JP2003049239A - 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 - Google Patents
加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法Info
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- JP2003049239A JP2003049239A JP2001287413A JP2001287413A JP2003049239A JP 2003049239 A JP2003049239 A JP 2003049239A JP 2001287413 A JP2001287413 A JP 2001287413A JP 2001287413 A JP2001287413 A JP 2001287413A JP 2003049239 A JP2003049239 A JP 2003049239A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 不めっきの発生が抑制され外観及び加工性に
優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法を提
供する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０００１〜０．３
％、Ｓｉ：０．１〜２．５％、Ｍｎ：０．０１〜３％、
Ａｌ：０．００１〜４％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避
不純物からなり、表面に、質量％で、Ａｌ：０．００１
〜０．５％、Ｍｎ：０．００１〜２％を含有し、残部が
Ｚｎ及び不可避不純物からなるめっき層を有する溶融亜
鉛めっき鋼板であって、鋼のＳｉ含有率：Ｘ（質量
％）、鋼のＭｎ含有率：Ｙ（質量％）、鋼のＡｌ含有
率：Ｚ（質量％）、めっき層のＡｌ含有率：Ａ（質量
％）、めっき層のＭｎ含有率：Ｂ（質量％）が、３−
（Ｘ＋Ｙ／１０＋Ｚ／３）−１２．５×（Ａ−Ｂ）≧０
を満たすことを特徴とする加工性に優れた高強度溶融亜
鉛めっき鋼板。
優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法を提
供する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０００１〜０．３
％、Ｓｉ：０．１〜２．５％、Ｍｎ：０．０１〜３％、
Ａｌ：０．００１〜４％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避
不純物からなり、表面に、質量％で、Ａｌ：０．００１
〜０．５％、Ｍｎ：０．００１〜２％を含有し、残部が
Ｚｎ及び不可避不純物からなるめっき層を有する溶融亜
鉛めっき鋼板であって、鋼のＳｉ含有率：Ｘ（質量
％）、鋼のＭｎ含有率：Ｙ（質量％）、鋼のＡｌ含有
率：Ｚ（質量％）、めっき層のＡｌ含有率：Ａ（質量
％）、めっき層のＭｎ含有率：Ｂ（質量％）が、３−
（Ｘ＋Ｙ／１０＋Ｚ／３）−１２．５×（Ａ−Ｂ）≧０
を満たすことを特徴とする加工性に優れた高強度溶融亜
鉛めっき鋼板。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、建材、家電製品、
自動車などに適する加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっ
き鋼板及びその製造方法に関する。
自動車などに適する加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっ
き鋼板及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】溶融亜鉛めっきは鋼板の防食を目的とし
て施され、建材、家電製品、自動車など広範囲に使用さ
れている。その製造法としては、連続ラインに於いて、
脱脂洗浄後、非酸化性雰囲気にて加熱し、Ｈ2 及びＮ2
を含む還元雰囲気にて焼鈍後、めっき浴温度近傍まで冷
却し、溶融亜鉛浴に浸漬後、冷却、もしくは再加熱して
Ｆｅ−Ｚｎ合金相を生成させた後に冷却、というゼンジ
マー法があり、鋼板の処理に多用されている。
て施され、建材、家電製品、自動車など広範囲に使用さ
れている。その製造法としては、連続ラインに於いて、
脱脂洗浄後、非酸化性雰囲気にて加熱し、Ｈ2 及びＮ2
を含む還元雰囲気にて焼鈍後、めっき浴温度近傍まで冷
却し、溶融亜鉛浴に浸漬後、冷却、もしくは再加熱して
Ｆｅ−Ｚｎ合金相を生成させた後に冷却、というゼンジ
マー法があり、鋼板の処理に多用されている。
【０００３】めっき前の焼鈍については、脱脂洗浄後、
非酸化性雰囲気中での加熱を経ず直ちに、Ｈ2 及びＮ2
を含む還元雰囲気にて焼鈍を行う、全還元炉方式も行わ
れる場合がある。また、鋼板を脱脂、酸洗した後、塩化
アンモニウムなどを用いてフラックス処理を行って、め
っき浴に浸漬、その後冷却、というフラックス法も行わ
れている。
非酸化性雰囲気中での加熱を経ず直ちに、Ｈ2 及びＮ2
を含む還元雰囲気にて焼鈍を行う、全還元炉方式も行わ
れる場合がある。また、鋼板を脱脂、酸洗した後、塩化
アンモニウムなどを用いてフラックス処理を行って、め
っき浴に浸漬、その後冷却、というフラックス法も行わ
れている。
【０００４】これらのめっき処理で用いられるめっき浴
中には溶融亜鉛の脱酸のために少量のＡｌが添加されて
いる。ゼンジマー法においてＺｎめっき浴は質量％で
０．１％程度のＡｌを含有している。この浴中のＡｌは
Ｆｅとの親和力がＦｅ−Ｚｎよりも強いため、鋼がめっ
き浴に浸漬した際、鋼表面にＦｅ−Ａｌ合金相すなわち
Ａｌの濃化層が生成し、Ｆｅ−Ｚｎの反応を抑制するこ
とが知られている。Ａｌの濃化層が存在するために、得
られためっき層中のＡｌ含有率は通常、めっき浴中のＡ
ｌ含有率より高くなる。
中には溶融亜鉛の脱酸のために少量のＡｌが添加されて
いる。ゼンジマー法においてＺｎめっき浴は質量％で
０．１％程度のＡｌを含有している。この浴中のＡｌは
Ｆｅとの親和力がＦｅ−Ｚｎよりも強いため、鋼がめっ
き浴に浸漬した際、鋼表面にＦｅ−Ａｌ合金相すなわち
Ａｌの濃化層が生成し、Ｆｅ−Ｚｎの反応を抑制するこ
とが知られている。Ａｌの濃化層が存在するために、得
られためっき層中のＡｌ含有率は通常、めっき浴中のＡ
ｌ含有率より高くなる。
【０００５】近年、特に自動車車体において燃費向上を
目的とした車体軽量化の観点から、延性の高い高強度鋼
板の需要が高まりつつある。安価な強化法として鋼中へ
のＳｉ添加が行われ、特に高延性高強度鋼板には１質量
％以上含有する場合もある。一方で、めっきの観点から
すると鋼中のＳｉの含有率が、質量％で０．３％を超え
ると、通常のＡｌを含有しためっき浴を用いたゼンジマ
ー法ではめっき濡れ性が大きく低下し、不めっきが発生
するため外観品質が悪化する。この原因は、還元焼鈍時
に鋼板表面にＳｉ酸化物が濃化し、Ｓｉ酸化物の溶融亜
鉛に対する濡れ性が悪いためであると言われている。
目的とした車体軽量化の観点から、延性の高い高強度鋼
板の需要が高まりつつある。安価な強化法として鋼中へ
のＳｉ添加が行われ、特に高延性高強度鋼板には１質量
％以上含有する場合もある。一方で、めっきの観点から
すると鋼中のＳｉの含有率が、質量％で０．３％を超え
ると、通常のＡｌを含有しためっき浴を用いたゼンジマ
ー法ではめっき濡れ性が大きく低下し、不めっきが発生
するため外観品質が悪化する。この原因は、還元焼鈍時
に鋼板表面にＳｉ酸化物が濃化し、Ｓｉ酸化物の溶融亜
鉛に対する濡れ性が悪いためであると言われている。
【０００６】この問題を解決する手段として、特開平３
−２８３５９号公報、特開平３−６４４３７号公報等に
見られるように、特定のめっきを付与することでめっき
性の改善を行っているが、この方法では、溶融めっきラ
イン焼鈍炉前段に新たにめっき設備を設けるか、もしく
は、あらかじめ電気めっきラインにおいてめっき処理を
行わなければならず、大幅なコストアップとなるという
問題点がある。
−２８３５９号公報、特開平３−６４４３７号公報等に
見られるように、特定のめっきを付与することでめっき
性の改善を行っているが、この方法では、溶融めっきラ
イン焼鈍炉前段に新たにめっき設備を設けるか、もしく
は、あらかじめ電気めっきラインにおいてめっき処理を
行わなければならず、大幅なコストアップとなるという
問題点がある。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記課題を
解決し、不めっきが抑制され、加工性の優れた高強度溶
融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法を提供することを目
的とする。
解決し、不めっきが抑制され、加工性の優れた高強度溶
融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法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、種々検討を
行った結果、めっき層に特定の元素を適正濃度含有させ
ることで、高強度鋼板の溶融亜鉛めっき濡れ性が向上す
ることを見いだした。また、この効果は、めっき相中Ａ
ｌ濃度を低減することで強められること、さらに、鋼の
Ｓｉ含有率：Ｘ（質量％）、鋼のＭｎ含有率：Ｙ（質量
％）、鋼のＡｌ含有率：Ｚ（質量％）、めっき層のＡｌ
含有率：Ａ（質量％）、めっき層のＭｎ含有率：Ｂ（質
量％）が、３−（Ｘ＋Ｙ／１０＋Ｚ／３）−１２．５×
（Ａ−Ｂ）≧０を満たす鋼およびめっき組成とすること
により、極めて良好なめっきが得られることを見いだし
た。
行った結果、めっき層に特定の元素を適正濃度含有させ
ることで、高強度鋼板の溶融亜鉛めっき濡れ性が向上す
ることを見いだした。また、この効果は、めっき相中Ａ
ｌ濃度を低減することで強められること、さらに、鋼の
Ｓｉ含有率：Ｘ（質量％）、鋼のＭｎ含有率：Ｙ（質量
％）、鋼のＡｌ含有率：Ｚ（質量％）、めっき層のＡｌ
含有率：Ａ（質量％）、めっき層のＭｎ含有率：Ｂ（質
量％）が、３−（Ｘ＋Ｙ／１０＋Ｚ／３）−１２．５×
（Ａ−Ｂ）≧０を満たす鋼およびめっき組成とすること
により、極めて良好なめっきが得られることを見いだし
た。
【０００９】本発明は、上記知見に基づいて完成された
もので、その要旨とするところは以下の通りである。 （１）質量％で、Ｃ：０．０００１〜０．３％、Ｓｉ：
０．１〜２．５％、Ｍｎ：０．０１〜３％、Ａｌ：０．
００１〜４％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物から
なり、表面に、質量％で、Ａｌ：０．００１〜０．５
％、Ｍｎ：０．００１〜２％、Ｆｅ：５〜２０％を含有
し、残部がＺｎ及び不可避不純物からなるめっき層を有
する溶融亜鉛めっき鋼板であって、鋼のＳｉ含有率：Ｘ
（質量％）、鋼のＭｎ含有率：Ｙ（質量％）、鋼のＡｌ
含有率：Ｚ（質量％）、めっき層のＡｌ含有率：Ａ（質
量％）、めっき層のＭｎ含有率：Ｂ（質量％）が、下記
（１）式を満たすことを特徴とする加工性に優れた高強
度溶融亜鉛めっき鋼板。 ３−（Ｘ＋Ｙ／１０＋Ｚ／３）−１２．５×（Ａ−Ｂ）≧０・・・（１）
もので、その要旨とするところは以下の通りである。 （１）質量％で、Ｃ：０．０００１〜０．３％、Ｓｉ：
０．１〜２．５％、Ｍｎ：０．０１〜３％、Ａｌ：０．
００１〜４％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物から
なり、表面に、質量％で、Ａｌ：０．００１〜０．５
％、Ｍｎ：０．００１〜２％、Ｆｅ：５〜２０％を含有
し、残部がＺｎ及び不可避不純物からなるめっき層を有
する溶融亜鉛めっき鋼板であって、鋼のＳｉ含有率：Ｘ
（質量％）、鋼のＭｎ含有率：Ｙ（質量％）、鋼のＡｌ
含有率：Ｚ（質量％）、めっき層のＡｌ含有率：Ａ（質
量％）、めっき層のＭｎ含有率：Ｂ（質量％）が、下記
（１）式を満たすことを特徴とする加工性に優れた高強
度溶融亜鉛めっき鋼板。 ３−（Ｘ＋Ｙ／１０＋Ｚ／３）−１２．５×（Ａ−Ｂ）≧０・・・（１）
【００１０】（２）質量％で、Ｃ：０．０００１〜０．
３％、Ｓｉ：０．１〜２．５％、Ｍｎ：０．０１〜３
％、Ａｌ：０．００１〜４％を含有し、残部Ｆｅ及び不
可避不純物からなり、表面に、質量％で、Ａｌ：０．０
０１〜０．５％、Ｍｎ：０．００１〜２％、Ｆｅ：５％
未満を含有し、残部がＺｎ及び不可避不純物からなるめ
っき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、鋼のＳｉ
含有率：Ｘ（質量％）、鋼のＭｎ含有率：Ｙ（質量
％）、鋼のＡｌ含有率：Ｚ（質量％）、めっき層のＡｌ
含有率：Ａ（質量％）、めっき層のＭｎ含有率：Ｂ（質
量％）が、前記（１）式を満たすことを特徴とする加工
性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
３％、Ｓｉ：０．１〜２．５％、Ｍｎ：０．０１〜３
％、Ａｌ：０．００１〜４％を含有し、残部Ｆｅ及び不
可避不純物からなり、表面に、質量％で、Ａｌ：０．０
０１〜０．５％、Ｍｎ：０．００１〜２％、Ｆｅ：５％
未満を含有し、残部がＺｎ及び不可避不純物からなるめ
っき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、鋼のＳｉ
含有率：Ｘ（質量％）、鋼のＭｎ含有率：Ｙ（質量
％）、鋼のＡｌ含有率：Ｚ（質量％）、めっき層のＡｌ
含有率：Ａ（質量％）、めっき層のＭｎ含有率：Ｂ（質
量％）が、前記（１）式を満たすことを特徴とする加工
性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１１】（３）めっき層が、質量％で、Ｓｉ：０．
００１〜０．1％、Ｍｏ：０．００１〜０．１％、Ｗ：
０．００１〜０．１％、Ｚｒ：０．００１〜０．１％、
Ｃｓ：０．００１〜０．１％、Ｒｂ：０．００１〜０．
１％、Ｋ：０．００１〜０．１％、Ａｇ：０．００１〜
５％、Ｎａ：０．００１〜０．０５％、Ｃｄ：０．００
１〜３％、Ｃｕ：０．００１〜３％、Ｎｉ：０．００１
〜０．５％、Ｃｏ：０．００１〜１％、Ｌａ：０．００
１〜０．１％、Ｔｌ：０．００１〜８％、Ｎｄ：０．０
０１〜０．１％、Ｙ：０．００１〜０．１％、Ｉｎ：
０．００１〜５％、Ｂｅ：０．００１〜０．１％、Ｃ
ｒ：０．００１〜０．０５％、Ｐｂ：０．００１〜１
％、Ｈｆ：０．００１〜０．１％、Ｔｃ：０．００１〜
０．１％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、Ｇｅ：０．０
０１〜５％、Ｔａ：０．００１〜０．１％、Ｖ：０．０
０１〜０．２％、Ｂ：０．００１〜０．１％、の１種ま
たは２種以上を、さらに含有することを特徴とする前記
（１）または（２）に記載の加工性に優れた高強度溶融
亜鉛めっき鋼板。 （４）鋼が、質量％で、Ｍｏ：０．００１〜５％を、さ
らに含有することを特徴とする前記（１）乃至（３）の
いずれかに記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき
鋼板。 （５）鋼が、質量％で、Ｃｒ：０．００１〜２５％、Ｎ
ｉ：０．００１〜１０％、Ｗ：０．００１〜５％、Ｃ
ｕ：０．００１〜５％、Ｃｏ：０．００１〜５％の１種
または２種以上を、さらに含有することを特徴とする前
記（１）乃至（４）のいずれかに記載の加工性に優れた
高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
００１〜０．1％、Ｍｏ：０．００１〜０．１％、Ｗ：
０．００１〜０．１％、Ｚｒ：０．００１〜０．１％、
Ｃｓ：０．００１〜０．１％、Ｒｂ：０．００１〜０．
１％、Ｋ：０．００１〜０．１％、Ａｇ：０．００１〜
５％、Ｎａ：０．００１〜０．０５％、Ｃｄ：０．００
１〜３％、Ｃｕ：０．００１〜３％、Ｎｉ：０．００１
〜０．５％、Ｃｏ：０．００１〜１％、Ｌａ：０．００
１〜０．１％、Ｔｌ：０．００１〜８％、Ｎｄ：０．０
０１〜０．１％、Ｙ：０．００１〜０．１％、Ｉｎ：
０．００１〜５％、Ｂｅ：０．００１〜０．１％、Ｃ
ｒ：０．００１〜０．０５％、Ｐｂ：０．００１〜１
％、Ｈｆ：０．００１〜０．１％、Ｔｃ：０．００１〜
０．１％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、Ｇｅ：０．０
０１〜５％、Ｔａ：０．００１〜０．１％、Ｖ：０．０
０１〜０．２％、Ｂ：０．００１〜０．１％、の１種ま
たは２種以上を、さらに含有することを特徴とする前記
（１）または（２）に記載の加工性に優れた高強度溶融
亜鉛めっき鋼板。 （４）鋼が、質量％で、Ｍｏ：０．００１〜５％を、さ
らに含有することを特徴とする前記（１）乃至（３）の
いずれかに記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき
鋼板。 （５）鋼が、質量％で、Ｃｒ：０．００１〜２５％、Ｎ
ｉ：０．００１〜１０％、Ｗ：０．００１〜５％、Ｃ
ｕ：０．００１〜５％、Ｃｏ：０．００１〜５％の１種
または２種以上を、さらに含有することを特徴とする前
記（１）乃至（４）のいずれかに記載の加工性に優れた
高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１２】（６）鋼が、質量％で、Ｎｂ：０．００１
％以上、Ｔｉ：０．００１％以上、Ｖ：０．００１％以
上の１種または２種以上を合計で１％以下、さらに含有
することを特徴とする前記（１）乃至（５）のいずれか
１項に記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼
板。 （７）鋼が、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．１％
を、さらに含有することを特徴とする前記（１）乃至
（６）のいずれか１項に記載の加工性に優れた高強度溶
融亜鉛めっき鋼板。 （８）鋼が、質量％で、Ｚｒ：０．００１％以上、Ｈ
ｆ：０．００１％以上、Ｔａ：０．００１％以上の１種
または２種以上を合計で１％以下、さらに含有すること
を特徴とする前記（１）乃至（７）のいずれか１項に記
載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 （９）鋼が、質量％で、Ｙ、ＲＥＭの１種または２種以
上を合計で０．０００１〜０．１％、さらに含有するこ
とを特徴とする前記（１）乃至（８）のいずれか１項に
記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 （１０）鋼が、質量％で、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．
１％以下を、さらに含有することを特徴とする前記
（１）乃至（９）のいずれか１項に記載の加工性に優れ
た高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
％以上、Ｔｉ：０．００１％以上、Ｖ：０．００１％以
上の１種または２種以上を合計で１％以下、さらに含有
することを特徴とする前記（１）乃至（５）のいずれか
１項に記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼
板。 （７）鋼が、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．１％
を、さらに含有することを特徴とする前記（１）乃至
（６）のいずれか１項に記載の加工性に優れた高強度溶
融亜鉛めっき鋼板。 （８）鋼が、質量％で、Ｚｒ：０．００１％以上、Ｈ
ｆ：０．００１％以上、Ｔａ：０．００１％以上の１種
または２種以上を合計で１％以下、さらに含有すること
を特徴とする前記（１）乃至（７）のいずれか１項に記
載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 （９）鋼が、質量％で、Ｙ、ＲＥＭの１種または２種以
上を合計で０．０００１〜０．１％、さらに含有するこ
とを特徴とする前記（１）乃至（８）のいずれか１項に
記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 （１０）鋼が、質量％で、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．
１％以下を、さらに含有することを特徴とする前記
（１）乃至（９）のいずれか１項に記載の加工性に優れ
た高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１３】（１１）鋼のミクロ組織が、フェライト相
もしくはフェライト相とベイナイト相からなり、マルテ
ンサイト相、残留オーステナイト相の一方もしくは両方
を、体積分率で合計３％以上含む複合組織であることを
特徴とするとする前記（１）乃至（１０）のいずれか１
項に記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 （１２）前記（１１）に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼
板の製造において、鋳造スラブを鋳造ままもしくは一旦
冷却した後に再度加熱し、熱延後巻取った熱延鋼板を酸
洗後冷延し、その後、０．１×（Ａｃ3 −Ａｃ1 ）＋Ａ
ｃ1 （℃）以上Ａｃ3＋５０（℃）以下の温度域で１０
秒〜３０分焼鈍した後に、０．１〜１０℃／秒の冷却速
度で５５０〜７００℃温度域に冷却し、引き続いて０．
１〜１００℃／秒の冷却速度でめっき浴温度〜めっき浴
温度＋１００（℃）にまで冷却した後めっき浴に浸漬
し、その後合金化処理を３００〜５８０℃の温度域で行
い、室温まで冷却することを特徴とする加工性に優れた
高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法にある。
もしくはフェライト相とベイナイト相からなり、マルテ
ンサイト相、残留オーステナイト相の一方もしくは両方
を、体積分率で合計３％以上含む複合組織であることを
特徴とするとする前記（１）乃至（１０）のいずれか１
項に記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 （１２）前記（１１）に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼
板の製造において、鋳造スラブを鋳造ままもしくは一旦
冷却した後に再度加熱し、熱延後巻取った熱延鋼板を酸
洗後冷延し、その後、０．１×（Ａｃ3 −Ａｃ1 ）＋Ａ
ｃ1 （℃）以上Ａｃ3＋５０（℃）以下の温度域で１０
秒〜３０分焼鈍した後に、０．１〜１０℃／秒の冷却速
度で５５０〜７００℃温度域に冷却し、引き続いて０．
１〜１００℃／秒の冷却速度でめっき浴温度〜めっき浴
温度＋１００（℃）にまで冷却した後めっき浴に浸漬
し、その後合金化処理を３００〜５８０℃の温度域で行
い、室温まで冷却することを特徴とする加工性に優れた
高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法にある。
【００１４】
【発明の実施の形態】以下、本発明を詳細に説明する。
発明者らは、質量％で、Ｃ ：０．０００１〜０．３
％、Ｓｉ：０．１〜２．５％、Ｍｎ：０．０１〜３％、
Ａｌ：０．００１〜４％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避
不純物からなる鋼板を焼鈍し、温度４５０〜４７０℃の
Ｚｎめっき浴に３秒間浸漬を行い、さらに５００〜５５
０℃で１０〜６０秒加熱を行った。その後、めっき鋼板
表面の不めっき部面積を測定することでめっき性を評価
し、引張り試験にて機械的性質を合わせて評価した結果
を、鋼中Ｓｉ含有率：Ｘ（質量％）、鋼中Ｍｎ含有率：
Ｙ（質量％）、鋼中Ａｌ含有率：Ｚ（質量％）、めっき
層中Ａｌ含有率：Ａ（質量％）、めっき層中Ｍｎ含有
率：Ｂ（質量％）として、 ３−（Ｘ＋Ｙ／１０＋Ｚ／３）−１２．５×（Ａ−Ｂ） の式にて整理したところ、 ３−（Ｘ＋Ｙ／１０＋Ｚ／３）−１２．５×（Ａ−Ｂ）
≧０ を満たす組成で、不めっきのほとんど見られない高強度
溶融めっき鋼板が得られることを見出した。
発明者らは、質量％で、Ｃ ：０．０００１〜０．３
％、Ｓｉ：０．１〜２．５％、Ｍｎ：０．０１〜３％、
Ａｌ：０．００１〜４％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避
不純物からなる鋼板を焼鈍し、温度４５０〜４７０℃の
Ｚｎめっき浴に３秒間浸漬を行い、さらに５００〜５５
０℃で１０〜６０秒加熱を行った。その後、めっき鋼板
表面の不めっき部面積を測定することでめっき性を評価
し、引張り試験にて機械的性質を合わせて評価した結果
を、鋼中Ｓｉ含有率：Ｘ（質量％）、鋼中Ｍｎ含有率：
Ｙ（質量％）、鋼中Ａｌ含有率：Ｚ（質量％）、めっき
層中Ａｌ含有率：Ａ（質量％）、めっき層中Ｍｎ含有
率：Ｂ（質量％）として、 ３−（Ｘ＋Ｙ／１０＋Ｚ／３）−１２．５×（Ａ−Ｂ） の式にて整理したところ、 ３−（Ｘ＋Ｙ／１０＋Ｚ／３）−１２．５×（Ａ−Ｂ）
≧０ を満たす組成で、不めっきのほとんど見られない高強度
溶融めっき鋼板が得られることを見出した。
【００１５】不めっきの発生が抑制される理由の詳細に
ついては不明であるが、めっき浴中に添加されたＡｌと
鋼板表面に生成したＳｉＯ2 との濡れ性が悪いため不め
っきが発生すると考えられる。すなわち、Ｚｎ浴に添加
したＡｌの悪影響を除去する元素を添加することで不め
っきの発生を抑制することが可能となる。発明者らが鋭
意検討した結果、Ｍｎを適正な濃度範囲で添加すること
で表記目的を達成出来ることが判明した。ＭｎはＺｎ浴
中に添加しているＡｌより優先的に酸化皮膜を形成し、
鋼板表面に生成しているＳｉ系の酸化皮膜との反応性を
高めるものと推定される。
ついては不明であるが、めっき浴中に添加されたＡｌと
鋼板表面に生成したＳｉＯ2 との濡れ性が悪いため不め
っきが発生すると考えられる。すなわち、Ｚｎ浴に添加
したＡｌの悪影響を除去する元素を添加することで不め
っきの発生を抑制することが可能となる。発明者らが鋭
意検討した結果、Ｍｎを適正な濃度範囲で添加すること
で表記目的を達成出来ることが判明した。ＭｎはＺｎ浴
中に添加しているＡｌより優先的に酸化皮膜を形成し、
鋼板表面に生成しているＳｉ系の酸化皮膜との反応性を
高めるものと推定される。
【００１６】また、めっき層中に質量％で、Ｓｉ：０．
００１〜０．1％、Ｍｏ：０．００１〜０．１％、Ｗ：
０．００１〜０．１％、Ｚｒ：０．００１〜０．１％、
Ｃｓ：０．００１〜０．１％、Ｒｂ：０．００１〜０．
１％、Ｋ：０．００１〜０．１％、Ａｇ：０．００１〜
５％、Ｎａ：０．００１〜０．０５％、Ｃｄ：０．００
１〜３％、Ｃｕ：０．００１〜３％、Ｎｉ：０．００１
〜０．５％、Ｃｏ：０．００１〜１％、Ｌａ：０．００
１〜０．１％、Ｔｌ：０．００１〜８％、Ｎｄ：０．０
０１〜０．１％、Ｙ：０．００１〜０．１％、Ｉｎ：
０．００１〜５％、Ｂｅ：０．００１〜０．１％、Ｃ
ｒ：０．００１〜０．０５％、Ｐｂ：０．００１〜１
％、Ｈｆ：０．００１〜０．１％、Ｔｃ：０．００１〜
０．１％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、Ｇｅ：０．０
０１〜５％、Ｔａ：０．００１〜０．１％、Ｖ：０．０
０１〜０．２％、Ｂ：０．００１〜０．１％、の１種ま
たは２種以上を、さらに含有することで、不めっきが抑
制されることを見出した。
００１〜０．1％、Ｍｏ：０．００１〜０．１％、Ｗ：
０．００１〜０．１％、Ｚｒ：０．００１〜０．１％、
Ｃｓ：０．００１〜０．１％、Ｒｂ：０．００１〜０．
１％、Ｋ：０．００１〜０．１％、Ａｇ：０．００１〜
５％、Ｎａ：０．００１〜０．０５％、Ｃｄ：０．００
１〜３％、Ｃｕ：０．００１〜３％、Ｎｉ：０．００１
〜０．５％、Ｃｏ：０．００１〜１％、Ｌａ：０．００
１〜０．１％、Ｔｌ：０．００１〜８％、Ｎｄ：０．０
０１〜０．１％、Ｙ：０．００１〜０．１％、Ｉｎ：
０．００１〜５％、Ｂｅ：０．００１〜０．１％、Ｃ
ｒ：０．００１〜０．０５％、Ｐｂ：０．００１〜１
％、Ｈｆ：０．００１〜０．１％、Ｔｃ：０．００１〜
０．１％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、Ｇｅ：０．０
０１〜５％、Ｔａ：０．００１〜０．１％、Ｖ：０．０
０１〜０．２％、Ｂ：０．００１〜０．１％、の１種ま
たは２種以上を、さらに含有することで、不めっきが抑
制されることを見出した。
【００１７】めっき付着量については、特に制約は設け
ないが、耐食性の観点から片面付着量で５ｇ／ｍ2 以上
であることが望ましい。本発明の溶融Ｚｎめっき鋼板上
に塗装性、溶接性を改善する目的で上層めっきを施すこ
とや、各種の処理、例えば、クロメート処理、りん酸塩
処理、潤滑性向上処理、溶接性向上処理等を施しても、
本発明を逸脱するものではない。
ないが、耐食性の観点から片面付着量で５ｇ／ｍ2 以上
であることが望ましい。本発明の溶融Ｚｎめっき鋼板上
に塗装性、溶接性を改善する目的で上層めっきを施すこ
とや、各種の処理、例えば、クロメート処理、りん酸塩
処理、潤滑性向上処理、溶接性向上処理等を施しても、
本発明を逸脱するものではない。
【００１８】めっき層中Ａｌ量を０．００１〜０．５質
量％の範囲としたのは、０．００１％未満では、ドロス
発生が顕著で良好な外観が得られないこと、０．５％を
超えてＡｌを添加すると合金化反応を著しく抑制してし
まい、合金化溶融亜鉛めっき層を形成することが困難と
なるためである。めっき層中Ｍｎ量を０．００１〜２質
量％の範囲内としたのは、この範囲において不めっきが
発生せず、良好な外観のめっきが得られるためである。
Ｍｎ量が上限の２質量％を超えるとめっき浴中にてＭｎ
−Ｚｎ化合物が析出し、めっき層中に取り込まれること
で外観が著しく低下する。
量％の範囲としたのは、０．００１％未満では、ドロス
発生が顕著で良好な外観が得られないこと、０．５％を
超えてＡｌを添加すると合金化反応を著しく抑制してし
まい、合金化溶融亜鉛めっき層を形成することが困難と
なるためである。めっき層中Ｍｎ量を０．００１〜２質
量％の範囲内としたのは、この範囲において不めっきが
発生せず、良好な外観のめっきが得られるためである。
Ｍｎ量が上限の２質量％を超えるとめっき浴中にてＭｎ
−Ｚｎ化合物が析出し、めっき層中に取り込まれること
で外観が著しく低下する。
【００１９】めっき層中Ｓｉ量を０．００１〜０．１質
量％の範囲内としたのは、この範囲において不めっきが
抑制され、良好な外観のめっきが得られるためである。
Ｓｉ量が上限の０．１質量％を超えるとＳｉ有するドロ
スの生成により、めっき外観が著しく低下する。めっき
層中Ｍｏ量を０．００１〜０．１質量％の範囲内とした
のは、この範囲において不めっきが抑制され、良好な外
観のめっきが得られるためである。Ｍｏ量が上限の０．
１質量％を超えるとＭｏを含有するドロスの生成によ
り、めっき外観が著しく低下する。めっき層中Ｗ量を
０．００１〜０．１質量％の範囲内としたのは、この範
囲において不めっきが抑制され、良好な外観のめっきが
得られるためである。Ｗ量が上限の０．１質量％を超え
るとＷを含有するドロスの生成により、めっき外観が著
しく低下する。めっき層中Ｚｒ量を０．００１〜０．１
質量％の範囲内としたのは、この範囲において不めっき
が抑制され、良好な外観のめっきが得られるためであ
る。Ｚｒ量が上限の０．１質量％を超えるとＺｒを含有
するドロスの生成により、めっき外観が著しく低下す
る。めっき層中Ｃｓ量を０．００１〜０．１質量％の範
囲内としたのは、この範囲において不めっきが抑制さ
れ、良好な外観のめっきが得られるためである。Ｃｓ量
が上限の０．１質量％を超えるとＣｓを含有するドロス
の生成により、めっき外観が著しく低下する。
量％の範囲内としたのは、この範囲において不めっきが
抑制され、良好な外観のめっきが得られるためである。
Ｓｉ量が上限の０．１質量％を超えるとＳｉ有するドロ
スの生成により、めっき外観が著しく低下する。めっき
層中Ｍｏ量を０．００１〜０．１質量％の範囲内とした
のは、この範囲において不めっきが抑制され、良好な外
観のめっきが得られるためである。Ｍｏ量が上限の０．
１質量％を超えるとＭｏを含有するドロスの生成によ
り、めっき外観が著しく低下する。めっき層中Ｗ量を
０．００１〜０．１質量％の範囲内としたのは、この範
囲において不めっきが抑制され、良好な外観のめっきが
得られるためである。Ｗ量が上限の０．１質量％を超え
るとＷを含有するドロスの生成により、めっき外観が著
しく低下する。めっき層中Ｚｒ量を０．００１〜０．１
質量％の範囲内としたのは、この範囲において不めっき
が抑制され、良好な外観のめっきが得られるためであ
る。Ｚｒ量が上限の０．１質量％を超えるとＺｒを含有
するドロスの生成により、めっき外観が著しく低下す
る。めっき層中Ｃｓ量を０．００１〜０．１質量％の範
囲内としたのは、この範囲において不めっきが抑制さ
れ、良好な外観のめっきが得られるためである。Ｃｓ量
が上限の０．１質量％を超えるとＣｓを含有するドロス
の生成により、めっき外観が著しく低下する。
【００２０】めっき層中Ｒｂ量を０．００１〜０．１質
量％の範囲内としたのは、この範囲において不めっきが
抑制され、良好な外観のめっきが得られるためである。
Ｒｂ量が上限の０．１質量％を超えるとＲｂを含有する
ドロスの生成により、めっき外観が著しく低下する。め
っき層中Ｋ量を０．００１〜０．１質量％の範囲内とし
たのは、この範囲において不めっきが抑制され、良好な
外観のめっきが得られるためである。Ｋ量が上限の０．
１質量％を超えるとＫを含有するドロスの生成により、
めっき外観が著しく低下する。
量％の範囲内としたのは、この範囲において不めっきが
抑制され、良好な外観のめっきが得られるためである。
Ｒｂ量が上限の０．１質量％を超えるとＲｂを含有する
ドロスの生成により、めっき外観が著しく低下する。め
っき層中Ｋ量を０．００１〜０．１質量％の範囲内とし
たのは、この範囲において不めっきが抑制され、良好な
外観のめっきが得られるためである。Ｋ量が上限の０．
１質量％を超えるとＫを含有するドロスの生成により、
めっき外観が著しく低下する。
【００２１】めっき層中Ａｇ量を０．００１〜５質量％
の範囲内としたのは、この範囲において不めっきが抑制
され、良好な外観のめっきが得られるためである。Ａｇ
量が上限の５質量％を超えるとＡｇを含有するドロスの
生成により、めっき外観が著しく低下する。めっき層中
Ｎａ量を０．００１〜０．０５質量％の範囲内としたの
は、この範囲において不めっきが抑制され、良好な外観
のめっきが得られるためである。Ｎａ量が上限の０．０
５質量％を超えるとＮａを含有するドロスの生成によ
り、めっき外観が著しく低下する。
の範囲内としたのは、この範囲において不めっきが抑制
され、良好な外観のめっきが得られるためである。Ａｇ
量が上限の５質量％を超えるとＡｇを含有するドロスの
生成により、めっき外観が著しく低下する。めっき層中
Ｎａ量を０．００１〜０．０５質量％の範囲内としたの
は、この範囲において不めっきが抑制され、良好な外観
のめっきが得られるためである。Ｎａ量が上限の０．０
５質量％を超えるとＮａを含有するドロスの生成によ
り、めっき外観が著しく低下する。
【００２２】めっき層中Ｃｄ量を０．００１〜３質量％
の範囲内としたのは、この範囲において不めっきが抑制
され、良好な外観のめっきが得られるためである。Ｃｄ
量が上限の３質量％を超えるとＣｄを含有するドロスの
生成により、めっき外観が著しく低下する。めっき層中
Ｃｕ量を０．００１〜３質量％の範囲内としたのは、こ
の範囲において不めっきが抑制され、良好な外観のめっ
きが得られるためである。Ｃｕ量が上限の３質量％を超
えるとＣｕを含有するドロスの生成により、めっき外観
が著しく低下する。
の範囲内としたのは、この範囲において不めっきが抑制
され、良好な外観のめっきが得られるためである。Ｃｄ
量が上限の３質量％を超えるとＣｄを含有するドロスの
生成により、めっき外観が著しく低下する。めっき層中
Ｃｕ量を０．００１〜３質量％の範囲内としたのは、こ
の範囲において不めっきが抑制され、良好な外観のめっ
きが得られるためである。Ｃｕ量が上限の３質量％を超
えるとＣｕを含有するドロスの生成により、めっき外観
が著しく低下する。
【００２３】めっき層中Ｎｉ量を０．００１〜０．５質
量％の範囲内としたのは、この範囲において不めっきが
抑制され、良好な外観のめっきが得られるためである。
Ｎｉ量が上限の０．５質量％を超えるとＮｉを含有する
ドロスの生成により、めっき外観が著しく低下する。め
っき層中Ｃｏ量を０．００１〜１質量％の範囲内とした
のは、この範囲において不めっきが抑制され、良好な外
観のめっきが得られるためである。Ｃｏ量が上限の１質
量％を超えるとＣｏを含有するドロスの生成により、め
っき外観が著しく低下する。
量％の範囲内としたのは、この範囲において不めっきが
抑制され、良好な外観のめっきが得られるためである。
Ｎｉ量が上限の０．５質量％を超えるとＮｉを含有する
ドロスの生成により、めっき外観が著しく低下する。め
っき層中Ｃｏ量を０．００１〜１質量％の範囲内とした
のは、この範囲において不めっきが抑制され、良好な外
観のめっきが得られるためである。Ｃｏ量が上限の１質
量％を超えるとＣｏを含有するドロスの生成により、め
っき外観が著しく低下する。
【００２４】めっき層中Ｌａ量を０．００１〜０．１質
量％の範囲内としたのは、この範囲において不めっきが
抑制され、良好な外観のめっきが得られるためである。
Ｌａ量が上限の０．１質量％を超えるとＬａを含有する
ドロスの生成により、めっき外観が著しく低下する。め
っき層中Ｔｌ量を０．００１〜８質量％の範囲内とした
のは、この範囲において不めっきが抑制され、良好な外
観のめっきが得られるためである。Ｔｌ量が上限の８質
量％を超えるとＴｌを含有するドロスの生成により、め
っき外観が著しく低下する。
量％の範囲内としたのは、この範囲において不めっきが
抑制され、良好な外観のめっきが得られるためである。
Ｌａ量が上限の０．１質量％を超えるとＬａを含有する
ドロスの生成により、めっき外観が著しく低下する。め
っき層中Ｔｌ量を０．００１〜８質量％の範囲内とした
のは、この範囲において不めっきが抑制され、良好な外
観のめっきが得られるためである。Ｔｌ量が上限の８質
量％を超えるとＴｌを含有するドロスの生成により、め
っき外観が著しく低下する。
【００２５】めっき層中Ｎｄ量を０．００１〜０．１質
量％の範囲内としたのは、この範囲において不めっきが
抑制され、良好な外観のめっきが得られるためである。
Ｎｄ量が上限の０．１質量％を超えるとＮｄを含有する
ドロスの生成により、めっき外観が著しく低下する。め
っき層中Ｙ量を０．００１〜０．１質量％の範囲内とし
たのは、この範囲において不めっきが抑制され、良好な
外観のめっきが得られるためである。Ｙ量が上限の０．
１質量％を超えるとＹを含有するドロスの生成により、
めっき外観が著しく低下する。
量％の範囲内としたのは、この範囲において不めっきが
抑制され、良好な外観のめっきが得られるためである。
Ｎｄ量が上限の０．１質量％を超えるとＮｄを含有する
ドロスの生成により、めっき外観が著しく低下する。め
っき層中Ｙ量を０．００１〜０．１質量％の範囲内とし
たのは、この範囲において不めっきが抑制され、良好な
外観のめっきが得られるためである。Ｙ量が上限の０．
１質量％を超えるとＹを含有するドロスの生成により、
めっき外観が著しく低下する。
【００２６】めっき層中Ｉｎ量を０．００１〜５質量％
の範囲内としたのは、この範囲において不めっきが抑制
され、良好な外観のめっきが得られるためである。Ｉｎ
量が上限の５質量％を超えるとＩｎを含有するドロスの
生成により、めっき外観が著しく低下する。
の範囲内としたのは、この範囲において不めっきが抑制
され、良好な外観のめっきが得られるためである。Ｉｎ
量が上限の５質量％を超えるとＩｎを含有するドロスの
生成により、めっき外観が著しく低下する。
【００２７】めっき層中Ｂｅ量を０．００１〜０．１質
量％の範囲内としたのは、この範囲において不めっきが
抑制され、良好な外観のめっきが得られるためである。
Ｂｅ量が上限の０．１質量％を超えるとＢｅを含有する
ドロスの生成により、めっき外観が著しく低下する。め
っき層中Ｃｒ量を０．００１〜０．０５質量％の範囲内
としたのは、この範囲において不めっきが抑制され、良
好な外観のめっきが得られるためである。Ｃｒ量が上限
の０．０５質量％を超えるとＣｒを含有するドロスの生
成により、めっき外観が著しく低下する。
量％の範囲内としたのは、この範囲において不めっきが
抑制され、良好な外観のめっきが得られるためである。
Ｂｅ量が上限の０．１質量％を超えるとＢｅを含有する
ドロスの生成により、めっき外観が著しく低下する。め
っき層中Ｃｒ量を０．００１〜０．０５質量％の範囲内
としたのは、この範囲において不めっきが抑制され、良
好な外観のめっきが得られるためである。Ｃｒ量が上限
の０．０５質量％を超えるとＣｒを含有するドロスの生
成により、めっき外観が著しく低下する。
【００２８】めっき層中Ｐｂ量を０．００１〜１質量％
の範囲内としたのは、この範囲において不めっきが抑制
され、良好な外観のめっきが得られるためである。Ｐｂ
量が上限の１質量％を超えるとＰｂを含有するドロスの
生成により、めっき外観が著しく低下する。めっき層中
Ｈｆ量を０．００１〜０．１質量％の範囲内としたの
は、この範囲において不めっきが抑制され、良好な外観
のめっきが得られるためである。Ｈｆ量が上限の０．１
質量％を超えるとＨｆを含有するドロスの生成により、
めっき外観が著しく低下する。
の範囲内としたのは、この範囲において不めっきが抑制
され、良好な外観のめっきが得られるためである。Ｐｂ
量が上限の１質量％を超えるとＰｂを含有するドロスの
生成により、めっき外観が著しく低下する。めっき層中
Ｈｆ量を０．００１〜０．１質量％の範囲内としたの
は、この範囲において不めっきが抑制され、良好な外観
のめっきが得られるためである。Ｈｆ量が上限の０．１
質量％を超えるとＨｆを含有するドロスの生成により、
めっき外観が著しく低下する。
【００２９】めっき層中Ｔｃ量を０．００１〜０．１質
量％の範囲内としたのは、この範囲において不めっきが
抑制され、良好な外観のめっきが得られるためである。
Ｔｃ量が上限の０．１質量％を超えるとＴｃを含有する
ドロスの生成により、めっき外観が著しく低下する。め
っき層中Ｔｉ量を０．００１〜０．１質量％の範囲内と
したのは、この範囲において不めっきが抑制され、良好
な外観のめっきが得られるためである。Ｔｉ量が上限の
０．１質量％を超えるとＴｉを含有するドロスの生成に
より、めっき外観が著しく低下する。
量％の範囲内としたのは、この範囲において不めっきが
抑制され、良好な外観のめっきが得られるためである。
Ｔｃ量が上限の０．１質量％を超えるとＴｃを含有する
ドロスの生成により、めっき外観が著しく低下する。め
っき層中Ｔｉ量を０．００１〜０．１質量％の範囲内と
したのは、この範囲において不めっきが抑制され、良好
な外観のめっきが得られるためである。Ｔｉ量が上限の
０．１質量％を超えるとＴｉを含有するドロスの生成に
より、めっき外観が著しく低下する。
【００３０】めっき層中Ｇｅ量を０．００１〜５質量％
の範囲内としたのは、この範囲において不めっきが抑制
され、良好な外観のめっきが得られるためである。Ｇｅ
量が上限の５質量％を超えるとＧｅを含有するドロスの
生成により、めっき外観が著しく低下する。めっき層中
Ｔａ量を０．００１〜０．１質量％の範囲内としたの
は、この範囲において不めっきが抑制され、良好な外観
のめっきが得られるためである。Ｔａ量が上限の０．１
質量％を超えるとＴａを含有するドロスの生成により、
めっき外観が著しく低下する。
の範囲内としたのは、この範囲において不めっきが抑制
され、良好な外観のめっきが得られるためである。Ｇｅ
量が上限の５質量％を超えるとＧｅを含有するドロスの
生成により、めっき外観が著しく低下する。めっき層中
Ｔａ量を０．００１〜０．１質量％の範囲内としたの
は、この範囲において不めっきが抑制され、良好な外観
のめっきが得られるためである。Ｔａ量が上限の０．１
質量％を超えるとＴａを含有するドロスの生成により、
めっき外観が著しく低下する。
【００３１】めっき層中Ｖ量を０．００１〜０．２質量
％の範囲内としたのは、この範囲において不めっきが抑
制され、良好な外観のめっきが得られるためである。Ｖ
量が上限の０．２質量％を超えるとＶを含有するドロス
の生成により、めっき外観が著しく低下する。めっき層
中Ｂ量を０．００１〜０．１質量％の範囲内としたの
は、この範囲において不めっきが抑制され、良好な外観
のめっきが得られるためである。Ｂ量が上限の０．１質
量％を超えるとＢを含有するドロスの生成により、めっ
き外観が著しく低下する。
％の範囲内としたのは、この範囲において不めっきが抑
制され、良好な外観のめっきが得られるためである。Ｖ
量が上限の０．２質量％を超えるとＶを含有するドロス
の生成により、めっき外観が著しく低下する。めっき層
中Ｂ量を０．００１〜０．１質量％の範囲内としたの
は、この範囲において不めっきが抑制され、良好な外観
のめっきが得られるためである。Ｂ量が上限の０．１質
量％を超えるとＢを含有するドロスの生成により、めっ
き外観が著しく低下する。
【００３２】合金化処理によってめっき層中にＦｅが取
り込まれ、塗装性やスポット溶接性に優れた高強度溶融
亜鉛めっき鋼板を得ることができる。Ｆｅ量が５質量％
未満ではスポット溶接性が不十分となる。一方、Ｆｅ量
が２０質量％を超えるとめっき層自体の密着性を損な
い、加工の際めっき層が破壊・脱落し金型に付着するこ
とで、成形時の疵の原因となる。したがって、合金化処
理を行う場合のめっき層中Ｆｅ量の範囲は５〜２０質量
％とする。Ｆｅ量が５質量％未満でも、Ｆｅ量以外の要
件を満たせば本発明に属し、合金化による以外の効果は
得られる。
り込まれ、塗装性やスポット溶接性に優れた高強度溶融
亜鉛めっき鋼板を得ることができる。Ｆｅ量が５質量％
未満ではスポット溶接性が不十分となる。一方、Ｆｅ量
が２０質量％を超えるとめっき層自体の密着性を損な
い、加工の際めっき層が破壊・脱落し金型に付着するこ
とで、成形時の疵の原因となる。したがって、合金化処
理を行う場合のめっき層中Ｆｅ量の範囲は５〜２０質量
％とする。Ｆｅ量が５質量％未満でも、Ｆｅ量以外の要
件を満たせば本発明に属し、合金化による以外の効果は
得られる。
【００３３】次に、本発明における鋼板成分の限定理由
について述べる。Ｃ量の範囲を０．０００１〜０．３質
量％の範囲内としたのは、強度を確保するためにＣ量の
下限を０．０００１質量％とし、溶接性を保持可能な上
限として０．３質量％とした。Ｓｉ量の範囲を０．０１
〜２．５質量％の範囲内としたのは、材質上強度を確保
するためである。また、鋼中Ｓｉの上限を２．５質量％
としたのは、これを超える添加は溶接性に悪影響を及ぼ
すためである。
について述べる。Ｃ量の範囲を０．０００１〜０．３質
量％の範囲内としたのは、強度を確保するためにＣ量の
下限を０．０００１質量％とし、溶接性を保持可能な上
限として０．３質量％とした。Ｓｉ量の範囲を０．０１
〜２．５質量％の範囲内としたのは、材質上強度を確保
するためである。また、鋼中Ｓｉの上限を２．５質量％
としたのは、これを超える添加は溶接性に悪影響を及ぼ
すためである。
【００３４】Ｍｎ量を０．０１〜３質量％の範囲とした
のは、０．０１質量％以上で強化効果が現れること、３
質量％を上限としたのは、これを上回る添加は伸びに悪
影響を及ぼすためである。Ａｌ量を０．００１〜４質量
％の範囲としたのは、０．００１質量％以上で強化効果
が現れる。この効果は４質量％で飽和し、それを超える
とめっき性など他の特性を損ない、製造コストの観点で
も不利となるためである。
のは、０．０１質量％以上で強化効果が現れること、３
質量％を上限としたのは、これを上回る添加は伸びに悪
影響を及ぼすためである。Ａｌ量を０．００１〜４質量
％の範囲としたのは、０．００１質量％以上で強化効果
が現れる。この効果は４質量％で飽和し、それを超える
とめっき性など他の特性を損ない、製造コストの観点で
も不利となるためである。
【００３５】Ｍｏは、強化に非常に有利な元素であるば
かりでなく、強度延性バランスに悪影響を及ぼすパーラ
イトや炭化物析出を効果的に抑制し、オーステナイトを
残留させること、また、焼入れ性も向上させるためのマ
ルテンサイト生成にも有利である。このため、Ｍｏは
０．００１質量％以上添加することが好ましい。一方
で、過剰添加は生成した残留オーステナイトの安定化を
遅延させたり、フェライトを硬化させることで延性低下
を引き起こすため、５質量％を上限として添加する。さ
らに、本発明が対象とする鋼は、強度のさらなる向上を
目的としてＣｒ、Ｎｉ、Ｗ、Ｃｕ、Ｃｏの１種または２
種以上を含有できる。Ｃｒ量を０．００１〜２５質量％
の範囲としたのは、０．００１質量％以上で強化効果が
現れること、２５質量％を上限としたのは、これを超え
る量の添加では、加工性に悪影響を及ぼすためである。
Ｎｉ量を０．００１〜１０質量％の範囲としたのは、
０．００１％以上で強化効果が現れること、１０質量％
を上限としたのは、これを超える量の添加では、加工性
に悪影響を及ぼすためである。
かりでなく、強度延性バランスに悪影響を及ぼすパーラ
イトや炭化物析出を効果的に抑制し、オーステナイトを
残留させること、また、焼入れ性も向上させるためのマ
ルテンサイト生成にも有利である。このため、Ｍｏは
０．００１質量％以上添加することが好ましい。一方
で、過剰添加は生成した残留オーステナイトの安定化を
遅延させたり、フェライトを硬化させることで延性低下
を引き起こすため、５質量％を上限として添加する。さ
らに、本発明が対象とする鋼は、強度のさらなる向上を
目的としてＣｒ、Ｎｉ、Ｗ、Ｃｕ、Ｃｏの１種または２
種以上を含有できる。Ｃｒ量を０．００１〜２５質量％
の範囲としたのは、０．００１質量％以上で強化効果が
現れること、２５質量％を上限としたのは、これを超え
る量の添加では、加工性に悪影響を及ぼすためである。
Ｎｉ量を０．００１〜１０質量％の範囲としたのは、
０．００１％以上で強化効果が現れること、１０質量％
を上限としたのは、これを超える量の添加では、加工性
に悪影響を及ぼすためである。
【００３６】Ｗ量を０．００１〜５質量％の範囲とした
のは、０．００１質量％以上で強化効果が現れること、
５質量％を上限としたのは、これを超える量の添加で
は、加工性に悪影響を及ぼすためである。Ｃｕ量を０．
００１〜５質量％の範囲としたのは、０．００１質量％
以上で強化効果が現れること、２５質量％を上限とした
のは、これを超える量の添加では、加工性に悪影響を及
ぼすためである。
のは、０．００１質量％以上で強化効果が現れること、
５質量％を上限としたのは、これを超える量の添加で
は、加工性に悪影響を及ぼすためである。Ｃｕ量を０．
００１〜５質量％の範囲としたのは、０．００１質量％
以上で強化効果が現れること、２５質量％を上限とした
のは、これを超える量の添加では、加工性に悪影響を及
ぼすためである。
【００３７】Ｃｏ量を０．００１〜５質量％の範囲とし
たのは、０．００１質量％以上で強化効果が現れるこ
と、２５質量％を上限としたのは、これを超える量の添
加では、加工性に悪影響を及ぼすためである。さらに、
本発明が対象とする鋼は、強度のさらなる向上を目的と
して強炭化物形成元素であるＮｂ，Ｔｉ，Ｖの１種また
は２種以上を含有できる。
たのは、０．００１質量％以上で強化効果が現れるこ
と、２５質量％を上限としたのは、これを超える量の添
加では、加工性に悪影響を及ぼすためである。さらに、
本発明が対象とする鋼は、強度のさらなる向上を目的と
して強炭化物形成元素であるＮｂ，Ｔｉ，Ｖの１種また
は２種以上を含有できる。
【００３８】これらの元素は、微細な炭化物、窒化物ま
たは炭窒化物を形成して、鋼板の強化のは極めて有効で
あるため、必要に応じて１種または２種以上を０．００
１質量％以上の添加とした。一方で、延性劣化や残留オ
ーステナイト中へのＣの濃化を阻害することから、合計
添加量の上限として１質量％ととした。Ｂもまた、必要
に応じて添加できる。Ｂは、粒界の強化や鋼材の高強度
化に有効ではあるが、その添加量が０．１質量％を超え
るとその効果が飽和するばかりでなく、必要以上に鋼板
強度を上昇させ、加工性が低下するため、上限を０．１
質量％とした。強度のさらなる向上を目的として強炭化
物形成元素であるＺｒ，Ｈｆ，Ｔａの１種または２種以
上を含有できる。これらの元素は、微細な炭化物、窒化
物または炭窒化物を形成して、鋼板の強化には極めて有
効であるため、必要に応じて１種または２種以上を０．
００１質量％以上の添加とした。一方で、延性劣化や残
留オーステナイト中へのＣの濃化を阻害することから、
合計添加量の上限として１質量％ととした。Ｙ、ＲＥＭ
の合計量を０．０００１〜０．１質量％の範囲としたの
は、０．０００１質量％以上でめっきの濡れ性を改善で
き、また、０．１質量％を上限としたのは、これを超え
る量の添加では、溶接性や鋳造時や熱延時の製造性に悪
影響を及ぼすためである。
たは炭窒化物を形成して、鋼板の強化のは極めて有効で
あるため、必要に応じて１種または２種以上を０．００
１質量％以上の添加とした。一方で、延性劣化や残留オ
ーステナイト中へのＣの濃化を阻害することから、合計
添加量の上限として１質量％ととした。Ｂもまた、必要
に応じて添加できる。Ｂは、粒界の強化や鋼材の高強度
化に有効ではあるが、その添加量が０．１質量％を超え
るとその効果が飽和するばかりでなく、必要以上に鋼板
強度を上昇させ、加工性が低下するため、上限を０．１
質量％とした。強度のさらなる向上を目的として強炭化
物形成元素であるＺｒ，Ｈｆ，Ｔａの１種または２種以
上を含有できる。これらの元素は、微細な炭化物、窒化
物または炭窒化物を形成して、鋼板の強化には極めて有
効であるため、必要に応じて１種または２種以上を０．
００１質量％以上の添加とした。一方で、延性劣化や残
留オーステナイト中へのＣの濃化を阻害することから、
合計添加量の上限として１質量％ととした。Ｙ、ＲＥＭ
の合計量を０．０００１〜０．１質量％の範囲としたの
は、０．０００１質量％以上でめっきの濡れ性を改善で
き、また、０．１質量％を上限としたのは、これを超え
る量の添加では、溶接性や鋳造時や熱延時の製造性に悪
影響を及ぼすためである。
【００３９】Ｐ量が０．１質量％を、Ｓ量が０．１質量
％を、それぞれ超えると溶接性や鋳造時や熱延時の製造
性に悪影響を及ぼすため、これらの値を上限として規制
することが好ましいが、過度の極低化は経済的にも不利
であることや、Ｐの場合は強化効果も期待できるため、
Ｐ、Ｓのいずれも下限を０．０００１質量％とすること
が好ましい。また、これ以外の不純物元素としては、Ｓ
ｎを０．０１質量％以下とすることが好ましく、この範
囲であれば本発明鋼板の効果に悪影響は及ぼさない。次
に、基材鋼板の好ましいミクロ組織について述べる。加
工性を十分に確保するためには主組織をフェライト相と
するのが望ましいが、高強度化を考慮するとベイナイト
相を含んでも良い。また、高強度と高延性を両立させる
ため、残留オーステナイト相および／またはマルテンサ
イト相を含む複合組織とする。高強度と高延性のため
に、残留オーステナイト相とマルテンサイト相は、体積
率で合計３％以上とした。上限は特に定めないが、体積
率が合計４０％を超えると脆化傾向を示すため、４０％
以下が望ましい。
％を、それぞれ超えると溶接性や鋳造時や熱延時の製造
性に悪影響を及ぼすため、これらの値を上限として規制
することが好ましいが、過度の極低化は経済的にも不利
であることや、Ｐの場合は強化効果も期待できるため、
Ｐ、Ｓのいずれも下限を０．０００１質量％とすること
が好ましい。また、これ以外の不純物元素としては、Ｓ
ｎを０．０１質量％以下とすることが好ましく、この範
囲であれば本発明鋼板の効果に悪影響は及ぼさない。次
に、基材鋼板の好ましいミクロ組織について述べる。加
工性を十分に確保するためには主組織をフェライト相と
するのが望ましいが、高強度化を考慮するとベイナイト
相を含んでも良い。また、高強度と高延性を両立させる
ため、残留オーステナイト相および／またはマルテンサ
イト相を含む複合組織とする。高強度と高延性のため
に、残留オーステナイト相とマルテンサイト相は、体積
率で合計３％以上とした。上限は特に定めないが、体積
率が合計４０％を超えると脆化傾向を示すため、４０％
以下が望ましい。
【００４０】このような組織を有する高強度溶融亜鉛め
っき鋼板の製造方法について以下説明する。熱延後冷延
・焼鈍して本発明の鋼板を製造する場合には、所定の成
分に調整されたスラブを鋳造ままもしくは一旦冷却した
後再加熱して熱延を行い、その後酸洗し、冷延後焼鈍す
ることで最終製品とする。この時、熱延完了温度は鋼の
化学成分によって決まるＡｒ3 変態温度以上で行うのが
一般的であるが、Ａｒ3 から１０℃程度低温までであれ
ば最終的な鋼板の特性を劣化させない。また、冷却後の
巻取温度は鋼の化学成分によって決まるベイナイト変態
開始温度以上とすることで、冷延時の荷重を必要以上に
高めることがさけられるが、冷延の全圧下率が小さい場
合にはこの限りでなく、鋼のベイナイト変態温度以下で
巻き取られても最終的な鋼板の特性を劣化させない。ま
た、冷延の全圧下率は、最終板厚と冷延荷重の関係から
設定されるが、４０％以上であれば最終的な鋼板の特性
を劣化させない。
っき鋼板の製造方法について以下説明する。熱延後冷延
・焼鈍して本発明の鋼板を製造する場合には、所定の成
分に調整されたスラブを鋳造ままもしくは一旦冷却した
後再加熱して熱延を行い、その後酸洗し、冷延後焼鈍す
ることで最終製品とする。この時、熱延完了温度は鋼の
化学成分によって決まるＡｒ3 変態温度以上で行うのが
一般的であるが、Ａｒ3 から１０℃程度低温までであれ
ば最終的な鋼板の特性を劣化させない。また、冷却後の
巻取温度は鋼の化学成分によって決まるベイナイト変態
開始温度以上とすることで、冷延時の荷重を必要以上に
高めることがさけられるが、冷延の全圧下率が小さい場
合にはこの限りでなく、鋼のベイナイト変態温度以下で
巻き取られても最終的な鋼板の特性を劣化させない。ま
た、冷延の全圧下率は、最終板厚と冷延荷重の関係から
設定されるが、４０％以上であれば最終的な鋼板の特性
を劣化させない。
【００４１】冷延後焼鈍する際に、焼鈍温度が鋼の化学
成分によって決まる温度Ａｃ1 及びＡｃ3 温度（例えば
「鉄鋼材料学」：Ｗ． Ｃ． Ｌｅｓｌｉｅ著、幸田成
康監訳、丸善Ｐ２７３）で、表現される０．１×（Ａｃ
3 −Ａｃ1 ）＋Ａｃ1 （℃）未満の場合には、焼鈍温度
で得られるオーステナイト量が少ないので、最終的な鋼
板中に残留オーステナイト相またはマルテンサイト相を
残すことができないためにこれを焼鈍温度の下限とし
た。また、焼鈍温度がＡｃ3 ＋５０（℃）を超えても何
ら鋼板の特性を改善することがでず製造コストの上昇を
まねくために、焼鈍温度の上限をＡｃ3 ＋５０（℃）と
した。この温度での焼鈍時間は鋼板の温度均一化とオー
ステナイトの確保のために１０秒以上が必要である。し
かし、３分超では、効果が飽和するばかりでなくコスト
の上昇を招くのでこれを上限とした。
成分によって決まる温度Ａｃ1 及びＡｃ3 温度（例えば
「鉄鋼材料学」：Ｗ． Ｃ． Ｌｅｓｌｉｅ著、幸田成
康監訳、丸善Ｐ２７３）で、表現される０．１×（Ａｃ
3 −Ａｃ1 ）＋Ａｃ1 （℃）未満の場合には、焼鈍温度
で得られるオーステナイト量が少ないので、最終的な鋼
板中に残留オーステナイト相またはマルテンサイト相を
残すことができないためにこれを焼鈍温度の下限とし
た。また、焼鈍温度がＡｃ3 ＋５０（℃）を超えても何
ら鋼板の特性を改善することがでず製造コストの上昇を
まねくために、焼鈍温度の上限をＡｃ3 ＋５０（℃）と
した。この温度での焼鈍時間は鋼板の温度均一化とオー
ステナイトの確保のために１０秒以上が必要である。し
かし、３分超では、効果が飽和するばかりでなくコスト
の上昇を招くのでこれを上限とした。
【００４２】その後の一次冷却はオーステナイト相から
フェライト相への変態を促して、未変態のオーステナイ
ト相中にＣを濃化させてオーステナイトの安定化をはか
るのに重要である。この冷却速度が０．１℃／秒以下に
することは、必要な生産ライン長を長くしたり、生産速
度を極めて遅くするといった製造上のデメリットを生じ
るために、この冷却速度の下限を０．１℃／秒とした。
一方、冷却速度が１０℃／秒以上の場合にはフェライト
変態が十分に起こらず、最終的な鋼板中の残留オーステ
ナイト相確保が困難となったり、マルテンサイト相など
の硬質相が多量になってしまうため、これを上限とし
た。
フェライト相への変態を促して、未変態のオーステナイ
ト相中にＣを濃化させてオーステナイトの安定化をはか
るのに重要である。この冷却速度が０．１℃／秒以下に
することは、必要な生産ライン長を長くしたり、生産速
度を極めて遅くするといった製造上のデメリットを生じ
るために、この冷却速度の下限を０．１℃／秒とした。
一方、冷却速度が１０℃／秒以上の場合にはフェライト
変態が十分に起こらず、最終的な鋼板中の残留オーステ
ナイト相確保が困難となったり、マルテンサイト相など
の硬質相が多量になってしまうため、これを上限とし
た。
【００４３】この一次冷却が５５０℃未満まで行われる
と、冷却中にパーライトが生成し、オーステナイト安定
化元素であるＣを浪費し、最終的に十分な量の残留オー
ステナイトが得られないために、これを下限とした。し
かしながら、冷却が７００℃超までしか行われなかった
場合にはフェライト変態の進行が十分ではないので、こ
れを上限とした。引き続き行われる二次冷却の急速冷却
は、冷却中にパーライト変態や鉄炭化物の析出などが起
こらないような冷却速度として最低０．１℃／秒以上が
必要となる。但しこの冷却速度を１００℃／秒以上にす
ることは設備能力上困難であることから、０．１〜１０
０℃を冷却速度の範囲とした。
と、冷却中にパーライトが生成し、オーステナイト安定
化元素であるＣを浪費し、最終的に十分な量の残留オー
ステナイトが得られないために、これを下限とした。し
かしながら、冷却が７００℃超までしか行われなかった
場合にはフェライト変態の進行が十分ではないので、こ
れを上限とした。引き続き行われる二次冷却の急速冷却
は、冷却中にパーライト変態や鉄炭化物の析出などが起
こらないような冷却速度として最低０．１℃／秒以上が
必要となる。但しこの冷却速度を１００℃／秒以上にす
ることは設備能力上困難であることから、０．１〜１０
０℃を冷却速度の範囲とした。
【００４４】この二次冷却の冷却停止温度がめっき浴温
度よりも低いと操業上問題となり、めっき浴温度＋１０
０（℃）を超えると炭化物析出が短時間で生じるため、
得られる残留オーステナイトやマルテンサイトの量が確
保できなくなる。このため、２次冷却の停止温度をめっ
き浴温度以上めっき浴温度＋１００（℃）とした。鋼板
中に残留しているオーステナイト相を室温で安定にする
ためには、その一部をベイナイト相へ変態させる事でオ
ーステナイト中の炭素濃度を更に高めることが必須であ
る。合金化処理を併せてベイナイト変態を促進するため
に３００〜５５０℃の温度域に１５秒から２０分保持す
ることが望ましい。３００℃未満ではベイナイト変態が
起こりにくく、５８０℃を超えると炭化物が生じて十分
な残留オーステナイト相を残すことが困難となるため合
金化処理温度の上限を５８０℃ととした。
度よりも低いと操業上問題となり、めっき浴温度＋１０
０（℃）を超えると炭化物析出が短時間で生じるため、
得られる残留オーステナイトやマルテンサイトの量が確
保できなくなる。このため、２次冷却の停止温度をめっ
き浴温度以上めっき浴温度＋１００（℃）とした。鋼板
中に残留しているオーステナイト相を室温で安定にする
ためには、その一部をベイナイト相へ変態させる事でオ
ーステナイト中の炭素濃度を更に高めることが必須であ
る。合金化処理を併せてベイナイト変態を促進するため
に３００〜５５０℃の温度域に１５秒から２０分保持す
ることが望ましい。３００℃未満ではベイナイト変態が
起こりにくく、５８０℃を超えると炭化物が生じて十分
な残留オーステナイト相を残すことが困難となるため合
金化処理温度の上限を５８０℃ととした。
【００４５】マルテンサイト相を生成させるには、残留
オーステナイト相の場合とは異なりベイナイト変態を生
じさせる必要がない。一方では、炭化物やパーライト相
の生成は残留オーステナイト相と同様、抑制する必要が
あるため、２次冷却後の十分な合金化処理を行うため４
００℃〜５５０℃の温度域で合金化処理することとす
る。
オーステナイト相の場合とは異なりベイナイト変態を生
じさせる必要がない。一方では、炭化物やパーライト相
の生成は残留オーステナイト相と同様、抑制する必要が
あるため、２次冷却後の十分な合金化処理を行うため４
００℃〜５５０℃の温度域で合金化処理することとす
る。
【００４６】
【実施例】以下、実施例によって本発明をさらに詳細に
説明する。表１に示すような組成の鋼板を、１２００℃
に加熱し、Ａｒ3 変態温度以上で熱延を完了し、冷却後
各鋼の化学成分で決まるベイナイト変態開始温度以上で
巻き取った鋼帯を酸洗後、冷延して１．０ｍｍ厚とし
た。その後、各鋼の成分（質量％）から下記式にしたが
ってＡｃ1 とＡｃ3 変態温度を計算により求めた。 Ａｃ1 ＝７２３−１０．７×Ｍｎ％−１６．９×Ｎｉ％
＋２９．１×Ｓｉ％＋１６．９×Ｃｒ％、 Ａｃ3 ＝９１０−２０３×（Ｃ％）×１／２−１５．２
×Ｎｉ％＋４４．７×Ｓｉ％＋１０４×Ｖ％＋３１．５
×Ｍｏ％−３０×Ｍｎ％−１１×Ｃｒ％−２０×Ｃｕ％
＋７００×Ｐ％＋４００×Ａｌ％＋４００×Ｔｉ％、
説明する。表１に示すような組成の鋼板を、１２００℃
に加熱し、Ａｒ3 変態温度以上で熱延を完了し、冷却後
各鋼の化学成分で決まるベイナイト変態開始温度以上で
巻き取った鋼帯を酸洗後、冷延して１．０ｍｍ厚とし
た。その後、各鋼の成分（質量％）から下記式にしたが
ってＡｃ1 とＡｃ3 変態温度を計算により求めた。 Ａｃ1 ＝７２３−１０．７×Ｍｎ％−１６．９×Ｎｉ％
＋２９．１×Ｓｉ％＋１６．９×Ｃｒ％、 Ａｃ3 ＝９１０−２０３×（Ｃ％）×１／２−１５．２
×Ｎｉ％＋４４．７×Ｓｉ％＋１０４×Ｖ％＋３１．５
×Ｍｏ％−３０×Ｍｎ％−１１×Ｃｒ％−２０×Ｃｕ％
＋７００×Ｐ％＋４００×Ａｌ％＋４００×Ｔｉ％、
【００４７】これらのＡｃ1 およびＡｃ3 変態温度から
計算される焼鈍温度に１０％Ｈ2 −Ｎ2 雰囲気中で昇温
・保定したのち、０．１〜１０℃／秒の冷却速度で５５
０〜７００℃温度域に冷却し、引き続いて０．１〜２０
℃／秒の冷却速度でめっき浴温度にまで冷却し、浴組成
を種々変化させた４６０℃の亜鉛めっき浴に３秒間浸漬
することでめっきを行った。
計算される焼鈍温度に１０％Ｈ2 −Ｎ2 雰囲気中で昇温
・保定したのち、０．１〜１０℃／秒の冷却速度で５５
０〜７００℃温度域に冷却し、引き続いて０．１〜２０
℃／秒の冷却速度でめっき浴温度にまで冷却し、浴組成
を種々変化させた４６０℃の亜鉛めっき浴に３秒間浸漬
することでめっきを行った。
【００４８】また、一部の鋼板については、Ｆｅ−Ｚｎ
合金化処理として、めっき後の鋼板を３００〜５８０℃
の温度域で１５秒〜２０分保持し、めっき層中のＦｅ含
有率が質量％で５〜２０となるよう調節した。めっき表
面外観のドロス巻き込み状況の目視観察および不めっき
部面積の測定によりめっき性を評価した。作製しためっ
きはめっき層をインヒビターを含有した５％塩酸溶液で
溶解し化学分析に供し組成を求め表２に示した。
合金化処理として、めっき後の鋼板を３００〜５８０℃
の温度域で１５秒〜２０分保持し、めっき層中のＦｅ含
有率が質量％で５〜２０となるよう調節した。めっき表
面外観のドロス巻き込み状況の目視観察および不めっき
部面積の測定によりめっき性を評価した。作製しためっ
きはめっき層をインヒビターを含有した５％塩酸溶液で
溶解し化学分析に供し組成を求め表２に示した。
【００４９】表１より、本発明鋼は、強度・伸びバラン
スに優れＴＳ×Ｅｌが２２０００ＭＰａ・％と高いこと
がわかる。一方、本発明の成分範囲を満たさない比較例
は、いずれも強度・伸びバランスに劣りＴＳ×Ｅｌの値
が１５０００ＭＰａ・％以下と低い。表２および表３よ
り、本発明の鋼板（表中１〜５６）は、不めっき発生が
少なく、外観も良好である。それに比較して本発明の範
囲を逸脱する場合（表中５７〜６４）は、不めっきの発
生が多いあるいは外観が不良、もしくは所定の材質を満
たさない。また、表４は７および１２の製造条件と材質
の関係を示した表であるが、本願発明の請求項の範囲で
製造した鋼板は、ミクロ組織も上述した組織になってお
り強度・伸びバランスに優れている。
スに優れＴＳ×Ｅｌが２２０００ＭＰａ・％と高いこと
がわかる。一方、本発明の成分範囲を満たさない比較例
は、いずれも強度・伸びバランスに劣りＴＳ×Ｅｌの値
が１５０００ＭＰａ・％以下と低い。表２および表３よ
り、本発明の鋼板（表中１〜５６）は、不めっき発生が
少なく、外観も良好である。それに比較して本発明の範
囲を逸脱する場合（表中５７〜６４）は、不めっきの発
生が多いあるいは外観が不良、もしくは所定の材質を満
たさない。また、表４は７および１２の製造条件と材質
の関係を示した表であるが、本願発明の請求項の範囲で
製造した鋼板は、ミクロ組織も上述した組織になってお
り強度・伸びバランスに優れている。
【００５０】
【表１】
【００５１】
【表２】
【００５２】
【表３】
【００５３】
【表４】
【００５４】
【発明の効果】本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は不
めっきの発生が抑制され外観及び加工性が良好であり、
建材、家電製品、自動車車体用途等に極めて有効であ
る。
めっきの発生が抑制され外観及び加工性が良好であり、
建材、家電製品、自動車車体用途等に極めて有効であ
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 2/06 Ｃ２３Ｃ 2/06
2/40 2/40
(72)発明者 黒崎 將夫
千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式
会社技術開発本部内
(72)発明者 高橋 学
千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式
会社技術開発本部内
(72)発明者 宮坂 明博
千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式
会社技術開発本部内
Ｆターム(参考） 4K027 AA02 AA05 AA23 AB02 AB14
AB28 AB43 AB44 AC12 AC73
AE03 AE11 AE27
4K037 EA01 EA04 EA05 EA06 EA10
EA11 EA12 EA13 EA15 EA16
EA17 EA19 EA20 EA21 EA23
EA25 EA27 EA28 EA31 EA32
EA33 EA35 EA36 EB02 EB05
EB07 EB08 EB12 FA00 FB00
FG00 FH01 FJ05 FK01 FK02
FK03 FK08 GA05 JA06
Claims (12)
- 【請求項１】 質量％で、 Ｃ ：０．０００１〜０．３％、 Ｓｉ：０．１〜２．５％、 Ｍｎ：０．０１〜３％、 Ａｌ：０．００１〜４％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避
不純物からなり、表面に、質量％で、 Ａｌ：０．００１〜０．５％、 Ｍｎ：０．００１〜２％、 Ｆｅ：５〜２０％を含有し、残部がＺｎ及び不可避不純
物からなるめっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であっ
て、 鋼のＳｉ含有率：Ｘ（質量％）、鋼のＭｎ含有率：Ｙ
（質量％）、鋼のＡｌ含有率：Ｚ（質量％）、めっき層
のＡｌ含有率：Ａ（質量％）、めっき層のＭｎ含有率：
Ｂ（質量％）が、下記（１）式を満たすことを特徴とす
る加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 ３−（Ｘ＋Ｙ／１０＋Ｚ／３）−１２．５×（Ａ−Ｂ）≧０・・・（１） - 【請求項２】 質量％で、 Ｃ ：０．０００１〜０．３％、 Ｓｉ：０．１〜２．５％、 Ｍｎ：０．０１〜３％、 Ａｌ：０．００１〜４％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避
不純物からなり、表面に、質量％で、 Ａｌ：０．００１〜０．５％、 Ｍｎ：０．００１〜２％、 Ｆｅ：５％未満を含有し、残部がＺｎ及び不可避不純物
からなるめっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であっ
て、 鋼のＳｉ含有率：Ｘ（質量％）、鋼のＭｎ含有率：Ｙ
（質量％）、鋼のＡｌ含有率：Ｚ（質量％）、めっき層
のＡｌ含有率：Ａ（質量％）、めっき層のＭｎ含有率：
Ｂ（質量％）が、前記（１）式を満たすことを特徴とす
る加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項３】 めっき層が、質量％で、 Ｓｉ：０．００１〜０．1％ Ｍｏ：０．００１〜０．１％ Ｗ：０．００１〜０．１％ Ｚｒ：０．００１〜０．１％ Ｃｓ：０．００１〜０．１％、 Ｒｂ：０．００１〜０．１％、 Ｋ ：０．００１〜０．１％、 Ａｇ：０．００１〜５％、 Ｎａ：０．００１〜０．０５％、 Ｃｄ：０．００１〜３％、 Ｃｕ：０．００１〜３％、 Ｎｉ：０．００１〜０．５％、 Ｃｏ：０．００１〜１％、 Ｌａ：０．００１〜０．１％、 Ｔｌ：０．００１〜８％、 Ｎｄ：０．００１〜０．１％、 Ｙ ：０．００１〜０．１％、 Ｉｎ：０．００１〜５％、 Ｂｅ：０．００１〜０．１％、 Ｃｒ：０．００１〜０．０５％、 Ｐｂ：０．００１〜１％、 Ｈｆ：０．００１〜０．１％、 Ｔｃ：０．００１〜０．１％、 Ｔｉ：０．００１〜０．１％、 Ｇｅ：０．００１〜５％、 Ｔａ：０．００１〜０．１％、 Ｖ ：０．００１〜０．２％、 Ｂ ：０．００１〜０．１％の１種または２種以上を、
さらに含有することを特徴とする請求項１または２に記
載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項４】 鋼が、質量％で、 Ｍｏ：０．００１〜５％を、さらに含有することを特徴
とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の加工性に
優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項５】 鋼が、質量％で、 Ｃｒ：０．００１〜２５％、 Ｎｉ：０．００１〜１０％、 Ｗ ：０．００１〜５％、 Ｃｕ：０．００１〜５％、 Ｃｏ：０．００１〜５％の１種または２種以上を、さら
に含有することを特徴とする請求項１乃至４のいずれか
１項に記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼
板。 - 【請求項６】 鋼が、質量％で、 Ｎｂ：０．００１％以上、 Ｔｉ：０．００１％以上、 Ｖ ：０．００１％以上の１種または２種以上を合計で
１％以下、さらに含有することを特徴とする請求項１乃
至５のいずれか１項に記載の加工性に優れた高強度溶融
亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項７】 鋼が、質量％で、Ｂ：０．０００１〜
０．１％を、さらに含有することを特徴とする請求項１
乃至６のいずれか１項に記載の加工性に優れた高強度溶
融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項８】 鋼が、質量％で、 Ｚｒ：０．００１％以上、 Ｈｆ：０．００１％以上、 Ｔａ：０．００１％以上の１種または２種以上を合計で
１％以下、さらに含有することを特徴とする請求項１乃
至７のいずれか１項に記載の加工性に優れた高強度溶融
亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項９】 鋼が、質量％で、 Ｙ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１
〜０．１％、さらに含有することを特徴とする請求項１
乃至８のいずれか１項に記載の加工性に優れた高強度溶
融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項１０】 鋼が、質量％で、 Ｐ ：０．１％以下、 Ｓ ：０．１％以下を、さらに含有することを特徴とす
る請求項１乃至９のいずれか１項に記載の加工性に優れ
た高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項１１】 鋼のミクロ組織が、フェライト相もし
くはフェライト相とベイナイト相からなり、マルテンサ
イト相、残留オーステナイト相の一方もしくは両方を、
体積分率で合計３％以上含む複合組織であることを特徴
とする請求項１乃至１０のいずれか１項に記載の加工性
に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項１２】 請求項１１に記載の高強度溶融亜鉛め
っき鋼板の製造において、鋳造スラブを鋳造ままもしく
は一旦冷却した後に再度加熱し、熱延後巻取った熱延鋼
板を酸洗後冷延し、その後、０．１×（Ａｃ3 −Ａｃ1
）＋Ａｃ1 （℃）以上Ａｃ3 ＋５０（℃）以下の温度
域で１０秒〜３０分焼鈍した後に、０．１〜１０℃／秒
の冷却速度で５５０〜７００℃温度域に冷却し、引き続
いて０．１〜１００℃／秒の冷却速度でめっき浴温度〜
めっき浴温度＋１００（℃）にまで冷却した後めっき浴
に浸漬し、その後合金化処理を３００〜５８０℃の温度
域で行い、室温まで冷却することを特徴とする加工性に
優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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