JP7137492B2 - 合金化溶融亜鉛めっき鋼板、及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents

合金化溶融亜鉛めっき鋼板、及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
自動車産業等の各種産業において、鋼板に耐食性等を付与した表面処理鋼板が広く用いられている。このような表面処理鋼板としては、例えば、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板等のめっき鋼板が用いられている。
また、自動車産業等の各種産業において、部品を組み立てる際に、めっき鋼板に部品を後付けする場合や、めっき鋼板に直接溶接できない部品をめっき鋼板に取り付ける場合等がある。このような場合には、例えば、めっき鋼板に部品を取り付けるためのナットをめっき鋼板に溶接させておき、このめっき鋼板に溶接されたナットにボルトを締結させることによって、めっき鋼板に部品を取り付けることがある。このようなめっき鋼板に対するナットの溶接としては、座面に突起部（プロジェクション）を備えたナット（プロジェクションナット）をめっき鋼板等に溶接させるプロジェクション溶接が用いられることがある。このように、めっき鋼板には、プロジェクションナットのような、座面に突起部を備えた溶接母材を、プロジェクション溶接させることがある。
また、自動車等の輸送機器における低燃費化を実現するために、輸送機器を軽量化することが望まれている。軽量化のためには、輸送機器を構成するめっき鋼板の板厚を薄くすることが有効である。また、輸送機器には、乗員の安全性を確保する必要もある。これらのことから、自動車等の輸送機器を構成するめっき鋼板には、引張強度だけではなく降伏強度も含めた高強度化が求められている。さらに、輸送機器を構成するめっき鋼板には、高強度化に伴う延性の低下が抑制されていることも求められている。よって、自動車等の輸送機器に用いられるめっき鋼板には、強度及び延性が共に高い鋼板が求められている。
このような輸送機器等に用いられるめっき鋼板としては、例えば、特許文献１及び特許文献２に記載のめっき鋼板等が挙げられる。
特許文献１には、所定の成分組成を有する鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有するめっき鋼板であって、前記鋼板と前記めっき層との界面から鋼板側に向かって順に、所定の厚みの内部酸化層と、前記内部酸化層を含む層であって、所定の厚みの軟質層と、硬質層とを有するめっき鋼板が記載されている。特許文献１によれば、めっき性、曲げ加工性及び穴拡げ性の加工性、並びに耐遅れ破壊特性に優れており、更には耐衝撃吸収性にも優れた引張強度９８０ＭＰａ以上の溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる旨が開示されている。
また、特許文献２には、所定の化学組成を有し、焼入れ深度に影響を与える各元素の影響力を規定した係数ＤＩ、炭素当量Ｃｅｑ、及び板厚の関係を規定した、ナットプロジェクション溶接性に優れた自動車部材用鋼板が記載されている。特許文献２によれば、鋼板自体の強度を確保しつつ、ナットとの接合強度（押込み剥離強度およびトルク剥離強度）を向上させると共に、接合強度のばらつきも低減することができる自動車部材用鋼板が得られる旨が開示されている。
特開２０１５－３４３３４号公報 特開２０１０－１０６３４３号公報
プロジェクション溶接によりナットが溶接されためっき鋼板に、部品をボルトによって取り付ける際に、めっき鋼板とナットとの溶接部が剥離して、生産性を低下させることがあった。本発明者等の検討によれば、従来の高強度めっき鋼板、例えば、特許文献１に記載の高強度めっき鋼板にナットをプロジェクション溶接すると、めっき鋼板とナットとの溶接部が剥離しやすい場合があった。
そこで、本発明者等が、この溶接部の剥離について調査した結果、溶接界面部にＳｉ系の酸化物を確認し、この溶接界面部に存在するＳｉ系の酸化物が、剥離の原因であることを見出した。そして、この酸化物の生成量は、熱間圧延時の巻き取り温度が低いほど、また、焼鈍時の酸化処理能力が低いほど少なくなることを見出した。
また、鋼板を高強度化させるためには、例えば、ＳｉやＭｎ等の添加元素量を増やして、いわゆる高合金鋼にする方法等が考えられる。このように添加元素量を増やすと、めっき性が低下して、不めっきや合金化むらが発生しやすくなる傾向がある。このようなめっき性の低下は、生産性低下、及び歩留まりの低下によるコスト悪化を招く原因となりえる。このめっき性の低下は、ＳｉやＭｎが鋼板表面で濃化し酸化被膜が形成されたことにより溶融Ｚｎの濡れ性が低下したことや、Ｓｉ及びＭｎ等の置換型元素の増加に伴ってＦｅの拡散を低下させたこと等に起因すると考えられる。このため、めっき性に影響を与える元素を減らすことや、この元素を鋼板表面近傍で酸化物として固定させておくことが、めっき性の低下を抑制する点で効果的であると考えられる。めっき性に影響を与える元素を鋼板表面近傍で酸化物として固定させておく方法としては、例えば、熱間圧延時の巻き取り温度を高めることや、ＮＯＦ（Ｎｏｎ ｏｘｙｇｅｎ ｆｕｒｎａｃｅ）タイプの焼鈍炉を用いた酸化還元処理を行うこと等が挙げられる。
例えば、特許文献１に記載の高強度めっき鋼板の場合であれば、Ｓｉ量が０．５～２．５質量％と、Ｓｉの含有量が多いため、めっき性を確保するために、熱間圧延時の巻き取り温度を高温化させるか、又は、熱間圧延時の巻き取り後に高温で保持することで、鋼板の表層部に内部酸化層を積極的に形成させている。さらに、その後の焼鈍で、酸化還元法を用いることで、Ｓｉ及びＭｎを内部で酸化させている。そうすることによって、めっき性だけではなく、曲げ加工性を良好にすることができる旨が開示されている。その一方で、特許文献１に記載の高強度めっき鋼板は、ナットプロジェクション溶接性を高めることについては何ら検討されていない。
また、特許文献２に記載のめっき鋼板は、ナットプロジェクション溶接性を高めることについて検討しているものの、めっき性を確保することについては何ら検討されていない。具体的には、めっき性を確保するために、鋼板の表層部に形成される酸化物層の影響について、何ら検討されていない。このことから、ナットプロジェクション溶接性及びめっき性に優れためっき鋼板を得ることができない場合があった。
本発明は、かかる事情に鑑みてなされたものであって、ナットプロジェクション溶接性及びめっき性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することを目的とする。また、ナットプロジェクション溶接性及びめっき性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
本発明者は、種々検討した結果、上記目的は、以下の本発明により達成されることを見出した。
本発明の一態様に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板と、前記鋼板の表面上に合金化溶融亜鉛めっき層とを備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１０％以上０．２５％以下、Ｓｉ：０％超０．５０％以下、Ｍｎ：２．０％超３．５％以下、Ｐ：０％超０．１％以下、Ｓ：０％超０．０５％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．１０％以下、Ｔｉ：０％超０．１％以下、Ｂ：０．００２０％以上０．００５０％以下、Ｎ：０％超０．０１％以下、Ｃｒ：０％超０．５％以下、及びＭｏ：０％超０．５％以下を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物であり、前記鋼板は、前記鋼板と前記合金化溶融亜鉛めっき層との界面から前記鋼板に向かって１μｍまでの領域における平均酸素濃度が０．１０質量％以下であり、前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板の板厚をｔとしたときのｔ／４位置における金属組織において、マルテンサイトが５０～８５面積％であり、ベイナイトが１５～５０面積％であり、フェライトが５面積％以下である合金化溶融亜鉛度めっき鋼板である。
このような構成によれば、ナットプロジェクション溶接性及びめっき性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することができる。具体的には、引張強度が１１００～１３００ＭＰａ、降伏強度が８００ＭＰａ以上、伸びが８．０％以上である高強度めっき鋼板であっても、ナットプロジェクション溶接性及びめっき性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することができる。また、この合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、自動車用として好適に用いることができる。
また、本発明の他の一態様に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法であって、前記鋼板の成分組成を有する鋼素材を、１１００～１３００℃で均熱し、仕上げ温度を８５０～９５０℃として熱間圧延し、６３０～６８０℃で巻き取ることによって、熱延材を得て、前記熱延材を、３～２０質量％の塩酸を用いて、６０～９０℃の条件下で、３５～２００秒間酸洗し、前記酸洗後の熱延材を冷間圧延することによって、冷延材を得て、前記冷延材を、Ａｃ３点以上８８０℃未満で、露点が－２５℃以下の条件下で均熱し、３８０～５００℃の冷却停止温度まで３．０℃／秒以上で冷却し、前記冷却停止温度で１５秒間以上保持する焼鈍を行うことによって、鋼板を得て、前記鋼板にめっき処理を施すことによって、前記鋼板上に前記合金化溶融亜鉛めっき層を形成する合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
このような構成によれば、ナットプロジェクション溶接性及びめっき性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を好適に製造することができる。
本発明によれば、ナットプロジェクション溶接性及びめっき性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することができる。また、ナットプロジェクション溶接性及びめっき性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供することができる。
図１は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のｔ／４位置の断面を観察したＳＥＭ写真の一例である。 図２は、ナット剥離試験に用いたプロジェクションナットの平面図である。
本発明者等は、鋼板表層部の酸素濃度を調整することによって、ナットプロジェクション溶接性を高められることに着目した。そのために、Ｓｉ量等の成分組成を調整した鋼素材を用い、熱間圧延時の巻き取り温度や焼鈍条件等の、めっき鋼板の製造条件を調整することによって、組織分率及び表層部の酸素濃度等も調整した。そうすることによって、高強度めっき鋼板でありながら、ナットプロジェクション溶接性及びめっき性をともに調整できることを見出し、以下のような本発明を想到するに到った。なお、「ナットプロジェクション溶接性に優れる（ナットプロジェクション溶接性が高い）」とは、プロジェクション溶接したナットに荷重を加え、ナットが剥離する際の荷重（ナット溶接剥離荷重）が３２００Ｎ以上であることが挙げられる。また、本明細書において、「高強度」とは、引張強度が１１００～１３００ＭＰａであって、降伏強度が８００ＭＰａ以上であることを意味する。
以下、本発明に係る実施形態について説明するが、本発明は、これらに限定されるものではない。
本発明の実施形態に係るめっき鋼板は、鋼板と、前記鋼板の表面上に合金化溶融亜鉛めっき層とを備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。前記鋼板（素地鋼板）は、成分組成が、質量％で、Ｃ：０．１０％以上０．２５％以下、Ｓｉ：０％超０．５０％以下、Ｍｎ：２．０％超３．５％以下、Ｐ：０％超０．１％以下、Ｓ：０％超０．０５％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．１０％以下、Ｔｉ：０％超０．１％以下、Ｂ：０．００２０％以上０．００５０％以下、Ｎ：０％超０．０１％以下、Ｃｒ：０％超０．５％以下、及びＭｏ：０％超０．５％以下を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物である。また、前記鋼板は、前記鋼板と前記合金化溶融亜鉛めっき層との界面から前記鋼板に向かって１μｍまでの領域（表層部）における平均酸素濃度が０．１０質量％以下である。また、前記鋼板は、前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板の板厚をｔとしたときのｔ／４位置における金属組織において、マルテンサイトが５０～８５面積％であり、ベイナイトが１５～５０面積％であり、フェライトが５面積％以下である。
前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、上記のような成分組成であり、前記表層部における平均酸素濃度、及びｔ／４位置における金属組織が、それぞれ上記範囲内である鋼板を備え、前記鋼板の表面上に合金化溶融亜鉛めっき層を有することによって、高強度でありながら、めっき性及びナットプロジェクション溶接性に優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。この合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、具体的には、引張強度が１１００～１３００ＭＰａ及び降伏強度が８００ＭＰａ以上と高強度であって、さらに、伸びが８．０％以上である合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。さらに、この合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、ナットプロジェクション溶接性及びめっき性に優れためっき鋼板である。また、この合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、自動車用として好適に用いることができる。
［表層部における平均酸素濃度］
前記鋼板は、前記表層部における平均酸素濃度が０．１０質量％以下である。前記鋼板における前記表層部における平均酸素濃度が上記範囲内であるから、前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、良好なめっき性と高強度とでありながら、ナットプロジェクション溶接性に優れる。このような作用を有効に発揮させるためには、前記表層部における平均酸素濃度の上限値は、０．１０質量％以下、好ましくは０．０９質量％以下、より好ましくは０．０８質量％以下とする。前記表層部における平均酸素濃度が高すぎると、ナットプロジェクション溶接性が低下し、具体的には、ナット溶接剥離荷重が低下する傾向がある。このため、前記表層部における平均酸素濃度は低くければ低いほどよく、０質量％であることが最も好ましい。すなわち、前記表層部における平均酸素濃度の下限値としては、好ましくは０．０３質量％以上、より好ましくは０．０２質量％以上、さらに好ましくは０．０１質量％以上、最も好ましくは０質量％以上である。これらのことから、前記表層部における平均酸素濃度が上記範囲内であれば、ナットプロジェクション溶接性に優れ、具体的には、０．１０質量％以下であれば、ナット溶接剥離荷重が３２００Ｎ以上を確保することができる。
なお、前記合金化溶融亜鉛めっき層と前記鋼板との界面は、前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板の板厚方向において、前記合金化溶融亜鉛めっき層の主成分の含有率が高い層と前記鋼板の主成分であるＦｅの含有率が高い層との界面を意味する。例えば、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の場合、Ｆｅの含有率とＺｎの含有率とが同値となる面を指す。また、ここで、「表層部」とは、前記鋼板と前記合金化溶融亜鉛めっき層との界面から前記鋼板に向かって１μｍまでの領域であり、すなわち、前記界面から１μｍの深さまでの領域である。
また、前記表層部における平均酸素濃度は、グロー放電発光分析法（Ｇｌｏｗ Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ Ｏｐｔｉｃａｌ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ：ＧＤＯＥＳ）により、鋼板表面から深さ方向（板厚方向）における酸素濃度のプロファイルを求めることにより、算出することができる。前記表層部における平均酸素濃度は、前記合金化溶融亜鉛めっき層と前記鋼板との界面から板厚方向内部に向かって１μｍの位置までの領域の酸素濃度の算術平均値とする。めっき鋼板では、例えば、溶融亜鉛めっき鋼板の場合、ＧＤＯＥＳにより、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃ、Ｏ、Ｚｎ、及びＣｒについても濃度プロファイルを求める。溶融亜鉛めっき鋼板における前記表層部における平均酸素濃度は、濃度プロファイルでＦｅとＺｎとの濃度が同じになった箇所を、前記合金化溶融亜鉛めっき層と前記鋼板との界面とみなし、この界面から鋼板の板厚方向内部に向かって１μｍまでの領域の酸素濃度の算術平均値とする。
［金属組織］
前記鋼板は、前記ｔ／４位置における金属組織が、マルテンサイトが５０～８５面積％であり、ベイナイトが１５～５０面積％であり、フェライトが５面積％以下である。前記ｔ／４位置とは、前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板の板厚をｔとしたときの、前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面から、板厚方向に向かってｔ／４の深さの位置である。そして、ここでのｔ／４位置とは、前記鋼板と前記合金化溶融亜鉛めっき層との界面から前記鋼板に向かって１μｍまでの領域（表層部）よりも深い位置である。
前記ｔ／４位置における金属組成、すなわち、前記鋼板（素地鋼板）における前記表層部以外の金属組織におけるマルテンサイトの面積率の下限値は、５０面積％以上、好ましくは５１面積％以上、より好ましくは５２面積％以上とする。また、マルテンサイトの面積率の上限値は、８５面積％以下、好ましくは８３面積％以下、より好ましくは８２面積％以下とする。
また、ベイナイトの面積率の下限値は、１５面積％以上、好ましくは１７面積％以上、より好ましくは１８面積％以上とする。また、ベイナイトの面積率の上限値は、５０面積％以下、好ましくは４９面積％以下、より好ましくは４８面積％以下とする。
また、前記鋼板（素地鋼板）は、前記表層部以外の領域では、マルテンサイト及びベイナイトからなる金属組織であってもよく、マルテンサイト及びベイナイト以外の他の組織を含んでいてもよい。前記他の組織としては、フェライト、パーライト、及び残留オーステナイト等が挙げられる。なお、残留オーステナイトは、例えば、Ｘ線回折によって測定される。この中でも、例えば、フェライトの面積率の上限値は、５面積％以下、好ましくは４面積％以下、より好ましくは３面積％以下とする。また、前記ｔ／４位置におけるフェライトの面積率は０面積％であってもよく、すなわち、フェライトの面積率の下限値は、０面積％以上、好ましくは１面積％以上、より好ましくは２面積％以上とする。
前記ｔ／４位置における金属組成、すなわち、前記鋼板（素地鋼板）における前記表層部以外の金属組織が、上記のような組織であることによって、高強度な合金化溶融亜鉛めっき鋼板、具体的には、引張強度が１１００～１３００ＭＰａ、降伏強度が８００ＭＰａ以上、伸びが８．０％以上である合金化溶融亜鉛めっき鋼板を実現できる。
なお、前記金属組織の面積率は、例えば、以下のように求めることができる。まず、ナイタールで腐食させた前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板の断面における、前記ｔ／４位置を走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＳＥＭ）で観察する。この観察によって、各金属組織（マルテンサイト、ベイナイト、及びフェライト）を分ける。これらがそれぞれ占める領域の面積比を求めることにより、各金属組織の面積率が得られる。
次に、本実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の成分組成について説明する。なお、下記成分組成における「％」は、いずれも「質量％」を意味する。
［Ｃ：０．１０％以上０．２５％以下］
Ｃは、鋼板の強度を向上させるのに寄与する元素である。鋼板の強度を確保するためには、Ｃ含有量は、０．１０％以上、好ましくは０．１１％以上、より好ましくは０．１２％以上とする。しかし、Ｃ含有量が過剰になると、熱間圧延後における鋼板の強度が上昇し、冷間圧延時に割れが生じる等の冷間圧延性が低下する。このため、Ｃ含有量は、０．２５％以下、好ましくは０．２３％以下、より好ましくは０．２０％以下とする。
［Ｓｉ：０％超０．５０％以下］
Ｓｉは、Ｓｉは固溶強化元素として知られており、延性の低下を抑えつつ、強度を向上させることに有効に作用する元素である。このような効果を発揮させるためには、Ｓｉを含有させる。すなわち、Ｓｉ含有量は、０％超、好ましくは０．０５０％以上、より好ましくは０．１０％以上とする。しかし、Ｓｉ含有量が過剰になると、不めっき等が発生したり、ナットプロジェクション溶接性が低下する。このため、Ｓｉ含有量は、０．５０％以下、好ましくは０．４８％以下、より好ましくは０．４６％以下とする。
［Ｍｎ：２．０％超３．５％以下］
Ｍｎは、鋼板の強度を向上させるのに寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｍｎ含有量は、２．０％超、好ましくは２．１％以上、より好ましくは２．２％以上とする。しかし、Ｍｎ含有量が過剰になると、熱間圧延後の強度が上昇し、冷間圧延時に割れが生じる等の冷間圧延性が低下する。このため、Ｍｎ含有量は、３．５％以下、好ましくは３．３％以下、より好ましくは３．０％以下とする。
［Ｐ：０％超０．１％以下］
Ｐは、不可避的に含有する元素であり、鋼板の加工性を低下させる元素である。このため、Ｐ含有量は、０．１％以下、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０６％以下とする。なお、Ｐ含有量は、できるだけ少ないほうがよいため、０％超であればよいが、工業的には、例えば、０．０００５％以上である。
［Ｓ：０％超０．０５％以下］
Ｓは、Ｐと同様、不可避的に含有する元素であり、ＭｎＳ等の硫化物を形成して、鋼板の曲げ加工性等の加工性を低下させる元素である。このため、Ｓ含有量は、０．０５％以下、好ましくは０．０３％以下、より好ましくは０．０１％以下とする。なお、Ｓ含有量は、できるだけ少ないほうがよいため、０％超であればよいが、工業的には、例えば、０．０００１％以上である。
［Ａｌ：０．０１％以上０．１０％以下］
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素である。このような作用を有効に発揮させるには、Ａｌ含有量は、０．０１％以上、好ましくは０．０２％以上とする。しかし、Ａｌ含有量を過剰に増やしても、Ａｌが奏する作用効果が飽和する。コストを抑制するためにも、Ａｌ含有量は、０．１０％以下、好ましくは０．０９％以下、より好ましくは０．０８％以下とする。
［Ｔｉ：０％超０．１％以下］
Ｔｉは、ＴｉＮを生成させることでＢとＮとが結合してＢが奏する作用効果が低減することを抑制することができる。すなわち、Ｔｉ含有量は、０％超、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１％以上とする。しかし、Ｔｉ含有量が過剰になると、熱間圧延後における鋼板の強度が上昇し、冷間圧延時に割れが生じる等の冷間圧延性が低下する。このため、Ｔｉ含有量は、０．１％以下、好ましくは０．０９％以下、より好ましくは０．０８％以下とする。
［Ｂ：０．００２０％以上０．００５０％以下］
Ｂは、高温変態相の析出を抑制する元素であり、鋼板の高強度化を可能とする元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Ｂ含有量は、０．００２０％以上、好ましくは０．００２２％以上、より好ましくは０．００２４％以上とする。しかし、Ｂ含有量を過剰に増やしても、Ｂが奏する作用効果が飽和する。コストを抑制するためにも、Ｂ含有量は、０．００５０％以下、好ましくは０．００４８％以下、より好ましくは０．００４６％以下とする。
［Ｎ：０％超０．０１％以下］
Ｎは、Ｐと同様、不可避的に含有する元素であり、ＢＮを形成し固溶Ｂ量が減少することで高温変態相の析出抑止力を低下させる元素である。Ｂが奏する作用効果を充分に発揮させるため、Ｎ含有量は、０．０１％以下、好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００６％以下とする。なお、Ｎ含有量は、できるだけ少ないほうがよいため、０％超であればよい。
［Ｃｒ：０％超０．５％以下］
Ｃｒは、焼き入れ性を高めて鋼板の強度を向上させるのに有効な元素である。このような効果を発揮させるためには、Ｃｒを含有させる。すなわち、Ｃｒ含有量は、０％超、好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１％以上とする。しかし、Ｃｒ含有量が過剰になると、めっき性が低下する。このため、Ｃｒ含有量は、０．５％以下、好ましくは０．４％以下とする。
［Ｍｏ：０％超０．５％以下］
Ｍｏは、鋼板の強度を向上させるのに有効な元素である。このような作用を発揮させるためには、Ｍｏを含有させる。すなわち、Ｍｏの含有量は、０％超、好ましくは０．０５％以上とする。しかし、Ｍｏ含有量を過剰に増やしても、Ｍｏが奏する作用効果が飽和する。コストを抑制するためにも、Ｍｏ含有量は、０．５％以下、好ましくは０．４％以下とする。
［その他の成分］
前記鋼板は、上記成分組成を満足し、残部は鉄及び不可避的不純物である。前記不可避的不純物としては、例えば、鋼中に、原料、資材、及び製造設備等の状況によって持ち込まれることがある、上記Ｐ、Ｓ、及びＮだけではなく、Ｏや、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｂ、及びＳｎ等のトランプ元素が含まれることがある。なお、ここでの不可避的不純物は、上記Ｐ、Ｓ、及びＮ以外の不純物であり、例えば、Ｏや、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｂ、及びＳｎ等のトランプ元素が挙げられる。
また、前記鋼板には、必要に応じて、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕ、及びＮｉ等の元素を以下に示す範囲で含有させてもよく、含有される元素の種類に応じて、前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板の特性がさらに改善される。これらの元素は、それぞれ以下に示す範囲で、単独で又は適宜組み合わせて含有させることができる。
［Ｎｂ：０％以上０．２％以下］
Ｎｂは、鋼板の組織を微細化させたり、鋼板中に炭化物を析出させて、鋼板の強度を向上させるのに有効な元素であり、必要に応じて含有させてもよい。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｎｂ含有量は、好ましくは０％超である。なお、前記鋼板には、Ｎｂを含有させなくてもよいので、Ｎｂの含有量は、０％以上である。しかし、Ｎｂを過剰に含有すると、鋼板の溶接性及び靱性が劣化する傾向があることから、Ｎｂの含有量は、好ましくは０．２％以下である。
［Ｖ：０％以上０．２％以下］
Ｖは、鋼板の組織を微細化させたり、鋼板中に炭化物を析出させて、鋼板の強度を向上させるのに有効な元素であり、必要に応じて含有させてもよい。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｖ含有量は、好ましくは０％超である。なお、前記鋼板には、Ｖを含有させなくてもよいので、Ｖの含有量は、０％以上である。しかし、Ｖを過剰に含有すると、鋼板の溶接性及び靱性が劣化する傾向があることから、Ｖの含有量は、好ましくは０．２％以下である。
［Ｃｕ：０％以上１％以下］
Ｃｕは、鋼板の耐食性を向上させ、これによる遅れ破壊性を向上させるのに有効な元素であり、必要に応じて含有させてもよい。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｃｕ含有量は、好ましくは０％超である。なお、前記鋼板には、Ｃｕを含有させなくてもよいので、Ｃｕの含有量は、０％以上である。しかし、Ｃｕを過剰に含有すると、鋼板の加工性が低下する傾向があることから、Ｃｕの含有量は、好ましくは１％以下である。
［Ｎｉ：０％以上１％以下］
Ｎｉは、鋼板の耐食性を向上させ、これによる遅れ破壊性を向上させるのに有効な元素であり、必要に応じて含有させてもよい。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｎｉ含有量は、好ましくは０％超である。なお、前記鋼板には、Ｎｉを含有させなくてもよいので、Ｎｉの含有量は、０％以上である。しかし、Ｎｉを過剰に含有すると、鋼板の加工性が低下する傾向があることから、Ｎｉの含有量は、好ましくは１％以下である。
［合金化溶融亜鉛めっき層］
前記合金化溶融亜鉛めっき層は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板に備えられる合金化溶融亜鉛めっき層であれば、特に限定されない。また、前記合金化溶融亜鉛めっき層の付着量（めっき付着量）は、片面あたり、４５～６５ｇ／ｍ２であることが好ましい。
前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、上述したように、高強度である。具体的には、引張強度の下限値としては、１１００ＭＰａ以上であることが好ましく、１１５０ＭＰａ以上であることがより好ましい。また、引張強度は高ければ高いほど好ましく、特に限定されないが、実際には、１３００ＭＰａ以下となり、引張強度の上限値を挙げるとすれば、１３００ＭＰａ以下である。また、降伏強度の下限値としては、８００ＭＰａ以上であることが好ましく、８１０ＭＰａ以上であることがより好ましい。降伏強度の上限値は、伸びの低下の観点から９８０ＭＰａ以下である。
また、前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、伸びの下限値としては、８．０％以上であることが好ましく、８．２％以上であることがより好ましい。また、伸びは高ければ高いほど好ましく、特に限定されない。
なお、引張強度、降伏強度、及び伸びは、例えば、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠した引張試験により測定できる。
［合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法］
次に、本実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。
本実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、上述した合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法である。そして、この製造方法は、まず、前記鋼板の成分組成を有する鋼素材を、１１００～１３００℃で均熱し、仕上げ温度を８５０～９５０℃として熱間圧延し、６３０～６８０℃で巻き取ることによって、熱延材を得る（熱間圧延工程）。次に、前記熱延材を、３～２０質量％の塩酸を用いて、６０～９０℃の条件下で、３５～２００秒間酸洗する（酸洗工程）。次に、前記酸洗後の熱延材を冷間圧延することによって、冷延材を得る（冷間圧延工程）。次に、前記冷延材を、Ａｃ３点以上８８０℃未満で、露点が－２５℃以下の条件下で均熱し、３８０～５００℃の冷却停止温度まで３．０℃／秒以上で冷却し、前記冷却停止温度で１５秒間以上保持する焼鈍を行うことによって、鋼板を得る（焼鈍工程）。最後に、前記鋼板にめっき処理を施すことによって、前記鋼板上に前記合金化溶融亜鉛めっき層を形成する（めっき工程）。前記製造方法は、上述したように、前記熱間圧延工程、前記酸洗工程、前記冷間圧延工程、前記焼鈍工程、及び前記めっき工程を順に備える。このような製造方法によれば、上述したような、ナットプロジェクション溶接性及びめっき性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を好適に製造することができる。
以下、各工程について説明する。
［熱間圧延工程］
まず、熱間圧延工程が実施される。前記熱間圧延工程では、まず、常法に従って鋼を溶製した後、連続鋳造することにより得られたスラブ等の鋼片が、加熱炉において１１００℃～１３００℃に均熱される。この鋼片は、上記の成分組成を有する。
加熱された鋼片が熱延ラインに載せられ、圧延機によって所定の厚みを有する鋼板（熱延材）に熱間圧延される。この熱間圧延は、所定の仕上げ温度の範囲内で完了するように行なわれる。その後、前記熱延材がコイラー等によって所定の巻き取り温度で巻き取られる。本実施形態では、仕上げ温度は８５０℃～９５０℃とし、巻き取り温度は６３０～６８０℃とする。
前記均熱温度が低すぎると、添加元素の溶体化が不足する傾向がある。また、前記均熱温度が高すぎると、酸化スケールが厚くなり、スケール除去等に時間を要し、生産性が悪化する傾向がある。よって、前記均熱温度が上記範囲内であると、炭化物等の溶体化が進み均質な焼鈍板組織が得られる。
前記仕上げ温度が低すぎると、焼鈍板組織が不均一になり、伸びが低下する傾向がある。また、前記仕上げ温度が高すぎると、焼鈍板組織が粗大化し、伸びが低下する傾向がある。よって、前記仕上げ温度が上記範囲内であると、均質な焼鈍板組織が得られ加工性が向上する。
前記巻き取り温度が低すぎると、熱延板強度が高くなり冷間圧延性が悪化する傾向やめっき性が低下する傾向がある。また、前記巻き取り温度が高すぎると、表層部の平均酸素濃度が高くなる傾向がある。よって、前記巻き取り温度が上記範囲内であると、優れためっき性とナット溶接性とが兼備される。
［酸洗工程］
次に、酸洗工程が実施される。前記酸洗工程では、巻き取られたコイルから繰り出された鋼板（熱延材）を、酸洗液に浸漬する。具体的には、酸洗液として、濃度３～２０質量％の塩酸を用いて、酸洗液温度として、６０～９０℃の条件下で、３５～２００秒間の酸洗時間で酸洗する。
前記酸洗液の塩酸濃度の下限値としては、３質量％以上、好ましくは５質量％以上、より好ましくは７質量％以上である。また、前記酸洗液の塩酸濃度の上限値としては、２０質量％以下、好ましくは１９質量％以下、より好ましくは１８質量％以下である。
前記酸洗液温度の下限値としては、６０℃以上、好ましくは６５℃以上、より好ましくは７０℃以上である。また、前記酸洗液温度の上限値としては、９０℃以下、好ましくは８８℃以下、より好ましくは８５℃以下である。
前記酸洗時間の下限値としては、３５秒間以上、好ましくは４０秒間以上である。また、前記酸洗時間の上限値としては、２００秒間以下、好ましくは１８０秒間以下、より好ましくは１６０秒間以下である。
酸洗液の塩酸濃度が低すぎると、酸洗能力が不充分になる傾向がある。また、酸洗液温度が低すぎる場合も、酸洗時間が短すぎる場合も、酸洗能力が不充分になる傾向がある。酸洗能力が不充分である場合には、熱延で生成したスケール除去が不充分になり、鋼板表面の性状悪化や圧延ロールの表面損傷をもたらし、生産性が悪化する傾向がある。一方、酸洗液の塩酸濃度を高める、酸洗液温度を高める、及び酸洗時間を長くすること等によって、鋼板を過剰に酸洗しても、スケール除去の効果は飽和する。
［冷間圧延工程］
次に、冷間圧延工程が実施される。前記冷間圧延工程では、酸洗された鋼板（熱延材）を、所定の厚さまで室温で圧延する。前記冷間圧延としては、特に限定されず、常法に従った、従来の冷間圧延等が挙げられる。
［焼鈍工程］
次に、焼鈍工程が実施される。前記焼鈍工程では、冷間圧延された鋼板（冷延材）を、Ａｃ３点以上８８０℃未満の温度、露点が－２５℃以下の条件下で均熱した後、平均冷却速度３．０℃／秒以上で、冷却停止温度である３８０～５００℃まで冷却し、前記冷却停止温度で１５秒間以上保持する。
前記均熱温度の下限値としては、Ａｃ３点以上、好ましくはＡｃ３点＋１０℃以上である。前記均熱温度の上限値としては、８８０℃未満である。なお、Ａｃ３点は、下記式（１）で規定される。
Ａｃ３（℃）＝９１０－２０３×［Ｃ］１／２＋４４．７×［Ｓｉ］－３０×［Ｍｎ］＋７００×［Ｐ］＋４００×［Ａｌ］＋４００×［Ｔｉ］＋１０４×［Ｖ］－１１×［Ｃｒ］＋３１．５×［Ｍｏ］－２０×［Ｃｕ］－１５．２×［Ｎｉ］ （３）
前記均熱温度が低すぎると、強度が低下する傾向がある。また、前記均熱温度が高すぎると、ナット溶接性が低下する傾向や伸びが低下する傾向がある。このことは、前記均熱温度が高すぎると、表層部における平均酸素濃度（表層酸素濃度）が高くなることによると考えられる。よって、前記均熱温度が上記範囲内であると、所望する強度と伸びとが得られる。
前記露点の下限値としては、好ましくは－５５℃以上、より好ましくは－５０℃以上である。前記露点の上限値としては、－２５℃、好ましくは－３０℃以下、より好ましくは－３５℃以下である。
前記露点が低すぎると、ガス流量の増量が必要になり、製造コストが増加する傾向がある。また、前記露点が高すぎると、ナットプロジェクション溶接性が低下する傾向がある。このことは、表層部における平均酸素濃度が高く、溶接界面部に存在するＳｉ系の酸化物が多いためと考えられる。
前記均熱工程における均熱時間の下限値としては、好ましくは２０秒間以上、より好ましくは３０秒間以上である。前記均熱時間の上限値としては、１５０秒間以下、より好ましくは１４０秒間以下である。前記均熱時間が短すぎると、逆変態挙動が不充分になり、強度が低下する傾向がある。また、前記均熱時間が長すぎると、組織が粗大化し、伸びが低下する傾向がある。よって、前記均熱時間が上記範囲内であると、所望する引張特性が得られる傾向がある。
前記均熱工程の雰囲気としては、例えば、Ｎ２に４体積％のＨ２を混合した混合ガス雰囲気（Ｎ２－４％Ｈ２）で行うことが好ましい。
前記平均冷却速度の下限値としては、３．０℃／秒以上、好ましくは３．２℃／秒以上である。前記平均冷却速度の上限値としては、好ましくは１５．０℃／秒以下、より好ましくは１４．８℃／秒以下である。
前記平均冷却速度が低すぎると、強度が低下する傾向がある。また、前記平均冷却速度が高すぎると、生産安定性が悪化したり、製造コストが高くなる傾向がある。よって、前記平均冷却速度が上記範囲内であると、高温変態相の析出が抑制され、所望する引張強度が得られる傾向にある。
前記冷却停止温度の下限値としては、３８０℃以上、好ましくは３９０℃以上、より好ましくは４００℃以上である。前記冷却停止温度の上限値としては、５００℃以下、好ましくは４９０℃以下、より好ましくは４８０℃以下である。
前記冷却停止温度が低すぎると、強度が増加し、伸びが低下する傾向がある。また、前記冷却停止温度が高すぎると、強度が増加し、伸びが低下する傾向がある。よって、前記冷却停止温度が上記範囲内であると、所望する引張特性が得られる。
前記冷却停止温度での保持時間の下限値としては、１５秒間以上、好ましくは２０秒間以上である。前記保持時間の上限値としては、好ましくは１５０秒間以下、より好ましくは１４０秒間以下である。
前記保持時間が短すぎると、強度が増加し、伸びが低下する傾向がある。また、前記保持時間が高すぎると、強度が低下する傾向がある。よって、前記保持時間が上記範囲内であると、所望する引張特性が得られる。
［めっき工程］
次に、めっき工程が実施される。前記めっき工程では、前記焼鈍工程で得られた鋼板（焼鈍材）に対して、合金化溶融亜鉛めっき処理を施す。前記合金化溶融亜鉛めっき処理としては、具体的には、前記焼鈍工程で得られた鋼板（焼鈍材）を、冷却停止温度で保持した後、亜鉛めっき浴に浸漬させ、５００～６００℃で合金化処理を行う処理等が挙げられる。また、前記めっき工程は、前記合金化溶融亜鉛めっき層の付着量（めっき付着量）が、片面あたり、４５～６５ｇ／ｍ２となるめっき工程が好ましい。
以上の工程により、本実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
実験Ｎｏ．１～１６
［鋼の成分組成］
まず、下記表１に示す鋼種ａ～ｇに示す成分組成となるように、鋼素材（残部は鉄及び不可避的不純物である）を溶製し、溶製された鋼素材（鋼片）を、熱間圧延、酸洗、冷間圧延、焼鈍、及びめっき処理することによって、めっき鋼板を得た。また、下記表１に示す鋼種ｈ，ｉに示す成分組成となるように、鋼素材（残部は鉄及び不可避的不純物である）を溶製し、溶製された鋼素材（鋼片）（１２０ｍｍ角×３５０ｍｍ）（ラボ材：鋼種ｈ，ｉ）を、熱間圧延、酸洗、冷間圧延、焼鈍、及びめっき処理することによって、めっき鋼板を得た。なお、下記表１には、鋼種ａ～ｉに示す成分組成の鋼板のＡｃ３点も示す。また、鋼種ａ～ｇに示す成分組成となるように製造した鋼板は、実機設備で製造した鋼板であって、鋼種ｈ，ｉに示す成分組成となるように製造した鋼板は、ラボ設備によって製造した鋼板である。
Figure 0007137492000001
＜実験Ｎｏ．１～１３（鋼種ａ～ｇを用いて、実機設備で製造した例）＞
［熱間圧延］
製造した各鋼片（鋼種ａ～ｇ）を、１１００～１３００℃で均熱し、仕上げ温度を８５０～９５０℃として熱間圧延し、下記表２に示す巻き取り温度で巻き取った。
［酸洗］
（実験Ｎｏ．１～９、１１～１３）
巻き取られた鋼板（熱延材）は、平均濃度１０質量％の塩酸になる複数の酸洗槽に浸漬し酸洗を行った。具体的には、液温（酸洗液温度）を８５℃にした酸洗液に、前記熱延材を４０秒間浸漬させた。
（実験Ｎｏ．１０）
なお、実験Ｎｏ．１０における酸洗工程は、酸洗時間を４０秒間から１５０秒間に変えたこと以外は、実験Ｎｏ．１～９、１１～１３の酸洗工程と同様に行った。
［焼鈍］
冷間圧延した冷延材を、焼鈍炉として、オールラジアントチューブタイプの焼鈍炉、又はＮＯＦタイプの焼鈍炉を用いて焼鈍した。なお、表２において、オールラジアントチューブタイプの焼鈍炉を用いた場合、炉の項目として、１と示し、ＮＯＦタイプの焼鈍炉を用いた場合、炉の項目として、２と示す。
１．オールラジアントチューブタイプの焼鈍炉を用いた場合
冷間圧延した冷延材を、Ｎ２に４体積％のＨ２を混合した混合ガス雰囲気（Ｎ２－４％Ｈ２）で、表２に示す均熱時間、表２に示す露点の条件下で、表２に示す均熱温度で均熱した。その後、表２に示す冷却速度（平均冷却速度）で、表２に示す冷却停止温度まで冷却した。その後、表２に示す冷却停止温度で、表２に示す保持時間保持した。
２．ＮＯＦタイプの焼鈍炉を用いた場合
ＮＯＦタイプの焼鈍炉を用いた場合、酸化工程の後、還元工程を実施する。このため、冷間圧延した冷延材に酸化工程を施した後、還元工程を施す際、酸化工程を施した冷延材を、表２に示す露点の条件下で、表２に示す均熱温度で均熱した。その後、表２に示す冷却速度（平均冷却速度）で、表２に示す冷却停止温度まで冷却した。その後、表２に示す冷却停止温度で、表２に示す保持時間保持した。なお、酸化工程は、空気比０．９～１．２の雰囲気で行い、還元工程は、Ｎ２に１５体積％のＨ２を混合した混合ガス雰囲気（Ｎ２－１５％Ｈ２）で行った。
［めっき処理］
焼鈍した鋼板（焼鈍材）を、冷却停止温度で保持した後、亜鉛めっき浴に浸漬させ、５００～６００℃で合金化処理を施した。そうすることによって、めっき鋼板として、実験Ｎｏ．１～１３に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られた。
［表層部の平均酸素濃度］
実験Ｎｏ．１～１３に係る各合金化溶融亜鉛めっき鋼板の、表層部における平均酸素濃度をグロー放電発光分析法（ＧＤＯＥＳ）により測定した。酸素濃度測定には、下記ナット剥離荷重を測定した剥離試験に用いた試験片を用い、溶接及び剥離試験の影響を受けていない領域について測定した。
合金化溶融亜鉛めっき鋼板の、表面からの板厚方向における、ＦｅおよびＺｎの濃度プロファイルを求め、この濃度プロファイルでＦｅの濃度とＺｎの濃度とが同じになった箇所を、合金化溶融亜鉛めっき層と鋼板との界面とした。そして、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の、表面からの板厚方向における酸素濃度のプロファイルを求め、前記界面から板厚方向内部に向かって１μｍの位置までの１μｍ間の領域（表層部）の酸素濃度の平均値を算出した。この平均値が、表層部の平均酸素濃度である。
なお、ＧＤＯＥＳの測定条件は以下の通りとした。
装置：株式会社リガク製のＧＤＡ７５０
測定周波数：ノンパルス測定
アノード径（分析領域）：直径４ｍｍ
放電電力：３０Ｗ
Ａｒガス圧：２．５ｈＰａ
測定対象元素：Ｆｅ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃ、Ｏ、Ｚｎ、Ｃｒ
［金属組織］
実験Ｎｏ．１～１３に係る各合金化溶融亜鉛めっき鋼板における、金属組織（ｔ／４位置の組織分率）を以下のように測定した。
前記各合金化溶融亜鉛めっき鋼板の圧延方向に平行な断面として、ｔ／４位置の断面が現れるように研磨し、ナイタール液で腐食させて、金属組織を顕出させた。この面を、ＳＥＭにて、観察倍率１０００倍で観察した。その観測結果から、点算法（１００点）で、全組織に対する、マルテンサイト、ベイナイト、及びフェライトのそれぞれの面積率を算出した。具体的には、まず、撮影した写真に対し、等間隔の１０本の縦線と、等間隔の１０本の横線を、格子状になるように引いた。これにより、縦線と横線の交点を１００個形成した。１００個の交点のうち、マルテンサイト、ベイナイト、及びフェライトのそれぞれが位置する交点の数を計測した。マルテンサイトが位置する交点の数を、交点の総数（１００個）で除することにより、マルテンサイトの面積率を求めた。ベイナイト及びフェライトに関しても、同様に、それぞれの面積率を求めた。
なお、金属組織は、以下のように見分けた。合金化溶融亜鉛めっき鋼板のｔ／４位置の断面を観察したＳＥＭ写真の一例を図１に示す。図１において、１で示されるような、黒く見えてその内部に微細な白い粒子を有していないものをフェライトと判断した。図１において、２で示されるような、黒に見えて内部に微細な白い粒子を有するものをベイナイトと判断した。図１において、３で示されるような、全面白色に見えるものをマルテンサイトと判断した。
実験Ｎｏ．１～１３に係る各合金化溶融亜鉛めっき鋼板の、引張強度、降伏強度、伸び、めっき性、及びナット剥離荷重は、以下のようにして測定した。
［引張強度、降伏強度、及び伸び］
実験Ｎｏ．１～１３に係る各合金化溶融亜鉛めっき鋼板の、引張強度ＴＳ、降伏強度ＹＳ、及び伸びＥＬは、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠した引張試験により測定した。具体的には、実験Ｎｏ．１～１３に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板から、引張強度、降伏強度、及び伸びを測定するための試験片を切り出した。試験片は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に規定される５号試験片とした。その際、試験片は、その長手方向が圧延方向に垂直な方向（コイル幅方向）と平行になるように採取した。この試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠した引張試験（引張速度１０ｍｍ／分、常温）により測定した。
［めっき付着量］
実験Ｎｏ．１～１３に係る各合金化溶融亜鉛めっき鋼板の、前記合金化溶融亜鉛めっき層の付着量（めっき付着量）は、溶解法によって導出した。
［めっき性］
実験Ｎｏ．１～１３に係る各合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面を目視で観察した。その結果、不めっきや合金化むら等が確認できず、めっき性に優れていると判断されれば、「○」と評価し、不めっきや合金化むら等が確認でき、めっき性に劣っていると判断されれば、「×」と評価した。
［ナット剥離荷重］
実験Ｎｏ．１～１３に係る各合金化溶融亜鉛めっき鋼板のナットプロジェクション溶接性を評価するため、剥離試験として、下記の「押込み剥離試験」を行い、そのときの剥離荷重（ナット剥離荷重）を測定した。
剥離試験には、合金化溶融亜鉛めっき鋼板から採取した５０ｍｍ角の試験片を使用した。試験片の中央には、直径１１ｍｍの貫通孔を形成させ、貫通孔と同心となるように、図２に示すような、座面に突起部（プロジェクション）を備えた六角溶接（Ｍ１０）ナット（プロジェクションナット）を試験片に溶接した。溶接条件は、以下の通りとした。
溶接機：直流溶接機
加圧力：４０００Ｎ
通電時間：１３３ミリ秒（８サイクル、６０Ｈｚ）
電流値：９．５ｋＡ
プロジェクションナット１１は、図２に示すように、溶接される面の６つの辺のうち１つおきの辺の中央部近傍にそれぞれ１個の溶接突起部１２を備える。溶接突起部１２は、略三角錐台状である。なお、図２は、ナット剥離試験に用いたプロジェクションナットの平面図である。
（押込み剥離試験）
押込み剥離試験は、ＪＩＳ Ｂ １１９６ 附属書Ａの押込み剥離試験方法を参考にして行った。具体的には、評価材である合金化溶融亜鉛めっき鋼板を、スペーサーの穴径が３０ｍｍである冶具に設置し、評価材に溶接されたナットにボルトを通し、荷重の中心がボルトの中心と可能な限り一致させて、押込み速度５ｍｍ／分の条件で、前記ボルトを押し込んで、合金化溶融亜鉛鋼板からナットが剥離するときの荷重（ナット剥離荷重）を測定した。なお、このナット剥離荷重が３２００Ｎ以上を合格とした。
これらの結果を、製造条件、表層部における平均酸素濃度、組織分率、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の板厚、及びめっき付着量とともに、表２及び表３に示す。なお、実験Ｎｏ．２に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、めっき性が悪くて、表層部における平均酸素濃度、めっき付着量及びナット剥離荷重を測定しておらず、表２及び表３において、「－」と示す。
＜実験Ｎｏ．１４～１６（鋼種ｈ，ｉを用いて、ラボ設備で製造した例）＞
［熱間圧延］
製造した各ラボ材を、１２５０℃で３０分間均熱し、仕上げ温度を８８５～９２０℃、仕上げ厚さ２．３ｍｍとなるように熱間圧延し、下記表２に示す巻き取り温度で巻き取ったと模擬される冷却を行った。
［酸洗］
熱間圧延させた鋼板（熱延材）は、平均濃度１２質量％の塩酸になる酸洗槽に浸漬し酸洗を行った。具体的には、液温（酸洗液温度）を８０℃にした酸洗液に、前記熱延材を１０分間浸漬させた。
［冷間圧延］
酸洗した鋼板を、板厚が２．３ｍｍから１．４ｍｍとなるように、冷間圧延した。
［焼鈍］
冷間圧延した冷延材を、厚み１．４ｍｍ、幅１５０ｍｍ、長さ７０ｍｍに切り出し、この切り出した冷延材を、ラボ熱処理炉（ＣＡＬシミュレータ）を用いて焼鈍した。なお、表２において、炉の項目として、３と示す。具体的には、冷間圧延した冷延材を、表２に示す均熱時間、表２に示す均熱温度で均熱した。その後、表２に示す冷却速度（平均冷却速度）で、表２に示す冷却停止温度まで冷却した。その後、表２に示す冷却停止温度で、表２に示す保持時間保持した。
［熱処理］
合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得る、後述するめっき処理とは別に、めっき層は形成させないで、上記めっき処理におけるヒートパターンと同じヒートパターンとなるように熱処理を行った。なお、これにより得られた鋼板は、熱処理後鋼板と呼ぶ。すなわち、それぞれ、実験Ｎｏ．１４～１６に係る、熱処理後鋼板と呼ぶ。
［金属組織］
実験Ｎｏ．１４～１６に係る、熱処理後鋼板における、金属組織（ｔ／４位置の組織分率）を以下のように測定した。
まず、前記各熱処理後鋼板（厚み１．４ｍｍ、幅１５０ｍｍ、長さ７０ｍｍ）を、厚み１．４ｍｍ、幅１５ｍｍ、長さ１０ｍｍに切り出し、この切り出した熱処理後鋼板の圧延方向に平行な断面として、ｔ／４位置の断面が現れるように研磨し、ナイタール液で腐食させて、金属組織を顕出させた。この面を、ＳＥＭにて、観察倍率１０００倍で観察した。その観測結果から、点算法（１００点）で、全組織に対する、マルテンサイト、ベイナイト、及びフェライトのそれぞれの面積率を算出した。具体的には、まず、撮影した写真に対し、等間隔の１０本の縦線と、等間隔の１０本の横線を、格子状になるように引いた。これにより、縦線と横線の交点を１００個形成した。１００個の交点のうち、マルテンサイト、ベイナイト、及びフェライトのそれぞれが位置する交点の数を計測した。マルテンサイトが位置する交点の数を、交点の総数（１００個）で除することにより、マルテンサイトの面積率を求めた。ベイナイト及びフェライトに関しても、同様に、それぞれの面積率を求めた。
なお、金属組織は、以下のように見分けた。熱処理後鋼板のｔ／４位置の断面を観察したＳＥＭ写真の一例を図１に示す。図１において、１で示されるような、黒く見えてその内部に微細な白い粒子を有していないものをフェライトと判断した。図１において、２で示されるような、黒に見えて内部に微細な白い粒子を有するものをベイナイトと判断した。図１において、３で示されるような、全面白色に見えるものをマルテンサイトと判断した。また、前記熱処理後鋼板は、前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板とヒートパターンが同じであるので、合金化溶融亜鉛めっき層の存在の有無以外は同じであり、例えば、金属組織も同じである。
実験Ｎｏ．１４～１６に係る各熱処理後鋼板の、引張強度、降伏強度、及び伸びは、上述した引張強度、降伏強度、及び伸びの測定方法と同様の方法により測定した。なお、前記熱処理後鋼板は、前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板（実験Ｎｏ．１～１３：実験Ｎｏ．１～１３に係る各合金化溶融亜鉛めっき鋼板（実機めっき材）、実験Ｎｏ．１４～１６：実験Ｎｏ．１４～１６に係る各合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ラボめっき材））とヒートパターンが同じであるので、合金化溶融亜鉛めっき層の存在の有無以外は同じであり、例えば、前記熱処理後鋼板の引張強度、降伏強度、及び伸びは、前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板における鋼板の引張強度、降伏強度、及び伸びと同じである。
［表層部の平均酸素濃度］
実験Ｎｏ．１４～１６に係る各合金化溶融亜鉛めっき鋼板の、表層部における平均酸素濃度をグロー放電発光分析法（ＧＤＯＥＳ）により測定した。酸素濃度測定には、下記ナット剥離荷重を測定した剥離試験に用いた試験片を用い、溶接及び剥離試験の影響を受けていない領域について測定した。
合金化溶融亜鉛めっき鋼板の、表面からの板厚方向における、ＦｅおよびＺｎの濃度プロファイルを求め、この濃度プロファイルでＦｅの濃度とＺｎの濃度とが同じになった箇所を、合金化溶融亜鉛めっき層と鋼板との界面とした。そして、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の、表面からの板厚方向における酸素濃度のプロファイルを求め、前記界面から板厚方向内部に向かって１μｍの位置までの１μｍ間の領域（表層部）の酸素濃度の平均値を算出した。この平均値が、表層部の平均酸素濃度である。
なお、ＧＤＯＥＳの測定条件は以下の通りとした。
装置：マーカス型高周波グロー放電発光分析装置（ｒｆ－ＧＤ－ＯＥＳ）（株式会社堀場製作所製のＧＤ－Ｐｒｏｆｉｌｅｒ２）
測定周波数：ノンパルス測定
アノード径（分析領域）：直径４ｍｍ
放電電力：３５Ｗ
Ａｒガス圧：６．０ｈＰａ
測定対象元素：Ｆｅ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃ、Ｏ、Ｚｎ、Ｃｒ
［めっき処理］
焼鈍した鋼板（焼鈍材）を、めっき付着量が、片面あたり、５０ｇ／ｍ２となるように、合金化溶融亜鉛めっき層を形成させた。具体的には、焼鈍した鋼板（焼鈍材）を、冷却停止温度（例えば、実験Ｎｏ．１の場合、４６０℃）で保持した後、Ａｌ濃度が０．１３質量％、浴温４６０℃の亜鉛めっき浴に４秒間浸漬させ、引上げ速度１００ｍｍ／秒で引き上げ、２００Ｌ／分でワイピングすることによって、めっき処理を施した。このめっき処理を施した鋼板を、板温５００℃で１８秒間保持することによって、合金化処理を施した。そうすることによって、めっき鋼板として、実験Ｎｏ．１４～１６に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られた。
［めっき付着量］
実験Ｎｏ１４～１６に係る各合金化溶融亜鉛めっき鋼板の、前記合金化溶融亜鉛めっき層の付着量（めっき付着量）は、上述しためっき付着量の測定方法と同様の方法により測定した。
［めっき性およびナット剥離荷重］
実験Ｎｏ．１４～１６に係る各合金化溶融亜鉛めっき鋼板の、めっき性、及びナット剥離荷重は、上述しためっき性、及びナット剥離荷重の測定方法と同様の方法により測定した。
これらの結果を、組織分率、引張強度、降伏強度、伸び、及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の板厚とともに、表３に示す。なお、実験Ｎｏ．２に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、めっき性が悪くて、ナット剥離荷重を測定しておらず、表３において、「－」と示す。
これらの結果を、製造条件、表層部における平均酸素濃度、組織分率、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の板厚、及びめっき付着量とともに、表２及び表３に示す。
Figure 0007137492000002
Figure 0007137492000003
表２及び表３によれば、上記成分組成を満たす鋼素材を用い、上述の製造方法によって、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造すると（実験Ｎｏ．１、１１、及び１３）、表層部における平均酸素濃度が０．１０質量％以下であり、前記ｔ／４位置における金属組織において、マルテンサイトが５０～８５面積％であり、ベイナイトが１５～５０面積％であり、フェライトが５面積％以下であるめっき鋼板が得られる。そして、この実験Ｎｏ．１、１１、及び１３に係るめっき鋼板は、引張強度が１１００～１３００ＭＰａ、降伏強度が８００ＭＰａ以上と高強度であり、さらに、伸びが８．０％以上である合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。さらに、めっき性だけではなく、ナット剥離荷重も３２００Ｎ以上と高く、ナットプロジェクション溶接性にも優れている。
また、熱間圧延時の巻き取り温度が低いと（実験Ｎｏ．２、６、及び７）、良好な合金化溶融亜鉛めっき層を形成することができなかった。
また、露点が高い条件下で焼鈍した場合（実験Ｎｏ．３、５、７、１０、及び１５）、表層部における平均酸素濃度が高く、ナット剥離荷重も低かった。このことから、露点が高いと、溶接界面部に存在するＳｉ系の酸化物が多くなってしまい、ナットプロジェクション溶接性が低下すると考えられる。
また、均熱温度が高い条件下で焼鈍した場合（実験Ｎｏ．８、９、１２、及び１４～１６）、表層部における平均酸素濃度が高く、ナット剥離荷重も低かった。このことから、均熱温度が高いと、溶接界面部に存在するＳｉ系の酸化物が多くなってしまい、ナットプロジェクション溶接性が低下すると考えられる。
また、成分組成として、Ｂ含有量が少ない場合（実験Ｎｏ．４～７）、引張強度が１１００ＭＰａ未満であり、降伏強度が８００ＭＰａ未満であった。このことは、ベイナイト及びマルテンサイトのうちの少なくとも一方が少なく、フェライトが多いことによると考えられる。
また、成分組成として、Ｓｉ含有量が多い場合（実験Ｎｏ．６～１０、１２、及び１６）、表層部における平均酸素濃度が高く、ナット剥離荷重も低かった。Ｓｉ含有量が多い場合には、めっき性を確保するために、溶接界面部に存在するＳｉ系の酸化物が多くなってしまい、ナットプロジェクション溶接性が低下すると考えられる。なお、成分組成として、Ｓｉ含有量が多く、熱間圧延時の巻き取り温度が低い場合（実験Ｎｏ．６）、ＮＯＦタイプの焼鈍炉を用いても、めっき性が不充分であった。
１１ プロジェクションナット
１２ 溶接突起部

Claims (2)

  1. 鋼板と、前記鋼板の表面上に合金化溶融亜鉛めっき層とを備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、
    前記鋼板は、質量％で、
    Ｃ：０．１０％以上０．２５％以下、
    Ｓｉ：０％超０．５０％以下、
    Ｍｎ：２．０％超３．５％以下、
    Ｐ：０％超０．１％以下、
    Ｓ：０％超０．０５％以下、
    Ａｌ：０．０１％以上０．１０％以下、
    Ｔｉ：０％超０．１％以下、
    Ｂ：０．００２０％以上０．００５０％以下、
    Ｎ：０％超０．０１％以下、
    Ｃｒ：０％超０．５％以下、及び
    Ｍｏ：０％超０．５％以下
    を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物であり、
    前記鋼板は、前記鋼板と前記合金化溶融亜鉛めっき層との界面から前記鋼板に向かって１μｍまでの領域における平均酸素濃度が０．１０質量％以下であり、
    前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板の板厚をｔとしたときのｔ／４位置における金属組織において、マルテンサイトが５０～８５面積％であり、ベイナイトが１５～５０面積％であり、フェライトが５面積％以下である合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  2. 請求項１に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法であって、
    請求項１に記載の鋼板の成分組成を有する鋼素材を、１１００～１３００℃で均熱し、仕上げ温度を８５０～９５０℃として熱間圧延し、６３０～６８０℃で巻き取ることによって、熱延材を得て、
    前記熱延材を、３～２０質量％の塩酸を用いて、６０～９０℃の条件下で、３５～２００秒間酸洗し、
    前記酸洗後の熱延材を冷間圧延することによって、冷延材を得て、
    前記冷延材を、Ａｃ３点以上８８０℃未満で、露点が－２５℃以下の条件下で均熱し、３８０～５００℃の冷却停止温度まで３．０℃／秒以上で冷却し、前記冷却停止温度で１５秒間以上保持する焼鈍を行うことによって、鋼板を得て、
    前記鋼板にめっき処理を施すことによって、前記鋼板上に前記合金化溶融亜鉛めっき層を形成する合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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