(57)【要約】      （修正有）【課題】５８０ＭＰａ以上の高張力を呈し、スポット溶接時の耐溶融金属脆化割れ性が改善されて溶接性と加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板を提供する。【解決手段】下地鋼の組成(各質量％）が、Ｃ：０.０４〜０.２５％，Ｓｉ：０.０１〜２.０％，Ｍｎ：０.５〜３.０％，Ｐ：０.１％以下，Ｓ：０.０３％以下と、さらにＴｉ：０.００１〜０.１％，Ｎｂ：０.００１〜０.１％，Ｖ：０.０１〜０.３％，Ｍｏ：０.０１〜０.５％，Ｚｒ：０.０１〜０.５％の一種又は二種以上を、さらに必要に応じてＢ：０.０００１〜０.０１％を含み、金属組織が、面積率４０〜９５％のフェライト相と、ベイナイト相、パーライト相、マルテンサイト相の一種又は二種以上及び体積率１〜１０％の残留オーステナイト相からなる。金属組織は、平均粒径３〜２００ｎｍのＴｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｍｏ，Ｚｒ系の析出物又は複合析出物が分散したものが好ましい。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
表面に合金化溶融亜鉛めっきが施されためっき鋼板であって、その下地鋼が、Ｃ：０.０４〜０.２５質量％，Ｓｉ：０.０１〜２.０質量％，Ｍｎ：０.５〜３.０質量％，Ｐ：０.１質量％以下，Ｓ：０.０３質量％以下と、さらにＴｉ：０.００１〜０.１質量％，Ｎｂ：０.００１〜０.１質量％，Ｖ：０.０１〜０.３質量％，Ｍｏ：０.０１〜０.５質量％，Ｚｒ：０.０１〜０.５質量％の一種又は二種以上を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有するとともに、面積率４０〜９５％のフェライト相と、ベイナイト相，パーライト相，マルテンサイト相の一種又は二種以上及び体積率１〜１０％の残留オーステナイト相からなる金属組織を有するものであることを特徴とする加工性及び耐溶融金属脆化割れ性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板。
【請求項２】
下地鋼が、さらにＢ：０.０００１〜０.０１質量を含む組成を有する請求項１に記載の加工性及び耐溶融金属脆化割れ性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板。
【請求項３】
下地鋼が、さらに平均粒径３〜２００ｎｍのＴｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｍｏ，Ｚｒ系の析出物又は複合析出物が分散した金属組織を有する請求項１又は２に記載の加工性及び耐溶融金属脆化割れ性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、５８０ＭＰａ以上の引張強さを有し、加工性及び耐溶融金属脆化割れ性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、耐食性，塗装性，塗装後耐食性に優れており、自動車車体，家電製品等の種々の分野で構造部材として広く用いられている。特に近年、自動車車体では、軽量化のためにめっき原板に高張力鋼板を用いた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板の使用量が増加している。
合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板は、めっき原板に引張強さが３５０ＭＰａ以上の高張力鋼板が用いられ、通常の合金化溶融亜鉛めっき鋼板と同様、溶融めっきラインでガス還元・焼鈍された後、めっき浴に浸漬され、引上げられて溶融亜鉛めっきされた後、バーナ加熱方式等の合金化炉で合金化処理されて製造される。
【０００３】
合金化処理でめっき層中には、表層側からζ相（ＦｅＺｎ18），δ1相（ＦｅＺｎ17），Γ1相（Ｆｅ5Ｚｎ21），Γ相（Ｆｅ3Ｚｎ10）が順次形成されている。
高張力鋼板は高強度化のためにＳｉ，Ｍｎ濃度を高くしているが、Ｓｉ，Ｍｎは易酸化性元素であるため、ガス還元・焼鈍時に鋼板表面に濃化してめっき性や合金化処理性が低下する。そこで、Ｓｉ，Ｍｎの鋼板表面への濃化を抑制するために、ガス還元・焼鈍前に弱酸化処理やＦｅ系プレめっきが施されている。
【０００４】
また、合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板を自動車車体等に使用する場合、プレス加工により所定形状に加工された後、スポット溶接法，アーク溶接法等で溶接接合されて組み立てられている。このため、合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板には加工性，溶接性に優れていることが重要になる。
そして、溶接時には、プレス加工による残留応力や溶接後の熱収縮により溶接部に引張応力が働く。この引張応力が大きいと溶融しためっき層がめっき原板の結晶粒界に侵入して、溶融金属脆化割れが発生する。特に合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板では、プレス加工後の残留応力が大きく、溶融金属脆化割れが発生しやすい。
【０００５】
ところで、自動車車体では、２枚の鋼板１を組み立てる際にスポット溶接法を採用する場合が多いが、図１に示すように、スポット溶接法では平行部表面からナゲット部２の中心に向かって進展する割れ４（以下、「平行部割れ」と称す。）や、肩部から熱影響部３に向かって進展する割れ５（以下、「肩部割れ」と称す。）が発生する。自動車車体では、スポット溶接部の割れが著しいと強度が低下するという問題がある。
【０００６】
従来から、溶融亜鉛系めっき鋼板の溶融金属脆化割れを抑制するために種々の方法が提案されている。例えば、特許文献１及び特許文献２には、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板において、めっき原板としてＴｉ等を添加して炭化物等の析出物を分散析出させて粒界へのめっき層金属の流れ込みを抑制し、溶融金属脆化割れを防止する方法が提案されている。
【特許文献１】特開２００４−３１５８４７号公報
【特許文献２】特開２００４−３１５８４８号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
これらの方法は、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板をアーク溶接する際の熱影響部の溶融金属脆化割れを防止することに関するものであり、この範囲では有用性は高い。しかしながら、これらの先行技術を引張強さが５８０ＭＰａ以上の合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板に適用しただけでは、スポット溶接部の耐溶融金属脆化割れ性と加工性をともに改善することは困難である。
本発明は、このような問題を解消すべく案出されたものであり、下地鋼の成分・組成と金属組織を調整することにより、５８０ＭＰａ以上の高張力を呈し、スポット溶接時の耐溶融金属脆化割れ性が改善されて溶接性と加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明の加工性及び耐溶融金属脆化割れ性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板は、その目的を達成するため、表面に合金化溶融亜鉛めっきが施されためっき鋼板であって、その下地鋼が、Ｃ：０.０４〜０.２５質量％，Ｓｉ：０.０１〜２.０質量％，Ｍｎ：０.５〜３.０質量％，Ｐ：０.１質量％以下，Ｓ：０.０３質量％以下と、さらにＴｉ：０.００１〜０.１質量％，Ｎｂ：０.００１〜０.１質量％，Ｖ：０.０１〜０.３質量％，Ｍｏ：０.０１〜０.５質量％，Ｚｒ：０.０１〜０.５質量％の一種又は二種以上を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有するとともに、面積率４０〜９５％のフェライト相と、ベイナイト相，パーライト相，マルテンサイト相の一種又は二種以上及び体積率１〜１０％の残留オーステナイト相からなる金属組織を有するものであることを特徴とする。
【０００９】
下地鋼としては、さらにＢ：０.０００１〜０.０１質量を含む組成のものが好ましい。
また、下地鋼としては、さらに平均粒径３〜２００ｎｍのＴｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｍｏ，Ｚｒ系の析出物又は複合析出物が分散した金属組織を有するものが好ましい。
【発明の効果】
【００１０】
本発明により、合金化溶融亜鉛めっきを施す下地鋼板として、成分組成を特定し、面積率４０〜９５％のフェライト相と、ベイナイト相，パーライト相，マルテンサイト相の一種又は二種以上及び体積率１〜１０％の残留オーステナイト相からなる金属組織を有するものを用いると、スポット溶接時に溶接部がオーステナイト域まで加熱されてフェライト相がオーステナイト相に相変態するとき、第２相のベイナイト相，パーライト相或いはマルテンサイト相が変態形成されたオーステナイト相を分断して、オーステナイト相は微細化される。その結果、亜鉛を主体とする溶融めっき金属体の拡散浸入経路が複雑になって溶融金属体が浸入し難くなり、スポット溶接時の溶融金属脆化割れを防止することができる。
成分組成の調整と組織状態の調整により、高張力を呈するばかりでなく、優れた加工性や耐溶融金属脆化割れ性を有する合金化溶融めっき高張力鋼板を提供することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１１】
溶融金属脆化の現象を防ぐための鋼材側の対策としては、焼入れ性を抑制して旧γ粒界を残さない、又は粒界の結合力を上昇させる、或いは粒内・粒界の硬度差をなくして材料を軟質化する、こと等が知られている。しかしながら、これらの技術は、高張力鋼を原板としたスポット溶接用の合金化溶融亜鉛めっき鋼板には適さない。
そこで、本発明者等は、合金化溶融亜鉛めっきを施した高張力鋼板を、特にスポット溶接するとき、平行部割れや肩部割れを引き起こす溶融金属脆化割れの挙動について詳細な検討を行った。
その結果、スポット溶接時に平行部割れや肩部割れを引き起こす箇所が、溶接時にオーステナイト域まで加熱される部分であること、また、溶融金属脆化割れが、結晶粒界への溶融亜鉛の浸入によって引き起こされる現象であることに鑑み、スポット溶接時に生成されるオーステナイト相の結晶粒を微細にし、かつ他の相の結晶粒とが複雑に入り組んだ金属組織を有することにより、溶融金属脆化割れを抑制できることを見出した。
【００１２】
以下にその詳細を説明する。
まず、本発明の下地鋼の組成について説明する。
Ｃ：０.０４〜０.２５質量％
Ｃは、強度を付与するのに必要な成分である。０.０４％に満たないと要求される強度を確保することができない。しかし、０.２５％を超えると延性及び溶接性が著しく低下する。
【００１３】
Ｓｉ：０.０１〜２.０質量％
Ｓｉは、延性を低下させることなく強度を向上させる作用を有する。０.０１％に満たないと所望の強度を確保することができない。また、２.０％を超えて含有させても高強度化は飽和する。しかも、多量に含有させると、溶融亜鉛めっき前の還元・焼鈍時に選択酸化されて鋼板表面に濃化してめっき性を著しく低下させ、不めっきが発生しやすくなる。したがって上限は２.０％とする。
【００１４】
Ｍｎ：０.５〜３.０質量％
Ｍｎは、Ｓｉと同様に強度向上に有効な成分である。この作用は０.５％以上の含有で発揮される。しかしながら、３.０％を超えて過剰に含有させても高強度化は飽和し、還元・焼鈍時の選択酸化により、めっき性が著しく低下するとともに、マルテンサイト量が多くなり、かえって加工性，溶接性が低下する。
【００１５】
Ｐ：０.１質量％以下
Ｐは、強度を上昇させる作用を有している。しかしながら、過剰に含有すると延性，溶接性が低下するので、その上限は０.１％とする。
Ｓ：０.０３質量％以下
Ｓは、熱間脆化の原因となる。加工性，耐食性も低下させるので可能な限り少なくすることが好ましい。製造コストを考慮し、その上限は０.０３％とする。
【００１６】
Ｔｉ：０.００１〜０.１質量％，Ｎｂ：０.００１〜０.１質量％，Ｖ：０.０１〜０.３質量％，Ｍｏ：０.０１〜０.５質量％，Ｚｒ：０.０１〜０.５質量％
いずれも鋼中に析出物，複合析出物として分散析出し、高強度化に貢献するとともに、ピンニング作用により溶接時のオーステナイト粒の成長を抑制して耐溶融金属脆化割れ性を改善する。本発明で対象とする析出物及び複合析出物は、上記添加元素の炭化物，窒化物，炭窒化物，酸化物，硫化物を示す。いずれの析出物，複合析出物でもピンニング作用は発現するが、酸化物や硫化物の析出量が多くなると延性，靭性が低下するので炭化物，窒化物，炭窒化物とすることが好ましい。
【００１７】
耐溶融金属脆化割れ性の改善効果は、いずれも上記濃度範囲内で発現される。過剰に添加しても、効果が飽和されるばかりでなく、かえって延性，靭性を低下させることになるので、それぞれ上記濃度範囲内に限定する。また、いずれかを単独添加してもよいが、二種以上を複合添加すればより効果的である。この場合、添加する元素は耐溶融金属脆化割れ性の他に、強度，靭性，穴拡げ性等の要求品質特性を考慮して適宜選択される。
【００１８】
Ｂ：０.０００１〜０.０１質量％
Ｂは、溶接時にオーステナイト粒界に偏析して結晶粒界の結合力を高め、耐溶融金属脆化性を改善する。その作用を発揮させるためには０.０００１質量％以上の添加を必要とする。しかしながら、０.０１％を超えて多量に添加しても炭化物，窒化物が生成して有効Ｂ濃度が低下し、Ｂの添加効果は飽和する。したがってＢを添加する場合、その上限は０.０１％とする。また、Ｂは、Ｃ，Ｎを固定するＴｉやＮｂと複合して添加することが好ましい。
【００１９】
次に、本発明における下地鋼の金属組織について説明する。
金属組織：面積率４０〜９５％のフェライト相と、ベイナイト相，パーライト相，マルテンサイト相の一種又は二種以上及び体積率１〜１０％の残留オーステナイト相
溶接前のフェライト相が第２相であるベイナイト相等で分断されると、溶接時にフェライト相から相変態したオーステナイト相も分断されて微細化し、耐溶融金属脆化割れ性が改善される。フェライト相が４０％に満たないと延性が低下し、逆に９５％を超えるほどに多くなるとオーステナイト粒が成長して耐溶融金属脆化割れ性の改善効果が得られない。第２相としては、耐溶融金属脆化割れ性の他に、靭性，穴拡げ性等の要求品質特性を考慮して、ベイナイト相，パーライト相，マルテンサイト相の内の一種又は二種以上が適宜選択される。
なお、この際のフェライト相の面積率及び第２相の種類は、鋼板断面を研磨し、走査型電子顕微鏡観察により求めるものである。
【００２０】
また、本発明では、体積率１〜１０％の残留オーステナイト相を含有させている。Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｍｏ，Ｚｒ系析出物，複合析出物を分散析出させることによる延性の低下を、ＴＲＩＰ効果を有する残留オーステナイト相で改善させるためである。ＴＲＩＰ効果は１体積％以上の残留オーステナイト相で発現するが、１０体積％を超えるほどに多いと溶接時にオーステナイト粒が成長してかえって割れが大きくなる。したがって残留オーステナイト相量は１０体積％を上限とする。
なお、残留オーステナイト量は、通常Ｘ線回折法で測定した体積率で表示されるので、本発明でも、従来と同じ体積率で表示した。
【００２１】
Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｍｏ，Ｚｒ系の析出物，複合析出物の平均粒径３〜２００ｎｍ
これらの析出物には、オーステナイト粒の成長を抑制するピンニング作用を期待している。平均粒径が３ｎｍに満たないと、上記ピンニング作用は発現しない。逆に２００ｎｍを超えるほどに大きくなると、延性が低下するばかりでなく、析出物周辺での応力集中によりかえって割れが助長されることになる。したがって、上記析出物の大きさは平均粒径で３〜２００ｎｍの範囲とすることが好ましい。
【００２２】
本発明の下地鋼金属組織は、添加元素の種類，添加量，熱延条件，ガス還元・焼鈍条件，ガス還元・焼鈍後の冷却条件，合金化処理条件を適宜調整することにより得られる。
以下に本発明の下地鋼金属組織を得るための製造条件について説明する。
熱延前の加熱温度は、Ｔｉ等の添加元素を固溶させ、熱延時に分散析出させるために１２００℃以上とする。仕上げ熱延から巻取りまでの冷却速度は結晶粒を微細化するために５〜７０℃／秒の範囲が好適である。冷却速度が遅すぎると結晶粒が粗大化し、速すぎるとマルテンサイト相主体の金属組織になって靭性が著しく低下する。
【００２３】
巻取り温度は、Ｔｉ等の析出物，複合析出物を微細に分散させるために５００℃以上とする。しかしながら、７００℃を超えると結晶粒が粗大化して耐溶融金属脆化割れ性が低下するので巻取り温度は７００℃以下とすることが好ましい。
熱延後、所定の板厚に冷延された高張力鋼板は溶融亜鉛めっきラインでガス還元・焼鈍された後、溶融亜鉛めっきが施され、合金化処理される。めっき性，合金化処理性改善のために、ガス還元・焼鈍の前にＦｅ系プレめっきを施してもよい。
【００２４】
ガス還元・焼鈍温度は７００〜９００℃、保持時間は６０〜３００秒に設定される。７００℃に満たない温度では再結晶が不十分で延性が低下し、オーステナイト変態が起こらないので残留オーステナイト相ができない。逆に９００℃を超える温度で焼鈍すると、Ｓｉ，Ｍｎの鋼板表面への濃化量が多くなってめっき性，合金化処理性が低下する。保持時間が６０秒に満たないと再結晶が不十分で、３００秒を超えるとＳｉ，Ｍｎの鋼板表面への濃化量が多くなる。
【００２５】
ガス還元・焼鈍後、冷却速度２〜２００℃／秒で、３５０〜４８０℃まで冷却された後、浴温４６０℃のめっき浴に浸漬されて溶融亜鉛めっきされる。
冷却速度が２℃／秒に満たないほどに遅いとパーライト相が多くなりすぎて残留オーステナイト相の体積率が１％未満になり、延性が低下する。また、必要以上に冷却速度を速くすると製造コストが高くなるので上限は２００℃／秒とする。冷却終了温度が低すぎるとマルテンサイト相が増加して残留オーステナイト相が１体積％未満になり、延性が低下する。このため、冷却終了温度の下限は３５０℃とする。冷却終了温度の上限温度は通常浴温＋２０℃に設定されるので、本発明では４８０℃とする。
【００２６】
溶融亜鉛めっき後の合金化処理温度は４６０〜５５０℃が好適である。４６０℃に満たないと合金化が不十分で、めっき層表面にη−Ｚｎ相が残存する。また、５５０℃を超えると下地鋼の残留オーステナイト相がパーライト相に変態して残留オーステナイト相の体積率が１％未満になり、延性が低下する。
【実施例】
【００２７】
表１に示す組成の高張力鋼板をめっき原板として合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板を製造した。
そして、板幅方向の中央部から試験サンプルを採取して機械的性質，析出物の種類，平均粒径，フェライト相の面積率，第２相の種類，残留オーステナイト相の体積率及びスポット溶接部の割れ深さを測定した。その結果を表２に示す。
なお、合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造条件及び上記特性の測定方法は以下の通りである。
【００２８】
熱延条件
・加熱温度：１２００〜１３００℃，
・仕上げ熱延から巻取りまでの冷却速度：５〜７０℃／秒，
・巻取り温度：５００〜７００℃，
・板厚：２.４ｍｍ，
・板幅：１０００ｍｍ。
【００２９】
冷延条件
・冷延率：５０％，
・板厚：１．２ｍｍ，
・板幅：１０００ｍｍ。
【００３０】
溶融亜鉛めっき条件及び合金化処理条件
・Ｆｅプレめっき付着量：５ｇ／ｍ2，
・ガス還元・焼鈍温度，時間：７５０〜８５０℃×１２０〜１８０秒，
・ガス還元・焼鈍雰囲気：５０容量％Ｈ2−Ｎ2，
・冷却速度：２０〜１５０℃／秒，
・冷却終了温度：４４０〜４８０℃，
・めっき浴温：４６０℃，
・めっき付着量：５０ｇ／ｍ2（片面当り），
・合金処理温度，時間：４８０〜５３０℃×１５秒。
【００３１】
機械的性質
ＪＩＳ５号引張試験片を用いて引張試験を行い、引張強さ（ＴＳ）及び全伸び（Ｔ.Ｅｌ）を測定した。
析出物の種類，平均粒径
試験サンプルを断面研磨し、走査型電子顕微鏡を付設したエネルギー分散型Ｘ線マイクロアナライザーで分析して析出物の種類を調査した。また、倍率１００００倍〜１０００００倍で析出物を写真撮影し、その平均粒径を測定した。
【００３２】
フェライト相の面積率及び第２相の種類
試験サンプルを断面研磨し、走査型電子顕微鏡で１０００倍の写真撮影を行い、フェライト相の面積率を算出するともに、第２相の種類を調査した。
残留オーステナイト相の体積率
試験サンプルを板厚中心面まで研磨し、Ｘ線回折法で残留オーステナイト相の体積率を測定した。
【００３３】
スポット溶接条件及び割れ深さの測定方法
・試験片サイズ：幅３０ｍｍ，長さ１００ｍｍ，
・重ね合わせ代：３０ｍｍ，
・電極：ドームラジアス型，先端直径６ｍｍ，
・加圧力：２.５ｋＮ，
・通電時間：１８サイクル，
・溶接電流：チリ発生最小電力＋３ｋＡ，
・割れ深さの測定方法：スポット溶接部を断面研磨し、５００倍の倍率で顕微鏡観察してナゲット直上部の割れと肩部の割れ深さを測定した。
【００３４】
2006265671.tif 000002
【００３５】
2006265671.tif 000003
【００３６】
表２に示す結果からわかるように、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｍｏ，Ｚｒなる析出物形成元素を添加した本発明例では、平行部，肩部ともに割れは発生しておらず、耐溶融金属脆化割れ性に優れている。また、同じ強度レベルで比べて比較例よりもＴ.Ｅｌ（全伸び）が大きいことから、加工性に優れているといえる。
これに対して、上記析出物形成元素を添加していない比較例Ｂ１，Ｂ２では耐溶融金属脆化割れ性が低下し、平行部，肩部ともに割れが発生している。特に、Ｂ２では、平行部の最大割れ深さが１．２ｍｍで板厚と等しく、貫通割れを起こしている。
【図面の簡単な説明】
【００３７】
【図１】スポット溶接部の断面を示す図
【図１】
2006265671.tif 000004