WO2022244772A1 - Ｆｅ系電気めっき鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板ならびにそれらの製造方法 - Google Patents

Ｆｅ系電気めっき鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板ならびにそれらの製造方法 Download PDF

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俊佑 山本
友輔 奥村
克弥 星野
叡 奥村
克利 ▲高▼島
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Ｊｆｅスチール株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to Fe-based electroplated steel sheets, hot-dip galvanized steel sheets, and methods for producing them.
  • the parts to be resistance welded include hot-dip galvanized steel sheets
  • the following points are of concern. That is, during resistance welding, residual stress is generated in the vicinity of the weld, and in this state, zinc in the coating layer melts and diffuses into the grain boundaries, resulting in liquid metal embrittlement. LME) occurs, and intergranular cracking (LME cracking) can occur in the steel sheet.
  • LME cracking intergranular cracking
  • the residual stress may increase and cracks may easily occur. Since the residual stress is considered to increase as the strength of the steel sheet increases, it is feared that LME cracks will frequently occur as the strength of the steel sheet increases.
  • LME cracks are broadly classified into “cracks that occur on the surface in contact with the electrode” (hereinafter referred to as “surface cracks”) and “cracks that occur near the corona bond between steel sheets” (hereinafter referred to as “inner cracks”). can be classified as Since surface cracks are likely to occur during resistance welding in a high current range where spatter is generated, it can be suppressed by setting an appropriate current range that does not generate spatter. On the other hand, inner cracks occur even if the current during resistance welding is within a range in which spatter does not occur. In addition, while surface cracks are easily discovered by visual inspection, internal cracks are difficult to be discovered by visual inspection. For these reasons, among LME cracks, inner cracks in particular pose a major problem.
  • the present invention has been made in view of the above points, and an object of the present invention is to obtain a steel sheet that has high strength and excellent resistance weld cracking resistance at the weld zone.
  • the present invention provides the following [1] to [11].
  • the Fe-based electroplating solution the Fe ion content is 1.0% by mass or more, and the transition metal ion is content is 10 to 1000 ppm by mass, and the amount of the Fe-based electroplating layer deposited per side of the base steel sheet is 1.0 g/m 2 or more.
  • the base steel sheet contains, in % by mass, Si: 0.50% or more and 3.00% or less, C: 0.80% or less, Mn: 1.50% or more and 3.50% or less, P: 0.50% or more, and 0.80% or less of C: 0.80% or less;
  • the above component composition, in terms of % by mass, is B: 0.0050% or less, Ti: 0.200% or less, N: 0.0100% or less, Cr: 1.000% or less, Cu: 1.0% or less.
  • the transition metal ion contained in the Fe-based electroplating solution is at least one transition metal ion selected from the group consisting of Ti, V, Cr, Mn, Ni, Cu, Nb, Mo and W.
  • an alloying treatment is further performed after the hot-dip galvanizing treatment.
  • the adhesion amount per one side of the base steel sheet is 1.0 g/m 2 or more
  • the average crystal grain size of the Fe-based electroplating layer at the interface between the Fe-based electroplating layer and the base steel sheet is 1.0 g/m 2 .
  • the Fe-based electroplating layer contains a transition metal other than Fe, and the content of the transition metal in the Fe-based electroplating layer is 100 to 10000 ppm by mass. .
  • the Fe-based electroplated steel sheet according to [8] or [9] which is resistance-welded to a hot-dip galvanized steel sheet.
  • a steel sheet having high strength and excellent resistance weld cracking resistance at the weld can be obtained.
  • No. 30 is a SIM image showing the base steel sheet of No. 30 and the Fe-based electroplating layer.
  • No. 31 is a SIM image showing the base steel sheet and the Fe-based electroplating layer of No. 31.
  • FIG. FIG. 4 is a cross-sectional view showing a plate assembly used for resistance welding;
  • FIG. 10 is a plan view showing the plate assembly after resistance welding;
  • FIG. 5 is a cross-sectional view taken along line AA of FIG. 4;
  • a numerical range represented using “ ⁇ ” means a range including the numerical values described before and after " ⁇ " as lower and upper limits.
  • the steel sheet having "high strength” means that the steel sheet has a tensile strength TS of 590 MPa or more measured according to JIS Z 2241 (2011).
  • the resistance weld cracking resistance of the weld zone is improved.
  • the Fe-based electroplating layer functions as a soft layer, thereby relieving the stress applied to the surface of the base steel sheet during welding.
  • the residual stress in the welded portion is reduced, and the resistance weld cracking property (in particular, the property of preventing internal cracking) in the welded portion can be improved (stress relaxation effect).
  • the Fe-based electroplating layer acts as a solid-solution Si-deficient layer, thereby reducing the amount of solid-soluted Si in the weld zone. Therefore, a decrease in the toughness of the weld zone is suppressed, and the resistance weld cracking property (in particular, the property of preventing internal cracking) in the weld zone is improved (effect of suppressing a drop in toughness).
  • the crystal grain size of the Fe-based electroplating layer may become coarse.
  • zinc dissolved during resistance welding tends to enter the grain boundaries of the base steel sheet via the grain boundaries of the Fe-based electroplating layer. Therefore, a specific amount of transition metal ions other than Fe ions is added to the Fe-based electroplating solution used for the Fe-based electroplating treatment. As a result, the crystal growth of the Fe-based electroplating layer is inhibited, and the crystal grains of the Fe-based electroplating layer become fine.
  • the mechanism by which the crystal growth is inhibited is not clear, it is believed that the added transition metal ions are incorporated into the Fe-based electroplating layer and form fine precipitates at the grain boundaries, thereby inhibiting the crystal growth. Conceivable.
  • the crystal grains of the Fe-based electroplating layer By refining the crystal grains of the Fe-based electroplating layer, a large number of crystal grain boundaries are formed, and as a result, the penetration of molten zinc is dispersed, and the time to reach the grain boundaries of the base steel sheet is delayed. be. In this way, resistance weld cracking resistance in the weld zone is improved.
  • the present invention has been made based on the above findings.
  • an Fe-based steel sheet containing Fe ions and transition metal ions other than Fe ions is used for a base steel sheet containing 0.50 to 3.00% by mass of Si.
  • an electroplating solution an Fe-based electroplating treatment is performed to form an Fe-based electroplating layer, and then an annealing treatment is performed.
  • the Fe ion content is 1.0% by mass or more
  • the transition metal ion content is 10 to 1000 mass ppm.
  • the amount of the Fe-based electroplating layer attached per one surface of the base steel sheet is 1.0 g/m 2 or more.
  • the base steel plate may be, for example, a hot-rolled steel plate or a cold-rolled steel plate.
  • the plate thickness of the base steel plate is not particularly limited, and is, for example, 0.6 to 3.2 mm, preferably 0.8 to 2.4 mm.
  • Si 0.50% or more and 3.00% or less
  • Si is an effective element for achieving high strength steel sheets because it has a large effect of increasing the strength of steel through solid solution (solution strengthening ability) without significantly impairing workability. Therefore, from the viewpoint of increasing the strength of the steel sheet, the Si content is 0.50% or more, preferably 0.70% or more, and more preferably 0.90% or more.
  • Si is also an element that adversely affects resistance weld crack resistance in welds. If the amount of Si is too large, the hot-rollability and cold-rollability are greatly deteriorated, which may adversely affect the productivity or cause a reduction in the ductility of the steel sheet itself. Therefore, the Si content is 3.00% or less, preferably 2.50% or less, and more preferably 2.00% or less.
  • the base steel sheet is required to contain Si within the above range, but other chemical compositions are allowed as long as they are normal chemical compositions, and are not particularly limited. However, from the viewpoint of increasing the strength of the resulting Fe-based electroplated steel sheet, it is preferable to use the following chemical composition.
  • (C: 0.80% or less) C improves workability by forming martensite or the like as a steel structure.
  • the amount of C is preferably 0.80% or less, more preferably 0.30% or less, in order to obtain good weldability.
  • the lower limit is not particularly limited, the amount of C is preferably 0.03% or more, more preferably 0.05% or more, in order to obtain good workability.
  • Mn 1.50% or more and 3.50% or less
  • Mn solid-solution strengthens steel to increase its strength. Furthermore, Mn increases hardenability and promotes the formation of retained austenite, bainite and martensite.
  • the Mn content is preferably 1.50% or more, more preferably 1.80% or more.
  • the Mn content is preferably 3.50% or less, more preferably 3.30% or less, from the viewpoint of obtaining the above effects without increasing costs.
  • the P content is preferably 0.100% or less, more preferably 0.050% or less.
  • the amount of P is, for example, more than 0%, and may be 0.001% or more due to production technology restrictions.
  • the S content is preferably 0.0300% or less, more preferably 0.0200% or less.
  • the amount of S is, for example, more than 0%, and may be 0.0001% or more due to production technology restrictions.
  • Al is thermodynamically the most oxidizable, so it oxidizes before Si and Mn, suppresses the oxidation of Si and Mn in the outermost layer of the steel sheet, and has the effect of promoting the oxidation of Si and Mn inside the steel sheet. .
  • the amount of Al is preferably 0.100% or less, more preferably 0.060% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, and the Al content is, for example, greater than 0%, and may be 0.001% or more. From the viewpoint of obtaining the effect of adding Al, the amount of Al is preferably 0.010% or more, more preferably 0.020% or more.
  • the chemical composition of the base steel sheet may further contain at least one element selected from the group consisting of the elements described below in mass %.
  • the B content is preferably 0.0050% or less, more preferably 0.0030% or less.
  • B is an effective element for improving the hardenability of steel. From the viewpoint of improving hardenability, the amount of B is preferably 0.0003% or more, more preferably 0.0005% or more.
  • the Ti content is preferably 0.200% or less, more preferably 0.050% or less.
  • the Ti amount is preferably 0.005% or more, more preferably 0.010% or more, from the viewpoint of obtaining the effect of adjusting the strength.
  • the N content is preferably 0.0100% or less, more preferably 0.0050% or less, even more preferably 0.0030% or less, and particularly preferably 0.0020% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, and the amount of N is, for example, more than 0%, and may be 0.0005% or more due to restrictions on production technology.
  • the amount of Cr is preferably 1.000% or less, more preferably 0.700% or less, from the viewpoint of preventing cost increase.
  • the amount of Cr is preferably 0.005% or more, more preferably 0.050% or more, and still more preferably 0.200% or more.
  • the amount of Cu is preferably 1.000% or less, more preferably 0.700% or less, from the viewpoint of preventing cost increase.
  • the amount of Cu is preferably 0.005% or more, more preferably 0.010% or more, and even more preferably 0.030% or more.
  • Ni ((Ni: 1.000% or less))
  • Addition of Ni can promote the formation of a residual ⁇ phase in the steel sheet.
  • the amount of Ni is preferably 1.000% or less, more preferably 0.700% or less, from the viewpoint of preventing cost increase.
  • the amount of Ni is preferably 0.005% or more, more preferably 0.010% or more, and even more preferably 0.030% or more.
  • the amount of Mo is preferably 1.000% or less, more preferably 0.700% or less, from the viewpoint of preventing cost increase.
  • the amount of Mo is preferably 0.005% or more, more preferably 0.010% or more, and even more preferably 0.050% or more.
  • the amount of Nb is preferably 0.200% or less, more preferably 0.150% or less, from the viewpoint of preventing cost increase.
  • the amount of Nb is preferably 0.005% or more, more preferably 0.010% or more.
  • V 0.500% or less
  • the amount of V is preferably 0.500% or less, more preferably 0.300% or less, from the viewpoint of preventing cost increase.
  • the amount of V is preferably 0.005% or more, more preferably 0.010% or more.
  • the Sb content is preferably 0.200% or less, more preferably 0.100% or less.
  • Sb suppresses nitridation and oxidation of the steel sheet surface, thereby preventing a decrease in the amount of martensite formed on the steel sheet surface and improving the fatigue properties and surface quality of the steel sheet.
  • the Sb content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.010% or more.
  • the amount of Ta is preferably 0.100% or less, more preferably 0.050% or less, from the viewpoint of preventing cost increase.
  • the amount of Ta is preferably 0.001% or more, more preferably 0.010% or more.
  • the amount of W is preferably 0.500% or less, more preferably 0.300% or less, from the viewpoint of preventing cost increase.
  • the amount of W is preferably 0.005% or more, more preferably 0.010% or more.
  • the amount of Zr is preferably 0.1000% or less, more preferably 0.0500% or less, from the viewpoint of preventing cost increase.
  • the amount of Zr is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.0010% or more, and even more preferably 0.0050% or more.
  • the Sn content is preferably 0.200% or less, more preferably 0.100% or less.
  • Sn is an element that suppresses denitrification, deboronization, etc., and is effective in suppressing a decrease in strength of steel.
  • the Sn content is preferably 0.002% or more, more preferably 0.010% or more.
  • the amount of Ca is preferably 0.0050% or less, more preferably 0.0030% or less.
  • the amount of Ca is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.0010% or more, because the morphology of sulfides can be controlled and the ductility and toughness of the steel sheet can be improved.
  • the amount of Mg is preferably 0.0050% or less, more preferably 0.0030% or less, from the viewpoint of preventing cost increase.
  • the amount of Mg is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.0010% or more.
  • the amount of REM is preferably 0.0050% or less, more preferably 0.0030% or less, from the viewpoint of obtaining good toughness.
  • the REM content is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.0010% or more, because the morphology of sulfides can be controlled and the ductility and toughness of the steel sheet can be improved.
  • the balance other than the above-described components consists of Fe and unavoidable impurities.
  • a base steel plate can be manufactured by a well-known method.
  • the base steel sheet is a hot-rolled steel sheet
  • a slab having the chemical composition described above is subjected to hot rolling to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • the slab may be heated prior to hot rolling.
  • the base steel sheet is a cold-rolled steel sheet
  • the obtained hot-rolled steel sheet is optionally pickled and then cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the base steel sheet thus produced is optionally degreased and washed with water before being subjected to the Fe-based electroplating treatment described below. This cleans the surface of the base steel plate. Also, in order to activate the surface of the base steel plate, pickling and water washing may be performed. Methods for degreasing and washing with water are not particularly limited, and conventional methods can be used. The pickling method is also not particularly limited. Acids used for pickling include, for example, sulfuric acid, hydrochloric acid, nitric acid, and mixtures thereof, among which sulfuric acid, hydrochloric acid, and mixtures thereof are preferred.
  • the concentration of the acid is not particularly limited, but is preferably about 1 to 20% by mass in consideration of the ability to remove the oxide film and the prevention of surface roughness (surface defects) due to over-acid washing.
  • Antifoaming agents, pickling accelerators, pickling inhibitors and the like may be added to the acid used for pickling.
  • Fe-based electroplating treatment After optionally performing the above-described degreasing or the like on the base steel plate, the Fe-based electroplating treatment is performed. As a result, an Fe-based electroplating layer is formed on at least one side of the base steel sheet. The amount of the Fe-based electroplating layer deposited per side of the base steel sheet will be described later.
  • the Fe-based electroplating layer is preferably formed on both the front and back surfaces of the base steel sheet.
  • Fe-based electroplating solution used for Fe-based electroplating contains specific amounts of Fe ions and transition metal ions other than Fe ions.
  • the content of Fe ions in the Fe-based electroplating solution is 1.0% by mass or more, preferably 2.5% by mass or more, and more preferably 4.0% by mass or more.
  • the content of Fe ions in the Fe-based electroplating solution is preferably 10.0% by mass or less, more preferably 7.5% by mass or less.
  • the Fe ion supply source for supplying Fe ions into the Fe-based electroplating solution is not particularly limited.
  • the content of Fe ions can be adjusted by dissolving iron powder in an acidic electroplating solution or by adding sulfate or chloride salt.
  • the content of transition metal ions in the Fe-based electroplating solution is 10 mass ppm for the reason that the crystal grains of the Fe-based electroplating layer are atomized and the resistance weld cracking resistance in the weld is excellent. That's it. Since this effect is more excellent, the content of transition metal ions in the Fe-based electroplating solution is preferably 30 mass ppm or more, more preferably 50 mass ppm or more, although it depends on the type of transition metal ions. ppm or more is more preferable.
  • the content of transition metal ions in the Fe-based electroplating solution is 1000 mass ppm or less, preferably 850 mass ppm or less, and more preferably 700 mass ppm or less.
  • the content of transition metal ions in the Fe-based electroplating solution is the total content of the plurality of types of ions when the transition metal ions consist of a plurality of types of ions.
  • the transition metal ions contained in the Fe-based electroplating solution are not particularly limited as long as they are other than Fe ions. , Ni, Cu, Nb, Mo and W are preferred, and at least one transition metal selected from the group consisting of Ti, V, Cr, Mn, Ni and Cu. is more preferred.
  • the transition metal ion supply source for supplying transition metal ions into the Fe-based electroplating solution is not particularly limited.
  • the transition metal ion content can be adjusted by dissolving each transition metal powder in an acidic electroplating solution, or by adding sulfate or chloride salt.
  • the content of transition metal (including Fe) ions in the Fe-based electroplating solution is measured using an inductively coupled plasma (ICP) emission spectrometer.
  • ICP inductively coupled plasma
  • a calibration curve is prepared in advance using a solution with a known transition metal concentration, and the prepared calibration curve is referenced from the analysis results of the Fe-based electroplating solution to determine the transition metal ions contained in the Fe-based electroplating solution. Find the content.
  • the Fe-based electroplating solution may contain conductivity aids such as sodium sulfate and potassium sulfate; chelating agents; pH buffers; and the like, in addition to the Fe ions and transition metal ions described above.
  • the temperature of the Fe-based electroplating solution is preferably 30° C. or higher in consideration of constant temperature retention.
  • the pH of the Fe-based electroplating solution is preferably 3.0 or less.
  • Current densities are typically between 10 and 150 A/dm 2 .
  • the sheet threading speed is preferably 5 mpm or more for the reason of excellent productivity.
  • the sheet threading speed is preferably 150 mpm or less.
  • the base steel sheet on which the Fe-based electroplating layer is formed by the Fe-based electroplating process is hereinafter referred to as "pre-annealed Fe-based electroplated steel sheet" for convenience.
  • the pre-annealed Fe-based electroplated steel sheet is annealed under the following conditions. Thereby, an Fe-based electroplated steel sheet is obtained.
  • Annealing removes strain in the base steel sheet caused by rolling and recrystallizes the structure, thereby increasing the strength of the resulting Fe-based electroplated steel sheet.
  • the annealing conditions may be general conditions and are not particularly limited, but it is preferable to heat the Fe-based electroplated steel sheet before annealing at the following annealing temperature for the following annealing time.
  • the annealing temperature is preferably 650°C or higher, more preferably 700°C or higher.
  • the annealing temperature is preferably 900°C or lower, more preferably 850°C or lower.
  • the annealing temperature is the maximum temperature reached by the Fe-based electroplated steel sheet before annealing during the annealing treatment, and is the temperature measured on the surface of the Fe-based electroplated steel sheet before annealing.
  • the annealing time is preferably 30 seconds or longer, more preferably 50 seconds or longer.
  • the upper limit of the annealing time is not particularly limited, but if the annealing time is lengthened, the length of the annealing furnace becomes long, resulting in a decrease in productivity. Therefore, from the viewpoint of improving productivity, the annealing time is preferably 600 seconds or less, more preferably 300 seconds or less.
  • Annealing atmosphere (atmosphere when performing annealing treatment) is preferably a reducing atmosphere containing hydrogen. Hydrogen in the annealing atmosphere suppresses oxidation of the surface of the Fe-based electroplating layer and activates the surface.
  • the hydrogen concentration in the annealing atmosphere is preferably 1.0% by volume or more, more preferably 2.0% by volume or more. As a result, the oxidation of the surface of the Fe-based electroplating layer is suitably prevented, and the adhesion of the later-described hot-dip galvanized layer formed on the Fe-based electroplating layer is excellent.
  • the upper limit of the hydrogen concentration in the annealing atmosphere is not particularly limited, it is preferably 30.0% by volume or less, more preferably 20.0% by volume or less, from the viewpoint of cost.
  • the rest of the annealing atmosphere other than hydrogen is preferably nitrogen.
  • the dew point of the annealing atmosphere is preferably ⁇ 50° C. or higher because if the dew point is too low, the cost for removing moisture (dehumidification) increases. Further, the dew point of the annealing atmosphere is preferably ⁇ 30° C. or higher, and still more preferably ⁇ 20° C. or higher, for the reason that the adhesion of the hot-dip galvanized layer, which will be described later, is excellent. As for the upper limit, the dew point of the annealing atmosphere is, for example, +30°C or less, preferably +10°C or less.
  • Fe-based electroplated steel sheet The Fe-based electroplated steel sheet of the present embodiment is obtained by the method for producing the Fe-based electroplated steel sheet of the present embodiment described above, and generally has a base steel sheet and an Fe-based electroplated layer.
  • the Fe-based electroplating layer is a layer that is formed on at least one surface of the base steel sheet by the above-described Fe-based electroplating treatment and that has undergone the above-described annealing treatment.
  • the Fe-based electroplating layer is preferably provided on both the front and back surfaces of the base steel sheet.
  • the adhesion amount of the Fe-based electroplating layer per side of the steel sheet (hereinafter also simply referred to as "the adhesion amount of the Fe-based electroplating layer”) is 1.0 g/ m 2 or more, preferably 5.0 g/m 2 or more.
  • the upper limit is not particularly limited, but from the viewpoint of cost, the adhesion amount of the Fe-based electroplating layer is preferably 20.0 g/m 2 or less, more preferably 15.0 g/m 2 or less.
  • the adhesion amount of the Fe-based electroplating layer is measured as follows. A 10 ⁇ 15 mm sample is taken from an Fe-based electroplated steel sheet (or a hot-dip galvanized steel sheet to be described later) and embedded in a resin to obtain an embedded sample with an exposed cross section. Any three points in this cross section are observed with a scanning electron microscope (SEM) under conditions of an acceleration voltage of 15 kV and a magnification of 2000 to 10000 times depending on the thickness of the Fe-based electroplating layer. By multiplying the average value of the thicknesses of the three fields of view by the specific gravity of iron, the thickness is converted into the adhesion amount of the Fe-based electroplating layer.
  • SEM scanning electron microscope
  • the crystal grains of the Fe-based electroplating layer must be sufficiently fine.
  • resistance weld cracking resistance in particular, resistance to internal cracking
  • the average crystal grain size of the Fe-based electroplating layer at the interface between the Fe-based electroplating layer and the base steel sheet (hereinafter also simply referred to as the “average crystal grain size of the Fe-based electroplating layer”) is 1 00 ⁇ m or less, preferably 0.85 ⁇ m or less, more preferably 0.70 ⁇ m or less.
  • the lower limit is not particularly limited.
  • the average crystal grain size of the Fe-based electroplating layer is preferably 0.05 ⁇ m or more, more preferably 0.10 ⁇ m or more.
  • the average grain size of the Fe-based electroplating layer at the interface between the Fe-based electroplating layer and the base steel sheet is measured as follows. First, a sample having a size of 10 ⁇ 10 mm is taken from an Fe-based electroplated steel sheet. When a hot-dip galvanized layer, which will be described later, is formed, only the hot-dip galvanized layer is dissolved and removed from the sample in accordance with ISO17925. Using a Focused Ion Beam (FIB) device, the collected sample has a length of 30 ⁇ m in the direction perpendicular to the rolling direction and a T cross section (parallel to the direction perpendicular to the rolling direction of the steel plate and perpendicular to the steel plate surface A 45.degree. Then, using a scanning ion microscope (SIM), a 45° cross section of the observation sample is observed at a magnification of 5000 times to take a SIM image.
  • SIM scanning ion microscope
  • FIGS. 1 and 2 Examples of captured SIM images are shown in FIGS. 1 and 2.
  • FIG. FIG. 1 shows No. 1, described later.
  • 30 is a SIM image showing the base steel sheet 1 and the Fe-based electroplating layer 2 of No. 30 (comparative example).
  • FIG. 2 shows No. 31 is a SIM image showing the base steel sheet 1 and the Fe-based electroplating layer 2 of No. 31 (Invention Example).
  • a straight line with a length of 5 ⁇ m parallel to the surface of the base steel plate 1 is drawn at the middle position of the thickness of the Fe-based electroplating layer 2 observed in the SIM image, and the number of grain boundaries intersecting with the straight line is measured.
  • the value obtained by dividing the number by 5 ⁇ m, which is the length of the straight line, is defined as "the average crystal grain size of the Fe-based electroplating layer at the interface between the Fe-based electroplating layer and the base steel sheet".
  • the line on the surface of the base steel plate 1 is not a straight line, a straight line approximation is used.
  • the Fe-based electroplating layer shown in the SIM image of FIG. 1 (No. 30: Comparative Example) was formed using an Fe-based electroplating solution containing no transition metal ions, and the crystal grains grew coarsely is doing.
  • the Fe-based electroplating layer shown in the SIM image of FIG. 2 (No. 31: invention example) was formed using an Fe-based electroplating solution having a Ti ion content of 100 ppm by mass. and its crystal grains are fine.
  • the Fe-based electroplating layer is formed using the Fe-based electroplating solution described above, it contains transition metals (transition metal elements) other than Fe.
  • the transition metal content in the Fe-based electroplating layer is 100 mass ppm or more, preferably 500 mass ppm or more, more preferably 1000 mass ppm or more, for the reason that the resistance weld cracking resistance of the weld is excellent.
  • the transition metal content in the Fe-based electroplating layer is 10000 mass ppm or less, preferably 8500 mass ppm or less, more preferably 7000 mass ppm or less, and even more preferably 5000 mass ppm or less.
  • the transition metal contained in the Fe-based electroplating layer is preferably at least one selected from the group consisting of Ti, V, Cr, Mn, Ni, Cu, Nb, Mo and W. Ti, V, Cr, Mn, At least one selected from the group consisting of Ni and Cu is more preferred.
  • the transition metal content in the Fe-based electroplating layer is measured as follows. First, using a glow discharge optical emission spectrometer (GDS), the Fe intensity and the intensity of the transition metal element are measured for steel sheets in which the content of a plurality of transition metal elements is known. normalize with Specifically, the ratio of the strength of the transition metal element to the strength of Fe (strength of transition metal element/strength of Fe) is determined. Furthermore, the relationship between the transition metal element content and the strength normalized by the Fe strength is obtained in advance. Next, for the transition metal elements in the Fe-based electroplated layer of the measurement object (Fe-based electroplated steel sheet), similarly, the strength (average strength) normalized by the Fe strength is obtained.
  • GDS glow discharge optical emission spectrometer
  • the content of the transition metal element in the Fe-based electroplating layer is determined from the obtained strength with reference to the above relationship.
  • the test solution specified in JIS H 0401 or ISO 17925 is used to peel off the hot-dip galvanized layer, and then similarly, the transition metal in the Fe-based electroplated layer Determine the content of an element.
  • Hot-dip galvanized steel sheet and its manufacturing method Next, the hot-dip galvanized steel sheet and its manufacturing method will be described.
  • a hot-dip galvanizing treatment is applied to the Fe-based electroplated steel sheet obtained through the annealing treatment described above. Thereby, a hot-dip galvanized steel sheet is obtained.
  • an Fe-based electroplated steel sheet is cooled after annealing and then immersed in a hot-dip galvanizing bath to form a hot-dip galvanized layer on the Fe-based electroplated layer. processing.
  • a hot-dip galvanizing bath usually consists of Al, Zn and unavoidable impurities.
  • the Al concentration in the hot-dip galvanizing bath is preferably 0.050% by mass or more, more preferably 0.100% by mass or more.
  • the Al concentration in the hot-dip galvanizing bath is preferably 0.250% by mass or less, more preferably 0.200% by mass or less.
  • the bath temperature of the hot-dip galvanizing bath is usually in the range of 440-500°C.
  • an Fe-based electroplated steel sheet having a plate temperature of 440 to 550° C. is immersed in the hot-dip galvanizing bath having such a bath temperature.
  • the amount of the hot-dip galvanized layer per side of the base steel sheet (hereinafter also simply referred to as the "adhesion amount of the hot-dip galvanized layer”) is preferably 25 g/m 2 or more, more preferably 30 g/m 2 or more. Thereby, the corrosion resistance of the obtained hot-dip galvanized steel sheet can be improved. Also, in this case, it is easy to control the adhesion amount of the hot-dip galvanized layer. On the other hand, the adhesion amount of the hot-dip galvanized layer is preferably 80 g/m 2 or less, more preferably 75 g/m 2 or less, because the adhesion of the hot-dip galvanized layer is good.
  • the adhesion amount of the hot-dip galvanized layer may be appropriately adjusted.
  • the adjustment method is not particularly limited, but generally gas wiping is used.
  • the adhesion amount of the hot-dip galvanized layer is adjusted by adjusting the gas pressure of gas wiping, the distance between the wiping nozzle and the steel plate, and the like.
  • the adhesion amount of the hot-dip galvanized layer is measured according to JIS H 0401 or ISO17925. Specifically, first, a sample having a size of 20 ⁇ 25 mm is taken from a hot-dip galvanized steel sheet. After measuring the mass of the sample, the hot-dip galvanized layer on one side is peeled off using a test solution specified in JIS H 0401 or ISO17925, and the mass is measured again. Subtract the mass after peeling from the mass before peeling and divide by the surface area of the peeled portion. From this, the adhesion amount of the hot-dip galvanized layer is calculated.
  • alloying treatment may be further carried out as necessary.
  • a hot-dip galvanized layer subjected to alloying treatment is also simply referred to as a hot-dip galvanized layer.
  • hot-dip galvanized steel sheets subjected to alloying treatment are also simply referred to as hot-dip galvanized steel sheets.
  • the alloying temperature is preferably 460° C. or higher, more preferably 480° C. or higher, from the viewpoint of advancing the alloying.
  • the alloying temperature is preferably 600° C. or lower, more preferably 540° C. or lower.
  • the alloying treatment time (heating time at the alloying temperature) is not particularly limited, and is, for example, 10 to 60 seconds.
  • the alloying degree is preferably 7.0% by mass or more, more preferably 8.0% by mass or more.
  • the alloying degree is preferably 15.0% by mass or less, more preferably 13.0% by mass or less.
  • the degree of alloying (Fe%) is measured according to ISO17925.
  • test solution after stripping the hot-dip galvanized layer described above is analyzed using an inductively coupled plasma (ICP) emission spectrometer, and the amount of Fe contained in the test solution is the amount of Fe, Zn, Al, etc. Fe% is calculated by dividing by the total value of .
  • ICP inductively coupled plasma
  • FIG. 3 is a cross-sectional view showing the plate set 5 used for resistance welding.
  • FIG. 4 is a plan view showing the plate assembly 5 after resistance welding.
  • 5 is a cross-sectional view taken along the line AA of FIG. 4.
  • test piece 4 is cut out from the Fe-based electroplated steel sheet (or hot-dip galvanized steel sheet) to be evaluated.
  • the test piece 4 has a longitudinal direction in the direction perpendicular to the rolling (TD) and a transverse direction in the rolling direction. Thickness t: 1.6 mm.
  • test piece 3 of the same size is cut out from another hot-dip galvanized steel sheet.
  • the evaluation target surface (Fe-based electroplating layer or hot-dip galvanized layer) of the test piece 4 is brought into contact with the hot-dip galvanized layer of the counterpart test piece 3 to obtain the plate set 5 .
  • the plate assembly 5 is fixed to the fixing base 7 via a pair of spacers 6 (longitudinal length: 50 mm, widthwise length: 45 mm, thickness t S : 2.0 mm) made of steel plates.
  • the spacer 6 is arranged so that its longitudinal end faces are aligned with the transverse end faces of the plate assembly 5 . Therefore, the distance D between the pair of spacers 6 is 60 mm.
  • the fixed base 7 is a single plate with a hole 7a in the center.
  • the plate assembly 5 is pressed by a pair of electrodes 8 (tip diameter: 6 mm), and the plate assembly 5 is bent. and perform resistance welding. More specifically, under predetermined conditions (pressure, hold time, and welding time), resistance welding is performed with a welding current that provides a predetermined nugget diameter d to form a welded portion including the nugget 9 .
  • the hold time refers to the time from the end of the welding current to the start of opening the electrode 8 .
  • the nugget diameter d is the distance between the ends of the nugget 9 in the longitudinal direction of the plate assembly 5 .
  • the range of the nugget diameter d in which the problem of inner cracking is likely to occur is, for example, 4 ⁇ t to 5 ⁇ t with the plate thickness t of the test piece 4 as a reference.
  • the pair of electrodes 8 apply pressure to the plate assembly 5 from above and below in the vertical direction.
  • the lower electrode 8a presses the test piece 4 through the hole 7a of the fixture 7.
  • the lower electrode 8a and the fixing table 7 are fixed at a position where the lower electrode 8a is in contact with a virtual plane S obtained by extending the surface where the spacer 6 and the fixing table 7 are in contact.
  • the upper electrode 8b is made movable at a position where it can come into contact with the central portion of the counterpart test piece 3. Resistance welding is performed in a state in which the plate assembly 5 is tilted 5° toward the longitudinal direction of the plate assembly 5 with respect to the horizontal direction (that is, the angle ⁇ with respect to the horizontal direction is 5°).
  • FIG. 5 schematically shows a crack 10 generated in the test piece 4 . If cracking occurs in the mating test piece 3, the stress of the test piece 4 is dispersed, and an appropriate evaluation cannot be obtained. For this reason, data in which no cracks have occurred in the counterpart test piece 3 is adopted.
  • the base steel plate is degreased in an alkaline solution, and then, using the Fe-based electroplating solution shown in Table 2 below, under the conditions shown below, the base steel plate is used as a cathode for electrolytic treatment (Fe-based electroplating treatment) was performed.
  • Fe-based electroplating treatment Fe-based electroplating treatment
  • a pre-annealed Fe-based electroplated steel sheet in which Fe-based electroplated layers were formed on both front and back surfaces of the base steel sheet was obtained.
  • the adhesion amount of the Fe-based electroplating layer was controlled by adjusting the energization time.
  • the obtained pre-annealed Fe-based electroplated steel sheet was subjected to an annealing treatment.
  • the Fe-based electroplated steel sheet before annealing was heated at 800° C. for 85 seconds in a reducing atmosphere with a dew point of ⁇ 35° C. and a hydrogen concentration of 15% by volume (the balance being nitrogen).
  • an Fe-based electroplated steel sheet was obtained.
  • the obtained Fe-based electroplated steel sheet was subjected to hot-dip galvanizing treatment to obtain a hot-dip galvanized steel sheet. More specifically, after cooling the Fe-based electroplated steel sheet to 440 to 550° C., it is immersed in a 460° C. hot-dip galvanizing bath having an Al concentration of 0.132% by mass and the balance being Zn and unavoidable impurities. to form a hot-dip galvanized layer. The adhesion amount of the hot-dip galvanized layer was adjusted using gas wiping after the hot-dip galvanizing treatment. In some examples, subsequent alloying treatments were performed at an alloying temperature of 510°C. At this time, the alloying degree was adjusted by changing the alloying treatment time. When the alloying treatment was performed, the degree of alloying (unit: % by mass) is shown in Table 2 below.
  • the adhesion amount, average crystal grain size, and transition metal content were determined.
  • the adhesion amount and the degree of alloying were determined for the hot-dip galvanized layer of the obtained hot-dip galvanized steel sheet.
  • the tensile strength of the obtained hot-dip galvanized steel sheets was determined. All the results are shown in Table 2 below.
  • a test piece was cut out from the obtained hot-dip galvanized steel sheet, and the resistance weld cracking characteristics of the weld were evaluated according to the test method described with reference to FIGS.
  • the counterpart test piece was cut from a test alloyed hot-dip galvanized steel sheet (thickness t: 1.6 mm) having a tensile strength of 980 MPa class and a coating amount of the hot-dip galvanized layer of 50 g / m 2 . .
  • hot-dip galvanized steel sheets all have high strength (tensile strength of 590 MPa or more). and had excellent resistance weld crack resistance in the weld zone.
  • hot - dip galvanized steel sheets No. 11 to 13, 16, 21 to 22 , 26-29, 31-32, 35-41, 44, 47, 49-50
  • hot-dip galvanized steel sheets No. 5, 7 to 10, 14, 17, 20, 24 to 25, 33, 42 to 43, 45 and 48
  • the resistance weld cracking property in the weld zone was better.
  • No. The hot-dip galvanized steel sheets of Nos. 1 and 2 had a tensile strength of less than 590 MPa and were insufficient in strength. Also, No. Hot-dip galvanized steel sheets Nos. 3 to 4, 6, 15, 18 to 19, 23, 30, 34 and 46 had insufficient resistance weld cracking resistance properties at welds.
  • Base steel plate 2 Fe-based electroplating layer 3: Counterpart test piece 4: Test piece 5: Plate set 6: Spacer 7: Fixing base 7a: Hole 8, 8a, 8b: Electrode 9: Nugget 10: Crack

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Abstract

Ｓｉを０．５０～３．００質量％を含有する下地鋼板に対して、ＦｅイオンとＦｅイオン以外の遷移金属イオンとを含有するＦｅ系電気めっき液を用いて、Ｆｅ系電気めっき処理を実施してＦｅ系電気めっき層を形成し、次いで、焼鈍処理を実施する。上記Ｆｅ系電気めっき液中、上記Ｆｅイオンの含有量が１．０質量％以上であり、上記遷移金属イオンの含有量が１０～１０００質量ｐｐｍである。上記Ｆｅ系電気めっき層の上記下地鋼板の片面あたりの付着量が、１．０ｇ／ｍ２以上である。こうして、高強度であり、かつ、溶接部における耐抵抗溶接割れ特性に優れる鋼板を得る。

Description

Ｆｅ系電気めっき鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板ならびにそれらの製造方法
　本発明は、Ｆｅ系電気めっき鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板ならびにそれらの製造方法に関する。
　近年、地球環境を保護する観点から、自動車の燃費改善が強く求められている。
　また、衝突時における乗員の安全を確保する観点から、自動車の安全性向上も強く要求されている。
　これらの要求に応えるためには、自動車車体の軽量化と高強度化とを両立する必要があり、自動車部品の素材である鋼板は、高強度化による薄肉化が積極的に進められている。
　更に、自動車部品の多くは、鋼板が成形加工（例えばプレス成形）されることにより製造されるため、自動車部品の素材である鋼板には、優れた成形性も求められる。
　鋼板の成形性を大きく損なわずに高強度化を図る方法としては、Ｓｉ添加による固溶強化が挙げられる。
　そして、自動車部品の製造において、プレス成形された部品は、抵抗溶接（スポット溶接）により組み合わせることが多い（特許文献１を参照）。
国際公開第２０１９／１１６５３１号
　抵抗溶接される部品が溶融亜鉛めっき鋼板を含む場合、以下の点が懸念される。
　すなわち、抵抗溶接の際に、溶接部の近傍に残留応力が生成し、その状態で、めっき層の亜鉛が溶融して結晶粒界に拡散侵入することにより、液体金属脆化（Liquid Metal Embrittlement：ＬＭＥ）が起き、鋼板に粒界割れ（ＬＭＥ割れ）が生じ得る。
　特に、溶接用の電極が鋼板に対して角度がついた状態で溶接が実施されると、残留応力が増加して、割れが生じやすくなるおそれがある。
　残留応力は、鋼板の高強度化に伴い増大すると考えられるため、鋼板の高強度化に伴い、ＬＭＥ割れが多く発生することが懸念される。
　ＬＭＥ割れは、大きく、「電極と接する表面で発生する割れ」（以下、「表面割れ」と称する）と、「鋼板間においてコロナボンド近傍で発生する割れ」（以下、「内割れ」と称する）とに分類できる。
　表面割れは、スパッタが発生するような高電流域での抵抗溶接の際に起こりやすいため、スパッタが発生しない適正な電流範囲にすることで抑制できる。その一方で、内割れは、抵抗溶接時の電流をスパッタが発生しない範囲にしても起こる。また、表面割れが外観検査で発見されやすいのに対し、内割れは外観検査で発見されにくい。
　これらの理由から、ＬＭＥ割れの中でも、特に、内割れが大きな課題となる。
　ある鋼板が溶融亜鉛めっき鋼板でなくても、その鋼板と抵抗溶接される相手が溶融亜鉛めっき鋼板である場合には、このようなＬＭＥ割れが生じ得る。
　このため、抵抗溶接される相手が溶融亜鉛めっき鋼板である場合、または、自身が溶融亜鉛めっき鋼板である場合は、このような割れに対する耐性（以下、「溶接部における耐抵抗溶接割れ特性」という）に優れることが求められる。
　本発明は、以上の点を鑑みてなされたものであり、高強度であり、かつ、溶接部における耐抵抗溶接割れ特性に優れる鋼板を得ることを目的とする。
　本発明者らは、下記構成を採用することにより、上記目的が達成されることを見出し、本発明を完成させた。
　すなわち、本発明は、以下の［１］～［１１］を提供する。
［１］Ｓｉを０．５０～３．００質量％を含有する下地鋼板に対して、ＦｅイオンとＦｅイオン以外の遷移金属イオンとを含有するＦｅ系電気めっき液を用いて、Ｆｅ系電気めっき処理を実施してＦｅ系電気めっき層を形成し、次いで、焼鈍処理を実施し、上記Ｆｅ系電気めっき液中、上記Ｆｅイオンの含有量が１．０質量％以上であり、上記遷移金属イオンの含有量が１０～１０００質量ｐｐｍであり、上記Ｆｅ系電気めっき層の上記下地鋼板の片面あたりの付着量が、１．０ｇ／ｍ２以上である、Ｆｅ系電気めっき鋼板の製造方法。
［２］上記下地鋼板は、質量％で、Ｓｉ：０．５０％以上３．００％以下、Ｃ：０．８０％以下、Ｍｎ：１．５０％以上３．５０％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０３００％以下およびＡｌ：０．１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する、上記［１］に記載のＦｅ系電気めっき鋼板の製造方法。
［３］上記成分組成が、更に、質量％で、Ｂ：０．００５０％以下、Ｔｉ：０．２００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｃｒ：１．０００％以下、Ｃｕ：１．０００％以下、Ｎｉ：１．０００％以下、Ｍｏ：１．０００％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．５００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下、Ｔａ：０．１００％以下、Ｗ：０．５００％以下、Ｚｒ：０．１０００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、およびＲＥＭ：０．００５０％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、上記［２］に記載のＦｅ系電気めっき鋼板の製造方法。
［４］上記Ｆｅ系電気めっき液が含有する上記遷移金属イオンが、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、ＭｏおよびＷからなる群から選ばれる少なくとも１種の遷移金属のイオンである、上記［１］～［３］のいずれかに記載のＦｅ系電気めっき鋼板の製造方法。
［５］上記Ｆｅ系電気めっき層の上記下地鋼板の片面あたりの付着量が、５．０～２０．０ｇ／ｍ２である、上記［１］～［４］のいずれかに記載のＦｅ系電気めっき鋼板の製造方法。
［６］上記［１］～［５］のいずれかに記載の方法により得られたＦｅ系電気めっき鋼板に対して、溶融亜鉛めっき処理を施す、溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［７］上記溶融亜鉛めっき処理の後、更に、合金化処理を施す、上記［６］に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［８］Ｓｉを０．５０～３．００質量％を含有する下地鋼板と、上記下地鋼板の少なくとも片面に配置されたＦｅ系電気めっき層と、を有し、上記Ｆｅ系電気めっき層の上記下地鋼板の片面あたりの付着量が、１．０ｇ／ｍ２以上であり、上記Ｆｅ系電気めっき層と上記下地鋼板との界面における、上記Ｆｅ系電気めっき層の平均結晶粒径が、１．００μｍ以下であり、上記Ｆｅ系電気めっき層が、Ｆｅ以外の遷移金属を含有し、上記Ｆｅ系電気めっき層における上記遷移金属の含有量が、１００～１００００質量ｐｐｍである、Ｆｅ系電気めっき鋼板。
［９］上記遷移金属が、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、ＭｏおよびＷからなる群から選ばれる少なくとも１種の遷移金属である、上記［８］に記載のＦｅ系電気めっき鋼板。
［１０］溶融亜鉛めっき鋼板と抵抗溶接される、上記［８］または［９］に記載のＦｅ系電気めっき鋼板。
［１１］上記［８］または［９］に記載のＦｅ系電気めっき鋼板と、上記Ｆｅ系電気めっき鋼板が有する上記Ｆｅ系電気めっき層の上に配置された溶融亜鉛めっき層と、を有する、溶融亜鉛めっき鋼板。
　本発明によれば、高強度であり、かつ、溶接部における耐抵抗溶接割れ特性に優れる鋼板が得られる。
Ｎｏ．３０の下地鋼板およびＦｅ系電気めっき層を示すＳＩＭ像である。 Ｎｏ．３１の下地鋼板およびＦｅ系電気めっき層を示すＳＩＭ像である。 抵抗溶接に用いる板組を示す断面図である。 抵抗溶接後の板組を示す平面図である。 図４のＡ－Ａ線断面図である。
　本明細書中において、「～」を用いて表される数値範囲は、「～」の前後に記載される数値を下限値および上限値として含む範囲を意味する。
　本明細書において、鋼板が「高強度」であるとは、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠して測定した鋼板の引張強さＴＳが５９０ＭＰａ以上であることを意味する。
［本発明者らが得た知見］
　従来は、鋼板側の表層制御のみで、溶接部の耐抵抗溶接割れ特性の改善を試みていた。
　しかし、本発明者らは、鋼板側での表層制御のみでは、溶接部における耐抵抗溶接割れ特性を高い水準で満足することは、事実上困難であると考えた。そして、Ｆｅ系電気めっき層の特性を制御することを着想した。
　本発明者らは、鋭意検討を重ねた。その結果、溶接部における耐抵抗溶接割れ特性を高い水準で満足するためには、連続処理が施される前の鋼板（下地鋼板）の表面に、プレめっきとして、特定量のＦｅイオンおよび遷移金属イオンを含有するＦｅ系電気めっき液を用いて、一定量のＦｅ系電気めっき層を形成すること、および、その後の焼鈍処理において、Ｆｅ系電気めっき層の結晶粒を微粒化することが重要であることを見出した。
　下地鋼板の表面に一定量のＦｅ系電気めっき層を設けることにより、溶接部における耐抵抗溶接割れ特性が向上する。
　そのメカニズムは明らかではないが、以下のように推測される。
　まず、Ｆｅ系電気めっき層は、軟質層として機能することで、溶接時に下地鋼板の表面に付与される応力を緩和する。これにより、溶接部の残留応力が低減し、溶接部における耐抵抗溶接割れ特性（特に、内割れを防ぐ特性）を向上できる（応力緩和効果）。
　ところで、下地鋼板の表面における固溶Ｓｉ量が多い場合には、溶接部で靭性が低下して、溶接部における耐抵抗溶接割れ特性が劣化すると考えられる。
　これに対し、一定量以上のＦｅ系電気めっき層が下地鋼板の表面に設けられると、このＦｅ系電気めっき層が固溶Ｓｉ欠乏層として働き、溶接部に固溶するＳｉが減少する。
　このため、溶接部の靭性の低下が抑制されて、溶接部における耐抵抗溶接割れ特性（特に、内割れを防ぐ特性）が改善する（靭性低下抑制効果）。
　Ｆｅ系電気めっき層が形成された後、焼鈍処理が施されると、Ｆｅ系電気めっき層の結晶粒径が粗大化するおそれがある。この場合、抵抗溶接の際に溶解した亜鉛が、Ｆｅ系電気めっき層の結晶粒界を経由して、下地鋼板の結晶粒界に侵入しやすくなる。
　そこで、Ｆｅ系電気めっき処理に用いるＦｅ系電気めっき液に、Ｆｅイオン以外の遷移金属イオンを特定量で含有させる。
　これにより、Ｆｅ系電気めっき層の結晶成長が阻害されて、Ｆｅ系電気めっき層の結晶粒が微粒化する。
　結晶成長が阻害されるメカニズムは明らかではないが、添加した遷移金属イオンがＦｅ系電気めっき層中に取り込まれ、微細な析出物が結晶粒界に形成することで、結晶成長が阻害されると考えられる。
　Ｆｅ系電気めっき層の結晶粒が微粒化されることで、結晶粒界が多数形成され、その結果、溶融した亜鉛の侵入が分散されて、下地鋼板の結晶粒界に到達する時間が遅延される。こうして、溶接部における耐抵抗溶接割れ特性が良好になる。
　本発明は、以上の知見に基づいてなされたものである。
［Ｆｅ系電気めっき鋼板の製造方法］
　本実施形態のＦｅ系電気めっき鋼板の製造方法は、Ｓｉを０．５０～３．００質量％を含有する下地鋼板に対して、ＦｅイオンとＦｅイオン以外の遷移金属イオンとを含有するＦｅ系電気めっき液を用いて、Ｆｅ系電気めっき処理を実施してＦｅ系電気めっき層を形成し、次いで、焼鈍処理を実施する。上記Ｆｅ系電気めっき液中、上記Ｆｅイオンの含有量が１．０質量％以上であり、上記遷移金属イオンの含有量が１０～１０００質量ｐｐｍである。上記Ｆｅ系電気めっき層の上記下地鋼板の片面あたりの付着量が、１．０ｇ／ｍ２以上である。
 〈下地鋼板〉
　下地鋼板は、例えば、熱延鋼板であってもよく、冷延鋼板であってもよい。
　下地鋼板の板厚は、特に限定されず、例えば、０．６～３．２ｍｍであり、０．８～２．４ｍｍが好ましい。
　《成分組成》
　下地鋼板の成分組成について説明する。
　下地鋼板の成分組成の各元素の含有量の単位は、いずれも「質量％」であり、特に断らない限り、単に「％」で示す。
　（Ｓｉ：０．５０％以上３．００％以下）
　Ｓｉは、加工性を大きく損なうことなく、固溶により鋼の強度を高める効果（固溶強化能）が大きいため、鋼板の高強度化を達成するのに有効な元素である。このため、鋼板を高強度化する観点からは、Ｓｉ量は、０．５０％以上であり、０．７０％以上が好ましく、０．９０％以上がより好ましい。
　一方で、Ｓｉは、溶接部における耐抵抗溶接割れ特性に悪影響を及ぼす元素でもある。Ｓｉ量が多すぎると、熱間圧延性および冷間圧延性が大きく低下し、生産性に悪影響を及ぼしたり、鋼板自体の延性の低下を招いたりするおそれもある。このため、Ｓｉ量は、３．００％以下であり、２．５０％以下が好ましく、２．００％以下がより好ましい。
　下地鋼板は、Ｓｉを上記範囲で含有することを要するが、その他の成分組成については、通常の成分組成であれば許容され、特に限定されない。ただし、得られるＦｅ系電気めっき鋼板を高強度にする等の観点から、以下の成分組成にすることが好ましい。
　（Ｃ：０．８０％以下）
　Ｃは、鋼組織としてマルテンサイトなどを形成させることで、加工性を向上させる。
　Ｃを添加する場合、良好な溶接性を得るため、Ｃ量は０．８０％以下が好ましく、０．３０％以下がより好ましい。
　下限は特に限定されないが、良好な加工性を得るためには、Ｃ量は、０．０３％以上が好ましく、０．０５％以上がより好ましい。
　（Ｍｎ：１．５０％以上３．５０％以下）
　Ｍｎは、鋼を固溶強化して高強度化する。更に、Ｍｎは、焼入性を高め、残留オーステナイト、ベイナイトおよびマルテンサイトの生成を促進する。このような効果を得るため、Ｍｎ量は、１．５０％以上が好ましく、１．８０％以上がより好ましい。
　一方、Ｍｎを過剰に添加するとコスト上昇する。このため、コスト上昇を招かずに上記効果を得る観点から、Ｍｎ量は、３．５０％以下が好ましく、３．３０％以下がより好ましい。
　（Ｐ：０．１００％以下）
　Ｐ量を抑制することで、溶接性の低下を防止でき、更に、Ｐが粒界に偏析することを防いで、延性、曲げ性および靭性の劣化を防止できる。また、Ｐ量が多すぎると、フェライト変態が促進されて、結晶粒径が大きくなる。このため、Ｐ量は、０．１００％以下が好ましく、０．０５０％以下がより好ましい。
　下限は特に限定されないが、生産技術上の制約から、Ｐ量は、例えば０％超であり、０．００１％以上であってもよい。
　（Ｓ：０．０３００％以下）
　Ｓ量を抑制することで、溶接性の低下を防止でき、更に、熱間時の延性の低下を防いで、熱間割れを抑制し、表面性状を著しく向上できる。また、Ｓ量が多すぎると、不純物元素として粗大な硫化物が形成されて、鋼板の延性、曲げ性、伸びフランジ性などが低下する場合がある。このため、Ｓ量は、極力低減することが好ましい。具体的には、Ｓ量は、０．０３００％以下が好ましく、０．０２００％以下がより好ましい。
　下限は特に限定されないが、生産技術上の制約から、Ｓ量は、例えば０％超であり、０．０００１％以上であってもよい。
　（Ａｌ：０．１００％以下）
　Ａｌは、熱力学的に最も酸化しやすいため、ＳｉおよびＭｎに先だって酸化し、ＳｉおよびＭｎの鋼板最表層での酸化を抑制し、ＳｉおよびＭｎの鋼板内部での酸化を促進する効果を奏する。
　もっとも、Ａｌ量が多すぎると、コスト上昇する。このため、Ａｌを添加する場合、Ａｌ量は、０．１００％以下が好ましく、０．０６０％以下がより好ましい。
　下限は特に限定されず、Ａｌ量は、例えば０％超であり、０．００１％以上であってもよい。また、Ａｌの添加効果を得る観点からは、Ａｌ量は、０．０１０％以上が好ましく、０．０２０％以上がより好ましい。
　（その他の元素）
　下地鋼板の成分組成は、更に、質量％、以下に記載する元素からなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有してもよい。
　((Ｂ：０．００５０％以下))
　Ｂ量が多すぎると、成形性が低下する場合がある。このため、良好な成形性を得る観点から、Ｂ量は、０．００５０％以下が好ましく、０．００３０％以下がより好ましい。
　一方で、Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させるのに有効な元素である。焼入れ性を向上させる観点からは、Ｂ量は、０．０００３％以上が好ましく、０．０００５％以上がより好ましい。
　((Ｔｉ：０．２００％以下))
　Ｔｉ量が多すぎると、硬質相が過大となり、成形性が低下する場合がある。このため、良好な成形性を得る観点から、Ｔｉ量は、０．２００％以下が好ましく、０．０５０％以下がより好ましい。
　下限は特に限定されないが、強度調整の効果を得る観点からは、Ｔｉ量は、０．００５％以上が好ましく、０．０１０％以上がより好ましい。
　((Ｎ：０．０１００％以下))
　Ｎ量が多すぎると、ＮがＴｉ、Ｎｂ、Ｖと高温で粗大な窒化物を形成してＴｉ、Ｎｂ、Ｖの添加による鋼板の高強度化の効果が損なわれたり、靭性が低下したり、熱間圧延中にスラブ割れや表面疵などが発生したりする場合がある。このため、Ｎ量は、０．０１００％以下が好ましく、０．００５０％以下がより好ましく、０．００３０％以下が更に好ましく、０．００２０％以下が特に好ましい。
　下限は特に限定されず、生産技術上の制約から、Ｎ量は、例えば０％超であり、０．０００５％以上であってもよい。
　((Ｃｒ：１．０００％以下))
　Ｃｒを添加することにより、鋼板の焼き入れ性を向上させて、鋼板の強度と延性とのバランスを向上できる。
　もっとも、Ｃｒを添加する場合、コストアップを防ぐ観点から、Ｃｒ量は、１．０００％以下が好ましく、０．７００％以下がより好ましい。
　一方、Ｃｒの添加効果を得る観点から、Ｃｒ量は、０．００５％以上が好ましく、０．０５０％以上がより好ましく、０．２００％以上が更に好ましい。
　((Ｃｕ：１．０００％以下))
　Ｃｕを添加することにより、鋼板における残留γ相の形成を促進できる。
　もっとも、Ｃｕを添加する場合、コストアップを防ぐ観点から、Ｃｕ量は、１．０００％以下が好ましく、０．７００％以下がより好ましい。
　一方、Ｃｕの添加効果を得る観点から、Ｃｕ量は、０．００５％以上が好ましく、０．０１０％以上がより好ましく、０．０３０％以上が更に好ましい。
　((Ｎｉ：１．０００％以下))
　Ｎｉを添加することにより、鋼板における残留γ相の形成を促進できる。
　もっとも、Ｎｉを添加する場合、コストアップを防ぐ観点から、Ｎｉ量は、１．０００％以下が好ましく、０．７００％以下がより好ましい。
　一方、Ｎｉの添加効果を得る観点から、Ｎｉ量は、０．００５％以上が好ましく、０．０１０％以上がより好ましく、０．０３０％以上が更に好ましい。
　((Ｍｏ：１．０００％以下))
　Ｍｏを添加することにより、鋼板の強度を調整できる。
　もっとも、Ｍｏを添加する場合、コストアップを防ぐ観点から、Ｍｏ量は、１．０００％以下が好ましく、０．７００％以下がより好ましい。
　一方、Ｍｏの添加効果を得る観点から、Ｍｏ量は、０．００５％以上が好ましく、０．０１０％以上がより好ましく、０．０５０％以上が更に好ましい。
　((Ｎｂ：０．２００％以下))
　Ｎｂを添加することにより、鋼板の強度向上の効果が得られる。
　もっとも、Ｎｂを添加する場合、コストアップを防ぐ観点から、Ｎｂ量は、０．２００％以下が好ましく、０．１５０％以下がより好ましい。
　一方、Ｎｂの添加効果を得る観点から、Ｎｂ量は、０．００５％以上が好ましく、０．０１０％以上がより好ましい。
　((Ｖ：０．５００％以下))
　Ｖを添加することにより、鋼板の強度向上の効果が得られる。
　もっとも、Ｖを含有する場合、コストアップを防ぐ観点から、Ｖ量は０．５００％以下が好ましく、０．３００％以下がより好ましい。
　一方、Ｖの添加効果を得る観点から、Ｖ量は、０．００５％以上が好ましく、０．０１０％以上がより好ましい。
　((Ｓｂ：０．２００％以下))
　良好な靭性を得るためには、Ｓｂ量は、０．２００％以下が好ましく、０．１００％以下がより好ましい。
　一方、Ｓｂを添加することで、鋼板表面の窒化および酸化を抑制したり、酸化により生じる鋼板表面の数十ミクロン領域の脱炭を抑制したりできる。また、Ｓｂは、鋼板表面の窒化および酸化を抑制することで、鋼板表面におけるマルテンサイト生成量の減少を防止し、鋼板の疲労特性および表面品質を改善する。このような効果を得るためには、Ｓｂ量は、０．００１％以上が好ましく、０．０１０％以上がより好ましい。
　((Ｔａ：０．１００％以下))
　Ｔａを添加することにより、鋼板の強度向上の効果が得られる。
　もっとも、Ｔａを添加する場合、コストアップを防ぐ観点から、Ｔａ量は、０．１００％以下が好ましく、０．０５０％以下がより好ましい。
　一方、Ｔａの添加効果を得る観点から、Ｔａ量は、０．００１％以上が好ましく、０．０１０％以上がより好ましい。
　((Ｗ：０．５００％以下))
　Ｗを添加することにより、鋼板の強度向上の効果が得られる。
　もっとも、Ｗを添加する場合、コストアップを防ぐ観点から、Ｗ量は、０．５００％以下が好ましく、０．３００％以下がより好ましい。
　一方、Ｗの添加効果を得る観点から、Ｗ量は、０．００５％以上が好ましく、０．０１０％以上がより好ましい。
　((Ｚｒ：０．１０００％以下))
　Ｚｒを添加することにより、鋼板の強度向上の効果が得られる。
　もっとも、Ｚｒを添加する場合、コストアップを防ぐ観点から、Ｚｒ量は、０．１０００％以下が好ましく、０．０５００％以下がより好ましい。
　一方、Ｚｒの添加効果を得る観点から、Ｚｒ量は、０．０００５％以上が好ましく、０．００１０％以上がより好ましく、０．００５０％以上が更に好ましい。
　((Ｓｎ：０．２００％以下))
　良好な耐衝撃性を得るために、Ｓｎ量は、０．２００％以下が好ましく、０．１００％以下がより好ましい。
　一方、Ｓｎは、脱窒、脱硼等を抑制して、鋼の強度低下の抑制に有効な元素である。こうした効果を得るためには、Ｓｎ量は、０．００２％以上が好ましく、０．０１０％以上がより好ましい。
　((Ｃａ：０．００５０％以下))
　鋼板の延性を良好にする観点から、Ｃａ量は、０．００５０％以下が好ましく、０．００３０％以下がより好ましい。
　一方、硫化物の形態を制御し、鋼板の延性および靭性を向上できるという理由から、Ｃａ量は、０．０００５％以上が好ましく、０．００１０％以上がより好ましい。
　((Ｍｇ：０．００５０％以下))
　Ｍｇを添加することにより、硫化物の形態を制御し、鋼板の延性および靭性を向上できる。
　もっとも、Ｍｇを添加する場合、コストアップを防ぐ観点から、Ｍｇ量は、０．００５０％以下が好ましく、０．００３０％以下がより好ましい。
　一方、Ｍｇの添加効果を得る観点から、Ｍｇ量は、０．０００５％以上が好ましく、０．００１０％以上がより好ましい。
　((ＲＥＭ：０．００５０％以下))
　ＲＥＭ（希土類金属）を添加する場合、良好な靭性を得る観点から、ＲＥＭ量は、０．００５０％以下が好ましく、０．００３０％以下がより好ましい。
　一方、硫化物の形態を制御し、鋼板の延性および靭性を向上できるという理由から、ＲＥＭ量は、０．０００５％以上が好ましく、０．００１０％以上がより好ましい。
　（残部）
　下地鋼板の成分組成における、上述した成分（元素）以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。
　下地鋼板は、公知の方法により製造できる。
　例えば、下地鋼板が熱延鋼板である場合、上述した成分組成を有するスラブに、熱間圧延を施して熱延鋼板を得る。熱間圧延の前に、スラブを加熱してもよい。
　また、下地鋼板が冷延鋼板である場合は、得られた熱延鋼板に、任意で酸洗を施してから冷間圧延を施して、冷延鋼板を得る。
　このように製造した下地鋼板に、後述するＦｅ系電気めっき処理を施す前に、任意で、脱脂および水洗を施す。これにより、下地鋼板の表面の清浄化する。また、下地鋼板の表面を活性化するために、酸洗および水洗を施してもよい。
　脱脂および水洗の方法は、特に限定されず、通常の方法を採用できる。
　酸洗の方法も、特に限定されない。酸洗に用いる酸としては、例えば、硫酸、塩酸、硝酸、および、これらの混合物などが挙げられ、なかでも、硫酸、塩酸、または、これらの混合物が好ましい。酸の濃度は、特に限定されないが、酸化皮膜を除去する能力および過酸洗による肌荒れ（表面欠陥）の防止等を考慮すると、１～２０質量％程度が好ましい。酸洗に用いる酸には、消泡剤、酸洗促進剤、酸洗抑制剤などを添加してもよい。
 〈Ｆｅ系電気めっき処理〉
　下地鋼板に対して、任意で上述した脱脂等を施した後に、Ｆｅ系電気めっき処理を実施する。これにより、下地鋼板の少なくとも片面上に、Ｆｅ系電気めっき層を形成する。
　Ｆｅ系電気めっき層の下地鋼板の片面あたりの付着量については、後述する。
　Ｆｅ系電気めっき層は、下地鋼板の表裏両面に形成されることが好ましい。
　《Ｆｅ系電気めっき液》
　Ｆｅ系電気めっき処理に用いるＦｅ系電気めっき液は、Ｆｅイオンと、Ｆｅイオンを除く遷移金属イオンとを、特定量で含有する。
　（Ｆｅイオン）
　Ｆｅ系電気めっき液中のＦｅイオン量が少なすぎると、電解効率が低下し、所望量のＦｅ系電気めっき層が得られにくい。または、所望量のＦｅ系電気めっき層を得るのに、長時間または高電流密度でのＦｅ系電気めっき処理が必要となり、生産効率の低下を招く。
　このため、Ｆｅ系電気めっき液におけるＦｅイオンの含有量は、１．０質量％以上であり、２．５質量％以上が好ましく、４．０質量％以上がより好ましい。
　一方、Ｆｅ系電気めっき液中にＦｅイオンを過剰に含有させても、効果は飽和して、製造コストアップを招く。
　このため、Ｆｅ系電気めっき液におけるＦｅイオンの含有量は、１０．０質量％以下が好ましく、７．５質量％以下がより好ましい。
　Ｆｅ系電気めっき液中にＦｅイオンを供給するＦｅイオン供給源としては、特に限定されない。例えば、酸性の電気めっき液に鉄粉を溶解させたり、硫酸塩や塩化物塩を添加したりすることで、Ｆｅイオンの含有量を調整できる。
　（遷移金属イオン）
　上述したように、Ｆｅ系電気めっき層の結晶粒が微粒化されて、溶接部における耐抵抗溶接割れ特性に優れるという理由から、Ｆｅ系電気めっき液における遷移金属イオンの含有量は、１０質量ｐｐｍ以上である。
　この効果がより優れるという理由から、Ｆｅ系電気めっき液における遷移金属イオンの含有量は、遷移金属イオンの種類にもよるが、３０質量ｐｐｍ以上が好ましく、５０質量ｐｐｍ以上がより好ましく、１００質量ｐｐｍ以上が更に好ましい。
　一方、Ｆｅ系電気めっき液中の遷移金属イオン量が多すぎると、Ｆｅ系電気めっき処理時の電流が、Ｆｅの析出だけでなく、遷移金属の析出にも消費されるため、電解効率が低下して、所望量のＦｅ系電気めっき層が得られにくい。また、電気めっき液のコストも増加する。
　このため、Ｆｅ系電気めっき液中、遷移金属イオンの含有量は、１０００質量ｐｐｍ以下であり、８５０質量ｐｐｍ以下が好ましく、７００質量ｐｐｍ以下がより好ましい。
　なお、Ｆｅ系電気めっき液における遷移金属イオンの含有量は、遷移金属イオンが複数種類のイオンからなる場合、それら複数種類のイオンの合計の含有量である。
　Ｆｅ系電気めっき液に含有される遷移金属イオンとしては、Ｆｅイオン以外であれば特に限定されないが、Ｆｅ系電気めっき層中により微細な析出物を形成する観点から、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、ＭｏおよびＷからなる群から選ばれる少なくとも１種の遷移金属のイオンが好ましく、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、ＮｉおよびＣｕからなる群から選ばれる少なくとも１種の遷移金属のイオンがより好ましい。
　Ｆｅ系電気めっき液中に遷移金属イオンを供給する遷移金属イオン供給源としては、特に限定されない。例えば、酸性の電気めっき液に各遷移金属の粉末を溶解させたり、硫酸塩や塩化物塩を添加したりすることで、遷移金属イオンの含有量を調整できる。
　Ｆｅ系電気めっき液における遷移金属（Ｆｅを含む）イオンの含有量は、誘導結合プラズマ（ＩＣＰ）発光分光分析装置を用いて測定する。遷移金属の濃度が既知である溶液を用いて予め検量線を作成し、Ｆｅ系電気めっき液の分析結果から、作成した検量線を参照して、Ｆｅ系電気めっき液に含まれる遷移金属イオンの含有量を求める。
　（その他の成分）
　Ｆｅ系電気めっき液は、上述したＦｅイオンおよび遷移金属イオンのほかに、例えば、硫酸ナトリウム、硫酸カリウムなどの伝導度補助剤；キレート剤；ｐＨ緩衝剤；等を含有してもよい。
　《その他の条件》
　Ｆｅ系電気めっき処理について、その他の条件は、特に限定されない。
　Ｆｅ系電気めっき液の温度は、定温保持性を考えると、３０℃以上が好ましい。
　Ｆｅ系電気めっき液のｐＨは、Ｆｅ系電気めっき液の電気伝導度を考慮すると、３．０以下が好ましい。
　電流密度は、通常、１０～１５０Ａ／ｄｍ２である。
　通板速度は、生産性に優れるという理由から、５ｍｐｍ以上が好ましい。一方、Ｆｅ系電気めっき層の付着量を安定的に制御する観点から、通板速度は、１５０ｍｐｍ以下が好ましい。
 〈焼鈍処理〉
　Ｆｅ系電気めっき処理によってＦｅ系電気めっき層が形成された下地鋼板を、以下、便宜的に、「焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板」と呼ぶ。
　焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板に、以下の条件で焼鈍処理を施す。これにより、Ｆｅ系電気めっき鋼板が得られる。焼鈍処理によって、圧延で生じた下地鋼板の歪を除去し、組織を再結晶させることで、得られるＦｅ系電気めっき鋼板を高強度化する。
　焼鈍処理の条件は、一般的な条件でよく、特に限定されないが、焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板に対して、下記焼鈍温度で、下記焼鈍時間の加熱を施すことが好ましい。
　《焼鈍温度：６５０℃以上９００℃以下》
　焼鈍温度は、６５０℃以上が好ましく、７００℃以上がより好ましい。これにより、下地鋼板の組織の再結晶が好適に進み、所望の強度を得やすい。また、Ｆｅ系電気めっき層の表面上の自然酸化膜が好適に還元されて、Ｆｅ系電気めっき層の上に形成される後述する溶融亜鉛めっき層の密着性が優れる。
　焼鈍温度は、９００℃以下が好ましく、８５０℃以下がより好ましい。これにより、下地鋼板中のＳｉおよびＭｎの拡散速度が増加しすぎることを防止できる。その結果、Ｆｅ系電気めっき層の表面にＳｉおよびＭｎが拡散することが防止されて、Ｆｅ系電気めっき層の上に形成される後述する溶融亜鉛めっき層の密着性が優れる。また、焼鈍炉の炉体ダメージを防止できる。
　なお、焼鈍温度は、焼鈍処理中における焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板の最高到達温度であり、焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板の表面の測定温度である。
　《焼鈍時間：３０秒以上６００秒以下》
　焼鈍時間は、３０秒以上が好ましく、５０秒以上がより好ましい。これにより、Ｆｅ系電気めっき層の表面上の自然酸化膜が好適に除去されて、Ｆｅ系電気めっき層の上に形成される後述する溶融亜鉛めっき層の密着性が優れる。
　焼鈍時間の上限は特に限定されないが、長時間化する場合には焼鈍炉の炉長が長くなり生産性が低下する。このため、生産性を良好にする観点から、焼鈍時間は、６００秒以下が好ましく、３００秒以下がより好ましい。
　《焼鈍雰囲気》
　焼鈍雰囲気（焼鈍処理を実施する際の雰囲気）は、水素を含有する還元性雰囲気が好ましい。焼鈍雰囲気中の水素は、Ｆｅ系電気めっき層の表面の酸化を抑制し、この表面を活性化する。
　焼鈍雰囲気の水素濃度は、１．０体積％以上が好ましく、２．０体積％以上がより好ましい。これにより、Ｆｅ系電気めっき層の表面の酸化が好適に防止され、Ｆｅ系電気めっき層の上に形成される後述する溶融亜鉛めっき層の密着性が優れる。
　焼鈍雰囲気の水素濃度は、上限は特に限定されないが、コストの観点から、３０．０体積％以下が好ましく、２０．０体積％以下がより好ましい。
　焼鈍雰囲気の水素以外の残部は、窒素が好ましい。
　焼鈍雰囲気の露点は、低くしすぎると、水分を取り除く（除湿する）ためのコストがかかることから、－５０℃以上が好ましい。また、後述する溶融亜鉛めっき層の密着性が優れるという理由から、焼鈍雰囲気の露点は、－３０℃以上がより好ましく、－２０℃以上が更に好ましい。
　上限については、焼鈍雰囲気の露点は、例えば、＋３０℃以下であり、＋１０℃以下が好ましい。
［Ｆｅ系電気めっき鋼板］
　本実施形態のＦｅ系電気めっき鋼板は、上述した本実施形態のＦｅ系電気めっき鋼板の製造方法によって得られ、概略的には、下地鋼板およびＦｅ系電気めっき層を有する。
 〈下地鋼板〉
　下地鋼板は、上述した下地鋼板と同じであるため、説明を省略する。
 〈Ｆｅ系電気めっき層〉
　Ｆｅ系電気めっき層は、上述したＦｅ系電気めっき処理によって下地鋼板の少なくとも片面に形成され、かつ、上述した焼鈍処理を経た層である。
　Ｆｅ系電気めっき層は、下地鋼板の表裏両面に設けられることが好ましい。
　《付着量》
　Ｆｅ系電気めっき層の鋼板の片面あたりの付着量（以下、単に「Ｆｅ系電気めっき層の付着量」ともいう）は、溶接部における耐抵抗溶接割れ特性が優れるという理由から、１．０ｇ／ｍ２以上であり、５．０ｇ／ｍ２以上が好ましい。
　一方、上限は特に限定されないが、コストの観点からは、Ｆｅ系電気めっき層の付着量は、２０．０ｇ／ｍ２以下が好ましく、１５．０ｇ／ｍ２以下がより好ましい。
　Ｆｅ系電気めっき層の付着量は、以下のとおり測定する。
　Ｆｅ系電気めっき鋼板（または、後述する溶融亜鉛めっき鋼板）から、１０×１５ｍｍサイズのサンプルを採取して、樹脂に埋め込み、断面が露出した埋め込みサンプルを得る。この断面における任意の３か所を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、加速電圧１５ｋＶ、および、Ｆｅ系電気めっき層の厚さに応じて倍率２０００～１００００倍の条件で観察する。３視野の厚さの平均値に、鉄の比重を乗じることによって、Ｆｅ系電気めっき層の付着量に換算する。
　《平均結晶粒径》
　Ｆｅ系電気めっき層と下地鋼板との界面において、Ｆｅ系電気めっき層の結晶粒は十分に微粒化されていることを要する。これにより、溶接部における耐抵抗溶接割れ特性（特に、内割れを防ぐ特性）が優れる。
　具体的には、Ｆｅ系電気めっき層と下地鋼板との界面における、Ｆｅ系電気めっき層の平均結晶粒径（以下、単に「Ｆｅ系電気めっき層の平均結晶粒径」ともいう）は、１．００μｍ以下であり、０．８５μｍ以下が好ましく、０．７０μｍ以下がより好ましい。
　下限は特に限定されない。もっとも、Ｆｅ系電気めっき層の結晶粒径が小さく、かつ、Ｆｅ系電気めっき層の付着量が少ないと、下地鋼板に含まれる易酸化性元素が、Ｆｅ系電気めっき層の表面に拡散しやすくなる場合がある。この場合、Ｆｅ系電気めっき層の表面において、酸化物が形成されることで、化成処理性、溶融亜鉛めっき浴液との濡れ性などの特性が低下する懸念がある。このため、Ｆｅ系電気めっき層の平均結晶粒径は、０．０５μｍ以上が好ましく、０．１０μｍ以上がより好ましい。
　Ｆｅ系電気めっき層と下地鋼板との界面における、Ｆｅ系電気めっき層の平均結晶粒径は、以下のように測定する。
　まず、Ｆｅ系電気めっき鋼板から１０×１０ｍｍサイズのサンプルを採取する。なお、後述する溶融亜鉛めっき層が形成されている場合は、ＩＳＯ１７９２５に準拠して、サンプルから溶融亜鉛めっき層のみを溶解除去する。
　採取したサンプルについて、集束イオンビーム（Ｆｏｃｕｓｅｄ Ｉｏｎ Ｂｅａｍ：ＦＩＢ）装置を用いて、圧延直角方向の長さが３０μｍであり、かつ、Ｔ断面（鋼板の圧延直角方向に対して平行かつ鋼板表面に垂直な断面）方向に対して４５°方向の長さが５０μｍである４５°断面を形成して、観察用サンプルとする。
　次いで、走査イオン顕微鏡（Scanning Ion Microscope：ＳＩＭ）を用いて、観察用サンプルの４５°断面を倍率５０００倍で観察し、ＳＩＭ像を撮影する。
　撮影したＳＩＭ像の例を、図１および図２に示す。図１は、後述するＮｏ．３０（比較例）の下地鋼板１およびＦｅ系電気めっき層２を示すＳＩＭ像である。図２は、後述するＮｏ．３１（発明例）の下地鋼板１およびＦｅ系電気めっき層２を示すＳＩＭ像である。
　ＳＩＭ像で観察されるＦｅ系電気めっき層２の厚さ中間位置に、下地鋼板１の表面と平行な長さ５μｍの直線を引き、その直線と交わる粒界の数を測定する。その数を、直線の長さである５μｍで除した値を「Ｆｅ系電気めっき層と下地鋼板との界面における、Ｆｅ系電気めっき層の平均結晶粒径」とする。
　なお、下地鋼板１の表面の線が直線ではない場合、直線近似した線を用いる。
　図１のＳＩＭ像（Ｎｏ．３０：比較例）に示されるＦｅ系電気めっき層は、遷移金属イオンを含有しないＦｅ系電気めっき液を用いて形成されており、その結晶粒は、粗大に成長している。
　これに対して、図２のＳＩＭ像（Ｎｏ．３１：発明例）に示されるＦｅ系電気めっき層は、Ｔｉイオンの含有量が１００質量ｐｐｍであるＦｅ系電気めっき液を用いて形成されており、その結晶粒は微粒化している。
　《遷移金属》
　Ｆｅ系電気めっき層は、上述したＦｅ系電気めっき液を用いて形成されるため、Ｆｅ以外の遷移金属（遷移金属元素）を含有する。
　溶接部における耐抵抗溶接割れ特性に優れるという理由から、Ｆｅ系電気めっき層における遷移金属の含有量は、１００質量ｐｐｍ以上であり、５００質量ｐｐｍ以上が好ましく、１０００質量ｐｐｍ以上がより好ましい。
　一方、Ｆｅ系電気めっき層における遷移金属の含有量は、１００００質量ｐｐｍ以下であり、８５００質量ｐｐｍ以下が好ましく、７０００質量ｐｐｍ以下がより好ましく、５０００質量ｐｐｍ以下が更に好ましい。
　Ｆｅ系電気めっき層が含有する遷移金属としては、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、ＭｏおよびＷからなる群から選ばれる少なくとも１種が好ましく、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、ＮｉおよびＣｕからなる群から選ばれる少なくとも１種がより好ましい。
　Ｆｅ系電気めっき層における遷移金属の含有量は、以下のように測定する。
　まず、グロー放電発光分析装置（ＧＤＳ）を用いて、複数の遷移金属元素の含有量が既知である鋼板について、Ｆｅ強度および遷移金属元素の強度をそれぞれ測定し、遷移金属元素の強度をＦｅ強度で規格化する。具体的には、遷移金属元素の強度とＦｅ強度との比（遷移金属元素の強度／Ｆｅ強度）を求める。更に、遷移金属元素の含有量と、Ｆｅ強度で規格化された強度との関係を、あらかじめ求める。
　次いで、測定対象（Ｆｅ系電気めっき鋼板）が有するＦｅ系電気めっき層中の遷移金属元素についても、同様にして、Ｆｅ強度で規格化された強度（平均強度）を求める。そのうえで、求めた強度から、上記関係を参照して、Ｆｅ系電気めっき層における遷移金属元素の含有量を求める。
　なお、測定対象が溶融亜鉛めっき鋼板である場合は、ＪＩＳ Ｈ ０４０１またはＩＳＯ１７９２５に規定された試験液を用いて溶融亜鉛めっき層を剥離し、その後、同様にして、Ｆｅ系電気めっき層における遷移金属元素の含有量を求める。
［溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法］
　次に、溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法について説明する。
　上述した焼鈍処理を経て得られたＦｅ系電気めっき鋼板に対して、溶融亜鉛めっき処理を施す。これにより、溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
　溶融亜鉛めっき処理は、例えば、Ｆｅ系電気めっき鋼板を、焼鈍処理後に冷却してから、溶融亜鉛めっき浴中に浸漬して、そのＦｅ系電気めっき層の上に、溶融亜鉛めっき層を形成する処理である。
　溶融亜鉛めっき浴は、通常、Ａｌ、Ｚｎおよび不可避的不純物からなる。
　溶融亜鉛めっき浴の浴中Ａｌ濃度は、０．０５０質量％以上が好ましく、０．１００質量％以上がより好ましい。これにより、ボトムドロスの発生を防ぎ、ドロスの付着による欠陥を防止できる。
　一方、溶融亜鉛めっき浴の浴中Ａｌ濃度は、０．２５０質量％以下が好ましく、０．２００質量％以下がより好ましい。これにより、トップドロスの増加を防ぎ、ドロスの付着による欠陥を防止できる。また、コストダウンにもつながる。
　溶融亜鉛めっき処理について、その他の条件は特に限定されない。
　溶融亜鉛めっき浴の浴温は、通常、４４０～５００℃の範囲である。このような浴温の溶融亜鉛めっき浴中に、例えば、板温４４０～５５０℃のＦｅ系電気めっき鋼板を浸漬させる。
　溶融亜鉛めっき層の下地鋼板の片面あたりの付着量（以下、単に、「溶融亜鉛めっき層の付着量」ともいう）は、２５ｇ／ｍ２以上が好ましく、３０ｇ／ｍ２以上がより好ましい。これにより、得られる溶融亜鉛めっき鋼板の耐食性を向上できる。また、この場合、溶融亜鉛めっき層の付着量の制御が容易である。
　一方、溶融亜鉛めっき層の密着性が良好であるという理由から、溶融亜鉛めっき層の付着量は、８０ｇ／ｍ２以下が好ましく、７５ｇ／ｍ２以下がより好ましい。
　溶融亜鉛めっき処理の後、適宜、溶融亜鉛めっき層の付着量を調整してもよい。
　調整方法は、特に限定されないが、一般的には、ガスワイピングが用いられる。この場合、例えば、ガスワイピングのガス圧、ワイピングノズル－鋼板間の距離などを調整することにより、溶融亜鉛めっき層の付着量を調整する。
　溶融亜鉛めっき層の付着量は、ＪＩＳ Ｈ ０４０１またはＩＳＯ１７９２５に準拠して測定する。
　具体的には、まず、溶融亜鉛めっき鋼板から、２０×２５ｍｍサイズのサンプルを採取する。サンプルの質量を測定した後、ＪＩＳ Ｈ ０４０１またはＩＳＯ１７９２５に規定された試験液を用いて片側の溶融亜鉛めっき層を剥離し、再び質量を測定する。剥離前の質量から剥離後の質量を差し引き、剥離部分の表面積で除する。これにより、溶融亜鉛めっき層の付着量を算出する。
　溶融亜鉛めっき処理の後、更に、必要に応じて、合金化処理を実施してもよい。
　本明細書においては、合金化処理が施された溶融亜鉛めっき層（いわゆる「合金化溶融亜鉛めっき層」）も、単に、溶融亜鉛めっき層と呼ぶ。
　同様に、合金化処理が施された溶融亜鉛めっき鋼板（いわゆる「合金化溶融亜鉛めっき鋼板」）も、単に、溶融亜鉛めっき鋼板と呼ぶ。
　合金化処理の条件は、特に限定されないが、合金化を進行させる観点から、合金化温度は、４６０℃以上が好ましく、４８０℃以上がより好ましい。
　一方、合金化温度が高すぎると、溶融亜鉛めっき層の密着性が低下したり、溶融亜鉛めっき鋼板の機械特性が低下したりする場合がある。このため、合金化温度は、６００℃以下が好ましく、５４０℃以下がより好ましい。
　合金化処理の時間（合金化温度での加熱時間）は、特に限定されず、例えば、１０～６０秒間である。
　合金化処理する場合、溶融亜鉛めっき層の合金化度（溶融亜鉛めっき層中のＦｅ％）が低すぎると、合金化ムラが生じて外観性が劣化したり、いわゆるζ相が生成して摺動性が劣化したりする場合がある。このため、合金化度は、７．０質量％以上が好ましく、８．０質量％以上がより好ましい。
　一方、合金化度が高すぎると、硬質で脆いΓ相が多量に生成して、溶融亜鉛めっき層の密着性が低下する場合がある。このため、合金化度は、１５．０質量％以下が好ましく、１３．０質量％以下がより好ましい。
　合金化度（Ｆｅ％）は、ＩＳＯ１７９２５に準拠して測定する。具体的には、上述した溶融亜鉛めっき層を剥離した後の試験液を、誘導結合プラズマ（ＩＣＰ）発光分析装置を用いて分析し、Ｆｅ量を試験液に含まれるＦｅ、Ｚｎ、Ａｌ量等の合計値で除することにより、Ｆｅ％を算出する。
［溶接部における耐抵抗溶接割れ特性の評価試験］
　溶接部における耐抵抗溶接割れ特性を評価するための試験方法を、図３～図５に基づいて説明する。
　図３は、抵抗溶接に用いる板組５を示す断面図である。図４は、抵抗溶接後の板組５を示す平面図である。図５は、図４のＡ－Ａ線断面図である。
　まず、評価対象であるＦｅ系電気めっき鋼板（または溶融亜鉛めっき鋼板）から、試験片４を切り出す。試験片４は、圧延直角方向（ＴＤ）を長手方向、圧延方向を短手方向として、そのサイズは、長手方向の長さＬ：１５０ｍｍ、短手方向の長さである幅Ｗ：５０ｍｍ、板厚ｔ：１．６ｍｍである。
　同様にして、別の溶融亜鉛めっき鋼板から、同サイズの相手方試験片３を切り出す。
　試験片４の評価対象面（Ｆｅ系電気めっき層または溶融亜鉛めっき層）と、相手方試験片３の溶融亜鉛めっき層とを接触させて、板組５を得る。
　板組５を、鋼板である一対のスペーサー６（長手方向の長さ：５０ｍｍ、短手方向の長さ：４５ｍｍ、厚さｔＳ：２．０ｍｍ）を介して、固定台７に固定する。スペーサー６は、その長手方向端面が、板組５の短手方向両端面と合うように配置する。このため、一対のスペーサー６どうしの距離Ｄは、６０ｍｍである。固定台７は、中央部に穴７ａが空いた一枚板である。
　次いで、サーボモータ加圧式で単相交流（５０Ｈｚ）の抵抗溶接機を用いて、板組５を、一対の電極８（先端径：６ｍｍ）で加圧しつつ、板組５をたわませた状態で、抵抗溶接を実施する。
　より詳細には、所定の条件（加圧力、ホールドタイムおよび溶接時間）下で、所定のナゲット径ｄとなる溶接電流で抵抗溶接を実施して、ナゲット９を含む溶接部を形成する。
　ホールドタイムとは、溶接電流を流し終わってから、電極８を開放し始めるまでの時間を指す。
　ナゲット径ｄは、板組５の長手方向における、ナゲット９の端部どうしの距離である。
　上述した内割れの問題が生じやすいナゲット径ｄの範囲としては、試験片４の板厚ｔを基準として、例えば、４√ｔ～５√ｔが挙げられる。
　抵抗溶接に際して、一対の電極８は、鉛直方向の上下から板組５を加圧する。
　下側の電極８ａは、固定台７の穴７ａを介して、試験片４を加圧する。加圧に際しては、下側の電極８ａが、スペーサー６と固定台７とが接する面を延長した仮想的な平面Ｓと接する位置で、下側の電極８ａと固定台７とを固定する。上側の電極８ｂは、相手方試験片３の中央部と接触可能な位置で、可動にする。
　抵抗溶接は、板組５を水平方向に対して板組５の長手方向側に５°傾けた状態（すなわち、水平方向に対する角度θを５°にした状態）で実施する。
　抵抗溶接後の板組５を、ナゲット９を含む溶接部の中心を含むように、図４のＡ－Ａ線に沿って切断する。溶接部の断面を、光学顕微鏡（２００倍）を用いて観察し、溶接部における耐抵抗溶接割れ特性を評価する。
　なお、図５には、試験片４に発生したき裂１０を模式的に示している。
　相手方試験片３に割れが発生した場合、試験片４の応力が分散し、適切な評価が得られない。このため、相手方試験片３に割れが発生していないデータを採用する。
　以下に、実施例を挙げて本発明を具体的に説明する。ただし、本発明は、以下に説明する実施例に限定されない。
 〈溶融亜鉛めっき鋼板の製造〉
　《下地鋼板の準備》
　下記表１に示す元素を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼を溶製して得られたスラブに、熱間圧延、酸洗および冷間圧延を施して、板厚１．６ｍｍの焼鈍前冷延鋼板を得た。得られた焼鈍前冷延鋼板を、下地鋼板として用いた。
　《Ｆｅ系電気めっき処理》
　次いで、下地鋼板に対して、アルカリ液中で脱脂を施してから、下記表２に示すＦｅ系電気めっき液を用いて、以下に示す条件で、下地鋼板を陰極として電解処理（Ｆｅ系電気めっき処理）を実施した。こうして、下地鋼板の表裏両面にＦｅ系電気めっき層が形成された焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板を得た。Ｆｅ系電気めっき層の付着量は、通電時間を調整することにより制御した。
　（Ｆｅ系電気めっき処理の条件）
　Ｆｅ系電気めっき液の温度：５０℃
　Ｆｅ系電気めっき液のｐＨ：２．０
　電流密度：５０Ａ／ｄｍ２
　電極（陽極）：酸化イリジウム電極
　《焼鈍処理》
　次いで、得られた焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板に焼鈍処理を施した。
　具体的には、焼鈍前Ｆｅ系電気めっき鋼板を、露点－３５℃、水素濃度１５体積％（残部は窒素）の還元性雰囲気中にて、８００℃で８５秒間加熱した。
　こうして、Ｆｅ系電気めっき鋼板を得た。
　《溶融亜鉛めっき処理》
　得られたＦｅ系電気めっき鋼板に、溶融亜鉛めっき処理を施して、溶融亜鉛めっき鋼板を得た。
　より詳細には、Ｆｅ系電気めっき鋼板を、４４０～５５０℃まで冷却した後、浴中Ａｌ濃度０．１３２質量％で残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる４６０℃の溶融亜鉛めっき浴に浸漬して、溶融亜鉛めっき層を形成した。溶融亜鉛めっき層の付着量は、溶融亜鉛めっき処理後に、ガスワイピングを用いて調整した。
　一部の例においては、引き続き、合金化温度５１０℃で合金化処理を実施した。このとき、合金化処理の時間を変化させて、合金化度を調整した。合金化処理を実施した場合は、下記表２に合金化度（単位：質量％）を記載した。
　得られた溶融亜鉛めっき鋼板のＦｅ系電気めっき層について、付着量、平均結晶粒径および遷移金属の含有量を求めた。
　また、得られた溶融亜鉛めっき鋼板の溶融亜鉛めっき層について、付着量および合金化度を求めた。
　更に、得られた溶融亜鉛めっき鋼板の引張強さを求めた。
　いずれも結果を下記表２に示す。
 〈溶接部における耐抵抗溶接割れ特性〉
　得られた溶融亜鉛めっき鋼板から試験片を切り出して、図３～図５に基づいて説明した試験方法に従って、溶接部における耐抵抗溶接割れ特性を評価した。
　相手方試験片は、引張強さが９８０ＭＰａ級であり、かつ、溶融亜鉛めっき層の付着量が５０ｇ／ｍ２である試験用合金化溶融亜鉛めっき鋼板（板厚ｔ：１．６ｍｍ）から切り出した。
　角度θを５°にした状態で、試験片と相手側試験片との板組に対して、加圧力：３．５ｋＮ、ホールドタイム：０．１０秒または０．１６秒、および、ナゲット径ｄが５．９ｍｍになる溶接電流および溶接時間の条件で、抵抗溶接を実施して、溶接部を形成した。
　溶接部の断面を観察し、下記基準で、溶接部における耐抵抗溶接割れ特性を評価した。
　◎または○であれば、溶接部における耐抵抗溶接割れ特性に優れると判断した。結果を下記表２に示す。
　◎：ホールドタイム０．１０秒で０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められなかった。
　○：ホールドタイム０．１０秒で０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められたが、ホールドタイム０．１６秒で０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められなかった。
　×：ホールドタイム０．１６秒で０．１ｍｍ以上の長さのき裂が認められた。
　下記表１～表２において、下線は、本発明の範囲外であること示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000003
 〈評価結果まとめ〉
　上記表１～表２に示すように、Ｎｏ．５、７～１４、１６～１７、２０～２２、２４～２９、３１～３３、３５～４５および４７～５０の溶融亜鉛めっき鋼板は、いずれも、高強度（引張強さが５９０ＭＰａ以上）であり、かつ、溶接部における耐抵抗溶接割れ特性に優れていた。
　これらのうち、Ｆｅ系電気めっき層の付着量が５．０ｇ／ｍ２以上、かつ、平均結晶粒径が０．７０μｍ以下である溶融亜鉛めっき鋼板（Ｎｏ．１１～１３、１６、２１～２２、２６～２９、３１～３２、３５～４１、４４、４７、４９～５０）は、Ｆｅ系電気めっき層の付着量が１．０ｇ／ｍ２以上５．０ｇ／ｍ２未満および／または平均結晶粒径が０．７０μｍ超１．００μｍ以下である溶融亜鉛めっき鋼板（Ｎｏ．５、７～１０、１４、１７、２０、２４～２５、３３、４２～４３、４５および４８）よりも、溶接部における耐抵抗溶接割れ特性がより優れていた。
　これに対して、Ｎｏ．１～２の溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強さが５９０ＭＰａ未満であり、強度が不十分であった。
　また、Ｎｏ．３～４、６、１５、１８～１９、２３、３０、３４および４６の溶融亜鉛めっき鋼板は、溶接部における耐抵抗溶接割れ特性が不十分であった。
　１：下地鋼板
　２：Ｆｅ系電気めっき層
　３：相手方試験片
　４：試験片
　５：板組
　６：スペーサー
　７：固定台
　７ａ：穴
　８、８ａ、８ｂ：電極
　９：ナゲット
　１０：き裂
 

Claims (11)

  1. 　Ｓｉを０．５０～３．００質量％を含有する下地鋼板に対して、ＦｅイオンとＦｅイオン以外の遷移金属イオンとを含有するＦｅ系電気めっき液を用いて、Ｆｅ系電気めっき処理を実施してＦｅ系電気めっき層を形成し、次いで、焼鈍処理を実施し、
    　前記Ｆｅ系電気めっき液中、前記Ｆｅイオンの含有量が１．０質量％以上であり、前記遷移金属イオンの含有量が１０～１０００質量ｐｐｍであり、
    　前記Ｆｅ系電気めっき層の前記下地鋼板の片面あたりの付着量が、１．０ｇ／ｍ２以上である、Ｆｅ系電気めっき鋼板の製造方法。
  2. 　前記下地鋼板は、質量％で、
    Ｓｉ：０．５０％以上３．００％以下、
    Ｃ：０．８０％以下、
    Ｍｎ：１．５０％以上３．５０％以下、
    Ｐ：０．１００％以下、
    Ｓ：０．０３００％以下および
    Ａｌ：０．１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する、請求項１に記載のＦｅ系電気めっき鋼板の製造方法。
  3. 　前記成分組成が、更に、質量％で、
    Ｂ：０．００５０％以下、
    Ｔｉ：０．２００％以下、
    Ｎ：０．０１００％以下、
    Ｃｒ：１．０００％以下、
    Ｃｕ：１．０００％以下、
    Ｎｉ：１．０００％以下、
    Ｍｏ：１．０００％以下、
    Ｎｂ：０．２００％以下、
    Ｖ：０．５００％以下、
    Ｓｂ：０．２００％以下、
    Ｔａ：０．１００％以下、
    Ｗ：０．５００％以下、
    Ｚｒ：０．１０００％以下、
    Ｓｎ：０．２００％以下、
    Ｃａ：０．００５０％以下、
    Ｍｇ：０．００５０％以下、および
    ＲＥＭ：０．００５０％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、請求項２に記載のＦｅ系電気めっき鋼板の製造方法。
  4. 　前記Ｆｅ系電気めっき液が含有する前記遷移金属イオンが、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、ＭｏおよびＷからなる群から選ばれる少なくとも１種の遷移金属のイオンである、請求項１～３のいずれか１項に記載のＦｅ系電気めっき鋼板の製造方法。
  5. 　前記Ｆｅ系電気めっき層の前記下地鋼板の片面あたりの付着量が、５．０～２０．０ｇ／ｍ２である、請求項１～３のいずれか１項に記載のＦｅ系電気めっき鋼板の製造方法。
  6. 　請求項１～３のいずれか１項に記載の方法により得られたＦｅ系電気めっき鋼板に対して、溶融亜鉛めっき処理を施す、溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  7. 　前記溶融亜鉛めっき処理の後、更に、合金化処理を施す、請求項６に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  8. 　Ｓｉを０．５０～３．００質量％を含有する下地鋼板と、
    　前記下地鋼板の少なくとも片面に配置されたＦｅ系電気めっき層と、を有し、
    　前記Ｆｅ系電気めっき層の前記下地鋼板の片面あたりの付着量が、１．０ｇ／ｍ２以上であり、
    　前記Ｆｅ系電気めっき層と前記下地鋼板との界面における、前記Ｆｅ系電気めっき層の平均結晶粒径が、１．００μｍ以下であり、
    　前記Ｆｅ系電気めっき層が、Ｆｅ以外の遷移金属を含有し、
    　前記Ｆｅ系電気めっき層における前記遷移金属の含有量が、１００～１００００質量ｐｐｍである、Ｆｅ系電気めっき鋼板。
  9. 　前記遷移金属が、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、ＭｏおよびＷからなる群から選ばれる少なくとも１種の遷移金属である、請求項８に記載のＦｅ系電気めっき鋼板。
  10. 　溶融亜鉛めっき鋼板と抵抗溶接される、請求項８または９に記載のＦｅ系電気めっき鋼板。
  11. 　請求項８または９に記載のＦｅ系電気めっき鋼板と、
    　前記Ｆｅ系電気めっき鋼板が有する前記Ｆｅ系電気めっき層の上に配置された溶融亜鉛めっき層と、を有する、溶融亜鉛めっき鋼板。
     
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Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH04236750A (ja) * 1991-01-17 1992-08-25 Kawasaki Steel Corp 溶融Ｚｎまたは溶融Ｚｎ系合金めっきＣｒ含有鋼板の製造方法
JPH05156416A (ja) * 1991-12-06 1993-06-22 Sumitomo Metal Ind Ltd Ｓｉ含有鋼板の溶融亜鉛めっき方法
JP2002161317A (ja) * 2000-11-20 2002-06-04 Nisshin Steel Co Ltd 伸びフランジ成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
WO2019116531A1 (ja) 2017-12-15 2019-06-20 日本製鉄株式会社 鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板
WO2020148944A1 (ja) * 2019-01-18 2020-07-23 Ｊｆｅスチール株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6026838B2 (ja) * 1981-11-21 1985-06-26 日新製鋼株式会社 電気亜鉛合金めつき鋼板およびその製造方法
JPH0860392A (ja) * 1994-08-12 1996-03-05 Sumitomo Metal Mining Co Ltd 電気鉄めっき液
JP4886118B2 (ja) 2001-04-25 2012-02-29 株式会社神戸製鋼所 溶融亜鉛めっき鋼板
KR20060074533A (ko) 2004-12-27 2006-07-03 주식회사 포스코 가공성 및 씰러 접착성이 우수한 합금화용융아연도금강판

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH04236750A (ja) * 1991-01-17 1992-08-25 Kawasaki Steel Corp 溶融Ｚｎまたは溶融Ｚｎ系合金めっきＣｒ含有鋼板の製造方法
JPH05156416A (ja) * 1991-12-06 1993-06-22 Sumitomo Metal Ind Ltd Ｓｉ含有鋼板の溶融亜鉛めっき方法
JP2002161317A (ja) * 2000-11-20 2002-06-04 Nisshin Steel Co Ltd 伸びフランジ成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
WO2019116531A1 (ja) 2017-12-15 2019-06-20 日本製鉄株式会社 鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板
WO2020148944A1 (ja) * 2019-01-18 2020-07-23 Ｊｆｅスチール株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法

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