JP2005105367A

JP2005105367A - 溶接性と延性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板および高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びに、高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法

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Publication number: JP2005105367A
Application number: JP2003341456A
Authority: JP
Inventors: Naoki Yoshinaga; 直樹吉永; Koji Sakuma; 康治佐久間; Shunji Hiwatari; 俊二樋渡; Atsushi Itami; 淳伊丹
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2003-09-30
Filing date: 2003-09-30
Publication date: 2005-04-21
Anticipated expiration: 2023-09-30
Also published as: JP4486336B2

Abstract

【課題】溶接性と延性の良好な高降伏比高強度冷延鋼板、高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板、および、高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０３０％超〜０．１０％未満、Ｓｉ：０．３５〜０．８０％、Ｍｎ：１．７〜３．２％、Ｐ：０．００１〜０．０２％、Ｓ：０．０００１〜０．００６％、Ａｌ：０．０６０％以下、Ｎ：０．０００１〜０．００７０％、Ｔｉ：０．０１％〜０．０５５％、Ｎｂ：０．０１２〜０．０５５％、Ｍｏ：０．０７〜０．５５％、Ｂ：０．０００５〜０．００４０％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼であり、降伏比が０．６４以上０．９０未満で、鋼板の板厚１／８層における板面と並行な{１１０}面のＸ線強度比が１．０未満であり、かつ、引張最高強度（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上であることを特徴とする溶接性と延性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板である。
【選択図】なし

Description

本発明は、自動車、建材、家電などに適する、高降伏比でかつ延性および溶接性に優れた高強度冷延鋼板と該冷延鋼板に溶融亜鉛めっき処理を施した高強度溶融亜鉛めっき鋼板、さらに、合金化処理を施した合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法に関するものである。

近年、特に自動車車体において燃費向上や耐久性向上を目的とした加工性の良い高強度鋼板の需要が高まっている。加えて、衝突安全性やキャビンスペースの拡大のニーズから引張強さにして７８０ＭＰａ級クラス以上の鋼板が、車体骨格用部材やレインフォースなどの部材に使用されつつある。

車体骨格用の鋼板としてまず重要なのは、スポット溶接性である。車体骨格部材は衝突時に衝撃を吸収することによって、搭乗者を保護する役割を担っている。スポット溶接部の強度が十分でないと衝突時に破断し、十分な衝突エネルギー吸収性能を得ることができない。溶接性を考慮した高強度鋼板に関する技術には、例えば、特許文献１や特許文献２がある。

次に、降伏強度が高いことが重要である。すなわち、降伏比が高い材料は衝突エネルギー吸収能に優れている。高い降伏比を得るためには、組織をベイナイト化することが有用であり、特許文献３には、ベイナイト組織を主相とする鋼板と製造方法が示されている。

最後に鋼板の加工性、すなわち、延性、曲げ性、伸びフランジ性などが重要である。例えば、穴拡げ性については、非特許文献１にあるように、主相をベイナイトとして穴拡げ性を向上させ、さらには張り出し成形性についても、第２相に残留オーステナイトを生成させることで現行の残留オーステナイト鋼並の張り出し性を示すことが開示されている。

さらには、Ｍｓ温度以下でオーステンパ処理をすることで体積率２〜３％の残留オーステナイトを生成させると、引張り強度×穴拡率が最大となることも示されている。また、高強度材の高延性化を図るために、複合組織を積極的に活用することが一般的である。

しかし、第２相にマルテンサイトや残留オーステナイトを活用した場合に、穴拡げ性が著しく低下してしまうという問題がある（例えば、非特許文献２、参照）。また、本文献中には、主相をフェライト、第２相をマルテンサイトととし、両者の硬度差を減少させることで穴拡げ率が向上することが開示されている。穴拡げ性と延性に優れた鋼板の例としては、特許文献４がある。

しかしながら、７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する鋼板について、高い降伏比と良好な延性とを兼備し、さらに、スポット溶接性の良好な鋼板については、十分な検討がなされたとは言い難い。

特に、スポット溶接性に関しては、高強度鋼板となると、むしろ溶接部強度が低下したり、散り発生領域となる溶接電流で溶接を行うと、溶接部強度が著しく低下したり、ばらついたりするという問題があり、高強度鋼板市場拡大の阻害要因となっていた。

特開２００３−１９３１９４号公報特開２０００−８０４４０号公報特開２００１−３５５０４３号公報特開２００１−３６６０４３号公報ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪｖｏｌ．１３（２０００）ｐ３９５ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪｖｏｌ．１３（２０００）ｐ３９１

７８０ＭＰａ以上の引張最高強度を有し、降伏比が高く、かつ、自動車車体骨格部品に適合し得る溶接性と延性を兼ね備えた鋼板を提供することにある。

本発明者らは、種々検討を行った結果、車体骨格用部材に適合する鋼板として溶接性を確保するためには、Ｃ量が最も重要で、これが０．１％以上となってはならないことを見出した。

Ｃ量の上限が０．１％未満という条件下で、高降伏比と延性とを両立させることは非常に困難であったが、これを達成しうる基本的な手段を見出した。それは、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｂの６種類の元素を所定の範囲で同時に添加することである。

降伏比については、高い方が衝突吸収エネルギーの観点で有利であることは上述のとおりであるが、あまり高すぎるとプレス成形時の形状凍結性が劣悪となるので、０．９を超えないことが重要である。

この観点でも、上記の元素の同時添加が非常に重要であり、これによって降伏比を適度に高めることが可能となることを発見した。また、これら６種類の元素を同時に所定の量添加することで、良好な溶接性を得ることができることも併せて見出した。

本発明は、上記知見に基づいて完成されたもので、その要旨とするところは、以下の通りである。

（１）質量％で、
Ｃ：０．０３０％超〜０．１０％未満、
Ｓｉ：０．３５〜０．８０％、
Ｍｎ：１．７〜３．２％、
Ｐ：０．００１〜０．０２％、
Ｓ：０．０００１〜０．００６％、
Ａｌ：０．０６０％以下、
Ｎ：０．０００１〜０．００７０％、
Ｔｉ：０．０１〜０．０５５％、
Ｎｂ：０．０１２〜０．０５５％、
Ｍｏ：０．０７〜０．５５％、
Ｂ：０．０００５〜０．００４０％、
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼であり、降伏比が０．６４以上０．９０未満で、鋼板の板厚１／８層における板面と並行な{１１０}面のＸ線強度比が１．０未満であり、かつ、引張最高強度（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上であることを特徴とする溶接性と延性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板。

（２）さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜１．５％を含有することを特徴とする上記（１）に記載の溶接性と延性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板。

（３）さらに、質量％で、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｃｕ：０．００１〜２．０％の１種または２種を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の溶接性と延性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板。

（４）さらに、質量％で、Ｃｏ：０．０１〜１％、Ｗ：０．０１〜０．３％の１種または２種を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれかに記載の溶接性と延性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板。

（５）さらに、質量％で、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．００１〜１％含有することを特徴とする上記（１）〜（４）のいずれかに記載の溶接性と延性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板。

（６）さらに、質量％で、Ｃａ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｙ，Ｃｅの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５％含有することを特徴とする上記（１）〜（５）のいずれかに記載の溶接性と延性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板。

（７）さらに、質量％で、Ｌａ、Ｙ、Ｃｅ以外のＲＥＭを合計で０．０００１〜０．５％含有することを特徴とする上記（１）〜（６）のいずれかに記載の溶接性と延性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板。

（８）上記（１）〜（７）のいずれかに記載の化学成分からなる冷延鋼板に、溶融亜鉛めっき処理したことを特徴とする溶接性と延性に優れた高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

（９）上記（１）〜（７）のいずれかに記載の化学成分からなる冷延鋼板に、溶融亜鉛めっき処理し、更に合金化処理したことを特徴とする溶接性と延性に優れた高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。

（１０）上記（１）〜（７）のいずれかに記載の化学成分からなる鋳造スラブを、直接または一旦冷却した後に１１６０℃以上に加熱し、Ａr₃変態温度以上で熱間圧延を完了し、７５０℃以下の温度で巻取り、酸洗後、圧下率３０〜８０％の冷延を施し、連続焼鈍ラインを通板するに際して、最高加熱温度を７５０℃以上９５０℃以下とし、さらに、圧下率０．１％以上のスキンパスを施すことを特徴とする溶接性と延性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板の製造方法。

（１１）上記（１）〜（７）のいずれかに記載の化学成分からなる鋳造スラブを、直接または一旦冷却した後に１１６０℃以上に加熱し、Ａr₃変態温度以上で熱間圧延を完了し、７５０℃以下の温度で巻取り、酸洗後、圧下率３０〜８０％の冷延を施し、連続溶融亜鉛めっきラインを通板するに際して、最高加熱温度を７５０℃以上９５０℃以下とし、（亜鉛めっき浴温度−４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃に冷却後、亜鉛めっき浴に浸漬し、圧下率０．１％以上のスキンパスを施すことを特徴とする溶接性と延性に優れた高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

（１２）上記（１）〜（７）のいずれかに記載の化学成分からなる鋳造スラブを、直接または一旦冷却した後に１１６０℃以上に加熱し、Ａr₃変態温度以上で熱間圧延を完了し、７５０℃以下の温度で巻取り、酸洗後、圧下率３０〜８０％の冷延を施し、連続溶融亜鉛めっきラインを通板するに際して、最高加熱温度を７５０℃以上９５０℃以下とし、（亜鉛めっき浴温度−４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃に冷却後、亜鉛めっき浴に浸漬し、引き続いて４８０℃以上の温度で合金化処理を施し、圧下率０．１％以上のスキンパスを施すことを特徴とする溶接性と延性に優れた高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

本発明により、引張最高強度（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上である溶接性と延性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板、高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板、更には、高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。

以下、本発明を詳細に説明する。

先ず、本発明における鋳造スラブの化学成分の限定理由について述べる。なお、％は質量％を意味する。

Ｃ:０．０３％超〜０．１０％未満
Ｃは高強度化に有効な元素であるので０．０３％超の添加が必要である。一方、０．１％以上となると溶接性が劣化し、自動車車体骨格用部品などに適用した場合に接合部強度や疲労強度の観点で問題を生ずる場合がある。

また、０．１０％以上となると、穴拡げ性が劣化するので、０．１０％を上限とする。０．０３５〜０．０９％がより好ましい範囲である。

Ｓｉ：０．３５〜０．８０％
Ｓｉは、本発明において重要である。すなわち、本発明においては０．３５%以上のＳｉを添加する。これは、良好な延性を確保するのに必須だからである。このようなＳｉの効果は、後述するＭｎ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｂとの複合添加によってより顕著な効果を発現する。

一般に、低降伏比鋼、例えば、フェライトとマルテンサイトからなるデュアルフェース鋼は良好な延性を有するのに対して、降伏比の高い鋼板の延性はさほど高くない。本発明の鋼板は降伏比が高いことが前提であるため、延性確保のためにＳｉの添加が必須となる。

また、比較的粗大な炭化物の生成を抑制することで穴拡げ性を向上させる。過剰添加はめっき性を劣悪にするほか、溶接性や延性にも悪影響を及ぼすので、０．８０％を上限とする。０．６５％がより好ましい上限である。

Ｍｎ：１．７〜３．２％
Ｍｎは、フェライト変態を抑制して、主相をベイナイトまたはベイニティックフェライトとすることで均一組織をもたらす働きがあるほか、強度低下と穴拡げ性劣化の１つの原因である炭化物析出や、パーライト生成を抑制する。また、降伏比を高めるのにも有効である。したがって、１．７％以上を添加する。

１．７％未満では、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂとの複合添加によって低Ｃでありながら高い降伏比と良好な延性とを両立させることができない。

しかし、過剰な添加は、溶接性を劣化させる他、多量のマルテンサイト生成を促進したり、偏析などによって延性や穴拡げ性の著しい低下を招くために３．２％を上限とする。１．８〜２．６％がより好ましい範囲である。

Ｐ：０．００１〜０．０２％
Ｐは、強化元素であるが、過剰な添加は穴広げ性や曲げ性、さらには、溶接部の接合強度や疲労強度を劣化させるので、上限を０．０２％とする。一方、極低Ｐ化は経済的にも不利であることから、０．００１％を下限とする。０．００３〜０．０１４％の範囲がより好ましい。

Ｓ：０．０００１〜０．００６％
極低Ｓ化は経済的に不利であることから、０．０００１％を下限とし、また、０．００６％を上限とした。０．００６％を超える量の添加では、鋼板の穴拡げ性や曲げ性、さらには、溶接部の接合強度や疲労強度に悪影響を及ぼすためである。より好ましくは、０．００３％を上限とする。

Ａｌ：０．０６０％以下
Ａｌは脱酸元素として有効であるが、過剰に添加すると粗大なＡｌ系の介在物、例えば、アルミナのクラスターを形成し曲げ性や穴拡げ性を劣化させる。このため、０．０６％を上限とした。

下限は特に限定しないが、脱酸をＡｌによって行い、さらに残存するＡｌ量を０．００３％以下とするのは困難であるので、０．００３％が実質的な下限である。脱酸をＡｌ以外の元素で行ったり、Ａｌ以外の元素を併用したりする場合には、この限りではない。

Ｎ：０．０００１〜０．００７０％
Ｎは、高強度化やＢＨ性（焼付き硬化性）を付与したりするのには役立つが、添加しすぎると粗大な化合物を形成し曲げ性や穴拡げ性を劣化させるので、０．００７０％を上限とする。

一方、０．０００１％未満とすることは技術的に極めて困難なので、０．０００１％を下限とする。０．００１０〜０．００４０％がより好ましい範囲である。

Ｔｉ：０．０１〜０．０５５％
Ｎｂ：０．０１２〜０．０５５％
Ｍｏ：０．０７〜０．５５％
Ｂ：０．０００５〜０．００４０％
これらの元素は本発明において極めて重要である。すなわち、これら４種類の元素をＳｉ、Ｍｎと同時に添加することによって、高降伏比が得られ、かつ、車体骨格部品に成形加工するのに必要な延性を初めて確保できることが明らかとなった。

さらに、ＳｉやＭｎの添加は、溶接性を劣化させることが知られているが、これら４種類の元素を所定の量、同時に添加することで、良好な溶接性を確保できることを見出した。

このような複合添加によって、上記のような効果が発現することについては、本発明者らが、溶接性と延性、さらには、高降伏比とを兼備した鋼を創出するとの課題のもとに種々の鋼について鋭意検討した結果、初めて見出されたものである。

各元素の量は、このような観点から決定されたものであり、この範囲から外れては十分な効果を得ることができない。より好ましい範囲は、以下のとおりである。Ｔｉ：０．０１８〜０．０４４％、Ｎｂ：０．０１７〜０．０３６％、Ｍｏ：０．０８〜０．３４％、Ｂ：０．００１１〜０．００３３％。

本発明で得られる鋼板の降伏比は０．６４以上０．９０未満である。０．６４未満では十分な衝突安全性を確保できない場合がある。一方、０．９０以上ではプレス成形時の形状凍結性が劣悪となるので上限を０．９０未満とする。

より好ましくは、０．６８〜０．８８、さらに好ましくは０．７４〜０．８６である。なお、降伏比は、圧延方向と垂直方向を引張方向とするＪＩＳ５号引張試験片により評価する。

本発明の鋼板の板厚１／８層における板面と平行な｛１１０｝面のＸ線強度比は１．０未満である。これが１．０以上では成形性が劣化する場合がある。また、本発明が属する冷延鋼板では、これを１．３以上とするには特殊な圧延や焼鈍を施す必要があり、コスト高となる。好ましくは、０．８未満である。

なお、Ｘ線による面強度比の測定は、例えば、新版カリティＸ線回折要論（１９８６年発行、松村源太郎訳、株式会社アグネ）２９０−２９２頁に記載の方法に従って行えばよい。

面強度比とは、本発明の鋼板の｛１１０｝面Ｘ線強度を標準サンプル（ランダム方位サンプル）の｛１１０｝面Ｘ線強度によって規格化した値を言う。板厚１／８層とは全板厚を１としたとき、板厚表面側から中心側に向かって１／８厚入った面をさす。試料調整に際して正確に１／８層を削りだすことは困難なので、板厚の３／３２層〜５／３２層の範囲を１／８層と定義する。

試料作製の際は、機械研磨によって粗仕上げを行い、♯８００〜１２００程度の研磨紙で仕上げ、最終的に化学研磨で２０ミクロン厚以上除去する。

本発明で得られる鋼板のスポット溶接性には、散り発生領域となる溶接電流であっても、散り発生直前の溶接電流で溶接した際の十字型引張試験による引張荷重（ＣＴＳ）に比較して、ＣＴＳの劣化代が小さいという特徴がある。

すなわち、通常の鋼板では、散り発生を伴う溶接を行うと、ＣＴＳが大きく低下したりＣＴＳのばらつきが大きくなるのに対して、本発明の鋼板では、ＣＴＳの低下率やばらつきが小さい。

散り発生領域での溶接電流値としては、散り発生直前の電流値（ＣＥとする）に１．５ｋＡを加えた電流値とする。溶接電流をＣＥとする溶接を５回行ったときのＣＴＳの平均値を１としたとき、溶接電流を（ＣＥ＋１．５）ｋＡとする試験を５回行ったときのＣＴＳの最低値が０．７以上となる。

好ましくは０．８以上、さらに好ましくは０．９以上である。なお、ＣＴＳはＪＩＳＺ３１３７の方法に準拠して評価する。

次に、上記（２）〜（７）の要件について述べる。

Ｃｒ：０．０１〜１．５％
Ｃｒは、高強度化に有効であるほか、炭化物生成の抑制とベイナイトおよびベイニティックフェライト生成を通じて曲げ性や穴拡げ性を向上する。また、高強度化に対する効果の割には溶接性の劣化が小さい元素でもあるので必要に応じて添加する。

０．０１％未満の添加では顕著な効果が得られないので、０．０１％を下限とし、一方、１．５％を超える量の添加では、加工性やめっき性に悪影響を及ぼすため、１．５％を上限とした。好ましくは、０．２〜０．８％である。

Ｎｉ：０．０１〜２．０％
Ｃｕ：０．００１〜２．０％
本発明が対象とする鋼は、強度−穴拡げ性バランスに悪影響を与えずにめっき性を向上させることを目的として、Ｃｕ、Ｎｉを添加することができる。Ｎｉは、めっき性向上以外には焼き入れ性向上の目的もあり、０．０１％以上とし、２．０％を超える量の添加では、合金コストの増加、加工性、特にマルテンサイト生成に伴うの硬度上昇に寄与して悪影響を及ぼすため、２．０％を上限とする。

Ｃｕは、めっき性向上以外には強度向上の目的もあり、０．００１％以上の添加とし、２．０％を超える量の添加では、加工性やリサイクル性に悪影響を及ぼす。

本発明の鋼板の場合Ｓｉが含有されているので、Ｎｉを０．２％以上、Ｃｕを０．１％以上とすることが、めっき性と合金化反応性の観点から望ましい。

Ｃｏ：０．０１〜１％
Ｗ：０．０１〜０．３％
さらには，Ｃｏ、Ｗの１種または２種を含有できる。

Ｃｏは、ベイナイト変態制御による強度−穴拡げ性（および曲げ性）の良好なバランスのため、０．０１％以上の添加とした。しかし、高価な元素であるため多量添加は経済性を損なうため、１％以下にすることが望ましい。

Ｗは、０．０１％以上で強化効果が現れること、０．３％を上限としたのは、これを超える量の添加では、加工性に悪影響を及ぼすためである。

さらに、本発明が対象とする鋼は、強度と穴拡げ性とのバランスのさらなる向上を目的として、強炭化物形成元素であるＺｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．００１％以上含有してもよい。一方で、延性や熱間加工性の劣化を招くことから、１種または２種以上の合計添加量の上限として１％とした。

Ｃａ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｙ、Ｃｅは、適量添加により介在物制御、特に、微細分散化に寄与することから、これらの１種または２種以上の添加量を、合計で０．０００１％以上とし、一方で、過剰添加は鋳造性や熱間加工性などの製造性および鋼板製品の延性を低下させるので、０．５％を上限とした。

Ｌａ、Ｙ、Ｃｅ以外のＲＥＭも適量添加により介在物制御、特に、微細分散化に寄与することから、必要に応じて０．０００１％以上添加し、一方で、過剰添加は、コストアップを伴うほか、鋳造性や熱間加工性などの製造性および鋼板製品の延性を低下させるので、０．５％を上限とする。

不可避的不純物として、例えば、ＳｎやＳｂなどがあるが、これら元素を合計で０．２％以下の範囲で含有しても本発明の効果を損なうものではない。

Ｏは特に限定しないが、適量を含有すると、曲げ性や穴拡げ性を改善する効果がある。一方、多すぎると、逆に、これらの特性を劣化させるので０．０００５〜０．００４％の範囲とするのが好ましい。

鋼板のミクロ組織は特に限定するものではないが、高い降伏比と良好な延性を得るには、主相としてベイナイトまたはベイニティックフェライトが適しており，面積率で３０％以上とする。

ここで言うベイナイトは、ラス境界に炭化物が生成している上部ベイナイトおよびラス内に微細炭化物が生成している下部ベイナイトの双方を含む。また、ベイニティックフェライトは炭化物のないベイナイトを意味し、例えば、アシキュラーフェライトがその１例である。

穴拡げ性や曲げ性の向上には、炭化物が微細分散している下部ベイナイトもしくは炭化物の無いベイニティックフェライトやフェライトが主相で、面積率が８５％を超えることが望ましい。

一般にフェライトは軟質であり、鋼板の降伏比を低下させるが、未再結晶フェライトのように転位密度の高いフェライトはこの限りではない。

なお、上記ミクロ組織の各相、フェライト、ベイニティックフェライト、ベイナイト、オーステナイト、マルテンサイト、界面酸化相および残部組織の同定、存在位置の観察および面積率の測定は、ナイタール試薬および特開昭５９−２１９４７３号公報に開示された試薬により鋼板圧延方向断面または圧延直角方向断面を腐食して、５００倍〜１０００倍の光学顕微鏡観察および１０００〜１０００００倍の電子顕微鏡（走査型および透過型）により定量化が可能である。

各２０視野以上の観察を行い、ポイントカウント法や画像解析により各組織の面積率を求めることができる。

次に、上記（１０）、（１１）、および、（１２）の溶接性と延性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板、高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について以下に述べる。

成分調整は、通常の高炉−転炉法のほか電気炉等で行ってもよい。

鋳造法も特に限定するものではない、通常の連続鋳造法やインゴット法、薄スラブ鋳造によって製造すればよい。

鋳造スラブを一旦冷却し再加熱してから熱間圧延を施してもよいし、冷却せずに直接熱間圧延を行ってもよい。一旦１１６０℃未満となった場合には、１１６０℃以上に加熱する。この温度が１１６０℃未満では偏析などの影響で製品の曲げ性や穴拡げ性が劣化するので、１１６０℃を下限とする。好ましくは１２００℃以上、より好ましくは１２３０℃以上である。

熱延の最終仕上げ温度はＡr₃変態温度以上とする。この温度がＡr₃変態温度未満となると、熱延板中に圧延方向に展伸したフェライト粒が生成し、製品の延性や曲げ性が劣化する。

熱延後は７５０℃以下で巻き取る。この温度が７５０℃超となると熱延組織中にフェライトやパーライトが多量に生成するので、最終製品の組織が不均一となり曲げ性や穴拡げ性が低下する。６５０℃以下で巻き取ることが好ましく、６００℃以下であれば、より好ましい。

下限は特に定めないが、室温以下とするのは困難であるので、室温を下限とすることが好ましい。なお，粗圧延バー同士を接合して連続的に仕上げ熱延を行ってもよい。この際に，粗圧延バーを一旦巻き取っても構わない。

このようにして製造した熱延鋼板を酸洗後、必要に応じてスキンパスを行ってもよい。形状矯正、耐常温時効性の改善、強度調整等のため４.０％まで行ってもよい。４．０％を超えると延性が著しく劣化するので、４．０％を上限とする。０．１％未満では、効果が小さく、制御も困難なので、０．１％が下限である。

スキンパスはインラインで行ってもよいし、オフラインで行ってもよい。また、一度に目的の圧下率のスキンパスを行ってもよいし、数回に分けて行っても構わない。

酸洗した熱延鋼板を圧下率３０〜８０％で冷間圧延して、連続焼鈍ラインまたは連続溶融亜鉛めっきラインに通板する。圧下率が３０％未満では、形状を平坦に保つことが困難である。また、最終製品の延性が劣悪となるので、３０％を下限とする。

一方、８０％以上とすると冷延荷重が非常に大きくなるので、生産性を阻害する。４０〜７０％が好ましい冷延圧下率である。

連続焼鈍ラインを通板する場合の最高加熱温度は、７５０〜９５０℃である。７５０℃未満ではα→γ変態が生じないか、または僅かしか生じないので、最終組織を変態組織とすることができず、したがって、降伏比が高くならなかったり、伸びが劣悪になったりする。よって、７５０℃が下限である。

一方、９５０℃超とすると、板の形状が劣悪となるなどのトラブルを誘発するので、９５０℃を上限とする。この温度域での熱処理時間は特に限定しないが、鋼板の温度均一化のために１秒以上が必要である。

しかし、１０分超では、粒界酸化相生成が促進されるうえ、コストの上昇を招く。その後、必要に応じて１００〜５５０℃の範囲で６０秒以上保持する熱処理を施してもよい。これによって伸びや曲げ性が向上する場合がある。１００℃未満では効果が小さく、一方、５５０℃以上とするのは困難である。

好ましくは２００〜４５０℃の範囲である。熱処理後のスキンパス圧延の圧下率は、上記と同じ理由により０．１％以上とする。熱処理の後、各種めっきを施しても構わない。

冷延後に連続溶融亜鉛めっきラインを通板する場合の最高到達温度も連続焼鈍ライン通板する場合と同様の理由により７５０〜９５０℃とする。いわゆる無酸化炉（ＮＯＦ）−還元炉（ＲＦ）からなる溶融亜鉛めっきラインの場合には、無酸化炉での空気比を０．９〜１．２とすることにより、鉄の酸化を促し，続く還元処理によって表面の鉄酸化物を金属鉄として、めっき性や合金化反応性を向上することができる。

また、ＮＯＦのないタイプの溶融亜鉛めっきラインでは、露点を−２０℃以上とすることが、めっき性や合金化反応性に有利に働く。

最高加熱温度到達後のめっき浴浸漬前の冷却終点温度は、（亜鉛めっき浴温度−４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃とする。この温度が（亜鉛めっき浴温度−４０）℃を下回ると、降伏比が０．６４を下回る場合があるばかりでなく、めっき浴浸入時の抜熱が大きいことなどの操業上の問題もある。また、冷却停止温度がめっき浴＋５０℃を超えると、めっき浴温度上昇に伴う操業上の問題を誘発する。亜鉛めっき浴は、必要に応じて亜鉛以外の元素を含有しても構わない。

また、合金化処理を行う場合には、４８０℃以上で行う。合金化処理温度が４８０℃未満であると合金化の進行が遅く、生産性が悪い。上限は特に限定しないが、６００℃を超えるとパーライト変態を生ずる場合があり、降伏比が低下したり、曲げ性や穴拡げ性が劣化するので、６００℃が実質的な上限である。溶融亜鉛めっき鋼板にスキンパスを施してもよい。

本発明の鋼は、溶接性にも優れている。溶接方法については、上述の通りスポット溶接に対して特に優れた特性を示す他，通常行われる溶接方法、例えば、アーク、ＴＩＧ、ＭＩＧ、マッシュおよびレーザー等の溶接方法にも適合する。

本発明の鋼はホットプレスにも適合する。すなわち、本鋼板を９００℃以上の温度に加熱後、プレス成形して焼き入れることによって降伏比の高い成形品を得ることができ、その後の溶接性にも優れている。また、本発明の鋼は耐水素脆性にも優れている。

以下、実施例によって本発明をさらに詳細に説明する。

表１に示すような化学組成を転炉にて調整しスラブとした。スラブを１２５０℃に加熱し、Ａr₃変態温度以上である８８０℃〜９１０℃で熱延を完了し、５５０℃で巻き取った厚さ３．０ｍｍの鋼帯を酸洗後、冷延によって板厚を１．４ｍｍとした。

引き続き、熱処理を表２に示す条件で行った。最高到達温度にて９０秒間保持して（最高到達温度−１３０）℃まで５℃／秒で冷却した。その後、続く付加的な熱処理温度までは３０℃／秒で冷却し、付加的熱処理を約２５０秒間行った。スキンパス圧下率は表２に示したとおりである。

これらの鋼板からＪＩＳ５号引張り試験片を採取して、圧延方向に対して直角方向の引張特性を測定した。スポット溶接は次の条件で行った。電極（ドーム型）：先端径６ｍｍφ、加圧力：４．３ｋＮ、溶接電流：散り発生直前の電流（ＣＥ）および（ＣＥ＋１．５）ｋＡ、溶接時間：１５サイクル、保持時間：１０サイクル。

溶接後、ＪＩＳＺ３１３７に準拠して十字型引張試験を行った。溶接電流をＣＥとする溶接を１０回行ったときのＣＴＳの最低値を１としたとき、溶接電流を散り発生領域である（ＣＥ＋１．５）ｋＡとする溶接を１０回行ったときのＣＴＳの最低値が０．７未満を×、０．７以上０．８未満を○、０．８以上を◎とした。

本発明の鋼板は溶接性に優れ高降伏比でありながら比較的延性にも優れていることが分かる。

実施例１と同じ要領で冷延まで行い、連続合金化溶融亜鉛めっき設備にて熱処理と溶融亜鉛めっきを施した。このとき最高到達温度を種々変化させた。

加熱速度２０℃／秒で（最高到達温度−１２０）℃まで昇温し、次に、昇温速度２℃／秒で最高到達温度まで昇温した後、０．２℃／秒の冷却速度で（最高到達温度−２０）℃まで冷却し、その後、冷却速度を２℃／秒として６２０℃まで冷却し、その後、冷却速度を４℃／秒として５００℃まで冷却し、引き続き、冷却速度を２℃／秒として４７０℃まで冷却した。

引き続き、めっき槽（浴組成：０．１１％Ａｌ−Ｚｎ、浴温：４７０℃）に浸漬し、その後３℃／秒の昇温速度で５２０℃〜５５０℃まで加熱し、３０秒保持して合金化処理を施した後、冷却した。めっきの目付け量は両面とも約６０ｇ／ｍ²とした。スキンパスの圧下率は、表３に示したとおりである。

これらの鋼板からＪＩＳ５号引張り試験片を採取して、圧延方向に対して直角方向の引張特性を測定した。各鋼板の引張特性、めっき性、合金化反応性、スポット溶接性を表３に示す。スポット溶接性の評価は実施例１と同様にして行い、めっき性、合金化反応性はそれぞれ以下のようにして評価した。

（めっき性）
○：不めっきなし
△：不めっき若干あり
×：不めっき多い
（合金化反応性）
○：表面外観に合金化ムラなし
△：表面外観に合金化ムラ若干あり
×：表面外観に合金化ムラ多い
本発明の要件を満たす発明鋼は、比較鋼よりも降伏比と溶接性と強度とのバランスに優れていることがわかる。

表１における試料Ｅ−１、Ｅ−２、Ｉ−１、Ｉ−２、Ｌ−１、Ｌ−２を実施例２と同様にしてめっき槽への浸漬まで行った後、室温まで空冷した。めっきの目付け量は、両面とも約４５ｇ／ｍ²とした。スキンパスの圧下率は、表４に示したとおりである。本発明の要件を満たす発明鋼は、比較鋼よりも降伏比と溶接性と強度とのバランスに優れていることがわかる。

したがって、本発明は、鋼板の用途を拡大し、鉄鋼産業および鉄鋼材利用産業の発展に寄与する。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．０３０％超〜０．１０％未満、
Ｓｉ：０．３５〜０．８０％、
Ｍｎ：１．７〜３．２％、
Ｐ：０．００１〜０．０２％、
Ｓ：０．０００１〜０．００６％、
Ａｌ：０．０６０％以下、
Ｎ：０．０００１〜０．００７０％、
Ｔｉ：０．０１〜０．０５５％、
Ｎｂ：０．０１２〜０．０５５％、
Ｍｏ：０．０７〜０．５５％、
Ｂ：０．０００５〜０．００４０％、
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼であり、降伏比が０．６４以上０．９０未満で、鋼板の板厚１／８層における板面と並行な{１１０}面のＸ線強度比が１．０未満であり、かつ、引張最高強度（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上であることを特徴とする溶接性と延性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板。
さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜１．５％を含有することを特徴とする請求項１に記載の溶接性と延性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板。
さらに、質量％で、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｃｕ：０．００１〜２．０％の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の溶接性と延性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板。
さらに、質量％で、Ｃｏ：０．０１〜１％、Ｗ：０．０１〜０．３％の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の溶接性と延性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板。
さらに、質量％で、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．００１〜１％含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の溶接性と延性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板。
さらに、質量％で、Ｃａ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｙ，Ｃｅの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５％含有することを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の溶接性と延性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板。
さらに、質量％で、Ｌａ、Ｙ、Ｃｅ以外のＲＥＭを合計で０．０００１〜０．５％含有することを特徴とする請求項１〜６のいずれかに記載の溶接性と延性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板。
請求項１〜７のいずれかに記載の化学成分からなる冷延鋼板に、溶融亜鉛めっき処理したことを特徴とする溶接性と延性に優れた高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
請求項１〜７のいずれかに記載の化学成分からなる冷延鋼板に、溶融亜鉛めっき処理し、さらに合金化処理したことを特徴とする溶接性と延性に優れた高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
請求項１〜７のいずれかに記載の化学成分からなる鋳造スラブを、直接または一旦冷却した後に１１６０℃以上に加熱し、Ａr₃変態温度以上で熱間圧延を完了し、７５０℃以下の温度で巻取り、酸洗後、圧下率３０〜８０％の冷延を施し、連続焼鈍ラインを通板するに際して、最高加熱温度を７５０℃以上９５０℃以下とし、さらに、圧下率０．１％以上のスキンパスを施すことを特徴とする溶接性と延性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板の製造方法。
請求項１〜７のいずれかに記載の化学成分からなる鋳造スラブを、直接または一旦冷却した後に１１６０℃以上に加熱し、Ａr₃変態温度以上で熱間圧延を完了し、７５０℃以下の温度で巻取り、酸洗後、圧下率３０〜８０％の冷延を施し、連続溶融亜鉛めっきラインを通板するに際して、最高加熱温度を７５０℃以上９５０℃以下とし、（亜鉛めっき浴温度−４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃に冷却後、亜鉛めっき浴に浸漬し、圧下率０．１％以上のスキンパスを施すことを特徴とする溶接性と延性に優れた高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
請求項１〜７のいずれかに記載の化学成分からなる鋳造スラブを、直接または一旦冷却した後に１１６０℃以上に加熱し、Ａr₃変態温度以上で熱間圧延を完了し、７５０℃以下の温度で巻取り、酸洗後、圧下率３０〜８０％の冷延を施し、連続溶融亜鉛めっきラインを通板するに際して、最高加熱温度を７５０℃以上９５０℃以下とし、（亜鉛めっき浴温度−４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃に冷却後、亜鉛めっき浴に浸漬し、引き続いて４８０℃以上の温度で合金化処理を施し、圧下率０．１％以上のスキンパスを施すことを特徴とする溶接性と延性に優れた高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。