TWI618816B - 焊接構造構件用高強度鍍覆鋼板及其製造方法 - Google Patents

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Abstract

本發明之課題係提供一種焊接部之耐腐蝕性、耐熔融金屬脆化龜裂性、且彎曲加工性優異之高強度鍍覆鋼板。
該焊接構造構件用高強度熔融Zn-Al-Mg系鍍覆鋼板之鋼基材係具有以質量%計含有C：0.050至0.150%，Si：0.001至1.00%，Mn：1.00至2.50%，P：0.005至0.050%，S：0.001至0.020%，Al：0.005至0.100%之鋼組成，且具有由肥粒鐵相及平均結晶粒徑8μm以下之麻田散鐵主體之第二相所構成之金屬組織，且以C/0.2+Si/5.0+Mn/1.3+Cr/1.0+Mo/1.2+0.4t-0.7(Cr+Mo)1/2成為2.9以下的方式調整鋼基材之板厚t(mm)及化學組成。

Description

焊接構造構件用高強度鍍覆鋼板及其製造方法
本發明係有關於藉電弧焊接組裝之焊接構造構件用高強度熔融Zn-Al-Mg系鍍覆鋼板，特別是適合於汽車懸掛構件者以及其製造方法。
以往，汽車的懸構件(suspension member)等之懸掛構件係將熱延鋼板藉由沖壓成形等成形為預定形狀的鋼板構件以電弧焊接接合其等而組裝之後，再施以陽離子電沉積塗裝以供使用。
實施陽離子電沉積塗裝之熱延鋼板會因飛石之鑿離(chipping)導致塗膜損傷的部分為起點進行腐蝕。此外，電弧焊接時在焊珠封端部附近的母材表面因焊接吸熱生成鐵屑，故於汽車行進時的振動會使陽離子電沉積塗膜與基底的鐵屑剝離，此狀況下在剝離處會進行母材的腐蝕。因此，考量到腐蝕所致之板厚減少量，汽車懸掛構件有強度設計之必要。具體而言，以往由碰撞安全性的觀點來看，常使用由抗張強度340至440MPa級的鋼種所成的板厚2至3mm的熱延鋼板。
近年來期望更提升碰撞安全性與輕量化，於懸掛構件用之鋼板中係使用590MPa以上之高強度鋼板的需求漸提高。此外，為了長壽命化，亦追求防銹性能的提升。進一步地，最近從成形性的觀點來看，懸掛構件用之鋼板亦變得要求更良好的延展性以及彎曲加工性。
在專利文獻1中係揭示一種彎曲性優異的高強度合金化熔融鍍鋅鋼板。然而，對鋅系鍍覆鋼板施以電弧焊接時，曝露於特別高溫之焊珠封端部附近的鍍覆層會蒸發消失，在該部分會生成鐵屑。因此，即便使用鋅系鍍覆鋼板，仍然無法改善因各鐵屑使得塗膜易於剝離之傳統熱延鋼板之缺點。
熔融Zn-Al-Mg系合金鍍覆鋼板已知為比一般熔融鋅鍍覆鋼板之耐腐蝕性更高的鍍覆鋼板，且適用於各種之用途。若於懸掛構件中使用熔融Zn-Al-Mg系合金鍍覆敷鋼板，即便在與電弧焊接時所生成之鐵屑同時地塗膜經剝離時，亦可發揮來自鍍覆成分之易形成保護性高的皮膜等Zn-Al-Mg系合金鍍覆特有的作用，與使用傳統熔融鍍鋅鋼板之構件相比，可大幅改善焊珠封端部附近的耐腐蝕性。然而，焊接熔融Zn-Al-Mg系合金鍍覆鋼板時，卻有比一般的鍍鋅鋼板更容易產生熔融金屬脆化龜裂的問題。熔融金屬脆化龜裂係指在電弧焊接後之母材之表面，變成熔融狀態的鍍覆金屬侵入於變成抗張應力狀態的母材之結晶粒界，冷卻時產生母材龜裂的現象。
於專利文獻2揭示了改善耐熔融金屬脆化龜裂性的Zn-Al-Mg系鍍覆鋼板。但是，該文獻所揭示的鍍覆鋼板未必能滿足彎曲加工性之點。依據發明人們的研究，引用文獻2的鍍覆鋼 板係由鋼基材之金屬組織為由主相之肥粒鐵及麻田散鐵所成的2相組織，但咸認為肥粒鐵以及麻田散鐵之結晶粒徑無法變得足夠微細為很難改善彎曲加工性者。
[先前技術文獻] [專利文獻]
[專利文獻1]日本特開2007-231369號公報
[專利文獻2]日本特開2009-228079號公報
於現況下，要在具有780MPa以上之高強度的Zn-Al-Mg系鍍覆鋼板，同時改善耐熔融金屬脆化龜裂性與彎曲加工性並不容易，且尚未確立有效的技術。本發明之目的在於提供一種焊接部之耐腐蝕性、耐熔融金屬脆化龜裂性、且彎曲加工性優異之高強度Zn-Al-Mg系鍍覆鋼板。
上述目的係藉由焊接構造構件用高強度鍍覆鋼板所達成，其係於鋼基材之表面具有熔融Zn-Al-Mg系鍍覆層之鍍覆鋼板，該鋼基材係具有下述化學組成：以質量%計含有由C：0.050至0.150%，Si：0.001至1.00%，Mn：1.00至2.50%，P：0.005至0.050%，S：0.001至0.020%，Al：0.005至0.100%，Ti：0.01至0.10%，B：0.0005至0.0100%，Nb：0至0.10%，V：0至0.10%，Cr：0至1.00%，Mo：0至1.00%，N：0.001至0.005%，其餘為Fe以及不可避免的雜質，且鋼基材之板厚t(mm)與合金元素 含量的關係經調整為使下述(1)式所定義之H值成為2.9以下；且具有下述金屬組織：由肥粒鐵相及面積率15%以上、未達45%之第二相所成，前述第二相係以麻田散鐵或麻田散鐵及變靭體所構成，且第二相之平均結晶粒徑為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)式之元素符號處係代入該元素的鋼中含量(質量%)之值。
作為上述鍍覆層之組成，以質量%計，適合為Al：3.0至22.0%，Mg：0.05至10.0%，Ti：0至0.10%，B：0至0.05%，Si：0至2.0%，Fe：0至2.0%，其餘為Zn以及不可避免的雜質者。
作為上述鍍覆鋼板之製造方法，提供一種焊接構造構件用高強度鍍覆鋼板之製造方法，其係於鋼平板依序實施熱壓延、酸洗、冷壓延、退火、熔融鍍覆之各步驟，而製造於鋼基材之表面具有熔融Zn-Al-Mg系鍍覆層之鍍覆鋼板之際，鋼平板之化學組成以質量%計，係含有C：0.050至0.150%，Si：0.001至1.00%，Mn：1.00至2.50%，P：0.005至0.050%，S：0.001至0.020%，Al：0.005至0.100%，Ti：0.01至0.10%，B：0.0005至0.0100%，Nb：0至0.10%，V：0至0.10%，Cr：0至1.00%，Mo：0至1.00%，N：0.001至0.005%，其餘為Fe以及不可避免的雜質，於前述冷壓延，冷壓延後之板厚為t(mm)時，冷壓延率為45至70%且以上述(1)式所定義之H值成為2.9以下之範圍， 前述退火及熔融鍍覆係於連續鍍覆生產線進行，熔融鍍覆浴之組成係例如採用前述鍍覆層之組成，將上述退火條件設為加熱至材料溫度740至860℃後，至浸漬於鍍覆浴為止之冷卻過程中，至少740℃至650℃之平均冷卻速度為5℃/秒以上之條件，藉此使熔融鍍覆後之鋼基材之金屬組織調整成：由肥粒鐵相及面積率15%以上未達45%之第二相所成，前述第二相係以麻田散鐵或麻田散鐵及變靭體所構成，第二相之平均結晶粒徑為8μm以下之狀態。
依據本發明，可於產業上穩定地提供焊接部之耐腐蝕性、耐熔融金屬脆化龜裂性、彎曲加工性優異之高強度Zn-Al-Mg系鍍覆鋼板。特別是可實現以往難以實現之同時改善耐熔融金屬脆化龜裂性與彎曲加工性。因此，本發明係特別有助於懸構件等汽車懸掛構件的耐久性提升及設計自由度提升者。
1‧‧‧轂
2‧‧‧夾具
3‧‧‧試驗片
4‧‧‧限制板
5‧‧‧實驗台
6‧‧‧焊珠
7‧‧‧試驗片全周焊接部之焊珠
8‧‧‧焊珠之重疊部分
9‧‧‧切割面
18‧‧‧鍍覆鋼板
19‧‧‧焊珠
第1圖係表示為評價熔融金屬脆化龜裂性而進行焊接之焊接構造構件的外觀之示意圖。
第2圖係表示焊接試驗時試驗片的限制方法之示意剖面圖。
第3圖係表示焊接部之耐腐蝕性評價試驗片形狀的示意圖。
第4圖係表示耐腐蝕性評價試驗方法之圖。
第5圖係表示熔融金屬脆化龜裂感度指數H值與最大母材龜裂深度之關係之圖表。
《鋼基材之化學組成》
以下，關於鋼基材之化學組成之「%」在未特別說明之下係意指「質量%」。
〔各元素之含量範圍〕
C：0.050至0.150%
C係於鋼板之高強度化必要不可或缺的元素。C含量為未達0.050%時難以安定得到780MPa以上之抗張強度。若C含量超過0.150%，組織之不均一性變得顯著，彎曲加工性變差。因此，C含量設為0.050至0.150%。
Si：0.001至1.00%
Si除了於高強度化有效外，亦有抑制膠鐵(cementite)析出之作用，於抑制鋼中之波來鐵(pearlite)等之生成上亦有效。為了得到該等作用，必須有0.001%以上之Si含量，為0.005%以上則更為有效。惟，含有大量的Si的鋼在鋼材表面會生成Si濃化層，鍍覆性降低。因此Si含量設為1.00%以下之範圍。
Mn：1.00至2.50%
Mn係使沃斯田鐵(austenite)安定化的同時，可抑制加熱後之冷卻時波來鐵的生成，致有助於麻田散鐵的生成。Mn含量為未達1.00%時，難以確保用以得到780MPa以上之高強度必需的麻田散鐵量。惟，超過2.50%時，帶狀組織的生成變得顯著，成為不均一的組織狀態，故彎曲加工性變差。因此，Mn含量設為1.00至2.50%。
P：0.005至0.050%
P為使焊接性等劣化之元素，故以少者為較佳。惟，過度的 脫P會增大製鋼步驟之負擔，故在此僅以P含量為0.005至0.050%之鋼為對象。
S：0.001至0.020%
S會形成MnS等之硫化物，該等硫化物若大量存在，會成為使彎曲性劣化之重要原因。研究的結果，S含量必須設為0.020%以下，更佳為0.010%以下。惟，過度的脫S會增大製鋼步驟的負擔，故在此以S含量0.001至0.020%之鋼為對象。
Al：0.005至0.100%
Al就作為脫氧劑而言係有效的元素，較佳為設為0.005%以上之含量。惟，含有大量的Al會成為使彎曲性劣化的主要原因，故Al含量設為0.100%以下。
Ti：0.01至0.10%
Ti係與N的親和性高，使鋼中的N固定為TiN，故藉由添加Ti，可抑制鋼中的N與B鍵結。因此，在確保增加耐熔融金屬脆化龜裂性之B量上，Ti的添加係極為有效。此外，Ti係藉組織的微細化提升組織的均一性，同時因碳化物的析出強化，可不使彎曲性劣化而有助於強度提升的元素。為充分得到該等作用，必須添加0.01%以上之Ti。惟，添加超過0.10%時，再結晶溫度會顯著上昇。因此，Ti含量設為0.01至0.10%。
B：0.0005至0.0100%
B係於結晶粒界偏析而提高原子間結合力，對熔融金屬脆化龜裂的抑制有效的元素。為得到該等作用，必須含有0.0005%以上之B。惟，若B含量超過0.0100%，有時起因於硼化物生成之加工性的減低成為問題。因此，B含量設為0.0005至0.0100%。
Nb：0至0.10%，V：0至0.10%
Nb與V係與Ti相同，藉組織的微細化而提升組織的均一性，同時藉碳化物的析出強化，可不使彎曲性劣化而有助於強度提升的元素。因此，可視須要而添加Nb、V之1種或2種。此時，Nb含量為0.01%以上，V含量為0.03%以上時更具效果。添加該等元素時Ti、V均各可在0.10%以下的範圍添加。
Cr：0至1.00%，Mo：0至1.00%
Cr與Mo係與B相同，於電弧焊接的冷卻過程呈現於熱影響部之沃斯田鐵粒界偏析而抑制熔融金屬脆化龜裂的作用。因此，可視須要而添加Cr、Mo之1種或2種。此時，Cr含量為0.10%以上，Mo含量為0.05%以上時更具效果。添加該等元素時Cr、Mo均各可在1.00%以下的範圍添加。
N：0.001至0.005%
N對於鋼的強化有效，但易與B鍵結而生成BN。BN的生成係與對於耐熔融金屬脆化龜裂性的提升上有效的固溶B的消耗相關，故為不佳。各種研究的結果，N含量係被限制在0.001至0.005%的範圍。
〔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)式所定義之H值係以鋼基材之成分元素含量(質量%)及鋼基材之板厚t(mm)作為參數之「熔融金屬脆化龜裂的感度指數」。H值大的材料，因熔融金屬脆化龜裂所產生之最大龜裂深度變大。本發明中規定H值為2.9以下。在(1)式之元素符號處係 代入該元素的鋼中含量(質量%)之值。
熔融金屬脆化龜裂係指在焊接後之母材之表面，變成熔融狀態的鍍覆金屬侵入於變成抗張應力狀態的母材之結晶粒界，冷卻時使母材產生龜裂的現象。因此，為了抑制焊接金屬脆化龜裂，在焊接後鍍覆層成為熔融狀態的溫度域(約400℃以上)，在減輕母材於熱影響部所產生的抗張應力上有效。此抗張應力係因冷卻時的熱收縮所產生。在此，本發明係活用冷卻時麻田散鐵型態變換產生的體積膨張現象，儘可能地抵銷於鍍覆金屬熔融之溫度域的熱收縮，藉此，減輕鍍覆金屬凝固為止之期間母材中所產生之抗張應力。
決定H值的參數，係於鋼基材之成分元素中包含C、Si、Mn、Cr、Mo的含量之項。該等元素係在焊接的冷卻過程中有使麻田散鐵型態變換的起始溫度往低溫側移轉的作用。(1)式之成分元素參數之旨意在於藉由調整該等元素含量，使得麻田散鐵型態變換自鍍覆金屬熔融的溫度域(約400℃以上)開始。
另一方面，起因於鋼基材之熱收縮的抗張應力之大小，係非常受鋼基材之板厚影響。板厚增加時，由於變形阻力變大，故抗張應力亦增大。因此，決定H值之參數係含有依存於板厚t之項。
(1)式係使用許多在上述之成分範圍的鋼藉由實驗所求得之熔融金屬脆化龜裂的感度指標的公式。詳細研究的結果，可得知以(1)式所示之H值為2.9以下的方式，在與鋼基材板厚之關係調整化學組成時，在電弧焊接熔融Zn-Al-Mg系鍍覆鋼板之際，熔融金屬脆化龜裂顯著受到抑制。
《鋼基材之金屬組織》
在本發明係以具有於主相肥粒鐵中分散有作為第二相之麻田散鐵或麻田散鐵及變靭體之複合組織的DP(雙相，dual phase)鋼板作為鋼基材之適用對象。分散於主相肥粒鐵中作為第二相之麻田散鐵或麻田散鐵及變靭體的面積率合計設為15%以上未達45%。第二相之面積率未滿15%時，難以安定得到780MPa以上之抗張強度。相反地，為45%以上時，過於堅硬而使加工性變差。第二相最佳為僅有麻田散鐵，但亦可部分地分散有變靭體。例如，於麻田散鐵及變靭體之合計體積中所占之變靭體的體積比率更佳為0至5%之範圍。於後述實施例之本發明例之任一者均滿足此條件。
在本發明中係藉由使組織微細化以提升彎曲性。考量到使用板厚1.0至2.6mm左右之鍍覆鋼板來製造汽車懸掛構件時，得知第二相之平均結晶粒徑被微細化至8μm以下時，可確保足夠的彎曲性，有利於設計自由度之擴大。較佳為主相之肥粒鐵亦被微細化，有關於彎曲性，第二相之平均結晶粒徑係特別重要。採用第二相之平均結晶粒徑成為8μm以下之後述的製造條件時，肥粒鐵相亦被充分微細化。例如，使肥粒鐵相之平均結晶粒徑為10μm以下。於後述實施例，第二相之平均結晶粒徑為8μm以下者，任一者之肥粒鐵相之平均結晶粒徑均為10μm以下。
《製造方法》
上述的熔融Zn-Al-Mg系鍍覆鋼板，係可對鋼平板依序實施熱壓延、酸洗、冷壓延、退火、熔融鍍覆之各步驟，利用一般的熔融鋅系鍍覆鋼板之製造生產線來製造。就鋼材之強度以及耐熔融 金屬脆化龜裂性而言，主要可藉由鋼基材之化學組成來控制。惟，為了改善彎曲性，使結晶粒徑充分微細化，在製造條件上必須有所琢磨。具體而言，於上述冷壓延步驟之冷壓延率係設為45至70%，之後，加熱至材料溫度740至860℃後，至浸漬於鍍覆浴之冷卻過程中，至少740℃至650℃之平均冷卻速度可設為5℃/秒以上。
〔冷壓延〕
上述之冷壓延步驟(得到供於熔融鍍覆浴浸漬前的退火之冷延鋼板的冷壓延步驟)，冷壓延率設為45至70%。未達45%時，退火後之組織變得粗大，彎曲性減低。另一方面，超過70%的冷壓延率時，冷壓延的組織微細化效果達到飽和。此外，賦予過高的冷壓延率會使冷壓延步驟的負荷大增，故為不佳。以使此冷壓延步驟之冷壓延率成為上述範圍的方式，因應最終目標板厚而預先調整熱壓延後之板厚。依情況，在熱壓延之後，此冷壓延步驟之前，可***中間冷壓延+中間退火之步驟。
〔退火〕
浸漬於熔融鍍覆浴之前所進行的退火步驟，係以使材料溫度(最高到達溫度)成為740至860℃的方式加熱。未達740℃時再結晶化不足，易殘存未再結晶組織，故難以安定得到良好的彎曲性。超過860℃時沃斯田鐵母相之結晶粒會粗大化，賦予良好彎曲性所須之第二相之微細化變得不足。將材料溫度保持在740至860℃之範圍之時間，例如可設定在60秒以下之範圍。
在退火後之冷卻過程，係至少使740℃至650℃之平均冷卻速度為5℃/秒以上。在此溫度域之冷卻速度比上述者更 慢時，容易生成部分的波來鐵，難以安定地得到780MPa以上之高強度。此外，從肥粒鐵粒徑以及第二相粒徑之微細化的觀點，冷卻速度為5℃/秒以上時亦有效。本發明中作為對象之鋼係如上述般含有預定的Ti及視須要之Nb，故以此方式選定加熱後之冷卻速度，可得到肥粒鐵之平均結晶粒徑為10μm以下，且第二相之平均結晶粒徑為8μm以下之微細組織。
該退火較佳為退火及熔融鍍覆以可以1次生產線通板進行的連續鍍覆線來進行。於退火後之上述冷卻，冷卻至浸漬於熔融鍍覆浴時的適當材料溫度後，直接浸漬於熔融鍍覆浴。退火氛圍係設為還原性氛圍，以使板不與大氣接觸的方式管控至浸漬於鍍覆浴中為止。
〔熔融鍍覆〕
熔融Zn-Al-Mg系鍍覆係只要可採用以往所實施之方法即可。鍍覆浴組成係例如，以質量%計，為Al：3.0至22.0%，Mg：0.05至10.0%，Ti：0至0.10%，B：0至0.05%，Si：0至2.0%，Fe：0至2.0%，其餘為Zn以及不可避免的雜質之組成為適合。所得之鍍覆鋼板之鍍覆層組成係成為幾乎反映鍍覆浴組成。
[實施例]
將具有表1所示之化學組成之板以加熱溫度1250℃，完工壓延溫度880℃，卷取溫度470至550℃進行熱壓延，得到板厚2.7至5.3mm的熱延鋼板。
將熱延鋼板酸洗後，以各種壓延率冷壓延而作為板厚2.6mm或1.6mm之鍍覆原板(鋼基材)，將之於連續熔融鍍覆生產線進行通板，於氫-氮混合氣體氛圍中以730至850℃之各種溫度退火，以各種冷卻速度冷卻至約420℃。之後，在鋼板表面不 與大氣接觸的狀態下浸漬於下述之浴組成之熔融Zn-Al-Mg系鍍覆浴中之後拉起，以氣體擦拭法(gas wiping)調整至鍍覆附著量為每單面約90g/m2，以製造熔融Zn-Al-Mg系鍍覆鋼板，將之作為供試材。鍍覆浴溫約為410℃。
鍍覆浴組成係如下所述。
以質量%計，為Al：6%，Mg：3%，Ti：0.002%，B：0.0005%，Si：0.01%，Fe：0.1%，其餘：Zn
各鋼的製造條件係表示於表4。其中，「退火溫度」係意指在連續熔融鍍覆生產線之退火的加熱溫度，「退火後之冷卻速度」係表示自該退火後冷卻時的溫度曲線所求得之自740℃至650℃(加熱溫度未達740℃時，係自該加熱溫度至650℃為止)的平均冷卻速度。
對於供試材之鍍覆鋼板，進行以下的調查。
〔抗張特性〕
使用以使試驗片的長度方向對鍍覆原板(鋼基材)的壓延方向成為直角的方式所採取之JIS5號試驗片，遵循JIS Z2241，求得抗張強度TS，全延伸率T.El。
〔彎曲試驗〕
使用以使試驗片的長度方向對鍍覆原板(鋼基材)的壓延方向成為直角的方式所採取之彎曲試驗片，實施45°的V塊(V-block)彎曲試驗。試驗後，彎曲部從彎曲的外側以目視觀察，以無法看出龜裂之最小的前端R作為極限彎曲R而算出。極限彎曲R為2.0mm以下者為合格。
〔金屬組織〕
以掃描型電子顯微鏡觀察延平行於壓延方向與板厚方向的剖面(L剖面)。任一供試材均呈現以肥粒鐵為主相，存在麻田散鐵或麻田散鐵及變靭體作為第二相之金屬組織。進行10視野的圖像解析，求得第二相之面積率。此外，由此觀察從圖像求得肥粒鐵以及第二相之平均結晶粒徑(相當圓之徑)。
〔熔融金屬脆化龜裂性之評價〕
以下列的順序進行焊接試驗並評價。
第1圖中係示意表示為了評價熔融金屬脆化龜裂性而進行焊接之焊接構造構件的外觀。在從供試材(鍍覆鋼板)切出100mm×75mm之試驗片3的板面中央部，垂直設立由直徑20mm×長度25mm的棒鋼(JIS所規定之SS400材)所成的轂(突起)1，將該轂1與試驗片3藉由電弧焊接接合。焊線係使用YGW12，自焊接開始點將焊珠6繞轂的周圍1周，通過焊接始點後仍進一步進行少量焊接，完成焊珠之重疊部分8時作為焊接結束。以下，將該焊接稱為「轂焊接」。轂焊接條件係如下所述。
‧焊接電流：110A
‧電弧電壓：21V
‧焊接速度：0.4m/min
‧焊線：YGW12
‧遮蔽氣體：CO2，流量20L/min
第2圖中示意表示進行上述轂焊接時的試驗片之限制方法。提供於轂焊接之試驗片3係預先以全周焊接安裝於120mm×95mm×板厚4mm之限制板4(JIS所規定之SS400材)的板面中央部。試驗片3與限制板4均在水平的實驗台5上以夾具2固 定，以此狀態進行上述之轂焊接。
轂焊接後，如第1圖中虛線所示，以通過轂1的中心軸，且通過焊珠之重疊部分8的剖面9，切割轂1/試驗片3/限制板4的接合體，就該切割面9進行顯微鏡觀察，測定試驗片3所觀察之龜裂的最大深度(最大母材龜裂深度)。為了易於檢驗出熔融金屬脆化龜裂產生，該試驗係以極為嚴苛的條件進行焊接。於該試驗中，最大龜裂深度為0.1mm以下之鍍覆鋼板(供試材)，在實用上，判斷為具有不構成熔融金屬脆化龜裂性問題之特性。因此，最大龜裂深度為0.1mm以下者評價為○(耐熔融金屬脆化龜裂性；良好)，除此之外評價為×(耐熔融金屬脆化龜裂性；不良)。
〔焊接部之耐腐蝕性評價〕
自供試材採取100mm×100mm之樣品，2片樣品係以下述所示焊接條件，如第3圖中示意所示般以重疊填角電弧焊接接合。耐腐蝕性評價用的焊接條件係如下所述。
‧焊接電流：110A
‧電弧電壓：20V
‧焊接速度：0.7m/min
‧焊線：YGW14
‧遮蔽氣體：Ar-20vol.% CO2，流量20L/min
之後，以表2所示之條件施以表面調整及磷酸鹽處理，以表3所示之條件施以陽離子電沉積塗裝。於經陽離子電沉積塗裝樣品，為了藉振動模擬疲勞，朝與焊接方向呈垂直方向以應力50N/mm2、試驗次數1×105次的試驗條件施以疲勞試驗後，供以第4圖所示條件的複合腐蝕試驗(CCT)，CCT250循環後調查有 無紅銹發生。於焊接部看不出紅銹的發生者評價為○(耐腐蝕性；良好)，除此之外評價為×(耐腐蝕性；不良)。
將以上之調查結果整理於表4所示。此外，第5圖中，表示以上述(1)式所定之熔融金屬脆化龜裂感度指數H值及最大母材龜裂深度之關係。
本發明例之任一者抗張強度TS均為780MPa以上， 極限彎曲R為2mm以下，最大母材龜裂深度為0.1mm以下，焊接部之耐腐蝕性亦評價為○。亦即，可實現強度、彎曲性、耐熔融金屬脆化龜裂性、以及焊接部之耐腐蝕性優異之鍍覆鋼板。
相對於此，No.23由於Ti量多，故彎曲性差，No.24由於C量低，故無法得到充分的強度，No.25由於P量多，故彎曲性差，No.26由於B量低，故最大母材龜裂深度大，No.27、28由於H值高，故最大母材龜裂深度大。No.29由於C量以及H值高，故彎曲性差，最大母材龜裂深度大。No.30由於H值高，故最大母材龜裂深度大，No.31由於Mn量以及H值高，故彎曲性差，最大母材龜裂深度大。No.32、33由於H值高，故最大母材龜裂深度大。No.34由於冷壓延之壓延率低，故第二相之結晶粒徑不夠微細化，彎曲性差。No.35由於在連續熔融鍍覆生產線之退火溫度低，故彎曲性差。No.36由於在連續熔融鍍覆生產線之退火後之冷卻速度小，故第二相之結晶粒徑不夠微細化，彎曲性差。

Claims (4)

  1. 一種焊接構造構件用高強度鍍覆鋼板，係於鋼基材之表面具有熔融Zn-Al-Mg系鍍覆層之鍍覆鋼板，其中，鋼基材具有下述化學組成：以質量%計含有C：0.050至0.150%，Si：0.001至0.25%，Mn：1.00至2.50%，P：0.005至0.050%，S：0.001至0.020%，Al：0.005至0.100%，Ti：0.01至0.10%，B：0.0005至0.0100%，Nb：0至0.10%，V：0至0.10%，Cr：0至1.00%，Mo：0至1.00%，N：0.001至0.005%，其餘為Fe以及不可避免的雜質，且鋼基材之板厚t(mm)及合金元素含量之關係經調整為使下述(1)式所定義之H值成為2.9以下；且具有下述金屬組織：由肥粒鐵相及面積率15%以上、未達45%之第二相所構成，前述第二相係以麻田散鐵或麻田散鐵及變靭體(bainite)所構成，且第二相之平均結晶粒徑為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)式之元素符號處係代入該元素的鋼中含量(質量%)之值。
  2. 如申請專利範圍第1項所述之焊接構造構件用高強度鍍覆鋼板，其中，熔融Zn-Al-Mg系鍍覆層之鍍覆組成以質量%計，為Al：3.0至22.0%，Mg：0.05至10.0%，Ti：0至0.10%，B：0至0.05%，Si：0至2.0%，Fe：0至2.0%，其餘為Zn以及不可避免的雜質。
  3. 一種焊接構造構件用高強度鍍覆鋼板之製造方法，係於鋼平板依序實施熱壓延、酸洗、冷壓延、退火、熔融鍍覆之各步驟，製造在鋼基材之表面具有熔融Zn-Al-Mg系鍍覆層之鍍覆鋼板之際，鋼平板之化學組成以質量%計係含有C：0.050至0.150%，Si：0.001至0.25%，Mn：1.00至2.50%，P：0.005至0.050%，S：0.001至0.020%，Al：0.005至0.100%，Ti：0.01至0.10%，B：0.0005至0.0100%，Nb：0至0.10%，V：0至0.10%，Cr：0至1.00%，Mo：0至1.00%，N：0.001至0.005%，其餘為Fe以及不可避免的雜質，於前述冷壓延，冷壓延後之板厚為t(mm)時，使冷壓延率為45至70%且下述(1)式所定義之H值成為2.9以下之範圍，前述退火及熔融鍍覆係於連續鍍覆生產線上進行，將其退火條件設為加熱至材料溫度740至860℃後，至浸漬於鍍覆浴為止之冷卻過程中，至少740℃至650℃之平均冷卻速度為5℃/秒以上之條件，藉此，使熔融鍍覆後之鋼基材之金屬組織調整成由肥粒鐵相及面積率15%以上未達45%之第二相所構成，前述第二相係麻田散鐵或麻田散鐵及變靭體所構成，且第二相之平均結晶粒徑為8μm以下之狀態：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)式之元素符號處係代入該元素的鋼中含量(質量%)之值。
  4. 如申請專利範圍第3項所述之焊接構造構件用高強度鍍覆鋼板之製造方法，其中，前述熔融鍍覆浴組成，以質量%計，為Al：3.0至22.0%，Mg：0.05至10.0%，Ti：0至0.10%，B：0至0.05%，Si：0至2.0%，Fe：0至2.0%，其餘為Zn以及不可避免的雜質。
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