JP2018145500A - 曲げ加工性に優れた自動車部品用高強度溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板及びそれを用いた自動車部品 - Google Patents

Abstract

【課題】従来の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板よりも高い引張強度を有し、製造コストの過大な上昇を抑制しつつ強度と曲げ加工性を同時に向上させた、自動車部品用溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板及びそれを用いた自動車部品を提供することを目的とする。
【解決手段】上記の目的を達成するため、所定の化学組成を有する素材鋼板の表面に溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層を有するめっき鋼板であって、転位密度が１．８×１０１４／ｍ２〜５．７×１０１４／ｍ２である、ベイニティックフェライト相もしくはフェライト相のいずれか単相またはベイニティックフェライト相とフェライト相を含む相を主相とし、かつ硬質第２相およびセメンタイトの面積率が３%以下であり、平均粒子径２０ｎｍ以下のＴｉを含む炭化物が分散析出している、引張強度が７８０〜１１００ＭＰａの曲げ加工性に優れた高強度溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板及びそれを用いた自動車部品を提供する。
【選択図】 図１

Description

本発明は、高耐食性が要求される用途で、かつ、主に曲げ加工が施されて使用される自動車部品の素材に適した、引張強度７８０ＭＰａ以上の曲げ加工性に優れた溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板及びそれを用いた自動車部品に関するものである。

近年、環境問題に対する関心が一層高まっており、自動車部品をはじめとして、種々の加工品において、高強度−薄肉化による軽量化が求められている。また、プレス加工、伸びフランジ加工など、様々な変形様式の加工が施される場合には、素材鋼板には、強度に加えて延性や高い穴広げ性等が要求される。そのため、高価な合金元素の添加に加え複雑な熱処理を組み合わせて、金属組織を緻密に制御した発明が多くなされている。さらに、長寿命化や後めっき等の省略の点から高強度防錆鋼板が必要とされている場合も多い。

特許文献１〜３には、曲げ加工性に優れる高強度冷延鋼板、めっき鋼板およびその製造方法が開示されている。しかしながら、いずれも変態強化で高強度化を図るとともに残留オーステナイトを活用して高強度化と加工性の両立を図ったもので、Ｓｉ、Ｍｎ等の高価な合金元素を多量に添加する必要があるため、製造コストが高くなる。また、変態強化では、硬質相と軟質相の大きな強度差に起因して、安定的に良好な曲げ性を確保するのは非常に困難である。

特許文献４には、マルテンサイトや残留オーステナイトを利用せず、フェライト組織をベースに微細析出物および転位強化を活用した高比例源かつ曲げ加工性に優れる冷延鋼板を開示している。しかしながら、Ｃ含有量が高く曲げ加工性のレベルは、必ずしも十分ではないことがわかった。本発明者らは、マルテンサイトや残留オーステナイトを用いずにフェライトまたはベイナイト組織をベースとしてＴｉ等の微細析出物を用いて析出強化するとともに、粗大な硬質第２相やセメンタイトの析出を抑制することで高強度化と局部延性の指標となる穴広げ性を向上させた熱延めっき鋼板を特許文献５に開示している。しかし、特許文献５では非常に良好な曲げ加工性が得られるものの、必ずしも十分な強度が得られない。

特開２００９−２７０１２６号公報 特開２０１３−１１７０４２号公報 特開２０１５−１９３８９７号公報 特開２０１５−１４７９５９号公報 国際公開第２０１５／０９３５９６号

本発明は、上述の問題に鑑み、７８０ＭＰａ以上の引張強度を有し、製造コストの過大な上昇を抑制しつつ強度と曲げ加工性を同時に向上させた、耐食性に優れる自動車部品用溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板及びそれを用いた自動車部品を提供することを目的とする。

本発明者らは、鋭意検討の結果、以下の構成を有するめっき鋼板が上記課題を解決できることを見出した。

具体的に、本発明は、素材鋼板が、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．０８％、Ｓｉ：０．８％以下、Ｍｎ：０．５〜１．８％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎ：０．００１〜０．００５％、Ｔｉ：０．０２〜０．２％、Ｂ：０．０００５〜０．０１０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、下記（１）式で表されるＴｉ／Ｃ当量比が０．４〜１．５であり、転位密度が１．８×１０１４／ｍ２〜５．７×１０１４／ｍ２である、ベイニティックフェライト相もしくはフェライト相のいずれか単相またはベイニティックフェライト相とフェライト相を含む相を主相とし、かつ硬質第２相およびセメンタイトの面積率が３%以下であり、平均粒子径２０ｎｍ以下のＴｉを含む炭化物が分散析出している、引張強度が７８０〜１１００ＭＰａの曲げ加工性に優れた自動車部品用高強度溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板及びそれを用いた自動車部品を提供する。

さらに、ＴｉとＣの関係において、下記（１）式に表されるＴｉ／Ｃ当量比が０．４〜１．５に制御されていることを条件とする。
Ｔｉ／Ｃ当量比＝(Ｔｉ／４８)／（Ｃ／１２）・・・（１）
ただし、（１）式の元素記号の箇所には素材鋼板中における当該元素の含有量（質量％）が代入される。

前記素材鋼板が、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下の１種以上を含有してもよい。

また、前記のめっき組成は、例えば、質量％で、Ａｌ：３．０〜２２．０％、Ｍｇ：０．０５〜１０.０％、Ｔｉ：０〜０．１０％、Ｂ：０〜０．０５％、Ｓｉ：０〜２．０％、Ｆｅ：０〜２．０％、残部Ｚｎおよび不可避的不純物からなる。

また、前記の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の製造方法として、前記組成を有する素材鋼板に、熱間圧延、酸洗、冷間圧延、連続溶融めっきラインでの焼鈍および溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっきを順次行う工程を施し、熱間圧延での巻取温度を５００℃から６５０℃、冷間圧延率を３０％〜６０％、連続溶融めっきラインでの焼鈍温度を５５０℃から７５０℃とする。

本発明は、製造コストが抑えられ、十分な強度を有し、曲げ加工性に優れた自動車部品用溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板及びそれを用いた自動車部品を提供することができる。特に、本発明の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板は、先端Ｒ：１．０ｍｍ、１３５°曲げが可能であり、優れた加工性を有する。

本発明における自動車部品とは、主に曲げ加工にて成形される自動車部品であり、シート部材、サイドシル、各種フレーム、メンバー、アーム、リンク類、カバー類およびブラケットを含む。

ボス溶接試験材の形状を説明する斜視図である。 ボス溶接試験材を作製する手順を説明する断面図である。

以下、本発明の成分、金属組織および製造方法について詳細に説明する。鋼組成及びめっき組成における「％」は特に断らない限り「質量％」を意味する。

＜Ｃ：０．０１〜０．０８％＞
Ｃは、Ｔｉを含む炭化物を形成し、ベイニティックフェライトまたはフェライト組織中に微細析出し、高強度化に有効な元素である。Ｃ含有量が０．０１％未満では７８０ＭＰａ以上の強度を得るのが困難であり、０．０８％を越えて添加すると析出物の粗大化や硬質第２相およびセメンタイトの形成により、曲げ加工性が低下する。また、好ましくは、０．０１〜０．０６％、さらに好ましくは０．０１〜０．０４％である。

＜Ｓｉ：０．８％以下＞
Ｓｉは、固溶強化に有効な元素である。しかし、過剰に添加すると、溶融めっきラインでの加熱時に鋼板表面に酸化物を形成し、めっき性を阻害するとともに製造コストの上昇を招くので、添加量の上限を０．８％とする。また、好ましくは、０．４％以下、さらに好ましくは０．２％以下である。

＜Ｍｎ：０．５〜１．７％＞
Ｍｎは、高強度化に有効な元素である。０．５％未満では７８０ＭＰａ以上の強度を得るのが難しく、１．７％を超えて添加すると、偏析が生じやすくなり、曲げ加工性が低下する。また、製造コストの上昇を招く。したがって、添加量の上限を１．７％とする。また、好ましくは、１．０〜１．７％、さらに好ましくは１．０〜１．５％である。

＜Ｐ：０．０５％以下＞
Ｐは固溶強化に有効な元素であるが、０．０５％を超えて添加すると、偏析が生じやすくなり、曲げ加工性が低下する。したがって、添加量の上限を０．０５％とする。また、好ましくは、０．０３％以下、さらに好ましくは０．０２％以下である。なお、Ｐの含有量は０を含まない。

＜Ｓ：０．００５％以下＞
ＳはＭｎと硫化物を形成し曲げ加工性を始めとする局部延性を劣化させる。このため、Ｓは極力低減すべき元素であるが、０．００５％までは許容できるので、含有量の上限を０．００５％に限定する。また、好ましくは、０．００３％以下、さらに好ましくは０．００２％以下である。なお、Ｓは不可避不純物であり、その含有量は０を含まない。

＜Ｎ：０．００１〜０．００５％＞
Ｎは、鋼中に固溶Ｎとして残存するとＢＮを生成し、耐溶融金属脆化割れ性に有効なＢ量の減少につながる。検討の結果、Ｎ含有量は０．００５％以下に制限されるが、通常は０．００１％程度のＮが存在していても問題ない。Ｎ含有量の範囲は、好ましくは、０．００１〜０．００４％である。

＜Ｔｉ：０．０２〜０．２％＞
ＴｉはＣと結合して、微細なＴｉの炭化物として析出し、高強度化とセメンタイトの析出抑制に有効な元素である。また、ＴｉはＮとの親和性が高く、鋼中のＮをＴｉＮとして固定するため、Ｔｉを添加することは耐溶融金属脆化割れ性を高めるＢ量を確保する上で極めて有効である。これらの作用を十分得るためには０．０２％以上の添加が必要である。一方、０．２％を超えて添加してもその効果は飽和するとともに、製造コストの上昇を招く。そのため、０．０２から０．２０％の範囲に限定する。Ｔｉ含有量は好ましくは、０．０５〜０．２０％、さらに好ましくは、０．０８〜０．２０％である。

＜Ｂ：０．０００５〜０．０１０％＞
Ｂは結晶粒界に偏析して原子間結合力を高め、溶融金属脆化割れの抑制に有効な元素である。また、Ｂは粒界に偏析して変態を抑制し、ベイニティックフェライト組織を通じた高強度化に有効な元素である。０．０００５％未満ではこれらの効果が無く、０．０１％を超えて添加してもその効果は飽和するとともに製造コストの上昇を招く。そのため、添加範囲を０．０００５％から０．０１０％に限定する。

＜Ａｌ：０．００５〜０．１％以下＞
Ａｌは、製鋼時に脱酸材として添加される。その効果を得るためには、０．００５％以上の添加が必要である。一方、０．１％を超えて添加してもその効果は飽和するとともにかえって製造コストの上昇を招く。

＜Ｖ：１．０％以下、Ｎｂ：０．１％以下の１種以上＞
Ｎｂ、Ｖは加熱および熱延中のγ粒の粗大化を防止し、フェライト粒の微細化に有効である。また、Ｔｉと同様にＣを含む複合炭化物を形成し、強度上昇にも寄与する。このため必要に応じてこれらの元素の１種以上を含有することができる。

＜Ｔｉ／Ｃ当量比：０．４〜１．５＞
Ｔｉ／Ｃ当量比は、曲げ加工性を向上させるのに重要な値である。Ｔｉ／Ｃ当量比は、（１）式によって定義される。
Ｔｉ／Ｃ当量比＝(Ｔｉ／４８)／（Ｃ／１２）・・・（１）
ただし、（１）式の元素記号の箇所には素材鋼板中における当該元素の含有量（質量％）が代入される。

Ｔｉ／Ｃ当量比が０．４未満では、硬質第２相やセメンタイト量が増加するため、曲げ加工性が低下する。一方、Ｔｉ／Ｃ当量比が１．５を超え手添加してもその効果が飽和するとともに、製造コストの上昇を招く。そのため、０．４〜１．５の範囲に限定する。

＜引張強度＞
本発明は、軽量で耐久性に優れる自動車部品用高強度鋼板及びそれを用いた自動車部品に関するものであり、７８０ＭＰａ以上の引張強度の鋼板を対象としている。しかしながら、引張強度が１１００ＭＰａを超えると１３５°曲げにて割れを生じる。したがって、引張強度の範囲は７８０〜１１００ＭＰａの範囲に規定する。

＜金属組織＞
本発明に関わる自動車部品用高強度溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板及びそれを用いた自動車部品のミクロ組織は、転位密度が１．８×１０１４／ｍ２〜５．７×１０１４／ｍ２であるベイニティックフェライト相またはフェライト相のいずれか単相またはベイニティックフェライト相とフェライト相を含む相を主相とするとともに、硬質第２相及びセメンタイトの面積率が３%以下であり、平均粒子径２０ｎｍ以下のＴｉを含む炭化物が分散析出している。以下、これらについて説明する。

転位密度が１．８×１０１４／ｍ２〜５．７×１０１４／ｍ２であるベイニティックフェライトまたはフェライトのいずれか単相またはベイニティックフェライト相もしくはフェライト相のいずれか単相またはベイニティックフェライト相とフェライト相を含む相を主相とするとともに、硬質第２相及びセメンタイトの面積率を３%以下としたのは、７８０ＭＰａ以上の引張強度と良好な曲げ加工性を両立させるためである。
即ち硬質第２相およびセメンタイトの面積率が３％以下のフェライト及び／又はベイナイト組織とすることで、先端Ｒ：１．０ｍｍの１３５°曲げで割れを生じない良好な曲げ加工性が得られ、転位密度を１．８×１０１４／ｍ２〜５．７×１０１４／ｍ２とすることで、７８０ＭＰａ以上の引張強度を確保可能となる。セメンタイトは曲げ加工の際にフェライト相またはベイナイト相との界面で微小亀裂を生じ易く、曲げ割れの起点となるため曲げ加工性が大きく低下する。面積率で３%までは許容できるため、上限を３％以下とした。
なお、「主相」とは、本発明の鋼板の金属組織において、硬質第２相およびセメンタイトを除いた残りの相を意味する。

Ｔｉを含む炭化物の平均粒径を２０ｎｍ以下にしたのは、Ｔｉを含む炭化物は熱間圧延時に析出し、その析出強化作用により強度が上昇する。また、曲げ加工性の向上には微細析出することが有効である。種々検討の結果、ベイニティックフェライト及び／又はフェライト相中に分散している炭化物の平均粒子径が２０ｎｍ以下であることが極めて有効で２０ｎｍを超えると良好な曲げ加工性が得られなくなる。なお、Ｔｉを含む炭化物とは、Ｎｂ、Ｖ等の炭化物も含んでいる。

・製造方法
上記加工性に優れた高強度溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板は、例えば成分調整された鋼材（連続鋳造スラブなど）に、熱間圧延、酸洗、冷間圧延、連続溶融めっきラインでの焼鈍および溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっきを順次行う工程により製造することができる。以下、その場合の製造条件を例示する。

上記の成分組成を満たす鋼スラブを１１５０〜１３００℃の加熱温度で加熱し、８５０〜９５０℃の仕上温度で熱間圧延後、下記の巻取温度で巻き取る。以降、下記の巻取温度で熱延鋼帯を得る。さらに、この鋼帯を酸洗後、下記の条件で冷間圧延し、連続溶融めっきラインでめっき工程に付する。

＜熱間圧延での巻取温度を５００℃から６５０℃＞
巻取温度が５００℃未満では、Ｔｉを含む炭化物の析出量が不十分となり強度が低下する。一方、巻取温度が６５０℃を超えるとＴｉを含む炭化物の粗大化が起こり、強度低下および曲げ加工性が低下する。

＜冷間圧延率：３０〜６０％＞
熱間圧延後は、連続酸洗ラインを通板して、表面のスケールを除去し、冷間圧延を施す。その際、冷間圧延の圧延率が３０％未満では、連続溶融めっきラインでの焼鈍後の転位密度が１．８×１０１４／ｍ２未満となり、７８０ＭＰａ以上の引張強度が得られなくなる場合がある。一方、６０％を越えると転位密度が５．７×１０１４／ｍ２を越えて延性の低下が大きくなり、曲げ加工性が劣化する場合がある。したがって、冷間圧延率は３０％〜５０％以下の範囲が好ましい。

＜連続溶融めっきラインでの焼鈍温度：５５０〜７５０℃＞
焼鈍温度が５５０℃未満では鋼板表面が十分に還元せずめっき性が低下する。一方、焼鈍温度が７５０℃を超えると再結晶を生じて転位密度が１．８×１０１４／ｍ２未満となり、強度低下を招く。すなわち、本発明は再結晶焼鈍以下の温度で焼鈍を施して、高い転位密度を維持することを特徴とするものであり、母材の金属組織は、熱延終了後時点の組織を基本としている。

＜溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき＞
本発明では、公知の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっきの手法を適用することができる。
めっき層中のＡｌは、めっき鋼板の耐食性を向上させる作用を有する。また、めっき浴中にＡｌを含有させることでＭｇ酸化物系ドロス発生を抑制する作用もある。これらの作用を十分に得るには溶融めっきのＡｌ含有量を３．０％以上とする必要があり、４．０％以上とすることがより好ましい。一方、Ａｌ含有量が２２．０％を超えると、めっき層と素材鋼板との界面でＦｅ−Ａｌ合金層の成長が著しくなり、めっき密着性が悪くなる。優れためっき密着性を確保するには１５.０％以下のＡｌ含有量とすることが好ましく、１０.０％以下とすることがより好ましい。

めっき層中のＭｇは、めっき層表面に均一な腐食生成物を生成させて当該めっき鋼板の耐食性を著しく高める作用を呈する。その作用を十分に発揮させるには溶融めっきのＭｇ含有量を０．０５％以上とする必要があり、２．０％以上を確保することが望ましい。一方、Ｍｇ含有量が１０.０％を超えるとＭｇ酸化物系ドロスが発生し易くなる弊害が大きくなる。より高品質のめっき層を得るには５．０％以下のＭｇ含有量とすることが好ましく、４．０％以下とすることがより好ましい。

溶融めっき浴中にＴｉ、Ｂを含有させると、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板において斑点状の外観不良を与えるＺｎ１１Ｍｇ２相の生成・成長が抑制される。Ｔｉ、Ｂはそれぞれ単独で含有させてもＺｎ１１Ｍｇ２相の抑制効果は生じるが、製造条件の自由度を大幅に緩和させる上で、ＴｉおよびＢを複合で含有させることが望ましい。これらの効果を十分に得るには、溶融めっきのＴｉ含有量は０.０００５％以上、Ｂ含有量は０.０００１％以上とすることが効果的である。ただし、Ｔｉ含有量が多くなりすぎると、めっき層中にＴｉ−Ａｌ系の析出物が生成し、めっき層に「ブツ」と呼ばれる凹凸が生じて外観を損なうようになる。このため、めっき浴にＴｉを添加する場合は０．１０％以下の含有量範囲とする必要があり、０．０１％以下とすることがより好ましい。また、Ｂ含有量が多くなりすぎると、めっき層中にＡｌ−Ｂ系あるいはＴｉ−Ｂ系の析出物が生成・粗大化し、やはり「ブツ」と呼ばれる凹凸が生じて外観を損なうようになる。このため、めっき浴にＢを添加する場合は０．０５％以下の含有量範囲とする必要があり、０．００５％以下とすることがより好ましい。

溶融めっき浴中にＳｉを含有させると前記Ｆｅ−Ａｌ合金層の成長が抑制され、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の加工性が向上する。また、めっき層中のＳｉはめっき層の黒変化を防止し、表面の光沢性を維持する上でも有効である。このようなＳｉの作用を十分に引き出すためには溶融めっきのＳｉ含有量を０．００５％以上とすることが効果的である。ただし、過剰にＳｉを添加すると溶融めっき浴中のドロス量が多くなるので、めっき浴にＳｉを含有させる場合は２．０％以下の含有量範囲とする。

溶融めっき浴中には素材鋼板やポット構成部材などからある程度のＦｅが混入してくる。Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっきにおいて、めっき浴中のＦｅは２．０％程度まで含有が許容される。めっき浴中には、その他の元素として例えば、Ｃａ、Ｓｒ、Ｎａ、希土類元素、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｎの１種以上が混入しても構わないが、それらの合計含有量は１質量％以下であることが望ましい。なお、溶融めっき浴組成はほぼそのまま溶融めっき鋼板のめっき層組成に反映される。

［実施例１］
表１に組成を示す各鋼を溶製し、そのスラブを１２５０℃に加熱した後、仕上げ圧延温度８８０℃、巻取温度５２０〜６８０℃で熱間圧延し、板厚２．６ｍｍの熱延鋼帯を得た。各熱延鋼帯の巻取温度は表２中にそれぞれ示してある。

熱延鋼帯を酸洗して３０％および５０％の冷延率で冷間圧延を施した後、連続溶融めっきラインにて、水素−窒素混合ガス中５００〜７９０℃で焼鈍行い、約４２０℃まで平均冷却速度５℃／ｓｅｃで冷却して素材鋼板（めっき原板）とし、その後、鋼板表面が大気に触れない状態のまま下記のめっき浴組成を有する溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき浴中に浸漬した後引き上げ、ガスワイピング法にてめっき付着量を片面あたり約９０ｇ／ｍ２に調整した溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板を得た。めっき浴温は約４１０℃であった。各鋼の冷延率、焼鈍温度も、表２に併せて示してある。

〔めっき浴組成（質量％）〕
Ａｌ：６．０％、Ｍｇ：３．０％、Ｔｉ：０．００２％、Ｂ：０．０００５％、Ｓｉ：０．０１％、Ｆｅ：０．１％、Ｚｎ：残部

〔Ｔｉ含有炭化物の平均粒子径〕
採取した溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板サンプルから作製した薄膜を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）により観察し、Ｔｉ含有炭化物が３０個以上含まれる一定の領域内の当該炭化物の粒子径（長径）を測定し、その平均値をＴｉ含有炭化物の平均粒子径とした。

〔転位密度〕
採取した溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板サンプルから切出した試料の表層部から板厚の１／４まで機械研磨後、化学研磨を施して加工歪を除去し、Ｘ線解析により転位密度を計算により求めた。Ｘ線回折には、Ｃｏ管球のKα1線を用い、＜１１０＞、＜２１１＞、＜２２０＞の３つの回折ピークの半価幅から局所歪ηを求め、次式を用いて転位密度を計算した。
ρ＝１４．４×η2／ｂ2
ここで、ρが転位密度でｂはバーガースベクトル（０．２５ｎｍ）である。なお、転位密度の計算は、Modified Williamson-Hall/Warren-Averbach法を用いた。計算した転位密度は表２に併記する。

〔セメンタイトの面積率〕
硬質第２相およびセメンタイトの面積率は、採取した溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板サンプルから切出した試料を圧延方向断面に研磨し、ピクラール試薬にてエッチングしてＳＥＭ観察し、観察された組織から画像解析によって算出した。測定された硬質第２相及びセメンタイトの面積率を表２に併記する。

〔引張特性〕
試験片の長手方向が素材鋼板の圧延方向に対し直角になるように採取したＪＩＳ５号試験片を用い、ＪＩＳＺ２２４１に準拠して引張強さＴＳ、全伸びＴ.Ｅｌを求めた。

〔曲げ加工性〕
溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板から圧延方向と直角方向に２０×５０ｍｍのサンプルを採取し、これを１３５°曲げ試験に供した。即ち、採取したサンプルの長手方向の中央部で圧延方向が曲げの軸となるように先端Ｒ１．０ｍｍ、先端角度４５°のＶ型パンチ、ダイスを用いて、２０ｋＮの押し付け力で曲げ加工を施し、曲げ加工部先端の外表面における割れの発生有無を○×で評価した。この評価基準を満足できれば、実際の自動車部品への加工が可能である。

〔溶融金属脆化割れ性の評価〕
自動車部品では、ブラケット類をアーク溶接される場合があるため、アーク溶接の際に生じる溶融金属脆化割れ性に優れることも必要である。溶融金属脆化特性は、次の手順により溶接試験を行って評価した。
溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板から１００ｍｍ×７５ｍｍのサンプルを切り出し、これを溶融金属脆化に起因する最大割れ深さを評価するための試験片とした。溶接試験は、図１に示す外観のボス溶接材を作成する「ボス溶接」を行い、その溶接部断面を観察して割れの発生状況を調べた。すなわち、試験片３の板面中央部に直径２０ｍｍ×長さ２５ｍｍの棒鋼（ＪＩＳに規定されるＳＳ４００材）からなるボス（突起）１を垂直に立て、このボス１を試験片３にアーク溶接にて接合した。溶接ワイヤーはＹＧＷ１２を用い、溶接開始点から溶接ビード６がボスの周囲を１周し、溶接始点を過ぎた後もさらに少し溶接を進めて溶接開始点を過ぎて溶接ビードの重なり部分８ができたところで溶接を終了とした。溶接条件は、１９０Ａ，２３Ｖ，溶接速度０.３ｍ／ｍｉｎ、シールドガス：Ａｒ−２０ｖｏｌ．％ＣＯ２、シールドガス流量：２０Ｌ／ｍｉｎとした。

なお、溶接に際しては、図２に示すように、あらかじめ試験片３を拘束板４と接合しておいたものを用いた。接合体は、まず１２０ｍｍ×９５ｍｍ×板厚４ｍｍの拘束板４（ＪＩＳに規定されるＳＳ４００材）を用意し、この板面中央部に試験片３を置き、その後、試験片３の全周を拘束板４に溶接したものである。上記のボス溶接材の作製は、この接合体（試験片３と拘束板４）を水平な実験台５の上にクランプ２にて固定し、この状態でボス溶接を行ったものである。

ボス溶接後、ボス１の中心軸を通り、かつ前記のビードの重なり合う部分８を通る切断面９で、ボス１／試験片３／拘束板４の接合体を切断し、その切断面９について顕微鏡観察を行い、試験片３に観察された割れの最大深さを測定し、これを最大母材割れ深さとした。この割れは溶融金属脆化割れに該当するものである。最大母材割れ深さが０.１ｍｍ以下を合格、０．１ｍｍを超えるものを不合格として評価した。

本発明範囲であるＮｏ．１〜１５は、転位密度が１．８×１０１４／ｍ２〜５．７×１０１４／ｍ２で引張強度が７８０〜１１００ＭＰａであるとともに、先端曲げＲ１．０ｍｍの１３５°曲げが可能な高強度溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板である。
しかし、Ｎｏ．１６はＣ量が多く、またNo.１７はＴｉ量が低くてＴｉ／Ｃ当量比が低いため、硬質第２相＋セメンタイト面積率が高く、曲げ加工性に劣る。Ｎｏ．１８はＭｎ量が多いため、硫化物の析出に起因して曲げ加工性に劣る。Ｎｏ．１９はＢが低いため、十分な引張強さが得られておらず、また、耐ＬＭＥＣ性が劣る。Ｎｏ．２０はＰ量が多いため、曲げ加工性に劣る。Ｎｏ．２１はＣ量が低く、十分な引張強さが得られない。Ｎｏ．２２はＭｎ量が低いため、十分な引張強さが得られていない。Ｎｏ．２３は熱間圧延での巻取り温度が高いためＴｉ炭化物の粒子径が大きく、曲げ加工性に劣る。Ｎｏ．２４はめっきラインでの焼鈍温度が高すぎて転位密度が低くなり、引張強度に劣る。

［実施例２］
表１のＡ鋼、Ｆ鋼を実施例1と同様にスラブを１２５０℃に加熱した後、仕上げ圧延温度８８０℃、巻取温度５９０℃で熱間圧延し、板厚２．６ｍｍの熱延鋼帯を得た。得られた熱延鋼帯を酸洗して１０％、３０％、５０％、６０％および７０％の冷延率で冷間圧延を施した後、連続溶融めっきラインにて、水素−窒素混合ガス中６２０、６３０℃で焼鈍行い、約４２０℃まで平均冷却速度５℃／ｓｅｃで冷却して素材鋼板（めっき原板）とし、その後、鋼板表面が大気に触れない状態のまま、実施例１と同じめっき浴組成を有する溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき浴中に浸漬した後引き上げ、ガスワイピング法にてめっき付着量を片面あたり約９０ｇ／ｍ２に調整した溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板を得た。めっき浴温は約４１０℃であった。

得られためっき鋼板の引張特性、曲げ加工性、耐溶融金属脆化割れ性を調査し、表３にまとめて示した。
表３より、冷延率が３０〜６０％であれば、７８０〜１１００ＭＰａの引張強度と良好な曲げ加工性が得られるが、冷延率が３０％未満では、引張強度が不足する場合がある。また、冷延率が６０％を超えると、良好な曲げ加工性が得られない場合があることがわかる。

１ ボス
２ クランプ
３ 試験片
４ 拘束板
５ 実験台
６ 溶接ビード
７ 試験片全周溶接部の溶接ビード
８ 溶接ビードの重なり部分
９ 切断面

Claims (6)

1. 素材鋼板の表面に溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層を有するめっき鋼板において、素材鋼板が、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．０８％、Ｓｉ：０．８％以下、Ｍｎ：０．５〜１．８％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎ：０．００１〜０．００５％、Ｔｉ：０．０２〜０．２％、Ｂ：０．０００５〜０．０１０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、下記（１）式で表されるＴｉ／Ｃ当量比が０．４〜１．５であり、転位密度が１．８×１０１４／ｍ２〜５．７×１０１４／ｍ２である、ベイニティックフェライト相もしくはフェライト相のいずれか単相またはベイニティックフェライト相とフェライト相を含む相を主相とし、かつ硬質第２相およびセメンタイトの面積率が３%以下であり、平均粒子径２０ｎｍ以下のＴｉを含む炭化物が分散析出している、引張強度が７８０〜１１００ＭＰａの曲げ加工性に優れた自動車部品用高強度溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板。
   Ｔｉ／Ｃ当量比＝（Ｔｉ／４８）／（Ｃ／１２）…（１）
   ただし、（１）式の元素記号の箇所には素材鋼板中における当該元素の含有量（質量％）が代入される。
2. 素材鋼板が、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下の１種以上を含有する組成を有する請求項１に記載の、引張強度が７８０〜１１００ＭＰａの曲げ加工性に優れた自動車部品用高強度溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板。
3. 前記溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板のめっき組成は、質量％で、Ａｌ：３．０〜２２．０％、Ｍｇ：０．０５〜１０.０％、Ｔｉ：０〜０．１０％、Ｂ：０〜０．０５％、Ｓｉ：０〜２．０％、Ｆｅ：０〜２．０％、残部Ｚｎおよび不可避的不純物からなることを特徴とする請求項１又は２に記載の引張強度が７８０〜１１００ＭＰａの曲げ加工性に優れた自動車部品用高強度溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板。
4. 素材鋼板が、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．０８％、Ｓｉ：０．８％以下、Ｍｎ：０．５〜１．８％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎ：０．００１〜０．００５％、Ｔｉ：０．０２〜０．２％、Ｂ：０．０００５〜０．０１０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、下記（１）式で表されるＴｉ／Ｃ当量比が０．４〜１．５であり、転位密度が１．８×１０１４／ｍ２〜５．７×１０１４／ｍ２である、ベイニティックフェライト相もしくはフェライト相のいずれか単相またはベイニティックフェライト相とフェライト相を含む相を主相とし、かつ硬質第２相およびセメンタイトの面積率が３%以下であり、平均粒子径２０ｎｍ以下のＴｉを含む炭化物が分散析出し、引張強度が７８０〜１１００ＭＰａであり、前記素材鋼板の表面に溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっきが施された自動車部品。
   Ｔｉ／Ｃ当量比＝（Ｔｉ／４８）／（Ｃ／１２）…（１）
   ただし、（１）式の元素記号の箇所には素材鋼板中における当該元素の含有量（質量％）が代入される。
5. 素材鋼板が、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下の１種以上を含有する組成を有する請求項４に記載の自動車部品。
6. 前記溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっきの組成は、質量％で、Ａｌ：３．０〜２２．０％、Ｍｇ：０．０５〜１０.０％、Ｔｉ：０〜０．１０％、Ｂ：０〜０．０５％、Ｓｉ：０〜２．０％、Ｆｅ：０〜２．０％、残部Ｚｎおよび不可避的不純物からなることを特徴とする請求項４又は５に記載の自動車部品。
   

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