JP2006097102A

JP2006097102A - 高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP2006097102A
Application number: JP2004285797A
Authority: JP
Inventors: Tamotsu Toki; 保土岐; Masahiro Nakada; 匡浩中田; Takeshi Ono; 剛大野; Hiroyuki Nakagawa; 浩行中川
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2004-09-30
Filing date: 2004-09-30
Publication date: 2006-04-13
Anticipated expiration: 2024-09-30
Also published as: JP4889212B2

Abstract

【課題】
プレス時に優れた耐パウダリング性と耐フレーキング性を有する高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法を提供する。
【解決手段】
鋼板表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板が質量％で、C:0.05〜0.25％、Si:0.02〜0.20％、Mn:0.5〜3.0％、S:0.01％以下、P:0.035％以下およびsol Al:0.01〜0.5％を含有し、残部がFeおよび不純物からなる化学組成を有し、かつ前記合金化溶融亜鉛めっき層が質量％で、Fe：10〜15％およびAl：0.20〜0.45％を含有し、残部がZnおよび不純物からなる化学組成を有するとともに、前記鋼板と前記合金化溶融亜鉛めっき層との界面密着強度が20MPa以上であることを特徴とする高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【選択図】なし

Description

本発明は、高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。本発明は、主として、家電、建材、自動車等の分野で用いられる、優れた耐パウダリング性を有する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ものである。

近年、家電、建材及び自動車等の分野において溶融亜鉛めっき鋼板が大量に使用されているが、とりわけ経済性、防錆機能、塗装後の性能の点で優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼板が広く用いられている。

この合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、通常、次のようにして製造される。鋼板を溶融めっき前に予熱炉において加熱し、不めっきが生じないように露点を-20℃以下に調整したH_２＋N_２の還元雰囲気中で焼鈍し、次いでめっき浴温前後に冷却し、その後に溶融Znめっきを施す。そして、この溶融亜鉛めっきを施した鋼板を、熱処理炉において480〜600℃の材料温度で3〜30sec加熱してFe−Zn合金めっき相を形成することによって、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する。

しかしながら、合金化溶融Ｚｎめっき鋼板をプレス加工する場合、めっき表層におけるFe含有量が比較的低い軟質な合金相(ζ相)を有するときは、めっき表層と金型表面の凝着現象などにより金型表面と鋼板との間の摺動性に劣るため、めっき剥離（フレーキング）や鋼板のプレス割れが生じることがある。そして、めっき層中のFe含有量が高い場合には、鋼板とめっき層の界面近傍に硬質なΓ、Γ_１、δ_１ｃ相が形成されるため、合金化溶融Ｚｎめっき鋼板をプレス加工する場合にめっき層の粉化（パウダリング）が発生しやすくなる。この現象が発生すると、金型に剥離片が付着して押込み疵が生じることになる。

このような問題点を解決するために、軟鋼板を母材とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、被膜のめっき層を比較的硬度のバランスが取れたδ₁主体の合金相とすることが提案されている。

例えば、特許文献１には、目付量:45〜90g/ｍ²/片面を有する耐パウダリング性及び耐フレーキング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。ここでは、めっき層中のFe含有量が8〜12％に、そしてAl含有量を0.05〜0.25％に管理して、被膜のめっき層にη、ζ相を存在させず、母材とめっき層の界面の合金層のΓ相を1.0μｍ以下にするものである。

また、特許文献２には、被膜のめっき層中のFe含有量が8〜12％となるように合金化処理を行う合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関して、めっき浴中のAl濃度を0.13％以上に管理するとともに、母材となる鋼板の侵入板温を浴中Al濃度の増加に伴って上昇させたり、高周波誘導加熱炉出側の板温を適正範囲に管理することによって、耐パウダリング性及び耐フレーキング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することが提案されている。

次に、高強度鋼板について、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の耐パウダリング性の改善方法が、次のとおり提案されている。

特許文献３で提案された合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、母材となる鋼板の化学組成を質量％でC:0.05〜0.20％、Si:0.02〜0.70％、Mn:0.50〜3.0％、P:0.005〜0.10％、S:0.1％以下、sol.Al:0.10〜2.0％、N:0.01％以下、およびSi+Al:0.5％以上に規定するとともに、750〜870℃で還元焼鈍を行い、次いで350〜550℃の低温に20sec以上滞留させし、その後、溶融亜鉛めっきを行ってから、特定の合金化温度と滞留時間で合金化処理を行うことによって得られるものであり、母材となる鋼板中にオーステナイト（γ）相の含有量が1体積％以上残存することによって、母材となる鋼板に優れた局部延性とともに高強度を付与している。そして、被膜のめっき層中のFe含有量を8〜15質量％に規定するとともに、めっき層におけるΓ相平均厚みを２μｍ以下、厚み方向の最大Γ₁相長さを１．５μｍ以下、そして、最大Γ₁相長さとΓ相厚み比を１以下に規定することによって、耐パウダリング性を改善している。

そして、特許文献４で提案された合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、母材となる鋼板の化学組成を質量％でC:0.05〜0.20％、Si:0.01〜1.50％、Mn:0.5〜3.0％、P:0.05％以下、S:0.01％以下、Al:0.01〜2.0％、N:0.01％以下、Si+Al:0.5％以上に規定するとともに、
780〜870℃で還元焼鈍した後、700℃から550℃までの温度範囲を平均30℃／sec以上の冷却速度で冷却し、次いで350〜550℃の低温に20sec以上滞留させ、そして、常温まで冷却し、得られた母材に、Ni、Cu及びCoのうち１種又は２種以上付着させ、再び、780〜870℃で5〜500sec滞留させて還元焼鈍を行い、そのときの到達温度からめっき浴温度近傍まで冷却してから、めっきを行い、520℃以下で合金化処理を行うことによって得られるものであり、母材となる鋼板中にオーステナイト（γ）相の含有量が1体積％以上残存することによって、母材となる鋼板に引張強度TS（MPa）×伸びEl（％）≧20000を満足する高強度と高延性を付与している。そして、被膜のめっき層中のAl含有量を0.2〜0.4質量％に、Fe含有量を8〜15質量％に規定し、１回目焼鈍後の、Ni、Cu及びCoなどの付着量を増加させ、合金化を促進させることで、耐パウダリング性と耐フレーキング性を改善している。

特開平1-68456号公報特開平4-276053号公報特開2002-30403号公報特開2002-47535号公報

合金化溶融亜鉛めっき鋼板は軽量化が強く要望されているところ、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のうちの母材に用いる鋼板に関しては、高強度化を図ることによって、軽量化された鋼板が数多く開発されている。

しかしながら、高強度鋼板を母材に用いた合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、プレス成形時に、その被膜のめっき層に掛かる面圧が急激に増加するので、軟鋼板を母材に用いた合金化溶融亜鉛めっき鋼板よりも、プレス因子が被膜剥離挙動に大きく作用することになる。したがって、高強度鋼板を母材に用いた合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、プレス成形時の被膜損傷が大きくなる問題が生じることが想定される。

上述の特許文献１に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板や特許文献２に記載の製造方法によって得られる合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、軟鋼板を母材に用いた合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関して、被膜のめっき層の合金相を規定するものであるが、高強度鋼板を母材に用いた合金化溶融亜鉛めっき鋼板に適用しても、プレス成形時の耐パウダリング性の改善効果は殆ど認められないことが判明した。

また、上述の高強度鋼板のパウダリング改善方法として特許文献３及び特許文献４で提案された合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼中のSiおよびPの含有量が比較的高い鋼種である上に、その製造のために複雑な還元焼鈍ヒートパターンで熱処理を行う必要がある。さらに、これらの文献で提案された合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得るためには、従来のものよりも合金化に長い熱処理時間がかかるため、炉長の長い熱処理炉を必要とし、新たな設備投資が必要となるという問題がある。

本発明は、このような問題点を解決することを目的としてなされたものであり、特に高張力鋼板特有の耐パウダリング特性を改善したプレス性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法を提供するものである。

本発明者らは、高張力鋼板を母材に使用した合金化溶融亜鉛めっき鋼板のパウダリング挙動をまず調査した。同一の成形条件では、同じ板厚であっても、母材強度が増すにつれて金型との接触面圧が増加するため、めっき母材が軟鋼板である場合に観察される圧縮変形による被膜の脱落形態とは異なり、高面圧摺動による被膜の剥離形態に近いものが観察された。

合金化溶融亜鉛めっき鋼板の母材が軟鋼板である場合には、耐パウダリング性を改善するために、被膜のめっき層中のFeの含有量を制限するとともに、Γ相の形成量を抑制することが有効である。これに対して、降伏点（ＹＰ）が350MPaを超えるような高強度鋼板を母材とする場合には、圧縮変形に耐えうる軟質な被膜のめっき層とするよりは、極力金型との摺動抵抗を下げうる比較的硬質の被膜のめっき層とし、そして、母材とめっき層の界面の密着力を高めることが有効ではないかとの着想の下に、このような構造と性質を有する被膜のめっき層について検討した。

まず、被膜のめっき層を硬質化させるため、めっき層中のFeの含有量は10質量％以上に管理することが有効であることが判明した。また、高面圧で摺動を受ける場合、被膜の表層の凸部は変形抵抗を増加させる要因となり、そして、摺動により削られた被膜はパウダリング量を増加させることとなるため、めっき層の表面形状に関して、表面粗度Raと表面のうねりWcaを所定値以下に制御することが有効であることが判明した。

次に、母材とめっき層の界面の密着力を高めるためには、極低炭素鋼板の場合、めっき浴中のAl濃度を高めることにより、母材となる鋼板の粒内と粒界における合金化速度の差を拡大させ、鋼板と合金化溶融亜鉛めっき層との界面の凹凸増加を図るという手法を採用できた。また、極低炭素鋼をベースとした高張力鋼板でも、同様な手法を採用すればよかった。ところが、Ｃが粒界偏析しているような鋼中のＣ含有量が比較的高い高強度鋼板では、めっき浴中のAl濃度を高めても、鋼板と合金化溶融亜鉛めっき層との界面の凹凸増加を望むことができないため、界面密着強度の大幅な改善は困難であった。

鋼中のＣ含有量が比較的高い鋼種は、このような問題点がある。さらに、高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板は板厚が厚いため、曲げ加工をすると、その際の曲げ戻し変形によって剪断応力が発生して、被膜の剥離が起こるという問題点もある。

これらの問題を解決すべく、本発明者らは、種々検討の結果、母材となる鋼板の鋼中に0.02〜0.2質量％のSiを含有させることによって、合金化処理過程において、被膜のめっき層中のZnが母材となる鋼板の粒界へ拡散するのを助長し、鋼板とめっき層との界面の凹凸を増加させるとともに、鋼板の粒内への拡散があまり活発にならない530℃以下で合金化を終えることが有効な手段であることを見出した。

本発明は、このような新たな知見に基づいて完成したものであって、次の(1)から(3)までのいずれかに記載の高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板に係るものと、(4)または(5)に記載の高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に係るものである。以下、それぞれ、本発明(1)〜本発明(5)という。なお、これらを総称して、本発明ということがある。

(1)鋼板表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板が質量％で、C:0.05〜0.25％、Si:0.02〜0.20％、Mn:0.5〜3.0％、S:0.01％以下、P:0.035％以下およびsol.Al:0.01〜0.5％を含有し、残部がFeおよび不純物からなる化学組成を有し、かつ前記合金化溶融亜鉛めっき層が質量％で、Fe：10〜15％およびAl：0.20〜0.45％を含有し、残部がZnおよび不純物からなる化学組成を有するとともに、前記鋼板と前記合金化溶融亜鉛めっき層との界面密着強度が20MPa以上であることを特徴とする高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板。

(2)鋼板が、Feの一部に代えて、質量％で、Ti:0.01〜0.5％およびNb:0.01〜0.5％のうちの１種または２種、ならびにMo:0〜1.0％を含有する化学組成を有することを特徴とする、上記(1)に記載の高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板。

(3)表面粗度Raが0.9μｍ以下であり、表面のうねりWcaが0.6μｍ以下であることを特徴とする、上記(1)または(2)に記載の高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板。

(4)上記(1)または(2)に記載の化学組成を有する鋼板を、浴中Al濃度が0.08〜0.14質量％の溶融亜鉛めっき浴に浸漬してめっき層を付着させた後、めっき層中のFe含有量が10〜15質量％となるように470〜530℃の温度で合金化処理を施すことを特徴とする高張力合金化溶融めっき鋼板の製造方法。

(5)合金化処理後の高張力合金化溶融めっき鋼板に、３μｍ以下の表面粗度Raと0.5μｍ以下の表面のうねりWcaを有する調質圧延ロールを用いて、1.47〜2.94MN/ｍの圧延線荷重で調質圧延を施すことを特徴とする、上記(4)に記載の高張力合金化溶融めっき鋼板の製造方法。

なお、高張力溶融亜鉛めっき鋼板表面の表面粗度Raと表面のうねりWcaは、JISB 0610の規定に基づいて測定した。すなわち、表面粗度Raは中心線平均粗さによって測定したが、カットオフ値0.8ｍｍを採用した。そして、表面うねりWcaは、ろ波中心線うねりによって測定したが、高域カットオフ0.8ｍｍおよび低域カットオフ8ｍｍを採用した。

本発明によれば、優れた耐パウダリング性と耐フレーキング性を有する高張力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ができる。

この高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、プレス性に優れており、家電、建材および自動車等の分野の構造部材として適している。

まず、本発明の高張力溶融亜鉛めっき鋼板のめっきの基材である鋼板の規定理由について説明する。以下、組成についての％は質量％を表す。

Ａ．本発明に係る鋼板の化学組成について
以下に、本発明の高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造法について、詳細に説明する。本明細書において鋼板、合金化溶融亜鉛めっき層およびめっき浴の化学組成における、「％」は特にことわりがない限り、「質量％」を示す。

（１）母材となる鋼板の化学組成
Ｃ：0.05〜0.25％
Ｃは低コストで強度向上に有効な元素である。Ｃ含有量が0.05％未満では強度向上の効果が十分ではないので含有量の下限を0.05％とする。好ましい下限は0.10％である。一方その含有量が0.25％を超えると切断や打ち抜き部の亀裂進展が大きくなる。このため含有量の上限を0.25％とする。好ましい上限は0.20％である。

Si：0.02〜0.20％
Siは、合金化処理過程において、被膜のめっき層中のZnが母材の鋼板の粒界へ拡散するのを助長し、母材とめっき層との界面の凹凸を増加させることにより、母材の鋼板とめっき層との界面密着強度を増加させる重要な元素である。

Si含有量が0.02％未満ではこの界面密着強度の向上効果が十分ではないので、含有量の下限を0.02％とする。好ましい下限は0.04％である。一方、その含有量が0.20％を超えると合金化速度が著しく低下するため、合金化処理時間を長時間化する必要が生じて生産性の低下や設備の長大化を招く。合金化処理時間を短縮するために合金化処理温度を上昇させると、操業性の低下もしくは上記界面密着強度の低下を招く。このため含有量の上限は0.20％とする。好ましい上限は0.10％である。

Mn：0.5〜3.0％
Mnは、鋼板の強度向上に有効な元素であるが、その含有量が0.5％未満では強度向上の効果が十分ではないので、含有量の下限を0.5％とする。一方、Mnの含有量が3.0％を超えると、鋼板の脆化が生じるため、含有量の上限を3.0 ％とする。Mn含有量が増加すると鋼板の製造コストが嵩むため、好ましい上限は2.5％である。

P：0.035％以下
Pは、任意添加元素である。0.02％以上含有させれば、高強度化に有効であるが、過剰に含有すると合金化速度が低下するため、合金化処理時間を長時間化する必要が生じて、生産性の低下や設備の長大化を招く。合金化処理時間を短縮するために合金化処理温度を上昇させる場合には操業性の低下もしくは上記界面密着強度の低下を招く。このため、Ｐの含有量を0.035％以下とする。好ましい含有量は0.025％以下である。

なお、Pを含有させなくても、他の合金成分により、十分に高強度化が図られるときは、Pを積極的に添加する必要はない。この場合、Pの下限は限定されない。

S：0.01％以下
Sは不純物でありその含有量は低い方が好ましい。Ｓ含有量が0.01％超ではMnSの析出が顕著になり鋼板の延性を劣化させるのでＳ含有量は0.01％以下とする。好ましい含有量は0.005％以下である。

sol.Al：0.01〜0.5％
Alは脱酸剤として添加されるが、その含有量がsol.Alとして0.01％未満では脱酸が不十分となり介在物が増加し延性が低下する。一方、その含有量が0.5％を超えるとコストが嵩む。このため、sol.Alの含有量を0.01％以上0.5％以下とする。

Ti：0.01〜0.5％、Nb：0.01〜0.5％、Mo：0〜1.0％
これらの元素は任意添加元素であり、添加することにより鋼中に炭化物の析出物を形成し、その析出物によって析出強化が図れるので、析出強化による強度向上を目的として添加することができる。

Ti含有量が0.01％未満かつNb含有量が0.01％未満では、析出物の量が少なく強度向上の効果が少ないので、含有させる場合の下限はそれぞれ0.01％とする。一方、Ti含有量が0.5％を超える場合またはNb含有量が0.5％を超える場合には、析出物の量が過剰となり鋼板の延性低下が著しくなるので、含有させる場合の上限はそれぞれ0.5％とする。TiおよびNbのそれぞれについての好ましい下限は0.02％であり、上限は0.10％である。

Moは任意添加元素である。Moを添加すると、さらに高強度化を図ることができる。Moの含有量が1.0％を超えると延性が極端に劣化するため、添加する場合の含有量の上限は1.0％とする。

なお、その他、Cr、Cu、Ni、Cu、V等の成分が少量含まれていても特にかまわない。

（２）被膜となるめっき層の化学組成
Fe：10〜15％
被膜となる亜鉛めっき層中のFe含有量が10％未満の場合は、合金化処理後のめっき層の表層部に軟質部位が形成されやすくなり、摺動性が低下して被膜のめっき層が母材の鋼板との界面から剥離することによるフレーク状の剥離が増加する。したがって、Fe含有量の下限は10％とする。好ましい下限は11%である。一方、Fe含有量が15％を超えると、鋼板に曲げ加工が施された場合に、曲げ部の内側で合金化溶融亜鉛めっき層が圧縮変形を受けることによるパウダリング剥離量が増加する。このため、Fe含有量の上限は15％とする。好ましい上限は14％である。

Al：0.20〜0.45％
被膜となる亜鉛めっき層中のAl含有量が0.20％未満の場合は、めっき浴中における合金層の発達の抑制効果が不十分となり、めっき付着量の制御が困難となる。したがって、Al含有量の下限は0.20％とする。好ましい下限は0.25％である。一方、Al含有量が0.45％を超える場合は、合金化速度が低下することから通常のライン速度では上記Fe含有量を実現するために合金化処理温度を530℃超とせざるを得なくなる場合があり、後述するように鋼板と合金化溶融亜鉛めっき層との界面密着強度を20MPa以上とすることが困難になる。したがって、Al含有量の上限は0.45％とする。好ましい上限は0.40％である。

（３）母材とめっき層との界面の密着強度
界面の密着強度：20MPa以上
母材の鋼板と被膜のめっき層との界面の密着強度が20MPa未満では、加工時にめっき被膜が界面から剥離し易くなり、耐パウダリング性が低下する。より好ましくは25MPa以上である。

（４）高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面性状
表面粗度Ra：0.9μｍ以下、表面のうねりWca：0.6μｍ以下
高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面性状、すなわち、被膜のめっき層の表面性状は、表面粗度Ra：0.9μｍ以下、表面のうねりWca：0.6μｍ以下とすることが好ましい。表面粗度Raを0.9μｍ以下、表面のうねりWcaを0.6μｍ以下とすることにより、成形時における金型との摺動抵抗を低減し、めっき剥離に近い剥離形態を抑制して耐パウダリング性を向上させることができる。表面粗度Raに比して、表面のうねりWcaの方が前記摺動抵抗低減作用が大きいので、より好ましい範囲は、Raが0.7μｍ以下、Wcaが0.6μｍ以下である。更に好ましい範囲はRaが0.9μｍ以下、Wcaが0.4μｍ以下であり、最も好ましい範囲はRaが0.7μｍ以下、Wcaが0.4μｍ以下である。

（５）めっき条件
めっき浴中のAl濃度：0.08〜0.14％
めっき浴中のAl濃度が0.08％未満の場合、合金化処理前のめっき浴中において既に過剰のFe-Zn界面合金層が形成されてしまうため、付着量の制御が困難となる。したがって、めっき浴中のAl濃度の下限は0.08％とする。好ましい下限は0.09％である。

一方、めっき浴中のAl濃度が0.14％を超えると、めっき被膜中へのAl濃化が過剰に進行して合金化速度の低下をもたらし、通常のライン速度では上記Fe含有量を実現するために合金化処理温度を530℃超とせざるを得なくなる場合があり、後述するように鋼板と合金化溶融亜鉛めっき層との界面密着強度が20MPa以上とすることが困難になる。したがって、めっき浴中のAl濃度の上限は0.14％とする。好ましい上限は0.13％である。

浸漬時間については、３秒以内であれば性能、操業性を特に阻害することはない。その他のめっき条件については、一般的に採用されている範囲で良く、めっき浴温は450〜470℃、侵入板温は450〜480℃の範囲で有れば特に問題はない。めっき浴中のAl以外の成分として、不可避元素であるFeとPb、Cd、Cr、Ni、W、Ti,Mg、Siのそれぞれが0.1％以下含有されていても本性能に影響を及ぼさない。付着量は一般に製品として用いられている25〜70ｇ/ｍ²の範囲とすればよい。

（６）合金化処理
合金化処理温度：470〜530℃
合金化処理温度が470℃未満であるとζ相の粗大結晶が合金化溶融亜鉛めっき層の表層部に形成されやすく、所定の調質圧延を施しても表面粗度Raを0.9μｍ以下に制御することが困難となる。したがって、合金化処理温度の下限を470℃とする。好ましい下限は480℃である。

一方、合金化処理温度が530℃を超えると、上述した鋼板中へのSi添加によるめっき被膜中のZnがめっき母材である鋼板の粒界へ拡散するのを助長する効果が弱まり、鋼板の粒内への拡散が支配的となるため、鋼板と合金化溶融亜鉛めっき層との界面密着強度が低下する。したがって、合金化処理温度の下限を470℃とする。好ましい上限は520℃である。合金化処理における加熱手段については、輻射加熱、高周波誘導加熱、通電加熱等何れの手段によっても良い。

（７）調質圧延
調質圧延ロールの表面粗度Ra：３μｍ以下、表面のうねりWca：0.5μｍ以下、調質圧延線荷重：1.47〜2.94MN/ｍ
調質圧延ロールの表面粗度Raを３μｍ以下とすることにより、調質圧延後の高張力合金化溶融めっき鋼板の表面粗度Raを0.9μｍ以下に制御することが容易となる。したがって、調質圧延ロールの表面粗度は３μｍ以下とすることが好ましい。より好ましくは２μｍ以下である。

調質圧延ロールの表面のうねりWcaを0.5μｍ以下とし、調質圧延線荷重を1.47MN/ｍ以上とすることにより、調質圧延後の高張力合金化溶融めっき鋼板表面のWcaを0.6μｍ以下に制御することが容易になる。したがって、調質圧延ロールの表面のうねりWcaを0.5μｍ以下とし、調質圧延線荷重を1.47MN/ｍ以上とすることが好ましい。調質圧延線荷重は1.96MN/ｍ以上とすることが更に好ましい。

また、調質圧延線荷重を2.94MN/ｍを以下とすることにより、鋼板の加工硬化による成形性劣化を抑制することができる。したがって、調質圧延線荷重を2.94MN/ｍ以下とすることが好ましく、さらに好ましくは2.45MN/ｍ以下である。

（８）後処理
めっき後の製品表面には、無処理でもよいが、公知のクロム酸処理、リン酸塩処理、樹脂被膜塗布などの後処理を施しても構わない。また、防錆油を塗付してもよく、その塗付に用いる防錆油については、市販の一般的なもので良いが、極圧添加剤であるＳやCaを含有した高潤滑性防錆油を塗布しても良い。

本実施例で用いた供試材を表1に示す。これらの成分を実験室にて溶製、鋳造し、板厚30ｍｍのスラブを作製した。前記スラブを大気中で1150℃で1Hr保持し、粗圧延及び仕上げ圧延に供した。仕上げ圧延は950℃で行い、大気中にて600℃で巻き取った。熱延仕上げ厚みは、4.5ｍｍである。本熱延板を酸洗した後、板厚2.3ｍｍまで冷間圧延を行った。

この供試材を縦型溶融Ｚｎめっき装置を用い、以下の条件でめっきを行った。

まず、板厚2.3ｍｍの鋼板を75℃のNaOH溶液で脱脂洗浄し、雰囲気ガスがN_２+20％H_２、露点-40℃の雰囲気中で820℃×60s焼鈍した。焼鈍後、浴温近傍まで鋼板を冷却し、浴中Al濃度0.07〜0.15質量％、浴温460℃の溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、2秒間浸漬した後、ワイピング方式によりめっき片面付着量を50ｇ/ｍ²に調整した。引き続き、めっき鋼板に赤外線加熱装置を用いて種々のヒートパターンによる合金化処理を行った。冷却速度は、風量並びにミスト吹付量を変化させ調整した。また、合金化処理後の調質圧延条件として、ロールの表面粗度Raを1.5〜5.0μｍ、表面のうねりを0.4〜0.7μｍ、圧延線荷重を0.98〜3.43MN/ｍの範囲で変化させた。その結果を、表２に示す。

1)試料片の採取
合金化処理後の試料から25ｍｍφの試料片を採取し、0.5vol％インヒビター（商品名：朝日化学製「イビット710Ｎ」）を含有した10％HCl水溶液でめっき層を溶解し、これをICP法でめっき層の組成分析に供した。

2)鋼板と合金化溶融亜鉛めっき層との界面密着強度の測定
合金化処理を施したサンプルを長手方向が圧延方向となるように20ｍｍ×100ｍｍに裁断し、サンスター(株)製の一液型エポキシ系構造用接着剤（商品名：Ｅ−６９７３）を接着剤として用い、重ね代：12.5ｍｍ、接着剤膜厚：200μｍ、焼付条件：180×20分、引張速度：5ｍｍ/分、室温下の条件で長手方向に引張試験を実施した。本試験の界面密着強度は、母材変形も加わるため基板強度の影響を受けるが、今回のようにYPが350MPa以上の母材では、殆ど無視できる。

3)高張力溶融亜鉛めっき鋼板表面の表面粗度Raと表面のうねりWcaの測定条件
表面粗度Raは中心線平均粗さによって測定する。JISB 0610に規定されており、カットオフ値0.8ｍｍを採用し、東京精密製のサーフコム（商品名）を用いて測定された値を用いた。
表面うねりWcaはろ波中心線うねりによって測定する。JIS B0610に規定されており、高域カットオフ0.8ｍｍおよび低域カットオフ8ｍｍを採用し、同様の測定器で測定された値を用いた。

4)パウダリング試験
供試材を30ｍｍ×100ｍｍ(圧延方向)に裁断したサンプルに日本パーカライジング製防錆油550Ｓを刷毛塗り、ブランクホルダー圧フリー(ダイスとポンチの間に板厚以上のスペースを確保)のハット成形試験を室温で行った。縦壁部のテープ剥離後、ハット成形前後の質量を測定し、１試験材当たりの被膜のパウダリング量を測定した。その他の条件は、ポンチ平行部：27.6ｍｍ、ダイス平行部：30ｍｍ、ポンチ肩Ｒ：3ｍｍ、ダイス肩Ｒ：5ｍｍ、成形速度：60ｍｍ/分である。

実施例に記載したように、本発明の高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、プレス時に優れた耐パウダリング性と耐フレーキング性を有し、家電、建材および自動車等の分野の構造部材として適している。

そして、本発明の製造方法は、このような耐パウダリング性と耐フレーキング性を有する高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板を安定して製造することを可能とする。

Claims

鋼板表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板が質量％で、C:0.05〜0.25％、Si:0.02〜0.20％、Mn:0.5〜3.0％、S:0.01％以下、P:0.035％以下およびsol.Al:0.01〜0.5％を含有し、残部がFeおよび不純物からなる化学組成を有し、かつ前記合金化溶融亜鉛めっき層が質量％で、Fe：10〜15％およびAl：0.20〜0.45％を含有し、残部がZnおよび不純物からなる化学組成を有するとともに、前記鋼板と前記合金化溶融亜鉛めっき層との界面密着強度が20MPa以上であることを特徴とする高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
鋼板が、Feの一部に代えて、質量％で、Ti:0.01〜0.5％およびNb:0.01〜0.5％のうちの１種または２種、ならびにMo:0〜1.0％を含有する化学組成を有することを特徴とする請求項１に記載の高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
表面粗度Raが0.9μｍ以下であり、表面のうねりWcaが0.6μｍ以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
請求項１または２に記載の化学組成を有する鋼板を、浴中Al濃度が0.08〜0.14質量％の溶融亜鉛めっき浴に浸漬してめっき層を付着させた後、めっき層中のFe含有量が10〜15質量％となるように470〜530℃の温度で合金化処理を施すことを特徴とする高張力合金化溶融めっき鋼板の製造方法。
合金化処理後の高張力合金化溶融めっき鋼板に、３μｍ以下の表面粗度Raと0.5μｍ以下の表面のうねりWcaを有する調質圧延ロールを用いて、1.47〜2.94MN/ｍの圧延線荷重で調質圧延を施すことを特徴とする、請求項４に記載の高張力合金化溶融めっき鋼板の製造方法。