JPH11323492A

JPH11323492A - 耐めっき剥離性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板

Info

Publication number: JPH11323492A
Application number: JP12904498A
Authority: JP
Inventors: Yukiaki Tamura; 享昭田村; Yoshinobu Omiya; 良信大宮; Ichiro Tsukatani; 一郎塚谷; Takayuki Yamamoto; 貴之山本; Masaaki Urai; 正章浦井; Masabumi Shimizu; 正文清水
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1998-05-12
Filing date: 1998-05-12
Publication date: 1999-11-26

Abstract

(57)【要約】【課題】耐めっき剥離性、更には摺動性にも優れた高
強度溶融亜鉛めっき鋼板を提供する。【解決手段】鋼板の平均結晶粒径が、ＪＩＳＧ０５
５２の結晶粒度比較法で粒度番号１１以上を満足する高
強度溶融亜鉛めっき鋼板である。上記鋼板において、め
っき層中のＦｅ濃度を８〜１７％（ｍａｓｓ％，以下同
じ）に制御したり、Ａｌ濃度が０．１〜０．５％に制御
すれば、耐めっき剥離性に加えて更に摺動性も向上され
た高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、耐めっき剥離性に
優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関するもので
ある。本発明鋼板は、上記耐めっき剥離性に加え更に優
れた摺動性も付与することができるので、自動車部品な
どを加工する際、摺動性やパウダリングが問題となる分
野に広く利用することができる。

【０００２】

【従来の技術】近年、自動車の安全性を高め車体の軽量
化を図るという観点から、鋼板の高強度化が強く求めら
れている。一方、自動車の寿命向上という観点からめっ
き鋼板が使用されており、なかでも合金化溶融亜鉛めっ
き鋼板は、耐食性、塗装性、塗料密着性、溶接性等の諸
特性に優れていることから汎用されている。

【０００３】一般に、連続溶融亜鉛めっきラインにて合
金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合は、焼鈍後に約
４３０〜５２０℃の溶融亜鉛浴中に浸漬した後、再加熱
して合金化する、といった熱履歴を経るため、急速冷却
等による焼入れ性により強度を高めることはできない。
そこで、鋼板の強度を高める為に、焼入れ向上元素を多
量添加して鋼中の組織を強化したり、或いは、固溶化元
素を多量添加して強度上昇を図る等の方法が採用されて
いる。ところが、焼入れ向上元素や固溶化元素を多量に
添加すると、焼鈍時に、鋼板表面に酸化皮膜等が生成さ
れ易くなり、その結果、不めっきや合金化ムラ等といっ
た表面欠陥が生じ、めっき品質に悪影響を及ぼす様にな
る。

【０００４】そこで、この様な不めっきや合金化ムラ等
を防止してめっき密着性を改善すべく、下記〜に示
す種々の方法が提案されている。

【０００５】連続溶融亜鉛めっきラインにおける焼鈍
の際に、酸化炉で鋼板表面に酸化皮膜を形成させた後、
後続の還元炉で、形成させた酸化皮膜を還元除去する方
法が提案されている。例えば特開平４−２０２６３３に
は、鋼中のＳｉ濃度が０．３％以上の高張力溶融亜鉛め
っき鋼板を製造するに際し、焼鈍炉の酸化帯で生成した
鉄酸化膜厚を酸化膜厚計にて実測し、一方還元帯での酸
化膜還元能力を操業条件に基づいて計算し、酸化帯での
鉄酸化膜厚が還元帯能力を上回らないように焼鈍条件を
制御する方法が開示されている。この焼鈍条件は、還元
時における鋼中のＳｉ量によっても変化する。しかしな
がら、一般的に焼鈍時の酸化帯では、ＦｅよりもＳｉの
方が酸化され易い為、Ｆｅ酸化皮膜を還元したとしても
Ｓｉ酸化皮膜が残留してしまい、不めっきの問題は依然
として解決し得ない。また、酸化皮膜厚に基づいてライ
ン通板中における焼鈍条件を制御している為、刻々と変
化する鋼板表面状態を、計算通りに制御するのは工業的
に極めて困難である。

【０００６】鋼板表面の粗度を機械的に粗くすること
により、めっき密着性を向上させる方法が提案されてい
る。例えば特開平６−４１７０７号に記載の方法は、め
っき層を除去した後の鋼板表面粗さが１０点平均粗さＲ
ｚで６．５μｍ以上で、且つめっき層の平均Ｆｅ濃度が
７〜１１重量％に制御するものである。しかしながら、
この方法によれば、めっき原板の粗度を適正に制御する
必要がある為、作業性が著しく劣化し、生産性や量産性
に劣るという問題がある。また特開平３−２８５０５６
号は、表面に多数ピットを形成した鋼板を溶融亜鉛めっ
きした後、加熱合金化するものであるが、所望のピット
を形成させる為に、化学的溶解若しくは電解処理的溶解
を別途施す必要が生じ、生産工程が増え、大量量産には
不向きである。

【０００７】鋼板表面を研削する方法であり、例えば
特開平５−１３２７４９号には、鋼中のＳｉ量やＰ量に
よって特定される量だけ酸洗板の表面を研削する方法が
開示されている。ところがこの方法を採用しようとする
と、通常の場合であれば、熱延板を酸洗後直ちに冷間圧
延すれば良いにもかかわらず、上記方法では、酸洗後に
表面研削する工程を別途追加しなければならず、作業性
の悪化に加え、コストアップを余儀なくされる。

【０００８】溶融亜鉛浴に浸漬する前に鋼板表面にプ
レめっきを施すことにより酸化皮膜の表面濃化を防止す
る方法がある。具体的には、特開昭５７−７０２６８
号、特開昭５８−１２０７７２号、特開平４−３３３５
５２号公報、特開平５−５９５１３号等に記載の如く、
溶融亜鉛めっき浴に浸漬する前にＦｅやＮｉ等を予め鋼
板表面にめっきし、次いで焼鈍した後、溶融亜鉛めっき
および合金化処理する方法であり、これにより焼鈍時に
おける酸化皮膜の濃化に伴うめっき品質の劣化を防止す
るものである。しかしながら、これらの方法を実用化す
るに当たっては、プレめっきの為にＦｅやＮｉ等を多量
に使用しなければならず、設備コスト及びランニングコ
ストの双方が上昇する。

【０００９】特開昭６１−２２３１７４号には、鋼板
を溶融亜鉛めっき浴に通過させた後、５５０〜７００℃
の温度まで急速加熱してめっき層表面に液相が残存する
状態にしてから、次に５３０℃以下に急速冷却した後、
更に４５０〜５３０℃の範囲に保持する方法が開示され
ている。この方法によれば、めっき表面まで合金化が完
了する前に鋼板を急冷し、更に一定の温度範囲に保持す
るといった厳格な温度制御を余儀なくされるため、量産
する際には、ラインスピード等の変化に応じた温度制御
が難しい；高強度化のために低温変態相を活用しようと
しても、一定の温度範囲に保持する間に、目的としない
相変態が進んでしまう可能性がある等の不具合が生じ
る。

【００１０】特開昭６２−４８６０号には、鋼板に溶
融亜鉛めっきを施した後、６５０〜８５０℃の温度に加
熱して１秒以上保持してから急冷し、２００〜５００℃
の温度で５秒以上保持する方法が開示されている。この
方法は、溶融めっき前に通常実施されている焼鈍を不要
にし得る点に特徴がある。しかし、溶融亜鉛めっき浴中
に、鋼板を常温のまま浸漬すると、鋼板成分とは無関係
にめっきの濡れ性に悪影響を及ぼす他、めっき後６５０
〜８５０℃に加熱すると合金化が過度に進む恐れがあ
る。

【００１１】特開平７−１２６８２２号には、鋼板を
焼鈍後圧延して転位を導入した後、溶融亜鉛めっき、合
金化処理する方法が開示されている。この方法の特徴
は、焼鈍後の鋼板に圧延による転位を導入することによ
り、結晶粒界のみならず結晶粒内からもアウトバースト
を発生させ、めっき層における合金化反応の不均一性を
軽減しようとする点にある。ここで「アウトバースト」
とは、溶融亜鉛めっき鋼板の合金化反応時に、Ｆｅ−Ｚ
ｎ界面で、結晶粒界から合金化反応が優先的に起こる現
象をいう。しかしながら、焼鈍後に転位を導入すること
により耐パウダリング性が高められたとしても、合金化
処理の際に加熱される為、固溶Ｃ，Ｎ等により該転位が
再び固着される結果、降伏点伸びが発生する様になる。
この降伏点伸びは、加工時におけるストレッチャースト
レインの発生原因になる為、合金化後にスキンパス圧延
を新たに行う必要がある。その結果、焼鈍後の鋼板に二
度転位を導入することになるので、必然的に伸びの低下
は避けられない。

【００１２】特開平７−１７３５９５号には、所定量
のＡｌ含有亜鉛浴中に鋼板を５００〜６００℃の温度範
囲で浸漬した後、４８０〜６００℃の範囲で合金化処理
する方法が開示されている。この方法は、Ｆｅ−Ａｌ合
金層によるＦｅ−Ｚｎ反応抑制作用と上記アウトバース
ト現象を組合わせることにより、合金化処理後のめっき
表面に微細な凹部を形成させ、その凹部内に潤滑油を保
持させることによってプレス成形性の改善を図るもので
ある。この方法によれば、潤滑油の濡れ性上昇によるプ
レス成形性向上は得られるものの、摺動性或いはパウダ
リング性についても向上される訳ではない。

【００１３】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記事情に
着目してなされたものであり、その目的は、不めっきや
合金化ムラがなくめっきの表面性状が良好であり、耐め
っき剥離性、更には摺動性にも優れた高強度合金化溶融
亜鉛めっき鋼板を提供することにある。

【００１４】

【課題を解決するための手段】上記課題を解決し得た本
発明の耐めっき剥離性に優れた高強度合金化溶融亜鉛め
っき鋼板とは、鋼板の平均結晶粒径が、ＪＩＳＧ０５
５２の結晶粒度比較法で粒度番号１１以上であるところ
に要旨を有する。

【００１５】本発明鋼板において、めっき層中のＦｅ濃
度を８〜１７％（ｍａｓｓ％，以下同じ）に制御した
り、Ａｌ濃度が０．１〜０．５％に制御すれば、耐めっ
き剥離性に加えて更に摺動性も向上された高強度合金化
溶融亜鉛めっき鋼板が得られるので非常に有用である。

【００１６】更に本発明鋼板における鋼板中の化学成分
が、Ｃ：０．０５〜０．２０％，Ｓｉ：０．５％以下，
Ｍｎ：０．５〜３．０％，Ｐ：０．１２％以下（０％を
含む），Ｓ：０．０１％以下（０％を含む），残部：鉄
および不可避不純物を満足するものや、更にＮｂ，Ｔｉ
およびＶよりなる群から選択される少なくとも１種の元
素を合計で０．０１〜０．０５％を含有するものは本発
明の好ましい態様である。

【００１７】

【発明の実施の形態】本発明者らは、耐めっき剥離性の
みならず好ましくは摺動性に優れた高強度合金か溶融亜
鉛めっき鋼板を提供すべく、該めっき鋼板のめっき層構
造、特にめっき断面の性状を詳細に観察して検討した。
その結果、Ｆｅ−Ｚｎ合金化反応は、主に結晶粒界から
優先的に発生する前記アウトバースト現象によって起こ
るが、結晶粒径が大きいと、Ｆｅ−Ｚｎ界面では、粒界
付近及び粒内表面で合金化度がムラになり易いことが分
かった。

【００１８】本発明は、このアウトバースト現象と鋼板
の結晶粒径との関係に着目してなされたものであり、め
っき原板の結晶粒径を小さくして粒界からのアウトバー
ストを鋼板表面から微細且つ均一に生じさせることによ
り、Ｆｅ−Ｚｎ界面において、均一な合金化を促進させ
ることができれば所期の目的が達成し得ることを見出
し、本発明を完成したのである。

【００１９】この様に本発明では、鋼板の結晶粒径を所
定範囲に制御したところに最大の特徴を有する。具体的
には、ＪＩＳＧ０５５２の結晶粒度比較法において粒
度番号１１以上であることが必要である。好ましくは粒
度番号１２以上である。この様に鋼板の結晶粒径を小さ
くすれば、合金化反応が均一且つ微細にめっき層表面ま
で進行するのみならず、Ｆｅ−Ｚｎ界面に硬くて脆い
（従って、めっき剥離の原因になる）Γ相が成長するの
を抑制することもできることが分かった。その理由は、
詳細には不明であるが、鋼板表面では合金化が均一に生
じるのに対し、アウトバーストはＦｅ−Ｚｎ界面からめ
っき表面に向かって進行する為、Ｆｅ−Ｚｎ界面からめ
っき最表面までのめっき厚さに対するＦｅ濃度の勾配が
小さくなる為と考えられる。

【００２０】更に本発明では、合金化反応を均一に進行
させる為に、めっき層中のＦｅ及びＡｌ濃度にも留意す
ることが推奨される。Ａｌ濃度を制御することにより耐
めっき剥離性を向上させることができ、また、Ｆｅ濃度
を制御することにより耐めっき剥離性のみならず摺動性
も向上させることができる。

【００２１】まず、めっき層中のＦｅ含有量は８〜１７
％にすることが好ましい。一般的に、めっき層のＦｅ濃
度が高い程めっき層の硬さが高くなる為、プレス等の加
工時における摺動性は良くなる。Ｆｅ濃度が８％未満で
は、めっき層の硬度が低く、プレス等の加工時に型かじ
り等を起こし易くなる。好ましくは１０％以上である。
一方、Ｆｅ濃度が１７％を超えると、めっき層の硬度が
高くなる為、加工性には優れる反面、Ｆｅ−Ｚｎ界面の
Γ相が厚くなり過ぎ、耐めっき剥離性が低下してしま
う。好ましくは１５％以下である。

【００２２】また、めっき層中のＡｌ濃度は０．１〜
０．５％に制御することが好ましい。Ａｌは一般に合金
化抑制元素として知られており、Ａｌを含む溶融亜鉛め
っき浴中に鋼板を浸漬するとＦｅ−Ｚｎ界面にＦｅ−Ａ
ｌ合金層が形成される。このＦｅ−Ａｌ合金層は、Ｆｅ
−Ｚｎの合金化反応に大きな影響を及ぼすことが知られ
ている。即ち、めっき層中のＡｌ濃度が０．１％未満に
なると、形成されるＦｅ−Ａｌ合金層は薄くなるが、特
に本発明の如く結晶粒径が非常に小さい鋼板を使用する
場合は、上記合金化の反応性に富む為、溶融亜鉛浴に鋼
板を浸漬すると直ちに合金化が進み、めっき表面まで合
金化が完了する前にΓ相が大きく成長してしまい、耐め
っき剥離性が低下してしまう。従って、Ａｌ濃度を０．
１％以上にする。より好ましくは０．２％以上である。
一方、めっき層中のＡｌ濃度が０．５％を超えると、Ｆ
ｅ−Ａｌ合金層がＦｅ−Ｚｎ界面に厚く成長し、Ｆｅ−
Ｚｎの合金化反応を阻害する為、めっき層の合金化が著
しく遅延する。その結果、所望の合金化反応を進行させ
る為の手段として、非常に長い合金化ラインが別途必要
になったり、高温下での合金化処理を新たに行う必要が
生じる等、不経済である。より好ましくは０．４％以下
である。

【００２３】更に本発明では、一層優れた特性を得るこ
とを目的として、鋼板の化学成分を以下の様に制御する
ことが推奨される。

【００２４】Ｃ：０．０５〜０．２０％Ｃは、高強度化のために最も重要な元素である。パーラ
イト、ベイナイト、マルテンサイト等の組織を強化する
ことによって高強度化を図る場合、所望の強度を得る為
には０．０５％以上添加する必要がある。一方、０．２
０％を超えると溶接性に悪影響を及ぼすので、上限を
０．２０％にする。より好ましくは０．０７％以上、
０．１８％以下である。

【００２５】Ｓｉ：０．５％以下Ｓｉは、置換型固溶元素で清浄なポリゴナルフェライト
を形成する為、高強度且つ高延性を得るうえで有効な元
素であり、目的とする引張強度に応じて添加することが
できる。しかし、０．５％を超えると焼鈍時に生成され
る酸化皮膜によって溶融亜鉛との濡れ性が悪くなるの
で、０．５０％を上限とする。より好ましくは０．３０
％以下である。

【００２６】Ｍｎ：０．５〜３．０％Ｍｎは、固溶強化することにより、強度を確保し且つ焼
入れ性の向上に寄与することができるので、所望の組織
を効率良く得る為に有用な元素である。この様な作用を
有効に発揮させる為には０．５％以上添加する必要があ
る。より好ましくは０．７％以上である。一方、３．０
％を超えて添加しても上記作用が飽和して経済的に無駄
であり、更にＭｎの多量添加に伴う酸化皮膜の形成によ
り溶融亜鉛めっきとの濡れ性が悪くなる為、その上限を
３．０％にした。より好ましくは２．８％以下である。

【００２７】Ｐ：０．１２％以下Ｐは、Ｓｉと同様、固溶強化能に優れた元素である。し
かし、０．１２％を超えて添加すると、粒界偏析による
粒界脆化および溶接性の低下が生じる他、めっき層の合
金化速度が遅くなる為、完全に合金化するために通板速
度を遅くしたり高温まで加熱する等の必要が新たに生
じ、生産性が著しく阻害する。より好ましくは０．１０
％以下である。

【００２８】Ｓ：０．０１％以下Ｓは、成形性に悪影響を及ぼす為、できるだけ少ない方
が好ましいが、生産性等を考慮して、その上限を０．０
１％にした。

【００２９】Ｎｂ，ＴｉおよびＶよりなる群から選択さ
れる少なくとも１種：０．０１〜０．０５％Ｎｂ，ＴｉおよびＶは、いずれも炭窒化物を形成し易
く、該析出物によって再結晶が妨げられて結晶粒が微細
化するので、本発明においては特に有効な元素である。
この様な作用を有効に発揮させる為には、これら元素の
１種または２種以上を合計で０．０１％以上添加する必
要がある。但し、０．０５％を超えて添加しても、その
効果は飽和し、逆に加工性に悪影響を及ぼす様になる。

【００３０】上述した本発明鋼板を製造するに当たって
は、特に焼鈍温度、めっき前板温（Ｚｎ浴浸漬前保持温
度）などを下記の如く制御することが推奨され、これに
より、鋼板の平均結晶粒径を所定範囲内に小さくするこ
とができる。

【００３１】まず、焼鈍温度については、組織強化を図
る為にＡｃ₁ 以上に昇温することが推奨される。より好
ましくは二相域上部（Ａｃ₁ 〜Ａｃ₃ ）の高温部若しく
はＡｃ₃ 以上である。尚、その上限は特に限定されない
が、鋼板の昇温に必要な熱量などを考慮すれば、９００
℃以下にすることが推奨される。

【００３２】次にめっき前板温については、ベイナイト
変態を促進させるという観点から４３０〜５００℃付近
に保持することが推奨される。４３０℃未満になると、
Ｚｎの濡れ性が悪くなり、合金化も遅くなる。一方、５
００℃を超えるとベイナイト変態が困難になり、必要以
上に強度が高くなるという不具合が生じる。尚、保持時
間は１００秒以内にすることが推奨される。

【００３３】また、二次冷却速度については１０℃／ｓ
以上にすることが好ましく、これにより、合金化後に残
留するオーステナイトが全てマルテンサイトに変態し、
所望の優れた強度を得ることができる。その他、パーラ
イトへの変態を防止する為に一次冷却速度を１℃／ｓ以
上にすることが推奨される。尚、合金化温度は組織に及
ぼす影響は小さいが、合金化度を制御するという観点か
ら、板温で概ね５００〜６５０℃に制御することが推奨
される。

【００３４】以下実施例に基づいて本発明を詳述する。
ただし、下記実施例は本発明を制限するものではなく、
前・後記の趣旨を逸脱しない範囲で変更実施することは
全て本発明の技術範囲に包含される。

【００３５】

【実施例】実施例１表１に示す化学成分を有する鋼（４０ｋｇ）を真空溶製
し、２０ｍｍ厚のスラブに成形した後、１２００℃に加
熱し、仕上げ温度：８８０℃、巻き取り温度：５５０℃
で熱間圧延することにより２．６ｍｍ厚の熱延鋼板を得
た。この様にして得られた鋼板を酸洗した後、冷間圧延
して１．２ｍｍ厚（圧下率５４％）の冷延鋼板を得た。

【００３６】

【表１】

【００３７】上記の冷延鋼板を用い、表２に示す条件で
連続亜鉛めっき、次いで合金化処理することにより合金
化溶融亜鉛めっき鋼板を得た。尚、一次冷却速度は２０
℃／ｓ，最終（二次）冷却速度は３５℃／ｓとした。

【００３８】

【表２】

【００３９】この様にして得られた合金化溶融亜鉛めっ
き鋼板を用いて、下記の評価方法でめっき層中の各相比
率、摺動性および耐めっき剥離性を調べた。

【００４０】（めっき層中の各相比率）定電流アノード
電解法により、めっき層中の各相比率を算出した。実験
条件は、以下の通りである。電解液：ＺｎＳＯ₄ ・７Ｈ₂ Ｏ（２００ｇ／Ｌ）及びＮ
ａＣｌ（１００ｇ／Ｌ）電流密度：２０ｍＡ／ｃｍ₂ 温度：室温

【００４１】（摺動性）２０ｍｍ角の平面工具を用い、
両側から面圧：約３０Ｎ／ｍｍ² で試験片を押しつけ、
荷重（Ｐ）と試験片の引抜き荷重（Ｆ）に基づいて摩擦
係数（μ＝Ｆ／２Ｐ）を算出し、これを摺動性評価の指
標にした。

【００４２】（耐めっき剥離性）曲げ角：６０°，曲げ
半径：１ｍｍのＶ型パンチを用いてＶ曲げ試験を実施
し、曲げ内側のめっき剥離量を測定した。

【００４３】（結晶粒度）鋼板中の組織を光学顕微鏡で
観察し、ＪＩＳＧ０５５２の結晶粒度比較法により結
晶粒度を測定した。これらの結果を表３に示す。

【００４４】

【表３】

【００４５】実施例２表４に示す化学成分を有する鋼（４０ｋｇ）を真空溶解
し、２０ｍｍ厚のスラブに成形した後、表５に示す条件
で熱間圧延し、２．６ｍｍ厚の熱延鋼板を得た。この様
にして得られた鋼板を酸洗した後、表６に示す条件で連
続溶融亜鉛めっき、次いで合金化処理することにより合
金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た。尚、一次冷却速度は１
０℃／ｓ，二次冷却速度は２０℃／ｓとした。

【００４６】

【表４】

【００４７】

【表５】

【００４８】

【表６】

【００４９】得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を用い
て、実施例１と同様の方法でめっき層中の各相比率、摺
動性および耐めっき剥離性を調べた。得られた結果を表
３に併記する。

【００５０】表より以下の様に考察することができる。
Ｎo.１，３，５，８，１２，１３はいずれも本発明の要
件を満足する実施例であり、摺動性および耐めっき剥離
性の両方に優れている。なかでもＮo.１，５，１２は、
結晶粒度番号が１２以上と本発明のより好ましい要件を
満足している為、これらの特性が格段に優れていること
が分かる。

【００５１】これに対して本発明の要件を満足しない他
の例は、夫々以下の不具合を有している。

【００５２】まず、Ｎo.２は、めっきラインにおける焼
鈍温度がＡ_c1点以下と低い為、結晶粒度が本発明の要件
を外れている。その為、Γ相が厚く生成され、めっき剥
離量が多くなっている。一方、Ｎo.４は、めっきライン
における焼鈍温度が高い為、析出物の形成による細粒効
果が得られず、結晶粒度が本発明の要件を外れる例であ
り、やはりめっき剥離量が多くなっている。

【００５３】また、Ｎo.６は、めっき前の板温が溶融亜
鉛浴の温度に比べて低い為、めっき層中のＡｌ量が本発
明の好ましい要件を超えてしまい、合金化が遅くなり、
合金化ムラが見られ、摺動性が低下している。一方、Ｎ
o.７は、めっき前の板温が高い為、めっき層中のＡｌ量
が少なくなって合金化が過度に進行し、Γ相が厚く成長
し、めっき剥離量が多くなっている。

【００５４】Ｎo.９は、鋼中のＣ量及びＭｎ量が少ない
為、焼鈍後の結晶粒径が大きくなり、めっき剥離量が多
くなっている。

【００５５】Ｎo.１０は、鋼中のＳｉ量が多い為、Ｓｉ
酸化皮膜の形成によって不めっきが表面に発生し、摺動
性が低下している。

【００５６】Ｎo.１１は、鋼中のＰ量が多い為、合金化
反応が遅くなり、摺動性が低下している。

【００５７】Ｎo.１４は、鋼中のＭｎ量が多い為、Ｍｎ
酸化皮膜の形成によって不めっきが発生し、やはり摺動
性が低下している。

【００５８】

【発明の効果】本発明の鋼板は以上の様に構成されてい
るので、耐めっき剥離性を向上させることができ、更に
は摺動性も高められた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
を効率よく提供することができる。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者山本貴之兵庫県加古川市金沢町１番地株式会社神戸製鋼所加古川製鉄所内 (72)発明者浦井正章兵庫県加古川市金沢町１番地株式会社神戸製鋼所加古川製鉄所内 (72)発明者清水正文兵庫県加古川市金沢町１番地株式会社神戸製鋼所加古川製鉄所内

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】鋼板の平均結晶粒径が、ＪＩＳＧ０５
５２の結晶粒度比較法で粒度番号１１以上であることを
特徴とする耐めっき剥離性に優れた高強度合金化溶融亜
鉛めっき鋼板。
【請求項２】めっき層中のＦｅ濃度を８〜１７％（ｍ
ａｓｓ％，以下同じ）にすることにより摺動性が向上さ
れたものである請求項１に記載の高強度合金化溶融亜鉛
めっき鋼板。
【請求項３】めっき層中のＡｌ濃度が０．１〜０．５
％である請求項１または２に記載の高強度合金化溶融亜
鉛めっき鋼板。
【請求項４】鋼板中の化学成分が、Ｃ：０．０５〜
０．２０％，Ｓｉ：０．５％以下，Ｍｎ：０．５〜３．
０％，Ｐ：０．１２％以下（０％を含む），Ｓ：０．０
１％以下（０％を含む），残部：鉄および不可避不純物
を満足するものである請求項１〜３のいずれかに記載の
高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項５】更に、Ｎｂ，ＴｉおよびＶよりなる群か
ら選択される少なくとも１種の元素を合計で０．０１〜
０．０５％を含有する請求項４に記載の高強度合金化溶
融亜鉛めっき鋼板。