CN105121681B - 焊接构造部件用高强度镀敷钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及焊接构造部件用高强度熔融Zn‑Al‑Mg系镀敷钢板，提供焊接部的耐腐蚀性、耐熔融金属脆化开裂性、弯曲加工性优异的高强度镀敷钢板，该焊接构造部件用高强度熔融Zn‑Al‑Mg系镀敷钢板具有钢基材，该钢基材具有以质量％计含有C:0.050～0.150％，Si:0.001～1.00％，Mn:1.00～2.50％，P:0.005～0.050％，S:0.001～0.020％，Al:0.005～0.100％的钢组成，且具有包含铁素体相和平均结晶粒径8μm以下的马氏体主体的第二相的金属组织，调整钢基材的板厚t(mm)和化学组成以使C/0.2+Si/5.0+Mn/1.3+Cr/1.0+Mo/1.2+0.4t‑0.7Cr+Mo)1/2成为2.9以下。

Description

焊接构造部件用高强度镀敷钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及通过电弧焊接组装的焊接构造部件用高强度熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板，特别是适于汽车悬挂部件的镀敷钢板及其制造方法。
背景技术
以前，汽车的悬架构件等的悬挂部件通过冲压成形等将热延钢板成形为规定形状的钢板部件，通过电弧焊接将这些钢板部件接合而组装，之后，实施阳离子电沉积涂装并供于使用。
实施了阳离子电沉积涂装的热延钢板中，当由于飞石的碎屑而损伤涂膜时，以该部分为起点进行腐蚀。另外，电弧焊接时，在焊珠封端部附近的母材表面上由于焊接吸热而生成Fe屑，因此，由于汽车行进中的振动，有时阳离子电沉积涂膜与基底的Fe屑同时剥离，在该情况下，在剥离部位进行母材的腐蚀。因此，汽车悬挂部件中需要考虑腐蚀引起的板厚减少量进行强度设计。具体而言，以前从碰撞安全性的观点来看，大多使用由拉伸强度340～440MPa级的钢种构成的板厚2～3mm的热延钢板。
近年来，期望进一步提升碰撞安全性和轻量化，悬挂部件用的钢板中使用590MPa以上的高强度钢板的需求日益提高。另外，还要求用于长寿命化的防锈性能的提升。另外，最近从成形性的观点来看，悬挂部件用的钢板还要求良好的延展性及弯曲加工性。
专利文献1中公开了一种弯曲性优异的高强度合金化熔融镀锌钢板。但是，当对锌系镀敷钢板实施电弧焊接时，在曝露于特别高温的焊珠封端部附近，镀敷层蒸发消失，在该部分生成Fe屑。因此，即使使用锌系镀敷钢板，也不能改善各Fe屑使涂膜易于剥离的以往的热延钢板的缺点。
作为耐腐蚀性比一般的熔融镀锌钢板更高的镀敷钢板，已知熔融Zn-Al-Mg系合金镀敷钢板，且适用于各种用途。如果将熔融Zn-Al-Mg系合金镀敷钢板用于悬挂部件，则即使在涂膜与电弧焊接时生成的Fe屑一起剥离的情况下，来自镀敷成分的保护性高的皮膜易于形成等而在Zn-Al-Mg系合金镀敷层中也可发挥特有的作用，与使用以往的熔融镀锌钢板的部件相比，可大幅改善焊珠封端部附近的耐腐蚀性。但是，在将熔融Zn-Al-Mg系合金镀敷钢板供于焊接的情况下，存在比一般的镀锌钢板更容易引起熔融金属脆化开裂的问题。熔融金属脆化开裂为如下现象：在刚电弧焊接后的母材表面上，成为熔融状态的镀金属侵入成为拉伸应力状态的母材的结晶粒界，冷却时产生母材开裂。
专利文献2中公开有一种改善耐熔融金属脆化开裂性的Zn-Al-Mg系镀敷钢板。但是，该文献所公开的镀敷钢板未必是可满足弯曲加工性的镀敷钢板。根据发明人等的研究，引用文献2的镀敷钢板是由钢基材的金属组织为由主相的铁素体及马氏体构成的2相组织，但认为铁素体及马氏体的结晶粒径不形成充分微细而使改善弯曲加工性变得困难。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：特开2007-231369号公报
专利文献2：特开2009-228079号公报
发明内容
发明所要解决的课题
现状是，在具有780MPa以上的高强度的Zn-Al-Mg系镀敷钢板中，同时改善耐熔融金属脆化开裂性和弯曲加工性并不容易，且未确立有效的技术。本发明的目的在于，提供高强度Zn-Al-Mg系镀敷钢板，其焊接部的耐腐蚀性、耐熔融金属脆化开裂性、弯曲加工性优异。
用于解决课题的手段
上述目的通过焊接构造部件用高强度镀敷钢板达成，在钢基材的表面上具有熔融Zn-Al-Mg系镀敷层的镀敷钢板，其中，钢基材具有下述化学组成：以质量％计，包含C：0.050～0.150％，Si：0.001～1.00％，Mn：1.00～2.50％，P：0.005～0.050％，S：0.001～0.020％，Al：0.005～0.100％，Ti：0.01～0.10％，B：0.0005～0.0100％，Nb：0～0.10％，V：0～0.10％，Cr：0～1.00％，Mo：0～1.00％，N：0.001～0.005％，剩余部为Fe及不可避免的杂质，调整钢基材的板厚t(mm)和合金元素含量的关系以使由下述(1)式定义的H值成为2.9以下；且具有下述金属组织：包含铁素体相和面积率15％以上且不足45％的第二相，所述第二相由马氏体或马氏体和贝氏体构成，第二相的平均结晶粒径为8μm以下。
H值＝C/0.2+Si/5.0+Mn/1.3+Cr/1.0+Mo/1.2+0.4t-0.7(Cr+Mo)1/2…(1)
其中，在(1)式的元素符号部位代入该元素的钢中含量(质量％)的值。
作为所述镀敷层的组成，以质量％计，优选为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％，剩余部为Zn及不可避免的杂质。
作为所述镀敷钢板的制造方法，提供焊接构造部件用高强度镀敷钢板的制造方法，对钢坯依次实施热轧、酸洗、冷轧、退火、熔融镀敷的各工序，制造在钢基材的表面上具有熔融Zn-Al-Mg系镀敷层的镀敷钢板时，
钢坯的化学组成以质量％计，包含C：0.050～0.150％，Si：0.001～1.00％，Mn：1.00～2.50％，P：0.005～0.050％，S：0.001～0.020％，Al：0.005～0.100％，Ti：0.01～0.10％，B：0.0005～0.0100％，Nb：0～0.10％，V：0～0.10％，Cr：0～1.00％，Mo：0～1.00％，N：0.001～0.005％，剩余部为Fe及不可避免的杂质，
所述冷轧中，将冷轧后的板厚设为t(mm)时，冷轧率为45～70％且以所述(1)式定义的H值成为2.9以下的范围，
所述退火和熔融镀敷在连续镀敷生产线上进行，熔融镀敷浴组成采用例如所述镀敷层的组成，将其退火条件设为加热至材料温度740～860℃后，在直到浸渍于镀敷浴中的冷却过程中，至少从740℃到650℃的平均冷却速度成为5℃/sec以上的条件，由此，将熔融镀敷后的钢基材的金属组织调整成：包含铁素体相和面积率15％以上且不足45％的第二相、所述第二相由马氏体或马氏体和贝氏体构成、第二相的平均结晶粒径为8μm以下的状态。
发明的效果
根据本发明，使在产业上稳定地提供焊接部的耐腐蚀性、耐熔融金属脆化开裂性、弯曲加工性优异的高强度Zn-Al-Mg系镀敷钢板成为可能。特别是能够实现以往不易实现的同时改善耐熔融金属脆化开裂性和弯曲加工性。因此，本发明特别有助于悬架构件等汽车悬挂部件的持久性提升及设计自由度提升。
附图说明
图1是示意性地表示为了评价熔融金属脆化开裂性而进行了焊接的焊接构造部件的外观的图；
图2是示意性地表示焊接试验时的试验片的限制方法的剖面图；
图3是示意性地表示焊接部的耐腐蚀性评价试验片的形状的图；
图4是表示耐腐蚀性评价试验方法的图；
图5是表示熔融金属脆化开裂感度指数H值和最大母材开裂深度的关系的图表。
具体实施方式
《钢基材的化学组成》
以下，与钢基材的化学组成相关的“％”只要没有特别说明，就是指“质量％”。
〔各元素的含量范围〕
C：0.050～0.150％
C是在钢板的高强度化中必不可缺的元素。C含量为不足0.050％时，难以稳定地得到780MPa以上的拉伸强度。C含量超过0.150％时，组织的不均匀性变得显著，弯曲加工性劣化。因此，C含量设为0.050～0.150％。
Si：0.001～1.00％
Si除了在高强度化中有效之外，还具有抑制渗碳体析出的作用，在抑制钢中的珠光体等生成上也是有效的。为了得到这些作用，需要设为0.001％以上的Si含量，设为0.005％以上更有效果。但是，含有大量的Si的钢中，在钢材表面上生成Si浓化层，镀敷性降低。因此，Si含量设为1.00％以下的范围。
Mn：1.00～2.50％
Mn使奥氏体稳定化，同时抑制加热后的冷却时珠光体的生成，而有助于马氏体的生成。Mn含量为不足1.00％时，难以确保为了得到780MPa以上的高强度所需要的马氏体量。但是，超过2.50％时，带状组织的生成变得显著，成为不均匀的组织状态，因此，弯曲加工性劣化。因此，Mn含量设为1.00～2.50％。
P：0.005～0.050％
P为使焊接性等劣化的元素，因此，越少越好。但是，过量的脱P会增大制钢工序的负担，因此，在此以P含量为0.005～0.050％的钢为对象。
S：0.001～0.020％
S形成MnS等的硫化物，这些硫化物大量存在时，成为使弯曲性劣化的主要原因。研究的结果，S含量需要设为0.020％以下，更优选设为0.010％以下。但是，过量的脱S增大制钢工序的负担，因此，在此以S含量为0.001～0.020％的钢为对象。
Al：0.005～0.100％
Al是作为脱氧剂有效的元素，优选设为0.005％以上的含量。但是，大量的含有Al成为使弯曲性劣化的主要原因，因此，Al含量设为0.100％以下。
Ti：0.01～0.10％
Ti与N的亲和性高，将钢中的N固定为TiN，因此，通过添加Ti，可以抑制钢中的N与B键合。因此，在确保提高耐熔融金属脆化开裂性的B量上，Ti的添加是极其有效的。另外，Ti是通过组织的微细化而提升组织的均匀性，同时通过碳化物的析出强化而不使弯曲性劣化并有助于强度提升的元素。为了充分得到这些作用，需要添加0.01％以上的Ti。但是，添加超过0.10％时，再结晶温度显著上升。因此，Ti含量设为0.01～0.10％。
B：0.0005～0.0100％
B是在晶界中偏析而提高原子间键合力，对熔融金属脆化开裂的抑制有效的元素。为了得到其作用，需要0.0005％以上的含有B。但是，当B含量超过0.0100％时，有时硼化物生成引起的加工性降低成为问题。因此，B含量设为0.0005～0.0100％。
Nb：0～0.10％，V：0～0.10％
Nb和V与Ti一样，是通过组织的微细化而提升组织的均匀性，同时通过碳化物的析出强化而不使弯曲性劣化并有助于强度提升的元素。因此，可根据需要添加Nb、V的1种或两种。在该情况下，Nb含量设为0.01％以上、V含量设为0.03％以上是更有效果的。在添加这些元素的情况下，Ti、V分别均可以以0.10％以下的范围添加。
Cr：0～1.00％，Mo：0～1.00％
Cr和Mo与B一样，在电弧焊接的冷却过程中呈现在热影响部的奥氏体粒界偏析而抑制熔融金属脆化开裂的作用。因此，根据需要添加Cr、Mo的1种或两种。在该情况下，Cr含量设为0.10％以上、Mo含量设为0.05％以上时更有效果。在添加这些元素的情况下，Cr、Mo分别均可以以1.00％以下的范围添加。
N：0.001～0.005％
N对钢的强化是有效的，但易于与B键合而生成BN。BN的生成导致对耐熔融金属脆化开裂性的提升上有效的固溶B的消耗，故不优选。各种研究的结果，N含量被限制在0.001～0.005％的范围。
〔H值〕
H值＝C/0.2+Si/5.0+Mn/1.3+Cr/1.0+Mo/1.2+0.4t-0.7(Cr+Mo)1/2…(1)
以上述(1)式定义的H值是以钢基材的成分元素的含量(质量％)和钢基材的板厚t(mm)作为参数的“熔融金属脆化开裂的感度指数”。H值大的材料中，由于熔融金属脆化开裂而产生的最大开裂深度变大。本发明中将H值限定为2.9以下。在(1)式的元素符号的部位代入该元素的钢中含量(质量％)的值。
熔融金属脆化开裂是在焊接后的母材的表面，成为熔融状态的镀金属侵入成为拉伸应力状态的母材的晶界，且在冷却时产生母材开裂的现象。因此，为了抑制焊接金属脆化开裂，在焊接后镀敷层成为熔融状态的温度域(约400℃以上)，减轻在母材的热影响部产生的拉伸应力上是有效的。该拉伸应力通过冷却时的热收缩而产生。因此，本发明中，活用冷却时引起马氏体变态时的体积膨胀现象，尽可能抵消在镀敷金属熔融的温度域的热收缩，由此，减轻直到镀金属凝固的期间在母材上产生的拉伸应力。
就决定H值的参数而言，钢基材的成分元素中包含C、Si、Mn、Cr、Mo的含量的项。这些元素在焊接的冷却过程中具有使马氏体变态的开始温度向低温侧移动的作用。(1)式的成分元素参数的主要内容在于，通过调整这些元素的含量，在镀金属熔融的温度域(约400℃以上)引起马氏体变态。
另ー方面，钢基材的板厚大幅影响钢基材的热收缩引起的的拉伸应力的大小。板厚增加时，变形阻力变大，因此，拉伸应力也增大。因此，决定H值的参数中包含依赖于板厚t的项。
(1)式是通过使用大量处于上述成分范围的钢的实验求得的熔融金属脆化开裂的感度指标的式。详细的研究结果可知，以(1)式表示的H值成为2.9以下的方式，在与钢基材板厚的关系中调整化学组成时，显著抑制电弧焊接熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板时的熔融金属脆化开裂。
《钢基材的金属组织》
本发明中，以具有在主相铁素体中分散有作为第二相的马氏体或马氏体和贝氏体的复合组织的DP(双相)钢板作为钢基材的适用对象。分散于主相铁素体中的作为第二相的马氏体或马氏体和贝氏体以面积率计，合计设为15％以上且不足45％。第二相的面积率不足15％时，难以稳定地得到780MPa以上的拉伸强度。相反，成为45％以上时，过于硬而使加工性变差。最优选第二相仅为马氏体，但也可以部分地分散贝氏体。例如，在马氏体和贝氏体的合计体积中所占的贝氏体的体积比率更优选为0～5％的范围。后述实施例中的本发明例的比率均满足该条件。
在本发明中，通过使组织微细化来提升弯曲性。当考虑使用板厚1.0～2.6mm左右的镀敷钢板制造汽车悬挂部件的情况时，可知将第二相的平均结晶粒径微细化成8μm以下时，可确保充分的弯曲性，对于设计自由度的扩大有用。优选为主相的铁素体也被微细化，但关于弯曲性，第二相的平均结晶粒径是特别重要的。如果采用第二相的平均结晶粒径成为8μm以下的后述的制造条件，则铁素体相也被充分微细化。例如，使铁素体相的平均结晶粒径成为10μm以下。后述的实施例中，第二相的平均结晶粒径为8μm以下，铁素体相的平均结晶粒径均为10μm以下。
《制造方法》
上述的熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板可以通过对钢坯依次实施热轧、酸洗、冷轧、退火、熔融镀敷的各工序，并利用一般的熔融锌系镀敷钢板的制造生产线进行制造。就钢材的强度及耐熔融金属脆化开裂性而言，主要可通过钢基材的化学组成来控制。但是，为了改善弯曲性，需要研究制造条件，以使结晶粒径充分微细化。具体而言，在上述冷轧工序中，只要将冷轧率设为45～70％，之后，将材料温度加热至740～860℃后，直到浸渍于镀敷浴的冷却过程中，至少将740℃～650℃的平均冷却速度设为5℃/sec以上即可。
〔冷轧〕
上述的冷轧工序(得到供于熔融镀敷浴浸渍前的退火的冷延钢板的冷轧工序)中，将冷轧率设为45～70％。不足45％时，退火后的组织变得粗大，弯曲性降低。另一方面，超过70％的冷轧率时，冷轧的组织微细化效果达到饱和。另外，赋予过高的冷轧率会使冷轧工序的负荷增大，故不优选。根据最终的目标板厚来调整热轧后的板厚，以使该冷轧工序中的冷轧率成为上述范围。根据情况，热轧后，在该冷轧工序前，也可以插入中间冷轧+中间退火的工序。
〔退火〕
就要浸渍于熔融镀敷浴之前而进行的退火工序中，以材料温度(最高到达温度)成为740～860℃的方式进行加热。不达到740℃时，再结晶化不充分，易于残存未再结晶组织，因此，难以稳定地得到良好的弯曲性。超过860℃时，奥氏体母相的结晶粒会粗大化，为了赋予良好的弯曲性所需要的第二相的微细化变得不充分。材料温度保持在740～860℃的范围的时间只要以例如60sec以下的范围设定即可。
在退火后的冷却过程中，至少使740℃～650℃的平均冷却速度成为5℃/sec以上。在该温度域的冷却速度比上述速度慢时，容易局部地生成珠光体，难以稳定地得到780MPa以上的高强度。另外，即使从铁素体粒径及第二相粒径的微细化的观点来看，冷却速度成为5℃/sec以上也是有效的。本发明中作为对象的钢如上述那样含有规定的Ti或根据需要含有Nb，因此，通过这样选定加热后的冷却速度，能够得到铁素体的平均结晶粒径为10μm以下，且第二相的平均结晶粒径为8μm以下的微细组织。
该退火优选在可以利用1次生产线通板进行退火和熔融镀敷的连续镀敷线上进行。退火后的上述冷却中，冷却到浸渍于熔融镀敷浴时的适当材料温度后，直接浸渍于熔融镀敷浴。退火氛围设为还原性氛围，以使板不与大气接触的方式管理到浸渍于镀敷浴中为止。
〔熔融镀敷〕
熔融Zn-Al-Mg系镀敷只要采用以往实施的方法即可。镀敷浴组成中，优选为以例如质量％计，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％，剩余部为Zn及不可避免的杂质的组成。得到的镀敷钢板的镀敷层组成大致反映镀敷浴组成。
实施例
将具有表1表示的化学组成的坯以加热温度1250℃、精轧温度880℃、卷取温度470～550℃进行热轧，得到板厚2.7～5.3mm的热延钢板。
[表1]
表1
下线：本发明规定范围外
将热延钢板酸洗后，以各种的压延率冷轧，制作板厚2.6mm或1.6mm的镀敷原板(钢基材)，将其在连续熔融镀敷生产线上通板，在氢-氮混合气体氛围中以730～850℃的各种温度退火，以各种冷却速度冷却到约420℃。然后，在钢板表面不与大气接触的状态下浸渍于下述的浴组成的熔融Zn-Al-Mg系镀敷浴中之后提起，通过气体擦拭法调整至镀敷附着量为每单面约90g/m2，制造熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板，并将其作为供试材。镀敷浴温约为410℃。
镀敷浴组成如下。
以质量％计，Al：6％，Mg：3％，Ti：0.002％，B：0.0005％，Si：0.01％，Fe：0.1％，剩余部：Zn
各钢的制造条件在表4中表示。其中，“退火温度”是指在连续熔融镀敷生产线的退火的加热温度，“退火后的冷却速度”表示根据该退火后冷却时的温度曲线求得的740℃～650℃(加热温度不足740℃时，从该加热温度到650℃)的平均冷却速度。
对供试材的镀敷钢板进行以下调查。
〔拉伸特性〕
使用以使试验片的长度方向相对于镀敷原板(钢基材)的压延方向成直角的方式所采取的JIS5号试验片，根据JIS Z2241求得拉伸强度TS，全延伸率T.EI。
〔弯曲试验〕
使用以使试验片的长度方向相对于镀敷原板(钢基材)的压延方向成直角的方式所采取的弯曲试验片，实施45°的V块弯曲试验。试验后，弯曲部从弯曲的外侧以目视观察，以无法看出开裂的最小的前端R作为极限弯曲R算出。极限弯曲R为2.0mm以下为合格。
〔金属组织〕
以扫描电子显微镜观察与压延方向和板厚方向平行的截面(L截面)。任意供试材均呈现以铁素体为主相，存在马氏体或马氏体和贝氏体作为第二相的金属组织。进行10视野的图像解析，求得第二相的面积率。另外，根据该观察图像求得铁素体及第二相的平均结晶粒径(相当圆的直径)。
〔熔融金属脆化开裂性的评价〕
根据以下顺序进行焊接试验并进行评价。
图1中示意性地表示为了评价熔融金属脆化开裂性而进行焊接的焊接构造部件的外观。在从供试材(镀敷钢板)切出100mm×75mm的试验片3的板面中央部，垂直设立由直径20mm×长度25mm的棒钢(JIS所限定的SS400材)构成的凸台(突起)1，将该凸台1和试验片3通过电弧焊接接合。焊线使用YGW12，从焊接开始点将焊珠6绕凸台的周围1周，通过焊接始点后仍进一步进行少量焊接，完成焊珠的重叠部分8，焊接结束。以下，将该焊接称为“凸台焊接”。凸台焊接条件如下。
·焊接电流：110A
·电弧电压：21V
·焊接速度：0.4m/min
·焊线：YGW12
·遮蔽气体：CO2，流量20L/min
图2中示意性地表示进行上述凸台焊接时的试验片的限制方法。供于凸台焊接的试验片3预先以全周焊接安装于120mm×95mm×板厚4mm的限制板4(JIS所限定的SS400材)的板面中央部。利用夹具2将试验片3与限制板4一起固定在水平的实验台5上，在该状态下进行上述的凸台焊接。
凸台焊接后，如图1中虚线所示，以通过凸台1的中心轴且通过焊珠的重叠部分8的切割面9，切割凸台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，测定在试验片3上观察到的开裂的最大深度(最大母材开裂深度)。为了易于检测熔融金属脆化开裂产生，该试验以极其严格的条件进行焊接。在该试验中，最大开裂深度为0.1mm以下的镀敷钢板(供试材)在实用上，判断为具有熔融金属脆化开裂性不成为问题的特性。因此，将最大开裂深度为0.1mm以下评价为○(耐熔融金属脆化开裂性；良好)，将除此之外评价为×(耐熔融金属脆化开裂性；不良)。
〔焊接部的耐腐蚀性评价〕
从供试材采取100mm×100mm的样品，将两片样品在下述表示的焊接条件下，如图3中示意性地表示那样通过重叠填角电弧焊接进行接合。耐腐蚀性评价用的焊接条件如下。
·焊接电流：110A
·电弧电压：20V
·焊接速度：0.7m/min
·焊线：YGW14
·遮蔽气体：Ar-20vol.％CO2，流量20L/min
然后，在表2表示的条件下实施表面调整和磷酸盐处理，在表3表示的条件下实施阳离子电沉积涂装。在进行了阳离子电沉积涂装的样品上，为了模拟振动产生的疲劳，按照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，供于图4所示的条件的复合腐蚀试验(CCT)，CCT250循环后调查有无红锈产生。在焊接部未看到红锈的产生的评价为○(耐腐蚀性；良好)，除此以外评价为×(耐腐蚀性；不良)。
[表2]
表2表面调整及磷酸盐处理条件
[表3]
表3阳离子电沉积涂装条件
将以上的调查结果在表4中一并表示。另外，图5中表示根据上述(1)式规定的熔融金属脆化开裂感度指数H值和最大母材开裂深度的关系。
[表4]
表4
下线：本发明限定范围以外、或特性不充分
本发明例的样品中，拉伸强度TS均为780MPa以上，极限弯曲R为2mm以下，最大母材开裂深度为0.1mm以下，焊接部的耐腐蚀性也为○评价。即，实现了强度、弯曲性、耐熔融金属脆化开裂性及焊接部的耐腐蚀性优异的镀敷钢板。
与之相对，No.23由于Ti量多，因此弯曲性差，No.24由于C量低，因此得不到充分的强度，No.25由于P量多，因此弯曲性差，No.26由于B量低，因此最大母材开裂深度大，No.27、28由于H值高，因此最大母材开裂深度大。No.29由于C量及H值高，因此弯曲性差，最大母材开裂深度大。No.30由于H值高，因此最大母材开裂深度大，No.31由于Mn量及H值高，因此弯曲性差，最大母材开裂深度大。No.32、33由于H值高，因此最大母材开裂深度大。No.34由于冷轧的压延率低，因此第二相的结晶粒径未充分微细化，弯曲性差。No.35由于在连续熔融镀敷生产线上的退火温度低，因此弯曲性差。No.36由于在连续熔融镀敷生产线上的退火后的冷却速度小，因此第二相的结晶粒径未充分微细化，弯曲性差。
符号说明
1 凸台
2 夹具
3 试验片
4 限制板
5 实验台
6 焊珠
7 试验片全周焊接部的焊珠
8 焊珠的重叠部分
9 切割面
18 镀敷钢板
19 焊珠

Claims (4)

1.焊接构造部件用高强度镀敷钢板，其是在钢基材的表面上具有熔融Zn-Al-Mg系镀敷层的镀敷钢板，钢基材具有下述化学组成：以质量％计，包含C：0.050～0.150％，Si：0.001～0.50％，Mn：1.00～2.50％，P：0.005～0.050％，S：0.001～0.020％，Al：0.005～0.100％，Ti：0.01～0.10％，B：0.0005～0.0100％，Nb：0～0.10％，V：0～0.10％，Cr：0～1.00％，Mo：0～1.00％，N：0.001～0.005％，剩余部为Fe及不可避免的杂质，调整钢基材的板厚t(mm)和合金元素含量的关系以使由下述(1)式定义的H值成为2.9以下；且具有下述金属组织：包含铁素体相和面积率15％以上且不足45％的第二相，所述第二相由马氏体或马氏体和贝氏体构成，第二相的平均结晶粒径为8μm以下；
H值＝C/0.2+Si/5.0+Mn/1.3+Cr/1.0+Mo/1.2+0.4t-0.7(Cr+Mo)1/2…(1)，
式中，在(1)式的元素符号的部位代入该元素的钢中含量(质量％)的值。
2.根据权利要求1所述的焊接构造部件用高强度镀敷钢板，其中，
以质量％计，熔融Zn-Al-Mg系镀敷层的镀敷组成为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％，剩余部为Zn及不可避免的杂质。
3.焊接构造部件用高强度镀敷钢板的制造方法，对钢坯依次实施热轧、酸洗、冷轧、退火、熔融镀敷的各工序，制造在钢基材的表面上具有熔融Zn-Al-Mg系镀敷层的镀敷钢板时，
以质量％计，钢坯的化学组成包含C：0.050～0.150％，Si：0.001～0.50％，Mn：1.00～2.50％，P：0.005～0.050％，S：0.001～0.020％，Al：0.005～0.100％，Ti：0.01～0.10％，B：0.0005～0.0100％，Nb：0～0.10％，V：0～0.10％，Cr：0～1.00％，Mo：0～1.00％，N：0.001～0.005％，剩余部为Fe及不可避免的杂质，
在所述冷轧中，将冷轧后的板厚设为t(mm)时，冷轧率为45～70％且由下述(1)式定义的H值成为2.9以下的范围，
所述退火和熔融镀敷在连续镀敷生产线上进行，将其退火条件设为加热至材料温度740～860℃后，在直到浸渍于镀敷浴中的冷却过程中，至少从740℃到650℃的平均冷却速度成为5℃/sec以上的条件，由此，将熔融镀敷后的钢基材的金属组织调整成：包含铁素体相和面积率15％以上且不足45％的第二相、所述第二相由马氏体或马氏体和贝氏体构成、第二相的平均结晶粒径为8μm以下的状态；
H值＝C/0.2+Si/5.0+Mn/1.3+Cr/1.0+Mo/1.2+0.4t-0.7(Cr+Mo)1/2…(1)，
式中，在(1)式的元素符号的部位代入该元素的钢中含量(质量％)的值。
4.根据权利要求3所述的焊接构造部件用高强度镀敷钢板的制造方法，其中，
以质量％计，所述熔融镀敷浴组成为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％，剩余部为Zn及不可避免的杂质。
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