JP5720856B2 - 熱間成形用亜鉛系めっき鋼板 - Google Patents

Description

本発明は、熱間成形用の亜鉛系めっき鋼板、特に自動車の足廻り、補強部品などの製造に使用するのに適した熱間成形用亜鉛系めっき鋼板に関する。本願は、２０１２年８月７日に日本に出願された特願２０１２−１７５２８０号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

近年、自動車の軽量化のため、鋼板の高強度化を図って、使用する鋼板の厚みを減ずる努力が進められている。高強度鋼板等の難成形材料をプレス成形する技術として、成形すべき材料を予め加熱して成形する熱間プレス等の熱間成形技術が採用されつつある。

このような熱間成形方法は、変形抵抗の小さい高温で成形し、成形と同時に焼入れも実施できることから、部材の高強度化と成形性を同時に確保できる優れた成形方法である。しかし、成形前に７００℃以上の高温に加熱することが必要なため、鋼板表面が酸化するという問題が生じる。この鋼板表面の酸化により生じる鉄酸化物からなるスケールが、プレス時に脱落して金型に付着して生産性が低下したり、プレス後の製品に残存して外観不良を招いたりするという問題がある。しかも、このようなスケールが残存すると、次工程で塗装する場合に鋼板と塗膜の密着性が劣り、耐食性の低下を招く。そこでプレス成形後は、ショットブラスト等のスケール除去処理が必要となる。

このような問題を解決するため、熱間成形用材料として、母材鋼表面の酸化抑制および／またはプレス成形品の耐食性向上を目的として、亜鉛系めっきまたはアルミニウム系めっきで被覆しためっき鋼板を使用することが提案されている。熱間成形に亜鉛系めっき鋼板を用いた例としては、特許文献１、特許文献２等が挙げられる。

さらに特許文献３には、鋼中のＣ濃度、Ｓｉ濃度、Ｐ濃度および／またはＴｉ濃度を規定し、鋼板表面のＺｎ付着量および皮膜中Ａｌ濃度を規定することにより、熱間成形時に形成される酸化被膜の密着性を向上させ、成形品表面の酸化物の剥離処理工程を簡便あるいは不要とした鋼板が提案されている。

日本国特開２００３−７３７７４号公報 日本国特開２００１−３５３５４８号公報 日本国特開２００５−４８２５４号公報

しかし、従来の技術による熱間成形用亜鉛系めっき鋼板では、熱間成形時に形成される亜鉛酸化物層が過度に生成した場合に、熱間成形後にスポット溶接を行った際に溶着やスパークが発生する場合があることが判明した。

周知のように、自動車の車体用のパネルは、各種形状にプレス加工されたパネル同士を抵抗溶接（特にスポット溶接）で接合することにより、組み立てられる。特にスポット溶接を行う場合には、連続的に多数の点溶接を行うため、その生産性を向上させるには、同じ電極チップを用いてできるだけ連続打点数を上げることが要求される。

スポット溶接の連続打点数を増加させるためには、電極チップの損耗をいかに抑制するかが重要である。溶接時に電極チップの溶着やスパークが発生した場合には、電極損耗が助長され、電極チップの脱落が起こることから、以後の溶接が継続できなくなるという問題がある。そのため、スポット溶接時の溶着やスパークの発生を抑制することが生産性の向上の面から重要である。

本発明ではこの問題点、すなわち熱間成形用亜鉛系めっき鋼板の熱間成形後のスポット溶接性の問題を解決することを目的とする。

本発明者らは、熱間成形用亜鉛系めっき鋼板の熱間成形時の亜鉛酸化物生成について調査し、熱間成形後のスポット溶接性が良好となるよう鋭意検討した。その結果、めっき基材である鋼板の化学組成ならびに亜鉛系めっき層のめっき付着量およびＡｌ量とＡｌ濃度を適正範囲内に収めること、鋼板表層近傍のMn量の低下ならびに金属組織を適正化することで、熱間成形時にめっき皮膜中にAl酸化物とMn酸化物を多く生成させることにより、亜鉛酸化物層が過度に生成することが抑制され、熱間成形後のスポット溶接性を良好とすることが可能であることを新たに知見した。

上記新知見に基づく本発明は以下のとおりである。

［１］
鋼板表面に亜鉛系めっき皮膜を有する亜鉛系めっき鋼板であって、
前記鋼板は、質量％で、Ｃ：０.０２％〜０.５８％、Ｍｎ：０．５％〜３.０％、ｓｏｌ.Ａｌ：０.００５％〜１．０％、Ｔｉ：０％〜０.２０％、Ｎｂ：０％〜０．２０％、Ｖ：０％〜１．０％、Ｗ：０％〜１．０％、Ｃｒ：０％〜１.０％、Ｍｏ：０％〜１．０％、Ｃｕ：０％〜１．０％、Ｎｉ：０％〜１．０％、Ｂ：０％〜０.０１０％、Ｍｇ：０％〜０.０５％、Ｃａ：０％〜０.０５％、ＲＥＭ：０％〜０.０５％、Ｂｉ：０％〜０.０５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｐ：０.０３％以下、Ｓ：０.００４％以下、Ｎ：０.０１％以下、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、鋼板とめっきの界面から深さ５μｍ位置までにおけるＭｎ含有量が０．３質量％以上であり、
前記亜鉛系めっき皮膜は、めっき付着量が４０ｇ／ｍ²〜１１０ｇ／ｍ²、めっき皮膜中のＡｌ量が１５０ｍｇ／ｍ²以上、Ａｌ濃度が０.５質量％以下であり、
鋼板とめっき界面から深さ５μｍ位置までにおける鋼板の金属組織はフェライト面積率６０％以上であり、
前記亜鉛系めっき鋼板は、７００℃以上に加熱された後に熱間成形される用途に供される、熱間成形用亜鉛系めっき鋼板。

［２］
前記鋼板は、質量％で、Ｔｉ：０．０１％〜０.２０％、Ｎｂ：０.０１％〜０．２０％、Ｖ：０．１％〜１．０％、Ｗ：０．１％〜１．０％からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有する、［１］に記載の熱間成形用亜鉛系めっき鋼板。

［３］
前記鋼板は、質量％で、Ｃｒ：０.１％〜１.０％、Ｍｏ：０.１％〜１．０％、Ｃｕ：０.１％〜１．０％、Ｎｉ：０.１％〜１．０％、Ｂ：０.００１０％〜０.０１０％からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有する、［１］または［２］に記載の熱間成形用亜鉛系めっき鋼板。

［４］
前記鋼板は、質量％で、Ｍｇ：０.０００５％〜０.０５％、Ｃａ：０.０００５％〜０.０５％、ＲＥＭ：０.０００５％〜０.０５％からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有する、［１］〜［３］のいずれか１項に記載の熱間成形用亜鉛系めっき鋼板。

［５］
前記鋼板は、質量％で、Ｂｉ：０.０００２％〜０.０５％以下を含有する、［１］〜［４］のいずれか１項に記載の熱間成形用亜鉛系めっき鋼板。

［６］
前記亜鉛系めっき鋼板が合金化溶融亜鉛めっき鋼板である、［１］〜［５］のいずれか１項に記載の熱間成形用亜鉛系めっき鋼板。

本発明において「亜鉛系めっき」とは亜鉛めっきおよび亜鉛合金めっきを包含する意味である。

本発明に係る熱間成形用亜鉛系めっき鋼板は、熱間成形時の亜鉛酸化物の過度な生成が抑制されるため、熱間成形後のスポット溶接時の溶着およびスパークの発生を抑制することができる。その結果、自動車車体組立工程において、溶接時の連続打点数が向上することにより、電極チップの手入れ頻度を低減することができるとともに、スパーク現象の発生頻度を低減して、車体表面手入れの必要性を解消することが可能となるなど、溶接トラブルを回避でき、自動車車体組立工程の生産性を飛躍的に向上させることができる。

以下に本発明の熱間成形用亜鉛系めっき鋼板の基材である素地鋼板の化学組成、めっき皮膜、熱間成形法、および製造方法についてより詳しく説明する。なお、本明細書においては、化学組成を示す「％」はすべて「質量％」である。

１．基材鋼板の化学組成
［必須成分］
［Ｃ：０.０２％〜０.５８％］
Ｃは、鋼板の焼入れ性を高めかつ焼入れ後強度を主に決定する非常に重要な元素である。さらにＡＣ₃点を下げ、焼入れ処理温度の低温化を促進する元素である。Ｃ含有量が０.０２％未満では、その効果は十分ではない。したがって、Ｃ含有量は０.０２％以上とする。一方、Ｃ含有量が０.５８％を超えると、焼入れ部の靭性劣化が著しくなる。したがって、Ｃ含有量は０.５８％以下とする。好ましくは０.４５％以下である。

［Ｍｎ：０.５％〜３.０％］
Ｍｎは、鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後強度を安定して確保するために、非常に効果のある元素である。また、熱間成形前の加熱時にめっき皮膜中にＭｎは拡散し、めっき皮膜中にMn酸化物を多く生成させることにより、亜鉛酸化物層が過度に生成することが抑制され、熱間成形後のスポット溶接性を良好にさせる効果を持つ。Ｍｎ含有量が０.５％未満ではその効果は十分ではない。したがって、Ｍｎ含有量は０.５％以上とする。好ましくは０．８％以上である。一方、Ｍｎ含有量が３.０％を超えるとその効果は飽和するばかりか、却って焼入れ後に安定した強度確保が困難となる場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は３.０％以下とする。好ましくは２.４％以下である。

［ｓｏｌ．Ａｌ：０.００５％〜１．０％］
Ａｌは、鋼を脱酸して鋼材を健全化する作用を有する。ｓｏｌ.Ａｌ含有量が０.００５％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、ｓｏｌ.Ａｌ含有量は０.００５％以上とする。一方、ｓｏｌ.Ａｌ含有量が１．０％超では、上記作用による効果は飽和して、コスト的に不利になる。したがって。ｓｏｌ.Ａｌ含有量は１．０％以下とする。

［任意成分］
本発明においては、基材鋼板において、上記の必須成分に加え、さらに、以下の任意成分を所定範囲で含有しても良い。なお、必須成分と異なり、以下に説明する任意成分は含有しなくても良い。

［Ｔｉ：０％〜０.２０％、Ｎｂ：０％〜０．２０％、Ｖ：０％〜１．０％、Ｗ：０％〜１．０％からなる群から選ばれた１種または２種以上］
Ｔｉ、Ｎｂ，Ｖ，Ｗは、亜鉛系めっき層と素地鋼板におけるＦｅおよびＺｎの相互拡散を促進し、めっき層の合金化速度を高め、熱間成形時等に溶融Ｚｎ合金層を生じにくくする元素である。したがって、Ｔｉ、Ｎｂ，Ｖ，Ｗを基材鋼板に含有させてもよい。しかし、Ｔｉ、Ｎｂの含有量が０.２０％を超えると、あるいは、Ｖ、Ｗの含有量が１．０％を超えると、上記作用による効果は飽和し、コスト的に不利となる。したがって、Ｔｉ、Ｎｂの含有量は０.２０％以下、Ｖ、Ｗの含有量は１．０％以下とする。好ましくはＴｉ，Ｎｂは０.１５％以下、Ｖ，Ｗは０．５％以下である。上記作用による効果をより確実に得るにはＴｉ、Ｎｂの含有量を０.０１％以上、Ｖ，Ｗの含有量を０．１％以上とすることが好ましい。

［Ｃｒ：０％〜１.０％、Ｍｏ：０％〜１．０％、Ｃｕ：０％〜１．０％、Ｎｉ：０％〜１．０％、Ｂ：０％〜０.０１０％からなる群から選ばれた１種または２種以上］
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、ＮｉおよびＢは、鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後強度を安定して確保するために、効果のある元素である。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかし、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉについては１.０％超、Ｂについては０.０１０％超としても、上記効果は飽和して、コスト的に不利となる。したがって、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉの含有量は１．０％以下、Ｂ含有量は０.０１０％以下とする。Ｂの含有量は０.００８０％以下とすることが好ましい。上記効果をより確実に得るには、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉは０.１％以上およびＢ：０.００１０％以上のいずれかを満足させることが好ましい。

［Ｃａ：０％〜０.０５％、Ｍｇ：０％〜０.０５％、ＲＥＭ：０％〜０.０５％からなる群から選ばれた１種または２種以上］
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、鋼中の介在物の形態を微細化し、介在物による熱間成形時の割れの発生を防止する作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかし、過剰に添加すると、鋼中の介在物の形態を微細化する効果は飽和し、コスト増を招くだけとなる。したがって、Ｃａ含有量は０.０５％以下、Ｍｇ含有量は０.０５％以下、ＲＥＭ含有量は０.０５％以下とする。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｃａ：０.０００５％以上、Ｍｇ：０.０００５％以上およびＲＥＭ：０.０００５％以上のいずれかを満足させることが好ましい。

ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、上記ＲＥＭの含有量は、これらの元素の合計含有量を指す。ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。

［Ｂｉ：０％〜０.０５％］
Ｂｉは、溶鋼の凝固過程において凝固核となり、デンドライトの２次アーム間隔を小さくすることにより、デンドライト２次アーム間隔内に偏析するＭｎ等の偏析を抑制する作用を有する元素である。したがって、Ｂｉを含有させてもよい。特に熱間プレス用鋼板のように多量のＭｎを含有させることがよく行われる鋼板については、Ｍｎの偏析に起因する靭性の劣化を抑制するのにＢｉは効果がある。したがって、そのような鋼種にはＢｉを含有させることが好ましい。しかし、０.０５％を超えてＢｉを含有させても、上記作用による効果は飽和してしまい、いたずらにコストの増加を招く。したがって、Ｂｉ含有量は０.０５％以下とする。好ましくは０.０２％以下である。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｂｉ含有量を０.０００２％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０.０００５％以上である。

［不純物］
上述した以外の残部は、Ｆｅ及び不純物である。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、が例示される。本発明において、代表的な不純物としては、以下が例示される。

［Ｓｉ：２．０％以下］
Ｓｉは、不純物として含有され、亜鉛系めっき層と素地鋼板におけるＦｅおよびＺｎの相互拡散を抑制し、めっき層の合金化速度を低下させる元素である。また、熱間成形前の加熱時に、加熱により形成された亜鉛酸化物層と鋼板との界面に濃化して、亜鉛酸化物層の密着性を低下させる。熱間成形や急速冷却時の熱膨張差にも耐えられる亜鉛酸化物層の密着性を確保するために、Ｓｉ含有量は２．０％以下とする。より望ましいＳｉ含有量は１.５％以下である。

［Ｐ：０.０２％以下］
Ｐは、不純物として含有され、亜鉛系めっき層と素地鋼板におけるＦｅおよびＺｎの相互拡散を抑制し、めっき層の合金化速度を低下させる元素である。熱間成形前の加熱時に亜鉛酸化物層を過度に増加させないようにするには、本来のめっき成分であるＺｎをＦｅ−Ｚｎ固溶相として鋼板表層に取り込み、酸化を抑制することが有効であるところ、Ｐ含有量が０.０２％超では酸化抑制が困難となる。したがって、Ｐ含有量は０.０２％以下とする。好ましくは０.０１％以下である。

［Ｓ：０.００４％以下］
Ｓは、不純物として含有される元素であり、ＭｎＳを形成し、鋼を脆化させる作用を有する。また、大量に含有させると熱間成形前の加熱中にめっき皮膜中へのＭｎの拡散を妨げ、めっき皮膜中のＭｎ酸化物量を減少させ、スポット溶接性を劣化させる。したがって、Ｓ含有量は０.００４％以下とする。より望ましいＳ含有量は０.００３％以下である。

［Ｎ：０.０１％以下］
Ｎは、不純物として含有され、鋼中にて介在物を形成し、熱間成形後の靱性を劣化させる元素である。したがって、Ｎ含有量は０.０１％以下とする。好ましくは０.００８％以下、さらに好ましくは０.００５％以下である。

２．めっき皮膜
［めっき付着量］
本発明の熱間成形用鋼板は、鋼板表面に亜鉛系めっき層を有する亜鉛系めっき鋼板である。亜鉛系めっきの付着量は、片面あたり（以下も同じ）４０ｇ／ｍ²〜１１０ｇ／ｍ²とする。亜鉛系めっきの付着量が多すぎると（１１０ｇ／ｍ²を超えると）、熱間成形前の加熱時にめっき皮膜のＺｎを固溶相として母材鋼板に十分に取り込むことができず、亜鉛酸化物層が過剰に形成されてしまい、密着性が低下する。めっき付着量が少なすぎると（４０ｇ／ｍ²未満であると）、熱間成形前の加熱の際に鋼板の酸化を抑制するのに必要な亜鉛酸化物層を形成することが困難となる。

［めっき組成］
亜鉛系めっき皮膜の組成は特に制限がなく、純亜鉛めっき皮膜であっても、Ａｌ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｍｇ、ＳｎおよびＰｂ等の合金元素を１種または２種以上を、その目的に応じて適正量含有させた亜鉛合金めっき皮膜であってもよい（Ａｌについては、後述のようにＡｌ濃度は０.５質量％以下に制限される）。その他、原料等から不可避的に混入することがあるＦｅ、Ｂｅ、Ｂ、Ｓｉ、Ｐ、Ｓ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ、Ｓｂ、Ｃｄ、Ｎｂ、ＣｕおよびＳｒ等の１種または２種以上がめっき皮膜に含有されることもある。また、亜鉛系めっき皮膜、合金化溶融亜鉛めっき皮膜、すなわち、溶融亜鉛めっき皮膜を熱処理によりＺｎ−Ｆｅ合金めっき皮膜にしたものであってもよい。より具体的には、溶融亜鉛めっきＺｎ−Ｆｅ合金めっきの他に溶融５％Al−Znめっき、溶融10%Ni-Znめっきといった亜鉛が含まれる亜鉛系めっきならば本発明の効果が発揮できる。

亜鉛系めっきの形成法も特に制限されないが、めっき付着量を４０ｇ／ｍ²以上とするには、溶融めっき法が有利である。好ましい亜鉛系めっき皮膜は、溶融亜鉛めっき皮膜および合金化溶融亜鉛めっき皮膜である。

なお、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき皮膜中のＦｅ濃度は８〜１５％の範囲が好ましい。Ｆｅ濃度が低すぎると、表面に融点の低い純亜鉛相が残りやすく、また亜鉛主体の酸化皮膜も厚く形成されやすい。一方、めっき皮膜中のＦｅ濃度が高すぎると、めっき層が剥離するパウダリング現象を生じやすくなってしまう。

［めっき皮膜中のＡｌ量、Ａｌ濃度］
亜鉛系めっきの皮膜中Ａｌ量は１５０ｍｇ／ｍ²以上とする。皮膜中Ａｌ量が１５０ｍｇ／ｍ²未満であると、熱間成形前の加熱時に皮膜表層に生成するＡｌ酸化物が少ないため、亜鉛の酸化が抑制されず、亜鉛酸化物が過度に生成して、スポット溶接時にスパークや溶着が発生してしまう。なお、熱間成形時に亜鉛の母材鋼への拡散を促す観点から、めっき皮膜中のＡｌ濃度は０.５質量％以下とする。好ましくは０.４質量％以下である。

連続溶融亜鉛めっきラインで製造される溶融亜鉛めっき鋼板の皮膜中Ａｌ量は、焼鈍前加熱時の雰囲気、浴温、侵入材温、浸漬時間、浴中Ａｌ濃度等に影響されるので、これらの製造条件と皮膜中Ａｌ量との関係を経験的に求めることにより、皮膜中Ａｌ量を１５０ｍｇ／ｍ²以上とすることができる。皮膜中Ａｌ量を１５０ｍｇ／ｍ²以上とするには、浴中Ａｌ濃度としては、０.１２〜０.１８質量％程度が好適範囲であり、より望ましい範囲は０.１４〜０.１６質量％である。

また、溶融亜鉛系めっき鋼板の中でも、合金化溶融亜鉛めっき鋼板が、熱間成形後のめっき皮膜の剥離が格段に少なく、熱間成形用途には特に好適である。合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、めっきの融点が高いことと、母材鋼−めっき界面のＦｅ−Ａｌ系合金層が存在しないため、熱間成形前の加熱時に亜鉛が母材鋼中に拡散し、固溶相を形成するのに有利である。溶融亜鉛めっき鋼板のような純亜鉛系のめっきでは、めっきの融点が約４２０℃と低いため、亜鉛が蒸発しやすく、また界面に存在するＦｅ−Ａｌ層がＺｎの拡散を阻害するため、亜鉛主体の酸化皮膜が厚く形成されやすい。

［鋼板表層のＭｎ濃度］
鋼板とめっきの界面から深さ５μmの位置までにおける、鋼板のＭｎ含有量が０．３質量％以上であることが望ましい。鋼板表層のMn濃度を一定量以上とすることにより、熱間成形前の加熱中に容易にめっき皮膜中にMnを拡散させることができる。めっき皮膜中にMnが多く存在するとMn酸化物が容易に形成し、亜鉛の酸化を抑制することができる。その効果を得るには、熱間成形前の鋼板とめっきの界面から深さ５μm位置までにおける、鋼板のＭｎ含有量が０．３質量％以上であることが必要である。深さ5μmを超える深さにおける、鋼板中のMnは、めっきと拡散距離が遠いためその効果が少なく、また、鋼板とめっきの界面から深さ5μmの位置までにおけるMn量が0.3質量%未満では、その効果が無いためである。

［鋼板の金属組織］
更に、熱間成形前の加熱中に容易にめっき皮膜中にMnを拡散させ、スポット溶接性を向上させるには、鋼板とめっきの界面から深さ5μm位置までにおける、鋼板の金属組織はフェライト面積率60%以上が望ましい。フェライト面積率が60%以上であると、熱間成形前の加熱中に容易にめっき皮膜中にMnを拡散させることができる。逆にＣを含むパーライトやベイナイト、マルテンサイトが40%以上あるとCによりMnの拡散が遅延される。

３．熱間成形
本発明の亜鉛系めっき鋼板は、通常７００〜１０００℃程度に加熱され、続いてプレス成形等の熱間成形が行われる。

加熱方法としては、電気炉やガス炉等による加熱、火炎加熱、通電加熱、高周波加熱、誘導加熱等が挙げられる。この時の加熱により材料の焼入れも達成したい場合には、目標とする硬度となる焼入れ温度（通常、前記の７００〜１０００℃程度）に加熱したのち、温度を一定時間保持し、高温のまま、例えば水冷管を通した金型を用いてプレス成形を行い、その際に金型との接触により急冷する。もちろん、プレス金型を加熱しておいて、焼入れ温度あるいは冷却速度を変化させ、熱間プレス後の製品特性を制御してもよい。

４．製造方法
上記のように、鋼板の熱間成形では、熱間成形時に鋼板はオーステナイト域またはその近傍に加熱され、その温度域で成形される。したがって、加熱前の室温での素地鋼板の機械的性質は重要ではない。そのため、加熱前の素地鋼板の金属組織については特に規定しない。つまり、めっき前の素地鋼板は熱延鋼板と冷延鋼板のいずれであってもよく、その製造方法については限定しない。しかし、生産性の観点から、好適な製造方法を以下に述べる。

［熱間圧延］
熱間圧延は、酸化による表層のMn量を減少させないため960℃以下の仕上げ圧延が望ましく、仕上げ圧延後２秒以内に20℃/sec以上の冷却速度で650℃以下で巻き取る必要がある。これは、鋼板表面のＭｎ濃度は、鋼板が酸化雰囲気に晒された場合、鉄よりもＭｎが酸化されやすいために、鋼板表面においては選択的に酸化され、表面近傍のＭｎ濃度が低下するためであり、熱延後速やかに冷却することが必要である。一方、巻取温度がCT500℃以下になると、フェライト変態が起こりにくく鋼板とめっきの界面から深さ10μm位置までにおける金属組織はフェライト面積率60%以上を確保できない。したがって、巻取温度は５００〜６５０℃が好ましい。更に、巻き取り後は、６５０℃から４００℃を２０℃／ｈｒ以下の速度で冷却するのが望ましい。この処理は、６５０℃以下の温度域では鋼板内でのＭｎの拡散速度が抑制されるために、鋼板表面においてはＭｎの酸化が進み鋼板の極近傍におけるＭｎ濃度は低下するが、熱間成形時に有効に作用する表層５μｍ以内のＭｎの総量を回復させる効果がある。更にその効果を顕著にするには、巻き取り後、６５０℃〜４５０℃間で、１０ｈｒ間以上の熱処理を行うことが望ましい。特に望ましくは、６５０℃〜５００℃間で１０ｈｒ間以上の均熱処理をすることが望ましい。これにより、熱間成形時に有効に作用する表層５μｍ以内のＭｎの総量を回復させる効果が増大させることができる。

［冷間圧延］
冷間圧延は、常法によって行う。本発明の鋼板は炭素量が多いため、過度の圧下率で冷間圧延を行うとミルの負担が大きくなる。また、加工硬化により冷間圧延後の強度が高くなりすぎると、亜鉛めっきラインにて、コイル接続時の溶接強度やライン通板能力が問題となる。したがって、圧下率は９０％以下が好ましく、８０％以下がさらに好ましい。

［亜鉛系めっき］
亜鉛系めっき層の形成は、生産効率に優れた連続溶融亜鉛めっきラインを用いるのが好ましい。基材が熱延鋼板である場合にはコイルを巻き戻してめっき処理するが、冷延鋼板の場合には焼鈍に続けて溶融亜鉛めっきを行うのが一般的である。

以下では、連続溶融亜鉛めっきラインで溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっきを行う場合を例にとってめっき方法を説明する。

連続溶融亜鉛めっきでは、先ず、加熱炉で鋼材が加熱され、焼鈍が行われる。加熱炉における鋼材の最高加熱温度はAc3点-50℃以下が望ましい。最高加熱温度がAc3点-50℃超であると、熱延板で生成させた鋼板表面から深さ5μm位置までの金属組織がオーステナイト化が進み、鋼板とめっきの界面から深さ5μm位置までにおける金属組織はフェライト面積率60%以上にすることができない。一方、最高加熱温度の下限は、熱延板で生成させた鋼板表面から深さ5μm位置までのフェライト面積率にほとんど影響無いため、連続焼鈍板でも維持されるため、特に規定しない。

連続溶融亜鉛めっきラインの焼鈍雰囲気は露点-30℃以下にする必要がある。露点が-30℃超えであると、溶融亜鉛めっき前に鋼板表層近傍が酸化されやすくなり、鋼板表面の酸化により表層のMn量が減少してしまう。好ましくは露点を-35℃以下にすることでより効果が発揮できる。また、焼鈍雰囲気の露点が−３０℃以下の場合、鋼板表面のＭ、ｎの選択酸化が、表面への酸素成分（酸素、水分等）の供給律速となり、酸化が抑制されるために、熱間加工前の表層５μｍ以内のＭｎ総量を多くすることができる。

加熱後の冷却速度は鋼板表面から深さ5μm位置までのフェライト面積率に影響無いため、任意の速度で冷却することができる。好ましくは、鋼板を軟質化するため、70℃/秒以下の冷却速度で、冷却するのが好ましい。

溶融亜鉛めっきは、常法により、溶融亜鉛めっき浴に鋼板を浸漬して引き上げればよい。めっき付着量の制御は引き上げ速度やノズルより吹き出すワイピングガスの流量調整により行われる。また、めっき皮膜のＡｌ濃度の調整は、めっき浴組成、めっき浴温度、めっき浴への浸漬時間を制御することにより行うことができ、めっき皮膜中のＡｌ含有量はめっき付着量を制御することによっても達成される。

合金化処理は、溶融亜鉛めっき処理を行ったのち、ガス炉、誘導加熱炉等で再加熱することにより行われ、めっき層と素地鋼板との間で金属拡散が行われ、めっき皮膜の合金化（Ｚｎ−Ｆｅ合金形成）が進行する。めっき層中のＦｅ含有量（％）を高めるためには、合金化温度を４８０℃以上とすることが望ましい。４８０℃未満では合金化速度が遅いため、ライン速度を低下させる必要が生じ、生産性を阻害したり、合金化炉を長くする等の設備的対応が必要となる。合金化温度が高いほど、合金化速度が速くなるが、Ａｃ₁点以上では、上述した最高加熱温度と同じ理由により、鋼板が高強度化してしまう。合金化温度の好ましい範囲は５００〜６５０℃である。

溶融亜鉛めっきや合金化処理の後に、調質圧延を行うと、鋼板の平坦矯正、表面粗度の調整が可能となることから、用途によっては、調質圧延を行ってもよい。

亜鉛系めっき鋼板において周知のように、耐食性または塗装性を高めるために、めっき表面に化成処理皮膜を形成してもよい。化成処理はノンクロム系化成処理液を用いて実施することが好ましい。

表１に示す化学組成を有する鋼種A〜Jのスラブを用いて熱間圧延を行った。表層のMn量を減少させないため仕上げ圧延は900℃で実施した。仕上げ圧延１秒後、50℃/secの冷却速度で冷却して６００℃で巻き取った。その後、熱間成形時に有効に作用する表層５μｍ以内のＭｎの総量を回復させるために、保温炉に入れて６００〜４００℃間を５℃／ｈｒで徐冷し、板厚２.８ｍｍの熱延鋼板を得た。熱延鋼板に酸洗処理を施した後、冷間圧延は圧下率60%で実施し、１.２ｍｍの冷延鋼板とした。一部の熱延鋼板については、酸洗ままとし、冷間圧延を施さなかった。

得られた熱延鋼板および冷延鋼板を、溶融亜鉛めっき設備において溶融亜鉛めっきを施した。焼鈍条件は露点-40℃にて750℃×200秒で行い、その後6℃/秒で540℃まで冷却した。めっき条件は、浴温：４５０〜４６０℃、浴中Ａｌ濃度：０.１０〜０.１５％、片面あたりのめっき付着量：４０〜８０ｇ／ｍ²の範囲内で変更した。溶融めっきの後、５００〜６００℃で合金化処理を行い合金化溶融亜鉛めっき鋼板とした。一部は合金化処理を行わず溶融亜鉛めっき鋼板とした。

鋼板とめっきの界面から深さ５μm位置までにおけるＭｎ量は、GDS(グロー放電発光分光法）にて測定した。得られた各々の鋼板の３か所について、めっき鋼板界面から深さ５０μmまでGDSでMn量のプロフィールを調査した。表面５μｍ以内のＭｎ量は、めっき鋼板界面から深さ５μmまでのMn量の平均値とした。得られためっき鋼板界面から深さ５μmまでのＭｎ量の平均値をさらに測定３か所の平均値とした。

フェライト面積率は得られた鋼板を切りだし、ナイタルエッチングを行った。光学顕微鏡５００倍にて表層近傍を各１０視野づつ観察し、フェライト面積率を算出した。

製造した溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板から、熱間プレス用の試験片（試験片サイズ：幅２５０ｍｍ×長さ２００ｍｍ）を採取し、加熱炉内で鋼板温度を９００℃に到達させ、その温度にて３分保持後に取りだし、その直後に平板の鋼製金型を用いて熱間プレスを行い、急冷した。

熱間プレスした鋼板試験片を２枚重ね合わせた状態で、下記の条件でスポット溶接を実施し、１０００点の連続打点試験により溶接性評価を実施した。スパークが発生した回数をカウントし、１０００点までに溶着してしまったものについては溶着と記載した。

加圧力：４００ｋｇｆ
通電時間：１５サイクル
保持時間：９サイクル
溶接電流：チリ発生直前電流
電極チップ形状：ＤＲ型、先端Φ６ｍｍ−４０Ｒ

上記のスポット溶接性の試験結果を、製造条件（冷間圧延および合金化処理の有無）およびめっき皮膜の分析結果と共に表２にまとめて示す。

表２において、試験Ｎｏ.１〜５、８、９、１１、１２、１４、１５は本発明に従った発明例であり、試験Ｎｏ.１６〜３０は、熱延後の急冷、巻き取り時や連続焼鈍時のＭｎ量の回復処理を行わなかった例で、鋼板とめっきの界面から深さ５μm位置までにおけるＭｎ含有量が少なく、めっき皮膜中のＡｌ量が少なすぎる比較例である。発明例である試験Ｎｏ.１〜５、８、９、１１、１２、１４、１５では、スポット溶接の連続打点試験で、スパーク発生回数が少なく、いずれもスポット溶接性が良好であったのに対し、比較例である試験Ｎｏ.１６〜３０ではスパーク発生回数が多く、いずれもスポット溶接性が不芳となった。試験Ｎｏ.６、７、１０、１３はスパーク発生回数が１〜５回であった。以上から、鋼板とめっきの界面から深さ５μm位置までにおけるＭｎ含有量が０．３％以上でめっき皮膜中のＡｌ含有量が１５０ｇ／ｍ²より多く、鋼板とめっき界面から深さ５μｍ位置までにおける鋼板の金属組織がフェライト面積率６０％以上になると、熱間成形した亜鉛系めっき鋼板のスポット溶接性の劣化が防止できることがわかる。

Claims (6)

1. 鋼板表面に亜鉛系めっき皮膜を有する亜鉛系めっき鋼板であって、 前記鋼板は、質量％で、Ｃ：０.０２％〜０.５８％、Ｍｎ：０．５％〜３.０％、ｓｏｌ.Ａｌ：０.００５％〜１．０％、Ｔｉ：０％〜０.２０％、Ｎｂ：０％〜０．２０％、Ｖ：０％〜１．０％、Ｗ：０％〜１．０％、Ｃｒ：０％〜１.０％、Ｍｏ：０％〜１．０％、Ｃｕ：０％〜１．０％、Ｎｉ：０％〜１．０％、Ｂ：０％〜０.０１０％、Ｍｇ：０％〜０.０５％、Ｃａ：０％〜０.０５％、ＲＥＭ：０％〜０.０５％、Ｂｉ：０％〜０.０５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｐ：０.０３％以下、Ｓ：０.００４％以下、Ｎ：０.０１％以下、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、鋼板とめっきの界面から深さ５μｍ位置までにおけるＭｎ含有量が０．３質量％以上であり、 前記亜鉛系めっき皮膜は、めっき付着量が４０ｇ／ｍ²〜１１０ｇ／ｍ²、めっき皮膜中のＡｌ量が１５０ｍｇ／ｍ²以上、Ａｌ濃度が０.５質量％以下であり、 鋼板とめっき界面から深さ５μｍ位置までにおける鋼板の金属組織はフェライト面積率６０％以上であり、 前記亜鉛系めっき鋼板は、７００℃以上に加熱された後に熱間成形される用途に供される、熱間成形用亜鉛系めっき鋼板。
2. 前記鋼板は、質量％で、Ｔｉ：０．０１％〜０.２０％、Ｎｂ：０.０１％〜０．２０％、Ｖ：０．１％〜１．０％、Ｗ：０．１％〜１．０％からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有する、請求項１に記載の熱間成形用亜鉛系めっき鋼板。
3. 前記鋼板は、質量％で、Ｃｒ：０.１％〜１.０％、Ｍｏ：０.１％〜１．０％、Ｃｕ：０.１％〜１．０％、Ｎｉ：０.１％〜１．０％、Ｂ：０.００１０％〜０.０１０％からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有する、請求項１または請求項２に記載の熱間成形用亜鉛系めっき鋼板。
4. 前記鋼板は、質量％で、Ｍｇ：０.０００５％〜０.０５％、Ｃａ：０.０００５％〜０.０５％、ＲＥＭ：０.０００５％〜０.０５％からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有する、請求項１〜３のいずれか１項に記載の熱間成形用亜鉛系めっき鋼板。
5. 前記鋼板は、質量％で、Ｂｉ：０.０００２％〜０.０５％以下を含有する、請求項１〜４のいずれか１項に記載の熱間成形用亜鉛系めっき鋼板。
6. 前記亜鉛系めっき鋼板が合金化溶融亜鉛めっき鋼板である、請求項１〜５のいずれか１項に記載の熱間成形用亜鉛系めっき鋼板。