JP2005060742A - 密着性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 - Google Patents
密着性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 Download PDFInfo
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- Coating With Molten Metal (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
【課題】良好な加工性と高強度を同時に達成でき、密着性の優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板並びにその製造方法を提供することを目的としている。
【解決手段】所定成分の高強度鋼板の上に、Ｆｅを含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる合金化溶融亜鉛めっき層を有する鋼板において、このめっきのｄ＝１．２７９、ｄ＝１．２６、ｄ＝１．２３７、ｄ＝１．２２２のＸ線回折強度Ｉδ１、Ｉζ、Ｉη、ＩΓとＳｉ標準板のｄ＝３．１３のＸ線回折強度ＩＳｉとの比Ｉδ１／ＩＳｉ、Ｉζ／ＩＳｉ、Ｉη／ＩＳｉ、ＩΓ／ＩＳｉが、Ｉη／ＩＳｉ≦０．０００６、ＩΓ／ＩＳｉ≦０．０００６であり、Ｉδ１／ＩＳｉとＩζ／ＩＳｉの１種または２種が０．０００６以上であることを特徴とする密着性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する。
【選択図】 なし
【解決手段】所定成分の高強度鋼板の上に、Ｆｅを含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる合金化溶融亜鉛めっき層を有する鋼板において、このめっきのｄ＝１．２７９、ｄ＝１．２６、ｄ＝１．２３７、ｄ＝１．２２２のＸ線回折強度Ｉδ１、Ｉζ、Ｉη、ＩΓとＳｉ標準板のｄ＝３．１３のＸ線回折強度ＩＳｉとの比Ｉδ１／ＩＳｉ、Ｉζ／ＩＳｉ、Ｉη／ＩＳｉ、ＩΓ／ＩＳｉが、Ｉη／ＩＳｉ≦０．０００６、ＩΓ／ＩＳｉ≦０．０００６であり、Ｉδ１／ＩＳｉとＩζ／ＩＳｉの１種または２種が０．０００６以上であることを特徴とする密着性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する。
【選択図】 なし
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法に係わり、更に詳しくは優れた密着性を有し、種々の用途、例えば建材用や自動車用鋼板として適用できるめっき鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
耐食性の良好なめっき鋼板として合金化溶融亜鉛めっき鋼板がある。この合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、通常、鋼板を脱脂後、無酸化炉にて予熱し、表面の清浄化および材質確保のために還元炉にて還元焼鈍を行い、溶融亜鉛浴に浸漬し、付着量制御した後合金化を行うことによって製造される。その特徴として、耐食性およびめっき密着性等に優れることから、自動車、建材用途等を中心として広く使用されている。
【０００３】
特に近年、自動車分野においては衝突時に乗員を保護するような機能の確保と共に燃費向上を目的とした軽量化を両立させるために、めっき鋼板の高強度化が必要とされてきている。
【０００４】
加工性を悪化させずに鋼板を高強度化するためには、ＳｉやＭｎ、Ｐといった元素を添加することが有効であるが、これらの元素の添加は合金化を遅延させるため、軟鋼に比べて高温長時間の合金化を必要とする。この高温長時間の合金化は、鋼板中に残存していたオーステナイトをパーライトに変態させ、加工性を低下させるため、結果として添加元素の効果を相殺することになる。
【０００５】
こうした合金化溶融亜鉛めっき鋼板の加工性を向上させることを目的として本発明者らは、加工性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法を先に提案した（特許文献１参照）。
【０００６】
また、こうした鋼板の製造方法として、高強度と高延性を兼ね備え、めっき密着性と合金化処理性にも優れた溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法（例えば、特許文献２参照）や、プレス成形性およびめっき密着性に優れる高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法（例えば、特許文献３参照）等が提案されている。
が示されている。
【０００７】
【特許文献１】
特開２００３−１０５５１６号公報
【特許文献２】
特開平１１−１３１１４５号公報
【特許文献３】
特開２００１−１４００２２号公報
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、前記特許文献１に開示される技術では、密着性が十分確保されていない。また、特許文献２や特許文献３に示される製造方法では、製造条件の範囲が極めて広く記述されているが、めっきの合金化と鋼板の加工性向上を両立させる製造条件が記載されておらず、実際の生産における有用性に乏しい。
【０００９】
そこで、本発明は上記問題点を解決し、密着性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板と、その製造方法を提案するものである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、高強度鋼板のめっき処理について鋭意研究を重ねた結果、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎが一定量以上添加された鋼を、熱処理条件及びめっき条件を最適化した連続溶融亜鉛めっき設備でめっき処理することにより、密着性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造できることを見いだして本発明をなした。
すなわち、本発明の要旨とするところは、以下の通りである。
【００１１】
（１） 質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．１５％、
Ｓｉ：０．３〜２．５％、
Ｍｎ：１．５〜２．８％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．５％、
Ｎ：０．００６０％以下を含有し、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、さらに％Ｃ、％Ｓｉ、％ＭｎをそれぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ含有量とした時に（％Ｍｎ）／（％Ｃ）≧１２かつ（％Ｓｉ）／（％Ｃ）≧４が満たされる高強度鋼板の上に、Ｆｅを含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる合金化溶融亜鉛めっき層を有する鋼板において、このめっきのｄ＝１．２７９、ｄ＝１．２６、ｄ＝１．２３７、ｄ＝１．２２２のＸ線回折強度Ｉδ１、Ｉζ、Ｉη、ＩΓとＳｉ標準板のｄ＝３．１３のＸ線回折強度ＩＳｉとの比Ｉδ１／ＩＳｉ、Ｉζ／ＩＳｉ、Ｉη／ＩＳｉ、ＩΓ／ＩＳｉが、Ｉη／ＩＳｉ≦０．０００６、ＩΓ／ＩＳｉ≦０．０００６であり、Ｉδ１／ＩＳｉとＩζ／ＩＳｉの１種または２種が０．０００６以上であることを特徴とする密着性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１２】
（２） 高強度鋼板とめっき層との界面から鋼板側にＳｉＯ２の内部酸化物の平均含有率が０．８〜５．０質量％である鋼層を０．１μｍ以上、１０μｍ以下形成することを特徴とする前記（１）に記載の密着性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１３】
（３） 質量％で、Ｎｉ：０．０１〜５．０％、Ｃｕ：０．０１〜５．０％の１種または２種を含有する高強度鋼板であることを特徴とする前記（１）または（２）に記載の密着性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１４】
（４） 引張強さＦ（ＭＰａ）と伸びＬ（％）の関係が
Ｌ≧５１−０．０３５×Ｆ
を満足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密着性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１５】
（５） 前記（１）乃至（４）のいずれかに記載の化学成分からなる組成のスラブをＡｒ３点以上の温度で仕上圧延を行い、５０〜８５％の冷間圧延を施した後、連続溶融亜鉛めっき設備で７５０℃以上８８０℃以下のフェライト、オーステナイトの二相共存温度域で焼鈍し、その最高到達温度から６５０℃までを平均冷却速度０．５〜１０℃／秒で、引き続いて６５０℃から５００℃までを平均冷却速度３℃／秒以上で冷却し、さらに５００℃から平均冷却速度０．５℃／秒以上で４２０℃〜４６０℃まで冷却し、且つ、５００℃からめっき浴までを２５秒以上２４０秒以下保持した後、溶融亜鉛めっき処理を行うことによって、前記冷延鋼板の表面上に溶融亜鉛めっき層を形成し、次いで、前記溶融亜鉛めっき層が形成された前記鋼板に対し合金化処理を施すことによって、前記鋼板の表面上に合金化溶融亜鉛めっき層を形成する合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、前記溶融亜鉛めっき処理を、浴中有効Ａｌ濃度：０．０７〜０．０９２ｍａｓｓ％ 、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる成分組成の溶融亜鉛めっき浴中で行い、そして、前記合金化処理を、
４５０≦Ｔ≦４１０×ｅｘｐ（２×〔Ａｌ％〕）
但し、〔Ａｌ％〕：亜鉛めっき浴中の浴中有効Ａｌ濃度（ｍａｓｓ％）
を満足する温度Ｔ（℃）において行うことを特徴とする、密着性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１６】
（６） 前記（５）に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、浴中有効Ａｌ濃度を、
〔Ａｌ％〕≦０．０９２−０．００１×〔Ｓｉ％〕２
但し、〔Ｓｉ％〕：鋼板中のＳｉ含有量（ｍａｓｓ％）
を満足する浴中有効Ａｌ濃度（ｍａｓｓ％）において行うことを特徴とする、密着性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１７】
（７） 前記（５）または（６）記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、溶融めっき後４００℃以下の温度に冷却されるまでの時間を３０秒以上１２０秒以下とすることを特徴とする、密着性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１８】
（８） 前記（５）及至（７）のいずれかに記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、溶融亜鉛めっき浴の温度を４７０℃未満とすることを特徴とする、密着性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１９】
（９） 前記（５）及至（８）のいずれかに記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、焼鈍後４００℃以上４５０℃以下まで冷却した後、４３０℃以上４７０℃以下まで再加熱を行い、溶融亜鉛めっき処理を行うことを特徴とする密着性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２０】
（１０） 前記（１）乃至（４）のいずれかに記載の化学成分からなる組成の高強度鋼板に連続的に溶融亜鉛めっきを施す際、酸化帯において燃焼空気比０．９〜１．２の雰囲気中にて酸化せしめ、その後の還元帯において、水分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）が下式、
０．５〔Ｓｉ％〕−３≦ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）≦−０．８
但し、〔Ｓｉ％〕：鋼板中のＳｉ含有量（ｍａｓｓ％）
を満たす雰囲気で還元を行うことを特徴とする請求項５及至請求項９のいずれかに記載の密着性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２１】
【発明の実施の形態】
以下に本発明を詳細に説明する。
【００２２】
まず、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎの数値限定理由について述べる。Ｃはマルテンサイトや残留オーステナイトによる組織強化で鋼板を高強度化しようとする場合に必須の元素である。Ｃの含有量を０．０５％以上とする理由は、Ｃが０．０５％未満ではミストや噴流水を冷却媒体として焼鈍温度から急速冷却することが困難な溶融亜鉛めっきラインにおいてセメンタイトやパーライトが生成しやすく、必要とする引張強さの確保が困難であるためである。一方、Ｃの含有量を０．１５％以下とする理由は、Ｃが０．１５％を超えると、スポット溶接で健全な溶接部を形成することが困難となると同時にＣの偏析が顕著となり加工性が劣化するためである。
【００２３】
Ｓｉは鋼板の加工性、特に伸びを大きく損なうことなく強度を増す元素として０．３〜２．５％添加しかつＣ含有量の４倍以上の質量％とする。Ｓｉの含有量を０．３％以上とする理由は、Ｓｉが０．３％未満では必要とする引張強さの確保が困難であるためであり、Ｓｉの含有量を２．５％以下とする理由は、Ｓｉが２．５％を超えると強度を増す効果が飽和すると共に延性の低下が起こるためである。またＣ含有量の４倍以上の質量％とすることで、めっき直後に行う合金化処理のための再加熱でパーライトおよびベイナイト変態の進行を著しく遅滞させ、室温まで冷却後にも体積率で３〜２０％のマルテンサイトおよび残留オーステナイトがフェライト中に混在する金属組織とすることができる。
【００２４】
ＭｎはＣとともにオーステナイトの自由エネルギーを下げるため、めっき浴に鋼帯を浸漬するまでの間にオーステナイトを安定化する目的で１．５％以上添加する。またＣ含有量の１２倍以上の質量％を添加することにより、めっき直後に行う合金化処理のための再加熱でパーライトおよびベイナイト変態の進行を著しく遅滞させ、室温まで冷却後にも体積率で３〜２０％のマルテンサイトおよび残留オーステナイトがフェライト中に混在する金属組織とできる。しかし添加量が過大になるとスラブに割れが生じやすく、またスポット溶接性も劣化するため、２．８％を上限とする。
【００２５】
Ｐは一般に不可避的不純物として鋼に含まれるが、その量が０．０３％を超えるとスポット溶接性の劣化が著しいうえ、本発明におけるような引張強さが４９０ＭＰａを超すような高強度鋼板では靭性とともに冷間圧延性も著しく劣化するため、その含有量は０．０３％以下とする。Ｓも一般に不可避的不純物として鋼に含まれるが、その量が０．０２％を超えると、圧延方向に伸張したＭｎＳの存在が顕著となり、鋼板の曲げ性に悪影響をおよぼすため、その含有量は０．０２％以下とする。
【００２６】
Ａｌは鋼の脱酸元素として、またＡｌＮによる熱延素材の細粒化、および一連の熱処理工程における結晶粒の粗大化を抑制し材質を改善するために０．００５％以上添加する必要がある。ただし、０．５％を超えるとコスト高となるばかりか、表面性状を劣化させるため、その含有量は０．５％以下とする。Ｎもまた一般に不可避的不純物として鋼に含まれるが、その量が０．０６％を超えると、伸びとともに脆性も劣化するため、その含有量は０．００６％以下とする。
【００２７】
また、鋼板を高強度化するために、ＳｉやＭｎ、Ｐといった元素を添加するとめっき濡れ性が低下することがあるため、めっき濡れ性を向上させるためにＮｉ、Ｃｕを添加すると有効である。
【００２８】
Ｎｉを添加することによってめっき濡れ性が向上する理由は明確ではないが、連続溶融亜鉛めっき設備で焼鈍を行う際、表面に濃化し、ＳｉやＭｎ、Ｐといっためっき濡れ性を低下させる元素の表面濃化を抑制する効果があると考えられる。この効果は０．０１％以上添加すると明確になる。ただし、添加量が５．０％を超えると加工性の劣化を招くと共にコストアップの原因にもなるので、５．０％を上限とした。
【００２９】
Ｃｕはめっき濡れ性を向上させると共にめっき密着性を向上させる上で有効な元素である。Ｃｕを添加することによってめっき濡れ性、密着性が向上する理由もまた明確ではないが、連続溶融亜鉛めっき設備で焼鈍を行う際、表面に濃化し、ＳｉやＭｎ、Ｐといっためっき濡れ性を低下させる元素の表面濃化を抑制するＮｉの効果を補助する効果があると考えられる。この効果は０．０１％以上添加すると明確になる。ただし、添加量が５．０％を超えると加工性の劣化を招くと共にコストアップの原因にもなるので、５．０％を上限とした。
【００３０】
ＮｉとＣｕは同時に添加することで相乗効果を発揮し、より少量の添加でめっき濡れ性を向上させることができる。従って、同時に添加する場合、Ｎｉ添加量は０．０１％以上１．０％未満、Ｃｕ添加量は０．０１％以上０．５％未満が好ましい。
【００３１】
また、これらを主成分とする鋼にＮｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｗ、Ｃｏ、Ｃａ、希土類元素（Ｙを含む）、Ｖ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｐｂ、Ｍｇ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉを合計で１％以下含有しても本発明の効果を損なわず、その量によっては耐食性や加工性が改善される等好ましい場合もある。
【００３２】
次に、合金化溶融亜鉛めっき層について述べる。本発明において、合金化溶融亜鉛めっき層とは、合金化反応によってＺｎめっき中に鋼中のＦｅが拡散しできたＦｅ−Ｚｎ合金を主体としためっき層のことである。このめっき層はＦｅの含有率の違いにより、η相、ζ相、δ１相、Γ相と呼ばれる合金層が形成される。この内、η相はめっきが軟らかくプレス時に金型と凝着してフレーキングと呼ばれるめっき剥離を起こしやすい。また、Γ相は硬くて脆いため、加工時にパウダリングと呼ばれるめっき剥離を起こしやすい。従って、η相、Γ相を限りなく少なくし、めっき層をζ相とδ１相のいずれか１種または２種以上とすることによりめっき密着性を向上させることができる。ここで、めっき層中にはΓ１相と呼ばれる硬くて脆い相も存在することが知られているが、Ｘ線回折強度からはΓ相とΓ１相を区別することができないため、Γ相とΓ１相を合わせてΓ相として取り扱う。
【００３３】
具体的には、η相、ζ相、δ１相、Γ相を示すｄ＝１．２７９、ｄ＝１．２６、ｄ＝１．２３７、ｄ＝１．２２２のＸ線回折強度Ｉδ１、Ｉζ、Ｉη、ＩΓとＳｉ標準板のｄ＝３．１３のＸ線回折強度ＩＳｉとの比Ｉδ１／ＩＳｉ、Ｉζ／ＩＳｉ、Ｉη／ＩＳｉ、ＩΓ／ＩＳｉを、Ｉη／ＩＳｉ≦０．０００６、ＩΓ／ＩＳｉ≦０．０００６とし、Ｉδ１／ＩＳｉとＩζ／ＩＳｉのいずれかの１種または２種が０．０００６以上とする。
【００３４】
Ｉη／ＩＳｉを０．０００６以下に限定した理由は、Ｉη／ＩＳｉが０．０００６以下ではη相は極微量であり、めっき密着性の低下が見られないためである。
【００３５】
また、ＩΓ／ＩＳｉを０．０００６以下に限定した理由は、ＩΓ／ＩＳｉが０．０００６以下ではΓ相は極微量であり、めっき密着性の低下が見られないためである。
【００３６】
Ｉδ１／ＩＳｉとＩζ／ＩＳｉのいずれかの１種または２種が０．０００６以上に限定した理由は、Ｉδ１／ＩＳｉとＩζ／ＩＳｉのいずれかの１種または２種が０．０００６以上では、めっき層がδ１相とζ相のいずれかの１種または２種が主体となり、めっき密着性の低下が見られないためである。
【００３７】
本発明鋼板は、溶融亜鉛めっき浴中あるいは亜鉛めっき中にＰｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、希土類元素の１種または２種以上を含有、あるいは混入してあっても本発明の効果を損なわず、その量によっては耐食性や加工性が改善される等好ましい場合もある。合金化溶融亜鉛めっきの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２０ｇ／ｍ２以上、経済性の観点から１５０ｇ／ｍ２以下で有ることが望ましい。
【００３８】
本発明において加工性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とは、引張強さＴＳが４９０ＭＰａ以上で、引張強さＦ（ＭＰａ）と伸びＬ（％）の関係が、Ｌ≧５１−０．０３５×Ｆ
を満足する性能を持つ鋼板である。
【００３９】
伸びＬを［５１−０．０３５×Ｆ］％以上と限定した理由は、Ｌが［５１−０．０３５×Ｆ］より低い場合、深絞り等の厳しい加工のときに破断する等加工性が不十分であるためである。
【００４０】
本発明において、高強度鋼板とめっき層との界面から鋼板側にＳｉＯ２の内部酸化物の平均含有率が０．８〜５．０質量％である鋼層を０．１μｍ以上、１０μｍ以下形成するとさらに密着性が向上する。高強度鋼板とめっき層との界面から鋼板側にＳｉＯ２の内部酸化物が存在すると密着性が向上する理由は、焼鈍過程で鋼板内にＳｉの内部酸化物が生成することによって、鋼板表面にＳｉの外部酸化膜が生成することを抑制するためであると考えられる。
【００４１】
Ｓｉの内部酸化物は、粒状や線状になって鋼板中に存在し、顕微鏡観察において明瞭に区別できる。本発明において、ＳｉＯ２の内部酸化物を含有する鋼層とは、顕微鏡観察においてＳｉＯ２の内部酸化物が観察される層である。また、ＳｉＯ２の内部酸化物の平均含有率とは、この鋼層中に含まれるＳｉＯ２の含有率を示し、ＳｉＯ２の内部酸化物を含有する鋼層の厚みとは、鋼板表面からＳｉＯ２の内部酸化物が観察される部分までの幅を示す。
【００４２】
ＳｉＯ２の内部酸化物の含有率の測定は、ＳｉＯ２の質量％が測定できればどの様な方法でも構わないが、ＳｉＯ２の内部酸化物を含有する層を酸で溶解し、ＳｉＯ２を分離させた後、質量を測定する方法が確実である。また、ＳｉＯ２の内部酸化物を含有する鋼層の厚みの測定方法も特に規定しないが、断面から顕微鏡観察で測定する方法が確実である。
【００４３】
本発明において、ＳｉＯ２の内部酸化物の平均含有率を０．８〜５．０質量％に限定した理由は、０．８質量％未満では外部酸化膜の抑制が不十分でめっき密着性を向上させる効果がみられないためであり、５．０質量％を超えるとめっき密着性を向上させる効果が飽和するためである。
【００４４】
また、ＳｉＯ２の内部酸化物を含有する鋼層の厚みを０．１〜１０μｍに限定した理由は、０．１μｍ未満では外部酸化膜の抑制が不十分でめっき密着性を向上させる効果がみられないためであり、１０μｍを超えるとめっき密着性を向上させる効果が飽和するためである。
【００４５】
次に、製造条件の限定理由について述べる。その目的はマルテンサイトおよび残留オーステナイトを３〜２０％含む金属組織とし、高強度とプレス加工性が良いことが両立させることにある。マルテンサイトおよび残留オーステナイトの体積率が３％未満の場合には高強度とならない。一方、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの体積率が２０％を超えると、高強度ではあるものの鋼板の加工性が劣化し、本発明の目的が達成されない。
【００４６】
熱間圧延に供するスラブは特に限定するものではなく、連続鋳造スラブや薄スラブキャスター等で製造したものであればよい。また鋳造後直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直送圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセスにも適合する。
【００４７】
熱間圧延の仕上温度は鋼板のプレス成形性を確保するという観点からＡｒ３ 点以上とする必要がある。熱延後の冷却条件や巻取温度は特に限定しないが、巻取温度はコイル両端部での材質ばらつきが大ききなることを避け、またスケール厚の増加による酸洗性の劣化を避けるためには７５０℃以下とし、また部分的にベイナイトやマルテンサイトが生成すると冷間圧延時に耳割れを生じやすく、極端な場合には板破断することもあるため５５０℃以上とすることが望ましい。冷間圧延は通常の条件でよく、フェライトが加工硬化しやすいようにマルテンサイトおよび残留オーステナイトを微細に分散させ、加工性の向上を最大限に得る目的からその圧延率は５０％以上とする。一方、８５％を超す圧延率で冷間圧延を行うことは多大の冷延負荷が必要となるため現実的ではない。
【００４８】
ライン内焼鈍方式の連続溶融亜鉛めっき設備で焼鈍する際、その焼鈍温度は７５０℃以上８８０℃以下のフェライト、オーステナイト二相共存域とする。焼鈍温度が７５０℃未満では再結晶が不十分であり、鋼板に必要なプレス加工性を具備できない。８８０℃を超すような温度で焼鈍することは鋼帯表面にＳｉやＭｎの酸化物層の成長が著しく、めっき不良が起こりやすくなるため好ましくない。また引き続きめっき浴へ浸漬し、冷却する過程で、６５０℃までを緩冷却しても十分な体積率のフェライトが成長せず、６５０℃からめっき浴までの冷却途上でオーステナイトがマルテンサイトに変態し、その後合金化処理のための再加熱でマルテンサイトが焼き戻されてセメンタイトが析出するため高強度とプレス加工性の良いことの両立が困難となる。
【００４９】
鋼帯は焼鈍後、引き続きめっき浴へ浸漬する過程で冷却されるが、この場合の冷却速度は、その最高到達温度から６５０℃までを平均０．５〜１０℃／秒で、引き続いて６５０℃から５００℃までを平均冷却速度３℃／秒以上で冷却し、さらに５００℃から平均冷却速度０．５℃／秒以上で４２０℃〜４６０℃まで冷却し、且つ、５００℃からめっき浴までを２５秒以上２４０秒以下保持する。
【００５０】
６５０℃までを平均０．５〜１０℃／秒とするのは加工性を改善するためにフェライトの体積率を増すと同時に、オーステナイトのＣ濃度を増すことにより、その生成自由エネルギーを下げ、マルテンサイト変態の開始する温度をめっき浴温度以下とすることを目的とする。６５０℃までの平均冷却速度を０．５℃／秒未満とするためには連続溶融亜鉛めっき設備のライン長を長くする必要がありコスト高となるため、６５０℃までの平均冷却速度は０．５℃／秒以上とする。
【００５１】
６５０℃までの平均冷却速度を０．５℃／秒未満とするためには、最高到達温度を下げ、オーステナイトの体積率が小さい温度で焼鈍することも考えられるが、その場合には実際の操業で許容すべき温度範囲に比べて適切な温度範囲が狭く、僅かでも焼鈍温度が低いとオーステナイトが形成されず目的を達しない。
【００５２】
一方、６５０℃までの平均冷却速度を１０℃／秒を超えるようにすると、フェライトの体積率の増加が十分でないばかりか、オーステナイト中Ｃ濃度の増加も少ないため、鋼帯がめっき浴に浸漬される前にその一部がマルテンサイト変態し、その後合金化処理のための加熱でマルテンサイトが焼き戻されてセメンタイトとして析出するため高強度と加工性の良いことの両立が困難となる。
【００５３】
６５０℃から５００℃までの平均冷却速度を３℃／秒以上とするのは、その冷却途上でオーステナイトがパーライトに変態するのを避けるためであり、その冷却速度が３℃／秒未満では本発明で規定する温度で焼鈍し、また６５０℃まで冷却したとしてもパーライトの生成を避けられない。平均冷却速度の上限は特に規定しないが、平均冷却速度２０℃／秒を超えるように鋼帯を冷却することはドライな雰囲気では困難である。
【００５４】
５００℃からの平均冷却速度を０．５℃／秒以上とするのは、その冷却途上でオーステナイトがパーライトに変態するのを避けるためであり、その冷却速度が０．５℃／秒未満では本発明で規定する温度で焼鈍し、また５００℃まで冷却したとしてもパーライトの生成を避けられない。平均冷却速度の上限は特に規定しないが、平均冷却速度２０℃／秒を超えるように鋼帯を冷却することはドライな雰囲気では困難である。また、冷却終了温度を４２０〜４６０℃とするのは、オーステナイト中へのＣの濃化が促進され加工性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっきが得られるためである。
【００５５】
５００℃からめっき浴までを２５秒以上２４０秒以下保持する理由は、２５秒未満ではオーステナイト中へのＣの濃化が不十分となり、オーステナイト中のＣ濃度が、室温でのオーステナイトの残留を可能とする水準まで到達しないためであり、２４０秒を超えると、ベイナイト変態が進行し過ぎて、オーステナイト量が少なくなり、十分な量の残留オーステナイトを生成できないためである。
【００５６】
さらにこの５００℃からめっき浴まで保持する間、一度４００〜４５０℃の温度まで冷却し、保持するとオーステナイト中へのＣの濃化が促進され加工性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっきが得られる。ただし、４３０℃以下でめっき浴中へ板を浸漬させ続けるとめっき浴が冷却され凝固するため、４３０〜４７０℃の温度まで再加熱を行った後、溶融亜鉛めっき処理を行う必要がある。
【００５７】
本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造において、用いる溶融亜鉛めっき浴はＡｌ濃度が浴中有効Ａｌ濃度Ｃで０．０７〜０．０９２ｍａｓｓ％に調整する。ここでめっき浴中の有効Ａｌ濃度とは、浴中Ａｌ濃度から浴中Ｆｅ濃度を差し引いた値である。
【００５８】
有効Ａｌ濃度を０．０７〜０．０９２ｍａｓｓ％に限定する理由は、有効Ａｌ濃度が０．０７％よりも低い場合には、めっき初期の合金化バリアとなるＦｅ−Ａｌ−Ｚｎ相の形成が不十分であってめっき処理時にめっき鋼板界面に脆いΓ相が厚くできるため、加工時のめっき皮膜密着力が劣る合金化溶融亜鉛めっき鋼板しか得られないためである。一方、有効Ａｌ濃度が０．０９２％よりも高い場合には、高温長時間の合金化が必要となり、鋼中に残存していたオーステナイトがパーライトに変態するため、高強度と加工性の良いことの両立が困難となる。
【００５９】
更に、本発明において合金化処理時の合金化温度を
４５０≦Ｔ≦４１０×ｅｘｐ（２×〔Ａｌ％〕）
但し、〔Ａｌ％〕：亜鉛めっき浴中の浴中有効Ａｌ濃度（ｍａｓｓ％ ）
を満足する温度Ｔ（℃）において行う。
【００６０】
合金化温度Ｔを４５０℃以上、４１０×ｅｘｐ（２×〔Ａｌ％〕）℃以下に限定した理由は、合金化温度Ｔが４５０℃よりも低いと合金化が進行しないか、或いは合金化の進行が不十分で合金化未処理となりめっき表層が密着性の劣るη相に覆われるためである。また、Ｔが４１０×ｅｘｐ（２×〔Ａｌ％〕）℃よりも高いと、合金化が進み過ぎてめっき鋼板界面に脆いΓ相が厚くできるため、加工時のめっき密着力が低下するためである。
【００６１】
本発明において合金化温度が高すぎると鋼中に残存していたオーステナイトがパーライトに変態し、目的の高強度と加工性を両立した鋼板を得ることができない。従って、Ｓｉの添加量が大きくなり難合金化するほど、加工性を向上させるためには、浴中有効Ａｌ濃度を低下させ合金化温度を下げることが有効となる。
【００６２】
具体的には、
〔Ａｌ％〕≦０．０９２−０．００１×〔Ｓｉ％〕２
但し、〔Ｓｉ％〕：鋼板中のＳｉ含有量（ｍａｓｓ％）
を満足する浴中有効Ａｌ濃度（ｍａｓｓ％）においてめっきを行う。
有効Ａｌ濃度を０．０９２−０．００１×〔Ｓｉ％〕２％以下に限定する理由は、有効Ａｌ濃度が０．０９２−０．００１×〔Ｓｉ％〕２％より高い場合には、高温長時間の合金化が必要となり、鋼中に残存していたオーステナイトがパーライトに変態し、加工性が劣化するためである。
【００６３】
溶融めっき後４００℃以下の温度に冷却されるまでの時間を３０秒以上１２０秒以下に限定する理由は、３０秒未満では合金化が不十分で合金化未処理となりめっき表層が密着性の劣るη相に覆われるためであり、１２０秒を越えると、ベイナイト変態が進行し過ぎて、オーステナイト量が少なくなり、十分な量の残留オーステナイトを生成できないためである。
【００６４】
本発明において合金化炉加熱方式については特に限定するものではなく、本発明の温度が確保できれば、通常のガス炉による輻射加熱でも、高周波誘導加熱でもかまわない。また、合金化加熱後の最高到達板温度から冷却する方法も、問うものではなく、合金化後、エアーシール等により、熱を遮断すれば、開放放置でも十分であり、より急速に冷却するガスクーリング等でも問題ない。
【００６５】
溶融亜鉛めっき浴の温度を４７０℃未満に限定する理由は、４７０℃以上ではめっき初期の合金化バリアとなるＦｅ−Ａｌ−Ｚｎ相の形成が進み過ぎ合金化温度を上昇させるため、特にＳｉ添加量の高い鋼種で加工性を低下させる原因となり易いためである。浴温の下限は特に限定しないが、亜鉛の融点が４１９．４７℃であることから、物理的にそれ以上の浴温でしか溶融めっきできない。
本発明において、ＳｉＯ２の内部酸化物を含有する鋼層を積極的に生成させるため、連続式溶融めっきラインの焼鈍過程でＳｉを酸化させる方法が有効である。
【００６６】
具体的には、連続式溶融めっきラインにおける酸化帯で鉄酸化膜を数千Å生成させる。鉄酸化膜中はＳｉが拡散し難いため、これによりＳｉの外部酸化が抑制され、鉄酸化膜の下にＳｉＯ２の内部酸化物を含有する鋼層が生成される。但し、鉄酸化膜を形成せしめる時の酸化帯の燃焼空気比はＳｉの外部酸化を抑制するに十分な鉄酸化膜を生成するため０．９以上必要であり、０．９未満の場合は十分な鉄酸化膜を形成せしめることができない。又、燃焼空気比が１．２を超えると酸化帯内で形成される鉄酸化膜厚が厚すぎて、次の還元帯、めっき浴内で還元しきれなくなり、酸化膜層がめっき層の下に残るため、めっき密着性を低下させてしまう。よって、酸化帯の燃焼空気比は０．９〜１．２の範囲に調節する必要がある。
【００６７】
次に、還元帯において、水分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）が下式
０．５ＣＳｉ−３≦ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）≦−０．８
を満たす雰囲気で還元を行う。還元帯では、Ｈ２を１〜７０質量％の範囲で含むＮ２ガスを用いる。また、水分圧と水素分圧（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）は炉内に水蒸気を導入することにより操作する。ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）を−０．８以下とした理由は、ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）が−０．８を超えると酸化帯で生成した鉄の酸化膜を還元できないためである。また、ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）を０．５ＣＳｉ−３以上とした理由は、ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）が０．５ＣＳｉ−３未満ではＳｉの外部酸化が起こり鋼板表面にＳｉＯ２の外部酸化膜を生成し、めっき密着性を低下させるためである。
【００６８】
即ち、還元帯は鉄の酸化膜を還元し、ＳｉＯ２を内部酸化状態にする雰囲気にする必要がある。ここで、Ｓｉの内部酸化とは鋼板内に拡散した酸素が合金の表層付近でＳｉと反応して酸化物を析出する現象である。内部酸化現象は、酸素の内方への拡散速度がＳｉの外方への拡散速度よりはるかに早い場合、即ち雰囲気中の酸素ポテンシャルが比較的高いかもしくはＳｉの濃度が低い場合に起こる。
このときＳｉはほとんど動かずその場で酸化されるため、めっき密着性低下の原因である鋼板表面へのＳｉ濃化を防ぐことができる。
【００６９】
【実施例】
以下、実施例により本発明を具体的に説明する。
【００７０】
（実施例１）
表１に示す組成からなるスラブを１１５０℃に加熱し、仕上温度９１０〜９３０℃で４．５ｍｍの熱間圧延鋼帯とし、５８０〜６８０℃で巻き取った。酸洗後、冷間圧延を施して１．６ｍｍの冷間圧延鋼帯とした後、ライン内焼鈍方式の連続溶融亜鉛めっき設備を用いて表２に示すような条件の熱処理とめっきを行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。連続溶融亜鉛めっき設備は、無酸化炉による加熱後、還元帯で還元・焼鈍を行う方式を使用した。酸化帯の燃焼空気比は０．９５に調節し、還元帯は、Ｈ２を１０質量％含むＮ２ガスに水蒸気を導入し水分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）が−１〜−３となるように調節した。
【００７１】
引張強さ（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）は、各鋼板からＪＩＳ５号試験片を切り出し、常温での引張試験を行うことにより求めた。引張強さは４９０ＭＰａ以上を合格とし、伸びは〔５１−０．０３５×引張強さ〕％以上を合格とした。
【００７２】
めっきの付着量は、被膜をインヒビター入りの塩酸で溶解し、質量法により測定した。
【００７３】
Ｘ線回折は、η相、ζ相、δ１相、Γ相を示すｄ＝１．２７９、ｄ＝１．２６、ｄ＝１．２３７、ｄ＝１．２２２のＸ線回折強度Ｉδ１、Ｉζ、Ｉη、ＩΓとＳｉ標準板のｄ＝３．１３のＸ線回折強度ＩＳｉとの比Ｉδ１／ＩＳｉ、Ｉζ／ＩＳｉ、Ｉη／ＩＳｉ、ＩΓ／ＩＳｉを測定した。
【００７４】
密着性は、ビード引き抜き試験を行い、パウダリング性を評価した。試験条件を以下に示す。
・サンプル引き抜き巾：３０ｍｍ
・金型：片側が肩Ｒ１ｍｍＲの角ビード（凸部は４×４ｍｍ）凸型、反対側が肩Ｒ１ｍｍＲの凹型
・押しつけ荷重：１２００ｋｇ
・引き抜き速度：２００ｍｍ／ｍｉｎ
・塗油：防錆油塗布
【００７５】
パウダリング性の評価は、引き抜き試験を行ったサンプルに密着テープ（セロハンテープ）を貼って、はがし、密着テープに付着しためっきの剥離の程度を目視で観察した。めっき層がまったく剥離しないものを合格、めっきが相当程度剥離したものを不合格とした。
【００７６】
評価結果は表２に示す通りである。番号１は鋼中のＣ含有量が本発明の範囲外であるため引張り強さが不足した。番号２は鋼中のＳｉ含有量が本発明の範囲外であるため引張り強さ、伸び共に不合格であった。番号３は鋼中のＰ含有量が本発明の範囲外であるため伸びが不合格であった。番号７、８、１５は焼鈍時の最高到達温度が本発明の範囲外であるため伸びが不合格であった。番号９は鋼中のＭｎ含有量が本発明の範囲外であるため引張り強さ、伸び共に不合格であった。
【００７７】
番号１２、２６、３３は合金化温度が本発明の範囲外であるため伸びとパウダリング性が不合格であった。番号１８、２７は最高到達温度から６５０℃までの平均冷速が本発明の範囲外であるため伸びが不合格であった。番号１９は５００℃からめっき浴までの保持時間が本発明の範囲外であるため伸びが不合格であった。番号２３は鋼中のＭｎ含有量／Ｃ含有量が本発明の範囲外であるため伸びが不合格であった。番号２４は鋼中のＳｉ含有量／Ｃ含有量が本発明の範囲外であるため伸びが不合格であった。番号２８は６５０℃から５００℃までの平均冷速が本発明の範囲外であるため伸びが不合格であった。番号２９は鋼中のＭｎ含有量が本発明の範囲外であるため伸びが不合格であった。番号３０は鋼中のＣ含有量が本発明の範囲外であるため伸びが不合格であった。これら以外の本発明品は、めっき密着性が優れており、高強度で加工性が良好な合金化溶融亜鉛めっき鋼板であった。
【００７８】
（実施例２）
表１のＲに示す組成からなるスラブを１１５０℃に加熱し、仕上温度９１０〜９３０℃で４．５ｍｍの熱間圧延鋼帯とし、５８０〜６８０℃で巻き取った。酸洗後、冷間圧延を施して１．６ｍｍの冷間圧延鋼帯とした後、ライン内焼鈍方式の連続溶融亜鉛めっき設備を用いて表３に示すような条件の熱処理とめっきを行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。連続溶融亜鉛めっき設備は、無酸化炉による加熱後、還元帯で還元・焼鈍を行う方式を使用した。酸化帯の燃焼空気比は表３に示す値に調節し、還元帯は、Ｈ２を１０質量％含むＮ２ガスに水蒸気を導入し水分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）が表３に示す値となるように調節した。
【００７９】
焼鈍は、８２０℃で行い、その最高到達温度から６５０℃までを平均冷却速度１℃／秒で、引き続いて６５０℃から５００℃までを平均冷却速度４℃／秒で冷却し、さらに５００℃から平均冷却速度１．７℃／秒以上で４５０℃まで冷却し、且つめっき浴まで４５０℃で保持し、５００℃からめっき浴までを３０秒確保した後、溶融亜鉛めっき処理を行った。
【００８０】
引張強さ（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）は、各鋼板からＪＩＳ５号試験片を切り出し、常温での引張試験を行うことにより求めた。引張強さは４９０ＭＰａ以上を合格とし、伸びは〔５１−０．０３５×引張強さ〕％以上を合格とした。
【００８１】
めっきの付着量は、被膜をインヒビター入りの塩酸で溶解し、質量法により測定した。
【００８２】
Ｘ線回折は、η相、ζ相、δ１相、Γ相を示すｄ＝１．２７９、ｄ＝１．２６、ｄ＝１．２３７、ｄ＝１．２２２のＸ線回折強度Ｉδ１、Ｉζ、Ｉη、ＩΓとＳｉ標準板のｄ＝３．１３のＸ線回折強度ＩＳｉとの比Ｉδ１／ＩＳｉ、Ｉζ／ＩＳｉ、Ｉη／ＩＳｉ、ＩΓ／ＩＳｉを測定した。
【００８３】
密着性は、平板引き抜き試験を行い、フレーキング性を、ビード引き抜き試験を行い、パウダリング性を評価した。試験条件を以下に示す。
平板引き抜き試験
・サンプル引き抜き巾：３０ｍｍ
・金型：平板
・押しつけ荷重：１２００ｋｇ
・引き抜き速度：２００ｍｍ／ｍｉｎ
・塗油：防錆油塗布
ビード引き抜き試験
・サンプル引き抜き巾：３０ｍｍ
・金型：片側が肩Ｒ１ｍｍＲの角ビード（凸部は４×４ｍｍ）凸型、反対側が肩Ｒ１ｍｍＲの凹型
・押しつけ荷重：１２００ｋｇ
・引き抜き速度：２００ｍｍ／ｍｉｎ
・塗油：防錆油塗布
【００８４】
フレーキング性の評価は、摩擦係数０．１５以下で引き抜けたものを合格、引き抜き荷重がセレーションをおこし、摩擦係数の測定ができなかったものを不合格とした。
【００８５】
パウダリング性の評価は、引き抜き試験を行ったサンプルに密着テープ（セロハンテープ）を貼って、はがし、密着テープに付着しためっきの剥離の程度を目視で観察した。めっき層がまったく剥離しないものを合格、めっきが相当程度剥離したものを不合格とした。
【００８６】
めっき濡れ性は、通板したコイルの不めっき面積率を以下に示す評点づけで判定した。評点は３以上を合格とした。
４：不めっき面積率１％未満
３：不めっき面積率１％以上５％未満
２：不めっき面積率５％以上１０％未満
１：不めっき面積率１０％以上
【００８７】
評価結果は表３に示す通りである。番号４は有効Ａｌ量が本発明の範囲外であるため、適切な合金化温度で合金化ができず、密着性が不合格であった。番号５は有効Ａｌ量が本発明の範囲外であるため、めっき鋼板界面に脆いΓ相ができ、密着性が不合格であった。番号６は有効Ａｌ量が本発明の範囲外であるため、適切な合金化温度で合金化ができず、密着性が不合格であった。番号７は有効Ａｌ量が本発明の範囲外であるため、合金化温度が本発明の範囲外となり、伸びと密着性が不合格であった。番号８は酸化帯の空気比が本発明の範囲外であるため、ＳｉＯ２を含有する内部酸化層が形成されず、密着性、めっき濡れ性が不合格であった。番号１３は酸化帯の空気比が本発明の範囲外であるため、鋼板表面の還元が十分行われず、密着性、めっき濡れ性が不合格であった。番号１４はｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）が本発明の範囲外であるため、鋼板表面の還元が十分行われず、密着性、めっき濡れ性が不合格であった。番号１９はｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）が本発明の範囲外であるため、ＳｉＯ２の外部酸化層が形成され、密着性、めっき濡れ性が不合格であった。
【００８８】
これら以外の本発明品は、めっき密着性が優れており、高強度で加工性が良好な合金化溶融亜鉛めっき鋼板であった。
また、番号２０〜２３は鋼板中にＮｉ、Ｃｕが添加されていないため、番号９〜１２に比べると不めっきが出やすい傾向が見られた。
【００８９】
【表１】
【００９０】
【表２】
【００９１】
【表３】
【００９２】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明は密着性、加工性に優れる高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法を提供することを可能としたものであり、産業の発展に貢献するところが極めて大である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法に係わり、更に詳しくは優れた密着性を有し、種々の用途、例えば建材用や自動車用鋼板として適用できるめっき鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
耐食性の良好なめっき鋼板として合金化溶融亜鉛めっき鋼板がある。この合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、通常、鋼板を脱脂後、無酸化炉にて予熱し、表面の清浄化および材質確保のために還元炉にて還元焼鈍を行い、溶融亜鉛浴に浸漬し、付着量制御した後合金化を行うことによって製造される。その特徴として、耐食性およびめっき密着性等に優れることから、自動車、建材用途等を中心として広く使用されている。
【０００３】
特に近年、自動車分野においては衝突時に乗員を保護するような機能の確保と共に燃費向上を目的とした軽量化を両立させるために、めっき鋼板の高強度化が必要とされてきている。
【０００４】
加工性を悪化させずに鋼板を高強度化するためには、ＳｉやＭｎ、Ｐといった元素を添加することが有効であるが、これらの元素の添加は合金化を遅延させるため、軟鋼に比べて高温長時間の合金化を必要とする。この高温長時間の合金化は、鋼板中に残存していたオーステナイトをパーライトに変態させ、加工性を低下させるため、結果として添加元素の効果を相殺することになる。
【０００５】
こうした合金化溶融亜鉛めっき鋼板の加工性を向上させることを目的として本発明者らは、加工性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法を先に提案した（特許文献１参照）。
【０００６】
また、こうした鋼板の製造方法として、高強度と高延性を兼ね備え、めっき密着性と合金化処理性にも優れた溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法（例えば、特許文献２参照）や、プレス成形性およびめっき密着性に優れる高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法（例えば、特許文献３参照）等が提案されている。
が示されている。
【０００７】
【特許文献１】
特開２００３−１０５５１６号公報
【特許文献２】
特開平１１−１３１１４５号公報
【特許文献３】
特開２００１−１４００２２号公報
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、前記特許文献１に開示される技術では、密着性が十分確保されていない。また、特許文献２や特許文献３に示される製造方法では、製造条件の範囲が極めて広く記述されているが、めっきの合金化と鋼板の加工性向上を両立させる製造条件が記載されておらず、実際の生産における有用性に乏しい。
【０００９】
そこで、本発明は上記問題点を解決し、密着性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板と、その製造方法を提案するものである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、高強度鋼板のめっき処理について鋭意研究を重ねた結果、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎが一定量以上添加された鋼を、熱処理条件及びめっき条件を最適化した連続溶融亜鉛めっき設備でめっき処理することにより、密着性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造できることを見いだして本発明をなした。
すなわち、本発明の要旨とするところは、以下の通りである。
【００１１】
（１） 質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．１５％、
Ｓｉ：０．３〜２．５％、
Ｍｎ：１．５〜２．８％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．５％、
Ｎ：０．００６０％以下を含有し、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、さらに％Ｃ、％Ｓｉ、％ＭｎをそれぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ含有量とした時に（％Ｍｎ）／（％Ｃ）≧１２かつ（％Ｓｉ）／（％Ｃ）≧４が満たされる高強度鋼板の上に、Ｆｅを含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる合金化溶融亜鉛めっき層を有する鋼板において、このめっきのｄ＝１．２７９、ｄ＝１．２６、ｄ＝１．２３７、ｄ＝１．２２２のＸ線回折強度Ｉδ１、Ｉζ、Ｉη、ＩΓとＳｉ標準板のｄ＝３．１３のＸ線回折強度ＩＳｉとの比Ｉδ１／ＩＳｉ、Ｉζ／ＩＳｉ、Ｉη／ＩＳｉ、ＩΓ／ＩＳｉが、Ｉη／ＩＳｉ≦０．０００６、ＩΓ／ＩＳｉ≦０．０００６であり、Ｉδ１／ＩＳｉとＩζ／ＩＳｉの１種または２種が０．０００６以上であることを特徴とする密着性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１２】
（２） 高強度鋼板とめっき層との界面から鋼板側にＳｉＯ２の内部酸化物の平均含有率が０．８〜５．０質量％である鋼層を０．１μｍ以上、１０μｍ以下形成することを特徴とする前記（１）に記載の密着性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１３】
（３） 質量％で、Ｎｉ：０．０１〜５．０％、Ｃｕ：０．０１〜５．０％の１種または２種を含有する高強度鋼板であることを特徴とする前記（１）または（２）に記載の密着性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１４】
（４） 引張強さＦ（ＭＰａ）と伸びＬ（％）の関係が
Ｌ≧５１−０．０３５×Ｆ
を満足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密着性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１５】
（５） 前記（１）乃至（４）のいずれかに記載の化学成分からなる組成のスラブをＡｒ３点以上の温度で仕上圧延を行い、５０〜８５％の冷間圧延を施した後、連続溶融亜鉛めっき設備で７５０℃以上８８０℃以下のフェライト、オーステナイトの二相共存温度域で焼鈍し、その最高到達温度から６５０℃までを平均冷却速度０．５〜１０℃／秒で、引き続いて６５０℃から５００℃までを平均冷却速度３℃／秒以上で冷却し、さらに５００℃から平均冷却速度０．５℃／秒以上で４２０℃〜４６０℃まで冷却し、且つ、５００℃からめっき浴までを２５秒以上２４０秒以下保持した後、溶融亜鉛めっき処理を行うことによって、前記冷延鋼板の表面上に溶融亜鉛めっき層を形成し、次いで、前記溶融亜鉛めっき層が形成された前記鋼板に対し合金化処理を施すことによって、前記鋼板の表面上に合金化溶融亜鉛めっき層を形成する合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、前記溶融亜鉛めっき処理を、浴中有効Ａｌ濃度：０．０７〜０．０９２ｍａｓｓ％ 、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる成分組成の溶融亜鉛めっき浴中で行い、そして、前記合金化処理を、
４５０≦Ｔ≦４１０×ｅｘｐ（２×〔Ａｌ％〕）
但し、〔Ａｌ％〕：亜鉛めっき浴中の浴中有効Ａｌ濃度（ｍａｓｓ％）
を満足する温度Ｔ（℃）において行うことを特徴とする、密着性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１６】
（６） 前記（５）に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、浴中有効Ａｌ濃度を、
〔Ａｌ％〕≦０．０９２−０．００１×〔Ｓｉ％〕２
但し、〔Ｓｉ％〕：鋼板中のＳｉ含有量（ｍａｓｓ％）
を満足する浴中有効Ａｌ濃度（ｍａｓｓ％）において行うことを特徴とする、密着性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１７】
（７） 前記（５）または（６）記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、溶融めっき後４００℃以下の温度に冷却されるまでの時間を３０秒以上１２０秒以下とすることを特徴とする、密着性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１８】
（８） 前記（５）及至（７）のいずれかに記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、溶融亜鉛めっき浴の温度を４７０℃未満とすることを特徴とする、密着性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１９】
（９） 前記（５）及至（８）のいずれかに記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、焼鈍後４００℃以上４５０℃以下まで冷却した後、４３０℃以上４７０℃以下まで再加熱を行い、溶融亜鉛めっき処理を行うことを特徴とする密着性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２０】
（１０） 前記（１）乃至（４）のいずれかに記載の化学成分からなる組成の高強度鋼板に連続的に溶融亜鉛めっきを施す際、酸化帯において燃焼空気比０．９〜１．２の雰囲気中にて酸化せしめ、その後の還元帯において、水分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）が下式、
０．５〔Ｓｉ％〕−３≦ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）≦−０．８
但し、〔Ｓｉ％〕：鋼板中のＳｉ含有量（ｍａｓｓ％）
を満たす雰囲気で還元を行うことを特徴とする請求項５及至請求項９のいずれかに記載の密着性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２１】
【発明の実施の形態】
以下に本発明を詳細に説明する。
【００２２】
まず、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎの数値限定理由について述べる。Ｃはマルテンサイトや残留オーステナイトによる組織強化で鋼板を高強度化しようとする場合に必須の元素である。Ｃの含有量を０．０５％以上とする理由は、Ｃが０．０５％未満ではミストや噴流水を冷却媒体として焼鈍温度から急速冷却することが困難な溶融亜鉛めっきラインにおいてセメンタイトやパーライトが生成しやすく、必要とする引張強さの確保が困難であるためである。一方、Ｃの含有量を０．１５％以下とする理由は、Ｃが０．１５％を超えると、スポット溶接で健全な溶接部を形成することが困難となると同時にＣの偏析が顕著となり加工性が劣化するためである。
【００２３】
Ｓｉは鋼板の加工性、特に伸びを大きく損なうことなく強度を増す元素として０．３〜２．５％添加しかつＣ含有量の４倍以上の質量％とする。Ｓｉの含有量を０．３％以上とする理由は、Ｓｉが０．３％未満では必要とする引張強さの確保が困難であるためであり、Ｓｉの含有量を２．５％以下とする理由は、Ｓｉが２．５％を超えると強度を増す効果が飽和すると共に延性の低下が起こるためである。またＣ含有量の４倍以上の質量％とすることで、めっき直後に行う合金化処理のための再加熱でパーライトおよびベイナイト変態の進行を著しく遅滞させ、室温まで冷却後にも体積率で３〜２０％のマルテンサイトおよび残留オーステナイトがフェライト中に混在する金属組織とすることができる。
【００２４】
ＭｎはＣとともにオーステナイトの自由エネルギーを下げるため、めっき浴に鋼帯を浸漬するまでの間にオーステナイトを安定化する目的で１．５％以上添加する。またＣ含有量の１２倍以上の質量％を添加することにより、めっき直後に行う合金化処理のための再加熱でパーライトおよびベイナイト変態の進行を著しく遅滞させ、室温まで冷却後にも体積率で３〜２０％のマルテンサイトおよび残留オーステナイトがフェライト中に混在する金属組織とできる。しかし添加量が過大になるとスラブに割れが生じやすく、またスポット溶接性も劣化するため、２．８％を上限とする。
【００２５】
Ｐは一般に不可避的不純物として鋼に含まれるが、その量が０．０３％を超えるとスポット溶接性の劣化が著しいうえ、本発明におけるような引張強さが４９０ＭＰａを超すような高強度鋼板では靭性とともに冷間圧延性も著しく劣化するため、その含有量は０．０３％以下とする。Ｓも一般に不可避的不純物として鋼に含まれるが、その量が０．０２％を超えると、圧延方向に伸張したＭｎＳの存在が顕著となり、鋼板の曲げ性に悪影響をおよぼすため、その含有量は０．０２％以下とする。
【００２６】
Ａｌは鋼の脱酸元素として、またＡｌＮによる熱延素材の細粒化、および一連の熱処理工程における結晶粒の粗大化を抑制し材質を改善するために０．００５％以上添加する必要がある。ただし、０．５％を超えるとコスト高となるばかりか、表面性状を劣化させるため、その含有量は０．５％以下とする。Ｎもまた一般に不可避的不純物として鋼に含まれるが、その量が０．０６％を超えると、伸びとともに脆性も劣化するため、その含有量は０．００６％以下とする。
【００２７】
また、鋼板を高強度化するために、ＳｉやＭｎ、Ｐといった元素を添加するとめっき濡れ性が低下することがあるため、めっき濡れ性を向上させるためにＮｉ、Ｃｕを添加すると有効である。
【００２８】
Ｎｉを添加することによってめっき濡れ性が向上する理由は明確ではないが、連続溶融亜鉛めっき設備で焼鈍を行う際、表面に濃化し、ＳｉやＭｎ、Ｐといっためっき濡れ性を低下させる元素の表面濃化を抑制する効果があると考えられる。この効果は０．０１％以上添加すると明確になる。ただし、添加量が５．０％を超えると加工性の劣化を招くと共にコストアップの原因にもなるので、５．０％を上限とした。
【００２９】
Ｃｕはめっき濡れ性を向上させると共にめっき密着性を向上させる上で有効な元素である。Ｃｕを添加することによってめっき濡れ性、密着性が向上する理由もまた明確ではないが、連続溶融亜鉛めっき設備で焼鈍を行う際、表面に濃化し、ＳｉやＭｎ、Ｐといっためっき濡れ性を低下させる元素の表面濃化を抑制するＮｉの効果を補助する効果があると考えられる。この効果は０．０１％以上添加すると明確になる。ただし、添加量が５．０％を超えると加工性の劣化を招くと共にコストアップの原因にもなるので、５．０％を上限とした。
【００３０】
ＮｉとＣｕは同時に添加することで相乗効果を発揮し、より少量の添加でめっき濡れ性を向上させることができる。従って、同時に添加する場合、Ｎｉ添加量は０．０１％以上１．０％未満、Ｃｕ添加量は０．０１％以上０．５％未満が好ましい。
【００３１】
また、これらを主成分とする鋼にＮｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｗ、Ｃｏ、Ｃａ、希土類元素（Ｙを含む）、Ｖ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｐｂ、Ｍｇ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉを合計で１％以下含有しても本発明の効果を損なわず、その量によっては耐食性や加工性が改善される等好ましい場合もある。
【００３２】
次に、合金化溶融亜鉛めっき層について述べる。本発明において、合金化溶融亜鉛めっき層とは、合金化反応によってＺｎめっき中に鋼中のＦｅが拡散しできたＦｅ−Ｚｎ合金を主体としためっき層のことである。このめっき層はＦｅの含有率の違いにより、η相、ζ相、δ１相、Γ相と呼ばれる合金層が形成される。この内、η相はめっきが軟らかくプレス時に金型と凝着してフレーキングと呼ばれるめっき剥離を起こしやすい。また、Γ相は硬くて脆いため、加工時にパウダリングと呼ばれるめっき剥離を起こしやすい。従って、η相、Γ相を限りなく少なくし、めっき層をζ相とδ１相のいずれか１種または２種以上とすることによりめっき密着性を向上させることができる。ここで、めっき層中にはΓ１相と呼ばれる硬くて脆い相も存在することが知られているが、Ｘ線回折強度からはΓ相とΓ１相を区別することができないため、Γ相とΓ１相を合わせてΓ相として取り扱う。
【００３３】
具体的には、η相、ζ相、δ１相、Γ相を示すｄ＝１．２７９、ｄ＝１．２６、ｄ＝１．２３７、ｄ＝１．２２２のＸ線回折強度Ｉδ１、Ｉζ、Ｉη、ＩΓとＳｉ標準板のｄ＝３．１３のＸ線回折強度ＩＳｉとの比Ｉδ１／ＩＳｉ、Ｉζ／ＩＳｉ、Ｉη／ＩＳｉ、ＩΓ／ＩＳｉを、Ｉη／ＩＳｉ≦０．０００６、ＩΓ／ＩＳｉ≦０．０００６とし、Ｉδ１／ＩＳｉとＩζ／ＩＳｉのいずれかの１種または２種が０．０００６以上とする。
【００３４】
Ｉη／ＩＳｉを０．０００６以下に限定した理由は、Ｉη／ＩＳｉが０．０００６以下ではη相は極微量であり、めっき密着性の低下が見られないためである。
【００３５】
また、ＩΓ／ＩＳｉを０．０００６以下に限定した理由は、ＩΓ／ＩＳｉが０．０００６以下ではΓ相は極微量であり、めっき密着性の低下が見られないためである。
【００３６】
Ｉδ１／ＩＳｉとＩζ／ＩＳｉのいずれかの１種または２種が０．０００６以上に限定した理由は、Ｉδ１／ＩＳｉとＩζ／ＩＳｉのいずれかの１種または２種が０．０００６以上では、めっき層がδ１相とζ相のいずれかの１種または２種が主体となり、めっき密着性の低下が見られないためである。
【００３７】
本発明鋼板は、溶融亜鉛めっき浴中あるいは亜鉛めっき中にＰｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、希土類元素の１種または２種以上を含有、あるいは混入してあっても本発明の効果を損なわず、その量によっては耐食性や加工性が改善される等好ましい場合もある。合金化溶融亜鉛めっきの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２０ｇ／ｍ２以上、経済性の観点から１５０ｇ／ｍ２以下で有ることが望ましい。
【００３８】
本発明において加工性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とは、引張強さＴＳが４９０ＭＰａ以上で、引張強さＦ（ＭＰａ）と伸びＬ（％）の関係が、Ｌ≧５１−０．０３５×Ｆ
を満足する性能を持つ鋼板である。
【００３９】
伸びＬを［５１−０．０３５×Ｆ］％以上と限定した理由は、Ｌが［５１−０．０３５×Ｆ］より低い場合、深絞り等の厳しい加工のときに破断する等加工性が不十分であるためである。
【００４０】
本発明において、高強度鋼板とめっき層との界面から鋼板側にＳｉＯ２の内部酸化物の平均含有率が０．８〜５．０質量％である鋼層を０．１μｍ以上、１０μｍ以下形成するとさらに密着性が向上する。高強度鋼板とめっき層との界面から鋼板側にＳｉＯ２の内部酸化物が存在すると密着性が向上する理由は、焼鈍過程で鋼板内にＳｉの内部酸化物が生成することによって、鋼板表面にＳｉの外部酸化膜が生成することを抑制するためであると考えられる。
【００４１】
Ｓｉの内部酸化物は、粒状や線状になって鋼板中に存在し、顕微鏡観察において明瞭に区別できる。本発明において、ＳｉＯ２の内部酸化物を含有する鋼層とは、顕微鏡観察においてＳｉＯ２の内部酸化物が観察される層である。また、ＳｉＯ２の内部酸化物の平均含有率とは、この鋼層中に含まれるＳｉＯ２の含有率を示し、ＳｉＯ２の内部酸化物を含有する鋼層の厚みとは、鋼板表面からＳｉＯ２の内部酸化物が観察される部分までの幅を示す。
【００４２】
ＳｉＯ２の内部酸化物の含有率の測定は、ＳｉＯ２の質量％が測定できればどの様な方法でも構わないが、ＳｉＯ２の内部酸化物を含有する層を酸で溶解し、ＳｉＯ２を分離させた後、質量を測定する方法が確実である。また、ＳｉＯ２の内部酸化物を含有する鋼層の厚みの測定方法も特に規定しないが、断面から顕微鏡観察で測定する方法が確実である。
【００４３】
本発明において、ＳｉＯ２の内部酸化物の平均含有率を０．８〜５．０質量％に限定した理由は、０．８質量％未満では外部酸化膜の抑制が不十分でめっき密着性を向上させる効果がみられないためであり、５．０質量％を超えるとめっき密着性を向上させる効果が飽和するためである。
【００４４】
また、ＳｉＯ２の内部酸化物を含有する鋼層の厚みを０．１〜１０μｍに限定した理由は、０．１μｍ未満では外部酸化膜の抑制が不十分でめっき密着性を向上させる効果がみられないためであり、１０μｍを超えるとめっき密着性を向上させる効果が飽和するためである。
【００４５】
次に、製造条件の限定理由について述べる。その目的はマルテンサイトおよび残留オーステナイトを３〜２０％含む金属組織とし、高強度とプレス加工性が良いことが両立させることにある。マルテンサイトおよび残留オーステナイトの体積率が３％未満の場合には高強度とならない。一方、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの体積率が２０％を超えると、高強度ではあるものの鋼板の加工性が劣化し、本発明の目的が達成されない。
【００４６】
熱間圧延に供するスラブは特に限定するものではなく、連続鋳造スラブや薄スラブキャスター等で製造したものであればよい。また鋳造後直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直送圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセスにも適合する。
【００４７】
熱間圧延の仕上温度は鋼板のプレス成形性を確保するという観点からＡｒ３ 点以上とする必要がある。熱延後の冷却条件や巻取温度は特に限定しないが、巻取温度はコイル両端部での材質ばらつきが大ききなることを避け、またスケール厚の増加による酸洗性の劣化を避けるためには７５０℃以下とし、また部分的にベイナイトやマルテンサイトが生成すると冷間圧延時に耳割れを生じやすく、極端な場合には板破断することもあるため５５０℃以上とすることが望ましい。冷間圧延は通常の条件でよく、フェライトが加工硬化しやすいようにマルテンサイトおよび残留オーステナイトを微細に分散させ、加工性の向上を最大限に得る目的からその圧延率は５０％以上とする。一方、８５％を超す圧延率で冷間圧延を行うことは多大の冷延負荷が必要となるため現実的ではない。
【００４８】
ライン内焼鈍方式の連続溶融亜鉛めっき設備で焼鈍する際、その焼鈍温度は７５０℃以上８８０℃以下のフェライト、オーステナイト二相共存域とする。焼鈍温度が７５０℃未満では再結晶が不十分であり、鋼板に必要なプレス加工性を具備できない。８８０℃を超すような温度で焼鈍することは鋼帯表面にＳｉやＭｎの酸化物層の成長が著しく、めっき不良が起こりやすくなるため好ましくない。また引き続きめっき浴へ浸漬し、冷却する過程で、６５０℃までを緩冷却しても十分な体積率のフェライトが成長せず、６５０℃からめっき浴までの冷却途上でオーステナイトがマルテンサイトに変態し、その後合金化処理のための再加熱でマルテンサイトが焼き戻されてセメンタイトが析出するため高強度とプレス加工性の良いことの両立が困難となる。
【００４９】
鋼帯は焼鈍後、引き続きめっき浴へ浸漬する過程で冷却されるが、この場合の冷却速度は、その最高到達温度から６５０℃までを平均０．５〜１０℃／秒で、引き続いて６５０℃から５００℃までを平均冷却速度３℃／秒以上で冷却し、さらに５００℃から平均冷却速度０．５℃／秒以上で４２０℃〜４６０℃まで冷却し、且つ、５００℃からめっき浴までを２５秒以上２４０秒以下保持する。
【００５０】
６５０℃までを平均０．５〜１０℃／秒とするのは加工性を改善するためにフェライトの体積率を増すと同時に、オーステナイトのＣ濃度を増すことにより、その生成自由エネルギーを下げ、マルテンサイト変態の開始する温度をめっき浴温度以下とすることを目的とする。６５０℃までの平均冷却速度を０．５℃／秒未満とするためには連続溶融亜鉛めっき設備のライン長を長くする必要がありコスト高となるため、６５０℃までの平均冷却速度は０．５℃／秒以上とする。
【００５１】
６５０℃までの平均冷却速度を０．５℃／秒未満とするためには、最高到達温度を下げ、オーステナイトの体積率が小さい温度で焼鈍することも考えられるが、その場合には実際の操業で許容すべき温度範囲に比べて適切な温度範囲が狭く、僅かでも焼鈍温度が低いとオーステナイトが形成されず目的を達しない。
【００５２】
一方、６５０℃までの平均冷却速度を１０℃／秒を超えるようにすると、フェライトの体積率の増加が十分でないばかりか、オーステナイト中Ｃ濃度の増加も少ないため、鋼帯がめっき浴に浸漬される前にその一部がマルテンサイト変態し、その後合金化処理のための加熱でマルテンサイトが焼き戻されてセメンタイトとして析出するため高強度と加工性の良いことの両立が困難となる。
【００５３】
６５０℃から５００℃までの平均冷却速度を３℃／秒以上とするのは、その冷却途上でオーステナイトがパーライトに変態するのを避けるためであり、その冷却速度が３℃／秒未満では本発明で規定する温度で焼鈍し、また６５０℃まで冷却したとしてもパーライトの生成を避けられない。平均冷却速度の上限は特に規定しないが、平均冷却速度２０℃／秒を超えるように鋼帯を冷却することはドライな雰囲気では困難である。
【００５４】
５００℃からの平均冷却速度を０．５℃／秒以上とするのは、その冷却途上でオーステナイトがパーライトに変態するのを避けるためであり、その冷却速度が０．５℃／秒未満では本発明で規定する温度で焼鈍し、また５００℃まで冷却したとしてもパーライトの生成を避けられない。平均冷却速度の上限は特に規定しないが、平均冷却速度２０℃／秒を超えるように鋼帯を冷却することはドライな雰囲気では困難である。また、冷却終了温度を４２０〜４６０℃とするのは、オーステナイト中へのＣの濃化が促進され加工性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっきが得られるためである。
【００５５】
５００℃からめっき浴までを２５秒以上２４０秒以下保持する理由は、２５秒未満ではオーステナイト中へのＣの濃化が不十分となり、オーステナイト中のＣ濃度が、室温でのオーステナイトの残留を可能とする水準まで到達しないためであり、２４０秒を超えると、ベイナイト変態が進行し過ぎて、オーステナイト量が少なくなり、十分な量の残留オーステナイトを生成できないためである。
【００５６】
さらにこの５００℃からめっき浴まで保持する間、一度４００〜４５０℃の温度まで冷却し、保持するとオーステナイト中へのＣの濃化が促進され加工性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっきが得られる。ただし、４３０℃以下でめっき浴中へ板を浸漬させ続けるとめっき浴が冷却され凝固するため、４３０〜４７０℃の温度まで再加熱を行った後、溶融亜鉛めっき処理を行う必要がある。
【００５７】
本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造において、用いる溶融亜鉛めっき浴はＡｌ濃度が浴中有効Ａｌ濃度Ｃで０．０７〜０．０９２ｍａｓｓ％に調整する。ここでめっき浴中の有効Ａｌ濃度とは、浴中Ａｌ濃度から浴中Ｆｅ濃度を差し引いた値である。
【００５８】
有効Ａｌ濃度を０．０７〜０．０９２ｍａｓｓ％に限定する理由は、有効Ａｌ濃度が０．０７％よりも低い場合には、めっき初期の合金化バリアとなるＦｅ−Ａｌ−Ｚｎ相の形成が不十分であってめっき処理時にめっき鋼板界面に脆いΓ相が厚くできるため、加工時のめっき皮膜密着力が劣る合金化溶融亜鉛めっき鋼板しか得られないためである。一方、有効Ａｌ濃度が０．０９２％よりも高い場合には、高温長時間の合金化が必要となり、鋼中に残存していたオーステナイトがパーライトに変態するため、高強度と加工性の良いことの両立が困難となる。
【００５９】
更に、本発明において合金化処理時の合金化温度を
４５０≦Ｔ≦４１０×ｅｘｐ（２×〔Ａｌ％〕）
但し、〔Ａｌ％〕：亜鉛めっき浴中の浴中有効Ａｌ濃度（ｍａｓｓ％ ）
を満足する温度Ｔ（℃）において行う。
【００６０】
合金化温度Ｔを４５０℃以上、４１０×ｅｘｐ（２×〔Ａｌ％〕）℃以下に限定した理由は、合金化温度Ｔが４５０℃よりも低いと合金化が進行しないか、或いは合金化の進行が不十分で合金化未処理となりめっき表層が密着性の劣るη相に覆われるためである。また、Ｔが４１０×ｅｘｐ（２×〔Ａｌ％〕）℃よりも高いと、合金化が進み過ぎてめっき鋼板界面に脆いΓ相が厚くできるため、加工時のめっき密着力が低下するためである。
【００６１】
本発明において合金化温度が高すぎると鋼中に残存していたオーステナイトがパーライトに変態し、目的の高強度と加工性を両立した鋼板を得ることができない。従って、Ｓｉの添加量が大きくなり難合金化するほど、加工性を向上させるためには、浴中有効Ａｌ濃度を低下させ合金化温度を下げることが有効となる。
【００６２】
具体的には、
〔Ａｌ％〕≦０．０９２−０．００１×〔Ｓｉ％〕２
但し、〔Ｓｉ％〕：鋼板中のＳｉ含有量（ｍａｓｓ％）
を満足する浴中有効Ａｌ濃度（ｍａｓｓ％）においてめっきを行う。
有効Ａｌ濃度を０．０９２−０．００１×〔Ｓｉ％〕２％以下に限定する理由は、有効Ａｌ濃度が０．０９２−０．００１×〔Ｓｉ％〕２％より高い場合には、高温長時間の合金化が必要となり、鋼中に残存していたオーステナイトがパーライトに変態し、加工性が劣化するためである。
【００６３】
溶融めっき後４００℃以下の温度に冷却されるまでの時間を３０秒以上１２０秒以下に限定する理由は、３０秒未満では合金化が不十分で合金化未処理となりめっき表層が密着性の劣るη相に覆われるためであり、１２０秒を越えると、ベイナイト変態が進行し過ぎて、オーステナイト量が少なくなり、十分な量の残留オーステナイトを生成できないためである。
【００６４】
本発明において合金化炉加熱方式については特に限定するものではなく、本発明の温度が確保できれば、通常のガス炉による輻射加熱でも、高周波誘導加熱でもかまわない。また、合金化加熱後の最高到達板温度から冷却する方法も、問うものではなく、合金化後、エアーシール等により、熱を遮断すれば、開放放置でも十分であり、より急速に冷却するガスクーリング等でも問題ない。
【００６５】
溶融亜鉛めっき浴の温度を４７０℃未満に限定する理由は、４７０℃以上ではめっき初期の合金化バリアとなるＦｅ−Ａｌ−Ｚｎ相の形成が進み過ぎ合金化温度を上昇させるため、特にＳｉ添加量の高い鋼種で加工性を低下させる原因となり易いためである。浴温の下限は特に限定しないが、亜鉛の融点が４１９．４７℃であることから、物理的にそれ以上の浴温でしか溶融めっきできない。
本発明において、ＳｉＯ２の内部酸化物を含有する鋼層を積極的に生成させるため、連続式溶融めっきラインの焼鈍過程でＳｉを酸化させる方法が有効である。
【００６６】
具体的には、連続式溶融めっきラインにおける酸化帯で鉄酸化膜を数千Å生成させる。鉄酸化膜中はＳｉが拡散し難いため、これによりＳｉの外部酸化が抑制され、鉄酸化膜の下にＳｉＯ２の内部酸化物を含有する鋼層が生成される。但し、鉄酸化膜を形成せしめる時の酸化帯の燃焼空気比はＳｉの外部酸化を抑制するに十分な鉄酸化膜を生成するため０．９以上必要であり、０．９未満の場合は十分な鉄酸化膜を形成せしめることができない。又、燃焼空気比が１．２を超えると酸化帯内で形成される鉄酸化膜厚が厚すぎて、次の還元帯、めっき浴内で還元しきれなくなり、酸化膜層がめっき層の下に残るため、めっき密着性を低下させてしまう。よって、酸化帯の燃焼空気比は０．９〜１．２の範囲に調節する必要がある。
【００６７】
次に、還元帯において、水分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）が下式
０．５ＣＳｉ−３≦ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）≦−０．８
を満たす雰囲気で還元を行う。還元帯では、Ｈ２を１〜７０質量％の範囲で含むＮ２ガスを用いる。また、水分圧と水素分圧（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）は炉内に水蒸気を導入することにより操作する。ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）を−０．８以下とした理由は、ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）が−０．８を超えると酸化帯で生成した鉄の酸化膜を還元できないためである。また、ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）を０．５ＣＳｉ−３以上とした理由は、ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）が０．５ＣＳｉ−３未満ではＳｉの外部酸化が起こり鋼板表面にＳｉＯ２の外部酸化膜を生成し、めっき密着性を低下させるためである。
【００６８】
即ち、還元帯は鉄の酸化膜を還元し、ＳｉＯ２を内部酸化状態にする雰囲気にする必要がある。ここで、Ｓｉの内部酸化とは鋼板内に拡散した酸素が合金の表層付近でＳｉと反応して酸化物を析出する現象である。内部酸化現象は、酸素の内方への拡散速度がＳｉの外方への拡散速度よりはるかに早い場合、即ち雰囲気中の酸素ポテンシャルが比較的高いかもしくはＳｉの濃度が低い場合に起こる。
このときＳｉはほとんど動かずその場で酸化されるため、めっき密着性低下の原因である鋼板表面へのＳｉ濃化を防ぐことができる。
【００６９】
【実施例】
以下、実施例により本発明を具体的に説明する。
【００７０】
（実施例１）
表１に示す組成からなるスラブを１１５０℃に加熱し、仕上温度９１０〜９３０℃で４．５ｍｍの熱間圧延鋼帯とし、５８０〜６８０℃で巻き取った。酸洗後、冷間圧延を施して１．６ｍｍの冷間圧延鋼帯とした後、ライン内焼鈍方式の連続溶融亜鉛めっき設備を用いて表２に示すような条件の熱処理とめっきを行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。連続溶融亜鉛めっき設備は、無酸化炉による加熱後、還元帯で還元・焼鈍を行う方式を使用した。酸化帯の燃焼空気比は０．９５に調節し、還元帯は、Ｈ２を１０質量％含むＮ２ガスに水蒸気を導入し水分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）が−１〜−３となるように調節した。
【００７１】
引張強さ（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）は、各鋼板からＪＩＳ５号試験片を切り出し、常温での引張試験を行うことにより求めた。引張強さは４９０ＭＰａ以上を合格とし、伸びは〔５１−０．０３５×引張強さ〕％以上を合格とした。
【００７２】
めっきの付着量は、被膜をインヒビター入りの塩酸で溶解し、質量法により測定した。
【００７３】
Ｘ線回折は、η相、ζ相、δ１相、Γ相を示すｄ＝１．２７９、ｄ＝１．２６、ｄ＝１．２３７、ｄ＝１．２２２のＸ線回折強度Ｉδ１、Ｉζ、Ｉη、ＩΓとＳｉ標準板のｄ＝３．１３のＸ線回折強度ＩＳｉとの比Ｉδ１／ＩＳｉ、Ｉζ／ＩＳｉ、Ｉη／ＩＳｉ、ＩΓ／ＩＳｉを測定した。
【００７４】
密着性は、ビード引き抜き試験を行い、パウダリング性を評価した。試験条件を以下に示す。
・サンプル引き抜き巾：３０ｍｍ
・金型：片側が肩Ｒ１ｍｍＲの角ビード（凸部は４×４ｍｍ）凸型、反対側が肩Ｒ１ｍｍＲの凹型
・押しつけ荷重：１２００ｋｇ
・引き抜き速度：２００ｍｍ／ｍｉｎ
・塗油：防錆油塗布
【００７５】
パウダリング性の評価は、引き抜き試験を行ったサンプルに密着テープ（セロハンテープ）を貼って、はがし、密着テープに付着しためっきの剥離の程度を目視で観察した。めっき層がまったく剥離しないものを合格、めっきが相当程度剥離したものを不合格とした。
【００７６】
評価結果は表２に示す通りである。番号１は鋼中のＣ含有量が本発明の範囲外であるため引張り強さが不足した。番号２は鋼中のＳｉ含有量が本発明の範囲外であるため引張り強さ、伸び共に不合格であった。番号３は鋼中のＰ含有量が本発明の範囲外であるため伸びが不合格であった。番号７、８、１５は焼鈍時の最高到達温度が本発明の範囲外であるため伸びが不合格であった。番号９は鋼中のＭｎ含有量が本発明の範囲外であるため引張り強さ、伸び共に不合格であった。
【００７７】
番号１２、２６、３３は合金化温度が本発明の範囲外であるため伸びとパウダリング性が不合格であった。番号１８、２７は最高到達温度から６５０℃までの平均冷速が本発明の範囲外であるため伸びが不合格であった。番号１９は５００℃からめっき浴までの保持時間が本発明の範囲外であるため伸びが不合格であった。番号２３は鋼中のＭｎ含有量／Ｃ含有量が本発明の範囲外であるため伸びが不合格であった。番号２４は鋼中のＳｉ含有量／Ｃ含有量が本発明の範囲外であるため伸びが不合格であった。番号２８は６５０℃から５００℃までの平均冷速が本発明の範囲外であるため伸びが不合格であった。番号２９は鋼中のＭｎ含有量が本発明の範囲外であるため伸びが不合格であった。番号３０は鋼中のＣ含有量が本発明の範囲外であるため伸びが不合格であった。これら以外の本発明品は、めっき密着性が優れており、高強度で加工性が良好な合金化溶融亜鉛めっき鋼板であった。
【００７８】
（実施例２）
表１のＲに示す組成からなるスラブを１１５０℃に加熱し、仕上温度９１０〜９３０℃で４．５ｍｍの熱間圧延鋼帯とし、５８０〜６８０℃で巻き取った。酸洗後、冷間圧延を施して１．６ｍｍの冷間圧延鋼帯とした後、ライン内焼鈍方式の連続溶融亜鉛めっき設備を用いて表３に示すような条件の熱処理とめっきを行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。連続溶融亜鉛めっき設備は、無酸化炉による加熱後、還元帯で還元・焼鈍を行う方式を使用した。酸化帯の燃焼空気比は表３に示す値に調節し、還元帯は、Ｈ２を１０質量％含むＮ２ガスに水蒸気を導入し水分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）が表３に示す値となるように調節した。
【００７９】
焼鈍は、８２０℃で行い、その最高到達温度から６５０℃までを平均冷却速度１℃／秒で、引き続いて６５０℃から５００℃までを平均冷却速度４℃／秒で冷却し、さらに５００℃から平均冷却速度１．７℃／秒以上で４５０℃まで冷却し、且つめっき浴まで４５０℃で保持し、５００℃からめっき浴までを３０秒確保した後、溶融亜鉛めっき処理を行った。
【００８０】
引張強さ（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）は、各鋼板からＪＩＳ５号試験片を切り出し、常温での引張試験を行うことにより求めた。引張強さは４９０ＭＰａ以上を合格とし、伸びは〔５１−０．０３５×引張強さ〕％以上を合格とした。
【００８１】
めっきの付着量は、被膜をインヒビター入りの塩酸で溶解し、質量法により測定した。
【００８２】
Ｘ線回折は、η相、ζ相、δ１相、Γ相を示すｄ＝１．２７９、ｄ＝１．２６、ｄ＝１．２３７、ｄ＝１．２２２のＸ線回折強度Ｉδ１、Ｉζ、Ｉη、ＩΓとＳｉ標準板のｄ＝３．１３のＸ線回折強度ＩＳｉとの比Ｉδ１／ＩＳｉ、Ｉζ／ＩＳｉ、Ｉη／ＩＳｉ、ＩΓ／ＩＳｉを測定した。
【００８３】
密着性は、平板引き抜き試験を行い、フレーキング性を、ビード引き抜き試験を行い、パウダリング性を評価した。試験条件を以下に示す。
平板引き抜き試験
・サンプル引き抜き巾：３０ｍｍ
・金型：平板
・押しつけ荷重：１２００ｋｇ
・引き抜き速度：２００ｍｍ／ｍｉｎ
・塗油：防錆油塗布
ビード引き抜き試験
・サンプル引き抜き巾：３０ｍｍ
・金型：片側が肩Ｒ１ｍｍＲの角ビード（凸部は４×４ｍｍ）凸型、反対側が肩Ｒ１ｍｍＲの凹型
・押しつけ荷重：１２００ｋｇ
・引き抜き速度：２００ｍｍ／ｍｉｎ
・塗油：防錆油塗布
【００８４】
フレーキング性の評価は、摩擦係数０．１５以下で引き抜けたものを合格、引き抜き荷重がセレーションをおこし、摩擦係数の測定ができなかったものを不合格とした。
【００８５】
パウダリング性の評価は、引き抜き試験を行ったサンプルに密着テープ（セロハンテープ）を貼って、はがし、密着テープに付着しためっきの剥離の程度を目視で観察した。めっき層がまったく剥離しないものを合格、めっきが相当程度剥離したものを不合格とした。
【００８６】
めっき濡れ性は、通板したコイルの不めっき面積率を以下に示す評点づけで判定した。評点は３以上を合格とした。
４：不めっき面積率１％未満
３：不めっき面積率１％以上５％未満
２：不めっき面積率５％以上１０％未満
１：不めっき面積率１０％以上
【００８７】
評価結果は表３に示す通りである。番号４は有効Ａｌ量が本発明の範囲外であるため、適切な合金化温度で合金化ができず、密着性が不合格であった。番号５は有効Ａｌ量が本発明の範囲外であるため、めっき鋼板界面に脆いΓ相ができ、密着性が不合格であった。番号６は有効Ａｌ量が本発明の範囲外であるため、適切な合金化温度で合金化ができず、密着性が不合格であった。番号７は有効Ａｌ量が本発明の範囲外であるため、合金化温度が本発明の範囲外となり、伸びと密着性が不合格であった。番号８は酸化帯の空気比が本発明の範囲外であるため、ＳｉＯ２を含有する内部酸化層が形成されず、密着性、めっき濡れ性が不合格であった。番号１３は酸化帯の空気比が本発明の範囲外であるため、鋼板表面の還元が十分行われず、密着性、めっき濡れ性が不合格であった。番号１４はｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）が本発明の範囲外であるため、鋼板表面の還元が十分行われず、密着性、めっき濡れ性が不合格であった。番号１９はｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）が本発明の範囲外であるため、ＳｉＯ２の外部酸化層が形成され、密着性、めっき濡れ性が不合格であった。
【００８８】
これら以外の本発明品は、めっき密着性が優れており、高強度で加工性が良好な合金化溶融亜鉛めっき鋼板であった。
また、番号２０〜２３は鋼板中にＮｉ、Ｃｕが添加されていないため、番号９〜１２に比べると不めっきが出やすい傾向が見られた。
【００８９】
【表１】
【表２】
【表３】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明は密着性、加工性に優れる高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法を提供することを可能としたものであり、産業の発展に貢献するところが極めて大である。
Claims (10)
- 質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．１５％、
Ｓｉ：０．３〜２．５％、
Ｍｎ：１．５〜２．８％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．５％、
Ｎ：０．００６０％以下を含有し、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、さらに％Ｃ、％Ｓｉ、％ＭｎをそれぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ含有量とした時に（％Ｍｎ）／（％Ｃ）≧１２かつ（％Ｓｉ）／（％Ｃ）≧４が満たされる高強度鋼板の上に、Ｆｅを含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる合金化溶融亜鉛めっき層を有する鋼板において、このめっきのｄ＝１．２７９、ｄ＝１．２６、ｄ＝１．２３７、ｄ＝１．２２２のＸ線回折強度Ｉδ１、Ｉζ、Ｉη、ＩΓとＳｉ標準板のｄ＝３．１３のＸ線回折強度ＩＳｉとの比Ｉδ１／ＩＳｉ、Ｉζ／ＩＳｉ、Ｉη／ＩＳｉ、ＩΓ／ＩＳｉが、Ｉη／ＩＳｉ≦０．０００６、ＩΓ／ＩＳｉ≦０．０００６であり、Ｉδ１／ＩＳｉとＩζ／ＩＳｉの１種または２種が０．０００６以上であることを特徴とする密着性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。 - 高強度鋼板とめっき層との界面から鋼板側にＳｉＯ２の内部酸化物の平均含有率が０．８〜５．０質量％である鋼層を０．１μｍ以上、１０μｍ以下形成することを特徴とする請求項１に記載の密着性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
- 質量％で、Ｎｉ：０．０１〜５．０％、Ｃｕ：０．０１〜５．０％の１種または２種を含有する高強度鋼板であることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の密着性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
- 引張強さＦ（ＭＰａ）と伸びＬ（％）の関係が、
Ｌ≧５１−０．０３５×Ｆ
を満足することを特徴とする請求項１乃至請求項３のいずれかに記載の密着性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。 - 請求項１乃至請求項４のいずれかに記載の化学成分からなる組成のスラブをＡｒ３点以上の温度で仕上圧延を行い、５０〜８５％の冷間圧延を施した後、連続溶融亜鉛めっき設備で７５０℃以上８８０℃以下のフェライト、オーステナイトの二相共存温度域で焼鈍し、その最高到達温度から６５０℃までを平均冷却速度０．５〜１０℃／秒で、引き続いて６５０℃から５００℃までを平均冷却速度３℃／秒以上で冷却し、さらに５００℃から平均冷却速度０．５℃／秒以上で４２０℃〜４６０℃まで冷却し、且つ、５００℃からめっき浴までを２５秒以上２４０秒以下保持した後、溶融亜鉛めっき処理を行うことによって、前記冷延鋼板の表面上に溶融亜鉛めっき層を形成し、次いで、前記溶融亜鉛めっき層が形成された前記鋼板に対し合金化処理を施すことによって、前記鋼板の表面上に合金化溶融亜鉛めっき層を形成する合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、前記溶融亜鉛めっき処理を、浴中有効Ａｌ濃度：０．０７〜０．０９２ｍａｓｓ％ 、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる成分組成の溶融亜鉛めっき浴中で行い、そして、前記合金化処理を、
４５０≦Ｔ≦４１０×ｅｘｐ（２×〔Ａｌ％〕）
但し、〔Ａｌ％〕：亜鉛めっき浴中の浴中有効Ａｌ濃度（ｍａｓｓ％）
を満足する温度Ｔ（℃）において行うことを特徴とする、密着性の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５に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、浴中有効Ａｌ濃度を、
〔Ａｌ％〕≦０．０９２−０．００１×〔Ｓｉ％〕２
但し、〔Ｓｉ％〕：鋼板中のＳｉ含有量（ｍａｓｓ％）
を満足する浴中有効Ａｌ濃度（ｍａｓｓ％）において行うことを特徴とする、密着性の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５または請求項６に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、溶融めっき後４００℃以下の温度に冷却されるまでの時間を３０秒以上１２０秒以下とすることを特徴とする、密着性の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５及至請求項７のいずれかに記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、溶融亜鉛めっき浴の温度を４７０℃未満とすることを特徴とする、密着性の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５及至請求項８のいずれかに記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、焼鈍後４００℃以上４５０℃以下まで冷却した後、４３０℃以上４７０℃以下まで再加熱を行い、溶融亜鉛めっき処理を行うことを特徴とする密着性の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１乃至請求項４のいずれかに記載の化学成分からなる組成の高強度鋼板に連続的に溶融亜鉛めっきを施す際、酸化帯において燃焼空気比０．９〜１．２の雰囲気中にて酸化せしめ、その後の還元帯において、水分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）が下式、
０．５〔Ｓｉ％〕−３≦ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）≦−０．８
但し、〔Ｓｉ％〕：鋼板中のＳｉ含有量（ｍａｓｓ％）
を満たす雰囲気で還元を行うことを特徴とする請求項５及至請求項９のいずれかに記載の密着性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2003207880A JP4119804B2 (ja) | 2003-08-19 | 2003-08-19 | 密着性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
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|---|---|---|---|
| JP2003207880A JP4119804B2 (ja) | 2003-08-19 | 2003-08-19 | 密着性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
Publications (2)
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