JP2019521257A - 低密度溶融亜鉛めっき鋼及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】低い密度、高い強度、並びに高いめっき性（platability）及びクラッド層接着性を有する低密度溶融めっき鋼を提供する。【解決手段】低密度溶融めっき鋼は、コアに位置する鋼基板１と、表面上に位置するクラッド層３とを備える。鋼基板１とクラッド層３との間に界面層が配置され、界面層は鉄粒子層４を含み、鉄粒子層４中において、鋼基板１上に分散されて鋼基板１を覆う鉄粒子が配置され、鉄粒子は第１のブロッキング層５によって覆われる。低密度溶融めっき鋼は、３．０％〜７．０％の質量百分率を有するＡｌ元素を含有する。同様に、本発明は低密度溶融めっき鋼を製造する方法も含む。【選択図】図１

Description

本発明は、低密度鋼、より詳細には低密度溶融亜鉛めっき鋼に関する。

環境規制、省エネルギー及びエネルギー消費削減の要求の高まりから、軽量化が自動車開発の方向性の１つとなっている。材料の観点から軽量車両を達成する方法は、以下の通りである。つまり、鋼の代わりにアルミニウム及びマグネシウム等の軽合金を使用すること、従来の低強度鋼の代わりに高強度鋼を使用して材料の削減を達成すること、及び鋼の密度を低減することによって鋼の比強度を増大すること、すなわち低密度鋼を開発することである。

アルミニウムは鋼よりもはるかに低い密度を有するため、従来技術では、一定量のアルミニウムを鋼に添加することによって材料密度の低減が達成されていた。

例えば、「高強度ＩＦ低密度鋼および該鋼鉄の製造方法」と題する特許文献１（公開日：２０１４年１２月１７日）は、高強度ＩＦ低密度鋼及びその製造方法を開示しており、該鋼は密度を低減するために６％〜９％の重量百分率でのＡｌ含有量を有する。

さらに、「良好なスタンピング性能を有する低密度鋼」と題する特許文献２（公開日：２０１０年６月２３日）は、Ａｌの含有量が６％≦Ａｌ≦１０％である熱間圧延フェライト鋼板を開示している。

連続溶融めっきプロセスでは、焼鈍したストリップ鋼を亜鉛浴に浸漬し、金属又は合金（例えば、Ｚｎ、Ｚｎ−Ａｌ、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ等）の層をストリップ鋼の表面上にめっきすることで、ストリップ鋼の耐食性を改善している。通常の鋼種の溶融亜鉛めっきは周知の技術である。しかしながら、Ｓｉ元素及びＭｎ元素の含有量が高い高強度鋼並びに先進高強度鋼の溶融亜鉛めっきは、以下の理由から亜鉛めっき性に問題がある。すなわち、溶融めっき前の焼鈍雰囲気は、Ｆｅに対して還元性であるが、Ｓｉ及びＭｎに対して酸化性であり、ストリップ鋼の表面上に形成されるＳｉ元素及びＭｎ元素の酸化物膜が、ストリップ鋼への亜鉛めっき用亜鉛（galvanizing zinc）の濡れ性を深刻に損ない、鉄がコーティングされない、及びコーティング層の接着不良といった品質問題が生じる。

鋼に添加する合金元素の中でも、Ｓｉ元素の表面濃縮が亜鉛めっきに最も大きな影響を及ぼす。したがって、溶融めっきを必要とする鋼種を設計する場合、マトリックスのＳｉ含有量を制御するか、又はＳｉを他の元素に置き換えることが多い。Ａｌ及びＳｉは、オーステナイトの安定化で同様の効果を有することが従来技術において知られている。したがって、ストリップ鋼の亜鉛めっき性を改善するために、通常は溶融亜鉛めっき変態誘起塑性鋼（ＴＲＩＰ鋼）においてＡｌがＳｉの代わりに使用されるが、Ａｌ含有量は概して約２％である。

中国特許出願公開第１０４２２０６０９号 中国特許出願公開第１０１７５５０５７号

本発明の目的の１つは、低密度、高強度及び良好な亜鉛めっき性の利点を有する低密度溶融亜鉛めっき鋼を提供することである。

上記の目的を達成するため、本発明は、鋼のコア部分に位置する鋼基板と、この鋼基板の表面上に位置するコーティング層と、を備える低密度溶融亜鉛めっき鋼であって、鋼基板とコーティング層との間に界面層が配置され、この界面層が鉄粒子層を含み、この鉄粒子層中において、鋼基板上に分散されて鋼基板を覆う鉄粒子が配置され、この鉄粒子が、第１の阻止層によって覆われ、低密度溶融亜鉛めっき鋼が、Ａｌ元素を３．０％〜７．０％の質量百分率で含有する、低密度溶融亜鉛めっき鋼を提供する。

本発明による低密度溶融亜鉛めっき鋼では、Ａｌ元素の設計原理は、Ａｌ元素がフェライト形成元素であることである。Ａｌ元素の添加により鋼板の密度を著しく低減することができるため、本発明におけるＡｌ元素の質量百分率は３．０％以上である。しかしながら、７．０％を超える質量百分率を有するＡｌ元素は、オーステナイトの形成を阻害する。加えて、Ａｌ元素は鋼中のオーステナイトの積層欠陥エネルギーを顕著に増大させる。したがって、７．０％を超える質量百分率を有するＡｌ元素は、鋼中の残留オーステナイトが変形時にマルテンサイト変態を起こすように誘導されることを阻止し、鋼板に適合する良好な強度及び塑性を得るのが困難となる。したがって、本発明ではＡｌ元素の質量百分率を３．０％〜７．０％と規定する。

さらに、本発明による低密度溶融亜鉛めっき鋼の表面は鉄粒子層を有するため、本発明の低密度溶融亜鉛めっき鋼は、優れた亜鉛めっき性及びコーティング層接着性を有する。

さらに、本発明による低密度溶融亜鉛めっき鋼では、鋼基板が鉄粒子層に隣接する内部酸化層を有し、この内部酸化層がＡｌ酸化物を含有する。

さらに、本発明による低密度溶融亜鉛めっき鋼では、内部酸化層がＭｎ酸化物を更に含有する。

さらに、本発明による低密度溶融亜鉛めっき鋼では、内部酸化層が０．２μｍ〜１０μｍの厚さを有する。

本発明の低密度溶融亜鉛めっき鋼では、内部酸化層の厚さが０．２μｍ未満である場合、Ａｌ元素の外部酸化を効果的に抑制することができず、内部酸化層の厚さが１０μｍを超える場合、鋼基板の内部酸化層の形成特性が影響を受ける可能性がある。したがって、内部酸化層の厚さを０．２μｍ〜１０μｍに制御するのが好ましい。

さらに、本発明の低密度溶融亜鉛めっき鋼では、内部酸化層の酸化物が粒界及び粒内に存在する。内部酸化層中の酸化物は主にＡｌ酸化物及びＭｎ酸化物であり、これらは内部酸化層の粒内及び粒界に同時に分布する。

さらに、本発明の低密度溶融亜鉛めっき鋼では、界面層が０．１μｍ〜５μｍの厚さを有する。

本発明の低密度溶融亜鉛めっき鋼では、界面層の厚さが０．１μｍ未満である場合、コーティング層の接着性が不良となり、界面層の厚さが５μｍを超える場合、より長い焼鈍保持時間が鉄粒子層の形成に必要とされる。したがって、本発明の界面層の厚さは０．１μｍ〜５μｍに制御される。界面層の厚さを０．３μｍ〜３μｍに制御するのが好ましい。

さらに、本発明の低密度溶融亜鉛めっき鋼では、鉄粒子が０．１μｍ〜５μｍの粒径を有する。

本発明の低密度溶融亜鉛めっき鋼では、粒径が０．１μｍ未満である場合、鉄粒子の厚さ及び被覆面積がより小さく、コーティング層の接着性が不良となり、粒径が５μｍを上回る場合、鉄粒子層が過度に厚くなる。

さらに、本発明の低密度溶融亜鉛めっき鋼では、鉄粒子が鋼基板の表面積の３０％以上を覆う。

さらに、本発明の低密度溶融亜鉛めっき鋼では、隣接する鉄粒子間の最大間隔が、その鉄粒子の平均粒径の１０倍以下である。

上記の解決法では、隣接する鉄粒子間の最大間隔が鉄粒子の平均粒径の１０倍を超えると、溶融亜鉛めっき時に亜鉛めっき用亜鉛が鉄粒子間の空間に完全に浸透することができず、亜鉛めっき用亜鉛の濡れ性及び亜鉛層の接着性が影響を受ける可能性もある。したがって、本発明では隣接する鉄粒子間の最大間隔を鉄粒子の平均粒径の１０倍以下と規定するのが好ましい。

さらに、本発明の低密度溶融亜鉛めっき鋼では、鋼基板の表面上で鉄粒子によって覆われない部分が第２の阻止層によって覆われる。

さらに、本発明の低密度溶融亜鉛めっき鋼では、第２の阻止層の厚さが第１の阻止層の厚さ未満である。

さらに、本発明の低密度溶融亜鉛めっき鋼では、第２の阻止層が、Ｆｅ元素、Ａｌ元素及びＺｎ元素を含有する。

さらに、本発明の低密度溶融亜鉛めっき鋼では、第１の阻止層が、Ｆｅ元素、Ａｌ元素及びＺｎ元素を含有する。

本発明の低密度溶融亜鉛めっき鋼では、第１の阻止層及び第２の阻止層は、Ｆｅ、Ａｌ及びＺｎから構成され、第１の阻止層はコーティング層と接触する鉄粒子の表面を覆い、第２の阻止層は鋼基板の表面が鉄粒子によって覆われない部分である。これは、鋼板を亜鉛浴に浸漬した場合、亜鉛浴中のＡｌ元素及び少量のＺｎ元素が、初めに表面上の鉄粒子層によって覆われた鋼板のＦｅと反応することで第１の阻止層を形成するためであり、Ｆｅ、Ａｌ及びＺｎを含有する少量の第２の阻止層が、基板の表面上の鉄粒子によって覆われない部分又は鉄粒子間の間隙の位置で基板の表面上に形成される可能性もあるが、その厚さは鉄粒子の表面上の阻止層よりも薄い。

さらに、本発明の低密度溶融亜鉛めっき鋼では、鋼基板の微細構造がフェライト及び残留オーステナイトである。

さらに、本発明の低密度溶融亜鉛めっき鋼では、残留オーステナイトの相比率が６％〜３０％である。

さらに、本発明の低密度溶融亜鉛めっき鋼では、残留オーステナイト中のＣ元素の質量百分率が０．８％以上である。

本発明の低密度溶融亜鉛めっき鋼では、Ｃがオーステナイト形成を促進する重要な固溶強化元素である。Ａｌ元素の濃度が高い低密度鋼では、残留オーステナイト中のＣの質量百分率が０．８％未満である場合、残留オーステナイトの含有量及び機械的安定性が比較的低く、鋼板の低強度及び低延性が生じる。したがって、本発明の低密度溶融亜鉛めっき鋼では、残留オーステナイト中のＣ含有量は０．８％以上である。

さらに、本発明の低密度溶融亜鉛めっき鋼の密度が７５００ｋｇ／ｍ^３未満である。

さらに、本発明の低密度溶融亜鉛めっき鋼では、鋼基板の化学元素の質量百分率が、Ｃ：０．２５％〜０．５０％、Ｍｎ：０．２５％〜４．０％、Ａｌ：３．０％〜７．０％であり、残部がＦｅ及び他の不可避的不純物である。

上述の不可避的不純物は主にＳ元素、Ｐ元素及びＮ元素を指し、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．０１％、Ｎ≦０．０１％と制御することができる。

低密度溶融亜鉛めっき鋼中の各化学元素の設計原理は以下の通りである。

Ｃ：Ｃはオーステナイト形成を促進する重要な固溶強化元素である。Ａｌの濃度が高い低密度鋼では、Ｃの質量百分率が０．２５％未満である場合、残留オーステナイトの含有量及び機械的安定性は比較的低く、鋼板の低強度及び低延性が生じ、Ｃの質量百分率が０．５％を超える場合、フェライト粒界に分布する層状カーバイド及びカーバイド粒子が粗くなるため、鋼板の圧延変形能が低減する。したがって、本発明ではＣの質量百分率は０．２５％〜０．５０％に制御される。

Ｍｎ：Ｍｎはオーステナイトの安定性を増大し、焼入れ時の鋼の臨界冷却速度を低減し、鋼の焼入れ性を改善することができる。Ｍｎは鋼の加工硬化特性を改善することで、鋼板の強度を増大することもできる。しかしながら、過度に高いＭｎ含有量は、スラブ中のＭｎ偏析及び熱間圧延板中の顕著な帯状構造分布を引き起こし、それにより鋼板の延性及び曲げ特性が低減する。さらに、過度に高いＭｎ含有量は、冷間圧延変形時に熱間圧延板に亀裂を引き起こす傾向がある。したがって、本発明ではＭｎの質量百分率は０．２５％〜４．０％に制御される。

Ａｌ元素はフェライト形成元素である。Ａｌ元素の添加によって鋼板の密度が著しく低減する可能性があることから、本発明におけるＡｌ元素の質量百分率は３．０％以上である。しかしながら、７．０％を超える質量百分率を有するＡｌ元素は、オーステナイトの形成を阻害する。加えて、Ａｌ元素は鋼中のオーステナイトの積層欠陥エネルギーを顕著に増大する可能性がある。したがって、７．０％を超える質量百分率を有するＡｌ元素は、鋼中の残留オーステナイトが変形時にマルテンサイト変態を起こすように誘導されることを阻止し、鋼板に適合する良好な強度及び塑性を得るのが困難となる。したがって、本発明ではＡｌ元素の質量百分率を３．０％〜７．０％と規定する。

Ｐ：Ｐは固溶強化元素である。しかしながら、Ｐは鋼の低温脆性を増大し、鋼の塑性を低減し、低温曲げ特性及び溶接性を損なう。したがって、本発明ではＰの質量百分率を０．０２％以下と規定する。

Ｓ：Ｓは鋼を高温脆性にし、鋼の延性及び靭性を低減し、溶接性を損ない、鋼の耐食性を低減する。したがって、本発明ではＳの質量百分率を０．０１％以下と規定する。

Ｎ：Ｎ及びＡｌはＡｌＮを形成し、凝固時に柱状デンドライトを精錬することができる。しかしながら、Ｎ含有量が過度に高い場合、形成される粗いＡｌＮ粒子が鋼板の延性に影響を及ぼす。加えて、過剰なＡｌＮは鋼の熱可塑性を低減する。したがって、本発明ではＮの質量百分率を０．０１％以下と規定する。

さらに、本発明の低密度溶融亜鉛めっき鋼は、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｂ、Ｚｒ及びＣａの１１元素のうち少なくとも１つを更に含有していてもよい。

さらに、本発明の低密度溶融亜鉛めっき鋼は、２５％超の伸び、及び、８００ＭＰａ超の引張強度を有する。

さらに、本発明の低密度溶融亜鉛めっき鋼では、コーティング層が５μｍ〜２００μｍの厚さを有する。溶融亜鉛浴から出たストリップ鋼がエアナイフを通過する場合、コーティング層の厚さは、エアナイフの流量及びエアナイフとストリップ鋼との間の角度を制御することによって５μｍ〜２００μｍに制限される。

本発明の別の目的は、本発明による低密度溶融亜鉛めっき鋼を製造する方法を提供することであり、これにより、上記の低密度溶融亜鉛めっき鋼のいずれかを製造することができる。

上記の目的を達成するため、本発明は、低密度溶融亜鉛めっき鋼を製造する方法であって、
（１）ストリップ鋼を製造する工程と、
（２）７５０℃〜９５０℃の均熱温度まで加熱した後、３０秒間〜６００秒間保持するストリップ鋼の連続焼鈍の工程であって、焼鈍雰囲気の露点が−１５℃〜２０℃である、工程と、
（３）溶融めっきの工程と、
を含む、方法を提供する。

本技術的解決法では、工程（２）における連続焼鈍の均熱温度及び均熱保持時間は、主に連続焼鈍後に鋼板の表面上に鉄粒子層を形成するように規定される。均熱温度を７５０℃〜９５０℃、均熱保持時間を３０秒〜６００秒に制御する理由は以下の通りである。すなわち、７５０℃未満の均熱温度又は３０秒未満の均熱保持時間では、低密度溶融亜鉛めっき鋼の鋼基板中のマルテンサイトがオーステナイト粒子を形成するように十分にオーステナイト逆相変態を受けず、低密度溶融亜鉛めっき鋼の鋼マトリックス中のカーバイドがオーステナイト粒子を形成するように完全に溶解せず、ストリップ状高温フェライトを十分に動的再結晶化及び精錬することができないため、焼鈍後の鋼板の表面上の鉄粒子層が十分に形成されない。これは亜鉛浴の濡れ性、亜鉛めっき性及びコーティング層の接着性にとって好ましくない。均熱温度が９５０℃を超えるか、又は均熱保持時間が６００秒を超える場合、鋼板基板の微細構造中のオーステナイト粒が均熱処理後に粗大化し、鋼におけるオーステナイト安定性が低下し、焼鈍後の鋼板マトリックスにおける残留オーステナイト含有量の減少及び残留オーステナイト安定性の低下が生じる。その結果として、焼鈍後の鋼板の機械的特性が損なわれる。均熱温度が９５０℃を超えるか、又は均熱保持時間が６００秒を超える場合、焼鈍後の鋼板の表面上の鉄粒子の粒径が過度に大きく、内部酸化層が過度に厚くなる。これは鋼板の表面の形成特性にとって好ましくない。

加えて、本発明の技術的解決法では、焼鈍雰囲気の露点を−１５℃〜２０℃と規定する。かかる露点範囲では、焼鈍雰囲気はＦｅに対して還元性であるため、酸化鉄が還元される。焼鈍雰囲気の露点が−１５℃未満である場合、上記の焼鈍雰囲気は依然としてストリップ鋼中のＡｌ元素に対して酸化性であり、ストリップ鋼中のＡｌがストリップ鋼の表面上に連続緻密Ａｌ_２Ｏ_３膜を形成し、これが溶融亜鉛めっき時の鋼板の特性に影響を及ぼす。焼鈍雰囲気の露点が２０℃を超える場合、焼鈍雰囲気中の酸素ポテンシャルが過度に高く、鋼マトリックスへのＯ原子の拡散能が増大し、鋼板の表面上にＡｌ及びＭｎ等の合金元素で形成される内部酸化層が過度に厚くなり、これが鋼板の表面の形成特性に影響を及ぼす。本技術的解決法では、より良好な実施効果を達成するために、焼鈍雰囲気の露点を−１０℃〜０℃に制御するのが好ましい。

本技術的解決法では、より良好な実施効果を達成するために、均熱保持時間を３０秒〜２００秒に制御するのが好ましい。

さらに、本発明の低密度溶融亜鉛めっき鋼を製造する方法の工程（１）では、鋳造スラブを０．５時間〜３時間の保持時間で１０００℃〜１２５０℃に加熱し、仕上圧延温度を８００℃〜９００℃に制御し、次いで熱間圧延板を５００℃〜７５０℃で巻き取る。熱間圧延コイルを巻きほどいた後に酸洗い及び冷間圧延に供するが、冷間圧下率は３０％〜９０％である。

本発明による低密度溶融亜鉛めっき鋼を製造する方法において、工程（１）での加熱温度を１０００℃〜１２５０℃と規定するのは、以下の理由による。すなわち、加熱温度が１２５０℃を超える場合、鋼板のスラブが過熱し、スラブ中の粒構造が粗くなって熱間加工性の低下を生じ、超高温がスラブの表面上に重度の脱炭を引き起こす。また、加熱温度が１０００℃未満である場合、高圧水スケール除去及び初期圧延後のスラブの仕上圧延温度が過度に低くなり、スラブの過剰な変形抵抗が生じることで、所定の厚さを有する鋼板を、表面欠陥を生じずに製造することが困難となる。

本発明による低密度溶融亜鉛めっき鋼を製造する方法において、工程（１）での保持時間を０．５時間〜３時間と規定するのは、以下の理由による。すなわち、保持時間が３時間を超える場合、鋼板のスラブ中の粒構造が粗くなり、スラブの表面上での脱炭が深刻となる。また、保持時間が０．５時間未満である場合、スラブの内部が均一でない。

本発明による低密度溶融亜鉛めっき鋼を製造する方法では、工程（１）における仕上圧延温度は、鋳造スラブの熱間圧延を完了するために８００℃〜９００℃と規定される。仕上圧延温度が過度に低い場合、スラブの変形抵抗が過度に高くなることで、所要の厚さを有する熱間圧延鋼板及び冷間圧延鋼板を、表面及びエッジの欠陥を生じずに製造することが困難となる。さらに、本発明において仕上圧延温度が８００℃未満である場合、スラブ内部の熱間圧延ストリップ状高温フェライトを十分に回収することができず、再結晶化及び調質ができない。スラブを排出した後、熱間圧延プロセス中にスラブ温度が自然に低下するため、仕上圧延温度を９００℃超に制御することは困難である。

本発明による低密度溶融亜鉛めっき鋼を製造する方法では、工程（１）において、熱間圧延板を５００℃〜７５０℃で巻き取るように規定する。巻取り温度が７５０℃を超える場合、熱間圧延ストリップを平らに巻き取られないようにすることが困難となり、熱間圧延コイルの頭部、中央部及び尾部の材料の微細構造の不均一性が増大する。巻取り温度が５００℃未満である場合、熱間圧延コイルの高い引張強度により冷間圧延が困難となる可能性がある。

本発明による低密度溶融亜鉛めっき鋼を製造する方法では、工程（１）における冷間圧下率は以下の理由から規定される。すなわち、酸洗い後の熱間圧延鋼板は所定の厚さを得るために冷間圧延変形を受けるが、３０％以上の冷間圧下率は、その後の焼鈍プロセスにおけるオーステナイト形成速度を増大させ、変形した高温フェライトの形成に寄与し、焼鈍された鋼板の微細構造の均一性を改善することで、焼鈍された鋼板の延性を改善する。しかしながら、冷間圧下率が９０％を超える場合、加工硬化により材料の変形抵抗が非常に高くなり、所定の厚さ及び良好なプレート型を有する冷間圧延鋼板を作製するのが極めて困難となる。したがって、本発明の低密度溶融亜鉛めっき鋼の冷間圧下率は３０％〜９０％に制御される。

本技術的解決法では、より良好な実施効果を達成するために、冷間圧下率は５０％〜８０％であるのが好ましい。

さらに、本発明による低密度溶融亜鉛めっき鋼を製造する方法の工程（２）において、加熱部及び保持部の雰囲気はＮ_２及びＨ_２の混合ガスであり、Ｈ_２の体積含有率は０．５％〜２０％である。本技術的解決法では、より良好な実施効果を達成するために、Ｈ_２の体積含有率を１％〜５％とするのが好ましい。

本発明による低密度溶融亜鉛めっき鋼を製造する方法の工程（２）において、加熱部及び均熱部の雰囲気はＮ_２及びＨ_２の混合ガスであり、Ｈ_２の体積含有率は０．５％〜２０％である。Ｈ_２を添加する目的は、ストリップ鋼の表面上の酸化鉄を還元することである。加熱速度は１℃／秒〜２０℃／秒である。

さらに、本発明による低密度溶融亜鉛めっき鋼を製造する方法の工程（３）において、連続焼鈍後のストリップ鋼を、溶融亜鉛浴に入るときのストリップ鋼の温度まで冷却する。冷却速度は１℃／秒〜１５０℃／秒であり、溶融亜鉛浴に入るときのストリップ鋼の温度は亜鉛浴の温度より０℃〜２０℃高い。次いで該ストリップ鋼を溶融めっきのために溶融亜鉛浴の亜鉛浴に浸漬する。亜鉛浴の温度は、選択された亜鉛浴成分の融点より３０℃〜６０℃高い。

本発明による低密度溶融亜鉛めっき鋼を製造する方法では、冷却時の鋼板のオーステナイト分解を回避するために冷却速度を１℃／秒〜１５０℃／秒に制御する。本技術的解決法では、溶融亜鉛浴に入るときのストリップ鋼の温度は亜鉛浴の温度より０℃〜２０℃高く、これは溶融亜鉛浴の熱平衡を維持するのに有益である。溶融亜鉛浴に入るときのストリップ鋼の温度が過度に高いと、ストリップ鋼中のＦｅの亜鉛浴への溶解速度が加速し、不純物の量を増大させ、亜鉛浴とストリップ鋼との間における拡散速度の増大を引き起こすため、亜鉛−鉄合金相が形成されるリスクにつながる。溶融亜鉛浴に入るときのストリップ鋼の温度が過度に低いと、亜鉛浴中において阻止層を形成するためのＡｌ及びＦｅの反応が促進されず、亜鉛層の接着性が影響を受ける。ここで、亜鉛浴の温度が、選択される亜鉛浴成分の融点より３０℃〜６０℃高いのは、以下の理由による。すなわち、亜鉛浴の温度が過度に高いと、亜鉛浴とストリップ鋼との間の反応が増大し、亜鉛浴のＦｅ含有量の増大が生じる。亜鉛浴の温度が過度に低いと、亜鉛浴中のＡｌと基板表面上のＦｅとの間において阻止層を形成するための反応が影響を受ける。

本技術的解決法では、より良好な実施効果を達成するために、冷却速度を１０℃／秒〜５０℃／秒に制御するのが好ましい。

本技術的解決法では、より良好な実施効果を達成するために、溶融亜鉛浴に入るストリップ鋼の温度は亜鉛浴の温度より０℃〜１０℃高くなることが好ましい。

本技術的解決法では、より良好な実施効果を達成するために、亜鉛浴の温度は４２０℃〜４８０℃であるのが好ましい。

さらに、本発明による低密度溶融亜鉛めっき鋼を製造する方法では、工程（３）において、亜鉛浴成分の質量百分率は、０．１０％≦Ａｌ≦６％、０％＜Ｍｇ≦５％であり、残部はＺｎ及び他の不可避的不純物である。

本発明による低密度溶融亜鉛めっき鋼を製造する方法において、０．１％〜６％のＡｌを亜鉛浴に添加する理由は以下の通りである。すなわち、ストリップ鋼を溶融亜鉛浴に浸漬した場合、亜鉛浴中のＡｌが初めにストリップ鋼と反応して阻止層を形成することで、ＺｎとＦｅとの間の拡散が抑制され、コーティング層の形成特性に悪影響を及ぼす亜鉛−鉄合金相の形成が回避される。亜鉛浴へのＭｇの添加は、コーティング層の耐食性を更に改善するのに有利である。しかしながら、Ｍｇ含有量が５％を超える場合、製造に不利な表面酸化が増大する。したがって、本発明の技術的解決法ではＭｇを０％〜５％と規定する。さらに、Ａｌ及びＭｇの含有量が過度に高いと、コーティング層の硬度が増大し、コーティング層の形成特性が損なわれる。

本発明の低密度溶融亜鉛めっき鋼の有益な効果は以下の通りである。
（１）焼鈍雰囲気の露点を制御することによって、低密度鋼の表面上での外部酸化によるＡｌ_２Ｏ_３の形成が抑制され、これが基板の表面層の内部酸化へと転じ、鉄粒子が基板の表面層上に形成されることで、ストリップ鋼の亜鉛めっき性及びコーティング層の接着性が改善する。
（２）本発明の低密度溶融亜鉛めっき鋼は、２５％超の伸び、８００ＭＰａ超の引張強度及び７５００ｋｇ／ｍ^３未満の密度を有する。

上記の利点に加えて、本発明による低密度溶融亜鉛めっき鋼を製造する方法は、大規模に調整することなく高強度鋼の既存の連続溶融めっき製造ラインで実行することができ、良好な促進及び応用の展望を有する。

本発明の低密度溶融亜鉛めっき鋼の構造を示す概略図である。 本発明の低密度溶融亜鉛めっき鋼の断面金属組織を示す図である。 硬質圧延鋼、比較例Ｂ１及び実施例Ａ４における溶融めっき前かつ焼鈍後の鋼表面の０μｍ〜５μｍの範囲でのＡｌ元素の深さ分布曲線を示すグラフである。 硬質圧延鋼、比較例Ｂ１及び実施例Ａ４における溶融めっき前かつ焼鈍後の鋼表面の０μｍ〜５μｍの範囲でのＦｅ元素の深さ分布曲線を示すグラフである。 Ｚｎ−０．２％Ａｌの溶融めっき後の比較例Ｂ１及び実施例Ａ４における、Ａｌ、Ｆｅ及びＺｎの３元素の深さ分布曲線を示すグラフである。

本発明の低密度溶融亜鉛めっき鋼及びその製造方法を、図面及び具体的な実施例を参照して更に説明及び例示する。しかしながら、この説明及び例示は、本発明の技術的解決法を限定するものではない。

図１は本発明の低密度溶融亜鉛めっき鋼の構造を示す。図１に示すように、本発明の低密度溶融亜鉛めっき鋼は鋼基板１と、表面上のコーティング層３とを備え、界面層が鋼基板１とコーティング層３との間に配置され、界面層は鉄粒子層４を含む。ここで、鉄粒子は第１の阻止層５によって覆われ、第２の阻止層６は鉄粒子を覆わない。鋼基板１は、鉄粒子層４に隣接した内部酸化層２を更に有する。

図２は本発明の低密度溶融亜鉛めっき鋼の断面金属組織を示す。図２に示すように、本発明の低密度溶融亜鉛めっき鋼では、Ａｌ_２Ｏ_３の表面上の鉄粒子層４の外部酸化の形成が焼鈍雰囲気の露点を制御することによって抑制され、これが内部酸化層２の内部酸化へと転じる。第１の阻止層及び第２の阻止層は、Ｆｅ、Ａｌ及びＺｎから構成され、第１の阻止層はコーティング層と接触する鉄粒子の表面を覆い、第２の阻止層は鋼基板の表面が鉄粒子によって覆われない部分である。これは、鋼板を亜鉛浴に浸漬した場合、亜鉛浴中のＡｌ元素及び少量のＺｎ元素が、初めに鉄粒子層によって覆われた鋼板のＦｅと反応することで第１の阻止層を形成するためであり、Ｆｅ、Ａｌ及びＺｎを含有する少量の第２の阻止層が、基板表面上の鉄粒子によって覆われない部分で又は鉄粒子間の間隙の位置で、基板の表面上に形成され得るためであるが、第２の阻止層の厚さは鉄粒子の表面上の第１の阻止層よりも薄い。ここで、内部酸化層２の厚さは０．２μｍ〜１０μｍであり、内部酸化層２の酸化物は粒界及び粒内に存在し、界面層の厚さは０．１μｍ〜５μｍである。

［実施例Ａ１〜Ａ１６及び比較例Ｂ１〜Ｂ６］
表１に、実施例Ａ１〜Ａ１６における低密度溶融亜鉛めっき鋼及び比較例Ｂ１〜Ｂ６における従来の鋼板の成分中の化学元素の質量百分率を挙げる。

表１から分かるように、成分Ｉ、ＩＩ及びＩＩＩ中の化学元素の質量百分率範囲は、以下のように制御される。すなわち、Ｃは０．２５％〜０．５０％であり、Ｍｎは０．２５％〜４．０％であり、Ａｌは３．０％〜７．０％であり、Ｐは０．０２％以下であり、Ｓは０．０１％以下であり、Ｎは０．０１％以下である。Ｓｉは成分Ｉに添加される。

実施例Ａ１〜Ａ１６における低密度溶融亜鉛めっき鋼、及び比較例Ｂ１〜Ｂ６における従来の鋼板を、以下の工程によって作製した。
（１）ストリップ鋼の製造：鋼を表１の組成に従って製錬し、鋳造スラブを０．５時間〜３時間の保持時間で１０００℃〜１２５０℃に加熱し、仕上圧延温度を８００℃〜９００℃に制御し、次いで熱間圧延板を５００℃〜７５０℃で巻き取り、熱間圧延コイルを巻きほどいた後、酸洗い及び冷間圧延に供した。冷間圧下率は３０％〜９０％とした。
（２）ストリップ鋼の連続焼鈍：７５０℃〜９５０℃の均熱温度に加熱した後、３０秒間〜６００秒間保持する。加熱速度は１℃／秒〜２０℃／秒とし、加熱部及び保持部の雰囲気はＮ_２及びＨ_２の混合ガスであり、Ｈ_２の体積含有率は０．５％〜２０％とし、焼鈍雰囲気の露点は−１５℃〜２０℃とした。
（３）溶融めっき：連続焼鈍後のストリップ鋼を、溶融亜鉛浴に入るときのストリップ鋼の温度まで冷却した。冷却速度は１℃／秒〜１５０℃／秒とし、溶融亜鉛浴に入るときのストリップ鋼の温度は亜鉛浴の温度より０℃〜２０℃高くした。次いで、ストリップ鋼を溶融めっきのために溶融亜鉛浴の亜鉛浴に浸漬した。亜鉛浴の温度は、選択された亜鉛浴成分の融点より３０℃〜６０℃高くした。ここで、亜鉛浴成分の質量百分率は、０．１０％≦Ａｌ≦６％、０％＜Ｍｇ≦５％であり、残部はＺｎ及び他の不可避的不純物である。

表２に、実施例Ａ１〜Ａ１６における低密度溶融亜鉛めっき鋼、及び比較例Ｂ１〜Ｂ６における従来の鋼板の具体的なプロセスパラメータを挙げる。

図３は、硬圧延鋼、比較例Ｂ１及び実施例Ａ４における溶融めっき前かつ焼鈍後の鋼表面の０μｍ〜５μｍの範囲でのＡｌ元素の深さ分布曲線を示すグラフである。図から分かるように、比較例Ｂ１のストリップ表面は、焼鈍後のストリップ鋼表面上のＡｌ_２Ｏ_３膜に対応してＡｌの濃度が高い。実施例Ａ４のストリップ鋼表面ではＡｌ濃縮が消失した一方で、内部酸化層にＡｌ元素濃縮が存在し、外部酸化が内部酸化へと転じたことが示される。

図４は、硬質圧延鋼、比較例Ｂ１及び実施例Ａ４における溶融めっき前かつ焼鈍後の鋼表面の０μｍ〜５μｍの範囲でのＦｅ元素の深さ分布曲線を示すグラフである。比較例Ｂ１のストリップ鋼表面が低いＦｅ含有量を有する一方で、実施例の鉄粒子層は鋭いＦｅピークを有する。

図５は、Ｚｎ−０．２％Ａｌ亜鉛浴の溶融めっき後の比較例Ｂ１及び実施例Ａ４のＡｌ、Ｆｅ及びＺｎの３元素の深さ分布曲線を示すグラフである。比較例Ｂ１では、コーティング層／基板界面のＡｌ元素はピーク変化なしに円滑に移行する一方で、実施例Ａ４では、コーティング層／基板界面のＡｌ元素がピークを示している。これは、比較例Ｂ１はコーティング層／基板界面に第１の阻止層及び第２の阻止層を形成しないが、実施例Ａ４は効果的な第１の阻止層及び第２の阻止層をコーティング層／基板界面に形成し、比較例Ｂ１では亜鉛めっき性及びコーティング層接着性が低くなることを示している。

表３に、実施例Ａ１〜Ａ１６の低密度溶融亜鉛めっき鋼及び比較例Ｂ１〜Ｂ６の従来の鋼板の性能パラメータを挙げる。

ここで、めっき後のストリップ鋼の外観を肉眼で直接観察することによって亜鉛めっき性を決定する。表面が明らかにコーティングされていない鉄を有しない場合、亜鉛めっき性は良好であり（○で示す）、表面が明らかにコーティングされていない鉄を有する場合、亜鉛めっき性は不良である（×で示す）。

コーティング層接着性は以下の方法によって決定する。すなわち、長さ２００ｍｍ及び幅１００ｍｍのサンプルをストリップ鋼から取り、１８０度曲げた後、平らにし、曲げ位置にテープを貼り付ける。亜鉛層がテープに付着しないか、又はテープが貼り付けられた曲げ表面においてコーティング層の表面が毛羽立たない場合、コーティング層接着性は良好である（○で示す）。コーティング層がテープに付着するか、又はテープが貼り付けられた曲げ表面でのコーティング層の表面が毛羽立つ場合、コーティング層接着性は不良である（×で示す）。

表３から分かるように、実施例Ａ１〜Ａ１６の全てが７５００ｋｇ／ｍ^３未満の密度、２５％超の伸び及び８００ＭＰａ超の引張強度を有し、実施例Ａ１〜Ａ１６の亜鉛めっき性及びコーティング層接着性は、比較例Ｂ１〜Ｂ６よりも優れている。

この理由は以下の通りである。すなわち、実施例では基板の表面が鉄粒子層を有することから、ストリップ鋼を亜鉛浴に浸漬した場合、コーティング層中のＡｌ及びＦｅが初めに反応して阻止層を形成する。これに対し、比較例では基板の表面が鉄粒子の効果的な層を形成せず、連続緻密Ａｌ_２Ｏ_３酸化物膜を形成するため、亜鉛浴中のＡｌと基板のＦｅとの反応が妨げられ、効果的な阻止層は形成されない。

なお、上記の記載は本発明の具体的な実施例に過ぎず、本発明が多くの同様の変更形態を有し、上記の実施例に限定されないことが明白である。当業者によって本発明の開示から導き出される又は考案される全ての変更形態が本発明の範囲に含まれるものとする。

Claims (25)

1. 鋼のコア部分に位置する鋼基板と、該鋼基板の表面上に位置するコーティング層と、を備える低密度溶融亜鉛めっき鋼であって、
   前記鋼基板と前記コーティング層との間に界面層が配置され、該界面層が鉄粒子層を含み、該鉄粒子層中において、前記鋼基板上に分散されて前記鋼基板を覆う鉄粒子が配置され、該鉄粒子が第１の阻止層によって覆われ、
   前記低密度溶融亜鉛めっき鋼は、Ａｌ元素を３．０％〜７．０％の質量百分率で含有する、
   低密度溶融亜鉛めっき鋼。
2. 前記鋼基板が前記鉄粒子層との隣接部分に内部酸化層を有し、該内部酸化層がＡｌ酸化物を含有する、請求項１に記載の低密度溶融亜鉛めっき鋼。
3. 前記内部酸化層がＭｎ酸化物を更に含有する、請求項２に記載の低密度溶融亜鉛めっき鋼。
4. 前記内部酸化層が０．２μｍ〜１０μｍの厚さを有する、請求項２又は請求項３に記載の低密度溶融亜鉛めっき鋼。
5. 前記内部酸化層の酸化物が粒界及び粒内に存在する、請求項２に記載の低密度溶融亜鉛めっき鋼。
6. 前記界面層が０．１μｍ〜５μｍの厚さを有する、請求項１に記載の低密度溶融亜鉛めっき鋼。
7. 前記鉄粒子が０．１μｍ〜５μｍの粒径を有する、請求項１に記載の低密度溶融亜鉛めっき鋼。
8. 前記鉄粒子が前記鋼基板の表面積の３０％以上を覆う、請求項１に記載の低密度溶融亜鉛めっき鋼。
9. 隣接する前記鉄粒子間の最大間隔が前記鉄粒子の平均粒径の１０倍以下である、請求項１に記載の低密度溶融亜鉛めっき鋼。
10. 前記鋼基板の表面上で前記鉄粒子によって覆われない部分が第２の阻止層によって覆われる、請求項１に記載の低密度溶融亜鉛めっき鋼。
11. 前記第２の阻止層の厚さが前記第１の阻止層の厚さ未満である、請求項１０に記載の低密度溶融亜鉛めっき鋼。
12. 前記第２の阻止層が、Ｆｅ元素、Ａｌ元素及びＺｎ元素を含有する、請求項１０又は請求項１１に記載の低密度溶融亜鉛めっき鋼。
13. 前記第１の阻止層が、Ｆｅ元素、Ａｌ元素及びＺｎ元素を含有する、請求項１に記載の低密度溶融亜鉛めっき鋼。
14. 前記鋼基板の微細構造がフェライト及び残留オーステナイトである、請求項１に記載の低密度溶融亜鉛めっき鋼。
15. 前記残留オーステナイトの相比率が６％〜３０％である、請求項１４に記載の低密度溶融亜鉛めっき鋼。
16. 前記残留オーステナイト中のＣ元素の質量百分率が０．８％以上である、請求項１４又は請求項１５に記載の低密度溶融亜鉛めっき鋼。
17. 前記低密度溶融亜鉛めっき鋼の密度が７５００ｋｇ／ｍ^３未満である、請求項１に記載の低密度溶融亜鉛めっき鋼。
18. 前記鋼基板の化学元素の質量百分率が、Ｃ：０．２５％〜０．５０％、Ｍｎ：０．２５％〜４．０％、Ａｌ：３．０％〜７．０％であり、残部がＦｅ及び他の不可避的不純物である、請求項１又は請求項１７に記載の低密度溶融亜鉛めっき鋼。
19. 前記低密度溶融亜鉛めっき鋼は、２５％超の伸び、及び８００ＭＰａ超の引張強度を有する、請求項１８に記載の低密度溶融亜鉛めっき鋼。
20. 前記コーティング層が５μｍ〜２００μｍの厚さを有する、請求項１に記載の低密度溶融亜鉛めっき鋼。
21. 請求項１〜請求項２０のいずれか１項に記載の低密度溶融亜鉛めっき鋼を製造する方法であって、
    ストリップ鋼を製造する工程（１）と、
    ７５０℃〜９５０℃の均熱温度まで加熱した後、３０秒間〜６００秒間保持するストリップ鋼の連続焼鈍の工程であって、焼鈍雰囲気の露点が−１５℃〜２０℃である、工程（２）と、
    溶融めっきの工程（３）と、
    を含む、方法。
22. 前記工程（１）において、鋳造スラブを０．５時間〜３時間の保持時間で１０００℃〜１２５０℃に加熱し、仕上圧延温度が８００℃〜９００℃であり、次いで熱間圧延板を５００℃〜７５０℃で巻き取り、熱間圧延コイルを巻きほどいた後に酸洗い及び冷間圧延に供し、冷間圧下率が３０％〜９０％である、請求項２１に記載の低密度溶融亜鉛めっき鋼を製造する方法。
23. 前記工程（２）において、加熱部及び保持部の雰囲気がＮ_２及びＨ_２の混合ガスであり、Ｈ_２の体積含有率が０．５％〜２０％である、請求項２１又は請求項２２に記載の低密度溶融亜鉛めっき鋼を製造する方法。
24. 前記工程（３）において、連続焼鈍後の前記ストリップ鋼を、溶融亜鉛浴に入るときのストリップ鋼の温度まで１℃／秒〜１５０℃／秒の冷却速度で冷却し、前記溶融亜鉛浴に入るときのストリップ鋼の温度が前記溶融亜鉛浴の温度より０℃〜２０℃高く、次いで該ストリップ鋼を溶融めっきのために前記溶融亜鉛浴に浸漬し、前記溶融亜鉛浴の温度は、選択された亜鉛浴の成分の融点より３０℃〜６０℃高い、請求項２１に記載の低密度溶融亜鉛めっき鋼を製造する方法。
25. 前記工程（３）において、前記溶融亜鉛浴中の成分の質量百分率が、０．１０％≦Ａｌ≦６％、０％＜Ｍｇ≦５％であり、残部がＺｎ及び他の不可避的不純物である、請求項２４に記載の低密度溶融亜鉛めっき鋼を製造する方法。