(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％でＡｌ：３〜２２％、Ｍｇ：１〜１０％、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる溶融めっきを施しためっき鋼板において、素地鋼板を、質量％でＣ：０.０１％未満、Ｓｉ：１.５％以下、Ｍｎ：２.０％以下、Ｐ：０.１５％以下、Ｓ：０.０１５％以下、Ｎ：０.００５％以下、Ｔｉ：０.１５％以下、Ｂ：０.０００３〜０.０１％、Ｃｒ：０.４〜３.０％、Ｎｂ：０.０２〜０.１５％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物、かつ下記（１）式を満たす組成の鋼で構成したことを特徴とする耐溶融金属脆化割れ性に優れたＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板。
Ｔｉ≧４×Ｃ＋３.４３×Ｎ＋１.６×Ｓ  ……（１）
【請求項２】
素地鋼板を、さらにＶ：２.０％以下、Ｍｏ：２.０％以下およびＺｒ：２.０％以下の１種以上を含有する鋼で構成したことを特徴とする請求項１に記載の耐溶融金属脆化割れ性に優れたＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板。
【請求項３】
素地鋼板を、さらにＣｕ：１.０％以下およびＮｉ：１.０％以下の１種以上を含有する鋼で構成したことを特徴とする請求項１または２に記載の耐溶融金属脆化割れ性に優れたＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板。
【請求項４】
前記溶融めっきは、質量％でＡｌ：３〜２２％、Ｍｇ：１〜１０％を含有し、さらにＴｉ：０.１質量％以下、Ｂ：０.０５質量％以下、Ｓｉ：２％以下、Ｆｅ：２％以下の１種以上を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなるものである請求項１〜３のいずれかに記載の耐溶融金属脆化割れ性に優れたＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、溶接加工に供したとき、溶接熱影響部における溶融金属脆化割れの発生が抑止される溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板は、一般的な亜鉛めっき鋼板と比べ耐食性に優れる。従来、高品質な溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の製造は難しいとされていたが、近年、工業的規模での溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の製造技術が確立され、最近では外装材のみならず各種構造部材の用途で溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板が使用されるようになってきた。例えば、極低炭素鋼にＴｉを添加して完全非時効とした鋼板（以下、Ｔｉ添加ＩＦ鋼と記す）を素地鋼とする溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板が、プレスを用いた深絞り加工によって自動車用オイルパンなどに適用される。
【０００３】
自動車部材や建材をはじめとする構造部材は、めっき鋼板を溶接して組み立てられる場合が多い。この場合、溶接時にめっき層が鋼素地の一部とともに溶融する。これまでの調査によれば、一般的な亜鉛めっき鋼板に比べ、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板を使用した場合には、溶接熱影響部（ＨＡＺ）に微細な粒界割れが生じやすいことが経験的にわかっている。この割れは、溶接時に材料の膨張・収縮に伴って生じる引張応力に起因するものであり、溶融金属脆化割れと呼ばれる現象の一種である。溶接時に溶融したＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっきの成分が、亜鉛めっきの場合よりも溶融金属脆化割れの感受性を増大させているものと考えられる。
【０００４】
従来から、亜鉛系めっき鋼材を溶接により構造部材として組み立てた場合、熱影響部に粒界割れが発生することは知られていた。一例として、特許文献１を挙げることができる。しかし、この例は、まず鋼材そのものを溶接により構造部材として組み立て、その構造部材を溶融亜鉛浴（４５０℃前後）の中にどぶ漬けめっきした時に発生する割れである。一方、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板をアーク溶接、スポット溶接等の溶接に供する場合には、溶接時にめっき層が鋼素地とともに溶融し、その後の冷却過程において熱影響部（ＨＡＺ）に粒界割れが発生する。この割れ発生のメカニズムは、溶接後の部材を亜鉛系めっき浴にどぶ漬けするときの割れ発生メカニズムとは異なると考えられる。
【０００５】
Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の耐溶融金属脆化割れ性を改善するため、これまで種々の検討がなされてきた。特許文献２、３には、下地鋼の金属組織をフェライトと、ベイナイト、パーライトあるいはマルテンサイトとの混合組織とし、結晶粒界を複雑化することによって溶融金属の粒界への侵入を抑制する手法が開示されている。特許文献４には、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｚｒ等を添加した鋼板素材を用い、ピンニング作用のあるこれらの元素の析出物を分散させて溶接時のオーステナイト域における結晶粒の成長を抑制するとともに、これらの元素が溶接後に粒界に偏析する作用を利用することにより割れの防止を図る手法が開示されている。特許文献５には、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ等がＳｉとともに濃化した強固で薄い皮膜が形成された下地鋼を使用することにより、鋼材表面の結晶粒界に溶融めっき金属が侵入することを抑制する手法が開示されている。
【０００６】
【特許文献１】特開平１０−９６０２１号公報
【特許文献２】特開２００４−３１５８４７号公報
【特許文献３】特開２００４−３１５８４８号公報
【特許文献４】特開２００６−９７１２９号公報
【特許文献５】特開２００６−８９７８７号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
上記各特許文献２〜５の手法はいずれも、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の耐溶融金属脆化割れ性の向上に有効である。しかし、本発明者らの更なる調査によれば、実際の溶接施工においては、溶接条件によって、これらの文献の手法を採用しても溶融金属脆化割れを食い止めることができない場合があることがわかった。特に、Ｔｉ添加ＩＦ鋼を素材とするＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板が、溶接により組み立てられる自動車のオイルパン等の重要保安部品の素材として用いられる場合には、建材分野の構造材などとは異なり、溶融金属脆化割れは皆無とする必要がある。
【０００８】
一般に、上述の溶融金属脆化割れは、結晶粒界にＦｅ原子間結合力を高めるＣが多量に存在すると抑制されることが知られている。しかし、本発明が対象としているＴｉ添加ＩＦ鋼を素材とするＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の場合、素材が極低炭素鋼であるからＣの絶対量が極めて少なく、しかもＴｉによって固定されているため、結晶粒界にはほとんど存在しておらず、鋼中のＣによる溶融金属脆化の抑制効果が期待できない。
【０００９】
本発明は、Ｔｉ添加ＩＦ鋼をめっき原板とするＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板において、厳しい溶接条件であっても溶融金属脆化割れが安定して抑止できるものを提供しようというものである。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
発明者らの詳細な検討の結果、素地鋼板として、Ｔｉ、Ｂ、Ｎｂを複合添加し、かつＣｒの含有量を一定以上に増量した鋼を採用することにより、上記目的が達成できる。すなわち本発明では、質量％でＡｌ：３〜２２％、Ｍｇ：１〜１０％、残部実質的にＺｎからなる溶融めっきを施しためっき鋼板において、素地鋼板を、質量％でＣ：０.０１％未満、Ｓｉ：１.５％以下、Ｍｎ：２.０％以下、Ｐ：０.１５％以下、Ｓ：０.０１５％以下、Ｎ：０.００５％以下、Ｔｉ：０.１５％以下、Ｂ：０.０００３〜０.０１％、Ｃｒ：０.４〜３.０％好ましくは０.５〜２.０％、Ｎｂ：０.０２〜０.１５％であり、必要に応じてＶ：２.０％以下例えば０.２〜２.０％、Ｍｏ：２.０％以下例えば０.２〜２.０％およびＺｒ：２.０％以下例えば０.２〜２.０％の１種以上を含有し、また必要に応じてＣｕ：１.０％以下例えば０.０５〜１.０％およびＮｉ：１.０％以下例えば０.０５〜１.０％の１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物、かつ下記（１）式を満たす組成の鋼で構成したことを特徴とする耐溶融金属脆化割れ性に優れたＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板が提供される。
Ｔｉ≧４×Ｃ＋３.４３×Ｎ＋１.６×Ｓ  ……（１）
【００１１】
ここで、溶融めっきが「残部実質的にＺｎからなる」とは、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっきの耐食性を阻害せず、かつ溶融めっき鋼板の製造自体が可能な範囲で、Ｚｎ、Ａｌ、Ｍｇ以外の元素の混入を許容する趣旨である。例えば、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき浴に一般的に含有される元素として、Ｔｉ、Ｂ、Ｓｉ、Ｆｅが挙げられるが、これらはＴｉ：０.１質量％以下、Ｂ：０.０５質量％以下、Ｓｉ：２％以下、Ｆｅ：２％以下の範囲で含有されて構わない。また「残部実質的にＺｎからなる」には「残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる」場合が含まれ、「Ｔｉ、Ｂ、Ｓｉ、Ｆｅの１種以上を上記の含有量範囲で含み、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる」場合も含まれる。（１）式の元素記号の箇所には、質量％で表される当該元素の含有量の値が代入される。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば、Ｃ含有量０.０１％未満の鋼が用いられる種々の用途において、耐食性に優れたＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板を使用した健全な溶接部を有する溶接部材が提供される。本発明のＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板を使用すると、溶接時の溶融金属脆化割れを皆無にすることが可能である。したがって本発明は、従来、亜鉛めっき鋼板が使用されていた各種溶接構造部材において、信頼性を維持しながら耐食性レベルの向上をもたらすものである。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１３】
本発明では、めっき原板である素地鋼板として、Ｃ含有量が０.０１％未満であり、Ｔｉ、Ｂ、ＮｂおよびＣｒを適量含有させた鋼を使用することにより、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の溶接時における溶融金属脆化割れを防止する。以下に素地鋼板の成分元素について説明する。
【００１４】
Ｃは、非時効性と高加工性を両立させるために、０.０１％未満とする必要である。このＣは後述するＴｉによってほぼ全量が炭化物として固定される。Ｃを過剰に添加するとＴｉ炭化物が過度に生成し、ランクフォード値（以下、ｒ値と記す）および全伸びが低下するとともに、Ｃを固定するために必要とされるＴｉ量が増大するので、製造コストが上昇する。
【００１５】
Ｓｉは、非時効性と高加工性を維持しつつ固溶強化するために有効な元素である。その作用を十分に得るには０.０１質量％以上のＳｉ含有量を確保することが望ましい。ただし、Ｓｉ含有量が増大すると、延性が低下したり、鋼材表面にＳｉが濃化してめっき性が低下したりする。このため本発明ではＳｉ含有量は１.５質量％以下の範囲に制限され、０.５質量％以下とすることがより好ましい。
【００１６】
Ｍｎは、非時効性と高加工性を維持しつつ固溶強化するために有効な元素である。Ｓ起因の脆化を防止するとともに強度向上に有効な元素である。これらの効果を得るために０.０５質量％以上のＭｎ含有量を確保する。ただし、Ｍｎ含有量が増大すると、Ｍｎ偏析が顕著になりやすく、ｒ値や全伸びが低下したり、Ｓｉと同様に鋼材表面にＭｎが濃化してめっき性が低下したりする。このため本発明ではＭｎ含有量は２.０質量％以下の範囲に制限され、０.５質量％以下とすることがより好ましい。
【００１７】
Ｐも、非時効性と高加工性を維持しつつ固溶強化するために有効な元素である。そのため、高強度が必要な用途では加工性やめっき性に悪影響を及ぼさない範囲で添加することができるが、延性に悪影響を及ぼすので高加工性が要求される用途では低い方がよい。過剰にＰを添加すると、ｒ値および全伸びが低下するとともに、深絞り加工により部分的に張出し成形等の２次加工が施されるとその部位にて脆性破壊（以下、２次加工割れと記す）が発生する。微量のＢを添加して防止手段を講じるが、必ずしも２次加工割れを完全に防止できない。このような理由から、Ｐ含有量が０.１質量％以下に制限され、０.０１質量％以下とすることがより好ましい。
【００１８】
Ｓは、鋼の脆化を招くので、Ｓ含有量は０.０１５質量％以下とする。このＳは、後述するＴｉによってほぼ全量が硫化物として固定される。Ｓを過剰に添加するとＴｉ硫化物が過度に生成し、ｒ値および全伸びが低下するとともに、Ｓを固定するために必要とされるＴｉ量が増大するので、製造コストが上昇する。
【００１９】
Ｎは、後述するＴｉによってほぼ全量が固定される。鋼中のＮがＢと反応してＢＮを形成することによりＢが消費されると、耐溶融金属脆化割れ性を改善するために重要な機能を担うＢの鋼中含有量（有効Ｂ量）を十分に確保することが難しくなる。このため、Ｎの含有量をできるだけ低く抑えることが重要である。本発明では、ＴｉによってＮを固定することでＢＮの形成を抑制するのであるが、それでもＮ含有量は０.００５質量％以下に抑えておく必要がある。Ｎを過剰に添加するとＴｉ窒化物が過度に生成し、ｒ値および全伸びが低下するとともに、Ｎを固定するために必要とされるＴｉ量が増大するので、製造コストが上昇する。
【００２０】
Ｔｉは、強力な炭化物、窒化物等形成元素であり、上記のようにＣ、ＮをＴｉＣあるいはＴｉＮとして固定することにより、有効Ｂ量を確保してＢＮの形成を抑制する機能を有する。種々検討の結果、このようなＴｉの機能を十分に発揮させるには、下記（１）式を満たすようにＴｉ含有量を確保する必要がある。
Ｔｉ≧４×Ｃ＋３.４３×Ｎ＋１.６×Ｓ  ……（１）
この（１）式は、鋼中に存在するＣ、Ｎ、Ｓのほぼ全量を固定するに必要なＴｉ量を与えるものである。Ｔｉ含有量が（１）式を外れて低い場合は、「完全非時効」の性質を実現すること、ｒ値および全伸びを顕著に改善すること、並びに耐溶融金属脆化割れ性を防止するに足る有効Ｂ量を確保することを同時に実現することが難しくなる。
【００２１】
また、発明者らの検討によれば、ＴｉはＣｒの粒界偏析を促進させる作用があることがわかった。このため、後述のＣｒによる耐溶融金属脆化割れ性の改善効果を高める上でも有効である。ただし、過剰のＴｉ含有は鋼材の加工性低下および製造コスト増大を招くので、Ｔｉ含有量は０.１５質量％以下の範囲に制限される。
【００２２】
Ｂは、本発明の骨子となる元素の一つであり、溶融金属脆化割れの抑制に有効な元素である。その作用は、Ｂが結晶粒界に偏析して原子間結合力を高めることによると考えられ、前述のＮｂ、Ｃｒと複合添加することにより溶融金属脆化割れを皆無とすることができる。ＳＩＭＳによる分析では、本発明鋼を高温のオーステナイト域に加熱することにより、Ｂはオーステナイト粒界に顕著に偏析することが確認されている。このようなＢによる粒界強化機能を発揮させるには、前述のように、Ｎの低減やＴｉによるＮの固定によって、ＢＮ形成に伴うＢの消費を抑制して有効Ｂ量を確保することが重要である。その上で、Ｂ含有量（トータル量）は０.０００３質量％以上を確保する必要があり、０.００１質量％以上とすることがより好ましい。ただし、過剰のＢ添加は加工性劣化の原因となるのでＢ含有量（トータル量）は０.０１質量％以下に制限される。
【００２３】
Ｃｒは、高温でのオーステナイト粒界に偏析することにより、溶融金属脆化割れの抑制に顕著に寄与することがわかった。特許文献５に示されるように、従来、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の素地鋼板として、ＣｒとＢを含有するものも存在した。しかし、そのような従来鋼を用いた場合、実際の溶接施工で溶融金属脆化割れが生じた事例が見られた。発明者らは詳細な研究の結果、従来鋼よりもＣｒ含有量レベルを高めること、および、Ｔｉを添加することによって、上記の問題が解消できることを突き止めた。具体的には、ＴｉおよびＢの添加量については上述の通りであり、Ｃｒの添加量については０.４質量％以上とすることが極めて有効であり、０.５質量％以上がより好ましい。このようにＴｉ、Ｂの添加とＣｒの増量によって耐溶融金属脆化割れ性が顕著に改善されるメカニズムについては、現時点で明確にはなっていないが、一定量以上のＢとＣｒが同時に高温のオーステナイト粒界に偏析することによって、ＢとＣｒの相乗効果によって従来鋼の場合よりも粒界エネルギーが低下し、粒界における原子間結合力が高められ、その結果、溶融金属脆化割れに対する抵抗力が顕著に増大したものと推察される。ただし、過剰にＣｒを含有させると鋼材の加工性が低下し、また靭性にも悪影響を及ぼすので、Ｃｒ含有量は３.０質量％以下、好ましくは２.０質量％以下の範囲に制限される。
【００２４】
Ｎｂは、本発明の骨子となる元素の一つであり、その作用は、Ｂとともに結晶粒界に偏析して原子間結合力を高めることによると考えられ、前述のＣｒと複合添加することにより溶融金属脆化割れを皆無とすることができる。しかし、現行の製造プロセスにおいてＮｂがＮｂＣとして析出すると、その作用は発揮されない。すなわちＮｂは、固溶Ｎｂとして結晶粒界に存在させておく必要があるので、上述のＣは必ずＴｉで固定されていることが好ましい。Ｎｂによる溶融金属割れを抑制する効果を発現させるためには、０.０２質量％以上の添加が必要である。上限は０.１５質量％でよい。それ以上のＮｂを添加しても効果が飽和するだけである。
【００２５】
Ｖ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｃｕ、Ｎｉの各元素も、高温のオーステナイト粒界に偏析することにより溶融金属脆化割れを抑制する作用を有するので、必要に応じてこれらの１種以上を添加することができる。その効果はＢ、ＮｂおよびＣｒとの複合添加によって一層顕著になる。各元素の上記作用を十分に引き出すためには、Ｖ：０.２質量％以上、Ｍｏ：０.２質量％以上、Ｚｒ：０.２質量％以上、Ｃｕ：０.０５質量％以上、Ｎｉ：０.０５％以上とすることが特に効果的である。ただし、これらの元素を過剰に添加しても溶融金属脆化割れの抑制効果は飽和し、鋼材の靭性や加工性の低下、製造コストの増大を招くので、これらの元素を添加する場合は、Ｖ：２.０％以下、Ｍｏ：２.０％以下、Ｚｒ：２.０％以下、Ｃｕ：１.０質量％以下、Ｎｉ：１.０質量％以下の範囲で行う。
【００２６】
以上の組成を有する素地鋼板は、一般的な鋼板製造ラインにおいて常法により製造することができる。その後、公知の方法により溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっきを施してめっき鋼板を得る。本発明に適用されるＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっきは以下のようなものである。
【００２７】
めっき層中のＡｌは、めっき鋼板の耐食性を向上させる作用を有する。また、めっき浴中にＡｌを含有させることでＭｇ酸化物系ドロス発生を抑制する作用もある。これらの作用を十分に得るには溶融めっきのＡｌ含有量を３質量％以上とする必要があり、４質量％以上とすることがより好ましい。一方、Ａｌ含有量が２２質量％を超えると、めっき層と素地鋼板との界面でＦｅ−Ａｌ合金層の成長が著しくなり、めっき密着性が悪くなる。優れためっき密着性を確保するには１５質量％以下のＡｌ含有量とすることが好ましく、１０質量％以下とすることがより好ましい。
【００２８】
めっき層中のＭｇは、めっき層表面に均一な腐食生成物を生成させて当該めっき鋼板の耐食性を著しく高める作用を呈する。その作用を十分に発揮させるには溶融めっきのＭｇ含有量を１質量％以上とする必要があり、２質量％以上を確保することが望ましい。一方、Ｍｇ含有量が１０質量％を超えると、Ｍｇ酸化物系ドロスが発生し易くなる弊害が大きくなる。より高品質のめっき層を得るには５質量％以下のＭｇ含有量とすることが好ましく、４質量％以下とすることがより好ましい。
【００２９】
溶融めっき浴中にＴｉ、Ｂを含有させると、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系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。Ｔｉ、Ｂはそれぞれ単独で含有させてもＺｎ11Ｍｇ2相の抑制効果は生じるが、製造条件の自由度を大幅に緩和させる上で、ＴｉおよびＢを複合で含有させることが望ましい。これらの効果を十分に得るには、溶融めっきのＴｉ含有量は０.０００５質量％以上、Ｂ含有量は０.０００１質量％以上とすることが効果的である。ただし、Ｔｉ含有量が多くなりすぎると、めっき層中にＴｉ−Ａｌ系の析出物が生成し、めっき層に「ブツ」と呼ばれる凹凸が生じて外観を損なうようになる。このため、めっき浴にＴｉを添加する場合は０.１質量％以下の含有量範囲とする必要があり、０.０１質量％以下とすることが望ましい。また、Ｂ含有量が多くなりすぎると、めっき層中にＡｌ−Ｂ系あるいはＴｉ−Ｂ系の析出物が生成・粗大化し、やはり「ブツ」と呼ばれる凹凸が生じて外観を損なうようになる。このため、めっき浴にＢを添加する場合は０.０５質量％以下の含有量範囲とする必要があり、０.００５質量％以下とすることが望ましい。
【００３０】
溶融めっき浴中にＳｉを含有させると、前記Ｆｅ−Ａｌ合金層の成長を抑制し、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の加工性を向上させる作用を有する。また、めっき層中の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。このようなＳｉの作用を十分に引き出すためには溶融めっきのＳｉ含有量を０.００５質量％以上とすることが効果的である。ただし、過剰にＳｉを添加すると溶融めっき浴中のドロス量が多くなるので、めっき浴にＳｉを含有させる場合は２.０質量％以下の含有量範囲とする。
【００３１】
溶融めっき浴中には、素地鋼板を浸漬・通板する関係上、一般にはＦｅの混入が避けられない。Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっきにおいて、Ｆｅは概ね２質量％程度まで含有が許容される。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種以上が含まれていても構わないが、それらの合計含有量は１質量％以下であることが望ましい。
【００３２】
めっき付着量は、鋼板片面あたり２０〜３００ｇ／ｍ2の範囲で調整することが望ましい。めっき付着量の制御は、一般的な亜鉛めっき鋼板の製造に準じてガスワイピングノズルを用いて行うことができる。ワイピングガスやめっき層凝固時の雰囲気ガスは空気（大気）とすることができる。すなわち空冷方式が採用できる。なお、めっき浴温が５５０℃を超えると、浴からの亜鉛の蒸発が顕著になるため、めっき欠陥が発生しやすく、かつ浴表面の酸化ドロス量が増大するので好ましくない。
【実施例１】
【００３３】
表１に示す組成の鋼を真空溶解炉にて溶製してインゴットを作製し、熱間鍛造→熱間圧延（板厚約４.０ｍｍ）→酸洗→冷間圧延の工程にて板厚約１.０ｍｍの冷延板を作製した。冷延板を水素−窒素混合ガス中８００℃で再結晶焼鈍した後、大気に触れない状態を保ったまま、直ちに以下に示す組成のめっき浴ｂに浸漬し、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっきを施した。一部の鋼についてはめっき浴ａ、ｃ、ｄによる溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっきも行った。下記の「％」は質量％である。
〔めっき浴ａ〕Ａｌ：６％、Ｍｇ：３％、Ｚｎ：残部
〔めっき浴ｂ〕Ａｌ：６％、Ｍｇ：３％、Ｔｉ：０.００２％、Ｂ：０.０００５％、Ｓｉ：０.０１％、Ｆｅ：０.１％、Ｚｎ：残部
〔めっき浴ｃ〕Ａｌ：６％、Ｍｇ：３％、Ｓｉ：０.１％、Ｆｅ：０.１％、Ｚｎ：残部
〔めっき浴ｄ〕Ａｌ：１２％、Ｍｇ：８％、Ｓｉ：０.１％、Ｆｅ：０.１％、Ｚｎ：残部
【００３４】
めっき浴温は約４００℃であり、めっき浴から引き上げてめっき付着量を鋼板片面当たり約９０ｇ／ｍ2に調整した溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板を得た。めっき層凝固時の冷却は空気冷却である。
【００３５】
【表１】
0005283402.tif 000002
【００３６】
〔アーク溶接〕
得られためっき鋼板から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る方法で行った。すなわち試験片３の板面中央部に直径２０ｍｍ×長さ２５ｍｍの棒鋼からなるボス（突起）１を垂直に立て、このボス１を試験片３にアーク溶接にて接合した。溶接ワイヤは、ＹＧＷ１２を用い、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ビードを重ねて少し溶接を進めたところで溶接終了とした。すなわち、溶接開始点と溶接終了点の間に溶接ビード６が重なるようにした。溶接条件は、溶接電流：２１７Ａ、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。ボス１と試験片３と溶接ビード６からなる溶接後の部材をここでは「ボス溶接部材」と呼んでいる。
【００３７】
アーク溶接に際しては実験的に溶接割れを起こりやすくする目的で、図２に示すように試験片３を拘束した状態で行った。すなわち、試験片３を、１２０ｍｍ×９５ｍｍ×板厚４ｍｍの拘束板４（ＪＩＳに規定されるＳＳ４００鋼材）の板面中央部に置き、予め試験片３の全周を拘束板４に溶接した。そして一体となった試験片３／拘束板４の接合体を水平な実験台５の上に２個のクランプ２によって固定し、この状態で上記のボス溶接を行った。本明細書ではこのような拘束状態で行うボス溶接を「拘束ボス溶接」と呼んでいる。この方法によれば、試験片３は拘束板４と全周溶接により一体となっていることから、ボス溶接時の入熱によって起こる膨張・収縮が拘束されるので、試験片３に作用する熱応力によってボス溶接時に溶接割れが生じやすくなり、溶接割れの明瞭な評価が可能になる。
【００３８】
拘束ボス溶接後に、ボス１の中心軸を通り、かつ前記の溶接ビードの重なり部分８を通る切断面９で、ボス１／試験片３／拘束板４の接合体を切断し、その切断面９について溶接ビード近傍の試験片３（すなわちめっき鋼板母材である素地鋼板）部分の金属組織を顕微鏡観察した。顕微鏡観察によって当該断面内の試験片３の部分に観測される割れについて、試験片３のボス溶接側の表面から割れの先端までの割れの長さを測定し、最も長い割れについての測定値を「最大割れ長さ」とした。このような素地鋼板の割れはめっきがない場合には観察されず、これは「溶融金属脆化割れ」であると判断される。
本発明が解決しようとする課題に鑑み、溶融金属脆化割れが皆無であるものを合格と判定した。
【００３９】
〔スポット溶接〕
また、スポット溶接による溶融金属脆化割れの試験を行った。得られためっき鋼板から同様に１００ｍｍ×７５ｍｍのサンプルを切り出し、このサンプルを２枚重ね合わせ、これを試験片としてスポット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を行った。
スポット溶接は、先端径６ｍｍのＤＲ型電極を用い、加圧力３.２ｋＮを加えた状態でチリが発生する溶接電流１０ｋＡを供給する条件で行った。そして、アーク溶接による試験と同様に、溶接部の断面の金属組織を観察して割れの長さを測定した。ここでも、溶融金属脆化割れが皆無であるものを合格と判定した。
【００４０】
図３に、表１に組成を示した各鋼を素材として製造した溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板を試験片として行ったアーク溶接とスポット溶接による溶融金属脆化割れの試験のうち、めっき浴ｂを用いて試験を行った結果を示す。下地鋼にＢ、Ｎｂおよび０.５質量％以上のＣｒを複合添加した本発明鋼を用いることによって、Ｔｉ添加ＩＦ鋼における溶融金属脆化割れが皆無となることがわかる。
【００４１】
図４には、表１の鋼４、５、７について、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき浴の組成をａ〜ｄとしためっき鋼板を作製し、前述のアーク溶接による溶融金属脆化割れの評価を行った結果を示す。鋼４は本発明範囲外、鋼５と７は本発明鋼である。溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき浴の組成によらず、本発明の下地鋼を採用することで、Ｔｉ添加ＩＦ鋼における溶融金属脆化割れが皆無となる。
【実施例２】
【００４２】
次に、合金元素を種々変化させたＴｉ添加ＩＦ鋼を素地鋼板として製造した溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき鋼板の機械的特性および溶融金属脆化割れ性を評価した。
表２に、下地鋼であるＴｉ添加ＩＦ鋼の合金組成を示す。各鋼とも、実施例１と同様の工程で溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金めっき鋼板を製造した。ここでは、前記のめっき浴ｂを用いてめっきを行った。
【００４３】
【表２】
0005283402.tif 000003
【００４４】
得られためっき鋼板について、実施例１と同様の方法で、アーク溶接、およびスポット溶接による溶融金属脆化割れ性の評価を行った。
【００４５】
また、めっき鋼板について、引張強さ、全伸び、平均ｒ値を調べた。
張強さおよび全伸びは、長手方向が圧延方向と一致するＪＩＳ ５号引張試験片を用いてＪＩＳ  Ｚ２２４１に準拠した引張試験を行うことによって求めた。
【００４６】
平均ｒ値は、長手方向が圧延方向に対して、０°（平行）、４５°、９０°のＪＩＳ ５号引張試験片を用いて、それぞれの方向に引張試験を行い、各方向のｒ値を測定し、下記（２）式により求めた。ｒ値はＪＩＳ Ｇ０２０２：１９８７の番号１１８２に規定されている試験片厚さｔを用いる方法に従って求めた。
ｒm＝（ｒ0＋２ｒ45＋ｒ90）／４  ……（２）
ここで、
ｒm  ：  平均ｒ値
ｒ0  ：  圧延方向に対し０°方向に測定したｒ値
ｒ45 ：  圧延方向に対し４５°方向に測定したｒ値
ｒ90 ：  圧延方向に対し９０°方向に測定したｒ値
【００４７】
機械的性質は、良好な深絞り性の指標として全伸びが４０％以上、ｒm値が１.５以上を合格とした。溶融金属脆化割れ性は、割れ皆無を合格とした。
結果を表３に示す。
【００４８】
【表３】
0005283402.tif 000004
【００４９】
本発明に従う組成の鋼板を素材として製造した溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金めっき鋼板は、表３に示した通り、厳しい溶接条件であっても溶融金属脆化割れが安定して抑止されている。
【００５０】
これに対し、比較例Ｎｏ.１９、２０はＣｒの含有量が少なすぎたことにより溶接部に溶融金属脆化割れが認められた。Ｎｏ.２１はＣｒを含有しないいため規定量のＭｏを含有しても溶融金属脆化割れを抑制できなかったＮｏ.２２はＢ、Ｎｏ.２４はＴｉ（（１）式）の含有量がそれぞれ不足するのでＣｒ含有量が適正でも溶融金属脆化割れが生じた。Ｎｏ.２３はＮｂとＣｒの含有量が少なすぎたのでも溶融金属脆化割れが生じた。Ｎｏ.２５はＭｎの含有量が多すぎたので全伸び、ｒ値とも低下し、深絞り加工用鋼板として不適当であった
【００５１】
以上のように、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｃｒを適正範囲で含有する本発明例を素地鋼板として製造した溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板は、いずれも溶接部近傍での溶融金属脆化割れは皆無であった。このように安定して溶融金属脆化割れが抑止されるＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板は、従来の同系めっき鋼板と比較して溶接部の強度についての信頼性が大幅に向上し、建材、自動車をはじめとする種々の部材用途に好適なものである。
【図面の簡単な説明】
【００５２】
【図１】ボス溶接部材の形状を模式的に示した図。
【図２】拘束ボス溶接を行う際の試験片の拘束方法を模式的に示した断面図。
【図３】実施例１のめっき鋼板についてアーク溶接およびスポット溶接での最大割れ長さを示したグラフ。
【図４】種々の組成の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき浴で得られた実施例１のめっき鋼板についてアーク溶接での最大割れ長さを示したグラフ。
【符号の説明】
【００５３】
１    ボス
２    クランプ
３    試験片
４    拘束板
５    実験台
６    溶接ビード
７    試験片全周溶接部の溶接ビード
８    溶接ビードの重なり部分
９    切断面
【図１】
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【図２】
0005283402.tif 000006
【図３】
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【図４】
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