JP2002294398A - 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Info
- Publication number
- JP2002294398A JP2002294398A JP2001104641A JP2001104641A JP2002294398A JP 2002294398 A JP2002294398 A JP 2002294398A JP 2001104641 A JP2001104641 A JP 2001104641A JP 2001104641 A JP2001104641 A JP 2001104641A JP 2002294398 A JP2002294398 A JP 2002294398A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel sheet
- hot
- sol
- strength
- chemical composition
- 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.)
- Granted
Links
Landscapes
- Metal Rolling (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 引張強さ450MPa以上の鋼板に各種亜鉛めっき
を行って得た鋼板における抵抗溶接部の耐表面割れ性を
改善する技術を開発する。 【解決手段】 質量％にてＣ：0.015 〜0.25％、 Si：
1.2 ％以下、 Mn ：0.5 〜3.0 ％、Ｐ：0.02％以下、
Ｓ：0.03％以下、sol.Al：0.002 〜1.20％、Cr：
０〜1.0 ％さらに、Mo：0.01〜1.0 ％、および／または
Ｂ：0.0001〜0.0030％および／またはTi：0.003 〜0.15
％、Nb：0.003 〜0.15％、Ｖ：0.15％以下の１種以上、
Si、sol.Al、Mn、Crの含有量が下記式の関係を満たし、 Si＋sol.Al＋0.4(Mn+Cr)≦1.4% 残部がFeおよび不可避的不純物から構成する。製造にあ
たっては、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、さらに冷却して溶融亜鉛めっきを施す。合金化
処理を施してもよい。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。
を行って得た鋼板における抵抗溶接部の耐表面割れ性を
改善する技術を開発する。 【解決手段】 質量％にてＣ：0.015 〜0.25％、 Si：
1.2 ％以下、 Mn ：0.5 〜3.0 ％、Ｐ：0.02％以下、
Ｓ：0.03％以下、sol.Al：0.002 〜1.20％、Cr：
０〜1.0 ％さらに、Mo：0.01〜1.0 ％、および／または
Ｂ：0.0001〜0.0030％および／またはTi：0.003 〜0.15
％、Nb：0.003 〜0.15％、Ｖ：0.15％以下の１種以上、
Si、sol.Al、Mn、Crの含有量が下記式の関係を満たし、 Si＋sol.Al＋0.4(Mn+Cr)≦1.4% 残部がFeおよび不可避的不純物から構成する。製造にあ
たっては、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、さらに冷却して溶融亜鉛めっきを施す。合金化
処理を施してもよい。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。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、母材の引張強さ45
0MPa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。
0MPa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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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,N
o.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。
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,N
o.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。
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。
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。
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、本発明による抵抗溶接の際の耐
表面割れ性に優れた高張力亜鉛めっき鋼板は、その母材
が質量％で、化学組成が、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％、C
r：０〜1.0 ％であってSi、sol.Al、Mn、Crの含有量が
下記関係式を満足し、 Si＋sol.Al＋0.4(Mn+Cr)≦1.4 ％ 残部がFeおよび不可避的不純物からなり、引張強度が45
0MPa以上の高張力鋼板である。ただし、Crを積極的に添
加する場合はCr：0.01〜1.0 ％である。
表面割れ性に優れた高張力亜鉛めっき鋼板は、その母材
が質量％で、化学組成が、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％、C
r：０〜1.0 ％であってSi、sol.Al、Mn、Crの含有量が
下記関係式を満足し、 Si＋sol.Al＋0.4(Mn+Cr)≦1.4 ％ 残部がFeおよび不可避的不純物からなり、引張強度が45
0MPa以上の高張力鋼板である。ただし、Crを積極的に添
加する場合はCr：0.01〜1.0 ％である。
【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。
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。
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。
℃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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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0.00
3 ％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。
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0.00
3 ％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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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 〜60
0 ℃で、保持は10〜180 秒、さらに好ましくは450 〜60
0 ℃で10〜60秒である。
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 〜60
0 ℃で、保持は10〜180 秒、さらに好ましくは450 〜60
0 ℃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。
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。
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。
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。
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。
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 〜84
0 ℃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。
については、冷間圧延板を10℃/sの加熱速度で800 〜84
0 ℃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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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１】スポット溶接部の割れの模式的説明図である。
フロントページの続き (72)発明者 福井 清之 大阪府大阪市中央区北浜４丁目５番33号 住友金属工業株式会社内 Ｆターム(参考） 4E002 AD05 BB18 CB10 4K037 EA01 EA02 EA05 EA06 EA11 EA15 EA16 EA17 EA19 EA23 EA25 EA27 EA28 EA31 EA32 EB05 EB09 FA02 FC03 FC04 FE01 FJ05 FK02 FK08 FL01 FL02 GA05 JA02
Claims (7)
- 【請求項１】 化学組成が、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、Cr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45
0MPa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。 - 【請求項２】 Cr：0.01〜1.0 ％、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。 - 【請求項３】 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。 - 【請求項４】 前記化学組成が、質量％で、さらに、T
i：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。 - 【請求項５】 請求項１ないし４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、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。 - 【請求項６】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５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７】 請求項１ないし４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 true JP2002294398A (ja) | 2002-10-09 |
| JP2002294398A5 JP2002294398A5 (ja) | 2004-11-25 |
| JP3758515B2 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 (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2020145108A1 (ja) | 2019-01-09 | 2020-07-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度冷延鋼板及びその製造方法 |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN109154045B (zh) | 2016-05-25 | 2020-10-09 | 杰富意钢铁株式会社 | 镀覆钢板及其制造方法 |
| KR102173601B1 (ko) | 2016-08-10 | 2020-11-03 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 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 |
-
2001
- 2001-04-03 JP JP2001104641A patent/JP3758515B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2020145108A1 (ja) | 2019-01-09 | 2020-07-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度冷延鋼板及びその製造方法 |
| KR20210096215A (ko) | 2019-01-09 | 2021-08-04 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3758515B2 (ja) | 2006-03-22 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6787466B2 (ja) | 高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法、及び高強度部材の製造方法 | |
| JP6777173B2 (ja) | スポット溶接用高強度亜鉛めっき鋼板 | |
| 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 | |
| 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 | |
| JP4317384B2 (ja) | 耐水素脆化、溶接性および穴拡げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板とその製造方法 | |
| EP2527484B1 (en) | Method for manufacturing a high-strength galvanized steel sheet having excellent formability and spot weldability | |
| JP2007016319A (ja) | 高張力溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 | |
| JP4966485B2 (ja) | 高張力溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 | |
| CN111247264A (zh) | 高强度钢板及其制造方法 | |
| 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 | |
| JP6384623B2 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP6443594B1 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP7311808B2 (ja) | 鋼板及びその製造方法 | |
| CN114585758B (zh) | 高强度钢板和碰撞吸收构件以及高强度钢板的制造方法 | |
| JP3758515B2 (ja) | 抵抗溶接性に優れた高張力亜鉛めっき鋼板 | |
| 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 | |
| JP2007277714A (ja) | 深絞り用溶融めっき高強度鋼板及びその製造方法 | |
| 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 | |
| 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 | |
| WO2023063288A1 (ja) | 冷延鋼板及びその製造方法、並びに溶接継手 | |
| CN114585759B (zh) | 高强度钢板和碰撞吸收构件以及高强度钢板的制造方法 | |
| 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 | |
| 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 |
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 |