(57)【要約】【課題】  溶接熱影響部の耐軟化性に優れたバーリング性高強度鋼板およびその製造方法を提供すること。【解決手段】  質量％にて、Ｃ：０．０１〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜２％、Ｍｎ：０．０５〜３％、Ｐ≦０．１％、Ｓ≦０．０３％、Ａｌ：０．００５〜１％、Ｎ：０．０００５〜０．００５％、Ｔｉ：０．０５〜０．５％、を含み、さらに０％＜Ｃ−（１２／４８Ｔｉ−１２／１４Ｎ−１２／３２Ｓ）≦０．０５％、さらにＭｏ＋Ｃｒ≧０．２％、かつＣｒ≦０．５％、Ｍｏ≦０．５％、を満たす範囲でＣ，Ｓ，Ｎ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｍｏを含有し残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼であって、そのミクロ組織が、フェライト、またはフェライトおよびベイナイトからなることを特徴とする溶接熱影響部の耐軟化性に優れたバーリング性高強度鋼板。【選択図】      図２
2004218077.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％にて、
Ｃ  ：０．０１〜０．１％、
Ｓｉ：０．０１〜２％、
Ｍｎ：０．０５〜３％、
Ｐ  ≦０．１％、
Ｓ  ≦０．０３％、
Ａｌ：０．００５〜１％、
Ｎ  ：０．０００５〜０．００５％、
Ｔｉ：０．０５〜０．５％、
を含み、さらに
０％＜Ｃ−（１２／４８Ｔｉ−１２／１４Ｎ−１２／３２Ｓ）≦０．０５％、
さらに
Ｍｏ＋Ｃｒ≧０．２％、かつＣｒ≦０．５％、Ｍｏ≦０．５％、
を満たす範囲でＣ、Ｓ、Ｎ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｍｏを含有し残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼であって、そのミクロ組織が、フェライト、またはフェライトおよびベイナイトからなることを特徴とする溶接熱影響部の耐軟化性に優れたバーリング性高強度鋼板。
【請求項２】
前記鋼がさらに、質量％にて、
Ｎｂ：０．０１〜０．５％、
を含み、さらに
０＜Ｃ−（１２／４８Ｔｉ＋１２／９３Ｎｂ−１２／１４Ｎ−１２／３２Ｓ）≦０．０５％、
を満たす範囲でＮｂを含有し残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼であることを特徴とする、溶接熱影響部の耐軟化性に優れたバーリング性高強度鋼板。
【請求項３】
請求項１又は２に記載の鋼が、さらに、質量％にて、
Ｃａ：０．０００５〜０．００２％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％
の一種または二種を含有することを特徴とする、溶接熱影響部の耐軟化性に優れたバーリング性高強度鋼板。
【請求項４】
請求項１ないし請求項３のいずれか１項に記載の鋼が、さらに、質量％にて、
Ｃｕ：０．２〜１．２％
を含有することを特徴とする、溶接熱影響部の耐軟化性に優れたバーリング性高強度鋼板。
【請求項５】
請求項１ないし請求項４のいずれか１項に記載の鋼が、さらに、質量％にて、
Ｎｉ：０．１〜０．６％
を含有することを特徴とする、溶接熱影響部の耐軟化性に優れたバーリング性高強度鋼板。
【請求項６】
請求項１ないし請求項５のいずれか１項に記載の鋼が、さらに、質量％にて、
Ｂ  ：０．０００２〜０．００２％
を含有することを特徴とする、溶接熱影響部の耐軟化性に優れたバーリング性高強度鋼板。
【請求項７】
請求項１ないし請求項６のいずれか１項に記載の自動車用薄鋼板に亜鉛めっきが施されていることを特徴とする、溶接熱影響部の耐軟化性に優れたバーリング性高強度鋼板。
【請求項８】
請求項１ないし請求項６のいずれか１項に記載の薄鋼板を得るために該成分を有する鋼片の熱間圧延に際して仕上圧延をＡｒ3変態点温度＋３０℃以上の温度域で終了し、その後１０秒以内に冷却終了までの平均冷却速度が５０℃／秒以上の冷却速度で７００℃以下の温度域まで冷却し、３５０℃以上６５０℃以下の巻き取り温度にて巻き取ることを特徴とする、溶接熱影響部の耐軟化性に優れたバーリング性高強度鋼板の製造方法。
【請求項９】
請求項１ないし請求項６のいずれか１項に記載の薄鋼板を得るために該成分を有する鋼片を熱間圧延、酸洗、冷間圧延後、８００℃以上の温度域で５〜１５０秒間保持し、その後平均冷却速度が５０℃／秒以上の冷却速度で７００℃以下の温度域まで冷却する工程の熱処理をすることを特徴とする、溶接熱影響部の耐軟化性に優れたバーリング性高強度鋼板の製造方法。
【請求項１０】
請求項８に記載の製造方法に際し、熱間圧延工程終了後に亜鉛めっき浴中に浸積させて鋼板表面を亜鉛めっきすることを特徴とする、溶接熱影響部の耐軟化性に優れたバーリング性高強度鋼板の製造方法。
【請求項１１】
請求項９に記載の製造方法に際し、熱処理工程終了後、亜鉛めっき浴中に浸積させて鋼板表面を亜鉛めっきすることを特徴とする、溶接熱影響部の耐軟化性に優れたバーリング性高強度鋼板の製造方法。
【請求項１２】
請求項１０又は請求項１１に記載の製造方法に際し、亜鉛めっき浴中に浸積して亜鉛めっき後、合金化処理することを特徴とする、溶接熱影響部の耐軟化性に優れたバーリング性高強度鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、溶接熱影響部の耐軟化性に優れた引張強度５４０ＭＰａ以上のバーリング性高強度鋼板およびその製造方法に関するものであり、特に、成形後にスポット、アーク、プラズマ、レーザー等により溶接される場合や、これら溶接後に成形される場合において加工性と溶接部の強度の両立が求められる自動車部品等の用途に用いられる素材として好適な溶接熱影響部の耐軟化性に優れたバーリング性高強度鋼板およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車の燃費向上などのために軽量化を目的として、Ａｌ合金等の軽金属や高強度鋼板の自動車部材への適用が進められている。
【０００３】
ただ、Ａｌ合金等の軽金属は比強度が高いという利点があるものの鋼に比較して著しく高価であるためその適用は特殊な用途に限られてきた。より広い範囲で自動車の軽量化を推進するためには安価な高強度鋼板の適用が強く求められている。
【０００４】
一般に材料は高強度になるほど成形性が悪くなる。鉄鋼材料においても例外ではなく、これまでに高強度と高延性の両立の試みがなされてきた。また、自動車部品に使用される材料に求められる特性としては延性の他にバーリング加工性がある。しかし、バーリング加工性も高強度化に伴って低下する傾向を示すため、バーリング加工性の向上も高強度鋼板の自動車部品への適用の課題となっている。一方、自動車部品はプレス成形等によって加工された部材をスポット、アーク、プラズマ、レーザー等の溶接によってアッセンブルされる。また、最近では鋼板をこれら溶接によって接合した後にプレス成形される場合もある。いずれにしても成形時もしくは部品として組み付けられて使用された時の溶接部強度は成形限界、安全性の面から非常に重要である。従って、自動車部品等への高強度鋼板の適用にあたっては、そのバーリング加工性とともに溶接部強度も重要な検討課題となる。
【０００５】
バーリング加工性に優れた高強度鋼板については、Ｔｉ、Ｎｂを添加することにより第二相を低減し主相であるポリゴナルフェライト中にＴｉＣ、ＮｂＣを析出強化させることによって伸びフランジ性の優れた高強度熱延鋼板とした発明がある（例えば、特許文献１）。
【０００６】
また、Ｔｉ、Ｎｂを添加することにより第二相を低減しミクロ組織をアシキュラーフェライトとしＴｉＣ、ＮｂＣで析出強化することによって伸びフランジ性の優れた高強度熱延鋼板とした発明がある（例えば、特許文献２）。
【０００７】
一方、溶接部強度を改善する技術としては、Ｎｂ、Ｍｏの複合添加により溶接部の軟化を抑制する鋼板を得る発明がある（例えば、特許文献３）。
【０００８】
また、ＮｂＮの析出を活用して溶接部の軟化を抑制するフェライトおよびマルテンサイトからなる鋼板を得る発明もある（例えば、特許文献４）。
【０００９】
しかしながら、サスペンションアームやフロントサイドメンバー等一部の部品用鋼板においては、バーリング加工性をはじめとする成形性とともに溶接部の強度が大変に重要であり、上記従来技術では、これら両特性を共に満足することができない。また例え両特性が満足されたとしても安価に安定して製造できる製造方法を提供することが重要であり、上記従来技術では、不十分であると言わざるを得ない。
【００１０】
すなわち、特許文献１に記載の発明では、高い伸びフランジ性を得るために面積率で８５％以上のポリゴナルフェライトが必須であるが、８５％以上のポリゴナルフェライトを得るためには熱間圧延後にフェライト粒の成長を促進するため長時間の保持が必要であり操業コスト上好ましくない。
【００１１】
また、特許文献２に記載の発明では、転位密度が高いミクロ組織と微細なＴｉＣ及び／又はＮｂＣの析出によって８０ｋｇｆ／ｍｍ2で１７％程度の延性しかなく成形性が不十分である。
【００１２】
さらに、これらの発明は溶接部の軟化については何ら言及していいない。一方、特許文献３に記載の発明には、バーリング加工性向上に関しては何も記載されていない。
【００１３】
さらに、特許文献４に記載の発明は、フェライト−マルテンサイト複合組織鋼に関するものでは本発明のバーリング加工性に優れる鋼板のミクロ組織を得る技術とは明らかに異なる。
【００１４】
【特許文献１】特開平６−２００３５１号公報
【特許文献２】特開平７−１１３８２号公報
【特許文献３】特開２０００−８７１７５号公報
【特許文献４】特開２０００−１７８６５４号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１５】
本発明は、上記問題点を解決して成形後にスポット、アーク、プラズマ、レーザー等により溶接される場合や、これら溶接後に成形される場合において加工性と溶接部の強度の両立が求められる自動車部品等の用途に用いられる素材として好適な溶接熱影響部の耐軟化性に優れたバーリング性高強度鋼板およびその製造方法を得ようとするものである。すなわち、本発明は、溶接熱影響部の耐軟化性に優れた引張強度５４０ＭＰａ以上のバーリング性高強度鋼板およびその鋼板を安価に安定して製造できる製造方法を提供することを目的とするものである。
【課題を解決するための手段】
【００１６】
本発明者らは、現在通常に採用されている製造設備により工業的規模で生産されている薄鋼板の製造プロセスを念頭において、バーリング性高強度鋼板の溶接熱影響部の耐軟化性を向上させるべく鋭意研究を重ねた。その結果、Ｃ：０．０１〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜２％、Ｍｎ：０．０５〜３％、Ｐ≦０．１％、Ｓ≦０．０３％、Ａｌ：０．００５〜１％、Ｎ：０．０００５〜０．００５％、Ｔｉ：０．０５〜０．５％、を含み、さらに０＜Ｃ−（１２／４８Ｔｉ−１２／１４Ｎ−１２／３２Ｓ）≦０．０５％、さらに、Ｍｏ＋Ｃｒ≧０．２％、かつＣｒ≦０．５％、Ｍｏ≦０．５％、を満たす範囲でＣ、Ｓ、Ｎ、Ｔｉを含有し残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼であって、そのミクロ組織が、フェライト、またはフェライトおよびベイナイトからなるバーリング性高強度鋼板がバーリング性は非常に優れるものの溶接熱影響部が著しく軟化することを知見した。さらに上記バーリング性高強度鋼板の溶接熱影響部軟化の原因が溶接温度履歴によるミクロ組織の焼き戻しによるものであることを突き止め、耐軟化性を向上させるためにはＣｒ、Ｍｏの複合添加が非常に有効であることを新たに見出し、本発明をなしたものである。
【００１７】
即ち、本発明の要旨は、以下の通りである。
【００１８】
（１）  質量％にて、Ｃ：０．０１〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜２％、Ｍｎ：０．０５〜３％、Ｐ≦０．１％、Ｓ≦０．０３％、Ａｌ：０．００５〜１％、Ｎ：０．０００５〜０．００５％、Ｔｉ：０．０５〜０．５％、を含み、さらに０％＜Ｃ−（１２／４８Ｔｉ−１２／１４Ｎ−１２／３２Ｓ）≦０．０５％、さらに、Ｍｏ＋Ｃｒ≧０．２％、かつＣｒ≦０．５％、Ｍｏ≦０．５％、を満たす範囲でＣ、Ｓ、Ｎ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｍｏを含有し残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼であって、そのミクロ組織が、フェライト、またはフェライトおよびベイナイトからなることを特徴とする溶接熱影響部の耐軟化性に優れたバーリング性高強度鋼板。
【００１９】
（２）  前記鋼がさらに、質量％にて、Ｎｂ：０．０１〜０．５％を含み、さらに０＜Ｃ−（１２／４８Ｔｉ＋１２／９３Ｎｂ−１２／１４Ｎ−１２／３２Ｓ）≦０．０５％、を満たす範囲でＮｂを含有し残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼であることを特徴とする溶接熱影響部の耐軟化性に優れたバーリング性高強度鋼板。
【００２０】
（３）  （１）又は（２）に記載の鋼が、さらに、質量％にて、Ｃａ：０．０００５〜０．００２％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％の一種または二種を含有することを特徴とする、溶接熱影響部の耐軟化性に優れたバーリング性高強度鋼板。
【００２１】
（４）  （１）ないし（３）のいずれか１項に記載の鋼が、さらに、質量％にて、Ｃｕ：０．２〜１．２％を含有することを特徴とする、溶接熱影響部の耐軟化性に優れたバーリング性高強度鋼板。
【００２２】
（５）  （１）ないし（４）のいずれか１項に記載の鋼が、さらに、質量％にて、Ｎｉ：０．１〜０．６％を含有することを特徴とする、溶接熱影響部の耐軟化性に優れたバーリング性高強度鋼板。
【００２３】
（６）  （１）ないし（５）のいずれか１項に記載の鋼が、さらに、質量％にて、Ｂ：０．０００２〜０．００２％を含有することを特徴とする、溶接熱影響部の耐軟化性に優れたバーリング性高強度鋼板。
【００２４】
（７）  （１）ないし（６）のいずれか１項に記載の自動車用薄鋼板に亜鉛めっきが施されていることを特徴とする、溶接熱影響部の耐軟化性に優れたバーリング性高強度鋼板。
【００２５】
（８）  （１）ないし（６）のいずれか１項に記載の薄鋼板を得るために該成分を有する鋼片の熱間圧延に際して仕上圧延をＡｒ3変態点温度＋３０℃以上の温度域で終了し、その後１０秒以内に冷却終了までの平均冷却速度が５０℃／秒以上の冷却速度で７００℃以下の温度域まで冷却し、３５０℃以上６５０℃以下の巻き取り温度にて巻き取ることを特徴とする、溶接熱影響部の耐軟化性に優れたバーリング性高強度鋼板の製造方法。
【００２６】
（９）  （１）ないし（６）のいずれか１項に記載の薄鋼板を得るために該成分を有する鋼片を熱間圧延、酸洗、冷間圧延後、８００℃以上の温度域で５〜１５０秒間保持し、その後平均冷却速度が５０℃／秒以上の冷却速度で７００℃以下の温度域まで冷却する工程の熱処理をすることを特徴とする、溶接熱影響部の耐軟化性に優れたバーリング性高強度鋼板の製造方法。
【００２７】
（１０）  （８）に記載の製造方法に際し、熱間圧延工程終了後に亜鉛めっき浴中に浸積させて鋼板表面を亜鉛めっきすることを特徴とする、溶接熱影響部の耐軟化性に優れたバーリング性高強度鋼板の製造方法。
【００２８】
（１１）  （９）に記載の製造方法に際し、熱処理工程終了後、亜鉛めっき浴中に浸積させて鋼板表面を亜鉛めっきすることを特徴とする、溶接熱影響部の耐軟化性に優れたバーリング性高強度鋼板の製造方法。
【００２９】
（１２）  （１０）又は（１１）に記載の製造方法に際し、亜鉛めっき浴中に浸積して亜鉛めっき後、合金化処理することを特徴とする、溶接熱影響部の耐軟化性に優れたバーリング性高強度鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００３０】
以上詳述したように、本発明は、溶接熱影響部の耐軟化性に優れた引張強度５４０ＭＰａ以上のバーリング性高強度鋼板およびその製造方法に関するものであり、これらの薄鋼板を用いることにより、成形後にスポット、アーク、プラズマ、レーザー等により溶接される場合や、これら溶接後に成形される場合において溶接熱影響部の耐軟化性の大幅な改善が期待できるため、本発明は、工業的価値が高い発明であると言える。
【発明を実施するための最良の形態】
【００３１】
まず、溶接熱影響部の耐軟化性に及ぼすＣ*量（Ｃ*＝Ｃ−（１２／４８Ｔｉ−１２／１４Ｎ−１２／３２Ｓ）：以下Ｃ*と標記する。）およびＣｒ、Ｍｏ含有量の影響についての調査を行った。そのための供試材は、次のようにして準備した。すなわち、０．０５％Ｃ−１．０％Ｓｉ−１．４％Ｍｎ−０．０１％Ｐ−０.００１％ＳをベースにＣ*量（Ｔｉ、Ｎ含有量）およびＣｒ＋Ｍｏ量を変化させて成分調整し溶製した鋳片を熱間圧延して常温で巻き取り、５５０℃で１時間等温保持した後、炉冷する熱処理を施した。これらの鋼板についてアーク溶接部硬度測定を行った結果を図２に示す。
【００３２】
ここで、この結果より、Ｃ*量およびＣｒ＋Ｍｏ量と溶接熱影響部の軟化程度ΔＨｖ（ΔＨｖ＝Ｈｖ（母材硬度平均値）−Ｈｖ（溶接熱影響最軟化部硬度）と定義する：図１参照）には強い相関があり、Ｃ*量が０より大きく０．０５％以下かつＣｒ＋Ｍｏ量が０．２％以上で溶接熱影響部の軟化が著しく抑制されることを新規に知見した。
【００３３】
このメカニズムは必ずしも明らかではないが、ベイニティックなミクロ組織により強度を得ている材料は、アーク溶接等の溶接熱サイクルでその熱影響部が軟化する場合がある。ＭｏもしくはＣｒは溶接のような短時間の熱サイクルでも、Ｃ等の元素とクラスタリングもしくは析出して強度を上昇させ、結果として熱影響部の軟化を抑制したと推測される。ただし、ＭｏとＣｒの含有量の合計が０．２％未満ではこの効果が失われる。
【００３４】
一方、ＭｏもしくはＣｒ炭化物等を得るためには、ＴｉＣ等の高温で析出する炭化物で固定される当量以上のＣを含有しなければならない。従って、Ｃ＊≦０でこの効果は失われる。
【００３５】
なお、アーク溶接の溶接熱影響部の硬度測定はについては、ＪＩＳ  Ｚ  ３１０１記載の１号試験片にて、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４４記載の試験方法に準じてで測定した。ただし、アーク溶接は、シールドガス：ＣＯ2、ワイヤ：日鐵溶接工業（株）製ＹＭ−６０Ｃφ１．２ｍｍを用い、溶接速度：１００ｃｍ／分、溶接電流：２６０±１０Ａ、溶接電圧：２６±１Ｖ、供試材の板厚は２．６ｍｍとし、硬度測定位置は、表面より０．２５ｍｍ、測定間隔は、０．５ｍｍで、試験力は９８Ｎとした。
【００３６】
次に、本発明における鋼板のミクロ組織について説明する。
【００３７】
鋼板のミクロ組織は、優れたバーリング加工性を確保するためにフェライト単相が望ましい。ただし、必要に応じ一部ベイナイトを含むことを許容するものであるが、良好なバーリング加工性を確保するためには、ベイナイトの体積分率は１０％以下が望ましい。なお、ここで言うフェライトとはベイニティックフェライトおよびアシュキュラーフェライト組織も含む。また、ベイナイトとは透過型電子顕微鏡にて薄膜を観察した場合フェライトラス間にセメンタイト等の炭化物を含むかもしくはフェライトラス内にセメンタイト等の炭化物を含む組織である。一方、ベイニティックフェライトおよびアシュキュラーフェライト組織とはＴｉ、Ｎｂの炭窒化物以外はフェライトラス内およびフェライトラス間に炭化物を含まない組織と定義する。
【００３８】
また、不可避的なマルテンサイト、残留オーステナイトおよびパーライトを含むことを許容するものであるが、良好なバーリング性を確保するためには、残留オーステナイトおよびマルテンサイトを合わせた体積分率は５％未満が望ましい。さらに、良好な疲労特性を確保するためには、粗大な炭化物を含むパーライトの体積分率は５％以下が望ましい。また、ここで、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイト、パーライト、マルテンサイトの体積分率とは鋼板板幅の１／４Ｗもしくは３／４Ｗ位置より切出した試料を圧延方向断面に研磨し、ナイタール試薬を用いてエッチングし、光学顕微鏡を用い２００〜５００倍の倍率で観察された板厚の１／４ｔにおけるミクロ組織の面積分率で定義される。
【００３９】
次に、本発明の化学成分の限定理由について説明する。
【００４０】
Ｃは、本発明における最も重要な元素の一つである。すなわち、Ｃは、溶接のような短時間の熱サイクルでもＭｏもしくはＣｒとクラスタリングもしくは析出して溶接熱影響部の軟化を抑制する効果がある。ただし、０．１％超含有していると加工性及び溶接性が劣化するので、０．１％以下とする。また０．０１％未満であると強度が低下するので０．０１％以上とする。
【００４１】
Ｓｉは、固溶強化元素として強度上昇に有効である。所望の強度を得るためには、０．０１％以上含有する必要がある。しかし、２％超含有すると加工性が劣化する。そこで、Ｓｉの含有量は０．０１％以上、２％以下とする。
【００４２】
Ｍｎは、固溶強化元素として強度上昇に有効である。所望の強度を得るためには、０．０５％以上必要である。また、Ｍｎ以外にＳによる熱間割れの発生を抑制するＴｉなどの元素が十分に添加されない場合には質量％でＭｎ／Ｓ≧２０となるＭｎ量を添加することが望ましい。一方、３％超添加するとスラブ割れを生ずるため、３％以下とする。
【００４３】
Ｐは、不純物であり低いほど望ましく、０．１％超含有すると加工性や溶接性に悪影響を及ぼすとともに疲労特性も低下させるので、０．１％以下とする。
Ｓは、多すぎると熱間圧延時の割れを引き起こすので極力低減させるべきであるが、０．０３％以下ならば許容できる範囲である。
Ａｌは、溶鋼脱酸のために０．００５％以上添加する必要があるが、コストの上昇を招くため、その上限を１％とする。また、あまり多量に添加すると、非金属介在物を増大させ伸びを劣化させるので望ましくは０．５％以下とする。
【００４４】
Ｎは、Ｃよりも高温にてＴｉおよびＮｂと析出物を形成し、所望のＣを固定するのに有効なＴｉおよびＮｂを減少させる。従って極力低減させるべきであるが、０．００５％以下ならば許容できる範囲である。
【００４５】
Ｔｉは、本発明における最も重要な元素の一つである。すなわち、Ｔｉは析出強化により鋼板の強度上昇に寄与する。ただし、０．０５％未満ではこの効果が不十分であり、０．５％超含有してもその効果が飽和するだけでなく合金コストの上昇を招く。従ってＴｉの含有量は０．０５％以上、０．５％以下とする。さらに、バーリング加工性を劣化させるセメンタイト等の炭化物の原因となるＣを析出固定し、バーリング加工性の向上に寄与するためには、Ｃ−（１２／４８Ｔｉ−１２／１４Ｎ−１２／３２Ｓ）≦０．０５％の条件を満たすことが必要である。一方、溶接熱影響部の軟化抑制の面からは、ＭｏもしくはＣｒをクラスタリングもしくは析出させるに十分な固溶Ｃが必要であるので、０＜Ｃ−（１２／４８Ｔｉ−１２／１４Ｎ−１２／３２Ｓ）とする。
【００４６】
Ｍｏ、Ｃｒは、本発明の最も重要な元素の一つであり、溶接のような短時間の熱サイクルでも、Ｃ等の元素とクラスタリングもしくは析出して熱影響部の軟化を抑制する。ただし、ＭｏとＣｒの含有量の合計が０．２％未満ではこの効果が失われる。また、それぞれ、０．５％超含有してもその効果が飽和するので、それぞれ、Ｍｏ≦０．５％、Ｃｒ≦０．５％とする。
【００４７】
Ｎｂは、Ｔｉ同様に析出強化により鋼板の強度上昇に寄与する。ただし、０．０１％未満ではこの効果が不十分であり、０．５％超含有してもその効果が飽和するだけでなく合金コストの上昇を招く。従ってＮｂの含有量は０．０１％以上、０．５％以下とする。さらに、バーリング加工性を劣化させるセメンタイト等の炭化物の原因となるＣを析出固定し、Ｃ−（１２／４８Ｔｉ＋１２／９３Ｎｂ−１２／１４Ｎ−１２／３２Ｓ）≦０．０５％の条件を満たすことが必要である。一方、溶接熱影響部の軟化抑制の面からは、ＭｏもしくはＣｒをクラスタリングもしくは析出させるに十分な固溶Ｃが必要であるので、０＜Ｃ−（１２／４８Ｔｉ＋１２／９３Ｎｂ−１２／１４Ｎ−１２／３２Ｓ）とする。
【００４８】
ＣａおよびＲＥＭは、破壊の起点となったり、加工性を劣化させる非金属介在物の形態を変化させて無害化する元素である。ただし、０．００５％未満添加してもその効果がなく、Ｃａならば０．０２％超、ＲＥＭならば０．２％超添加してもその効果が飽和するのでＣａ＝０．００５〜０．０２％、ＲＥＭ＝０．００５〜０．２％添加することが好ましい。
【００４９】
Ｃｕは、固溶状態で疲労特性を改善する効果がある。ただし、０．２％未満では、その効果は少なく、１．２％を超えて含有すると巻取り中に析出して析出強化により鋼板の静的強度が著しく上昇するため、加工性が著しく劣化することになる。また、このようなＣｕの析出強化では、疲労限は静的強度の上昇ほどには向上しないので疲労限度比が低下してしまう。そこで、Ｃｕの含有量は０．２〜１．２％の範囲とする。
【００５０】
Ｎｉは、Ｃｕ含有による熱間脆性防止のために必要に応じ添加する。ただし、０．１％未満ではその効果が少なく、１％を超えて添加してもその効果が飽和するので、０．１〜１％とする。
【００５１】
Ｂは、固溶Ｃ量の減少が原因と考えられるＰによる粒界脆化を抑制することによって疲労限を上昇させる効果があるので必要に応じ添加する。さらに、母材強度が６４０ＭＰａ以上である場合、溶接熱影響部のうちα→γ→α変態が起こる熱履歴を受ける部位において低Ｃｅｑ故に焼が入らず、軟化する恐れがある場合に焼入れ性を向上させるＢを添加することにより、当該部位での軟化を抑制し、継手の破断形態を溶接部から、母材部へ遷移させる効果があるので必要に応じて添加する。ただし、０．０００２％未満ではその効果を得るために不十分であり、０．００２％超添加するとスラブ割れが起こる。よって、Ｂの添加は、０．０００２％以上、０．００２％以下とする。
【００５２】
さらに、強度を付与するために、Ｖ、Ｚｒの析出強化もしくは固溶強化元素の一種または二種以上を添加してもよい。ただし、それぞれ、０．０２％、０．０２％未満ではその効果を得ることができない。また、それぞれ、０．２％、０．２％を超え添加してもその効果は飽和する。
【００５３】
なお、これらを主成分とする鋼にＳｎ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｗ、Ｍｇを合計で１％以下含有しても構わない。しかしながらＳｎは熱間圧延時に疵が発生する恐れがあるので０．０５％以下が望ましい。
【００５４】
次に、本発明の製造方法の限定理由について、以下に詳細に述べる。
【００５５】
本発明は、鋳造後、熱間圧延後冷却ままもしくは熱間圧延後、熱間圧延後冷却・酸洗し冷延した後に熱処理、あるいは熱延鋼板もしくは冷延鋼板を溶融めっきラインにて熱処理を施したまま、更にはこれらの鋼板に別途表面処理を施すことによっても得られる。
【００５６】
本発明において熱間圧延に先行する製造方法は特に限定するものではない。すなわち、高炉や電炉等による溶製に引き続き各種の２次製錬で目的の成分含有量になるように成分調整を行い、次いで通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造の他、薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。原料にはスクラップを使用しても構わない。連続鋳造よって得たスラブの場合には高温鋳片のまま熱間圧延機に直送してもよいし、室温まで冷却後に加熱炉にて再加熱した後に熱間圧延してもよい。
【００５７】
再加熱温度については特に制限はないが、１４００℃以上であると、スケールオフ量が多量になり歩留まりが低下するので、再加熱温度は１４００℃未満が望ましい。また、１０００℃未満の加熱はスケジュール上操業効率を著しく損なうため、再加熱温度は１０００℃以上が望ましい。さらには、１１００℃未満での加熱はＴｉおよび／またはＮｂを含む析出物がスラブ中で再溶解せず粗大化し析出強化能を失うばかりでなくバーリング加工性にとって望ましいサイズと分布のＴｉおよび／またはＮｂを含む析出物が析出しなくなるので、再加熱温度は１１００℃以上が望ましい。
【００５８】
熱間圧延工程は、粗圧延を終了後、仕上げ圧延を行うが、粗圧延後または、それに続くデスケーリング後にシートバーを接合し、連続的に仕上げ圧延をしてもよい。その際に粗バーを一旦コイル状に巻き、必要に応じて保温機能を有するカバーに格納し、再度巻き戻してから接合を行ってもよい。また、その後の仕上げ圧延はデスケーリング後に再びスケールが生成してしまうのを防ぐために５秒以内に行うのが望ましい。
【００５９】
仕上げ圧延は、最終パス温度（ＦＴ）がＡｒ3変態点＋３０℃以上の温度域で終了する必要がある。これは、熱間圧延後の冷却工程においてバーリング加工性にとって好ましいベイニティックなフェライト、またはフェライトおよびベイナイトを得るためにγ→α変態が低温で起こることが必要であるが、最終パス温度（ＦＴ）がＡｒ3変態点＋３０℃未満の温度域ではひずみ誘起によるフェライト変態核生成が起こり、ポリゴナルで粗大なフェライトが生成してしまう懸念がある。仕上げ温度の上限は本発明の効果を得るためには特に定める必要はないが、操業上スケール疵が発生する可能性があるため、１１００℃以下とすることが好ましい。ここでＡｒ3変態点温度とは、例えば以下の計算式により鋼成分との関係で簡易的に示される。すなわち
Ａｒ3＝９１０−３１０×％Ｃ＋２５×％Ｓｉ−８０×％Ｍｎ
【００６０】
仕上圧延を終了した後は、指定の巻取温度（ＣＴ）まで冷却するが、その冷却開始までの時間は１０秒以内とする。これは冷却開始までの時間が１０秒超であると圧延直後に再結晶したオーステナイト粒が粗大化してしまいγ→α変態後のフェライト粒が粗大化してしまう懸念があるからである。次に冷却終了までの平均冷却速度であるが、５０℃／秒以上が必要である。これは冷却終了までの平均冷却速度が5０℃／秒未満であるとバーリング加工性にとって好ましいベイニティックなフェライト、またはフェライトおよびベイナイトの体積分率が減少してします恐れがあるからである。また、冷却速度の上限は実際の工場設備能力等を考慮すると５００℃／秒以下である。冷却終了温度は７００℃以下の温度域であることが必要である。これは冷却終了温度が７００℃超であるとバーリング加工性にとって好ましいベイニティックなフェライト、またはフェライトおよびベイナイト以外のミクロ組織が生成してしまう怖れがあるからである。冷却終了温度の下限は本発明の効果を得るためには特に定める必要はない。ただし、巻き取り温度以下には本発明のプロセス上ありえない。冷却終了後から巻き取りまでのの工程については特に定めないが、必要に応じて巻き取り温度まで冷却してもよいが、この場合、熱ひずみによる板そりが懸念されることから、３００℃／ｓ以下とすることが望ましい。
【００６１】
次に巻取温度が３５０℃未満では十分なＴｉおよび／またはＮｂを含む析出物が生じなくなり、強度低下が懸念される、６５０℃超ではＴｉおよび／またはＮｂを含む析出物のサイズが粗大化し析出強化による強度上昇に寄与しなくなるばかりでなく、析出物が大きすぎると析出物と母相の界面にボイドが生じやすくなり、穴拡性が低下する恐れがある。従って巻取温度は３５０℃〜６５０℃とする。さらに、巻取り後の冷却速度は特に限定しないが、Ｃｕを１％以上添加した場合、巻取温度（ＣＴ）が４５０℃超であると巻取り後にＣｕが析出して加工性が劣化するばかりでなく、疲労特性向上に有効な固溶状態のＣｕが失われる恐れがあるので、巻取温度（ＣＴ）が４５０℃超の場合、巻取り後の冷却速度は２００℃までを３０℃／ｓ以上とすることが望ましい。
【００６２】
熱間圧延工程終了後は必要に応じて酸洗し、その後インラインまたはオフラインで圧下率１０％以下のスキンパスまたは圧下率４０％程度までの冷間圧延を施しても構わない。
【００６３】
次に、冷延鋼板として最終製品にする場合であるが、熱間での仕上げ圧延条件は特に限定しない。また、仕上げ圧延の最終パス温度（ＦＴ）はＡｒ3変態点温度未満で終了しても差し支えないが、その場合は、圧延前もしくは圧延中に強い加工組織が残留するため、続く巻取処理または加熱処理により回復、再結晶させることが望ましい。続く酸洗後の冷間圧延工程は特に限定することなく本発明の効果が得られる。
【００６４】
この様に冷間圧延された鋼板の熱処理は連続焼鈍工程を前提としている。まず、８００℃以上の温度域で５〜１５０秒間行う。この熱処理温度が８００℃未満の場合には後の冷却においてバーリング加工性にとって好ましいベイニティックなフェライト、またはフェライトおよびベイナイトが得られない懸念があるので、熱処理温度は８００℃以上とする。また、熱処理温度の上限は特に定めないが、連続焼鈍設備の制約上実質的に９００℃以下である。
【００６５】
一方、この温度域での保持時間は、５秒未満では、ＴｉおよびＮｂの炭窒化物が完全に再固溶するのに不十分であり、１５０秒超の熱処理を行ってもその効果が飽和するばかりでなく生産性を低下させるので、保持時間は５〜１５０秒間とする。
【００６６】
次に冷却終了までの平均冷却速度であるが、５０℃／秒以上が必要である。これは冷却終了までの平均冷却速度が５０℃／秒未満であるとバーリング加工性にとって好ましいベイニティックなフェライト、またはフェライトおよびベイナイトの体積分率が減少してします恐れがあるからである。また、冷却速度の上限は実際の工場設備能力等を考慮すると２００℃／秒以下である。
【００６７】
冷却終了温度は７００℃以下の温度域であることが必要であるが、連続焼鈍設備を用いる場合、冷却終了温度が５５０℃超になることは通常はないので特に配慮する必要はない。また、冷却終了温度の下限は本発明の効果を得るためには特に定める必要はない。
【００６８】
さらにその後、必要に応じてスキンパス圧延を施してもよい。
【００６９】
酸洗後の熱延鋼板、もしくは上記の熱処理工程終了後の冷延鋼板に亜鉛めっきを施すためには、亜鉛めっき浴中に浸積し、必要に応じて合金化処理してもよい。
【実施例】
【００７０】
以下に、実施例により本発明をさらに説明する。
【００７１】
表１に示す化学成分を有するＡ〜Ｍの鋼は、転炉にて溶製して、連続鋳造後、表２に示す加熱温度で再加熱し、粗圧延に続く仕上げ圧延で１．２〜５．５ｍｍの板厚にした後に巻き取った。ただし、表中の化学組成についての表示は質量％である。なお、表２に示すように一部については熱間圧延工程後、酸洗、冷延、熱処理を行った。板厚は０．７〜２．３ｍｍである。一方、上記鋼板のうち鋼Ｈおよび鋼Ｃ−７については、亜鉛めっきを施した。
【００７２】
製造条件の詳細を表２に示す。ここで、「ＳＲＴ」はスラブ加熱温度、「ＦＴ」は最終パス仕上げ圧延温度、「開始時間」とは圧延終了から冷却開始までの時間、「冷却速度」とは、冷却開始から冷却停止までの平均冷却速度、「ＣＴ」は巻き取り温度である。ただし、後に冷延工程にて圧延を行う場合はこのような制限の限りではないので「―」とした。
【００７３】
このようにして得られた熱延板の引張試験は、供試材を、まず、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１記載の５号試験片に加工し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１記載の試験方法に従って行った。試験片の形状及び寸法は、図３（ａ）、（ｂ）に示すとおりであり、鋼板１、２の継目４を溶接して溶接金属３を形成し、端部に補助板５、６を装着して試験片とした。表２に降伏強度（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）、破断伸び（Ｅｌ）を示す。一方、バーリング加工性（穴拡げ性）については日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ  Ｔ  １００１−１９９６記載の穴拡げ試験方法に従って評価した。表２に穴拡げ率（λ）を示す。ここで、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイト、パーライト、マルテンサイトの体積分率とは鋼板板幅の１／４Ｗもしくは３／４Ｗ位置より切出した試料を圧延方向断面に研磨、エッチングし、光学顕微鏡を用い２００〜５００倍の倍率で観察された板厚の１／４ｔにおけるミクロ組織の面積分率で定義される。さらに、図３に示す溶接継手引張試験片にてＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準じた方法で引っ張り試験を実施し、その破断個所を目視外観観察より母材部／溶接部と分類した。継手強度の観点からこの溶接破断部は溶接部より母材部の方がより望ましい。
【００７４】
なお、アーク溶接の溶接熱影響部の硬度測定はについては、ＪＩＳ  Ｚ  ３１０１記載の１号試験片にて、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４４記載の試験方法に準じて測定した。ただし、アーク溶接は、シールドガス：ＣＯ2、ワイヤ：日鐵溶接工業（株）製ＹＭ−２８φ１．２ｍｍ、ＹＭ−６０Ｃφ１．２ｍｍ、ＹＭ−８０Ｃφ１．２ｍｍを必要に応じて使い分け、溶接速度：１００ｃｍ／分、溶接電流：２６０±１０Ａ、溶接電圧：２６±１Ｖ、供試材の板厚は研磨を行い２．６ｍｍとし、硬度測定位置は、表面より０．２５ｍｍ、測定間隔は、０．５ｍｍで、試験力は９８Ｎとした。
【００７５】
本発明に沿うものは、鋼Ａ、Ｂ、Ｃ−１、Ｃ−７、Ｆ、Ｈ、Ｋ、Ｌ、Ｍの９鋼であり、所定の量の鋼成分を含有し、そのミクロ組織が、フェライト、またはフェライトおよびベイナイトからなることを特徴とする溶接熱影響部の耐軟化性に優れたバーリング性高強度鋼板が得られており、従って、本発明記載の方法によって評価した従来鋼の熱影響部軟化度ΔＨｖが５０以上であるのに対して有意差が認められる。さらに、鋼ＦについてはＢ添加の効果により、溶接熱影響部のうちα→γ→α変態が起こる熱履歴を受ける部位において焼入れ性が向上した結果、破断位置が母材部となっている。
【００７６】
上記以外の鋼は、以下の理由によって本発明の範囲外である。すなわち、鋼Ｃ−２は、仕上圧延終了温度（ＦＴ）が本発明請求項８の範囲外であるので、請求項１記載の目的とするミクロ組織が得られず十分な穴拡げ性（λ）が得られていない。鋼Ｃ−３は、仕上圧延終了から冷却開始までの時間が本発明請求項８の範囲外であるので、請求項１記載の目的とするミクロ組織が得られず十分な穴拡げ性（λ）が得られていない。鋼Ｃ−４は、平均冷却速度が本発明請求項８の範囲外であるので、請求項１記載の目的とするミクロ組織が得られず十分な穴拡げ性（λ）が得られていない。鋼Ｃ−５は、冷却終了温度および巻き取り温度が本発明請求項８の範囲外であるので、請求項１記載の目的とするミクロ組織が得られず十分な穴拡げ性（λ）が得られていない。鋼Ｃ−６は、巻き取り温度が本発明請求項８の範囲外であるので、請求項１記載の目的とするミクロ組織が得られず十分な穴拡げ性（λ）が得られていない。鋼Ｃ−８は、熱処理温度が本発明請求項９の範囲外であるので、請求項１記載の目的とするミクロ組織が得られず十分な穴拡げ性（λ）が得られていない。鋼Ｃ−９は、保持時間が本発明請求項９の範囲外であるので、請求項１記載の目的とするミクロ組織が得られず十分な穴拡げ性（λ）が得られていない。鋼Ｄは、Ｃ*が本発明請求項１または２の範囲外であるので、熱影響部の軟化度（ΔＨｖ）が大きい。鋼Ｅは、Ｃ*が本発明請求項１または２の範囲外であるので、熱影響部の軟化度（ΔＨｖ）が大きい。鋼Ｅは、Ｃ添加量およびＣ*が本発明請求項１または２の範囲外であるので、熱影響部の軟化度（ΔＨｖ）が大きい。鋼Ｇは、Ｍｏ＋Ｃｒ量が本発明請求項１の範囲外であるので、熱影響部の軟化度（ΔＨｖ）が大きい。鋼Ｉは、Ｍｏ＋Ｃｒ量が本発明請求項１の範囲外であるので、熱影響部の軟化度（ΔＨｖ）が大きい。鋼Ｊは、Ｃ*が本発明請求項１または２の範囲外であるので、熱影響部の軟化度（ΔＨｖ）が大きい。なお、ここに記載のＣ*は、前記した如く、Ｃ*＝Ｃ−（１２／４８Ｔｉ−１２／１４Ｎ−１２／３２Ｓ）を意味する。
【００７７】
【表１】
2004218077.tif 000003
【００７８】
【表２】
2004218077.tif 000004
【図面の簡単な説明】
【００７９】
【図１】Ｃ*量およびＣｒ＋Ｍｏ量と溶接熱影響部の軟化程度ΔＨｖとの関係を示す図である。
【図２】Ｃ*量及びＣｒ＋Ｍｏ量を変化させた成分組成鋼板についてのアーク溶接部硬度との関係を示す図である。
【図３】実施例における引張試験片の形状を示す図で、（ａ）は平面図、（ｂ）は側面図である。
【符号の説明】
【００８０】
１、２  鋼板
３  溶接金属
４  継目
５、６  補助板
【図１】
2004218077.tif 000005
【図２】
2004218077.tif 000006
【図３】
2004218077.tif 000007