきは置換めっきで行い、二
相めっきは上記方法を組み合わせることで行った。Ｎ
ｉ，Ｃｕ合金めっきはワット浴に硫酸Ｃｕを混ぜた液を
用いて、電気めっきで作製した。さらにＮｉＯめっき
も、ワット浴を用いた電気めっきで作製した。

【００４８】製造した鋼板は、下記に示す「引っ張り試
験」「残留オーステナイト測定試験」「溶接試験」「Ａ
層濃度およびＡ層の幅およびＡ層とＢ層の比率測定」
「めっき性」「めっき密着性」「めっき層中濃度測定」
の試験を行った。また、めっき付着量は片面５０ｇ／ｍ
² になるようにした。「引っ張り試験」はＪＩＳ５号
引張試験片を採取し、ゲージ厚さ５０ｍｍ、引張速度１
０ｍｍ／ｍｉｎで常温引っ張り試験を行った。「残留オ
ーステナイト測定試験」は、表層より板厚の１／４内層
を化学研磨後、Ｍｏ管球を用いたＸ線回折でα−Ｆｅと
γ−Ｆｅの強度から求める５ピーク法と呼ばれる方法で
測定した。

【００４９】「溶接試験」は、溶接電流：１０ｋＡ、加
圧力：２２０ｋｇ、溶接時間：１２サイクル、電極径：
６ｍｍ、電極形状：ドーム型，先端６φ−４０Ｒの溶接
条件でスポット溶接を行い、ナゲット径が４√ｔ（ｔ：
板厚）を切った時点までの連続打点数を評価した。評価
基準は○：連続打点１０００点超、△：連続打点５００
〜１０００点、×：連続打点５００点未満とした。ここ
では、○を合格とし、△・×は不合格とした。「Ａ層濃
度」は、めっき鋼板の断面部深さ方向のＥＰＭＡ分析に
よる測定で行った。「Ａ層の幅」はめっき鋼板の鋼板／
めっき界面部をＦＩＢ法で切り出した試料をＴＥＭでの
ＥＤＳ分析で求めた。測定の際は標準試料を用い検量線
を作成した。

【００５０】「めっき密着性」は、めっき鋼板の６０度
Ｖ曲げ試験を実施後テープテストを行い、以下の基準に
従い評価した。テープテスト黒化度（％）評価：◎ … ０〜１０評価：○ … １０〜２０未満評価：△ … ２０〜３０未満評価：× … ３０以上（◎と○が合格、△・×は不合格）「めっき層中濃度測定」は、アミン系インヒビターを入
れた５％塩酸でめっき層を溶かした後、ＩＣＰ発光分析
法で測定した。

【００５１】性能評価試験結果を表３に示す。本発明で
ある試料１〜１３は残留オーステナイトが２〜２０％で
５５０ＭＰａ以上でありながら全伸びも３０％以上であ
り、高強度とプレス成形性の良好さを両立していると同
時に、めっき性や溶接性も満足した溶融亜鉛めっき鋼板
および合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。それに対し、
試料１４はＣ濃度が低いために、試料１５はＣ濃度が高
いために、試料１６はＳｉ濃度が低いために、試料１７
は鋼中ＳｉとＡｌの関係を満たしていないために、試料
１８はＭｎ濃度が低いために、試料１９はＭｎ濃度が高
いために、試料３５はＡ層の厚さが薄いために、試料３
６と３７はＡ層のＮｉ，Ｃｕ，Ｓｉ，Ａｌの関係を満た
していないために、残留オーステナイト量、高強度とプ
レス成形性の両立、めっき性、溶接性を全ては満足して
おらず、本発明の目的を達し得ない。また、本発明鋼で
あっても処理条件の一つに問題があると、試料２０〜３
６のように残留オーステナイト量、高強度とプレス成形
性の両立、めっき性、溶接性を全ては満足しておらず、
本発明の目的を達し得ない。

【００５２】

【表１】

【００５３】

【表２】

【００５４】

【表３】

【００５５】

【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
プレス成形性およびめっき密着性の良好な高強度合金化
溶融亜鉛めっき鋼板および該鋼板を効率よく製造するこ
とができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明におけるＮｉ，Ｃｕ，Ｓｉ，Ａｌの板厚
方向の濃度分布を例示した図である。

───────────────────────────────────────────────────── 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）Ｃ２２Ｃ 38/58 Ｃ２２Ｃ 38/58 Ｃ２３Ｃ 2/06 Ｃ２３Ｃ 2/06 (72)発明者荒牧高志福岡県北九州市戸畑区飛幡町１番１号新日本製鐵株式会社八幡製鐵所内Ｆターム(参考） 4K027 AA05 AA22 AA23 AB02 AB09 AB28 AB43 AB44 AC12 AC72 AE12 4K037 EA01 EA02 EA05 EA06 EA11 EA13 EA15 EA16 EA17 EA19 EA20 EA27 EA28 EA31 EA32 EB06 EB07 EB09 EB12 FJ04 FJ05 FJ06 FK02 FK03 GA05

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】質量％で、ＮｉとＣｕとＳｉとＡｌの関
係が、Ｎｉ＋Ｃｕ（％）≧１／４Ｓｉ＋１／３Ａｌ
（％）を含有し、厚さ０．５μｍ以上のＡ層と質量％
で、Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｓｉ：０．２〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜２．５％、Ａｌ：０．０１〜１．５％を含有し、かつ、ＳｉとＡｌの関係が、０．４（％）≦Ｓｉ＋０．８Ａｌ（％）を満足し、残部不可避的不純物を含むＦｅからなり、残
留オーステナイトの体積率が２〜２０％であるＢ層によ
って、Ａ／Ｂ／Ａの複層構造をなし、該鋼板のＢ層の鋼
板の上に、Ａｌ：１％以下と、残部不可避的不純物を含
むＺｎからなるＺｎめっき層を有することを特徴とする
めっき密着性およびプレス成形性に優れた高強度溶融亜
鉛めっき鋼板。
【請求項２】質量％で、ＮｉとＣｕとＳｉとＡｌの関
係が、Ｎｉ＋Ｃｕ（％）≧１／４Ｓｉ＋１／３Ａｌ
（％）を含有し、厚さ０．５μｍ以上のＡ層と質量％
で、Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｓｉ：０．２〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜２．５％、Ａｌ：０．０１〜１．５％を含有し、かつ、ＳｉとＡｌの関係が、０．４（％）≦Ｓｉ＋０．８Ａｌ（％）を満足し、残部不可避的不純物を含むＦｅからなり、残
留オーステナイトの体積率が２〜２０％であるＢ層によ
って、Ａ／Ｂ／Ａの複層構造をなし、該鋼板のＢ層の鋼
板の上に、Ｆｅ：８〜１５％、Ａｌ：１％以下と、残部
不可避的不純物を含むＺｎからなるＺｎめっき層を有す
ることを特徴とするめっき密着性およびプレス成形性に
優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】請求項１または２記載のＢ層の鋼成分
に、さらに、Ｎｉ：２％未満、Ｃｕ：２％未満、Ｓｎ：１％未満、Ｍｏ：０．２％未満、Ｃｒ：１％未満、Ｖ：０．３％未満、Ｂ：０．０１％未満、Ｎｂ：０．１％未満、Ｔｉ：０．１％未満の内少なくとも１種以上を含むことを特徴とするめっき
密着性およびプレス成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっ
き鋼板。
【請求項４】請求項１または３の鋼板を製造するに際
し、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｓｉ：０．２〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜２．５％、Ａｌ：０．０１〜１．５％を含有し、かつ、ＳｉとＡｌの関係が、０．４（％）≦Ｓｉ＋０．８Ａｌ（％）を満足し、残部不可避的不純物を含むＦｅからなる鋳片
に表層（Ａ層）の組成が、質量％で、ＮｉとＣｕとＳｉ
とＡｌの関係が、Ｎｉ＋Ｃｕ（％）≧１／４Ｓｉ＋１／
３Ａｌ（％）となるように鋳造凝固時にＮｉやＣｕを含
有したパウダーを使った後、熱間圧延、冷間圧延し、６
５０〜９００℃の二相共存温度域で１０秒〜１０分焼鈍
し、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃ま
で冷却し、溶融亜鉛めっきを施し、その後に５℃／ｓ以
上の冷却速度で２５０℃以下に冷却することを特徴とす
るめっき密着性およびプレス成形性に優れた高強度溶融
亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項５】請求項２または３の鋼板を製造するに際
し、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｓｉ：０．２〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜２．５％、Ａｌ：０．０１〜１．５％を含有し、かつ、ＳｉとＡｌの関係が、０．４（％）≦Ｓｉ＋０．８Ａｌ（％）を満足し、残部不可避的不純物を含むＦｅからなる鋳片
に表層（Ａ層）の組成が、質量％で、ＮｉとＣｕとＳｉ
とＡｌの関係がＮｉ＋Ｃｕ（％）≧１／４Ｓｉ＋１／３
Ａｌ（％）となるように鋳造凝固時にＮｉやＣｕを含有
したパウダーを使った後、熱間圧延、冷間圧延した後、
６５０〜９００℃の二相共存温度域で１０秒〜１０分焼
鈍し、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃
まで冷却し、溶融亜鉛めっきを施し、４７０〜６００℃
の範囲の温度域で５秒〜２分保持し、その後５℃／ｓ以
上の冷却速度で２５０℃以下に冷却することを特徴とす
る、めっき密着性およびプレス成形性に優れた高強度合
金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項６】請求項１または３の鋼板を製造するに際
し、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｓｉ：０．２〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜２．５％、Ａｌ：０．０１〜１．５％を含有し、かつ、ＳｉとＡｌの関係が、０．４（％）≦Ｓｉ＋０．８Ａｌ（％）を満足し、残部不可避的不純物を含むＦｅからなる鋳片
の鋳造凝固時後、熱間圧延する際に、表層（Ａ層）の組
成が、質量％で、ＮｉとＣｕとＳｉとＡｌの関係が、Ｎ
ｉ＋Ｃｕ（％）≧１／４Ｓｉ＋１／３Ａｌ（％）となる
ようにＮｉやＣｕを含有した化合物あるいは合金鉄を前
記鋳造スラブ表面に付加した後、加熱、圧延し、冷間圧
延した後、６５０〜９００℃の二相共存温度域で１０秒
〜１０分焼鈍した後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３
５０〜５００℃まで冷却し、溶融亜鉛めっきを施し、そ
の後に５℃／ｓ以上の冷却速度で２５０℃以下に冷却す
ることを特徴とする、めっき密着性およびプレス成形性
に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項７】請求項２または３の鋼板を製造するに際
し、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｓｉ：０．２〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜２．５％、Ａｌ：０．０１〜１．５％を含有し、かつ、ＳｉとＡｌの関係が、０．４（％）≦Ｓｉ＋０．８Ａｌ（％）を満足し、残部不可避的不純物を含むＦｅからなる鋳片
の鋳造凝固時後、熱間圧延する際に、表層（Ａ層）の組
成が、質量％で、ＮｉとＣｕとＳｉとＡｌの関係が、Ｎ
ｉ＋Ｃｕ（％）≧１／４Ｓｉ＋１／３Ａｌ（％）となる
ようにＮｉやＣｕを含有した化合物あるいは合金鉄を前
記鋳造スラブ表面に付加した後、加熱、圧延し、冷間圧
延した後、６５０〜９００℃の二相共存温度域で１０秒
〜１０分焼鈍した後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３
５０〜５００℃まで冷却し、溶融亜鉛めっきを施し、４
７０〜６００℃の範囲の温度域で５秒〜２分保持してか
ら５℃／ｓ以上の冷却速度で２５０℃以下に冷却するこ
とを特徴とする、めっき密着性およびプレス成形性に優
れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項８】請求項１または３の鋼板を製造するに際
し、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｓｉ：０．２〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜２．５％、Ａｌ：０．０１〜１．５％、を含有し、かつ、ＳｉとＡｌの関係が、０．４（％）≦Ｓｉ＋０．８Ａｌ（％）を満足し、残部不可避的不純物を含むＦｅからなる鋳片
の鋳造凝固時後、加熱、圧延し、その次に冷間圧延した
後、表層（Ａ層）の組成が、質量％で、ＮｉとＣｕとＳ
ｉとＡｌの関係が、Ｎｉ＋Ｃｕ（％）≧１／４Ｓｉ＋１
／３Ａｌ（％）となるようにＮｉやＣｕを含有しためっ
きを施し、６５０〜９００℃の二相共存温度域で１０秒
〜１０分焼鈍した後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３
５０〜５００℃まで冷却し、溶融亜鉛めっきを施し、そ
の後に５℃／ｓ以上の冷却速度で２５０℃以下に冷却す
ることを特徴とする、めっき密着性およびプレス成形性
に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項９】請求項２または３の鋼板を製造するに際
し、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｓｉ：０．２〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜２．５％、Ａｌ：０．０１〜１．５％、を含有し、かつ、ＳｉとＡｌの関係が、０．４（％）≦Ｓｉ＋０．８Ａｌ（％）を満足し、残部不可避的不純物を含むＦｅからなる鋳片
の鋳造凝固時後、加熱、圧延し、その次に冷間圧延した
後、表層（Ａ層）の組成が、質量％で、ＮｉとＣｕとＳ
ｉとＡｌの関係が、Ｎｉ＋Ｃｕ（％）≧１／４Ｓｉ＋１
／３Ａｌ（％）となるようにＮｉやＣｕを含有しためっ
きを施し、６５０〜９００℃の二相共存温度域で１０秒
〜１０分焼鈍した後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３
５０〜５００℃まで冷却し、溶融亜鉛めっきを施し、４
７０〜６００℃の範囲の温度域で５秒〜２分保持してか
ら５℃／ｓ以上の冷却速度で２５０℃以下に冷却するこ
とを特徴とする、めっき密着性およびプレス成形性に優
れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１０】前記冷間圧延後、６５０〜９００℃の
二相共存温度域で１０秒〜１０分焼鈍した後、２〜２０
０℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却し、さ
らにその温度域で２０分以下保持することを特徴とする
請求項４〜９に記載のめっき密着性およびプレス成形性
に優れた高強度溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法。