JP2008231493A - スポット溶接用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】 スポット溶接における割れの発生を抑制することができるスポット溶接用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供する。
【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｍｎ：１．０〜２．５％、残部にＦｅおよび不可避的不純物を含有する下地鋼を溶製し熱間圧延する（ａ１，ａ２）。熱間圧延後に３０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、かつ４５０〜５８０℃で巻き取って熱間圧延鋼板の粒界酸化深さを５μｍ以下にする（ａ３，ａ４）。熱間圧延鋼板を冷間圧延した鋼板に３ｇ／ｍ２以上の付着量でＦｅ系電気めっき処理を行ない（ａ５〜ａ７）、その後に合金化溶融亜鉛めっき処理を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の粒界酸化深さを５μｍ以下にする（ａ８）。
【選択図】 図１

Description

本発明は、たとえば自動車などのスポット溶接を用いて組み立てが行なわれる製品の部材として有用なスポット溶接用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。

合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、耐食性、塗装性および塗装後耐食性に優れているので、たとえば自動車などの部材として広く用いられている。自動車製造の分野では、車体を軽量化して燃費を向上し、また衝突安全性を向上するために、強度を高くして厚さを薄くすることができる部材が求められる。このような求めに応じて、自動車の車体の部材に用いられる合金化溶融亜鉛めっき鋼板の下地鋼として、高い引張強さを有する高強度鋼板が用いられるようになっている。

一般的に鋼板は引張強さが高くなると加工性が劣化するけれども、自動車の車体用部材として用いられる場合、鋼板は種々の加工を受けるので、高強度でありながら加工性にも優れることが必要とされる。

また、自動車車体の組み立てには部材をスポット溶接で接合することが広く行なわれているので、自動車の車体に用いられる鋼板はスポット溶接性に優れていることが求められる。自動車車体を組み立てる際のスポット溶接では、安定した接合強度を得るために、散りが発生するような大電流の溶接条件が多く用いられるが、下地鋼に高強度鋼板を使用した合金化溶融亜鉛めっき鋼板を散りが発生するような大電流の条件でスポット溶接すると、その溶接部に割れが発生することがある。

図４は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のスポット溶接部に発生した割れを示す。スポット溶接部１の割れ２は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板３の電極側の表層部３ａからナゲット部４に向かって進展するように発生する。スポット溶接部１に発生した割れ２は、溶接部の耐食性を劣化させ、また溶接部の強度を低下させる。スポット溶接部１に発生する割れ２の原因の一つとして、めっき金属である亜鉛が下地鋼である高強度鋼板３の結晶粒界へ侵入し、結晶粒界を侵食した亜鉛が粒界の結合強度を低下させて割れの起点になることが挙げられる。

従来、このような合金化溶融亜鉛めっき鋼板のスポット溶接部の割れを防止するための試みがなされている。

たとえば、下地鋼の炭素当量を制限して溶接部の硬さの上昇と靭性の低下とを防止し、さらにスポット溶接の通電時間および通電後の加圧保持時間などの溶接条件を調整することによって、割れを防止することが提案されている（特許文献１参照）。

特許文献１では、炭素当量が下地鋼中のＣ、ＳｉおよびＣｒ含有量で定められるとし、この炭素当量を予め定める値以下になるように制限する。しかし、ＣおよびＳｉは鋼の引張強さを向上するために必要な元素であり、またＳｉは加工性の向上に必要な元素である。ＣおよびＳｉの含有量を制限すると、自動車の車体を構成する部材に必要とされる強度および加工性を得ることが困難になる。

また、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の下地鋼の組織を、フェライト相中にベイナイト相やパーライト相などの第２相が一定割合で含まれるようにし、スポット溶接で昇温されてフェライト相がオーステナイト相へ変態するとき、オーステナイトの結晶を第２相で分断することによって微細化することが提案されている（特許文献２参照）。相変態時におけるオーステナイト相の結晶粒界を第２相で微細化して複雑にすることによって、めっき層中の亜鉛が複雑な結晶粒界へ侵入しにくくなるようにし、亜鉛の粒界侵食によるスポット溶接割れを抑制するというものである。

しかし、本件発明者らは、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のスポット溶接を繰り返し行ったところ、組織制御によって単に結晶粒界を複雑化するだけでは、溶接部の割れ発生を充分に抑制できない場合があることを経験している。

また、上記のスポット溶接時における割れ発生の問題とは異なるが、めっき層の亜鉛が下地鋼の結晶粒界を侵食することに着目し、亜鉛の粒界侵食を小さくして合金化溶融亜鉛めっき鋼板のプレス加工性を改善することが提案されている（特許文献３参照）。すなわち、スラブの加熱条件を調整して製造した粒界酸化深さが３０μｍ以下の下地鋼板を使用して、めっき後の下地鋼板の粒界に対する亜鉛の侵食深さを３０μｍ以下にするというものである。

特許文献３では、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のプレス加工性が劣化する原因として、亜鉛の粒界侵食に着目する。しかし、プレス加工が常温加工または高くても２００℃程度の温間加工であるのに対して、スポット溶接ではフェライト相からオーステナイト相への相変態が起こる程温度が高いので、プレス加工とスポット溶接とでは加工環境、特に加工温度が全く異なる。

スポット溶接時のように加工温度が高くなると、プレス加工時の常温または温間に比べて、亜鉛の粒界侵食感受性が高くなるとともに、下地鋼の引張強さも低下する。したがって、同じ亜鉛の粒界侵食に着目しているとはいえ、特許文献３の方法によって、加工環境が厳しいスポット溶接時における合金化溶融亜鉛めっき鋼板の割れを抑制することは困難である。
特開２００３−１０３３７７号公報 特開２００６−２６５６７１号公報 特開２００５−１５４８７０号公報

本発明の目的は、引張強さが高く加工性にも優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、スポット溶接時における割れの発生を抑制することが可能なスポット溶接用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供することである。

本発明はその課題を解決するために、まず下地鋼として、質量％でＣ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｍｎ：１．０〜２．５％、残部にＦｅおよび不可避的不純物を含有する鋼を用いる。次に、下地鋼を熱間圧延し、熱間圧延後に３０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、かつ４５０〜５８０℃で巻き取ることによって、熱間圧延鋼板の粒界酸化深さを５μｍ以下にする。この熱間圧延鋼板を冷間圧延し、冷間圧延鋼板に３ｇ／ｍ２以上の付着量になるようにＦｅ系電気めっき処理を行う。さらに、Ｆｅ系電気めっき処理をした冷間圧延鋼板に合金化溶融亜鉛めっき処理を行うことによって、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の粒界酸化深さを５μｍ以下にする。

また、前記下地鋼には、Ｃｒ：１．０％以下を含有させてもよく、さらにホウ素（Ｂ）：０．０００５〜０．０１％を含有させてもよい。

本発明によれば、下地鋼の成分元素とその含有量を適正に設定することによって、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の高い引張強さと優れた加工性とを実現することができる。また、前記下地鋼の熱間圧延後の冷却および巻取条件を制御することによって、熱間圧延鋼板の粒界酸化深さを５μｍ以下にする。その熱間圧延鋼板を冷間圧延し、さらに合金化溶融亜鉛めっき処理前に冷間圧延鋼板にＦｅ系電気めっき処理を行うことによって、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の粒界侵食深さを５μｍ以下にする。このことによって、散りが発生するような大電流の条件でスポット溶接した場合であっても、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の溶接部における割れの発生を抑制することが可能になる。

図１は、本発明のスポット溶接用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を実施するための概略的な製造工程を示す。以下、図１を参照して、本発明のスポット溶接用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。

まず、工程ａ１では、溶製および鋳造して下地鋼のスラブを製造する。下地鋼のスラブ製造に際しての溶製条件および鋳造条件について特別な制約はない。たとえば、高炉や電気炉から供される溶銑を転炉などで精錬および成分調整し、必要に応じて真空精錬した後、連続鋳造して製造することができる。

この下地鋼は、質量％でＣ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｍｎ：１．０〜２．５％、残部にＦｅおよび不可避的不純物を含有するように溶製される。なお、下地鋼には、Ｃｒ：１．０％以下を含有させてもよく、さらにＢ：０．０００５〜０．０１％を含有させてもよい。

以下、下地鋼の成分限定理由について説明する。

Ｃ：０．０５〜０．２０％
Ｃは、鋼板の引張強さを向上して高強度化するために必要不可欠な元素である。０．０５％未満では、本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の目標とする引張強さである５９０ＭＰａ以上を得ることが困難である。０．２０％を超えると溶接性および延性を低下させる。したがって、Ｃの添加範囲を０．０５〜０．２０％とする。

Ｓｉ：０．５〜２．０％
Ｓｉは、鋼板の加工性を劣化させることなく高強度化することができる元素である。また、セメンタイトに固溶せず、セメンタイトの生成を抑制することによって残留オーステナイトの生成を促進するので、その添加によって加工性の向上が期待できる。０．５％未満では、加工性の向上効果が充分に発揮されない。２．０％を超えて含有させても、加工性向上効果が飽和するとともにめっき性を悪くする。したがって、Ｓｉの添加範囲を０．５〜２．０％とする。

Ｍｎ：１．０〜２．５％、
Ｍｎは、オーステナイトを安定化させるとともに、昇温された後の冷却時にパーライトの生成を抑制することによってマルテンサイトや残留オーステナイトの生成に寄与する。１．０％未満では、パーライトの生成抑制効果が充分に発揮されない。２．５％を超えると、バンド組織が顕著になり加工性の劣化を惹起する。したがって、Ｍｎの添加範囲を１．０〜２．５％の範囲とする。

Ｃｒ：１．０％以下
Ｃｒは、焼入れ性を向上させて高強度化に寄与する元素であり、選択的に添加される。１．０％を超えて添加しても高強度化の効果が飽和しコストを高くするので、Ｃｒの添加範囲を１．０％以下とする。Ｃｒについては特に下限値を限定しないが、高強度化に寄与し得る程度の焼入れ性を発揮するためには、０．１％以上添加することが好ましい。

Ｂ：０．０００５〜０．０１％
Ｂは、焼入れ性を向上させて高強度化に寄与する元素であり、選択的に添加される。０．０００５％未満ではこのような効果を充分に発揮することができない。０．０１％を超えて添加しても効果が飽和する。したがって、Ｂの添加範囲を ０．０００５〜０．０１％とする。

下地鋼の化学組成を上記の適正範囲にすることによって、本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、目標とする５９０ＭＰａ以上の引張強さと良好な加工性とを実現することができる。

工程ａ２では、前記組成の下地鋼のスラブを熱間圧延する。熱間圧延の条件、たとえばスラブの加熱条件、パス毎の圧下率、圧延速度などには特別な制約はない。

工程ａ３の冷却工程では、熱間圧延後における熱間圧延鋼板の冷却速度を３０℃／ｓ以上にする。熱間圧延後とは、ここでは仕上げ熱間圧延後のことを意味する。熱間圧延後の熱間圧延鋼板の冷却速度は、熱間圧延鋼板の表層部に形成される粒界酸化に大きく影響する。冷却速度が３０℃／ｓ未満の緩慢な冷却では、冷却時に形成される粒界酸化深さが大きくなり、後述する巻取温度を規制しても熱間圧延鋼板の粒界酸化深さを５μｍ以下に抑えることができない。冷却速度の上限については、特に限定されるものではないが、熱間圧延鋼板の金属組織および特性の観点から６０℃／ｓ程度であることが好ましい。

工程ａ４の巻取工程では、熱間圧延鋼板を４５０〜５８０℃で巻き取る。巻取温度は、熱間圧延鋼板の粒界酸化に大きく影響する。巻取温度が５８０℃を超えると熱間圧延鋼板の表層部にＳｉ、Ｍｎが多く濃縮するようになる。表層部に濃縮したＳｉおよびＭｎが酸化されることによって粒界酸化が生じ易くなるので、粒界酸化深さを５μｍ以下に抑えることができなくなる。一方、巻取温度が４５０℃より低くなると、粒界酸化を抑制することはできるが、設定巻取温度に対する熱間圧延鋼板のコイル毎の巻取温度の実績値の変動が大きくなり、それに伴って鋼板の材質変動も大きくなるおそれがある。したがって、熱間圧延鋼板の巻取温度を４５０〜５８０℃とする。

なお、熱間圧延鋼板表層部へのＳｉおよびＭｎの濃縮および酸化を一層確実に低減し、粒界酸化深さを小さくするためには、巻取温度を４５０〜５００℃にすることが好ましい。

図２は、熱間圧延鋼板１１の表層部に形成される粒界酸化１２を示す。図２では、巻取り後における熱間圧延鋼板１１の片側の表層部付近のみを断面にて示す。粒界酸化深さｄ１は、次のようにして求めることができる。熱間圧延鋼板１１を巻取り後に常温まで冷却した状態で、鋼板の幅方向の中央部付近から、圧延方向に対して平行方向に断面が得られるように試験片を採取する。その試験片の断面を研磨して光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡で観察し、たとえば観察長１ｍｍの中で測定される粒界酸化深さのうちで最も大きいものを、当該熱間圧延鋼板の粒界酸化深さｄ１として求める。

熱間圧延後の冷却速度および巻取温度を前述の規制範囲とすることによって、熱間圧延鋼板１１の表層部に形成される粒界酸化深さｄ１を、５μｍ以下にすることができる。熱間圧延後の冷却と巻取工程において形成される粒界酸化は、その後の冷間圧延および合金化溶融亜鉛めっき処理を経ても残存し、亜鉛の粒界侵食の原因になる。したがって、この熱間圧延鋼板の段階で粒界酸化深さを５μｍ以下に小さくしておくことが、成品である合金化溶融亜鉛めっき鋼板の粒界酸化深さをも５μｍ以下にするための要件である。

工程ａ５では、熱間圧延鋼板を酸洗して、その表面に生成したスケールを除去する。工程ａ６では、酸洗後の熱間圧延鋼板を冷間圧延して冷間圧延鋼板とする。

工程ａ７では、合金化溶融亜鉛めっき処理の前に、冷間圧延鋼板に対してＦｅ系電気めっき処理を行う。次工程の合金化溶融亜鉛めっき処理においては、溶融亜鉛めっきする前に、鋼板の表面を活性化するためにガス還元焼鈍が施される。ガス還元焼鈍温度は７００〜９００℃に達するため、下地鋼である冷間圧延鋼板はガス還元焼鈍の際にも粒界酸化される。そこで、合金化溶融亜鉛めっき処理の前に、冷間圧延鋼板にＦｅ系電気めっき処理を施して保護層を形成し、ガス還元焼鈍の際に冷間圧延鋼板の表層部にＳｉ、Ｍｎが濃縮しても粒界酸化されにくくする。

冷間圧延鋼板表面の保護層としての効果を発揮するためには、３ｇ／ｍ２以上の付着量が必要である。付着量の上限は、保護層としての機能上特に限定されるものではないが、Ｆｅ系電気めっき処理に要する時間、コストなどを考慮した場合、６ｇ／ｍ２程度であることが好ましい。Ｆｅ系電気めっきは、その成分系に特別な制約はない。純Ｆｅ、Ｆｅ−Ｂ、Ｆｅ−Ｃ、Ｆｅ−Ｐ、Ｆｅ−Ｎ、Ｆｅ−Ｏのいずれの系であっても用いることができる。また、３ｇ／ｍ２以上の付着量が得られる限り、電気めっき液の種類、浴組成、めっき条件についても特別な制約はない。

Ｆｅ系電気めっきは、単独の電気めっき装置で実施することができる。合金化溶融亜鉛めっき装置のガス還元焼鈍炉の前に電気めっき装置を付設して、Ｆｅ系電気めっきと合金化溶融亜鉛めっきとを、連続で実施できるようにすることが生産性の面で有利である。

なお、合金化溶融亜鉛めっき工程における冷間圧延鋼板の粒界酸化を抑制する一つの手段として、前述の特許文献３に開示されるような熱間圧延鋼板に生じた粒界酸化を研削で除去することによって、その後のガス還元焼鈍で粒界酸化されても、その深さが小さくなるようにすることが考えられる。しかし、熱間圧延鋼板を研削すると、研削ロスによる歩留低下を来たすので好ましくない。本発明のＦｅ系電気めっきによれば、歩留低下を来たすことなくガス還元焼鈍時における粒界酸化を抑制することができる。

工程ａ８では、Ｆｅ系電気めっきを施した後の冷間圧延鋼板に合金化溶融亜鉛めっき処理を行う。合金化溶融亜鉛めっき処理は、ガス還元焼鈍工程、溶融亜鉛めっき工程および合金化工程の３段階の工程を含む。

ガス還元焼鈍工程は、溶融亜鉛めっき処理前の鋼板表面を活性化する工程である。ガス還元焼鈍の条件については特別な制約はないが、還元性雰囲気にて、たとえば７００〜９００℃の温度で行われることが好ましい。本発明では、ガス還元焼鈍される冷間圧延鋼板には、前述のＦｅ系電気めっき処理が施されているので、Ｆｅ系めっき層が保護層として作用し、冷間圧延鋼板表面の粒界酸化を抑制することができる。

ガス還元焼鈍した後の冷間圧延鋼板に溶融亜鉛めっき処理を行なう。溶融亜鉛めっき処理は、冷間圧延鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬し引き上げた後、たとえばガスワイピングによって亜鉛の付着量を調整して行う。溶融亜鉛めっき条件についても特別な制約はない。

合金化処理は、溶融亜鉛めっきされた鋼板を加熱することによって、亜鉛めっき層における亜鉛（Ｚｎ）とＦｅとの合金化を促進する処理である。合金化処理によって、たとえば耐パウダリング性などを向上させることができる。溶融亜鉛めっき装置の後に合金化炉を設け、その合金化炉で溶融亜鉛めっき鋼板を加熱して合金化反応を進行させる。合金化の条件については特別な制約はない。所望の合金組成が得られる加熱温度および加熱時間を予め試験によって求め、その条件を用いて合金化処理を行えばよい。合金化炉の加熱方式についても特別な制約はなく、バーナー加熱方式または高周波加熱方式のいずれであってもよく、これらを併用する方式であってもよい。

図３は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板２１の下地鋼である冷間圧延鋼板２２の表層部に形成される粒界酸化２３を示す。図３では、合金化溶融亜鉛めっき鋼板２１の片側の表層部付近のみを断面にて示す。合金化溶融亜鉛めっき鋼板２１は、冷間圧延鋼板２２の表面上にＦｅ系めっき層２４を有し、さらにＦｅ系めっき層２４の表面上に合金化された亜鉛めっき層２５を有する構成である。合金化溶融亜鉛めっき鋼板２１における粒界酸化２３は、下地鋼である冷間圧延鋼板２２の表層部に形成される。合金化溶融亜鉛めっき鋼板２１の粒界酸化深さｄ２は、前述の熱間圧延鋼板１１の粒界酸化深さｄ１と同様にして求めることができる。

前述の熱間圧延鋼板１１の表層部に形成される粒界酸化深さｄ１を５μｍ以下にし、さらにガス還元焼鈍の前に冷間圧延鋼板に対して付着量３ｇ／ｍ２以上のＦｅ系電気めっき処理を施すことによって、合金化溶融亜鉛めっき鋼板２１の粒界酸化深さｄ２を５μｍ以下にすることができる。この粒界酸化深さｄ２を５μｍ以下にすることが、スポット溶接における合金化溶融亜鉛めっき鋼板の割れを抑制するための要件である。

合金化溶融亜鉛めっき鋼板２１の粒界酸化深さｄ２を５μｍ以下にすることによって、スポット溶接時における亜鉛の粒界侵食を粒界酸化深さｄ２の範囲内に抑制することができる。このことによって、スポット溶接時において、合金化溶融亜鉛めっき鋼板全体の厚さに対して、亜鉛の粒界侵食深さが占める割合を極微小にすることができるので、亜鉛の粒界侵食部分が割れ発生の起点になりにくく、割れの発生を抑制することが可能になる。

（実施例）
以下本発明の実施例について説明する。
表１に示す化学組成を有する下地鋼をそれぞれ溶製し、連続鋳造にて厚さ２５０ｍｍのスラブを製造した。なお、下地鋼において表１に示す組成以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。スラブを１２５０℃に加熱し、その加熱したスラブを仕上げ圧延温度が８８０℃になるように熱間圧延して、厚さ２．６ｍｍの熱間圧延鋼板とした。仕上げ圧延後の熱間圧延鋼板を、熱間圧延鋼板毎に予め定める冷却速度で巻取温度まで冷却した。冷却速度は、２０〜５０℃／ｓの範囲から熱間圧延鋼板毎に１つの速度条件を選択して設定した。なお、熱間圧延鋼板の冷却速度の調整は、冷却水量によって行った。また、巻取温度についても４６０〜６５０℃の範囲から熱間圧延鋼板毎に１つの条件を選択して設定した。

熱間圧延鋼板を巻取り後に常温まで冷却した状態で、鋼板の幅方向の中央部付近から圧延方向に対して平行方向の断面が得られるように試験片を採取した。その試験片の断面を研磨して光学顕微鏡で観察し、観察長１ｍｍにおける粒界酸化深さのうちで最も大きいもの測定し、その測定値を当該熱間圧延鋼板の粒界酸化深さｄ１とした。

熱間圧延鋼板を酸洗してデスケールした後、冷間圧延率３８％の条件で厚さ１．６ｍｍまで冷間圧延して冷間圧延鋼板とした。冷間圧延鋼板にＦｅ系電気めっきを行った後、合金化溶融亜鉛めっき処理を行った。冷間圧延鋼板に施したＦｅ系電気めっき処理の条件を表２に示す。めっき付着量の調整は、予め試験して求めた通電時間と付着量との関係に基づいて行った。本実施例ではＦｅ系電気めっきの付着量を６ｇ／ｍ２とした。また、合金化溶融亜鉛めっき処理におけるガス還元焼鈍条件、溶融亜鉛めっき処理条件、合金化処理条件を、表３、表４、表５にそれぞれ示す。

合金化溶融亜鉛めっき処理後、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の粒界酸化深さｄ２を測定した。その測定は、熱間圧延鋼板において粒界酸化深さｄ１を測定したのと同様にして行った。また、合金化溶融亜鉛めっき鋼板から、下地鋼の圧延方向に対して垂直方向に、ＪＩＳ Ｚ２２０１に規定される５号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１に規定される方法に準じて引張試験を行なった。ここでは、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の引張強さが５９０ＭＰａ以上である場合を合格とし、５９０ＭＰａ未満である場合を不合格とした。また、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の加工性を引張強さと伸びとの積によって総合評価することとし、その積が１８０００ＭＰａ・％以上の場合に加工性が良好と評価した。

合金化溶融亜鉛めっき鋼板から、大きさが幅３０ｍｍ、長さ１００ｍｍの溶接用試験片を切り出した。溶接用試験片同士を重ね合わせ代３０ｍｍで２枚重ねにしてスポット溶接を行った。スポット溶接条件を表６に示す。スポット溶接後、溶接部の断面を研磨して光学顕微鏡で観察し、発生した割れの長さを測定した。割れ長さが０．６ｍｍ以下である場合に耐割れ性が良好であると評価し、割れ長さが０．６ｍｍを超える場合に耐割れ性が不良であると評価した。

熱間圧延後の冷却速度および巻取温度の実績と、熱間圧延鋼板の粒界酸化深さｄ１の測定結果とを表７に示す。また、Ｆｅ系電気めっき処理の有無、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の粒界酸化深さｄ２の測定結果、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の引張試験結果およびスポット溶接部の割れ長さの測定結果を表８に示す。なお、表８中では合金化溶融亜鉛めっき鋼板をＧＡ鋼板と略記する。以下の試験結果の説明においては、表７および表８の番号欄の数字によって試験に供した鋼種および製造条件を表すことがある。

下地鋼の化学組成が本発明の範囲内である各鋼種では、いずれも引張強さが５９０ＭＰａ以上で合格であり、また引張強さと伸びとの積で表す加工性指標も１８０００ＭＰａ・％以上で加工性も良好であった。しかし、下地鋼の化学組成のうちＣが本発明範囲を低い方に外れる鋼種Ｋでは、引張強さが５９０ＭＰａ未満であり不合格であった。またＳｉが本発明範囲を低い方に外れる鋼種Ｌでは、引張強さが５９０ＭＰａ以上で合格であるけれども、引張強さと伸びとの積が１８０００ＭＰａ・％未満であり加工性が不良であった。

Ｃｒを含有する鋼種Ｆでは、Ｃｒが高強度化に寄与するので、他の鋼に比較してＳｉの含有量をやや少なくしても、引張強さおよび加工性ともに良好であった。また、Ｂを含有する鋼種Ｊでは、焼入れ性の向上による高強度化に効果が発揮される。

熱間圧延後の熱間圧延鋼板の冷却速度および巻取温度の影響について見ると、冷却速度が３０℃／ｓ以上であり、かつ巻取温度が４５０〜５８０℃の範囲内である場合、熱間圧延鋼板の粒界酸化深さｄ１を５μｍ以下に抑制することができた。しかし、番号１３にて示す冷却速度が２０℃／ｓである熱間圧延鋼板、また番号１４にて示す巻取温度が６５０℃である熱間圧延鋼板では、粒界酸化深さｄ１が大きくそれぞれ９μｍおよび１２μｍであった。冷却速度が３０℃／ｓ未満では冷却速度が緩慢に過ぎ、巻取温度が５８０℃を超えると温度が高過ぎて、熱間圧延鋼板が粒界酸化し易くなるからである。

また、冷却速度を３０℃／ｓ以上にし、巻取温度を４５０〜５８０℃の範囲内においてさらに限定した４５０〜５００℃の範囲に設定することによって、易酸化性元素であるＳｉ、Ｍｎを多く含む鋼種Ｃのような場合であっても、その熱間圧延鋼板の粒界酸化深さｄ１を確実に５μｍ以下に抑えることが可能であった。

次に、熱間圧延鋼板の粒界酸化深さｄ１およびＦｅ系電気めっき処理の有無と、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の粒界酸化深さｄ２との関係について説明する。熱間圧延鋼板の粒界酸化深さｄ１を５μｍ以下にし、さらにＦｅ系電気めっき処理を施してから合金化溶融亜鉛めっき処理を行った場合、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の粒界酸化深さｄ２を５μｍ以下にすることが可能であった。

番号１５にて示すように熱間圧延鋼板の粒界酸化深さｄ１を５μｍ以下にしてもＦｅ系電気めっき処理を行わなかった場合、ガス還元焼鈍における粒界酸化を抑制することができないので、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の粒界酸化深さｄ２は大きく９μｍであった。また、番号１３および１４にて示す熱間圧延鋼板の段階で粒界酸化深さｄ１が既に５μｍを超える場合、Ｆｅ系電気めっき処理を施しても、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の粒界酸化深さｄ２は大きく１０μｍおよび１４μｍであった。

さらに、合金化溶融亜鉛めっき鋼板における粒界酸化深さｄ２と、該鋼板をスポット溶接した場合の耐割れ性との関係について説明する。粒界酸化深さｄ２が５μｍ以下である場合、スポット溶接部に発生した割れ長さがいずれも０．６ｍｍ以下であり、耐割れ性が良好であった。一方、番号１３〜１５にて示す粒界酸化深さｄ２が５μｍを超える場合、スポット溶接部に発生した割れ長さが０．７０〜１．２０ｍｍであり、耐割れ性が不良であった。

このことから、熱間圧延後の熱間圧延鋼板の冷却速度と巻取温度とを制御して、熱間圧延鋼板の粒界酸化深さｄ１を５μｍ以下にし、熱間圧延鋼板を冷間圧延して得られる冷間圧延鋼板にＦｅ系電気めっき処理を行った後、合金化溶融亜鉛めっき処理を行って合金化溶融亜鉛めっき鋼板の粒界酸化深さｄ２を５μｍ以下にすることによって、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のスポット溶接時における耐割れ性を向上できることが判る。

本発明のスポット溶接用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を実施するための製造工程の概略を示す図である。 熱間圧延鋼板１１の表層部に形成される粒界酸化１２を示す図である。 合金化溶融亜鉛めっき鋼板２１の下地鋼である冷間圧延鋼板２２の表層部に形成される粒界酸化２３を示す図である。 合金化溶融亜鉛めっき鋼板のスポット溶接部に発生した割れを示す図である。

符号の説明

１ スポット溶接部
２ 割れ
３，２１ 合金化溶融亜鉛めっき鋼板
１１ 熱間圧延鋼板
１２，２３ 粒界酸化
２２ 冷間圧延鋼板
２４ Ｆｅ系めっき層
２５ 亜鉛めっき層

Claims (3)

1. 質量％でＣ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｍｎ：１．０〜２．５％、残部にＦｅおよび不可避的不純物を含有する下地鋼を熱間圧延し、
   熱間圧延後に３０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、かつ４５０〜５８０℃で巻き取ることによって、熱間圧延鋼板の粒界酸化深さを５μｍ以下にし、
   熱間圧延鋼板を冷間圧延し、
   冷間圧延鋼板に３ｇ／ｍ２以上の付着量になるようにＦｅ系電気めっき処理を行い、
   該冷間圧延鋼板に合金化溶融亜鉛めっき処理を行うことによって、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の粒界酸化深さを５μｍ以下にすることを特徴とするスポット溶接用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
2. 前記下地鋼に、Ｃｒ：１．０％以下を含有させることを特徴とする請求項１記載のスポット溶接用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
3. 前記下地鋼に、ホウ素（Ｂ）：０．０００５〜０．０１％を含有させることを特徴とする請求項１または２記載のスポット溶接用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

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