JP5936390B2 - 溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板および製造方法 - Google Patents

溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板および製造方法 Download PDF

Info

Publication number
JP5936390B2
JP5936390B2 JP2012041552A JP2012041552A JP5936390B2 JP 5936390 B2 JP5936390 B2 JP 5936390B2 JP 2012041552 A JP2012041552 A JP 2012041552A JP 2012041552 A JP2012041552 A JP 2012041552A JP 5936390 B2 JP5936390 B2 JP 5936390B2
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
less
steel sheet
molten
mass
hot
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
JP2012041552A
Other languages
English (en)
Other versions
JP2012193452A (ja
Inventor
健太郎 平田
健太郎 平田
幸男 片桐
幸男 片桐
藤原　進
進 藤原
和昭 細見
和昭 細見
将明 浦中
将明 浦中
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
Nippon Steel Nisshin 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 Nippon Steel Nisshin Co Ltd filed Critical Nippon Steel Nisshin Co Ltd
Priority to JP2012041552A priority Critical patent/JP5936390B2/ja
Publication of JP2012193452A publication Critical patent/JP2012193452A/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP5936390B2 publication Critical patent/JP5936390B2/ja
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)

Description

本発明は、サスペンションアームやサスペンションメンバー等の自動車足回り部材をはじめとする各種アーク溶接構造部材に適した、耐溶融金属脆化割れ性に優れる溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板、およびその製造方法に関する。
自動車のサスペンションアームやサスペンションメンバーなどの足回り部材は、従来、熱延鋼板をプレス成形等により所定の形状に成形し、それらをアーク溶接法で接合した後、カチオン電着塗装を施して使用に供される。しかし、溶接ビード部およびビード止端部近傍部では、アーク溶接時の溶接入熱により鋼板表面にＦｅスケールが生成する。走行する自動車の振動により、そのスケールが疲労によってカチオン電着塗膜とともに剥離してしまうことがあり、その場合には、その部位から腐食が進行して板厚減少が起こることがある。このため、足回り部材では腐食による板厚減少量を見込んで強度設計する必要があり、従来、衝突安全性の観点から、引張強さ３４０〜４４０ＭＰａ級の板厚３〜４ｍｍの熱延鋼板を使用することが多かった。
近年、更なる衝突安全性の向上と軽量化が望まれるようになり、足回り部材の鋼板には５９０ＭＰａ以上の高強度鋼板を使用するニーズが高まっている。また、長寿命化のための防錆性能向上も求められている。さらに、足回り部材には前述の高強度、耐食性の他に、バーリング性（穴広げ性）も要求されている。バーリング性は打抜き加工等により形成された穴がその後の成形過程において亀裂なく成形可能であることを示す特性である。
特許文献１には、バーリング性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。しかしながら、亜鉛系めっき鋼板にアーク溶接を施すと、特に高温に曝される溶接ビード止端部の近くではめっき層が蒸発して消失し、その部分にＦｅスケールが生成してしまう。このためＦｅスケールごと塗膜が剥離しやすいという従前の熱延鋼板の欠点は、亜鉛系めっき鋼板を用いても改善されない。
特許文献２には、一般的な溶融亜鉛めっき鋼板よりも耐食性の高い溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金めっき鋼板が開示されている。この例では、金属組織が、主相のフェライトと、パーライト、ベイナイト、マルテンサイトの１種以上からなる２相組織であり、それら２相間の硬度差が著しく異なるので良好なバーリング性は得ることは難しい。
特許文献３には、亜鉛系合金めっき鋼材において溶接時の液体金属脆化割れを安定して抑制することを目的として、合金成分の組成に基づいて決定される液体金属脆化の感度指数Ｅ値が提案されている。しかし発明者らの検討によれば、この文献の手法に従っても、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金めっき鋼板を用いた溶接時の溶融金属脆化割れを安定して回避することは必ずしも容易でないことがわかった。
特開平５−２６３１４５号公報 特開２００９−２２８０８０号公報 特開２００６−２４９５２１号公報
上述のように、アーク溶接で組み立てられる自動車足回り部材等の溶接構造部材に高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を用いると溶接部の耐食性が不十分であるため薄肉化の設計が困難である。また、素材鋼板の金属組織が２相組織である場合にはバーリング性が良好でない。さらに、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の耐溶融金属脆化割れ性に関しては更なる改善が望まれる。
本発明はこれらの問題に鑑み、アーク溶接構造部材に好適な鋼材として、バーリング性、耐溶融金属脆化割れ性および溶接部の耐食性の全てを顕著に向上させた溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板を提供することを目的とする。
発明者らは詳細な研究の結果、以下の知見を得た。
（i）アーク溶接で組み立てられる溶接構造部材に溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板を用いることで溶接部の耐食性を向上させることができる。
（ii）溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板で問題となりやすいアーク溶接時の溶融金属脆化割れを抑止するためには、めっき原板である素材鋼板の成分設計に加えて当該素材鋼板の板厚の影響を考慮すること、および溶接施工時の冷却過程でマルテンサイト変態等による体積膨張をうまく利用して冷却時の熱収縮に起因する引張応力を緩和することが極めて有効であり、化学組成と板厚の関数である「溶融金属脆化割れ感度指数」によって耐溶融金属脆化割れに優れた素材鋼板の要件を規定することができる。
（iii）バーリング性は、素材鋼板の金属組織を、フェライト相からなるマトリクス中に平均粒子径２０ｎｍ以下のＴｉ含有析出物が分散した組織とすることによって改善される。
本発明はこれらの知見に基づいて完成したものである。なお、上記特許文献３には液体金属脆化の感度指数Ｅ値が提案されているが、この文献には液体金属脆化が素材の板厚の影響を受けることは開示されておらず、また溶接凝固時の金属組織を制御することにより液体金属脆化割れを抑制する知見も示されていない。
本発明では、素材鋼板の表面に溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層を有するめっき鋼板において、質量％で、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％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、かつフェライト相からなるマトリクス中に平均粒子径２０ｎｍ以下のＴｉ含有析出物が分散した金属組織を有する素材鋼板を適用する。
選択元素であるＣｒ、Ｍｏを含有しない素材鋼板としては、下記（１）式で表される溶融金属脆化割れ感度指数Ｈ１値が２.８４以下となる鋼成分含有量と板厚ｔ（ｍｍ）の関係を有するものが対象となる。
Ｈ１値＝Ｃ／０.２＋Ｓｉ／５.０＋Ｍｎ／１.３＋０.４ｔ …（１）
選択元素であるＣｒ：０.４０〜１.００％、Ｍｏ：０.６０〜１.００％の１種以上を含有する素材鋼板としては、下記（２）式で表される溶融金属脆化割れ感度指数Ｈ２値が３.２４以下となる鋼成分含有量と板厚ｔ（ｍｍ）の関係を有するものが対象となる。
Ｈ２値＝Ｃ／０.２＋Ｓｉ／５.０＋Ｍｎ／１.３＋Ｃｒ／１.０＋Ｍｏ／１.２＋０.４ｔ …（２）
また、上記（１）式や（２）式に代えて下記（３）式を適用してもよい。その場合、（３）式で表される溶融金属脆化割れ感度指数Ｈ３値が２.４７以下となる鋼成分含有量と板厚ｔ（ｍｍ）の関係を有する素材鋼板が対象となる。（３）式のＨ３値はＣｒ、Ｍｏ含有の有無にかかわらず適用することかできる溶融金属脆化割れ感度指数である。
Ｈ３値＝Ｃ／０.２＋Ｓｉ／５.０＋Ｍｎ／１.３＋Ｃｒ／１.０＋Ｍｏ／１.２＋０.４ｔ−０.７（Ｃｒ＋Ｍｏ）1/2 …（３）
なお、（１）〜（３）式の元素記号の箇所には素材鋼板中における当該元素の含有量（質量％）が代入される。また、（２）式あるいは（３）式の適用に際しＣｒ、Ｍｏのうち無添加の元素がある場合は、その元素記号の箇所に０（ゼロ）が代入される。
前記溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板のめっき組成は、例えば質量％で、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％、残部Ｚｎおよび不可避的不純物からなる。
上記の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の製造方法として、上記化学組成鋼材にの熱間圧延、酸洗、連続溶融めっきラインでの焼鈍および溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっきを順次行う工程により、素材鋼板の表面に溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層を有するめっき鋼板を製造するに際し、
熱間圧延にて前記（１）式で表される溶融金属脆化割れ感度指数Ｈ１値が２.８４以下、前記（２）式で表される溶融金属脆化割れ感度指数Ｈ２値が３.２４以下、または前記（３）式で表される溶融金属脆化割れ感度指数Ｈ３値が２.９０以下となる板厚ｔ（ｍｍ）に圧延し、巻取温度を５５０〜６８０℃とし、連続溶融めっきラインでの焼鈍温度を５００〜７００℃とする、溶接構造部材用溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の製造方法が提供される。ここで、上記（１）〜（３）式のいずれを適用するかについては上述したとおりである。板厚ｔは例えば１.５〜６.０ｍｍ、好ましくは２.０〜４.０ｍｍである。
本発明によれば、バーリング加工性が良好で、アーク溶接時に溶融金属脆化割れが起こらず、アーク溶接部の耐食性に優れる溶接構造用溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板が提供できる。
ボス溶接試験材の形状を説明する斜視図。 ボス溶接試験材を作製する手順を説明する断面図。 重ねすみ肉溶接継手の模式図。 複合サイクル腐食試験の条件。 溶融金属脆化割れ感度指数Ｈ１と最大母材割れ深さの関係を示すグラフ。 溶融金属脆化割れ感度指数Ｈ２と最大母材割れ深さの関係を示すグラフ。 溶融金属脆化割れ感度指数Ｈ３と最大母材割れ深さの関係を示すグラフ。
以下、鋼組成およびめっき組成における「％」は特に断らない限り「質量％」を意味する。
〔素材鋼板の成分〕
＜Ｃ：０.０１〜０.１０％＞
Ｃは、Ｔｉを含む炭化物を形成し、マトリクスであるフェライト相中に微細析出することで、鋼の強度を確保する役割を担う元素である。Ｃ含有量が０.０１％未満では自動車足回り部材等の溶接構造部材に適した高強度（例えば５９０ＭＰａ以上）を得ることが難しい場合があり、０.１０％を超えると析出物の粗大化やベイナイト等の第２相組織が形成されやすくバーリング性の低下要因となる。
＜Ｓｉ：０.０１〜１.００％＞
Ｓｉも、鋼の強度を確保する役割を担う元素である。しかも、高強度化に有効な他の元素に比べ添加量を増やしても加工性を劣化させにくいため、高強度化にとって有効な元素である。これらの作用を十分得るためには０.０１％以上のＳｉ添加が必要である。ただし１.００％を超えると溶融めっきラインでの加熱時に鋼板表面に酸化物が形成しやすくなり、めっき性を阻害する。
＜Ｍｎ：０.５０〜２.５０％＞
Ｍｎは、固溶強化に有効な元素である。Ｍｎ含有量が０.５０％未満では５９０ＭＰａ以上の強度を安定して得るのが難しく、２.５０％を超えると偏析が生じやすくなりバーリング性が低下することがある。
＜Ｐ：０.００５〜０.０５０％＞
Ｐも、固溶強化に有効な元素であり、０.００５％以上の含有が効果的である。ただし０.０５０％を超えると偏析が生じやすくなりバーリング性が低下することがある。
＜Ｓ：０.００１〜０.０２０％＞
Ｓは、ＴｉやＭｎと硫化物を形成しやく、これらの硫化物は鋼板のバーリング性を低下させる。種々検討の結果、Ｓは０.０２０％以下とする必要がある。ただし、過剰な脱硫は製造不可を増大させるため、通常は０.００１％以上のＳ含有量とすればよい。
＜Ｎ：０.００１〜０.００５％＞
Ｎは、鋼中に固溶Ｎとして残存するとＢＮを生成し、耐溶融金属脆化割れ性に有効なＢ量の減少につながる。検討の結果、Ｎ含有量は０.００５％以下に制限されるが、通常は０.００１％程度のＮが存在していても問題ない。
＜Ｔｉ：０.０２〜０.２０％＞
Ｔｉは、Ｎとの親和性が高く、鋼中のＮをＴｉＮとして固定するため、Ｔｉを添加することは耐溶融金属脆化割れ性を高めるＢ量を確保する上で極めて有効である。また、ＴｉはＣと結合して微細な炭化物を形成させるのに必要であり、本発明における重要な元素の一つである。これらの作用を十分得るためには０.０２％以上のＴｉ含有が必要である。ただし、０.２０％を超えると加工性の低下を招く場合がある。
＜Ｂ：０.０００５〜０.０１００％＞
Ｂは、結晶粒界に偏析して原子間結合力を高め、溶融金属脆化割れの抑制に有効な元素である。その作用は０.０００５％以上のＢ含有によって発揮される。一方、Ｂ含有量が０.０１００％を超えるとホウ化物を生成し加工性の劣化を招きやすくなる。
＜Ａｌ：０.００５〜０.１００％＞
Ａｌは、製鋼時に脱酸材として添加される。その作用を得るためには０.００５％以上のＡｌ含有が望まれる。ただしＡｌ含有量が０.１００％を超えると延性の低下を招く恐れがある。
＜Ｃｒ：０〜１.００％＞
Ｃｒは、Ｂと同様に、アーク溶接の冷却過程で熱影響部のオーステナイト粒界に偏析して溶融金属脆化割れを抑制する作用を呈する。このため必要に応じて含有させることができる。Ｃｒを含有させる場合は０.１０％以上の含有量を確保することがより効果的である。ただし、過剰のＣｒ含有は加工性を低下させる要因となるのでＣｒ含有量は１.００％以下に制限される。
＜Ｍｏ：０〜１.００％＞
Ｍｏは、Ｃｒ、Ｂと同様に、アーク溶接の冷却過程で熱影響部のオーステナイト粒界に偏析して溶融金属脆化割れを抑制する作用を呈する。このため必要に応じて含有させることができる。Ｍｏを含有させる場合は０.０５％以上の含有量を確保することがより効果的である。ただし、Ｍｏは高価な元素であるためＭｏを添加する場合は１.００％以下の範囲で行う。
＜Ｎｂ：０〜０.１０％＞
Ｎｂは、加熱および熱延中のオーステナイト結晶粒の粗大化を防止し、冷却後のフェライト結晶粒の微細化に有効である。また、Ｃを含む複合炭化物を形成し強度上昇にも寄与する。このためＮｂは必要に応じて含有することができる。Ｎｂを含有させる場合は０.０１％以上の含有量を確保することがより効果的である。ただし、過剰のＮｂ含有は不経済であるためＮｂを添加する場合は０.１０％以下の範囲で行う。
＜Ｖ：０〜０.１０％＞
Ｖは、Ｎｂと同様に加熱および熱延中のオーステナイト結晶粒の粗大化を防止し、フェライト結晶粒の微細化に有効となる。また、Ｔｉと同様にＣを含む複合炭化物を形成し強度上昇にも寄与する。このため必要に応じて含有することができる。Ｖを含有させる場合は０.０５％以上の含有量を確保することがより効果的である。ただし、過剰のＶ含有は不経済であるためＶを添加する場合は０.１０％以下の範囲で行う。
〔Ｈ１値〕
Ｈ１値は、選択元素であるＣｒ、Ｍｏを含有しない場合に適用される溶融金属脆化割れ感度指数である。この値が大きい材料は溶融金属脆化割れにより発生する最大割れ深さが大きくなる。Ｈ１値は素材鋼板（めっき原板）の鋼成分含有量と板厚ｔ（ｍｍ）の関数であり、（１）式によって定義される。
Ｈ１値＝Ｃ／０.２＋Ｓｉ／５.０＋Ｍｎ／１.３＋０.４ｔ …（１）
ここで（１）式の元素記号の箇所には素材鋼板中における当該元素の含有量（質量％）が代入され、ｔの箇所にはめっき原板である素材鋼板の平均板厚が０.１ｍｍの単位で代入される（後述（２）式および（３）式において同様）。
溶融金属脆化割れは、溶接の冷却過程で溶接金属および母材熱影響部に熱収縮に起因する引張応力が生じているときに、その母材表面に溶融状態で存在するめっき金属が母材の結晶粒界に侵入して割れを引き起こす現象である。特に溶接止端部に極めて近い母材表面から割れが発生しやすい。Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき金属は約４００℃程度になるまでは溶融状態を保っている。そのため溶接後の冷却過程で材料温度が約４００℃以上であるときの引張応力をできるだけ緩和することが溶融金属脆化割れを抑制するうえで有効となる。
本発明では、その引張応力の緩和手法として、母材（素材鋼板）のマルテンサイト変態等による体積膨張を利用する。本発明で対象とする鋼種は上述のようにマトリクスがフェライト単相に調整されたものであるが、アーク溶接時には急冷されるので熱影響部でマルテンサイト変態が起きる。（１）式のＣ、Ｓｉ、Ｍｎは鋼成分の中でもマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）を低温側に移行させる作用が大きい元素である。それらの元素の含有量を規制してマルテンサイト変態が溶融金属脆化割れの生じやすい４００℃以上の領域で起きるようにする。マルテンサイト変態に伴う体積膨張を利用して溶融金属脆化割れの原因となる引張応力を緩和するのである。
（１）式右辺の板厚ｔの項は、板厚が大きくなるほど冷却速度が低下することや引張応力が増大するので「鋼成分によるＭｓ点低下への寄与」に対する要求が一層厳しくなることを考慮したものである。従来、亜鉛系合金めっき鋼板の耐溶融金属脆化割れ性を改善する手法として鋼成分の含有量を調整する試みは多くなされてきた。しかし、それらの手法に従った場合でも溶融金属脆化割れを十分に回避しきれず問題となる場合があった。発明者らは詳細な検討の結果、素材鋼板の板厚によって引張応力の発生状況が変わることを考慮することによって種々の板厚に対応できる溶融金属脆化割れ感度指数Ｈ１値および後述のＨ２値、Ｈ３値を設定するに至った。
各鋼成分の含有量が前述の範囲にありＣｒ、Ｍｏを含有しない素材鋼板をめっき原板とする溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の場合、Ｈ１値が２.８４以下となるように素材鋼板の鋼成分含有量と板厚の関係を調整することによって、アーク溶接における溶融金属脆化割れを顕著に抑制することができる。その耐溶融金属脆化割れ性は後述の溶融金属脆化割れ試験による厳しい評価方法で最大割れ深さが０.１ｍｍ以下となるものであり、実用上優れた特性を有する。
〔Ｈ２値〕
Ｈ２値は、選択元素であるＣｒ、Ｍｏの１種以上を含有する場合に適用される溶融金属脆化割れ感度指数であり、（２）式により定義される。この値が大きい材料は溶融金属脆化割れにより発生する最大割れ深さが大きくなる。
Ｈ２値＝Ｃ／０.２＋Ｓｉ／５.０＋Ｍｎ／１.３＋Ｃｒ／１.０＋Ｍｏ／１.２＋０.４ｔ …（２）
Ｈ２値は上述のＨ１値と同様、素材鋼板（めっき原板）の鋼成分含有量と板厚ｔ（ｍｍ）の関数である。Ｍｓ点を低温側に移行させる作用があるＣｒ、Ｍｏの項を有する点でＨ１値と相違するが、Ｈ２値の技術的意味はＨ１値と共通である。各鋼成分の含有量が前述の範囲にありＣｒ：０.４０〜１.００％、Ｍｏ：０.６０〜１.００％の１種以上を含有する素材鋼板をめっき原板とする溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の場合、Ｈ２値が３.２４以下となるように素材鋼板の化学組成と板厚の関係を調整することによって、アーク溶接における溶融金属脆化割れを顕著に抑制することができる。その耐溶融金属脆化割れ性は後述の溶融金属脆化割れ試験による厳しい評価方法で最大母材割れ深さが０.１ｍｍ以下となるものであり、実用上優れた特性を有する。
〔Ｈ３値〕
Ｈ３値は、選択元素であるＣｒ、Ｍｏの含有の有無にかかわらず適用可能な溶融金属脆化割れ感度指数であり、（３）式により定義される。この値が大きい材料は溶融金属脆化割れにより発生する最大割れ深さが大きくなる。
Ｈ３値＝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値の技術的意味はＨ１値、Ｈ２値と共通するが、Ｈ３値を使用すれば選択元素であるＣｒ、Ｍｏの含有の有無にかかわらず一定の上限値２.４７によって耐溶融金属脆化割れ性を評価することができる。
〔金属組織〕
＜マトリクス＞
バーリング性を向上させるため、素材鋼板の金属組織はマトリクス（鋼素地）が延性の良好なフェライト単相であることが有効である。
＜フェライト相中に分散している平均粒子径２０ｎｍ以下のＴｉ含有析出物＞
本発明に従う鋼板の金属組織はマトリクスがフェライト単相であるが、Ｔｉを含む析出物が熱間圧延時に析出し、その析出強化作用によって強度が上昇しており、およそ６００ＭＰａ程度以上の引張強度を示す。また、バーリング性の向上には、このＴｉ含有析出物がフェライトのマトリクス中に微細に分散していることが有効である。種々検討の結果、バーリング性と引張強さ約６００ＭＰａレベル以上の高強度を両立させるためには、フェライト相中に分散しているＴｉ含有析出物の平均粒子径が２０ｎｍ以下であることが極めて有効である。このような金属組織は熱間圧延の巻取温度および溶融めっきラインでの焼鈍温度を適正化することによって得られる。
〔製造方法〕
上記の耐溶融金属脆化割れ性とバーリング性に優れた溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板は、例えば成分調整された鋼材（連続鋳造スラブなど）に、熱間圧延、酸洗、連続溶融めっきラインでの焼鈍および溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっきを順次行う工程により製造することができる。以下、その場合の製造条件を例示する。
＜熱間圧延での板厚調整＞
溶融金属脆化割れ感度指数Ｈ１値、Ｈ２値またはＨ３値を上述の範囲にコントロールするためには、鋼を溶製する時点での成分調整と、圧延する時点での板厚調整が必要である。上記の製造工程では冷間圧延を経ないので、素材鋼板（めっき原板）の板厚調整は基本的に熱間圧延において行う。具体的にはＨ１値≦２.８４、Ｈ２値≦３.２４またはＨ３値≦２.９０を満たすように熱間圧延で板厚ｔ（ｍｍ）をコントロールする。
＜熱間圧延での巻取温度：５５０〜６８０℃＞
素材鋼板の金属組織をフェライト単相とするため、および平均粒子径２０ｎｍ以下のＴｉ含有析出物の析出量を十分に確保するため、巻取温度は５５０〜６８０℃とする。巻取温度が５５０℃未満では、Ｔｉ含有析出物の析出量が不十分となり強度が低下する。また、ベイナイト等の第２相組織が生成しやすくなりバーリング性を低下させる要因となる。一方、巻取温度が６８０℃を超えると析出物の粗大化が起こり、強度低下およびバーリング性低下を招く。
＜連続溶融めっきラインでの焼鈍温度：５５０〜７００℃＞
焼鈍温度が５５０℃未満では鋼板表面が十分に還元せずめっき性が低下する。一方、焼鈍温度が７００℃を超えると析出物の粗大化が起こり、強度低下およびバーリング性低下を招く。
＜溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき＞
本発明では、公知の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっきの手法を適用することができる。
めっき層中のＡｌは、めっき鋼板の耐食性を向上させる作用を有する。また、めっき浴中にＡｌを含有させることでＭｇ酸化物系ドロス発生を抑制する作用もある。これらの作用を十分に得るには溶融めっきのＡｌ含有量を３.０％以上とする必要があり、４.０％以上とすることがより好ましい。一方、Ａｌ含有量が２２.０％を超えると、めっき層と素材鋼板との界面でＦｅ−Ａｌ合金層の成長が著しくなり、めっき密着性が悪くなる。優れためっき密着性を確保するには１５.０％以下のＡｌ含有量とすることが好ましく、１０.０％以下とすることがより好ましい。
めっき層中のＭｇは、めっき層表面に均一な腐食生成物を生成させて当該めっき鋼板の耐食性を著しく高める作用を呈する。その作用を十分に発揮させるには溶融めっきのＭｇ含有量を０.０５％以上とする必要があり、２.０％以上を確保することが望ましい。一方、Ｍｇ含有量が１０.０％を超えるとＭｇ酸化物系ドロスが発生し易くなる弊害が大きくなる。より高品質のめっき層を得るには５.０％以下のＭｇ含有量とすることが好ましく、４.０％以下とすることがより好ましい。
溶融めっき浴中にＴｉ、Ｂを含有させると、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板において斑点状の外観不良を与えるＺｎ11Ｍｇ2相の生成・成長が抑制される。Ｔｉ、Ｂはそれぞれ単独で含有させてもＺｎ11Ｍｇ2相の抑制効果は生じるが、製造条件の自由度を大幅に緩和させる上で、ＴｉおよびＢを複合で含有させることが望ましい。これらの効果を十分に得るには、溶融めっきのＴｉ含有量は０.０００５％以上、Ｂ含有量は０.０００１％以上とすることが効果的である。ただし、Ｔｉ含有量が多くなりすぎると、めっき層中にＴｉ−Ａｌ系の析出物が生成し、めっき層に「ブツ」と呼ばれる凹凸が生じて外観を損なうようになる。このため、めっき浴にＴｉを添加する場合は０.１０％以下の含有量範囲とする必要があり、０.０１％以下とすることがより好ましい。また、Ｂ含有量が多くなりすぎると、めっき層中にＡｌ−Ｂ系あるいはＴｉ−Ｂ系の析出物が生成・粗大化し、やはり「ブツ」と呼ばれる凹凸が生じて外観を損なうようになる。このため、めっき浴にＢを添加する場合は０.０５％以下の含有量範囲とする必要があり、０.００５％以下とすることがより好ましい。
溶融めっき浴中にＳｉを含有させると前記Ｆｅ−Ａｌ合金層の成長が抑制され、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の加工性が向上する。また、めっき層中のＳｉはめっき層の黒変化を防止し、表面の光沢性を維持する上でも有効である。このようなＳｉの作用を十分に引き出すためには溶融めっきのＳｉ含有量を０.００５％以上とすることが効果的である。ただし、過剰にＳｉを添加すると溶融めっき浴中のドロス量が多くなるので、めっき浴にＳｉを含有させる場合は２.０％以下の含有量範囲とする。
溶融めっき浴中には素材鋼板やポット構成部材などからある程度のＦｅが混入してくる。Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっきにおいて、めっき浴中のＦｅは２.０％程度まで含有が許容される。めっき浴中には、その他の元素として例えば、Ｃａ、Ｓｒ、Ｎａ、希土類元素、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｎの１種以上が混入しても構わないが、それらの合計含有量は１質量％以下であることが望ましい。なお、溶融めっき浴組成はほぼそのまま溶融めっき鋼板のめっき層組成に反映される。
《実施例１》
表１に組成を示す各鋼を溶製し、そのスラブを１２５０℃に加熱した後、仕上圧延温度８８０℃、巻取温度５３０〜７００℃で熱間圧延し、熱延鋼帯を得た。熱延鋼帯の板厚と、前述のＨ１値またはＨ２値は表１中に、巻取温度は表４中にそれぞれ示してある。
熱延鋼帯を酸洗した後、連続溶融めっきラインにて、水素−窒素混合ガス中５５０〜７３０℃で焼鈍行い、約４２０℃まで平均冷却速度５℃／ｓｅｃで冷却して素材鋼板（めっき原板）とし、その後、鋼板表面が大気に触れない状態のまま下記のめっき浴組成を有する溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき浴中に浸漬した後引き上げ、ガスワイピング法にてめっき付着量を片面あたり約９０ｇ／ｍ2に調整した溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板を得た。めっき浴温は約４１０℃であった。各鋼の焼鈍温度も、表４に併せて示してある。
〔めっき浴組成（質量％）〕
Ａｌ：６.０％、Ｍｇ：３.０％、Ｔｉ：０.００２％、Ｂ：０.０００５％、Ｓｉ：０.０１％、Ｆｅ：０.１％、Ｚｎ：残部
〔析出物の平均粒子径〕
採取した溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板サンプルから作製した薄膜を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）により観察し、Ｔｉ含有析出物が３０個以上の析出物が含まれる一定の領域内の当該析出物の粒子径（長径）を測定し、その平均値をＴｉ含有析出物の平均粒子径とした。
〔引張特性〕
試験片の長手方向が素材鋼板の圧延方向に対し直角になるように採取したＪＩＳ５号試験片を用い、ＪＩＳＺ２２４１に準拠して引張強さＴＳ、全伸びＴ.ＥＬを求めた。
〔穴広げ性〕
溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板から９０×９０ｍｍのサンプルを採取し、これを穴広げ性試験のための素板（ブランク材）とした。この素板の中央にポンチとダイスを用いて打抜き穴を開けた。ポンチの直径Ｄ0は１０.０ｍｍ、ダイスはクリアランスが板厚の１２％となるものを選んだ。打ち抜きままの穴に、バリの反対側から頂角６０°のポンチを押し込み、初期穴を拡大した。その際、ポンチの移動速度は１０ｍｍ／ｍｉｎとした。鋼板の穴が拡大して板厚方向に割れが貫通した時点でポンチを止め、穴の内径Ｄbを測定した。そして、（Ｄb−Ｄ0）／Ｄ0×１００（％）で定義される穴広げ率λを求めた。λが６０％以上であれば溶接構造部材の多くの用途において問題のないバーリング性を有すると評価できるが、ここではより厳しい基準としてλが７０％以上であるものを合格と判定した。
〔溶融金属脆化割れ性の評価〕
溶融金属脆化特性は、次の手順により溶接試験を行って評価した。
溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板から１００ｍｍ×７５ｍｍのサンプルを切り出し、これを溶融金属脆化に起因する最大割れ深さを評価するための試験片とした。溶接試験は、図１に示す外観のボス溶接材を作成する「ボス溶接」を行い、その溶接部断面を観察して割れの発生状況を調べた。すなわち、試験片３の板面中央部に直径２０ｍｍ×長さ２５ｍｍの棒鋼（ＪＩＳに規定されるＳＳ４００材）からなるボス（突起）１を垂直に立て、このボス１を試験片３にアーク溶接にて接合した。溶接ワイヤーはＹＧＷ１２を用い、溶接開始点から溶接ビード６がボスの周囲を１周し、溶接始点を過ぎた後もさらに少し溶接を進めて溶接開始点を過ぎて溶接ビードの重なり部分８ができたところで溶接を終了とした。溶接条件は、１９０Ａ，２３Ｖ，溶接速度０.３ｍ／ｍｉｎ、シールドガス：Ａｒ−２０ｖｏｌ.％ＣＯ2、シールドガス流量：２０Ｌ／ｍｉｎとした。
なお、溶接に際しては、図２に示すように、あらかじめ試験片３を拘束板４と接合しておいたものを用いた。接合体は、まず１２０ｍｍ×９５ｍｍ×板厚４ｍｍの拘束板４（ＪＩＳに規定されるＳＳ４００材）を用意し、この板面中央部に試験片３を置き、その後、試験片３の全周を拘束板４に溶接したものである。上記のボス溶接材の作製は、この接合体（試験片３と拘束板４）を水平な実験台５の上にクランプ２にて固定し、この状態でボス溶接を行ったものである。
ボス溶接後、ボス１の中心軸を通り、かつ前記のビードの重なり合う部分８を通る切断面９で、ボス１／試験片３／拘束板４の接合体を切断し、その切断面９について顕微鏡観察を行い、試験片３に観察された割れの最大深さを測定し、これを最大母材割れ深さとした。この割れは溶融金属脆化割れに該当するものである。最大母材割れ深さが０.１ｍｍ以下を合格、０.１ｍｍを超えるものを不合格として評価した。
〔溶接部の耐食性評価〕
溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板から１００ｍｍ×１００ｍｍのサンプルを採取し、同種のサンプル２枚を下記に示す溶接条件で、図３に模式的に示すように重ねすみ肉アーク溶接にて接合した。その後、表２に示す条件で表面調整とリン酸塩処理を施し、表３に示す条件でカチオン電着塗装を施した。カチオン電着塗装したサンプルに、振動による疲労をシミュレートするために溶接方向と垂直方向に応力５０Ｎ／ｍｍ2、試験回数１×１０5回の試験条件で疲労試験を施した後、図４に示す条件の複合腐食試験（ＣＣＴ）に供し、ＣＣＴ２５０サイクル後の赤錆発生有無を調査した。溶接部に赤錆の発生が認められないものを○（良好）、それ以外を×（不良）と判定した。
溶接条件は以下のとおりである。
・溶接電流：１５０Ａ
・アーク電圧：２０Ｖ
・溶接速度：０.４ｍ／ｍｉｎ
・溶接ワイヤー：ＹＧＷ１４
・シールドガス：Ａｒ−２０ｖｏｌ.％ＣＯ2、流量２０Ｌ／ｍｉｎ
以上の試験結果を表４に示す。
本発明例のものは、いずれも穴広げ率λが７０％以上、最大母材割れ深さが０.１ｍｍ以下であり、優れたバーリング性と耐溶融金属脆化割れ性を兼ね備えている。また、引張強さＴＳが５９０ＭＰａ以上の高強度と溶接部での良好な耐食性を有し、自動車足回り部材用の材料に適している。
これに対し、Ｎｏ.２２はＴｉ量が多いため析出物粒子径が大きく、穴広げ性が低い。Ｎｏ.２３はＣ量が低いため十分な引張強さが得られていない。Ｎｏ.２４はＰ量が多いため穴広げ性が低い。Ｎｏ.２５はＢ量が低いため最大母材割れ深さが大きい。Ｎｏ.２６、２７、２９、３１、３２はＨ１値またはＨ２値が高いため最大母材割れ深さが大きい。Ｎｏ.２８はＣ含有量とＨ１値が高いため、またＮｏ.３０はＭｎ含有量とＨ１値が高いため、これらはいずれも穴拡げ性に劣り最大母材割れ深さも大きい。Ｎｏ.３３は熱間圧延での巻取り温度が低いためベイナイト相が生成し、穴広げ性が低い。Ｎｏ.３４は熱間圧延での巻取り温度が高いため、またＮｏ.３５は連続溶融めっきラインでの焼鈍温度が高いため、これらはいずれもＴｉ含有析出物の粒子径が大きく、穴広げ性が低い。
図５に、溶融金属脆化割れ感度指数Ｈ１と最大母材割れ深さの関係を示す。
図６に、溶融金属脆化割れ感度指数Ｈ２と最大母材割れ深さの関係を示す。
《実施例２》
表５に組成を示す各鋼を溶製し、実施例１と同様の製造条件にて溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板を得た。熱延鋼帯の板厚と、前述のＨ３は表５中に、巻取温度は表６中にそれぞれ示してある。
各溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板について、実施例１と同様の手法で各種試験を行い、特性を評価した。その結果を表６に示す。
本発明例のものは、いずれも穴広げ率λが７０％以上、最大母材割れ深さが０.１ｍｍ以下であり、優れたバーリング性と耐溶融金属脆化割れ性を兼ね備えている。また、引張強さＴＳが５９０ＭＰａ以上の高強度と溶接部での良好な耐食性を有し、自動車足回り部材をはじめとする各種溶接構造部材用の材料に適している。
これに対し、Ｎｏ.７２はＴｉ量が多いため析出物粒子径が大きく、穴広げ性が低い。Ｎｏ.７３はＣ量が低いため十分な引張強さが得られていない。Ｎｏ.７４はＰ量が多いため穴広げ性が低い。Ｎｏ.７５はＢ量が低いため最大母材割れ深さが大きい。Ｎｏ.７６、７７、７９、８１、８２はＨ３値が高いため最大母材割れ深さが大きい。Ｎｏ.７８はＣ含有量とＨ３値が高いため、またＮｏ.８０はＭｎ含有量とＨ３値が高いため、これらはいずれも穴拡げ性に劣り最大母材割れ深さも大きい。Ｎｏ.８３は熱間圧延での巻取り温度が低いためベイナイト相が生成し、穴広げ性が低い。Ｎｏ.８４は熱間圧延での巻取り温度が高いため、またＮｏ.８５は連続溶融めっきラインでの焼鈍温度が高いため、これらはいずれもＴｉ含有析出物の粒子径が大きく、穴広げ性が低い。
図７に、溶融金属脆化割れ感度指数Ｈ３と最大母材割れ深さの関係を示す。選択元素であるＣｒ、Ｍｏの含有の有無にかかわらず、Ｈ３≦２.９０を満たすことにより溶融金属脆化割れ感受性を精度良く評価できることがわかる。
１ ボス
２ クランプ
３ 試験片
４ 拘束板
５ 実験台
６ 溶接ビード
７ 試験片全周溶接部の溶接ビード
８ 溶接ビードの重なり部分
９ 切断面
１８ 溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板サンプル
１９ 溶接金属

Claims (10)

  1. 素材鋼板の表面に溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層を有するめっき鋼板において、素材鋼板が、質量％で、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％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、フェライト相およびそのフェライト相中に分散している平均粒子径２０ｎｍ以下のＴｉ含有析出物からなる金属組織を有し、下記（１）式で表される溶融金属脆化割れ感度指数Ｈ１値が２.８４以下となる鋼成分含有量と板厚ｔ（ｍｍ）の関係を有する自動車足回り部材用溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板。
    Ｈ１値＝Ｃ／０.２＋Ｓｉ／５.０＋Ｍｎ／１.３＋０.４ｔ …（１）
    ただし、（１）式の元素記号の箇所には素材鋼板中における当該元素の含有量（質量％）が代入される。
  2. 素材鋼板の表面に溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層を有するめっき鋼板において、素材鋼板が、質量％で、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％以下を含有し、さらにＣｒ：０.４０％以上１.００％以下、Ｍｏ：０.６０％以上１.００％以下の１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、フェライト相およびそのフェライト相中に分散している平均粒子径２０ｎｍ以下のＴｉ含有析出物からなる金属組織を有し、下記（２）式で表される溶融金属脆化割れ感度指数Ｈ２値が３.２４以下となる鋼成分含有量と板厚ｔ（ｍｍ）の関係を有する自動車足回り部材用溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板。
    Ｈ２値＝Ｃ／０.２＋Ｓｉ／５.０＋Ｍｎ／１.３＋Ｃｒ／１.０＋Ｍｏ／１.２＋０.４ｔ …（２）
    ただし、（２）式の元素記号の箇所には素材鋼板中における当該元素の含有量（質量％）が代入される。
  3. 素材鋼板が、さらに、質量％で、Ｎｂ：０.１０％以下、Ｖ：０.１０％以下の１種以上を含有する請求項１または２に記載の自動車足回り部材用溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板。
  4. 素材鋼板の表面に溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層を有するめっき鋼板において、素材鋼板が、質量％で、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％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、フェライト相からなるマトリクス中に平均粒子径２０ｎｍ以下のＴｉ含有析出物が分散した金属組織を有し、下記（３）式で表される溶融金属脆化割れ感度指数Ｈ３値が２.４７以下となる鋼成分含有量と板厚ｔ（ｍｍ）の関係を有する溶接構造部材用溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板。
    Ｈ３値＝Ｃ／０.２＋Ｓｉ／５.０＋Ｍｎ／１.３＋Ｃｒ／１.０＋Ｍｏ／１.２＋０.４ｔ−０.７（Ｃｒ＋Ｍｏ）1/2 …（３）
    ただし、（３）式の元素記号の箇所には素材鋼板中における当該元素の含有量（質量％）が代入される。
  5. 前記溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板のめっき組成は、質量％で、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％、残部Ｚｎおよび不可避的不純物からなる請求項１〜４のいずれかに記載の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板。
  6. 質量％で、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％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼材に、熱間圧延、酸洗、連続溶融めっきラインでの焼鈍および溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっきを順次行う工程により、素材鋼板の表面に溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層を有するめっき鋼板を製造するに際し、
    熱間圧延にて下記（１）式で表される溶融金属脆化割れ感度指数Ｈ１値が２.８４以下となる板厚ｔ（ｍｍ）に圧延し、巻取温度を５５０〜６８０℃とし、連続溶融めっきラインでの焼鈍温度を５００〜７００℃とする、請求項１に記載の自動車足回り部材用溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の製造方法。
    Ｈ１値＝Ｃ／０.２＋Ｓｉ／５.０＋Ｍｎ／１.３＋０.４ｔ …（１）
    ただし、（１）式の元素記号の箇所には素材鋼板中における当該元素の含有量（質量％）が代入される。
  7. 質量％で、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％以下を含有し、さらにＣｒ：０.４０％以上１.００％以下、Ｍｏ：０.６０％以上１.００％以下の１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼材に、熱間圧延、酸洗、連続溶融めっきラインでの焼鈍および溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっきを順次行う工程により、素材鋼板の表面に溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層を有するめっき鋼板を製造するに際し、
    熱間圧延にて下記（２）式で表される溶融金属脆化割れ感度指数Ｈ２値が３.２４以下となる板厚ｔ（ｍｍ）に圧延し、巻取温度を５５０〜６８０℃とし、連続溶融めっきラインでの焼鈍温度を５００〜７００℃とする、請求項２に記載の自動車足回り部材用溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の製造方法。
    Ｈ２値＝Ｃ／０.２＋Ｓｉ／５.０＋Ｍｎ／１.３＋Ｃｒ／１.０＋Ｍｏ／１.２＋０.４ｔ …（２）
    ただし、（２）式の元素記号の箇所には素材鋼板中における当該元素の含有量（質量％）が代入される。
  8. 前記素材鋼板の化学組成範囲が、さらに、質量％で、Ｎｂ：０.１０％以下、Ｖ：０.１０％以下の１種以上を含有する組成範囲である請求項６または７に記載の自動車足回り部材用溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の製造方法。
  9. 質量％で、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％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼材に、熱間圧延、酸洗、連続溶融めっきラインでの焼鈍および溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっきを順次行う工程により、素材鋼板の表面に溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層を有するめっき鋼板を製造するに際し、
    熱間圧延にて下記（３）式で表される溶融金属脆化割れ感度指数Ｈ３値が２.４７以下となる板厚ｔ（ｍｍ）に圧延し、巻取温度を５５０〜６８０℃とし、連続溶融めっきラインでの焼鈍温度を５００〜７００℃とする、請求項４に記載の溶接構造部材用溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の製造方法。
    Ｈ３値＝Ｃ／０.２＋Ｓｉ／５.０＋Ｍｎ／１.３＋Ｃｒ／１.０＋Ｍｏ／１.２＋０.４ｔ−０.７（Ｃｒ＋Ｍｏ）1/2 …（３）
    ただし、（３）式の元素記号の箇所には素材鋼板中における当該元素の含有量（質量％）が代入される。
  10. 前記溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板のめっき組成は、質量％で、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％、残部Ｚｎおよび不可避的不純物からなる請求項６〜９のいずれかに記載の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の製造方法。
JP2012041552A 2011-02-28 2012-02-28 溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板および製造方法 Active JP5936390B2 (ja)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2012041552A JP5936390B2 (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

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2011043334 2011-02-28
JP2011043334 2011-02-28
JP2012041552A JP5936390B2 (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
JP2012193452A JP2012193452A (ja) 2012-10-11
JP5936390B2 true JP5936390B2 (ja) 2016-06-22

Family

ID=46758004

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2012041552A Active JP5936390B2 (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

Country Status (12)

Country Link
US (1) US9592772B2 (ja)
EP (2) EP3470541A1 (ja)
JP (1) JP5936390B2 (ja)
KR (1) KR102099588B1 (ja)
CN (1) CN103415641B (ja)
AU (1) AU2012224032B2 (ja)
CA (1) CA2826225C (ja)
ES (1) ES2712631T3 (ja)
HU (1) HUE043883T2 (ja)
PL (1) PL2682495T3 (ja)
TR (1) TR201903572T4 (ja)
WO (1) WO2012118073A1 (ja)

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
EP3085805B1 (en) * 2013-12-19 2020-02-19 Nippon Steel Nisshin 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
EP3561138B1 (en) 2014-12-24 2023-11-15 POSCO Co., Ltd Zinc alloy plated steel material having excellent weldability
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
CN107429375B (zh) 2015-04-08 2018-09-21 新日铁住金株式会社 Zn-Al-Mg系镀覆钢板以及Zn-Al-Mg系镀覆钢板的制造方法
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
CN115103923A (zh) * 2020-02-13 2022-09-23 日本制铁株式会社 接合部件及其制造方法
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

Family Cites Families (15)

* 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
DE60143989D1 (de) * 2000-09-12 2011-03-17 Jfe Steel Corp Schmelztauchbeschichtetes stahlblech mit hoher zugfestigkeit und herstellungsverfahren hierfür
CN1153841C (zh) * 2000-10-31 2004-06-16 杰富意钢铁株式会社 高强度热轧钢板和它的制造方法
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
DE60311680T3 (de) * 2002-12-24 2015-03-26 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hochfestes Stahlblech mit guter Kragenziehbarkeit sowie hervorragender Erweichungsfestigkeit in einer Wärmeeinflußzone und Herstellungsverfahren dafür
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
US7955444B2 (en) * 2005-08-05 2011-06-07 Jfe Steel Corporation High strength steel sheet and method for manufacturing 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
WO2009138576A1 (fr) * 2008-05-15 2009-11-19 Siemens Vai Metals Technologies Sas Système et méthode de adaptés au guidage d'un dispositif d'essorage d'un produit de galvanisation
KR20160136468A (ko) * 2009-03-10 2016-11-29 닛신 세이코 가부시키가이샤 내용융금속취화균열성이 우수한 아연계 합금 도금 강재

Also Published As

Publication number Publication date
TR201903572T4 (tr) 2019-04-22
EP3470541A1 (en) 2019-04-17
CN103415641A (zh) 2013-11-27
AU2012224032A1 (en) 2013-09-12
PL2682495T3 (pl) 2019-06-28
US20130337287A1 (en) 2013-12-19
WO2012118073A1 (ja) 2012-09-07
US9592772B2 (en) 2017-03-14
EP2682495B1 (en) 2019-01-02
CN103415641B (zh) 2016-01-06
AU2012224032B2 (en) 2017-03-16
CA2826225C (en) 2020-07-21
EP2682495A4 (en) 2016-03-16
JP2012193452A (ja) 2012-10-11
ES2712631T3 (es) 2019-05-14
KR102099588B1 (ko) 2020-04-10
KR20140002740A (ko) 2014-01-08
CA2826225A1 (en) 2012-09-07
HUE043883T2 (hu) 2019-09-30
EP2682495A1 (en) 2014-01-08

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5936390B2 (ja) 溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板および製造方法
CN111492075B (zh) 钢板、热浸镀锌钢板和合金化热浸镀锌钢板
JP6238474B2 (ja) 加工性に優れた溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板及びその製造方法
US7608155B2 (en) High strength, hot dip coated, dual phase, steel sheet and method of manufacturing same
JP6777173B2 (ja) スポット溶接用高強度亜鉛めっき鋼板
TWI618816B (zh) 焊接構造構件用高強度鍍覆鋼板及其製造方法
WO2011122030A1 (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
JP6308333B2 (ja) 薄鋼板およびめっき鋼板、並びに、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、熱処理板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法
JP4949497B2 (ja) 耐溶融金属脆化割れ性に優れた亜鉛系合金めっき鋼材
CA2786381C (en) High-strength galvanized steel sheet having excellent formability and spot weldability and method for manufacturing the same
US11155902B2 (en) High strength, hot dip coated, dual phase, steel sheet and method of manufacturing same
WO2017169939A1 (ja) 薄鋼板およびめっき鋼板、並びに、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、熱処理板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法
JP6950826B2 (ja) 高強度鋼板、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法および高強度鋼板の製造方法
WO2018062342A1 (ja) 高強度めっき鋼板及びその製造方法
JP2019504205A (ja) めっき性及び溶接性に優れたオーステナイト系溶融アルミニウムめっき鋼板及びその製造方法
JP5264234B2 (ja) 耐溶融金属脆化割れ性に優れたＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板およびその製造方法
JP2010235989A (ja) 耐溶融金属脆化特性に優れた高強度Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板およびその製造方法
JP6801496B2 (ja) 曲げ加工性に優れた高強度溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板及びその製造方法
JP2021055135A (ja) 溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板およびその製造方法
JP6958459B2 (ja) 溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき鋼板およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20150226

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20151222

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20160217

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: 20160510

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20160510

R150 Certificate of patent or registration of utility model

Ref document number: 5936390

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150

S111 Request for change of ownership or part of ownership

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313111

R350 Written notification of registration of transfer

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350