特表 2025-506533 スポット溶接ＬＭＥ割れに耐性のある高強度鋼複合亜鉛メッキ板およびその調製方法

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】公表特許公報(A)

(11)【公表番号】

(43)【公表日】2025-03-11

(54)【発明の名称】スポット溶接ＬＭＥ割れに耐性のある高強度鋼複合亜鉛メッキ板およびその調製方法

(51)【国際特許分類】

   C22C 38/00 20060101AFI20250304BHJP

   C22C 38/04 20060101ALI20250304BHJP

   C22C 38/58 20060101ALI20250304BHJP

   C21D 9/00 20060101ALI20250304BHJP

   C21D 9/46 20060101ALN20250304BHJP

【ＦＩ】

C22C38/00 301T

C22C38/00 302Z

C22C38/04

C22C38/58

C21D9/00 Z

C21D9/46 J

C21D9/46 P

【審査請求】有

【予備審査請求】未請求

(21)【出願番号】P 2024548605

(86)(22)【出願日】2023-02-17

(85)【翻訳文提出日】2024-08-16

(86)【国際出願番号】 CN2023076709

(87)【国際公開番号】W WO2023155868

(87)【国際公開日】2023-08-24

(31)【優先権主張番号】202210145312.6

(32)【優先日】2022-02-17

(33)【優先権主張国・地域又は機関】CN

(81)【指定国・地域】

(71)【出願人】

【識別番号】302022474

【氏名又は名称】宝山鋼鉄股▲分▼有限公司

(74)【代理人】

【識別番号】110001195

【氏名又は名称】弁理士法人深見特許事務所

(72)【発明者】

【氏名】雷 鳴

(72)【発明者】

【氏名】潘 華

(72)【発明者】

【氏名】王 利

(72)【発明者】

【氏名】薛 鵬

(72)【発明者】

【氏名】孫 中 渠

(72)【発明者】

【氏名】呉 天 海

(72)【発明者】

【氏名】劉 成 杰

(72)【発明者】

【氏名】呉 岳

(72)【発明者】

【氏名】温 中 令

【テーマコード（参考）】

4K037

4K042

【Ｆターム（参考）】

4K037EA01

4K037EA02

4K037EA04

4K037EA05

4K037EA06

4K037EA07

4K037EA11

4K037EA15

4K037EA16

4K037EA19

4K037EA20

4K037EA23

4K037EA27

4K037EA28

4K037EA31

4K037EB15

4K037FA03

4K037FC04

4K037FD04

4K037FE01

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4K037FG00

4K037FG01

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4K037FJ05

4K037FK02

4K037FK03

4K037FK08

4K037GA05

4K037JA06

4K042AA26

4K042BA01

4K042BA06

4K042BA11

4K042CA02

4K042CA06

4K042CA09

4K042CA10

4K042CA12

4K042DA03

(57)【要約】

本発明は、スポット溶接ＬＭＥ割れに耐性のある高強度鋼複合亜鉛メッキ板およびその調製方法を開示する。当該高強度鋼複合亜鉛メッキ板は、高強度鋼本体（１）、軟鋼複合層（２）および亜鉛メッキ層（３）を含む。２つの軟鋼複合層（２）は、高強度鋼本体（１）の２つの表面にそれぞれ複合圧延され、亜鉛メッキ層（３）は、少なくとも１つの軟鋼複合層（２）の表面に形成され、このように高強度鋼複合亜鉛メッキ板が形成される。本発明は、高強度鋼本体の表面に軟鋼複合層を複合圧延することで、スポット溶接時に液体金属が粒界に沿って母材に浸透するのを回避し、高強度鋼複合亜鉛メッキ板のスポット溶接ＬＭＥ敏感性を低下させ、スポット溶接ＬＭＥ割れの発生を効果的に回避し、スポット溶接ＬＭＥ割れ問題を緩和し、高強度鋼本体の抵抗スポット溶接性能を向上させ、スポット溶接継手の機械的特性を著しく改善する。

【特許請求の範囲】

【請求項1】

高強度鋼本体（１）、軟鋼複合層（２）および亜鉛メッキ層（３）を含み、２つの軟鋼複合層（２）が高強度鋼本体（１）の２つの表面にそれぞれ複合圧延され、軟鋼複合層（２）の少なくとも一方の表面に亜鉛メッキ層（３）が形成されて高強度鋼複合亜鉛メッキ板が形成されていることを特徴とするスポット溶接ＬＭＥ割れに耐性のある高強度鋼複合亜鉛メッキ板。

【請求項2】

前記高強度鋼本体（１）は、スポット溶接ＬＭＥに敏感な高強度鋼であり、≧７８０ＭＰａ、好ましくは≧９８０ＭＰａ、より好ましくは≧１１８０ＭＰａの引張強度を有し、好ましくは、前記高強度鋼の引張強度は、７８０～１５００ＭＰａ、好ましくは１１８０～１５００ＭＰａであることを特徴とする請求項１に記載のスポット溶接ＬＭＥ割れに耐性のある高強度鋼複合亜鉛メッキ板。

【請求項3】

前記高強度鋼が、質量パーセントで、Ｃ≧０．１％、例えば、Ｃ≧０．１４％、Ｍｎ≧１．０％、例えば、Ｍｎ≧１．５％、Ｓｉ≧０．０７％、好ましくは、Ｓｉ≧０．４％を含み、好ましくは、前記高強度鋼が、質量パーセントで、Ｃ：０．１４～０．６０％、Ｍｎ：１．５～１６％、Ｓｉ：０．０７～２．０％を含有し、より好ましくは、前記高強度鋼が、質量パーセントで、Ｃ：０．１４～０．３０％、Ｍｎ：１．５～３．５％、Ｓｉ：０．４～２．０％を含有することを特徴とする請求項２に記載のスポット溶接ＬＭＥ割れに耐性のある高強度鋼複合亜鉛メッキ板。

【請求項4】

前記高強度鋼は、質量パーセントで、Ｃ：０．１～０．３％、Ｓｉ：０．４～２．５０％、Ｍｎ：１．０～１１．０％およびＡｌ：０～２．０％を含有することを特徴とする請求項２に記載のスポット溶接ＬＭＥ割れに耐性のある高強度鋼複合亜鉛メッキ板。

【請求項5】

前記高強度鋼は、ＱＰ鋼、ＴＲＩＰ鋼、ＤＨ鋼、７Ｍｎ鋼、１０Ｍｎ鋼およびＭＳ鋼のうちの一つまたは複数から選ばれることを特徴とする請求項２に記載のスポット溶接ＬＭＥ割れに耐性のある高強度鋼複合亜鉛メッキ板。

【請求項6】

軟鋼複合層（２）は、スポット溶接ＬＭＥに鈍感な軟鋼であり、軟鋼がＣおよびＭｎを含有し、質量パーセントで、Ｃ含有量≦０．１％、Ｍｎ含有量≦１．１％、例えばＭｎ≦０．７％、引張強度≦５９０ＭＰａ、例えば１５０～５９０ＭＰａまたは１５０～３４０ＭＰａであり、好ましくは、質量パーセントで、軟鋼がＣ：０．００１～０．１％およびＭｎ：０．１～１．１％を含有することを特徴とする請求項１～５のいずれか１項に記載のスポット溶接ＬＭＥ割れに耐性のある高強度鋼複合亜鉛メッキ板。

【請求項7】

前記軟鋼は、質量パーセントで、Ｃ：０．００１～０．１％、Ｓｉ：０．００１～０．５０％、Ｍｎ：０．１～０．１．１％、Ｎｂ：０～０．０２％、Ｔｉ：０～０．０２５％、Ｎｉ：０～０．０２５％、Ｃｒ：０～０．０５％、Ｐ：≦０．０５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、または、前記軟鋼は、質量パーセントで、Ｃ：０．００１～０．０８％、Ｓｉ：０．００１～０．０５％、Ｍｎ：０．１～０．７％、Ｎｂ：０～０．０２％、Ｔｉ：０～０．０２５％、Ｎｉ：０～０．０２５％、Ｃｒ：０～０．０５％、Ｐ：≦０．０５％を含有し、残りはＦｅおよび不可避的不純物であることを特徴とする請求項６に記載のスポット溶接ＬＭＥ割れに耐性のある高強度鋼複合亜鉛メッキ板。

【請求項8】

前記軟鋼は、ＩＦ鋼、アルミニウムキルド鋼、冷間圧延炭素構造用鋼、リン添加高強度鋼、焼付硬化鋼および低合金鋼の一つまたは複数から選ばれることを特徴とする請求項６に記載のスポット溶接ＬＭＥ割れに耐性のある高強度鋼複合亜鉛メッキ板。

【請求項9】

前記高強度鋼本体（１）の生スラブ厚さと、前記軟鋼複合層（２）の生スラブ厚さとの間に、Ｌ×Ａ＋Ｍ×Ｂ＋Ｎ×Ｃ＝Ｔの関係式を満たすことを特徴とする請求項１に記載のスポット溶接ＬＭＥ割れに耐性のある高強度鋼複合亜鉛メッキ板。
ここで、Ａは、複合スラブ厚さに対する一方の軟鋼複合層（２）の生スラブ厚さの割合、Ｃは、複合スラブ厚さに対する他方の軟鋼複合層（２）の生スラブ厚さの割合、Ｂは、複合スラブ厚さに対する高強度鋼本体（１）の生スラブ厚さの割合であり、Ａ＋Ｂ＋Ｃ＝１００％である。複合スラブは、高強度鋼本体（１）と２つの軟鋼複合層（２）の生スラブの合計厚さである。
Ｌは一方の軟鋼複合層（２）の焼鈍後の引張強度、Ｎは他方の軟鋼複合層（２）の焼鈍後の引張強度、Ｍは高強度鋼本体（１）の焼鈍後の引張強度である。
Ｔは高強度鋼複合亜鉛メッキ板の目標引張強度である。
ここで、前記引張強度の単位はＭＰａであり、前記厚さの単位はミクロンである。

【請求項10】

Ａ：Ｂ、Ｃ：Ｂの値が１：３５．５～１：５の範囲にあることを特徴とする請求項９に記載のスポット溶接ＬＭＥ割れに耐性のある高強度鋼複合亜鉛メッキ板。

【請求項11】

以下のことを特徴とする請求項１～１０のいずれか１項に記載のスポット溶接ＬＭＥ割れに耐性のある高強度鋼複合亜鉛メッキ板：
前記高強度鋼複合亜鉛メッキ板において、各軟鋼複合層（２）の厚さは１０～２００μｍであり、および／または、
前記高強度鋼複合亜鉛メッキ板において、亜鉛メッキ層（３）の厚さは４～２６μｍである。

【請求項12】

前記高強度鋼複合亜鉛メッキ板のスポット溶接ＬＭＥ割れに対する耐性とは、溶接スパッタ発生前の継手にＬＭＥ割れがないこと、溶接スパッタ発生後の継手に、ＴｙｐｅＡのＬＭＥ割れの長さが板厚の１０％を超えず、その数が６個を超えないこと、ＴｙｐｅＤのＬＭＥ割れの長さが板厚の３％を超えず、その数が３個を超えないこと、ＴｙｐｅＢ、ＴｙｐｅＣのＬＭＥ割れがないことであることを特徴とする請求項１に記載のスポット溶接ＬＭＥ割れに耐性のある高強度鋼複合亜鉛メッキ板。

【請求項13】

以下の工程を含むことを特徴とする請求項１～１２のいずれか１項に記載のスポット溶接ＬＭＥ割れに耐性のある高強度鋼複合亜鉛メッキ板を調製する方法：
工程１：高強度鋼本体（１）の生スラブおよび２つの軟鋼複合層（２）の生スラブを取り、２つの軟鋼複合層（２）の生スラブを高強度鋼本体（１）の生スラブの２つの表面に貼り付け、２つの軟鋼複合層（２）の生スラブの端部で高強度鋼本体（１）の生スラブの端部に溶接し、複合スラブを形成する。
工程２：複合スラブを厚板分塊工程を経て加熱することによりその厚さを薄くし、初期圧延を行い、その後、熱間圧延、酸洗、冷間圧延、焼鈍を順次行うことにより、高強度鋼本体（１）の生スラブと２つの軟鋼複合層（２）の生スラブを冶金的に接合させ、引張強度Ｔのスラグを形成する。
工程３：スラグの少なくとも一方の面に亜鉛メッキ層（３）をコーティングし、高強度鋼複合亜鉛メッキ板を形成する。

【請求項14】

前記工程１では、２つの軟鋼複合層（２）の生スラブが高強度鋼本体（１）の生スラブと積層される前に、高強度鋼本体（１）と２つの軟鋼複合層（２）の積層面をサンディングして洗浄する必要があることを特徴とする請求項１３に記載の調製方法。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、複合高強度鋼板およびその調製方法に関し、特に、スポット溶接ＬＭＥ（液体金属脆化）割れに耐性のある高強度鋼複合亜鉛メッキ板およびその調製方法に関する。

【背景技術】

【0002】

自動車軽量化材料の研究開発と応用は、自動車の省エネルギー、排ガス低減、安全性、コストなど様々な側面に関連しており、世界の省エネルギー、省資源、環境保護に大きな意義があり、自動車材料開発の主導的な方向となっている。ＡＨＳＳ（先進高張力鋼板）に代表される高強度材料は、省エネを目的とした自動車の軽量化に大きな可能性を十分に発揮している。

【0003】

高強度鋼の耐食性を向上させるために、溶融亜鉛メッキや電気亜鉛メッキなどの亜鉛メッキ加工が広く用いられている。自動車用途に亜鉛メッキ高強度鋼板を使用するには、必然的に接合技術が必要となるが、亜鉛メッキ高強度鋼板は、ホットスタンプや抵抗スポット溶接などのその後の熱間加工中に液体金属脆化（ＬＭＥ）を生じる傾向があるため、自動車分野での亜鉛メッキ高強度鋼板使用の主な障壁の一つとなっている。

【0004】

ＬＭＥ割れの特徴は、母材が他の種類の液体金属、すなわち溶融亜鉛メッキ層と接触している場合、外部から加えられる応力や、拘束力、熱膨張、相転移などに起因する内部応力の下で、液体金属が母材の粒界に沿って浸透し、ひどい場合には割れが形成され、母材の塑性が低下することである。ＬＭＥに敏感な母材と液体金属との接触、応力、適切な温度範囲は、ＬＭＥ割れ形成の３つの必要条件であり、高強度鋼亜鉛メッキ板を抵抗スポット溶接した場合、上記の３つの条件を同時に満たすことがあるため、高強度鋼亜鉛メッキ板のスポット溶接ＬＭＥ割れの問題は特に深刻である。これらの鋼種は一般に、残留オーステナイトの存在、高強度、比較的高い炭素、ケイ素、マンガン含有量によって特徴付けられ、中でも第２世代ＡＨＳＳと第３世代ＡＨＳＳはスポット溶接ＬＭＥに最も敏感である。

【0005】

中国発明特許ＣＮ２０１６１０９６３９９６．５は、１つのスポット溶接サイクルで３つの溶接パルスを使用する、良好な継手特性を有する亜鉛メッキ高強度鋼の抵抗スポット溶接方法を開示している。第１溶接パルスと第２溶接パルスは、溶融核を生成し、ＬＭＥ割れの発生を抑制するために使用される。第１溶接パルスは、直径３．７５Ｔ１／２－４．２５Ｔ１／２の溶融核を生成する。第２溶接パルスは、核をゆっくりと成長させる。第３溶接パルスは、溶接スポットの塑性を改善するための徐冷パルスである。この方法は、スポット溶接プロセスの最適化により、スポット溶接継手にＬＭＥを誘発するのに必要な条件が存在する時間と範囲を最小限に抑えるが、ＬＭＥの原因を完全に除去することはできない。

【0006】

中国発明特許ＣＮ２０１８１０８１９３６１．７は、多層鋼および液体金属脆化を低減するための方法を開示しており、多層鋼は、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）鋼から形成されたコアを含む。コアの外側の少なくとも片側には脱炭層が配置されている。脱炭層は、コアに対して炭素含有量が低減されている。亜鉛ベース層は、脱炭層の外側に配置される。脱炭層は、少なくとも８０％のフェライトからなってもよく、その結果、ＬＭＥが低減または緩和される。この方法は、ＬＭＥ割れの問題をある程度までしか軽減できず、脱炭層の厚さや均一性を容易に制御できない、母材の表面特性が不安定になるなどの問題がある。

【0007】

中国発明特許ＣＮ２０１７８００８０８３１．６は、スポット溶接性および耐食性に優れた多層亜鉛メッキ合金鋼を開示しており、この多層亜鉛メッキ合金鋼は、下地鉄と、下地鉄上に形成された多層メッキ層とを含み、多層メッキの各メッキ層は、Ｚｎメッキ層、Ｍｇメッキ層およびＺｎ－Ｍｇ合金メッキ層のいずれかであり、多層メッキ層の総重量に対して、多層メッキ層が含むＭｇの重量の比率は、０．１３～０．２４である。この方法では、メッキ層と基板との密着性を確保することが難しく、Ｚｎ－Ｍｇ合金の相転移が複雑なため、メッキ層の安定性や均一性を制御することが難しい。

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0008】

本発明の目的の一つは、スポット溶接ＬＭＥ敏感性が低く、スポット溶接ＬＭＥ割れに耐性のある高強度鋼複合亜鉛メッキ板を提供し、高強度鋼複合亜鉛メッキ板の抵抗スポット溶接性能を向上させることである。

【0009】

本発明の目的のもう一つは、母材の性能を確保しつつ、軟鋼複合層の複合圧延により高強度鋼複合亜鉛メッキ板のスポット溶接ＬＭＥ敏感性を低減し、スポット溶接ＬＭＥ割れの問題を緩和することができる、スポット溶接ＬＭＥ割れに耐性のある高強度鋼複合亜鉛メッキ板の調製方法を提供することである。

【課題を解決するための手段】

【0010】

本発明は、以下のように実現される：
高強度鋼本体、軟鋼複合層および亜鉛メッキ層を含み、２つの軟鋼複合層が高強度鋼本体の２つの表面にそれぞれ複合圧延され、軟鋼複合層の少なくとも一方の表面に亜鉛メッキ層が形成されて高強度鋼複合亜鉛メッキ板が形成されていることを特徴とするスポット溶接ＬＭＥ割れに耐性のある高強度鋼複合亜鉛メッキ板。

【0011】

ここでは、前記高強度鋼本体は、スポット溶接ＬＭＥに敏感な高強度鋼であり、Ｃ、ＳｉおよびＭｎを含有することができ、さらにＴｉおよびＣｒを含有することができ、任意にＮｂ、ＢおよびＡｌなどの１種または２種以上の元素を含有することができ、残部はＦｅおよびＰやＳのような不可避的不純物である。

【0012】

いくつかの実施形態では、前記高強度鋼本体において、質量パーセントで、Ｃ≧０．１０％、Ｍｎ≧１．０％、Ｓｉ≧０．０７％である。いくつかの実施形態では、前記高強度鋼本体において、質量パーセントで、Ｃ≧０．１４％、Ｍｎ≧１．５％、Ｓｉ≧０．４％である。いくつかの実施形態では、前記高強度鋼本体において、質量パーセントで、Ｃ：０．１４～０．６０％、Ｍｎ：１．５～１６％、Ｓｉ：０．０７～２．０％である。いくつかの実施形態では、前記高強度鋼本体において、質量パーセントで、Ｃ：０．１４～０．３０％、Ｍｎ：１．５～３．５％、Ｓｉ：０．４～２．０％である。

【0013】

高強度鋼本体にＴｉとＣｒを含有させる場合、Ｔｉの含有量は≧０．０１％、例えば０．０１～０．１０％または０．０１～０．０５％とし、Ｃｒの含有量は≧０．０１％、例えば０．０１～０．１０％または０．０１～０．０５％とすることができる。

【0014】

任意に、高強度鋼はさらに０～０．０６％のＮｂ、０～０．００５％のＢ、および０～２．０％のＡｌを含むことができる。

【0015】

通常、高強度鋼は不純物として≦０．０１％のＰと≦０．０１％のＳを含む。
いくつかの実施形態では、本発明の高強度鋼は、Ｃ：０．１～０．３％、Ｓｉ：０．４～２．５０％、Ｍｎ：１．０～１１．０％、およびＡｌ：０～２．０％を含む。

【0016】

ここでは、高強度鋼は、≧７８０ＭＰａ、好ましくは≧９８０ＭＰａ、より好ましくは≧１１８０ＭＰａの引張強度を有する鋼を指す。いくつかの実施形態では、本明細書で使用される高強度鋼は、７８０～１５００ＭＰａ、好ましくは１１８０～１５００ＭＰａの引張強度を有する。

【0017】

本発明を実施するために、当該技術分野で公知の高強度鋼を使用することができる。例示的な高強度鋼は、ＱＰ鋼、ＴＲＩＰ鋼、ＤＨ鋼、７Ｍｎ鋼、１０Ｍｎ鋼、およびＭＳ鋼の１つまたは複数から選択することができる。例示的なＱＰ鋼は、Ｃ：０．１～０．２５％、Ｓｉ：０．４～２．５０％、Ｍｎ：１．５０～３．００％、Ａｌ：０．０３～１．１０％を含むことができる。例示的なＴＲＩＰ鋼は、Ｃ：０．１５～０．３％、Ｓｉ：０．６～２．０％、Ｍｎ：１．６～２．５％、Ａｌ：０．０２～０．９０％を含むことができる。例示的なＤＨ鋼は、Ｃ：０．１２～０．２１％、Ｓｉ：０．３～０．９％、Ｍｎ：１．６～２．５％、Ａｌ：０．０２～０．６０％を含むことができる。例示的な７Ｍｎ鋼は、Ｃ：０．１～０．３％、Ｓｉ：０．１～２．０％、Ｍｎ：６～８％、Ａｌ：１～２％を含むことができる。例示的な１０Ｍｎ鋼は、Ｃ：０．１～０．３％、Ｓｉ：０．１～２．０％、Ｍｎ：９～１１％、Ａｌ：１～２％を含むことができる。例示的なＭＳ鋼は、Ｃ：０．１～０．３％、Ｓｉ：０．１～０．５％、Ｍｎ：１．０～１．８％を含むことができる。これらの鋼は、そのような鋼に含まれることが当業界で知られている成分を含むことができる。

【0018】

いくつかの実施形態では、前記高強度鋼本体に使用される鋼は、スポット溶接ＬＭＥに敏感な高強度鋼であり、高強度鋼本体は、質量パーセントで、Ｃ≧０．１４％、Ｍｎ≧１．５％、Ｓｉ≧０．４％を含み、引張強度≧７８０ＭＰａを有する。ここでは、前記軟鋼複合層に使用される鋼は、スポット溶接ＬＭＥに鈍感な軟鋼であり、軟鋼は、質量パーセントで、Ｃ：≦０．１％、Ｍｎ：≦１．１％を含む。

【0019】

いくつかの実施形態では、軟鋼複合層は、ＣおよびＭｎを含み、質量パーセントで、Ｃ含有量≦０．１％、Ｍｎ含有量≦０．７％であり、引張強度≦５９０ＭＰａを有する。

【0020】

いくつかの実施形態では、軟鋼は、質量パーセントで、Ｃ：０．００１～０．１％、Ｍｎ：０．１～１．１％を含む。

【0021】

いくつかの実施形態では、前記軟鋼は、質量パーセントで、Ｃ：０．００１～０．１％、Ｓｉ：０．００１～０．５０％、Ｍｎ：０．１～０．１．１％、Ｎｂ：０～０．０２％、Ｔｉ：０～０．０２５％、Ｎｉ：０～０．０２５％、Ｃｒ：０～０．０５％、Ｐ：≦０．０５％を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物である。

【0022】

いくつかの実施形態では、前記軟鋼は、Ｃ：０．００１～０．０８％、Ｓｉ：０．００１～０．０５％、Ｍｎ：０．１～０．７％、Ｎｂ：０～０．０２％、Ｔｉ：０～０．０２５％、Ｎｉ：０～０．０２５％、Ｃｒ：０～０．０５％、Ｐ：≦０．０５％を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物である。

【0023】

いくつかの実施形態では、前記軟鋼は、当技術分野で周知であるＩＦ鋼、アルミニウムキルド鋼、冷間圧延炭素構造用鋼、リン添加高強度鋼、焼付硬化鋼（ＢＨ鋼）、および低合金鋼の１つまたは複数から選択することができる。例示的なＩＦ鋼は、Ｃ：０．００１～０．０１％、Ｍｎ：０．１０～１．００％を含むことができる。例示的なアルミニウムキルド鋼は、Ｃ：０．０１～０．１％、Ｍｎ：０．１～０．５％を含むことができる。例示的なＢＨ鋼は、Ｃ：０．００２～０．１％、Ｍｎ：０．１０～１．００％を含むことができる。例示的な低合金鋼は、Ｃ：０．０２～０．１％、Ｍｎ：０．５～１．１％、Ｓｉ：０．０５～０．５％を含むことができる。

【0024】

いくつかの実施形態では、本発明で使用される軟鋼の引張強度は、１５０～５９０ＭＰａの範囲内である。いくつかの実施形態では、本発明で使用される軟鋼の引張強度は、１５０～３４０ＭＰａの範囲内である。

【0025】

前記高強度鋼本体の生スラブ厚さと軟鋼複合層の生スラブ厚さとの間に、Ｌ×Ａ＋Ｍ×Ｂ＋Ｎ×Ｃ＝Ｔの関係式を満たさなければならない。

【0026】

ここで、Ａは、複合スラブ厚さに対する一方の軟鋼複合層の生スラブ厚さの割合、Ｃは、複合スラブ厚さに対する他方の軟鋼複合層の生スラブ厚さの割合、Ｂは、複合スラブ厚さに対する高強度鋼本体の生スラブ厚さの割合であり、Ａ＋Ｂ＋Ｃ＝１００％である。複合スラブは、高強度鋼本体と２つの軟鋼複合層の生スラブの合計厚さである。

【0027】

Ｌは一方の軟鋼複合層の焼鈍後の引張強度、Ｎは他方の軟鋼複合層の焼鈍後の引張強度、Ｍは高強度鋼本体の焼鈍後の引張強度である。

【0028】

Ｔは高強度鋼複合亜鉛メッキ板の目標引張強度である。
ここで、前記引張強度の単位はＭＰａであり、前記厚さの単位はミクロンである。

【0029】

前記高強度鋼複合亜鉛メッキ板において、２つの前記軟鋼複合層の厚さは同じであってもなくてもよい。

【0030】

前記高強度鋼複合亜鉛メッキ板において、２つの前記軟鋼複合層の組成は同じであってもなくてもよい。

【0031】

前記高強度鋼複合亜鉛メッキ板において、各軟鋼複合層の厚さは１０～２００μｍ、好ましくは２０～２００μｍである。

【0032】

前記高強度鋼複合亜鉛メッキ板において、亜鉛メッキ層の厚さは４～２６μｍである。
前記高強度鋼複合亜鉛メッキ板において、Ａ：ＢおよびＣ：Ｂの好ましい値は、１：３５．５～１：５の範囲内である。

【0033】

前記高強度鋼複合亜鉛メッキ板のスポット溶接ＬＭＥ割れに対する耐性とは、溶接スパッタ発生前の継手にＬＭＥ割れがないこと、溶接スパッタ発生後の継手に、ＴｙｐｅＡのＬＭＥ割れの長さが板厚の１０％を超えず、その数が６個を超えないこと、ＴｙｐｅＤのＬＭＥ割れの長さが板厚の３％を超えず、その数が３個を超えないこと、ＴｙｐｅＢ、ＴｙｐｅＣのＬＭＥ割れがないことである。

【0034】

いくつかの実施形態において、前記高強度鋼複合亜鉛メッキ板は、降伏強度≧６８０ＭＰａ、引張強度≧９８０ＭＰａ、伸び率≧１２％を有する。

【0035】

スポット溶接ＬＭＥ割れに耐性のある高強度鋼複合亜鉛メッキ板を調製する方法であって、以下の工程を含む：
工程１：高強度鋼本体の生スラブおよび２つの軟鋼複合層の生スラブを取り、２つの軟鋼複合層の生スラブを高強度鋼本体の生スラブの２つの表面に貼り付け、２つの軟鋼複合層の生スラブの端部で高強度鋼本体の生スラブの端部に溶接し、複合スラブを形成する；
工程２：複合スラブを厚板分塊工程を経て加熱することによりその厚さを薄くし、初期圧延を行い、その後、熱間圧延、酸洗、冷間圧延、焼鈍を順次行うことにより、高強度鋼本体の生スラブと２つの軟鋼複合層の生スラブを冶金的に接合させ、引張強度Ｔのスラグを形成する；
工程３：スラグの少なくとも一方の面に亜鉛メッキ層をコーティングし、高強度鋼複合亜鉛メッキ板を形成する。

【0036】

前記工程１では、２つの軟鋼複合層２の生スラブが高強度鋼本体１の生スラブと積層される前に、高強度鋼本体１と２つの軟鋼複合層２の積層面をサンディングして洗浄する必要がある。

【0037】

前記亜鉛メッキ層をコーティングする方法には、溶融メッキまたは電気メッキが含まれる。

【0038】

上記熱間圧延、酸洗、冷間圧延、焼鈍、熱間メッキおよび電気メッキは、当該技術分野で周知の方法で実施することができる。例えば、例示的な熱間圧延は、スラグを１２００～１２８０℃に加熱し、０．５～４時間保持した後、８５０℃～１０００℃の最終圧延温度で熱間圧延し、次いで３０～１００℃／秒の速度で４００～６５０℃に冷却し、巻き取ることを含む。

【0039】

冷間圧延の変形量は通常３５～７５％、例えば５０～７５％に制御できる。
例示的な焼鈍は、均熱温度まで１～２０℃／秒の速度で加熱し、均熱温度は８００～８３０℃とし、均熱保持時間は３０～２４０秒とし、次いで、６５０～７５０℃まで２～２０℃／秒（例えば、３～１０℃／秒）の速度で冷却し、次いで、２５０～３５０℃まで２０～８０℃／秒の速度で冷却し、１０～１２０秒間保持することを含んでもよい。いくつかの実施形態では、均熱温度まで１～２０℃／秒の速度で加熱し、均熱温度は８００～８３０℃とし、均熱保持時間は３０～１８０秒とし、次いで、６５０～７５０℃まで３～１０℃／秒の速度で冷却し、次いで、２８０～３００℃まで２０～８０℃／秒の速度で冷却し、１０～１２０秒間保持し、次いで、４５０～４７０℃まで５～２０℃／秒の速度で加熱し、２００～３００秒間保持する。いくつかの実施形態では、均熱温度まで１～２０℃／秒の速度で加熱し、均熱温度は８１０～８３０℃とし、均熱保持時間は３０～２４０秒とし、露点温度は－５０～２０℃に制御し、次いで、６５０～７２０℃まで２～２０℃／秒の速度で冷却し、次いで、２５０～３５０℃まで２０～８０℃／秒の速度で冷却し、１０～１２０秒間保持する。

【0040】

例示的な溶融亜鉛メッキは、４４０～５００℃の亜鉛メッキ温度および５～２００秒の亜鉛メッキ時間を含む。亜鉛メッキの後、２０℃／秒以上の冷却速度で室温まで冷却する。

【0041】

適切な熱間圧延、酸洗、冷間圧延、焼鈍、溶融メッキ／電気メッキ工程は、使用する高強度鋼や軟鋼に応じて選択できることを理解すべきである。

【0042】

本発明は、従来の技術と比べて、以下の利点を有する：
１、本発明は、高強度鋼本体の２つの表面にスポット溶接ＬＭＥ割れに鈍感な軟鋼複合層を複合圧延することで、スポット溶接時に、バリアの役割を果たす軟鋼複合層を介して、液体亜鉛が粒界に沿って高強度鋼本体の母材に浸透するのを回避し、根本的に高強度鋼本体のスポット溶接ＬＭＥ割れの問題を解決し、母材の機械的特性を確保しながら、抵抗スポット溶接性能が良好であり、スポット溶接ＬＭＥ敏感性が非常に低い。

【0043】

２、本発明の高強度鋼複合亜鉛メッキ板は、スポット溶接時に、溶接スパッタ発生前の継手にＬＭＥ割れがなく、溶接スパッタ発生後の継手に、ＴｙｐｅＡのＬＭＥ割れの長さが板厚の１０％を超えず、その数が６個を超えず、ＴｙｐｅＤのＬＭＥ割れの長さが板厚の３％を超えず、その数が３個を超えず、ＴｙｐｅＢ、ＴｙｐｅＣのＬＭＥ割れがなく、その基本的な溶接性能と母材の機械的特性は、自動車製造およびその他の関連分野の用途要件を満たしている。

【0044】

本発明は、高強度鋼本体の表面に軟鋼複合層を複合圧延することで、スポット溶接時に液体亜鉛が粒界に沿って母材に浸透するのを回避し、高強度鋼複合亜鉛メッキ板のスポット溶接ＬＭＥ敏感性を低下させ、スポット溶接ＬＭＥ割れの発生を効果的に回避し、スポット溶接ＬＭＥ割れ問題を緩和し、高強度鋼本体の抵抗スポット溶接性能を向上させ、スポット溶接継手の機械的特性を著しく改善する。

【図面の簡単な説明】

【0045】

【図1】図１は、本発明にかかるスポット溶接ＬＭＥ割れに耐性のある高強度鋼複合亜鉛メッキ板の断面図である。

【図2】図２は、本発明にかかるスポット溶接ＬＭＥ割れに耐性のある高強度鋼複合亜鉛メッキ板の実施例１における高強度鋼複合亜鉛メッキ板のスポット溶接ＬＭＥ評価結果（割れ長さ）を示す。

【図3】図３は、本発明にかかるスポット溶接ＬＭＥ割れに耐性のある高強度鋼複合亜鉛メッキ板の実施例１における高強度鋼複合亜鉛メッキ板のスポット溶接ＬＭＥ評価結果（割れ数）を示す。

【図4】図４は、実施例１の対照例のスポット溶接ＬＭＥ評価結果（割れ長さ）を示す。

【図5】図５は、本発明にかかるスポット溶接ＬＭＥ割れに耐性のある高強度鋼複合亜鉛メッキ板の実施例１におけるスポット溶接継手の硬度分布を示すグラフであり、ここで、

【数1】

は対照例のスポット溶接継手の硬度分布曲線を示し、

【数2】

は実施例１の高強度鋼複合亜鉛メッキ板のスポット溶接継手の硬度分布曲線を示す。
１高強度鋼本体、２軟鋼複合層、３亜鉛メッキ層となっている。

【発明を実施するための形態】

【0046】

以下、本発明を添付図面および具体的な実施形態と併せてさらに説明する。別途図示しないが、本明細書で対象とする鋼組成は、ＧＢ／Ｔ １３３０４．１～２００８に規定される組成範囲に従う。

【0047】

添付の図１を参照すると、高強度鋼本体１、軟鋼複合層２および亜鉛メッキ層３を含み、２つの軟鋼複合層２が高強度鋼本体１の２つの表面にそれぞれ複合圧延され、軟鋼複合層２の少なくとも一方の表面に亜鉛メッキ層３が形成されて高強度鋼複合亜鉛メッキ板が形成されていることを特徴とするスポット溶接ＬＭＥ割れに耐性のある高強度鋼複合亜鉛メッキ板である。鋼種によってスポット溶接ＬＭＥ敏感性が異なり、スポット溶接ＬＭＥ割れは亜鉛メッキを施した高強度鋼の表面で発生するため、軟鋼複合層２の複合圧延によって高強度鋼本体１の表面のスポット溶接ＬＭＥ割れ敏感性を低減し、スポット溶接ＬＭＥ割れの発生を根本的に解決することができる。

【0048】

前記高強度鋼本体１は、スポット溶接ＬＭＥに敏感な高強度鋼であり、質量パーセントで、Ｃ≧０．１４％、Ｍｎ≧１．５％、Ｓｉ≧０．４％を含み、残部はＦｅ、その他の合金元素および不純物元素であり、引張強度≧７８０ＭＰａを有する。高強度鋼本体１は、スポット溶接ＬＭＥに敏感な任意の高強度鋼であってもよく、例えば、ＱＰ（Ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ ａｎｄ Ｐａｒｔｉｔｉｏｎｉｎｇ、すなわち焼入れ分割鋼）、ＴＲＩＰ（ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｉｎｄｕｃｅｄ ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ ｓｔｅｅｌ、すなわち変態誘起塑性鋼）、ＴＷＩＰ（ｔｗｉｎｎｉｎｇ ｉｎｄｕｃｅｄ ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ ｓｔｅｅｌ、すなわち双晶誘起塑性鋼）、ＤＨ（ｄｕａｌ－ｐｈａｓｅ ｈｉｇｈ ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ ｓｔｅｅｌ、すなわち高延性二相鋼）、７Ｍｎ（Ｆｅ－７％Ｍｎ－０．３％Ｃ－２％Ａｌ）、１０Ｍｎ（Ｆｅ－１０％Ｍｎ－０．３％Ｃ－２％Ａｌ）、ＤＰ（ｄｕａｌ－ｐｈａｓｅ、すなわち二相鋼）、ＭＳ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｉｃ Ｓｔｅｅｌ、すなわちマルテンサイト鋼）などの鋼種である。

【0049】

前記軟鋼複合層２は、スポット溶接ＬＭＥに鈍感な軟鋼であり、ＣおよびＭｎを含有し、質量パーセントで、Ｃ含有量≦０．１％、Ｍｎ含有量≦０．７％、引張強度≦５９０ＭＰａ、例えば、ＩＦ鋼（ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ－ｆｒｅｅ ｓｔｅｅｌ、すなわち格子間原子フリー鋼）、アルミニウムキルド鋼、ＢＨ鋼（Ｂａｋｅ Ｈａｒｄｅｎａｂｌｅ ｓｔｅｅｌ、すなわち焼付硬化鋼）、低合金鋼などである。

【0050】

前記高強度鋼本体１の生スラブ厚さと軟鋼複合層２の生スラブ厚さとの間に、Ｌ×Ａ＋Ｍ×Ｂ＋Ｎ×Ｃ＝Ｔの関係式を満たさなければならない。

【0051】

ここで、Ａは複合スラブ厚さに対する一方の軟鋼複合層２の生スラブ厚さの割合、Ｃは複合スラブ厚さに対する他方の軟鋼複合層２の生スラブ厚さの割合、Ｂは複合スラブ厚さに対する高強度鋼本体１の生スラブ厚さの割合であり、Ａ＋Ｂ＋Ｃ＝１００％である。複合スラブは、高強度鋼本体１と２つの軟鋼複合層２の生スラブ厚さの合計厚さである。

【0052】

Ｌは一方の軟鋼複合層２の焼鈍後の引張強度、Ｎは他方の軟鋼複合層２の焼鈍後の引張強度、Ｍは高強度鋼本体１の焼鈍後の引張強度である。

【0053】

Ｔは高強度鋼複合亜鉛メッキ板の目標引張強度である。
前記高強度鋼複合亜鉛メッキ板において、各軟鋼複合層２の厚さは１０～２００μｍである。高強度鋼本体１の両側にある２つの軟鋼複合層２の厚さは、同じでも異なってもよい。

【0054】

前記高強度鋼複合亜鉛メッキ板において、亜鉛メッキ層３の厚さは４～２６μｍである。

【0055】

スポット溶接ＬＭＥ割れに耐性のある高強度鋼複合亜鉛メッキ板を調製する方法であって、以下の工程を含む：
工程１：高強度鋼本体１の生スラブおよび２つの軟鋼複合層２の生スラブを取り、２つの軟鋼複合層２の生スラブを高強度鋼本体１の生スラブの２つの表面に貼り付け、２つの軟鋼複合層２の生スラブの端部で高強度鋼本体１の生スラブの端部に溶接し、複合スラブを形成する。

【0056】

２つの軟鋼複合層２の生スラブが高強度鋼本体１の生スラブと積層される前に、平滑な仕上げを確実にするために、高強度鋼本体１と２つの軟鋼複合層２の積層面をサンディングして洗浄する必要がある。

【0057】

工程２：複合スラブを厚板分塊工程を経て加熱することによりその厚さを薄くし、初期圧延を行い、その後、熱間圧延、酸洗、冷間圧延、焼鈍等の工程を順次行うことにより、高強度鋼本体１の生スラブと２つの軟鋼複合層２の生スラブを冶金的に接合させ、引張強度Ｔのスラグを形成する。初期圧延、熱間圧延、酸洗、冷間圧延、焼鈍等の工程は、既存の製造工程から採用したものであり、ここでは説明を繰り返さない。

【0058】

工程３：溶融メッキ、電気メッキまたはその他の手段により、スラグの少なくとも一方の面に亜鉛メッキ層３をコーティングし、高強度鋼複合亜鉛メッキ板を形成する。亜鉛メッキ層３は、溶融メッキ、電気メッキ、または他の既存の工程によってコーティングすることができ、ここでは説明を繰り返さない。

【0059】

本発明の高強度鋼複合亜鉛メッキ板のスポット溶接ＬＭＥ敏感性を評価するために、北米自動車／鉄鋼パートナーシップ（Ａ／ＳＰ）が発行したＲａｐｉｄ ＬＭＥ Ｔｅｓｔ Ｐｒｏｃｅｄｕｒｅ ｆｏｒ Ｃｏａｔｅｄ Ｓｈｅｅｔ Ｓｔｅｅｌｓ Ｖ２．０規格を使用した。この規格では、割れの分布位置に基づいて、割れをＴｙｐｅＡ、ＴｙｐｅＢ、ＴｙｐｅＣ、ＴｙｐｅＤに分類している。ＴｙｐｅＡ割れは、スポット溶接継手上下面のスポット溶接電極先端と鋼板との接触部に存在し、溶接スパッタ発生前のＴｙｐｅＡ割れの長さは≦板厚の１０％であることが規格で要求されており、溶接スパッタ発生後のＴｙｐｅＡ割れの長さについては規格に規定がない。ＴｙｐｅＢ割れは、スポット溶接継手上下面のスポット溶接電極と鋼板との非接触部に存在し、溶接スパッタ発生前、後に関係なく、ＴｙｐｅＢ割れの長さは≦板厚の５％であることが規格で要求されている。ＴｙｐｅＣ割れは、スポット溶接継手の上下層鋼板の接触部に存在し、溶接スパッタ発生前、後に関係なく、ＴｙｐｅＣ割れの長さは≦板厚の５％であることが規格で要求されている。ＴｙｐｅＤ割れは、スポット溶接継手上下面のくぼみのショルダー部に存在し、ここで、溶接厚さの変形量が最も大きく、溶接スパッタ発生前のＴｙｐｅＤ割れの長さは≦板厚の５％、溶接スパッタ発生後のＴｙｐｅＤ割れの長さは≦板厚の１０％であることが規格で要求されている。

【0060】

本発明の高強度鋼複合亜鉛メッキ板は、抵抗スポット溶接ＬＭＥ割れに対して良好な耐性を有し、その良好な耐性とは、溶接スパッタ発生前の継手にＬＭＥ割れがないこと、溶接スパッタ発生後の継手に、ＴｙｐｅＡのＬＭＥ割れの長さが板厚の１０％を超えず、その数が６個を超えないこと、ＴｙｐｅＤのＬＭＥ割れの長さが板厚の３％を超えず、その数が３個を超えないこと、ＴｙｐｅＢ、ＴｙｐｅＣのＬＭＥ割れがないことである。同時に、本発明の高強度鋼複合亜鉛メッキ板の基本的な溶接性能および母材の機械的特性は、関連分野における適用要件を満たす。

【0061】

実施例１
図１を参照すると、（高強度鋼本体１としての）ＱＰ１１８０の生スラブを取った。高強度鋼本体１の生スラブは、質量パーセントで、０．１８％のＣ、１．６７％のＳｉ、２．７３％のＭｎ、０．００８９％のＰ、０．０００９％のＳ、０．０２％のＴｉ、０．０３％のＣｒを含み、残部は鉄および不可避的不純物元素であった。

【0062】

（軟鋼複合層２としての）ＩＦ鋼ＤＣ０４の生スラブを取った。軟鋼複合層２の生スラブは、質量パーセントで、０．００１５％のＣ、０．００２％のＳｉ、０．１１４％のＭｎ、０．０１１９％のＰ、０．００４４％のＳを含み、残部は鉄および不可避的不純物元素であった。

【0063】

２つの軟鋼複合層２の生スラブ厚さは同じで、いずれも２４ｍｍであり、高強度鋼本体１の生スラブ厚さは１８２ｍｍであった。高強度鋼本体１の生スラブと軟鋼複合層２の生スラブ（１枚）の厚さ比は７．５：１であり、本実施例では、Ａ＝Ｃ＝１０．５％、Ｌ＝Ｎ＝１５０ＭＰａ、Ｂ＝７９％、Ｍ＝１２５０ＭＰａ、Ｔ＝１０１９ＭＰａであった。２つの軟鋼複合層２の生スラブ（厚さ同じ）は、複合スラブ化～厚板分塊～熱間圧延～酸洗～冷間圧延～焼鈍の工程で、高強度鋼本体１の生スラブの２つの表面に複合圧延し、スラグを得て、そのスラグの２つの表面に溶融亜鉛メッキにより亜鉛メッキ層３をコーティングして高強度鋼複合亜鉛メッキ板を形成した。その具体的な工程は以下の通りであった：
（１）熱間圧延：スラグを１２００に加熱し、０．５時間保持した後、最終圧延温度８５０℃で熱間圧延し、３０の速度で４００まで冷却し、巻き取った。

【0064】

（２）冷間圧延：冷間圧延の変形量は５０％であった。
（３）焼鈍：５℃／秒の速度で均熱温度８００℃まで加熱し、均熱保持時間は５０秒であり、３℃／秒の速度で６５０℃まで冷却し、次いで２０℃／秒の速度で２８０℃まで冷却し、２０秒保持し、次いで５℃／秒の速度で４５０℃まで加熱し、２００秒保持した。

【0065】

（４）溶融亜鉛メッキ：亜鉛メッキ温度は４５０℃であり、亜鉛メッキ時間は２０秒であった。亜鉛メッキの後、２０℃／秒以上の冷却速度で室温まで冷却した。

【0066】

最終的に得られた高強度鋼複合亜鉛メッキ板の総厚さは１．５ｍｍであり、２つの軟鋼複合層２の厚さは約１６０μｍであり、亜鉛メッキ層３の厚さは約８．６μｍであった。高強度鋼複合亜鉛メッキ板の降伏強度は６９６ＭＰａ、引張強度は１０７４ＭＰａ、破断伸び率は１５％であり、ＱＰ９８０ＧＩの要件を満たしており、中心層の組織はＱＰ鋼の組織であり、マルテンサイトと残留オーステナイトを含んでいた。

【0067】

本実施例で複合圧延した高強度鋼複合亜鉛メッキ板について、Ａ／ＳＰ発行のＲａｐｉｄ ＬＭＥ Ｔｅｓｔ Ｐｒｏｃｅｄｕｒｅ ｆｏｒ Ｃｏａｔｅｄ Ｓｈｅｅｔ Ｓｔｅｅｌｓ Ｖ２．０規格を用いて、スポット溶接ＬＭＥ敏感性を評価した。溶接電流≧１１ｋＡであると溶接スパッタが発生し、図２および図３に示すように、溶接スパッタ発生前の継手にＬＭＥ割れがなく、溶接スパッタ発生後の継手にＴｙｐｅＡのＬＭＥ割れの長さは板厚の１０％を超えず、割れの数は６個を超えず、ＴｙｐｅＤのＬＭＥ割れの長さは板厚の３％を超えず、割れの数は３個を超えず、ＴｙｐｅＢおよびＴｙｐｅＣのＬＭＥ割れはなかった。この規格によれば、本実施例の高強度鋼複合亜鉛メッキ板は、スポット溶接ＬＭＥ低敏感性材であった。

【0068】

厚さ１．５ｍｍのＱＰ９８０ＧＩ材を対照例として使用し、ＱＰ９８０ＧＩ材の組成は、質量パーセントで、０．１８％のＣ、１．８％のＳｉ、２．３％のＭｎ、０．００１％のＳ、０．０１２％のＰ、０．０１７％のＴｉを含み、残部は鉄および不可避的不純物であった。ＱＰ９８０ＧＩ材の機械的特性：降伏強さは６８７ＭＰａ、引張強度は１０６８ＭＰａ、破断伸び率は２２％であった。Ｒａｐｉｄ ＬＭＥ Ｔｅｓｔ Ｐｒｏｃｅｄｕｒｅ ｆｏｒ Ｃｏａｔｅｄ Ｓｈｅｅｔ Ｓｔｅｅｌｓ Ｖ２．０規格を用いてＱＰ９８０ＧＩ材のスポット溶接ＬＭＥ敏感性評価を行った。溶接電流≧１０．５ｋＡであると溶接スパッタが発生し、図４に示すように、スパッタ発生後のＴｙｐｅＡ割れが許容されるため、対照としたＱＰ９８０ＧＩ材の評価結果には、ＴｙｐｅＡ割れは含まれないが、板厚の９０％に近い長さのＴｙｐｅＤ割れと板厚の２０％を超える長さのＴｙｐｅＣ割れが発生していた。この材料は、この規格によればスポット溶接ＬＭＥ敏感性材料に分類された。

【0069】

表１に示すスポット溶接のパラメータを用いて、本実施例と対照例についてスポット溶接の基本性能を実験し、そのスポット溶接継手の硬度分布を図５に示す。

【0070】

【表1】

【0071】

図５からわかるように、本実施例の高強度鋼複合亜鉛メッキ板の溶接可能区間は６．６ｋＡ～９．０ｋＡ、区間幅は２．４ｋＡであり、対照例のＱＰ９８０ＧＩ材の溶接可能区間は６．７ｋＡ～９．１ｋＡ、区間幅は２．４ｋＡであり、両者の溶接可能区間は同等であった。溶接可能区間の下限は、生成した溶融核直径が５ｍｍである時に対応する溶接電流であり、溶接可能区間の上限は、溶接スパッタの発生時に対応する最小溶接電流であった。これに対応して、両者の溶融核直径がいずれも５ｍｍである時、両サンプルの継手ＴＳＳ（Ｔｅｎｓｉｌｅ Ｓｈｅａｒ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）強度および継手ＣＴＳ（Ｃｒｏｓｓ Ｔｅｎｓｉｏｎ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）強度を測定したところ、本実施例の継手ＴＳＳ強度は１３．８９ｋＮ（この継手ＴＳＳ強度値は測定した本実施例の３サンプルの平均値）であり、継手ＣＴＳ強度は６．２２ｋＮ（この継手ＣＴＳ強度値は測定した本実施例の３サンプルの平均値）であり、対照例の継手ＴＳＳ強度は１４．０３３ｋＮ（この継手ＴＳＳ強度値は測定した対照例の３サンプルの平均値）であり、継手ＣＴＳ強度は４．２７７ｋＮ（この継手ＣＴＳ強度値は測定した対照例の３サンプルの平均値）であった。このように、本実施例の継手ＴＳＳ強度は対照例と同等であるが、複合圧延層のＩＦ鋼の存在により、溶融核領域における炭素当量が減少し、その結果、溶融核の硬度が低下し、溶融核の塑性が向上するため、本実施例の継手ＣＴＳ強度は対照例と比較して大幅に向上していた。

【0072】

実施例２
図１を参照すると、（高強度鋼本体１としての）ＱＰ１１８０の生スラブを取った。高強度鋼本体１の生スラブは、質量パーセントで、０．１８％のＣ、１．６７％のＳｉ、２．７３％のＭｎ、０．００８９％のＰ、０．０００９％のＳ、０．０２％のＴｉ、０．０３％のＣｒを含み、残部は鉄および不可避的不純物元素であった。

【0073】

（軟鋼複合層２としての）ＩＦ鋼ＤＣ０４の生スラブを取った。軟鋼複合層２の生スラブは、質量パーセントで、０．００１５％のＣ、０．００２％のＳｉ、０．１１４％のＭｎ、０．０１１９％のＰ、０．００４４％のＳを含み、残部は鉄および不可避的不純物元素であった。

【0074】

高強度鋼本体１の生スラブおよび軟鋼複合層２の生スラブ（両側の軟鋼複合層２の生スラブは同じ厚さを有する）を、それぞれ、５．５：１、７．５：１、１０．５：１、１６．５：１および３５．５：１（この比率は、高強度鋼本体１の生スラブの厚さと軟鋼複合層の生スラブ１枚の厚さの比率である）の厚さ比で複合スラブ化し、本発明の調製方法で、複合スラブ化～厚板分塊～熱間圧延～酸洗～冷間圧延～焼鈍～溶融亜鉛メッキ等の工程を経て、軟鋼複合層２の厚さが異なる高強度鋼複合亜鉛メッキ板を得て、各高強度鋼複合亜鉛メッキ板（１＃～５＃）の詳細情報を表２に示す。具体的な工程は以下の通りであった：
（１）熱間圧延：スラグを１２３０℃に加熱し、１時間保持した後、最終圧延温度９２０℃で熱間圧延し、５０℃／秒の速度で５５０℃まで冷却し、巻き取った。

【0075】

（２）冷間圧延：冷間圧延の変形量は６０％であった。
（３）焼鈍：１０℃／秒の速度で均熱温度８１０℃まで加熱し、均熱保持時間は１００秒であり、７℃／秒の速度で７００℃まで冷却し、次いで５０℃／秒の速度で３００℃まで冷却し、８０秒保持し、次いで１５℃／秒の速度で４７０℃まで加熱し、３００秒保持した。

【0076】

（４）溶融亜鉛メッキ：亜鉛メッキ温度は４８０℃であり、亜鉛メッキ時間は１００秒であった。亜鉛メッキの後、２０℃／秒以上の冷却速度で室温まで冷却した。

【0077】

【表2】

【0078】

１＃～５＃の高強度鋼複合亜鉛メッキ板について、Ａ／ＳＰ発行のＲａｐｉｄ ＬＭＥ Ｔｅｓｔ Ｐｒｏｃｅｄｕｒｅ ｆｏｒ Ｃｏａｔｅｄ Ｓｈｅｅｔ Ｓｔｅｅｌｓ Ｖ２．０規格を使用して、それぞれのスポット溶接ＬＭＥ敏感性を評価した。その結果、表３に示すように、溶接スパッタが発生する前に、１＃～５＃の高強度鋼複合亜鉛メッキ板のスポット溶接継手にはＬＭＥ割れがなかった。溶接スパッタが発生した後に、１＃～５＃の高強度鋼複合亜鉛メッキ板のスポット溶接継手にはＴｙｐｅＢおよびＴｙｐｅＣのＬＭＥ割れがなく、ＴｙｐｅＡのＬＭＥ割れの長さは板厚の１０％を超えず、割れの数は６個を超えず、ＴｙｐｅＤのＬＭＥ割れの長さは板厚の３％を超えず、割れの数は３個を超えなかった。

【0079】

【表3】

【0080】

実施例３
図１を参照すると、（高強度鋼本体１としての）ＱＰ１１８０の生スラブを取った。高強度鋼本体１の生スラブは、質量パーセントで、０．１８％のＣ、１．６７％のＳｉ、２．７３％のＭｎ、０．００８９％のＰ、０．０００９％のＳ、０．０２％のＴｉ、０．０３％のＣｒを含み、残部は鉄および不可避的不純物元素であった。

【0081】

軟鋼複合層２の生スラブとして、冷延炭素構造用鋼Ｓｔ３７－２Ｇ、リン添加高強度鋼ＨＣ２２０Ｐ、高強度ＩＦ鋼ＨＣ１８０Ｙ、焼付硬化鋼ＨＣ１８０Ｂ、低合金高強度鋼ＨＣ３００ＬＡをそれぞれ取った。上記５種類の軟鋼複合層２の生スラブの主な化学組成を質量パーセントで表４に示し、残部は鉄および不可避的不純物元素であった。

【0082】

【表4】

【0083】

高強度鋼本体１の生スラブと上記５種類の軟鋼複合層２の生スラブ（１枚）を厚さ比７．５：１により複合スラブ化し、本発明の調製方法に従い、複合スラブ化～厚板分塊～熱間圧延～酸洗～冷間圧延～焼鈍～溶融亜鉛メッキ等の工程を経て、異なる軟鋼複合層２を有する高強度鋼複合亜鉛メッキ板６＃～１０＃を得た。各高強度鋼複合亜鉛メッキ板（６＃～１０＃）の詳細情報を表５に示す。具体的な工程は以下の通りであった：
（１）熱間圧延：スラグを１２５０℃に加熱し、２時間保持した後、最終圧延温度９８０℃で熱間圧延し、９０℃／秒の速度で６３０℃まで冷却し、巻き取った。

【0084】

（２）冷間圧延：冷間圧延の変形量は７０％であった。
（３）焼鈍：２０℃／秒の速度で均熱温度８３０℃まで加熱し、均熱保持時間は１６０秒であり、８℃／秒の速度で７５０℃まで冷却し、次いで７０℃／秒の速度で３００℃まで冷却し、１００秒保持し、次いで１５℃／秒の速度で４７０℃まで加熱し、２００秒保持した。

【0085】

（４）溶融亜鉛メッキ：亜鉛メッキ温度は５００℃であり、亜鉛メッキ時間は１８０秒であった。亜鉛メッキの後、２０℃／秒以上の冷却速度で室温まで冷却した。

【0086】

【表5】

【0087】

本実施例で複合圧延された６＃～１０＃の高強度鋼複合亜鉛メッキ板について、Ａ／ＳＰ発行のＲａｐｉｄ ＬＭＥ Ｔｅｓｔ Ｐｒｏｃｅｄｕｒｅ ｆｏｒ Ｃｏａｔｅｄ Ｓｈｅｅｔ Ｓｔｅｅｌｓ Ｖ２．０規格を使用して、それぞれのスポット溶接ＬＭＥ敏感性を評価した。その結果、溶接スパッタが発生する前に、６＃～１０＃の高強度鋼複合亜鉛メッキ板のスポット溶接継手にはＬＭＥ割れがなかった。溶接スパッタが発生した後に、６＃～１０＃の高強度鋼複合亜鉛メッキ板のスポット溶接継手にはＴｙｐｅＢおよびＴｙｐｅＣのＬＭＥ割れがなく、ＴｙｐｅＡのＬＭＥ割れの長さは板厚の１０％を超えず、割れの数は６個以下であり、ＴｙｐｅＤのＬＭＥ割れの長さは板厚の３％以下であり、割れの数は３個を超えなかった。

【0088】

実施例４
図１を参照すると、（高強度鋼本体１としての）ＤＨ９８０の生スラブを取った。高強度鋼本体１の生スラブは、質量パーセントで、０．１８％のＣ、０．４８％のＳｉ、２．４％のＭｎ、０．０２１％のＣｒ、０．０４％のＮｂ、０．０２％のＴｉ、０．０００４％のＢ、０．００９％のＰ、０．００１％のＳ、０．２３％のＡｌを含み、残部は鉄および不可避的不純物元素であった。

【0089】

軟鋼複合層２の生スラブとして、ＩＦ鋼ＤＣ０４、冷延炭素構造用鋼Ｓｔ３７－２Ｇ、リン添加高強度鋼ＨＣ２２０Ｐ、高強度ＩＦ鋼ＨＣ１８０Ｙ、焼付硬化鋼ＨＣ１８０Ｂをそれぞれ取った。上記５種類の軟鋼複合層２の生スラブの主な化学組成を質量パーセントで表６に示し、残部は鉄および不可避的不純物元素であった。

【0090】

【表6】

【0091】

各複合層のスラブの原料は、７．５：１（高強度鋼本体の厚さと軟鋼スラブ１枚の厚さの比率）の厚さに比例して圧延し、使用に備えた。各複合層の隣接する界面を洗浄し、酸化スケールなどの不純物を除去した。接触する各複合層の境界を溶接して密封し、複合層間の酸素は真空引きによって除去し、その後、複合スラブを圧延した。以下の熱間圧延、酸洗、冷間圧延、焼鈍および溶融亜鉛メッキ工程を経て、異なる軟鋼複合層２を有する高強度鋼複合亜鉛メッキ板１１＃～１５＃を得て、各高強度鋼複合亜鉛メッキ板（１１＃～１５＃）の詳細情報を表７に示す。

【0092】

（１）熱間圧延：スラグを１２８０℃に加熱し、４時間保持した後、最終圧延温度９５０℃で熱間圧延し、８０℃／秒の速度で６００℃まで冷却し、巻き取った。

【0093】

（２）酸洗
（３）冷間圧延：冷間圧延の変形量は４０％であった。

【0094】

（４）焼鈍：１５℃／秒の速度で均熱温度８１０℃まで加熱し、均熱保持時間は２００秒であり、露点温度は０℃に制御し、次いで、１０℃／秒の速度で６７０℃まで冷却し、次いで、６０℃／秒の速度で３２０℃まで冷却し、８０秒保持した。

【0095】

（６）溶融亜鉛メッキ：亜鉛メッキ温度は４５０℃であり、亜鉛メッキ時間は１６００秒であった。亜鉛メッキの後、２０℃／秒以上の冷却速度で室温まで冷却した。

【0096】

【表7】

【0097】

本実施例で複合圧延された６＃～１０＃の高強度鋼複合亜鉛メッキ板について、Ａ／ＳＰ発行のＲａｐｉｄ ＬＭＥ Ｔｅｓｔ Ｐｒｏｃｅｄｕｒｅ ｆｏｒ Ｃｏａｔｅｄ Ｓｈｅｅｔ Ｓｔｅｅｌｓ Ｖ２．０規格を使用して、それぞれのスポット溶接ＬＭＥ敏感性を評価した。その結果、溶接スパッタが発生する前に、１１＃～１５＃の高強度鋼複合亜鉛メッキ板のスポット溶接継手にはＬＭＥ割れがなかった。溶接スパッタが発生した後に、１１＃～１５＃の高強度鋼複合亜鉛メッキ板のスポット溶接継手にはＴｙｐｅＢおよびＴｙｐｅＣのＬＭＥ割れがなく、ＴｙｐｅＡのＬＭＥ割れの長さは板厚の１０％を超えず、割れの数は６個以下であり、ＴｙｐｅＤのＬＭＥ割れの長さは板厚の３％以下であり、割れの数は３個を超えなかった。

【0098】

以上は本発明の好ましい実施例に過ぎず、発明の保護範囲を限定するものではないため、本発明の主旨や原則以内において行われるいかなる修正や、均等置換、改善などが、本発明の保護範囲に含まれる。

【図1】

【図2】

【図3】

【図4】

【図5】

【国際調査報告】