JP7244720B2 - スポット溶接性に優れた亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 - Google Patents

スポット溶接性に優れた亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、スポット溶接性に優れた亜鉛めっき鋼板及びその製造方法に関する。
環境汚染などの問題により、自動車の排出ガスと燃費に対する規制が益々強化されている。これにより、自動車の鋼板の軽量化による燃料消費量の減少に対する要求が強くなってきており、それに応えるべく、単位厚さ当たりの強度が高い種々の高強度鋼板が開発されて市販されている。
高強度鋼とは、通常、４９０ＭＰａ以上の強度を有する鋼を意味するが、必ずしもこれに限定されるものではなく、変態誘起塑性（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ；ＴＲＩＰ）鋼、双晶誘起塑性（Ｔｗｉｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ；ＴＷＩＰ）鋼、二相組織（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ；ＤＰ）鋼、複合組織（Ｃｏｍｐｌｅｘ Ｐｈａｓｅ；ＣＰ）鋼などがこれに該当してもよい。
一方、自動車の鋼材は、耐食性を確保するために、表面にめっきを施しためっき鋼板の形態で供給されるが、中でも、亜鉛めっき鋼板（ＧＩ鋼板）または合金化亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）は、亜鉛の犠牲防食特性を用いて高い耐食性を有するため、自動車用素材として多く用いられている。
ところが、高強度鋼板の表面を亜鉛でめっきする場合、スポット溶接性が低下するという問題がある。すなわち、高強度鋼は、引張強度とともに降伏強度が高いため、溶接中に生じる引張応力を焼成変形により解消することが困難であって、表面に微小クラックが発生する可能性が高い。高強度亜鉛めっき鋼板に対して溶接を行うと、融点の低い亜鉛が鋼板の微小クラックに浸透するようになり、その結果、液体金属脆化（Ｌｉｑｕｉｄ Ｍｅｔａｌ Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ；ＬＭＥ）という現象が起こり、鋼板が破壊に至るという問題が発生する恐れがある。これは、鋼板の高強度化において大きい障害として作用している。
本発明の一側面によると、スポット溶接性に優れた亜鉛めっき鋼板及びその製造方法が提供される。
本発明の課題は上述の内容に限定されない。本発明が属する技術分野において通常の知識を有する者であれば、本発明の明細書全体にわたって記載された内容から本発明の付加的な課題を理解するのに何ら困難がない。
本発明の一側面による亜鉛めっき鋼板は、鋼板と、上記鋼板の表面に形成された亜鉛系めっき層と、を含み、上記鋼板の内部酸化層の幅方向における厚さの平均値（ａ）と、上記内部酸化層の幅方向における厚さの標準偏差（ｂ）との割合（ａ／ｂ）が１．５以上であることができる。
本発明の他の一側面による亜鉛めっき鋼板の製造方法は、鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、上記熱延鋼板を５９０～７５０℃の温度で巻き取って熱延鋼板を得る段階と、上記巻き取られた熱延鋼板のエッジ部を６００～８００℃で５～２４時間加熱する段階と、上記熱延鋼板を１８０～２５０ｍｐｍの通板速度で、５～２５％の塩酸溶液で酸洗する段階と、上記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、６５０～９００℃での露点が－１０～３０℃の範囲になるように制御しながら上記冷延鋼板を焼鈍する段階と、上記焼鈍された冷延鋼板を溶融亜鉛めっきする段階と、を含むことができる。
上述のように、本発明は、均一でかつ十分な厚さを有する内部酸化層を有する素地鋼板に対して亜鉛系めっきを行うことで、溶接時に素地鋼板の表面に微小クラックが発生する可能性を著しく減少させ、液体金属脆化（ＬＭＥ）による溶接不良の問題を防止することができ、めっき表面の品質に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。
発明例１で製造されためっき鋼板の断面を観察した写真である。 各クラックの発生位置をクラックのタイプ毎に示した写真である。
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明において、亜鉛めっき鋼板とは、亜鉛めっき鋼板（ＧＩ鋼板）だけでなく、合金化亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）はもちろん、亜鉛が主に含まれているめっき鋼板を何れも含む概念であることに留意する必要がある。亜鉛が主に含まれているということは、めっき層に含まれている元素のうち亜鉛の割合が最も高いことを意味する。但し、合金化亜鉛めっき鋼板では、鉄の割合が亜鉛よりも高い場合があり、鉄を除いた残りの成分のうち亜鉛の割合が最も高い場合を含むことができる。
本発明の発明者らは、溶接時に発生する液体金属脆化の原因が、鋼板の表面から発生する微小クラックにあることに着目し、表面の微小クラックを抑えるための手段に関して研究した結果、そのためには、鋼板の表面の組織を軟質化することが必要であるだけでなく、軟質組織の割合を均一に制御することが必要であることを見出し、本発明を成すに至った。
すなわち、本発明の一実施形態では、鋼板の表面に平均厚さが一定水準以上である内部酸化層を形成し、この際、上記内部酸化層の幅方向における厚さの標準偏差を一定水準以下に制御する。本発明の一実施形態によると、上記内部酸化層には内部酸化物が存在してもよい。上記内部酸化物は、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、及びＦｅのうち少なくとも１種以上を含むことができ、その他に、素地鋼板の組成に由来する追加元素をさらに含んでもよい。
表面に内部酸化層を形成する場合には、表面でＭｎ、Ｓｉなどのような硬化能元素が酸化されて固溶状態で存在しなくなるため、表面硬度を著しく減少させることができる。硬度を減少させる場合、脆性と残留応力が低減し、微小クラックの発生を減少させることができるため、ＬＭＥを著しく抑えることができる。
したがって、鋼板の内部酸化層の厚さが大きいほど、ＬＭＥの発生防止に有利である。しかし、熱間圧延後に巻き取られたコイルの幅方向における冷却速度の不均一な分布により、内部酸化層の深さが幅方向の位置毎に変わり得る。このような現象は、内部酸化が酸素ポテンシャルのみならず温度にも敏感に影響を受けるためである。
ところが、このように内部酸化層の厚さが幅方向の位置毎に変わる場合、位置毎にＬＭＥの発生程度が変わり、結果として、弱い溶接部で破壊が起こるようになるという問題が発生する。
したがって、本発明では、鋼板の内部酸化層の幅方向における厚さの平均値（ａ）と、上記内部酸化層の幅方向における厚さの標準偏差（ｂ）との割合（ａ／ｂ）が１．５以上になるように制御する。通常、内部酸化層の厚さの平均値（ａ）が大きくなるほど、それに対応して標準偏差（ｂ）も増加するため、ａ／ｂ値が大きい値を有しにくい。しかし、スポット溶接性を向上させるためには、ａ／ｂ値を１．５以上にし、ＬＭＥ抵抗性の偏差を最小化する必要がある。本発明の一実施形態では、上記ａ／ｂ値を１．７以上としてもよい。
上述の見地から、上記の割合（ａ／ｂ）は高いほど有利であるため、その上限を特に制限する必要はない。但し、内部酸化層の厚さが厚い場合に、標準偏差が増加することを完全に抑えることは現実的に困難であるため、その割合（ａ／ｂ）の上限を３．５とすることができ、一実施形態では、上記の割合（ａ／ｂ）の上限を３．０とすることができる。
本発明の一実施形態において、上記内部酸化層の幅方向における厚さの平均値（ａ）は３．０μｍ以上であってもよい。内部酸化層の幅方向における厚さの平均値を一定水準以上にする理由は、鋼板の全体的なＬＭＥ抵抗性を向上させるためである。本発明の一実施形態では、上記内部酸化層の幅方向における厚さの平均値は４．０μｍ以上であってもよい。ＬＭＥ抵抗性を確保する点からは、内部酸化層の幅方向における厚さの平均値の上限を特に決定する必要がないが、内部酸化層の厚さが厚すぎる場合には、鋼板の強度に影響を与える恐れがある。したがって、内部酸化層の幅方向における厚さの平均値の上限を１０．０μｍとすることができ、本発明の一実施形態では、内部酸化層の幅方向における厚さの平均値の上限を６．０μｍとしてもよい。
また、本発明の一実施形態において、上記内部酸化層の幅方向における厚さの標準偏差（ｂ）は２．０μｍ以下であってもよい。すなわち、幅方向における厚さの標準偏差が小さいほど、位置毎のＬＭＥ抵抗性を向上させることができる。したがって、上記内部酸化層の幅方向における厚さの標準偏差（ｂ）は２．０μｍ以下とし、本発明の他の一実施形態では、上記内部酸化層の幅方向における厚さの標準偏差（ｂ）を１．５μｍ以下とすることができる。幅方向における厚さの標準偏差（ｂ）が小さいほど好ましいため、その下限を特に決定する必要がないが、現実的な限界を考慮して０．５μｍ以上または１．０μｍ以上とすることができる。
本発明において、内部酸化層の幅方向における厚さの平均値（ａ）と標準偏差（ｂ）は、鋼板の全幅を等間隔に分割した後、最外郭を含む分割された各地点で内部酸化層の厚さを測定した後、これらの値の平均値と標準偏差を求める方法により求めることができる。但し、エッジ部の最も外側の表面の健全性の問題がある場合には、エッジ部から約１ｍｍの地点は除去してから均等分割した地点のデータから各値を求めることができる。上記鋼板を分割する間隔は２５ｃｍ以下であってもよく、本発明の一実施形態では、上記幅を２０ｃｍとして厚さを求め、それを平均値と標準偏差を求める際に用いた。
本発明で対象とする鋼板は、強度４９０ＭＰａ以上の高強度鋼板であればその種類を制限しない。但し、必ずしもこれに制限されるものではないが、本発明で対象とする鋼板は、重量比で、Ｃ：０．０５～１．５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：１．０～３０％、Ｓ－Ａｌ（酸可溶性アルミニウム）：３％以下、Ｃｒ：２．５％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．２％以下、Ｔｉ：０．２％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｓｂ＋Ｓｎ＋Ｂｉ：０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下を含む組成を有することができる。残りの成分は鉄及びその他の不純物であり、その他にも、上記で挙げられず、かつ鋼中に含まれ得る元素を合計１．０％以下の範囲でさらに含むことまでは排除しない。本発明において、各成分元素の含量は特に別に表現しない限り、重量を基準として表示する。
本発明のいくつかの実施形態では、上記高強度鋼板としてＴＲＩＰ鋼などを対象とすることができる。これらの鋼は詳細に区分したときに、次のような組成を有することができる。
鋼組成１：Ｃ：０．０５～０．３０％（好ましくは０．１０～０．２５％）、Ｓｉ：０．５～２．５％（好ましくは１．０～１．８％）、Ｍｎ：１．５～４．０％（好ましくは２．０～３．０％）、Ｓ－Ａｌ：１．０％以下（好ましくは０．０５％以下）、Ｃｒ：２．０％以下（好ましくは１．０％以下）、Ｍｏ：０．２％以下（好ましくは０．１％以下）、Ｂ：０．００５％以下（好ましくは０．００４％以下）、Ｎｂ：０．１％以下（好ましくは０．０５％以下）、Ｔｉ：０．１％以下（好ましくは０．００１～０．０５％）、Ｓｂ＋Ｓｎ＋Ｂｉ：０．０５％以下、Ｎ：０．０１％以下、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む。場合によっては、上記で挙げられず、かつ鋼中に含まれ得る元素を合計１．０％以下の範囲までさらに含むことができる。
鋼組成２：Ｃ：０．０５～０．３０％（好ましくは０．１０～０．２％）、Ｓｉ：０．５％以下（好ましくは０．３％以下）、Ｍｎ：４．０～１０．０％（好ましくは５．０～９．０％）、Ｓ－Ａｌ：０．０５％以下（好ましくは０．００１～０．０４％）、Ｃｒ：２．０％以下（好ましくは１．０％以下）、Ｍｏ：０．５％以下（好ましくは０．１～０．３５％）、Ｂ：０．００５％以下（好ましくは０．００４％以下）、Ｎｂ：０．１％以下（好ましくは０．０５％以下）、Ｔｉ：０．１５％以下（好ましくは０．００１～０．１％）、Ｓｂ＋Ｓｎ＋Ｂｉ：０．０５％以下、Ｎ：０．０１％以下、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む。場合によっては、上記で挙げられず、かつ鋼中に含まれ得る元素を合計１．０％以下の範囲までさらに含むことができる。
また、上述の各成分元素のうち、その含量の下限を限定していない場合は、それらを任意元素とみなしてもよく、その含量が０％になってもよいことを意味する。
本発明の一実施形態によると、上記鋼板の表面には一層以上のめっき層を含まむことができ、上記めっき層は、ＧＩ（Ｇａｌｖａｎｉｚｅｄ）またはＧＡ（Ｇａｌｖａ－ａｎｎｅａｌｅｄ）などを含む亜鉛系めっき層であってもよい。本発明では、上述のように内部酸化層の幅方向における厚さの平均値と幅方向における厚さの標準偏差を適切に制御したため、亜鉛系めっき層が鋼板の表面に形成されても、スポット溶接時に発生する液体金属脆化の問題を抑えることができる。
上記亜鉛系めっき層がＧＡ層である場合には、合金化度（めっき層中のＦｅの含量を意味する）を８～１３重量％、好ましくは１０～１２重量％に制御することができる。合金化度が十分ではない場合には、亜鉛系めっき層中の亜鉛が微小クラックに浸透して液体金属脆化の問題を起こす可能性が残り、逆に合金化度が高すぎる場合には、パウダリングなどの問題が発生する恐れがある。
また、上記亜鉛系めっき層のめっき付着量は３０～７０ｇ／ｍ２であってもよい。めっき付着量が少なすぎる場合には十分な耐食性を得ることが困難であるのに対し、めっき付着量が多すぎる場合には製造原価の上昇及び液体金属脆化の問題が発生する恐れがあるため、上述の範囲内に制御する。より好ましいめっき付着量の範囲は、４０～６０ｇ／ｍ２であってもよい。本めっき付着量は、最終製品に付着しためっき層の量を意味するものであり、めっき層がＧＡ層である場合には合金化によりめっき付着量が増加するため、合金化前にはその重量が少し減少することがある。合金化度によって変わるため、必ずしもこれに制限されるものではないが、合金化前の付着量（すなわち、めっき浴から付着するめっきの量）はそれより約１０％程度減少した値であることができる。
以下、本発明の鋼板を製造する一実施形態について説明する。但し、本発明の鋼板は必ずしも下記の実施形態により製造される必要はなく、下記の実施形態は、本発明の鋼板を製造する１つの好ましい手法であることに留意する必要がある。
上述の組成を有する鋼スラブを熱間圧延した後、巻き取る過程により、熱延鋼板を製造することができる。スラブの加熱（直送圧延の場合には温度管理）または熱間圧延などの条件は特に制限されないが、本発明の一実施形態では、巻き取り温度を次のように制限することができる。
巻き取り温度：５９０～７５０℃
巻き取られた鋼板は徐冷過程を経るようになる。このような過程により内部酸化層がコイルの内部に形成されるが、スラブの巻き取り温度が低すぎる場合には、内部酸化に必要な温度より低い温度でコイルが徐冷されるため、十分な内部酸化の効果を奏することが困難である。逆に、巻き取り温度が高すぎる場合には、幅方向の中心部とエッジ部の温度偏差が大きくなり、これにより、材質偏差が増加する。この場合、冷間圧延性が低下するとともに、最終製品の強度が低下するだけでなく、成形性も悪くなる恐れがある。また、表面酸化の点からも、巻き取り温度が高すぎる場合にはスケールの再酸化が発生してＦｅ２Ｏ３が生成される可能性があるが、この場合、表面品質が劣化する恐れがある。したがって、本発明の一実施形態では、上記巻き取り温度の上限を７５０℃とすることができる。
その後、巻き取られた鋼板（熱延コイル）は、エッジ部に対して追加的な内部酸化を行うために、エッジ部加熱過程を経るようになる。エッジ部加熱の具体的な条件は、下記のとおりである。
熱延コイルのエッジ部加熱：６００～８００℃で５～２４時間行う
本発明では、内部酸化層の幅方向における厚さの標準偏差（ｂ）をさらに減少させるために、熱延コイルのエッジ部を加熱する。熱延コイルのエッジ部加熱とは、巻き取られたコイルの幅方向の両側端部、すなわち、エッジ部を加熱することを意味し、エッジ部の加熱により、エッジ部が内部酸化に適した温度に先に加熱される。すなわち、巻き取られたコイルは、その内部は高温に維持されるが、エッジ部は相対的に迅速に冷却され、これにより、内部酸化に適した温度に維持される時間が、エッジ部でより短くなる。したがって、幅方向の中心部での内部酸化層の厚さに比べて、エッジ部での内部酸化層の厚さが薄く形成される。エッジ部の加熱は、このような幅方向における厚さの不均一を解消する方法の一つとして用いられることができる。
すなわち、エッジ部の加熱を行う場合、巻き取り後の冷却の場合とは反対にエッジ部が先に加熱され、これにより、幅方向のエッジ部の温度が内部酸化に適した温度に維持されるが、その結果、エッジ部の内部酸化層の厚さが増加するようになる。そのためには、上記エッジ部の加熱温度は６００℃以上（鋼板エッジ部の温度を基準とする）である必要がある。但し、温度が高すぎる場合には、加熱中にエッジ部にスケールが過多形成されたり、多孔質の高酸化スケール（ｈｅｍａｔｉｔｅ）が形成されたりして、酸洗後の表面状態が悪くなる恐れがあるため、上記エッジ部の温度は８００℃以下であることができる。より好ましいエッジ部の加熱温度は６００～７５０℃である。
また、巻き取り時に発生した内部酸化層の厚さの不均一を解消するためには、上記エッジ部の加熱時間が５時間以上である必要がある。但し、エッジ部の加熱時間が長すぎる場合には、スケールが過多形成されたり、却ってエッジ部の内部酸化層の厚さが厚くなりすぎて不均一が発生する恐れがある。したがって、エッジ部の加熱時間は２４時間以下であることができる。
本発明の一実施形態によると、上記エッジ部の加熱は、空燃比の調節による燃焼加熱方式により行われてもよい。すなわち、空燃比の調節により雰囲気中の酸素分率が変わり得るが、酸素分率が高いほど、鋼板の表層と接する酸素濃度が増加し、脱炭や内部酸化が増加してもよい。必ずしもこれに限定されるものではないが、本発明の一実施形態では、空燃比の調節により、酸素を０．５～２体積％含む窒素雰囲気に制御することができる。本発明が属する技術分野において通常の知識を有する者であれば、格別な困難性なしに、空燃比の調節により酸素分率を制御することができるため、これについては別途説明しない。
その後、エッジ部加熱処理された熱延鋼板の表面のスケールを除去するために、酸洗を行う。具体的な酸洗条件は、下記のとおりである。
酸洗：１８０～２５０ｍｐｍの速度で５～２５％の塩酸溶液で行う
鋼板の表面に形成されたスケールを除去するために、１８０～２５０ｍｐｍの速度で５～２５％（体積基準）の塩酸溶液で酸洗を行うことができる。酸洗速度が遅すぎるか、塩酸の濃度が高すぎる場合には、熱延鋼板の表面スケールが除去されるだけでなく、素地鉄が露出して内部酸化粒界が腐食される可能性がある。この場合、フレーキング（ｆｌａｋｉｎｇ）性デントなどの問題が発生する可能性があり、内部酸化層の溶解によりＬＭＥに対する抵抗性が低下する恐れがある。これに対し、酸洗速度が速すぎるか、塩酸の濃度が低い場合には、スケールの除去が不十分であるため、本発明の一実施形態では、酸洗速度と塩酸濃度を上述の範囲に制御することができる。また、鋼板の酸洗が適切な時間行われるように、本発明の一実施形態では、上記酸洗ラインの長さを５０～１５０ｍとすることができる。
その後、酸洗された熱延鋼板に対して、冷間圧延過程及び焼鈍過程を行うことができる。この際、本発明の一実施形態によると、意図する内部酸化層を得るためには、焼鈍時の焼鈍温度と焼鈍炉内露点を次のような方式により制御することが有利である。
焼鈍条件：６５０～９００℃で－１０～３０℃の露点の雰囲気で行う
本発明で焼鈍を行う温度は、十分な内部酸化効果が奏される温度である６５０℃以上であることができる。但し、温度が高すぎる場合には、Ｓｉなどの表面酸化物が形成され、酸素が内部に拡散することを妨げるだけでなく、均熱帯での加熱中にオーステナイトが過多に発生して炭素拡散速度が低下し、これにより脱炭の程度が減少する恐れがあり、また、焼鈍炉の負荷を発生させて設備寿命を短縮させ、工程コストを増加させるという問題を引き起こす可能性があるため、上記露点を制御する温度は９００℃以下であることができる。本発明において、焼鈍を行う温度とは、均熱帯の温度を意味する。
この際、十分かつ均一な内部酸化層を形成させるために、焼鈍炉内の雰囲気の露点を制御することが有利である。露点が低すぎる場合には、内部酸化ではなく表面酸化が発生し、表面にＳｉやＭｎなどの酸化物が生成される恐れがある。したがって、露点は－１０℃以上に制御する必要がある。逆に、露点が高すぎる場合にはＦｅの酸化が発生する恐れがあるため、露点は３０℃以下に制御する必要がある。
この際、露点は、水素を１～１０体積％含む湿窒素（Ｎ２＋Ｈ２Ｏ）を焼鈍炉内に投入することで調節することができる。
このような過程により焼鈍された鋼板は、めっき浴温度以上（４６０～５００℃）に再加熱した後、めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを行う。本発明の一実施形態によると、めっき浴に浸漬される焼鈍された鋼板の厚さは１．０～２．０ｍｍに調節することができる。本発明の一実施形態によると、上記めっき浴は亜鉛系めっき浴であり、Ｚｎを５０重量％以上含むことができる。
上述の過程によりめっきされた溶融亜鉛めっき鋼板は、その後、必要に応じて合金化熱処理過程を経ることができる。合金化熱処理の好ましい条件は下記のとおりである。
合金化（ＧＡ）温度：４８０～５６０℃
４８０℃未満では、Ｆｅ拡散量が少なくて合金化度が十分ではないため、めっき物性が良好ではない恐れがあり、５６０℃を超える場合には、過度な合金化によるパウダリング（ｐｏｗｄｅｒｉｎｇ）の問題が発生する可能性があり、残留オーステナイトのフェライト変態により材質が劣化することがあるため、合金化温度を上述の範囲とする。
本発明の一実施形態において、上記の十分な合金化度を確保するために、上記合金化熱処理時間は１秒以上であることができる。但し、合金化熱処理時間が長すぎる場合には、合金化度が本発明で規定する範囲を超える可能性があるため、上記合金化熱処理時間の上限は５秒とすることができる。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。但し、下記の実施例は、本発明を例示して具体化するためのものにすぎず、本発明の権利範囲を限定するためのものではないという点に留意する必要がある。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載の事項と、それから合理的に類推される事項によって決定される。
（実施例）
下記表１に記載の組成を有する鋼スラブ（表に記載されていない残りの成分はＦｅ及び不可避に含まれる不純物である。また、表においてＢとＮはｐｐｍ単位で表示し、残りの成分は重量％単位で表示する）を熱間圧延した後、熱延コイルに対して、酸素を含む窒素雰囲気でエッジ部の加熱を行い、その後、長さ１００ｍｍの酸洗ラインで、２１０ｍｐｍの通板速度で進行する鋼板を１９．２体積％の塩酸溶液で酸洗した後、冷間圧延し、得られた冷延鋼板を焼鈍炉で焼鈍してから、鋼板を４８０℃に再加熱した後、Ａｌを０．１３重量％含む亜鉛系めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを行った後、エアナイフにより付着量を調節した。得られた溶融亜鉛めっき鋼板に対して、必要に応じて合金化（ＧＡ）熱処理を４秒間行うことで、最終的に合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た。
合金化を行わずに単に溶融亜鉛めっき鋼板を得る場合には、上述の条件で冷延鋼板を焼鈍して再加熱した後、Ａｌを０．２４重量％含む亜鉛系めっき浴に浸漬してめっきを行い、その後、エアナイフ後に鋼板を冷却して最終的に溶融亜鉛めっき（ＧＩ）鋼板を得た。
全ての実施例において、厚さ１．６ｍｍの鋼板を得るために、圧下率は４７％として冷間圧延し、焼鈍時の均熱帯温度は８３０℃、通板速度は９０ｍｐｍ、そして焼鈍炉内の湿窒素に含まれた水素の割合は５体積％とした。その他の各実施例毎の条件は、表２に記載したとおりである。
Figure 0007244720000001
Figure 0007244720000002
上述の過程により製造された合金化溶融亜鉛めっき（ＧＡ）鋼板の特性を測定し、スポット溶接時に液体金属脆化（ＬＭＥ）が発生したか否かを観察した結果を表３に示した。内部酸化層の幅方向における厚さの平均値（ａ）と、内部酸化層の幅方向における厚さの標準偏差（ｂ）は、鋼板のエッジ部から１ｍｍ地点を除去してから２０ｃｍ間隔に均等分割した各地点のデータから求めた。鋼板を幅方向に切断し、エッジ部から中心部まで順に、エッジ（Ｅｄｇｅ）、ミドル（Ｍｉｄ）、センター（Ｃｅｎ）部位とし、切断された試験片の中央部にスポット溶接を行った。スポット溶接は、交流（ＡＣ）型スポット溶接機を用いて２３サイクル（ｃｙｃｌｅ；電流周期を意味する、本実施例では６０Ｈｚ交流電流を用いた）通電した後、６サイクル休止後、さらに１０サイクル通電し、保持（ｈｏｌｄｉｎｇ）を１サイクル加える条件で行った。また、上述のスポット溶接時に、各評価素材を２重にして、下部に厚さ１．４ｍｍの強度９８０ＭＰａ級の合金化溶融亜鉛めっき（ＧＡ）ＤＰ鋼板を重ねた２種３重の溶接を行った。ここで、直径８ｍｍのドーム状を有する電極を使用し、電極と試験片との角度を５度傾ける条件とした。この際、各試験ごとに散り（ｅｘｐｕｌｓｉｏｎ）が発生する上限電流を測定し、Ｅｘｐ－０．２ｋＡ（上限電流より０．２ｋＡ低い電流）及びＥｘｐ－０．５ｋＡ（上限電流より０．５ｋＡ低い電流）で、各電流毎に９回ずつスポット溶接を行った。ＬＭＥの発生有無を判定するために、スポット溶接部の中央部を切断し、全ての断面を光学顕微鏡１００倍で観察する条件において、図２のＢ－タイプとＣ－タイプクラックの最大長さを測定した。Ｂ－タイプクラックは、１００μｍを超える長さを有するクラックが存在する場合に不良と判定し、そうではない場合に良好と判定した。Ｃ－タイプクラックは、観察された場合（長さに制限がない）に不良と判定し、そうではない場合に良好と判定した。各試験片で不良の場合が１つでも発生すると、溶接時にＬＭＥに対する抵抗性（スポット溶接性）が良好ではないと判定することができる。表４に、各発明例及び比較例のＬＭＥ測定結果を示した。
Figure 0007244720000003
Figure 0007244720000004
Figure 0007244720000005
発明例１、２、３、４、５、及び６は、鋼の組成が本発明で提示する範囲を満たし、製造方法も本発明の範囲を満たして、引張強度、めっき表面品質、めっき付着量、及びスポット溶接時のＬＭＥクラックの長さも良好であった。図１は本発明の発明例１で製造された鋼板の切断面を観察した写真であり、図面を参照すると、内部に均一な内部酸化層が十分な厚さで形成されていることが確認できる。
比較例１では、エッジ部の熱処理炉の加熱温度及び時間は本発明で提示する範囲を満たすが、酸素分率が範囲を超えた。熱処理過程中にエッジ部で過酸化が発生して表面スケールが赤色のヘマタイトを形成し、スケールの厚さが過度に厚くなった。熱延後の酸洗過程でエッジ部が過度に酸洗されることにより表面粗さが高くなり、めっき後に、表面の形状が不均一であり、表面の色が中央部と異なる色相不均一欠陥が発生した。
比較例２は、エッジ部の熱処理時における加熱温度が本発明の範囲を満たすが、加熱時間が本発明で提示する範囲より短かった場合である。エッジ部に十分な内部酸化が形成されず、内部酸化の幅方向における深さの偏差が２μｍを超え、スポット溶接時のＬＭＥクラックの評価時にエッジ部またはミドル部が基準を満たさず不良であった。
比較例３は、ＧＡ合金化過程での合金化温度が本発明で提示する範囲を超えた場合である。Ｆｅ合金化度が高くて色相が暗く現れ、表面品質が不良であった。ＧＡパウダリング評価時に、パウダリングが過度に発生した。
比較例４、６、及び１６は、熱延工程中の巻き取り温度が本発明で提示する範囲より低かった場合である。したがって、熱延過程中に発生する幅方向における中央部及びエッジ部の脱炭が十分ではないため、焼鈍中に露点を高く作業しても、幅方向における中央部の内部酸化の深さが３μｍ未満に形成され、幅方向の内部酸化の標準偏差も２μｍを超えた。したがって、ＧＡ合金化度及びめっき表面品質に優れても、スポット溶接時のＬＭＥの評価時にセンター部及びミドル部が不良であった。
比較例５及び１７では、エッジ部の熱処理における加熱温度が本発明で提示する範囲を超え、熱処理過程中にエッジ部で過酸化が発生して表面スケールが赤色のヘマタイト（ｈｅｍａｔｉｔｅ）を形成し、スケールの厚さが過度に厚くなった。熱延後の酸洗過程でエッジ部が過度に酸洗されることにより表面粗さが高くなり、めっき後に、表面の形状が不均一であり、表面の色が中央部と異なる色相不均一欠陥が発生した。
比較例７では、熱処理炉の加熱温度は本発明の範囲を満たすが、加熱時間が超えて、熱処理過程中にエッジ部で過酸化が発生して表面スケールが赤色のヘマタイトを形成し、スケールの厚さが過度に大きくなった。熱延後の酸洗過程でエッジ部が過度に酸洗されることにより表面粗さが高くなり、めっき後に、表面の形状が不均一であり、表面の色が中央部と異なる色相不均一欠陥が発生した。
比較例８、１４、１５、及び１８は、焼鈍中の炉内露点が本発明で提示する範囲より低かった場合である。熱延及び熱処理炉の加熱工程中に全幅に十分な内部酸化による脱炭を発生させても、冷間圧延後の焼鈍過程中に露点が十分に高くないため、炭素の均質化が起こり、十分な脱炭水準が形成されず、スポット溶接時のＬＭＥクラックの長さが全幅にわたって不良であった。
比較例９、１２、及び１３は、熱処理炉の加熱温度が本発明の範囲より低かった場合である。エッジ部に十分な内部酸化が形成されず、内部酸化の幅方向における深さの偏差が２μｍを超え、スポット溶接時のＬＭＥクラックの評価時にエッジ部またはミドル部が基準を満たさず、不良であった。
比較例１０は、熱処理炉の加熱温度及び時間が本発明で提示する範囲を満たすが、酸素分率が範囲より低かった場合である。エッジ部に十分な内部酸化が形成されず、内部酸化の幅方向における深さの偏差が２μｍを超え、スポット溶接時のＬＭＥクラックの評価時にエッジ部またはミドル部が基準を満たさず、不良であった。
比較例１１では、ＧＡ合金化過程で合金化温度が本発明で提示する範囲より低かった。Ｆｅ合金化度が基準より低く形成され、表面が過度に明るくて表面品質が不良であった。
したがって、本発明の有利な効果を確認することができた。

Claims (10)

  1. 鋼板と、
    前記鋼板の表面に形成された亜鉛系めっき層と、を含み、
    前記鋼板の内部酸化層の幅方向における厚さの平均値（ａ）と、前記内部酸化層の幅方向における厚さの標準偏差（ｂ）との割合（ａ／ｂ）が１．５以上である、スポット溶接性に優れた亜鉛めっき鋼板。
  2. 前記内部酸化層の幅方向における厚さの平均値（ａ）が３．０μｍ以上である、請求項１に記載のスポット溶接性に優れた亜鉛めっき鋼板。
  3. 前記内部酸化層の幅方向における厚さの標準偏差（ｂ）が２．０μｍ以下である、請求項１に記載のスポット溶接性に優れた亜鉛めっき鋼板。
  4. 前記亜鉛系めっき層のめっき付着量が３０～７０ｇ／ｍ２である、請求項１に記載のスポット溶接性に優れた亜鉛めっき鋼板。
  5. 前記亜鉛系めっき層は、合金化度が８～１３重量％である合金化溶融亜鉛めっき（ＧＡ）層である、請求項１に記載のスポット溶接性に優れた亜鉛めっき鋼板。
  6. 前記鋼板が、Ｃ：０．０５～１．５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：１．０～３０％、Ｓ－Ａｌ（酸可溶性アルミニウム）：３％以下、Ｃｒ：２．５％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．２％以下、Ｔｉ：０．２％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｓｂ＋Ｓｎ＋Ｂｉ：０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下を含む組成を有する、請求項１から５の何れか一項に記載のスポット溶接性に優れた亜鉛めっき鋼板。
  7. 請求項１から６の何れか一項に記載のスポット溶接性に優れた亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
    鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
    前記熱延鋼板を５９０～７５０℃の温度で巻き取って熱延鋼板を得る段階と、
    前記巻き取られた熱延鋼板のエッジ部を６００～８００℃で５～２４時間加熱する段階と、
    前記熱延鋼板を１８０～２５０ｍｐｍの通板速度で、５～２５％の塩酸溶液で酸洗する段階と、
    前記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、
    ６５０～９００℃で、－１０～３０℃の露点の雰囲気で前記冷延鋼板を焼鈍する段階と、
    前記焼鈍された冷延鋼板を溶融亜鉛めっきする段階と、
    を含む、スポット溶接性に優れた亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  8. 溶融亜鉛めっきされた冷延鋼板を合金化熱処理する段階をさらに含む、請求書７に記載のスポット溶接性に優れた亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  9. 前記合金化熱処理は４８０～５６０℃の温度で行う、請求書８に記載のスポット溶接性に優れた亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  10. 前記鋼スラブが、Ｃ：０．０５～１．５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：１．０～３０％、Ｓ－Ａｌ（酸可溶性アルミニウム）：３％以下、Ｃｒ：２．５％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．２％以下、Ｔｉ：０．２％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｓｂ＋Ｓｎ＋Ｂｉ：０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下を含む組成を有する、請求項７から９の何れか一項に記載のスポット溶接性に優れた亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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