CN103415641B - 热浸镀Zn-Al-Mg系的钢板及制造方法 - Google Patents

热浸镀Zn-Al-Mg系的钢板及制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN103415641B
CN103415641B CN201280010578.4A CN201280010578A CN103415641B CN 103415641 B CN103415641 B CN 103415641B CN 201280010578 A CN201280010578 A CN 201280010578A CN 103415641 B CN103415641 B CN 103415641B
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel plate
hot dip
dip galvanizing
hot
content
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.)
Active
Application number
CN201280010578.4A
Other languages
English (en)
Other versions
CN103415641A (zh
Inventor
平田健太郎
片桐幸男
藤原进
细见和昭
浦中将明
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Nisshin Co Ltd
Original Assignee
Nisshin Steel Co Ltd
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nisshin Steel Co Ltd filed Critical Nisshin Steel Co Ltd
Publication of CN103415641A publication Critical patent/CN103415641A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN103415641B publication Critical patent/CN103415641B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B60—VEHICLES IN GENERAL
    • B60R—VEHICLES, VEHICLE FITTINGS, OR VEHICLE PARTS, NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B60R13/00—Elements for body-finishing, identifying, or decorating; Arrangements or adaptations for advertising purposes
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0278—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular surface treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C18/00—Alloys based on zinc
    • C22C18/04—Alloys based on zinc with aluminium as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C23/00—Alloys based on magnesium
    • C22C23/02—Alloys based on magnesium with aluminium as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C23/00—Alloys based on magnesium
    • C22C23/04—Alloys based on magnesium with zinc or cadmium as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12771—Transition metal-base component
    • Y10T428/12785—Group IIB metal-base component
    • Y10T428/12792—Zn-base component
    • Y10T428/12799—Next to Fe-base component [e.g., galvanized]

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Coating With Molten Metal (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

本发明提供一种焊接结构部件用热浸镀Zn-Al-Mg系的钢板，其作为适用于电弧焊接结构部件的钢材，显著提高了扩孔弯边性、耐熔融金属脆化开裂性及焊接区域的耐蚀性的全部。本发明的焊接结构部件用热浸镀Zn-Al-Mg系的钢板在坯料钢板的表面上具有热浸镀Zn-Al-Mg系层，坯料钢板具有规定的化学组成，具有在铁素体相构成的基质中分散有平均粒径20nm以下的含Ti析出物的金属组织，具有以下述(3)式表示的熔融金属脆化开裂敏感度指数H3值为2.90以下的钢成分含量与板厚t(mm)的关系。H3值＝C/0.2＋Si/5.0＋Mn/1.3＋Cr/1.0＋Mo/1.2＋0.4t-0.7(Cr＋Mo)1/2…(3)。

Description

热浸镀Zn-Al-Mg系的钢板及制造方法
技术领域
本发明涉及一种热浸镀Zn-Al-Mg系的钢板及其制造方法，该钢板适用于以悬臂或悬架构件等汽车车身底部部件为代表的各种电弧焊接结构部件，其耐熔融金属脆化开裂性优良。
背景技术
以往，汽车的悬臂或悬架构件等车身底部部件是通过挤压成形等使热轧钢板成形为规定的形状，将这些用电弧焊接法接合后，实施阳离子电沉积涂装，以供使用。但是，在焊缝区域及缝端区域附近，由于电弧焊接时的焊接热输入，在钢板表面生成Fe鳞片。由于行驶中的汽车的振动，往往该鳞片因疲劳而与阳离子电沉积涂膜一起剥离，在该情况下，往往从该部位开始，腐蚀进行而引起板厚减少。因此，对于车身底部部件必须预见到因腐蚀引起的板厚减少量来进行强度设计，以往，从撞击安全性的观点出发，多使用拉伸强度340～440MPa级的板厚3～4mm的热轧钢板。
近年来，希望进一步提高撞击安全性和轻量化，车身底部部件的钢板使用590MPa以上的高强度钢板的需求正在上升。另外，为了长寿命化也要求提高防锈性能。而且，在车身底部部件中，除上述的高强度、耐蚀性外，还要求扩孔弯边性(扩孔性)。扩孔弯边性为通过冲孔加工等形成的孔在其后的成形过程中显示可无龟裂地成形的特性。
在专利文献1中，公开了一种扩孔弯边性优良的高强度合金化热浸镀锌钢板。但是，在对镀锌系钢板实施电弧焊接时，特别是在暴露于高温的焊趾附近，镀覆层蒸发消失，在该部分生成了Fe鳞片。因此即使使用镀锌系钢板也没有改善以前的热轧钢板Fe鳞片连同涂膜容易剥离的缺点。
在专利文献2中，公开了一种比一般的热浸镀锌钢板耐蚀性高的热浸镀Zn-Al-Mg系合金钢板。在该例中，金属组织为由主相的铁素体和珠光体、贝氏体、马氏体的一种以上构成的两相组织，由于其两相间的硬度差显著不同，因此，难以得到良好的扩孔弯边性。
在专利文献3中，以在镀锌系合金钢材中稳定抑制焊接时的液体金属脆化开裂为目的，提出了基于合金成分的组成而确定的液体金属脆化的敏感度指数E值。但是，根据发明人等的研究得知，即使遵循该文献的方法，也未必容易稳定避免使用热浸镀Zn-Al-Mg系合金钢板焊接时的熔融金属脆化开裂。
现有技术文献
专利文献
专利文献1:特开平5-263145号公报
专利文献2:特开2009-228080号公报
专利文献3:特开2006-249521号公报
发明内容
本发明所要解决的课题
如上所述，由于在通过电弧焊接组装的汽车车身底部部件等焊接结构部件中使用高强度合金化热浸镀锌钢板时，焊接区域的耐蚀性不足，因此，难以实现薄壁化的设计。另外，在坯料钢板的金属组织为两相组织的情况下，扩孔弯边性不良。而且，关于热浸镀Zn-Al-Mg系的钢板的耐熔融金属脆化开裂性，希望其得到进一步的改善。
本发明鉴于这些问题，其目的在于，提供一种热浸镀Zn-Al-Mg系的钢板，其作为适用于电弧焊接结构部件的钢材，其扩孔弯边性、耐熔融金属脆化开裂性及焊接区域的耐蚀性均得到显著提高。
用于解决课题的手段
因此，发明人等详细的研究结果，得知以下见解。
(i)通过在以电弧焊接组装的焊接结构部件中使用热浸镀Zn-Al-Mg系的钢板可提高焊接区域的耐蚀性。
(ii)为了抑制在热浸镀Zn-Al-Mg系的钢板中容易成为问题的电弧焊接时的熔融金属脆化开裂，除镀覆原板即坯料钢板的成分设计外，还考虑了该坯料钢板的板厚的影响、及很好地利用了在焊接施工时的冷却过程中马氏体转变等引起的体积膨胀，这对缓和冷却时的热收缩所引起的拉伸应力极为有效，根据化学组成和板厚的函数，即“熔融金属脆化开裂敏感度指数”，可规定耐熔融金属脆化开裂优良的坯料钢板的要求。
(iii)扩孔弯边性通过使坯料钢板的金属组织形成为在由铁素体相构成的基质中分散有平均粒径20nm以下的含Ti析出物的组织而得到改善。
本发明基于这些见解而完成。另外，在上述专利文献3中虽提出了液体金属脆化的敏感度指数E值，但在该文献中，未公开液体金属脆化受坯料的板厚的影响，另外，也没有公开通过控制焊接凝固时金属组织从而抑制液体金属脆化开裂的见解。
在本发明中，在坯料钢板的表面上具有热浸镀Zn-Al-Mg系层的镀覆钢板中，以质量%计，具有以下的化学组成：含有C：0.010～0.100%、Si：0.01～1.00%、Mn：0.50～2.50%、P：0.005～0.050%、S：0.001～0.020%、N：0.001～0.005%、Ti：0.02～0.20%、B：0.0005～0.0100%、Al：0.005～0.100%、Cr：0～1.00%、Mo：0～1.00%、Nb：0～0.10%、V：0～0.10%、余量包含Fe及不可避免的杂质，且适用于具有在由铁素体相构成的基质中分散有平均粒径为20nm以下的含Ti析出物的金属组织的坯料钢板。
作为不含有作为选择元素的Cr、Mo的坯料钢板，以具有由下述(1)式表示的熔融金属脆化开裂敏感度指数H1值为2.84以下的钢成分含量与板厚t(mm)的关系的坯料钢板为对象。
H1值＝C/0.2＋Si/5.0＋Mn/1.3＋0.4t…(1)
作为含有作为选择元素的Cr、Mo的一种以上的坯料钢板，以具有由下述(2)式表示的熔融金属脆化开裂敏感度指数H2值为3.24以下的钢成分含量与板厚t(mm)的关系的坯料钢板为对象。
H2值＝C/0.2＋Si/5.0＋Mn/1.3＋Cr/1.0＋Mo/1.2＋0.4t…(2)
另外，代替所述(1)式或(2)式，也可使用下述(3)式。在该情况下，以具有由(3)式表示的熔融金属脆化开裂敏感度指数H3值为2.90以下的钢成分含量与板厚t(mm)的关系的坯料钢板为对象。(3)式的H3值为无论是否含有Cr、Mo均可适用的熔融金属脆化开裂敏感度指数。
H3值＝C/0.2＋Si/5.0＋Mn/1.3＋Cr/1.0＋Mo/1.2＋0.4t-0.7(Cr＋Mo)1/2…(3)
另外，在(1)～(3)式的元素符号处代入坯料钢板中的该元素的含量(质量%)。另外，在适用(2)式或(3)式时，Cr、Mo中存在没有添加的元素的情况下，在该元素符号处代入0(零)。
所述热浸镀Zn-Al-Mg系的钢板的镀层组成，例如以质量%计，包含Al：3.0～22.0%、Mg：0.05～10.0%、Ti：0～0.10%、B：0～0.05%、Si：0～2.0%、Fe：0～2.0%、余量包含Zn及不可避免的杂质。
作为上述热浸镀Zn-Al-Mg系的钢板的制造方法，在通过依次进行对上述化学组成钢材的热轧、酸洗、在连续热浸镀线上的退火及Zn-Al-Mg系热浸镀的工序，制造在坯料钢板的表面具有热浸镀Zn-Al-Mg系层的镀覆钢板时，
提供了一种焊接结构部件用热浸镀Zn-Al-Mg系的钢板的制造方法其通过热轧，轧制成由所述(1)式所表示的熔融金属脆化开裂敏感度指数H1值为2.84以下，由所述(2)式所表示的熔融金属脆化开裂敏感度指数H2值为3.24以下，或由所述(3)式所表示的熔融金属脆化开裂敏感度指数H3值为2.90以下的板厚t(mm)，将卷取温度设为550～680℃，将在连续热浸镀线中的退火温度设为500～700℃。在此，如上所述，适用上述(1)～(3)式的任一项。板厚t为例如1.5～6.0mm，优选为2.0～4.0mm。
发明效果
根据本发明，可提供一种扩孔弯边加工性良好，在电弧焊接时不会引起熔融金属脆化开裂，电弧焊接区域的耐蚀性优良的焊接结构用热浸镀Zn-Al-Mg系的钢板。
附图简要说明
图1是说明凸起焊接试验材的形状的立体图；
图2是说明制作凸起焊接试验材的流程的截面图；
图3是搭载角焊接头的模式图；
图4是复合循环腐蚀试验的条件；
图5是表示熔融金属脆化开裂敏感度指数H1与最大母材开裂深度的关系的坐标图；
图6是表示熔融金属脆化开裂敏感度指数H2与最大母材开裂深度的关系的坐标图；
图7是表示熔融金属脆化开裂敏感度指数H3与最大母材开裂深度的关系的坐标图。
具体实施方式
下面，钢组成及镀层组成中的“%”除特别另外说明，均指“质量%”。
〔坯料钢板的成分〕
＜C：0.01～0.10%＞
C为担负通过造成含有Ti的碳化物并在作为基质的铁素体相中微细析出而确保钢的强度的作用的元素。在C含量低于0.01%时，有时难以得到适于汽车车身底部部件等焊接结构部件的高强度(例如590MPa以上)，在超过0.10%时，容易造成析出物的粗大化和形成贝氏体等第二相组织，成为扩孔弯边性降低的原因。
＜Si：0.01～1.00%＞
Si也是担负确保钢的强度的作用的元素。而且，由于与对高强度化有效的其它元素相比，即使提高其添加量，加工性也不易劣化，因此，其是对高强度化来说有效的元素。为了充分得到这些作用，需要添加0.01%以上的Si。但是，在超过1.00%时，在热浸镀线上加热时，在钢板表面上容易形成氧化物，妨害镀覆性。
＜Mn：0.50～2.50%＞
Mn是对固溶强化有效的元素。Mn含量在低于0.50%时，难以稳定得到590MPa以上的强度；在超过2.50%时，往往容易产生偏析，导致扩孔弯边性降低。
＜P：0.005～0.050%＞
P也是对固溶强化有效的元素，在含有0.005%以上时有效。但是，在超过0.050%时容易产生偏析，往往导致扩孔弯边性降低。
＜S：0.001～0.020%＞
S容易与Ti或Mn形成硫化物，这些硫化物使钢板的扩孔弯边性降低。种种研究的结果表明，S必须设定为0.020%以下。但是，由于过度脱硫会提高制造难度，因此，通常设为0.001%以上的S含量即可。
＜N：0.001～0.005%＞
N如在钢中作为固溶N残存时，则会生成BN，会关系到对耐熔融金属脆化开裂性有效的B量的减少。研究的结果表明，将N含量限制在0.005%以下，但通常即使存在0.001%程度的N也没有问题。
＜Ti：0.02～0.20%＞
Ti和N的亲和性高，由于会使钢中的N作为TiN固定，因此，添加Ti在确保提高耐熔融金属脆化开裂性的B量方面极为有效。另外，Ti对于与C结合生成微细的碳化物来说是必要的，其为本发明中重要的元素之一。为了充分得到这些作用，必须含有0.02%以上的Ti。但是，在超过0.20%时，有时会导致加工性的降低。
＜B：0.0005～0.0100%＞
B在晶界上偏析而提高原子间结合力，其为对抑制熔融金属脆化开裂有效的元素。其作用通过含有0.0005%以上的B而得到发挥。另外，在B含量超过0.0100%时，容易生成硼化物而导致加工性的劣化。
＜Al：0.005～0.100%＞
Al在制钢时作为脱氧剂添加。为了得到其作用，优选含有0.005%以上的Al。但是在Al含量超过0.100%时，可能会导致延展性的降低。
＜Cr：0～1.00%＞
Cr与B相同，在电弧焊接的冷却过程中，在热影响区域的奥氏体晶界上偏析而呈现抑制熔融金属脆化开裂的作用。因此，其可根据需要而含有。在含有Cr的情况下，确保0.10%以上的含量更为有效。但是，由于含有过剩的Cr会成为降低加工性的原因，因此，将Cr含量限制在1.00%以下。
＜Mo：0～1.00%＞
Mo与Cr、B相同，在电弧焊接的冷却过程中，在热影响区域的奥氏体晶界上偏析而呈现抑制熔融金属脆化开裂的作用。因此，其可根据需要而含有。在含有Mo的情况下，确保0.05%以上的含量更为有效。但是，由于Mo为昂贵元素，在添加Mo的情况下，在1.00%以下的范围内进行。
＜Nb：0～0.10%＞
Nb防止加热及热轧中的奥氏体晶粒的粗大化，对冷却后的铁素体晶粒的微细化有效。另外，形成含有C的复合碳化物，也有助于强度提高。因此，Nb可根据需要而含有。在含有Nb的情况下，确保0.01%以上的含量更为有效。但是，由于含有过量的Nb而不经济，因此，在添加Nb的情况下，在0.10%以下的范围内进行。
＜V：0～0.10%＞
V与Nb相同，防止加热及热轧中的奥氏体晶粒的粗大化，对铁素体晶粒的微细化有效。另外，与Ti相同，其形成含有C的复合碳化物，也有助于强度提高。因此，可根据需要含有。在含有V的情况下，确保0.05%以上的含量更为有效。但是，由于含有过量的V不经济，因此，在添加V的情况下，在0.10%以下的范围内进行。
〔H1值〕
H1值为适用于不含有作为选择元素的Cr、Mo的情况下的熔融金属脆化开裂敏感度指数。该值大的材料因熔融金属脆化开裂而产生的最大开裂深度大。H1值为坯料钢板(镀覆原板)的钢成分含量与板厚t(mm)的函数，由(1)式定义。
H1值＝C/0.2＋Si/5.0＋Mn/1.3＋0.4t…(1)
在此，在(1)式的元素符号处代入坯料钢板中该元素的含量(质量%)，在t处，作为镀覆原板的坯料钢板的平均板厚以0.1mm的单位代入(后述(2)式及(3)式中相同)。
熔融金属脆化开裂为，在焊接的冷却过程中，在焊接金属及母材的热影响区域产生起因于热收缩的拉伸应力时，在该母材表面上以熔融状态存在的镀覆金属侵入母材的晶界而引起开裂的现象。特别是容易从极为靠近焊趾的母材表面产生开裂。Zn-Al-Mg系镀覆金属在直至约400℃的程度保持熔融状态。因此，在焊接后的冷却过程中，尽可能地缓和材料温度在约400℃以上时的拉伸应力，这在抑制熔融金属脆化开裂方面有效。
在本发明中，作为该拉伸应力的缓和方法，利用母材(坯料钢板)的马氏体转变等引起的体积膨胀。在本发明中，作为对象的钢种为如上所述，基质调整为铁素体单相的钢种，由于在电弧焊接时被急冷，因此，在热影响区域引起马氏体转变。(1)式的C、Si、Mn为在钢成分中使马氏体转变起始温度(Ms点)向低温侧移动的作用大的元素。控制这些元素的含量，在容易产生熔融金属脆化开裂的400℃以上的区域内引起马氏体转变。利用伴随马氏体转变的体积膨胀，缓和成为熔融金属脆化开裂的原因的拉伸应力。
(1)式右边的板厚t的项为考虑如下方面的项：板厚越大则冷却速度越低、及由于拉伸应力增大因此对“通过钢成分有助于Ms点降低”的要求更加严格。以往，作为改善镀锌系合金钢板的耐熔融金属脆化开裂性的方法，逐渐地多采用调整钢成分含量的尝试。但是，即使在遵循这些方法的情况下，有时也无法完全避免熔融金属脆化开裂而发生问题。发明人等详细研究的结果，通过考虑由于坯料钢板的板厚而改变了拉伸应力的产生状况，从而设定了可对应各种板厚的熔融金属脆化开裂敏感度指数H1值及后述的H2值、H3值。
在以各种钢成分的含量在上述的范围内，未含有Cr、Mo的坯料钢板为镀覆原板的热浸镀Zn-Al-Mg系的钢板的情况下，通过按照H1值为2.84以下的方式调整坯料钢板的钢成分含量与板厚的关系，能够显著抑制电弧焊接中的熔融金属脆化开裂。该耐熔融金属脆化开裂性按照后述的熔融金属脆化开裂试验的严格的评价方法，最大开裂深度为0.1mm以下，实用方面具有优良的特性。
〔H2值〕
H2值为适用于含有作为选择元素的Cr、Mo的一种以上的情况下的熔融金属脆化开裂敏感度指数，由(2)式定义。该值大的材料因熔融金属脆化开裂而产生的最大开裂深度变大。
H2值＝C/0.2＋Si/5.0＋Mn/1.3＋Cr/1.0＋Mo/1.2＋0.4t…(2)
H2值与上述的H1值同样，为坯料钢板(镀覆原板)的钢成分含量与板厚t(mm)的函数。在具备具有使Ms点向低温侧移动的作用的Cr、Mo项的方面与H1值相异，但H2值的技术含义与H1值是共同的。各种钢成分的含量处于上述范围内，在以含有Cr、Mo的一种以上的坯料钢板为镀覆原板的热浸镀Zn-Al-Mg系的钢板的情况下，通过按照H2值为3.24以下的方式调整坯料钢板的化学组成与板厚的关系，能够显著地抑制电弧焊接中的熔融金属脆化开裂。其耐熔融金属脆化开裂性按照后述的熔融金属脆化开裂试验的严格的评价方法，最大母材开裂深度为0.1mm以下，实用方面具有优良的特性。
〔H3值〕
H3值为无论是否含有作为选择元素的Cr、Mo而均可适用的熔融金属脆化开裂敏感度指数，由(3)式定义。该值大的材料因熔融金属脆化开裂产生的最大开裂深度变大。
H3值＝C/0.2＋Si/5.0＋Mn/1.3＋Cr/1.0＋Mo/1.2＋0.4t-0.7(Cr＋Mo)1/2…(3)
H3值的技术含义与H1值、H2值是共同的，但若使用H3值，则无论是否含有作为选择元素的Cr、Mo，均可根据规定的上限值2.90评价可耐熔融金属脆化开裂性。如遵循H3值≦2.90的规定，则在含有Cr、Mo的一种以上的情况下，可将无论在H2值≦3.24的规定中是否形式上在规定范围之外而实际上呈现优良的耐熔融金属脆化开裂性的坯料钢板更加精度良好地作为规定范围内的坯料钢板来采用。例如，在含有微量的Cr、Mo的一种以上的情况下，H1值在形式上无法适用，另外，由于H2≦3.24的规定将上限值从H1值的2.84提升到3.24以能够安全地评价含有较多量的Cr、Mo的情况的关系，无论实际上是否呈现优良的耐熔融金属脆化开裂性，往往在形式上排除在H2≦3.24范围之外。H3值为用于即使为该种坯料钢板也尽可能地无浪费地判定为合格的、经改善的熔融金属脆化开裂敏感度指数。
〔金属组织〕
＜基质＞
为了提高扩孔弯边性，坯料钢板的金属组织为基质(钢坯)的延展性良好的铁素体单相是有效的。
＜分散于铁素体相中的平均粒径20nm以下的含Ti析出物＞
根据本发明的钢板的金属组织，其基质为铁素体单相，但在热轧时析出含Ti的析出物，通过其析出强化作用，强度得到提高，其显示约600MPa程度以上的拉伸强度。另外，对于提高扩孔弯边性来说，该含Ti析出物在铁素体的基质中微细地分散是有效的。种种研究的结果，为了兼备扩孔弯边性和拉伸强度约600MPa水平以上的高强度，分散于铁素体相中的含Ti析出物的平均粒径为20nm以下是极为有效的。该样的金属组织通过优化热轧的卷取温度及热浸镀线上的退火温度而得到。
〔制造方法〕
上述的耐熔融金属脆化开裂性和扩孔弯边性优良的热浸镀Zn-Al-Mg系的钢板能够通过例如对成分调整后的钢材(连铸板坯等)依次进行热轧、酸洗、通过连续热浸镀线的退火及Zn-Al-Mg系热浸镀的工序制造。以下，举例说明了该情况下的制造条件。
＜热轧中的板厚调整＞
为了将熔融金属脆化开裂敏感度指数H1值、H2值或H3值控制在上述范围内，需要在熔炼钢时候的成分调整和轧制时候的板厚调整。由于在上述制造工序中未经冷轧，因此，坯料钢板(镀覆原板)的板厚调整基本上在热轧中进行。具体来说，在热轧中控制板厚t(mm)，使得满足H1值≦2.84、H2值≦3.24或H3值≦2.90。
＜热轧中的卷取温度：550～680℃＞
为了使坯料钢板的金属组织成为铁素体单相，及为了充分确保平均粒径20nm以下的含Ti析出物的析出量，将卷取温度设为550～680℃。在卷取温度低于550℃时，含Ti析出物的析出量不足，强度降低。另外，容易生成贝氏体等第二相组织，这成为使扩孔弯边性降低的原因。另一方面，在卷取温度超过680℃时，引起析出物的粗大化，导致强度降低及扩孔弯边性降低。
＜在连续热浸镀线上的退火温度：550～700℃＞
在退火温度低于550℃时，无法充分还原钢板表面，镀覆性降低。另一方面，在退火温度超过700℃时，引起析出物的粗大化，导致强度降低及扩孔弯边性降低。
＜Zn-Al-Mg系热浸镀＞
在本发明中，可使用公知的Zn-Al-Mg系热浸镀的方法。
镀覆层中的Al具有使镀覆钢板的耐蚀性提高的作用。另外，通过在镀覆浴中含有Al，还有抑制Mg氧化物系浮渣产生的作用。为了充分得到这些作用，必须将热浸镀的Al含量设为3.0%以上，更优选设为4.0%以上。另一方面，在Al含量超过22.0%时，在镀覆层和坯料钢板的界面上Fe-Al合金层的成长显著，镀覆附着性变差。为了确保优良的镀覆附着性，优选设定15.0%以下的Al含量，更优选设定为10.0%以下。
镀覆层中的Mg呈现在镀覆层表面上生成均匀的腐蚀生成物而显著提高该镀覆钢板耐蚀性的作用。为了充分发挥该作用，需要将热浸镀的Mg含量设定为0.05%以上，优选确保2.0%以上。另一方面，在Mg含量超过10.0%时，容易产生Mg氧化物系浮渣的弊端变大。为了得到更高品质的镀覆层，优选设定为5.0%以下的Mg含量，更优选设定为4.0%以下。
在热浸镀浴中含有Ti、B时，在热浸镀Zn-Al-Mg系的钢板上抑制了导致斑点状的不良外观的Zn11Mg2相的生成·成长。虽然分别单独含有Ti、B也产生抑制Zn11Mg2相的效果，但从大幅度缓和制造条件的自由度方面来说，优选复合含有Ti及B。为了充分得到这些效果，有效的是，热浸镀的Ti含量为0.0005%以上，B含量为0.0001%以上。但是，在Ti含量过多时，在镀覆层中生成Ti-Al系的析出物，在镀覆层上生成称为“麻点”的凹凸，这有损于外观。因此，在镀覆浴中添加Ti的情况下，必须设定为0.10%以下的含量范围，更优选设定为0.01%以下。另外，在B含量过多时，镀覆层中Al-B系或Ti-B系的析出物生成·粗大化，仍然产生称为“麻点”的凹凸而有损于外观。因此，在镀覆浴中添加B的情况下，必须为0.05%以下的含量范围，更优选为0.005%以下。
在热浸镀浴中含有Si时，其抑制上述Fe-Al合金层的成长，热浸镀Zn-Al-Mg系的钢板的加工性提高。另外，镀覆层中的Si防止镀覆层变黑，在维持表面的光泽性方面也有效。为了充分发挥Si这样的作用，将热浸镀的Si含量设为0.005%以上是有效的。但是，由于在过度添加Si时热浸镀浴中的浮渣量变多，在镀覆浴中含有Si的情况下将其设定为2.0%以下的含量范围。
在热浸镀浴中，从坯料钢板或槽结构部件等会逐渐混入某种程度的Fe。在Zn-Al-Mg系镀覆中，镀覆浴中容许含有至多2.0%程度的Fe。在镀覆浴中，作为其它元素，也可混入例如Ca、Sr、Na、稀土类元素、Ni、Co、Sn、Cu、Cr、Mn的一种以上，但优选这些的总含量在1质量%以下。另外，热浸镀浴组成大致直接在热浸镀钢板的镀覆层组成上反映出来。
实施例
《实施例1》
熔炼表1中所示组成的各种钢，将该板坯加热至1250℃后，以精轧温度880℃、卷取温度530～700℃热轧，得到热轧钢带。热轧钢带的板厚和上述的H1值或H2值分别示于表1中，卷取温度分别示于表4中。
[表1]
下划线：本发明规定范围之外
将热轧钢带酸洗后，通过连续热浸镀线，在氢气-氮气混合气体中以550～730℃进行退火，以平均冷却速度5℃/秒冷却至约420℃，作为坯料钢板(镀覆原板)，其后，在钢板表面不与大气接触的状态下，浸渍于具有下述的镀覆浴组成的Zn-Al-Mg系热浸镀浴中后提起，通过气体擦拭法得到将镀覆附着量调整至每单面约90g/m2的热浸镀Zn-Al-Mg系的钢板。镀覆浴温为约410℃。各钢的退火温度也一并示于表4。
〔镀覆浴组成(质量%)〕
Al：6.0%、Mg：3.0%、Ti：0.002%、B：0.0005%、Si：0.01%、Fe：0.1%、Zn：余量
〔析出物的平均粒径〕
通过透射电子显微镜(TEM)观察从采取的热浸镀Zn-Al-Mg系的钢板样品制作的薄膜，测定含有含Ti析出物在30个以上的析出物的一定区域内的该析出物的粒径(长径)，将其平均值作为含Ti析出物的平均粒径。
〔拉伸特性〕
使用试验片的长度方向相对于坯料钢板的轧制方向成直角地采取的JIS5号试验片，以JISZ2241为基准求得拉伸强度TS、全伸长T.EL。
〔扩孔性〕
从热浸镀Zn-Al-Mg系的钢板采取90×90mm的样品，将其作为用于扩孔性试验的坯板(毛坯材料)。在该坯板的中央使用冲头和冲模开设冲孔。冲头的直径D0为10.0mm，冲模选择间隙为板厚的12%的冲模。在直接冲孔后的孔内，从飞边的相反侧压入顶角60°的冲头，扩大初期孔。此时，将冲头的移动速度设为10mm/分。在钢板的孔扩大，并沿板厚方向开裂贯通的时刻使冲头停止，测定孔的内径Db。然后，求得由(Db-D0)/D0×100(%)定义的扩孔率λ。如λ在60%以上，则可评价为具有在焊接结构部件的多种用途中没有问题的扩孔弯边性，在此，作为更严格的基准，判定λ在70%以上的材料合格。
〔熔融金属脆化开裂性的评价〕
熔融金属脆化特性通过如下流程进行焊接试验来进行评价。
从热浸镀Zn-Al-Mg系的钢板切出100mm×75mm的样品，将其作为用于评价起因于熔融金属脆化的最大开裂深度的试验片。焊接试验进行制成如图1所示外观的凸起焊接材的“凸起焊接”，观察该焊接区域断面，调查开裂的产生状况。即，在试验片3的板面中央区域垂直立起由直径20mm×长度25mm的钢棒材(JIS中规定的SS400材)构成的凸起物(突起)1，将该凸起物1通过电弧焊接与试验片3接合。焊丝使用YGW12，从焊接初始点开始，焊缝6绕凸起物的周围1周，在过焊接始点后再稍稍进行焊接，在超过焊接初始点，形成焊缝的重叠部分8处结束焊接。焊接条件为：190A、23V；焊接速度0.3m/分；保护气体：Ar-20体积%CO2；保护气体流量：20L/分。
另外，在焊接时，如图2所示，使用预先将试验片3与限制板4接合的接合体。接合体为，首先准备120mm×95mm×板厚4mm的限制板4(JIS中所规定的SS400材)，将试验片3置于该板面中央区域，其后将试验片3的四周焊接于限制板4。在上述的凸起焊接材的制作中，通过夹具2将该接合体(试验片3和限制板4)固定于水平的实验台5上，在该状态下进行凸起焊接。
在凸起焊接后，在通过凸起物1的中心轴且通过上述焊缝的重叠部分8的切割面9上，切割凸起物1/试验片3/限制板4的接合体，对该切割面9进行显微镜观察，测定试验片3上所观察到的开裂的最大深度，将其设为最大母材开裂深度。该开裂相当于熔融金属脆化开裂。最大母材开裂深度在0.1mm以下评价为合格，超过0.1mm则评价为不合格。
〔焊接区域的耐蚀性评价〕
从热浸镀Zn-Al-Mg系的钢板采取100mm×100mm的样品，将两枚相同种类的样品在下述所示的焊接条件下，通过图3中示意性表示的搭接电弧角焊接合。其后，在如表2所示的条件下，实施表面调整和磷酸盐处理，在如表3所示的条件下，实施阳离子电沉积涂装。对于阳离子电沉积涂装的样品，为了模拟振动引起的疲劳，在与焊接方向垂直的方向以应力50N/mm2、试验次数1×105次的试验条件实施疲劳试验后，提供给如图4所示的条件的复合腐蚀试验(CCT)，调查CCT250循环后有无红锈产生。将在焊接区域没有确认到产生红锈的材料判定为○(良好)，除此以外判定为×(不良)。
焊接条件如下。
·焊接电流：150A
·电弧电压：20V
·焊接速度：0.4m/min
·焊丝：YGW14
·保护气体：Ar-20体积%CO2、流量20L/min
将以上的试验结果示于表4中。
[表2]表面调整及磷酸盐处理条件
[表3]阳离子电沉积涂装条件
[表4]
下划线：本发明规定范围之外双重下划线：特性不足
本发明例的材料扩孔率λ均为70%以上、最大母材开裂深度为0.1mm以下，兼备优良的扩孔弯边性和耐熔融金属脆化开裂性。另外，其具有拉伸强度TS为590MPa以上的高强度和焊接区域良好的耐蚀性，适用于汽车车身底部部件用材料。
与之相对，No.22由于Ti量多，所以析出物粒径大，扩孔性低。No.23由于C量低，所以未能得到充分的拉伸强度。No.24由于P量多，所以扩孔性低。No.25由于B量低，所以最大母材开裂深度大。No.26、27、29、31、32由于H1值或H2值高，所以最大母材开裂深度大。No.28由于C含量和H1值高，另外No.30由于Mn含量和H1值高，因此，它们均扩孔性较差，最大母材开裂深度也大。No.33由于在热轧中的卷取温度低，因此生成贝氏体相，扩孔性低。No.34由于在热轧中的卷取温度高，另外No.35由于在连续热浸镀线上的退火温度高，它们均为含Ti析出物的粒径大，扩孔性低。
图5表示熔融金属脆化开裂敏感度指数H1与最大母材开裂深度的关系。
图6表示熔融金属脆化开裂敏感度指数H2与最大母材开裂深度的关系。
《实施例2》
熔炼表5中所示组成的各种钢，通过与实施例1相同的制造条件得到热浸镀Zn-Al-Mg系的钢板。热轧钢带的板厚和上述的H3分别示于表5中，卷取温度分别示于表6中。
[表5]
下划线：本发明规定范围外
对于各热浸镀Zn-Al-Mg系的钢板，通过与实施例1相同的方法进行各种试验，评价其特性。将其结果示于表6。
[表6]
下划线：本发明规定范围外双重下划线：特性不足
本发明例的材料，扩孔率λ均为70%以上、最大母材开裂深度为0.1mm以下，兼备优良的扩孔弯边性和耐熔融金属脆化开裂性。另外，其具有拉伸强度TS为590MPa以上的高强度和焊接区域的良好的耐蚀性，适用于以汽车车身底部部件为代表的各种焊接结构部件用的材料。
与之相对，No.72由于Ti量多，所以析出物粒径大，扩孔性低。No.73由于C量低，所以未能得到充分的拉伸强度。No.74由于P量多，所以扩孔性低。No.75由于B量低，所以最大母材开裂深度大。No.76、77、79、81、82由于H3值高，所以最大母材开裂深度大。No.78由于C含量和H3值高，另外，No.80由于Mn含量和H3值高，因此，它们均扩孔性较差，最大母材开裂深度也大。No.83由于在热轧中的卷取温度低，所以生成贝氏体相，扩孔性低。No.84由于在热轧中的卷取温度高，另外，No.85由于在连续热浸镀线上的退火温度高，所以它们均为含Ti析出物的粒径大，扩孔性低。
图7表示熔融金属脆化开裂敏感度指数H3与最大母材开裂深度的关系。可知无论是否含有作为选择元素的Cr、Mo，通过满足H3≦2.90，可精度良好地评价熔融金属脆化开裂感受性。
符号说明
1凸起物
2夹具
3试验片
4限制板
5实验台
6焊缝
7试验片四周焊接区域的焊缝
8焊缝的重叠部分
9切割面
18热浸镀Zn-Al-Mg系的钢板样品
19焊接金属

Claims (8)

1.一种焊接结构部件用热浸镀Zn-Al-Mg系的钢板，其中，在坯料钢板的表面具有热浸镀Zn-Al-Mg系层的镀覆钢板中，以质量％计，坯料钢板具有以下的化学组成：含有C：0.010～0.100％、Si：0.01～1.00％、Mn：0.50～2.50％、P：0.005～0.050％、S：0.001～0.020％、N：0.001～0.005％、Ti：0.02～0.20％、B：0.0005～0.0100％、Al：0.005～0.100％、Cr：0～1.00％、Mo：0～1.00％、Nb：0～0.10％、V：0～0.10％、余量包含Fe及不可避免的杂质，且具有在由铁素体相构成的基质中分散有平均粒径20nm以下的含Ti析出物的金属组织，具有以下述(3)式所表示的熔融金属脆化开裂敏感度指数H3值为2.90以下的钢成分含量与板厚t的关系，该板厚t的单位为mm，
H3值＝C/0.2+Si/5.0+Mn/1.3+Cr/1.0+Mo/1.2+0.4t-0.7(Cr+Mo)1/2…(3)
其中，在(3)式的元素符号处代入坯料钢板中的该元素的含量，该元素的含量的单位为质量％。
2.如权利要求1所述的热浸镀Zn-Al-Mg系的钢板，其中，以质量％计，所述热浸镀Zn-Al-Mg系的钢板的镀层组成包含Al：3.0～22.0％、Mg：0.05～10.0％、Ti：0～0.10％、B：0～0.05％、Si：0～2.0％、Fe：0～2.0％、余量包含Zn及不可避免的杂质。
3.一种汽车车身底部部件用热浸镀Zn-Al-Mg系的钢板的制造方法，其中，通过对以质量％计，含有C：0.010～0.100％、Si：1.00％以下、Mn：1.00～2.50％、P：0.050％以下、S：0.020％以下、N：0.005％以下、Ti：0.02～0.20％、B：0.0005～0.0100％、Al：0.100％以下，余量包含Fe及不可避免的杂质的钢材依次进行热轧、酸洗、在连续热浸镀线上的退火及Zn-Al-Mg系热浸镀的工序，制造在坯料钢板的表面具有热浸镀Zn-Al-Mg系层的镀覆钢板时，
通过热轧，轧制为以下述(1)式表示的熔融金属脆化开裂敏感度指数H1值为2.84以下的板厚t，将卷取温度设为550～680℃，将在连续热浸镀线上的退火温度设为500～700℃，该板厚t的单位为mm，
H1值＝C/0.2+Si/5.0+Mn/1.3+0.4t…(1)
其中，在(1)式的元素符号处代入坯料钢板中的该元素的含量，该元素的含量的单位为质量％。
4.一种汽车车身底部部件用热浸镀Zn-Al-Mg系的钢板的制造方法，其中，通过对以质量％计，含有C：0.010～0.100％、Si：1.00％以下、Mn：1.00～2.50％、P：0.050％以下、S：0.020％以下、N：0.005％以下、Ti：0.02～0.20％、B：0.0005～0.0100％、Al：0.100％以下，且含有Cr：1.00％以下、Mo：1.00％以下的一种以上，余量包含Fe及不可避免的杂质的钢材，依次进行热轧、酸洗、在连续热浸镀线上的退火及Zn-Al-Mg系热浸镀的工序，制造在坯料钢板的表面具有热浸镀Zn-Al-Mg系层的镀覆钢板时，
通过热轧，轧制为以下述(2)式表示的熔融金属脆化开裂敏感度指数H2值为3.24以下的板厚t，将卷取温度设为550～680℃，将在连续热浸镀线上的退火温度设为500～700℃，该板厚t的单位为mm，
H2值＝C/0.2+Si/5.0+Mn/1.3+Cr/1.0+Mo/1.2+0.4t…(2)
其中，在(2)式的元素符号处代入坯料钢板中的该元素的含量，该元素的含量的单位为质量％。
5.如权利要求3所述的汽车车身底部部件用热浸镀Zn-Al-Mg系的钢板的制造方法，其中，所述坯料钢板的化学组成范围为还包含以质量％计，Nb：0.10％以下、V：0.10％以下的一种以上的组成范围。
6.如权利要求4所述的汽车车身底部部件用热浸镀Zn-Al-Mg系的钢板的制造方法，其中，所述坯料钢板的化学组成范围为还包含以质量％计，Nb：0.10％以下、V：0.10％以下的一种以上的组成范围。
7.一种焊接结构部件用热浸镀Zn-Al-Mg系的钢板的制造方法，其中，通过对以质量％计，含有C：0.010～0.100％、Si：0.01～1.00％、Mn：0.50～2.50％、P：0.005～0.050％、S：0.001～0.020％、N：0.001～0.005％、Ti：0.02～0.20％、B：0.0005～0.0100％、Al：0.005～0.100％、Cr：0～1.00％、Mo：0～1.00％、Nb：0～0.10％、V：0～0.10％、余量包含Fe及不可避免的杂质的钢材依次进行热轧、酸洗、在连续热浸镀线上的退火及Zn-Al-Mg系热浸镀的工序，制造在坯料钢板的表面具有热浸镀Zn-Al-Mg系层的镀覆钢板时，
通过热轧，轧制为以下述(3)式表示的熔融金属脆化开裂敏感度指数H3值为2.90以下的板厚t，将卷取温度设为550～680℃，将在连续热浸镀线上的退火温度设为500～700℃，该板厚t的单位为mm，
H3值＝C/0.2+Si/5.0+Mn/1.3+Cr/1.0+Mo/1.2+0.4t-0.7(Cr+Mo)1/2…(3)
其中，在(3)式的元素符号处代入坯料钢板中的该元素的含量，该元素的含量的单位为质量％。
8.如权利要求3～7任一项所述的热浸镀Zn-Al-Mg系的钢板的制造方法，其中，所述热浸镀Zn-Al-Mg系的钢板的镀层组成以质量％计为，包含Al：3.0～22.0％、Mg：0.05～10.0％、Ti：0～0.10％、B：0～0.05％、Si：0～2.0％、Fe：0～2.0％、余量包含Zn及不可避免的杂质。
CN201280010578.4A 2011-02-28 2012-02-28 热浸镀Zn-Al-Mg系的钢板及制造方法 Active CN103415641B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2011-043334 2011-02-28
JP2011043334 2011-02-28
PCT/JP2012/054926 WO2012118073A1 (ja) 2011-02-28 2012-02-28 溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板および製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN103415641A CN103415641A (zh) 2013-11-27
CN103415641B true CN103415641B (zh) 2016-01-06

Family

ID=46758004

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201280010578.4A Active CN103415641B (zh) 2011-02-28 2012-02-28 热浸镀Zn-Al-Mg系的钢板及制造方法

Country Status (12)

Country Link
US (1) US9592772B2 (zh)
EP (2) EP2682495B1 (zh)
JP (1) JP5936390B2 (zh)
KR (1) KR102099588B1 (zh)
CN (1) CN103415641B (zh)
AU (1) AU2012224032B2 (zh)
CA (1) CA2826225C (zh)
ES (1) ES2712631T3 (zh)
HU (1) HUE043883T2 (zh)
PL (1) PL2682495T3 (zh)
TR (1) TR201903572T4 (zh)
WO (1) WO2012118073A1 (zh)

Families Citing this family (22)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5372217B2 (ja) * 2012-02-24 2013-12-18 日新製鋼株式会社 アーク溶接構造部材の製造法
JP6049516B2 (ja) * 2013-03-26 2016-12-21 日新製鋼株式会社 溶接構造部材用高強度めっき鋼板およびその製造法
AU2014367679B2 (en) * 2013-12-19 2019-02-14 Nisshin Steel Co., Ltd. Steel sheet hot-dip-coated with Zn-Al-Mg-based system having excellent workability and method for manufacturing same
US20150231726A1 (en) * 2014-02-19 2015-08-20 Nisshin Steel Co., Ltd. METHOD FOR PRODUCING ARC-WELDED Zn-Al-Mg ALLOY COATED STEEL PLATE STRUCTURAL MEMBER
EP3239347B1 (en) * 2014-12-24 2019-08-07 Posco Zinc alloy plated steel material having excellent weldability and processed-part corrosion resistance and method of manufacturing same
KR101758529B1 (ko) * 2014-12-24 2017-07-17 주식회사 포스코 인산염 처리성과 스폿 용접성이 우수한 아연합금도금강판 및 그 제조방법
JP6209175B2 (ja) * 2015-03-03 2017-10-04 日新製鋼株式会社 めっき表面外観およびバーリング性に優れた溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の製造方法
WO2016162982A1 (ja) 2015-04-08 2016-10-13 新日鐵住金株式会社 Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板、及びＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板の製造方法
JP6114785B2 (ja) * 2015-05-29 2017-04-12 日新製鋼株式会社 溶接部外観と溶接強度に優れた溶融Ｚｎ系めっき鋼板のアーク溶接方法、および溶接部材の製造方法
CN105256196A (zh) * 2015-10-23 2016-01-20 首钢总公司 一种铝锌镁镀层钢板及其制备方法
JP2017145441A (ja) * 2016-02-16 2017-08-24 日新製鋼株式会社 黒色表面被覆高強度鋼板およびその製造方法
KR101899674B1 (ko) * 2016-12-19 2018-09-17 주식회사 포스코 저온역 버링성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
WO2018234839A1 (en) 2017-06-20 2018-12-27 Arcelormittal ZINC COATED STEEL SHEET HAVING HIGH STRENGTH POINTS WELDABILITY
KR102010079B1 (ko) 2017-09-13 2019-08-12 주식회사 포스코 도장 후 선영성이 우수한 강판 및 그 제조방법
KR102031465B1 (ko) * 2017-12-26 2019-10-11 주식회사 포스코 가공 후 내식성 우수한 아연합금도금강재 및 그 제조방법
KR102142766B1 (ko) 2018-08-31 2020-08-07 주식회사 포스코 내식성 및 가공성이 우수한 용융도금강판 및 이의 제조방법
KR102276742B1 (ko) 2018-11-28 2021-07-13 주식회사 포스코 도금 밀착성 및 내부식성이 우수한 아연도금강판 및 이의 제조방법
JP2021055135A (ja) * 2019-09-27 2021-04-08 日本製鉄株式会社 溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板およびその製造方法
MX2022009482A (es) * 2020-02-13 2022-08-22 Nippon Steel Corp Componente de union y metodo de fabricacion del mismo.
CN112575275A (zh) * 2020-12-03 2021-03-30 攀钢集团研究院有限公司 高成形性的热浸镀锌铝镁合金镀层钢板及其制备方法
US11441039B2 (en) * 2020-12-18 2022-09-13 GM Global Technology Operations LLC High temperature coatings to mitigate weld cracking in resistance welding
CN115074576A (zh) * 2022-06-13 2022-09-20 首钢集团有限公司 一种锌铝镁合金锭、镀层、镀层钢及其制备方法

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2010104086A1 (ja) * 2009-03-10 2010-09-16 日新製鋼株式会社 耐溶融金属脆化割れ性に優れた亜鉛系合金めっき鋼材

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3392154B2 (ja) * 1991-03-29 2003-03-31 日新製鋼株式会社 耐火用高張力溶融Ｚｎ−Ａ１合金めっき鋼板の製造方法
JPH05263145A (ja) 1992-03-05 1993-10-12 Nippon Steel Corp バーリング性の優れた高強度合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法
KR100257900B1 (ko) * 1995-03-23 2000-06-01 에모토 간지 인성이 우수한 저항복비 고강도 열연강판 및 그 제조방법
EP1342801B1 (en) * 2000-09-12 2011-02-02 JFE Steel Corporation High tensile strength hot dip plated steel sheet and method for production thereof
EP1338665B1 (en) * 2000-10-31 2018-09-05 JFE Steel Corporation High tensile hot rolled steel sheet and method for production thereof
JP3715220B2 (ja) * 2001-06-22 2005-11-09 日新製鋼株式会社 耐食性に優れたＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼材
JP3821043B2 (ja) * 2002-04-30 2006-09-13 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接性に優れた溶融亜鉛系めっき高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法
WO2004059021A1 (ja) * 2002-12-24 2004-07-15 Nippon Steel Corporation 溶接熱影響部の耐軟化性に優れたバーリング性高強度鋼板およびその製造方法
JP4635525B2 (ja) * 2003-09-26 2011-02-23 Ｊｆｅスチール株式会社 深絞り性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP4721221B2 (ja) 2004-09-01 2011-07-13 日新製鋼株式会社 耐溶融金属脆化割れ性に優れたＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき鋼板
JP4776951B2 (ja) 2005-03-11 2011-09-21 新日本製鐵株式会社 溶接性に優れた溶接用亜鉛系合金めっき鋼材
EP1918396B1 (en) * 2005-08-05 2014-11-12 JFE Steel Corporation High-tension steel sheet and process for producing the same
JP5264235B2 (ja) 2008-03-24 2013-08-14 日新製鋼株式会社 耐溶融金属脆化割れ性に優れた高降伏比型Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板およびその製造方法
CN102027148B (zh) * 2008-05-15 2013-03-06 西门子Vai金属科技有限公司 适于引导镀锌产品干燥装置的系统和方法

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2010104086A1 (ja) * 2009-03-10 2010-09-16 日新製鋼株式会社 耐溶融金属脆化割れ性に優れた亜鉛系合金めっき鋼材

Also Published As

Publication number Publication date
EP2682495A1 (en) 2014-01-08
EP3470541A1 (en) 2019-04-17
CA2826225C (en) 2020-07-21
PL2682495T3 (pl) 2019-06-28
TR201903572T4 (tr) 2019-04-22
EP2682495A4 (en) 2016-03-16
AU2012224032A1 (en) 2013-09-12
US20130337287A1 (en) 2013-12-19
US9592772B2 (en) 2017-03-14
JP2012193452A (ja) 2012-10-11
KR20140002740A (ko) 2014-01-08
AU2012224032B2 (en) 2017-03-16
HUE043883T2 (hu) 2019-09-30
WO2012118073A1 (ja) 2012-09-07
CN103415641A (zh) 2013-11-27
ES2712631T3 (es) 2019-05-14
KR102099588B1 (ko) 2020-04-10
CA2826225A1 (en) 2012-09-07
JP5936390B2 (ja) 2016-06-22
EP2682495B1 (en) 2019-01-02

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN103415641B (zh) 热浸镀Zn-Al-Mg系的钢板及制造方法
EP3467134B1 (en) High-strength thin steel sheet and method for manufacturing same
EP3663425B1 (en) Hot-dip galvanized steel sheet
EP3050989B1 (en) High-strength steel sheet and method for producing same
KR101192650B1 (ko) 고강도 용융 아연 도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법
US11939640B2 (en) Method for producing hot-rolled steel sheet, method for producing cold-rolled full-hard steel sheet, and method for producing heat-treated sheet
JP5041083B2 (ja) 加工性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
EP3216891B1 (en) Hot-dip galvanized steel sheet
EP3476962B1 (en) Thin steel sheet, and production method therefor
KR20180061395A (ko) 연성 및 굽힘성이 우수한 고강도 냉연 강판 및 고강도 용융 아연도금 강판, 및 그들의 제조 방법
KR20160105402A (ko) 가공성이 뛰어난 용융 Zn-Al-Mg계 도금 강판 및 그 제조 방법
CN105121681A (zh) 焊接构造部件用高强度镀敷钢板及其制造方法
KR20180119618A (ko) 박강판 및 도금 강판, 그리고 열연 강판의 제조 방법, 냉연 풀 하드 강판의 제조 방법, 박강판의 제조 방법 및 도금 강판의 제조 방법
CN105164298A (zh) 镀锌钢板及其制造方法
JP2018162477A (ja) 高強度鋼板およびその製造方法、抵抗スポット溶接継手、ならびに自動車用部材
JP2009132972A (ja) 焼付硬化性に優れた合金化溶融亜鉛めっき用鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板
WO2024147276A1 (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

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant