JP2014505168A - メッキ密着性に優れた溶融メッキ鋼板及びその製造方法 - Google Patents

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Abstract

本発明は、自動車素材等に用いられる溶融メッキ鋼板及びその製造方法に関し、高温で鋼板の表面に酸化物を形成する合金元素を含有する鋼板を素地鋼板とするメッキ性及びメッキ密着性に優れた溶融メッキ鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
本発明によれば、高温で鋼板の表面に酸化物を形成する合金元素を含有する鋼板を素地鋼板とするメッキ性及びメッキ密着性に優れた溶融メッキ鋼板を提供することにより、Ｓｉ、Ｍｎ等の添加量の制約を緩和させることができるため、新たな鋼種の開発を加速化させることができる。

Description

本発明は、自動車素材等に用いられる溶融メッキ鋼板及びその製造方法に関し、より詳細には、メッキ性及びメッキ密着性に優れた溶融メッキ鋼板及びその製造方法に関する。
最近、環境問題が台頭するにつれ、自動車の燃費規制も強化されており、燃費向上のための対応方案として自動車の軽量化方法が多角的に模索されている。
このため、鉄鋼社では、自動車の素材として用いられる鋼板の重量低減と安全性保証のための高強度化に多くの努力を傾けている。
このような傾向に伴い、自動車車体用の高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の需要が大きく増加している。しかしながら、通常、Ｐ、Ｍｎ等の固溶強化元素を用いる高強度鋼の製造方法は、強度及び軽量化にはある程度役に立つが、多様な形態を必要とする自動車用部品に加工するには限界がある。
したがって、成形時には加工性に優れて複雑な形態の自動車部品の成形が可能であり、且つ成形後には高強度特性を有する鋼が求められている。
このような鋼種としては、最近開発されて一部商用化されている二相組織鋼（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ Ｓｔｅｅｌ、ＤＰ鋼）、変態誘起塑性鋼（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ Ｓｔｅｅｌ：ＴＲＩＰ鋼）等の新高強度鋼（Ａｄｖａｎｃｅｄ Ｈｉｇｈ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ Ｓｔｅｅｌ：ＡＨＳＳ）等がある。
このような新高強度鋼は、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ等の元素を多量含有していることを特徴とする。例えば、Ｓｉは、鋼の強度を大きく減少させることなく延性を維持させることができる元素として作用し、このような特性を得るために主に添加される。
しかしながら、合金元素としてＳｉが約０．１ｗｔ％以上添加された鋼板を素地鋼板として通常の方法で溶融亜鉛メッキして製造された溶融亜鉛メッキ鋼板は、未メッキ（Ｂａｒｅ ｓｐｏｔ）や外観不良が発生しやすくなるという問題を有する。
これは、溶融亜鉛メッキ鋼板の製造工程の一つである焼鈍工程の雰囲気に起因する。焼鈍工程では５％以上の水素と他の窒素を含有した還元性雰囲気を維持したままで約８００℃水準の高温で熱処理を行い（ＪＰ１９９９‐３２３４４３号及びＵＳ５１３７５８６号参照）、このような高温熱処理過程でＳｉは鋼板の表面に拡散される。
したがって、鋼の表面のＳｉの濃度は鋼全体の平均的なＳｉの濃度より１０〜１００倍程度高くなり、鋼板の表面に濃化されたＳｉは炉内雰囲気中の水分や不純物と反応してＳｉＯ２被膜を形成するようになる。
このように、鋼板の表面に形成されたＳｉＯ２被膜は、鋼板の溶融亜鉛メッキ性（Ｗｅｔｔａｂｉｌｉｔｙ、ぬれ性）を大きく低下させるため、優れたメッキ性の確保を困難にする。
即ち、鋼板の表面に形成されたＳｉＯ２被膜は、表面に多発的な未メッキ現象を起こすか、又はメッキされてもメッキ密着性を大きく劣化させるため、部品に加工するときにメッキ層が剥がれるメッキ剥離現象の原因になる。
このような酸化物被膜による未メッキ現象又はメッキ密着性の劣化を防止するための多様な技術が提案されている。
一例として、溶融亜鉛メッキ浴のＡｌ添加量を増加させて素地鉄とメッキ層の界面にＺｎ‐Ｆｅ‐Ａｌ‐Ｓｉ系及びＦｅ‐Ａｌ‐Ｓｉ系の合金層の量を増加させる技術がある。
このような合金層は、合金元素の酸化物層を還元させるため、界面における合金元素の酸化被膜による溶融メッキのぬれ性の低下を抑制することができるとされている。
しかしながら、メッキ浴中のＡｌを増加させる方法には困難がある。その理由は、Ａｌの増加が、ミニスパングル鋼板の製造時にメッキ浴に不可避に不純物として添加されるＰｂと共に粒界腐食の原因となる可能性があるためである。
粒界腐食はメッキ剥離を起こす可能性があり、さらに、メッキ浴中のＡｌの増加は鋼板加工時に溶接性を悪化させるため、このような従来技術を実際に適用するには困難が多い。
また、他の従来技術としては、Ｓｉ添加鋼のメッキ性を向上させるために過剰の空気を投入した直火炉（ＤＦＦ：Ｄｉｒｅｃｔ Ｆｉｒｅｄ Ｆｕｒｎａｃｅ）で酸化被膜を形成した後に還元雰囲気の加熱炉（ＲＴＳ）で還元処理を行うことによりメッキ性を大きく向上させる技術が挙げられる。
このような技術の一例が日本特開２００１‐２２６７４２号公報等に開示されている。この技術によれば、直火炉で空気比を通常の０．９から１．０５に増加させて鉄酸化物の厚さを増加させた後に還元熱処理を行うと、純粋な鉄層が鋼板の表面に形成されるため、安定したメッキ性の確保が可能となる。
しかしながら、上記従来技術は、酸化被膜の厚さを精密に調節しない場合、厚くなった被膜層によって却ってメッキ剥離が発生する可能性がある。
逆に、酸化被膜が薄くて還元処理によって完全還元される場合、Ｓｉが鋼板の表面にそのまま濃化されて亜鉛メッキ層が鋼板の表面に強く密着されないか又は未メッキが発生する可能性がある。
したがって、直火炉で鉄酸化物の厚さを非常に精密に調節しなければならないという問題がある。
さらに他の技術としては、日本特開２０１０‐１１５６５９０号に開示された技術が挙げられる。この技術によれば、Ｓｉ及びＭｎ等の合金元素を含有する冷延鋼板を酸化、還元焼鈍及び溶融亜鉛メッキして溶融亜鉛メッキ鋼板を製造する方法で、上記酸化時にはＨ２とＣＨ４を合計で５０体積％以上含む燃料ガスを１．０１〜１．５の空燃比で燃焼させた雰囲気で鋼板温度が５５０℃以上となるように鋼板を加熱すると共に、上記還元焼鈍時には露点が−５０〜−１０℃の水素１〜２０体積％と他の窒素を含む雰囲気中で加熱する。
しかしながら、上記従来技術によってもメッキ密着性を十分に確保することはできなかった。
本発明は、高温で鋼板の表面に酸化物を形成する合金元素を含有する鋼板を素地鋼板とするメッキ性及びメッキ密着性に優れた溶融メッキ鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
本発明の一実施形態によれば、高温で鋼板の表面に酸化物を形成する合金元素を含有する鋼板を素地鋼板とし、この素地鋼板上にメッキ材がメッキされた溶融メッキ鋼板であって、上記素地鋼板とメッキ層の界面又は界面の近くに非連続的な還元Ｆｅ層とＦｅ‐メッキ材合金相を有するメッキ密着性に優れた溶融メッキ鋼板を提供する。
上記素地鋼板の例としては、Ｆｅ以外にＳｉ、Ｍｎ及びＡｌのうち１種又は２種以上を含む焼鈍又は未焼鈍冷延鋼板が挙げられる。
上記素地鋼板の一例としては、二相組織鋼（ＤＰ鋼）、変態誘起塑性鋼（ＴＲＩＰ鋼）、複相鋼（ＣＰ鋼：Ｃｏｍｐｌｅｘ Ｐｈａｓｅ Ｓｔｅｅｌ）、マルテンサイト鋼（ＭＡＲＴ鋼：Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｉｃ Ｓｔｅｅｌ）及び双晶誘導可塑性鋼（ＴＷＩＰ鋼：Ｔｗｉｎｎｉｎｇ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ Ｓｔｅｅｌ）等が挙げられる。
上記メッキ材としては、Ｚｎ、Ａｌ及びＭｇのうち１種又は２種以上を主成分として含むものが挙げられる。
また、上記溶融メッキ鋼板としては、溶融亜鉛メッキ鋼板、溶融アルミニウムメッキ鋼板、溶融亜鉛アルミニウムメッキ鋼板及びＡｌ‐Ｚｎ‐Ｍｇ‐Ｓｉ、Ａｌ‐Ｚｎ‐Ｍｇ、Ａｌ‐Ｍｇ、Ｚｎ‐Ｍｇ等の溶融合金メッキ鋼板が挙げられる。
本発明の他の実施形態によれば、高温で鋼板の表面に酸化物を形成する合金元素を含有する鋼板を、直接加熱炉を用いて空燃比［空気（ａｉｒ）／燃料（ｆｕｅｌ）の比又は空気（ａｉｒ）／ガス（ｇａｓ）の比］を１．０１〜１．５、直接加熱炉の出口の鋼板温度を５５０〜７５０℃にして酸化させ、還元焼鈍及び溶融メッキを行った後、４００〜５５０℃で弱合金化処理を行うメッキ密着性に優れた溶融メッキ鋼板の製造方法を提供する。
上記素地鋼板の例としては、Ｆｅ以外にＳｉ、Ｍｎ及びＡｌのうち１種又は２種以上を含む焼鈍又は未焼鈍冷延鋼板が挙げられる。
上記素地鋼板の一例としては、ＤＰ鋼、ＴＲＩＰ鋼、ＣＰ鋼、ＭＡＲＴ鋼及びＴＷＩＰ鋼等が挙げられる。
上記直接加熱炉としては、直火炉（ＤＦＦ）又はＤＦＩ（Ｄｉｒｅｃｔ Ｆｌａｍｅ Ｉｍｐｉｎｇｅｍｅｎｔ）等が挙げられる。
上記メッキ材としては、Ｚｎ、Ａｌ及びＭｇのうち１種又は２種以上を主成分として含むものが挙げられる。
また、上記溶融メッキ鋼板としては、溶融亜鉛メッキ鋼板、溶融アルミニウムメッキ鋼板、溶融亜鉛アルミニウムメッキ鋼板及びＡｌ‐Ｚｎ‐Ｍｇ‐Ｓｉ、Ａｌ‐Ｚｎ‐Ｍｇ、Ａｌ‐Ｍｇ、Ｚｎ‐Ｍｇ等の溶融合金メッキ鋼板が挙げられる。
本発明によれば、高温で鋼板の表面に酸化物を形成する合金元素を含有する鋼板を素地鋼板とするメッキ性及びメッキ密着性に優れた溶融メッキ鋼板を提供することにより、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ等の添加量の制約を緩和させることができるため、新たな鋼種の開発を加速化させることができる。
従来方法により製造された溶融亜鉛メッキ鋼板の厚さ方向の断面を模式的に示す模式図である。 本発明の一例により製造された溶融亜鉛メッキ鋼板の厚さ方向の断面を模式的に示す模式図である。 本発明の一例による弱合金化処理後の溶融亜鉛メッキ鋼板の厚さ方向の断面写真である。 従来方法により製造された溶融亜鉛メッキ鋼板の厚さ方向の断面写真である。 本発明の一例により製造された溶融亜鉛メッキ鋼板の厚さ方向の断面写真である。
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明に適用可能な溶融メッキ鋼板としては上述したように様々な種類があるが、以下では、最も代表的な溶融メッキ鋼板として知られている溶融亜鉛メッキ鋼板をその一例として説明する。
高温で鋼板の表面に酸化物を容易に形成するＳｉ、Ｍｎ等の合金元素を含有する鋼板を素地鋼板とし、従来技術のように直接加熱炉で鋼板の表面にＦｅ酸化物層を形成し還元焼鈍工程でＦｅ酸化物層を還元させて還元Ｆｅ層を形成した後、溶融亜鉛メッキする場合、図１に示されているように上記素地鋼板と亜鉛メッキ層の間に酸化物層が連続的に又は多量に形成される。
この際に形成された上記酸化物層は、必ずしも連続的に構成される必要はなく、非連続的に構成されて良く、未メッキ又はメッキ剥離をもたらすことができればいずれの形態でも良い。
上記素地鋼板と亜鉛メッキ層の間に形成された酸化物層の例としては、Ｓｉ、Ｍｎ又はＡｌが単独で酸素と結合された単独酸化物又はＳｉ、Ｍｎ又はＡｌが２種以上混合されて酸素と結合された複合酸化物からなる酸化物層が挙げられる。
以下では、鋼板の表面に酸化物を容易に形成する成分のうちＳｉとＭｎを合金元素として含有する素地鋼板を一例として従来技術及び本発明について説明する。
上記素地鋼板と亜鉛メッキ層の間に形成された酸化物層とは、ＳｉＯ２、ＭｎＯのような単独酸化物又はＭｎ２ＳｉＯ４、ＭｎＳｉＯ３等のような複合酸化物が単独で又は２種以上混合されて構成された酸化物層をいう。
ここでは、上記酸化物が表面に連続的又は非連続的に濃化されて構成された酸化物層を、図１、図２、図４及び図５のように便宜上Ｓｉ‐Ｍｎ酸化物層と表示して説明する。
上記従来技術は、Ｓｉ‐Ｍｎ酸化物層が還元Ｆｅ層により鋼板の表層部に拡散されることが防止されるため、亜鉛メッキ性は改善されるが、Ｓｉ‐Ｍｎ酸化物層と還元Ｆｅ層の密着性が足りないため、図１にも示されているようにＳｉ‐Ｍｎ酸化物層と還元Ｆｅ層の界面に剥離が起こりやすい。
本発明は、高温で鋼板の表面に酸化物を形成する合金元素を含有する鋼板を素地鋼板とし、この素地鋼板上にメッキ材（以下、Ｚｎを一例として説明する）をメッキした溶融亜鉛メッキ鋼板であって、素地鋼板と溶融亜鉛メッキ層の界面又はその近くに図２に示されているように非連続的な還元Ｆｅ層とＦｅ‐Ｚｎ合金相を形成させることによりメッキ性とメッキ密着性を改善させようとするものである。
上記Ｆｅ‐Ｚｎ合金相は、図２に示されているようにメッキ層／素地鋼板の界面からメッキ層の表面方向に分布されており、メッキ鋼板の表面からは目視で観察されないように分布されることが好ましい。
上記Ｆｅ‐Ｚｎ合金相は、例えば、図２にも示されているように、非連続的な酸化物層を貫通してメッキ層／素地鋼板の界面から亜鉛メッキ層内に分布される。
上記Ｆｅ‐Ｚｎ合金相は、メッキ層／素地鋼板の界面からメッキ層の表面方向にメッキ層の全厚さの６０％以内に分布されることが好ましい。
上記Ｆｅ‐Ｚｎ合金相がメッキ層の全厚さの６０％を超える場合は、この合金相がメッキ層の表面に局部的に形成される可能性があるため、鋼板の耐食性低下等の問題を起こすこともある。
本発明の溶融亜鉛メッキ鋼板は、素地鋼板と亜鉛メッキ層の間に上記非連続的な還元Ｆｅ層とＦｅ‐Ｚｎ合金相の他にも非連続的なＳｉ‐Ｍｎ酸化物層及びＡｌ‐Ｆｅ抑制層（ｉｎｈｉｂｉｔｉｏｎ ｌａｙｅｒ）を有することができる。
上記非連続的なＳｉ‐Ｍｎ酸化物層及びＡｌ‐Ｆｅ抑制層は、図１のように従来技術では比較的連続的な形で観察されたが、図２のようにＦｅ‐Ｚｎ合金相が形成されている間には一部破壊されるか亜鉛メッキ層中に拡散されて非連続的な形で観察される。
本発明の溶融亜鉛メッキ鋼板は、メッキ層／素地鋼板の界面から素地鋼板の内部方向に、例えば、深さ７μｍまでＳｉ‐Ｍｎ内部酸化物（ｉｎｔｅｒｎａｌ ｏｘｉｄｅ）を有することができる。
また、上記素地鋼板の例としては、Ｆｅ以外にＳｉ、Ｍｎ及びＡｌのうち１種又は２種以上を含む焼鈍又は未焼鈍冷延鋼板が挙げられる。
上記素地鋼板の一例としては、ＤＰ鋼、ＴＲＩＰ鋼、ＣＰ鋼、ＭＡＲＴ鋼及びＴＷＩＰ鋼等が挙げられる。
上記メッキ材としては、Ｚｎ、Ａｌ及びＭｇのうち１種又は２種以上を主成分として含むものが挙げられる。
また、上記溶融メッキ鋼板としては、溶融亜鉛メッキ鋼板、溶融アルミニウムメッキ鋼板、溶融亜鉛アルミニウムメッキ鋼板及びＡｌ‐Ｚｎ‐Ｍｇ‐Ｓｉ、Ａｌ‐Ｚｎ‐Ｍｇ、Ａｌ‐Ｍｇ、Ｚｎ‐Ｍｇ等の溶融合金メッキ鋼板が挙げられる。
上述したように、本発明の溶融亜鉛メッキ鋼板では、還元Ｆｅ層によってＳｉ‐Ｍｎ酸化物が鋼板の表面部に拡散する量が抑制されて溶融亜鉛のぬれ性が向上する上、メッキ後には図３に示されているようにＦｅ‐Ｚｎ合金相が連続的な酸化物層を破壊しながらメッキ層／素地鋼板の界面から亜鉛メッキ層の内部に形成されて鋼板とメッキ層間の架橋役割をするため、優れたメッキ密着性が確保される。
以下、本発明によりメッキ密着性に優れた溶融亜鉛メッキ鋼板を製造する方法について説明する。
本発明の溶融メッキ鋼板を製造する方法は、高温で鋼板の表面に酸化物を形成する合金元素を含有する鋼板を素地鋼板としてこの素地鋼板を酸化する工程、還元焼鈍する工程、溶融亜鉛メッキする工程及び弱合金化処理する工程を含む。
上記素地鋼板の例としては、Ｆｅ以外にＳｉ、Ｍｎ及びＡｌのうち１種又は２種以上を含む焼鈍又は未焼鈍冷延鋼板が挙げられる。
上記素地鋼板の一例としては、ＤＰ鋼、ＴＲＩＰ鋼、ＣＰ鋼、ＭＡＲＴ鋼及びＴＷＩＰ鋼等が挙げられる。
上記メッキ材としては、Ｚｎ、Ａｌ及びＭｇのうち１種又は２種以上を主成分として含むものが挙げられる。
また、上記溶融メッキ鋼板としては、溶融亜鉛メッキ鋼板、溶融アルミニウムメッキ鋼板、溶融亜鉛アルミニウムメッキ鋼板及びＡｌ‐Ｚｎ‐Ｍｇ‐Ｓｉ、Ａｌ‐Ｚｎ‐Ｍｇ、Ａｌ‐Ｍｇ、Ｚｎ‐Ｍｇ等の溶融合金メッキ鋼板が挙げられる。
上記酸化工程は直接加熱炉で１．０１〜１．５の空燃比条件下で行い、直接加熱炉の出口の鋼板温度を５５０〜７５０℃とする。
上記直接加熱炉としては、直火炉（ＤＦＦ）又はＤＦＩ（Ｄｉｒｅｃｔ Ｆｌａｍｅ Ｉｍｐｉｎｇｅｍｅｎｔ）等が挙げられる。
上記直接加熱炉における空燃比が１．０１未満の場合は、Ｆｅの酸化が十分に起こらず、１．５を超える場合は、直接加熱炉の加熱設備の逆火現象が発生する。したがって、上記直接加熱炉における空燃比を１．０１〜１．５に制限することが好ましい。
上記直接加熱炉の出口の鋼板温度が５５０℃未満の場合は、鋼板の内部酸化が十分に発生しないため、酸化物の表面への拡散を抑制するのが困難であり、７５０℃を超える場合は、酸化物の表面への拡散速度が増加しすぎて濃化物の量が多くなりすぎ、目標温度に到達するためにはライン速度（Ｌｉｎｅ ｓｐｅｅｄ）を減少させなければならないため、生産量の低減をもたらす。したがって、上記直接加熱炉の出口の鋼板温度を５５０〜７５０℃に制限することが好ましい。
例えば、上記直接加熱炉の内部を４個の領域に区分したとき、上記４個の領域のうち鋼板が引き込まれる入口から３番目の領域の空燃比を１．１〜１．４とし、４番目の領域の空燃比を１．１〜１．３とすることが好ましい。
この際、本発明で説明している直接加熱炉であるＤＦＦ又はＤＦＩ設備は主に加熱帯の前半部に位置しているが、これに限定されず、目標とする熱処理温度の確保とＦｅ酸化物層の形成に問題がなければいずれの位置でも良い。
上記のように直接加熱炉で鋼板を酸化させると、鋼板の表面にＦｅ酸化物層が形成され、このＦｅ酸化物層は還元焼鈍工程で還元されて還元Ｆｅ層を形成するようになる。
上記のように還元Ｆｅ層を形成することにより、素地鋼板に含有されている合金成分の酸化物、例えば、Ｓｉ‐Ｍｎ酸化物が鋼板の表面部に拡散されることを抑制するため、優れたメッキ性が確保される。
本発明において、還元焼鈍工程は特に限定されず、連続的に熱処理を行って鋼板の機械的性質を確保し還元Ｆｅ層を形成するのに問題がない限り設備種類と操業条件は関係がない。
例えば、一般の焼鈍熱処理設備は予熱帯（Ｐｒｅｈｅａｔｉｎｇ ｓｅｃｔｉｏｎ）、加熱帯（Ｈｅａｔｉｎｇ ｓｅｃｔｉｏｎ）、均熱帯（Ｓｏａｋｉｎｇ ｓｅｃｔｉｏｎ）、急冷帯（Ｆａｓｔ ｃｏｏｌｉｎｇ ｓｅｃｔｉｏｎ）、徐冷帯（Ｓｌｏｗ ｃｏｏｌｉｎｇ ｓｅｃｔｉｏｎ）、過時効帯（Ｏｖｅｒａｇｉｎｇ ｓｅｃｔｉｏｎ）、再加熱帯（Ｒｅｈｅａｔｉｎｇ ｓｅｃｔｉｏｎ）等で構成されるが、これらの熱処理セクション（Ｓｅｃｔｉｏｎ）の配列と数量は必要に応じて変わっても良い。
この際、高温で鋼板の表面に酸化物を形成する合金元素を含有する鋼板を素地鋼板として酸化及び還元焼鈍熱処理を行う場合、Ｓｉ‐Ｍｎ酸化物が鋼板の表面部に拡散される速度は、温度が高くなるほど増加する。
例えば、溶融亜鉛メッキ工程の場合、熱処理温度の最も高いセクションは均熱帯であり、通常、７８０〜８５０℃の温度で５０〜１００秒間維持しながら均熱処理を行う。
本発明において、上記溶融亜鉛メッキ工程は、特に限定されず、通常、０．１２〜０．２５％のＡｌと他のＺｎで組成された４６０〜４７０℃のメッキ浴で約３〜５秒間浸漬してメッキを行っている。
この際、メッキ材が異なる溶融メッキ鋼板の場合にも一般の操業条件があり、例えば、溶融アルミニウムメッキ鋼板の場合は５〜１２％のＳｉと他のＡｌの６６０〜６８０℃のメッキ浴、溶融アルミニウム亜鉛メッキ鋼板の場合は５０〜６０％のＡｌと４０〜５０％のＺｎの５９０〜６１０℃のメッキ浴等のように、合金元素の融点と設備能力に応じて操業条件が変わっても良い。
また、本発明は、上記のように素地鋼板を溶融亜鉛メッキした後、素地鋼板と溶融亜鉛メッキ層の界面に還元Ｆｅ層とＦｅ‐Ｚｎ合金相を形成させるために弱合金化処理を行うが、この際、上記弱合金化温度を４００〜５５０℃に制限することが好ましい。
上記弱合金化温度が４００℃未満の場合は、素地鋼板／メッキ層の界面にＦｅ‐Ｚｎ合金相が少なく形成されて素地鋼板とメッキ層間の架橋効果が足りないため、メッキ剥離が発生し、５５０℃を超える場合は、Ｆｅ‐Ｚｎ合金相がメッキ層の全厚さの６０％を超え、この合金相がメッキ層の表面まで局部的に形成されるため、鋼板の耐食性の低下と外観の不均一等の問題を起こす。
より好ましい弱合金化温度は４４０〜５００℃である。
上記弱合金化処理に用いられる装置は、例えば、溶融メッキ後にメッキ付着量調節器（Ａｉｒ ｋｎｉｆｅ）を過ぎた特定の地点に位置して数秒以内に鋼板を４００〜５５０℃に加熱して弱合金化反応させることができるものであればいずれのものでも良いが、好ましくは、通常のメッキラインに設置された合金化炉（ＧＡ ｈｅａｔｅｒ）又はこれと類似した機能を有する装置を用いて処理するのが効果的である。
また、上記メッキ層と素地鋼板の界面には、非連続的なＳｉ‐Ｍｎ酸化物層及びＡｌ‐Ｆｅ抑制層（ｉｎｈｉｂｉｔｉｏｎ ｌａｙｅｒ）が存在することができる。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。
本発明は、下記表１の組成を有し厚さが１．０ｍｍの未焼鈍冷延鋼板（Ｆｕｌｌ Ｈａｒｄ Ｓｔｅｅｌ Ｓｈｅｅｔｓ）を素地鋼板として下記表２の条件で直火加熱炉で酸化した後、通常の操業条件で還元焼鈍と溶融メッキを行ったものである。
この際、下記表１の試料番号１〜５の場合、還元焼鈍は、露点が−４５℃の１０％Ｈ２‐９０％Ｎ２の混合ガス雰囲気で熱処理が行われた。特に、均熱帯熱処理条件は、８００℃で１分間維持するものであった。
一方、下記表１の試料番号６〜８の場合、還元焼鈍は、露点が−４５℃の２５％Ｈ２‐７５％Ｎ２の混合ガス雰囲気で熱処理が行われた。上記と同様に、均熱帯熱処理条件は、８００℃で１分間維持するものであった。
また、溶融メッキは、下記表１のメッキ材の組成で十分に溶融されたメッキ浴で５秒間浸漬してメッキすることにより行われた。
また、上記の条件で製造された溶融メッキ鋼板を表２の条件で弱合金化処理してそれぞれの溶融メッキ鋼板を製造した。
上記のように製造された溶融亜鉛メッキ鋼板の未メッキの有無及びメッキ密着性を調査し、その結果を下記表２に示した。
ここで、メッキ品質を評価する方法及び基準はそれぞれ下記の通りである。
メッキ性は、溶融メッキ物質が素地鋼板にうまくコーティングされる性質であり、目視でメッキ鋼板の外観を観察して評価した。評価基準は下記の通りである。
１〜２等級：未メッキ（Ｂａｒｅ ｓｐｏｔ）がなく、自動車外板用の水準
３〜５等級：未メッキが極細にあり、自動車内板用及びその他の製品の水準
等級外：未メッキが多少あり、製品不可の水準
メッキ密着性は、素地鋼板に付着されたメッキ層が加工時及び使用時に剥離問題を起こすか否か等を評価する特性であり、メッキ鋼板を０‐Ｔ ｂｅｎｄｉｎｇした後、ｂｅｎｄｉｎｇ部にテープを付着して外したとき、剥離されたメッキ層がテープについているか否かを観察して評価した。評価基準は下記の通りである。
◎：非常に優れ、全体的に剥離なし
○：優れ、Ｅｄｇｅ部から５ｍｍ以内の地点で剥離発生（製品生産時にＳｉｄｅ ｔｒｉｍｍｉｎｇ処理すれば異常なし）
Ｘ：全体的に剥離発生
なお、その他の操業性及び安定性を考慮して特異な問題が発生した場合も観察して評価した。評価基準は下記の通りである。
○：異常なし
Ｘ：問題発生（直火加熱炉の逆火現象）
一方、従来方法である従来例により製造された溶融亜鉛メッキ鋼板の厚さ方向の断面写真を観察してその結果を図４に示し、本発明の一例により製造された溶融亜鉛メッキ鋼板の厚さ方向の断面写真を観察してその結果を図５に示した。
上記表２を参照すると、従来方法である従来例２により製造された溶融亜鉛メッキ鋼板は、メッキ鋼板の表面外観が１〜３等級であり、メッキ性には優れるが、メッキ密着性は良くないことが分かる。
これに対し、本発明に係る発明例により製造された溶融亜鉛メッキ鋼板は、鋼板の表面外観に優れる上、メッキ密着性にも優れることが分かる。
また、図４に示されているように従来例により製造された溶融亜鉛メッキ鋼板では連続的で緻密なＳｉ‐Ｍｎ酸化物層が観察されるのに対し、図５に示されているように発明例により製造された溶融亜鉛メッキ鋼板ではＦｅ‐Ｚｎ合金相及び非連続的なＳｉ‐Ｍｎ酸化物層が観察されることが分かる。
図５に示されているように、本発明例では、Ｆｅ‐Ｚｎ合金相が形成されながらＳｉ‐Ｍｎ酸化物層を破壊して非連続化又は弱化させることにより、溶融亜鉛メッキ鋼板のメッキ密着性がより向上する。

Claims (13)

  1. 高温で鋼板の表面に酸化物を形成する合金元素を含有する鋼板を素地鋼板とし、この素地鋼板上にメッキ材がメッキされた溶融メッキ鋼板であって、前記素地鋼板とメッキ層の界面に非連続的な還元Ｆｅ層とＦｅ‐メッキ材合金相を有する、メッキ密着性に優れた溶融メッキ鋼板。
  2. 前記素地鋼板がＳｉ、Ｍｎ及びＡｌのうち１種又は２種以上の合金元素を含む、請求項１に記載のメッキ密着性に優れた溶融メッキ鋼板。
  3. 前記素地鋼板がＤＰ鋼、ＴＲＩＰ鋼、ＣＰ鋼、ＭＡＲＴ鋼及びＴＷＩＰ鋼のうちいずれか一つである、請求項１に記載のメッキ密着性に優れた溶融メッキ鋼板。
  4. 前記メッキ材がＺｎ、Ａｌ及びＭｇのうち１種又は２種以上を主成分として含む、請求項１に記載のメッキ密着性に優れた溶融メッキ鋼板。
  5. 前記素地鋼板とメッキ層の間に非連続的なＳｉ‐Ｍｎ酸化物層が形成されている、請求項１に記載のメッキ密着性に優れた溶融メッキ鋼板。
  6. 前記Ｆｅ‐メッキ材合金相がメッキ層と素地鋼板の界面からメッキ層の表面方向にメッキ層の全厚さの６０％以内に分布されている、請求項１に記載のメッキ密着性に優れた溶融メッキ鋼板。
  7. 非連続的なＡｌ‐Ｆｅ抑制剤層（ｉｎｈｉｂｉｔｉｏｎ ｌａｙｅｒ）が前記素地鋼板とメッキ層の間に分布されている、請求項１に記載のメッキ密着性に優れた溶融メッキ鋼板。
  8. Ｓｉ‐Ｍｎ内部酸化物（ｉｎｔｅｒｎａｌ ｏｘｉｄｅ）が前記メッキ層と素地鋼板の界面から素地鋼板の内部方向に深さ７μｍまでに分布されている、請求項１に記載のメッキ密着性に優れた溶融メッキ鋼板。
  9. 高温で鋼板の表面に酸化物を形成する合金元素を含有する鋼板を、直接加熱炉を用いて空燃比［空気（ａｉｒ）／燃料（ｆｕｅｌ）の比又は空気（ａｉｒ）／ガス（ｇａｓ）の比］を１．０１〜１．５、直接加熱炉の出口の鋼板温度を５５０〜７５０℃として酸化させ、還元焼鈍及び溶融メッキを行った後、４００〜５５０℃で弱合金化処理を行う、メッキ密着性に優れた溶融メッキ鋼板の製造方法。
  10. 素地鋼板がＳｉ、Ｍｎ及びＡｌのうち１種又は２種以上を含む、請求項９に記載のメッキ密着性に優れた溶融メッキ鋼板の製造方法。
  11. 素地鋼板がＤＰ鋼、ＴＲＩＰ鋼、ＣＰ鋼、ＭＡＲＴ鋼及びＴＷＩＰ鋼のうちいずれか一つである、請求項９に記載のメッキ密着性に優れた溶融メッキ鋼板の製造方法。
  12. 前記弱合金化温度が４００〜５５０℃である、請求項９に記載のメッキ密着性に優れた溶融メッキ鋼板の製造方法。
  13. 前記メッキ材がＺｎ、Ａｌ及びＭｇのうち１種又は２種以上を主成分として含む、請求項９に記載のメッキ密着性に優れた溶融メッキ鋼板の製造方法。

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