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JP7831902B2 - 表面品質とスポット溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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JP7831902B2 - 表面品質とスポット溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 - Google Patents

表面品質とスポット溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法

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JP7831902B2 JP2023537362A JP2023537362A JP7831902B2 JP 7831902 B2 JP7831902 B2 JP 7831902B2 JP 2023537362 A JP2023537362 A JP 2023537362A JP 2023537362 A JP2023537362 A JP 2023537362A JP 7831902 B2 JP7831902 B2 JP 7831902B2
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Description

本発明は、表面品質とスポット溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法に関する。
環境汚染などの問題で、自動車の排出ガス及び燃費に対する規制は日々強化されつつある。そのため、自動車鋼板の軽量化による燃料消耗量の減少に対する要求が強くなっており、従って、単位厚さ当たりの強度が高い様々な種類の高強度鋼板が開発され、発売されている。
高強度鋼とは、通常４９０ＭＰａ以上の強度を有する鋼を意味するが、必ずしもこれに限定するものではなく、変態誘起塑性（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ；ＴＲＩＰ）鋼、双晶誘起塑性（Ｔｗｉｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ；ＴＷＩＰ）鋼、二相組織（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ；ＤＰ）鋼、複合組織（Ｃｏｍｐｌｅｘ Ｐｈａｓｅ；ＣＰ）鋼などがこれに該当し得る。
一方、自動車鋼材は、耐食性を確保するために表面にめっきを施しためっき鋼板の形態で供給されるが、その中でも、亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、高耐食めっき鋼板（ＺＭ）又は合金化亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）は、亜鉛の犠牲防食特性を利用して高い耐食性を有することから、自動車用の素材として多く使用される。
ところが、高強度鋼板の表面を亜鉛でめっきする場合、スポット溶接性に弱くなるという問題がある。すなわち、高強度鋼の場合には、引張強度と共に降伏強度が高いため、溶接中に発生する引張応力を塑性変形を通じて解消し難いことから、表面に微小クラックが生じる可能性が高い。高強度亜鉛めっき鋼板に対して溶接を施すと、融点の低い亜鉛が鋼板の微小クラックへ浸透し、その結果、液体金属脆化（Ｌｉｑｕｉｄ Ｍｅｔａｌ Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ；ＬＭＥ）という現象が発生して、疲労環境で鋼板が破壊に至るという問題が発生する可能性があり、これは鋼板の高強度化に大きな障害物として作用している。
さらに、高強度鋼板に多量に含まれるＳｉ、Ａｌ、Ｍｎなどの合金元素は、製造過程で鋼板の表面に拡散して表面酸化物を形成するが、その結果、亜鉛の濡れ性を大きく低下させ、未めっきが発生するなど、表面品質を劣化させる恐れがある。
本発明の一側面によれば、表面品質とスポット溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法が提供されることができる。
本発明の課題は、上述した内容に限定されない。通常の技術者であれば、本明細書の全体的な内容から本発明のさらなる課題を理解する上で何ら困難がない。
本発明の一側面による亜鉛めっき鋼板は、素地鋼板及び上記素地鋼板の表面に備えられる亜鉛系めっき層を含む亜鉛めっき鋼板であって、上記素地鋼板は、上記素地鋼板と上記亜鉛系めっき層との間の界面から上記素地鋼板の厚さ方向に２５μｍまでの深さに対応する領域である第１表層領域と、上記第１表層領域に隣接し、上記素地鋼板の厚さ方向に２５μｍ～５０μｍの深さに対応する領域である第２表層領域と、を含み、上記第１表層領域のフェライト分率は５５面積％以上であり、上記第１表層領域に含まれるフェライトの平均結晶粒サイズは２～１０μｍであり、上記第２表層領域のフェライト分率は３０面積％以上であり、上記第２表層領域に含まれるフェライトの平均結晶粒サイズは１．３５～７μｍであることができる。
上記素地鋼板の中心部の平均硬度に対する上記第１表層領域の平均硬度の比率が９０％以下であり、上記素地鋼板の中心部の平均硬度に対する上記第２表層領域の平均硬度の比率が９５％以下であることができる。
上記亜鉛系めっき層のめっき付着量は３０～７０ｇ／ｍ２であることができる。
上記素地鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０５～１．５％、Ｓｉ：２．５％以下、Ｍｎ：１．５～２０．０％、Ｓ－Ａｌ（酸可溶性アルミニウム）：３．０％以下、Ｃｒ：２．５％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．２％以下、Ｔｉ：０．２％以下、Ｓｂ＋Ｓｎ＋Ｂｉ：０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含むことができる。
上記亜鉛めっき鋼板の引張強度は９００ＭＰａ以上であることができる。
上記素地鋼板の表層部は、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＦｅのうち少なくとも１種以上を含有する酸化物を含むことができる。
上記素地鋼板の厚さは１．０～２．０ｍｍである、亜鉛めっき鋼板。
本発明の一側面による亜鉛めっき鋼板の製造方法は、鋼スラブを９５０～１３００℃の温度範囲に再加熱する段階と、９００～１１５０℃の仕上げ圧延開始温度及び８５０～１０５０℃の仕上げ圧延終了温度で上記再加熱されたスラブを熱間圧延して熱延鋼板を提供する段階と、上記熱延鋼板を５９０～７５０℃の温度範囲で巻き取る段階と、１．３～４．３℃／ｓの加熱速度で加熱帯で上記熱延鋼板を加熱する段階と、－１０～＋３０℃の露点温度、Ｎ２－５～１０％Ｈ２の雰囲気ガス及び６５０～９００℃の温度範囲の均熱帯で上記熱延鋼板を焼鈍処理する段階と、５５０～７００℃の温度範囲の徐冷帯で上記焼鈍処理された熱延鋼板を徐冷する段階と、２７０～５５０℃の温度範囲の急冷帯で上記徐冷された熱延鋼板を急冷する段階と、上記急冷された熱延鋼板を再加熱した後、４２０～５５０℃の引き込み温度で亜鉛系めっき浴に浸漬して亜鉛系めっき層を形成する段階と、選択的に上記亜鉛系めっき層が形成された鋼板を４８０～５６０℃の温度範囲に加熱して合金化する段階と、を含むことができる。
上記焼鈍時の通板速度は４０～１３０ｍｐｍであることができる。
上記鋼スラブは、重量％で、Ｃ：０．０５～０．３０％、Ｓｉ：２．５％以下、Ｍｎ：１．５～１０．０％、Ｓ－Ａｌ（酸可溶性アルミニウム）：１．０％以下、Ｃｒ：２．０％以下、Ｍｏ：０．２％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｓｂ＋Ｓｎ＋Ｂｉ：０．０５％以下、Ｎ：０．０１％以下、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含むことができる。
上記課題の解決手段は、本発明の特徴を全て列挙したものではなく、本発明の様々な特徴及びそれによる利点及び効果は、以下の具体的な実現例を参照してより詳細に理解することができる。
本発明の一側面によれば、めっき層直下の素地鉄表層部のフェライト結晶粒サイズを一定範囲に制御するため、スポット溶接時に引張応力が加わったとしても、クラックの発生可能性を下げることができ、それにより溶融亜鉛めっき層がクラックに沿って浸透して発生する液体金属脆化（ＬＭＥ）現象を効果的に減少させることができる。
本発明の一側面によれば、鋼板の表面において酸化物が形成されることを減少させることができるため、めっき品質の劣化を効果的に抑制することができる。
本発明の効果は上述した事項に限定されるものではなく、通常の技術者が以下に記載されている事項から類推可能な技術的効果を含むものと解釈されることができる。
本発明は、表面品質とスポット溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法に関するものであって、以下では、本発明の好ましい実現例について説明する。本発明の実現例は様々な形態に変形することができ、本発明の範囲は以下で説明する実現例に限定されるものと解釈されてはならない。本実現例は、当該発明が属する技術分野において通常の知識を有する者に本発明をさらに詳細に説明するために提供されるものである。
以下、いくつかの実現例を通じて本発明の亜鉛めっき鋼板について説明する。
本発明において亜鉛めっき鋼板とは、亜鉛めっき鋼板（ＧＩ鋼板）だけでなく、合金化亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）はもちろん、亜鉛が主に含まれた亜鉛系めっき層が形成されためっき鋼板の全てを含む概念であることに留意する必要がある。亜鉛が主に含まれるとは、めっき層に含まれた元素のうち亜鉛の比率が最も高いことを意味する。但し、合金化亜鉛めっき鋼板では、亜鉛より鉄の比率が高いことがあり、鉄を除く残りの成分のうち亜鉛の比率が最も高い鋼板までを本発明の範囲に含むことができる。
本発明の発明者らは、溶接時に発生する液体金属脆化（ＬＭＥ）が、鋼板の表面から発生する微小クラックにその原因があるということに着目し、表面の微小クラックを抑制する手段について研究し、そのためには、鋼板表面の微細組織を特に制御する必要があることを見出し、本発明に至るようになった。
通常、高強度鋼の場合には、鋼の硬化能やオーステナイト安定性などを確保するために炭素（Ｃ）、マンガン（Ｍｎ）、シリコン（Ｓｉ）などの元素を多量に含むことができるが、このような元素は、鋼のクラックに対する感受性 を高める役割を果たす。したがって、このような元素が多量に含まれた鋼は、微小クラックが容易に発生し、終局的には、溶接時に液体金属脆化の原因となる。
本発明者らは、高強度鋼のクラック感受性を低減する方案について、鋭意研究を行った結果、微小クラックの発生挙動は、鋼板の炭素（Ｃ）分布と密接な関係があるため、炭素（Ｃ）濃度が相対的に低いフェライトを鋼板の表層部に導入する場合、鋼板のクラック感受性を効果的に減少させることができるという事項を導出した。特に、本発明者らは、鋼板表層部の特定領域におけるフェライト分率又は結晶粒サイズとクラックの発生挙動に緊密な相関関係があることを究明し、本発明を導出するようになった。
本発明の一実現例によれば、素地鋼板及び上記素地鋼板の表面に備えられる亜鉛系めっき層を含む亜鉛めっき鋼板であって、上記素地鋼板は、上記素地鋼板と上記亜鉛系めっき層との間の界面から上記素地鋼板の厚さ方向に２５μｍまでの深さに対応する領域である第１表層領域と、上記第１表層領域と隣接し、上記素地鋼板の厚さ方向に２５μｍ～５０μｍの深さに対応する領域である第２表層領域と、を含み、上記第１表層領域のフェライト分率は５５面積％以上であり、上記第１表層領域に含まれるフェライトの平均結晶粒サイズは２～１０μｍであり、上記第２表層領域のフェライト分率は３０面積％以上であり、上記第２表層領域に含まれるフェライトの平均結晶粒サイズは１．３５～７μｍであることができる。
一例によれば、亜鉛系めっき層と隣接する素地鋼板の表層部は、第１表層領域と第２表層領域とに区分することができる。第１表層領域は、素地鋼板と亜鉛系めっき層との間の界面から素地鋼板の厚さ方向に２５μｍまでの深さに対応する領域であることができる。第２表層領域は第１表層領域と隣接し、素地鋼板の厚さ方向に２５μｍ～５０μｍの深さに対応する領域であることができる。
第１表層領域の微細組織は、フェライトと２次硬質相からなることができ、その他の不可避組織を含むことができる。第１表層領域は５５面積％以上のフェライトを含むため、鋼板のクラック感受性を効果的に減少させることができる。第１表層領域のフェライト分率の上限は特に規定していないが、鋼板の強度確保の観点から、その上限を９７面積％に制限することができる。２次硬質相とは、フェライトに比べて相対的に硬度の高い微細組織を意味し、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト及びパーライトの中から選択された１種以上であることができる。
第１表層領域に含まれるフェライトの平均結晶粒サイズは２～１０μｍの範囲であってもよい。鋼板のクラック感受性を抑制するために、第１表層領域に含まれるフェライトの平均結晶粒サイズを２μｍ以上に制限することができる。一方、第１表層領域に含まれるフェライトの平均結晶粒サイズが一定レベルを超える場合、鋼板の強度確保の面で不利であるため、第１表層領域に含まれるフェライトの平均結晶粒サイズを１０μｍ以下に制限することができる。
亜鉛系めっき層と隣接する第１表層領域に含まれるフェライト分率及び平均結晶粒サイズだけでなく、亜鉛系めっき層と一定間隔離隔した第２表層領域に含まれるフェライトの分率及び平均結晶粒サイズも鋼板のクラック感受性に大きな影響を与える要素である。
第２表層領域の微細組織もフェライトと２次硬質相からなることができ、その他の不可避組織を含むことができる。第２表層領域は３０面積％以上のフェライトを含むため、鋼板のクラック感受性を効果的に減少させることができる。第２表層領域のフェライト分率の上限は特に規定していないが、鋼板の強度確保の観点から、その上限を８５面積％に制限することができる。２次硬質相とは、フェライトに比べて相対的に硬度の高い微細組織を意味し、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト及びパーライトの中から選択された１種以上であることができる。
第２表層領域に含まれるフェライトの平均結晶粒サイズは１．３５～７μｍの範囲であってもよい。鋼板のクラック感受性を抑制するために、第２表層領域に含まれるフェライトの平均結晶粒サイズを１．３５μｍ以上に制限することができる。一方、第２表層領域に含まれるフェライトの平均結晶粒サイズが一定レベルを超える場合、鋼板の強度確保の面で不利であるため、第２表層領域に含まれるフェライトの平均結晶粒サイズを７μｍ以下に制限することができる。
第１表層領域及び第２表層領域のフェライト平均結晶粒サイズは、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）で鋼板の断面における３箇所以上の領域を観察して測定することができ、第１表層領域及び第２表層領域のフェライト分率は、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ－Ｓｃａｔｔｅｒｅｄ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）を用いて確保された位相マップ（Ｐｈａｓｅ Ｍａｐ）を用いて測定することができる。当技術分野における通常の技術者は、特別な技術的困難なしに第１表層領域及び第２表層領域に含まれるフェライト分率及び平均結晶粒サイズを測定することができる。
スポット溶接時に発生する引張応力に対して緩衝力を提供するために、第１表層領域及び第２表層領域は、素地鋼板の中心部に比べて低い硬度を有することが好ましい。素地鋼板の中心部の平均硬度に対する第１表層領域の平均硬度の比率は９０％以下であってもよく、素地鋼板の中心部の平均硬度に対する第２表層領域の平均硬度の比率は９５％以下であってもよい。第２表層領域は、第１表層領域よりも高い平均硬度値を有することができる。素地鋼板の中心部の平均硬度に対する第１表層領域の平均硬度の比率又は素地鋼板の中心部の平均硬度に対する第２表層領域の平均硬度の比率の下限は特に規定しないが、鋼板の強度確保及び材質均一性確保の観点から、その下限をそれぞれ７０％に制限することができる。
第１表層領域の平均硬度とは、鋼板の断面において界面から５μｍ、１０μｍ、１５μｍ、２０μｍ離隔した地点で測定されたビッカース硬度値の平均を意味し、第２表層領域の平均硬度とは、鋼板の断面において界面から３０μｍ、３５μｍ、４０μｍ、４５μｍ離隔した地点で測定されたビッカース硬度値の平均を意味する。中心部の平均硬度とは、鋼板の断面において１／２ｔ地点及び１／２ｔ±５μｍ地点でそれぞれ測定されたビッカース硬度値の平均を意味する。ここで、ｔは鋼板の厚さ（ｍｍ）を意味する。ビッカース硬度は、ナノインデンテーションビッカース硬度計を用いて５ｇの荷重条件で測定することができ、当該技術分野における通常の技術者は、特別な技術的困難なしに第１表層領域、第２表層領域及び中心部の平均ビッカース硬度を測定することができる。
本発明は、強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板であれば、その種類を制限しない。但し、必ずしもこれに限定するものではないが、本発明で対象とする鋼板は、重量比率で、Ｃ：０．０５～１．５％、Ｓｉ：２．５％以下、Ｍｎ：１．５～２０．０％、Ｓ－Ａｌ（酸可溶性アルミニウム）：３．０％以下、Ｃｒ：２．５％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．２％以下、Ｔｉ：０．２％以下、Ｓｂ＋Ｓｎ＋Ｂｉ：０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含むことができる。場合によっては、上記に列挙されていない鋼中に含まれ得る元素を合計１．０重量％以下の範囲までさらに含むことができる。本発明における各成分元素の含量は、特に断りのない限り、重量を基準として表す。上述した組成は、鋼板のバルク組成、すなわち、鋼板厚さの１／４地点の組成を意味する（以下、同じ）。
本発明のいくつかの実現例において、上記高強度鋼板としてＴＲＩＰ鋼、ＤＰ鋼、ＣＰ鋼などを対象とすることができる。これらの鋼は、細かく区分する際に、次のような組成を有することができる。
鋼組成１：Ｃ：０．０５～０．３０％（好ましくは０．１０～０．２５％）、Ｓｉ：０．５～２．５％（好ましくは１．０～１．８％）、Ｍｎ：１．５～４．０％（好ましくは２．０～３．０％）、Ｓ－Ａｌ：１．０％以下（好ましくは０．０５％以下）、Ｃｒ：２．０％以下（好ましくは１．０％以下）、Ｍｏ：０．２％以下（好ましくは０．１％以下）、Ｂ：０．００５％以下（好ましくは０．００４％以下）、Ｎｂ：０．１％以下（好ましくは０．０５％以下）、Ｔｉ：０．１％以下（好ましくは０．００１～０．０５％）、Ｓｂ＋Ｓｎ＋Ｂｉ：０．０５％以下、Ｎ：０．０１％以下、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む。場合によっては、上に列挙されてはいないが、鋼中に含まれ得る元素を合計１．０％以下の範囲までさらに含むことができる。
鋼組成２：Ｃ：０．０５～０．３０％（好ましくは０．１０～０．２％）、Ｓｉ：０．５％以下（好ましくは０．３％以下）、Ｍｎ：４．０～１０．０％（好ましくは５．０～９．０％）、Ｓ－Ａｌ：０．０５％以下（好ましくは０．００１～０．０４％）、Ｃｒ：２．０％以下（好ましくは１．０％以下）、Ｍｏ：０．５％以下（好ましくは０．１～０．３５％）、Ｂ：０．００５％以下（好ましくは０．００４％以下）、Ｎｂ：０．１％以下（好ましくは０．０５％以下）、Ｔｉ：０．１５％以下（好ましくは０．００１～０．１％）、Ｓｂ＋Ｓｎ＋Ｂｉ：０．０５％以下、Ｎ：０．０１％以下、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む。場合によっては、上に列挙されてはいないが、鋼中に含まれ得る元素を合計１．０％以下の範囲までさらに含むことができる。
また、上述した各成分元素のうち、その含量の下限を限定していない場合は、これらを任意元素として見なしてもよく、その含量が０％になってもよいことを意味する。
必ずしもこれに限定されるものではないが、本発明の一実現例による素地鋼板の厚さは１．０～２．０ｍｍであることができる。
また、本発明の一実現例によるめっき鋼板は、素地鋼板の表層部にＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＦｅのうち少なくとも１種以上を含有する内部酸化物を含むことにより、向上した表面品質を有することができる。すなわち、上記酸化物が表層部内に存在することで、鋼板の表面に酸化物が形成されることを抑制することができ、その結果、めっき時に素地鋼板とめっき液との間の濡れ性を確保し、良好なめっき性能を得ることができる。
本発明の一実現例によれば、上記鋼板の表面には１層以上のめっき層が含まれてもよく、上記めっき層はＧＩ（Ｇａｌｖａｎｉｓｅｄ）又はＧＡ（Ｇａｌｖａ－ａｎｎｅａｌｅｄ）層を含む亜鉛系めっき層であってもよい。本発明では、上述したように表層部のフェライト分率及び平均結晶粒サイズを適切な範囲に制御しているため、亜鉛系めっき層が鋼板の表面に形成されても、スポット溶接時に発生する液体金属脆化を効果的に防止することができる。
本発明の一実現例に従って上記亜鉛系めっき層がＧＡ層の場合には、合金化度（めっき層内のＦｅ含量を意味する）を８～１３重量％、好ましくは１０～１２重量％に制御することができる。合金化度が十分でない場合には、亜鉛系めっき層中の亜鉛が微小クラックに浸透して液体金属脆化の問題を引き起こす可能性があり、逆に合金化度が高すぎる場合にはパウダリング等の問題が発生する可能性がある。
また、上記亜鉛系めっき層のめっき付着量は３０～７０ｇ／ｍ２であってもよい。めっき付着量が少なすぎる場合には、十分な耐食性が得られにくく、一方、めっき付着量が多すぎる場合には、製造コストの上昇及び液体金属脆化の問題が発生する可能性があるため、上述した範囲内に制御する。より好ましいめっき付着量の範囲は４０～６０ｇ／ｍ２であり得る。本めっき付着量は、最終製品に付着しためっき層の量を意味するものであって、めっき層がＧＡの場合には、合金化によりめっき付着量が増加するため、合金化前には多少その重量が減少することがあり、合金化度に応じて変わるため、必ずしもこれに制限するものではないが、合金化前の付着量（すなわち、めっき浴から付着するめっきの量）は、それより約１０％程度減少した値であることができる。
以下、本発明の鋼板を製造するための一実現例について説明する。但し、本発明の鋼板は必ずしも下記の実現例によって製造される必要はなく、下記の実現例は、本発明の鋼板を製造する一つの好ましい手段であることに留意する必要がある。
まず、上述した組成の鋼スラブを再加熱して粗圧延及び仕上げ圧延を経て熱間圧延した後、ＲＯＴ（Ｒｕｎ Ｏｕｔ Ｔａｂｌｅ）冷却を経てから巻き取る過程により熱延鋼板を製造することができる。その後、製造された鋼板に対して、酸洗を行い冷間圧延することができ、得られた冷延鋼板を焼鈍してめっきすることができる。ＲＯＴ冷却等の熱延条件については特に制限しないが、本発明の一実現例では、スラブ加熱温度、仕上げ圧延の開始及び終了温度、巻取温度、酸洗条件、冷間圧延条件、焼鈍条件及びめっき条件等を次のように制限することができる。
スラブ加熱温度：９５０～１３００℃
スラブ加熱は、熱間圧延前に素材を加熱して圧延性を確保するために行う。スラブ再加熱中、スラブの表層部は、炉内の酸素と結合して酸化物であるスケールを形成する。スケールを形成する際に、鋼中の炭素とも反応して一酸化炭素ガスを形成する脱炭反応を起こし、スラブ再加熱温度が高いほど、脱炭量は増加する。スラブ再加熱温度が過度に高いと、脱炭層が過度に形成され、最終製品の材質が軟化するという問題点があり、過度に低いと、熱間圧延性が確保されず、エッジクラックが発生することがあり、表層部の硬度を十分に低くすることができないため、ＬＭＥの改善が不十分となる。
仕上げ圧延開始温度：９００～１１５０℃
仕上げ圧延開始温度が過度に高いと、表面の熱延スケールが過度に発達し、最終製品のスケールに起因する表面欠陥の発生量が増加することがあるため、その上限を１１５０℃に制限する。また、仕上げ圧延開始温度が９００℃未満の場合、温度の減少によりバーの剛性が増加し、熱間圧延性が大幅に減少することがあるため、仕上げ圧延開始温度を上述の範囲に制限することができる。
仕上げ圧延終了温度：８５０～１０５０℃
仕上げ圧延終了温度が１，０５０℃を超えると、仕上げ圧延中にデスケーリングによって除去したスケールが再び表面に過度に形成され、表面欠陥の発生量が増加し、仕上げ圧延終了温度が８５０℃未満であると、熱間圧延性が低下するため、仕上げ圧延終了温度は上述の範囲に制限することができる。
巻取温度：５９０～７５０℃
熱間圧延された鋼板は、その後コイル状に巻き取られて保管されるが、巻き取られた鋼板は徐冷過程を経ることになる。このような過程により鋼板の表層部に含まれた硬化性元素が除去されるが、熱延鋼板の巻取温度が低すぎる場合には、これら元素の酸化除去に必要な温度より低い温度でコイルが徐冷されるため、十分な効果が得られにくい。
酸洗処理：通板速度１８０～２５０ｍｐｍで実施
上述の過程を経た熱延鋼板に対して、熱延スケールを除去するために塩酸浴に投入して酸洗処理を行う。酸洗時に塩酸浴の塩酸濃度は１０～３０％の範囲で行い、酸洗通板速度は１８０～２５０ｍｐｍで行う。酸洗速度が２５０ｍｐｍを超える場合は、熱延鋼板の表面スケールが完全に除去されない可能性があり、酸洗速度が１８０ｍｐｍより低い場合には、素地鉄の表層部が塩酸によって腐食することがあるため、１８０ｍｐｍ以上で行う。
冷間圧延：圧下率３５～６０％
酸洗を行った後に冷間圧延を行う。冷間圧延時の冷間圧下率は３５～６０％の範囲で行う。冷間圧下率が３５％未満であると、特に問題はないが、焼鈍時に再結晶駆動力が不足し、十分に微細組織を制御しにくいという問題が生じる恐れがある。冷間圧下率が６０％を超えると、熱延時に確保した軟質層の厚さが薄くなり、焼鈍後に十分に鋼板表面の２０μｍ以内の領域における硬度を 下げることが困難である。
上述した冷間圧延過程の後には、鋼板を焼鈍する過程が続くことができる。鋼板の焼鈍過程においても、鋼板表面部のフェライト平均結晶粒サイズ及び分率が大きく変わることがあるため、本発明の一実現例では、鋼板の表面から５０μｍ以内の領域におけるフェライト平均結晶粒サイズ及び分率を適切に制御する条件で焼鈍工程を制御することができる。
通板速度：４０～１３０ｍｐｍ
十分な生産性を確保するために、上記冷延鋼板の通板速度は４０ｍｐｍ以上である必要がある。但し、通板速度が過度に速い場合には、材質確保の面で不利である可能性があるため、本発明の一実現例では、上記通板速度の上限を１３０ｍｐｍとすることができる。
加熱帯の加熱速度：１．３～４．３℃／ｓ
適切な範囲の表層部のフェライト分率及び平均結晶粒サイズを確保するためには、加熱帯における加熱速度を制御することが有利である。加熱帯の加熱速度が低い場合、６５０℃以上の領域でＳｉ酸化量が多くなり、表面に連続的なフィルム（ｆｉｌｍ）状の酸化膜が形成され、水蒸気が鋼板の表面と接触して酸素に解離する量が著しく少なくなり、酸化膜が表面の炭素と酸素との間の反応を抑制するため、脱炭が十分に行われず、ＬＭＥ抵抗性に劣る可能性がある。また、表面に酸化膜が形成されてめっき濡れ性に劣り、めっき表面品質が劣ることがある。したがって、本発明の一実現例では、上記加熱帯の加熱速度の下限を１．３℃／ｓとすることができる。
また、加熱帯の加熱速度が高い場合、加熱過程中に再結晶及び二相域以上の温度区間においてオーステナイト相変態が円滑に行われない可能性がある。ＴＲＩＰ鋼は、二相域温度区間においてフェライトとオーステナイトを同時に形成する過程でセメンタイトで構成された炭素が解離し、炭素固溶度の高いオーステナイトにパーティショニング（ｐａｒｔｉｔｉｏｎｉｎｇ）が進行しながら、炭素固溶量が増加し、マルテンサイトなど、硬質の低温相が安定するようになる。一方、加熱速度が高い場合には、オーステナイト分率が低くなり、炭素パーティショニングの低下により低温相が十分に形成されず、強度の低下が発生する恐れがある。したがって、本発明の一実現例では、上記加熱帯の加熱速度の上限は４．３℃／ｓとすることができる。
焼鈍炉内の露点の制御：６５０～９００℃で－１０～＋３０℃の範囲に制御
適切な範囲の表層部のフェライト分率及び平均結晶粒サイズを得るために、焼鈍炉内の露点を制御することが有利である。露点が低すぎる場合には、内部酸化ではなく表面酸化が発生し、表面にＳｉやＭｎなどの酸化物が生成される恐れがある。これらの酸化物はめっきに悪影響を及ぼす。したがって、露点は－１０℃以上に制御する必要がある。逆に、露点が高すぎる場合には、Ｆｅの酸化が発生する恐れがあるため、露点は３０℃以下に制御される必要がある。このように、露点を制御するための温度は、十分な内部酸化効果が現れる温度である６５０℃以上であり得る。但し、温度が高すぎる場合には、Ｓｉ等の表面酸化物が形成され、酸素が内部に拡散することを妨げるだけでなく、均熱帯の加熱中にオーステナイトが過度に発生して炭素の拡散速度が低下し、それにより内部酸化レベルが減少することがあり、均熱帯のオーステナイトサイズが過度に成長して材質軟化を発生させる。また、焼鈍炉の負荷を発生させて設備寿命を短縮させ、工程コストを増加させるという問題点を招くことがあるため、上記露点を制御する温度は９００℃以下であることができる。
このとき、露点は、水蒸気を含む含湿窒素（Ｎ２＋Ｈ２Ｏ）を焼鈍炉に投入することにより調節することができる。
焼鈍炉内の水素濃度：５～１０Ｖｏｌ％
焼鈍炉内の雰囲気は、窒素ガスに５～１０Ｖｏｌ％の水素を投入して還元雰囲気を保持する。焼鈍炉内の水素濃度が５Ｖｏｌ％未満の場合、還元能力の低下により表面酸化物が過度に形成され、表面品質及びめっき密着性が劣り、表面酸化物が酸素と鋼中の炭素との反応を抑制させて脱炭量が低下し、ＬＭＥの改善レベルが低くなるという問題点が生じる。水素濃度が高い場合には、特に問題は発生しないが、水素ガス使用量の増加に伴うコスト上昇及び水素濃度の増加による炉内爆発の危険性があるため、水素濃度を制限する。
上述の過程により焼鈍処理された鋼板は、徐冷及び急冷段階を経て冷却されることができる。
徐冷時の徐冷帯温度：５５０～７５０℃
徐冷帯とは、冷却速度が３～５℃／ｓの区間をいうものであって、徐冷帯温度が７５０℃を超えると、徐冷中に軟質のフェライトが過剰に形成され、引張強度が低下し、逆に徐冷帯温度が５５０℃未満であると、ベイナイトが過剰に形成されたり、マルテンサイトが形成されて引張強度が過度に増加し、伸び率が減少することがある。したがって、徐冷帯温度は上述の範囲に制限することができる。
急冷時の急冷帯温度：２７０～５５０℃
急冷帯とは、冷却速度が１２～２０℃／ｓの区間をいうものであって、急冷帯温度が５５０℃を超えると、急冷中に適正レベル以下のマルテンサイトが形成され、引張強度が不足し、急冷帯温度が２７０℃未満であると、マルテンサイトの形成が過剰になり、伸び率が不足することがある。
このような過程により焼鈍された鋼板は、直ちにめっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを行う。もし、鋼板が冷却される場合には、鋼板を加熱する段階がさらに含まれてもよい。上記加熱温度は、後述する鋼板の引き込み温度より高い必要があり、場合によっては、めっき浴の温度より高くてもよい。
めっき浴内における鋼板の引き込み温度：４２０～５００℃
めっき浴内における鋼板の引き込み温度が低いと、鋼板と液状亜鉛との接触界面内の濡れ性が十分に確保されないため、４２０℃以上を保持しなければならない。過度に高い場合、鋼板と液状亜鉛との反応が過度となり、界面にＦｅ－Ｚｎ合金相であるゼタ（Ｚｅｔｔａ）相が発生してめっき層の密着性が低下し、めっき浴内の鋼板におけるＦｅ元素の溶出量が過度となり、めっき浴内にドロスが発生するという問題点がある。したがって、上記鋼板の引き込み温度は５００℃以下に制限してもよい。
めっき浴内のＡｌ濃度：０．１０～１３．０％
めっき浴内のＡｌ濃度は、めっき層の濡れ性とめっき浴の流動性を確保するために適正濃度が保持されなければならない。ＧＡの場合は０．１０～０．１５％、ＧＩの場合は０．２～０．２５％、ＺＭの場合は０．７～１３．０％に制御した上でのみ、めっき浴内のドロス（ｄｒｏｓｓ）の形成を適正レベルに保持し、めっき表面品質と性能を確保することができる。
上述の過程によりめっきされた溶融亜鉛めっき鋼板は、その後、必要に応じて合金化熱処理過程を経ることができる。合金化熱処理の好ましい条件は以下の通りである。
合金化（ＧＡ）温度：４８０～５６０℃
４８０℃未満ではＦｅの拡散量が少なく、合金化度が十分でないため、めっき物性が良くない可能性があり、５６０℃を超える場合には、過度な合金化によるパウダリング（ｐｏｗｄｅｒｉｎｇ）の問題が発生することがあり、残留オーステナイトのフェライト変態により材質が劣化することがあるため、合金化温度を上述の範囲とする。
以下、実施例を挙げて本発明についてより具体的に説明する。但し、後述する実施例は、本発明を例示してより具体化するためのものであり、本発明の権利範囲を制限するためのものではないことに留意する必要がある。
（実施例）
下記表１に記載の組成を有する鋼スラブ（表に記載されていない残りの成分はＦｅ及び不可避に含まれる不純物である。また、表においてＢ及びＮはｐｐｍ単位で表し、残りの成分は重量％単位で表す）を１２３０℃に加熱し、仕上げ圧延開始温度及び終了温度をそれぞれ１０１５℃及び９５０℃にして熱間圧延した後、６３０℃で巻き取った。その後、１９．２体積％の塩酸溶液で酸洗した後に冷間圧延し、得られた冷延鋼板を焼鈍炉で焼鈍し、６２０℃の徐冷帯で４．２℃／ｓで徐冷し、３１５℃の急冷帯で１７℃／ｓで急冷して焼鈍された鋼板を得た。均熱帯の雰囲気ガスはＮ２－６％Ｈ２を用いた。その後、得られた鋼板を加熱し、ＧＡはＡｌが０．１３％であるめっき浴に、ＧＩはＡｌが０．２４重量％である亜鉛系めっき浴に、ＺＭはＡｌが１．７５％であってＭｇが１．５５％である亜鉛系めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを行った。得られた溶融亜鉛めっき鋼板に対して、必要に応じて合金化（ＧＡ）熱処理を５２０℃で行い、最終的に合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られた。
全ての実施例において、溶融亜鉛めっき浴に引き込まれる鋼板の引き込み温度を４７５℃とした。その他の各実施例別条件は表２に記載した通りである。
上述の過程により製造された溶融亜鉛めっき鋼板の特性を測定し、スポット溶接時に液体金属脆化（ＬＭＥ）が発生したか否かを観察した結果を表３に示した。スポット溶接は鋼板を幅方向に切断して各切断された端部位に沿って行った。スポット溶接電流を２回加えて通電した後、１サイクルのｈｏｌｄ ｔｉｍｅを保持した。スポット溶接は異種三重で実施した。評価素材－評価素材－ＧＡ ９８０ＤＰ １．４ｔ材（Ｃ：０．１２の重量％、Ｓｉ：０．１重量％、Ｍｎ：２．２重量％の組成を有する）の順に積層してスポット溶接を行った。スポット溶接時に、新たな電極を軟質材に１５回溶接した後、電極を摩耗させてからスポット溶接の対象素材で飛散（ｅｘｐｕｌｓｉｏｎ）が発生する上限電流を測定する。上限電流を測定した後、上限電流より０．５及び１．０ｋＡ低い電流でスポット溶接を溶接電流別に８回行い、スポット溶接部の断面を放電加工で精密に加工した後、エポキシマウントして研磨し、光学顕微鏡でクラックの長さを測定した。光学顕微鏡による観察時の倍率は１００倍と指定し、当該倍率でクラックが見つからない場合、液体金属脆化が発生していないと判断し、クラックが見つかった場合には、イメージ分析ソフトウェアで長さを測定した。スポット溶接部の肩部で発生するＢ－ｔｙｐｅクラックは１００μｍ以下、Ｃ－ｔｙｐｅクラックは、観察されない場合、良好であると判断した。
各試験片の断面に対するＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ－Ｓｃａｔｔｅｒｅｄ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）の位相マップ（Ｐｈａｓｅ Ｍａｐ）を活用して微細組織の分率を測定した。また、各試験片の断面をナイタルエッチングした後、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）分析を行い、各試験片に対する３枚以上の写真を用いてフェライトの平均結晶粒サイズを測定した。
ナノインテンテーションビッカース硬度計を用いて５ｇの荷重条件で各試験片の断面のビッカース硬度を測定した。第１表層領域の平均硬度は界面から５μｍ、１０μｍ、１５μｍ、２０μｍ離隔した地点で測定されたビッカース硬度の平均値であり、第２表層領域の平均硬度は界面から３０μｍ、３５μｍ、４０μｍ、４５μｍ離隔した地点で測定されたビッカース硬度の平均値であり、中心部の平均硬度は１／２ｔ地点及び１／２ｔ±５μｍ地点でそれぞれ測定されたビッカース硬度の平均値である。
引張強度は、ＪＩＳ－５号規格のＣ方向サンプルを作製し、引張試験により測定した。めっき付着量は、塩酸溶液を用いた湿式溶解法を用いて測定した。シーラー密着性は、自動車向け構造用接着剤Ｄ－ｔｙｐｅをめっき表面に接着した後、鋼板を９０度に曲げてめっきが脱落するかを確認した。Ｐｏｗｄｅｒｉｎｇは、めっき材を９０度に曲げた後、曲げた部位にテープを接着してから剥がし、テープにめっき層の脱落物が何ｍｍ剥離するかを確認した。テープから剥離するめっき層の長さが１０ｍｍを超える場合、不良と確認した。Ｆｌａｋｉｎｇは、「コ」字状に加工した後、加工部にめっき層が脱落するかを確認した。ＧＩ及びＺＭ鋼板は、自動車向け構造用接着剤を表面に付着して鋼板を９０度に曲げたとき、シーラー脱落面にめっき層が剥離して付着したかを確認するシーラーベンディングテスト（Ｓｅａｌｅｒ ｂｅｎｄｉｎｇ ｔｅｓｔ、ＳＢＴ）を行った。鋼板の未めっき等の欠陥があるか否かを目視確認を行って表面品質を確認し、目視観察時に未めっき等の欠陥が確認された場合、不良と判定した。
試験片２、４、５、６、７、９、１０、１１、１４及び１５は、本発明の合金組成及び工程条件を満たすものであって、引張強度、めっき品質及びスポット溶接ＬＭＥクラックの長さも良好であることが確認できる。一方、試験片１、３、８、１２、１３、１６、１７及び１８は、本発明の合金組成及び工程条件のうちいずれか一つを満足しないものであって、引張強度、めっき品質及びスポット溶接ＬＭＥクラックのうちいずれか一つ以上に劣ることが確認できる。
以上のように、実施例を通じて本発明について詳細に説明したが、これと異なる形態の実施例も可能である。したがって、以下に記載されている特許請求の範囲の技術的思想及び範囲は実施例に限定されない。

Claims (8)

  1. 素地鋼板及び前記素地鋼板の表面に備えられる亜鉛系めっき層を含む亜鉛めっき鋼板であって、
    前記素地鋼板は、
    重量％で、Ｃ：０．０５～１．５％、Ｓｉ：２．５％以下（０は除く）、Ｍｎ：１．５～２０．０％、Ｓ－Ａｌ（酸可溶性アルミニウム）：３．０％以下（０は除く）、Ｃｒ：２．５％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．２％以下、Ｔｉ：０．２％以下、Ｓｂ＋Ｓｎ＋Ｂｉ：０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、
    前記素地鋼板と前記亜鉛系めっき層との間の界面から前記素地鋼板の厚さ方向に２５μｍまでの深さに対応する領域である第１表層領域と、
    前記第１表層領域に隣接し、前記素地鋼板の厚さ方向に２５μｍ～５０μｍの深さに対応する領域である第２表層領域と、を含み、
    前記第１表層領域のフェライト分率は５５面積％以上であり、前記第１表層領域に含まれるフェライトの平均結晶粒サイズは２～１０μｍであり、
    前記第２表層領域のフェライト分率は３０面積％以上であり、前記第２表層領域に含まれるフェライトの平均結晶粒サイズは１．３５～７μｍであり、
    前記第１表層領域のフェライトの平均結晶粒サイズが前記第２表層領域のフェライトの平均結晶粒サイズよりもさらに大きい、亜鉛めっき鋼板。
  2. 前記素地鋼板の中心部の平均硬度に対する前記第１表層領域の平均硬度の比率が９０％以下であり、
    前記素地鋼板の中心部の平均硬度に対する前記第２表層領域の平均硬度の比率が９５％以下である、請求項１に記載の亜鉛めっき鋼板。
  3. 前記亜鉛系めっき層のめっき付着量は３０～７０ｇ／ｍ２である、請求項１に記載の亜鉛めっき鋼板。
  4. 前記亜鉛めっき鋼板の引張強度は９００ＭＰａ以上である、請求項１に記載の亜鉛めっき鋼板。
  5. 前記素地鋼板の表層部は、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＦｅのうち少なくとも１種以上を含有する酸化物を含む、請求項１に記載の亜鉛めっき鋼板。
  6. 前記素地鋼板の厚さは１．０～２．０ｍｍである、請求項１から３のいずれか一項に記載の亜鉛めっき鋼板。
  7. 重量％で、Ｃ：０．０５～１．５％、Ｓｉ：２．５％以下（０は除く）、Ｍｎ：１．５～２０．０％、Ｓ－Ａｌ（酸可溶性アルミニウム）：３．０％以下（０は除く）、Ｃｒ：２．５％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．２％以下、Ｔｉ：０．２％以下、Ｓｂ＋Ｓｎ＋Ｂｉ：０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む鋼スラブを９５０～１３００℃の温度範囲に再加熱する段階と、
    ９００～１１５０℃の仕上げ圧延開始温度及び８５０～１０５０℃の仕上げ圧延終了温度で前記再加熱されたスラブを熱間圧延して熱延鋼板を提供する段階と、
    前記熱延鋼板を５９０～７５０℃の温度範囲で巻き取る段階と、
    前記巻き取られた熱延鋼板を酸洗した後、圧下率３５～６０％で冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、
    １．３～４．３℃／ｓの加熱速度で加熱帯で前記冷延鋼板を加熱する段階と、
    －１０～＋３０℃の露点温度、Ｎ２－５～１０％Ｈ２の雰囲気ガス、及び６５０～９００℃の温度範囲の均熱帯で前記冷延鋼板を焼鈍処理する段階と、
    ５５０～７００℃の温度範囲の徐冷帯で前記焼鈍処理された冷延鋼板を徐冷する段階と、
    ２７０～５５０℃の温度範囲の急冷帯で前記徐冷された冷延鋼板を急冷する段階と、
    前記急冷された冷延鋼板を再加熱した後、４２０～５５０℃の引き込み温度で亜鉛系めっき浴に浸漬して亜鉛系めっき層を形成する段階と、
    選択的に前記亜鉛系めっき層が形成された鋼板を４８０～５６０℃の温度範囲に加熱して合金化する段階と、を含む、亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  8. 前記焼鈍時の通板速度は４０～１３０ｍｐｍである、請求項７に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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