(57)【要約】　　　（修正有）【課題】密着性・溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法を提供する。【解決手段】重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｐ：０．１　％以下、Ｓ：０．１　％以下、Ｎ：０．０２％以下を含有し、かつ、Ｍｎ：０．５　〜３．０　％、Ｓｉ：０．０１〜２．０　％、およびＡｌ：０．０１〜２．０　％から成る群から選んだ１種又は２種以上を合計で４．０　％以下含有する化学組成の冷延鋼板を母材として用い、これにＦｅを重量％で０．５０〜７．０　％含有し、かつ、該めっき皮膜／母材界面に発達するＦｅ−Ｚｎ合金相を５〜９０ｖｏｌ％含有し、残部は実質的にη相からなるめっき皮膜を設ける。【選択図】図１
2004124187.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｐ：０．１　％以下、Ｓ：０．１　％以下、Ｎ：０．０２％以下を含有し、かつ、Ｍｎ：０．５　〜３．０　％、Ｓｉ：０．０１〜２．０　％、およびＡｌ：０．０１〜２．０　％から成る群から選んだ１種又は２種以上を合計で４．０　％以下含有する化学組成の冷延鋼板を母材とする溶融亜鉛めっき鋼板であって、該母材の上に設けた溶融亜鉛めっき皮膜が、めっき皮膜中にＦｅを重量％で０．５０〜７．０　％含有し、かつ、該めっき皮膜／母材界面に発達するＦｅ−Ｚｎ合金相を５〜９０ｖｏｌ％含有し、残部は実質的にη相からなることを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項２】
冷延鋼板の前記化学組成が、更に、質量％で、Ｎｉ：２．０　％以下およびＣｕ：２．０　％以下から成る群から選んだ１種又は２種を含有することを特徴とする請求項１記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
冷延鋼板の前記化学組成が、更に、質量％で、Ｍｏ：１．０　％以下を含有することを特徴とする請求項１記載または２の溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項４】
冷延鋼板の前記化学組成が、更に、質量％で、Ｔｉ：０．２　％以下、Ｎｂ：０．２　％以下、およびＶ：０．２　％以下から成る群から選んだ１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項５】
重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｐ：０．１　％以下、Ｓ：０．１　％以下、Ｎ：０．０２％以下を含有し、かつ、Ｍｎ：０．５　〜３．０　％、Ｓｉ：０．０１〜２．０　％、およびＡｌ：０．０１〜２．０　％から成る群から選んだ１種又は２種以上を合計で４．０　％以下、
さらに必要により下記群の少なくとも１から選んだ１種または２種以上
（ｉ）　Ｎｉ：２．０　％以下、Ｃｕ：２．０　％以下の１種または２種
（ｉｉ）　Ｍｏ：１．０　％以下
（ｉｉｉ）　Ｔｉ：０．２　％以下、Ｎｂ：０．２　％以下、Ｖ：０．２　％以下の１種又は２種以上
を含有する化学組成の冷延鋼板を、７００　〜９００　℃の二相共存温度域で１０〜８０秒間焼鈍し、その後、３〜２０℃／ｓの冷却速度で３５０　〜６００　℃まで冷却して、その温度域に５〜９０秒間保持し、次いで、浴中有効Ａｌ濃度０．１　％以上０．３　％以下を含有し、残部実質的にＺｎからなるめっき浴に浸漬し、得られためっき鋼板を、鋼板温度が４２０　〜６００　℃の範囲で５〜１００　秒間加熱することにより、前記冷延鋼板の上に設けた溶融亜鉛めっき皮膜が、めっき皮膜中にＦｅを重量％で０．５　〜７％含有し、かつ、該めっき皮膜／母材界面に発達するＦｅ−Ｚｎ合金相を５〜９０ｖｏｌ％含有し、残部は実質的にη相からなるようにすることを特徴とする請求項１ないし４のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項６】
前記めっき浴に浸漬する鋼板の表面に、１ｇ／ｍ２以下のＮｉめっき皮膜が施されていることを特徴とする請求項５記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、密着性・溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車の産業分野においては、Ｚｎ皮膜中にＦｅを８％以上含有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板が大量に使用されている。しかし、「１２年防錆」の目標に代表されるように、自動車用めっき鋼板に対する防錆性に関して、ユーザーからの要望はますます厳しくなってきている。このような要望に対して、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を厚目付化する検討も行われた。しかし、合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、厚目付化によりプレス時の耐パウダリング性が劣化することがわかり、耐パウダリング性に有利な溶融亜鉛めっき鋼板ヘシフトする動きがある。
【０００３】
一方、自動車においては環境に与える影響の問題から、燃費の向上のために車体の軽量化が進んでいる。また安全性の観点から、車体を軽量化しても安全性を維持できるように様々な部材において従来用いられてきた鋼板より高強度鋼板の需要が高まっている。これらの鋼板における軽量化と高強度化とのバランスを向上させるためにＳｉもしくはＡｌを添加することは、非常に有効であることが知られている。さらに、フェライト生成元素のＳｉまたはＡｌとオーステナイト生成元素のＭｎを多量に含有し、残留オーステナイトを利用した高強度高延性鋼板の開発などがされている。
【０００４】
しかし、この高強度溶融亜鉛めっき鋼板を連続溶融めっきラインで製造するためには、フェライト＋オーステナイトの二相共存温度域で鋼板の還元焼鈍（以下、「焼鈍」と称す）を行い、次いで３５０　〜６００　℃で保持する（以下、「低温保持」と称す）時間を長くし、セメンタイトの析出を抑制し、ベイナイト変態を促進し、オーステナイトにＣを濃縮し、オーステナイトを安定化させ、室温までオーステナイトを残留させることが重要である。しかし、上記高強度鋼板には、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎを多量に含有するため、連続溶融めっきラインでの焼鈍及び低温保持において、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎの単独酸化物若しくは複合酸化物が還元されない現象が生じる。このような表面状態でめっき浴に浸漬すると表層部のＳｉ、Ａｌ、Ｍｎの単独酸化物若しくは複合酸化物の部分は、めっきと十分に反応しないため、めっき密着性は劣化する。
【０００５】
特開平０５−２４７５８６号公報では、めっき密着性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板が開示されているが、実際には、剥離量も多くめっき密着性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板とは言い難い。また、溶融亜鉛めっき鋼板では、合金化溶融亜鉛めっき鋼板と比較して皮膜の融点が低いこともあり、殊に母材のＳｉ、Ａｌ、Ｍｎを含むような鋼板が母材の場合、溶接時の連続打点性が必ずしも十分でないが、前記発明では、この点に関して検討がされていない。
【０００６】
一方、溶接性に関しては、特開２００２−１０５６１４号公報では、めっき皮膜表層および皮膜中のＡｌ量を規定したスポット溶接性及びプレス成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法が開示されているが、当該発明は極低炭素鋼ベースであり、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎを含有する上記高強度溶融亜鉛めっき鋼板に適用した場合、めっき密着性が十分とはいえない。
【０００７】
【特許文献１】
特開平０５−２４７５８６号公報　（請求項、表３〜表５）
【特許文献２】
特開２００２−１０５６１４号公報　（請求項、段落００５７）
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
ここに、本発明の一般的な課題は、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎを含有する高強度鋼板に溶融亜鉛めっきを施す場合の上述のような諸問題を解決することにあり、これにより長期間の耐錆性および加工性、特に耐パウダリング性の問題を解決し、自動車車体の軽量化をさらに押し進めることにある。
【０００９】
本発明の具体的な課題は、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎを含有する高強度鋼板に溶融亜鉛めっきを施し、その場合に見られるめっき密着性・溶接性の劣化を改善する、溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法を提供することである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、かかる課題を解決すべく、種々検討を重ね、上記Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎを含有する密着性・溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板に関して、鋭意検討した結果、以下の知見を得た。すなわち、
（１）　母材にＳｉ、Ａｌ、Ｍｎを含有する溶融亜鉛めっき鋼板は、これら元素を含まない溶融亜鉛めっき鋼板と比較して、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎの単独酸化物若しくは複合酸化物（　以下、単に「単独若しくは複合酸化物」という）　の影響により、めっき皮膜／母材界面の密着性が劣る。これは、極低炭素鋼ではめっき浸漬時に形成するＦｅ−Ａｌ合金相が、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎを含有する鋼板では均一に形成されないためである。
【００１１】
このような問題に対し、本出願人の出願にかかる特願２０００−３６２９８４号公報、特開２００２−１６７６５６号公報、特願２０００−３９４８８２号公報による溶融亜鉛めっき後に適度の加熱処理を施す方法を応用することで、当該発明の効果である外観美麗化等だけでなく、本発明のような母材にＳｉ、Ａｌ、Ｍｎを含有する鋼板を母材として用いた場合に、Ｆｅ−Ｚｎ合金相がめっき／母材界面に発達し、アンカー効果によりめっき密着性が向上することが判明した。
【００１２】
（２）　上述のように母材にＳｉ、Ａｌ、Ｍｎを含有する溶融亜鉛めっき鋼板は、これら元素を含まない溶融亜鉛めっき鋼板と比較して連続打点性が劣る。その詳細は不明であるが、例えば、極低炭素鋼では、溶接時にめっき皮膜母材界面にＦｅ−Ｚｎ合金相が発達することにより、めっき皮膜の融点の上昇が起こり、電極の寿命を延長させると考えられる。
【００１３】
これに対し、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎを含有する溶融亜鉛めっき鋼板では、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎの単独若しくは複合酸化物により、Ｆｅ−Ｚｎ合金相の発達が阻害されるため、電極の寿命が低下すると推定される。
【００１４】
このような問題に対し、めっき後に適度の加熱処理を施す上述の方法によれば、密着性だけでなく連続打点性についても向上することがわかった。これは、あらかじめＦｅ−Ｚｎ合金相を発達させておくことから、溶接時のめっき皮膜へのＦｅの拡散が容易になるためと推定される。
【００１５】
本発明者らは、以上のような知見に基づき、従来の技術では困難であった、密着性・溶接性に共に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を発明した。
【００１６】
本発明の要旨は以下のとおりである。
本発明は、母材が、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｐ：０．１　％以下、Ｓ：０．１　％以下、Ｎ：０．０２％以下を含有し、且つＭｎ：０．５　〜３．０　％、Ｓｉ：０．０１〜２．０　％、Ａｌ：０．０１〜２．０　％、の内１種又は２種以上を合計で４．０　以下になるように含有する冷延鋼板である溶融亜鉛めっき鋼板であり、該めっき皮膜中にＦｅを重量％で０．５０〜７．０　％含有し、かつ該めっき皮膜／母材界面に発達するＦｅ−Ｚｎ合金相（母材側からΓ相　（Γ１　相も含む）＋δ相（δ１　相も含む）＋ζ相の合計）を５〜９０ｖｏｌ％含有し、めっき残部は実質η相（Ｚｎ相）からなることを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板である。
【００１７】
また、このような亜鉛めっき鋼板は重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｐ：０．１　％以下、Ｓ：０．１　％以下、Ｎ：０．０２％以下を含有し、かつＭｎ：０．５　〜３．０　％、Ｓｉ：０．０１〜２．０　％、およびＡｌ：０．０１〜２．０　％、のうちの１種又は２種以上を合計で４．０　％以下含有する冷延鋼板を７００　〜９００　℃の二相共存温度域で１０〜８０秒間焼鈍し、その後、３〜２０℃／秒の冷却速度で３５０　〜６００　℃まで冷却して、その温度域に５〜９０秒間保持し、次いで、溶融亜鉛めっきを施し、浴中Ａｌ濃度０．１　％以上０．３　％以下含有し、残部実質的にＺｎからなるめっき浴に浸漬し、めっき付着量を調節しためっき鋼板を、鋼板の温度が４２０　〜６００　℃の範囲で５〜１００　秒間加熱することにより製造可能である。
【００１８】
【発明の実施の形態】
本発明の実施の形態を詳細に説明するが、本明細書において鋼の化学組成を示す「％」はとくにことわりがない限り「質量％」である。また、めっき皮膜の合金相の量を示す「％」は、「ｖｏｌ％」である。
【００１９】
本発明において母材としての鋼板の化学組成を前述のように規定した理由は次の通りである。
Ｃ　（炭素）　：
本発明鋼は、Ｃを多く含むことにより強度と延性とのバランスを向上させるため、Ｃは必須元素である。Ｃの含有量は、狙いとする強度により変更すればよいが、延性を向上させるために０．０５％以上とする。
【００２０】
上限は、それを超えると局部延性の劣化が著しくなることから、０．２５％とする。好ましくは０．０５〜０．２０％以下である。
Ｐ　（燐）　：
Ｐは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であって、できるだけ低い方が好ましい。特に０．１　％を超えて含有されると鋼板の延性劣化が顕著化することから、Ｐ含有量は０．１　％以下とする。
【００２１】
Ｓ　（硫黄）　：
Ｓも不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であって、やはり低い方が好ましい。特に０．１　％を超えて含有されるとＭｎＳ　の析出量が目立つようになり、鋼板の延性を阻害するのみならず、オーステナイト安定化元素として添加されるＭｎを前記析出物として消費することから、Ｓ含有量は０．１　％以下とする。
【００２２】
Ｎ　（窒素）　：
Ｎも不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であり、その含有量は低い方が好ましい。そして、Ｎ含有量が０．０２％を超えるとＡｌＮ　として消費されるＡｌの量が多くＡｌ添加の効果が小さくなるばかりでなく、ＡｌＮ　による延性の劣化が目立つようになることから、Ｎ含有量の上限は、０．０２％とする。
【００２３】
Ｍｎ　（マンガン）　：
Ｍｎは、鋼板の引張強度を高めるだけでなく、さらにオーステナイトの安定度に直接作用する元素であるため、本発明において重要な元素である。また、高温からの冷却中にパーライトの生成を抑制する効果もあるので、０．５　％以上含有させる。上限は、コストの観点と転炉での溶製の観点から３．０　％とする。
【００２４】
Ｓｉ　（ケイ素）　：
Ｓｉはセメンタイトに固溶せず、セメンタイトの析出を抑制する。上記で述べたように本発明では低温保持中にセメンタイトが生成しにくいベイナイト変態が起こるが、その際、Ｓｉは、オーステナイト中にＣを濃縮させ、オーステナイトの安定度を調整するために重要な元素であるので、０．０１％以上含有させる。また、過剰に添加した場合、熱間圧延時の酸洗斑による筋模様が発生し、溶融亜鉛めっき鋼板の外観を劣化させる。そのため、Ｓｉの上限は２．０　％とする。好ましくは、０．０１〜１．８　％とする。さらに好ましくは、０．０１〜１．５　％とする。
【００２５】
Ａｌ　（アルミニウム）　：
Ａｌは、脱酸材としても用いられると同時に、Ｓｉと同じように、低温保持中にセメンタイトが生成しにくいベイナイト変態を促進し、オーステナイト中にＣを濃縮させ、オーステナイトの安定度を調整するために重要な元素であるので、０．０１％以上含有させる。また、過剰に添加した場合、熱間圧延時の酸洗斑による筋模様が発生し、溶融亜鉛めっき鋼板の外観を劣化させる。そのため、Ａｌの上限は２．０　％とする。好ましくは、０．０１〜１．８　％とする。更に好ましくは、０．０１〜１．５　％とする。このようなオーステナイトの安定化を調整する元素であるＭｎ、Ｓｉ、Ａｌは少なくとも１種含有される。
【００２６】
また、上記Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌの重量％の合計は、４．０　％以下とする。これは、４．０　％を超えると後述するＦｅ−Ｚｎ合金相を発達させても、密着性が改善されないためである。好ましくは、３．５　％以下である。さらに好ましくは、３．０　％以下である。
【００２７】
その理由は必ずしも明確ではないが、４．０　％を超えるとＳｉ、Ａｌ、Ｍｎの単独若しくは複合酸化物の表面濃化が著しくなり、これら酸化物は本発明の再加熱処理条件下では拡散しにくく、めっき母材界面近傍に残存し、めっき剥離の基点となりやすいため、密着性に悪影響を及ぼすためではないかと考えられる。
【００２８】
本発明における高強度溶融亜鉛めっき鋼板では、母材鋼板中に、上記成分のほか、さらに次の各元素の１種以上を含有することもできる。
Ｎｉ　（ニッケル）　：
Ｎｉは、オーステナイト生成元素であると同時に、強度を向上させる元素である。Ｎｉは、低温保持及び再加熱処理を行うときのオーステナイトを安定化させ、製造安定性に優れる。また、Ｃｕ　添加時に赤熱脆性を抑制する作用もある。しかし、多量に添加するとコスト高になるため、上限は、２．０　％とする。
【００２９】
Ｃｕ　（銅）　：
Ｃｕは、Ｎｉと同様の効果を発現するばかりか、再加熱処理の際のＦｅ−Ｚｎ合金相の発達を均一にする。しかし、Ｎｉより多量に添加すると鋼中よりめっき浴中に溶出し、ドロス発生の原因になる。そのため、上限は、２．０　％とする。好ましくはＣｕ％＜Ｎｉ％である。
Ｍｏ　（モリブデン）　：
Ｍｏは、高温から冷却中にパーライトの生成を抑制し、マルテンサイトの生成を促進できるため有効な元素である。しかし、１．０　％超添加しても、効果が飽和するだけでなく、コスト高になるため望ましくない。そのため、上限は、１．０　％とする。
【００３０】
Ｔｉ　（チタン）　：
Ｔｉは、析出強化により強度の向上が図れる元素である。また、再加熱処理時のＦｅ−Ｚｎ合金相の発達を均一にする。しかし、多量に添加するとその効果が飽和するばかりか、延性を低下させるため、上限は、０．２　％とする。
【００３１】
Ｎｂ　（ニオブ）　：
Ｎｂは、Ｔｉと全く同様の効果を発現する。そのため、上限を０．２　％とする。
Ｖ　（バナジウム）　：
Ｖは、析出強化により強度の向上が図れる元素である。また、皮膜中に拡散して、めっき皮膜の融点を向上させる作用がある。従って、その添加により溶接性が向上するが、余り多量に添加するとコスト高を招く。そのため、上限を０．２　％とする。
【００３２】
以上説明した元素以外の残部は、実質的にＦｅである。実質的にとは、本来添加を目的としないＢ等が０．０５％以下混入しても本発明に何ら影響を及ぼさないことから、そのような不可避不純物の存在は許容するということである。
【００３３】
また、本発明にかかる溶融亜鉛めっき鋼板の母材組織は、フェライト、残留オーステナイト、マルテンサイト、パ−ライト、セメンタイトの２種以上が混在した組織になる。
【００３４】
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、上記成分組成の要件を満足する冷延鋼板を母材として用いる。母材に対する熱間圧延、冷間圧延は公知の方法で行えばよいが、母材の粒径が大きくなりすぎたり、小さくなりすぎると所望の特性が得られないため、熱間圧延の巻取温度は７００　℃以下、冷延率は４０〜８０％の範囲にすることが望ましい。連続溶融めっきラインにおいて、冷間圧延ままの冷延鋼板を上記製造法にて通板して溶融めっきを行っても良いが、連続焼鈍ラインを一度通し、再結晶した母材を用いても良い。
【００３５】
次に、本発明のめっき皮膜について説明する。
本発明によれば、前述の母材としての鋼板には、溶融亜鉛めっき皮膜が、好ましくは、目付量３０〜３００ｇ／ｍ２　で設けられる。
【００３６】
めっき皮膜中のＦｅ：
めっき皮膜中のＦｅは、溶接性に寄与する。しかし、Ｆｅが０．５　％未満では、めっき皮膜の融点の上昇が不十分で、スポット溶接用の電極の寿命の向上効果がない。逆に、Ｆｅが７％を超えるような皮膜では、通常、Ｆｅ−Ｚｎ合金相が過度に発達するため、外観に白斑が発生したり、プレス加工時の耐パウダリング性に劣ることになる。従って、めっき皮膜中のＦｅは、０．５０〜７．０　％とする。好ましくは、１．５０〜６．０　％である。このようなめっき皮膜中のＦｅ含有量は加熱処理時間を変更することで調整できる。
【００３７】
Ｆｅ−Ｚｎ合金相の体積率：
めっき皮膜中のＦｅ−Ｚｎ合金相の体積率は、母材に対するめっき皮膜の密着性に寄与する。Ｆｅ−Ｚｎ合金相は、母材側からΓ相（Γ１　相も含む）＋δ相（δ１　相も含む）＋ζ相の順番に成長する。本発明で単に「Ｆｅ−Ｚｎ合金相」という場合は、前記各相を総称していう。かかるＦｅ−Ｚｎ合金相の体積率は、浴中Ａｌ濃度と加熱処理温度および時間を変更することで調整できる。
【００３８】
Ｆｅ−Ｚｎ合金相のめっき皮膜中の合計の体積率が、５ｖｏｌ％未満では、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎを含有する鋼板では十分な密着性が得られない。逆に、９０ｖｏｌ％を超えるとめっき表層部にＳｉ、Ａｌ、Ｍｎが拡散して、表面の凹凸を大きくして外観を劣化させる。従って、めっき皮膜中のＦｅ−Ｚｎ合金相の体積率は、５〜９０ｖｏｌ％とする。好ましくは、１０〜８０ｖｏｌ％である。残部は、η相である。
【００３９】
ここに、η相とは、Ｚｎを主体とする（他の元素をわずかに含む場合もあり）六方晶の組織である。
本発明の実施例の表２におけるＮｏ．１５　のめっき鋼板の断面ＳＥＭ　組織を図１に示す。めっき皮膜／　母材界面にＦｅ−Ｚｎ合金相が十分に発達していることがわかる。
【００４０】
また、図１と同一のめっき鋼板を、Ｘ線回折試験で調査した結果を図２に示す。
Ｘ線回折条件は、サンプル形状：２５ｍｍφ、管球：Ｃｏ−Ｋα、電圧：３０ｋＶ、電流：１００ｍＡ　であった。
【００４１】
図２で、×印はη相、白抜きの三角印はζ相、黒丸印はδ相、白抜きの四角印はΓ相のそれぞれの回折ピークを示す。図２から、Ｆｅ−Ｚｎ合金相であるζ相、δ１　相、およびΓ相とη相とが混在していることがわかる。
【００４２】
次に、同様のめっき鋼板（Ｎｏ．１５）　で図３（ａ）の後述するボールインパクト試験を行い、そのときの頭頂部の写真を図３（ｂ）　に示す。比較例Ｎｏ．２におけるめっき鋼板の頭頂部の写真を図３（ｃ）　に示す。図３（ｂ）　、（ｃ）　より分かるように、本発明例の皮膜は剥離していないが、比較例の皮膜は剥離している。
【００４３】
次に、本発明にかかる上述の溶融亜鉛めっき鋼板は次のような製造方法により製造される。
まず、母材鋼板の表面を、連続溶融めっきラインに適する状態にするため、アルカリ水溶液等での洗浄や、ナイロンブラシ等での表面研削等、公知の方法で前処理を施す。この前処理終了後、溶融亜鉛めっきへの濡れ性を向上させる目的とＦｅ−Ｚｎ合金相を均一に発達させる目的とで、母材鋼板の表面にＮｉをめっきしても良い。めっき方法は、通電めっき・無通電めっきのどちらでも構わない。そのときの付着量は、コスト面から１ｇ／ｍ２以下とする。
【００４４】
次いで、母材鋼板を還元性雰囲気中で７００　〜９００　℃の二相共存温度域に加熱して１０〜８０秒間焼鈍を行う。還元性雰囲気としては、水素：５〜３０体積％、残部が窒素からなり、露点：−６０〜−０℃の雰囲気が好適である。このとき焼鈍温度が７００　℃未満であったり焼鈍時間が１０秒未満であったりすると、再結晶を起こしにくく、かつセメンタイトが固溶しないため特性が劣化し、一方、温度が９００　℃を超えると粒の粗大化を起こす、さらに、焼鈍時間が８０秒を超える場合には、母材の結晶粒の粗大化を招くほかライン速度の低下が必要で生産性が低下するため好ましくない。
【００４５】
その後、めっき浴温近傍の３５０　〜６００　℃まで３〜２０℃／ｓで冷却し、その温度域に５〜９０秒間保持してから、溶融亜鉛めっき浴に浸漬する。
冷却速度を３〜２０℃／ｓとするのは所要材料特性確保のためであり、冷却温度３５０　〜６００　℃はめっき浴温度に従って決める。保持時間が５秒未満ではＦｅ−Ｚｎ合金相が十分に発達せず、９０秒を超えると白斑となってしまう。
【００４６】
めっき浴中有効Ａｌ濃度が、０．３　％を超えるとＳｉ、Ａｌ、Ｍｎを含有する鋼板では、不めっきが発生する。また、０．１　％未満では、めっき浴にボトムドロスが生成しめっき皮膜に付着して、外観が劣化する。そのため、浴中Ａｌ濃度は、０．１　〜０．３　％とする。好ましくは、０．１　〜０．２　％である。残部は、実質的にＺｎである。「実質的に」とは、Ｂ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｆｅ等の不可避的不純物が０．０５％未満程度混入しても本発明に何ら影響を及ぼさないということである。
【００４７】
めっき浴温度は、特に制限されないが、めっき付着量の調整を容易にするために４３０　℃以上とし、Ｚｎの蒸発を避けてめっき浴の維持を容易にするために５５０　℃以下が好ましい。
【００４８】
めっき付着量の調整方法は、気体絞り法等、通常用いられている方法で構わない。また、めっき付着量は、耐食性の観点から３０ｇ／ｍ２以上、コスト面の観点から３００ｇ／ｍ２　以下が好ましい。
【００４９】
Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎの少なくとも１種を含有する鋼板は、焼鈍及び低温保持の上記温度・時間の条件で行うと、母材鋼板表面にＳｉ、Ａｌ、Ｍｎの単独若しくは複合酸化物が生成し、めっき密着性及び溶接性に劣る。そのため、めっき後、再加熱処理を行う必要がある。
【００５０】
このときの再加熱処理は、４２０　〜６００　℃の温度域に５〜１００　秒保持することで、めっき皮膜／母材界面にＦｅ−Ｚｎ合金相を発達させる。温度は、４２０　℃未満であるとＦｅ−Ｚｎ合金相が十分に発達しない。また、６００　℃を超えると、母材のオーステナイト相が分解し所定の高強度鋼板が得られないと同時に、めっき／母材界面の合金化が進行し過ぎる。従って、再加熱処理の条件は、４２０　〜６００　℃とする。
好ましくは、４５０　〜５５０　℃である。また、再加熱処理時間は、５秒未満では十分にＦｅ−Ｚｎ合金相が成長しない。しかし、１００　秒超では生産性を低下させコスト高となる。
【００５１】
上記再加熱処理に際して高温で加熱処理した場合、δ、Γ相　（Ｆｅ％が高い）　が優先的に発達するので、高Ｆｅ％で低Ｆｅ−Ｚｎ合金相体積率の皮膜ができやすく、低温だとζ相　（Ｆｅ％が低い）　が優先的に発達するので、上記と逆になる傾向がある。このような傾向は浴中Ａｌ％や加熱時間によっても変動する。いずれにしてもＦｅ含有量が０．５　〜７．０　％となり、Ｆｅ−Ｚｎ合金相を５〜９０ｖｏｌ％、残部η相となるように加熱条件を適宜選択すればよい。
【００５２】
本発明の密着性・溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、めっき皮膜の性能が、密着性・溶接性が良好であり、家電、建材、自動車などの素材として好適である。特に自動車分野において優れた性能および経済性を発揮することができる。
【００５３】
次に、実施例によって本発明の作用効果をさらに詳細に説明する。
【００５４】
【実施例】
本例では、表１に示す化学成分の各鋼板を厚さ：０．８０ｍｍ、幅：８０ｍｍ、長さ：２００ｍｍ　に切断し、多数の試験片（サンプル）を採取した。一部のサンプルには、ｐＨ４のＮｉ処理液（硫酸アンモニウム１１ｇ／ｌ　、硫酸ニッケル３ｇ／ｌ）を用い３０ｍｇ／ｍ２　のＮｉを鋼板に予め付着させた。
【００５５】
これらの試験片を７５℃のＮａＯＨ水溶液で脱脂洗浄し、連続式溶融めっきシミュレータを用いて、１０％Ｈ２−Ｎ２の還元性雰囲気中で８６０　℃に加熱し、６０秒間保持して焼鈍を施し、その後、６℃／ｓで５００　℃迄冷却し、５００　℃で４０秒間保持し、その後めっき浴温度近傍まで冷却してから、めっき浴に浸漬した。めっき浴温度は４６０　℃とした。めっき浴のＡｌ濃度は、０．１５％とした。
【００５６】
次いで、めっき浴から試験片を引き上げて気体絞り方式により片面当たりの付着量を６０ｇ／ｍ２に調整した。得られためっきサンプルを５００　℃のソルトバスを用いて、３〜８０秒間の再加熱処理を行い、めっき／母材界面にＦｅ−Ｚｎ合金相を発達させた。
【００５７】
このようにして得られた種々のめっき鋼板について、めっき皮膜のめっき密着性、溶接性、Ｆｅ−Ｚｎ合金相の体積率および材料特性を以下の方法で調査した。
調査結果を表２、表３にまとめて示す。なお、めっき皮膜中のＦｅ％は、インヒビターを含有する１０％ＨＣｌ　中に溶融亜鉛めっき鋼板を溶解し、得られた溶液のＦｅ量を定量分析することにより決定した。
【００５８】
【表１】
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【００５９】
【表２】
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【００６０】
【表３】
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【００６１】
［密着性］
以下のボールインパクト試験により評価した。図３（ａ）参照。
鋼板を、３０×３０ｍｍに切断し、直径６ｍｍのポンチと直径１２ｍｍの受けダイスを使用し、約３０ｋｇ−ｍ／ｓ２　の衝撃（１ｋｇの錘を高さ５０ｃｍから自由落下）を加えた。その後、テープの貼付・剥離を行い、テープに付着しためっきを目視により観察した。
めっき剥離の状況に応じ下記評価基準で判定した。
【００６２】
◎：剥離無し（極めて良好）
○：微量剥離（良好）
×：全面剥離（不良）
［溶接性］
測定対象の溶融亜鉛めっき鋼板同士を２枚重ね合わせ、下記条件でスポット溶接を連続して行い、５０回溶接する毎にナゲット径を測定し、ナゲット径が４√ｔ　（ｔ：鋼板板厚０．８ｍｍ）を形成できなくなる迄の連続打点数、つまり連続打点溶接可能数で、その溶接性を評価した。連続打点溶接可能数は、多いほど好ましく、１５００点以上で良好と判断した。
【００６３】
［溶接条件］
加圧力：１８００Ｎ
溶接電流：９５００Ａ
スクイズ時間：１５サイクル
通電時間：７サイクル
保持時間：５サイクル
チップ形状：５ｍｍφＣＦ型
［めっき皮膜中Ｆｅ−Ｚｎ合金相の体積率］
めっき皮膜の断面方向を樹脂に埋め込み、研磨を施し、０．０５％ナイタールで４０秒エッチングを行った。その後、断面方向からめっき皮膜をＳＥＭ（×２０００）にて撮影し、皮膜の断面方向の実寸長さ０．５ｍｍ　に対して、「線分法」（間隔：１ｍｍ）にて測定した。
【００６４】
このとき、Ｆｅ−Ｚｎ合金相のｖｏｌ％は、下記（１）　式により求められる。
［Ｆｅ−Ｚｎ合金相の体積率（ｖｏｌ％）］
＝（線分がＦｅ−Ｚｎ合金相を通過する長さの総和）／（線分がめっき皮膜を通過
する長さの総和）×１００　　　　　　　　　　　　　・・・・（１）
図４は線分法によりＦｅ−Ｚｎ合金相の体積率を測定するめっき皮膜断面の顕微鏡組織写真である。なお、これは１例のため皮膜の断面方向長さは、本来より短い。
【００６５】
［材料特性］
ＪＩＳ５号試験片による引張試験を行って、ＴＳ（引張強さ）を測定した。
【００６６】
【発明の効果】
本発明にかかる高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、めっき皮膜の密着性・溶接性が良好であり、家電、建材、自動車などの素材として好適である。特に自動車分野において優れた性能および経済性を発揮することができる。したがって、本発明は、産業上極めて有用な発明であり、その意義は大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】めっき鋼板の断面ＳＥＭ　組織図である。
【図２】Ｘ線回折試験で調査した結果を示すグラフである。
【図３】図３（ａ）　は、ボールインパクト試験の説明図、図３（ｂ）　および図３（ｃ）　は、ボールインパクト試験後の頭頂部の断面写真である。
【図４】線分法によりＦｅ−Ｚｎ合金相の体積率を測定するめっき皮膜断面の顕微鏡組織写真である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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