WO2023132240A1 - めっき鋼板 - Google Patents

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WO2023132240A1
WO2023132240A1 PCT/JP2022/047101 JP2022047101W WO2023132240A1 WO 2023132240 A1 WO2023132240 A1 WO 2023132240A1 JP 2022047101 W JP2022047101 W JP 2022047101W WO 2023132240 A1 WO2023132240 A1 WO 2023132240A1
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WO
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steel sheet
less
plated steel
plating layer
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Application number
PCT/JP2022/047101
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English (en)
French (fr)
Inventor
卓哉 光延
浩史 竹林
Original Assignee
日本製鉄株式会社
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C18/00—Alloys based on zinc
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C18/00—Alloys based on zinc
    • C22C18/04—Alloys based on zinc with aluminium as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment

Definitions

  • the present invention relates to plated steel sheets.
  • Zn-based plated steel sheets exhibit sacrificial anti-corrosion action and are known to have excellent corrosion resistance.
  • Patent Document 1 a steel plate and a hot dip plated layer formed on the surface of the steel plate are provided, and the hot dip plated layer has an average composition of Al: 0 to 90% by mass, Mg: 0 ⁇ 10 mass%, the balance contains Zn and impurities, and a pattern portion and a non-pattern portion arranged to have a predetermined shape are formed in the hot-dip plating layer, and the pattern portion and the non-pattern portion are formed.
  • Each pattern portion includes one or two of a first region and a second region, and the area ratio of the first region in the pattern portion and the area ratio of the first region in the non-pattern portion is 30% or more, and the first region has a diffraction peak intensity I 0002 of the (0002) plane of the Zn phase and a diffraction peak intensity I 10-11 of the (10-11) plane of the Zn phase. is a region where the orientation ratio corresponding to the strength ratio (I 0002 /I 10-11 ) is 3.5 or more, and the second region is a region where the orientation ratio is less than 3.5. It is In addition, according to Patent Document 1, according to the above configuration, when characters, designs, etc. are displayed on the surface of the hot-dip plated layer, it is possible to provide a hot-dip plated steel sheet that is excellent in durability and corrosion resistance. is described.
  • Patent Document 2 discloses a steel sheet having a hot-dip Zn—Al alloy plating film on at least one side of a base material, wherein the plating film has a chemical composition of 3.5% or more and 10% or less of Al in mass%. Contains 0.01% or more and 0.50% or less of Mg, the balance being Zn and unavoidable impurities, and the total content of Pb, Sn, Cd and Bi as unavoidable impurities is 0.020% or less, The Fe content in the plating film is 0.5 g/m 2 or less, the average spangle diameter is 2.0 mm or less, and the orientation index of the Zn (00.2) plane parallel to the plating surface is 3.5.
  • Galvanized steel sheets are required to have various properties in addition to corrosion resistance. is required. In order to improve the press formability of the plated steel sheet, it is effective to improve the lubricity of the plated layer to reduce the coefficient of dynamic friction between the plated steel sheet and the die. On the other hand, when a relatively large amount of Al is added to the plating layer, an excessive amount of alumina film may be formed on the surface of the plating layer, and in such a case, there is a problem that the chemical conversion treatability is lowered.
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and the purpose thereof is to provide a plated steel sheet having improved lubricity and chemical conversion treatability through a novel configuration.
  • the inventors focused on the chemical composition and structure of the plated layer in particular. As a result, the present inventors improved the chemical conversion treatability of the plated steel sheet by relatively reducing the Al content in the coating layer, while improving the orientation of the ⁇ phase mainly composed of Zn in the coating layer. The inventors have found that the lubricity of a plated steel sheet can be significantly improved by controlling it within a predetermined range, and have completed the present invention.
  • the present invention that has achieved the above object is as follows.
  • the chemical composition contains 0.30 to 1.50% Al in mass%, and when the plating layer is measured by an X-ray diffraction method, the peak intensity I (002) and the peak The plated steel sheet according to (1) above, wherein the strength I(101) satisfies 0 ⁇ I(002)/I(101) ⁇ 500.
  • the chemical composition contains 0.30 to 1.50% Al in mass%, and when the plating layer is measured by X-ray diffraction, the peak intensity I (002) and the peak The plated steel sheet according to (1) above, wherein the strength I(101) satisfies 0 ⁇ I(002)/I(101) ⁇ 50.
  • GI hot-dip galvanized
  • a plated steel sheet includes a base steel sheet and a plating layer formed on the surface of the base steel sheet,
  • the plating layer is mass%, Al: 0.10-1.50% and Fe: 0.01-2.00% and further Mg: 0-1.500%, Si: 0 to 1.000%, Ni: 0 to 1.000%, Ca: 0 to 4.000%, Sb: 0 to 0.500%, Pb: 0 to 0.500%, Cu: 0 to 1.000%, Sn: 0 to 1.000%, Ti: 0 to 1.000%, Cr: 0 to 1.000%, Nb: 0 to 1.000%, Zr: 0 to 1.000%, Mn: 0 to 1.000%, Mo: 0 to 1.000%, Ag: 0 to 1.000%, Li: 0 to 1.000%, La: 0 to 0.500%, Ce: 0 to 0.500%, B: 0 to 0.500%, Y: 0 to 0.500%, P: 0 to 0.500%
  • the lubricity of the coating layer can be improved by adding Al to the coating layer to include alumina (Al 2 O 3 ), as described above, if a relatively large amount of Al is added to the coating layer, the coating An excessive amount of alumina film may be formed on the surface of the layer, and in such a case, there is a problem that the chemical conversion treatability is lowered.
  • Chemical conversion treatment forms a film by etching an object to be treated with a treatment liquid such as an acid. Therefore, if there is a large amount of alumina film that is stable against such a treatment liquid, the chemical conversion treatability decreases. It will be.
  • excellent cold workability, especially press formability is required.
  • the present inventors added Al in a relatively small amount, that is, in an amount of 0.10 to 1.50% by mass, in the plating layer mainly composed of Zn, thereby ensuring the effect of improving lubricity due to the addition of Al.
  • the inventors have also found that it is possible to suppress deterioration in chemical conversion treatability due to excessive formation of an alumina film or the like.
  • the present inventors have attempted to control the orientation of the ⁇ phase, which is the main phase in the plating layer in relation to such a plating layer mainly composed of Zn, within a predetermined range, more specifically
  • the peak intensity I (002) derived from the (002) plane of the ⁇ phase and the peak intensity I (101) derived from the (101) plane of the ⁇ phase are 0 ⁇ I
  • the lubricity of the plated steel sheet can be remarkably improved by controlling so as to satisfy (002)/I(101) ⁇ 1000.
  • the ⁇ phase refers to a phase mainly composed of Zn and containing other elements such as Fe in a solid solution state. It refers to a phase having a Zn concentration of 97% or more, an Fe concentration of 3% or less, and other elements of 3% or less as measured by an electron microscope (SEM-EDS).
  • the (002) plane of the ⁇ phase in the coating layer acts in the direction of increasing the coefficient of dynamic friction between the plated steel sheet and the die. be done. Therefore, the ratio of the (101) plane of the ⁇ phase in the plating layer is increased, and in relation to this, the ratio of the (002) plane of the ⁇ phase in the plating layer is decreased.
  • the coefficient of dynamic friction between the plated steel sheet and the mold can be reduced.
  • the load can be sufficiently reduced in press forming, resulting in problems such as breakage. Desired press molding can be achieved without the Those skilled in the art will understand that the physical properties of steel depend on crystal orientation. I(002)/I(101) often exceeds 10,000. Therefore, it is necessary to control the ratio of the (002) plane of the ⁇ phase in the plating layer to a relatively low range in relation to the (101) plane.
  • the fact that the lubricity of a plated steel sheet can be improved by changing the orientation to a randomized orientation including the 101) plane has not been known in the past, and this time, the present inventors have clarified for the first time. be.
  • the plating layer is formed on the surface of the base steel plate, for example, on at least one, preferably both surfaces of the base steel plate.
  • the plating layer has the following chemical composition.
  • Al is an element effective for forming alumina and improving the lubricity of the plating layer.
  • the Al content is set to 0.10% or more.
  • Al content is 0.12% or more, 0.15% or more, 0.18% or more, 0.20% or more, 0.25% or more, 0.30% or more, 0.35% or more, or 0.40% or more.
  • the Al content is set to 1.50% or less.
  • the Al content may be 1.45% or less, 1.40% or less, 1.30% or less, 1.20% or less, 1.10% or less, or 1.00% or less. From the viewpoint of further improving chemical convertibility, the Al content is preferably 0.90% or less, more preferably 0.80% or less.
  • Fe for example, dissolves out of the base steel sheet into the plating bath, or reacts with Al during the plating process to form an Fe—Al barrier layer at the interface between the base steel sheet and the plating layer. It is an element that is unavoidably contained in the layer. Therefore, in the plated steel sheet according to the embodiment of the present invention, the Fe content in the plated layer is 0.01% or more. Fe content is 0.05% or more, 0.10% or more, 0.15% or more, 0.20% or more, 0.25% or more, 0.30% or more, 0.40% or more, or 0.50% or more.
  • the Fe content in the coating layer is set to 2.00% or less.
  • Fe content is 1.80% or less, 1.60% or less, 1.50% or less, 1.30% or less, 1.20% or less, 1.00% or less, 0.90% or less, 0.80% Below, it may be 0.70% or less or 0.60% or less.
  • the basic chemical composition of the plating layer is as above. Furthermore, the plating layer is optionally Mg: 0 to 1.500%, Si: 0 to 1.000%, Ni: 0 to 1.000%, Ca: 0 to 4.000%, Sb: 0 to 0.500%, Pb: 0-0.500%, Cu: 0-1.000%, Sn: 0-1.000%, Ti: 0-1.000%, Cr: 0-1.000%, Nb: 0-1.000%, Zr: 0-1.000%, Mn: 0-1.000%, Mo: 0-1.000%, Ag: 0-1.000%, Li: 0-1 .000%, La: 0-0.500%, Ce: 0-0.500%, B: 0-0.500%, Y: 0-0.500%, P: 0-0.500%, and Sr: At least one of 0 to 0.500% may be contained.
  • the total content of these optional elements is 5.000% or less from the viewpoint of sufficiently exhibiting the action and function of the above-mentioned basic components constituting the plating layer, especially Al.
  • Optional elements totaling no more than 4.500%, no more than 4.000%, no more than 3.500%, no more than 3.000%, no more than 2.500%, no more than 2.000%, no more than 1.500% or 1 It may be 0.000% or less.
  • Mg is an effective element for improving the corrosion resistance of the plating layer.
  • the Mg content may be 0%, the Mg content is preferably 0.001% or more in order to obtain such effects.
  • the Mg content may be 0.010% or more, 0.050% or more, or 0.100% or more.
  • the Mg content is preferably 1.500% or less.
  • Mg content may be 1.200% or less, 1.000% or less, 0.800% or less, 0.500% or less, 0.400% or less, 0.300% or less, or 0.200% or less .
  • Si is an effective element for improving the corrosion resistance of the plating layer.
  • the Si content may be 0%, Si may be contained in the plating layer in an amount of 0.0001% or more or 0.001% or more, as required.
  • excessive Si content may reduce the plating adhesion of the plating layer. Therefore, the Si content is preferably 1.000% or less.
  • the Si content may be 0.800% or less, 0.500% or less, 0.100% or less, or 0.050% or less.
  • Ni is an effective element for improving the corrosion resistance of the plating layer.
  • the Ni content may be 0%, the Ni content is preferably 0.001% or more in order to obtain such effects.
  • the Ni content may be 0.005% or more, 0.010% or more, or 0.020% or more.
  • the Ni content is preferably 1.000% or less.
  • the Ni content may be 0.800% or less, 0.600% or less, or 0.400% or less.
  • Ca is an effective element for ensuring the wettability of the plating bath.
  • the Ca content may be 0%, the Ca content is preferably 0.001% or more in order to obtain such effects.
  • the Ca content may be 0.010% or more, 0.100% or more, or 1.000% or more.
  • the Ca content is preferably 4.000% or less.
  • the Ca content may be 3.000% or less, 2.000% or less, or 1.500% or less.
  • the content of Sb, Pb, La, Ce, B, Y, P and Sr is preferably 0.500% or less, for example 0.300% or less, 0.100% or less or 0.050% or less may be Similarly, the content of Cu, Sn, Ti, Cr, Nb, Zr, Mn, Mo, Ag and Li is preferably 1.000% or less, for example 0.800% or less, 0.500% or less, or It may be 0.100% or less.
  • the balance other than the above elements consists of Zn and impurities.
  • Impurities in the plating layer are components and the like that are mixed due to various factors in the manufacturing process, including raw materials, when manufacturing the plating layer.
  • the chemical composition of the plating layer is determined by dissolving the plating layer in an acid solution containing an inhibitor that suppresses the corrosion of the base steel sheet, and measuring the resulting solution by ICP (inductively coupled plasma) emission spectroscopy. be able to.
  • the plating layer may be any plating layer having the chemical composition described above and is not particularly limited, but is preferably a hot-dip galvanized (GI) layer, for example. Also, the thickness of the plating layer may be, for example, 3 to 50 ⁇ m.
  • the coating weight of the plating layer is not particularly limited, but may be, for example, 10 to 170 g/m 2 per side.
  • the adhesion amount of the plating layer is determined by dissolving the plating layer in an acid solution to which an inhibitor is added to suppress corrosion of the base steel sheet, and from the change in weight before and after pickling.
  • I(002)/I(101) when measured by the X-ray diffraction method is controlled within such a range so that the ratio of the (002) plane of the ⁇ phase is relatively low, that is, the ( 002) and (101) planes, the lubricity of the plated steel sheet can be significantly improved.
  • the lubricity of the plated steel sheet can be significantly improved.
  • the smaller the I(002)/I(101) strength ratio the better, preferably 800 or less, more preferably 500 or less or 300 or less, and most preferably 100 or less. 50 or less.
  • the strength ratio of I(002)/I(101) can be reduced by increasing the Al content in the coating layer and applying a method for manufacturing a plated steel sheet, which will be described later in detail.
  • the Al content in the plating layer is preferably 0.30% or more.
  • the intensity ratio of I (002) / I (101) is set to more than 0, for example It may be 1 or more, 3 or more, 5 or more, 8 or more, or 10 or more.
  • the base material steel plate for forming the plating layer is not particularly limited and may be any suitable material.
  • the base steel sheet can be a material with any tensile strength, it can be a material with a relatively low tensile strength, or a material with a relatively high tensile strength, such as the tensile strength of a plated steel sheet. It may be a material having a chemical composition such that the strength is 780 MPa or more. In general, the higher the strength of the steel sheet, the lower the press formability.
  • the plated steel sheet according to the embodiment of the present invention has high lubricity, even if it has a relatively high tensile strength of, for example, 780 MPa or more or 980 MPa or more, conventional plated steel sheets having the same tensile strength As compared with the case of (1), the load can be sufficiently reduced in the press forming, and therefore the desired press forming can be achieved without causing problems such as breakage.
  • the object of the present invention is to provide a plated steel sheet having improved lubricity and chemical conversion treatability. This object is achieved by forming a plated layer that satisfies 0 ⁇ I(002)/I(101) ⁇ 1000 on the surface of the base steel sheet. Therefore, it is clear that the chemical composition of the base steel sheet itself is not an essential technical feature for achieving the object of the present invention.
  • the preferred chemical composition of the base material steel sheet used in the plated steel sheet according to the embodiment of the present invention will be described in detail.
  • They are intended to be merely exemplary of compositions. Therefore, these descriptions are not intended to limit the present invention to the use of base material steel sheets having such specific chemical compositions.
  • the base material steel plate is mass %, C: 0.01 to 0.50%, Si: 0.01 to 3.50%, Mn: 0.10-5.00%, P: 0.100% or less, S: 0.0300% or less, N: 0.0100% or less, O: 0 to 0.020%, Al: 0 to 1.000%, B: 0 to 0.010%, Nb: 0 to 0.150%, Ti: 0 to 0.20%, Mo: 0-3.00%, Cr: 0 to 2.00%, V: 0 to 1.00%, Ni: 0 to 2.00%, W: 0 to 1.00%, Ta: 0 to 0.10%, Co: 0 to 3.00%, Sn: 0 to 1.00%, Sb: 0 to 0.50%, Cu: 0 to 2.00%, As: 0 to 0.050%, Mg: 0-0.100%, Ca: 0-0.100%, Zr: 0 to 0.100%, Hf: 0 to 0.100%, It
  • C is an element that increases the tensile strength at low cost and is an important element for controlling the strength of steel.
  • the C content is preferably 0.01% or more.
  • the C content may be 0.05% or more, 0.10% or more, or 0.15% or more.
  • an excessive C content may lead to a decrease in elongation. Therefore, the C content is preferably 0.50% or less.
  • the C content may be 0.40% or less, 0.35% or less, or 0.30% or less.
  • Si is an element that acts as a deoxidizing agent and suppresses the precipitation of carbides during the cooling process during cold-rolled sheet annealing.
  • the Si content is preferably 0.01% or more.
  • the Si content may be 0.10% or more, 0.30% or more, or 0.80% or more.
  • an excessive Si content may increase the strength of the steel and decrease the elongation. Therefore, the Si content is preferably 3.50% or less.
  • the Si content may be 2.50% or less, 2.00% or less, or 1.50% or less.
  • Mn is an element that affects the ferrite transformation of steel and is an element that is effective in increasing strength. In order to sufficiently obtain such effects, the Mn content is preferably 0.10% or more. The Mn content may be 0.50% or more, 1.00% or more, or 1.50% or more. On the other hand, an excessive Mn content may increase the strength of the steel and decrease the elongation. Therefore, the Mn content is preferably 5.00% or less. The Mn content may be 4.00% or less, 3.00% or less, or 2.50% or less.
  • P is an element that segregates at grain boundaries and promotes embrittlement of steel. Since the P content is preferably as small as possible, it is ideally 0%. However, an excessive reduction in P content may lead to a significant increase in cost. Therefore, the P content may be 0.0001% or more, 0.001% or more, or 0.005% or more. On the other hand, an excessive P content may cause embrittlement of the steel due to grain boundary segregation as described above. Therefore, the P content is preferably 0.100% or less. The P content may be 0.050% or less, 0.030% or less, or 0.010% or less.
  • S is an element that forms non-metallic inclusions such as MnS in steel and causes a decrease in ductility of steel parts.
  • the S content is 0% because the smaller the S content, the better.
  • the S content may be 0.0001% or more, 0.0002% or more, 0.0010% or more, or 0.0050% or more.
  • an excessive S content may cause cracks starting from non-metallic inclusions during cold forming. Therefore, the S content is preferably 0.0300% or less.
  • the S content may be 0.0200% or less, 0.0150% or less, or 0.0100% or less.
  • N is an element that forms coarse nitrides in the steel sheet and reduces the workability of the steel sheet.
  • the N content is 0% because the smaller the N content, the better.
  • the N content may be 0.0001% or more, 0.0005% or more, or 0.0010% or more.
  • the N content is preferably 0.0100% or less.
  • the N content may be 0.0080% or less or 0.0050% or less.
  • the preferred basic chemical composition of the base steel sheet is as described above. Furthermore, the base material steel plate, if necessary, replaces part of the remaining Fe with O: 0 to 0.020%, Al: 0 to 1.000%, B: 0 to 0.010%, Nb : 0-0.150%, Ti: 0-0.20%, Mo: 0-3.00%, Cr: 0-2.00%, V: 0-1.00%, Ni: 0-2.
  • the balance other than the above elements consists of Fe and impurities.
  • Impurities in the base steel sheet are components that are mixed due to various factors in the manufacturing process, including raw materials such as ores and scraps, when the base steel sheet is industrially manufactured.
  • the chemical composition of the base steel sheet can be measured by a general analytical method.
  • the chemical composition of the base steel sheet may be measured by first removing the plating layer by mechanical grinding and then using Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry (ICP-AES).
  • C and S can be measured using a combustion-infrared absorption method
  • N can be measured using an inert gas fusion-thermal conductivity method
  • O can be measured using an inert gas fusion-nondispersive infrared absorption method.
  • the plate thickness of the base steel plate is not particularly limited, but is, for example, 0.2 mm or more, and may be 0.3 mm or more, 0.6 mm or more, 1.0 mm or more, or 2.0 mm or more.
  • the plate thickness of the base steel plate is, for example, 6.0 mm or less, and may be 5.0 mm or less or 4.0 mm or less.
  • the plated steel sheet according to the embodiment of the present invention can have any appropriate tensile strength, and is not particularly limited, but may have a tensile strength of 780 MPa or more, for example.
  • the plated steel sheet may have a tensile strength of 980 MPa or higher, 1080 MPa or higher, or 1180 MPa or higher.
  • the plated steel sheet according to the embodiment of the present invention has high lubricity, even if it has such a relatively high tensile strength, compared with the case of the conventional plated steel sheet having the same tensile strength , the load can be sufficiently reduced in press forming, and therefore it is possible to realize desired press forming without causing problems such as breakage.
  • the upper limit is not particularly limited, for example, the tensile strength of the plated steel sheet may be 2300 MPa or less, 2000 MPa or less, 1800 MPa or less, or 1500 MPa or less. Tensile strength is measured by taking a JIS No. 5 test piece from a direction in which the longitudinal direction of the test piece is parallel to the rolling direction of the plated steel sheet, and performing a tensile test in accordance with JIS Z 2241:2011.
  • the plated steel sheet according to the present invention includes, for example, a casting process in which molten steel with an adjusted chemical composition is cast to form a steel slab, a hot rolling process in which the steel slab is hot-rolled to obtain a hot-rolled steel sheet, and a hot-rolled steel sheet is rolled.
  • a coiling step, a cold rolling step of cold rolling the coiled hot-rolled steel sheet to obtain a cold-rolled steel sheet, a pretreatment step, an annealing step of annealing the pretreated cold-rolled steel sheet, and the obtained base steel sheet It can be manufactured by performing a plating process for forming a plating layer. Alternatively, the cold rolling process may be performed as it is after pickling without winding after the hot rolling process. Each step will be described in detail below.
  • Conditions for the casting process are not particularly limited. For example, following smelting using a blast furnace, an electric furnace, etc., various secondary smelting may be performed, and then casting may be performed by a method such as ordinary continuous casting or casting by an ingot method.
  • a hot-rolled steel sheet can be obtained by hot-rolling the cast steel slab.
  • the hot-rolling process is performed by hot-rolling a cast steel slab directly or by reheating it after cooling it once.
  • the heating temperature of the billet may be, for example, 1100-1250.degree.
  • rough rolling and finish rolling are usually performed.
  • the temperature and rolling reduction for each rolling can be appropriately determined according to the desired metal structure and plate thickness.
  • the finishing temperature of finish rolling may be 900 to 1050° C., and the rolling reduction of finish rolling may be 10 to 50%.
  • a hot-rolled steel sheet can be coiled at a predetermined temperature.
  • the coiling temperature can be appropriately determined depending on the desired metal structure and the like, and may be, for example, 500 to 800.degree.
  • the hot-rolled steel sheet may be subjected to a predetermined heat treatment by unwinding before or after winding. Alternatively, the coiling process may not be performed, and after the hot rolling process, pickling may be performed and the cold rolling process described below may be performed.
  • the hot-rolled steel sheet After subjecting the hot-rolled steel sheet to pickling or the like, the hot-rolled steel sheet can be cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the rolling reduction of cold rolling can be appropriately determined according to the desired metal structure and plate thickness, and may be, for example, 20 to 80%.
  • air cooling may be performed to cool to room temperature.
  • a predetermined pretreatment step may be performed before annealing the cold-rolled steel sheet.
  • Such pretreatment steps may include degreasing.
  • the degreasing treatment may include, for example, electrifying the cold-rolled steel sheet in a solution of pH 8.0 or higher (electrolytic treatment).
  • the current density during energization may be 1.0 to 8.0 A/dm 2 and the energization time may be 5 to 10 seconds.
  • Annealing is performed on the cold-rolled steel sheet that has undergone the pretreatment process.
  • the holding temperature in the annealing step is preferably 700-900°C. If the holding temperature in the annealing step is higher than 900°C, an external oxide layer may form on the surface of the steel sheet, degrading the plateability.
  • the rate of temperature increase to the holding temperature is not particularly limited, but may be 1 to 10° C./sec.
  • the retention time at the above retention temperature is preferably 10 to 300 seconds, more preferably 80 to 120 seconds. If the holding time is longer than 300 seconds, the external oxide may grow excessively and the plating properties may deteriorate.
  • the dew point of the atmosphere in the annealing step is preferably -20 to 10°C, more preferably -10 to 5°C. If the dew point is too low, an external oxide layer may be formed on the surface of the steel sheet, degrading the platability. On the other hand, if the dew point is too high, Fe oxide may be similarly generated as an external oxide on the surface of the steel sheet, resulting in deterioration of the plateability.
  • the atmosphere in the annealing step may be a reducing atmosphere, more specifically a reducing atmosphere containing nitrogen and hydrogen, such as a reducing atmosphere containing 1-10% hydrogen (eg, 4% hydrogen and nitrogen balance).
  • a plating layer having the chemical composition and structure described above is formed on at least one, preferably both surfaces of the cold-rolled steel sheet (base material steel sheet). More specifically, the plating step is performed by hot-dip plating using a plating bath whose composition is adjusted so that the chemical composition of the plating layer is within the range described above.
  • the time from immersing the steel sheet in the plating bath to the start of cooling is controlled to more than 6 seconds, preferably 7 seconds or more, and then the bath temperature (eg, 420 to 480 ° C.) is cooled to 370 ° C. Cooling with a gas flux of 25,000 to 60,000 L/min/m 2 is extremely important.
  • the orientation ratio of the (002) plane of the ⁇ phase in the plating layer can be relatively low, that is, the randomized Orientation can be controlled. Therefore, when the plating layer is measured by the X-ray diffraction method, the peak intensity I(002) derived from the (002) plane of the ⁇ phase and the peak intensity I(101) derived from the (101) plane of the ⁇ phase are It can be ensured that 0 ⁇ I(002)/I(101) ⁇ 1000.
  • an Fe—Al barrier layer is formed on the interface between the steel sheet and the plating layer. is formed relatively frequently.
  • the Fe--Al barrier layers have an uneven shape, so that the number of nucleation sites for the ⁇ phase can be increased.
  • cooling from the bath temperature to 370° C. at a very high cooling gas flux of 25000-60000 L/min/m 2 allows the coating layer to vibrate in the solidification process.
  • the ⁇ -phase nucleated from the increased nucleation sites is oriented in various directions by such vibrations, creating randomized orientations including the (002) and (101) planes of the ⁇ -phase. Therefore, the relationship between the peak intensity I(002) derived from the (002) plane of the ⁇ phase and the peak intensity I(101) derived from the (101) plane of the ⁇ phase is 0 ⁇ I(002)/I(101 ) ⁇ 1000. If the time from immersion of the steel sheet in the plating bath to the start of cooling is short, nucleation of the ⁇ phase starting from the Fe—Al barrier layer is less likely to occur.
  • the time from immersion of the steel sheet in the plating bath to the start of cooling is too long, more Al in the plating layer will be consumed to form the Fe—Al barrier layer, and the addition of Al will improve lubricity. It may not be possible to obtain the full effect of Therefore, it is preferable that the time from immersion of the steel sheet in the plating bath to the start of cooling be 15 seconds or less.
  • the cooling gas flux from the bath temperature to 370° C. is as large as possible. For example, by setting the cooling gas flux from the bath temperature to 370° C.
  • the intensity ratio of I(002)/I(101) is controlled to a lower value such as 500 or less.
  • the intensity ratio of I (002) / I (101) is set to an even lower value of 50 or less.
  • Other conditions of the plating process may be appropriately set in consideration of the thickness and adhesion amount of the plating layer.
  • the coating amount of the coating layer is within a predetermined range, such as , can be adjusted within the range of 10 to 170 g/m 2 per side.
  • the Al content in the coating layer is controlled within a relatively low range of 0.10 to 1.50%, so the effect of improving lubricity by adding Al is secured. At the same time, it is possible to reliably suppress deterioration in chemical conversion treatability due to excessive formation of an alumina film or the like.
  • the intensity ratio of the peak intensity I(002) and the peak intensity I(101) is controlled within the range of 0 ⁇ I(002)/I(101) ⁇ 1000, the (002) plane of the ⁇ phase Due to the appropriately controlled random orientation of the (101) plane, the lubricity of the plated steel sheet can be significantly improved.
  • a plated steel sheet compared with a conventional plated steel sheet provided with a plating layer having a similar chemical composition, more specifically a Zn-based plating layer having a similar Al content, It is possible to achieve excellent lubricity and chemical conversion treatability, and in particular, it can contribute to the development of industry through the improvement of productivity when used as a plated steel sheet for automobiles.
  • each cold-rolled steel sheet was cut into a size of 100 mm ⁇ 200 mm, and then subjected to annealing treatment (annealing atmosphere: hydrogen 4% and nitrogen balance) under the conditions of a dew point of 0 ° C., a holding temperature of 870 ° C., and a holding time of 100 seconds. rice field. All the steel plate samples were annealed at a heating rate of 5° C./sec.
  • the cut steel plate sample is treated with a hot dip galvanizing bath (bath temperature: 420 to 480 ° C.) having a predetermined bath composition, and the time from immersion in the plating bath to the start of cooling shown in Table 1 and (from the bath temperature A plated steel sheet sample having a coating layer formed on both surfaces of the steel sheet sample was obtained by performing the plating treatment under cooling gas flux conditions (up to 370° C.). After immersion in the plating bath, the steel plate sample was pulled up and adjusted to 50 g/m 2 per side by N 2 gas wiping before starting cooling.
  • a hot dip galvanizing bath bath temperature: 420 to 480 ° C.
  • the peak intensity I (002) (cps) of the peak derived from the (002) plane of the ⁇ phase, and the (101) plane of the ⁇ phase detected within the range of 2 ⁇ 43.1 to 43.3 °
  • the peak intensity I(101) (cps) of the peak corresponding to the peak was measured to determine the
  • the lubricity of the plated steel sheet was evaluated by subjecting a plated steel sheet sample of 150 ⁇ 30 mm to a draw bead test. Specifically, NOX-RUST550NH was first applied to a plated steel sheet sample, and then a flat plate mold was pressed with a constant pressing load. Next, using a tensile tester UST-10T manufactured by Oriental Co., Ltd., the sample was pulled out at a speed of 100 mm/min, and the load required for pulling out was measured at room temperature. The sliding distance was set to 100 mm, and the pull-out load was the average value of the load required for pull-out at the sliding distance of 60 to 100 mm.
  • the dynamic friction coefficient between the plated steel sheet sample and the die was obtained by changing the pressing load to 3, 6 and 9 kN and dividing twice the pressing load by the drawing load.
  • the lubricity of the plated steel sheet was evaluated according to the following evaluation criteria according to the value of the coefficient of dynamic friction.
  • AAA dynamic friction coefficient 0.10 to 0.15
  • AA Dynamic friction coefficient over 0.15 to 0.20
  • A Dynamic friction coefficient over 0.20 to 0.25
  • B Coefficient of dynamic friction greater than 0.25
  • the chemical conversion treatability of the plated steel sheet was evaluated as follows. First, a 50 ⁇ 100 mm plated steel plate sample was taken, and the plated steel plate sample was subjected to zinc phosphate treatment (SD5350 system: standard manufactured by Nippon Paint Industrial Co., Ltd.) to form a chemical conversion film. Next, the surface of the sample was observed with a secondary electron image of SEM, and the area ratio of the portion where the chemical conversion film was not formed, generally called "skeleton", was measured. The chemical conversion treatability of the plated steel sheet was evaluated according to the following evaluation criteria according to the area ratio of the scale. AA: Scale area ratio 0 to 5% A: Scale area ratio over 5 to 15% B: Over 15% scale area ratio
  • Comparative Example 26 since the Al content in the plating layer was low, the effect of improving lubricity due to the addition of Al could not be sufficiently exhibited, and the lubricity decreased.
  • Comparative Example 27 since the Al content in the plating layer was high, an excessive amount of alumina film was formed on the surface of the plating layer, resulting in deterioration in chemical conversion treatability.
  • Comparative Example 28 the nucleation of the ⁇ phase originating from the Fe—Al barrier layer was not sufficiently generated because the time from immersion in the plating bath to the start of cooling was short. As a result, the randomized orientation including the (002) plane and the (101) plane of the ⁇ phase could not be sufficiently produced, and the lubricity decreased.
  • the plated steel sheets according to all the examples have a predetermined plating chemical composition, and the intensity ratio between the peak intensity I (002) and the peak intensity I (101) is 0 ⁇ I (002) / I
  • the intensity ratio between the peak intensity I (002) and the peak intensity I (101) is 0 ⁇ I (002) / I

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Abstract

母材鋼板と、前記母材鋼板の表面に形成されためっき層とを備え、前記めっき層が所定の化学組成を有し、前記めっき層をＸ線回折法で測定した場合に、η相の（００２）面に由来するピーク強度Ｉ（００２）とη相の（１０１）面に由来するピーク強度Ｉ（１０１）が、０＜Ｉ（００２）／Ｉ（１０１）≦１０００を満たすことを特徴とするめっき鋼板が提供される。

Description

めっき鋼板
　本発明は、めっき鋼板に関する。
　Ｚｎ系めっき鋼板は犠牲防食作用を示し、優れた耐食性を有することが知られている。従来技術では、このようなＺｎ系めっき鋼板の耐食性をさらに高めるために、めっき層中にＡｌなどの元素を添加することが提案されている。
　これに関連して、特許文献１では、鋼板と、前記鋼板の表面に形成された溶融めっき層とを備え、前記溶融めっき層は、平均組成で、Ａｌ：０～９０質量％、Ｍｇ：０～１０質量％を含有し、残部がＺｎおよび不純物を含み、前記溶融めっき層に、所定の形状となるように配置されたパターン部と、非パターン部とが形成され、前記パターン部及び前記非パターン部は、それぞれ、第１領域、第２領域のうちの１種または２種を含み、前記パターン部における前記第１領域の面積率と、前記非パターン部における前記第１領域の面積率との差の絶対値が３０％以上であり、前記第１領域は、Ｚｎ相の（０００２）面の回折ピーク強度Ｉ0002とＺｎ相の（１０－１１）面の回折ピーク強度Ｉ10-11との強度比（Ｉ0002／Ｉ10-11）に対応する配向率が３．５以上の領域であり、前記第２領域は、前記配向率が３．５未満の領域である溶融めっき鋼板が記載されている。また、特許文献１では、上記の構成によれば、溶融めっき層の表面に文字やデザイン等を現した場合に、それらの耐久性に優れ、また、耐食性にも優れた溶融めっき鋼板を提供できると記載されている。
　特許文献２では、母材の少なくとも片面に溶融Ｚｎ－Ａｌ系合金めっき皮膜を備えた鋼板であって、そのめっき皮膜は、化学組成が質量％でＡｌを３．５％以上、１０％以下、Ｍｇを０．０１％以上、０．５０％以下含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなり、不可避的不純物としてのＰｂ、Ｓｎ、ＣｄおよびＢｉの含有量が合計で０．０２０％以下、めっき皮膜に含有されるＦｅ含有量が０．５ｇ／ｍ2以下、スパングルの平均直径が２．０ｍｍ以下、かつ、めっき面に平行なＺｎ（００・２）面の配向性指数が３．５未満であることを特徴とする溶融Ｚｎ－Ａｌ系合金めっき鋼板が記載されている。また、特許文献２では、上記の溶融Ｚｎ－Ａｌ系合金めっき鋼板は、亀甲模様が無く表面が平滑で、スパングルが小さく意匠性に優れ、しかも、めっき皮膜の加工性が優れているので、平板部だけではなく、加工部においても優れた耐食性を有していると記載されている。
特開２０２１－０８５０８６号公報 特開２００２－２１２６９９号公報
　めっき鋼板においては、耐食性以外にも種々の特性が求められ、例えば、自動車などの分野においては、めっき鋼板は、高い冷間加工性、とりわけプレス成形性や、改善された化成処理性を有することが求められる。めっき鋼板のプレス成形性を向上させるためには、めっき層の潤滑性を高めてめっき鋼板と金型との間の動摩擦係数を低減することが有効である。一方で、めっき層中にＡｌを比較的多く添加すると、めっき層の表面にアルミナ皮膜が過度に形成される場合があり、このような場合には化成処理性が低下するという問題がある。
　本発明は、このような実情に鑑みてなされたものであり、その目的とするところは、新規な構成により、改善された潤滑性及び化成処理性を有するめっき鋼板を提供することにある。
　本発明者らは、めっき鋼板の潤滑性及び化成処理性を改善するために、特にめっき層の化学組成及び組織に着目して検討を行った。その結果、本発明者らは、めっき層中のＡｌ含有量を比較的少なくすることでめっき鋼板の化成処理性を改善しつつ、当該めっき層中のＺｎを主体とするη相の配向性を所定の範囲内に制御することで、めっき鋼板の潤滑性を顕著に向上させることができることを見出し、本発明を完成させた。
　上記目的を達成し得た本発明は下記のとおりである。
　（１）母材鋼板と、前記母材鋼板の表面に形成されためっき層とを備え、
　前記めっき層が、質量％で、
　Ａｌ：０．１０～１．５０％、及び
　Ｆｅ：０．０１～２．００％
を含有し、さらに、
　Ｍｇ：０～１．５００％、
　Ｓｉ：０～１．０００％、
　Ｎｉ：０～１．０００％、
　Ｃａ：０～４．０００％、
　Ｓｂ：０～０．５００％、
　Ｐｂ：０～０．５００％、
　Ｃｕ：０～１．０００％、
　Ｓｎ：０～１．０００％、
　Ｔｉ：０～１．０００％、
　Ｃｒ：０～１．０００％、
　Ｎｂ：０～１．０００％、
　Ｚｒ：０～１．０００％、
　Ｍｎ：０～１．０００％、
　Ｍｏ：０～１．０００％、
　Ａｇ：０～１．０００％、
　Ｌｉ：０～１．０００％、
　Ｌａ：０～０．５００％、
　Ｃｅ：０～０．５００％、
　Ｂ　：０～０．５００％、
　Ｙ　：０～０．５００％、
　Ｐ　：０～０．５００％、及び
　Ｓｒ：０～０．５００％
の少なくとも１種を合計で５．０００％以下含有し、
　残部がＺｎ及び不純物からなる化学組成を有し、
　前記めっき層をＸ線回折法で測定した場合に、η相の（００２）面に由来するピーク強度Ｉ（００２）とη相の（１０１）面に由来するピーク強度Ｉ（１０１）が、０＜Ｉ（００２）／Ｉ（１０１）≦１０００を満たすことを特徴とする、めっき鋼板。
　（２）前記化学組成が、質量％で、Ａｌ：０．３０～１．５０％を含有し、前記めっき層をＸ線回折法で測定した場合に、前記ピーク強度Ｉ（００２）と前記ピーク強度Ｉ（１０１）が、０＜Ｉ（００２）／Ｉ（１０１）≦５００を満たすことを特徴とする、上記（１）に記載のめっき鋼板。
　（３）前記化学組成が、質量％で、Ａｌ：０．３０～１．５０％を含有し、前記めっき層をＸ線回折法で測定した場合に、前記ピーク強度Ｉ（００２）と前記ピーク強度Ｉ（１０１）が、０＜Ｉ（００２）／Ｉ（１０１）≦５０を満たすことを特徴とする、上記（１）に記載のめっき鋼板。
　（４）前記めっき層が溶融亜鉛めっき（ＧＩ）層であることを特徴とする、上記（１）～（３）のいずれか１項に記載のめっき鋼板。
　本発明によれば、改善された潤滑性及び化成処理性を有するめっき鋼板を提供することができる。
　本発明の実施形態に係るめっき鋼板は、母材鋼板と、前記母材鋼板の表面に形成されためっき層とを備え、
　前記めっき層が、質量％で、
　Ａｌ：０．１０～１．５０％、及び
　Ｆｅ：０．０１～２．００％
を含有し、さらに、
　Ｍｇ：０～１．５００％、
　Ｓｉ：０～１．０００％、
　Ｎｉ：０～１．０００％、
　Ｃａ：０～４．０００％、
　Ｓｂ：０～０．５００％、
　Ｐｂ：０～０．５００％、
　Ｃｕ：０～１．０００％、
　Ｓｎ：０～１．０００％、
　Ｔｉ：０～１．０００％、
　Ｃｒ：０～１．０００％、
　Ｎｂ：０～１．０００％、
　Ｚｒ：０～１．０００％、
　Ｍｎ：０～１．０００％、
　Ｍｏ：０～１．０００％、
　Ａｇ：０～１．０００％、
　Ｌｉ：０～１．０００％、
　Ｌａ：０～０．５００％、
　Ｃｅ：０～０．５００％、
　Ｂ　：０～０．５００％、
　Ｙ　：０～０．５００％、
　Ｐ　：０～０．５００％、及び
　Ｓｒ：０～０．５００％
の少なくとも１種を合計で５．０００％以下含有し、
　残部がＺｎ及び不純物からなる化学組成を有し、
　前記めっき層をＸ線回折法で測定した場合に、η相の（００２）面に由来するピーク強度Ｉ（００２）とη相の（１０１）面に由来するピーク強度Ｉ（１０１）が、０＜Ｉ（００２）／Ｉ（１０１）≦１０００を満たすことを特徴としている。
　めっき層中にＡｌを添加してアルミナ（Ａｌ2Ｏ3）を含めることでめっき層の潤滑性を改善し得るものの、先に述べたとおり、めっき層中にＡｌを比較的多く添加すると、めっき層の表面にアルミナ皮膜が過度に形成される場合があり、このような場合には化成処理性が低下するという問題がある。化成処理は、被処理物を酸などの処理液でエッチングすることにより皮膜を形成するものであり、それゆえこのような処理液に対して安定なアルミナ皮膜が多く存在すると化成処理性は低下することになる。一方で、自動車などの分野では、冷間加工性、とりわけプレス成形性に優れることが求められる。これに関連して、プレス成形において、めっき鋼板と金型との間の動摩擦係数が高い場合には、プレス成形に要する荷重が高くなり、めっき鋼板の破断等に繋がる場合がある。したがって、プレス成形性を改善するためには、めっき鋼板の潤滑性を高めてめっき鋼板と金型との間の動摩擦係数を低減することが有効である。そこで、本発明者らは、めっき鋼板の潤滑性及び化成処理性を改善すべく、めっき鋼板におけるめっき層の化学組成及び組織に着目し、これらをより適切なものとする観点から検討を行った。
　まず、本発明者らは、Ｚｎを主体とするめっき層においてＡｌを比較的少ない量すなわち０．１０～１．５０質量％の量で添加することで、Ａｌ添加による潤滑性向上の効果を確保しつつ、過度なアルミナ皮膜の形成等に起因する化成処理性の低下を抑制することができることを見出した。さらに、本発明者らは、このようなＺｎを主体とするめっき層に関連してめっき層中で主相となるη相の配向性を所定の範囲内に制御すること、より具体的にはめっき層をＸ線回折法で測定した場合に、η相の（００２）面に由来するピーク強度Ｉ（００２）とη相の（１０１）面に由来するピーク強度Ｉ（１０１）が０＜Ｉ（００２）／Ｉ（１０１）≦１０００を満たすように制御することで、めっき鋼板の潤滑性を顕著に改善することができることを見出した。本発明において、η相とは、Ｚｎを主体とし、Ｆｅなどの他の元素が固溶状態で含まれている相をいうものであり、より具体的にはエネルギー分散型Ｘ線分光器付き走査電子顕微鏡（ＳＥＭ－ＥＤＳ）による測定でＺｎ濃度が９７％以上、Ｆｅ濃度が３％以下、他の元素が３％以下の相をいうものである。
　何ら特定の理論に束縛されることを意図するものではないが、めっき層におけるη相の（００２）面は、めっき鋼板と金型との間の動摩擦係数を高くする方向に作用するものと考えられる。したがって、めっき層におけるη相の（１０１）面の比率を高くして、これに関連してめっき層におけるη相の（００２）面の割合を低くすること、すなわちη相の（００２）面に由来するピーク強度Ｉ（００２）とη相の（１０１）面に由来するピーク強度Ｉ（１０１）の関係を０＜Ｉ（００２）／Ｉ（１０１）≦１０００の範囲内に制限することで、めっき鋼板と金型との間の動摩擦係数を低減することができるものと考えられる。その結果として、めっき鋼板の潤滑性を顕著に高めることが可能となり、例えば高強度のめっき鋼板の場合であっても、プレス成形において荷重を十分に低減することができ、破断等の不具合を生じさせることなく、所望のプレス成形を実現することが可能となる。鋼材の物性が結晶方位に対する依存性を有することは当業者であれば理解し得ることではあるものの、従来のＺｎ系めっき鋼板の場合、η相の（００２）面の配向割合が非常に高く、Ｉ（００２）／Ｉ（１０１）が１００００を超える場合も多い。したがって、めっき層におけるη相の（００２）面の割合を（１０１）面との関係で比較的低い範囲に制御すること、すなわち従来技術における主として（００２）面の配向から（００２）面と（１０１）面を含むランダム化された配向に変更することで、めっき鋼板の潤滑性を高めることができるという事実は従来知られておらず、今回、本発明者らによって初めて明らかにされたことである。
　以下、本発明の実施形態に係るめっき鋼板についてより詳しく説明する。以下の説明において、各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味するものである。また、本明細書において、数値範囲を示す「～」とは、特に断りがない場合、その前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む意味で使用される。
［めっき層］
　本発明の実施形態によれば、めっき層は母材鋼板の表面に形成され、例えば母材鋼板の少なくとも一方、好ましくは両方の表面に形成される。めっき層は下記の化学組成を有する。
［Ａｌ：０．１０～１．５０％］
　Ａｌは、アルミナを形成してめっき層の潤滑性を向上させるのに有効な元素である。このような効果を十分に得るために、Ａｌ含有量は０．１０％以上とする。Ａｌ含有量は０．１２％以上、０．１５％以上、０．１８％以上、０．２０％以上、０．２５％以上、０．３０％以上、０．３５％以上又は０．４０％以上であってもよい。一方で、Ａｌを過度に含有すると、めっき層の表面にアルミナ皮膜が過度に形成され、めっき鋼板の化成処理性が低下する場合がある。したがって、Ａｌ含有量は１．５０％以下とする。Ａｌ含有量は１．４５％以下、１．４０％以下、１．３０％以下、１．２０％以下、１．１０％以下又は１．００％以下であってもよい。化成処理性をより向上させる観点からは、Ａｌ含有量は０．９０％以下であることが好ましく、０．８０％以下であることがより好ましい。
［Ｆｅ：０．０１～２．００％］
　Ｆｅは、例えば、母材鋼板からめっき浴中に溶け出したり、めっき処理の際にＡｌと反応して母材鋼板とめっき層との界面にＦｅ－Ａｌバリア層を形成したりして、めっき層中に不可避的に含まれる元素である。このため、本発明の実施形態に係るめっき鋼板では、めっき層中のＦｅ含有量は０．０１％以上となる。Ｆｅ含有量は０．０５％以上、０．１０％以上、０．１５％以上、０．２０％以上、０．２５％以上、０．３０％以上、０．４０％以上又は０．５０％以上であってもよい。一方で、めっき層中のＦｅ含有量が高すぎると、めっき層中の多くのＡｌがＦｅと化合し、その結果として、Ａｌ添加によるめっき鋼板の潤滑性向上効果を十分に発揮することができなくなる場合がある。したがって、Ｆｅ含有量は２．００％以下とする。Ｆｅ含有量は１．８０％以下、１．６０％以下、１．５０％以下、１．３０％以下、１．２０％以下、１．００％以下、０．９０％以下、０．８０％以下、０．７０％以下又は０．６０％以下であってもよい。
　めっき層の基本化学組成は上記のとおりである。さらに、めっき層は、任意選択で、Ｍｇ：０～１．５００％、Ｓｉ：０～１．０００％、Ｎｉ：０～１．０００％、Ｃａ：０～４．０００％、Ｓｂ：０～０．５００％、Ｐｂ：０～０．５００％、Ｃｕ：０～１．０００％、Ｓｎ：０～１．０００％、Ｔｉ：０～１．０００％、Ｃｒ：０～１．０００％、Ｎｂ：０～１．０００％、Ｚｒ：０～１．０００％、Ｍｎ：０～１．０００％、Ｍｏ：０～１．０００％、Ａｇ：０～１．０００％、Ｌｉ：０～１．０００％、Ｌａ：０～０．５００％、Ｃｅ：０～０．５００％、Ｂ：０～０．５００％、Ｙ：０～０．５００％、Ｐ：０～０．５００％、及びＳｒ：０～０．５００％の少なくとも１種を含有してもよい。これらの任意選択元素は、めっき層を構成する上記基本成分、とりわけＡｌの作用及び機能を十分に発揮させる観点から、合計で５．０００％以下とする。任意選択元素は、合計で４．５００％以下、４．０００％以下、３．５００％以下、３．０００％以下、２．５００％以下、２．０００％以下、１．５００％以下又は１．０００％以下であってもよい。以下、これらの任意選択元素について詳しく説明する。
［Ｍｇ：０～１．５００％］
　Ｍｇは、めっき層の耐食性を向上させるのに有効な元素である。Ｍｇ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ｍｇ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｍｇ含有量は０．０１０％以上、０．０５０％以上又は０．１００％以上であってもよい。一方で、Ｍｇを過度に含有すると、めっき層中に脆性な化合物であるＭｇＺｎ系化合物が多く生成する場合があり、加工性低下の原因となり得る。したがって、Ｍｇ含有量は１．５００％以下であることが好ましい。Ｍｇ含有量は１．２００％以下、１．０００％以下、０．８００％以下、０．５００％以下、０．４００％以下、０．３００％以下又は０．２００％以下であってもよい。
［Ｓｉ：０～１．０００％］
　Ｓｉは、めっき層の耐食性を向上させるのに有効な元素である。Ｓｉ含有量は０％であってもよいが、必要に応じて、Ｓｉは０．０００１％以上又は０．００１％以上の量でめっき層中に含有されていてもよい。一方で、Ｓｉを過度に含有すると、めっき層のめっき密着性が低下する場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は１．０００％以下であることが好ましい。Ｓｉ含有量は０．８００％以下、０．５００％以下、０．１００％以下又は０．０５０％以下であってもよい。
［Ｎｉ：０～１．０００％］
　Ｎｉは、めっき層の耐食性を向上させるのに有効な元素である。Ｎｉ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ｎｉ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｎｉ含有量は０．００５％以上、０．０１０％以上又は０．０２０％以上であってもよい。一方で、Ｎｉを過度に含有すると、金属間化合物が多く形成し、耐食性を低下させる場合がある。したがって、Ｎｉ含有量は１．０００％以下であることが好ましい。Ｎｉ含有量は０．８００％以下、０．６００％以下又は０．４００％以下であってもよい。
［Ｃａ：０～４．０００％］
　Ｃａは、めっき浴の濡れ性を確保するのに有効な元素である。Ｃａ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ｃａ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｃａ含有量は０．０１０％以上、０．１００％以上又は１．０００％以上であってもよい。一方で、Ｃａを過度に含有すると、めっき層中に硬い金属間化合物を多量に形成して、めっき層が脆くなり、鋼板との密着性を低下させる場合がある。したがって、Ｃａ含有量は４．０００％以下であることが好ましい。Ｃａ含有量は３．０００％以下、２．０００％以下又は１．５００％以下であってもよい。
［Ｓｂ：０～０．５００％、Ｐｂ：０～０．５００％、Ｃｕ：０～１．０００％、Ｓｎ：０～１．０００％、Ｔｉ：０～１．０００％、Ｃｒ：０～１．０００％、Ｎｂ：０～１．０００％、Ｚｒ：０～１．０００％、Ｍｎ：０～１．０００％、Ｍｏ：０～１．０００％、Ａｇ：０～１．０００％、Ｌｉ：０～１．０００％、Ｌａ：０～０．５００％、Ｃｅ：０～０．５００％、Ｂ：０～０．５００％、Ｙ：０～０．５００％、Ｐ：０～０．５００％及びＳｒ：０～０．５００％］
　Ｓｂ、Ｐｂ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｌｉ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｂ、Ｙ、Ｐ及びＳｒは、めっき層中に含まれなくてもよいが、０．０００１％以上又は０．００１％以上の量においてめっき層中に存在し得る。これらの元素は、所定の含有量の範囲内であれば、めっき鋼板としての性能に悪影響は及ぼさない。しかしながら、各元素の含有量が過剰な場合には耐食性を低下させる場合がある。したがって、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｂ、Ｙ、Ｐ及びＳｒの含有量は０．５００％以下であることが好ましく、例えば０．３００％以下、０．１００％以下又は０．０５０％以下であってもよい。同様に、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ａｇ及びＬｉの含有量は１．０００％以下であることが好ましく、例えば０．８００％以下、０．５００％以下又は０．１００％以下であってもよい。
　めっき層において、上記の元素以外の残部はＺｎ及び不純物からなる。めっき層における不純物とは、めっき層を製造する際に、原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分等である。
　めっき層の化学組成は、母材鋼板の腐食を抑制するインヒビターを加えた酸溶液にめっき層を溶解し、得られた溶液をＩＣＰ（高周波誘導結合プラズマ）発光分光法によって測定することにより決定することができる。
　めっき層としては、上記の化学組成を有する任意のめっき層であってよく特に限定されないが、例えば溶融亜鉛めっき（ＧＩ）層であることが好ましい。また、めっき層の厚さは、例えば３～５０μｍであってよい。めっき層の付着量は、特に限定されないが、例えば、片面当たり１０～１７０ｇ／ｍ2であってよい。めっき層の付着量は、母材鋼板の腐食を抑制するインヒビターを加えた酸溶液にめっき層を溶解し、酸洗前後の重量変化から決定される。
［η相の（００２）面に由来するピーク強度Ｉ（００２）とη相の（１０１）面に由来するピーク強度Ｉ（１０１）：０＜Ｉ（００２）／Ｉ（１０１）≦１０００］
　本発明の実施形態では、めっき層をＸ線回折法で測定した場合に、η相の（００２）面に由来するピーク強度Ｉ（００２）とη相の（１０１）面に由来するピーク強度Ｉ（１０１）が、０＜Ｉ（００２）／Ｉ（１０１）≦１０００を満たす。先に述べたとおり、めっき層におけるη相の（００２）面は、めっき鋼板と金型との間の動摩擦係数を高くする方向に作用するものと考えられる。したがって、Ｘ線回折法で測定した場合のＩ（００２）／Ｉ（１０１）をこのような範囲内に制御してη相の（００２）面の割合を比較的低くし、すなわちη相の（００２）面と（１０１）面を含むランダム化された配向とすることで、めっき鋼板の潤滑性を顕著に高めることができる。その結果として、めっき鋼板のプレス成形性を向上させることが可能となる。めっき鋼板の潤滑性をより向上させる観点からは、Ｉ（００２）／Ｉ（１０１）の強度比は小さいほどよく、好ましくは８００以下、より好ましくは５００以下又は３００以下、最も好ましくは１００以下又は５０以下である。Ｉ（００２）／Ｉ（１０１）の強度比は、めっき層中のＡｌ含有量を増加させつつ、後で詳しく説明するめっき鋼板の製造方法を適用することで低減することが可能である。例えば、Ｉ（００２）／Ｉ（１０１）の強度比を５００以下、とりわけ５０以下とするためには、めっき層中のＡｌ含有量は０．３０％以上とすることが好ましい。一方で、Ｉ（００２）／Ｉ（１０１）の強度比を０（ゼロ）とすることは製造上困難であることから、Ｉ（００２）／Ｉ（１０１）の強度比は０超とし、例えば１以上、３以上、５以上、８以上又は１０以上であってもよい。
［Ｘ線回折法によるＩ（００２）／Ｉ（１０１）の測定方法］
　Ｉ（００２）／Ｉ（１０１）の強度比は、以下のようにして決定される。まず、めっき鋼板から５０ｍｍ×３０ｍｍのサイズに切断しためっき鋼板試料を得、次いで当該めっき鋼板試料をＸ線回折測定（管球：Ｃｕ、加速電圧：１５ｋＶ、ステップ：０．１°、２θ：２０～６０°）に供することにより、２θ＝３６．１～３６．３°の範囲内に検出されるη相の（００２）面に由来するピークのピーク強度Ｉ（００２）（ｃｐｓ）と、２θ＝４３．１～４３．３°の範囲内に検出されるη相の（１０１）面に由来するピークのピーク強度Ｉ（１０１）（ｃｐｓ）を測定し、Ｉ（００２）／Ｉ（１０１）の値を決定する。
［母材鋼板］
　本発明の実施形態において、上記のめっき層を形成するための母材鋼板は、特に限定されず任意の適切な材料であってよい。母材鋼板は、任意の引張強さを有する材料であってよく、比較的低い引張強さを有する材料であってもよいし、又は比較的高い引張強さを有する材料、例えばめっき鋼板の引張強さが７８０ＭＰａ以上となるような化学組成を有する材料であってよい。一般に、鋼板が高強度化するほどプレス成形性は低下する。しかしながら、本発明の実施形態に係るめっき鋼板は高い潤滑性を有するため、例えば７８０ＭＰａ以上又は９８０ＭＰａ以上の比較的高い引張強さを有する場合であっても、同じ引張強さを有する従来のめっき鋼板の場合と比較して、プレス成形において荷重を十分に低減することができ、それゆえ破断等の不具合を生じさせることなく、所望のプレス成形を実現することが可能である。
［母材鋼板の好ましい化学組成］
　本発明は、上記のとおり、改善された潤滑性及び化成処理性を有するめっき鋼板を提供することを目的とするものであって、所定の化学組成を有し、Ｘ線回折法で測定した場合に０＜Ｉ（００２）／Ｉ（１０１）≦１０００を満たすめっき層を母材鋼板の表面に形成することによって当該目的を達成するものである。したがって、母材鋼板の化学組成自体は、本発明の目的を達成する上で必須の技術的特徴でないことは明らかである。以下、本発明の実施形態に係るめっき鋼板において使用される母材鋼板の好ましい化学組成について詳しく説明するが、これらの説明は、一般にプレス成形が困難な高強度のめっき鋼板、より具体的には７８０ＭＰａ以上の引張強さを有するめっき鋼板のための母材鋼板に関するものであり、それゆえ本発明に係る改善された潤滑性を有するめっき鋼板において有効に適用することができる母材鋼板の好ましい化学組成の単なる例示を意図するものにすぎない。したがって、これらの説明は、本発明をこのような特定の化学組成を有する母材鋼板を使用したものに限定することを意図するものではない。
　本発明の実施形態において、例えば、母材鋼板は、質量％で、
　Ｃ：０．０１～０．５０％、
　Ｓｉ：０．０１～３．５０％、
　Ｍｎ：０．１０～５．００％、
　Ｐ：０．１００％以下、
　Ｓ：０．０３００％以下、
　Ｎ：０．０１００％以下、
　Ｏ：０～０．０２０％、
　Ａｌ：０～１．０００％、
　Ｂ：０～０．０１０％、
　Ｎｂ：０～０．１５０％、
　Ｔｉ：０～０．２０％、
　Ｍｏ：０～３．００％、
　Ｃｒ：０～２．００％、
　Ｖ：０～１．００％、
　Ｎｉ：０～２．００％、
　Ｗ：０～１．００％、
　Ｔａ：０～０．１０％、
　Ｃｏ：０～３．００％、
　Ｓｎ：０～１．００％、
　Ｓｂ：０～０．５０％、
　Ｃｕ：０～２．００％、
　Ａｓ：０～０．０５０％、
　Ｍｇ：０～０．１００％、
　Ｃａ：０～０．１００％、
　Ｚｒ：０～０．１００％、
　Ｈｆ：０～０．１００％、
　ＲＥＭ：０～０．１０、並びに
　残部：Ｆｅ及び不純物
からなる化学組成を有することが好ましい。以下、各元素についてより詳しく説明する。
［Ｃ：０．０１～０．５０％］
　Ｃは、安価に引張強さを増加させる元素であり、鋼の強度を制御するために重要な元素である。このような効果を十分に得るために、Ｃ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃ含有量は０．０５％以上、０．１０％以上又は０．１５％以上であってもよい。一方で、Ｃを過度に含有すると、伸びの低下を招く場合がある。このため、Ｃ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。Ｃ含有量は０．４０％以下、０．３５％以下又は０．３０％以下であってもよい。
［Ｓｉ：０．０１～３．５０％］
　Ｓｉは、脱酸剤として作用し、冷延板焼鈍中の冷却過程における炭化物の析出を抑制する元素である。このような効果を十分に得るために、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｓｉ含有量は０．１０％以上、０．３０％以上又は０．８０％以上であってもよい。一方で、Ｓｉを過度に含有すると、鋼強度の増加とともに伸びの低下を招く場合がある。このため、Ｓｉ含有量は３．５０％以下とすることが好ましい。Ｓｉ含有量は２．５０％以下、２．００％以下又は１．５０％以下であってもよい。
［Ｍｎ：０．１０～５．００％］
　Ｍｎは、鋼のフェライト変態に影響を与える元素であり、強度上昇に有効な元素である。このような効果を十分に得るために、Ｍｎ含有量は０．１０％以上とすることが好ましい。Ｍｎ含有量は０．５０％以上、１．００％以上又は１．５０％以上であってもよい。一方で、Ｍｎを過度に含有すると、鋼強度の増加とともに伸びの低下を招く場合がある。このため、Ｍｎ含有量は５．００％以下とすることが好ましい。Ｍｎ含有量は４．００％以下、３．００％以下又は２．５０％以下であってもよい。
［Ｐ：０．１００％以下］
　Ｐは、粒界に偏析して鋼の脆化を促す元素である。Ｐ含有量は少ないほど好ましいため、理想的には０％である。しかしながら、Ｐ含有量の過度な低減はコストの大幅な増加を招く場合がある。このため、Ｐ含有量は０．０００１％以上としてもよく、０．００１％以上又は０．００５％以上であってもよい。一方で、Ｐを過度に含有すると、上記のとおり粒界偏析により鋼の脆化を招く場合がある。したがって、Ｐ含有量は０．１００％以下とすることが好ましい。Ｐ含有量は０．０５０％以下、０．０３０％以下又は０．０１０％以下であってもよい。
［Ｓ：０．０３００％以下］
　Ｓは、鋼中でＭｎＳ等の非金属介在物を生成し、鋼材部品の延性の低下を招く元素である。Ｓ含有量は少ないほど好ましいため、理想的には０％である。しかしながら、Ｓ含有量の過度な低減はコストの大幅な増加を招く場合がある。このため、Ｓ含有量は０．０００１％以上としてもよく、０．０００２％以上、０．００１０％以上又は０．００５０％以上であってもよい。一方で、Ｓを過度に含有すると、冷間成形時に非金属介在物を起点とした割れの発生を招く場合がある。したがって、Ｓ含有量は０．０３００％以下とすることが好ましい。Ｓ含有量は０．０２００％以下、０．０１５０％以下又は０．０１００％以下であってもよい。
［Ｎ：０．０１００％以下］
　Ｎは、鋼板中で粗大な窒化物を形成し、鋼板の加工性を低下させる元素である。Ｎ含有量は少ないほど好ましいため、理想的には０％である。しかしながら、Ｎ含有量の過度な低減は製造コストの大幅な増加を招く場合がある。このため、Ｎ含有量は０．０００１％以上としてもよく、０．０００５％以上又は０．００１０％以上であってもよい。一方で、Ｎを過度に含有すると、上記のとおり粗大な窒化物を形成して鋼板の加工性を低下させる場合がある。したがって、Ｎ含有量は０．０１００％以下とすることが好ましい。Ｎ含有量は０．００８０％以下又は０．００５０％以下であってもよい。
　母材鋼板の好ましい基本化学組成は上記のとおりである。さらに、母材鋼板は、必要に応じて、残部のＦｅの一部に代えて、Ｏ：０～０．０２０％、Ａｌ：０～１．０００％、Ｂ：０～０．０１０％、Ｎｂ：０～０．１５０％、Ｔｉ：０～０．２０％、Ｍｏ：０～３．００％、Ｃｒ：０～２．００％、Ｖ：０～１．００％、Ｎｉ：０～２．００％、Ｗ：０～１．００％、Ｔａ：０～０．１０％、Ｃｏ：０～３．００％、Ｓｎ：０～１．００％、Ｓｂ：０～０．５０％、Ｃｕ：０～２．００％、Ａｓ：０～０．０５０％、Ｍｇ：０～０．１００％、Ｃａ：０～０．１００％、Ｚｒ：０～０．１００％、Ｈｆ：０～０．１００％、及びＲＥＭ：０～０．１００％からなる群より選択される１種又は２種以上を含有してもよい。各元素は０．０００１％以上、０．０００５％以上又は０．００１％以上であってもよい。
　母材鋼板において、上記の元素以外の残部はＦｅ及び不純物からなる。母材鋼板における不純物とは、母材鋼板を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分等である。
　母材鋼板の化学組成は、一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、母材鋼板の化学組成は、まず機械研削によりめっき層を除去し、次いで誘導結合プラズマ発光分光分析（ＩＣＰ－ＡＥＳ：Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。Ｃ及びＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用い、Ｏは不活性ガス融解－非分散型赤外線吸収法を用いて測定すればよい。
［母材鋼板の板厚］
　母材鋼板の板厚は、特に限定されないが、例えば０．２ｍｍ以上であり、０．３ｍｍ以上、０．６ｍｍ以上、１．０ｍｍ以上又は２．０ｍｍ以上であってもよい。同様に、母材鋼板の板厚は、例えば６．０ｍｍ以下であり、５．０ｍｍ以下又は４．０ｍｍ以下であってもよい。
［めっき鋼板の機械特性］
　本発明の実施形態に係るめっき鋼板は、任意の適切な引張強さを有することができ、特に限定されないが、例えば７８０ＭＰａ以上の引張強さを有するものであってもよい。例えば、本発明の実施形態においては、めっき鋼板の引張強さは９８０ＭＰａ以上、１０８０ＭＰａ以上又は１１８０ＭＰａ以上であってもよい。本発明の実施形態に係るめっき鋼板は高い潤滑性を有するため、このような比較的高い引張強さを有する場合であっても、同じ引張強さを有する従来のめっき鋼板の場合と比較して、プレス成形において荷重を十分に低減することができ、それゆえ破断等の不具合を生じさせることなく、所望のプレス成形を実現することが可能である。上限は特に限定されないが、例えば、めっき鋼板の引張強さは２３００ＭＰａ以下、２０００ＭＰａ以下、１８００ＭＰａ以下又は１５００ＭＰａ以下であってもよい。引張強さは、試験片の長手方向がめっき鋼板の圧延直角方向と平行になる向きからＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠して引張試験を行うことで測定される。
＜めっき鋼板の製造方法＞
　次に、本発明の実施形態に係るめっき鋼板の好ましい製造方法について説明する。以下の説明は、本発明の実施形態に係るめっき鋼板を製造するための特徴的な方法の例示を意図するものであって、当該めっき鋼板を以下に説明するような製造方法によって製造されるものに限定することを意図するものではない。
　本発明に係るめっき鋼板は、例えば、化学組成を調整した溶鋼を鋳造して鋼片を形成する鋳造工程、鋼片を熱間圧延して熱延鋼板を得る熱延工程、熱延鋼板を巻取る巻取工程、巻取った熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る冷延工程、前処理工程、前処理した冷延鋼板を焼鈍する焼鈍工程、及び得られた母材鋼板にめっき層を形成するめっき工程を行うことで製造することができる。代替的に、熱延工程後に巻き取らず、酸洗してそのまま冷延工程を行ってもよい。以下、各工程について詳しく説明する。
［鋳造工程］
　鋳造工程の条件は特に限定されない。例えば、高炉や電炉等による溶製に引き続き、各種の二次製錬を行い、次いで、通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造などの方法で鋳造すればよい。
［熱延工程］
　鋳造した鋼片を熱間圧延して熱延鋼板を得ることができる。熱延工程は、鋳造した鋼片を直接又は一旦冷却した後に再加熱して熱間圧延することにより行われる。再加熱を行う場合には、鋼片の加熱温度は、例えば１１００～１２５０℃であってよい。熱延工程においては、通常、粗圧延と仕上げ圧延とが行われる。各圧延の温度や圧下率は、所望の金属組織や板厚に応じて適宜決定することができる。例えば仕上げ圧延の終了温度は９００～１０５０℃であってよく、仕上げ圧延の圧下率は１０～５０％であってよい。
［巻取工程］
　熱延鋼板は所定の温度で巻取ることができる。巻取温度は、所望の金属組織等に応じて適宜決定することができ、例えば５００～８００℃であってよい。巻取る前又は巻取った後に巻き戻して、熱延鋼板に所定の熱処理を与えてもよい。代替的に、巻取工程は行わずに熱延工程後に酸洗して後述する冷延工程を行うこともできる。
［冷延工程］
　熱延鋼板に酸洗等を行った後、熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得ることができる。冷間圧延の圧下率は、所望の金属組織や板厚に応じて適宜決定することができ、例えば２０～８０％であってよい。冷延工程後は、例えば空冷して室温まで冷却してもよい。
［前処理工程］
　次に、冷延鋼板を焼鈍する前に所定の前処理工程を行ってもよい。このような前処理工程としては、脱脂処理を含むことができる。脱脂処理は、例えばｐＨ８．０以上の溶液中で冷延鋼板を通電すること（電解処理）を含むものであってよい。通電の際の電流密度は１．０～８．０Ａ／ｄｍ2であってよく、通電時間は５～１０秒間であってよい。
［焼鈍工程］
　前処理工程を行った冷延鋼板に焼鈍を行う。焼鈍工程の保持温度は７００～９００℃であることが好ましい。焼鈍工程の保持温度が９００℃超であると、鋼板表面に外部酸化層が生成し、めっき性が低下するおそれがある。上記保持温度までの昇温速度は、特に限定されないが１～１０℃／秒であってよい。上記保持温度での保持時間は、１０～３００秒であることが好ましく、８０～１２０秒であることがより好ましい。保持時間が３００秒超であると、外部酸化物が過剰に成長し、めっき性が低下するおそれがある。焼鈍工程における雰囲気の露点は、好ましくは－２０～１０℃であり、より好ましくは－１０～５℃である。露点が低すぎると、鋼板の表面上に外部酸化層が形成され、めっき性が低下する場合がある。一方で、露点が高すぎても、同様に鋼板表面に外部酸化物としてＦｅ酸化物が生成し、めっき性が低下する場合がある。また、焼鈍工程における雰囲気は、還元雰囲気、より具体的には窒素及び水素を含む還元雰囲気、例えば水素１～１０％の還元雰囲気（例えば、水素４％及び窒素バランス）であってよい。
［めっき工程］
　次に、めっき工程において、冷延鋼板（母材鋼板）の少なくとも一方、好ましくは両方の表面に、上で説明した化学組成及び組織を有するめっき層が形成される。より具体的には、めっき工程は、例えば、めっき層の化学組成が上で説明した範囲内となるように成分調整しためっき浴を用いて溶融めっきにより行われる。めっき工程では、まず、鋼板をめっき浴に浸漬してから冷却開始までの時間を６秒超、好ましくは７秒以上に制御すること、次いで浴温（例えば４２０～４８０℃）から３７０℃まで冷却ガス流束２５０００～６００００Ｌ／分／ｍ2にて冷却することが極めて重要である。冷却ガスとしては室温の空気、窒素等を使用することができる。これらの要件を満足させることで、めっき層におけるη相の（００２）面の配向割合を比較的低くすることができ、すなわちη相の（００２）面と（１０１）面を含むランダム化された配向に制御することができる。このため、めっき層をＸ線回折法で測定した場合に、η相の（００２）面に由来するピーク強度Ｉ（００２）とη相の（１０１）面に由来するピーク強度Ｉ（１０１）が０＜Ｉ（００２）／Ｉ（１０１）≦１０００を満たすことを確実にすることができる。
　より詳しく説明すると、まず、鋼板をめっき浴に浸漬してから冷却開始までの時間を６秒超、好ましくは７秒以上に制御することで、鋼板とめっき層との界面にＦｅ－Ａｌバリア層が比較的多く形成されるようにする。Ｆｅ－Ａｌバリア層が比較的多く形成されると、当該Ｆｅ－Ａｌバリア層が凸凹した形状となるために、η相の核生成サイトを増やすことができる。次に、浴温から３７０℃まで２５０００～６００００Ｌ／分／ｍ2の非常に高い冷却ガス流束において冷却することで、めっき層を凝固過程において振動させることができる。増やした核生成サイトから核生成したη相が、このような振動によって様々な方向に配向されることで、η相の（００２）面と（１０１）面を含むランダム化された配向を作り出すことができ、したがってη相の（００２）面に由来するピーク強度Ｉ（００２）とη相の（１０１）面に由来するピーク強度Ｉ（１０１）の関係を０＜Ｉ（００２）／Ｉ（１０１）≦１０００の範囲内に確実に制御することが可能となる。鋼板をめっき浴に浸漬してから冷却開始までの時間が短いと、Ｆｅ－Ａｌバリア層を起点とするη相の核生成が生じにくくなる。このため、たとえその後に高い冷却ガス流束によって冷却を行っても、η相の（００２）面と（１０１）面を含むランダム化された配向を十分に作り出すことができなくなり、その結果として、最終的に得られるめっき鋼板において所望のＩ（００２）／Ｉ（１０１）の強度比を得ることができなくなる。一方で、鋼板をめっき浴に浸漬してから冷却開始までの時間を適切なものとしてＦｅ－Ａｌバリア層を起点とする核生成を十分に生じさせても、例えばその後の冷却ガス流束が少ない場合には、めっき層を凝固過程において十分に振動させることができず、同様に最終的に得られるめっき鋼板において所望のＩ（００２）／Ｉ（１０１）の強度比を得ることができなくなる。したがって、めっき工程においては、「鋼板をめっき浴に浸漬してから冷却開始までの時間を６秒超に制御すること」及び「浴温から３７０℃まで冷却ガス流束２５０００～６００００Ｌ／分／ｍ2にて冷却すること」の組み合わせがＩ（００２）／Ｉ（１０１）の強度比を０超１０００以下の範囲内に制御する上で極めて重要なものとなる。
　一方で、鋼板をめっき浴に浸漬してから冷却開始までの時間が長すぎると、めっき層中のより多くのＡｌがＦｅ－Ａｌバリア層の形成に消費されてしまい、Ａｌ添加による潤滑性向上の効果を十分に得ることができない場合がある。したがって、鋼板をめっき浴に浸漬してから冷却開始までの時間は１５秒以下とすることが好ましい。また、結晶方位の配向をランダム化してめっき鋼板の潤滑性をより向上させる観点からは、浴温から３７０℃までの冷却ガス流束はより多いことが好ましい。例えば、浴温から３７０℃までの冷却ガス流束を３７０００Ｌ／分／ｍ2以上とすることで、Ｉ（００２）／Ｉ（１０１）の強度比を例えば５００以下のより低い値に制御することができ、その結果としてめっき鋼板の潤滑性をさらに向上させることが可能となる。同様に、例えば、浴温から３７０℃までの冷却ガス流束を５００００Ｌ／分／ｍ2以上とすることで、Ｉ（００２）／Ｉ（１０１）の強度比を例えば５０以下のさらにより低い値に制御することができ、その結果としてめっき鋼板の潤滑性をさらに顕著に向上させることが可能となる。めっき工程の他の条件は、めっき層の厚さ及び付着量等を考慮して適宜設定すればよい。例えば、冷延鋼板をめっき浴に浸漬した後、これを引き上げ、ガスワイピング法により直ちにＮ2ガス又は空気を吹き付け、その後冷却するようにすることでめっき層の付着量を所定の範囲内、例えば、片面当たり１０～１７０ｇ／ｍ2の範囲内に調整することができる。
　本製造方法によって製造されためっき鋼板は、めっき層中のＡｌ含有量が０．１０～１．５０％の比較的低い範囲内に制御されているため、Ａｌ添加による潤滑性向上の効果を確保しつつ、過度なアルミナ皮膜の形成等に起因する化成処理性の低下を確実に抑制することができる。同様に、ピーク強度Ｉ（００２）とピーク強度Ｉ（１０１）の強度比が０＜Ｉ（００２）／Ｉ（１０１）≦１０００の範囲内に制御されているため、η相の（００２）面と（１０１）面の適度に制御されたランダム配向に起因してめっき鋼板の潤滑性を顕著に向上させることができる。したがって、このようなめっき鋼板によれば、同様の化学組成を有するめっき層、より具体的には同様のＡｌ含有量を有するＺｎ系めっき層を備えた従来のめっき鋼板と比較して、より優れた潤滑性及び化成処理性を実現することが可能となり、特に自動車用めっき鋼板としての使用において生産性の向上を通して、産業の発展に貢献することができる。
　以下、実施例によって本発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に何ら限定されるものではない。
　まず、質量％で、Ｃ：０．１５％、Ｓｉ：１．００％、Ｍｎ：２．６０％、Ｐ：０．０１０％、Ｓ：０．００２０％、Ｎ：０．０１００％、Ａｌ：０．０２０並びに残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有する溶鋼を連続鋳造法にて鋳造して鋼片を形成し、当該鋼片を一旦冷却した後、１２００℃に再加熱して熱間圧延し、次いで６００℃で巻き取った。熱間圧延は、粗圧延と仕上げ圧延を行うことにより実施し、仕上げ圧延の終了温度は９５０℃、仕上げ圧延の圧下率は３０％であった。次に、得られた熱延鋼板に酸洗を施し、次いで圧下率５０％で冷間圧延して、１．６ｍｍの板厚を有する冷延鋼板を得た。次に、得られた冷延鋼板について、ｐＨ９．２の溶液中で５．０Ａ／ｄｍ2の電流密度で８秒間通電する前処理（脱脂処理）を行った。
　次に、各冷延鋼板を１００ｍｍ×２００ｍｍのサイズに切断し、次いで露点０℃、保持温度８７０℃及び保持時間１００秒の条件下で焼鈍処理（焼鈍雰囲気：水素４％及び窒素バランス）を行った。全ての鋼板試料において、焼鈍時の昇温速度は５℃／秒とした。次に、切断した鋼板試料を所定の浴組成を有する溶融亜鉛めっき浴（浴温：４２０～４８０℃）を用いて、表１に示すめっき浴浸漬から冷却開始までの時間、及び（浴温から３７０℃までの）冷却ガス流束の条件下でめっき処理を行うことにより、鋼板試料の両方の表面にめっき層が形成されためっき鋼板試料を得た。めっき付着量は、めっき浴への浸漬後、鋼板試料を引き上げ、冷却開始前にＮ2ガスワイピングにより片面当たり５０ｇ／ｍ2に調整した。
［めっき層の化学組成分析］
　めっき層の化学組成は、３０ｍｍ×３０ｍｍに切断したサンプルをインヒビター（朝日化学工業製イビット）入りの１０％ＨＣｌ水溶液に浸漬し、めっき層を酸洗剥離した後、水溶液中に溶解しためっき成分をＩＣＰ発光分光法によって測定することにより決定した。その結果を表１に示す。
［めっき鋼板の引張強さ］
　引張強さは、試験片の長手方向がめっき鋼板試料の圧延直角方向と平行になる向きからＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠して引張試験を行うことで測定した。その結果、全てのめっき鋼板試料において引張強さは７８０ＭＰａ以上であった。
［Ｘ線回折法によるＩ（００２）／Ｉ（１０１）の測定］
　Ｉ（００２）／Ｉ（１０１）の強度比は、以下のようにして決定した。まず、めっき鋼板から５０ｍｍ×３０ｍｍのサイズに切断しためっき鋼板試料を得、次いで当該めっき鋼板試料をＸ線回折測定（装置：ＲＩＮＴ－ＴＴＲ３（リガク）、管球：Ｃｕ、加速電圧：１５ｋＶ、ステップ：０．１°、２θ：２０～６０°、解析ソフト：積分強度計算、ベースライン補正：Ｓｏｎｎｅｖｅｌｄ－Ｖｉｓｓｅｒ法）に供することにより、２θ＝３６．１～３６．３°の範囲内に検出されるη相の（００２）面に由来するピークのピーク強度Ｉ（００２）（ｃｐｓ）と、２θ＝４３．１～４３．３°の範囲内に検出されるη相の（１０１）面に由来するピークのピーク強度Ｉ（１０１）（ｃｐｓ）を測定し、Ｉ（００２）／Ｉ（１０１）の値を決定した。
［潤滑性の評価］
　１５０×３０ｍｍのめっき鋼板試料をドロービード試験に供することにより、めっき鋼板の潤滑性を評価した。具体的には、まず、めっき鋼板試料にＮＯＸ－ＲＵＳＴ５５０ＮＨを塗油し、次いで平板金型を一定の押付荷重で押付けた。次に、オリエンタル社製の引張試験機ＵＳＴ－１０Ｔを用いて速度１００ｍｍ／分で引抜き、引抜きに要した荷重を室温で測定した。摺動距離は１００ｍｍとし、摺動距離６０～１００ｍｍにおいて引抜きに要した荷重の平均値を引抜荷重とした。押付荷重を３、６及び９ｋＮと変化させ、押付荷重の２倍を引抜荷重で除することで、めっき鋼板試料と金型との間の動摩擦係数を求めた。動摩擦係数の値に応じて、以下の評価基準によりめっき鋼板の潤滑性を評価した。
　　ＡＡＡ：動摩擦係数０．１０～０．１５
　　ＡＡ　：動摩擦係数０．１５超～０．２０
　　Ａ　　：動摩擦係数０．２０超～０．２５
　　Ｂ　　：動摩擦係数０．２５超
［化成処理性の評価］
　めっき鋼板の化成処理性は以下のようにして評価した。まず、５０×１００ｍｍのめっき鋼板試料を採取し、当該めっき鋼板試料に、りん酸亜鉛処理を（ＳＤ５３５０システム：日本ペイント・インダストリアルコーディング社製規格）に従って実施し、化成処理皮膜を形成させた。次に、ＳＥＭの二次電子像で試料表面を観察し、一般に「スケ」と呼ばれる化成処理皮膜が形成していない部分の面積率を測定した。スケの面積率に応じて、以下の評価基準によりめっき鋼板の化成処理性を評価した。
　　ＡＡ：スケ面積率０～５％
　　Ａ　：スケ面積率５超～１５％
　　Ｂ　：スケ面積率１５％超
　潤滑性の評価がＡＡＡ、ＡＡ及びＡであり、かつ化成処理性の評価がＡＡ及びＡである場合を、改善された潤滑性及び化成処理性を有するめっき鋼板として評価した。その結果を下表１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１を参照すると、比較例２６では、めっき層中のＡｌ含有量が低かったために、Ａｌ添加による潤滑性向上効果を十分に発揮することができず、潤滑性が低下した。比較例２７では、めっき層中のＡｌ含有量が高かったために、めっき層の表面にアルミナ皮膜が過度に形成し、化成処理性が低下した。比較例２８では、めっき浴浸漬から冷却開始までの時間が短かったために、Ｆｅ－Ａｌバリア層を起点とするη相の核生成が十分に生じなかったと考えられる。その結果として、η相の（００２）面と（１０１）面を含むランダム化された配向を十分に作り出すことができず、潤滑性が低下した。比較例２９では、浴温から３７０℃までの冷却ガス流束が少なかったために、めっき層を凝固過程において十分に振動させることができなかったと考えられる。その結果として、η相の（００２）面と（１０１）面を含むランダム化された配向を十分に作り出すことができず、潤滑性が低下した。
　これとは対照的に、全ての実施例に係るめっき鋼板において所定のめっき化学組成を有し、ピーク強度Ｉ（００２）とピーク強度Ｉ（１０１）の強度比を０＜Ｉ（００２）／Ｉ（１０１）≦１０００の範囲内に制御することで、めっき層にＡｌを添加したことによる効果を確保しつつ、過度なアルミナ皮膜の形成等に起因する化成処理性の低下を確実に抑制するとともに、めっき層におけるη相の（００２）面と（１０１）面が適度に制御されたランダム配向に起因してめっき鋼板の潤滑性を向上させることができた。とりわけ、めっき層中のＡｌ含有量を０．３０％以上とするとともに、浴温から３７０℃までの冷却ガス流束を３７０００Ｌ／分／ｍ2以上とした実施例５～８及び１７では、Ｉ（００２）／Ｉ（１０１）の強度比が５００以下となり、その結果として潤滑性の評価もＡＡとなり、さらにめっき鋼板の潤滑性が向上した。加えて、めっき層中のＡｌ含有量を０．３０％以上とするとともに、浴温から３７０℃までの冷却ガス流束を５００００Ｌ／分／ｍ2以上とした実施例９～１６及び１８～２５では、Ｉ（００２）／Ｉ（１０１）の強度比が５０以下となり、その結果として潤滑性の評価もＡＡＡとなり、めっき鋼板の潤滑性がより一層向上した。また、めっき層中のＡｌ含有量を０．９０％以下に制限した実施例１～１８では、化成処理性の評価がＡＡとなり、さらにめっき鋼板の化成処理性が向上した。

Claims (4)

  1. 　母材鋼板と、前記母材鋼板の表面に形成されためっき層とを備え、
    　前記めっき層が、質量％で、
    　Ａｌ：０．１０～１．５０％、及び
    　Ｆｅ：０．０１～２．００％
    を含有し、さらに、
    　Ｍｇ：０～１．５００％、
    　Ｓｉ：０～１．０００％、
    　Ｎｉ：０～１．０００％、
    　Ｃａ：０～４．０００％、
    　Ｓｂ：０～０．５００％、
    　Ｐｂ：０～０．５００％、
    　Ｃｕ：０～１．０００％、
    　Ｓｎ：０～１．０００％、
    　Ｔｉ：０～１．０００％、
    　Ｃｒ：０～１．０００％、
    　Ｎｂ：０～１．０００％、
    　Ｚｒ：０～１．０００％、
    　Ｍｎ：０～１．０００％、
    　Ｍｏ：０～１．０００％、
    　Ａｇ：０～１．０００％、
    　Ｌｉ：０～１．０００％、
    　Ｌａ：０～０．５００％、
    　Ｃｅ：０～０．５００％、
    　Ｂ　：０～０．５００％、
    　Ｙ　：０～０．５００％、
    　Ｐ　：０～０．５００％、及び
    　Ｓｒ：０～０．５００％
    の少なくとも１種を合計で５．０００％以下含有し、
    　残部がＺｎ及び不純物からなる化学組成を有し、
    　前記めっき層をＸ線回折法で測定した場合に、η相の（００２）面に由来するピーク強度Ｉ（００２）とη相の（１０１）面に由来するピーク強度Ｉ（１０１）が、０＜Ｉ（００２）／Ｉ（１０１）≦１０００を満たすことを特徴とする、めっき鋼板。
  2. 　前記化学組成が、質量％で、Ａｌ：０．３０～１．５０％を含有し、前記めっき層をＸ線回折法で測定した場合に、前記ピーク強度Ｉ（００２）と前記ピーク強度Ｉ（１０１）が、０＜Ｉ（００２）／Ｉ（１０１）≦５００を満たすことを特徴とする、請求項１に記載のめっき鋼板。
  3. 　前記化学組成が、質量％で、Ａｌ：０．３０～１．５０％を含有し、前記めっき層をＸ線回折法で測定した場合に、前記ピーク強度Ｉ（００２）と前記ピーク強度Ｉ（１０１）が、０＜Ｉ（００２）／Ｉ（１０１）≦５０を満たすことを特徴とする、請求項１に記載のめっき鋼板。
  4. 　前記めっき層が溶融亜鉛めっき（ＧＩ）層であることを特徴とする、請求項１～３のいずれか１項に記載のめっき鋼板。
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