(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０２％以上０．３０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上２．５％以下、Ｍｎ：０．１％以上３．０％以下、Ｐ：０．００３％以上０．０８％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１％以上０．２０％以下、Ｔｉ：０．０３％以上０．４０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼板表面に、片面あたりのめっき付着量が２０〜１２０ｇ／ｍ２の亜鉛めっき層を有し、該めっき層内に平均粒径１０ｎｍ以下の炭化物が１区画あたり５個以上、５０個以下、平均粒径５０ｎｍ以上の酸化物が１区画あたり５個以上、５０個以下の割合で存在することを特徴とするＴＳ×ＥＬ≧１５０００の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。なお、前記１区画とは、めっき層厚さ（ｔ１μｍ）と、めっき層断面を厚さ方向と直交する方向に１μｍ間隔で区切ることで得られる面積（ｔ１×１（μｍ２））である。また、ＴＳ：引張り強度（ＭＰａ）、Ｅｌ：伸び（％）とする。
【請求項２】
前記炭化物はＴｉを含み、かつ、前記酸化物はＴｉＯ２、ＭｎＯ、ＭｎＯ２、ＳｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３、Ｍｎ２ＳｉＯ４、ＭｎＳｉＯ３から選ばれる１種以上の酸化物を含むことを特徴とする請求項１に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
前記鋼板は、成分組成として、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００１％以上０．２％以下、Ｖ：０．００１％以上０．５％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．５％以下、Ｗ：０．００１％以上０．２％以下のうちの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または２に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項４】
前記鋼板は、成分組成として、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００５％以上０．００５％以下を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項５】
前記鋼板が熱延鋼板であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項６】
請求項１、３、４のいずれかに記載の成分組成を有する鋼に熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却、巻取り処理を行い、次いで、連続焼鈍及び溶融亜鉛めっき処理を行うに際し、仕上げ圧延終了温度を８５０℃以上、巻取温度を５４０℃以下とし、前記連続焼鈍を以下の条件にて行うことを特徴とするＴＳ×ＥＬ≧１５０００の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（ａ）焼鈍炉の加熱帯のガスの成分組成をＨ２≧４０ｖｏｌ％以上、ＣＨ４≧２０ｖｏｌ％、ＣＯ２≧１ｖｏｌ％、残部ＣＯ、Ｎ２、ＣｘＨｙ（ｘ≧２、ｙ≧４）とし、加熱帯の炉温５００℃以上１０００℃以下で鋼板を５２０℃以上６５０℃以下まで加熱し、鋼板表層に厚さ６〜６０ｎｍの酸化物層を形成する酸化処理を行い、
（ｂ）次いで、均熱帯雰囲気が水素５ｖｏｌ％以上５０ｖｏｌ％以下を含み残部Ｎ２であり、かつ水蒸気分圧（ＰＨ２Ｏ）と水素分圧（ＰＨ２）が下記の式（１）を満足し、前記均熱帯での鋼板の到達温度を６３０℃以上７８０℃以下として還元焼鈍する。
１０−３≦ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２≦１０−１  （１）
ただし、ＰＨ２Ｏは水蒸気分圧（Ｐａ）、ＰＨ２は水素分圧（Ｐａ）を示す。
なお、ＴＳ：引張り強度（ＭＰａ）、Ｅｌ：伸び（％）とする。
【請求項７】
前記溶融めっき処理後、さらに４５０℃以上５１０℃以下の温度に鋼板を加熱して合金化処理を施し、４００℃まで２０℃／ｓ以下で冷却し、めっき層中のＦｅ含有率を７〜１５％の範囲にすることを特徴とする請求項６に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車防錆表面処理鋼板として好適な合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
自動車やトラックのフレームや足回りといった部材には従来ＴＳ４４０ＭＰａ級以下の熱延鋼板が使用されてきた。しかし、最近では、自動車の耐衝突特性向上及び地球環境保全を目的として、自動車用鋼板の高強度化、薄肉化が推進され、ＴＳ５９０ＭＰａ級、ＴＳ７８０ＭＰａ級、さらにはＴＳ９８０ＭＰａ級以上の高強度熱延鋼板の使用が検討され始めている。【０００３】
自動車用部材はプレス成型により得られる複雑な形状のものが多く、高強度でありながら加工性に優れた材料が必要である。一方で、鋼板の薄肉化に伴う車体の防錆力確保の観点から、素材鋼板に防錆性を付与した表面処理鋼板、中でも塗装後耐食性や溶接性に優れ、安価に製造できる合金化溶融亜鉛めっき鋼板が要望されている。【０００４】
従来より、加工性に優れた高強度熱延鋼板、または溶融亜鉛系めっき高強度鋼板及びその製造方法がいくつか提案されている。例えば、特許文献１では、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．００５％、Ａｌ≦０．０６％、Ｎ≦０．００６％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．０３〜０．１４％を含み、残部が実質的にＦｅからなる鋼を溶製し、仕上げ圧延終了温度８８０℃以上、巻取温度５７０℃以上の条件で熱間圧延を行うことで、実質的にフェライト単相組織であり、平均粒径１０ｎｍ未満のＴｉ及びＭｏを含む炭化物が分散析出していることを特徴とする、引張強度が５９０ＭＰａ以上の加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法が開示されている。【０００５】
また、特許文献２では、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ≦０．０４％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｔｉ：０．０３〜０．２％を含み、かつＭｏ≦０．５％及びＷ≦１．０％のうち１種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を溶製し、オーステナイト単相域で熱間圧延し、５５０℃以上で巻取り、フェライト単相の熱延鋼板を製造後、さらにスケール除去し、そのまま溶融亜鉛系めっきを施すことで、質量％で、４．８Ｃ＋４．２Ｓｉ＋０．４Ｍｎ＋２Ｔｉ≦２．５を満たし、組織が面積比率で９８％以上のフェライトであり、原子比で、（Ｍｏ＋Ｗ）／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）≧０．２を満たす範囲で、Ｔｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上とを含む１０ｎｍ未満の析出物が分散して存在することを特徴とする、溶融亜鉛系めっき高強度熱延鋼板の製造方法が開示されている。【０００６】
しかしながら、特許文献１、２では、Ｔｉと、Ｍｏなどを含む微細な炭化物をフェライト中に析出させるため、仕上げ圧延終了後、５５０℃以上の巻取温度（以下、ＣＴと称することもある。）で巻取りを行う必要がある。Ｓｉ、Ｍｎなど、Ｆｅよりも酸化しやすい元素（以下、易酸化性元素と称することもある。）を含有する熱延母材に対し、このような高ＣＴ条件下で巻取り処理を行う場合、鋼板母材表層部に易酸化性元素を含む内部酸化物が生成されることで、その後の溶融亜鉛めっき処理、合金化処理において、過度にＺｎ−Ｆｅ合金化反応が促進され、めっき密着性が劣化するという問題がある。さらに、母材鋼板表層部に内部酸化物が多量に存在する場合、伸びフランジ加工時に内部酸化物が起点となり、鋼板表層部及びめっき層に微細なクラックが生じ、伸びフランジ加工部の塗装後耐食性が劣化するという問題がある。【０００７】
一方、熱延時に生成する内部酸化物を抑制させるため、ＣＴを低下させて巻取り処理を行う場合、炭化物の析出が不十分であること、また、パーライトなどの組織が成長することで強度や加工性の低下を招くばかりでなく、その後の連続式溶融亜鉛めっき設備において鋼板を焼鈍する際に水素を吸蔵し、耐水素脆性が劣化するという問題が起こる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開２００２−３２２５４３号公報
【特許文献２】特開２００３−３２１７３６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明は、かかる事情に鑑みてなされたものであって、良好な加工性を確保しながら、曲げ加工部のめっき密着性及び伸びフランジ加工部の塗装後耐食性に優れ、さらに耐水素脆性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明者らは、高強度鋼板のめっき処理について鋭意研究を重ねた結果、以下の知見を得た。【００１１】
まず、耐水素脆性に優れるめっき鋼板を得るためには、めっき層内の成分、特に酸化物と炭化物の平均粒径が極めて重要であることを、本発明者らは見出した。この理由として、鋼板表層部に平均粒径１０ｎｍ以下の炭化物と平均粒径５０ｎｍ以上の酸化物が存在した場合、水素侵入のトラップサイトとして作用し、鋼板への拡散性水素濃度を抑制させることで、遅れ破壊の感受性を抑制させていると考えられる。さらに、プレス成型時の圧縮歪みを受けた時、めっき層内にクラックが発生し伝播していく。本発明では、微細な炭化物、酸化物を存在させることにより、クラック発生部で微細な炭化物、酸化物がピン止め効果を有する。このピン止め効果によりクラックの伝播がとまり、大きな剥離に至らず曲げ加工時のめっき密着性が向上すると推測される。その結果、塗装後耐食性が向上する。【００１２】
次に、その製造方法について、熱延時に生成する内部酸化物を抑制させるためＣＴを制御するとともに、その後鋼板を焼鈍する際に加熱温度を規定することで鋼板表層部に存在する固溶Ｔｉを炭化物として析出させることが重要であることを、本発明者らは見出した。また、焼鈍時にＴｉ酸化物を安定的に析出させるため、加熱帯で鋼板表層を酸化させることにより得られる酸化物層を、均熱帯での還元焼鈍時にＴｉを内部酸化させる酸素の供給源として活用することが必須であることを、本発明者らは見いだした。また、均熱帯での還元焼鈍時にＴｉ炭化物を安定的に析出させるため、炉内雰囲気中の水蒸気分圧（ＰＨ２Ｏ）と水素分圧（ＰＨ２）とを制御することが極めて重要であることを、本発明者らは見出した。その結果、これらの炭化物や酸化物は、溶融亜鉛めっき処理及び合金化処理時にめっき層に取り込まれてめっき層内に存在して、塗装後耐食性、めっき密着性、耐水素脆性を向上させる。【００１３】
本発明は上記知見に基づくものであり、その特徴は以下の通りである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０２％以上０．３０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上２．５％以下、Ｍｎ：０．１％以上３．０％以下、Ｐ：０．００３％以上０．０８％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１％以上０．２０％以下、Ｔｉ：０．０３％以上０．４０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼板表面に、片面あたりのめっき付着量が２０〜１２０ｇ／ｍ２の亜鉛めっき層を有し、該めっき層内に平均粒径１０ｎｍ以下の炭化物が１区画あたり５個以上、５０個以下、平均粒径５０ｎｍ以上の酸化物が１区画あたり５個以上、５０個以下の割合で存在することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。なお、前記１区画とは、めっき層厚さ（ｔ１μｍ）と、めっき層断面を厚さ方向と直交する方向に１μｍ間隔で区切ることで得られる面積（ｔ１×１（μｍ２））である。
［２］前記炭化物はＴｉを含み、かつ、前記酸化物はＴｉＯ２、ＭｎＯ、ＭｎＯ２、ＳｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３、Ｍｎ２ＳｉＯ４、ＭｎＳｉＯ３から選ばれる１種以上の酸化物を含むことを特徴とする［１］に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［３］前記鋼板は、成分組成として、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００１％以上０．２％以下、Ｖ：０．００１％以上０．５％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．５％以下、Ｗ：０．００１％以上０．２％以下のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする［１］または［２］に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［４］前記鋼板は、成分組成として、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００５％以上０．００５％以下を含有することを特徴とする［１］〜［３］のいずれか１項に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［５］前記鋼板が熱延鋼板であることを特徴とする［１］〜［４］のいずれか１項に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［６］［１］、［３］、［４］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼に熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却、巻取り処理を行い、次いで、連続焼鈍及び溶融亜鉛めっき処理を行うに際し、仕上げ圧延終了温度を８５０℃以上、巻取温度を５４０℃以下とし、連続焼鈍を以下の条件にて行うことを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（ａ）焼鈍炉の加熱帯の燃焼ガスの成分組成をＨ２≧４０ｖｏｌ％以上、ＣＨ４≧２０ｖｏｌ％、ＣＯ２≧１ｖｏｌ％、残部ＣＯ、Ｎ２、ＣｘＨｙ（ｘ≧２、ｙ≧４）とし、加熱帯の炉温５００℃以上１０００℃以下で鋼板を５２０℃以上６５０℃以下まで加熱し、鋼板表層に厚さ６〜６０ｎｍの酸化物層を形成する酸化処理を行い、
（ｂ）次いで、均熱帯雰囲気が水素５ｖｏｌ％以上５０ｖｏｌ％以下を含み残部Ｎ２であり、かつ水蒸気分圧（ＰＨ２Ｏ）と水素分圧（ＰＨ２）が下記の式（１）を満足し、前記均熱帯での鋼板の到達温度を６３０℃以上７８０℃以下で還元焼鈍する。
１０−３≦ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２≦１０−１  （１）
ただし、ＰＨ２Ｏは水蒸気分圧（Ｐａ）、ＰＨ２は水素分圧（Ｐａ）を示す。
［７］前記溶融めっき処理後、さらに４５０℃以上５１０℃以下の温度に鋼板を加熱して合金化処理を施し、４００℃まで２０℃／ｓ以下で冷却し、めっき層中のＦｅ含有率を７〜１５％の範囲にすることを特徴とする［６］に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。【００１４】
なお、本発明において、高強度とは、引張強度ＴＳが５９０ＭＰａ以上である。また、本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、冷延鋼板、熱延鋼板のいずれも含み、特に熱延鋼板が伸びフランジ性、穴広げ性などの観点から好ましい。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によれば、良好な加工性を確保しながら、曲げ加工部のめっき密着性及び伸びフランジ加工部の塗装後耐食性に優れ、さらに耐水素脆性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
以下、本発明について具体的に説明する。なお、以下の説明において、鋼成分組成の各元素の含有量の単位は「質量％」であり、以下、特に断らない限り単に「％」で示す。
【００１７】
以下、本発明を詳細に説明する。
（１）鋼板の成分組成
Ｃ：０．０２％以上０．３０％以下
Ｃは鋼板中に炭化物を析出させるために必要な元素であり、そのためには０．０２％以上必要である。一方、０．３０％を超えると溶接性が劣化するため、上限は０．３０％とする。
【００１８】
Ｓｉ：０．０１％以上２．５％以下
Ｓｉは固溶強化元素として有効であり、強化効果が現れるためには０．０１％以上含有させる必要がある。一方、２．５％を超えて多量に含有させると焼鈍過程においてＳｉの酸化物が鋼板表面に濃化し、不めっき欠陥発生やめっき密着性劣化の原因となるため、上限は２．５％とする。
【００１９】
Ｍｎ：０．１％以上３．０％以下
Ｍｎは強度上昇のために添加し、強化効果が現れるためには０．１％以上含有させる必要がある。一方、３．０％を超えて含有させると焼鈍過程においてＭｎの酸化物が鋼板表面に濃化し、不めっき欠陥発生やめっき密着性劣化の原因となるため、上限は３．０％とする。
【００２０】
Ｐ：０．００３％以上０．０８％以下
Ｐは不可避的に含有される元素のひとつであり、０．００３％未満とするためには、コストの増大が懸念されるため、０．００３％以上とする。一方、Ｐが０．０８％を超えて含有させると溶接性が劣化する。さらに、表面品質が劣化する。また、合金化処理時には合金化処理温度を上昇させないと所望の合金化度とすることができない。所望の合金化度とするために合金化処理温度を上昇させると、延性が劣化すると同時に合金化めっき皮膜の密着性が劣化する。Ｐの添加量が高すぎると、合金化温度が過剰に上昇する。以上より、所望の合金化度と、良好な延性と、合金化めっき皮膜の密着性とを両立させるため、０．０８％以下とする。
【００２１】
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは粒界に偏析する。もしくはＭｎＳが多量に生成した場合、靭性を低下させる。以上より、０．０１％以下とする必要がある。Ｓの含有量の下限は特に限定するものではなく、不純物程度であってもよい。
【００２２】
Ａｌ：０．００１％以上０．２０％以下
Ａｌは溶鋼の脱酸を目的に添加される。しかし、その含有量が０．００１％未満の場合、その目的が達成されない。一方、０．２０％を超えて含有させると、介在物が多量に発生し、鋼板の疵の原因となる。以上より、Ａｌは０．００１％以上０．２０％以下とする。
【００２３】
Ｔｉ：０．０３％以上０．４０％以下
Ｔｉは鋼板中に炭化物を析出させ強度を増加させるために必要な元素であり、コストの観点からも有効な元素である。しかしながら、添加量が０．０３％未満では強度を増加させるために必要な析出物量が不十分であり、０．４０％を超えるとその効果は飽和し、コストアップとなる。以上より、Ｔｉは０．０３％以上０．４０％以下とする。
【００２４】
また、強度と加工性を制御するため、上記元素の他に以下の元素を添加してもよい。
【００２５】
Ｎｂ：０．００１％以上０．２％以下、Ｖ：０．００１％以上０．５％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．５％以下、Ｗ：０．００１％以上０．２％以下のうちの１種または２種以上
Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗは鋼板中にＴｉを含む複合炭化物として析出し、微細な炭化物を安定的に析出させるために有効な元素であり、これらの元素のうちの１種または２種以上を添加する。しかしながら、添加量が規定の範囲未満では析出による強度増加効果が不十分であり、規定の範囲を超えるとその効果は飽和し、コストアップとなる。よって、含有する場合、Ｎｂは０．００１％以上０．２％以下、Ｖは０．００１％以上０．５％以下、Ｍｏは０．０１％以上０．５％以下、Ｗは、０．００１％以上０．２％以下とする。
【００２６】
Ｂ：０．０００５％以上０．００５％以下
Ｂは焼き入れ性向上のために効果的な元素である。しかし、０．０００５％未満では焼き入れ促進効果が得られにくい。一方、０．００５％を超えて添加するとその効果は飽和し、コストアップとなる。よって、含有する場合、Ｂは０．０００５％以上０．００５％以下とする。
【００２７】
残部はＦｅおよび不可避的不純物である。
【００２８】
（２）めっき層内に存在する炭化物および酸化物
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、めっき層内に存在する炭化物の平均粒径が１０ｎｍ以下、及び、酸化物の平均粒径が５０ｎｍ以上であることを特徴とする。炭化物の平均粒径が１０ｎｍ超えではクラック伝播抑制効果が少なく加工時のめっき密着性が劣化し、かつ水素トラップ効果が小さく耐水素脆性が劣化する。酸化物の平均粒径が５０ｎｍ未満では水素トラップ効果が小さく耐水素脆性が劣化する。同時にクラックが発生することで加工部の塗装後耐食性が劣化する。炭化物は１区画あたり５個以上、５０個以下の割合で存在する。１区画あたり５個未満では水素トラップ効果が小さく耐水素脆性が劣化する。１区画あたり５０個を超えるとめっき皮膜の加工性が劣化してめっき密着性が低下する。
酸化物は１区画あたり５個以上、５０個以下の割合で存在する。１区画あたり５個未満では水素トラップ効果が小さく耐水素脆性が劣化する。１区画あたり５０個を超えるとめっき皮膜の加工性が劣化してめっき密着性が低下する。
なお、前記１区画とは、めっき断面の一定面積のことであり、めっき層厚さ（ｔ１μｍ）と、めっき層断面を厚さ方向と直交する方向に１μｍ間隔で区切ることで得られる面積（ｔ１×１（μｍ２））である。
【００２９】
本発明において、炭化物はＴｉを含むことが好ましい。また、酸化物はＴｉをはじめＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ含有が効果的であり、具体的にはＴｉＯ２、ＭｎＯ、ＭｎＯ２、ＳｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３、Ｍｎ２ＳｉＯ４、ＭｎＳｉＯ３の中から選ばれる１種以上の酸化物であることが好ましい。これは、鋼中に添加された強化元素ができるだけ酸化物として析出することでめっき層直下の鋼板表層部を軟質化し、加工時の応力緩和を助長するからである。
【００３０】
なお、めっき層内の炭化物、酸化物の組成は、以下の方法で確認することができる。例えば、集束イオンビーム加工装置（ＦＩＢ）により、めっき層を含むように鋼板断面を薄片に加工した後、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）による観察と、エネルギー分散型Ｘ線検出器（ＥＤＸ）による組成分析、電子線解析を行う方法が挙げられる。また、めっき層内の炭化物、酸化物の平均粒径の測定方法としては、上記観察方法での写真から、最大直径と最小直径とを測定し平均する方法を用いた。
【００３１】
さらに、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板の表面に、片面あたりのめっき付着量が２０〜１２０ｇ／ｍ２の亜鉛めっき層を有することとする。２０ｇ／ｍ２未満では塗装後耐食性の確保が困難となり、１２０ｇ／ｍ２を上回るとめっき密着性が低下する。
【００３２】
また、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、伸びフランジ性、穴広げ性の理由から熱延鋼板であることが好ましい。
【００３３】
（3）高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
次に、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法とその限定理由について説明する。
まず、熱間圧延条件について説明する。
【００３４】
仕上げ圧延終了温度８５０℃以上
仕上げ圧延終了温度が８５０℃未満の場合、未再結晶で圧延が進行するために起こる歪みの累積量が増大し、圧延荷重の増加を招く。よって、仕上げ圧延終了温度は８５０℃以上とする。上限については特に限定しない。本発明において、１１００℃以下が好ましい。
【００３５】
巻取温度５４０℃以下
巻取温度が５４０℃を超えると易酸化性元素による内部酸化物が形成され、その後の溶融亜鉛めっき処理、合金化処理時にＺｎ−Ｆｅ合金化反応が過度に促進されることで、合金化ムラの発生による外観性の劣化、曲げ加工部のめっき密着性の低下、及び伸びフランジ部の塗装後耐食性劣化を招く。また、内部酸化が進行するため、炭化物生成に必要なＴｉが消費されてしまうために、Ｔｉ等の炭化物形成元素が内部酸化によって消費されＴｉ欠乏層が形成する。したがって、十分なＴｉ炭化物をめっき層内に存在させることが困難である。よって巻取温度は５４０℃以下とする。
【００３６】
次に、連続焼鈍及び溶融亜鉛めっき処理について説明する。
【００３７】
焼鈍炉の加熱帯のガスの成分組成がＨ２≧４０ｖｏｌ％以上、ＣＨ４≧２０ｖｏｌ％、ＣＯ２≧１ｖｏｌ％、残部ＣＯ、Ｎ２、ＣｘＨｙ（ｘ≧２、ｙ≧４）
Ｈ２、ＣＨ４、ＣＯ２が少ないと酸化還元後の表面活性化効果が少なく、還元焼鈍時のめっき層直下に形成された炭化物、酸化物がめっき層に取り込まれにくい。そのため、本発明で最も重要なめっき層内への炭化物および酸化物供給効果が得られなくなる。上限については特に問わない。残部ガスについてはこれらのガスがごく微量でも混入すれば同様な効果が得られる。燃焼ガスは天然ガスや工業用メタン、エタン、プロパンガスなどに水素ガスを混入して形成しても良いし、所謂水性ガス反応で生成したコークスガスを使用しても構わない。但し原料となる石炭を産出する山元やコークス炉の稼働率によりコークスガスの燃焼カロリーが変化する。したがって、水素ガス等の添加による成分調整が必要になる場合があるため、かならずしもコークスガスがそのまま使用出来るわけではない。
【００３８】
加熱帯の炉温５００℃以上１０００℃以下
炉温が５００℃未満だと鋼板表面が十分に酸化せずに酸化ムラが発生するため、めっき層内への炭化物酸化物取り込み効果が均一に進行しない。１０００℃超えだと鋼板表面が過剰に酸化し、めっき層と鋼板の界面が荒れて加工時のめっき密着性が劣化する。
【００３９】
加熱帯での鋼板の加熱温度が５２０℃以上６５０℃以下
５２０℃未満だと鋼板表面が十分に酸化しないために、めっき層内への炭化物や酸化物の取り込み効果が少ない。６５０℃超えだと過剰に酸化し、めっき層と鋼板との界面が荒れて加工時のめっき密着性が劣化する。
【００４０】
鋼板表層に厚さ６〜６０ｎｍの酸化物層を形成する酸化処理
本発明において、６ｎｍ未満だと鋼板表面の酸化量が十分でないため、めっき層内への炭化物および酸化物取り込み効果が少ない。６０ｎｍ超えだと過剰に酸化し、めっき層と鋼板の界面が荒れて加工時のめっき密着性が劣化する。なお、本発明における酸化物層とは、Ｆｅ酸化物層を主体とし、Ｔｉが実質的に含まれない酸化物層である（Ｔｉが０．００１％以下の酸化物層をいう）。鋼板の加熱温度が６５０℃超えになるとＴｉが酸化物として酸化鉄中に取り込まれる。これは還元焼鈍時に界面に残存してめっき層と鋼板との界面を荒らすため、加工時のめっき密着性が劣化するため好ましくない。
【００４１】
均熱帯雰囲気が、水素５ｖｏｌ％以上５０ｖｏｌ％以下を含み残部Ｎ２であり、かつ水蒸気分圧（ＰＨ２Ｏ）と水素分圧（ＰＨ２）が式（１）を満足する。
Ｈ２が５ｖｏｌ％未満だと鋼板表面が十分に還元しないため界面に酸化物が残存し塗装後耐食性が劣化する。５０ｖｏｌ％超えは鋼板が多量の水素を吸蔵するため、めっき皮膜のブリスターなどが発生し表面品質を劣化させる。残部はＮ２とする。かつ、水蒸気分圧（ＰＨ２Ｏ）と水素分圧（ＰＨ２）比が下記の式（１）を満足することを必要とする。
１０−３≦ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２≦１０−１  （１）
ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２が１０−３（０．００１０）未満だとＴｉが窒化して炭化物にならない。一方、ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２が１０−１（０．１０００）超えだとＴｉが焼鈍時に内部酸化して消費され炭化物が形成できなくなる。
【００４２】
還元焼鈍時の均熱帯での鋼板の到達温度が６３０℃以上７８０℃以下
６３０℃未満だと表面が活性化せずにめっき層内への炭化物および酸化物導入効果が得られないため好ましくない。７８０℃超えだとＴｉが選択的に外部酸化して消費され炭化物が形成出来なくなる。Ｈ２Ｏ組成の制御は、焼鈍炉外にバブリング装置を設置し、所定流量のＮ２ガスを室温に保持した水槽にくぐらせて予め加湿しないＮ２ガスと混合し炉内に導入することで実施する。なお、このとき焼鈍炉の下部からガスを流入させる必要がある。これはＨ２Ｏの比重が軽いため、炉内上部にＨ２Ｏが滞留するためである。ここで炉体下部とは、炉体高さ全体に対して１／１０の高さまでを示す。
【００４３】
露点からのＨ２ＯとＨ２分圧との測定方法は特に限定しない。例えば、所定量のガスをサンプリングし、それをＤｅｗ  Ｃｕｐなどの露点計測装置により露点を測定し、Ｈ２Ｏ分圧を求める。同様に、市販のＨ２分圧計によりＨ２分圧を測定する。または、雰囲気内の圧力を測定すれば、濃度比からＨ２Ｏ、Ｈ２の分圧が算出される。
【００４４】
また、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、溶融めっき処理後、合金化処理を施し合金化溶融亜鉛めっき鋼板とすることができる。この場合、４５０℃以上５１０℃以下の温度に鋼板を加熱して合金化処理を施し、４００℃まで２０℃／ｓ以下で冷却する。こうして得られるめっき層内のＦｅ含有率は７〜１５％となる。Ｆｅ含有率が７％未満では合金化ムラの発生により均一な表面外観が得られないばかりでなく、Ｚｎ−Ｆｅ合金化反応が不十分なため、めっき表層に軟質なζ相が厚く生成し、曲げ加工時にめっき層が燐片状に剥離するフレーキングの発生を招く。一方、１５％を超えるとＺｎ−Ｆｅ合金化反応が過剰に進行し、めっき層と鋼板の界面付近に脆いΓ相が厚く生成し、めっき密着性が劣化する。
合金化温度は４５０℃未満だと合金化反応が十分に進行しない。５１０℃超えだとΓ相が厚く形成して加工部のめっき密着性を劣化させる。合金化後は４００℃まで２０℃／ｓ以下で冷却する。冷却速度が遅いとΓ相が厚く生成し、めっき密着性が劣化する。
【実施例１】
【００４５】
表１に示す成分組成を有するスラブを１２５０℃で加熱した後、表２に示す条件で熱間圧延を行い、さらに酸洗による黒皮スケール除去を施し、厚さ２．３ｍｍの熱延鋼板とした。【００４６】
次いで、ＣＧＬラインにて連続焼鈍処理、溶融亜鉛めっき処理を行った。ＣＧＬでは、加熱帯で所定の成分に組成を調整したコークスガスを燃焼して酸化処理を実施し、その後均熱帯で炉内雰囲気、水蒸気分圧、水素分圧、及び鋼板最高到達温度を表２に示す条件にて制御して鋼板に還元処理を施した。なお、雰囲気中の露点の制御については、Ｎ２ガスライン中に設置した水タンクを加熱して、加湿したＮ２ガスが流れる配管を予め別途設置し、加湿したＮ２ガス中にＨ２ガスを導入して混合し、これを炉内へ導入することで雰囲気ガスの露点を制御した。また、雰囲気中のＨ２濃度の制御は、Ｎ２ガス中へ導入するＨ２ガス量をガスバルブで調整することで行った。【００４７】
その後、浴温４６０℃のＡｌ含有Ｚｎ浴に浸漬し、溶融亜鉛めっき処理を施した。このときのめっき付着量はガスワイピングにより片面あたり４５ｇ／ｍ２（めっき層厚さｔ１：６μｍ）、７０ｇ／ｍ２（めっき層厚さｔ１：１０μｍ）、１４０ｇ／ｍ２（めっき層厚さｔ１：２０μｍ）、に調節した。合金化溶融亜鉛めっき鋼板については溶融亜鉛めっき処理後、合金化処理を施した。【００４８】
【表１】
0005630588.tif 000002
【００４９】
以上により得られた溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）について、外観性（めっき表面外観）、加工性、曲げ加工部のめっき密着性、耐水素脆性、伸びフランジ加工部の塗装後耐食性を調査した。測定方法及び評価基準を以下に示す。また、めっき層内の炭化物および酸化物の大きさと組成とは、ＦＩＢ加工しためっき薄膜サンプルをＴＥＭ−ＥＤＸ、ＥＥＬＳで観察分析することで測定した。また、加熱後の鋼板表層については、Ｘ線回折法で酸化物種を同定して分析した。【００５０】
＜外観性＞
外観性は、不めっきや合金化ムラなどのめっき表面外観不良がない場合は外観良好（○）、ある場合は外観不良（×）と判定した。【００５１】
＜加工性＞
試料から圧延方向に対して９０°方向にＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１の規定に準拠してクロスヘッド速度１０ｍｍ／ｍｉｎ一定で引張試験を行い、引張り強度（ＴＳ（ＭＰａ））と伸び（Ｅｌ（％））を測定し、ＴＳ×Ｅｌ≧１５０００のものを良好、ＴＳ×Ｅｌ＜１５０００のものを不良とした。
また、１３０ｍｍ角に切り出した鋼板の中央に１０ｍｍφのポンチによりクリアランス１２．５％で打ち抜いた穴を有する試験片を準備し、６０°円錐ポンチにより打ち抜き穴のバリ側の反対方向から押し上げ、割れが鋼板を貫通した時点での穴径ｄ（ｍｍ）を測定し、穴拡げ率λを次式より算出した。
λ（％）＝［（ｄ−１０）／１０］×１００
＜曲げ加工部のめっき密着性＞
合金化処理を施さない溶融亜鉛めっき鋼板のめっき密着性は、鋼板を１８０°に曲げた後、曲げ加工部の外側をテープ剥離し、めっき層の剥離有無を目視判定し以下により評価した。
○：めっき層の剥離なし
×：めっき層が剥離
また、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき密着性は、以下に示すパウダリング試験により評価した。
めっき鋼板に粘着テープを貼り、テープ貼り付け面を内側にして曲げ半径５ｍｍで９０°曲げ戻しを行い、剥がしたテープを蛍光Ｘ線にて分析した。このときの単位長さ当たりのＺｎカウント数をめっき剥離量として求めた。耐パウダリング性は、先に述べたパウダリング試験で求めためっき剥離量を下記の基準に照らしてランク１のものを良好（◎）、２のものを概ね良好（○）、３のものを不良（×）として評価した。◎、○が合格である。
めっき剥離量：ランク
０−３０００未満  ：１（良好（◎））
３０００以上−６０００未満  ：２（良好（○））
６０００以上：３（不良（×））
＜耐水素脆性＞
１５０ｍｍ×３０ｍｍの短冊試験片を曲げ半径５ｍｍで曲げ加工し、表面に耐水性の歪みゲージを取り付け、０．５ｍｏｌ／Ｌの硫酸中に浸漬し、この試験片に電流密度０．１ｍＡ／ｃｍ２で通電することで電解を行い、試験片に水素を進入させ、通電２時間後における割れの発生を下記基準で評価した。
良好（○）：割れ発生なし
不良（×）：割れ発生
＜塗装後耐食性＞
１３０ｍｍ角に切り出した鋼板の中央に１０ｍｍφのポンチによりクリアランス１２．５％で打ち抜いた穴を有する試験片を準備し、６０°円錐ポンチにより打ち抜き穴のバリ側の反対方向から押し上げ、穴拡げ加工を施した。このとき、穴拡げ率が割れの発生する８０％の値となるまで押し上げを行った。このようにして加工した試験片について、化成処理、電着塗装を実施し、ＪＩＳ  Ｚ  ２３７１（２０００年）に基づく塩水噴霧試験を１０日間行い、加工部における膨れ有無を評価した。
良好（○）：膨れ無し
不良（×）：膨れ有り
以上により得られた結果を、製造条件と併せて表２−１、表２−２、表３−１、表３−２に示す。【００５２】
【表２−１】
0005630588.tif 000003
【００５３】
【表２−２】
0005630588.tif 000004
【００５４】
【表３−１】
0005630588.tif 000005
【００５５】
【表３−２】
0005630588.tif 000006
【００５６】
表２−１、表２−２、表３−１、表３−２より、本発明例は、外観性、加工性、曲げ加工部のめっき密着性、耐水素脆性及び伸びフランジ加工部の塗装後耐食性が全て良好（○）である。一方、本発明の範囲を満たさない比較例は、いずれかの評価が低い。