特表 2024-500721 めっき密着性及び溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】公表特許公報(A)

(11)【公表番号】

(43)【公表日】2024-01-10

(54)【発明の名称】めっき密着性及び溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法

(51)【国際特許分類】

   C22C 38/00 20060101AFI20231227BHJP

   C22C 38/06 20060101ALI20231227BHJP

   C21D 9/46 20060101ALI20231227BHJP

【ＦＩ】

C22C38/00 301T

C22C38/06

C21D9/46 J

【審査請求】有

【予備審査請求】未請求

(21)【出願番号】P 2023536458

(86)(22)【出願日】2021-12-09

(85)【翻訳文提出日】2023-08-14

(86)【国際出願番号】 KR2021018625

(87)【国際公開番号】W WO2022131673

(87)【国際公開日】2022-06-23

(31)【優先権主張番号】10-2020-0179042

(32)【優先日】2020-12-18

(33)【優先権主張国・地域又は機関】KR

(81)【指定国・地域】

(71)【出願人】

【識別番号】522492576

【氏名又は名称】ポスコ カンパニー リミテッド

(74)【代理人】

【識別番号】100083806

【弁理士】

【氏名又は名称】三好 秀和

(74)【代理人】

【識別番号】100111235

【弁理士】

【氏名又は名称】原 裕子

(74)【代理人】

【識別番号】100195257

【弁理士】

【氏名又は名称】大渕 一志

(72)【発明者】

【氏名】キム、 ヤン－ハ

(72)【発明者】

【氏名】キム、 ミュン－ス

(72)【発明者】

【氏名】ミン、 クワン－チ

(72)【発明者】

【氏名】カン、 キ－チョル

【テーマコード（参考）】

4K037

【Ｆターム（参考）】

4K037EA01

4K037EA06

4K037EA15

4K037EA16

4K037EA27

4K037EA28

4K037EB09

4K037FA02

4K037FA03

4K037FC03

4K037FC04

4K037FE02

4K037FE03

4K037FE05

4K037FG00

4K037FH00

4K037FJ02

4K037FJ05

4K037FJ06

4K037FM04

4K037GA05

4K037JA06

(57)【要約】

本発明の一実施形態は、素地鋼板及び上記素地鋼板の一面又は両面に形成される溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、上記素地鋼板は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．１～０．３％、シリコン（Ｓｉ）：０．１～２．０％、アルミニウム（Ａｌ）：０．１～１．５％、マンガン（Ｍｎ）：１．５～３．０％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、上記Ｓｉ及びＡｌの合計は１．２～３．５％を満たし、上記Ａｌ及びＳｉの比（Ａｌ／Ｓｉ）は０．５～２．０を満たし、上記素地鋼板の表面直下に厚さが１～５μｍの内部酸化層を含み、上記素地鋼板の表面直下から５０μｍまでの領域における脱炭率が５０％以上である、めっき密着性及び溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法を提供する。

【特許請求の範囲】

【請求項1】

素地鋼板及び前記素地鋼板の一面又は両面に形成される溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、
前記素地鋼板は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．１～０．３％、シリコン（Ｓｉ）：０．１～２．０％、アルミニウム（Ａｌ）：０．１～１．５％、マンガン（Ｍｎ）：１．５～３．０％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、前記Ｓｉ及びＡｌの合計は１．２～３．５％を満たし、前記Ａｌ及びＳｉの比（Ａｌ／Ｓｉ）は０．５～２．０を満たし、
前記素地鋼板の表面直下に厚さが１～５μｍの内部酸化層を含み、
前記素地鋼板の表面直下から５０μｍまでの領域における脱炭率が５０％以上である、めっき密着性及び溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

【請求項2】

前記内部酸化層は、Ａｌ、Ｓｉ複合酸化物からなる酸化物を含む、請求項１に記載のめっき密着性及び溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

【請求項3】

前記酸化物は断続的に存在する、請求項２に記載のめっき密着性及び溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

【請求項4】

前記溶融亜鉛めっき鋼板は、６００ＭＰａ以上の降伏強度、９５０ＭＰａ以上の引張強度、及び２０％以上の伸び率を有する、請求項１に記載のめっき密着性及び溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

【請求項5】

前記溶融亜鉛めっき鋼板は、前記素地鋼板の全面積に対する溶融亜鉛めっき層の面積が９５％以上である、請求項１に記載のめっき密着性及び溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

【請求項6】

前記溶融亜鉛めっき鋼板は、ＬＭＥ亀裂の最大長さが５０μｍ以下である、請求項１に記載のめっき密着性及び溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

【請求項7】

重量％で、炭素（Ｃ）：０．１～０．３％、シリコン（Ｓｉ）：０．１～２．０％、アルミニウム（Ａｌ）：０．１～１．５％、マンガン（Ｍｎ）：１．５～３．０％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、前記Ｓｉ及びＡｌの合計は１．２％以上を満たし、前記Ａｌ及びＳｉの比（Ａｌ／Ｓｉ）は０．５～２．０を満たす素地鋼板を準備する段階と、
前記素地鋼板を露点温度が１０～２０℃であり、体積％で、３～２０％の水素、残部窒素及びその他の不可避不純物を含むガス雰囲気で７５０～９００℃の温度範囲に均熱する段階と、
前記均熱された素地鋼板を４４０～４６０℃の溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっき鋼板を得る段階と、を含む、めっき密着性及び溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

【請求項8】

前記素地鋼板を準備する段階は、スラブを１０００～１３００℃で再加熱する段階と、前記再加熱されたスラブを８００～９５０℃で熱間仕上げ圧延して熱延鋼板を得る段階と、前記熱延鋼板を６３０～７００℃で巻き取る段階と、前記巻き取られた熱延鋼板を酸洗した後、冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、を含む、請求項７に記載のめっき密着性及び溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

【請求項9】

前記溶融亜鉛めっき鋼板を得る段階の後、前記溶融亜鉛めっき鋼板を４８０～６００℃で合金化熱処理する段階をさらに含む、請求項７に記載のめっき密着性及び溶接性に優れた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、めっき密着性及び溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法に関する。

【背景技術】

【0002】

最近、浮上している環境規制により、自動車に対する厳しい燃費規制及び衝突安定性に対する規制強化に対応するための方案として、超高強度鋼板に対する需要が急増している。また、国別炭素排出量の削減目標を達成するために燃費の改善が求められている一方で、高性能化及び各種の便宜装置の増加により自動車の重量は持続的に増加しており、このような問題を解決するために超高強度鋼板の需要も持続的に増加している。そこで、鉄鋼メーカーでは、Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ（ＤＰ）鋼、Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ（ＴＲＩＰ）鋼、Ｃｏｍｐｌｅｘ Ｐｈａｓｅ（ＣＰ）鋼などの高強度鋼板の開発に注力している。

【0003】

自動車用鋼板の高強度化のためには、強度を増加させるために鋼中に多量のＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ等の元素を添加することが一般的であるが、これら元素を含む鋼板は、焼鈍熱処理過程で上記元素が鋼板の表面に酸化物を生成することにより、溶融亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬する際にめっき性を劣らせ、めっき剥離を招くことがある。また、以後、スポット溶接過程において、液相溶融金属に母材金属粒界を介して浸透し、クラックを誘発する液体金属脆化（Ｌｉｑｕｉｄ Ｍｅｔａｌ Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ）を起こし、スポット溶接性を劣らせる可能性がある。

【0004】

上述したＳｉ、Ｍｎ、Ａｌが多量に添加された鋼板のめっき性を向上させるためには、鋼板の表面に生成される酸化物を抑制しなければならず、このためには、鋼中に添加するＳｉ及びＡｌの添加量を減らさなければならないが、このような場合、目標とする材質の確保が難しいという問題がある。

【0005】

これを解決するための代表的な技術としては、特許文献１がある。特許文献１は、鋼中にＳｂ等の微量成分を添加することにより粒界に優先的に濃化させることで、Ｓｉ酸化物等が表面に形成されることを抑制する技術に関するものである。

【0006】

しかし、鋼板の製造時に、鋼中における合金元素の拡散をより確実に防止できる技術の開発が依然として要求されている実情である。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0007】

【特許文献1】日本登録特許公報第６２２２０４０号

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0008】

本発明の一側面は、めっき密着性及び溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法を提供しようとするものである。

【課題を解決するための手段】

【0009】

本発明の一実施形態は、素地鋼板及び上記素地鋼板の一面又は両面に形成される溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、上記素地鋼板は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．１～０．３％、シリコン（Ｓｉ）：０．１～２．０％、アルミニウム（Ａｌ）：０．１～１．５％、マンガン（Ｍｎ）：１．５～３．０％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、上記Ｓｉ及びＡｌの合計は１．２～３．５％を満たし、上記Ａｌ及びＳｉの比（Ａｌ／Ｓｉ）は０．５～２．０を満たし、上記素地鋼板の表面直下に厚さが１～５μｍの内部酸化層を含み、上記素地鋼板の表面直下から５０μｍまでの領域における脱炭率が５０％以上である、めっき密着性及び溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を提供する。

【0010】

本発明の他の実施形態は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．１～０．３％、シリコン（Ｓｉ）：０．１～２．０％、アルミニウム（Ａｌ）：０．１～１．５％、マンガン（Ｍｎ）：１．５～３．０％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、上記Ｓｉ及びＡｌの合計は１．２％以上を満たし、上記Ａｌ及びＳｉの比（Ａｌ／Ｓｉ）は０．５～２．０を満たす素地鋼板を準備する段階と、上記素地鋼板を露点温度が１０～２０℃であり、体積％で、３～２０％の水素、残部窒素及びその他の不可避不純物を含むガス雰囲気で７５０～９００℃の温度範囲に均熱する段階と、上記均熱された素地鋼板を４４０～４６０℃の溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっき鋼板を得る段階と、を含む、めっき密着性及び溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供する。

【発明の効果】

【0011】

本発明の一側面によれば、めっき密着性及び溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法を提供することができる。

【図面の簡単な説明】

【0012】

【図1】本発明の一実施例による発明例１の写真であって、（ａ）は表面写真であり、（ｂ）はめっき密着性試験後の写真である。

【図2】本発明の一実施例による比較例３の写真であって、（ａ）は表面写真であり、（ｂ）はめっき密着性試験後の写真である。

【図3】本発明の一実施例による発明例１をＳＥＭで観察した写真である。

【発明を実施するための形態】

【0013】

以下、本発明の一実施形態によるめっき密着性及び溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板について説明する。本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、素地鋼板及び上記素地鋼板の一面又は両面に形成される溶融亜鉛めっき層を有する。まず、本発明の素地鋼板の合金組成について説明する。下記に説明される合金組成の含量は、特に断りのない限り、重量％を意味する。

【0014】

炭素（Ｃ）：０．１～０．３％
上記Ｃは、オーステナイト組織の安定化に寄与する元素であって、その含量が増加するほどオーステナイト組織を確保する上で有利な側面がある。上記効果を得るためには、上記Ｃ含量は０．１％以上であることが好ましい。但し、０．３％を超える場合には、鋳片欠陥が発生することがあり、溶接性も低下するという問題がある。したがって、上記Ｃの含量は０．１～０．３％の範囲を有することが好ましい。上記Ｃ含量の下限は０．１５％であることがより好ましい。上記Ｃ含量の上限は０．２５％であることがより好ましい。

【0015】

シリコン（Ｓｉ）：０．１～２．０％
シリコン（Ｓｉ）は、フェライト内において炭化物の析出を抑制し、フェライト内の炭素がオーステナイトに拡散することを助長し、残留オーステナイトの安定化に寄与する元素である。上述した効果を得るためには、上記Ｓｉが０．１％以上添加されることが好ましいが、その含量が２．０％を超える場合、圧延性に劣るだけでなく、熱処理過程で鋼板の表面に酸化物を形成し、めっき性及び密着性の劣化をもたらす可能性がある。したがって、上記Ｓｉの含量は０．１～２．０％の範囲を有することが好ましい。上記Ｓｉ含量の下限は０．２％であることがより好ましい。上記Ｓｉ含量の上限は１．８％であることがより好ましい。

【0016】

アルミニウム（Ａｌ）：０．１～１．５％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼中の酸素と結合して脱酸作用をする元素であり、且つ、Ａｌは上記Ｓｉのようにフェライト内で炭化物の生成を抑制して残留オーステナイトの安定化に寄与する元素である。上述した効果を得るためには、上記Ａｌが０．１％以上添加されることが好ましいが、その含量が１．５％を超えると、スラブの健全性に劣るだけでなく、酸素親和力が強い元素であるため、鋼板の表面に酸化物を形成し、めっき性及び密着性の阻害をもたらす可能性がある。したがって、上記Ａｌの含量は０．１～１．５％の範囲を有することが好ましい。上記Ａｌ含量の下限は０．２％であることがより好ましい。上記Ａｌ含量の上限は１．４％であることがより好ましい。

【0017】

マンガン（Ｍｎ）：１．５～３．０％
上記Ｍｎは、炭素と共にオーステナイト組織を安定化させる元素である。上記Ｍｎ含量が１．５％未満であると、フェライト変態の発生により目標とする強度の確保が難しくなり、３．０％を超えると、２次焼鈍熱処理過程で相変態の遅延によるマルテンサイトの形成のため、目標とする延性の確保に困難が発生する。したがって、上記Ｍｎの含量は１．５～３．０％の範囲を有することが好ましい。上記Ｍｎ含量の下限は１．７％であることがより好ましい。上記Ｍｎ含量の上限は２．９％であることがより好ましい。

【0018】

上述した鋼組成以外に、残りはＦｅ及び不可避不純物を含むことができる。不可避不純物は、通常の鉄鋼製造工程で意図せずに混入し得るものであって、これを全面的に排除することはできず、通常の鉄鋼製造分野の技術者であれば、その意味を容易に理解することができる。なお、本発明は、上述した鋼組成以外の他の組成の添加を全面的に排除するものではない。

【0019】

一方、上述したように、Ｓｉ及びＡｌは共に残留オーステナイトの安定化に寄与する元素であって、これを効果的に達成するためには、ＳｉとＡｌの含量の合計が１．２～３．５％の範囲を満たすことが好ましい。上記ＳｉとＡｌの含量の合計が１．２％未満の場合には、伸び率増加の効果を十分に得ることが困難になる可能性がある。これに対し、上記ＳｉとＡｌの含量の合計が３．５％を超えると、鋳造性及び圧延性に劣るという問題を招くことがある。上記ＳｉとＡｌの含量の合計の下限は１．３％であることがより好ましい。上記ＳｉとＡｌの含量の合計の上限は３．４％であることがより好ましい。

【0020】

また、Ａｌ及びＳｉの比（Ａｌ／Ｓｉ）が０．５～２．０であることが好ましい。上記Ａｌ及びＳｉの比が０．５未満の場合は、Ｓｉ－ｒｉｃｈ酸化物がレイヤー（ｌａｙｅｒ）の形態で分布することによって、めっき剥離が発生する可能性がある。これに対し、上記Ａｌ及びＳｉの比が２．０を超える場合には、Ａｌ－ｒｉｃｈ酸化物が鋼板の表面に緻密に形成され、外部酸素の鋼板内への浸透を抑制することにより、素地鋼板の表面直下に内部酸化層の形成が難しくなり、表面にレイヤーの形態で形成されたＡｌ－ｒｉｃｈ酸化物により、めっき性及び密着性に劣る可能性がある。上記Ａｌ及びＳｉの比の下限は０．６であることがより好ましい。上記Ａｌ及びＳｉの比の上限は１．９であることがより好ましい。

【0021】

本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、素地鋼板の表面直下に厚さが１～５μｍの内部酸化層を含むことが好ましい。本発明は、素地鋼板の表面直下に内部酸化層を形成させることにより、素地鋼板に存在するＡｌやＳｉが鋼板の表層部に拡散することを防止し、上記表層部にＡｌ又はＳｉ酸化物が形成されないようにすることで、めっき性を向上させることを一つの目的とする。但し、上記内部酸化層の厚さが１μｍ未満の場合には、上述した効果を十分に得ることが困難になることがある。これに対し、上記内部酸化層の厚さが５μｍを超える場合には、焼鈍熱処理過程で鋼板表面の酸化物がロールにピックアップされ、デント（ｄｅｎｔ）のような表面欠陥を発生させることがあるという欠点がある。したがって、上記内部酸化層の厚さは１～５μｍであることが好ましい。上記内部酸化層の厚さの下限は１．５μｍであることがより好ましく、２μｍであることがさらに好ましい。上記内部酸化層の厚さの上限は４．５μｍであることがより好ましく、４μｍであることがさらに好ましく、３．５μｍであることが最も好ましい。

【0022】

上記内部酸化層は、Ａｌ、Ｓｉ複合酸化物からなる酸化物を含むことができる。このように、酸化物がＡｌ、Ｓｉ複合酸化物からなることで、酸化物の形態がレイヤのような連続的な形態よりは、断続的な形態の酸化物を形成させてめっき密着性を向上させることができる効果が得られる。

【0023】

上記Ａｌ、Ｓｉ複合酸化物は、結晶粒内又は結晶粒界にいずれも存在することができる。このとき、上記Ａｌ、Ｓｉ複合酸化物は断続的に存在することが好ましい。このように、上記Ａｌ、Ｓｉ複合酸化物を断続的に存在させることにより、連続的に存在させることに比べて、めっき密着性の確保に有利になり得る。

【0024】

一方、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、素地鋼板の表面直下から５０μｍまでの領域における脱炭率が５０％以上であることが好ましい。本発明が提案するように、熱処理炉内の露点温度が高い場合、鋼板の表層部に内部酸化物が形成されると同時に、鋼中のＣが鋼板の表面に吸着された酸素と反応してＣＯ又はＣＯ２ガス化される反応が起こり、母材の表層部にＣ ｄｅｐｌｅｔｉｏｎ領域が形成されるが、このような脱炭反応が起こる場合、スポット溶接ＬＭＥ亀裂抵抗性に優れるようになる。但し、上記脱炭率が５０％未満の場合には、脱炭反応が十分でなく、ＬＭＥ亀裂抵抗性に劣る可能性がある。

【0025】

上述のように提供される本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、６００ＭＰａ以上の降伏強度、９５０ＭＰａ以上の引張強度及び２０％以上の伸び率を有し、優れた機械的物性を確保することができる。また、素地鋼板の全面積に対する溶融亜鉛めっき層の面積が９５％以上でありながらも、めっき密着性が良好であり、優れためっき性を有することができる。また、ＬＭＥ亀裂の最大長さが５０μｍ以下であり、優れたＬＭＥ亀裂抵抗性を有することができる。

【0026】

以下、本発明の一実施形態によるめっき密着性及び溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。

【0027】

まず、上述した合金組成を満たす素地鋼板を準備する。本発明では、上記素地鋼板の準備方法について特に限定しない。但し、好ましい一例として、上記素地鋼板を準備する段階は、スラブを１０００～１３００℃で再加熱する段階と、上記再加熱されたスラブを８００～９５０℃で熱間仕上げ圧延して熱延鋼板を得る段階と、上記熱延鋼板を６３０～７００℃で巻き取る段階と、上記巻き取られた熱延鋼板を酸洗した後、冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、を含むことができる。

【0028】

上述した合金組成を満たすスラブを１０００～１３００℃で再加熱する。上記スラブ再加熱温度が１０００℃未満の場合には、圧延荷重が著しく増加するという問題が発生することがあり、１３００℃を超える場合には、表面スケールが過剰になるという問題が発生することがある。したがって、上記スラブ再加熱温度は、１０００～１３００℃の範囲を有することが好ましい。上記スラブ再加熱温度の下限は１０５０℃であることがより好ましい。上記スラブ再加熱温度の上限は１２５０℃であることがより好ましい。

【0029】

その後、上記再加熱されたスラブを８００～９５０℃で熱間仕上げ圧延して熱延鋼板を得る。上記熱間仕上げ圧延温度が８００℃未満の場合には、圧延荷重が増加して圧延が困難になるという問題点があり、９５０℃を超える場合には、圧延ロールの熱的疲労の増加によりロール寿命が短くなるという欠点がある。したがって、上記熱間仕上げ圧延温度は、８００～９５０℃の範囲を有することが好ましい。上記熱間仕上げ圧延温度の下限は８３０℃であることがより好ましい。上記熱間仕上げ圧延温度の上限は９３０℃であることがより好ましい。

【0030】

その後、上記熱延鋼板を６３０～７００℃で巻き取る。上記巻取温度が６３０℃未満の場合には、内部酸化層が形成されないため、焼鈍熱処理過程で鋼板の表層部に酸化物の形成が促進され、めっき性に劣る可能性があり、７００℃を超える場合には、内部酸化層の深さがかなり深くなり、以後の焼鈍熱処理過程でロールに酸化物がピックアップされ、デントのような表面欠陥を誘発することがある。したがって、上記巻取温度は６３０～７００℃の範囲を有することが好ましい。上記巻取温度の下限は６５０℃であることがより好ましい。上記巻取温度の上限は６８０℃であることがより好ましい。

【0031】

その後、上記巻き取られた熱延鋼板を酸洗した後、冷間圧延して冷延鋼板を得る。本発明では、上記酸洗及び冷間圧延工程について特に限定せず、当該技術分野において通常行われる全ての方法を用いることができる。

【0032】

このように準備された素地鋼板に対して、露点温度が１０～２０℃であり、体積％で、３～２０％の水素、残部窒素及びその他の不可避不純物を含むガス雰囲気で７５０～９００℃の温度範囲に均熱する。上記均熱とは、上記温度範囲に加熱した後、保持することを意味する。上記露点温度が１０℃未満の場合には、局所的に内部酸化が十分に起こらず、鋼中のＳｉとＭｎの表面濃化を効果的に抑制するのに限界があるだけでなく、脱炭効果が十分でないため、ＬＭＥ亀裂抵抗性に劣る可能性がある。これに対し、２０℃を超える場合には、Ｆｅが酸化され得る露点領域であるだけに、Ｆｅ酸化物によってめっき剥離が発生する可能性がある。上記ガス中の水素の分率が３体積％未満の場合には、十分な還元能を確保できず、Ｆｅ酸化物等が鋼板の表面に残留して未めっき又はめっき剥離を発生させることがあり、２０体積％を超える場合には、高コストの水素を多量に使用することにより、コストが上昇するという欠点がある。上記均熱温度が７５０℃未満の場合には、Ａ３以上の再結晶温度を確保できず、未再結晶領域による機械的物性のばらつきが発生することがあり、内部酸化が起こらず、Ｓｉ、Ｍｎ等が鋼板の表面に拡散して酸化物を形成するため、めっき品質が劣るという欠点がある。一方、９００℃を超える場合には、熱処理設備の限界により鋼板の温度を高めるのに限界があり、２次再結晶によって優れた材質の鋼板が得られないという欠点がある。

【0033】

その後、上記均熱された素地鋼板を４４０～４６０℃の溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっき鋼板を得る。上記溶融亜鉛めっき浴の温度が４４０℃未満の場合には、めっき浴の粘度が増加して鋼板を巻くロール（ｒｏｌｌ）の移動度が減少し、鋼板とロール間の滑り（ｓｌｉｐ）を誘発させて鋼板に欠陥を誘発することがあり、４６０℃を超える場合には、鋼板がめっき浴中に溶解する現象が促進され、Ｆｅ－Ｚｎ化合物形態のドロスの発生が加速化して表面欠陥を誘発させることがある。

【0034】

一方、上記溶融亜鉛めっき鋼板を得る段階の後、上記溶融亜鉛めっき鋼板を４８０～６００℃で合金化熱処理する段階をさらに含むことができる。上記合金化熱処理温度が４８０℃未満の場合には、母材内のＦｅがめっき層内に十分に拡散せず、めっき層内のＦｅ含量を十分に確保できない可能性があり、６００℃を超える場合には、めっき層内のＦｅ含量が過剰になり、鋼板を加工する過程でめっき層が脱落するパウダリング現象が発生することがある。

【実施例】

【0035】

以下、実施例を挙げて本発明をより詳細に説明する。但し、下記の実施例は、本発明をより詳細に説明するための例示であり、本発明の権利範囲を限定するものではない。

【0036】

（実施例）
下記表１に記載の合金組成を有する溶融金属を真空溶解炉で幅１７５ｍｍ、厚さ９０ｍｍのインゴットに製造した後、１２００℃で１時間の間再加熱して均質化処理を行い、Ａｒ３以上の温度である９００℃で熱間仕上げ圧延した後、６８０℃で１時間の間保持させて熱延巻取を模擬した。その後、熱延鋼板を１５％ＨＣｌの酸洗溶液に４０秒浸漬して酸洗工程を模擬した。その後、５０～６０％の冷間圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を製造した。この冷延鋼板を８００℃の還元炉において、下記表２に記載の露点温度条件を有する５体積％Ｈ＋９５体積％Ｎのガス雰囲気で均熱処理を行った後、冷却し、４６０℃の溶融亜鉛めっき浴に５秒間浸漬した後、エアワイピング（Ａｉｒ ｗｉｐｐｉｎｇ）によりめっき付着量を片面基準６０ｇ／ｍ^２のレベルに調節して溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。

【0037】

このように製造された溶融亜鉛めっき鋼板について、機械的物性、内部酸化層の厚さ、めっき性、脱炭率及びＬＭＥ亀裂の最大長さを測定した後、その結果を下記表２に示した。一方、上記測定された酸化物はＡｌ、Ｓｉ複合酸化物であった。

【0038】

機械的物性は、溶融亜鉛めっき鋼板を圧延方向の垂直方向に４０ｍｍ×２００ｍｍのサイズに切断し、側面をミリング研削した後、ＪＩＳ ５号規格で引張試験片を作製して引張試験機で降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）及び伸び率（ＥＬ）を測定した。

【0039】

内部酸化層の厚さは、走査電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ、ＳＥＭ）により得られた断面の微細組織写真から１０箇所を任意に選定して５０００倍率で測定した後、その平均値を記載した。

【0040】

めっき性は、溶融亜鉛めっき鋼板の全面積に対する溶融亜鉛めっき層の形成面積をｉｍａｇｅ ａｎａｌｙｓｉｓで測定して分率を測定することと、構造用接着剤を溶融亜鉛めっき鋼板の上に塗布した後、１７５℃で２０分間硬化させた後、９０°にベンディング（ｂｅｎｄｉｎｇ）したとき、シーラー（ｓｅａｌｅｒ）に付くか否か（めっき密着性）を確認することにより評価した。

【0041】

脱炭率は、ＧＤＯＥＳ（Ｇｌｏｗ Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ Ｏｐｔｉｃａｌ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）ｄｅｐｔｈプロファイル上でＣのプロファイルを素地鋼板の深さ方向に約５０μｍまで測定した後、上記プロファイル上において、全面積に対するｄｅｐｌｅｔｉｏｎされた領域の分率を測定して示した。

【0042】

ＬＭＥ亀裂の最大長さは、鋼板を積層させた後、先端径が６ｍｍのＣｕ－Ｃｒ電極を使用して溶接電流を流し、加圧力２．６ｋＮで１６サイクルの通電時間と１５サイクルのホールディング時間の条件で溶接を行った後、溶接棒の電極と鋼板とが接触する面積境界の傾斜部について光学顕微鏡で断面を観察して測定した。

【0043】

【表1】

【0044】

【表2】

【0045】

上記表１及び２から分かるように、本発明が提案する合金組成及び製造条件を満たす発明例１～４の場合には、本発明が得ようとする内部酸化物層の厚さ、脱炭率を確保することから、優れためっき性及びＬＭＥ亀裂抵抗性を有していることが分かる。

【0046】

これに対し、比較例１及び３は、本発明が提案するＡｌ／Ｓｉより低いだけでなく、非常に低い露点温度により本発明が提案する内部酸化層の厚さと脱炭率を確保できないことから、めっき密着性及びＬＭＥ亀裂抵抗性に劣ることが分かる。

【0047】

比較例２は、本発明が提案するＡｌ／Ｓｉを超えるだけでなく、非常に低い露点温度により本発明が提案する内部酸化層の厚さと脱炭率を確保できないため、未めっきが発生し、めっき密着性及びＬＭＥ亀裂抵抗性にも劣ることが分かる。

【0048】

比較例４は、本発明が提案するＳｉ及びＡｌの合計を満たさないことから、伸び率が低いレベルであり、低い露点温度により本発明が提案する脱炭率を確保できないため、ＬＭＥ亀裂抵抗性に劣ることが分かる。

【0049】

比較例５は、本発明が提案する合金組成は満たすものの、低い露点温度により本発明が提案する脱炭率を確保できないことから、ＬＭＥ亀裂抵抗性に劣ることが分かる。

【0050】

図１は発明例１の写真であって、（ａ）は表面写真であり、（ｂ）はめっき密着性試験後の写真である。図２は比較例３の写真であって、（ａ）は表面写真であり、（ｂ）はめっき密着性試験後の写真である。図１及び図２から分かるように、発明例１は未めっき領域がほとんどなく、めっき層の剥離も起こらず、めっき品質が良好であるのに対し、比較例３は、未めっき領域はほとんどないものの、めっき層の剥離が起こり、めっき品質が劣ることが分かる。

【0051】

図３は、発明例１をＳＥＭで観察した写真である。図３から分かるように、発明例１は、断続的に存在する酸化物を含む内部酸化物層が適正厚さに形成されていることが分かる。

【図1(a)】

【図1(b)】

【図2(a)】

【図2(b)】

【図3】

【国際調査報告】