JP2017115205A - めっき密着性に優れた溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】比較的高Ｍｎ系の高強度鋼種にＢを添加して耐溶融金属脆化割れ性を付与した鋼板をめっき原板に用いて、めっき密着性に優れた溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき鋼板製造方法の提供。【解決手段】溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき浴に導入する際に行われる還元熱処理の炉内での鋼板表面の最高到達温度を「還元熱処理温度」とするとき、炉内の露点（℃）をｘ軸、還元熱処理温度（℃）をｙ軸とする実数目盛のｘ−ｙ直交座標系において、Ａ（−７５，８００）−Ｂ（−４５，９００）−Ｃ（−１０，９００）−Ｄ（−１０，７５０）−Ｅ（−７５，７５０）−Ａを結ぶ直線で囲まれた領域内（境界を含む）の露点、還元熱処理温度を満たす条件で還元熱処理を行い、還元熱処理時に鋼板表面がＢＮで覆われてしまうことを抑制してめっき密着性を確保する。【選択図】図２

Description

本発明は、めっき原板としてＢを含有し、さらにＳｉ、Ｍｎ、Ｔｉの１種以上を含有する鋼種を用い、これに溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっきを施した鋼板であって、耐溶融金属脆化割れ性およびめっき密着性を同時に改善した溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき鋼板の製造方法に関する。

溶融Ｚｎ系めっき鋼板は種々の用途で広く用いられているが、Ｚｎ系めっき鋼板に溶接を施すと、溶接熱影響部に割れが発生して問題となることがある。この現象は一般に「溶融金属脆化割れ」と呼ばれ、溶融しためっき成分が鋼板の粒界に作用して脆性的な破壊（粒界破壊）を引き起こすものと考えられている。

Ｚｎ系めっき鋼板の中でも、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板は耐食性に優れることから建材をはじめとする種々の耐食用途において使用されている。最近では、従来一般的なＺｎめっき鋼板の代替としても溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板を適用することが多くなってきた。ただし溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板は、従来の溶融亜鉛系めっき鋼板よりも溶融金属脆化割れを生じやすい傾向にある。

そこで、耐溶融金属脆化割れ性を改善する手法として、Ｂを含有するめっき原板を適用することが有効であることが知られている（特許文献１）。

特開２００３−００３２３８号公報 特開２００６−０９７０６３号公報 特開２０１１−２１４０４１号公報 特開２０１１−２３１３４６号公報 特開２００８−０７８４２号公報 特開２０１４−２０８９０２号公報 特許第５７９９８１９号公報

溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板は、その高耐食性を活かして種々の用途で適用されるようになり、高張力鋼板の用途においても当該合金めっき鋼板のニーズが増えてきた。特許文献２には比較的多量（２質量％前後）のＭｎを含有する高張力鋼板用の鋼種をめっき原板として溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板を製造する技術が開示されている。ただし、耐溶融金属脆化割れ性については特に配慮されておらず、これを溶接用途に使用した場合には溶融金属脆化割れが問題となる場合がありうる。

特許文献３、４にも、比較的多量（１質量％以上）のＭｎを含有した高張力鋼板をめっき原板として、これに溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板を製造する技術が開示されている。この技術が対象としているめっき原板は、耐溶融金属脆化割れ性を改善するためにＢを含有しているが、しかしながら、比較的高Ｍｎ系でＢを含有する高強度鋼種をめっき原板に使用すると、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層の密着性が低下しやすいという新たな問題が生じることが開示されている。めっき密着性に劣る鋼板を曲げ加工に供すると、曲げ部でめっきが剥離してトラブルの要因となる。この技術では、還元熱処理の保持時間と還元熱処理温度の条件を厳密に制御することにより、Ｂを含有するめっき原板であっても、Ｂが表面に多量に拡散してくる前に還元熱処理を終了することによってめっき密着性が低下する課題を解決している。
しかし、特許文献３に記載されているようにＰを多量に添加すると、加工性、スポット溶接性、靭性が低下し、また、Ｃｒ、Ｍｏを添加するとめっき原板のコストが増大する。また、特許文献４に記載されている弱酸化熱処理では、還元熱処理の時間が長すぎればＳｉ、Ｍｎ、Ｂの表面濃化を引き起こし、短すぎれば鋼板表面にＦｅの酸化膜が残存するため、めっき密着性の確保には不十分であるという問題点がある。還元熱処理と溶融めっきを連続して行う生産設備では、操業上の理由から鋼板の通板速度を減速することもある。このような場合にも、還元熱処理の時間を長くしてもめっき密着性が確保できることは好都合である。

特許文献５は、多量のＭｎ（１．５質量％以上）を含有する高強度鋼板をめっき原板として、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板を製造する技術を開示している。この技術が対象としているめっき原板はＢを含有していないものの、この文献には溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層を行うと不めっきやめっき密着性が低下しやすいという問題が生じることが開示されている。この技術では、還元熱処理における還元雰囲気を制御して鋼板表層部におけるＳｉＯ_２を内部酸化状態とすることによって、不めっきやめっき密着性の問題を解決している。
しかし、酸素分圧ＰＯ_２を上昇させるとＳｉ、Ｍｎは内部酸化するが、一方でＦｅが酸化するため、不めっき抑制やめっき密着性確保には不十分である。また、酸素分圧ＰＯ_２を調整してＦｅが酸化しないに条件とすると、ＳｉやＭｎの内部酸化が不十分となって鋼板表面へのＳｉ、Ｍｎ濃化がおこり、不めっき抑制やめっき密着性確保には不十分となる。

特許文献６は、比較的高Ｓｉ、Ｍｎ系でＢを含有する高強度鋼板をめっき原板として、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板を製造する技術を開示している。この技術では、鋼板を熱間圧延する際の巻取り温度を規定して内部酸化物を形成させ、その後の還元熱処理条件を制御することにより、めっき密着性の問題を解決している。
しかし、熱延工程で巻取り温度を制御することは煩雑であり、また、冷延工程で圧延する際に、内部酸化物の層も同時に圧延され内部酸化物の厚みが薄くなるため、還元熱処理の時間が長過ぎるとＳｉ、Ｍｎ、Ｂの表面濃化を引き起こし、めっき性の確保には不十分であるという問題点がある。

特許文献７は、比較的高Ｓｉ、Ｍｎ系の高強度鋼板をめっき原板として、溶融Ｚｎ系めっき鋼板を製造する技術を開示している。この技術では、焼鈍処理における予熱工程、加熱工程、均熱工程での水素分圧ＰＨ_２と水蒸気分圧ＰＨ_２Ｏの比の対数ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）の範囲、加熱時間、加熱時の板温を制御することにより、めっき濡れ性と耐ピックアップ性の問題を解決している。
しかし、この方法では各工程における水素分圧ＰＨ_２と水蒸気分圧ＰＨ_２Ｏを制御することが必要になるため、それらを制御できる設備でしか実施出来ず、そういった設備を有していない場合には新たな設備が必要になるという問題点がある。

高強度鋼板の鋼種をめっき原板とする溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき鋼板において、耐溶融金属脆化割れ性を改善するためには、やはりＢを添加した鋼をめっき原板に使用することが有効である。しかしながら、比較的高Ｍｎ系の高強度鋼種においてＢを添加したものをめっき原板に使用した場合、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき層の密着性が著しく低下することがあるという新たな問題が発生した。めっき密着性に劣る鋼板を曲げ加工に供すると、曲げ部でめっき層が剥離してトラブルの要因となる。

本発明は、上記の背景を考慮して、比較的高Ｍｎ系の高強度鋼種にＢを添加して耐溶融金属脆化割れ性を付与した鋼板をめっき原板に用いて、めっき密着性に優れた溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき鋼板を製造することを目的とする。

上記目的は、比較的高Ｍｎ系の高強度鋼種にＢを含有するめっき原板を対象とし、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき浴に導入する際に行われる還元熱処理の条件（露点、還元熱処理温度）を規定することにより、還元熱処理時に鋼板表面がＢＮで覆われてしまうことを抑制してめっき密着性を確保することによって達成される。

すなわち本発明では、鋼板の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜１．００％、Ｍｎ：０．５０〜３．００％、Ｔｉ：０．０１０〜０．１５０％、Ｂ：０．０００３〜０．０１００％、Ｎ：０．０１０％未満の群から選ばれる１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼板をめっき原板として、還元熱処理に引き続いて、質量％でＡｌ：０．１〜２２．０％、Ｍｇ：０．０５〜１０．０％、残部がＺｎである溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっきを施して溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき鋼板を製造するにあたり、前記還元熱処理工程において、還元熱処理の炉内での鋼板表面の最高到達温度を「還元熱処理温度」と定義するとき、当該炉内の露点（℃）をｘ軸、還元熱処理温度（℃）をｙ軸とする実数目盛のｘ−ｙ直交座標系において、図２に示すＡ（−７５，８００）−Ｂ（−４５，９００）−Ｃ（−１０，９００）−Ｄ（−１０，７５０）−Ｅ（−７５，７５０）−Ａを結ぶ直線で囲まれた領域内（境界を含む）の露点、還元熱処理温度を満たす条件で還元熱処理を行うことにより、めっき密着性に優れた溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき鋼板が製造可能となる。

上記において、めっき原板が、さらに、質量％で、さらにＣｒ：１.００％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下の群から選ばれる１種以上を含有するものであっても構わない。また、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっきが、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｂ：０．０５％以下、Ｓｉ：２．０％以下の群から選ばれる１種以上を含有するものであっても構わない。

発明者らは、上記の製造方法に従って比較的高Ｍｎ系の高強度鋼種にＢを含有するめっき原板を還元熱処理するとき、還元熱処理炉内の露点と還元熱処理温度を設定することにより、鋼板表面がＢＮで覆われなくなることによってめっき密着性に優れた溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板が得られることを発明者らは見出したのである。

本発明によれば、高耐食性を有する溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっきを施した、比較的高Ｍｎ系の高強度鋼種にＢを含有する鋼板において、「耐溶融金属脆化割れ性」と「めっき密着性」の両方を改善した材料が実現される。これらの特性を同時に両立させた溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき鋼板の製造は、従来困難であったところ、本発明は曲げ加工や溶接加工に供される溶融Ｚｎ系めっき鋼板の用途において、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の普及に寄与するものである。

耐溶融脆化対策割れ性を評価するために行う、ボス溶接試験を示す模式図。 発明鋼での還元熱処理の「露点」と「還元熱処理温度」の適正範囲を示すグラフ。 参考鋼での還元熱処理の「露点」と「還元熱処理温度」の適正範囲を示すグラフ。

本明細書において、めっき原板および溶融めっきの化学組成における「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味する。

〔めっき原板〕
本発明では、Ｍｎを比較的多量に含有する高強度鋼種にＢを添加しためっき原板を対象とする。その化学組成は以下のとおりである。
Ｃ：０.０１〜０．２０％
Ｃは、鋼板の強度を担う基本的な元素であり、本発明では０.０１％以上のＣ含有量レベルの鋼種を対象とする。０.１０％以上のＣ含有量のものを使用するように管理してもよい。ただし、過剰のＣ含有は延性、溶接性を低下させるので、Ｃ含有量は０.２０％以下に制限される。

Ｓｉ：０．０１％〜１.００％
鋼板中のＳｉは、固溶強化によって鋼材の強度を上昇する作用を有しているため、０．０１％以上の含有量が必要となる。ただし、めっき性に有害なＳｉ酸化膜を鋼板表面に生じさせる要因にもなるため、種々検討の結果、Ｓｉ含有量は１.００％以下に制限される。

Ｍｎ：０．５０〜２.５０％
鋼板中のＭｎは、固溶強化によって鋼材の強度を上昇する作用を有すると共に、オーステナイトを安定化させマルテンサイト等の変態相の生成を促進させる作用を有するので、鋼板の強度の確保と機械的特性の安定化のため、また、Ｍｎ含有量が０．５％未満ではＢＮに起因しためっき密着性の低下が発生しないため、およそＭｎ含有量は０．５０％以上とする必要がある。ただし、多量のＭｎ添加は加工性およびめっき性を低下させる要因となるので、Ｍｎ含有量は２.５０％以下に制限される。

Ｔｉ：０.０１０〜０.１５０％
Ｔｉは、強力な窒化物形成元素であり、めっき原板中のＮをＴｉＮとして固定するために重要な元素である。Ｎを固定することによりフリーＢの量が確保され、フリーＢによる耐溶融金属脆化割れ性の向上作用が発揮される。検討の結果、上記作用を十分に発揮させるためには０.０１０％以上のＴｉ含有量を確保する必要がある。０.０２０％以上とすることがより好ましい。ただし、過剰にＴｉを添加しても上記効果は飽和し、またＴｉの多量添加は鋼材の加工性を劣化させる要因になる。このためＴｉ含有量は０.１５０％以下に制限される。

Ｂ：０.０００３〜０.０１００％
Ｂは、溶融金属脆化の抑制に有効な元素である。その作用はＢがフリーＢとして結晶粒界に偏析して原子間結合力が増大することによってもたらされるものと考えられる。そのためには少なくとも０.０００３％以上のＢ含有量を確保する必要がある。０.０００５％以上のＢ含有量とすることがより好ましい。ただし、過剰のＢ添加は硼化物の生成、加工性劣化の要因となるため、Ｂ含有量は０.０１００％以下に制限される。

Ｎ：０.０１０％未満
Ｎは、Ｂと反応して硼化物を形成し、耐溶融金属脆化割れ性の改善に有効なフリーＢの量を低減させる要因となる。種々検討の結果、Ｎ含有量は０.０１０％未満の範囲に制限される。

Ｃｒ：１.００％以下
鋼板中のＣｒは、固溶強化によって鋼板の強度を上昇する作用を有するとともに、耐溶融金属脆化割れの抑制にも有効である。ただし、多量に添加すると加工性を低下させる要因となるので、１．００％以下に制限される。０.５０％以下とすることがより好ましい。

Ｎｂ：０．１０％以下、Ｍｏ：０.５０％以下
Ｎｂ、Ｍｏは、固溶強化により鋼板の高強度化に寄与する元素であり、ＮｂやＭｏを多く含有することは、より高温で長時間の還元熱処理条件を行った場合に良好な機械的特性を得る上で有利となる。しかし、これらの元素の多量添加は加工性を低下させる要因となるので、Ｎｂは０．１０％以下、Ｍｏは０.５０％以下の範囲で含有させるのがよい。好ましくはＮｂ：０.０５％以下、Ｍｏ：０.２０％以下がよい。

本発明においてめっき原板としては、以上の化学組成を有する熱延鋼板または冷延鋼板を使用することができる。熱延鋼板の場合は、熱間圧延に供するスラブや、仕上げ温度、巻取り温度は特に限定されず、常法のとおりでよいが、表面の酸化スケールが十分に除去されている必要がある。冷間圧延を行う場合は、熱間圧延のあと常法にしたがって冷間圧延を行い、所定の板厚に仕上げる。板厚は、用途に応じて例えば０.６〜４.５ｍｍの範囲で選択すればよい。

〔還元熱処理〕
めっき原板を溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき浴に導入する前に、通常、鋼板表面を活性化させるために還元熱処理が行われる。大量生産現場の連続溶融めっきラインでは、還元熱処理と溶融めっきを連続的に行うようになっている。この還元熱処理工程は、単にめっき原板の表面を活性化させるだけではなく、鋼板の金属組織を最終的な組織状態に調整するための焼鈍工程を兼ねる場合が多い。したがって、目的に応じて種々のヒートパターンが採用される。また、ラインの操業状況によっては、活性化や焼鈍に支障のない範囲で熱処理炉を通過する鋼帯の速度（ライン速度）が調整されることもある。

前述のように、比較的高Ｍｎ系の高強度鋼種でＢを含有する鋼板を溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっきに供すると、めっき密着性に問題を生じることがある。発明者らは、その原因を究明すべく、溶融めっき後のめっき層／鋼素地界面の状態を詳細に調べた。その結果、比較的高Ｍｎ系の高強度鋼種にＢを含有する鋼板で還元熱処理の露点が高い（−４０℃以上）場合、もしくは、Ｂを含有しない鋼板、低Ｍｎ含有量（０．５０％未満）でＢを含有する鋼板では、めっき層／鋼素地界面に連続したＦｅ−Ａｌ合金層が形成されており、この合金層を介してめっき層の密着性が確保されていた。これに対し、比較的高Ｍｎ系の高強度鋼種にＢを含有する鋼板で還元熱処理の露点が低く、還元熱処理温度が高い場合、めっき層／鋼素地界面にはＦｅ−Ａｌ合金層が形成されていない部分が多く見られた。そして、その部分ではめっき層と鋼素地が接合されていないことがわかった。

そこで、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき浴に浸せきする直前のめっき原板の表面状態を把握するために、鋼板試料を種々の条件で還元熱処理したのち、その表面の観察および分析を実施した。それによると、良好なめっき密着性が得られる還元熱処理条件、鋼種では、鋼板表面にＭｎ−Ｂ系複合酸化物が点在しているのみであった。これに対し、還元熱処理の露点が低く、還元熱処理温度が高い場合には、鋼板表面でＭｎ−Ｂ系複合酸化物が点在していることは同様であったが、さらにＢＮが表面全体を覆っていることが明らかとなった。このようなＢＮに覆われた表面部分では鋼素地中のＦｅとＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき浴中のＡｌとの反応が阻害され、結果的にめっき層との密着性不良が生じやすくなるものと推察された。

このような知見から、比較的高Ｍｎ系の高強度鋼種でＢを含有する鋼板をめっき原板として溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっきを施す際には、めっき前処理の還元熱処理を、鋼板表面をＢＮが覆うことのない条件範囲で行うことによって、めっき密着性を改善することが可能となる。具体的には、還元熱処理の「露点」と「還元熱処理温度」の組合せを適正範囲に厳密にコントロールすることによって、良好なめっき密着性を安定して実現することができる。

めっき原板表面の活性化を十分に行うためには７００℃以上の還元雰囲気中に鋼板表面を曝すことが有効である。詳細な検討の結果、還元雰囲気の炉内での鋼板表面の最高到達温度を「還元熱処理温度」と定義するとき、還元熱処理時の「露点」と「還元熱処理温度」によって良好なめっき密着性を安定して実現することができる還元熱処理の条件範囲を規定することができる。実際の操業では、使用する製造ラインの還元熱処理炉において予め測定されている鋼板表面温度のヒートカーブのデータに基づいて、適正な「露点」と「還元熱処理温度」の条件範囲をコントロールすることが可能である。

化学組成が前述の範囲にある鋼板をめっき原板とする場合、（露点，還元熱処理温度）の適正範囲として、図２に示されるＡ（−７５，８００）−Ｂ（−４５，９００）−Ｃ（−１０，９００）−Ｄ（−１０，７５０）−Ｅ（−７５，７５０）−Ａを結ぶ直線で囲まれた領域内（境界を含む）の条件が採用できることがわかった。この範囲内で、鋼板の最終焼鈍を兼ねた条件を適用すればよい。

還元熱処理によって再結晶焼鈍を兼ねる場合は、上記の各条件範囲において、鋼板内部まで再結晶温度以上となる条件を採用すればよい。当該対象鋼種の場合、上記の各条件範囲において還元処理温度（表面の最高到達温度）が７５０℃以上となるようにすることが望ましい。

還元熱処理の雰囲気としては、従来一般的に溶融めっき前処理として使用されている雰囲気が適用できる。例えば５〜５０％Ｈ₂−Ｎ₂雰囲気が例示できる。

〔溶融亜鉛系めっき〕
上記の還元熱処理を終えためっき原板を、大気に曝すことなく、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき浴に導入する。

めっき浴中のＡｌは、めっき鋼板の耐食性向上に有効であり、また、めっき浴においてＭｇ酸化物系ドロスの発生を抑制する。その効果は、溶融めっき浴のＡｌ含有量が１．０質量％以上で認められる。一方、Ａｌ含有量が２２.０％を超えると、めっき層と鋼基材との界面で脆いＦｅ−Ａｌ合金層が過剰に成長するようになり、めっき密着性の低下を招く要因となる。優れためっき密着性を確保するには１５.０％以下のＡｌ含有量とすることが好ましく、１０.０％以下に管理しても構わない。

めっき浴中のＭｇは、めっき層表面に均一な腐食生成物を生成させてめっき鋼板の耐食性を著しく高める作用を呈する。また、めっき密着性の改善にも有効である。これらの作用は溶融めっき浴のＭｇ含有量が０.０５％以上の範囲で発現し、特に顕著な効果を得るためには１.０％以上のＭｇ含有量を確保することがより好ましい。一方、Ｍｇ含有量が１０.０％を超えるとＭｇ酸化物系ドロスが発生し易くなる。より高品質のめっき層を得るには５.０％以下のＭｇ含有量とすることが好ましく、４.０％以下に管理しても構わない。

溶融めっき浴中にＴｉ、Ｂを含有させると、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき鋼板において斑点状の外観不良を与えるＺｎ₁₁Ｍｇ₂相の生成・成長が抑制される。またこれらの元素の添加によって溶融めっき時における製造条件の自由度が拡大する。このため、必要に応じてＴｉ、Ｂの１種または２種を添加することができる。その添加量はＴｉの場合０.００２％以上、Ｂの場合０.００１％以上とすることがより効果的である。ただし、Ｔｉ含有量が過剰になるとめっき層中にＴｉ−Ａｌ系の析出物が生成し、またＢ含有量が過剰になるとめっき層中にＡｌ−Ｂ系あるいはＴｉ−Ｂ系の析出物が生成して粗大化する。これらの析出物はめっき層表面の外観を損ねる要因となる。したがって、めっき浴にＴｉを添加する場合は０.１０％以下の範囲で行う必要があり、０.０１％以下とすることがより好ましい。また、Ｂを添加する場合は０.０５％以下の範囲とする必要があり、０.００５％以下とすることがより好ましい。

溶融めっき浴中にＳｉを含有させると、鋼素地とめっき層の界面に生成するＦｅ−Ａｌ合金層の過剰な成長が抑制され、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の加工性を向上させる上で有利となる。またＳｉはめっき層の黒変化を防止し、表面の光沢性を維持する上でも有効である。したがって、必要に応じてＳｉを含有させることができる。Ｓｉを含有させる場合は、溶融めっき浴のＳｉ含有量を０.００５％以上とすることがより効果的である。ただし、過剰のＳｉ含有は溶融めっき浴中のドロス量を増大させる要因となるので、めっき浴中のＳｉ含有量は２.０％以下に制限される。

溶融めっき浴中には、鋼板を浸漬・通過させる関係上、一般にはＦｅの混入が避けられない。Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき浴中のＦｅ含有量は概ね２.０％程度まで許容される。めっき浴中にはその他の元素として例えば、Ｃａ、Ｓｒ、Ｎａ、希土類元素、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｎの１種以上が混入する場合があるが、それらの合計含有量は１.０％以下に管理することが望ましい。

めっき付着量は、鋼板片面当たり２０〜３００ｇ／ｍ²の範囲で調整することが望ましい。

表１に示す１６種類の化学組成を持つ鋼を溶製し、そのスラブを１２５０℃に加熱したのち抽出して、仕上げ圧延温度８００℃、巻取り温度４２０〜５００℃の各温度で熱間圧延して、板厚２．５ｍｍの熱延鋼帯を得た。次に、熱延鋼帯を酸洗したのち冷間圧延して、板厚１．０ｍｍの冷延鋼板を用意した。
次に、各冷延鋼板について、種々の露点、還元熱処理温度にて還元熱処理を施し、その後、大気に曝すことなく溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき浴に浸漬し、浴から引き上げ、片面当たりのめっき付着量が約９０ｇ／ｍ²の溶融亜鉛系めっき鋼板を得た。実験条件は表２と、以下のとおりである。

〔還元熱処理〕
・雰囲気ガス；３０％Ｈ₂−Ｎ₂雰囲気
・露点と熱処理温度：表２
・保持時間（７５０℃以上に保持される時間）：３２秒

〔溶融めっき〕
・浴組成； 表２
・浴温； ４００℃
・浴浸漬時間； ２秒

〔めっき密着性の評価〕
得られためっき鋼板から幅１５ｍｍの曲げ試験片を切り出し、先端半径Ｒ＝２ｍｍのポンチを用いて９０°Ｖ曲げ試験を行った。試験片の幅方向（＝曲げ軸の方向）が圧延方向と一致するようにした。曲げ試験後の試験片について、曲げ加工部の外周部にＪＩＳ Ｚ１５２２で定めるセロハン粘着テープを貼付した後、剥ぎ取って、テープにめっき層の付着が認められないものを○（めっき密着性；良好）、それ以外のものを×（めっき密着性；不良）と判定した。同種のめっきサンプルについてｎ＝３で曲げ試験を行い、最も評価の悪い試験片の結果をそのサンプルの成績として採用した。結果は、表２、表３に合わせて示している。

〔耐溶融金属脆化割れ性の評価〕
めっき鋼板から１００ｍｍ×７５ｍｍのサンプルを切り出し、これをアーク溶接による溶融金属脆化に起因する溶接最大割れ長さを評価するための試験片とした。
溶接試験は図１に示すような外観のボス溶接部材を作製する「ボス溶接」を行い、その溶接部断面を観察して割れの発生状況を調べた。すなわち、試験片１の板面中央に直径２０ｍｍ×長さ２５ｍｍの軟鋼からなるボス（突起）２を垂直に立て、このボス２を試験片１にアーク溶接にて接合した。溶接条件は、溶接電流：２２０Ａ、溶接電圧２５Ｖ、溶接速度０．２ｍ／ｍｉｎ、シールドガス：ＣＯ２、シールドガス流量：２０Ｌ／ｍｉｎとした。溶接ワイヤは、ＹＧＷ１２を用いた。
溶接開始点からボスの周囲を１周して溶接開始点を過ぎた後もさらに溶接を続けて溶接ビード３が重なった部分４を作った。

ボス溶接後に、ビード重なり部分４の部分を含むように試験片とボスを切断し、断面を埋め込んで光学顕微鏡によりビード重なり部を観察した。断面内の試験片１の部分に割れが観察された場合は、その割れの長さを測定し、複数の割れが観察された場合は最も長い割れ長さを「最大割れ長さ」とした。この割れは、溶接熱影響部の旧オーステナイト粒界に沿って生じており、「この割れは溶融金属脆化割れ」であると判断される。耐溶融金属脆化割れ性の評価は、最大割れ長さが０．１ｍｍ以下の場合は合格（○）とし、０．１ｍｍを越える場合は不合格（×）とした。
その評価結果を表４に示す。鋼Ａ〜Ｌは合格であったが、鋼Ｍ〜Ｐの４種は不合格であった。

本発明で規定する還元熱処理の範囲において、良好なめっき密着性が得られることがわかる。

１ 試験片
２ ボス
３ 溶接ビード
４ ビード重なり部

Claims (3)

1. 鋼板の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜１．００％、Ｍｎ：０．５０〜３．００％、Ｔｉ：０．０１０〜０．１５０％、Ｂ：０．０００３〜０．０１００％、Ｎ：０．０１０％未満の群から選ばれる１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼板をめっき原板として、
   還元熱処理に引き続いて、
   質量％でＡｌ：０．１〜２２．０％、Ｍｇ：０．０５〜１０．０％、残部がＺｎである溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっきを施して溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき鋼板を製造するにあたり、
   前記還元熱処理工程において、
   還元熱処理の炉内での鋼板表面の最高到達温度を「還元熱処理温度」と定義するとき、当該炉内の露点（℃）をｘ軸、還元熱処理温度（℃）をｙ軸とする実数目盛のｘ−ｙ直交座標系において、図２に示すＡ（−７５，８００）−Ｂ（−４５，９００）−Ｃ（−１０，９００）−Ｄ（−１０，７５０）−Ｅ（−７５，７５０）−Ａを結ぶ直線で囲まれた領域内（境界を含む）の露点、還元熱処理温度を満たす条件で還元熱処理を行うことを特徴とする、
   めっき密着性に優れた溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき鋼板の製造方法。
2. 前記鋼板の化学組成が、さらに、質量％で、Ｃｒ：１.００％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下の群から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする、
   請求項１に記載のめっき密着性に優れた溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき鋼板の製造方法。
3. 前記溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっきが、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｂ：０．０５％以下、Ｓｉ：２．０％以下の群から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする、
   請求項１または２に記載のめっき密着性に優れた溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき鋼板の製造方法。
   
   

Images