(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
素地鉄と、前記素地鉄上に形成された亜鉛合金めっき層とを含み、前記亜鉛合金めっき層は、１３〜２４重量％のＭｇを含み、前記亜鉛合金めっき層の付着量は、４０ｇ／ｍ２以下（０ｇ／ｍ２は除く）であり、
前記亜鉛合金めっき層をなす結晶粒の平均粒径は、１００ｎｍ以下（０ｎｍは除く）である、単層亜鉛合金めっき鋼材。
【請求項２】
前記亜鉛合金めっき層は、１５．７〜２０重量％のＭｇを含む、請求項１に記載の単層亜鉛合金めっき鋼材。
【請求項３】
前記亜鉛合金めっき層の付着量は、１０〜３５ｇ／ｍ２である、請求項１に記載の単層亜鉛合金めっき鋼材。
【請求項４】
前記亜鉛合金めっき層の厚さ方向中心部でＧＤＳプロファイルを測定するときに、Ｍｇ含量の偏差が±５％以内である、請求項１に記載の単層亜鉛合金めっき鋼材。
【請求項５】
前記単層亜鉛合金めっき鋼材のスポット溶接時、溶接部上の亜鉛合金めっき層は、９０面積％以上（１００面積％を含む）のＭｇＺｎ２合金相を含む合金層に変化する、請求項１に記載の単層亜鉛合金めっき鋼材。
【請求項６】
ＳＥＰ１２２０−２規格に従ってスポット溶接を行うときに、タイプＢクラックの平均長さが素地鉄の厚さの０．１倍以下である、請求項１に記載の単層亜鉛合金めっき鋼材。
【請求項７】
前記素地鉄は、重量％で、Ｃ：０．１０〜１．０％、Ｓｉ：０．５〜３％、Ｍｎ：１．０〜２５％、Ａｌ：０．０１〜１０％、Ｐ：０．１％以下（０％は除く）、Ｓ：０．０１％以下（０％は除く）、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む、請求項１に記載の単層亜鉛合金めっき鋼材。
【請求項８】
前記素地鉄に含まれるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ及びＳの含量は、下記関係式１を満たす、請求項７に記載の単層亜鉛合金めっき鋼材。
［関係式１］［Ｃ］＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｓｉ］／３０＋２［Ｐ］＋４［Ｓ］≧０．３
（ここで、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、［Ｐ］及び［Ｓ］はそれぞれ、該当元素の含量（重量％）を意味する）
【請求項９】
前記素地鉄は、微細組織として、オーステナイト及び残留オーステナイトのうち１種以上を含む、請求項７に記載の単層亜鉛合金めっき鋼材。
【請求項１０】
素地鉄を準備する段階と、
真空チャンバー内で電磁力によってコーティング物質を浮揚及び加熱してＺｎ及びＭｇ合金蒸着蒸気を生成し、前記Ｚｎ及びＭｇ合金蒸着蒸気を前記素地鉄の表面に誘導噴出して亜鉛合金めっき層を形成する段階と、を含み、
前記Ｚｎ及びＭｇ合金蒸着蒸気内のＭｇの含量は、１３〜２４重量％であり、前記亜鉛合金めっき層の付着量は、４０ｇ／ｍ２以下（０ｇ／ｍ２は除く）であり、
前記亜鉛合金めっき層をなす結晶粒の平均粒径は１００ｎｍ以下（０ｎｍは除く）であり、
前記浮揚したコーティング物質の温度は、１０００℃以上である、単層亜鉛合金めっき鋼材の製造方法。
【請求項１１】
前記Ｚｎ及びＭｇ合金蒸着蒸気内のＭｇの含量は、１５．７〜２０重量％である、請求項１０に記載の単層亜鉛合金めっき鋼材の製造方法。
【請求項１２】
蒸着前後の素地鉄の温度は、１００℃以下である、請求項１０に記載の単層亜鉛合金めっき鋼材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、スポット溶接性及び耐食性に優れた単層亜鉛合金めっき鋼材及びその製造方法に関し、より詳細には、自動車、家電製品、建築資材などに適用することができるスポット溶接性及び耐食性に優れた単層亜鉛合金めっき鋼材及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
陰極方式によって鉄の腐食を抑制する亜鉛めっき法は、防食性能及び経済性に優れるため、高耐食特性を有する鋼材の製造に広く用いられており、自動車、家電製品及び建築資材など産業全般にわたって亜鉛がめっきされた亜鉛めっき鋼材に対する需要が増加している。
【０００３】
このような亜鉛めっき鋼材は、腐食環境に露出した場合、鉄よりも酸化還元電位の低い亜鉛が先に腐食されて鋼材の腐食が抑制される犠牲方式（Ｓａｃｒｉｆｉｃｉａｌ  Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ  Ｐｒｏｔｅｃｔｉｏｎ）の特性を有する。さらに、めっき層の亜鉛が酸化しながら鋼材の表面に緻密な腐食生成物を形成させて鋼材を酸化雰囲気から遮断することにより、鋼材の耐腐食性を向上させる。
【０００４】
しかし、産業の高度化によって大気汚染が増加し、腐食環境が悪化しており、資源及びエネルギー節約に対する厳格な規制が行われているため、従来の亜鉛めっき鋼材よりも優れた耐食性を有する鋼材に対する開発の必要性が高まっている。その一環として、めっき層にマグネシウム（Ｍｇ）などの元素を添加して鋼材の耐食性を向上させる亜鉛合金めっき鋼材の製造技術に関する研究が多様に行われている。
【０００５】
一方、亜鉛めっき鋼材もしくは亜鉛合金めっき鋼材（以下、「亜鉛系めっき鋼材」という）は、一般に加工などによって部品に加工された後、スポット溶接などで溶接されて製品として用いられるが、微細組織として、オーステナイトまたは残留オーステナイトを含む高強度鋼材、高Ｐ添加高強度ＩＦ（Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ  Ｆｒｅｅ）鋼材などを素地とする亜鉛系めっき鋼材の場合、スポット溶接において溶融状態である亜鉛が素地鉄の結晶粒界に沿って浸透して脆性クラックを引き起こす、いわゆる液体金属脆化（ＬＭＥ、Ｌｉｑｕｉｄ  Ｍｅｔａｌ  Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ）が発生するという問題がある。
【０００６】
図１はスポット溶接によってＬＭＥ亀裂が発生した溶接部材の溶接部を拡大して観察した写真である。図１においてナゲット（Ｎｕｇｇｅｔ）の上下部に発生したクラックはタイプＡクラック、溶接肩部で発生したクラックはタイプＢクラック、溶接時の電極の誤整列（ｍｉｓａｌｉｇｎｍｅｎｔ）によって鋼板の内部に発生したクラックはタイプＣクラックという。このうち、タイプＢ及びＣクラックは、材料の剛性に大きな影響を及ぼすため、溶接においてクラックの発生を防止することが当技術分野において核心となる要件である。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明の様々な目的の一つは、スポット溶接性及び耐食性に優れた単層亜鉛合金めっき鋼材を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明の一側面は、素地鉄と、上記素地鉄上に形成された亜鉛合金めっき層とを含み、上記亜鉛合金めっき層は、１３〜２４重量％のＭｇを含み、上記亜鉛合金めっき層の付着量は、４０ｇ／ｍ２以下（０ｇ／ｍ２は除く）である単層亜鉛合金めっき鋼材を提供する。
【０００９】
本発明の他の側面は、素地鉄を準備する段階と、真空チャンバー内で電磁力によってコーティング物質を浮揚及び加熱してＺｎ及びＭｇ合金蒸着蒸気を生成し、上記Ｚｎ及びＭｇ合金蒸着蒸気を上記素地鉄の表面に誘導噴出してＭｇ蒸着層を形成する段階と、を含み、上記Ｚｎ及びＭｇ合金蒸着蒸気内のＭｇの含量は、１３〜２４重量％であり、上記亜鉛合金めっき層の付着量は、４０ｇ／ｍ２以下（０ｇ／ｍ２は除く）である単層亜鉛合金めっき鋼材の製造方法を提供する。
【発明の効果】
【００１０】
本発明の様々な効果の一つとして、本発明による単層亜鉛合金めっき鋼材はスポット溶接性に優れる。これにより、微細組織として、オーステナイトまたは残留オーステナイトを含む高強度鋼材、高Ｐ添加高強度ＩＦ（ＩｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌＦｒｅｅ）鋼材などを素地とした場合でも、液体金属脆化（ＬＭＥ、Ｌｉｑｕｉｄ  Ｍｅｔａｌ  Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ）の発生が効果的に抑制されるという利点がある。
【００１１】
また、本発明による多層亜鉛合金めっき鋼材は、少ない付着量でも優れた耐食性を確保することができる。これにより、環境に優しく、且つ経済性に優れるという利点がある。
【００１２】
本発明の多様で有益な利点と効果は、上述の内容に限定されず、本発明の具体的な実施形態を説明する過程で、より容易に理解することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１３】
【図１】スポット溶接によってＬＭＥ亀裂が発生した溶接部材の溶接部を拡大して観察した写真である。
【図２】Ｍｇ−Ｚｎ二元系合金の相平衡図である。
【図３】めっき鋼材の腐食過程を示した模式図である。
【図４】電磁浮揚物理気相蒸着装置の模式図である。
【図５】発明例５の単層亜鉛合金めっき鋼材を対象にスポット溶接後の溶接部を観察した写真である。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
Ｚｎ−Ｍｇ合金めっき鋼材の場合、Ｍｇの含量が増加するにつれて耐食性の側面では有利であるが、スポット溶接性の側面では不利であることが知られている。したがって、通常めっき層内のＭｇの含量を最大１０重量％程度で管理している。これは、Ｚｎ−Ｍｇめっき層内の融点が低いＺｎ−Ｍｇ系金属間化合物が容易に溶解して液体金属脆化を引き起こすためである。しかし、本発明者らがさらに研究を行った結果、めっき層内のＭｇ含量が１０重量％を超える場合でも、その平均含量が一定の範囲内に該当するとともに、めっき層の幅方向におけるＭｇ含量の偏差が一定の範囲内に該当する場合、むしろスポット溶接性が著しく向上することを見出し、本発明を完成するに至った。
【００１５】
以下、スポット溶接性及び耐食性に優れた単層亜鉛合金めっき鋼材について詳細に説明する。
【００１６】
本発明の単層亜鉛合金めっき鋼材は、素地鉄と、上記素地鉄上に形成された亜鉛合金めっき層とを含む。本発明では、上記素地鉄の形態については特に限定せず、例えば、鋼板または鋼線材であることができる。
【００１７】
また、本発明では、素地鉄の合金組成についても特に限定しないが、一例として、素地鉄は、重量％で、Ｃ：０．１０〜１．０％、Ｓｉ：０．５〜３％、Ｍｎ：１．０〜２５％、Ａｌ：０．０１〜１０％、Ｐ：０．１％以下（０％は除く）、Ｓ：０．０１％以下（０％は除く）、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含むことができる。この場合、上記Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ及びＳの含量は、下記関係式１を満たすことができる。一方、上述の組成を有する素地鉄は、微細組織として、オーステナイトまたは残留オーステナイトを含むことができる。
［関係式１］［Ｃ］＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｓｉ］／３０＋２［Ｐ］＋４［Ｓ］≧０．３
（ここで、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、［Ｐ］及び［Ｓ］はそれぞれ、該当元素の含量（重量％）を意味する）
【００１８】
上述の合金組成と微細組織を有する場合、スポット溶接において液体金属脆化（ＬＭＥ）が主に問題になる可能性があり、その理由は次の通りである。即ち、オーステナイトまたは残留オーステナイト組織は、他の組織に比べて結晶粒界が脆弱である。スポット溶接によって応力が作用すると、液状の溶融亜鉛が溶接部上のオーステナイトまたは残留オーステナイト組織の結晶粒界に浸透して亀裂を発生させ、これにより、脆性破壊である液体金属脆化を起こす。
【００１９】
しかし、本発明では、後述するように、液状の溶融亜鉛が残留する時間を最小化したため、上述の合金組成と微細組織を有する鋼材を素地として亜鉛合金めっき鋼材を製造しても、液体金属脆化の発生が効果的に抑制される。但し、素地鉄の合金組成が上記範囲を満たさない場合でも、本発明が適用され得る。
【００２０】
亜鉛合金めっき層は、１３〜２４重量％のＭｇを含み、残部はＺｎ及び不可避不純物からなる。より好ましいＭｇの含量は、１５．７〜２０重量％である。
【００２１】
Ｚｎ−Ｍｇ系亜鉛合金めっき層の場合、めっきの組織は、Ｚｎ単相、Ｍｇ単相、Ｍｇ２Ｚｎ１１合金相、ＭｇＺｎ２合金相、ＭｇＺｎ合金相、Ｍｇ７Ｚｎ３合金相などからなることができる。本発明者らは、亜鉛合金めっき層に含有されたＭｇの含量が上述の範囲に制御される場合、スポット溶接において溶接部上の亜鉛合金めっき層は溶融して９０面積％以上（１００面積％を含む）のＭｇＺｎ２合金相を含む合金層に変化し、この場合、液体金属脆化（ＬＭＥ）が効果的に抑制されることを見出した。これは、Ｍｇ−Ｚｎ二元系合金の相平衡図である図２から分かるように、めっき層の融点が高いため、溶融しためっき層が液状に残留する時間が最小となるためであると考えられる。一方、本発明では、溶接部上のめっき層中のＭｇＺｎ２合金相以外の残部組織については特に限定しないが、限定されない一例によると、ＭｇＺｎ２合金相以外の残部は、Ｍｇ２Ｚｎ１１合金相であることができる。
【００２２】
ここで、相（ｐｈａｓｅ）分率の測定は、一般的なＸＲＤを用いたスタンダードレスリートベルト定量分析（ｓｔａｎｄａｒｄｌｅｓｓ  Ｒｉｅｔｖｅｌｄ  ｑｕａｎｔｉｔａｔｉｖｅ  ａｎａｌｙｓｉｓ）方法と共に、より精密なＴＥＭ−ＡＳＴＡＲ（ＴＥＭ−ｂａｓｅｄ  ｃｒｙｓｔａｌ  ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ  ｍａｐｐｉｎｇ  ｔｅｃｈｎｉｑｕｅ）を用いて分析及び測定することができるが、必ずしもこれに制限されるものではない。一方、高温ｉｎ−ｓｉｔｕ放射光ＸＲＤを用いてＺｎ−Ｍｇ合金めっき層の相変態過程を分析することができる。より具体的には、試料を１．３℃／ｓｅｃ、１１．３℃／ｓｅｃの加熱速度と、７８０℃の加熱温度で加熱しながら、加熱及び冷却の熱サイクルの間、ＸＲＤスペクトル（ｓｐｅｃｔｒｕｍ）を１秒ごとに１つのフレーム（ｆｒａｍｅ）ずつ、総９００フレーム（ｆｒａｍｅ）のＸＲＤスペクトル（ｓｐｅｃｔｒｕｍ）を連続測定することによってＺｎ−Ｍｇ合金めっき層の相変態過程を分析することができるが、必ずしもこれに制限されるものではない。
【００２３】
一方、Ｍｇの含量が上述の範囲に制御されても、めっき層の幅方向におけるＭｇ含量の偏差が過剰であると、スポット溶接性を改善する目的を達成することが困難になる。それを考慮すると、めっき層の幅方向におけるＭｇ含量の偏差の上限を適切に管理する必要があり、亜鉛合金めっき層の厚さ方向の中心部でＧＤＳプロファイルを測定するときに、Ｍｇ含量の偏差は±５％以内になるように管理することが好ましい。
【００２４】
本発明者らのさらなる研究結果によると、亜鉛合金めっき層をなす結晶粒の平均粒径は、めっき鋼材の耐食性に大きな影響を及ぼす。図３はめっき鋼材の腐食過程を示した模式図であって、図３の（ａ）は、結晶粒サイズが微細な場合の模式図であり、図３の（ｂ）は、結晶粒サイズが粗大な場合の模式図である。図３を参照すると、結晶粒サイズが微細である場合、腐食の進行において相対的に緻密で均一な腐食生成物が形成され、相対的に腐食遅延に役立つことが分かる。
【００２５】
また、亜鉛合金めっき層をなす結晶粒の平均粒径は、めっき鋼材のスポット溶接性にも大きな影響を及ぼす。結晶粒の平均粒径が一定レベル以下であると、タイプＢ及びタイプＣクラックの発生が顕著に減少する。これは、溶融しためっき層内の原子の移動が活発に起こり、目的とする組織の確保に有利であるためであると考えられる。
【００２６】
このように、めっき鋼材の耐食性及びスポット溶接性の両側面を考慮すると、亜鉛合金めっき層をなす結晶粒の平均粒径の上限を適切に管理する必要があり、亜鉛合金めっき層をなす結晶粒の平均粒径は１００ｎｍ以下（０ｎｍは除く）となるように管理することが好ましい。ここで、平均粒径とは、めっき層の結晶を観察して検出した結晶粒の平均長径を意味する。
【００２７】
一例によると、亜鉛合金めっき層の付着量は、４０ｇ／ｍ２以下（０ｇ／ｍ２は除く）であることができる。亜鉛合金めっき層の付着量が大きければ大きいほど耐食性の側面では有利であるが、付着量の増加によってスポット溶接において液体金属脆化（ＬＭＥ）が生じることがあるため、溶接性の側面を考慮して、その上限を上記範囲に限定することができる。一方、耐食性及びスポット溶接性の両側面をすべて考慮した多層のめっき層の付着量の合計のより好ましい範囲は１０〜３５ｇ／ｍ２であり、さらに好ましい範囲は１５〜３０ｇ／ｍ２である。
【００２８】
以上で説明した本発明の単層亜鉛合金めっき鋼材は、様々な方法で製造されることができ、その製造方法は特に制限されない。但し、その一実施形態として、次のような方法により製造されることができる。
【００２９】
以下、本発明の他の側面であるスポット溶接性及び耐食性に優れた単層亜鉛合金めっき鋼材の製造方法について詳細に説明する。
【００３０】
まず、素地鉄を準備し、１４重量％以上のＨＣｌ水溶液を用いて酸洗、リンス及び乾燥した後、プラズマ及びイオンビームなどを用いて表面の異物及び自然酸化膜を除去し、素地鉄の表面に亜鉛合金めっき層を形成することにより、本発明の単層亜鉛合金めっき鋼材を製造することができる。
【００３１】
このとき、亜鉛合金めっき層は、電磁攪拌（Ｅｌｅｃｔｒｏｍａｇｎｅｔｉｃ  Ｓｔｉｒｒｉｎｇ）効果を有する電磁浮揚物理気相蒸着法によって形成することが好ましい。
【００３２】
ここで、電磁浮揚物理気相蒸着法とは、交流電磁場を生成する一対の電磁コイルに高周波電源を印加して電磁力を発生させると、蒸着物質（本発明の場合は、Ｚｎ、ＭｇもしくはＺｎ−Ｍｇ合金）が交流電磁場に囲まれた空間で外部の助けなしに空中に浮上するようになり、このように浮上した蒸着物質が大量の金属蒸気を発生させる現象を用いることを意味する。図４にはこのような電磁浮揚物理気相蒸着のための装置の模式図が示されている。図４を参照すると、上述の方法によって形成された大量の金属蒸気は、蒸気分配ボックス（ｖａｐｏｒ  ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ  ｂｏｘ）の多数のノズルを介して素地鉄の表面に高速で噴射されてめっき層を形成する。
【００３３】
通常の真空蒸着装置では、蒸着物質がるつぼの内部に備えられ、蒸着物質の気化は、このような蒸着物質が備えられたるつぼの加熱によって行われる。この場合、るつぼの溶融、るつぼによる熱損失などのために、蒸着物質自体に十分な熱エネルギーを供給することが困難になる。これにより、蒸着速度が遅くなるだけでなく、めっき層をなす結晶粒サイズを微細化するのにも一定の限界がある。また、本発明のようにＺｎ−Ｍｇ合金蒸気を蒸着させる場合、めっき層の均質性の確保にも一定の限界がある。
【００３４】
しかし、それとは異なり、電磁浮揚物理気相蒸着法によって蒸着を行う場合、通常の真空蒸着法とは異なり、温度による制約条件がないため、蒸着物質をより高温に露出させることができる。これにより、高速蒸着が可能であるだけでなく、結果的に、形成されためっき層をなす結晶粒サイズが微細であり、めっき層内の合金元素が均質に分布されるという利点がある。
【００３５】
蒸着工程での真空蒸着チャンバーの内部の真空度は１．０×１０−３ｍｂａｒ〜１．０×１０−５ｍｂａｒの条件に調整することが好ましい。この場合、めっき層の形成過程で酸化物が形成されることによって発生する脆性の増加及び物性の低下を効果的に防止することができる。
【００３６】
蒸着工程において浮揚するコーティング物質の温度は、７００℃以上に調整することが好ましく、８００℃以上に調整することがより好ましく、１０００℃以上に調整することがさらに好ましい。もし、その温度が７００℃未満であると、結晶粒の微細化及びめっき層の均質化効果を十分に確保できない恐れがある。一方、浮揚するコーティング物質の温度が高ければ高いほど、目的とする技術的効果を達成するのに有利であるため、本発明では、その上限については特に限定しない。しかし、その温度が一定のレベル以上であると、その効果が飽和するだけでなく、工程コストが上昇しすぎるため、それを考慮すると、その上限を１５００℃に限定することができる。
【００３７】
蒸着前後の素地鉄の温度は、１００℃以下に調整することが好ましい。もし、１００℃を超えると、鋼板の幅方向の温度不均一による幅方向の反曲によって出側多段差等減圧システムを通過する際に真空度の維持を妨げることがある。
【実施例】
【００３８】
以下、実施例を挙げて本発明をより詳細に説明する。しかし、このような実施例の記載は、本発明の実施を例示するためのものであり、このような実施例の記載によって本発明が制限されるものではない。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項と、それから合理的に類推される事項によって決定されるものである。
【００３９】
（実施例）
重量％で、Ｃ：０．１６％、Ｓｉ：１．４３％、Ｍｎ：２．５６％、Ａｌ：０．０４％、Ｐ：０．００６％、Ｓ：０．００３％、残部がＦｅ及び不可避不純物を含む、厚さ１．４ｍｍの自動車用高強度冷延鋼板を準備し、図４の装置（真空度３．２×１０−３ｍｂａｒ）を用いて下記表１のような組成の亜鉛合金めっき層を有する単層亜鉛合金めっき鋼材を製造した。すべての例において、亜鉛合金めっき層を形成する際に一対の電磁コイルに印加される電流は１．２ｋＡ、一対の電磁コイルに印加される周波数は、蒸着物質２ｋｇを基準に６０ｋＨｚ、浮揚したコーティング物質の温度は１０００℃、蒸気分配ボックスの温度は９００℃と、一定にした。また、亜鉛合金めっき層の蒸着前後の素地鉄の温度は６０℃に維持した。
【００４０】
次に、ＩＣＰ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ  Ｃｏｕｐｌｅｄ  Ｐｌａｓｍａ）法によって製造された亜鉛合金めっき鋼材の付着量とＭｇの含量を測定した。より具体的には、亜鉛合金めっき層を８０ｍｍ×８０ｍｍサイズの試験片に切断し、表面を脱脂した後に高精度の秤を用いて１次坪量（Ｗ１：０．００００ｇ）した。その後、試験片表面の前面部にクランプを用いてＯ−リング５４．５ｍｍ  ｄｉａ専用カラムを付着させて溶液が漏れないように密着させた。以後、３０ｃｃの１：３ＨＣｌ溶液に投入し、インヒビター（ｉｎｈｉｂｉｔｏｒ）を２〜３滴投入した。表面でのＨ２ガスの発生が終了した後、溶液を１００ｃｃマスフラスコに捕集した。このとき、洗浄ビンを用いて表面の残量をすべて捕集して１００ｃｃ以下に捕集した。以後、試験片を完全に乾燥させた後に２次坪量（Ｗ２）し、１次坪量値と２次坪量値の差を単位面積で割った値を亜鉛合金めっき層の付着量とした。一方、捕集された溶液を対象にＩＣＰ法によってＭｇの含量を測定した。
【００４１】
次に、亜鉛合金めっき層の厚さ方向の中心部でＧＤＳプロファイルを測定し、亜鉛合金めっき層をなす結晶粒の平均粒径を測定した。測定結果、すべての例のＭｇの含量の偏差は±５％以内であり、平均粒径は１００ｎｍ以下であることが分かった。
【００４２】
次に、製造された単層亜鉛合金めっき鋼材についてスポット溶接性及び耐食性を評価し、その結果を下記表１に共に示した。
【００４３】
より具体的に、スポット溶接性は、ＳＥＰ１２２０−２規格に従って亜鉛合金めっき鋼材を４０ｍｍ×１２０ｍｍサイズの試験片に切断し、各試験片に対して総１００回のスポット溶接を行った後にタイプＢクラックの有無及びその大きさを測定し、以下のような基準で評価した。
１．非常に優秀：すべての試験片でタイプＢクラックが発生していない場合
２．優秀：一部もしくはすべての試験片でタイプＢクラックが発生し、タイプＢクラックの平均長さが素地鉄（冷延鋼板）の厚さの０．１倍以下である場合
３．通常：一部もしくはすべての試験片でタイプＢクラックが発生し、タイプＢクラックの平均長さが素地鉄（冷延鋼板）の厚さの０．１倍超過０．２倍以下である場合
４．不良：一部もしくはすべての試験片でタイプＢクラックが発生し、タイプＢクラックの平均長さが素地鉄（冷延鋼板）の厚さの０．２倍を超える場合
【００４４】
耐食性は、それぞれの単層亜鉛合金めっき鋼材を７５ｍｍ×１５０ｍｍサイズの試験片に切断した後、ＪＩＳＺ２３７１に準拠して塩水噴霧試験を行って初期赤錆の発生時間を測定し、下記のような基準で評価した。
１．優秀：片面付着量６０ｇ／ｍ２の亜鉛めっき鋼板（ＧＩ鋼板）に比べて赤錆の発生時間が２倍以上長い場合
２．普通：片面付着量６０ｇ／ｍ２の亜鉛めっき鋼板（ＧＩ鋼板）に比べて赤錆の発生時間が同等レベルであるか、または２倍未満長い場合
３．不良：片面付着量６０ｇ／ｍ２の亜鉛めっき鋼板（ＧＩ鋼板）に比べて赤錆の発生時間が短い場合
【００４５】
【表１】
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【００４６】
表１を参照すると、本発明で提案する条件をすべて満たす発明例１〜１３は、耐食性だけでなく、スポット溶接性に非常に優れることが確認できる。さらに、より優れたスポット溶接性を確保するためには、Ｍｇ重量比が０．１５７〜０．２０に該当し、多層のめっき層の付着量の合計が３５ｇ／ｍ２以下に制御することが好ましいことが確認できる。
【００４７】
これに対し、比較例１〜５は、Ｍｇ重量比が本発明で提案する範囲を外れ、所望の目標に比べてスポット溶接性に劣ることが確認できる。
【００４８】
図５は、発明例５の単層亜鉛合金めっき鋼材を対象にスポット溶接後の溶接部を観察した写真である。図５を参照すると、本発明による単層亜鉛合金めっき鋼材は、溶接部にタイプＢクラックだけでなく、タイプＣクラックも全く発生していないことが視覚的に確認できる。
【図１】
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【図２】
0006937373.tif 000004
【図３】
0006937373.tif 000005
【図４】
0006937373.tif 000006
【図５】
0006937373.tif 000007