JP2003171752A - 疲労耐久性および耐食性に優れた高強度高延性溶融Ｚｎめっき鋼板及びその製造方法 - Google Patents
疲労耐久性および耐食性に優れた高強度高延性溶融Ｚｎめっき鋼板及びその製造方法Info
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- JP2003171752A JP2003171752A JP2002131643A JP2002131643A JP2003171752A JP 2003171752 A JP2003171752 A JP 2003171752A JP 2002131643 A JP2002131643 A JP 2002131643A JP 2002131643 A JP2002131643 A JP 2002131643A JP 2003171752 A JP2003171752 A JP 2003171752A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 疲労耐久性および耐食性に優れた高強度高延
性溶融亜鉛めっき鋼板を提供する。 【解決手段】 鋼板からなる母相の表面に溶融Ｚｎめっ
き相を有する溶融Ｚｎめっき鋼板であって、めっき相と
母相の界面に生じる粒界酸化相の最大深さを０．５μｍ
以下とするか、または、粒界酸化相の最大深さが１μｍ
以下で、かつ母相のミクロ組織における主相の平均粒径
が２０μm以下である疲労耐久性および耐食性に優れた
高強度高延性溶融Ｚｎめっき鋼板。
性溶融亜鉛めっき鋼板を提供する。 【解決手段】 鋼板からなる母相の表面に溶融Ｚｎめっ
き相を有する溶融Ｚｎめっき鋼板であって、めっき相と
母相の界面に生じる粒界酸化相の最大深さを０．５μｍ
以下とするか、または、粒界酸化相の最大深さが１μｍ
以下で、かつ母相のミクロ組織における主相の平均粒径
が２０μm以下である疲労耐久性および耐食性に優れた
高強度高延性溶融Ｚｎめっき鋼板。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、建材、家電製品、
自動車などに適する疲労耐久性および耐食性に優れた高
強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板および合金化亜鉛めっき
鋼板及びその製造方法に関する。
自動車などに適する疲労耐久性および耐食性に優れた高
強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板および合金化亜鉛めっき
鋼板及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】溶融亜鉛めっきは鋼板の防食を目的とし
て施され、建材、家電製品、自動車など広範囲に使用さ
れている。その製造法としては、連続ラインに於いて、
脱脂洗浄後、非酸化性雰囲気にて加熱し、Ｈ2 及びＮ2
を含む還元雰囲気にて焼鈍後、めっき浴温度近傍まで冷
却し、溶融亜鉛浴に浸漬後、冷却、もしくは再加熱して
Ｆｅ−Ｚｎ合金相を生成させた後に冷却、というゼンジ
マー法があり、鋼板の処理に多用されている。
て施され、建材、家電製品、自動車など広範囲に使用さ
れている。その製造法としては、連続ラインに於いて、
脱脂洗浄後、非酸化性雰囲気にて加熱し、Ｈ2 及びＮ2
を含む還元雰囲気にて焼鈍後、めっき浴温度近傍まで冷
却し、溶融亜鉛浴に浸漬後、冷却、もしくは再加熱して
Ｆｅ−Ｚｎ合金相を生成させた後に冷却、というゼンジ
マー法があり、鋼板の処理に多用されている。
【０００３】めっき前の焼鈍については、脱脂洗浄後、
非酸化性雰囲気中での加熱を経ず直ちにＨ2及びＮ2 を
含む還元雰囲気にて焼鈍を行う、全還元炉方式も行われ
る場合がある。また、鋼板を脱脂、酸洗した後、塩化ア
ンモニウムなどを用いてフラックス処理を行って、めっ
き浴に浸漬、その後冷却、というフラックス法も行われ
ている。
非酸化性雰囲気中での加熱を経ず直ちにＨ2及びＮ2 を
含む還元雰囲気にて焼鈍を行う、全還元炉方式も行われ
る場合がある。また、鋼板を脱脂、酸洗した後、塩化ア
ンモニウムなどを用いてフラックス処理を行って、めっ
き浴に浸漬、その後冷却、というフラックス法も行われ
ている。
【０００４】これらのめっき処理で用いられるめっき浴
中には溶融亜鉛の脱酸のために少量のＡｌが添加されて
いる。ゼンジマー法においてＺｎめっき浴は質量％で
０．１％程度のＡｌを含有している。この浴中のＡｌは
Ｆｅとの親和力がＦｅ−Ｚｎよりも強いため、鋼がめっ
き浴に浸漬した際、鋼表面にＦｅ−Ａｌ合金相すなわち
Ａｌの濃化層が生成し、Ｆｅ−Ｚｎの反応を抑制するこ
とが知られている。Ａｌの濃化層が存在するために、得
られためっき層中のＡｌ含有率は通常、めっき浴中のＡ
ｌ含有率より高くなる。
中には溶融亜鉛の脱酸のために少量のＡｌが添加されて
いる。ゼンジマー法においてＺｎめっき浴は質量％で
０．１％程度のＡｌを含有している。この浴中のＡｌは
Ｆｅとの親和力がＦｅ−Ｚｎよりも強いため、鋼がめっ
き浴に浸漬した際、鋼表面にＦｅ−Ａｌ合金相すなわち
Ａｌの濃化層が生成し、Ｆｅ−Ｚｎの反応を抑制するこ
とが知られている。Ａｌの濃化層が存在するために、得
られためっき層中のＡｌ含有率は通常、めっき浴中のＡ
ｌ含有率より高くなる。
【０００５】また近年、特に自動車車体において燃費向
上や耐久性向上の観点からを目的とした加工性の良い高
強度めっき鋼板の需要が高まりつつある。一方、高強度
鋼板には種々の合金が添加されているうえ、組織制御に
よる高強度化と高延性化を両立させる観点から熱処理方
法にも大きな制約がある。
上や耐久性向上の観点からを目的とした加工性の良い高
強度めっき鋼板の需要が高まりつつある。一方、高強度
鋼板には種々の合金が添加されているうえ、組織制御に
よる高強度化と高延性化を両立させる観点から熱処理方
法にも大きな制約がある。
【０００６】しかし、めっきの観点からすると鋼中の合
金成分、中でもＳｉやＡｌの含有量が高くなったり、熱
処理条件に大きな制約があったりすると、通常のＡｌを
含有しためっき浴を用いたのではめっき濡れ性が大きく
低下し、不めっきが発生するため外観品質が悪化する。
また、一部合金化を必要とする場合には、合金化熱処理
を施す必要がある。高強度鋼板の場合には、先にも述べ
たように添加元素が多量であるため、このめっき後の合
金加熱処理も軟鋼の場合に比べ高温・長時間化傾向にあ
るため、材質を作りこむ上での大きな障害の１条件にな
ってしまう。
金成分、中でもＳｉやＡｌの含有量が高くなったり、熱
処理条件に大きな制約があったりすると、通常のＡｌを
含有しためっき浴を用いたのではめっき濡れ性が大きく
低下し、不めっきが発生するため外観品質が悪化する。
また、一部合金化を必要とする場合には、合金化熱処理
を施す必要がある。高強度鋼板の場合には、先にも述べ
たように添加元素が多量であるため、このめっき後の合
金加熱処理も軟鋼の場合に比べ高温・長時間化傾向にあ
るため、材質を作りこむ上での大きな障害の１条件にな
ってしまう。
【０００７】さらに、構造部材の耐久性向上の点からす
ると、耐食性に加えて、疲労耐久性も重要となる。すな
わち、良好なめっき製造性と疲労耐久性および耐食性を
兼ね備えた高強度鋼板の開発が重要である。
ると、耐食性に加えて、疲労耐久性も重要となる。すな
わち、良好なめっき製造性と疲労耐久性および耐食性を
兼ね備えた高強度鋼板の開発が重要である。
【０００８】この問題を解決する手段として、特開平３
−２８３５９号公報、特開平３−６４４３７号公報等に
見られるように、特定のめっきを付与することでめっき
性の改善を行っているが、この方法では、溶融めっきラ
イン焼鈍炉前段に新たにめっき設備を設けるか、もしく
は、あらかじめ電気めっきラインにおいてめっき処理を
行わなければならず、大幅なコストアップとなるという
問題点がある。また、疲労耐久性および耐食性について
は、近年Ｃｕ添加が有効であることが開示されている
が、耐食性との両立に関しては一切触れられていない。
−２８３５９号公報、特開平３−６４４３７号公報等に
見られるように、特定のめっきを付与することでめっき
性の改善を行っているが、この方法では、溶融めっきラ
イン焼鈍炉前段に新たにめっき設備を設けるか、もしく
は、あらかじめ電気めっきラインにおいてめっき処理を
行わなければならず、大幅なコストアップとなるという
問題点がある。また、疲労耐久性および耐食性について
は、近年Ｃｕ添加が有効であることが開示されている
が、耐食性との両立に関しては一切触れられていない。
【０００９】また、めっき製造性改善を目的として、特
開平5-230608号公報によりＺｎ−Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系め
っき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。
しかし、この発明は特に製造性には十分な考慮が払われ
ているが、高強度かつ高延性材での高加工時のめっき密
着性については配慮された発明ではない。
開平5-230608号公報によりＺｎ−Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系め
っき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。
しかし、この発明は特に製造性には十分な考慮が払われ
ているが、高強度かつ高延性材での高加工時のめっき密
着性については配慮された発明ではない。
【００１０】また、衝突エネルギー吸収能を高めること
を目的として、特開平11-189839号公報にフェライトを
主相とし，その平均粒径が1０μｍ以下であり、第２相
として体積分率で３〜５０％のオーステナイトまたは３
〜３０％のマルテンサイトからなり、第２相の平均粒径
が５μｍ以下であり、選択的にベイナイトを含有する鋼
板が開示されている。しかし、この発明はめっき濡れ性
を考慮するものではなく、高強度化に伴う薄肉化に耐食
性の点で対応しうる発明ではない。
を目的として、特開平11-189839号公報にフェライトを
主相とし，その平均粒径が1０μｍ以下であり、第２相
として体積分率で３〜５０％のオーステナイトまたは３
〜３０％のマルテンサイトからなり、第２相の平均粒径
が５μｍ以下であり、選択的にベイナイトを含有する鋼
板が開示されている。しかし、この発明はめっき濡れ性
を考慮するものではなく、高強度化に伴う薄肉化に耐食
性の点で対応しうる発明ではない。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記課題を
解決し、耐食性および疲労耐久性に優れた高強度高延性
溶融亜鉛めっき鋼板および合金化亜鉛めっき鋼板及びそ
の製造方法を提供することを目的とする。
解決し、耐食性および疲労耐久性に優れた高強度高延性
溶融亜鉛めっき鋼板および合金化亜鉛めっき鋼板及びそ
の製造方法を提供することを目的とする。
【００１２】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、種々検討
を行った結果、めっき相と母相（鋼相）との界面（以下
「めっき相／母相界面」とも表記する）のミクロ組織を
規定することで熱処理条件を緩和しても良好な加工性と
高強度鋼板の耐食性および疲労耐久性の双方を同時に向
上させた亜鉛めっき鋼板の製造が可能であることを見出
した。さらに、めっき層に特定の元素を適正濃度含有さ
せることで、高強度鋼板の溶融亜鉛めっき濡れ性が向上
することもあわせて見いだした。また、この効果は、め
っき相中Ａｌ濃度を低減することで強められること、さ
らに、母相である鋼板のＳｉ含有率：Ｘ（質量％）、Ｍ
ｎ含有率：Ｙ（質量％）及びＡｌ含有率：Ｚ（質量
％）、並びにめっき層のＡｌ含有率：Ａ（質量％）及び
Ｍｎ含有率：Ｂ（質量％）が、３−（Ｘ＋Ｙ／１０＋Ｚ
／３）−１２．５×（Ａ−Ｂ）≧０を満たすめっき鋼板
とすることにより、極めて良好なめっきが合金元素を比
較的多量に含む高強度鋼板についても得られることを見
いだした。
を行った結果、めっき相と母相（鋼相）との界面（以下
「めっき相／母相界面」とも表記する）のミクロ組織を
規定することで熱処理条件を緩和しても良好な加工性と
高強度鋼板の耐食性および疲労耐久性の双方を同時に向
上させた亜鉛めっき鋼板の製造が可能であることを見出
した。さらに、めっき層に特定の元素を適正濃度含有さ
せることで、高強度鋼板の溶融亜鉛めっき濡れ性が向上
することもあわせて見いだした。また、この効果は、め
っき相中Ａｌ濃度を低減することで強められること、さ
らに、母相である鋼板のＳｉ含有率：Ｘ（質量％）、Ｍ
ｎ含有率：Ｙ（質量％）及びＡｌ含有率：Ｚ（質量
％）、並びにめっき層のＡｌ含有率：Ａ（質量％）及び
Ｍｎ含有率：Ｂ（質量％）が、３−（Ｘ＋Ｙ／１０＋Ｚ
／３）−１２．５×（Ａ−Ｂ）≧０を満たすめっき鋼板
とすることにより、極めて良好なめっきが合金元素を比
較的多量に含む高強度鋼板についても得られることを見
いだした。
【００１３】本発明は、上記知見に基づいて完成された
もので、その要旨とするところは以下の通りである。 （１）鋼板からなる母相の表面に溶融Ｚｎめっき相を有
する溶融Ｚｎめっき鋼板であって、めっき相と母相の界
面に生じる粒界酸化相の最大深さが０．５μｍ以下であ
ることを特徴とする疲労耐久性および耐食性に優れた高
強度高延性溶融Ｚｎめっき鋼板。 （２）鋼板からなる母相の表面に溶融Ｚｎめっき相を有
する溶融Ｚｎめっき鋼板であって、めっき相と母相の界
面において、粒界酸化相の最大深さが１μｍ以下で、か
つ母相のミクロ組織における主相の平均粒径が２０μm
以下であることを特徴とする疲労耐久性および耐食性に
優れた高強度高延性溶融Ｚｎめっき鋼板。 （３）鋼板からなる母相の表面に溶融Ｚｎめっき相を有
する溶融Ｚｎめっき鋼板であって、めっき相と母相の界
面に生じる粒界酸化相の最大深さを母相のミクロ組織に
おける主相の平均粒径で除した値が０．１以下であるこ
とを特徴とする、前記（１）または（２）記載の疲労耐
久性および耐食性に優れた高強度高延性溶融Ｚｎめっき
鋼板。 （４）鋼板が、ミクロ組織において、主相としてフェラ
イト又はフェライト及びベイナイトを体積分率で５０〜
９７％含有し、第２相としてマルテンサイト、オーステ
ナイトの一方又は両方を、体積分率で合計３〜５０％含
むことを特徴とする、前記（１）〜（３）のいずれか１
項に記載の疲労耐久性および耐食性に優れた高強度高延
性溶融Ｚｎめっき鋼板。 （５）めっき相が、Ａｌ：０．００１〜０．５質量％、
Ｍｎ：０．００１〜２質量％、を含有し、残部がＺｎ及
び不可避不純物からなり、鋼板のＳｉ含有率：Ｘ（質量
％）、Ｍｎ含有率：Ｙ（質量％）及びＡｌ含有率：Ｚ
（質量％）、並びにめっき相のＡｌ含有率：Ａ（質量
％）及びＭｎ含有率：Ｂ（質量％）が、下記（１）式を
満足することを特徴とする前記（１）〜（４）の何れか
１項に記載の疲労耐久性および耐食性に優れた高強度高
延性溶融Ｚｎめっき鋼板。 ３−（Ｘ＋Ｙ／１０＋Ｚ／３）−１２．５×（Ａ−Ｂ）≧０ ・・・（１） （６）めっき相中に，質量％で，Ｆｅ：５〜２０％を含
有することを特徴とする前記（５）記載の疲労耐久性お
よび耐食性に優れた高強度高延性溶融Ｚｎめっき鋼板。 （７）めっき相中に、質量％で、Ｃａ：０．００１〜
０．１％Ｍｇ：０．００１〜３％Ｓｉ：０．００１〜
０．1％Ｍｏ：０．００１〜０．１％Ｗ：０．００１〜
０．１％Ｚｒ：０．００１〜０．１％Ｃｓ：０．００１
〜０．１％、Ｒｂ：０．００１〜０．１％、Ｋ：０．０
０１〜０．１％、Ａｇ：０．００１〜５％、Ｎａ：０．
００１〜０．０５％、Ｃｄ：０．００１〜３％、Ｃｕ：
０．００１〜３％、Ｎｉ：０．００１〜０．５％、Ｃ
ｏ：０．００１〜１％、Ｌａ：０．００１〜０．１％、
Ｔｌ：０．００１〜８％、Ｎｄ：０．００１〜０．１
％、Ｙ：０．００１〜０．１％、Ｉｎ：０．００１〜５
％、Ｂｅ：０．００１〜０．１％、Ｃｒ：０．００１〜
０．０５％、Ｐｂ：０．００１〜１％、Ｈｆ：０．００
１〜０．１％、Ｔｃ：０．００１〜０．１％、Ｔｉ：
０．００１〜０．１％、Ｇｅ：０．００１〜５％、Ｔ
ａ：０．００１〜０．１％、Ｖ：０．００１〜０．２
％、Ｂ：０．００１〜０．１％、の１種または２種以上
を含有することを特徴とする前記（１）〜（６）の何れ
か１項に記載の疲労耐久性および耐食性に優れた高強度
高延性溶融Ｚｎめっき鋼板。 （８）鋼板が、質量％で、Ｃ ：０．０００１〜０．３
％、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｍｎ：０．０１〜３
％、Ａｌ：０．０００１〜４％を含有し、残部Ｆｅ及び
不可避不純物からなることを特徴とする前記（１）〜
（７）のいずれか１項に記載の疲労耐久性および耐食性
に優れた高強度高延性溶融Ｚｎめっき鋼板。 （９）鋼板が、さらに質量％で、Ｍｏ：０．００１〜５
％、を含有することを特徴とする前記（８）記載の疲労
耐久性および耐食性に優れた高強度高延性溶融Ｚｎめっ
き鋼板。 （１０）鋼板が、さらに質量％で、Ｍｇ、Ｃａ、Ｔｉ、
Ｙ、Ｃｅ、Ｒｅｍの元素群中から１種または２種以上を
合計で０．０００１〜１％含有することを特徴とする前
記（８）又は（９）記載の疲労耐久性および耐食性に優
れた高強度高延性溶融Ｚｎめっき鋼板。 （１１）鋼板が、質量％で、Ｃｒ：０．００１〜２５
％、Ｎｉ：０．００１〜１０％、Ｃｕ：０．００１〜５
％、Ｃｏ：０．００１〜５％の１種または２種以上を含
有することを特徴とする前記（８）〜（１０）のいずれ
か１項に記載の疲労耐久性および耐食性に優れた高強度
高延性溶融Ｚｎめっき鋼板。 （１２）鋼板が、さらに質量％で、Ｎｂ、Ｖの１種また
は２種を合計で０．０００１〜１％含有することを特徴
とする前記（８）〜（１１）のいずれか１項に記載の疲
労耐久性および耐食性に優れた高強度高延性溶融Ｚｎめ
っき鋼板。 （１3）鋼板が、さらも質量％で、Ｂ：０．０００１〜
０．１％を含有することを特徴とする前記（8）〜（１
２）のいずれか１項に記載の疲労耐久性および耐食性に
優れた高強度高延性溶融Ｚｎめっき鋼板。 （１４） 鋼が、さらに質量％で、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａの
１種または２種以上を合計で０．０００１〜１％含有す
ることを特徴とする（８）〜（１３）のいずれか１項に
記載の疲労耐久性および耐食性に優れた高強度高延性溶
融Ｚｎめっき鋼板。 （１５） 鋼が、さらに質量％で、 W：０．００１〜５
％含有することを特徴とする（８）〜（１４）のいずれ
か１項に記載の疲労耐久性および耐食性に優れた高強度
高延性溶融Ｚｎめっき鋼板。 （１６） 鋼が、さらに質量％で、 Ｐ：０．０００１〜０．０５％ Ｓ：０．０００１〜０．０１％ 含有することを特徴とする（８）〜（１５）のいずれか
１項に記載の疲労耐久性および耐食性に優れた高強度高
延性溶融Ｚｎめっき鋼板。 （１７） 鋼のＳｉ量が０．００１〜２．５質量％であ
るることを特徴とする（８）〜（１６）のいずれか１項
に記載の疲労耐久性および耐食性に優れた高強度溶融亜
鉛めっき鋼板。 （１８） めっき相／鋼板界面から深さ１０μｍまでの
範囲における鋼中にSiO2, MnO,およびAl2O3の１種また
は２種以上の合計を、面積率で0.1〜70％含有し、かつM
nO（面積率％）+Al2O3（面積率％／SiO2 （面積率％≧
0.1を満足することを特徴とする（８）〜（１７）の
いずれか１項に記載の疲労耐久性および耐食性に優れた
高強度高延性溶融Ｚｎめっき鋼板。 （１９） めっき相／鋼板界面から深さ１０μｍまでの
範囲における鋼中に、Y2O3, ZrO2, HfO2, TiO2, La
2O3, Ce2O3, CeO2, CaOおよびMgOの１種または２種
以上の合計を、面積率で0.0001〜10.0％含有することを
特徴とする（８）〜（１８）のいずれか１項に記載の疲
労耐久性および耐食性に優れた高強度高延性溶融Ｚｎめ
っき鋼板。 （２０）（８）〜（１７）の何れか１項に記載の成分か
らなる鋳造スラブを鋳造まま又は一旦冷却した後に再度
加熱し、熱延後巻取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、その
後焼鈍時の最高温度が０．１×（Ａｃ3 −Ａｃ1 ）＋Ａ
ｃ1（℃）以上Ａｃ3 −３０（℃）以下で焼鈍した後
に、０．１〜１０℃／秒の冷却速度で６５０〜７1０℃
の温度域に冷却し、引き続いて１〜１００℃／秒の冷却
速度でＺｎめっき浴温度〜Ｚｎめっき浴温度＋１００
（℃）まで冷却した後、Ｚｎめっき浴温度〜Ｚｎめっき
浴温度＋１００（℃）の温度域で後続のめっき浸漬時間
を含めて１秒〜３０００秒保持し、Ｚｎめっき浴に浸漬
して、その後室温まで冷却することを特徴とする疲労耐
久性および耐食性に優れた高強度高延性溶融Ｚｎめっき
鋼板の製造方法。 （２１）Ｚｎめっき浴に浸漬した後，３００〜５５０℃
で合金化処理を行い、室温まで冷却することを特徴とす
る前記（２０）記載の疲労耐久性および耐食性に優れた
高強度高延性溶融Ｚｎめっき鋼板の製造方法。
もので、その要旨とするところは以下の通りである。 （１）鋼板からなる母相の表面に溶融Ｚｎめっき相を有
する溶融Ｚｎめっき鋼板であって、めっき相と母相の界
面に生じる粒界酸化相の最大深さが０．５μｍ以下であ
ることを特徴とする疲労耐久性および耐食性に優れた高
強度高延性溶融Ｚｎめっき鋼板。 （２）鋼板からなる母相の表面に溶融Ｚｎめっき相を有
する溶融Ｚｎめっき鋼板であって、めっき相と母相の界
面において、粒界酸化相の最大深さが１μｍ以下で、か
つ母相のミクロ組織における主相の平均粒径が２０μm
以下であることを特徴とする疲労耐久性および耐食性に
優れた高強度高延性溶融Ｚｎめっき鋼板。 （３）鋼板からなる母相の表面に溶融Ｚｎめっき相を有
する溶融Ｚｎめっき鋼板であって、めっき相と母相の界
面に生じる粒界酸化相の最大深さを母相のミクロ組織に
おける主相の平均粒径で除した値が０．１以下であるこ
とを特徴とする、前記（１）または（２）記載の疲労耐
久性および耐食性に優れた高強度高延性溶融Ｚｎめっき
鋼板。 （４）鋼板が、ミクロ組織において、主相としてフェラ
イト又はフェライト及びベイナイトを体積分率で５０〜
９７％含有し、第２相としてマルテンサイト、オーステ
ナイトの一方又は両方を、体積分率で合計３〜５０％含
むことを特徴とする、前記（１）〜（３）のいずれか１
項に記載の疲労耐久性および耐食性に優れた高強度高延
性溶融Ｚｎめっき鋼板。 （５）めっき相が、Ａｌ：０．００１〜０．５質量％、
Ｍｎ：０．００１〜２質量％、を含有し、残部がＺｎ及
び不可避不純物からなり、鋼板のＳｉ含有率：Ｘ（質量
％）、Ｍｎ含有率：Ｙ（質量％）及びＡｌ含有率：Ｚ
（質量％）、並びにめっき相のＡｌ含有率：Ａ（質量
％）及びＭｎ含有率：Ｂ（質量％）が、下記（１）式を
満足することを特徴とする前記（１）〜（４）の何れか
１項に記載の疲労耐久性および耐食性に優れた高強度高
延性溶融Ｚｎめっき鋼板。 ３−（Ｘ＋Ｙ／１０＋Ｚ／３）−１２．５×（Ａ−Ｂ）≧０ ・・・（１） （６）めっき相中に，質量％で，Ｆｅ：５〜２０％を含
有することを特徴とする前記（５）記載の疲労耐久性お
よび耐食性に優れた高強度高延性溶融Ｚｎめっき鋼板。 （７）めっき相中に、質量％で、Ｃａ：０．００１〜
０．１％Ｍｇ：０．００１〜３％Ｓｉ：０．００１〜
０．1％Ｍｏ：０．００１〜０．１％Ｗ：０．００１〜
０．１％Ｚｒ：０．００１〜０．１％Ｃｓ：０．００１
〜０．１％、Ｒｂ：０．００１〜０．１％、Ｋ：０．０
０１〜０．１％、Ａｇ：０．００１〜５％、Ｎａ：０．
００１〜０．０５％、Ｃｄ：０．００１〜３％、Ｃｕ：
０．００１〜３％、Ｎｉ：０．００１〜０．５％、Ｃ
ｏ：０．００１〜１％、Ｌａ：０．００１〜０．１％、
Ｔｌ：０．００１〜８％、Ｎｄ：０．００１〜０．１
％、Ｙ：０．００１〜０．１％、Ｉｎ：０．００１〜５
％、Ｂｅ：０．００１〜０．１％、Ｃｒ：０．００１〜
０．０５％、Ｐｂ：０．００１〜１％、Ｈｆ：０．００
１〜０．１％、Ｔｃ：０．００１〜０．１％、Ｔｉ：
０．００１〜０．１％、Ｇｅ：０．００１〜５％、Ｔ
ａ：０．００１〜０．１％、Ｖ：０．００１〜０．２
％、Ｂ：０．００１〜０．１％、の１種または２種以上
を含有することを特徴とする前記（１）〜（６）の何れ
か１項に記載の疲労耐久性および耐食性に優れた高強度
高延性溶融Ｚｎめっき鋼板。 （８）鋼板が、質量％で、Ｃ ：０．０００１〜０．３
％、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｍｎ：０．０１〜３
％、Ａｌ：０．０００１〜４％を含有し、残部Ｆｅ及び
不可避不純物からなることを特徴とする前記（１）〜
（７）のいずれか１項に記載の疲労耐久性および耐食性
に優れた高強度高延性溶融Ｚｎめっき鋼板。 （９）鋼板が、さらに質量％で、Ｍｏ：０．００１〜５
％、を含有することを特徴とする前記（８）記載の疲労
耐久性および耐食性に優れた高強度高延性溶融Ｚｎめっ
き鋼板。 （１０）鋼板が、さらに質量％で、Ｍｇ、Ｃａ、Ｔｉ、
Ｙ、Ｃｅ、Ｒｅｍの元素群中から１種または２種以上を
合計で０．０００１〜１％含有することを特徴とする前
記（８）又は（９）記載の疲労耐久性および耐食性に優
れた高強度高延性溶融Ｚｎめっき鋼板。 （１１）鋼板が、質量％で、Ｃｒ：０．００１〜２５
％、Ｎｉ：０．００１〜１０％、Ｃｕ：０．００１〜５
％、Ｃｏ：０．００１〜５％の１種または２種以上を含
有することを特徴とする前記（８）〜（１０）のいずれ
か１項に記載の疲労耐久性および耐食性に優れた高強度
高延性溶融Ｚｎめっき鋼板。 （１２）鋼板が、さらに質量％で、Ｎｂ、Ｖの１種また
は２種を合計で０．０００１〜１％含有することを特徴
とする前記（８）〜（１１）のいずれか１項に記載の疲
労耐久性および耐食性に優れた高強度高延性溶融Ｚｎめ
っき鋼板。 （１3）鋼板が、さらも質量％で、Ｂ：０．０００１〜
０．１％を含有することを特徴とする前記（8）〜（１
２）のいずれか１項に記載の疲労耐久性および耐食性に
優れた高強度高延性溶融Ｚｎめっき鋼板。 （１４） 鋼が、さらに質量％で、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａの
１種または２種以上を合計で０．０００１〜１％含有す
ることを特徴とする（８）〜（１３）のいずれか１項に
記載の疲労耐久性および耐食性に優れた高強度高延性溶
融Ｚｎめっき鋼板。 （１５） 鋼が、さらに質量％で、 W：０．００１〜５
％含有することを特徴とする（８）〜（１４）のいずれ
か１項に記載の疲労耐久性および耐食性に優れた高強度
高延性溶融Ｚｎめっき鋼板。 （１６） 鋼が、さらに質量％で、 Ｐ：０．０００１〜０．０５％ Ｓ：０．０００１〜０．０１％ 含有することを特徴とする（８）〜（１５）のいずれか
１項に記載の疲労耐久性および耐食性に優れた高強度高
延性溶融Ｚｎめっき鋼板。 （１７） 鋼のＳｉ量が０．００１〜２．５質量％であ
るることを特徴とする（８）〜（１６）のいずれか１項
に記載の疲労耐久性および耐食性に優れた高強度溶融亜
鉛めっき鋼板。 （１８） めっき相／鋼板界面から深さ１０μｍまでの
範囲における鋼中にSiO2, MnO,およびAl2O3の１種また
は２種以上の合計を、面積率で0.1〜70％含有し、かつM
nO（面積率％）+Al2O3（面積率％／SiO2 （面積率％≧
0.1を満足することを特徴とする（８）〜（１７）の
いずれか１項に記載の疲労耐久性および耐食性に優れた
高強度高延性溶融Ｚｎめっき鋼板。 （１９） めっき相／鋼板界面から深さ１０μｍまでの
範囲における鋼中に、Y2O3, ZrO2, HfO2, TiO2, La
2O3, Ce2O3, CeO2, CaOおよびMgOの１種または２種
以上の合計を、面積率で0.0001〜10.0％含有することを
特徴とする（８）〜（１８）のいずれか１項に記載の疲
労耐久性および耐食性に優れた高強度高延性溶融Ｚｎめ
っき鋼板。 （２０）（８）〜（１７）の何れか１項に記載の成分か
らなる鋳造スラブを鋳造まま又は一旦冷却した後に再度
加熱し、熱延後巻取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、その
後焼鈍時の最高温度が０．１×（Ａｃ3 −Ａｃ1 ）＋Ａ
ｃ1（℃）以上Ａｃ3 −３０（℃）以下で焼鈍した後
に、０．１〜１０℃／秒の冷却速度で６５０〜７1０℃
の温度域に冷却し、引き続いて１〜１００℃／秒の冷却
速度でＺｎめっき浴温度〜Ｚｎめっき浴温度＋１００
（℃）まで冷却した後、Ｚｎめっき浴温度〜Ｚｎめっき
浴温度＋１００（℃）の温度域で後続のめっき浸漬時間
を含めて１秒〜３０００秒保持し、Ｚｎめっき浴に浸漬
して、その後室温まで冷却することを特徴とする疲労耐
久性および耐食性に優れた高強度高延性溶融Ｚｎめっき
鋼板の製造方法。 （２１）Ｚｎめっき浴に浸漬した後，３００〜５５０℃
で合金化処理を行い、室温まで冷却することを特徴とす
る前記（２０）記載の疲労耐久性および耐食性に優れた
高強度高延性溶融Ｚｎめっき鋼板の製造方法。
【００１４】
【発明の実施の形態】以下、本発明を詳細に説明する。
【００１５】発明者らは、質量％で、Ｃ ：０．０００
１〜０．３％、Ｓｉ：０．００１〜２．５％、Ｍｎ：
０．０１〜３％、Ａｌ：０．００１〜４％を含有し、残
部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼板を焼鈍し、温度４
５０〜４７０℃のＺｎめっき浴に３秒間浸漬を行い、さ
らに５００〜５５０℃で１０〜６０秒加熱を行った。そ
の後、めっき鋼板表面の不めっき部面積を測定すること
でめっき性およびめっき鋼板の耐食性を調査した。耐食
性評価には、繰り返し塩水噴霧試験を行った。また、引
張り試験にて機械的性質を評価し、さらには、鋼板の引
張り強度の５０％に相当する応力で平面曲げ疲労試験を
行い、めっき鋼板の疲労特性を比較評価した。
１〜０．３％、Ｓｉ：０．００１〜２．５％、Ｍｎ：
０．０１〜３％、Ａｌ：０．００１〜４％を含有し、残
部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼板を焼鈍し、温度４
５０〜４７０℃のＺｎめっき浴に３秒間浸漬を行い、さ
らに５００〜５５０℃で１０〜６０秒加熱を行った。そ
の後、めっき鋼板表面の不めっき部面積を測定すること
でめっき性およびめっき鋼板の耐食性を調査した。耐食
性評価には、繰り返し塩水噴霧試験を行った。また、引
張り試験にて機械的性質を評価し、さらには、鋼板の引
張り強度の５０％に相当する応力で平面曲げ疲労試験を
行い、めっき鋼板の疲労特性を比較評価した。
【００１６】その結果、特にＳｉ系の酸化物がめっき相
／母相界面において、結晶粒界に多く認められ、これら
の粒界酸化相の形態と疲労特性の関係について、最終的
に得られるミクロ組織において、これらの粒界酸化相の
最大深さおよび主相の平均粒径を制御することで疲労耐
久性および耐食性に優れた高強度高延性溶融Ｚｎめっき
鋼板が製造可能なことを見出した。
／母相界面において、結晶粒界に多く認められ、これら
の粒界酸化相の形態と疲労特性の関係について、最終的
に得られるミクロ組織において、これらの粒界酸化相の
最大深さおよび主相の平均粒径を制御することで疲労耐
久性および耐食性に優れた高強度高延性溶融Ｚｎめっき
鋼板が製造可能なことを見出した。
【００１７】すなわち、最終的に得られるめっき相／母
相界面のミクロ組織において、Ｓｉを含む粒界酸化相の
最大深さを０．５μｍ以下とすることで溶融Ｚｎめっき
鋼板の疲労寿命の延長化が可能なことを見出した。更
に、粒界酸化相の最大深さを０．５μｍ以下、好ましく
は０．２μｍ以下とするような成分および製造条件を選
定することで更に溶融Ｚｎめっき鋼板の疲労寿命の延長
を図ることができる。さらに、粒界酸化物を含み、めっ
き相／鋼板界面から深さ１０μｍまでの範囲における鋼
中において酸化物の種類および面積比率を限定すること
で、特に合金化処理後の耐食性や疲労耐久性が一層良好
になることを見出した。すなわち、めっき相／鋼板界面
から深さ１０μｍまでの範囲における鋼中において、酸
化物として、SiO2, MnO,およびAl2O3の１種または２種
以上の合計を、面積率で0.1〜70％含有し、さらに、そ
れぞれの面積率の比がMnO（面積率％）+Al2O3（面積率
％）／SiO2（面積率％） ≧ 0.1とすることで耐食性お
よび疲労耐久性に優れた高強度高延性溶融合金化Ｚｎめ
っき鋼板が得られる。また、SiO2, MnO,およびAl2O3以
外にめっき相／鋼板界面から深さ１０μｍまでの範囲に
おける鋼中において、Y2O3, ZrO2, HfO2, TiO2, La
2O3, Ce2O3, CeO2, CaOおよびMgOの１種または２種
以上の合計を、面積率で0.0001〜10.0％含有することで
も合金化後の耐食性および疲労耐久性が向上することも
併せて見出した。ここで、上述したようなめっき相／鋼
板界面から深さ１０μｍまでの範囲の鋼中に存在する酸
化物の同定・観察や面積率測定は、EPMAやFE-SEMなどを
用いて行うことができる。本発明に当たっては、2000〜
20000倍で50視野以上を測定し、画像解析により面積率
を求めた。また、酸化物の同定には、抽出レプリカ試料
を作成してTEMを用いたり、EBSPを用いた。また、ここ
でいう、MnO, Al2O3, SiO2は、他の原子を含む複合酸化
物であったり、欠陥を多く含む構造であったりする場合
があるが、元素分析及び構造同定からもっとも近いもの
を見つけて判別した。面積率測定は、EPMAやFE-SEMなど
を用い各成分の面分析を行うことで求めることができ
る。この場合には、個々の正確な構造の同定は難しいも
のの、上述した構造解析の結果と併せて形態やその組成
から判断し得る。その後面分析の画像解析から各面積率
を求めることができる。
相界面のミクロ組織において、Ｓｉを含む粒界酸化相の
最大深さを０．５μｍ以下とすることで溶融Ｚｎめっき
鋼板の疲労寿命の延長化が可能なことを見出した。更
に、粒界酸化相の最大深さを０．５μｍ以下、好ましく
は０．２μｍ以下とするような成分および製造条件を選
定することで更に溶融Ｚｎめっき鋼板の疲労寿命の延長
を図ることができる。さらに、粒界酸化物を含み、めっ
き相／鋼板界面から深さ１０μｍまでの範囲における鋼
中において酸化物の種類および面積比率を限定すること
で、特に合金化処理後の耐食性や疲労耐久性が一層良好
になることを見出した。すなわち、めっき相／鋼板界面
から深さ１０μｍまでの範囲における鋼中において、酸
化物として、SiO2, MnO,およびAl2O3の１種または２種
以上の合計を、面積率で0.1〜70％含有し、さらに、そ
れぞれの面積率の比がMnO（面積率％）+Al2O3（面積率
％）／SiO2（面積率％） ≧ 0.1とすることで耐食性お
よび疲労耐久性に優れた高強度高延性溶融合金化Ｚｎめ
っき鋼板が得られる。また、SiO2, MnO,およびAl2O3以
外にめっき相／鋼板界面から深さ１０μｍまでの範囲に
おける鋼中において、Y2O3, ZrO2, HfO2, TiO2, La
2O3, Ce2O3, CeO2, CaOおよびMgOの１種または２種
以上の合計を、面積率で0.0001〜10.0％含有することで
も合金化後の耐食性および疲労耐久性が向上することも
併せて見出した。ここで、上述したようなめっき相／鋼
板界面から深さ１０μｍまでの範囲の鋼中に存在する酸
化物の同定・観察や面積率測定は、EPMAやFE-SEMなどを
用いて行うことができる。本発明に当たっては、2000〜
20000倍で50視野以上を測定し、画像解析により面積率
を求めた。また、酸化物の同定には、抽出レプリカ試料
を作成してTEMを用いたり、EBSPを用いた。また、ここ
でいう、MnO, Al2O3, SiO2は、他の原子を含む複合酸化
物であったり、欠陥を多く含む構造であったりする場合
があるが、元素分析及び構造同定からもっとも近いもの
を見つけて判別した。面積率測定は、EPMAやFE-SEMなど
を用い各成分の面分析を行うことで求めることができ
る。この場合には、個々の正確な構造の同定は難しいも
のの、上述した構造解析の結果と併せて形態やその組成
から判断し得る。その後面分析の画像解析から各面積率
を求めることができる。
【００１８】また、ミクロ組織レベルでの、鋼板の主相
の平均粒径を２０μｍ以下とすることで、めっき相／母
相界面の粒界酸化相の最大深さを１μｍ以下とすれば同
様の疲労寿命の延長が可能であることを見い出した。さ
らに、鋼板のミクロ組織における主相の平均粒径で除し
た値を０．１以下と制御することでより疲労耐久性およ
び耐食性に優れた高強度高延性溶融Ｚｎめっき鋼板が得
られることを見出した。
の平均粒径を２０μｍ以下とすることで、めっき相／母
相界面の粒界酸化相の最大深さを１μｍ以下とすれば同
様の疲労寿命の延長が可能であることを見い出した。さ
らに、鋼板のミクロ組織における主相の平均粒径で除し
た値を０．１以下と制御することでより疲労耐久性およ
び耐食性に優れた高強度高延性溶融Ｚｎめっき鋼板が得
られることを見出した。
【００１９】また、めっき性および耐食性については、
鋼板中のＳｉ含有率：Ｘ（質量％，以下同じ）、Ｍｎ含
有率：Ｙ（％）及びＡｌ含有率：Ｚ（％）、並びにめっ
き相中のＡｌ含有率：Ａ（％）及びＭｎ含有率：Ｂ
（％）として、整理したところ、下記（１）式を満たす
組成で、特にＳｉを多く含む鋼材についても不めっきが
なく、繰り返し塩水噴霧試験に置ける発錆の程度が極め
て小さいことが判明した。
鋼板中のＳｉ含有率：Ｘ（質量％，以下同じ）、Ｍｎ含
有率：Ｙ（％）及びＡｌ含有率：Ｚ（％）、並びにめっ
き相中のＡｌ含有率：Ａ（％）及びＭｎ含有率：Ｂ
（％）として、整理したところ、下記（１）式を満たす
組成で、特にＳｉを多く含む鋼材についても不めっきが
なく、繰り返し塩水噴霧試験に置ける発錆の程度が極め
て小さいことが判明した。
【００２０】
３−（Ｘ＋Ｙ／１０＋Ｚ／３）−１２．５×（Ａ−Ｂ）≧０ ・・・（１）
（１）式はめっき濡れ性に及ぼす鋼板およびめっき成分
の影響を整理した重回帰分析により新たに見出した式で
ある。
の影響を整理した重回帰分析により新たに見出した式で
ある。
【００２１】尚、めっき相中の成分の分析は、インヒビ
ターを含有した５％塩酸溶液で溶解した後、化学分析に
より測定した値と定義する。
ターを含有した５％塩酸溶液で溶解した後、化学分析に
より測定した値と定義する。
【００２２】不めっきの発生が抑制される理由の詳細に
ついては必ずしも明確ではないが、めっき浴中に添加さ
れたＡｌと鋼板表面に生成したＳｉＯ2 との濡れ性が悪
いため不めっきが発生すると考えられる。すなわち、Ｚ
ｎ浴に添加したＡｌの悪影響を除去する元素を添加する
ことで不めっきの発生を抑制することが可能となる。本
発明者らが鋭意検討した結果、Ｍｎを適正な濃度範囲で
添加することで表記目的を達成出来ることが判明した。
ＭｎはＺｎ浴中に添加しているＡｌより優先的に酸化皮
膜を形成し、鋼板表面に生成しているＳｉ系の酸化皮膜
との反応性を高めるものと推定される。
ついては必ずしも明確ではないが、めっき浴中に添加さ
れたＡｌと鋼板表面に生成したＳｉＯ2 との濡れ性が悪
いため不めっきが発生すると考えられる。すなわち、Ｚ
ｎ浴に添加したＡｌの悪影響を除去する元素を添加する
ことで不めっきの発生を抑制することが可能となる。本
発明者らが鋭意検討した結果、Ｍｎを適正な濃度範囲で
添加することで表記目的を達成出来ることが判明した。
ＭｎはＺｎ浴中に添加しているＡｌより優先的に酸化皮
膜を形成し、鋼板表面に生成しているＳｉ系の酸化皮膜
との反応性を高めるものと推定される。
【００２３】ここで、めっき付着量については、特に制
約は設けないが、耐食性の観点から片面付着量で５ｇ／
ｍ2 以上であることが望ましい。本発明の溶融Ｚｎめっ
き鋼板上に塗装性、溶接性を改善する目的で上層めっき
を施すことや、各種の処理、例えば、クロメート処理、
りん酸塩処理、潤滑性向上処理、溶接性向上処理等を施
しても、本発明を逸脱するものではない。
約は設けないが、耐食性の観点から片面付着量で５ｇ／
ｍ2 以上であることが望ましい。本発明の溶融Ｚｎめっ
き鋼板上に塗装性、溶接性を改善する目的で上層めっき
を施すことや、各種の処理、例えば、クロメート処理、
りん酸塩処理、潤滑性向上処理、溶接性向上処理等を施
しても、本発明を逸脱するものではない。
【００２４】次に、基材鋼板の好ましいミクロ組織につ
いて述べる。延性を十分に確保するためには主組織をフ
ェライト相とするのが望ましい。しかし、さらに高強度
化を指向する場合にはベイナイト相を含んでも良いが、
延性を確保する観点から主相としては、フェライトの単
独相、又は、フェライト及びベイナイトの複合相を（本
明細書中「フェライト又はフェライト及びベイナイト」
と表記する場合も特段の断らない限り同様の意味であ
る）、体積分率で５０％以上含むことが望ましい。フェ
ライト及びベイナイトの複合相とする場合も、フェライ
トは延性を確保するために、体積分率で50％以上含有す
ることが好ましい。一方、高強度化と高延性をバランス
させるためには、フェライト又はフェライト及びベイナ
イトを体積分率で９７％以下とすることが好ましい。ま
た、さらに高強度と高延性を両立させるため、残留オー
ステナイトおよび／またはマルテンサイトを含む複合組
織とすることも望ましい。高強度と高延性のために、残
留オーステナイト相および／またはマルテンサイトは、
体積分率で合計３％以上含有することが好ましいが体積
分率が合計５０％を超えると脆化傾向を示す。
いて述べる。延性を十分に確保するためには主組織をフ
ェライト相とするのが望ましい。しかし、さらに高強度
化を指向する場合にはベイナイト相を含んでも良いが、
延性を確保する観点から主相としては、フェライトの単
独相、又は、フェライト及びベイナイトの複合相を（本
明細書中「フェライト又はフェライト及びベイナイト」
と表記する場合も特段の断らない限り同様の意味であ
る）、体積分率で５０％以上含むことが望ましい。フェ
ライト及びベイナイトの複合相とする場合も、フェライ
トは延性を確保するために、体積分率で50％以上含有す
ることが好ましい。一方、高強度化と高延性をバランス
させるためには、フェライト又はフェライト及びベイナ
イトを体積分率で９７％以下とすることが好ましい。ま
た、さらに高強度と高延性を両立させるため、残留オー
ステナイトおよび／またはマルテンサイトを含む複合組
織とすることも望ましい。高強度と高延性のために、残
留オーステナイト相および／またはマルテンサイトは、
体積分率で合計３％以上含有することが好ましいが体積
分率が合計５０％を超えると脆化傾向を示す。
【００２５】上記の他にミクロ組織の残部組織として、
炭化物、窒化物、硫化物、酸化物の１又は２以上を体積
分率１％以下で含有する場合も本発明で用いることがで
きる鋼板である。なお、上記ミクロ組織の各相、フェラ
イト、ベイナイト、オーステナイト、マルテンサイト、
界面酸化相および残部組織の同定、存在位置の観察およ
び平均粒径(平均円相当径)と占積率の測定は、ナイター
ル試薬および特開昭５９−２１９４７３号公報に開示さ
れた試薬により鋼板圧延方向断面または圧延直角方向断
面を腐食して５００倍〜１０００倍の光学顕微鏡観察に
より定量化が可能である。また、めっき相/母相界面の
粒界酸化相の形態・および同定は、走査型顕微鏡および
透過電子顕微鏡を用いて行い、最大深さについては、１
０００倍以上の２０視野以上を観察し、その中の最大値
を最大深さとした。
炭化物、窒化物、硫化物、酸化物の１又は２以上を体積
分率１％以下で含有する場合も本発明で用いることがで
きる鋼板である。なお、上記ミクロ組織の各相、フェラ
イト、ベイナイト、オーステナイト、マルテンサイト、
界面酸化相および残部組織の同定、存在位置の観察およ
び平均粒径(平均円相当径)と占積率の測定は、ナイター
ル試薬および特開昭５９−２１９４７３号公報に開示さ
れた試薬により鋼板圧延方向断面または圧延直角方向断
面を腐食して５００倍〜１０００倍の光学顕微鏡観察に
より定量化が可能である。また、めっき相/母相界面の
粒界酸化相の形態・および同定は、走査型顕微鏡および
透過電子顕微鏡を用いて行い、最大深さについては、１
０００倍以上の２０視野以上を観察し、その中の最大値
を最大深さとした。
【００２６】次にめっき相について説明する。
【００２７】めっき相中Ａｌ量は、０．００１〜０．５
質量％の範囲とすることが好ましい。Ａｌは、０．００
１質量％未満では、ドロス発生が顕著で良好な外観が得
られないこと、０．５質量％を超えてＡｌを添加すると
合金化反応を著しく抑制してしまい、合金化溶融亜鉛め
っき相を形成することが困難となるためである。
質量％の範囲とすることが好ましい。Ａｌは、０．００
１質量％未満では、ドロス発生が顕著で良好な外観が得
られないこと、０．５質量％を超えてＡｌを添加すると
合金化反応を著しく抑制してしまい、合金化溶融亜鉛め
っき相を形成することが困難となるためである。
【００２８】めっき相中Ｍｎ量を０．００１〜２質量％
の範囲内としたのは、この範囲において不めっきが発生
せず、良好な外観のめっきが得られるためである。Ｍｎ
量が上限の２質量％を超えるとめっき浴中にてＭｎ−Ｚ
ｎ化合物が析出し、めっき相中に取り込まれることで外
観が著しく低下する。
の範囲内としたのは、この範囲において不めっきが発生
せず、良好な外観のめっきが得られるためである。Ｍｎ
量が上限の２質量％を超えるとめっき浴中にてＭｎ−Ｚ
ｎ化合物が析出し、めっき相中に取り込まれることで外
観が著しく低下する。
【００２９】また、特にスポット溶接性や塗装性が望ま
れる場合には、合金化処理によってこれらの特性を高め
ることができる。具体的には、Ｚｎメッキ浴に浸漬した
後、３００〜５５０℃で合金化処理を施すことで、めっ
き相中にＦｅが取り込まれ、塗装性やスポット溶接性に
優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
合金化処理後のＦｅ量が５質量％未満ではスポット溶接
性が不十分となる。一方、Ｆｅ量が２０質量％を超える
とめっき層自体の密着性を損ない、加工の際めっき層が
破壊・脱落し金型に付着することで、成形時の疵の原因
となる。したがって、合金化処理を行う場合のめっき層
中Ｆｅ量の範囲は５〜２０質量％とする。
れる場合には、合金化処理によってこれらの特性を高め
ることができる。具体的には、Ｚｎメッキ浴に浸漬した
後、３００〜５５０℃で合金化処理を施すことで、めっ
き相中にＦｅが取り込まれ、塗装性やスポット溶接性に
優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
合金化処理後のＦｅ量が５質量％未満ではスポット溶接
性が不十分となる。一方、Ｆｅ量が２０質量％を超える
とめっき層自体の密着性を損ない、加工の際めっき層が
破壊・脱落し金型に付着することで、成形時の疵の原因
となる。したがって、合金化処理を行う場合のめっき層
中Ｆｅ量の範囲は５〜２０質量％とする。
【００３０】さらにめっき層中にＣａ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｍ
ｏ、Ｗ、Ｚｒ、Ｃｓ、Ｒｂ、Ｋ、Ａｇ、Ｎａ、Ｃｄ、Ｃ
ｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｌａ、Ｔｌ、Ｎｄ、Ｙ、Ｉｎ、Ｂｅ、
Ｃｒ、Ｐｂ、Ｈｆ、Ｔｃ、Ｔｉ、Ｇｅ、Ｔａ、Ｖ、Ｂの
１種または２種以上を下記に説明する範囲内で含有する
ことで、不めっきが抑制されることを見出した。
ｏ、Ｗ、Ｚｒ、Ｃｓ、Ｒｂ、Ｋ、Ａｇ、Ｎａ、Ｃｄ、Ｃ
ｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｌａ、Ｔｌ、Ｎｄ、Ｙ、Ｉｎ、Ｂｅ、
Ｃｒ、Ｐｂ、Ｈｆ、Ｔｃ、Ｔｉ、Ｇｅ、Ｔａ、Ｖ、Ｂの
１種または２種以上を下記に説明する範囲内で含有する
ことで、不めっきが抑制されることを見出した。
【００３１】めっき付着量については、特に制約は設け
ないが、耐食性の観点から片面付着量で５ｇ／ｍ2 以上
であることが望ましい。本発明の溶融Ｚｎめっき鋼板上
に塗装性、溶接性を改善する目的で上層めっきを施すこ
とや、各種の処理、例えば、クロメート処理、りん酸塩
処理、潤滑性向上処理、溶接性向上処理等を施しても、
本発明を逸脱するものではない。
ないが、耐食性の観点から片面付着量で５ｇ／ｍ2 以上
であることが望ましい。本発明の溶融Ｚｎめっき鋼板上
に塗装性、溶接性を改善する目的で上層めっきを施すこ
とや、各種の処理、例えば、クロメート処理、りん酸塩
処理、潤滑性向上処理、溶接性向上処理等を施しても、
本発明を逸脱するものではない。
【００３２】めっき層中Ｃａ量を０．００１〜０．１質
量％、Ｍｇ量を０．００１〜３質量％、Ｓｉ量を０．０
０１〜０．１質量％、Ｍｏ量を０．００１〜０．１質量
％、Ｗ量を０．００１〜０．１質量％、Ｚｒ量を０．０
０１〜０．１質量％、Ｃｓ量を０．００１〜０．１質量
％、Ｒｂ量を０．００１〜０．１質量％、Ｋ量を０．０
０１〜０．１質量％、Ａｇ量を０．００１〜５質量％、
Ｎａ量を０．００１〜０．０５質量％、Ｃｄ量を０．０
０１〜３質量％、Ｃｕ量を０．００１〜３質量％、Ｎｉ
量を０．００１〜０．５質量％、Ｃｏ量を０．００１〜
１質量％、Ｌａ量を０．００１〜０．１質量％、Ｔｌ量
を０．００１〜８質量％、Ｎｄ量を０．００１〜０．１
質量％、Ｙ量を０．００１〜０．１質量％、Ｉｎ量を
０．００１〜５質量％、Ｂｅ量を０．００１〜０．１質
量％、Ｃｒ量を０．００１〜０．０５質量％、Ｐｂ量を
０．００１〜１質量％、Ｈｆ量を０．００１〜０．１質
量％、Ｔｃ量を０．００１〜０．１質量％、Ｔｉ量を
０．００１〜０．１質量％、Ｇｅ量を０．００１〜５質
量％、Ｔａ量を０．００１〜０．１質量％、Ｖ量を０．
００１〜０．２質量％、Ｂ量を０．００１〜０．１質量
％の範囲内としたのは、それぞれこの範囲において不め
っきが抑制され、良好な外観のめっきが得られるためで
ある。各元素量が上限を越えるとそれぞれの元素を含有
するドロスの生成により、めっき外観が著しく低下す
る。
量％、Ｍｇ量を０．００１〜３質量％、Ｓｉ量を０．０
０１〜０．１質量％、Ｍｏ量を０．００１〜０．１質量
％、Ｗ量を０．００１〜０．１質量％、Ｚｒ量を０．０
０１〜０．１質量％、Ｃｓ量を０．００１〜０．１質量
％、Ｒｂ量を０．００１〜０．１質量％、Ｋ量を０．０
０１〜０．１質量％、Ａｇ量を０．００１〜５質量％、
Ｎａ量を０．００１〜０．０５質量％、Ｃｄ量を０．０
０１〜３質量％、Ｃｕ量を０．００１〜３質量％、Ｎｉ
量を０．００１〜０．５質量％、Ｃｏ量を０．００１〜
１質量％、Ｌａ量を０．００１〜０．１質量％、Ｔｌ量
を０．００１〜８質量％、Ｎｄ量を０．００１〜０．１
質量％、Ｙ量を０．００１〜０．１質量％、Ｉｎ量を
０．００１〜５質量％、Ｂｅ量を０．００１〜０．１質
量％、Ｃｒ量を０．００１〜０．０５質量％、Ｐｂ量を
０．００１〜１質量％、Ｈｆ量を０．００１〜０．１質
量％、Ｔｃ量を０．００１〜０．１質量％、Ｔｉ量を
０．００１〜０．１質量％、Ｇｅ量を０．００１〜５質
量％、Ｔａ量を０．００１〜０．１質量％、Ｖ量を０．
００１〜０．２質量％、Ｂ量を０．００１〜０．１質量
％の範囲内としたのは、それぞれこの範囲において不め
っきが抑制され、良好な外観のめっきが得られるためで
ある。各元素量が上限を越えるとそれぞれの元素を含有
するドロスの生成により、めっき外観が著しく低下す
る。
【００３３】次に、本発明における鋼板成分の好適な範
囲の限定理由について述べる。
囲の限定理由について述べる。
【００３４】Ｃは、良好な強度延性バランスを確保する
ための第２相の体積分率を十分確保する目的で添加する
元素である。特に第２相がオーステナイトである場合に
は、体積分率のみならずその安定性向上にも寄与して延
性を大きく向上させる。強度および各第２相の体積分率
を確保するために下限を０．０００１質量％（以下、同
じ）とし、溶接性を保持可能な上限として０．３質量％
とした。
ための第２相の体積分率を十分確保する目的で添加する
元素である。特に第２相がオーステナイトである場合に
は、体積分率のみならずその安定性向上にも寄与して延
性を大きく向上させる。強度および各第２相の体積分率
を確保するために下限を０．０００１質量％（以下、同
じ）とし、溶接性を保持可能な上限として０．３質量％
とした。
【００３５】Ｓｉは、主相であるフェライト生成を促進
させることおよび強度延性バランスを劣化させる炭化物
の生成を抑制する目的で添加する元素であり、その下限
を０．０１質量％とした。また、過剰添加は溶接性およ
びめっき濡れ性に悪影響を及ぼす。また、内部粒界酸化
相生成を促進することからも低く押さえる必要がある。
このため、上限を２．５質量％とした。また、特に強度
よりも外観が問題となる場合には、製造操業上問題とな
らない０．００１質量％まで低減させてもよいこととし
た。
させることおよび強度延性バランスを劣化させる炭化物
の生成を抑制する目的で添加する元素であり、その下限
を０．０１質量％とした。また、過剰添加は溶接性およ
びめっき濡れ性に悪影響を及ぼす。また、内部粒界酸化
相生成を促進することからも低く押さえる必要がある。
このため、上限を２．５質量％とした。また、特に強度
よりも外観が問題となる場合には、製造操業上問題とな
らない０．００１質量％まで低減させてもよいこととし
た。
【００３６】Ｍｎは、めっき濡れ性および密着性の制御
に加えて、高強度化の目的で添加する。また、マルテン
サイトやオーステナイトなどの第２相を含む場合には、
強度低下と延性劣化の１つの原因である炭化物析出やパ
ーライト生成を抑制する目的で添加する。これらのこと
から、０．０１質量％以上とした。一方では、第２相が
オーステナイトの場合に延性向上に寄与するベイナイト
変態を遅滞させることや溶接性を劣化させることから３
質量％を上限とした。
に加えて、高強度化の目的で添加する。また、マルテン
サイトやオーステナイトなどの第２相を含む場合には、
強度低下と延性劣化の１つの原因である炭化物析出やパ
ーライト生成を抑制する目的で添加する。これらのこと
から、０．０１質量％以上とした。一方では、第２相が
オーステナイトの場合に延性向上に寄与するベイナイト
変態を遅滞させることや溶接性を劣化させることから３
質量％を上限とした。
【００３７】Ａｌは、めっき濡れ性および密着性の制御
に加えて、延性向上特に第２相がオーステナイトの場合
に延性向上に寄与するベイナイト変態を促進させる効果
があり、強度延性バランスを向上させる。さらに、Ｓｉ
系の内部粒界酸化生成の抑制にも効果的な元素である。
このため、０．０００１質量％以上の添加とした。一方
過剰添加は溶接性およびめっき濡れ性を損なうため４質
量％を上限とした。
に加えて、延性向上特に第２相がオーステナイトの場合
に延性向上に寄与するベイナイト変態を促進させる効果
があり、強度延性バランスを向上させる。さらに、Ｓｉ
系の内部粒界酸化生成の抑制にも効果的な元素である。
このため、０．０００１質量％以上の添加とした。一方
過剰添加は溶接性およびめっき濡れ性を損なうため４質
量％を上限とした。
【００３８】Ｍｏは、強度延性バランスを劣化させる炭
化物やパーライトの生成を抑制する目的で添加できる元
素であり、緩和した熱処理条件下において良好な強度延
性バランスを得るために重要な添加元素である。その下
限を０．００１質量％とした。また、過剰添加は、延性
劣化を招くことから、上限を５質量％とした。
化物やパーライトの生成を抑制する目的で添加できる元
素であり、緩和した熱処理条件下において良好な強度延
性バランスを得るために重要な添加元素である。その下
限を０．００１質量％とした。また、過剰添加は、延性
劣化を招くことから、上限を５質量％とした。
【００３９】Ｍｇ、Ｃａ、Ｔｉ、Ｙ、Ｃｅ、Ｒｅｍは、
疲労耐久性および耐食性を劣化させるSi系の内部粒界酸
化相生成を抑制する目的で添加する。Ｓｉ系の酸化物の
ように粒界酸化物が形成するのではなく、比較的微細な
酸化物を分散して形成させることができるため疲労特性
にこれらの添加元素の酸化物自体の悪影響はない。さら
に、Ｓｉ系の内部粒界酸化相生成を抑制することから、
内部粒界酸化相深さを減じることが可能となり、疲労寿
命延長に寄与する。元素群中から１種または２種以上の
元素をあわせて０．０００１質量％以上の添加とした。
また一方で過剰添加は鋳造性や熱間加工性などの製造性
および鋼板製品の延性を低下させるため１質量％を上限
とした。尚、Ｒｅｍとは希土類金属（Ｒａｒｅ ｅａｒ
ｔｈ ｍｅｔａｌｓ）の意味であるが、いわゆる「希土
類元素」（ｒａｒｅ ｅａｒｔｈｅｌｅｍｅｎｔｓ）と
同義である。
疲労耐久性および耐食性を劣化させるSi系の内部粒界酸
化相生成を抑制する目的で添加する。Ｓｉ系の酸化物の
ように粒界酸化物が形成するのではなく、比較的微細な
酸化物を分散して形成させることができるため疲労特性
にこれらの添加元素の酸化物自体の悪影響はない。さら
に、Ｓｉ系の内部粒界酸化相生成を抑制することから、
内部粒界酸化相深さを減じることが可能となり、疲労寿
命延長に寄与する。元素群中から１種または２種以上の
元素をあわせて０．０００１質量％以上の添加とした。
また一方で過剰添加は鋳造性や熱間加工性などの製造性
および鋼板製品の延性を低下させるため１質量％を上限
とした。尚、Ｒｅｍとは希土類金属（Ｒａｒｅ ｅａｒ
ｔｈ ｍｅｔａｌｓ）の意味であるが、いわゆる「希土
類元素」（ｒａｒｅ ｅａｒｔｈｅｌｅｍｅｎｔｓ）と
同義である。
【００４０】さらに、本発明が対象とする鋼は、強度の
さらなる向上を目的としてＣｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏの１
種または２種以上を含有できる。
さらなる向上を目的としてＣｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏの１
種または２種以上を含有できる。
【００４１】Ｃｒは、強化目的および炭化物生成の抑制
の目的から添加する元素で、０．００１質量％以上と
し、２５質量％を超える量の添加では、加工性に悪影響
を及ぼすため、これを上限とした。
の目的から添加する元素で、０．００１質量％以上と
し、２５質量％を超える量の添加では、加工性に悪影響
を及ぼすため、これを上限とした。
【００４２】Ｎｉは、めっき性向上および強化目的で
０．００１質量％以上とし、１０質量％を超える量の添
加では、加工性に悪影響を及ぼすため、これを上限とし
た。
０．００１質量％以上とし、１０質量％を超える量の添
加では、加工性に悪影響を及ぼすため、これを上限とし
た。
【００４３】Ｃｕは、強化目的で０．００１質量％以上
の添加とし、５質量％を超える量の添加では、加工性に
悪影響を及ぼす。
の添加とし、５質量％を超える量の添加では、加工性に
悪影響を及ぼす。
【００４４】Ｃｏは、めっき性制御、ベイナイト変態制
御による強度延性バランスの向上のため、０．００１質
量％以上の添加とした。一方、添加の上限は特に設けな
いが、高価な元素であるため多量添加は経済性を損なう
ため、５質量％以下にすることが望ましい。
御による強度延性バランスの向上のため、０．００１質
量％以上の添加とした。一方、添加の上限は特に設けな
いが、高価な元素であるため多量添加は経済性を損なう
ため、５質量％以下にすることが望ましい。
【００４５】さらに、本発明が対象とする鋼は、強度の
さらなる向上を目的として強炭化物形成元素であるＮ
ｂ，Ｖの１種または２種を含有できる。
さらなる向上を目的として強炭化物形成元素であるＮ
ｂ，Ｖの１種または２種を含有できる。
【００４６】これらの元素は、微細な炭化物、窒化物ま
たは炭窒化物を形成して、鋼板の強化に極めて有効であ
るため、必要に応じて１種または２種を０．００１質量
％以上の添加とした。一方で、延性劣化や残留オーステ
ナイト中へのＣの濃化を阻害することから、合計添加量
の上限として１質量％とした。
たは炭窒化物を形成して、鋼板の強化に極めて有効であ
るため、必要に応じて１種または２種を０．００１質量
％以上の添加とした。一方で、延性劣化や残留オーステ
ナイト中へのＣの濃化を阻害することから、合計添加量
の上限として１質量％とした。
【００４７】Ｂもまた、必要に応じて添加できる。Ｂ
は、０．０００１質量％以上の添加で粒界の強化や鋼材
の高強度化に有効ではあるが、その添加量が０．１質量
％を超えるとその効果が飽和するばかりでなく、必要以
上に鋼板強度を上昇させ、加工性が低下するため、上限
を０．１質量％とした。
は、０．０００１質量％以上の添加で粒界の強化や鋼材
の高強度化に有効ではあるが、その添加量が０．１質量
％を超えるとその効果が飽和するばかりでなく、必要以
上に鋼板強度を上昇させ、加工性が低下するため、上限
を０．１質量％とした。
【００４８】強度のさらなる向上を目的として強炭化物
形成元素であるＺｒ，Ｈｆ，Ｔａの１種または２種以上
を含有できる。
形成元素であるＺｒ，Ｈｆ，Ｔａの１種または２種以上
を含有できる。
【００４９】これらの元素は、微細な炭化物、窒化物ま
たは炭窒化物を形成して、鋼板の強化には極めて有効で
あるため、必要に応じて１種または２種以上を合計で
０．００１質量％以上の添加とした。一方で、延性劣化
や残留オーステナイト中へのＣの濃化を阻害することか
ら、１種または２種以上の合計添加量の上限として１質
量％とした。
たは炭窒化物を形成して、鋼板の強化には極めて有効で
あるため、必要に応じて１種または２種以上を合計で
０．００１質量％以上の添加とした。一方で、延性劣化
や残留オーステナイト中へのＣの濃化を阻害することか
ら、１種または２種以上の合計添加量の上限として１質
量％とした。
【００５０】Ｗ量を０．００１〜５質量％の範囲とした
のは、０．００１質量％以上で強化効果が現れること、
５質量％を上限としたのは、これを超える量の添加で
は、加工性に悪影響を及ぼすためである。
のは、０．００１質量％以上で強化効果が現れること、
５質量％を上限としたのは、これを超える量の添加で
は、加工性に悪影響を及ぼすためである。
【００５１】Ｐ量を０．０００１〜０．０５質量％の範
囲としたのは、０．０００１質量％以上で強化効果が現
れることや極低化は経済的にも不利であることからこれ
を下限とした。また、０．０５質量％を上限としたの
は、これを超える量の添加では、溶接性や鋳造時や熱延
時の製造性に悪影響を及ぼすためである。
囲としたのは、０．０００１質量％以上で強化効果が現
れることや極低化は経済的にも不利であることからこれ
を下限とした。また、０．０５質量％を上限としたの
は、これを超える量の添加では、溶接性や鋳造時や熱延
時の製造性に悪影響を及ぼすためである。
【００５２】Ｓ量を０．０００１〜０．０１質量％の範
囲としたのは、極低化は経済的にも不利であることか
ら、０．０００１質量％を下限とし、また、０．１質量
％を上限としたのは、これを超える量の添加では、溶接
性や鋳造時や熱延時の製造性に悪影響を及ぼすためであ
る。
囲としたのは、極低化は経済的にも不利であることか
ら、０．０００１質量％を下限とし、また、０．１質量
％を上限としたのは、これを超える量の添加では、溶接
性や鋳造時や熱延時の製造性に悪影響を及ぼすためであ
る。
【００５３】不可避的不純物として、例えばＳｎなどが
あるがこれら元素をＳｎ≦０．０１質量％以下の範囲で
含有しても本発明の効果を損なうものではない。
あるがこれら元素をＳｎ≦０．０１質量％以下の範囲で
含有しても本発明の効果を損なうものではない。
【００５４】このような組織を有する高強度溶融亜鉛め
っき鋼板の製造方法について以下に説明する。
っき鋼板の製造方法について以下に説明する。
【００５５】熱延後冷延・焼鈍して本発明の鋼板を製造
する場合には、所定の成分に調整されたスラブを鋳造ま
まもしくは一旦冷却した後再加熱して熱延を行う。この
とき、粒界酸化相生成を抑制するために再加熱温度を１
１５０℃以上または１１００℃以下とすることが望まし
い。再加熱温度が高温になると全面に比較的均一に酸化
スケールが形成され粒界酸化は抑制される傾向に有る。
また、低温加熱では酸化相の生成自体が遅れる。また熱
延後は、高圧デスケーリング装置や強酸洗することなど
で表面スケール削除を行うと製品での粒界酸化深さ低減
に良い。その後、冷延後焼鈍することで最終製品とす
る。この時、熱延完了温度は鋼の化学成分によって決ま
るＡｒ3 変態温度以上で行うのが一般的であるが、Ａｒ
3 から１０℃程度低温までであれば最終的な鋼板の特性
を劣化させない。また、冷却後の巻取温度は鋼の化学成
分によって決まるベイナイト変態開始温度以上とするこ
とで、冷延時の荷重を必要以上に高めることがさけられ
るが、冷延の全圧下率が小さい場合にはこの限りでな
く、鋼のベイナイト変態温度以下で巻き取られても最終
的な鋼板の特性を劣化させない。また、冷延の全圧下率
は、最終板厚と冷延荷重の関係から設定されるが、５０
％以上であれば製品での粒界酸化相深さ低減に効果的
で、最終的な鋼板の特性を劣化させない。
する場合には、所定の成分に調整されたスラブを鋳造ま
まもしくは一旦冷却した後再加熱して熱延を行う。この
とき、粒界酸化相生成を抑制するために再加熱温度を１
１５０℃以上または１１００℃以下とすることが望まし
い。再加熱温度が高温になると全面に比較的均一に酸化
スケールが形成され粒界酸化は抑制される傾向に有る。
また、低温加熱では酸化相の生成自体が遅れる。また熱
延後は、高圧デスケーリング装置や強酸洗することなど
で表面スケール削除を行うと製品での粒界酸化深さ低減
に良い。その後、冷延後焼鈍することで最終製品とす
る。この時、熱延完了温度は鋼の化学成分によって決ま
るＡｒ3 変態温度以上で行うのが一般的であるが、Ａｒ
3 から１０℃程度低温までであれば最終的な鋼板の特性
を劣化させない。また、冷却後の巻取温度は鋼の化学成
分によって決まるベイナイト変態開始温度以上とするこ
とで、冷延時の荷重を必要以上に高めることがさけられ
るが、冷延の全圧下率が小さい場合にはこの限りでな
く、鋼のベイナイト変態温度以下で巻き取られても最終
的な鋼板の特性を劣化させない。また、冷延の全圧下率
は、最終板厚と冷延荷重の関係から設定されるが、５０
％以上であれば製品での粒界酸化相深さ低減に効果的
で、最終的な鋼板の特性を劣化させない。
【００５６】冷延後焼鈍する際に、焼鈍温度が鋼の化学
成分によって決まる温度Ａｃ1及びＡｃ3温度（例えば
「鉄鋼材料学」：Ｗ．Ｃ．Ｌｅｓｌｉｅ著、幸田成康監
訳、丸善Ｐ２７３）で、表現される０．１×（Ａｃ3−
Ａｃ1 ）＋Ａｃ1 （℃）未満の場合には、焼鈍温度で得
られるオーステナイト量が少ないので、最終的な鋼板中
に残留オーステナイト相またはマルテンサイト相を残す
ことができないためにこれを焼鈍温度の下限とした。ま
た、焼鈍温度が高温となるほど粒界酸化相生成を促進す
る。
成分によって決まる温度Ａｃ1及びＡｃ3温度（例えば
「鉄鋼材料学」：Ｗ．Ｃ．Ｌｅｓｌｉｅ著、幸田成康監
訳、丸善Ｐ２７３）で、表現される０．１×（Ａｃ3−
Ａｃ1 ）＋Ａｃ1 （℃）未満の場合には、焼鈍温度で得
られるオーステナイト量が少ないので、最終的な鋼板中
に残留オーステナイト相またはマルテンサイト相を残す
ことができないためにこれを焼鈍温度の下限とした。ま
た、焼鈍温度が高温となるほど粒界酸化相生成を促進す
る。
【００５７】また、焼鈍温度の高温化は粒界酸化相生成
が促進されるうえ、製造コストの上昇をまねくために、
焼鈍温度の上限をＡｃ3−３０（℃）とした。特に、Ａ
ｃ3（℃）に近くなるほど粒界酸化相生成は促進され
る。この温度域での焼鈍時間は鋼板の温度均一化とオー
ステナイトの確保のために１０秒以上が必要である。し
かし、３０分超では、粒界酸化相生成が促進されるう
え、コストの上昇を招くのでこれを上限とした。
が促進されるうえ、製造コストの上昇をまねくために、
焼鈍温度の上限をＡｃ3−３０（℃）とした。特に、Ａ
ｃ3（℃）に近くなるほど粒界酸化相生成は促進され
る。この温度域での焼鈍時間は鋼板の温度均一化とオー
ステナイトの確保のために１０秒以上が必要である。し
かし、３０分超では、粒界酸化相生成が促進されるう
え、コストの上昇を招くのでこれを上限とした。
【００５８】その後の一次冷却はオーステナイト相から
フェライト相への変態を促して、未変態のオーステナイ
ト相中にＣを濃化させてオーステナイトの安定化をはか
るのに重要である。この冷却速度を０．１℃／秒未満に
することは、粒界酸化相生成が促進されるうえ、必要な
生産ライン長を長くしたり、生産速度を極めて遅くする
といった製造上のデメリットを生じるために、この冷却
速度の下限を０．１℃／秒とした。一方、冷却速度が１
０℃／秒超の場合にはフェライト変態が十分に起こら
ず、最終的な鋼板中の残留オーステナイト相確保が困難
となったり、マルテンサイト相などの硬質相が多量にな
ってしまうため、これを上限とした。
フェライト相への変態を促して、未変態のオーステナイ
ト相中にＣを濃化させてオーステナイトの安定化をはか
るのに重要である。この冷却速度を０．１℃／秒未満に
することは、粒界酸化相生成が促進されるうえ、必要な
生産ライン長を長くしたり、生産速度を極めて遅くする
といった製造上のデメリットを生じるために、この冷却
速度の下限を０．１℃／秒とした。一方、冷却速度が１
０℃／秒超の場合にはフェライト変態が十分に起こら
ず、最終的な鋼板中の残留オーステナイト相確保が困難
となったり、マルテンサイト相などの硬質相が多量にな
ってしまうため、これを上限とした。
【００５９】この一次冷却が６５０℃未満まで行われる
と、冷却中にパーライトが生成し、オーステナイト安定
化元素であるＣを浪費し、最終的に十分な量の残留オー
ステナイトが得られないために、これを下限とした。し
かしながら、冷却が７１０℃超までしか行われなかった
場合にはフェライト変態の進行が十分ではないうえ、粒
界酸化相の成長を促進してしまうため、これを上限とし
た。
と、冷却中にパーライトが生成し、オーステナイト安定
化元素であるＣを浪費し、最終的に十分な量の残留オー
ステナイトが得られないために、これを下限とした。し
かしながら、冷却が７１０℃超までしか行われなかった
場合にはフェライト変態の進行が十分ではないうえ、粒
界酸化相の成長を促進してしまうため、これを上限とし
た。
【００６０】引き続き行われる二次冷却の急速冷却は、
冷却中にパーライト変態や鉄炭化物の析出などが起こら
ないような冷却速度として最低１℃／秒以上が必要とな
る。但しこの冷却速度を１００℃／秒超にすることは設
備能力上困難であることから、１〜１００℃／秒を冷却
速度の範囲とした。
冷却中にパーライト変態や鉄炭化物の析出などが起こら
ないような冷却速度として最低１℃／秒以上が必要とな
る。但しこの冷却速度を１００℃／秒超にすることは設
備能力上困難であることから、１〜１００℃／秒を冷却
速度の範囲とした。
【００６１】この二次冷却の冷却停止温度がめっき浴温
度よりも低いと操業上問題となり、めっき浴温度＋１０
０（℃）を超えると炭化物析出が短時間で生じるため得
られる残留オーステナイトやマルテンサイトの量が確保
できなくなる。このため、２次冷却の停止温度をＺｎめ
っき浴温度以上Ｚｎめっき浴温度＋１００（℃）とし
た。その後、操業上の通板の安定性確保やできるだけベ
イナイトの生成を促進すること、さらにはめっきの濡れ
性を十分確保する目的から、この温度域で、めっき浸漬
時間も合わせて１秒以上停留することが望ましい。また
この停留時間が長時間になると生産性上好ましくないう
え、炭化物が生成してしまうことから合金化処理を含ま
ずに３０００秒以内とすることが望ましい。
度よりも低いと操業上問題となり、めっき浴温度＋１０
０（℃）を超えると炭化物析出が短時間で生じるため得
られる残留オーステナイトやマルテンサイトの量が確保
できなくなる。このため、２次冷却の停止温度をＺｎめ
っき浴温度以上Ｚｎめっき浴温度＋１００（℃）とし
た。その後、操業上の通板の安定性確保やできるだけベ
イナイトの生成を促進すること、さらにはめっきの濡れ
性を十分確保する目的から、この温度域で、めっき浸漬
時間も合わせて１秒以上停留することが望ましい。また
この停留時間が長時間になると生産性上好ましくないう
え、炭化物が生成してしまうことから合金化処理を含ま
ずに３０００秒以内とすることが望ましい。
【００６２】鋼板中に残留しているオーステナイト相を
室温で安定にするためには、その一部をベイナイト相へ
変態させる事でオーステナイト中の炭素濃度を更に高め
ることが必須である。合金化処理を併せてベイナイト変
態を促進するために３００〜５５０℃の温度域に１秒〜
３０００秒保持し、好ましくは１５秒から２０分保持す
ることが望ましい。３００℃未満ではベイナイト変態が
起こりにくく、５５０℃を超えると炭化物が生じて十分
な残留オーステナイト相を残すことが困難となるため合
金化処理温度の上限を５５０℃とした。
室温で安定にするためには、その一部をベイナイト相へ
変態させる事でオーステナイト中の炭素濃度を更に高め
ることが必須である。合金化処理を併せてベイナイト変
態を促進するために３００〜５５０℃の温度域に１秒〜
３０００秒保持し、好ましくは１５秒から２０分保持す
ることが望ましい。３００℃未満ではベイナイト変態が
起こりにくく、５５０℃を超えると炭化物が生じて十分
な残留オーステナイト相を残すことが困難となるため合
金化処理温度の上限を５５０℃とした。
【００６３】マルテンサイト相を生成させるには、残留
オーステナイト相の場合とは異なりベイナイト変態を生
じさせる必要がない。一方では、炭化物やパーライト相
の生成は残留オーステナイト相と同様、抑制する必要が
あるため、２次冷却後の十分な合金化処理を行うため３
００〜５５０℃で合金化処理を行い、好ましくは４００
〜５５０℃とする。界面に存在する酸化物を所定量得る
ためには、熱延段階から温度加工履歴を制御することが
望ましい。まず、鋳片の加熱温度を1150〜1250℃とし
て、1000℃までの圧延率を50％以上とし、仕上げ温度を
850℃以上として、巻取りを650℃以下とすることで、表
面酸化相をできるだけ均一に形成させるとともに、焼鈍
時のSi酸化物形成を抑制すべくできるだけTiやAlなどの
元素を固溶状態にしておくことが望ましい。また、仕上
げ圧延後のデスケには高圧デスケや強酸洗を行い、熱延
で形成した酸化相をできるだけ除去することが望まし
い。また、冷延率は形成した酸化物を分断する意味から
ロール直径1000ｍｍ以下のロールで30％以上とすること
が望ましい。その後の焼鈍では、SiO2の形成を抑制して
他の酸化物形成を促進する目的から７５０℃以上の温度
域まで５℃/ｓ以上で昇温することが望ましい。一方、
焼鈍温度が高かったり、長時間になると多量の酸化物が
生じて、加工性や疲労耐久性を劣化させてしまうことか
ら、前記（２０）に係る発明にあるように、焼鈍時の最
高温度が０．１×（Ａｃ3−Ａｃ1 ）＋Ａｃ1 （℃）以
上Ａｃ3−３０（℃）以下の焼鈍温度域での滞留時間を6
0分以下とすることが望ましい。
オーステナイト相の場合とは異なりベイナイト変態を生
じさせる必要がない。一方では、炭化物やパーライト相
の生成は残留オーステナイト相と同様、抑制する必要が
あるため、２次冷却後の十分な合金化処理を行うため３
００〜５５０℃で合金化処理を行い、好ましくは４００
〜５５０℃とする。界面に存在する酸化物を所定量得る
ためには、熱延段階から温度加工履歴を制御することが
望ましい。まず、鋳片の加熱温度を1150〜1250℃とし
て、1000℃までの圧延率を50％以上とし、仕上げ温度を
850℃以上として、巻取りを650℃以下とすることで、表
面酸化相をできるだけ均一に形成させるとともに、焼鈍
時のSi酸化物形成を抑制すべくできるだけTiやAlなどの
元素を固溶状態にしておくことが望ましい。また、仕上
げ圧延後のデスケには高圧デスケや強酸洗を行い、熱延
で形成した酸化相をできるだけ除去することが望まし
い。また、冷延率は形成した酸化物を分断する意味から
ロール直径1000ｍｍ以下のロールで30％以上とすること
が望ましい。その後の焼鈍では、SiO2の形成を抑制して
他の酸化物形成を促進する目的から７５０℃以上の温度
域まで５℃/ｓ以上で昇温することが望ましい。一方、
焼鈍温度が高かったり、長時間になると多量の酸化物が
生じて、加工性や疲労耐久性を劣化させてしまうことか
ら、前記（２０）に係る発明にあるように、焼鈍時の最
高温度が０．１×（Ａｃ3−Ａｃ1 ）＋Ａｃ1 （℃）以
上Ａｃ3−３０（℃）以下の焼鈍温度域での滞留時間を6
0分以下とすることが望ましい。
【００６４】
【実施例】以下、実施例によって本発明をさらに詳細に
説明する。
説明する。
【００６５】表１に示すような組成の鋼板を、１２００
℃に加熱し、Ａｒ3 変態温度以上で熱延を完了し、冷却
後各鋼の化学成分で決まるベイナイト変態開始温度以上
で巻き取った鋼帯を酸洗後、冷延して１．０ｍｍ厚とし
た。後述のＭ−１，Ｎ−１，Ｏ−１，Ｐ−１，Ｑ−１は
熱間圧延において、１０００℃までの圧下率を7０％、
仕上温度を９００℃、巻取温度を７００℃とし、冷間圧
延において、ロール直径８００ｍｍのロールを用いて圧
下率５０％で圧延を行った。その他の鋼板は、熱間圧延
において、１０００℃までの圧下率を7０％、仕上温度
を9００℃、巻取温度を６００℃とし、冷間圧延におい
て、ロール直径１２００ｍｍのロールを用いて圧下率５
０％で圧延を行った。
℃に加熱し、Ａｒ3 変態温度以上で熱延を完了し、冷却
後各鋼の化学成分で決まるベイナイト変態開始温度以上
で巻き取った鋼帯を酸洗後、冷延して１．０ｍｍ厚とし
た。後述のＭ−１，Ｎ−１，Ｏ−１，Ｐ−１，Ｑ−１は
熱間圧延において、１０００℃までの圧下率を7０％、
仕上温度を９００℃、巻取温度を７００℃とし、冷間圧
延において、ロール直径８００ｍｍのロールを用いて圧
下率５０％で圧延を行った。その他の鋼板は、熱間圧延
において、１０００℃までの圧下率を7０％、仕上温度
を9００℃、巻取温度を６００℃とし、冷間圧延におい
て、ロール直径１２００ｍｍのロールを用いて圧下率５
０％で圧延を行った。
【００６６】
【表１】
【００６７】その後、各鋼の成分（質量％）から下記式
にしたがってＡｃ1 とＡｃ3 変態温度を計算により求め
た。 Ａｃ1 ＝７２３−１０．７×Ｍｎ％＋２９．１×Ｓｉ
％、 Ａｃ3 ＝９１０−２０３×（Ｃ％）1/2＋４４．７×Ｓ
ｉ％＋３１．５×Ｍｏ％−３０×Ｍｎ％−１１×Ｃｒ％
＋４００×Ａｌ％、 これらのＡｃ1 およびＡｃ3 変態温度から計算される焼
鈍温度に５℃／secで１０％Ｈ2−Ｎ2 雰囲気中で昇温・
保定したのち、０．１〜１０℃／秒の冷却速度で６００
〜７００℃まで冷却し、引き続いて１〜２０℃／秒の冷
却速度でめっき浴温度にまで冷却し、浴組成を種々変化
させた４６０℃の亜鉛めっき浴に３秒間浸漬することで
めっきを行った。
にしたがってＡｃ1 とＡｃ3 変態温度を計算により求め
た。 Ａｃ1 ＝７２３−１０．７×Ｍｎ％＋２９．１×Ｓｉ
％、 Ａｃ3 ＝９１０−２０３×（Ｃ％）1/2＋４４．７×Ｓ
ｉ％＋３１．５×Ｍｏ％−３０×Ｍｎ％−１１×Ｃｒ％
＋４００×Ａｌ％、 これらのＡｃ1 およびＡｃ3 変態温度から計算される焼
鈍温度に５℃／secで１０％Ｈ2−Ｎ2 雰囲気中で昇温・
保定したのち、０．１〜１０℃／秒の冷却速度で６００
〜７００℃まで冷却し、引き続いて１〜２０℃／秒の冷
却速度でめっき浴温度にまで冷却し、浴組成を種々変化
させた４６０℃の亜鉛めっき浴に３秒間浸漬することで
めっきを行った。
【００６８】また、一部の鋼板については、Ｆｅ−Ｚｎ
合金化処理として、めっき後の鋼板を３００〜５５０℃
の温度域で１５秒〜２０分保持し、めっき層中のＦｅ含
有率が５〜２０質量％となるよう調節した。めっき表面
外観のドロス巻き込み状況の目視観察および不めっき部
面積の測定によりめっき性を評価した。作製しためっき
はめっき層をインヒビターを含有した５％塩酸溶液で溶
解し化学分析に供し組成を求めた。
合金化処理として、めっき後の鋼板を３００〜５５０℃
の温度域で１５秒〜２０分保持し、めっき層中のＦｅ含
有率が５〜２０質量％となるよう調節した。めっき表面
外観のドロス巻き込み状況の目視観察および不めっき部
面積の測定によりめっき性を評価した。作製しためっき
はめっき層をインヒビターを含有した５％塩酸溶液で溶
解し化学分析に供し組成を求めた。
【００６９】これらのめっき処理を施した鋼板からJIS
５号引張り試験片を採取して、機械的性質を測定した。
さらに、平面曲げ疲労試験を、引張り強度の５０％相当
の応力にて行い、破断寿命を比較評価した。また、耐食
性は、繰り返し塩水噴霧試験にて評価した。
５号引張り試験片を採取して、機械的性質を測定した。
さらに、平面曲げ疲労試験を、引張り強度の５０％相当
の応力にて行い、破断寿命を比較評価した。また、耐食
性は、繰り返し塩水噴霧試験にて評価した。
【００７０】表２に示すように、本発明鋼は、まず、粒
界酸化相深さが浅く、引張り強度の５０％の応力におけ
る寿命が１０6回を超えている。さらに強度・伸びバラ
ンスに優れるうえ、塩水噴霧試験における発錆もなく試
験後も良好な外観を保っている。
界酸化相深さが浅く、引張り強度の５０％の応力におけ
る寿命が１０6回を超えている。さらに強度・伸びバラ
ンスに優れるうえ、塩水噴霧試験における発錆もなく試
験後も良好な外観を保っている。
【００７１】
【表２】
【００７２】
【表３】
【００７３】
【表４】
【００７４】また、表３に示すように比較的Ｓｉ量の高
い鋼板においても、めっき層中での組成と鋼板成分を限
定した本発明鋼は不めっきもなく良好な耐食性を示す事
が分かる。
い鋼板においても、めっき層中での組成と鋼板成分を限
定した本発明鋼は不めっきもなく良好な耐食性を示す事
が分かる。
【００７５】また、めっき相成分に第4元素（表２中の
「めっき相中の他の元素」）が含まれると（１）式で規
定した値が小さい場合でもめっき性が良好であることが
わかる。
「めっき相中の他の元素」）が含まれると（１）式で規
定した値が小さい場合でもめっき性が良好であることが
わかる。
【００７６】
【表５】
【００７７】
【表６】
【００７８】
【表７】
【００７９】表４に製造条件の影響を示す。鋼板の成分
が所定の範囲内にあっても製造条件が所定の要件をみた
さないものは、粒界酸化深さが深く疲労寿命が短い。一
方、製造条件が所定の要件を満たす範囲内にあっても鋼
板の成分が所定の範囲を逸脱する場合には、短寿命であ
る事が分かる。表5に酸化物の形態の影響を示す。本発
明鋼は、発錆が無く、疲労強度も2×10 6回を超えており
良好な材質を示す。
が所定の範囲内にあっても製造条件が所定の要件をみた
さないものは、粒界酸化深さが深く疲労寿命が短い。一
方、製造条件が所定の要件を満たす範囲内にあっても鋼
板の成分が所定の範囲を逸脱する場合には、短寿命であ
る事が分かる。表5に酸化物の形態の影響を示す。本発
明鋼は、発錆が無く、疲労強度も2×10 6回を超えており
良好な材質を示す。
【００８０】
【発明の効果】本発明により、疲労耐久性および耐食性
に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板を得ることが
できる。
に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板を得ることが
できる。
【００８１】また、本発明によれば、疲労耐久性および
耐食性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板のめっ
き濡れ性、めっき密着性も良好である。
耐食性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板のめっ
き濡れ性、めっき密着性も良好である。
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フロントページの続き
(51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考）
Ｃ２２Ｃ 18/04 Ｃ２２Ｃ 18/04
38/00 ３０１ 38/00 ３０１Ｔ
３０２ ３０２Ｈ
38/06 38/06
38/58 38/58
Ｃ２３Ｃ 2/26 Ｃ２３Ｃ 2/26
2/40 2/40
(72)発明者 高橋 学
富津市新富20−１ 新日本製鐵株式会社技
術開発本部内
(72)発明者 森本 康秀
富津市新富20−１ 新日本製鐵株式会社技
術開発本部内
(72)発明者 黒崎 將夫
富津市新富20−１ 新日本製鐵株式会社技
術開発本部内
(72)発明者 宮坂 明博
富津市新富20−１ 新日本製鐵株式会社技
術開発本部内
Ｆターム(参考） 4K027 AA02 AA23 AB02 AB05 AB28
AB32 AB42 AB44 AC73 AE02
AE03 AE11 AE12 AE18 AE27
4K037 EA01 EA02 EA04 EA05 EA06
EA10 EA11 EA12 EA13 EA15
EA16 EA17 EA19 EA20 EA21
EA23 EA25 EA27 EA28 EA29
EA31 EA32 EA33 EA35 EA36
EB02 EB06 EB07 EB08 EB09
FB00 FG00 FJ05 FJ06 FK01
FK02 FK03 GA05
Claims (21)
- 【請求項１】 鋼板からなる母相の表面に溶融Ｚｎめっ
き相を有する溶融Ｚｎめっき鋼板であって、めっき相と
母相の界面に生じる粒界酸化相の最大深さが０．５μｍ
以下であることを特徴とする疲労耐久性および耐食性に
優れた高強度高延性溶融Ｚｎめっき鋼板。 - 【請求項２】 鋼板からなる母相の表面に溶融Ｚｎめっ
き相を有する溶融Ｚｎめっき鋼板であって、めっき相と
母相の界面において、粒界酸化相の最大深さが１μｍ以
下で、かつ母相のミクロ組織における主相の平均粒径が
２０μm以下であることを特徴とする疲労耐久性および
耐食性に優れた高強度高延性溶融Ｚｎめっき鋼板。 - 【請求項３】 鋼板からなる母相の表面に溶融Ｚｎめっ
き相を有する溶融Ｚｎめっき鋼板であって、めっき相と
母相の界面に生じる粒界酸化相の最大深さを母相のミク
ロ組織における主相の平均粒径で除した値が０．１以下
であることを特徴とする請求項１または２記載の疲労耐
久性および耐食性に優れた高強度高延性溶融Ｚｎめっき
鋼板。 - 【請求項４】 鋼板が、ミクロ組織において、主相とし
てフェライト又はフェライト及びベイナイトを体積分率
で５０〜９７％含有し、第２相としてマルテンサイト、
オーステナイトの一方又は両方を、体積分率で合計３〜
５０％含むことを特徴とする請求項１〜３のいずれか１
項に記載の疲労耐久性および耐食性に優れた高強度高延
性溶融Ｚｎめっき鋼板。 - 【請求項５】 めっき相が、 Ａｌ：０．００１〜０．５質量％、 Ｍｎ：０．００１〜２質量％、 を含有し、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、 鋼板のＳｉ含有率：Ｘ（質量％）、Ｍｎ含有率：Ｙ（質
量％）及びＡｌ含有率：Ｚ（質量％）、並びにめっき相
のＡｌ含有率：Ａ（質量％）及びＭｎ含有率：Ｂ（質量
％）が、下記（１）式を満足することを特徴とする請求
項１〜４の何れか１項に記載の疲労耐久性および耐食性
に優れた高強度高延性溶融Ｚｎめっき鋼板。 ３−（Ｘ＋Ｙ／１０＋Ｚ／３）−１２．５×（Ａ−Ｂ）≧０ ・・・（１） - 【請求項６】 めっき相中に，質量％で，Ｆｅ：５〜２
０％を含有することを特徴とする請求項５記載の疲労耐
久性および耐食性に優れた高強度高延性溶融Ｚｎめっき
鋼板。 - 【請求項７】めっき相中に、さらに質量％で、 Ｃａ：０．００１〜０．１％、 Ｍｇ：０．００１〜３％、 Ｓｉ：０．００１〜０．1％、 Ｍｏ：０．００１〜０．１％、 Ｗ：０．００１〜０．１％、 Ｚｒ：０．００１〜０．１％、 Ｃｓ：０．００１〜０．１％、 Ｒｂ：０．００１〜０．１％、 Ｋ：０．００１〜０．１％、 Ａｇ：０．００１〜５％、 Ｎａ：０．００１〜０．０５％、 Ｃｄ：０．００１〜３％、 Ｃｕ：０．００１〜３％、 Ｎｉ：０．００１〜０．５％、 Ｃｏ：０．００１〜１％、 Ｌａ：０．００１〜０．１％、 Ｔｌ：０．００１〜８％、 Ｎｄ：０．００１〜０．１％、 Ｙ：０．００１〜０．１％、 Ｉｎ：０．００１〜５％、 Ｂｅ：０．００１〜０．１％、 Ｃｒ：０．００１〜０．０５％、 Ｐｂ：０．００１〜１％、 Ｈｆ：０．００１〜０．１％、 Ｔｃ：０．００１〜０．１％、 Ｔｉ：０．００１〜０．１％、 Ｇｅ：０．００１〜５％、 Ｔａ：０．００１〜０．１％、 Ｖ：０．００１〜０．２％、 Ｂ：０．００１〜０．１％、の１種または２種以上を含
有することを特徴とする請求項１〜６の何れか１項に記
載の疲労耐久性および耐食性に優れた高強度高延性溶融
Ｚｎめっき鋼板。 - 【請求項８】 鋼板が、質量％で、 Ｃ ：０．０００１〜０．３％、 Ｓｉ：０．０１〜２．５％、 Ｍｎ：０．０１〜３％、 Ａｌ：０．０００１〜４％ を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなることを特
徴とする請求項１〜７のいずれか１項に記載の疲労耐久
性および耐食性に優れた高強度高延性溶融Ｚｎめっき鋼
板。 - 【請求項９】 鋼板が、さらに質量％で、 Ｍｏ：０．００１〜５％、 を含有することを特徴とする請求項８記載の疲労耐久性
および耐食性に優れた高強度高延性溶融Ｚｎめっき鋼
板。 - 【請求項１０】 鋼板が、さらに質量％で、Ｍｇ、Ｃ
ａ、Ｔｉ、Ｙ、Ｃｅ、Ｒｅｍの元素群中から１種または
２種以上を合計で０．０００１〜１％含有することを特
徴とする請求項８又は９記載の疲労耐久性および耐食性
に優れた高強度高延性溶融Ｚｎめっき鋼板。 - 【請求項１１】 鋼板が、さらに質量％で、 Ｃｒ：０．００１〜２５％、 Ｎｉ：０．００１〜１０％、 Ｃｕ：０．００１〜５％、 Ｃｏ：０．００１〜５％の１種または２種以上を含有す
ることを特徴とする請求項８〜１０のいずれか１項に記
載の疲労耐久性および耐食性に優れた高強度高延性溶融
Ｚｎめっき鋼板。 - 【請求項１２】 鋼板が、さらに質量％で、Ｎｂ、Ｖの
１種または２種を合計で０．００１〜１％含有すること
を特徴とする請求項８〜１１のいずれか１項に記載の疲
労耐久性および耐食性に優れた高強度高延性溶融Ｚｎめ
っき鋼板。 - 【請求項１３】 鋼板が、さらに質量％で、Ｂ：０．０
００１〜０．１％を含有することを特徴とする請求項８
〜１２のいずれか１項に記載の疲労耐久性および耐食性
に優れた高強度高延性溶融Ｚｎめっき鋼板。 - 【請求項１４】 鋼が、さらに質量％で、Ｚｒ、Ｈｆ、
Ｔａの１種または２種以上を合計で０．００１〜１％含
有することを特徴とする請求項８〜1３のいずれか１項
に記載の疲労耐久性および耐食性に優れた高強度高延性
溶融Ｚｎめっき鋼板。 - 【請求項１５】 鋼が、さらに質量％で、W：０．００
１〜５％含有することを特徴とする請求項８〜１４のい
ずれか１項に記載の疲労耐久性および耐食性に優れた高
強度高延性溶融Ｚｎめっき鋼板。 - 【請求項１６】 鋼が、さらに質量％で、 Ｐ：０．０００１〜０．０５％ Ｓ：０．０００１〜０．０１％ 含有することを特徴とする請求項８〜１５のいずれか１
項に記載の疲労耐久性および耐食性に優れた高強度高延
性溶融Ｚｎめっき鋼板。 - 【請求項１７】 鋼のＳｉ量が０．００１〜２．５質量
％であることを特徴とする請求項８〜１６のいずれか１
項に記載の疲労耐久性および耐食性に優れた高強度溶融
亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項１８】 めっき相／鋼板界面から深さ１０μｍ
までの範囲における鋼中にSiO2, MnO,およびAl2O3の１
種または２種以上の合計を、面積率で0.1〜70％含有
し、かつMnO（面積率％）+Al2O3（面積率％）／SiO
2（面積率％） ≧ 0.1を満足することを特徴とする請
求項８〜１7のいずれか１項に記載の疲労耐久性および
耐食性に優れた高強度高延性溶融Ｚｎめっき鋼板。 - 【請求項１９】 めっき相／鋼板界面から深さ１０μｍ
までの範囲の鋼中に、Y2O3, ZrO2, HfO2, TiO2, La
2O3, Ce2O3, CeO2, CaOおよびMgOの１種または２種
以上の合計を、面積率で0.0001〜10.0％含有することを
特徴とする請求項８〜１8のいずれか１項に記載の疲労
耐久性および耐食性に優れた高強度高延性溶融Ｚｎめっ
き鋼板。 - 【請求項２０】 請求項８〜17の何れか１項に記載の成
分からなる鋳造スラブを鋳造まま又は一旦冷却した後に
再度加熱し、熱延後巻取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、
その後焼鈍時の最高温度が０．１×（Ａｃ3−Ａｃ1 ）
＋Ａｃ1 （℃）以上Ａｃ3 −３０（℃）以下で焼鈍した
後に、０．１〜１０℃／秒の冷却速度で６５０〜７1０
℃の温度域に冷却し、引き続いて１〜１００℃／秒の冷
却速度でＺｎめっき浴温度〜Ｚｎめっき浴温度＋１００
（℃）まで冷却した後、Ｚｎめっき浴温度〜Ｚｎめっき
浴温度＋１００（℃）の温度域で後続のめっき浸漬時間
を含めて１秒〜３０００秒保持し、Ｚｎめっき浴に浸漬
して、その後室温まで冷却することを特徴とする疲労耐
久性および耐食性に優れた高強度高延性溶融Ｚｎめっき
鋼板の製造方法。 - 【請求項２１】 Ｚｎめっき浴に浸漬した後，３００〜
５５０℃で合金化処理を行い、室温まで冷却することを
特徴とする請求項２０記載の疲労耐久性および耐食性に
優れた高強度高延性溶融Ｚｎめっき鋼板の製造方法。
Priority Applications (17)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002131643A JP4331915B2 (ja) | 2001-07-12 | 2002-05-07 | 疲労耐久性および耐食性に優れた高強度高延性溶融Ｚｎめっき鋼板及びその製造方法 |
| US10/479,916 US7267890B2 (en) | 2001-06-06 | 2002-06-06 | High-strength hot-dip galvanized steel sheet and hot-dip galvannealed steel sheet having fatigue resistance corrosion resistance ductility and plating adhesion after servere deformation and a method of producing the same |
| DE60220191T DE60220191T2 (de) | 2001-06-06 | 2002-06-06 | Hochfestes feuerverzinktes galvanisiertes stahlblech und feuerverzinktes geglühtes stahlblech mit ermüdungsfestigkeit,korrosionsbeständigkeit,duktilität und plattierungshaftung,nach starker verformung und verfahren zu dessen herstellung |
| CA002449604A CA2449604C (en) | 2001-06-06 | 2002-06-06 | High-strength hot-dip galvanized steel sheet and hot-dip galvannealed steel sheet having fatigue resistance, corrosion resistance, ductility and plating adhesion, after severe deformation, and a method of producing the same |
| BRPI0210265-0A BR0210265B1 (pt) | 2001-06-06 | 2002-06-06 | folha de aÇo galvanizado ou galvanelado com imersço a quente. |
| KR1020077003396A KR100747133B1 (ko) | 2001-06-06 | 2002-06-06 | 고가공(高加工)시의 내피로성, 내식성, 연성 및 도금부착성을 갖는 고강도 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융아연 도금 강판 |
| CNB028115236A CN100562601C (zh) | 2001-06-06 | 2002-06-06 | 具有抗疲劳性、耐腐蚀性、延展性和强变形后高镀层结合力的高强度热浸镀锌薄钢板和热浸镀锌层扩散处理的薄钢板及其制造方法 |
| AU2002304255A AU2002304255A1 (en) | 2001-06-06 | 2002-06-06 | High-strength hot-dip galvanized steel sheet and hot-dip galvannealed steel sheet having fatigue resistance, corrosion resistance, ductility and plating adhesion, after severe deformation, and a method of producing the same |
| EP02733366A EP1504134B1 (en) | 2001-06-06 | 2002-06-06 | High-strength hot-dip galvanized steel sheet and hot-dip galvannealed steel sheet having fatigue resistance, corrosion resistance, ductility and plating adhesion, after severe deformation, and a method of producing the same |
| CN2007101402736A CN101125473B (zh) | 2001-06-06 | 2002-06-06 | 热浸镀锌薄钢板和热浸镀锌层扩散处理薄钢板及制造方法 |
| CN 200710140271 CN101264681B (zh) | 2001-06-06 | 2002-06-06 | 热浸镀锌薄钢板和热浸镀锌层扩散处理薄钢板及制造方法 |
| CN 200710140272 CN101125472B (zh) | 2001-06-06 | 2002-06-06 | 热浸镀锌薄钢板和热浸镀锌层扩散处理薄钢板及制造方法 |
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Cited By (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007070732A (ja) * | 2006-10-02 | 2007-03-22 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP2008024980A (ja) * | 2006-07-20 | 2008-02-07 | Nippon Steel Corp | 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
| JP2008163388A (ja) * | 2006-12-28 | 2008-07-17 | Nippon Steel Corp | 表面外観及びめっき密着性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
| JP2010209428A (ja) * | 2009-03-11 | 2010-09-24 | Kobe Steel Ltd | 曲げ加工性および疲労強度に優れた溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
| WO2011025042A1 (ja) | 2009-08-31 | 2011-03-03 | 新日本製鐵株式会社 | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
| JP2012251229A (ja) * | 2011-06-06 | 2012-12-20 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 |
| WO2013047804A1 (ja) * | 2011-09-30 | 2013-04-04 | 新日鐵住金株式会社 | めっき濡れ性及びめっき密着性に優れた溶融亜鉛めっき層を備えた鋼板とその製造方法 |
| WO2016017186A1 (ja) * | 2014-07-31 | 2016-02-04 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶融亜鉛めっき鋼材の製造方法および溶融亜鉛めっき鋼材 |
| JP2016089221A (ja) * | 2014-11-05 | 2016-05-23 | 新日鐵住金株式会社 | 耐食性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板と合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびそれらの製造方法 |
| JP2020509160A (ja) * | 2016-11-24 | 2020-03-26 | アルセロールミタル | ホットスタンピング用の熱間圧延及びコーティングされた鋼板、ホットスタンピングされ、コーティングされた鋼部品及びこれらを製造するための方法 |
| US10711336B2 (en) | 2012-11-06 | 2020-07-14 | Nippon Steel Corporation | Alloyed hot-dip galvanized steel sheet and method of manufacturing the same |
| KR20230062071A (ko) * | 2021-10-29 | 2023-05-09 | 현대제철 주식회사 | 용융아연도금강판 및 이의 제조방법 |
-
2002
- 2002-05-07 JP JP2002131643A patent/JP4331915B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (23)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008024980A (ja) * | 2006-07-20 | 2008-02-07 | Nippon Steel Corp | 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
| JP2007070732A (ja) * | 2006-10-02 | 2007-03-22 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP2008163388A (ja) * | 2006-12-28 | 2008-07-17 | Nippon Steel Corp | 表面外観及びめっき密着性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
| JP2010209428A (ja) * | 2009-03-11 | 2010-09-24 | Kobe Steel Ltd | 曲げ加工性および疲労強度に優れた溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
| WO2011025042A1 (ja) | 2009-08-31 | 2011-03-03 | 新日本製鐵株式会社 | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
| US9109275B2 (en) | 2009-08-31 | 2015-08-18 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High-strength galvanized steel sheet and method of manufacturing the same |
| JP2012251229A (ja) * | 2011-06-06 | 2012-12-20 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 |
| US9752221B2 (en) | 2011-09-30 | 2017-09-05 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel sheet provided with hot dip galvanized layer excellent in plating wettability and plating adhesion and method of production of same |
| WO2013047804A1 (ja) * | 2011-09-30 | 2013-04-04 | 新日鐵住金株式会社 | めっき濡れ性及びめっき密着性に優れた溶融亜鉛めっき層を備えた鋼板とその製造方法 |
| JPWO2013047804A1 (ja) * | 2011-09-30 | 2015-03-30 | 新日鐵住金株式会社 | めっき濡れ性及びめっき密着性に優れた溶融亜鉛めっき層を備えた鋼板とその製造方法 |
| US10711336B2 (en) | 2012-11-06 | 2020-07-14 | Nippon Steel Corporation | Alloyed hot-dip galvanized steel sheet and method of manufacturing the same |
| JPWO2016017186A1 (ja) * | 2014-07-31 | 2017-04-27 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶融亜鉛めっき鋼材の製造方法 |
| CN106661708A (zh) * | 2014-07-31 | 2017-05-10 | 杰富意钢铁株式会社 | 热浸镀锌钢材的制造方法和热浸镀锌钢材 |
| WO2016017186A1 (ja) * | 2014-07-31 | 2016-02-04 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶融亜鉛めっき鋼材の製造方法および溶融亜鉛めっき鋼材 |
| JP2016089221A (ja) * | 2014-11-05 | 2016-05-23 | 新日鐵住金株式会社 | 耐食性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板と合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびそれらの製造方法 |
| JP2020509160A (ja) * | 2016-11-24 | 2020-03-26 | アルセロールミタル | ホットスタンピング用の熱間圧延及びコーティングされた鋼板、ホットスタンピングされ、コーティングされた鋼部品及びこれらを製造するための方法 |
| JP2021152217A (ja) * | 2016-11-24 | 2021-09-30 | アルセロールミタル | ホットスタンピング用の熱間圧延及びコーティングされた鋼板、ホットスタンピングされ、コーティングされた鋼部品及びこれらを製造するための方法 |
| JP6998955B2 (ja) | 2016-11-24 | 2022-01-18 | アルセロールミタル | ホットスタンピング用の熱間圧延及びコーティングされた鋼板、ホットスタンピングされ、コーティングされた鋼部品及びこれらを製造するための方法 |
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| US20230167557A1 (en) * | 2016-11-24 | 2023-06-01 | Arcelormittal | Hot-rolled and coated steel sheet for hot-stamping, hot-stamped coated steel part and methods for manufacturing the same |
| JP7433386B2 (ja) | 2016-11-24 | 2024-02-19 | アルセロールミタル | ホットスタンピング用の熱間圧延及びコーティングされた鋼板、ホットスタンピングされ、コーティングされた鋼部品及びこれらを製造するための方法 |
| KR20230062071A (ko) * | 2021-10-29 | 2023-05-09 | 현대제철 주식회사 | 용융아연도금강판 및 이의 제조방법 |
| KR102596216B1 (ko) * | 2021-10-29 | 2023-11-01 | 현대제철 주식회사 | 용융아연도금강판 및 이의 제조방법 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
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