WO2006109522A1 - 溶融亜鉛めっき鋼板、および合金化溶融亜鉛めっき鋼板 - Google Patents

溶融亜鉛めっき鋼板、および合金化溶融亜鉛めっき鋼板 Download PDF

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WO2006109522A1
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dip galvanized
less
galvanized steel
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Katsuhiro Yamamoto
Masaaki Miura
Yukihiro Utsumi
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Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho
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Definitions

  • the present invention relates to a hot dip galvanized steel sheet or an alloyed hot dip galvanized steel sheet.
  • Steel sheets for structural members such as front side members, which play a role in absorbing energy at the time of a collision as an automobile skeleton member, are light weights for the purpose of improving fuel efficiency from the viewpoint of improving safety or as a countermeasure against environmental problems. From the viewpoint of achieving high strength, high strength is required.
  • steel sheets for structural members are also required to have improved anti-rust properties.
  • high-strength steel sheets are used as a base material, and high-temperature zinc galvanized surfaces are used. A strong steel plate is used.
  • These high-strength galvanized high-strength steel sheets are the base material for which it is desirable that the galvanized galvanized layer be uniformly formed. It is required not to generate a part.
  • the surface shape of the alloyed hot-dip galvanized steel sheet is made a shape that can easily hold a liquid lubricant such as a fouling oil. It has been proposed to reduce sliding resistance during press molding. However, in the method using a liquid lubricant, the lubricant is inferior due to uneven application of the lubricant or heat generated during continuous pressing. As a result, the slidability is easily lowered and the workability is likely to deteriorate.
  • Patent Document 2 discloses controlling the degree of concentration of alloy elements in the very surface layer portion of the base material immediately below the plating layer. .
  • the concentration degree of the alloy element is controlled, the plating adhesion may not be sufficiently improved, leaving room for improvement.
  • Patent Document 3 As a technology that has excellent surface properties with no plating and non-alloying unevenness and that can also improve anti-plating resistance and slidability, the steel plate crystals are refined. As a result, a method for uniformly generating outburst and improving the plating peeling resistance has been disclosed. With this technology, many alloying elements must be added to refine the crystal of the steel sheet. As a result, the Fe concentration in the plating layer cannot be controlled properly, and sliding However, the powdering resistance sometimes deteriorated.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Laid-Open No. 2001-247949
  • Patent Document 2 JP 2002-115039 A
  • Patent Document 3 Japanese Patent Laid-Open No. 11 323492
  • the present invention has been made in view of such a situation, and an object of the present invention is to provide a hot dip galvanized steel sheet using a steel sheet in which a non-plated portion is unlikely to occur when hot dip galvanizing is performed. There is to be.
  • Another object of the present invention is to provide an alloyed hot dip galvanized steel sheet that is excellent in slidability and powdering resistance when hot galvanized and then alloyed. is there.
  • Still another object is to provide a member for an automobile using the above-mentioned hot-dip galvanized steel sheet or an alloyed hot-dip galvanized steel sheet that has been further alloyed.
  • the inventors of the present invention have repeatedly studied to provide a steel sheet that hardly generates a non-plated portion when hot-dip galvanized. As a result, it was found that if the component composition of the steel sheet is strictly defined and the balance of Cr and Mo is appropriately controlled, no unplated part will occur during hot dip galvanizing. [0012] In addition, the present inventors have also studied measures for improving the slidability and powdering resistance of an alloyed hot-dip galvanized steel sheet obtained by alloying a hot-dip galvanized steel sheet.
  • the steel sheet used in the hot dip galvanized steel sheet according to the present invention is mass%, C: 0.06 to 0.15%, Mn: l to 3%, P: 0.01 to 0.05%, Cr : 0.03-1%, Mo: 0.03-1%, and A1: 0.02-0.15%, Si: 0.2% or less (including 0%), and S: 0.03% or less (including 0%)
  • the gist is that the K value calculated from the following formula (1) is -2.0 or more.
  • K value 3 X [Mo] _ 5 X [Cr core... (1)
  • [element] indicates the content (% by mass) of each element.
  • the steel sheet further contains, as other elements, mass%, Ti: 0.15% or less (excluding 0%), Nb: 0.15% or less (excluding 0%), and V: 0.15% or less ( It is preferable to contain at least one selected from the group consisting of (excluding 0%).
  • the steel sheet further contains, as another element, in mass%, B: 0.01% (less than 0%), Ca,
  • the steel sheet is the mass%, C: 0.06 to 0.15%, Mn: l to 3%, P: 0.01 to 0.05%, Cr: 0.03-1%, Mo: 0.03-1%, and ⁇ 1: 0 ⁇ 02-0.15%, Si: 0.2% or less (including 0%), and S: 0.03% or less (0% K value calculated from the following formula (1) is 1 or more 2.0,
  • K value 3 X [Mo] _ 5 X [Cr core... (1)
  • the main point is that the F value calculated from the following formula (2) satisfies 0.7 to 3.0.
  • [element] represents the content (% by mass) of each element.
  • the hot dip galvanized steel sheet and the alloyed hot dip galvanized steel sheet of the present invention can be preferably used as materials for automobile members.
  • a steel sheet for hot dip galvanizing in which a non-plated portion is less likely to occur when hot galvanized by appropriately controlling the content balance of Mo and Cr among the constituent elements of the steel plate. Can provide.
  • hot-dip galvanizing the hot-dip galvanized steel sheet it is possible to provide a hot-dip galvanized steel sheet with no unplated portions, and alloying the hot-dip galvanized steel sheet. By doing so, it is possible to provide an alloyed hot-dip galvanized steel sheet having excellent slidability and powdering resistance.
  • Such a hot-dip galvanized steel sheet or an alloyed hot-dip galvanized steel sheet can be preferably used as a material for automobile members.
  • FIG. 1 is an electron micrograph (drawing substitute photograph) of No. 3 in Table 2.
  • FIG. 2 is a graph showing the relationship between the K value and Fe concentration and the presence or absence of non-plating.
  • Fig. 3 is a graph showing the relationship between the F value and Fe concentration and the slidability or pudding resistance.
  • the K value is less than -2.0, pinhole-shaped non-plated parts (unplated parts) frequently occur on the surface of the steel sheet when hot-dip galvanizing occurs, and the appearance quality is significantly impaired.
  • the K value is preferably controlled to be _1.5 or more, more preferably 11 or more.
  • [element] indicates the content (% by mass) of each element.
  • Cr and Mo are elements that, when added in combination, form a composite oxide on the surface of the steel sheet and prevent the occurrence of non-plating. That is, for example, in a steel sheet containing Cr alone, non-plating is difficult to occur if the Cr content is up to 0.4%, but non-plating occurs when the Cr content is 0.4% or more. appear. However, if the forces Cr and Mo are added in combination, a composite oxide is formed on the surface of the steel sheet, preventing the occurrence of non-plating. Moreover, as will be apparent from the examples described later, when Cr and Mo are added in combination, the strength-elongation balance is improved and a steel sheet having both mechanical properties and plating properties is obtained.
  • Mo are elements that improve the hardenability and have the effect of concentrating C in austenite to increase the stability of austenite.
  • Cr is preferably 0.05% or more, more preferably 0.1% or more.
  • Mo is preferably 0.05% or more, more preferably 0.1% or more.
  • adding Cr or Mo in excess of 1% saturates the effect and increases costs, so the upper limit is 1%.
  • the Cr content is preferably 0.9% or less, more preferably 0.8% or less.
  • the Mo content is preferably 0.9% or less, more preferably 0.8% or less.
  • the steel plate of the present invention contains, as other components, C: 0.06 to 0.15%, Mn: l to 3%, P: 0.01 to 0.05%, and ⁇ 1: 0 ⁇ 02- Contains 0.1%.
  • C 0.06 to 0.15%
  • Mn l to 3%
  • P 0.01 to 0.05%
  • ⁇ 1 0 ⁇ 02- Contains 0.1%.
  • C is an important element for increasing the strength of the steel sheet, and also affects the amount of low-temperature transformation products (for example, bainite and martensite) and their form, and workability (elongation and stretch flangeability). To improve. If the C content is less than 0.06%, it will not be possible to secure a strength of 590 MPa or more. Therefore, the C content should be 0.06% or more.
  • the C content is preferably 0.07% or more, more preferably 0.08% or more. If the C content exceeds 0.15%, the weldability is lowered when a high strength steel sheet with galvanized steel or high strength steel sheet with galvannealed alloy is used. C content is less than 0.14% More preferably, it is 0.13% or less.
  • Mn is an important element for stabilizing austenite and ensuring the strength of the steel sheet itself.
  • Mn is an element that improves hardenability, and acts usefully to obtain a desired metal structure. In order to exert such an effect, it is necessary to contain at least 1% of Mn.
  • Mn content is 1.5. More preferably, it is at least 0, more preferably at least 1.8%. Higher Mn content is preferable, but if it exceeds 3%, not only the melting becomes difficult, but also the weldability of hot-dip galvanized high-strength steel sheets and galvannealed high-strength steel sheets is adversely affected. The effect is 3% or less.
  • the Mn content is preferably 2.9% or less, more preferably 2.8% or less.
  • P is an element that is fixed as a precipitate in the steel sheet and is effective in securing a balance of strength and elongation. In order to exert such an effect, it is necessary to contain 0.01% or more of P, and a preferable content is 0.015% or more. However, if the P content exceeds 0.05%, defects will occur, so the upper limit is 0.05%.
  • the preferred content is 0.04% or less, more preferably 0.03% or less.
  • A1 is an element to be contained for deoxidation, and is contained at least 0.02%.
  • the preferred content is 0.03% or more, more preferably 0.04% or more. However, if the amount is too large, the surface properties and toughness are deteriorated by increasing the amount of oxide inclusions, so the upper limit is made 0.15%.
  • a preferred content is 0.13% or less, and a more preferred content is 0.1% or less.
  • Si and S are elements which are mixed as inevitable impurities, which are preferably basically not contained.
  • Si should be suppressed to 0.2% or less and S should be suppressed to 0.03% or less.
  • Si 0.2% or less (including 0%)
  • Si is a harmful element that forms an oxide film (for example, Si02) on the surface of the steel sheet and degrades the wettability of the plating. Therefore, it is preferable not to contain Si as much as possible. 0 Keep it below 2%. It is preferable to keep it to 0.1% or less.
  • S is the force that is fixed as MnS-based precipitates in the steel sheet.
  • the amount increases, elongation and stretch flangeability deteriorate. Therefore, even if it is mixed as an inevitable impurity, it should be suppressed to 0.03% or less. Preferably, it should be suppressed to 0.015% or less.
  • the high-strength steel sheet of the present invention satisfies the content range of the above-mentioned component elements, but as other elements, (a) Ti: 0.15% or less (not including 0%), Nb: 0.15 % (Less than 0%) and V: 0.15. / 0 or less ( 0, not including / o), at least one selected from the group consisting of: (b) B: 0.01% (not including 0%), (c) Ca: 0.01% or less (0% Etc.), etc. are preferable.
  • the reason for specifying such a range is as follows.
  • Ti, Nb, and V have precipitation strengthening and microstructure refinement effects, and are useful elements for increasing strength. In order to exert such an effect effectively, it is recommended to contain 0.01% or more (particularly preferably 0.02% or more) of each. However, if added in excess, the strength of the hot-rolled steel sheet will increase excessively, leading to shape defects during cold rolling, so each is made 0.15% or less (more preferably 0.13% or less).
  • ⁇ is an element that enhances hardenability and improves the strength (TS and YS) of steel sheets.
  • TS strength
  • YS strength
  • B be contained in an amount of 0.0005% or more in order to exert these effects effectively. More preferably, it is 0.001% or more.
  • the content exceeds 0.01%, the toughness of the base metal deteriorates, so the B content is preferably suppressed to 0.01% or less. More preferably, it is 0.05% or less.
  • Ca is an element that contributes to improving workability by spheroidizing the form of sulfide in steel. In order to effectively exert such effects, it is recommended to add 0.0003% or more (more preferably 0.0005% or more). However, the above effect is saturated even if added over 0.01%. So it is economically wasteful. A more preferable content is 0.05% or less.
  • the remaining components of the high-strength steel sheet of the present invention are Fe and inevitable impurities, but do not inhibit the effects of the present invention, and may contain other elements within the range. .
  • the galvannealed high-strength steel sheet obtained by alloying the hot-dip galvanized high-strength steel sheet cannot be said to have sufficiently improved slidability and powdering resistance. Tsutsu. Accordingly, the present inventors have focused on the composition of the alloyed hot-dip zinc plating layer after the alloying treatment and conducted various studies. As a result, a soft ⁇ phase (Fe Zn) is formed on the surface of the alloyed hot-dip zinc plating layer. It has been found that the slidability during pressing is significantly reduced when) is formed. on the other hand,
  • the powdering resistance was found to be significantly reduced. It has also been clarified that the composition of the alloyed hot-dip zinc plating layer is affected by the alloying rate of the hot-dip zinc plating layer when alloying the high-strength steel plate with hot-dip zinc.
  • the alloying rate was determined by the content of Mn, P, Cr, Mo, among the components of the high-strength steel sheet. Was found to be affected.
  • Mn, P, Cr, and Mo are elements necessary for improving the hardenability of the steel sheet and ensuring the strength, but a slight change in content greatly affects the alloying rate of the molten zinc adhesive layer. It has an influence.
  • the F value expressed by the following formula (2) was in the range of 0.7 to 3.0.
  • the high-strength steel plate for galvanized zinc alloy is a high-strength steel plate for alloyed hot-dip galvanized steel that has been alloyed with the high-strength steel plate for hot-dip galvanized steel. I found out that it would be something.
  • the detailed mechanism of how the elements contained in the high-strength steel sheet affect the alloying rate of the hot-dip zinc plating layer is not clear, but if the F value is less than 0.7,
  • the soft ⁇ phase (FeZn), which is difficult to be alloyed with the molten zinc adhesive layer, is alloyed with molten zinc. It is formed on the surface of the adhesion layer. It is preferable to control the component composition so that the F value is 0.9 or more, more preferably 1.1 or more.
  • the Fe concentration in the plating layer is preferably 7 to 15 mass%. If the Fe concentration is less than 7% by mass, the diffusion of Fe due to the alloying treatment is insufficient, so that the soft ⁇ phase (FeZn) is combined.
  • the Fe concentration is 8% by mass or more, and more preferably 9% by mass or more.
  • the Fe concentration exceeds 15% by mass, excessive Fe diffusion occurs, and a hard and brittle ⁇ phase (Fe Zn) is generated at the interface between the alloyed molten zinc plating layer and the base metal, which tends to cause powdering. Become. More preferred
  • the new Fe concentration is 14% by mass or less, more preferably 13% by mass or less.
  • the A1 content in the hot dip galvanizing bath may be adjusted. This point will be described later.
  • the metallic structure of the base steel sheet in the hot dip galvanized steel sheet or alloyed hot dip galvanized steel sheet is preferably a mixed structure mainly composed of ferrite and martensite.
  • a mixed structure mainly composed of ferrite and martensite By using a mixed structure mainly composed of ferrite and martensite, the overall strength of the plated steel sheet can be increased.
  • the main body means that the ratio of the mixed structure to the entire metal structure of the base steel sheet is 70% or more in terms of area ratio. A more preferable area ratio is 80% or more.
  • a metal structure such as pearlite or bainite may be generated.
  • the ratio of ferrite to martensite is preferably about 90:10 to 25:75 in terms of area ratio.
  • the metal structure of the base steel sheet may be observed at a magnification of 3000 times using a scanning electron microscope.
  • the hot-dip galvanized high-strength steel plate or the alloyed hot-dip galvanized high-strength steel plate Tensile strength (TS) is about 590 ⁇ : 1180MPa, and the balance between strength and elongation is good (TS X E1 force 2000 or more), so it collides as a skeleton member of an automobile (for example, front side member) It can be preferably used as a material for automobile members such as members that play a role of absorbing energy.
  • the method for producing the high-strength steel plate for hot dip galvanizing according to the present invention is not particularly limited. For example, after hot-rolling a steel slab (slab) satisfying the above component composition, it is heated at 700 ° C or lower. After rolling and pickling as necessary, it may be cold-rolled.
  • Hot rolling may be performed according to a conventional method.
  • the heating temperature of the steel slab is set to 1000 to: 1300 ° C, and also prevents the formation of a texture that impairs workability.
  • the finishing temperature of hot rolling is set to 800 to 950 ° C, and the cooling rate after finishing rolling is preferably set to 30 to 120 ° C / sec in order to suppress the formation of pearlite.
  • the scraping temperature is preferably 700 ° C or lower. This is because if the cutting temperature exceeds 700 ° C, the scale of the steel sheet surface becomes too thick and the pickling performance deteriorates.
  • the lower limit of the milling temperature is not particularly limited. However, if the temperature is too low, the steel sheet becomes too hard and cold rolling properties deteriorate, so the lower limit is about 250 ° C.
  • a preferred scraping temperature is 400 ° C or higher.
  • pickling is performed according to a conventional method, followed by cold rolling.
  • the cold rolling rate should be 30% or more. In order to reduce the cold rolling rate to less than 30%, it is necessary to reduce the thickness of the hot-rolled steel sheet, and it takes too much time force S for pickling, resulting in lower productivity.
  • the method for producing the high-strength steel sheet with galvanized zinc or high-strength steel sheet with galvannealed alloy according to the present invention is not particularly limited, and the high-strength steel sheet with galvanized zinc is, for example, cold rolled by the above procedure. Then, after soaking at a temperature above the Acl point in a continuous hot dip galvanizing line, it is cooled to the plating bath temperature at an average cooling rate of i ° c / sec or higher, and hot galvanized galvanizing is applied to the surface of the high-strength steel sheet. Obtained by coating.
  • high-strength steel plate with alloyed hot-dip galvanized steel is obtained by subjecting the high-strength steel plate with hot-dip galvanized steel obtained in the above procedure to alloying according to a conventional method, and then an average cooling rate of 5 ° C / sec or more. Cool it in
  • the soaking temperature in the above-mentioned continuous hot dip galvanizing line may be a point A or higher.
  • the upper limit of the soaking temperature is not particularly limited, but is generally 900 ° C or lower.
  • the holding time during soaking is not particularly limited, and may be, for example, about 10 sec or more.
  • the plate After soaking, the plate is cooled to a plating bath temperature (400 to 500 ° C, preferably 440 to 470 ° C) at a cooling rate of 1 ° C / sec or more, and then plated.
  • a plating bath temperature 400 to 500 ° C, preferably 440 to 470 ° C
  • the cooling rate is preferably 5 ° C / sec or more. Although the upper limit of the cooling rate is not specified, it is 50 considering the ease of controlling the plate temperature and the equipment cost. C / sec is good.
  • the composition of the plating bath is not particularly limited, and a known hot dip galvanizing bath may be used.
  • the A1 content in the plating bath is preferably 0.05-0.2%.
  • A1 is an element that acts to control the alloying rate of the hot dip galvanized layer.
  • the surface of the steel plate ie, the steel plate and the hot dip galvanized layer.
  • An Fe-A1 metal layer is formed on the
  • A1 is less than 0.05%, the Fe—A1 alloy layer is too thin, so when the steel sheet is immersed in a tanning bath, alloying of the steel sheet and zinc proceeds immediately.
  • the more preferable A1 content is 0.07% or more.
  • the Fe-A1 alloy layer becomes too thick, which prevents the alloying of Fe and Zn in the alloying process and delays the alloying of the molten zinc plating layer. To do. Therefore, in order to proceed with alloying, it is necessary to lengthen the alloying line or separately perform alloying treatment at high temperature.
  • a more preferable A1 content is 0.18% or less.
  • heating is performed to about 500 to 750 ° C (preferably about 500 ° C to 600 ° C) according to a conventional method.
  • the heating hand when performing alloying treatment The stage is not particularly limited, and various conventional methods (for example, gas heating or induction heater heating) can be used.
  • a mixed structure mainly composed of ferrite and martensite can be obtained by cooling to room temperature at a cooling rate of 5 ° C / sec or more.
  • a slab obtained by melting a steel having the composition shown in Table 1 (the balance being Fe and inevitable impurities) and forging the molten steel was heated to 1150 ° C, and finished at a finishing temperature of 870 to 900 ° C. .
  • the steel sheet was cold rolled to a thickness of 1.4 mm at a cold rolling rate of 46% to produce a cold rolled steel sheet.
  • the obtained cold-rolled steel sheet was heated to 830 ° C in a continuous hot-dip galvanizing line, held at this temperature for 40 seconds, soaked, and cooled at an average cooling rate of 25 ° C / sec. Immerse in the plating bath.
  • a known hot dip galvanizing bath was used as the plating bath. However, the A1 content was 0.13%.
  • the plating bath temperature was set to 450 to 470 ° C., and this was immersed in this plating bath for 3 seconds for hot dip zinc plating.
  • alloying treatment was performed, cooling to room temperature at a cooling rate of 30 ° C / sec or more, and then tempering at a reduction rate of 1.0% Rolled to obtain a galvannealed steel sheet.
  • the metallographic structure in the center part of the thickness of the base steel sheet was observed using a scanning electron microscope (SEM).
  • SEM scanning electron microscope
  • the observation magnification was 3000 times.
  • Fig. 1 shows an electron micrograph of No. 3 in Table 2 below as a drawing substitute photo.
  • the alloyed hot-dip galvanized layer was dissolved in hydrochloric acid, and then the Fe concentration was measured by atomic absorption analysis. The results are shown in Table 2 below.
  • TS X E1 was calculated, and the strength-elongation balance was evaluated. The results are shown in Table 2 below. TS X E1 force S12000 or higher was accepted and less than 12000 was rejected.
  • the plating property was evaluated by visually observing the presence or absence of non-plated portions.
  • Table 2 shows the evaluation results when the unplated part is not recognized as acceptable ( ⁇ ) and when the unplated part is recognized as unacceptable (X).
  • Sliding performance is about 1 coating of anti-fouling oil (manufactured by Pachin Ischi Kosan Co., Ltd., “Knox Last 550HN (trade name)”) on the front and back of alloyed hot-dip galvanized steel sheet (test piece).
  • ⁇ After coating at 5 g / m 2 , a surface pressure of about 30 N / mm 2 was pressed from both sides of the specimen using a 20 mm square tool.
  • Friction coefficient F / 2P) was calculated based on the load (P) and the pull-out load (F) of the specimen, and this was used as an index for evaluation of slidability. As the evaluation criteria, the case where the coefficient of friction / was 0.20 or less was accepted, and the case where ⁇ was more than 0.20 was rejected. The results are shown in Table 2 below.
  • FIG. 2 is a graph showing the relationship between the K value and Fe concentration and the occurrence of non-plating.
  • ⁇ and ⁇ ⁇ show examples with no plating
  • ⁇ and X show examples with no plating.
  • ⁇ is an example in which powdering resistance is unacceptable
  • ⁇ is an example in which slidability is unacceptable.
  • ⁇ is an example in which slidability is also rejected.
  • FIG. 3 is a graph showing the relationship between the F value and Fe concentration and the slidability or powdering resistance.
  • ⁇ indicates that the slidability and powdering resistance are good
  • X indicates that the slidability or powdering resistance is poor.
  • ⁇ is an example in which slidability and anti-powdering properties are good but non-plating occurs.

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Abstract

　溶融亜鉛めっき鋼板であって、溶融亜鉛めっき鋼板のめっき前の鋼板が、質量％で、Ｃ：０．０６～０．１５％、Ｍｎ：１～３％、Ｐ：０．０１～０．０５％、Ｃｒ：０．０３～１％、Ｍｏ：０．０３～１％、およびＡｌ：０．０２～０．１５％を含有し、めっき前の鋼板において、Ｓｉ：０．２％以下（０％を含む）、およびＳ：０．０３％以下（０％を含む）に抑えられ、下記（１）式から算出されるＫ値が－２．０以上である。 　　　Ｋ値＝３×［Ｍｏ］－５×［Ｃｒ］…（１） 　ここで、式中、［元素］は、各元素の含有量（質量％）を示す。

Description

明 細 書
溶融亜鉛めつき鋼板、および合金化溶融亜鉛めつき鋼板
技術分野
[0001] 本発明は、溶融亜鉛めつき鋼板または合金化溶融亜鉛めつき鋼板に関するもので ある。
背景技術
[0002] 自動車の骨格部材として衝突時のエネルギーを吸収する役割を担うフロントサイド メンバーなどの構造部材用鋼板は、安全性向上の観点から、あるいは環境問題対策 として燃費向上を目的とする車体の軽量化の観点から、高強度化が求められている 。また、構造部材用鋼板には、防鲭性の向上も求められており、高強度と防鲭性を兼 備させるため高強度鋼板を母材とし、この表面に溶融亜鉛めつきを施した高強度鋼 板が用いられている。こうした溶融亜鉛めつき高強度鋼板は、溶融亜鉛めつき層が均 一に形成されていることが望ましぐ母材となる高強度鋼板は、めっき性が良好で溶 融亜鉛めつき時に不めっき部分を発生させないことが求められる。
[0003] 一方、溶融亜鉛めつき後、加熱することによって母材（素地鋼板）中の鉄をめつき層 へ拡散させ、鉄と亜鉛とを合金化させた合金化溶融亜鉛めつき鋼板（以下、 GA鋼板 ということがある）は、溶接性や塗装後の耐食性にも優れるため、幅広い分野で使用 されている。
[0004] GA鋼板を用いて高強度成形部品を製造する際には、成形条件 (例えば、プレス条 件など）の適正化に加えて、 GA鋼板自体の加工性を向上させることが求められる。 そのための手段としては、一般に溶融亜鉛めつきの対象となる母材自体 (即ち、高強 度鋼板）の加工性改善に加えて、 GA鋼板の摺動性ゃ耐パウダリング性を高めること が必要となる。
[0005] GA鋼板の摺動性を高める方法としては、例えば特許文献 1に、合金化溶融亜鉛め つき鋼板の表面形状を防鲭油等の液体潤滑剤を保持し易い形状とすることで、プレ ス成形時の摺動抵抗を小さくすることが提案されている。しかし液体潤滑剤を用いる 方法では、潤滑剤の塗布むらや連続プレスしたときに発生する熱による潤滑剤の劣 化によって摺動性が低下し易ぐ加工性が悪くなりやすい。
[0006] また耐パウダリング性（めっき密着性）を高める技術としては、特許文献 2に、めっき 層直下における母材のごく表層部における合金元素の濃化度合いを制御することが 開示されている。しかし本発明者らが検討したところ、合金元素の濃化度合いを制御 しても、めっき密着性を充分に改善できないことがあり、改善の余地を残している。
[0007] 更に特許文献 3には、不めっきや合金化ムラがなぐ且つめつきの表面性状が良好 であり、更には耐めっき剥離性や摺動性も改善できる技術として、鋼板の結晶を微細 化することでアウトバーストを均一に生じさせ、耐めっき剥離性を向上させる方法が開 示されている。し力、しこの技術では、鋼板の結晶を微細化するために、多くの合金元 素を添加しなければならず、その結果、めっき層中の Fe濃度を適切に制御できなく なり、摺動性ゃ耐パウダリング性が低下することがあった。
特許文献 1：特開 2001— 247949公報
特許文献 2 :特開 2002— 115039号公報
特許文献 3：特開平 11 323492号公報
発明の開示
発明が解決しょうとする課題
[0008] 本発明は、この様な状況に鑑みてなされたものであり、その目的は、溶融亜鉛めつ きしたときに不めっき部が発生し難い鋼板を用いた溶融亜鉛めつき鋼板を提供するこ とにある。
[0009] 本発明の他の目的は、溶融亜鉛めつきした後、これを合金化したときに、摺動性お よび耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めつき鋼板を提供することにある。
[0010] 更に他の目的は、上記溶融亜鉛めつき鋼板や、更に合金化処理を施した合金化溶 融亜鉛めつき鋼板を用いた自動車用部材を提供することにある。
課題を解決するための手段
[0011] 本発明者らは、溶融亜鉛めつきしたときに不めっき部を発生し難い鋼板を提供すベ く検討を重ねてきた。その結果、鋼板の成分組成を厳密に規定すると共に、特に Cr と Moの含有バランスを適切に制御してやれば、溶融亜鉛めつき時に不めっき部分が 発生しないことを見出した。 [0012] また、本発明者らは、溶融亜鉛めつき鋼板に合金化処理を施した合金化溶融亜鉛 めっき鋼板の摺動性ゃ耐パウダリング性改善対策についても検討を重ねてきた。そ の結果、鋼板の成分組成のうち、特に Mn, P, Cr, Moの含有バランスを適切に制御 すれば、溶融亜鉛めつき後に合金化処理して得られる合金化溶融亜鉛めつき鋼板 の摺動性と耐パウダリング性が改善できることを見出し、本発明を完成した。
[0013] 即ち、本発明に係る溶融亜鉛めつき鋼板において用いる鋼板とは、質量％で、 C:0 .06〜0. 15%、 Mn:l〜3%、 P:0.01〜0.05%、 Cr:0.03〜1%、 Mo:0.03 〜1%、および A1:0.02-0.15%を含有すると共に、 Si:0.2%以下（0%を含む） 、および S:0.03%以下（0%を含む）に抑えられ、下記（1)式から算出される K値が -2.0以上である点に要旨を有する。
K値 =3 X [Mo] _ 5 X [Crコ…（1)
ここで、式中、 [元素]は、各元素の含有量 (質量％)を示す。
[0014] 上記鋼板は、更に他の元素として、質量％で、 Ti:0.15%以下（0%を含まない）、 Nb:0.15%以下（0%を含まない）、および V:0.15%以下（0%を含まない）よりな る群から選ばれる少なくとも 1種を含有することが好ましい。
[0015] 上記鋼板は、更に他の元素として、質量％で、 B:0.01% (0%を含まなレ、）や、 Ca
:0.01%以下（0%を含まない）を含有することが好ましい。
[0016] また、本発明に係る合金化溶融亜鉛めつき鋼板において用レ、る鋼板とは、質量％ で、 C:0.06〜0.15%、 Mn:l〜3%、 P:0.01〜0.05%、 Cr:0.03〜1%、 Mo :0.03〜1%、および Α1:0· 02〜0.15%を含有すると共に、 Si:0.2%以下（0% を含む）、および S:0.03%以下（0%を含む）に抑えられ、下記（1)式から算出され る K値が一 2.0以上であり、
K値 =3 X [Mo] _ 5 X [Crコ…（1)
下記（2)式から算出される F値が 0.7〜3.0を満足する点に要旨を有する。
値=[1^ ]/(20 [P]+3X [Cr]+3X [Μο])···(2)
ここで、 （1)(2)式中、 [元素]は、各元素の含有量 (質量％)を示す。
[0017] 本発明の溶融亜鉛めつき鋼板や、合金化溶融亜鉛めつき鋼板は、 自動車用部材 の素材として好ましく用いることができる。 発明の効果
[0018] 本発明によれば、鋼板の成分元素の中でも特に Moと Crの含有バランスを適切に 制御することで、溶融亜鉛めつきしたときに不めっき部が発生し難い溶融亜鉛めつき 用鋼板を提供できる。
[0019] また、本発明によれば、鋼板の成分元素の中でも特に Mn， P, Cr, Moの含有バラ ンスを適切に制御することで、溶融亜鉛めつきした後これを合金化したときに、摺動 性と耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めつき鋼板を与える合金化溶融亜鉛 めっき用鋼板を提供できる。
[0020] したがって、上記溶融亜鉛めつき用鋼板に、溶融亜鉛めつきすることで、不めっき 部分の無レ、溶融亜鉛めつき鋼板を提供でき、また該溶融亜鉛めつき鋼板を合金化処 理すれば、摺動性および耐パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛めつき鋼板を提 供できる。こうした溶融亜鉛めつき鋼板や合金化溶融亜鉛めつき鋼板は、 自動車用 部材の素材として好ましく用いることができる。
図面の簡単な説明
[0021] [図 1]図 1は、表 2の No. 3の電子顕微鏡写真（図面代用写真）である。
[図 2]図 2は、 K値および Fe濃度と不めっき発生の有無の関係を示すグラフである。
[図 3]図 3は、 F値および Fe濃度と摺動性または耐パゥダリング性との関係をグラフに 示す。
発明を実施するための最良の形態
[0022] 高強度鋼板に溶融亜鉛めつきしたときに、不めっき部の発生を防止するには、高強 度鋼板に含まれる Crと Mo量のバランスを、下記（1)式で算出される K値が—2. 0以 上となるように制御することが重要である。
[0023] K値が— 2. 0未満では、溶融亜鉛めつき時にピンホール状の不めっき部分（めっき されない部分）が鋼板表面に多発し、外観品質を著しく損なう。 K値は、 _ 1. 5以上 に制御するのが好ましぐより好ましくは一 1以上である。
K値 = 3 X [Mo] _ 5 X [Cr]
なお、式中、 [元素]は、各元素の含有量 (質量％)を示す。
[0024] Crと Mo量は、下記の範囲で上記関係を満足するように調整する必要がある。 [0025] Cr : 0. 03〜l %ぉょびMo : 0· 03〜： 1%
Crと Moは、複合添加することで、鋼板の表面に複合酸化物を形成し、不めっきの 発生を防止する元素である。即ち、例えば、 Crを単独で含有する鋼板においては、 Cr含有量が 0. 4%までであれば不めっきは発生し難レ、が、 Cr含有量が 0. 4%以上 になると不めっきが発生する。ところ力 Crと Moを複合添加すれば、鋼板表面に複 合酸化物が形成され、不めっきの発生が防止されるのである。しかも、後述する実施 例から明らかなように、 Crと Moを複合添加すれば、強度—伸びバランスも良好となり 、機械的特性とめっき性を兼備した鋼板となる。また、 と Moは、焼入れ性向上元 素であり、オーステナイト中に Cを濃化させてオーステナイトの安定性を高める作用を 有しており、マルテンサイトを生成して鋼板の強度を確保するのに作用する。 Crまた は Moの含有量が 0. 03%未満では、焼入性を充分に向上させることができず、また 鋼板表面における酸化物の生成量が少なくなる。 Crは、 0. 05%以上であることが好 ましぐより好ましくは 0. 1%以上である。一方、 Moは、 0. 05%以上であることが好 ましぐより好ましくは 0. 1%以上である。しかし Crまたは Moを、 1%を超えて添加し てもその効果が飽和するし、コスト高となるため、上限は夫々 1 %とする。 Cr含有量は 、 0. 9%以下であることが好ましぐより好ましくは 0. 8%以下である。一方、 Mo含有 量は、 0. 9%以下であることが好ましぐより好ましくは 0. 8%以下である。
[0026] 本発明の鋼板は、他の成分として、 C : 0. 06〜0. 15%、 Mn: l〜3%、 P : 0. 01〜 0. 05%、および Α1 : 0· 02-0. 15%を含有する。こうした範囲を規定した理由は次 の通りである。
[0027] C : 0. 06〜0. 15%
Cは、鋼板の強度を高めるために重要な元素であり、また低温変態生成物（例えば 、ベイナイトやマルテンサイトなど）の生成量やその形態に影響を与えて加工性 (伸び や伸びフランジ性）を向上させる。 C含有量が 0. 06%未満では 590MPa以上の強 度を確保できなくなるため、 C含有量は 0. 06%以上とする。 C含有量は 0. 07%以 上であることが好ましぐより好ましくは 0. 08%以上である。し力 C含有量が 0. 15 %を超えると、溶融亜鉛めつき高強度鋼板や合金化溶融亜鉛めつき高強度鋼板とし たときに溶接性を低下させるため、 0. 15%以下とする。 C含有量は 0. 14%以下で あることが好ましぐより好ましくは 0. 13%以下である。
[0028] Mn: l〜3%
Mnは、オーステナイトを安定化して鋼板自体の強度を確保するために重要な元素 である。また Mnは、焼入れ性を向上させる元素であり、所望の金属組織を得るため に有用に作用する。こうした作用を発揮させるには、 Mnは少なくとも 1%以上含有さ せる必要がある。 Mn含有量は 1. 5。/0以上であることが好ましぐより好ましくは 1. 8 %以上である。 Mn含有量は多い方が好ましいが、 3%を超えると溶製が困難になる ばかりでなぐ溶融亜鉛めつき高強度鋼板や合金化溶融亜鉛めつき高強度鋼板とし たときの溶接性に悪影響を及ぼすため 3%以下とする。 Mn含有量は 2. 9%以下で あることが好ましぐより好ましくは 2. 8%以下である。
[0029] P : 0. 01〜0. 05%
Pは、鋼板中に析出物として固定され、強度一伸びバランスを確保するのに有効な 元素である。こうした作用を発揮させるには、 Pを 0. 01%以上含有させる必要があり 、好ましい含有量は 0. 015%以上である。但し、 P含有量が 0. 05%を超えると、めつ き不良などが発生するので、上限は 0. 05%とする。好ましい含有量は 0. 04%以下 であり、より好ましくは 0. 03%以下である。
[0030] A1 : 0. 02〜0. 15%
A1は、脱酸のために含有させる元素であり、少なくとも 0. 02%含有させる。好まし い含有量は 0. 03%以上であり、より好ましくは 0. 04%以上である。しかし多すぎると 酸化物形介在物量の増大によって表面性状や靭性を悪化させるので、上限は 0. 15 %とする。好ましい含有量は 0. 13%以下であり、更に好ましい含有量は 0. 1%以下 である。
[0031] 本発明の高強度鋼板では、 Siと Sは、基本的に含有していないことが好ましぐ不可 避的不純物として混入してくる元素である。本発明の高強度鋼板では、 Siは 0. 2% 以下、 Sは 0. 03%以下に夫々抑えるべきである。
[0032] Si : 0. 2%以下（0%を含む）
Siは、鋼板表面に酸化皮膜 (例えば、 Si〇2など）を形成し、めっきの濡れ性を劣ィ匕 させる有害な元素である。こうしたことから Siはできるだけ含有しないことが好ましぐ 0 .2%以下に抑える。好ましくは 0.1%以下に抑えるのがよい。
[0033] S:0.03%以下（0%を含む）
Sは、鋼板中に MnS系の析出物として固定される力 その量が増大すると、伸びや 伸びフランジ性の劣化を招く。そのため不可避的不純物として混入する場合であつ ても 0.03%以下に抑えるべきである。好ましくは 0.015%以下に抑えるのがよい。
[0034] 本発明の高強度鋼板は、上記成分元素の含有範囲を満足するものであるが、更に 他の元素として、（a)Ti:0.15%以下（0%を含まない）、 Nb:0.15%以下（0%を含 まなレ、）および V:0.15。/0以下（0。/oを含まなレ、）よりなる群から選ばれる少なくとも 1 種、 (b)B:0.01% (0%を含まない）、 (c)Ca:0.01%以下（0%を含まない）、等を 含有することが好ましい。こうした範囲を規定した理由は次の通りである。
[0035] Ti:0.15%以下（0%を含まない）、 Nb:0.15%以下（0%を含まなレ、）および V:0 .15%以下（0%を含まなレ、）よりなる群から選ばれる少なくとも 1種
Ti， Nb, Vは、析出強化および組織微細化効果を有しており、高強度化に有用な 元素である。この様な作用を有効に発揮させるには、それぞれ 0.01%以上（特に好 ましくは 0.02%以上)含有させることが推奨される。しかし過剰に添加すると、熱延 鋼板の強度が増加し過ぎて、冷延時に形状不良を招くため、それぞれ 0.15%以下 (より好ましくは 0.13%以下）とする。
[0036] Β:0· 01%(0%を含まない）
Βは、焼入れ性を高める元素であり、鋼板の強度 (TSと YS)を向上させる。また Mo と併せて含有させることにより圧延後の加速冷却時における焼入れ性が制御されて、 母材の強度 (TS)—靭性バランスを最適化する。こうした作用を有効に発揮させるに は、 Bを 0.0005%以上含有させることが推奨される。より好ましくは 0.001%以上で ある。しかし 0.01%を超えて過多に含有させると母材靭性が劣化するため、 B含有 量は 0.01%以下に抑えることが好ましい。より好ましくは 0.05%以下である。
[0037] Ca:0.01%以下（0%を含まなレヽ）
Caは、鋼中硫化物の形態を球状化して、加工性向上に寄与する元素である。こうし た作用を有効に発揮させるためには、 0.0003%以上（より好ましくは 0.0005%以 上）添加することが推奨される。但し、 0.01%を超えて添加しても上記効果が飽和す るので、経済的に無駄である。より好ましい含有量は 0. 05%以下である。
[0038] 本発明の高強度鋼板の残部成分は、 Feおよび不可避的不純物であるが、本発明 の効果を阻害しなレ、範囲で更に他の元素を含有してレ、てもよレ、。
[0039] 上述したように、高強度鋼板に含まれる Crと Mo量のバランスを適切に制御すれば 、該高強度鋼板に溶融亜鉛めつきしたときの不めっき部の発生を防止でき、めっき性 に優れた溶融亜鉛めつき用の高強度鋼板が得られる。
[0040] ところが該溶融亜鉛めつき高強度鋼板を合金化処理して得られる合金化溶融亜鉛 めっき高強度鋼板は、摺動性と耐パウダリング性が充分に改善されているとはいえな 力、つた。そこで本発明者らは、合金化処理後の合金化溶融亜鉛めつき層の組成に注 目し、種々検討を重ねたところ、合金化溶融亜鉛めつき層の表面に軟質な ζ相（Fe Zn )が形成されていると、プレス時の摺動性が著しく低下することを知った。一方、
13
合金化溶融亜鉛めつき層と母材（高強度鋼板）との界面に硬質で脆い Γ相（Fe Zn
3 10
)が形成されると、耐パウダリング性が著しく低下することが判明した。そしてこうした合 金化溶融亜鉛めつき層の組成は、溶融亜鉛めつき高強度鋼板を合金化処理したとき の溶融亜鉛めつき層の合金化速度に影響を受けていることも明らかとなった。
[0041] そこで溶融亜鉛めつき層の合金化速度を適切に制御すべく検討を重ねたところ、 合金化速度は、高強度鋼板の成分組成のうち、特に Mn， P， Cr, Moの含有量に影 響を受けることが判明した。即ち、 Mn, P, Cr, Moは、鋼板の焼入れ性を向上させ、 強度を確保するために必要な元素であるが、わずかな含有量の変化が溶融亜鉛め つき層の合金化速度に大きく影響を与えるのである。そして種々実験を繰返したとこ ろ、上記めつき性に優れた溶融亜鉛めつき用高強度鋼板の成分組成が、更に下記（ 2)式で示される F値が 0. 7〜3. 0の範囲に収まるものは、該溶融亜鉛めつき用高強 度鋼板に溶融亜鉛めつきした後、これを合金化した合金化溶融亜鉛めつき高強度鋼 板は、摺動性および耐パウダリング性に優れたものになることをつきとめた。
F値= [Mn]/ (20 X [P] + 3 X [Cr] + 3 X [Μο] ) · · · (2)
[0042] 高強度鋼板に含まれる元素が、溶融亜鉛めつき層の合金化速度にどのように影響 を及ぼしているか詳細なメカニズムは明らかでなレ、が、上記 F値が 0. 7未満では、溶 融亜鉛めつき層の合金化が進みにくぐ軟質な ζ相（FeZn )が合金化溶融亜鉛め つき層の表面に形成される。 F値は 0. 9以上となるように成分組成を制御することが 好ましぐより好ましくは 1. 1以上である。一方、上記 F値が 3. 0を超えると溶融亜鉛 めっき層の合金化が進み過ぎて、合金ィ匕溶融亜鉛めつき層と母材との界面に硬質で 脆い Γ相（Fe Zn )が発生する。 F値は 2. 8以下となるように成分組成を制御するこ
3 10
と力好ましく、より好ましくは 2. 6以下である。
[0043] めっき層中の Fe濃度は、 7〜： 15質量％であることが好ましい。 Fe濃度が 7質量％ 未満では、合金化処理による Feの拡散が不十分のため、軟質な ζ相（FeZn )が合
13 金化溶融亜鉛めつき層の表面に形成され、プレス時の摺動性が劣化する。より好まし レ、 Fe濃度は 8質量％以上であり、更に好ましくは 9質量％以上である。一方、 Fe濃度 が 15質量％を超えると、 Feの拡散過多となり、合金化溶融亜鉛めつき層と母材との 界面に硬質で脆い Γ相（Fe Zn )が生成し、パウダリングを起こし易くなる。より好ま
3 10
しい Fe濃度は 14質量％以下であり、更に好ましくは 13質量％以下である。
[0044] めっき層中の Fe濃度をこうした範囲に制御するには、溶融亜鉛めつき浴中の A1含 有量を調整すればよい。この点については後述する。
[0045] 以上のように、上記 F値を満足する上記溶融亜鉛めつき用高強度鋼板に、溶融亜 鉛めつきした後、これを合金化すれば、摺動性および耐パウダリング性に優れた合金 化溶融亜鉛めつき高強度鋼板が得られる。
[0046] 上記溶融亜鉛めつき鋼板または合金化溶融亜鉛めつき鋼板における素地鋼板の 金属組織は、フェライトおよびマルテンサイトを主体とする混合組織であることが好ま しい。フェライトおよびマルテンサイトを主体とする混合組織とすることで、めっき鋼板 全体の高強度化を実現できる。ここで主体とは、素地鋼板の金属組織全体に占める 混合組織の割合が、面積率で 70%以上であることを意味する。より好ましい面積率 は 80%以上である。なお、めっき鋼板の強度を低下させない範囲であれば、パーラ イトやべイナイト等の金属組織が生成していても構わなレ、。なお、フェライトとマルテン サイトの比率は、面積率で、 90 : 10〜25 : 75程度であることが好ましい。
[0047] 素地鋼板の金属組織は、走查型電子顕微鏡を用いて倍率 3000倍で観察すれば よい。
[0048] 上記溶融亜鉛めつき高強度鋼板または合金化溶融亜鉛めつき高強度鋼板は、引 張強度 (TS)が 590〜： 1180MPa程度となると共に、強度と伸びとのバランスが良好（ TS X E1力 2000以上）となるため、例えば自動車の骨格部材（例えば、フロントサイ ドメンバー）として衝突時のエネルギーを吸収する役割を担うメンバー等の自動車用 部材の素材として好ましく用いることができる。
[0049] 本発明に係る溶融亜鉛めつき用高強度鋼板の製法は特に限定されず、例えば、上 記成分組成を満足する鋼片 (スラブ）を熱間圧延した後、 700°C以下で卷き取り、必 要に応じて酸洗を行った後、冷間圧延すればよい。
[0050] 熱間圧延は、常法に従って行えばよい。なお、仕上温度を確保すると共に、オース テナイト粒の粗大化を防止する観点から、鋼片の加熱温度は 1000〜： 1300°Cとし、 また、加工性を阻害する集合組織の形成を防止するために、熱間圧延の仕上温度 は 800〜950°Cとし、更にパーライトの生成を抑制するために、仕上圧延後の冷却速 度は 30〜： 120°C/secとすることが好ましい。
[0051] 卷取温度は 700°C以下にすることが好ましい。卷取温度が 700°Cを超えると鋼板表 面のスケールが厚くなり過ぎるため、酸洗性が劣化するからである。卷取温度の下限 は特に限定されないが、低過ぎると鋼板が硬くなり過ぎて、冷間圧延性が低下するた め、下限は 250°C程度とする。好ましい卷取温度は 400°C以上である。
[0052] 熱間圧延後は、必要に応じて常法に従って酸洗した後、冷間圧延を行う。冷延率 は 30%以上とするのがよい。冷延率を 30%未満とするには、熱延鋼板の板厚を薄く する必要があり、酸洗に時間力 Sかかりすぎるため生産性が低下する。
[0053] 本発明に係る溶融亜鉛めつき高強度鋼板や合金化溶融亜鉛めつき高強度鋼板の 製法についても特に限定されず、溶融亜鉛めつき高強度鋼板は、例えば、上記手順 で冷間圧延後、連続式溶融亜鉛めつきラインで Acl点以上の温度で均熱した後、平 均冷却速度 i°c/sec以上でめっき浴温度まで冷却して高強度鋼板の表面に溶融 亜鉛めつきを被覆することによって得られる。一方、合金化溶融亜鉛めつき高強度鋼 板は、前記手順で得られた溶融亜鉛めつき高強度鋼板に、常法に従って合金化処 理を施した後、平均冷却速度 5°C/sec以上で冷却すればょレ、。
[0054] 上記連続式溶融亜鉛めつきラインでの均熱温度は、 A 点以上とすればよいが、高
C1
強度鋼板の組織をフェライトとオーステナイトの混合組織として力卩ェ性を高めるには、 A 点より 50°C程度高い温度で均熱することが好ましい。具体的には、 780°C程度
C1
以上である。均熱温度の上限は特に限定されなレ、が、一般に 900°C以下である。
[0055] 均熱時の保持時間も特に限定されず、例えば lOsec程度以上とすればよい。
[0056] 均熱後は、めっき浴温度（400〜500°C、好ましくは 440〜470°C)まで冷却速度 1 °C/sec以上で冷却した後、めっき処理する。冷却速度が l°CZsec未満ではパーラ イトが生成し、最終組織として残って加工性が劣化する。冷却速度は 5°C/sec以上 とすることが好ましい。冷却速度の上限は特に規定されないが、板温の制御のし易さ や、設備コストを考えると、 50。C/secとするのがよい。
[0057] めっき浴の組成は特に限定されず、公知の溶融亜鉛めつき浴を用いればよい。な お、めっき浴中の A1含有量は 0. 05-0. 2%とすることが好ましレ、。 A1は、溶融亜鉛 めっき層の合金化速度を制御するのに作用する元素であり、 A1を含有する溶融亜鉛 めっき浴中に鋼板を浸漬すると、鋼板の表面（即ち、鋼板と溶融亜鉛めつき層との界 面）に Fe— A1金属層を形成する。ところが、 A1が 0. 05%未満では、 Fe— A1合金層 が薄すぎるため、鋼板をめつき浴に浸漬すると、鋼板と亜鉛との合金化が直ちに進む 。そのため、合金化処理工程においてめつ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、耐パウダリング性 (耐めっき剥離性）が低下する。より好まし い A1含有量は 0. 07%以上である。しかし A1含有量が 0. 2%を超えると、 Fe— A1合 金層が厚くなり過ぎるため、合金化処理工程において Feと Znの合金化が阻害され、 溶融亜鉛めつき層の合金化が遅延する。従って、合金化を進行させるには、合金化 ラインを長くしたり、高温下での合金化処理を別途行う必要が生じる。より好ましい A1 含有量は 0. 18%以下である。
[0058] めっき処理後は、冷却速度 5°CZsec以上で常温まで冷却することで、オーステナ イトをマルテンサイトに変態させ、フェライトとマルテンサイトを主体とする混合組織を 得ること力 Sできる。冷却速度が 5°CZsec未満では、マルテンサイトが生成せず、パー ライトやべイナイトが生成するおそれがある。冷却速度は 10°CZsec以上とすることが 好ましい。
[0059] 溶融亜鉛めつき後に、合金化処理を行う場合は、常法に従って 500〜750°C程度（ 好ましくは 500°C〜600°C程度）に加熱する。なお、合金化処理を行う場合の加熱手 段は特に限定されず、慣用の種々の方法（例えば、ガス加熱やインダクションヒータ 一加熱など）を利用できる。
[0060] 合金化処理後は、冷却速度 5°C/sec以上で常温まで冷却することで、フェライトと マルテンサイトを主体とする混合組織を得ることができる。
実施例
[0061] 以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限 定する性質のものではなぐ前 ·後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更して実 施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
[0062] 表 1に示す成分組成 (残部は Feおよび不可避不純物）の鋼を溶製し、溶鋼を铸造 して得られたスラブを 1150°Cに加熱し、仕上温度 870〜900°Cで 2. 6mm厚まで熱 間圧延し、次いで平均冷却速度 40°C/secで冷却した後、 480°Cで卷取った。次に 、酸洗後、冷延率 46%で厚さ 1. 4mmまで冷間圧延し冷延鋼板を製造した。得られ た冷延鋼板を、連続式溶融亜鉛めつきラインにて 830°Cに加熱し、この温度で 40sec 保持して均熱処理を行った後、平均冷却速度 25°C/secで冷却し、めっき浴に浸漬 した。めっき浴は、公知の溶融亜鉛めつき浴を用いた。但し、 A1含有量は 0. 13%と した。めっき浴温 450〜470°Cとし、このめつき浴に 3秒間浸漬させて溶融亜鉛めつき した。次に、 540〜560°Cに加熱してこの温度で 15秒間保持して合金化処理した後 、冷却速度 30°C/sec以上で室温まで冷却し、次いで圧下率 1. 0%で調質圧延し て合金化溶融亜鉛めつき鋼板を得た。
[0063] 鋼板の成分組成から、上記（1 )式と（2)式により K値と F値を算出した結果を下記表 1に併せて示す。
[0064] 得られた合金化溶融亜鉛めつき鋼板を用い、母材鋼板の板厚中央部における金 属組織を走查型電子顕微鏡（SEM)を用いて観察した。観察倍率は 3000倍とした。 その結果、フェライトおよびマルテンサイトを主体（面積率で 80%以上）とする混合組 織であり、フェライトとマルテンサイトの比率は、面積率で、 74 : 26〜32 : 68であった 。図面代用写真として、下記表 2の No. 3の電子顕微鏡写真を図 1に示す。
[0065] また、得られた合金化溶融亜鉛めつき鋼板について、合金化溶融亜鉛めつき層を 塩酸に溶解した後、原子吸光分析によって Fe濃度を測定した。結果を下記表 2に示 す。
[0066] 次に、得られた合金化溶融亜鉛めつき鋼板から、 JIS 5号試験片を採取し、引張試 験して引張強さ (TS)、伸び (E1)を測定した。結果を下記表 2に示す。なお、 TSは 5 90〜： 1180MPaの範囲のものを合格とし、この範囲力、ら外れる例を不合格とした。
[0067] また、 TS X E1を算出し、強度—伸びバランスについて評価した。結果を下記表 2に 示す。なお、 TS X E1力 S12000以上を合格とし、 12000未満を不合格とした。
[0068] 得られた合金化溶融亜鉛めつき鋼板について、めっき性、摺動性および耐パゥダリ ング性を次の手順で評価した。
[0069] <めっき†生の評価 >
めっき性は、不めっき部の発生の有無を目視観察して評価した。不めっき部分が認 められない場合を合格（〇）、不めっき部分が認められる場合を不合格（X )とし、評 価結果を下記表 2に示す。
[0070] <摺動性の評価 >
摺動性は、合金化溶融亜鉛めつき鋼板 (試験片）の表面および裏面に、防鲭油（パ 一力一興産株式会社製、「ノックスラスト 550HN (商品名）」）を塗布量約 1 · 5g/m2 で塗布した後、 20mm角の平面工具を用い、試験片の両側から面圧を約 30N/m m2で押しつけた。荷重 (P)と試験片の引抜き荷重 (F)に基づいて摩擦係数 =F /2P)を算出し、これを摺動性評価の指標にした。評価基準は、摩擦係数/ が 0. 2 0以下の場合を合格、 βが 0. 20を超える場合を不合格とした。結果を下記表 2に示 す。
[0071] <耐パウダリング性の評価 >
耐パウダリング性は、曲げ角 60° 、曲げ半径 lmmの V型パンチを用いて V曲げ試 験を行い、曲げ部の内側におけるめっき剥離量を測定した。評価基準は、めっき剥 離量が 1 Omg以下の場合を合格、めっき剥離量が 1 Omgを超える場合を不合格とし た。結果を下記表 2に示す。
[0072] [表 1]
Figure imgf000016_0001
K =3X [Mo]-5 [Cr]
F値 =[Mn] (20x [P]+3x [Cr]+3 x [Mo])
Figure imgf000017_0001
Figure imgf000017_0002
0073 を満足する例であり、不めっきが発生せず、し力も摺動性と耐パウダリング性にも優れ ている。一方、 No. 11〜20は、本発明で規定する要件を満足しない例であり、機械 的特性（特に、強度と伸びのバランス）が劣っていると共に、不めっきが発生している 、摺動性または耐パウダリング性の少なくとも一方が劣っている。
[0075] 図 2に、 K値および Fe濃度と不めっき発生の有無の関係をグラフに示す。図中、〇 と盍と は、不めっき発生無しの例を示しており、♦と Xは不めっき発生有りの例を示 している。但し、▲は耐パウダリング性が不合格の例、△は摺動性が不合格の例であ る。なお、♦は摺動性も不合格の例である。
[0076] 図 2から明ら力、なように、 K値が本発明で規定する範囲を満足する場合は、不めつ きが発生しないが、この範囲から外れると、不めっきが発生することがわかる。
[0077] 一方、図 3に、 F値および Fe濃度と摺動性または耐パウダリング性の関係をグラフに 示す。図中、〇は摺動性および耐パウダリング性が良好を示しており、 Xは摺動性ま たは耐パウダリング性が劣っていることを示している。なお、▲は、摺動性と耐パゥダリ ング性は良好であるが、不めっきが発生してレ、る例である。
[0078] 図 3から明らかなように、 F値が本発明で規定する範囲を満足する場合は、摺動性 と耐パウダリング性に優れている力 この範囲から外れると、摺動性または耐パゥダリ ング性が劣化する。

Claims

請求の範囲
溶融亜鉛めつき鋼板であって、前記溶融亜鉛めつき鋼板のめっき前の鋼板が、質 量％で、
C :0.06〜0.15%、
Mn:l〜3%、
P :0.01〜0.05%、
Cr:0.03〜1%、
Mo:0.03〜1%および
A1:0.02〜0. 15%を含有し、前記めつき前の鋼板において、
Si:0.
2%以下（0%を含む）および
S :0.03%以下（0%を含む）に抑えられ、
下記（1)式から算出される K値が 2.0以上である
K値 =3X [Mo]— 5X [Cr]〜（l)
ここで、式中、 [元素]は、各元素の含有量 (質量％)を示す。
請求項 1に記載の溶融亜鉛めつき鋼板であって、前記溶融亜鉛めつき鋼板のめつ き前の鋼板が、質量％で、
Ti:0.15%以下（0%を含まない）、
Nb:0.15%以下（0%を含まない）および
V :0.15%以下（0%を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも 1種を含有する
[3] 請求項 1に記載の溶融亜鉛めつき鋼板であって、前記溶融亜鉛めつき鋼板のめつ き前の鋼板が、質量％で、
B:0.01% (0%を含まない）を含有する。
[4] 請求項 1に記載の溶融亜鉛めつき鋼板であって、前記溶融亜鉛めつき鋼板のめつ き前の鋼板が、質量％で、
Ca:0.01%以下（0%を含まなレヽ）を含有する。
[5] 合金化溶融亜鉛めつき鋼板であって、前記合金化溶融亜鉛めつき鋼板のめっき前 の鋼板が、質量％で、 C :0.06〜0.15%、
Mn:l〜3%、
P :0.01〜0.05%、
Cr:0.03〜1%、
Mo:0.03〜1%および
A1:0.02〜0. 15%を含有し、前記めつき前の鋼板において、
Si:0.2%以下（0%を含む）および
S :0.03%以下（0%を含む）に抑えられ、
下記（1)式から算出される K値が一 2.0以上であり、
K値 =3X [Mo]_5X [Cr]— (1)
下記（2)式から算出される F値が 0.7〜3.0を満足する
F値=[Mn]/(20X [P]+3X [Cr]+3X [Μο])···(2)
ここで、（1)(2)式中、 [元素]は、各元素の含有量 (質量％)を示す。
請求項 1に記載された溶融亜鉛めつき鋼板を用いて得られた自動車用部材。 請求項 5に記載された合金化溶融亜鉛めつきを用いて得られた自動車用部材。
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