JP2014043628A - 溶融亜鉛めっき鋼板および製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】引張強度が９８０ＭＰａ以上の高張力と、優れた焼付硬化能、成形性、めっき密着性を兼ね備えた、高張力の溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の実現。
【解決手段】母材鋼板は、質量％で、Ｃ：０.１０％以上０.３０％以下、Ｓｉ：０.０５％以上０.４０％以下、Ｍｎ：１.８％以上３.０％以下、Ｐ：０.０５％以下、Ｓ：０.００８０％以下、Ａｌ：０.５０％以下、およびＮ：０.０３％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０.００１％以上０.１０％以下およびＮｂ：０.００１％以上０.１０％以下からなる群から選択された１種または２種を含有する化学組成を有する。
【選択図】なし

Description

本発明は、溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。本発明は特に、主として自動車の車体等のようにプレス成形、曲げ加工等を施す用途に好適な、焼付硬化特性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。

近年、地球環境保護のため、自動車の燃費向上が求められており、自動車用鋼板においては、車体の軽量化および安全性確保のため、引張強度（以下、「ＴＳ」ともいう。）が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板へのニーズが高まっている。さらに、防錆性が要求される部材には、溶融亜鉛めっき、特に合金化溶融亜鉛めっきを施した鋼板が広く用いられている。

一方、成形性の観点からは、鋼板を高強度化すると延性、曲げ性が低下するため、冷間プレス成形が困難になる。そのため、成形加工時には比較的軟質で成形し易く、成形加工後、塗装焼付け時の焼付硬化量が大きい素材が求められている。

しかし、これまでＴＳが９８０ＭＰａ以上の高強度溶融亜鉛めっき鋼板で、焼付硬化特性を考慮した材料開発が行われてきたとは言い難い。比較的近い技術として、特許文献１に焼付硬化特性に優れた鋼板が開示されている。

しかし、特許文献１では、連続焼鈍を施した鋼板の焼付硬化特性を評価しているが、溶融亜鉛めっき処理を施した鋼板については評価されていない。

周知のように、連続溶融亜鉛めっきでは、熱処理が連続溶融亜鉛めっきライン内で実施されることなどから、連続焼鈍に比べて熱処理に対する制約が大きい。そのため、連続焼鈍に関する技術をそのまま連続溶融亜鉛めっきへ転用できるものではない。したがって、連続溶融亜鉛めっきに関しては新たな技術開発が必要である。

特開２００４−７６１１４号公報

本発明は、これまで実質的に検討されたことがなかった、ＴＳが９８０ＭＰａ以上の高張力鋼板において、焼付硬化特性に優れ、かつ成形性とめっき密着性が良好な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、焼付硬化性、成形性、めっき密着性に優れた高張力鋼板に関する検討を行った。その結果、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｎを所定の範囲に制御することにより、９８０ＭＰａ以上の高強度と優れた焼付硬化性、曲げ性およびめっき密着性とを兼備させることができることを見出した。

上記知見を元に、強度を向上させるにはＣｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｂを、強度および延性をさらに向上させるにはＣｕ、Ｎｉを、曲げ性を向上させるためにＣａ、Ｂｉを含有させればよいことを見出した。

また、得られた鋼板に対して、所定の熱処理を施すことにより、焼付硬化性および曲げ性がさらに向上することを見出した。

このような新たな知見に基づいて完成された本発明は次の通りである。
（１）鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を備える溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板は、質量％で、Ｃ：０.１０％以上０.３０％以下、Ｓｉ：０.０５％以上０.４０％以下、Ｍｎ：１.８％以上３.０％以下、Ｐ：０.０５％以下、Ｓ：０.００８０％以下、Ａｌ：０.５０％以下、およびＮ：０.０３％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０.００１％以上０.１０％以下およびＮｂ：０.００１％以上０.１０％以下からなる群から選択された１種または２種を含有する化学組成を有し、前記溶融亜鉛めっき鋼板は９８０ＭＰａ以上の引張強度を有することを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。

（２）前記化学組成が、質量％で、Ｃｒ：０.５％以下、Ｖ：０.１％以下、Ｍｏ：０.３％以下およびＢ：０.０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上をさらに含有する、上記（１）に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。

（３）前記化学組成が、質量％で、Ｃｕ：１.０％以下およびＮｉ：１.０％以下からなる群から選ばれた１種または２種をさらに含有する、上記（１）または（２）に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。

（４）前記化学組成が、質量％で、Ｃａ：０.０５０％以下およびＢｉ：０.０５０％以下からなる群から選ばれた１種または２種をさらに含有する、上記（１）〜（３）のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板。

（５）下記工程（Ａ）から（Ｄ）を有することを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法：
（Ａ）上記（１）〜（４）のいずれかに記載の化学組成を有するスラブに熱間圧延を施して、４００℃以上７５０℃以下の温度域で巻き取って熱間圧延鋼板を得る熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱間圧延鋼板に、酸洗および３０％以上８０％以下の圧下率での冷間圧延を施して冷間圧延鋼板を得る酸洗・冷間圧延工程；
（Ｃ）前記冷間圧延鋼板に、７５０℃以上９５０℃以下の温度域に５秒間以上２００秒間以下滞在させた後、４００℃以上６００℃以下の温度域まで冷却して当該温度域に５秒間以上２００秒間以下滞在させる熱処理を施す熱処理工程；および
（Ｄ）前記熱処理工程により得られた鋼板に溶融亜鉛めっき処理を施して溶融亜鉛めっき鋼板とする溶融亜鉛めっき工程。

（６）さらに下記工程（Ｅ）を有する上記（５）に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法：
（Ｅ）前記溶融亜鉛めっき鋼板に４６０℃以上６００℃以下の温度域で合金化処理を施す合金化処理工程。

本発明によれば、優れためっき密着性と曲げ性を有し、かつ焼付硬化特性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法が提供される。この高張力溶融亜鉛めっき鋼板は、プレス成形性に優れ、プレス成形後の塗装時に焼付けを受けることでさらに高強度化するので、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。

以下に本発明についてより詳しく説明する。以下の説明において、鋼板、めっき層、めっき浴その他の化学組成を規定する「％」は、特に指定しない限り「質量％」である。

１．鋼板の化学組成
Ｃ：０.１０％以上０.３０％以下
Ｃは、フェライトの微細化やフェライト以外の第２相の生成を促すことにより強度を高める作用を有する。また、焼付硬化特性を高める作用を有する。Ｃ含有量が０.１０％未満では、９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難である。また、優れた焼付硬化特性を得ることが困難である。したがって、Ｃ含有量は０.１０％以上とする。好ましくは０.１２％以上である。一方、Ｃ含有量が０.３０％超では、溶接性の低下が著しくなる。したがって、Ｃ含有量は０.３０％以下とする。好ましくは０.２０％以下である。

Ｓｉ：０.０５％以上０.４０％以下
Ｓｉは、合金化処理過程において、鋼板の粒界からめっき層中へのＦｅの拡散を促進し、鋼板の粒内からめっき層中へのＦｅの拡散を抑制し、鋼板とめっき層との界面の凹凸を増加させることにより、鋼板とめっき層との界面密着強度を増加させる作用を有する重要な元素である。Ｓｉ含有量が０.０５％未満では上記作用による効果を十分に得ることができない。したがって、Ｓｉ含有量は０.０５％以上とする。好ましくは０.１０％以上である。一方、Ｓｉ含有量が０.４０％超では、合金化速度が著しく低下するため、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合に、合金化処理時間を長時間化する必要が生じ、生産性の低下や設備の長大化を招く。これに対し、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、操業性の低下または上記界面密着強度の低下を招く。したがって、Ｓｉ含有量は０.４０％以下とする。好ましくは０.２５％以下である。

Ｍｎ：１.８％以上３.０％以下
Ｍｎは、鋼の焼入性を高め、鋼板の強度を高める作用を有する。Ｍｎ含有量が１.８％未満では９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難である。また、転位を多く含んだフェライト以外の第２相が生成しづらいため、良好な焼付硬化特性が得ることが困難である。したがって、Ｍｎ含有量は１.８％以上とする。好ましくは２.０％以上である。一方、Ｍｎ含有量が３.０％超では、焼入性が過大となり、マルテンサイトが多く生成する。そのため、曲げ性の著しい低下をきたす。したがって、Ｍｎの含有量は３.０％以下とする。好ましくは２.８％以下である。

Ｐ：０.０５％以下
Ｐは、一般に不純物として含有される元素であるが、鋼の強度を高める作用を有するので積極的に含有させてもよい。しかし、Ｐは偏析し易い元素であるため、多量に添加した場合には、加工性の低下を招き、特に、その含有量が０.０５％を超えると偏析が著しくなって加工性の低下が極めて大きくなる。したがって、Ｐの含有量は０.０５％以下とする。好ましくは０.０２％以下である。

Ｓ：０.００８０％以下
Ｓは、一般に不純物として含有される元素であり、鋼中に硫化物を形成して曲げ性を低下させる作用を有し、その含有量が０.００８０％を超えると曲げ性の低下が著しくなる。したがって、Ｓ含有量は０.００８０％以下とする。好ましくは０.００５０％以下である。

Ａｌ：０.５０％以下
Ａｌは、鋼を脱酸することにより鋼板を健全化する作用を有する。また、焼鈍時のフェライト変態を促進し、オーステナイト中への元素の濃縮を促進するので、鋼板の強度を高める作用をも有する。したがって、Ａｌを含有させる。しかし、Ａｌ含有量が０.５０％超では、上記作用による効果は飽和してしまい、コスト的に不利となる。したがって、Ａｌ含有量は０.５０％以下とする。好ましくは０.４０％以下である。なお、脱酸効果をより確実に得るには、Ａｌ含有量を０.０１％以上とすることが好ましい。本発明における鋼中のＡｌ含有量は、酸可溶性Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）を意味する。

Ｎ：０.０３％以下
Ｎは、一般に不純物として含有され、その含有量が０.０３％を超えるとＴｉＮが大量に生成し、成形性や靭性の劣化を招く。したがって、Ｎ含有量は０.０３％以下とする。好ましくは０.０１％以下である。

Ｔｉ：０.００１％以上０.１０％以下およびＮｂ：０.００１％以上０.１０％以下からなる群から選択された１種または２種
ＴｉおよびＮｂは、熱間圧延以降の工程において、炭窒化物を生成させ、鋼板の強度を高める作用を有する。Ｔｉについてはその含有量が０.００１％未満では、Ｎｂについてはその含有量が０.００１％未満では、上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｔｉ：０.００１％以上およびＮｂ：０.００１％以上からなる群から選択された１種または２種を含有させる。Ｔｉ含有量は０.０１０％以上であることが好ましく、Ｎｂ含有量は０.０１０％以上であることが好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０.１０％超、または、Ｎｂ含有量が０.１０％超では、コスト高になるばかりでなく、固溶Ｃ量が減少してしまい、優れた焼付硬化特性を得ることが困難となる。したがって、Ｔｉ含有量は０.１０％以下、Ｎｂ含有量は０.１０％以下とする。Ｔｉ含有量は０.０９％以下であることが好ましく、Ｎｂ含有量は０.０６％以下であることが好ましい。

Ｃｒ：０.５％以下、Ｖ：０.１％以下、Ｍｏ：０.３％以下およびＢ：０.０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上
Ｃｒ、Ｖ、ＭｏおよびＢはいずれも強度を向上させる作用を有する。したがって、Ｃｒ、Ｖ、ＭｏおよびＢからなる群から選ばれた１種または２種以上を含有させてもよい。しかし、Ｃｒ含有量が０.５％超、Ｖ含有量が０.１％超、Ｍｏ含有量が０.３％超では、溶融めっきの濡れ性が劣化する。また、Ｂ含有量が０.０１％超では、靭性が劣化する。したがって、Ｃｒ含有量は０.５％以下、Ｖ含有量は０.１％以下、Ｍｏ含有量は０.３％以下、Ｂ含有量は０.０１％以下とする。Ｃｒ含有量は０.２５％以下、Ｖ含有量は０.０３％以下、Ｍｏ含有量は０.１５％以下、Ｂ含有量は０.００６０％以下とすることが好ましい。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｃｒ：０.０１％以上、Ｖ：０.００５％以上、Ｍｏ：０.０１％以上およびＢ：０.０００３％以上のいずれかを満足させることが好ましい。

Ｃｕ：１.０％以下およびＮｉ：１.０％以下からなる群から選ばれた１種または２種
ＣｕおよびＮｉは、いずれも強度および延性を高める作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかし、Ｃｕ含有量が１.０％超、または、Ｎｉ含有量が１.０％超では、延性の低下を招く。したがって、Ｃｕ含有量は１.０％以下、Ｎｉ含有量は１.０％以下とする。Ｃｕ含有量は０.３０％以下であることが好ましく、Ｎｉ含有量は０.３０％以下であることが好ましい。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｃｕ：０.０１％以上およびＮｉ：０.０１％以上のいずれかを満足させることが好ましい。

Ｃａ：０.０５０％以下およびＢｉ：０.０５０％以下からなる群から選ばれた１種または２種
ＣａおよびＢｉは、いずれも曲げ性を向上させる作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかし、Ｃａについてはその含有量を０.０５０％超としても、Ｂｉについてはその含有量を０.０５０％超としても、上記作用による効果は飽和して、コスト的に不利になる。したがって、Ｃａ含有量は０.０５０％以下、Ｂｉ含有量は０.０５０％以下とする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｃａ：０.０００３％以上およびＢｉ：０.０００３％以上のいずれかを満足させることが好ましい。

２．溶融亜鉛めっき層
溶融亜鉛めっき層の化学組成や付着量については特に限定しない。溶融亜鉛めっき層は、合金化処理を受けていない純亜鉛めっき層であってもよいが、好ましいのは合金化処理を受けた合金化溶融亜鉛めっき層である。後者の方がより良好なめっき密着性が得られるからである。溶融亜鉛めっき層の好ましい付着量については、後述する。以下では、溶融亜鉛めっき層が合金化溶融亜鉛めっき層である場合について、めっき層の好ましい化学組成を説明する。

（Ｆｅ：８％以上１５％以下）
溶融亜鉛めっき層中のＦｅ含有量が８％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含有量は８％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは９.５％以上である。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含有量は１５％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは１４％以下である。

（Ａｌ：０.１５％以上０.５０％以下）
溶融亜鉛めっき層中のＡｌ含有量が０.１５％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含有量は０.１５％以上とすることが好ましい。より好ましくは０.２０％以上、さらにより好ましくは０.２５％以上である。一方、Ａｌ含有量が０.５０％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５４０℃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含有量は０.５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０.４５％以下、さらにより好ましくは０.４０％以下である。

（その他）
溶融亜鉛めっき層中へは、合金化処理過程において、母材鋼板からＳｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｃａ等がとりこまれるが、通常の条件で溶融めっきおよび合金化処理した際にめっき層中にとりこまれる範囲内であれば、めっき品質に悪影響を及ぼさないので、問題ない。ここでいう通常のめっき条件とは、後述するように、めっき浴温度が４００℃以上５００℃以下で、鋼板の侵入温度が４００℃以上５００℃以下、合金化温度が４６０℃以上６００℃以下である。

３．機械特性
本発明に係る溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板でありながら、成形性およびめっき密着性にも優れており、さらに高い焼付硬化能を有する。従って、特に自動車の各種構造部材の製造にも十分に適合しうる。

引張強度を９８０ＭＰａ以上とするのは、自動車車体の軽量化の要求を満たすためである。引張強度は好ましくは１０００ＭＰａ以上であり、より好ましくは１０５０ＭＰａ以上であり、最も好ましくは１１００ＭＰａ以上である。

優れた成形性は、延性が大きく、曲げ性に優れていることで達成される。延性は好ましくは３％以上であり、より好ましくは５％以上、特に好ましくは７％以上である。曲げ性については、実施例において後述する試験法で求めた限界曲げ半径が好ましくは板厚の４倍以下、より好ましくは３.５倍以下、特に好ましくは３倍以下である。

焼付硬化能については、実施例において後述する試験法で求めた焼付け後の引張強度の増加量が好ましくは１００ＭＰａ以上、より好ましくは１４０ＭＰａ以上、最も好ましくは１６０ＭＰａ以上である。

４．製造条件
本発明に係る溶融亜鉛めっき鋼板は、上記の母材鋼板の化学組成およびめっき鋼板としての引張強度を有するものであれば、その製造方法は特に制限されないが、以下に好適な製造方法について説明する。

この製造方法は、スラブを熱間圧延して熱間圧延鋼板を得る熱間圧延工程、熱間圧延鋼板を酸洗してから冷間圧延して冷間圧延鋼板を得る酸洗・冷間圧延工程、冷間圧延鋼板に熱処理を施す熱処理工程、および熱処理された冷間圧延鋼板に溶融亜鉛めっきを施す溶融亜鉛めっき工程を含み、好ましくはさらに溶融亜鉛めっき鋼板に合金化処理を施す合金化処理工程を含む。

（熱間圧延工程）
上記化学組成に調整された溶鋼を、例えば、連続鋳造または鋳造および分塊圧延によりスラブとした後、熱間圧延を施す。熱間圧延は、通常、スラブを粗バーとする粗熱間圧延工程と粗バーを熱間圧延鋼板とする仕上熱間圧延工程とからなるが、このとき、粗熱間圧延で得られた粗バーに対して、仕上熱間圧延前に、誘導加熱等により粗バー全長の温度均一化を図ると、コイル内の特性変動を抑制することができるので好ましい。また、仕上圧延はＡｒ₃点以上で行うのが望ましい。

巻取温度については、４００℃未満となると、著しく硬化し、冷間圧延が困難になるので、４００℃以上とする。好ましくは５００℃以上である。一方、７５０℃を超えるとスケールロスにより歩留りが悪化する。このため巻取温度は７５０℃以下とする。好ましくは７００℃以下である。

（酸洗・冷間圧延工程）
熱間圧延後に行う酸洗、冷間圧延については常法で実施すればよい。酸洗の前または後に、０〜５％程度の軽度の圧延を行い、形状を修正すると平坦確保の点で有利となる。また、この軽度の圧延により、酸洗性が向上し、表面濃化元素の除去が促進され、溶融めっきの密着性を向上させる効果がある。その意味では、軽度の圧延は酸洗前に実施することが好ましい。

冷間圧延については、圧下率を３０％以上８０％以下とする。上記範囲内で圧下率を高くすると、焼鈍時のオーステナイトへの変態を促進するので、焼鈍の好適範囲を広げる効果を有する。

（熱処理工程）
前記酸洗・冷間圧延工程で得られた冷間圧延鋼板に、７５０℃以上９５０℃以下の温度域に５秒間以上２００秒間以下滞在させた後、４００℃以上６００℃以下の温度域まで冷却して当該温度域に５秒間以上２００秒間以下滞在させる熱処理を施した後に、溶融亜鉛めっきを施す。

上記熱処理と溶融亜鉛めっきとは連続溶融亜鉛めっきラインで行うことが好ましい。
上記熱処理においては、まず７５０℃以上９５０℃以下の温度域に５秒間以上２００秒間以下滞在させる均熱処理を施す。この際の均熱温度が７５０℃未満では、オーステナイト変態が不十分であるため目的とする延性、曲げ性を確保することが困難となる。したがって、均熱温度は７５０℃以上とする。好ましくはＡｃ₃点以上である。一方、均熱温度が９５０℃超では、オーステナイトの粒成長が過剰に促進されて組織が粗大化するため、強度や曲げ性の確保が困難となる。したがって、均熱温度は９５０℃以下とする。好ましくは９００℃以下である。

均熱時間が５秒間未満では、加工歪が残存し、製品の延性、曲げ性が劣化する。したがって、均熱時間は５秒間以上とする。好ましくは１０秒間以上である。一方、均熱時間が２００秒間超では、均熱過程において結晶粒が過剰に粒成長し、強度、曲げ性が低下する。したがって、均熱時間は２００秒間以下とする。生産性の観点からは１８０秒間以下とすることが好ましい。

均熱処理後は、４００℃以上６００℃以下の温度域まで冷却して当該温度域に５秒間以上２００秒間以下滞在させる。このときの冷却速度については、特に制限を設けないが、７００℃までは４０℃／秒以下とするのが好ましい。７００℃から４００℃以上６００℃以下の温度範囲までの冷却速度については、特に制限を設けないが、例えば、７０℃／秒以下であれば問題ない。

このように４００℃以上６００℃以下の温度域まで冷却して当該温度域に５秒間以上２００秒間以下滞在させるが、このとき、冷却停止温度を５００℃以上６００℃以下の温度域にすることにより、効果的に高強度化を図ることができる。一方、冷却停止温度を４００℃以上５００℃未満の温度域とすることにより、高強度化を抑制する代わりに、曲げ性の更なる改善をはかることができる。滞在時間は５〜２００秒間で十分である。好ましくは１０〜１５０秒間である。

（溶融亜鉛めっき工程）
溶融亜鉛めっき処理は常法に従って実施すればよいが、以下に好適な条件等を示す。

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濃度は０.０８％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０.０９％以上である。

一方、めっき浴中のＡｌ濃度が０.２０％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６００℃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濃度は０.２０％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは０.１５％以下である。

めっき浴中の浸漬時間については、５秒間以内であれば性能、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４００℃以上５００℃以下、侵入板温は４００℃以上５００℃以下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％以下の量で含有されていても本性能に影響を及ぼさない。めっき付着量は一般に製品として用いられている片面当り２５ｇ／ｍ²以上７０ｇ／ｍ²以下の範囲とすればよい。

（合金化処理工程）
溶融亜鉛めっき鋼板に合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする場合、合金化処理温度は４６０℃以上６００℃以下とする。処理時間は特に制限されないが、通常は５秒間〜６０秒間の範囲内である。

合金化処理温度が６００℃超では、鋼板の粒内からめっき層中へのＦｅの拡散が支配的となり、鋼板の粒界からめっき層中へのＦｅの拡散を促進し、鋼板の粒内からめっき層中へのＦｅの拡散を抑制し、鋼板とめっき層との界面の凹凸を増加させることにより、鋼板とめっき層との界面密着強度を増加させるという、上述したＳｉ含有による作用による効果が得られず、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場合がある。したがって、合金化処理温度を６００℃以下とする。好ましくは５８０℃以下である。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。

合金化処理温度が４６０℃未満では、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、亜鉛めっき層中のＦｅの含有量が８％未満となってしまう場合がある。したがって、合金化処理温度を４６０℃以上とする。好ましくは４７０℃以上であり、さらに好ましくは４８０℃以上である。

（その他）
調質圧延：
上記の合金化処理工程または溶融亜鉛めっき工程（合金化処理しない場合）後に、溶融亜鉛めっき鋼板に調質圧延を施すことが好ましい。この調質圧延に関しては特に制限を設けないが、圧延荷重の観点から、伸び率を０.５％以下とするのが望ましい。

後処理：
溶融亜鉛めっき後の製品表面は、無処理でも構わないが、公知のクロム酸処理、リン酸塩処理、クロムフリー化成処理、樹脂被膜塗布、潤滑処理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を含有する高潤滑性防錆油を塗布しても良い。このような処理は、必要に応じて、めっき鋼板の両面または片面に実施することができる。

表１に示す化学組成を有する鋼を転炉で溶製し、連続鋳造により２４５ｍｍ厚のスラブとした。得られたスラブを、表２に示す条件にて熱間圧延し、表示厚みの熱間圧延鋼板を得た。この熱間圧延鋼板を常法に従って酸洗し、表２に示す冷間圧延圧下率で冷間圧延を行い、表示厚みの冷間圧延鋼板を得た。この冷間圧延鋼板に対し、表２に示す条件で、熱処理ならびに溶融亜鉛めっき（合金化処理を含む）を行って、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た。

得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板に対して、機械的性質（引張特性、曲げ性、および焼付硬化特性）、ならびにめっき特性を調査した。その結果を表３にまとめて示す。

機械的性質については、まず圧延直角方向に採取したＪＩＳ Ｚ ２２０１に規定の５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に規定の方法で、ＹＰ（降伏応力）、ＴＳ（引張強度）、ＥＬ（全伸び）を測定した。

焼付硬化（ＢＨ，bake hardening）特性は、ＪＩＳ５号試験片に４％の予歪を付与した後、除荷し、一般的な電着塗装後の焼付け条件である１７０℃×２０分間の熱処理を施し、上記と同様に引張試験機でＴＳを測定し、熱処理前の原板のＴＳとの差（ＢＨΔＴＳ）を求めて評価した。ＢＨΔＴＳが１００ＭＰａ以上であれば焼付硬化能は良好であると判定できる。

曲げ試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２０４に記載されている１号試験片を曲げ稜線が圧延方向になるように採取し、この試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４８に記載されているＶブロック法により実施した。先端の曲率半径（Ｒ）が異なる押金具を変えながら曲げを繰り返し、曲げ試験後に曲げ部の割れを光学顕微鏡またはＳＥＭで判定して、割れが発生しない限界曲げＲ／ｔ（Ｒ：曲げ半径、ｔ：試験片の板厚）で評価した。Ｒ／ｔが４以下であれば曲げ性は良好であると判定できる。

めっき特性は下記のように調査した。
（１）めっき層の組成分析および付着量
合金化処理後の溶融亜鉛めっき鋼板から直径２５ｍｍの試料片を採取し、インヒビターを０.５％ｖｏｌ％濃度で含有する１０％ＨＣｌ水溶液でめっき層を溶解し、得られた溶液をＩＣＰ法で分析することによりめっき層の組成分析を行った。表２にめっき層中のＦｅおよびＡｌの含有量（％）を示す。

（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
合金化処理の溶融亜鉛めっき鋼板から、２０ｍｍ×１００ｍｍの試料片２枚を長手方向が圧延方向となるように採取し、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、２枚の試料片の短辺を、重ね代：１２.５ｍｍ、接着剤膜厚：２００μｍ、焼付け条件：１７０℃×２０分で接着した。得られた接着試片に対し、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、剥離強度（剥離時に引張応力）を測定した。試験の結果、剥離強度が２０ＭＰａ以上のものを密着強度良好とし、２０ＭＰａ未満のものを不良とした。

表３に示すように、本発明に従った実験Ｎｏ.１〜３５の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上と高強度でありながら、伸び性および曲げ加工性に優れ（Ｒ／ｔが４以下）、めっき密着性も良好であり、良好なプレス成形性を有する。また、ＢＨΔＴＳが１０４〜２５８ＭＰａと高く、焼付硬化能にも優れている。従って、プレス成形品の塗装後の焼付時にさらに高強度化する。

これに対し、母材鋼板の化学組成が本発明の範囲外である比較例では、ＴＳが９８０ＭＰａに達しないか（実験Ｎｏ.３７、３８、４３）、または、高強度であっても、曲げ加工性が低い（実験Ｎｏ.３６）、めっき密着性が悪い（実験Ｎｏ.３９、４０）、もしくは焼付硬化能が不十分（実験Ｎｏ.４１、４２）という問題を抱えていた。

Claims (6)

1. 鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を備える溶融亜鉛めっき鋼板であって、
   前記鋼板は、質量％で、Ｃ：０.１０％以上０.３０％以下、Ｓｉ：０.０５％以上０.４０％以下、Ｍｎ：１.８％以上３.０％以下、Ｐ：０.０５％以下、Ｓ：０.００８０％以下、Ａｌ：０.５０％以下、およびＮ：０.０３％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０.００１％以上０.１０％以下およびＮｂ：０.００１％以上０.１０％以下からなる群から選択された１種または２種を含有する化学組成を有し、
   前記溶融亜鉛めっき鋼板は９８０ＭＰａ以上の引張強度を有する、
   ことを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。
2. 前記化学組成が、質量％で、Ｃｒ：０.５％以下、Ｖ：０.１％以下、Ｍｏ：０.３％以下およびＢ：０.０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上をさらに含有する、請求項１に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
3. 前記化学組成が、質量％で、Ｃｕ：１.０％以下およびＮｉ：１.０％以下からなる群から選ばれた１種または２種をさらに含有する、請求項１または請求項２に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
4. 前記化学組成が、質量％で、Ｃａ：０.０５０％以下およびＢｉ：０.０５０％以下からなる群から選ばれた１種または２種をさらに含有する、請求項１から請求項３までのいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
5. 下記工程（Ａ）から（Ｅ）を有することを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法：
   （Ａ）請求項１から請求項４までのいずれかに記載の化学組成を有するスラブに熱間圧延を施して、４００℃以上７５０℃以下の温度域で巻き取って熱間圧延鋼板を得る熱間圧延工程；
   （Ｂ）前記熱間圧延鋼板に、酸洗および３０％以上８０％以下の圧下率での冷間圧延を施して冷間圧延鋼板を得る酸洗・冷間圧延工程；
   （Ｃ）前記冷間圧延鋼板に、７５０℃以上９５０℃以下の温度域に５秒間以上２００秒間以下滞在させた後、４００℃以上６００℃以下の温度域まで冷却して当該温度域に５秒間以上２００秒間以下滞在させる熱処理を施す熱処理工程；および
   （Ｄ）前記熱処理工程により得られた鋼板に溶融亜鉛めっき処理を施して溶融亜鉛めっき鋼板とする溶融亜鉛めっき工程。
6. さらに下記工程（Ｅ）を有する請求項５に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法：
   （Ｅ）前記溶融亜鉛めっき鋼板に４６０℃以上６００℃以下の温度域で合金化処理を施す合金化処理工程。