(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
オーステナイトの分率が９０面積％以上の微細組織を有する素地鋼板と、
前記素地鋼板上に形成された溶融亜鉛めっき層
とを含み、
前記溶融亜鉛めっき層は、
Ｆｅ−Ｚｎ合金層、及び
前記Ｆｅ−Ｚｎ合金層上に形成されたＺｎ層を含み、
前記Ｆｅ−Ｚｎ合金層は［（３．４×ｔ）／６］μｍ（但し、前記ｔは前記溶融亜鉛めっき層の厚さである。）以上の厚さを有し、
前記素地鋼板の表面の直下にはＦｅ−Ｎｉ合金層がさらに含まれ、且つ
前記Ｆｅ−Ｎｉ合金層は３００〜１０００ｍｇ／ｍ２の付着量を有するＮｉコーティングによって形成される、
耐液体金属脆化割れ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項２】
前記Ｆｅ−Ｚｎ合金層は３〜１５重量％のＦｅを含む、請求項１に記載の耐液体金属脆化割れ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
前記素地鋼板は、重量％で、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：１０〜３０％、Ｓｉ：０．０１〜０．０３％、Ｔｉ：０．０５〜０．２％、Ａｌ：０．５〜３．０％、Ｎｉ：０．００１〜１０％、Ｃｒ：０．００１〜１０％、Ｎ：０．００１〜０．０５％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００１〜０．００５％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む、請求項１または２に記載の耐液体金属脆化割れ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項４】
前記溶融亜鉛めっき層は前記Ｆｅ−Ｚｎ合金層の下部にＦｅ−Ａｌ又はＦｅ−Ａｌ−Ｚｎ合金層がさらに含まれる、請求項１〜３のいずれか１項に記載の耐液体金属脆化割れ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項５】
前記Ｆｅ−Ａｌ又はＦｅ−Ａｌ−Ｚｎ合金層は０．６重量％以下のＡｌを含む、請求項４に記載の耐液体金属脆化割れ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項６】
前記Ｆｅ−Ｎｉ合金層は０．０５〜５μｍの厚さを有する、請求項１〜５のいずれか１項に記載の耐液体金属脆化割れ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項７】
前記素地鋼板と前記溶融亜鉛めっき層の間には、Ｆｅ−Ｘ合金層、Ｆｅ−Ａｌ−Ｘ合金層、Ｆｅ−Ａｌ−Ｚｎ−Ｘ合金層、及びＦｅ−Ｚｎ−Ｘ合金層からなる群から選択された１種以上をさらに含む、請求項１〜６のいずれか１項に記載の耐液体金属脆化割れ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
（但し、前記ＸはＮｉ及びＣｒのうち一つである。）
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、耐液体金属脆化割れ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
一般に、自動車用部品には車体の軽量化と安定性が求められ、このために、自動車用部品として用いるための鋼板は高い強度と延性及び耐食性を確保することが必要である。
【０００３】
このための代表的な技術としては特許文献１がある。上記技術は、炭素（Ｃ）０．１５〜０．３０重量％、シリコン（Ｓｉ）０．０１〜０．０３重量％、マンガン（Ｍｎ）１５〜２５重量％、アルミニウム（Ａｌ）１．２〜３．０重量％、リン（Ｐ）０．０２０重量％以下、硫黄（Ｓ）０．００１〜０．００２重量％、残部鉄（Ｆｅ）及びその他の不可避不純物からなり、鋼の微細組織がオーステナイト相からなることを特徴とするＴＷＩＰ（Ｔｗｉｎ  Ｉｎｄｕｃｅｄ  Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）型超高強度鋼板に関するものであり、超高張力及び高延伸率を確保することにより車体の軽量化の要求に対応している。
【０００４】
一方、溶融めっき鋼板は、耐食性に優れるため、建築資材、構造物、家電製品及び自動車の車体などに広く用いられている。最近、最も多く用いられている溶融めっき鋼板は、溶融亜鉛めっき鋼板（以下、「ＧＩ鋼板」という。）と合金化溶融亜鉛めっき鋼板（以下、「ＧＡ鋼板」という。）とに分けられる。
【０００５】
ＧＩ鋼板は、鋼板に溶融亜鉛をめっきした鋼板であり、めっきが容易であり、耐食性に優れるため、自動車の車体として多く用いられている。通常、ＧＩ鋼板は、Ａｌを０．１６〜０．２５重量％添加した亜鉛めっき浴に浸漬してめっき層を形成した鋼板である。上記ＧＩ鋼板はめっき層がほとんど亜鉛で構成されているが、素地鉄と亜鉛めっき層の界面には鉄と亜鉛の合金化を抑制することができる合金化抑制層が１μｍ以下の厚さで存在することにより、素地鉄とめっき層との密着性に優れる。上記合金化抑制層は、通常、Ｆｅ２Ａｌ５−ｘＺｎｘからなっている。
【０００６】
一方、上記ＧＩ鋼板を自動車用部品として用いるために一般にスポット溶接を行うが、このとき、上記ＧＩ鋼板に形成された合金化抑制層は溶接熱によって溶融されながら液体亜鉛を発生させるようになる。より詳細には、上記スポット溶接時、溶接部は約１秒間以内に約１５００℃以上まで上昇し、これにより、素地鉄とめっき層が溶融されて溶接される。このとき、溶接熱影響（ＨＡＺ）部ではめっき層の温度が６００〜８００℃まで上昇し、これにより、上記めっき層にＦｅが拡散され、上記めっき層の一部はＦｅ−Ｚｎ合金層として合金化され、残りは液体亜鉛になる。上記液体亜鉛は素地の表面の結晶粒界に浸透し、このとき、ＨＡＺに引張応力が作用すると、約１０〜１００μｍの大きさの割れを発生させ、脆性破壊を起こす。これを液体金属脆化（Ｌｉｑｕｉｄ  Ｍｅｔａｌ  Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ、以下、「ＬＭＥ」ともいう。）という。特に、オーステナイト分率が多いＴＷＩＰ鋼などの場合には、他の鋼種に比べて高い抵抗値を有し、より高温の状態になり、高い熱膨張係数によって結晶粒界が拡張されるため、液体金属脆化の問題が大きく発生する。また、ＴＷＩＰ鋼の場合には、フェライト系鋼板などの他の鋼種に比べて高い熱膨張係数を有するため、熱応力が発生する可能性があり、これにより、外部の引張応力がなくても上記熱応力が溶接部に加わり、液体金属脆化が発生する可能性が非常に高い。
【０００７】
図１は、溶接部でＬＭＥ割れが発生したＧＩ  ＴＷＩＰ鋼を観察した写真である。図１に示されたように、ＬＭＥ割れが発生する場合には鋼板の破断の原因になるため、自動車用部品などとして用いるのが困難である。
【０００８】
このような技術的な問題により、オーステナイト相分率が多いＧＩ  ＴＷＩＰ鋼板に対しては、溶接後、耐液体金属脆化割れ性を向上させる技術の開発が求められる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】韓国公開特許第２００７−００１８４１６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
本発明は、耐液体金属脆化割れ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明の一実施形態によれば、オーステナイトの分率が９０面積％以上の微細組織を有する素地鋼板と、上記素地鋼板上に形成された溶融亜鉛めっき層と、を含み、上記溶融亜鉛めっき層は、Ｆｅ−Ｚｎ合金層、及び上記Ｆｅ−Ｚｎ合金層上に形成されたＺｎ層を含み、上記Ｆｅ−Ｚｎ合金層は［（３．４×ｔ）／６］μｍ以上の厚さを有する、耐液体金属脆化割れ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板が提供される。
（但し、上記ｔは上記溶融亜鉛めっき層の厚さである。）
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば、通常の自動車の溶接及び成形条件で起こりやすいめっき層の剥離現象が防止されると共に、液体金属脆化による割れの発生が抑制された溶融亜鉛めっき鋼板を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１３】
【図１】図１は、溶接部でＬＭＥ割れが発生したＧＩ  ＴＷＩＰ鋼を観察した写真である。
【図２】図２（ａ）は既存のＧＩ  ＴＷＩＰ鋼の断面を示す模式図であり、図２（ｂ）は本発明の一実施形態による溶融亜鉛めっき鋼板の断面を示す模式図である。
【図３】図３は、本発明の一実施例による発明例１の溶接部の断面写真である。
【図４】図４は、本発明の範囲を外れる比較例１の溶接部の断面写真である。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
本発明者らは、前述のＧＩ  ＴＩＷＰ鋼の製造時、液体金属脆化による割れの発生を効果的に抑制することができる方案について研究を行った結果、Ｆｅの拡散を抑制する表面酸化物とＦｅ−Ａｌ又はＦｅ−Ａｌ−Ｚｎ合金層の形成を抑制し、十分な厚さのＦｅ−Ｚｎ合金層を形成させることにより、ＬＭＥによる割れの発生を防止することができることを見出し、本発明を完成するに至った。
【００１５】
図２（ａ）は、既存のＧＩ  ＴＷＩＰ鋼の断面を示す模式図であり、図２（ｂ）は、本発明の一実施形態による溶融亜鉛めっき鋼板の断面を示す模式図である。以下、図２を参照して本発明を説明する。但し、図２は、本発明を説明するために本発明の一実施形態を模式的に示したものに過ぎず、本発明の権利範囲を限定するものではない。
【００１６】
図２（ａ）に示されたように、既存の一般的なＧＩ  ＴＷＩＰ鋼は、素地鋼板１上にＦｅ−Ａｌ又はＦｅ−Ａｌ−Ｚｎ合金層２、上記Ｆｅ−Ａｌ又はＦｅ−Ａｌ−Ｚｎ合金層２上にＺｎ層３が形成されており、ＭｎＯなどのような表面酸化物４が上記素地鋼板１とＺｎ層３の間に存在している。このような構造のめっき層を有するＧＩ  ＴＷＩＰ鋼の場合、スポット溶接時、上記Ｆｅ−Ａｌ又はＦｅ−Ａｌ−Ｚｎ合金層２が液体亜鉛を発生させ、ＬＭＥ割れを誘発するようになる。
【００１７】
しかし、図２（ｂ）に示されたように、本発明の一実施形態による溶融亜鉛めっき鋼板は、素地鋼板１０上に溶融亜鉛めっき層２０が形成されており、このとき、溶融亜鉛めっき層２０は、Ｆｅ−Ｚｎ合金層２１及びＺｎ層２２が順次形成される構造を有するようにすることにより、めっき密着性だけでなく、優れた耐ＬＭＥ割れ性も確保するようになる。
【００１８】
上記のように、素地鋼板１０上に形成される本発明の溶融亜鉛めっき層２０は、Ｆｅ−Ｚｎ合金層２１及びＺｎ層２２が順次形成される構造を有することが好ましい。
【００１９】
本発明に適用される素地鋼板１００は、前述したようにＬＭＥによる割れの問題が大きく発生するＴＷＩＰ鋼を対象としており、したがって、本発明は、オーステナイト分率が９０面積％以上の微細組織を有することが好ましい。また、上記微細組織を確保すると共に優れた機械的物性などを確保するために、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板に利用される素地鋼板は、一実施形態として、重量％で、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：１０〜３０％、Ｓｉ：０．０１〜０．０３％、Ｔｉ：０．０５〜０．２％、Ｍｎ：１０〜３０％、Ａｌ：０．５〜３．０％、Ｎｉ：０．００１〜１０％、Ｃｒ：０．００１〜１０％、Ｎ：０．００１〜０．０５％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００１〜０．００５％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含むことができる。
【００２０】
本発明では、上記Ｆｅ−Ｚｎ合金層２１を十分な厚さで形成させることを特徴とする。上記Ｆｅ−Ｚｎ合金層２１は、液体亜鉛の形成を低減させ、ＬＭＥによる割れの発生を抑制するのに効果的である。ＬＭＥによる割れの発生を抑制するためには、溶接時、Ｆｅが早く拡散し、上記ＦｅがＺｎと反応してＦｅ−Ｚｎ合金層を形成するようにするのがよい。これは、ＺｎがＦｅと優先的に反応することにより、上記Ｚｎが溶接による熱影響を受けて液体亜鉛になることを抑制させることができるためである。したがって、本発明では、上記Ｆｅ−Ｚｎ合金層２１を予め十分な厚さで形成させることにより上記効果をより向上させようとする。このために、上記Ｆｅ−Ｚｎ合金層の厚さが［（３．４×ｔ）／６］μｍ以上であることが好ましい。上記Ｆｅ−Ｚｎ合金層の厚さが［（３．４×ｔ）／６］μｍ未満の場合には、ＬＭＥによる割れの発生を抑制する効果が十分に得られない。一方、上述のｔは、上記溶融亜鉛めっき層の厚さを意味する。本発明では、上記Ｆｅ−Ｚｎ合金層の厚さが厚いほど、好ましい効果を具現するため、上記Ｆｅ−Ｚｎ合金層の厚さの上限を特に限定しない。
【００２１】
さらに、上記Ｆｅ−Ｚｎ合金層２１は３〜１５重量％のＦｅを含むことが好ましい。上記Ｆｅ−Ｚｎ合金層内のＦｅ含量が３重量％未満の場合には、既存のＧＩ鋼板と同一の含量であり、ＬＭＥによる割れが発生するという短所があり、１５重量％を超える場合には、加工性が低下するという問題点が発生する可能性がある。
【００２２】
上記Ｆｅ−Ｚｎ合金層２１上には、Ｆｅと反応することができず、ＺｎがＺｎ層として残留するようになる。
【００２３】
一方、本発明では、溶融亜鉛めっき層３０の下部、即ち、素地鋼板１０とＦｅ−Ｚｎ合金層２１の間に形成されるＦｅ−Ａｌ又はＦｅ−Ａｌ−Ｚｎ合金層２３の形成をできるだけ抑制することが好ましい。上記Ｆｅ−Ａｌ又はＦｅ−Ａｌ−Ｚｎ合金層２３は、溶接時、液体亜鉛を形成し、ＬＭＥによる割れを誘発するようになるため、本発明では、できるだけ薄い厚さで形成されるようにする。一方、本発明では、上記Ｆｅ−Ａｌ及びＦｅ−Ａｌ−Ｚｎ合金層の構成要素の含量を特に限定しないが、一例として、Ｆｅ−Ａｌ合金層はＦｅ２Ａｌ５であり、上記Ｆｅ−Ａｌ−Ｚｎ合金層はＦｅ２Ａｌ５Ｚｎｘであり得る。
【００２４】
また、上記合金層２３は０．３重量％以下のＡｌを含むことが好ましい。上記合金層２３内に含まれるＡｌ含量が０．３重量％を超える場合には、Ｆｅの拡散が抑制され、十分な厚さのＦｅ−Ｚｎ合金層を確保することが困難である可能性がある。
【００２５】
一方、上記素地鋼板の表面の直下にはＦｅ−Ｎｉ合金層３０がさらに含まれることが好ましい。より詳細には、上記Ｆｅ−Ｎｉ合金層３０は、既存のＧＩ  ＴＷＩＰ鋼のようにＭｎなどの酸化性元素が表面に濃化して形成されるＭｎＯなどの表面酸化物を抑制することにより、上記ＭｎＯなどが内部酸化物４０として存在するようにし、優れためっき密着性を確保するようにする。上記効果を確保するために、上記Ｆｅ−Ｎｉ合金層は、３００〜１０００ｍｇ／ｍ２の付着量を有するＮｉコーティング層によって形成され、製造条件の影響に支配されてその厚さが変わり得る。一例として、上記Ｆｅ−Ｎｉ合金層の厚さは０．０５〜５μｍの範囲を有することができる。もし、上記Ｆｅ−Ｎｉ合金層の厚さが０．０５μｍ未満の場合には、亜鉛ぬれ性が悪化し、未めっきが生じたりめっき密着性が低下する可能性がある。これに対し、上記Ｆｅ−Ｎｉ合金層の厚さが５μｍを超える場合には、素地鋼板からめっき層に拡散されるＦｅの量が減るという問題が発生する可能性があり、製造原価が急激に上昇するという短所がある。
【００２６】
また、上記素地鋼板と上記溶融亜鉛めっき層の間には、Ｆｅ−Ｘ合金層、Ｆｅ−Ａｌ−Ｘ合金層、Ｆｅ−Ａｌ−Ｚｎ−Ｘ合金層及びＦｅ−Ｚｎ−Ｘ合金層からなる群から選択された１種以上がさらに含まれることができる。上記合金層が形成されることにより、めっき密着性だけでなく、優れた耐ＬＭＥ割れ性も確保することができる。上述のＸは、例えば、電気めっき溶液内で陽イオンを有することができる物質であり、Ｎｉ及びＣｒの一つであり得る。
【００２７】
前述のように提供される本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、優れた耐ＬＭＥ割れ性を確保することができるだけでなく、溶融亜鉛めっき鋼板に通常求められる物性であるめっき密着性も優れたレベルで確保することができる。
【００２８】
一方、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、多様な方法により製造することができるが、好ましくは、素地鋼板上にＮｉコーティング層を形成させた後、Ｈ２−Ｎ２混合ガスが装入された還元性雰囲気炉で７００〜９００℃まで加熱した後、上記加熱された素地鋼板を冷却し、その後、０．１３重量％以下のＡｌを含む４４０〜４６０℃の溶融亜鉛めっき浴に浸漬する方法を利用して製造することができ、当技術分野における通常の知識を有する者であれば、それ以外の条件を別の繰り返し実験をせずに容易に制御することにより、本発明が提案する溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。
【００２９】
まず、オーステナイトの分率が９０面積％以上の微細組織を有する素地鋼板を準備する。上記素地鋼板はＴＷＩＰ鋼であり、高いオーステナイトの分率を有し、このために多量の酸化性元素であるＭｎ、Ａｌ及びＮｉなどを含むため、予め上記素地鋼板の表面を清浄化する必要がある。例えば、表面の異物や酸化膜などを除去するために酸洗又は洗浄工程を行うことが好ましい。もし、上記酸洗又は洗浄工程を行わない場合には、コーティング層又はめっき層が不均一になり、めっきの外観や密着性が悪化する可能性がある。
【００３０】
次に、上記のように準備された上記素地鋼板上にＮｉコーティング層を形成させる。上記Ｎｉコーティング層の形成は電気めっきにより行われることができ、これにより、均一な厚さを有するコーティング層を形成させることができる。一方、上記Ｎｉコーティング層は３００〜１０００ｍｇ／ｍ２の付着量を有することが好ましい。上記Ｎｉコーティング層の付着量が３００ｍｇ／ｍ２未満の場合には、十分な厚さのＦｅ−Ｎｉ合金層が形成されず、Ｍｎの表面濃化量を十分に抑制することができず、亜鉛ぬれ性も悪化し、未めっきが生じたりめっき密着性が低下したりする可能性がある。１０００ｍｇ／ｍ２を超える場合には、Ｎｉ含量が高いＦｅ−Ｎｉ合金層が形成されることにより、素地鋼板からめっき層に拡散されるＦｅの量が減り、十分な厚さのＦｅ−Ｚｎ合金層が得られず、製造原価が急激に上昇するという短所がある。
【００３１】
次に、上記Ｎｉコーティング層が形成された素地鋼板をＨ２−Ｎ２混合ガスが装入された還元性雰囲気炉で７００〜９００℃まで加熱する。上記加熱工程を通じて、上記Ｎｉコーティング層のＮｉが素地鋼板の内部に浸透されるようにすることによりＦｅ−Ｎｉ合金層を形成させることができる。上記加熱温度が７００℃未満の場合には、冷間圧延後、鋼板組織がオーステナイト相に変態されないという問題があり、９００℃を超える場合には、鋼板に変形及び破断が発生する可能性が高くなる。
【００３２】
一方、上記還元性雰囲気を形成するために用いられるＨ２−Ｎ２混合ガスの分率は当技術分野で通常用いられる分率であればよいため、本発明では、上記Ｈ２−Ｎ２混合ガスの分率について特に説明しない。
【００３３】
上記加熱後には、上記素地鋼板を上記加熱温度範囲で２０秒間以上維持することが好ましい。上記維持時間が２０秒間未満の場合には、十分な厚さのＦｅ−Ｎｉ合金層が形成されず、Ｍｎの表面濃化量を十分に抑制することができない可能性がある。
【００３４】
次いで、上記加熱された素地鋼板を４００〜５００℃まで５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する。上記冷却速度が５℃／ｓ未満の場合には、９０面積％以上のオーステナイトを確保することが困難である。
【００３５】
上記冷却後には、上記冷却された素地鋼板のめっき浴引き込み温度が（溶融亜鉛めっき浴−４０℃）〜（溶融亜鉛めっき浴＋１０℃）の範囲を有するように制御する。上記めっき浴引き込み温度が（溶融亜鉛めっき浴−４０℃）未満の場合には、素地鋼板に含有されたＦｅがわずかに溶出され、Ｆｅ−Ｚｎ合金相の形成を抑制し、（溶融亜鉛めっき浴＋１０℃）を超える場合には、Ｆｅ−Ａｌ又はＦｅ−Ａｌ−Ｚｎ合金層が厚く形成され、Ｆｅの拡散を妨害するという問題がある。一方、上記素地鋼板のめっき浴引き込み温度の制御は、上記冷却停止温度が上記めっき浴引き込み温度より高い場合には上記素地鋼板を冷却し、上記冷却停止温度が上記めっき浴引き込み温度と同じ場合には上記素地鋼板を維持させ、上記冷却停止温度が上記めっき浴引き込み温度より低い場合には上記素地鋼板を加熱する方式からなることができる。
【００３６】
上記めっき浴引き込み温度範囲に制御された素地鋼板を、０．１３重量％以下のＡｌを含む４４０〜４６０℃の溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、めっき液を上記素地鋼板の表面に塗布する。上記溶融亜鉛めっき浴のＡｌ含量が０．１３重量％を超える場合には、Ｆｅの拡散が抑制され、十分な厚さのＦｅ−Ｚｎ合金層を確保することが困難である可能性がある。上記溶融亜鉛めっき浴の温度が４４０℃未満の場合には、めっき溶液の流動性を確保することが困難であり、めっきが円滑に行われない可能性があり、４６０℃を超える場合には、めっき溶液の揮発などの問題が発生する。
【００３７】
次いで、上記めっき液が塗布された素地鋼板を４〜２０℃／ｓの冷却速度で徐冷して溶融亜鉛めっき層を形成させる。上記徐冷速度が４℃／ｓ未満の場合には、未凝固亜鉛がロールのような設備にくっついて製品の２次欠陥をもたらし、２０℃／ｓを超える場合には、Ｆｅ−Ｚｎ合金層が十分な厚さで成長することができないという短所がある。
【００３８】
上記のような工程を通じて、素地鋼板の直下にＦｅ−Ｎｉ合金層を形成すると共に、素地鋼板内に含有されたＦｅがめっき層に拡散されるようにすることにより、上記素地鋼板上に本発明が得ようとする構造の溶融亜鉛めっき層を形成させることができる。
【００３９】
以下、実施例を挙げて本発明をより詳細に説明する。但し、下記実施例は、本発明をより詳細に説明するための例示に過ぎず、本発明の権利範囲を限定しない。
【実施例】
【００４０】
冷延ＴＷＩＰ素地鋼板をアルカリ脱脂及び酸洗して清浄化処理した後、電気めっきにより上記素地鋼板上に下記表１の付着量でＮｉコーティング層を形成した（比較例２〜４では行わない）。次いで、上記素地鋼板を、５％Ｈ２−Ｎ２混合ガスが装入された還元性雰囲気炉で下記表１の条件で加熱した後、４００℃まで冷却し、めっき浴引き込み温度を制御した後、４６０℃の溶融亜鉛めっき浴に浸漬してめっき液を塗布した。上記めっき液が塗布された素地鋼板をエアナイフ処理してめっき付着量を制御した後、下記表１の条件で徐冷して、素地鋼板の表面の直下にＦｅ−Ｎｉ合金層が形成され、溶融亜鉛めっき層がＦｅ−Ａｌ又はＦｅ−Ａｌ−Ｚｎ合金層、Ｆｅ−Ｚｎ合金層、Ｚｎ層で構成される溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。上記溶融亜鉛めっき鋼板のＦｅ−Ｚｎ合金層の厚さを測定し、めっき密着性を評価した後、その結果を下記表１に示した。また、上記溶融亜鉛めっき鋼板を５．８ｋＡの溶接電流でスポット溶接した後、ＬＭＥによる割れの大きさを測定し、その結果を下記表１に示した。一方、上記めっき密着性の評価は、溶融亜鉛めっき鋼板を１８０°曲げた後、めっきがテープについているかを確認して行い、めっきがついている場合には剥離、ついていない場合には非剥離で示した。
【００４１】
【表１】
0006317453.tif 000002
【００４２】
上記表１から分かるように、本発明が提案するＦｅ−Ｚｎ合金層の厚さを満たす溶融亜鉛めっき層を有する発明例１及び２は、めっき密着性に優れるだけでなく、ＬＭＥによる割れが全く発生しなかった。
【００４３】
これに対し、比較例１は、Ａｌめっき浴の含量が多すぎてＦｅ−Ｚｎ合金層が形成されず、これにより、ＬＭＥによる割れが２４．５μｍのレベルで発生した。
【００４４】
比較例２〜４は、Ｎｉコーティング層が形成されないことによりめっきが全て剥離され、本発明が提案するＦｅ−Ｚｎ合金層の厚さを満たさないことによりＬＭＥによる割れが大きく発生した。
【００４５】
比較例４〜９は、本発明が提案する十分な厚さのＦｅ−Ｚｎ合金層が形成されず、ＬＭＥによる割れが発生した。
【符号の説明】
【００４６】
１  素地鋼板
２  合金化抑制層
３  Ｚｎ層
４  表面酸化物
１０  素地鋼板
２０  溶融亜鉛めっき層
２１  Ｆｅ−Ｚｎ合金層
２２  Ｚｎ層
２３  Ｆｅ−Ａｌ又はＦｅ−Ａｌ−Ｚｎ合金層
３０  Ｆｅ−Ｎｉ合金層
４０  内部酸化物
【図１】
0006317453.tif 000003
【図２（ａ）】
0006317453.tif 000004
【図２（ｂ）】
0006317453.tif 000005
【図３】
0006317453.tif 000006
【図４】
0006317453.tif 000007