JP3758515B2 - 抵抗溶接性に優れた高張力亜鉛めっき鋼板 - Google Patents
抵抗溶接性に優れた高張力亜鉛めっき鋼板 Download PDFInfo
- Publication number
- JP3758515B2 JP3758515B2 JP2001104641A JP2001104641A JP3758515B2 JP 3758515 B2 JP3758515 B2 JP 3758515B2 JP 2001104641 A JP2001104641 A JP 2001104641A JP 2001104641 A JP2001104641 A JP 2001104641A JP 3758515 B2 JP3758515 B2 JP 3758515B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel sheet
- chemical composition
- sol
- tensile
- galvanized steel
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Images
Landscapes
- Metal Rolling (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、母材の引張強さ450MPa以上を有し、且つ、抵抗溶接の際の耐表面割れ性に優れる亜鉛めっき鋼板とその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車工業においては、燃費向上を目的とした車体軽量化や衝突安全性確保等のために、引張強さ450MPa以上の高張力鋼板の使用が増えつつある。このような高張力鋼板は、耐食性確保のため溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっき等、めっき成分に亜鉛を含む各種亜鉛めっきが施され使用される場合が多い。これらの各種亜鉛めっきは、以下において、単に「亜鉛めっき」と総称する。
【０００３】
鋼板を車体に適用する場合は、まず成形加工し、スポット溶接を代表例とする抵抗溶接を用いて自動車車体に組み付けられる。 このスポット溶接による組み付けの際、母材強度450MPa未満の亜鉛めっき鋼板では、チリが多発するような高電流域で溶接しても、割れが発生するという問題は少なかった。しかし、亜鉛めっきを施した450MPaを越える高張力鋼板は、図１に断面で示すようにチリが多発するような条件で抵抗溶接すると、電極 (図示せず) と接触した表面10に割れ12が発生しやすくなるという問題がおきることが知られている。図中、網かけ部分はナゲットを示す。このような表面割れはスポット溶接のみならずシーム溶接などの抵抗溶接で発生しやすいことが報告されている。
【０００４】
表面割れの原因は、「590MPa級合金化溶融亜鉛めっき鋼板のスポット溶接性」（自動車技術会による学術講演前刷集No.106-00 p.1-4)に報告されているように、液体金属脆性の一種である亜鉛による脆化割れである。溶接の熱により溶融しためっき成分の亜鉛が鋼の粒界に侵入し、粒界強度を低下させ、低応力で割れが生じる。この種の割れは入熱が大きいほど発生しやすく、電極による加圧が割れ発生を助長しているものと考えられている。
【０００５】
抵抗溶接の際の表面割れ低減方法については、「溶接・接合技術Ｑ＆Ａ1000,p. 834-835 」（産業技術サービスセンター）にシーム溶接を例として示されているように入熱低減や引張の応力を緩和する方法が報告されている。しかしながら、鋼板の母材面から表面割れを改善する方法については開示されていない。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の課題は、引張強さ450MPa以上の高張力鋼板に各種亜鉛めっきを行って得た高張力亜鉛めっき鋼板に抵抗溶接を行う際にみられる表面割れの問題を解決する、抵抗溶接部の耐表面割れ性に優れた抵抗溶接用高張力亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供することである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、高張力鋼板のスポット溶接性の課題を解決するために鋭意研究した結果、高電流での抵抗溶接により高張力亜鉛めっき鋼板に亜鉛割れが多発するのは、鋼板強度の増加とともに溶接部の硬化が著しく残留応力が大きくなることも一因であるが、母材である高張力鋼板の電気抵抗率の増加が大きな要因となっていることを見出した。
【０００８】
つまり、母材である高張力鋼板では強化のために様々な元素を添加するが、これにより高張力鋼板の電気抵抗率が上がる。このため、電流が一定の場合でも高張力鋼板の方が軟鋼に比べ大きなジュール熱が発生するため、高張力鋼板では、軟鋼に比べ低い電流値でも割れが発生する。
【０００９】
そこで本発明者らは、高張力亜鉛めっき鋼板の母材である高張力鋼板の電気抵抗率に及ぼす化学組成の影響に着目し、化学組成の異なる各種高張力鋼板を用いスポット溶接部の割れについて調査し、化学組成、電気抵抗率と表面割れ発生傾向の関係を調べた。
【００１０】
その結果、スポット溶接の表面割れは、母材の電気抵抗率との相関が大きく電気抵抗率を下げることで割れ発生を低減させることができることが確認された。さらに、製造条件、とくに冷間圧延時に圧延条件を制御し、表層の結晶粒の細粒化を図ることで、表面割れが抑制でき得ることも確認された。
【００１１】
ところで、一般的な自動車用鋼板での電気抵抗率と化学成分の関係については、一例として論文「高張力鋼板のスポット溶接性」 "住友金属" Vol.33,No.4,p.109-120 に示されるようにSi＋0.25(Mn+Cr) と比例関係にあると報告されている。
【００１２】
しかしながら、本発明者らが、さらに広範囲の成分系について詳細に調べたところ、Mn、Crの電気抵抗への寄与は、式で示されている値より大きいことが判明した。加えて、従来、sol.Alは高張力鋼板の添加成分としてほとんど使用されることはなかったが、近年、残留オーステナイト型鋼板を製造するために大量に添加される場合がある。sol.Alは電気抵抗率を著しく上げるため、現在の材料ではSi＋0.25(Mn+Cr）は電気抵抗率の指標としても不十分であることが判明した。
【００１３】
そこで、本発明者らがこの点についてさらに鋭意検討した結果、電気抵抗率はSi＋sol.Al＋0.4(Mn+Cr)と比例関係があるという結論に至った。すなわち、材料成分面からは、Si＋sol.Al＋0.4(Mn+Cr)を低い値に規定するのである。
【００１４】
かくして、本発明者らは、上述のように、上記式：Si＋sol.Al＋0.4(Mn+Cr)の値を1.4 ％以下と低い値に抑え、かつ所望の強度を満足することにより、上述のような課題が達成できることを知り、本発明を完成した。
【００１５】
かくして、本発明は、化学組成が、質量％にて
Ｃ：0.015〜0.072％、Si：1.2％以下、Mn：0.5〜3.0％、
Ｐ：0.020％以下、Ｓ：0.030％以下、sol.Al：0.002〜1.20％、
Si、sol.Al、Mn の含有量が下記式の関係を満たし、
Si＋sol.Al＋0.4×Mn≦1.4％
残部がFeおよび不可避的不純物からなる、引張強度が450MPa以上の鋼板に亜鉛めっきを施した、抵抗溶接の際の耐表面割れ性に優れた高張力亜鉛めっき鋼板である。
本発明はさらに別の面からは、化学組成が、質量％にて
Ｃ： 0.015 〜 0.25 ％、 Si ： 0.7 〜 1.2 ％、 Mn ： 0.5 〜 3.0 ％、
Ｐ： 0.020 ％以下、Ｓ： 0.030 ％以下、 sol.Al ： 0.002 〜 1.20 ％、
Si 、 sol.Al 、 Mn の含有量が下記式の関係を満たし、
Si ＋ sol.Al ＋ 0.4 × Mn ≦ 1.4 ％
残部が Fe および不可避的不純物からなる、引張強度が 450MPa 以上の鋼板に亜鉛めっきを施した、抵抗溶接の際の耐表面割れ性に優れた高張力亜鉛めっき鋼板である。
ただし、 Cr を添加する場合は Cr ： 0.01 〜 1.0 ％であり、その場合、上記式は下記の通りである。
Si ＋ sol.Al ＋ 0.4(Mn+Cr) ≦ 1.4%
【００１６】
前記化学組成は、質量％で、さらにMo：0.01〜1.0 ％および／またはＢ：0.0001〜0.0030％を単独または複合で含有するものであってもよい。
さらに、前記化学組成は、質量％で、Ti：0.003 〜0.15％、Nb：0.003 〜0.15％、Ｖ：0.15％以下の１種または２種以上を含有するものであってもよい。
【００１７】
別の面からは、本発明は、上述のような化学組成を有する鋼を鋳造して鋳片とし、この鋳片に熱間圧延を行い熱延鋼板とし、得られた熱延鋼板に酸洗を施してから、0.12〜２°のクロス角でペアクロス冷間圧延を行い冷間圧延鋼板とした後、720 ℃以上に加熱してから、平均冷却速度２℃/s以上で600 ℃以下まで冷却し、380 〜600 ℃の間で10秒以上保持し、その後、冷却して溶融亜鉛めっきを施し、さらに必要に応じて合金化処理を施す、抵抗溶接の際の耐表面割れ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
【００１８】
前述のように冷間圧延鋼板とした後、720 ℃以上に加熱後、平均冷却速度２℃/s以上で600 ℃以下まで冷却し、380 〜600 ℃の間で10秒以上保持した鋼板に、上記溶融亜鉛めっきに代えて、亜鉛を主体とした電気めっきを施してもよい。
【００１９】
【発明の実施の形態】
本発明においてめっき母材として用いる高張力鋼板の化学組成および製造条件について説明する。なお、本明細書において、化学組成を示す「％」は、とくにことわりがない限り、質量％である。
【００２０】
(A)化学組成
Ｃは、析出強化および変態強化によって、鋼板に強度を付与するために必須の元素であって、少なくとも0.015 ％含有する。しかし、0.25％を越えるときは、スポット溶接部の靭性が劣化する。従って、Ｃ含有量は0.015 〜0.25％と定めた。スポット溶接部の硬さは特にＣの影響を大きく受けるため、硬さを下げ、割れに対する感受性を下げる立場から、好適には0.015 〜0.075 ％であることが望ましい。
【００２１】
Siは、フェライトに固溶することにより強化作用を持ち、またＣの未変態オーステナイトへの濃縮を助け、セメンタイトの析出を遅らせる作用を持つため、残留オーステナイト型鋼板には必須の元素である。しかし、添加量が増大すると鋼板の表面性状を劣化させ、めっきを困難にすると共に、母材の電気抵抗率を著しく上げる。このためSiの上限は1.2 ％と定めた。より好適には0.2 ％以下が望ましい。
【００２２】
Mnは、Ｃとともにオーステナイト安定化元素であり鋼の焼入れ性を高めると共に、強度と延性を付与するために必要であり、かかる効果を有効に得るためには、0.5 ％以上の添加を必要とする。しかし、Mnの増加は電気抵抗率の増加につながるため3.0 ％を上限とする。
【００２３】
Ｐは、不純物元素として鋼中に含有されるが、スポット溶接部を著しく脆化させ、継手としての性能を大幅に低下させる。Ｐの有害な影響を排除するために、その上限を0.020 ％とする。好ましくは、Ｐ量は0.015 ％以下がよい。
【００２４】
Ｓも、不純物元素として鋼中に含有され、MnS 系の非金属介在物として鋼中に析出する。また溶接部の割れ発生が著しくなり強度低下につながるため、本発明においては、かかる有害な影響を排除するために、その上限を0.030 ％とする。好ましくは、Ｓ量は0.005 ％以下がよい。
【００２５】
sol.Alは、脱酸のために0.002 ％以上が含有され、これより少ないと、鋼板の表面性状を損なう。また、Siと同様にＣの未変態オーステナイトへの濃縮を助け、セメンタイトの析出を遅らせる作用を持つため、残留オーステナイト型鋼板を作るために添加されることがある。しかし、添加量が増えると、アルミナ生成量が増え鋼板の表面品質を低下させるばかりか、電気抵抗率も著しく増加するため最大値として1.20％とする。好適には0.1 ％以下が望ましい。
【００２６】
Crは鋼の焼き入れ性を高める元素として有効であるが、電気抵抗を増大させ、さらにコストも増加させるため、添加する場合は、Cr：0.01〜1.0 ％とする。
本発明のさらなる態様にあっては、鋼の焼入れ性を改善するために、Mo:0.01 〜1.0 ％および／またはＢ:0.0001 〜0.0030％を添加してもよい。
【００２７】
Moは、鋼の焼き入れ性を大きく高める元素として有効であるが、添加量を上げるとコストが大幅に増加し経済的でない。このためMoは0.01〜1.0 ％とする。
Ｂも少量で鋼の焼き入れ性を大幅に高める元素であり、鋼板を強化する作用が大きいが、0.0030％を越えると効果が飽和する。このためＢは0.0001〜0.0030％とする。
【００２８】
さらに、本発明において、Ti、Nb、Ｖは固溶Ｃ、Ｎを炭化物、窒化物の形でとらえフェライト中に析出し鋼板を強化する作用を持つため、必要により１種類もしくは２種類以上、Ti、Nbについてはそれぞれ0.003 ％以上添加してもよいが、それぞれ0.15％を越えると効果が飽和してしまうため経済的でない。このためTi：0.003 〜0.15％、Nb：0.003 〜0.15％、Ｖ：0.15％以下とする。
【００２９】
これらの化学成分のうち、母材の電気抵抗率に大きな影響を及ぼしているSi、sol.Al、Mn、Crの含有量 (％) について、電極と鋼板が軽く溶着することもある12000Aの高電流域までの抵抗溶接で表面割れを出さないためには、下記式(1) を満たすようにする。ただし、Crを積極的に添加したい場合は下記式(2) とする。
【００３０】
Si＋sol.Al＋0.4 ×Mn≦1.4% ・・・・(1)
Si＋sol.Al＋0.4(Mn+Cr)≦1.4% ・・・・(2)
式:Si ＋sol.Al＋0.4(Mn+Cr)またはSi＋sol.Al＋0.4 ×Mnの値は、低ければ低いほど良く、好ましくは1.0 ％以下、最適には0.7 ％以下が望ましい。
【００３１】
本発明において母材である高張力鋼板の引張強度を450MPa以上とするが、これは本発明にかかる亜鉛めっき鋼板を自動車用に使用する場合にその軽量化を図るためである。好ましくは550MPa以上である。
【００３２】
ここに、本発明は抵抗溶接用高張力亜鉛めっき鋼板にかかるものであるが、このときの抵抗溶接は代表的にはスポット溶接であるが、用途によってはそれだけに制限されない。また、亜鉛めっきも代表例は溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっきであるが、これに制限されず、まためっき種としても各種亜鉛合金も包含される。
【００３３】
次に、製造条件の限定理由について説明する。
冷間圧延は、通常の方法で製造した上記組成を有する熱延鋼板にまず、上下のワークロールを水平方向にクロスさせて圧延するペアクロス圧延を施す。
【００３４】
本発明が対象とする抵抗溶接による耐表面割れ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板は、高張力材ゆえ電気抵抗が高く通電時の発熱が多く、そのため亜鉛めっき中の亜鉛が溶融して、表面割れを発生させる。この問題を解決するためには上記に述べたように化学組成を限定するが、製造条件からはさらに母材表層部の結晶粒を細粒化するのである。母材表層部の結晶粒を細粒化することで、粒界における表層からの溶融亜鉛の侵入深さが小さくなり、表面割れを生じないのである。このように表層を細粒化するためにペアクロス圧延を行い鋼板の表層へのひずみエネルギーを効果的に蓄積することで、再結晶核生成サイトが多くなり表層が細粒の組織となる。クロス角が0.12°未満では、表層の細粒化が十分に図れず、また、２°超においては幅方向において十分な板厚精度が得られない。従って、冷間圧延時のペアクロス角は0.12〜２°とする。好ましくは0.15〜1.0 °である。
【００３５】
なお、ペアクロス圧延それ自体は本発明において特に制限されない。すべての冷間圧延をペアクロス圧延で行ってもあるいはその一部だけをペアクロス圧延で行ってもよい。十分なひずみエネルギーが蓄積されればよい。
【００３６】
本発明の製造方法にあっては、冷間圧延後、連続焼鈍または連続溶融亜鉛めっきラインにて焼鈍される。焼鈍は通常Ac1 点以上である720 ℃以上に加熱することで実施される。高強度化のために変態硬質相を十分確保するには、焼鈍温度は780 ℃以上が好ましく、さらに好ましくは820 ℃以上である。
【００３７】
焼鈍後、冷却速度２℃/s以上で600 ℃以下まで冷却後、380 〜600 ℃の間で10秒以上保持する。冷却速度が２℃/s未満では生産効率の劣化を招くとともに、変態硬質であるマルテンサイトを得る場合、冷却過程でオーステナイトがパーライトやセメンタイトに分解してしまうために所望の組織が得られなくなる。好ましくは８〜120 ℃/sである。また、より安定して硬質相を得る場合は、冷却後350 〜600 ℃の間で10秒以上保持する。この保持でオーステナイトがセメンタイトに分解することなく、Ｃなどオーステナイト安定化元素の濃縮により安定化するのである。好ましい温度範囲は400 〜600 ℃で、保持は10〜180 秒、さらに好ましくは450 〜600 ℃で10〜60秒である。
【００３８】
保持後はそのまま、あるいは溶融亜鉛めっきを施すか、またはさらに鉄−亜鉛の合金化処理を施してから冷却すればよい。本発明において溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっきは、例えば公知のものを行えばよく、特に制限されない。その後、表面あらさの調整や平坦矯正のため2.0 ％以下のスキンパスを施してもよい。
【００３９】
別法では、保持後そのまま冷却した鋼板については、電気めっきにて表面に亜鉛を主体とするめっきを施してもよい。
またこれら亜鉛めっき鋼板の上にはさらに潤滑皮膜を形成させたり、塗油を施しても何ら問題は生じない。
【００４０】
以上のような高張力鋼板は、それ自体で抵抗溶接での耐表面割れ性に優れたものであるが、抵抗溶接の相手材として、引張強さ450MPa以下の鋼板を用いることによって、抵抗溶接部の耐亜鉛表面割れ性、つまり耐表面割れ性が一層高められる。即ち、過発熱の防止効果と、相手材が柔らかいことによる点溶接部の引張残留応力の低減効果により、抵抗溶接部の耐表面割れ性を一層高めることができるのである。
【００４１】
以下に、実施例を挙げて本発明をさらに具体的に説明するが、本発明はこれら実施例により何ら限定されるものではない。
【００４２】
【実施例】
実施例１
本例では、450MPa級以上の高張力材の抵抗溶接の際の耐表面割れ性を調べるため、表１に示す化学成分を有する鋼を実験室にて溶製し、鍛造により厚さ25mmのスラブとした。昇温速度10℃/sで1200℃まで加熱し30分保持した後、800 〜900 ℃にて厚さ3.5mm まで熱間圧延を行い、水スプレーにより520 ℃まで冷却し、その後、30℃/hで冷却し巻取り相当処理を行った。次にこれらの熱延鋼板を、機械研削にて板厚さ3.2mm まで表面を研削し、その後、板厚さ3.2mm から1.2mm まで冷間圧延し、冷間圧延鋼板を得た。
【００４３】
そして、合金化溶融亜鉛めっきを行う鋼板については、冷間圧延板を10℃/sの加熱速度で800 〜840 ℃に加熱した後、４℃/sの冷却速度で480 〜520 ℃まで冷却し、その温度で20s 保持した後、溶融亜鉛めっき槽に侵入させ、目付け量を両面ともに50g/m2に制御した後、500 ℃で合金化処理を行い合金化溶融亜鉛めっき処理を行った。
【００４４】
また、電気Zn−Ni合金めっきを行う鋼板については、上記冷間圧延鋼板を10℃/sで820 〜840 ℃まで加熱した後、60℃/sで冷却し、280 〜450 ℃の範囲まで冷却した後、180s保持して過時効処理を行ってから、10℃/sで室温まで冷却した。その後、めっき液にその鋼板を侵入させ、電流を制御することで目付け量を両面とも30g/m2にして電気Zn−Ni合金めっき処理を行った。これらのサンプル製造条件における加熱温度、冷却終点温度は、通常、450MPa級以上の高張力鋼板として存在するあらゆる組織に制御しただけで、本発明の骨子には影響を及ぼさない。
【００４５】
次に、得られた鋼板の引張特性を調査するために、JIS ５号試験片を作成し、引張試験を行い降伏応力、引張応力、全伸びについて調査した。
また、スポット溶接性は、幅30mm、長さ30mmの試験片を機械加工によって採取し、これらの試験片を２枚重ねにし、中心部に１点スポット溶接を施して、評価した。
【００４６】
溶接条件を表２に示す。
すなわち、全ての材料でチリが発生する高電流条件で20ヶスポット溶接試験片を作製し、目視により表面の割れ発生の有無を調べ、割れ発生率として整理した。
【００４７】
また、スポット溶接継手の強度信頼性については、JIS Z3144 に準拠した「たがね試験」によりその破断形態を評価した。溶接部で破断した場合を×、母材側で破断した場合を○とした。
【００４８】
結果は表３にまとめて示すが、これからも分かるように、実施例Ａ〜Ｈは合金化溶融亜鉛めっき鋼板であり、化学成分は本発明の範囲内であるため表面割れは発生しておらず継手の信頼性も良好である。ＩおよびＪは電気Zn−Niめっきの場合であるがこれも本発明の範囲内であるため割れは発生せず、継手の信頼性も高い。
【００４９】
Ｋ、Ｍ、ＮはSi＋sol.Al＋0.4(Mn+Cr)の値が本発明で規定する範囲を越えているため、表面割れが発生している。
ＬではSi＋sol.Al＋0.4(Mn+Cr)の値は満たしているものの、Ｃが本発明の範囲外であるため、たがね試験で溶接部が破断し、継手としての信頼性に欠ける。
【００５０】
Ｏ、Ｑ、Ｒは化学成分が本発明の範囲を大きく越えており、大きな表面割れが多発している。このため、溶接部で破断するようになり継手の信頼性も低い。
Ｐは割れは発生していないがＰが本発明の範囲外であるため、溶接部が脆化し、溶接部で破断し継手としての信頼性に欠ける。
【００５１】
従って、本発明の範囲を満足するめっき鋼板のみがスポット溶接により表面割れが発生せず、継手としての信頼性も高い。
実施例２
表１のＢの化学組成を実際の製造ラインにて溶製し、連続鋳造によりスラブとした。その後、熱間圧延を行い熱延鋼板とした。 その熱延鋼板を酸洗した後、０〜２°のクロス角でペアクロス冷間圧延を行い冷間圧延鋼板とした。冷間圧延板を10℃/sの加熱速度で800 〜840 ℃に加熱した後、４℃/sの冷却速度で480 〜520 ℃まで冷却し、その温度で20s 保持した後、溶融亜鉛めっき槽に侵入させ、目付け両面50g/m2に制御した後、500 ℃で合金化処理を行い合金化溶融亜鉛めっき処理を行った。
【００５２】
この亜鉛めっき鋼板に割れを発生させるため、実施例１より厳しい13000 Ａの高電流条件でスポット溶接を行った。その他の条件は実施例１と同じであった。結果は表４に示す。
【００５３】
その結果、ペアクロス圧延のクロス角が０度では割れが発生したのに対し、ペアクロス圧延の角度が0.12度を越えると割れが発生しなくなった。この理由は、ペアクロス角度を与えることにより、結晶粒がより微細化し、粒界への液体亜鉛の侵入深さが浅くなるためと考えられる。
【００５４】
従って、本発明の範囲を満足する方法で製造しためっき鋼板は、厳しい条件でもスポット溶接による割れが発生せずに、継手としての信頼性も高い。
実施例３
表１のＪの化学組成を実際の製造ラインを使って溶製し、連続鋳造によりスラブとした。その後、熱間圧延を行い熱延鋼板とした。その熱延鋼板を酸洗した後、０〜２°のクロス角でペアクロス冷間圧延を行い冷間圧延鋼板とした。
【００５５】
冷間圧延板を10℃/sで820 〜840 ℃まで加熱した後、60℃/sで冷却し、380 〜450 ℃の範囲まで冷却した後、その温度に180s保持して過時効処理を行った後、10℃/sで室温まで冷却した。その後、めっき液にその鋼板を侵入させ、電流を制御することで目付け量を両面とも30g/m2にして電気Zn−Ni合金めっき処理を行った。
【００５６】
スポット溶接の際に割れを発生させるため、実施例１より厳しい13000 Ａの高電流条件で溶接を行った。その他の条件は実施例１と同じであった。結果は表５に示す。
【００５７】
その結果、ペアクロス圧延のクロス角が０度では割れが発生したのに対し、ペアクロス圧延の角度が0.12度を越えると割れが発生しなくなった。従って、本発明範囲を満足する方法で製造しためっき鋼板は、厳しい条件でもスポット溶接による割れが発生せずに、継手としての信頼性も高い。
【００５８】
【表１】
【００５９】
【表２】
【００６０】
【表３】
【００６１】
【表４】
【００６２】
【表５】
【００６３】
【発明の効果】
以上説明した通り、本発明によれば抵抗溶接に際しての耐表面割れ性に優れた特徴を有する、母材の引張強さ450MPa以上の高張力亜鉛めっき鋼板を提供することができ、自動車の軽量化、安全性の向上に大きく寄与できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】スポット溶接部の割れの模式的説明図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、母材の引張強さ450MPa以上を有し、且つ、抵抗溶接の際の耐表面割れ性に優れる亜鉛めっき鋼板とその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車工業においては、燃費向上を目的とした車体軽量化や衝突安全性確保等のために、引張強さ450MPa以上の高張力鋼板の使用が増えつつある。このような高張力鋼板は、耐食性確保のため溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっき等、めっき成分に亜鉛を含む各種亜鉛めっきが施され使用される場合が多い。これらの各種亜鉛めっきは、以下において、単に「亜鉛めっき」と総称する。
【０００３】
鋼板を車体に適用する場合は、まず成形加工し、スポット溶接を代表例とする抵抗溶接を用いて自動車車体に組み付けられる。 このスポット溶接による組み付けの際、母材強度450MPa未満の亜鉛めっき鋼板では、チリが多発するような高電流域で溶接しても、割れが発生するという問題は少なかった。しかし、亜鉛めっきを施した450MPaを越える高張力鋼板は、図１に断面で示すようにチリが多発するような条件で抵抗溶接すると、電極 (図示せず) と接触した表面10に割れ12が発生しやすくなるという問題がおきることが知られている。図中、網かけ部分はナゲットを示す。このような表面割れはスポット溶接のみならずシーム溶接などの抵抗溶接で発生しやすいことが報告されている。
【０００４】
表面割れの原因は、「590MPa級合金化溶融亜鉛めっき鋼板のスポット溶接性」（自動車技術会による学術講演前刷集No.106-00 p.1-4)に報告されているように、液体金属脆性の一種である亜鉛による脆化割れである。溶接の熱により溶融しためっき成分の亜鉛が鋼の粒界に侵入し、粒界強度を低下させ、低応力で割れが生じる。この種の割れは入熱が大きいほど発生しやすく、電極による加圧が割れ発生を助長しているものと考えられている。
【０００５】
抵抗溶接の際の表面割れ低減方法については、「溶接・接合技術Ｑ＆Ａ1000,p. 834-835 」（産業技術サービスセンター）にシーム溶接を例として示されているように入熱低減や引張の応力を緩和する方法が報告されている。しかしながら、鋼板の母材面から表面割れを改善する方法については開示されていない。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の課題は、引張強さ450MPa以上の高張力鋼板に各種亜鉛めっきを行って得た高張力亜鉛めっき鋼板に抵抗溶接を行う際にみられる表面割れの問題を解決する、抵抗溶接部の耐表面割れ性に優れた抵抗溶接用高張力亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供することである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、高張力鋼板のスポット溶接性の課題を解決するために鋭意研究した結果、高電流での抵抗溶接により高張力亜鉛めっき鋼板に亜鉛割れが多発するのは、鋼板強度の増加とともに溶接部の硬化が著しく残留応力が大きくなることも一因であるが、母材である高張力鋼板の電気抵抗率の増加が大きな要因となっていることを見出した。
【０００８】
つまり、母材である高張力鋼板では強化のために様々な元素を添加するが、これにより高張力鋼板の電気抵抗率が上がる。このため、電流が一定の場合でも高張力鋼板の方が軟鋼に比べ大きなジュール熱が発生するため、高張力鋼板では、軟鋼に比べ低い電流値でも割れが発生する。
【０００９】
そこで本発明者らは、高張力亜鉛めっき鋼板の母材である高張力鋼板の電気抵抗率に及ぼす化学組成の影響に着目し、化学組成の異なる各種高張力鋼板を用いスポット溶接部の割れについて調査し、化学組成、電気抵抗率と表面割れ発生傾向の関係を調べた。
【００１０】
その結果、スポット溶接の表面割れは、母材の電気抵抗率との相関が大きく電気抵抗率を下げることで割れ発生を低減させることができることが確認された。さらに、製造条件、とくに冷間圧延時に圧延条件を制御し、表層の結晶粒の細粒化を図ることで、表面割れが抑制でき得ることも確認された。
【００１１】
ところで、一般的な自動車用鋼板での電気抵抗率と化学成分の関係については、一例として論文「高張力鋼板のスポット溶接性」 "住友金属" Vol.33,No.4,p.109-120 に示されるようにSi＋0.25(Mn+Cr) と比例関係にあると報告されている。
【００１２】
しかしながら、本発明者らが、さらに広範囲の成分系について詳細に調べたところ、Mn、Crの電気抵抗への寄与は、式で示されている値より大きいことが判明した。加えて、従来、sol.Alは高張力鋼板の添加成分としてほとんど使用されることはなかったが、近年、残留オーステナイト型鋼板を製造するために大量に添加される場合がある。sol.Alは電気抵抗率を著しく上げるため、現在の材料ではSi＋0.25(Mn+Cr）は電気抵抗率の指標としても不十分であることが判明した。
【００１３】
そこで、本発明者らがこの点についてさらに鋭意検討した結果、電気抵抗率はSi＋sol.Al＋0.4(Mn+Cr)と比例関係があるという結論に至った。すなわち、材料成分面からは、Si＋sol.Al＋0.4(Mn+Cr)を低い値に規定するのである。
【００１４】
かくして、本発明者らは、上述のように、上記式：Si＋sol.Al＋0.4(Mn+Cr)の値を1.4 ％以下と低い値に抑え、かつ所望の強度を満足することにより、上述のような課題が達成できることを知り、本発明を完成した。
【００１５】
かくして、本発明は、化学組成が、質量％にて
Ｃ：0.015〜0.072％、Si：1.2％以下、Mn：0.5〜3.0％、
Ｐ：0.020％以下、Ｓ：0.030％以下、sol.Al：0.002〜1.20％、
Si、sol.Al、Mn の含有量が下記式の関係を満たし、
Si＋sol.Al＋0.4×Mn≦1.4％
残部がFeおよび不可避的不純物からなる、引張強度が450MPa以上の鋼板に亜鉛めっきを施した、抵抗溶接の際の耐表面割れ性に優れた高張力亜鉛めっき鋼板である。
本発明はさらに別の面からは、化学組成が、質量％にて
Ｃ： 0.015 〜 0.25 ％、 Si ： 0.7 〜 1.2 ％、 Mn ： 0.5 〜 3.0 ％、
Ｐ： 0.020 ％以下、Ｓ： 0.030 ％以下、 sol.Al ： 0.002 〜 1.20 ％、
Si 、 sol.Al 、 Mn の含有量が下記式の関係を満たし、
Si ＋ sol.Al ＋ 0.4 × Mn ≦ 1.4 ％
残部が Fe および不可避的不純物からなる、引張強度が 450MPa 以上の鋼板に亜鉛めっきを施した、抵抗溶接の際の耐表面割れ性に優れた高張力亜鉛めっき鋼板である。
ただし、 Cr を添加する場合は Cr ： 0.01 〜 1.0 ％であり、その場合、上記式は下記の通りである。
Si ＋ sol.Al ＋ 0.4(Mn+Cr) ≦ 1.4%
【００１６】
前記化学組成は、質量％で、さらにMo：0.01〜1.0 ％および／またはＢ：0.0001〜0.0030％を単独または複合で含有するものであってもよい。
さらに、前記化学組成は、質量％で、Ti：0.003 〜0.15％、Nb：0.003 〜0.15％、Ｖ：0.15％以下の１種または２種以上を含有するものであってもよい。
【００１７】
別の面からは、本発明は、上述のような化学組成を有する鋼を鋳造して鋳片とし、この鋳片に熱間圧延を行い熱延鋼板とし、得られた熱延鋼板に酸洗を施してから、0.12〜２°のクロス角でペアクロス冷間圧延を行い冷間圧延鋼板とした後、720 ℃以上に加熱してから、平均冷却速度２℃/s以上で600 ℃以下まで冷却し、380 〜600 ℃の間で10秒以上保持し、その後、冷却して溶融亜鉛めっきを施し、さらに必要に応じて合金化処理を施す、抵抗溶接の際の耐表面割れ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
【００１８】
前述のように冷間圧延鋼板とした後、720 ℃以上に加熱後、平均冷却速度２℃/s以上で600 ℃以下まで冷却し、380 〜600 ℃の間で10秒以上保持した鋼板に、上記溶融亜鉛めっきに代えて、亜鉛を主体とした電気めっきを施してもよい。
【００１９】
【発明の実施の形態】
本発明においてめっき母材として用いる高張力鋼板の化学組成および製造条件について説明する。なお、本明細書において、化学組成を示す「％」は、とくにことわりがない限り、質量％である。
【００２０】
(A)化学組成
Ｃは、析出強化および変態強化によって、鋼板に強度を付与するために必須の元素であって、少なくとも0.015 ％含有する。しかし、0.25％を越えるときは、スポット溶接部の靭性が劣化する。従って、Ｃ含有量は0.015 〜0.25％と定めた。スポット溶接部の硬さは特にＣの影響を大きく受けるため、硬さを下げ、割れに対する感受性を下げる立場から、好適には0.015 〜0.075 ％であることが望ましい。
【００２１】
Siは、フェライトに固溶することにより強化作用を持ち、またＣの未変態オーステナイトへの濃縮を助け、セメンタイトの析出を遅らせる作用を持つため、残留オーステナイト型鋼板には必須の元素である。しかし、添加量が増大すると鋼板の表面性状を劣化させ、めっきを困難にすると共に、母材の電気抵抗率を著しく上げる。このためSiの上限は1.2 ％と定めた。より好適には0.2 ％以下が望ましい。
【００２２】
Mnは、Ｃとともにオーステナイト安定化元素であり鋼の焼入れ性を高めると共に、強度と延性を付与するために必要であり、かかる効果を有効に得るためには、0.5 ％以上の添加を必要とする。しかし、Mnの増加は電気抵抗率の増加につながるため3.0 ％を上限とする。
【００２３】
Ｐは、不純物元素として鋼中に含有されるが、スポット溶接部を著しく脆化させ、継手としての性能を大幅に低下させる。Ｐの有害な影響を排除するために、その上限を0.020 ％とする。好ましくは、Ｐ量は0.015 ％以下がよい。
【００２４】
Ｓも、不純物元素として鋼中に含有され、MnS 系の非金属介在物として鋼中に析出する。また溶接部の割れ発生が著しくなり強度低下につながるため、本発明においては、かかる有害な影響を排除するために、その上限を0.030 ％とする。好ましくは、Ｓ量は0.005 ％以下がよい。
【００２５】
sol.Alは、脱酸のために0.002 ％以上が含有され、これより少ないと、鋼板の表面性状を損なう。また、Siと同様にＣの未変態オーステナイトへの濃縮を助け、セメンタイトの析出を遅らせる作用を持つため、残留オーステナイト型鋼板を作るために添加されることがある。しかし、添加量が増えると、アルミナ生成量が増え鋼板の表面品質を低下させるばかりか、電気抵抗率も著しく増加するため最大値として1.20％とする。好適には0.1 ％以下が望ましい。
【００２６】
Crは鋼の焼き入れ性を高める元素として有効であるが、電気抵抗を増大させ、さらにコストも増加させるため、添加する場合は、Cr：0.01〜1.0 ％とする。
本発明のさらなる態様にあっては、鋼の焼入れ性を改善するために、Mo:0.01 〜1.0 ％および／またはＢ:0.0001 〜0.0030％を添加してもよい。
【００２７】
Moは、鋼の焼き入れ性を大きく高める元素として有効であるが、添加量を上げるとコストが大幅に増加し経済的でない。このためMoは0.01〜1.0 ％とする。
Ｂも少量で鋼の焼き入れ性を大幅に高める元素であり、鋼板を強化する作用が大きいが、0.0030％を越えると効果が飽和する。このためＢは0.0001〜0.0030％とする。
【００２８】
さらに、本発明において、Ti、Nb、Ｖは固溶Ｃ、Ｎを炭化物、窒化物の形でとらえフェライト中に析出し鋼板を強化する作用を持つため、必要により１種類もしくは２種類以上、Ti、Nbについてはそれぞれ0.003 ％以上添加してもよいが、それぞれ0.15％を越えると効果が飽和してしまうため経済的でない。このためTi：0.003 〜0.15％、Nb：0.003 〜0.15％、Ｖ：0.15％以下とする。
【００２９】
これらの化学成分のうち、母材の電気抵抗率に大きな影響を及ぼしているSi、sol.Al、Mn、Crの含有量 (％) について、電極と鋼板が軽く溶着することもある12000Aの高電流域までの抵抗溶接で表面割れを出さないためには、下記式(1) を満たすようにする。ただし、Crを積極的に添加したい場合は下記式(2) とする。
【００３０】
Si＋sol.Al＋0.4 ×Mn≦1.4% ・・・・(1)
Si＋sol.Al＋0.4(Mn+Cr)≦1.4% ・・・・(2)
式:Si ＋sol.Al＋0.4(Mn+Cr)またはSi＋sol.Al＋0.4 ×Mnの値は、低ければ低いほど良く、好ましくは1.0 ％以下、最適には0.7 ％以下が望ましい。
【００３１】
本発明において母材である高張力鋼板の引張強度を450MPa以上とするが、これは本発明にかかる亜鉛めっき鋼板を自動車用に使用する場合にその軽量化を図るためである。好ましくは550MPa以上である。
【００３２】
ここに、本発明は抵抗溶接用高張力亜鉛めっき鋼板にかかるものであるが、このときの抵抗溶接は代表的にはスポット溶接であるが、用途によってはそれだけに制限されない。また、亜鉛めっきも代表例は溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっきであるが、これに制限されず、まためっき種としても各種亜鉛合金も包含される。
【００３３】
次に、製造条件の限定理由について説明する。
冷間圧延は、通常の方法で製造した上記組成を有する熱延鋼板にまず、上下のワークロールを水平方向にクロスさせて圧延するペアクロス圧延を施す。
【００３４】
本発明が対象とする抵抗溶接による耐表面割れ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板は、高張力材ゆえ電気抵抗が高く通電時の発熱が多く、そのため亜鉛めっき中の亜鉛が溶融して、表面割れを発生させる。この問題を解決するためには上記に述べたように化学組成を限定するが、製造条件からはさらに母材表層部の結晶粒を細粒化するのである。母材表層部の結晶粒を細粒化することで、粒界における表層からの溶融亜鉛の侵入深さが小さくなり、表面割れを生じないのである。このように表層を細粒化するためにペアクロス圧延を行い鋼板の表層へのひずみエネルギーを効果的に蓄積することで、再結晶核生成サイトが多くなり表層が細粒の組織となる。クロス角が0.12°未満では、表層の細粒化が十分に図れず、また、２°超においては幅方向において十分な板厚精度が得られない。従って、冷間圧延時のペアクロス角は0.12〜２°とする。好ましくは0.15〜1.0 °である。
【００３５】
なお、ペアクロス圧延それ自体は本発明において特に制限されない。すべての冷間圧延をペアクロス圧延で行ってもあるいはその一部だけをペアクロス圧延で行ってもよい。十分なひずみエネルギーが蓄積されればよい。
【００３６】
本発明の製造方法にあっては、冷間圧延後、連続焼鈍または連続溶融亜鉛めっきラインにて焼鈍される。焼鈍は通常Ac1 点以上である720 ℃以上に加熱することで実施される。高強度化のために変態硬質相を十分確保するには、焼鈍温度は780 ℃以上が好ましく、さらに好ましくは820 ℃以上である。
【００３７】
焼鈍後、冷却速度２℃/s以上で600 ℃以下まで冷却後、380 〜600 ℃の間で10秒以上保持する。冷却速度が２℃/s未満では生産効率の劣化を招くとともに、変態硬質であるマルテンサイトを得る場合、冷却過程でオーステナイトがパーライトやセメンタイトに分解してしまうために所望の組織が得られなくなる。好ましくは８〜120 ℃/sである。また、より安定して硬質相を得る場合は、冷却後350 〜600 ℃の間で10秒以上保持する。この保持でオーステナイトがセメンタイトに分解することなく、Ｃなどオーステナイト安定化元素の濃縮により安定化するのである。好ましい温度範囲は400 〜600 ℃で、保持は10〜180 秒、さらに好ましくは450 〜600 ℃で10〜60秒である。
【００３８】
保持後はそのまま、あるいは溶融亜鉛めっきを施すか、またはさらに鉄−亜鉛の合金化処理を施してから冷却すればよい。本発明において溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっきは、例えば公知のものを行えばよく、特に制限されない。その後、表面あらさの調整や平坦矯正のため2.0 ％以下のスキンパスを施してもよい。
【００３９】
別法では、保持後そのまま冷却した鋼板については、電気めっきにて表面に亜鉛を主体とするめっきを施してもよい。
またこれら亜鉛めっき鋼板の上にはさらに潤滑皮膜を形成させたり、塗油を施しても何ら問題は生じない。
【００４０】
以上のような高張力鋼板は、それ自体で抵抗溶接での耐表面割れ性に優れたものであるが、抵抗溶接の相手材として、引張強さ450MPa以下の鋼板を用いることによって、抵抗溶接部の耐亜鉛表面割れ性、つまり耐表面割れ性が一層高められる。即ち、過発熱の防止効果と、相手材が柔らかいことによる点溶接部の引張残留応力の低減効果により、抵抗溶接部の耐表面割れ性を一層高めることができるのである。
【００４１】
以下に、実施例を挙げて本発明をさらに具体的に説明するが、本発明はこれら実施例により何ら限定されるものではない。
【００４２】
【実施例】
実施例１
本例では、450MPa級以上の高張力材の抵抗溶接の際の耐表面割れ性を調べるため、表１に示す化学成分を有する鋼を実験室にて溶製し、鍛造により厚さ25mmのスラブとした。昇温速度10℃/sで1200℃まで加熱し30分保持した後、800 〜900 ℃にて厚さ3.5mm まで熱間圧延を行い、水スプレーにより520 ℃まで冷却し、その後、30℃/hで冷却し巻取り相当処理を行った。次にこれらの熱延鋼板を、機械研削にて板厚さ3.2mm まで表面を研削し、その後、板厚さ3.2mm から1.2mm まで冷間圧延し、冷間圧延鋼板を得た。
【００４３】
そして、合金化溶融亜鉛めっきを行う鋼板については、冷間圧延板を10℃/sの加熱速度で800 〜840 ℃に加熱した後、４℃/sの冷却速度で480 〜520 ℃まで冷却し、その温度で20s 保持した後、溶融亜鉛めっき槽に侵入させ、目付け量を両面ともに50g/m2に制御した後、500 ℃で合金化処理を行い合金化溶融亜鉛めっき処理を行った。
【００４４】
また、電気Zn−Ni合金めっきを行う鋼板については、上記冷間圧延鋼板を10℃/sで820 〜840 ℃まで加熱した後、60℃/sで冷却し、280 〜450 ℃の範囲まで冷却した後、180s保持して過時効処理を行ってから、10℃/sで室温まで冷却した。その後、めっき液にその鋼板を侵入させ、電流を制御することで目付け量を両面とも30g/m2にして電気Zn−Ni合金めっき処理を行った。これらのサンプル製造条件における加熱温度、冷却終点温度は、通常、450MPa級以上の高張力鋼板として存在するあらゆる組織に制御しただけで、本発明の骨子には影響を及ぼさない。
【００４５】
次に、得られた鋼板の引張特性を調査するために、JIS ５号試験片を作成し、引張試験を行い降伏応力、引張応力、全伸びについて調査した。
また、スポット溶接性は、幅30mm、長さ30mmの試験片を機械加工によって採取し、これらの試験片を２枚重ねにし、中心部に１点スポット溶接を施して、評価した。
【００４６】
溶接条件を表２に示す。
すなわち、全ての材料でチリが発生する高電流条件で20ヶスポット溶接試験片を作製し、目視により表面の割れ発生の有無を調べ、割れ発生率として整理した。
【００４７】
また、スポット溶接継手の強度信頼性については、JIS Z3144 に準拠した「たがね試験」によりその破断形態を評価した。溶接部で破断した場合を×、母材側で破断した場合を○とした。
【００４８】
結果は表３にまとめて示すが、これからも分かるように、実施例Ａ〜Ｈは合金化溶融亜鉛めっき鋼板であり、化学成分は本発明の範囲内であるため表面割れは発生しておらず継手の信頼性も良好である。ＩおよびＪは電気Zn−Niめっきの場合であるがこれも本発明の範囲内であるため割れは発生せず、継手の信頼性も高い。
【００４９】
Ｋ、Ｍ、ＮはSi＋sol.Al＋0.4(Mn+Cr)の値が本発明で規定する範囲を越えているため、表面割れが発生している。
ＬではSi＋sol.Al＋0.4(Mn+Cr)の値は満たしているものの、Ｃが本発明の範囲外であるため、たがね試験で溶接部が破断し、継手としての信頼性に欠ける。
【００５０】
Ｏ、Ｑ、Ｒは化学成分が本発明の範囲を大きく越えており、大きな表面割れが多発している。このため、溶接部で破断するようになり継手の信頼性も低い。
Ｐは割れは発生していないがＰが本発明の範囲外であるため、溶接部が脆化し、溶接部で破断し継手としての信頼性に欠ける。
【００５１】
従って、本発明の範囲を満足するめっき鋼板のみがスポット溶接により表面割れが発生せず、継手としての信頼性も高い。
実施例２
表１のＢの化学組成を実際の製造ラインにて溶製し、連続鋳造によりスラブとした。その後、熱間圧延を行い熱延鋼板とした。 その熱延鋼板を酸洗した後、０〜２°のクロス角でペアクロス冷間圧延を行い冷間圧延鋼板とした。冷間圧延板を10℃/sの加熱速度で800 〜840 ℃に加熱した後、４℃/sの冷却速度で480 〜520 ℃まで冷却し、その温度で20s 保持した後、溶融亜鉛めっき槽に侵入させ、目付け両面50g/m2に制御した後、500 ℃で合金化処理を行い合金化溶融亜鉛めっき処理を行った。
【００５２】
この亜鉛めっき鋼板に割れを発生させるため、実施例１より厳しい13000 Ａの高電流条件でスポット溶接を行った。その他の条件は実施例１と同じであった。結果は表４に示す。
【００５３】
その結果、ペアクロス圧延のクロス角が０度では割れが発生したのに対し、ペアクロス圧延の角度が0.12度を越えると割れが発生しなくなった。この理由は、ペアクロス角度を与えることにより、結晶粒がより微細化し、粒界への液体亜鉛の侵入深さが浅くなるためと考えられる。
【００５４】
従って、本発明の範囲を満足する方法で製造しためっき鋼板は、厳しい条件でもスポット溶接による割れが発生せずに、継手としての信頼性も高い。
実施例３
表１のＪの化学組成を実際の製造ラインを使って溶製し、連続鋳造によりスラブとした。その後、熱間圧延を行い熱延鋼板とした。その熱延鋼板を酸洗した後、０〜２°のクロス角でペアクロス冷間圧延を行い冷間圧延鋼板とした。
【００５５】
冷間圧延板を10℃/sで820 〜840 ℃まで加熱した後、60℃/sで冷却し、380 〜450 ℃の範囲まで冷却した後、その温度に180s保持して過時効処理を行った後、10℃/sで室温まで冷却した。その後、めっき液にその鋼板を侵入させ、電流を制御することで目付け量を両面とも30g/m2にして電気Zn−Ni合金めっき処理を行った。
【００５６】
スポット溶接の際に割れを発生させるため、実施例１より厳しい13000 Ａの高電流条件で溶接を行った。その他の条件は実施例１と同じであった。結果は表５に示す。
【００５７】
その結果、ペアクロス圧延のクロス角が０度では割れが発生したのに対し、ペアクロス圧延の角度が0.12度を越えると割れが発生しなくなった。従って、本発明範囲を満足する方法で製造しためっき鋼板は、厳しい条件でもスポット溶接による割れが発生せずに、継手としての信頼性も高い。
【００５８】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
【表５】
【発明の効果】
以上説明した通り、本発明によれば抵抗溶接に際しての耐表面割れ性に優れた特徴を有する、母材の引張強さ450MPa以上の高張力亜鉛めっき鋼板を提供することができ、自動車の軽量化、安全性の向上に大きく寄与できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】スポット溶接部の割れの模式的説明図である。
Claims (14)
- 化学組成が、質量％にて
Ｃ：0.015〜0.072％、Si：1.2％以下、Mn：0.5〜3.0％、
Ｐ：0.020％以下、Ｓ：0.030％以下、sol.Al：0.002〜1.20％、
Si、sol.Al、Mnの含有量が下記式の関係を満たし、
Si＋sol.Al＋0.4×Mn≦1.4％
残部がFeおよび不可避的不純物からなる、引張強度が450MPa以上の鋼板に亜鉛めっきを施した、抵抗溶接の際の耐表面割れ性に優れた高張力亜鉛めっき鋼板。 - 前記化学組成が、質量％で、さらにCr：0.01〜1.0％を含有するとともに、Si＋sol.Al＋0.4(Mn+Cr)≦1.4%である請求項１記載の高張力亜鉛めっき鋼板。
- 前記化学組成が、質量％で、さらにMo：0.01〜1.0％および／またはＢ：0.0001〜0.0030％を含有する請求項１または２記載の高張力亜鉛めっき鋼板。
- 前記化学組成が、質量％で、さらに、Ti：0.003〜0.15％、Nb：0.003〜0.15％、Ｖ：0.15％以下の１種または２種以上を含有する、請求項１ないし３のいずれかに記載の抵抗溶接の際の耐表面割れ性に優れた高張力亜鉛めっき鋼板。
- 化学組成が、質量％にて
Ｃ： 0.015 〜 0.25 ％、 Si ： 0.7 〜 1.2 ％、 Mn ： 0.5 〜 3.0 ％、
Ｐ： 0.020 ％以下、Ｓ： 0.030 ％以下、 sol.Al ： 0.002 〜 1.20 ％、
Si 、 sol.Al 、 Mn の含有量が下記式の関係を満たし、
Si ＋ sol.Al ＋ 0.4 × Mn ≦ 1.4 ％
残部が Fe および不可避的不純物からなる、引張強度が 450MPa 以上の鋼板に亜鉛めっきを施した、抵抗溶接の際の耐表面割れ性に優れた高張力亜鉛めっき鋼板。 - 前記化学組成が、質量％で、さらに Cr ： 0.01 〜 1.0 ％を含有するとともに、 Si ＋ sol.Al ＋ 0.4(Mn+Cr) ≦ 1.4% である請求項５記載の高張力亜鉛めっき鋼板。
- 前記化学組成が、質量％で、さらに Mo ： 0.01 〜 1.0 ％および／またはＢ： 0.0001 〜 0.0030 ％を含有する請求項５または６記載の高張力亜鉛めっき鋼板。
- 前記化学組成が、質量％で、さらに、 Ti ： 0.003 〜 0.15 ％、 Nb ： 0.003 〜 0.15 ％、Ｖ： 0.15 ％以下の１種または２種以上を含有する、請求項５ないし７のいずれかに記載の抵抗溶接の際の耐表面割れ性に優れた高張力亜鉛めっき鋼板。
- 質量％にて
Ｃ： 0.015 〜 0.25 ％、 Si ： 1.2 ％以下、 Mn ： 0.5 〜 3.0 ％、
Ｐ： 0.020 ％以下、Ｓ： 0.030 ％以下、 sol.Al ： 0.002 〜 1.20 ％、
Si 、 sol.Al 、 Mn の含有量が下記式の関係を満たし、
Si ＋ sol.Al ＋ 0.4 × Mn ≦ 1.4 ％
残部が Fe および不可避的不純物からなる化学組成を有する鋼を鋳造して鋳片とし、該鋳片に熱間圧延を行い、次いで、得られた熱延鋼板に酸洗を施してから、0.12〜２°のクロス角でペアクロス冷間圧延を行って冷間圧延鋼板とした後、720℃以上に加熱してから、平均冷却速度２℃/s以上で600℃以下まで冷却し、380〜600℃の間で10秒以上保持し、その後、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする、抵抗溶接の際の耐表面割れ性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 溶融亜鉛めっきを施した後、さらに必要に応じて合金化処理を施す請求項９記載の抵抗溶接の際の耐表面割れ性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記化学組成が、質量％で、さらに Cr ： 0.01 〜 1.0 ％を含有するとともに、 Si ＋ sol.Al ＋ 0.4(Mn+Cr) ≦ 1.4% である請求項９または１０のいずれかに記載の高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記化学組成が、質量％で、さらに Mo ： 0.01 〜 1.0 ％および／またはＢ： 0.0001 〜 0.0030 ％を含有する請求項９ないし１１のいずれかに記載の高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記化学組成が、質量％で、さらに、 Ti ： 0.003 〜 0.15 ％、 Nb ： 0.003 〜 0.15 ％、Ｖ： 0.15 ％以下の１種または２種以上を含有する、請求項９ないし１２のいずれ かに記載の抵抗溶接の際の耐表面割れ性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 請求項９ないし１３のいずれかに記載の化学組成を有する鋼を鋳造して鋳片とし、該鋳片に熱間圧延を行い、次いで、得られた熱延鋼板に酸洗を施してから、0.12〜２°のクロス角でペアクロス冷間圧延を行って冷間圧延鋼板とした後、720℃以上に加熱してから、平均冷却速度２℃/s以上で600℃以下まで冷却し、380 〜600℃の間で10秒以上保持し、一旦冷却した後亜鉛を主体とした電気めっきを施すことを特徴とする、抵抗溶接の際の耐表面割れ性に優れた高張力電気亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001104641A JP3758515B2 (ja) | 2001-04-03 | 2001-04-03 | 抵抗溶接性に優れた高張力亜鉛めっき鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001104641A JP3758515B2 (ja) | 2001-04-03 | 2001-04-03 | 抵抗溶接性に優れた高張力亜鉛めっき鋼板 |
Publications (3)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002294398A JP2002294398A (ja) | 2002-10-09 |
| JP2002294398A5 JP2002294398A5 (ja) | 2004-11-25 |
| JP3758515B2 true JP3758515B2 (ja) | 2006-03-22 |
Family
ID=18957468
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001104641A Expired - Fee Related JP3758515B2 (ja) | 2001-04-03 | 2001-04-03 | 抵抗溶接性に優れた高張力亜鉛めっき鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3758515B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20180133508A (ko) | 2016-05-25 | 2018-12-14 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 도금 강판 및 그의 제조 방법 |
| KR20190023093A (ko) | 2016-08-10 | 2019-03-07 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 박강판 및 그 제조 방법 |
| KR20190028758A (ko) | 2016-08-31 | 2019-03-19 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 냉연 박강판 및 그 제조 방법 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6897874B2 (ja) | 2019-01-09 | 2021-07-07 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度冷延鋼板及びその製造方法 |
-
2001
- 2001-04-03 JP JP2001104641A patent/JP3758515B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20180133508A (ko) | 2016-05-25 | 2018-12-14 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 도금 강판 및 그의 제조 방법 |
| KR20190023093A (ko) | 2016-08-10 | 2019-03-07 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 박강판 및 그 제조 방법 |
| US11136643B2 (en) | 2016-08-10 | 2021-10-05 | Jfe Steel Corporation | High-strength steel sheet and method for producing same |
| KR20190028758A (ko) | 2016-08-31 | 2019-03-19 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 냉연 박강판 및 그 제조 방법 |
| US11136644B2 (en) | 2016-08-31 | 2021-10-05 | Jfe Steel Corporation | High-strength cold rolled steel sheet and method for producing the same |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2002294398A (ja) | 2002-10-09 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6631760B1 (ja) | 高強度亜鉛めっき鋼板および高強度部材 | |
| JP4791992B2 (ja) | スポット溶接用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| CN101514427B (zh) | 具有优异延展性的高强度钢板和用于制造该钢板的方法 | |
| KR102145293B1 (ko) | 도금 강판 및 그의 제조 방법 | |
| KR102316660B1 (ko) | 열간 프레스 부재 및 그 제조 방법 그리고 열간 프레스용 냉연강판 및 그 제조 방법 | |
| EP2527484B1 (en) | Method for manufacturing a high-strength galvanized steel sheet having excellent formability and spot weldability | |
| KR100918549B1 (ko) | 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법 | |
| JP7276614B2 (ja) | 自動車用部材およびその抵抗スポット溶接方法 | |
| WO2019003448A1 (ja) | 熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板 | |
| JP3881559B2 (ja) | 溶接後の成形性に優れ、溶接熱影響部の軟化しにくい引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板、高強度冷延鋼板および高強度表面処理鋼板 | |
| JP7327676B2 (ja) | 抵抗スポット溶接部材およびその抵抗スポット溶接方法 | |
| JP7677538B2 (ja) | 鋼板、抵抗スポット溶接方法、抵抗スポット溶接部材、および鋼板の製造方法 | |
| JP7311808B2 (ja) | 鋼板及びその製造方法 | |
| JP6443594B1 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP3758515B2 (ja) | 抵抗溶接性に優れた高張力亜鉛めっき鋼板 | |
| WO2022249919A1 (ja) | 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP3048278B2 (ja) | 溶接部の疲労特性が優れた高強度熱延原板合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 | |
| JP5213307B2 (ja) | 表面性状に優れる高延性高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JP7722606B1 (ja) | 鋼板、抵抗スポット溶接方法、抵抗スポット溶接部材、および鋼板の製造方法 | |
| EP4417726A1 (en) | Cold-rolled steel sheet, method for manufacturing same, and welded joint | |
| JP2573109B2 (ja) | 耐Ｚｎメッキ割れ構造用高張力鋼の製造方法 | |
| JP4000940B2 (ja) | スポット溶接性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 | |
| JPH09291338A (ja) | 耐溶融亜鉛めっき割れ性に優れた高張力鋼板 | |
| JP2022182938A (ja) | 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20040909 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20041207 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20050203 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20051213 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20051226 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Ref document number: 3758515 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100113 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110113 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120113 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130113 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130113 Year of fee payment: 7 |
|
| S111 | Request for change of ownership or part of ownership |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313111 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130113 Year of fee payment: 7 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140113 Year of fee payment: 8 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |