WO2016059743A1 - 溶融亜鉛めっき鋼板 - Google Patents

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WO2016059743A1
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dip galvanized
layer
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PCT/JP2015/004138
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善継 鈴木
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
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    • C22C—ALLOYS
    • C22C18/00—Alloys based on zinc
    • C22C18/04—Alloys based on zinc with aluminium as the next major constituent

Definitions

  • the present invention relates to a hot dip galvanized steel sheet used for an inner plate of an automobile.
  • so-called high-strength steel sheets used as strength members are required to have strict workability and rust prevention of the processed parts, and therefore, excellent plating quality is required for the processed parts.
  • the demand for hot-dip galvanized steel sheets based on inexpensive hot-rolled steel sheets for automobile strength members is growing.
  • spot weldability is also required from the viewpoint of assembling a steel plate formed by an automobile manufacturer, particularly a high strength steel plate used for reducing the weight of the vehicle body.
  • Patent Document 1 discloses a method for producing a hot-dip galvanized steel sheet having excellent slidability at the time of press work that regulates the amount of Al in the plating layer and the amount of Al at the interface between the plating layer and the steel sheet.
  • the plating quality such as the impact resistance adhesion of the processed part and the corrosion resistance after coating, the plating appearance, and the spot weldability are not yet fully considered, and further improvement is required. It was done.
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and an object thereof is to provide a hot-dip galvanized steel sheet excellent in plating quality, plating appearance and spot weldability of a processed part.
  • the present inventors have not merely performed hot dip galvanizing treatment as in the prior art, but formed FeAl intermetallic compounds with predetermined properties at the interface between the plating layer and the steel plate, The present inventors have found that a hot-dip galvanized steel sheet excellent in plating quality, plating appearance and spot weldability can be provided, and the present invention has been completed.
  • the present invention has been made based on the above findings, and the gist thereof is as follows. [1] By mass%, C: 0.05% or more and 0.10% or less, Si: 0.10% or less, Mn: 0.7% or more and 1.7% or less, P: 0.005% or more and 0.00.
  • Al hot-rolled steel sheet containing 0.10% or less, the balance being composed of Fe and inevitable impurities, An intermetallic compound formed on the hot-rolled steel sheet, containing Fe 2 Al 5 and having Al of 0.12 g / m 2 or more and 0.22 g / m 2 or less; Formed on the intermetallic compound; A hot-dip galvanized layer containing 0.3% ⁇ Al% ⁇ 0.6% (Al% indicates the Al content (mass%) of the hot-dip galvanized layer), A hot-dip galvanized steel sheet having a yield stress (YS) of 300 MPa to 380 MPa.
  • YS yield stress
  • the surface roughness Ra of the hot dip galvanized layer surface is 0.8 ⁇ m or more and 1.6 ⁇ m or less
  • the glossiness (G value) of the surface of the hot dip galvanized layer is 550 or more and 750 or less
  • the zinc base bottom surface orientation ratio Zn (002) / (004) defined by the following formula (1) on the surface of the hot dip galvanized layer is 60% or more and 90% or less
  • a hot dip galvanized steel sheet excellent in plating quality, plating appearance and spot weldability of a processed part is provided.
  • the hot-dip galvanized steel sheet of the present invention has a hot-dip galvanized layer having a specific structure on a hot-rolled steel sheet having a specific structure.
  • an intermetallic compound having a specific configuration is formed between the hot-rolled steel sheet and the hot-dip galvanized layer.
  • the hot dip galvanized steel sheet of this invention is excellent in the plating quality of a process part, plating external appearance, and spot weldability.
  • the hot-rolled steel sheet constituting the high-strength hot-dip galvanized steel sheet of the present invention is C: 0.05% or more and 0.10% or less, Si: 0.10% or less, Mn: 0.7% or more and 1.7% or less. , P: 0.005% to 0.02%, S: 0.010% or less, N: 0.0050% or less, sol. Al: 0.10% or less is contained, and the balance is composed of Fe and inevitable impurities.
  • the reason for limiting the components of the hot-rolled steel sheet will be described first.
  • “%” of each component in the steel sheet of the present invention indicates “mass%” unless otherwise specified.
  • C 0.05% or more and 0.10% or less
  • C can contribute to high strength. In order to obtain the effect, the C content needs to be 0.05% or more. On the other hand, if the amount of C exceeds 0.10%, solid solution C increases, yield point elongation (YP-El) increases greatly, and weldability also decreases significantly. Therefore, the C content is 0.05% or more and 0.10% or less.
  • Si 0.10% or less If Si is contained in an amount of more than 0.10%, the plating quality is hindered by the formation of Si oxide during annealing. Therefore, the Si content is 0.10% or less.
  • Mn not only contributes to high strength by solid solution strengthening, but also suppresses C diffusion and makes cementite finer to reduce solid solution C and to reduce YP-El. Furthermore, it has the effect
  • P 0.005% to 0.02%
  • P contributes to increasing the strength as a solid solution strengthening element, but deteriorates ductility and toughness, and therefore needs to be 0.02% or less.
  • P should be less if it is not scooped from the viewpoint of weldability, but if it is less than 0.005%, the production cost will increase significantly. Therefore, the P content is set to 0.005% or more and 0.02% or less.
  • N 0.0050% or less
  • the N content is set to 0.0050% or less.
  • the N content is 0.0040% or less.
  • sol. Al 0.10% or less
  • the amount of Al is an amount contained in ordinary steel, the effect of the present invention is not impaired.
  • sol. If the Al content exceeds 0.10%, the formation of FeAl intermetallic compounds is inhibited, and each crystal is coarsened to suppress nucleation, thereby deteriorating the plating adhesion during processing. . Therefore, sol.
  • the Al content is 0.10% or less.
  • the balance consists of Fe and inevitable impurities.
  • the hot-rolled steel sheet constituting the hot-dip galvanized steel sheet of the present invention described above has a specific structure and physical properties, and details thereof will be described below.
  • the hot-rolled steel sheet constituting the hot-dip galvanized steel sheet of the present invention described above is not particularly limited, but in order to ensure better plating adhesion, the surface iron surface layer portion on the surface of the hot-rolled steel sheet Is preferably 0.05 g / m 2 or less per side.
  • the internal oxidation occurs when an easily oxidizable element such as Si, Mn, Al, and P contained in the steel sheet is oxidized in a hot rolling process, an annealing process in a CGL (continuous hot dip galvanizing line), or the like.
  • an easily oxidizable element such as Si, Mn, Al, and P contained in the steel sheet
  • CGL continuous hot dip galvanizing line
  • winding-up temperature does not exceed 700 degreeC for the descalability improvement.
  • the surface iron surface layer portion on the surface of the hot-rolled steel sheet refers to the surface layer portion in contact with the hot dip galvanized layer, and can also be said to be the steel sheet surface layer portion immediately below the plated layer after the removal of the plated layer. Further, the surface iron surface layer portion in which the internal oxidation amount is defined refers to a range from the interface between the hot dip galvanized layer and the steel plate to 50 ⁇ m in the thickness direction of the steel plate.
  • the amount of internal oxidation exceeds 0.05 g / m 2 per side, the grain boundary in the processed part becomes brittle, the plating adhesion after processing may deteriorate, and the weldability may also deteriorate.
  • This amount of internal oxidation can be obtained by measuring the amount of oxygen in the steel after the plating layer is removed.
  • the method for removing the plating layer is not particularly limited, but any removal by acid or alkali is possible. However, care should be taken not to remove the base iron and to oxidize the surface after the removal by using an inhibitor (base iron dissolution inhibitor) together.
  • the plating layer can be removed with 195 cc of a 20 wt% NaOH-10 wt% triethanolamine aqueous solution and 7 cc of a 35 wt% H 2 O 2 aqueous solution.
  • the plating layer can be removed with a dilute HCl solution containing an inhibitor.
  • the amount of oxide in steel is measured, for example, by “impulse furnace melting-infrared absorption method”.
  • the intermetallic compound constituting the hot dip galvanized steel sheet of the present invention contains Fe 2 Al 5 .
  • the average particle diameter of Fe 2 Al 5 is 1 ⁇ m or more, it is a result of excessive growth of hard FeAl intermetallic compounds, and the impact resistance characteristics of the hot-dip galvanized steel sheet of the present invention may deteriorate. . Therefore, the average particle diameter of Fe 2 Al 5 is preferably less than 1 ⁇ m.
  • the average particle diameter of this Fe 2 Al 5 can be adjusted by controlling the Al concentration in the plating bath.
  • the average particle diameter is not particularly limited, but can be measured by a measuring method set to a predetermined magnification using a scanning electron microscope (SEM).
  • SEM scanning electron microscope
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet of the present invention can improve the adhesion at the impact test of the processed part by containing an intermetallic compound at the interface between the plating layer and the steel sheet.
  • This intermetallic compound has 0.12 g / m 2 or more and 0.22 g / m 2 or less of Al.
  • the FeAl intermetallic compound can be formed at the interface between the plating layer and the steel sheet with a fine and dense property.
  • the Al content is less than 0.12 g / m 2 in the intermetallic compound, it is necessary to lower the Al concentration in the hot dip zinc bath of the plating. , Workability, post-processing adhesion, and corrosion resistance deteriorate.
  • the Al concentration in the hot dip zinc bath of plating it is necessary to increase the Al concentration in the hot dip zinc bath of plating, and if this Al concentration is too high, the plating layer A large amount of an oxide film of Al is formed on the surface and spot weldability is deteriorated.
  • the amount of intermetallic compound produced depends on the activity of Al in the molten zinc bath, it can be increased mainly by increasing the Al concentration. However, if there is too much Al, impact resistance characteristics deteriorate, so it is necessary to control to an appropriate amount.
  • the hot dip galvanized layer constituting the hot dip galvanized steel sheet of the present invention contains Zn and 0.3% ⁇ Al% ⁇ 0.6%.
  • Al% indicates the Al content (mass%) of the hot-dip galvanized layer.
  • the hot-dip galvanized layer can also contain Pb, Sb, Mg, Ni, Mn, Si, Ti, Cr, Sr, and Ca.
  • the surface roughness Ra on the surface of the hot-dip galvanized layer is not particularly limited, but the surface roughness Ra on the surface of the hot-dip galvanized layer is less than 0.8 ⁇ m. In some cases, the oil is not retained during pressing and the press formability during processing is poor. On the other hand, if Ra is more than 1.6 ⁇ m, post-paint clarity and adhesion may be inferior. Therefore, Ra is preferably 0.8 ⁇ m or more and 1.6 ⁇ m or less.
  • ⁇ Ra is adjusted by using a dull roll that has been processed with high roughness in the skin pass process to ensure an appropriate amount.
  • shot dull EDT (Electron discharged texture), EBT (Electron beam texturing), or a scratch dull processed dull roll is used.
  • said Ra is not specifically limited, Based on JISB0601 (2001), it can measure with a roughness meter.
  • the glossiness (G value) of hot dip galvanized layer surface 550 or more and 750 or less
  • the glossiness (G value) on the surface of the hot-dip galvanized layer is not particularly limited, but when the glossiness (G value) is less than 550, Sharpness may be inferior.
  • the glossiness (G value) exceeds 750 the surface of the hot dip galvanized layer becomes too smooth, and oil may not be retained during pressing, resulting in poor moldability.
  • the gloss may increase too much.
  • SK is not performed, the unevenness of the dendritic arm that is a Zn solidified structure remains and the gloss tends to decrease.
  • the glossiness (G value) is not particularly limited, but can be measured with a glossometer based on JIS Z 8741 (1997).
  • the desired surface texture can be ensured by controlling the texture with a skin pass or the like.
  • Zn (002) / (004) Zinc base bottom surface orientation ratio on the surface of the hot-dip galvanized layer: Zn (002) / (004) is 60% or more and 90% or less)
  • the surface of the hot-dip galvanized layer is not particularly limited, but the zinc base bottom surface orientation ratio Zn (002) / (004) defined by the following formula (1) Is preferably 60% or more and 90% or less.
  • the zinc base bottom surface orientation ratio Zn (002) / (004) is not particularly limited, but can be obtained by measuring the X-ray diffraction intensity.
  • Zn has an hcp (hexagonal close-packed structure) structure and is usually easily oriented on the basal plane, but the degree of randomness of the crystals can be determined by measuring the basal plane orientation ratio shown in formula (1). You can see if it is oriented. Since the gloss, crystal size, and surface roughness are affected by the degree of orientation of the solidified structure, when controlling not only the surface properties of the hot-dip galvanized steel sheet but also the press workability, the zinc base orientation ratio is accurately set. It is preferable to control.
  • the orientation can be adjusted by securing an appropriate amount of the Fe—Al alloy layer at the plating phase / steel plate interface and suppressing the formation of the Fe—Zn alloy layer serving as a precipitation nucleus of the zinc solidified structure. .
  • yield stress (YS) 300 MPa or more and 380 MPa or less
  • the yield stress (YS) is set to 300 MPa or more and 380 MPa or less in order to mainly secure the processing of the inner plate and the shape freezing property.
  • Such a hot-dip galvanized steel sheet having a yield stress (YS) of 300 MPa or more and 380 MPa or less can be obtained by passing a CGL (continuous hot dip galvanizing line) through appropriate annealing conditions for the material of the steel sheet component in the present invention. I can do it.
  • the annealing temperature is preferably about 650 to 800 ° C.
  • a hot dip galvanized steel plate ⁇ Method for producing hot-dip galvanized steel sheet> Then, the manufacturing method of a hot dip galvanized steel plate is demonstrated.
  • a high-strength hot-dip galvanized steel sheet can be produced by the following method. First, steel having the above component composition is made into a slab by continuous casting, the slab is heated, and scale removal and rough rolling are performed. Next, after cooling, finish rolling, cooling, winding, and pickling are performed. Next, the steel sheet is annealed and hot-dip galvanized in a continuous hot-dip galvanizing facility.
  • the heating time, heating temperature, rough rolling conditions, cooling conditions, finish rolling conditions, winding conditions, etc. when heating the slab can be appropriately set based on common technical knowledge.
  • the annealing conditions of the steel sheet affect the yield stress of the hot dip galvanized steel sheet.
  • the heating temperature during annealing (the annealing temperature, which means the highest steel sheet temperature) is set to 650 ° C. or higher and 800 ° C. or lower, preferably 680 It is set to from °C to 770 °C.
  • the annealing atmosphere may be adjusted as appropriate, but in the present invention, it is preferable to adjust the dew point to 0 ° C. or lower. Exceeding 0 ° C. is not preferable because the surface of the furnace body tends to become brittle.
  • the hydrogen concentration in the annealing atmosphere is preferably 1 vol% or more and 50 vol% or less. If hydrogen concentration is 1 vol or more, it is preferable for the reason that the steel plate surface is activated, and if hydrogen concentration exceeds 50 vol, it is not preferable for economical disadvantage.
  • Normally containing N 2 is other than hydrogen. Inevitable components include CO 2 , CO, O 2 and the like.
  • the intrusion plate temperature which is the temperature of the steel plate when the annealed steel plate enters the plating bath, is not particularly limited, but is preferably a plating bath temperature (bath temperature) of ⁇ 20 ° C. or higher and a bath temperature of + 20 ° C. or lower. If the infiltration plate temperature is in the above range, the change in bath temperature is small, and it is easy to perform desired hot dip galvanization continuously.
  • the Al content in the hot-dip galvanized layer and the Al content in the intermetallic compound tend to decrease by increasing the bath temperature. Moreover, the glossiness of the surface of the hot dip galvanized layer tends to increase as the bath temperature is increased.
  • the composition of the plating bath into which the annealed steel sheet enters is not limited as long as it contains Al in addition to Zn, and may contain other components as necessary.
  • the concentration of Al in the plating bath is not particularly limited, but is preferably 0.16% by mass or more and 0.25% by mass or less. It is preferable that the Al concentration is in the above range because an Fe—Al alloy phase is formed and the Fe—Zn alloy phase is suppressed.
  • the glossiness can be adjusted by the Al concentration in the plating bath. When the Al concentration in the plating bath is lowered, Fe—Zn crystals are formed slightly at the interface instead of Fe—Al, and they become Zn solidification nucleation sites, so that a large number of zinc crystals are generated, and the zinc crystal orientation is random.
  • a more preferable Al concentration is 0.19% by mass or more and 0.22% by mass or less. Since the Al concentration also affects the Al content in the hot-dip galvanized layer and the Al content in the intermetallic compound, it is preferable to determine the Al concentration in consideration of these contents.
  • the temperature of the plating bath is not particularly limited, but is preferably 430 ° C. or higher and 470 ° C. or lower.
  • a bath temperature of 430 ° C. or higher is preferred for the reason that the zinc bath dissolves stably without solidification, and a bath temperature of 470 ° C. or lower is preferred for the reason that Fe elution is small and dross defects are reduced.
  • a more preferable range of the bath temperature is 450 ° C. or higher and 465 ° C. or lower.
  • the immersion time when the steel sheet is immersed in the plating bath is not particularly limited, but is preferably 0.1 second or more and 5 seconds or less. When the immersion time is in the above range, a desired hot dip galvanized layer is easily formed on the surface of the steel plate.
  • the amount of plating adhesion is adjusted by gas jet wiping or the like.
  • the plating adhesion amount is not particularly limited, but is preferably in the range of 20 g / m 2 or more and 120 g / m 2 or less. If it is less than 20 g / m 2 , it may be difficult to ensure corrosion resistance. On the other hand, if it exceeds 120 g / m 2 , the plating peel resistance may deteriorate.
  • temper rolling is performed.
  • the type of roll used for the SK treatment is not particularly limited, and an Electro-Discharge Texture roll (EDT roll), an Electron Beam Texture roll (EBT roll), a shotdal roll, a topochrome roll, or the like can be used.
  • the rolling reduction rate during SK treatment is not particularly limited, but is preferably 0.7 to 0.9%. If the SK rolling reduction is in the above range, the surface roughness can be easily adjusted to the above preferable range. Further, if it is outside the above range, the press workability may be deteriorated without forming a dull eye that holds the rolling oil, and the yield strength may also be lowered.
  • the cooling rate after the steel sheet is lifted from the plating bath is preferably ⁇ 5 ° C./second or more and ⁇ 30 ° C./second or less.
  • the hot dip galvanized steel sheet of the present invention has been described.
  • the use of the hot dip galvanized steel sheet of the present invention will be described.
  • the hot dip galvanized steel sheet of the present invention is preferably used for applications in which a coating film is formed on the surface of the hot dip galvanized layer because it has excellent post-coating corrosion resistance after press working. Moreover, the hot-dip galvanized steel sheet of the present invention is excellent in plating adhesion even when applied to applications requiring strict workability, and does not significantly reduce corrosion resistance and mechanical properties. Examples of applications in which strict processability is required and a coating film is formed include automotive steel plates such as automobile outer plates and inner plates. Although the formation method of a coating film is not specifically limited, After performing a chemical conversion treatment to the surface of a hot-dip galvanized layer and forming a chemical conversion film, it is preferable to form a coating film on this chemical conversion film.
  • Either a coating type or a reaction type can be used as the chemical conversion treatment liquid.
  • the component contained in a chemical conversion liquid is not specifically limited, either a chromate processing liquid may be used and a chromium free chemical conversion liquid may be used.
  • the chemical conversion film may be a single layer or a multilayer.
  • the coating method for forming the coating film is not particularly limited, but examples of the coating method include electrodeposition coating, roll coater coating, curtain flow coating, and spray coating.
  • the coating method include electrodeposition coating, roll coater coating, curtain flow coating, and spray coating.
  • means such as hot air drying, infrared heating, induction heating and the like can be used.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet of the present invention is excellent in spot weldability, and is therefore suitable for welding with super high tensile strength of 980 MPa class or higher, which is difficult to weld.
  • the black scale of the hot-rolled steel sheet produced by winding the steel composition as shown in Table 1 at a coiling temperature of 650 ° C. or less was removed by pickling, and the plate thickness was set to 1.8 mm. Thereafter, the surface was degreased and subjected to annealing and hot dip galvanizing treatment under the conditions shown in Table 2.
  • the line speed (LS) was 60 mpm.
  • the bath temperature and the Al concentration in the bath were appropriately changed.
  • temper rolling (SK treatment) was performed, and the roll used for the SK treatment was changed appropriately by using an EDT processing roll.
  • the amount of adhesion was 55 g / m 2 per side. The results are shown in Table 2.
  • the obtained hot-dip galvanized steel sheet was visually judged as good ( ⁇ ) when there was no poor appearance such as uneven plating as the appearance (plating appearance), and poor ( ⁇ ) when there was.
  • the Zn crystal orientation on the (002) plane and the (004) plane on X-ray were measured, and the zinc base surface orientation ratio on the surface of the hot-dip galvanized layer Zn (002) / (004) was measured.
  • the Al content of the hot-dip galvanized layer was peeled off with dilute hydrochloric acid containing an inhibitor, and quantified by ICP emission analysis.
  • the FeAl-enriched layer amount (total mass of the Fe 2 Al 5 alloy layer) was determined by peeling the galvanized layer with fuming nitric acid and quantifying the FeAl-enriched layer amount as Al by ICP emission analysis.
  • the average particle diameter of Fe 2 Al 5 constituting the intermetallic compound was measured by observing it at a magnification of 5000 using a scanning electron microscope (SEM).
  • composition of the intermetallic compound was Fe 2 Al 5 was determined by thin film X-ray diffraction.
  • the amount of internal oxidation was obtained by measuring the amount of oxygen in the steel after the plating layer was removed.
  • the amount of oxide in steel was measured by “impulse furnace melting-infrared absorption method”.
  • the steel of the sample obtained by mechanically polishing the front and back surface portions of the sample from which the plating layer has been removed 100 ⁇ m or more. Separately measure the amount of oxygen in the medium, and subtract from the amount of oxygen in the sample with the plating layer removed to calculate the amount of increase in oxidation only on the surface layer, and convert it to the amount per unit area to obtain the value of internal oxidation It was.
  • ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ Spot weldability was evaluated by spot welding continuous dots. Specifically, after degreasing the steel plate first, using a DR electrode having a tip diameter of 6 mm, a pressing force of 250 kgf, an initial pressurizing time of 35 cy / 60 Hz, an energizing time of 18 cy / 60 Hz, a holding time of 1 cy / 60 Hz, a resting time of 16 cy / 60 Hz, Under the conditions of a welding current of 10 kA and a nugget diameter ⁇ 4 ⁇ tmm (t is the plate thickness), the number of continuous hit points during spot welding was investigated for a 0.8 mm material. The number of continuous hit points ⁇ 2000 points was good ( ⁇ ), and less than 2000 was bad ( ⁇ ).
  • a JIS No. 5 tensile test piece is taken from the sample in a direction 90 ° with respect to the rolling direction, and a tensile test is performed at a constant crosshead speed of 10 mm / min in accordance with the provisions of JIS Z 2241 to obtain a tensile strength (TS (MPa)).
  • TS (MPa) tensile strength
  • El (%) elongation
  • YS (MPa) elongation
  • YS (MPa) yield stress
  • the hot dip galvanized steel sheet of the present invention had extremely good characteristics despite the press working, no plating peeling, and excellent impact resistance adhesion. Moreover, the corrosion resistance after coating was also good. The plating appearance was also good.

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Abstract

　加工部のめっき品質、めっき外観およびスポット溶接性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を提供する。　特定の組成からなる熱延鋼板と、該熱延鋼板上に形成され、Ｆｅ２Ａｌ５を含有し、０．１２ｇ／ｍ２以上０．２２ｇ／ｍ２以下のＡｌを有する金属間化合物と、該金属間化合物上に形成され、０．３％≦Ａｌ％≦０．６％（Ａｌ％は、溶融亜鉛めっき層のＡｌの含有量（質量％）を示す。）を含有する溶融亜鉛めっき層と、を有するようにし、降伏応力（ＹＳ）が３００ＭＰａ以上３８０ＭＰａ以下であるようにする。

Description

溶融亜鉛めっき鋼板
　本発明は、自動車の内板に使用される溶融亜鉛めっき鋼板に関するものである。
　近年、自動車、家電、建材等の分野において素材鋼板に防錆性を付与した表面処理鋼板、中でも安価に製造でき、かつ防錆性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板が使用されている。特に欧米の自動車メーカーは、めっき厚を簡単に増やせる溶融亜鉛めっき鋼板の適用により防錆性能を向上させることを考えており、経済成長著しい東アジア地区において大きな自動車用鋼板の需要が見込める状況である。
　良好な加工性が厳しく求められる自動車用鋼板の場合、プレス加工後における耐衝撃密着性や加工後の塗装後耐食性といっためっき品質が良好でなければ耐久性が維持できない。従来、十分なめっき品質を有する溶融亜鉛めっき鋼板を提供することは出来なかった。
　また、特に強度部材として使用されるいわゆる高強度鋼板についても厳しい加工性と加工部の防錆性が要求されるため、加工部に優れためっき品質が求められる。そして、特に安価な熱延鋼板を下地とする溶融亜鉛めっき鋼板が自動車強度部材用として需要が伸びている。また、このような高強度鋼板では、自動車メーカーで成型された鋼板、特に車体軽量化のために用いる高強度鋼板を車体用に組み立てる観点から、スポット溶接性も求められる。
　特許文献１ではめっき層中Ａｌ量、めっき層と鋼板の界面のＡｌ量を規定するプレス加工時の摺動性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。しかしながら、特許文献１に記載の技術では、加工部の耐衝撃密着性や塗装後耐食性といっためっき品質、めっき外観およびスポット溶接性については、まだ十分には考慮されておらず、更なる改良が求められていた。
特開２００４－３１５９６５号公報
　本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、加工部のめっき品質、めっき外観およびスポット溶接性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板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、従来技術の様に単に溶融亜鉛めっき処理するのではなく、ＦｅＡｌ金属間化合物をめっき層と鋼板の界面に所定の性状で形成させることで、加工部のめっき品質、めっき外観およびスポット溶接性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を提供できることを見出し、本発明の完成に至った。本発明は、以上の知見に基づきなされたものであり、その要旨は以下の通りである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０５％以上０．１０％以下、Ｓｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：０．７％以上１．７％以下、Ｐ：０．００５％以上０．０２％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．００５０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物の組成からなる熱延鋼板と、
　該熱延鋼板上に形成され、Ｆｅ２Ａｌ５を含有し、０．１２ｇ／ｍ２以上０．２２ｇ／ｍ２以下のＡｌを有する金属間化合物と、
　該金属間化合物上に形成され、
　０．３％≦Ａｌ％≦０．６％（Ａｌ％は、溶融亜鉛めっき層のＡｌの含有量（質量％）を示す。）を含有する溶融亜鉛めっき層と、を有し、
　降伏応力（ＹＳ）が３００ＭＰａ以上３８０ＭＰａ以下である溶融亜鉛めっき鋼板。
［２］前記溶融亜鉛めっき層表面の表面粗さＲａが０．８μｍ以上１．６μｍ以下であり、
　前記溶融亜鉛めっき層表面の光沢度（Ｇ値）が５５０以上７５０以下であり、
　前記溶融亜鉛めっき層表面の以下の式（１）で規定される亜鉛基底面配向率Ｚｎ（００２）／（００４）が６０％以上９０％以下であり、
　前記熱延鋼板表面における地鉄表層部の内部酸化量が片面当たり０．０５ｇ／ｍ２以下である前記［１］に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
  
　本発明によれば、加工部のめっき品質、めっき外観およびスポット溶接性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板が提供される。
　本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、特定の構成の熱延鋼板上に、特定の構成の溶融亜鉛めっき層を有する。また、この熱延鋼板と溶融亜鉛めっき層間には特定の構成の金属間化合物が形成される。これにより、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、加工部のめっき品質、めっき外観およびスポット溶接性に優れる。
　以下、本発明について具体的に説明する。
　＜熱延鋼板＞
　本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板を構成する熱延鋼板は、Ｃ：０．０５％以上０．１０％以下、Ｓｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：０．７％以上１．７％以下、Ｐ：０．００５％以上０．０２％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．００５０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物の組成からなる。ここでは、まず、この熱延鋼板の成分限定理由について説明する。なお、本発明の鋼板中の各成分の「％」は、特に説明のない限り、「質量％」を示す。
　［Ｃ：０．０５％以上０．１０％以下］
　Ｃは、高強度化に寄与できる。その効果を得るため、Ｃの含有量は０．０５％以上とする必要がある。一方、Ｃ量が０．１０％を超えると、固溶Ｃの増大を招き、降伏点伸び（ＹＰ－Ｅｌ）を大きく上昇させるとともに、溶接性も大きく低下させる。従って、Ｃ含有量は、０．０５％以上０．１０％以下とする。
　［Ｓｉ：０．１０％以下］
　Ｓｉは、０．１０％より多く含有させると、焼鈍時のＳｉ酸化物の生成によりめっき品質が阻害されてしまう。従って、Ｓｉ含有量は０．１０％以下とする。
　［Ｍｎ：０．７％以上１．７％以下］
　Ｍｎは固溶強化により高強度化に寄与するだけでなく、Ｃの拡散を抑制し、セメンタイトを微細化することで固溶Ｃを低減し、ＹＰ－Ｅｌを小さくすることができる。さらには有害な鋼中ＳをＭｎＳとして無害化する作用も有する。このような効果を得るために、Ｍｎの含有量は０．７％以上とする必要がある。一方、１．７％超えのＭｎの含有は、硬質化による延性の低下を招くだけでなく、焼鈍時にＭｎ酸化物の生成を引き起こし、めっき品質を阻害する。従って、Ｍｎ含有量は、０．７％以上１．７％以下とする。
　［Ｐ：０．００５％以上０．０２％以下］
　Ｐは、固溶強化元素として高強度化に寄与するが、延性や靭性を劣化させることから、０．０２％以下とする必要がある。Ｐは、溶接性の観点からすくなければ少ない方がいいが、０．００５％未満では製造コストが大幅に増加する。従って、Ｐ含有量は、０．００５％以上０．０２％以下とする。
　［Ｓ：０．０１０％以下］
　Ｓの含有量が０．０１０％を超えると、Ｐと同様に溶接部の靭性が劣化する。従って、Ｓ含有量は、０．０１０％以下に抑制する。
　［Ｎ：０．００５０％以下］
　Ｎは、通常の鋼に含有される量であれば本発明の効果を損なわないので、Ｎの含有量は０．００５０％以下とする。好ましくは、Ｎの含有量は０．００４０％以下とする。
　［ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下］
　ｓｏｌ．Ａｌは、通常の鋼に含有される量であれば本発明の効果を損なわない。ｓｏｌ．Ａｌの含有量が、０．１０％を超えるとＦｅＡｌ金属間化合物の形成を阻害し、かつ核発生を抑制するため１つ１つの結晶が粗大化するため、加工時のめっき密着性を劣化させる。従って、ｓｏｌ．Ａｌの含有量は、０．１０％以下とする。
　本発明の鋼板は、残部は、Ｆｅ及び不可避不純物からなる。
　以上説明した本発明の溶融亜鉛めっき鋼板を構成する熱延鋼板は、特定の組織及び物性を有し、以下でその詳細について説明する。
　（熱延鋼板の表面における地鉄表層部の内部酸化量が片面当たり０．０５ｇ／ｍ２以下）
　以上説明した本発明の溶融亜鉛めっき鋼板を構成する熱延鋼板は、特に限定されるものではないが、より良好なめっき密着性の確保のためには、熱延鋼板の表面における地鉄表層部の内部酸化量が、片面当たり０．０５ｇ／ｍ２以下であることが好ましい。
　上記の内部酸化は鋼板が含有するＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｐ等の易酸化性元素が熱延工程やＣＧＬ（連続溶融亜鉛めっきライン）での焼鈍工程等で酸化されることで起こる。熱延鋼板の表面における地鉄表層部の内部酸化量を片面当たり０．０５ｇ／ｍ２以下にするためには、熱延時の巻き取り温度を過剰に上げないことや、ＣＧＬでの焼鈍雰囲気中の露点を過剰に上げないことが必要である。露点の適正範囲としては、ロール表面が酸化してロールが劣化することを避ける０℃を超えないことが好ましい。また、巻き取り温度は、脱スケール性向上のため、７００℃を超えないことが好ましい。
　なお、上記の熱延鋼板の表面における地鉄表層部とは、溶融亜鉛めっき層と接する表層部のことを指し、めっき層除去後のめっき層直下の鋼板表層部とも言える。また、この内部酸化量が規定される地鉄表層部とは、溶融亜鉛めっき層と鋼板の界面から鋼板の厚み方向に５０μｍまでの範囲を指す。
　上記の内部酸化量が片面当たり０．０５ｇ／ｍ２を超えると、加工部における粒界が脆化し、加工後のめっき密着性が劣化し、さらに溶接性も劣化する場合がある。
　この内部酸化量は、めっき層除去後の地鉄鋼中酸素量を測定することで得られる。めっき層の除去方法は特に問わないが、酸、アルカリによる除去のいずれでも可能である。但し、インヒビター（地鉄溶解抑制剤）の併用などにより、地鉄を除去しないことと、除去後の表面が酸化しないように注意する。一例として、２０質量％ＮａＯＨ－１０ｗｔ％トリエタノールアミン水溶液１９５ｃｃ＋３５質量％Ｈ２Ｏ２水溶液７ｃｃでめっき層を除去することが可能である。他にもインヒビターを含有する希ＨＣｌ溶液でもめっき層を除去することが可能である。
　鋼中酸化物量は、例えば「インパルス炉溶融－赤外線吸収法」で測定する。但し、めっき層直下の内部酸化量を見積もるには、母材自体が含有する酸素量を差し引く必要があるため、同様にめっき層を除去した試料の表裏の表層部を１００μｍ以上機械研磨した試料についての鋼中酸素量を別途測定し、めっき層を除去したままの試料の酸素量から差し引くことで、表層部のみの酸化増量を算出し、単位面積あたりの量に換算して値を得る。
　＜金属間化合物＞
　次に、前述した熱延鋼板上に形成される金属間化合物の構成について説明する。
　［Ｆｅ２Ａｌ５］
　本発明の溶融亜鉛めっき鋼板を構成する金属間化合物は、Ｆｅ２Ａｌ５を含有する。このＦｅ２Ａｌ５の平均粒径が１μｍ以上の場合は、硬質のＦｅＡｌ金属間化合物が過剰成長している結果であるため、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板の耐衝撃特性が劣化する場合がある。そのため、Ｆｅ２Ａｌ５の平均粒径は１μｍ未満にすることが好ましい。
　このＦｅ２Ａｌ５の平均粒径は、めっき浴中のＡｌ濃度を制御することにより調整することができる。
　なお、上記の平均粒径は、特に限定されないが、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用い、所定の倍率に設定した測定方法により測定することができる。
　［Ａｌ：０．１２ｇ／ｍ２以上０．２２ｇ／ｍ２以下］
　本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、めっき層と鋼板との界面に金属間化合物を含有することで、加工部の耐衝撃性試験時の密着性を向上させることができる。この金属間化合物は、０．１２ｇ／ｍ２以上０．２２ｇ／ｍ２以下のＡｌを有する。これにより、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板では、ＦｅＡｌ金属間化合物をめっき層と鋼板の界面に微細かつ緻密な性状で形成させることができる。
　ここで、Ａｌが、金属間化合物中０．１２ｇ／ｍ２未満であるとめっきの溶融亜鉛浴中のＡｌ濃度を低くする必要があり、このＡｌ濃度が低過ぎると、ドロスが析出して外観性、加工性、加工後密着性、耐食性が劣化する。一方、金属間化合物中、Ａｌが０．２２ｇ／ｍ２を超えるようにするためには、めっきの溶融亜鉛浴中のＡｌ濃度を高くする必要があり、このＡｌ濃度が高過ぎると、めっき層表面にＡｌの酸化皮膜が多量に形成されてスポット溶接性が劣化する。
　金属間化合物の生成量は溶融亜鉛浴中のＡｌの活量に依存するため、主にはＡｌ濃度を増加させることにより増加させることができる。但し、Ａｌが多すぎると耐衝撃特性が劣化するため適正な量に制御することが必要である。
　＜溶融亜鉛めっき層＞
　次に、熱延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき処理を行うことによって形成され、前述した金属間化合物上に形成される溶融亜鉛めっき層の構成について説明する。
　［Ｚｎおよび０．３％≦Ａｌ％≦０．６％］
　本発明の溶融亜鉛めっき鋼板を構成する溶融亜鉛めっき層は、Ｚｎおよび０．３％≦Ａｌ％≦０．６％を含有する。ここで、Ａｌ％は、溶融亜鉛めっき層のＡｌの含有量（質量％）を示す。Ａｌが０．３％未満であるようにするためには、めっきの溶融亜鉛浴中のＡｌ濃度を低くする必要があり、このＡｌ濃度が低過ぎると、Ｆｅの溶出があるため、ドロスが析出して外観性が劣化する。また、硬質のドロスがめっき層中に分散し、加工時に金型と接触することで、加工性も劣化する。一方、Ａｌが０．６％超えであるとめっき層表面にＡｌの酸化皮膜が多量に形成されてスポット溶接性が劣化する。また、溶融亜鉛めっき層は、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｍｇ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｓｒ、Ｃａを含有することもできる。
　（溶融亜鉛めっき層表面の表面粗さＲａ：０．８μｍ以上１．６μｍ以下）
　本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板では、溶融亜鉛めっき層表面の表面粗さＲａについては、特に限定されるものではないが、溶融亜鉛めっき層表面の表面粗さＲａが０．８μｍ未満であると、プレス時に油が保持されずに加工時のプレス成形性が劣る場合がある。一方、Ｒａが１．６μｍ超えであると、塗装後鮮映性や密着性が劣る場合がある。そのため、Ｒａは、０．８μｍ以上１．６μｍ以下とすることが好ましい。
　Ｒａの調整はスキンパス処理において、高粗度加工を施したダルロールを用いることで適正量を確保する。ダル調整方法では、ショットダル、ＥＤＴ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　ｄｉｓｃｈａｒｇｅｄ　ｔｅｘｔｕｒｉｎｇ）、ＥＢＴ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　ｂｅａｍ　ｔｅｘｔｕｒｉｎｇ）、スクラッチダル加工ダルロールを用いる。なお、上記のＲａは、特に限定されないが、ＪＩＳ　Ｂ０６０１（２００１年）に基づいて粗度計により測定することができる。
　（溶融亜鉛めっき層表面の光沢度（Ｇ値）：５５０以上７５０以下）
　本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板では、溶融亜鉛めっき層表面の光沢度（Ｇ値）については、特に限定されるものではないが、光沢度（Ｇ値）が５５０未満であると、塗装後鮮鋭性が劣る場合がある。一方、光沢度（Ｇ値）が７５０を超えると溶融亜鉛めっき層表面が平滑になりすぎて、プレス時に油が保持されずに成形性に劣る場合がある。
　めっき浴中、Ａｌ濃度が低いと光沢が上昇しすぎる場合があり、一方、ＳＫを行わないと、Ｚｎ凝固組織であるデンドライドアームの凹凸が残存し、光沢が下がる傾向にある。
　なお、上記の光沢度（Ｇ値）は、特に限定されないが、ＪＩＳ　Ｚ　８７４１（１９９７年）に基づいて光沢度計により測定することができる。所望の表面性状は、スキンパス等でテクスチャーを制御することで確保することができる。
　（溶融亜鉛めっき層表面の亜鉛基底面配向率：Ｚｎ（００２）／（００４）が６０％以上９０％以下）
　本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板では、溶融亜鉛めっき層表面において、特に限定されるものではないが、以下の式（１）で規定される亜鉛基底面配向率Ｚｎ（００２）／（００４）を６０％以上９０％以下とすることが好ましい。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
  
　亜鉛基底面配向率Ｚｎ（００２）／（００４）が６０％未満であると、亜鉛結晶の配向が比較的ランダムの場合、めっき直後に亜鉛が凝固する際の結晶サイズが細かくなるため、平滑すぎてプレス時に鋼板に油が保持されずに成形性に劣る場合がある。亜鉛基底面配向率が９０％超えであると、Ｚｎ結晶の基底面の配向が高すぎて結晶粒が成長しやすく、結果としてデンドライドアームが発達するため、塗装後鮮映性が劣るだけでなく耐食性も劣化する場合がある。なお、上記の亜鉛基底面配向率Ｚｎ（００２）／（００４）は、特に限定されないが、Ｘ線回折強度の測定により得ることができる。
　Ｚｎはｈｃｐ（ｈｅｘａｇｏｎａｌ　ｃｌｏｓｅ－ｐａｃｋｅｄ：六方最密充填構造）構造をとり通常は基底面に配向し易いが、式（１）で示した亜鉛基底面配向率の測定により、どの程度結晶がランダムに配向したかが分かる。この凝固組織の配向程度によって光沢、結晶サイズ、表面での粗度が影響されるため、溶融亜鉛めっき鋼板の表面性状だけでなくプレス加工性を制御する際に、本亜鉛基底配向率を正確に制御することが好ましい。配向性は、前述のようにめっき相／鋼板界面のＦｅ－Ａｌ合金層を適正量確保し、亜鉛凝固組織の析出核となるＦｅ－Ｚｎ合金層の形成を抑制することで調整することができる。
　（降伏応力（ＹＳ）：３００ＭＰａ以上３８０ＭＰａ以下）
　本発明の溶融亜鉛めっき鋼板では、降伏応力（ＹＳ）は主に内板等の加工と形状凍結性を確保するため、３００ＭＰａ以上３８０ＭＰａ以下とする。このような降伏応力（ＹＳ）が３００ＭＰａ以上３８０ＭＰａ以下の溶融亜鉛めっき鋼板は、本発明での鋼板成分の材料について適正な焼鈍条件でＣＧＬ（連続溶融亜鉛めっきライン）通板することで得ることが出来る。焼鈍温度としては、６５０～８００℃程度の温度とすることが好ましい。
　＜溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法＞
　続いて、溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。例えば、以下の方法で高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造可能である。先ず、上記のような成分組成を有する鋼を連続鋳造によりスラブとし、該スラブを加熱し、スケール除去および粗圧延を施す。次いで、冷却した後、仕上げ圧延し、冷却し、巻取り、次いで、酸洗を行う。次いで、連続式溶融亜鉛めっき設備において、鋼板の焼鈍および溶融亜鉛めっき処理を行う。
　スラブを加熱する際の加熱時間、加熱温度、粗圧延の条件、冷却条件、仕上げ圧延の条件、巻取りの条件等は、技術常識に基づいて適宜設定可能である。ただし、本発明において地鉄表層部での内部酸化量を上記の範囲に調整するためには、仕上げ圧延（熱間圧延）の条件や巻取り温度を調整することが好ましい。
　また、鋼板の焼鈍の条件は、溶融亜鉛めっき鋼板の降伏応力に影響を与える。本発明においては、降伏応力を上記範囲に設定するために、焼鈍の際の加熱温度（焼鈍温度であり、鋼板最高到達温度を意味する）を６５０℃以上８００℃以下に設定し、好ましくは６８０℃以上７７０℃以下に設定する。
　また、焼鈍雰囲気の調整も適宜行えばよいが、本発明においては露点を０℃以下に調整することが好ましい。０℃超えにすると炉体表面が脆化しやすいという理由で好ましくない。
　また、焼鈍雰囲気中の水素濃度は１ｖｏｌ％以上５０ｖｏｌ％以下であることが好ましい。水素濃度が１ｖｏｌ以上であれば鋼板表面を活性化するという理由で好ましく、水素濃度が５０ｖｏｌ超えであれば経済的に不利という理由で好ましくない。なお、水素以外はＮ２を通常含有する。不可避的に含有される成分としてはＣＯ２、ＣＯ、Ｏ２等が挙げられる。
　本発明においては、溶融亜鉛めっき層のＡｌ含有量を制御し、鋼板と溶融亜鉛めっき層との間に金属間化合物を存在させるために、溶融亜鉛めっき処理の条件を調整する必要がある。また、溶融亜鉛めっき層の表面状態（表面粗さＲａ、光沢度（Ｇ値）、亜鉛基底面配向率）を所望の状態にするためにも、溶融亜鉛めっき処理の条件を調整する必要がある。以下、溶融亜鉛めっき処理の条件について説明する。
　焼鈍後の鋼板がめっき浴に浸入する際の鋼板の温度である浸入板温は、特に限定されないが、めっき浴の温度（浴温）－２０℃以上浴温＋２０℃以下であることが好ましい。浸入板温が上記範囲にあれば、浴温の変化が小さく、所望の溶融亜鉛めっき処理を連続して行いやすい。溶融亜鉛めっき層中のＡｌ含有量、金属間化合物中のＡｌ含有量は、浴温を上げることで、低下する傾向にある。また、溶融亜鉛めっき層の表面の光沢度は浴温を上げると上昇する傾向にある。
　焼鈍後の鋼板が浸入するめっき浴の組成はＺｎ以外にＡｌを含むものであればよく、必要に応じて他の成分が含まれていてもよい。めっき浴中のＡｌの濃度は特に限定されないが、０．１６質量％以上０．２５質量％以下であることが好ましい。Ａｌの濃度が上記範囲にあればＦｅ－Ａｌ合金相が形成されてＦｅ－Ｚｎ合金相が抑制されるために好ましい。光沢度はめっき浴中のＡｌ濃度により調整可能である。めっき浴中のＡｌ濃度が低くなると界面にＦｅ－ＡｌではなくＦｅ－Ｚｎ結晶が僅かに形成され、それがＺｎ凝固核発生サイトとなることで多数の亜鉛結晶が生成し、亜鉛結晶配向がランダム化することで配向率が低下する傾向にある。その結果、Ａｌ濃度が低いほど、デンドライド状のＺｎ結晶成長が抑制されて、表面の凹凸が低減して平滑化するため、光沢度が上昇する。より好ましいＡｌの濃度は０．１９質量％以上０．２２質量％以下である。なお、Ａｌ濃度は、溶融亜鉛めっき層中のＡｌ含有量、金属間化合物中のＡｌ含有量にも影響を与えるため、これらの含有量も考慮してＡｌ濃度を決定することが好ましい。
　また、めっき浴の温度（浴温）は特に限定されないが、４３０℃以上４７０℃以下が好ましい。浴温が４３０℃以上であれば亜鉛浴が凝固せずに安定的に溶解するという理由で好ましく、浴温が４７０℃以下であればＦｅ溶出が少なくドロス欠陥が低減するという理由で好ましい。より好ましい浴温の範囲は４５０℃以上４６５℃以下である。
　鋼板をめっき浴への浸漬させる際の浸漬時間は特に限定されないが、０．１秒以上５秒以下であることが好ましい。浸漬時間が上記範囲にあることで、鋼板の表面に所望の溶融亜鉛めっき層を形成しやすい。
　鋼板をめっき浴から引き上げた直後にガスジェットワイピング等でめっき付着量を調整する。本発明においてめっき付着量は特に限定されないが、２０ｇ／ｍ２以上１２０ｇ／ｍ２以下の範囲であることが好ましい。２０ｇ／ｍ２未満では耐食性の確保が困難になる場合がある。一方、１２０ｇ／ｍ２を超えると耐めっき剥離性が劣化する場合がある。
　上記のようにしてめっき付着量を調整後、調質圧延（ＳＫ処理）を行う。ＳＫ処理に用いるロールの種類は特に限定されず、Ｅｌｅｃｔｒｏ－Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ　Ｔｅｘｔｕｒｅロール（ＥＤＴロール）、Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂｅａｍ　Ｔｅｘｔｕｒｅロール（ＥＢＴロール）、ショットダルロール、トポクロムロール等を使用可能である。
　ＳＫ処理の際の圧下率（ＳＫ圧下率（％））も特に限定されないが、０．７～０．９％であることが好ましい。ＳＫ圧下率が上記範囲にあれば、表面粗さを上記好ましい範囲に調整しやすい。また、上記範囲外であると、圧延油を保持するダル目がつかずにプレス加工性が低下する場合があり、また、降伏強度も低下する場合がある。
　鋼板をめっき浴から引き上げた後の冷却速度は、－５℃／秒以上－３０℃／秒以下であることが好ましい。
　以上の通り、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板を説明したが、以下では本発明の溶融亜鉛めっき鋼板の使用について説明する。
　本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、プレス加工後の塗装後耐食性に優れるため、溶融亜鉛めっき層の表面に塗膜が形成される用途に使用されることが好ましい。また、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、厳しい加工性が要求される用途に適用してもめっき密着性に優れ、耐食性や機械特性も大幅に低下することは無い。厳しい加工性が要求され且つ塗膜が形成される用途としては、自動車の外板、内板等の自動車用鋼板が挙げられる。塗膜の形成方法は特に限定されないが、溶融亜鉛めっき層の表面に化成処理を施し、化成皮膜を形成した後、この化成皮膜上に塗膜を形成することが好ましい。
　化成処理液としては、塗布型、反応型のいずれも使用可能である。また、化成処理液に含まれる成分も特に限定されず、クロメート処理液を使用してもよいし、クロムフリー化成処理液を使用してもよい。また、化成皮膜は単層であってもよいし、複層であってもよい。
　塗膜を形成するための塗装方法は特に限定しないが、塗装方法としては電着塗装、ロールコーター塗装、カーテンフロー塗装、スプレー塗装等が挙げられる。また、塗料を乾燥させるために、熱風乾燥、赤外線加熱、誘導加熱等の手段を用いることができる。
　また、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、スポット溶接性に優れるため、溶接することが難しい９８０ＭＰａ級以上の超ハイテンとの溶接に適している。
　以下、本発明を、実施例に基づいて具体的に説明する。なお、本発明は以下の実施例に限定されない。
　表１に示すような鋼組成の、巻き取り温度６５０℃以下で巻き取って製造した熱延鋼板の黒皮スケールを酸洗で除去して、板厚は１．８ｍｍとした。その後、表面を脱脂処理して表２に示す条件で、焼鈍、溶融亜鉛めっき処理を行った。ライン速度（ＬＳ）は６０ｍｐｍとした。浴温、浴中Ａｌ濃度は適宜変更した。めっき付着量を調整した後、調質圧延（ＳＫ処理）を行い、ＳＫ処理に用いるロールはＥＤＴ加工ロールを使用し適宜圧下率を変更した。付着量は片面当たり５５ｇ／ｍ２とした。結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　得られた溶融亜鉛めっき鋼板について、まず外観性（めっき外観）として、めっきムラなどの外観不良がない場合は良好（○）、ある場合には不良（×）と目視で判定した。
　また、ＪＩＳ　Ｚ　８７４１（１９９７年）に基づいて、光沢度計で６０度鏡面光沢度（Ｇ値）を測定した。
　Ｘ線回折装置でθ－２θスキャン方式を用い、Ｘ線で（００２）面のＺｎ結晶配向性及び（００４）面のＺｎ結晶配向性を測定し、溶融亜鉛めっき層表面の亜鉛基底面配向率Ｚｎ（００２）／（００４）を測定した。
　ＪＩＳ　Ｂ０６０１（２００１年）に基づいて、粗度計で溶融亜鉛めっき層表面の表面粗さＲａを測定した。
　溶融亜鉛めっき層のＡｌ含有量は、インヒビター入りの希塩酸で剥離し、ＩＣＰ発光分析法で定量した。
　金属間化合物の組成として、ＦｅＡｌ富化層量（Ｆｅ２Ａｌ５合金層の総質量）は発煙硝酸で亜鉛めっき層を剥離し、ＩＣＰ発光分析法でＦｅＡｌ富化層量をＡｌとして定量した。
　金属間化合物を構成するＦｅ２Ａｌ５の平均粒径は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用い、５０００倍で観察して測定した。
　金属間化合物の組成は薄膜Ｘ線回折でＦｅ２Ａｌ５であるかどうかについて判定した。
　内部酸化量はめっき層除去後の地鉄鋼中酸素量を測定することで得た。鋼中酸化物量は、「インパルス炉溶融－赤外線吸収法」で測定した。めっき層直下の内部酸化量を見積もるには、母材自体が含有する酸素量を差し引く必要があるため、同様にめっき層を除去した試料の表裏の表層部を１００μｍ以上機械研磨した試料についての鋼中酸素量を別途測定し、めっき層を除去したままの試料の酸素量から差し引くことで、表層部のみの酸化増量を算出し、単位面積あたりの量に換算して内部酸化量の値を得た。
　スポット溶接性については、スポット溶接連続打点により評価した。具体的には、まず鋼板を脱脂後、先端径６ｍｍのＤＲ電極を用い、加圧力２５０ｋｇｆ、初期加圧時間３５ｃｙ／６０Ｈｚ、通電時間１８ｃｙ／６０Ｈｚ、保持時間１ｃｙ／６０Ｈｚ、休止時間１６ｃｙ／６０Ｈｚ、溶接電流１０ｋＡでナゲット径≧４√ｔｍｍの条件（ｔは板厚）で、０．８ｍｍ材についてスポット溶接時の連続打点数の調査を行った。連続打点数≧２０００点を良好（○）、２０００未満を不良（×）とした。
　［加工部の耐衝撃性試験時のめっき密着性（耐衝撃密着性）と塗装後耐食性］
　自動車の足回り部材などの加工部位を模擬するため、Ｒ＝１．５ｍｍのＶ曲げ加工治具で６０°曲げを実施し、曲げ部外側の加工部分を対象とする。この部分をいわゆるデュポン試験器で耐衝撃性を調査し、テープ剥離して評価した。塗装後耐食性はこの部分を化成処理・電着塗装を実施し、ＳＳＴ試験で膨れ腐食幅で評価した。
　より具体的には、加工部の耐衝撃密着性は、長さ８０ｍｍ×幅３０ｍｍのサンプルを長さ方向４０ｍｍの位置で、曲げＲ＝１．５ｍｍの曲げ治具でＶ曲げした外側の部分について、曲げ部の外側凸部の部分に１８４３ｇで撃芯径　５／８ｉｎｃｈのポンチを高さ１ｍから落下させる耐衝撃性試験を実施し、ニチバンテープで剥離してめっき剥離をみた。剥離があるものを×、無いものを○とした。
　　○：密着良好
　　×：密着不良
　また同じ加工処理を施した部分を化成処理、電着塗装、中塗り、上塗りの総合塗装を実施し、塗装後耐食性を調査した。ＪＩＳ　Ｚ　２３７１（２０００年）に基づく塩水噴霧試験を１０日間行い、曲げ加工部外側における顕著な膨れ有無を評価した。
良好（○）：膨れ無し
不良（×）：膨れ有り
　試料から圧延方向に対して９０°方向にＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１の規定に準拠してクロスヘッド速度１０ｍｍ／ｍｉｎ一定で引張試験を行い、引張強度（ＴＳ（ＭＰａ））、伸び（Ｅｌ（％））、降伏応力（ＹＳ（ＭＰａ））を測定し、ＹＳが３００ＭＰａ以上３８０ＭＰａ以下のものを本発明例とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２から明らかなように、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板はプレス加工したにもかかわらず特性が極めて良好でありめっき剥離が起こらず、耐衝撃密着性に優れていた。また、塗装後耐食性も良好であった。また、めっき外観も良好であった。

Claims (2)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．０５％以上０．１０％以下、Ｓｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：０．７％以上１．７％以下、Ｐ：０．００５％以上０．０２％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．００５０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物の組成からなる熱延鋼板と、
    　該熱延鋼板上に形成され、Ｆｅ２Ａｌ５を含有し、０．１２ｇ／ｍ２以上０．２２ｇ／ｍ２以下のＡｌを有する金属間化合物と、
    　該金属間化合物上に形成され、
    　０．３％≦Ａｌ％≦０．６％（Ａｌ％は、溶融亜鉛めっき層のＡｌの含有量（質量％）を示す。）を含有する溶融亜鉛めっき層と、を有し、
    　降伏応力（ＹＳ）が３００ＭＰａ以上３８０ＭＰａ以下である溶融亜鉛めっき鋼板。
  2. 　前記溶融亜鉛めっき層表面の表面粗さＲａが０．８μｍ以上１．６μｍ以下であり、
    　前記溶融亜鉛めっき層表面の光沢度（Ｇ値）が５５０以上７５０以下であり、
    　前記溶融亜鉛めっき層表面の以下の式（１）で規定される亜鉛基底面配向率Ｚｎ（００２）／（００４）が６０％以上９０％以下であり、
    　前記熱延鋼板の地鉄表層部の内部酸化量が片面当たり０．０５ｇ／ｍ２以下である請求項１に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000003
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