JP4331915B2 - 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
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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。
【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。
【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。
【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Ａｌ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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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、めっき相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％）、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、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、鋼板が、質量％で、
Ｃ ：０．０００１〜０．３％、
Ｓｉ：０．０１〜２．５％、
Ｍｎ：０．０１〜３％、
Ａｌ：０．５〜４％
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、ミクロ組織の主相が体積分率で５０〜９７％のフェライト、又はフェライト及びベイナイトであり、第２相が体積分率で３〜５０％のマルテンサイト、残留オーステナイトの一方又は両方であり、前記主相の平均粒径が２０μｍ以下であり、前記めっき相と前記母相の界面において、粒界酸化相の最大深さが１μｍ以下であり、該粒界酸化相の最大深さを前記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（１）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）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（１）又は（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、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（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）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（１）〜（４）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。
（６）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（１）〜（５）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。
（７） 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（１）〜（６）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。
（８） 鋼が、さらに質量％で、 W：０．００１〜５％含有することを特徴とする（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（１）〜（８）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。
（１０） 鋼のＳｉ量が０．００１〜２．５質量％であることを特徴とする（１）〜（９）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。
（１１）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）〜（１０）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）
（１２）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（１１）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）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：０．００１〜０．１％、
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前記（１）〜（１２）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。
（１４） 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％）／ＳｉＯ２（面積率％）≧０．１
を満足することを特徴とする（１）〜（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）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，Ｌａ２Ｏ３，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（１）〜（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）前記（１）〜（１５）の何れか１項に記載の高強度高延性溶融Ｚｎめっき鋼板の製造方法であって、（１）〜（１０）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。
（１７）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（１６）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 ：０．０００１〜０．３％、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４５０〜４７０℃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。
【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, La2O3, 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。
【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。
【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。
【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。
【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、Ｚｎ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。
【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相をフェライト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、残留オーステナイト、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、１０００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、０．００１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−Ｚｎ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％を超えるとめっき相自体の密着性を損ない、加工の際めっき相が破壊・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相中Ｆｅ量の範囲は５〜２０質量％とする。
【００３０】
さらにめっき相中にＣａ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｚｒ、Ｃｓ、Ｒｂ、Ｋ、Ａｇ、Ｎａ、Ｃｄ、Ｃｕ、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。
【００３２】
めっき相中Ｃａ量を０．００１〜０．１質量％、Ｍｇ量を０．００１〜３質量％、Ｓｉ量を０．００１〜０．１質量％、Ｍｏ量を０．００１〜０．１質量％、Ｗ量を０．００１〜０．１質量％、Ｚｒ量を０．００１〜０．１質量％、Ｃｓ量を０．００１〜０．１質量％、Ｒｂ量を０．００１〜０．１質量％、Ｋ量を０．００１〜０．１質量％、Ａｇ量を０．００１〜５質量％、Ｎａ量を０．００１〜０．０５質量％、Ｃｄ量を０．００１〜３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。
【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相が残留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。
【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、マルテンサイトや残留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相が残留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相が残留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。なお、Ａｌ量の下限は、実施例の表１の鋼種番号ＫのＡｌ量が０．５％であることに基づき、０．５％以上とした。
【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。
【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 ｅａｒｔｈ 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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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Ｎｂ，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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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１１５０℃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、Ａｒ3 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Ａｃ 1及びＡｃ 3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×（Ａｃ 3−Ａｃ 1 ）＋Ａｃ 1 （℃）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またはマルテンサイト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、Ａｃ3 （℃）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からフェライトへの変態を促して、未変態のオーステナイト中にＣを濃化させて残留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１０℃／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確保が困難となったり、マルテンサイト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。
【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。
【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＋１００（℃）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を室温で安定にするためには、その一部をベイナイト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】
マルテンサイトを生成させるには、残留オーステナイト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の生成は残留オーステナイトと同様、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３００〜５５０℃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６０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。
【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５０％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×Ｓｉ％＋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、めっき相中の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、インヒビターを含有した５％塩酸溶液でめっき相を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JIS５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。
【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、めっき相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。
【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2×106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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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Ａｌ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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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、めっき相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％）、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、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、鋼板が、質量％で、
Ｃ ：０．０００１〜０．３％、
Ｓｉ：０．０１〜２．５％、
Ｍｎ：０．０１〜３％、
Ａｌ：０．５〜４％
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、ミクロ組織の主相が体積分率で５０〜９７％のフェライト、又はフェライト及びベイナイトであり、第２相が体積分率で３〜５０％のマルテンサイト、残留オーステナイトの一方又は両方であり、前記主相の平均粒径が２０μｍ以下であり、前記めっき相と前記母相の界面において、粒界酸化相の最大深さが１μｍ以下であり、該粒界酸化相の最大深さを前記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（１）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）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（１）又は（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、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（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）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（１）〜（４）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。
（６）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（１）〜（５）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。
（７） 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（１）〜（６）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。
（８） 鋼が、さらに質量％で、 W：０．００１〜５％含有することを特徴とする（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（１）〜（８）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。
（１０） 鋼のＳｉ量が０．００１〜２．５質量％であることを特徴とする（１）〜（９）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。
（１１）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）〜（１０）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）
（１２）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（１１）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）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：０．００１〜０．１％、
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前記（１）〜（１２）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。
（１４） 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％）／ＳｉＯ２（面積率％）≧０．１
を満足することを特徴とする（１）〜（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）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，Ｌａ２Ｏ３，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（１）〜（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）前記（１）〜（１５）の何れか１項に記載の高強度高延性溶融Ｚｎめっき鋼板の製造方法であって、（１）〜（１０）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。
（１７）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（１６）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 ：０．０００１〜０．３％、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４５０〜４７０℃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。
【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, La2O3, 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。
【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。
【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。
【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。
【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、Ｚｎ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。
【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相をフェライト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、残留オーステナイト、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、１０００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、０．００１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−Ｚｎ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％を超えるとめっき相自体の密着性を損ない、加工の際めっき相が破壊・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相中Ｆｅ量の範囲は５〜２０質量％とする。
【００３０】
さらにめっき相中にＣａ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｚｒ、Ｃｓ、Ｒｂ、Ｋ、Ａｇ、Ｎａ、Ｃｄ、Ｃｕ、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。
【００３２】
めっき相中Ｃａ量を０．００１〜０．１質量％、Ｍｇ量を０．００１〜３質量％、Ｓｉ量を０．００１〜０．１質量％、Ｍｏ量を０．００１〜０．１質量％、Ｗ量を０．００１〜０．１質量％、Ｚｒ量を０．００１〜０．１質量％、Ｃｓ量を０．００１〜０．１質量％、Ｒｂ量を０．００１〜０．１質量％、Ｋ量を０．００１〜０．１質量％、Ａｇ量を０．００１〜５質量％、Ｎａ量を０．００１〜０．０５質量％、Ｃｄ量を０．００１〜３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。
【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相が残留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。
【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、マルテンサイトや残留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相が残留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相が残留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。なお、Ａｌ量の下限は、実施例の表１の鋼種番号ＫのＡｌ量が０．５％であることに基づき、０．５％以上とした。
【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。
【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 ｅａｒｔｈ 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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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Ｎｂ，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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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１１５０℃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、Ａｒ3 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Ａｃ 1及びＡｃ 3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×（Ａｃ 3−Ａｃ 1 ）＋Ａｃ 1 （℃）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またはマルテンサイト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、Ａｃ3 （℃）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からフェライトへの変態を促して、未変態のオーステナイト中にＣを濃化させて残留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１０℃／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確保が困難となったり、マルテンサイト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。
【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。
【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＋１００（℃）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を室温で安定にするためには、その一部をベイナイト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】
マルテンサイトを生成させるには、残留オーステナイト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の生成は残留オーステナイトと同様、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３００〜５５０℃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６０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。
【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５０％で圧延を行った。
【００６６】
【表１】
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×Ｓｉ％＋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、めっき相中の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、インヒビターを含有した５％塩酸溶液でめっき相を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JIS５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。
【００７１】
【表２】
【表３】
【表４】
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、めっき相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。
【００７６】
【表５】
【表６】
【表７】
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2×106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。
【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。
Claims (17)
- 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、鋼板が、質量％で、
Ｃ ：０．０００１〜０．３％、
Ｓｉ：０．０１〜２．５％、
Ｍｎ：０．０１〜３％、
Ａｌ：０．５〜４％
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、ミクロ組織の主相が体積分率で５０〜９７％のフェライト、又はフェライト及びベイナイトであり、第２相が体積分率で３〜５０％のマルテンサイト、残留オーステナイトの一方又は両方であり、前記主相の平均粒径が２０μｍ以下であり、前記めっき相と前記母相の界面において、粒界酸化相の最大深さが１μｍ以下であり、該粒界酸化相の最大深さを前記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。 - 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１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。 - 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請求項１又は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。
- 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。 - 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１〜４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。
- 鋼板が、さらに質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．１％を含有することを特徴とする請求項１〜５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。
- 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１〜６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。
- 鋼が、さらに質量％で、W：０．００１〜５％含有す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。
- 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１〜８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。 - 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１〜９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。
- 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１〜１０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） - 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請求項１〜１１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。
- 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１〜１２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。 - 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％）／ＳｉＯ２（面積率％）≧０．１
を満足することを特徴とする請求項１〜１３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。 - 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，Ｌａ２Ｏ３，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１〜１４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１〜１５の何れか１項に記載の高強度高延性溶融Ｚｎめっき鋼板の製造方法であって、請求項１〜１０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。
- 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１６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。
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