(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：0.02〜0.15％、
Ｓｉ：0.005 〜1.0 ％、
Ｍｎ：0.1 〜2.2 ％、
Ｐ  ：0.001〜0.06％、
Ｓ  ：0.001〜0.01％、
Ｎ  ：0.0005〜0.01％、
Ａｌ：0.001 〜0.1 ％、
Ｎｂ：0.005 〜0.05％、
Ｍｏ：0.05〜0.5 ％、
を含有し残Ｆｅ及び不可避的不純物を含有し、且つ、下記式（Ａ）を満足し、転位密度が平面視野１μm２あたり、５０本以上１００００本以下であることを特徴とする溶接後の成形性に優れ溶接熱影響部の軟化しにくい高強度冷延鋼板。
【数１】
0004022019.tif 000008
【請求項２】
Ｔｉ：0.001〜0.02％を含むことを特徴とする請求項１記載の溶接後の成形性に優れ溶接熱影響部の軟化しにくい高強度冷延鋼板。
【請求項３】
高強度冷延鋼板が亜鉛めっきによる表面処理が施された高強度表面処理冷延鋼板であることを特徴とする請求項１〜２の何れかに記載の溶接後の成形性に優れ溶接熱影響部の軟化しにくい高強度冷延鋼板。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は溶接後の成形性に優れ、且つ溶接熱影響部の軟化しにくい高強度冷延鋼板、高強度表面処理冷延鋼板などの高強度鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来、自動車車体あるいは部品等の製造においては、プレス成形等によって成形加工された部材をスポット溶接やアーク溶接等で一体化し、組立を行っていた。そして近年、製造コストの低減を目的として、車体の軽量化や材料歩留まりを向上させるために、異なる材料強度あるいは異なる板厚の鋼板を溶接によって一体化し、その後プレス成形を行う方法が検討されている。特に、車体の軽量化を達成するために、高強度鋼板の適用検討が積極的に進められている。
【０００３】
しかし、溶接後のプレス成形に際し、溶接部および溶接熱影響部が存在するため、プレス成形後溶接を行う従来の製造工程では認められなかった不具合が生じた。すなわち、プレス時の溶接部の割れによる成形性の低下や溶接熱影響部の材料の軟化である。
【０００４】
これまで、溶接部そのものの強度の改善は、特開平３−１９９３４３号公報や特開平５−１８６８４９号公報等に多々提案されているが溶接後に成形を行うことはないため、これらの提案は明らかに技術が異なっている。また、溶接後の成形性を満足させる方法として、特開平７−２６３４６号公報の提案がある。この技術は、極低炭素鋼の成分を最適化して溶接後の成形性を向上させるものであり、従来の極低炭素鋼に比して優れた溶接後の成形性を実現したものであるが、以下の問題が残った。
【０００５】
すなわち、上記発明は極低炭素鋼であるため、比較的強度の低い素材であり、自動車車体のさらなる軽量化を達成するためには、高強度素材の適用が必須となるが、高強度鋼板としたときの溶接後の成形性が不明確なこと、また、溶接後の溶接熱影響部での強度の低下、すなわち、溶接熱影響部の軟化が生じるため製品の信頼性が必ずしも十分ではない。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明が解決しようとする課題は、前記のような問題を解決して、高強度鋼板の溶接後のプレス成形性を良好なものとし、さらに、溶接熱影響部の強度低下を抑えることが可能な高強度冷延鋼板、高強度表面処理冷延鋼板などの高強度鋼板を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決するために本発明は、
（１）質量％で、
Ｃ  ：0.02〜0.15％、
Ｓｉ：0.005 〜1.0 ％、
Ｍｎ：0.1 〜2.2 ％、
Ｐ  ：0.001〜0.06％、
Ｓ  ：0.001〜0.01％、
Ｎ  ：0.0005〜0.01％、
Ａｌ：0.001 〜0.1 ％、
Ｎｂ：0.005 〜0.05％、
Ｍｏ：0.05〜0.5 ％、
を含有し残Ｆｅ及び不可避的不純物を含有し、且つ、下記式（Ａ）を満足し、転位密度が平面視野１μm２あたり、５０本以上１００００本以下であることを特徴とする溶接後の成形性に優れ溶接熱影響部の軟化しにくい高強度冷延鋼板。
【数２】
0004022019.tif 000002
（２）Ｔｉ：0.001〜0.02％を含むことを特徴とする（１）記載の溶接後の成形性に優れ溶接熱影響部の軟化しにくい高強度冷延鋼板、
（３）高強度鋼板が亜鉛めっきによる表面処理が施された高強度表面処理鋼板であることを特徴とする（１）または（２）記載の溶接後の成形性に優れ溶接熱影響部の軟化しにくい高強度冷延鋼板、
とよりなるものである。
【０００８】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、鋼板の溶接後のプレス成形性を確保しつつ、溶接熱影響部の軟化を防止する方法として、鋼板および溶接方法について調査を行った。まず、溶接後の成形性を調査したところ、高強度鋼板を溶接した場合、溶接時の熱履歴によって母材と溶接部および溶接熱影響部の強度が変化するため、母材と溶接部および溶接熱影響部の強度−延性の相互作用の結果として溶接後のプレス成形能が決まることが判明した。そして、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｎ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓを含有し、これらの中で、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃが関係式を満たした場合に溶接後の成形性を改善することを見いだした。
【０００９】
また、溶接熱影響部の軟化防止方法を検討した結果、ＮｂとＭｏの複合添加が有効であることを知見した。これは、ＮｂとＭｏを複合添加することにより、溶接によって鋼板の温度が上昇しても鋼板中の転位の消滅を抑え、この転位が析出核となって、短時間で（Ｎｂ、Ｍｏ）Ｃが析出し、熱影響部の軟化を抑えるものと考えられる。さらに、この効果をより明確に発揮させるためには、鋼板中の転位密度が平面視野１μm２あたり、５０本以上１００００本以下の範囲で存在することが望ましい。
【００１０】
以下に本発明を詳細に説明する。
まず、以下に鋼の成分を限定する理由について述べる。
Ｃは、母材強度そのものの強度を保持するために不可欠な元素であると同時に溶接時に（Ｎｂ、Ｍｏ）Ｃを析出させ、溶接熱影響部の軟化を防止するためには、０．０２％以上を必要とする。しかし、含有量が多くなると、母材の加工性が劣ると同時に溶接部が著しく硬化し延性が低下するため、０．１５％を上限とする。
【００１１】
Ｓｉは、母材の強度を得るための補助元素として用いる。０．００５％未満にするには製造コストがかかり経済的に不利であるため、０．００５％を下限とし、１．０％を越えると熱延段階でのスケールの除去にコストがかかり経済的に不利であるため、１．０％を上限とする。
【００１２】
Ｍｎは、母材の強度を確保するための元素であり、０．１％未満では、溶製するのにコストがかかり経済的に不利であるため、０．１％を下限とする。２．２％を越えると母材の加工性が劣化するとともに、溶接部の成形性も劣化してしまうため２．２％を上限とする。
【００１３】
Ｐは、０．００１％未満では工業的にコスト高を招くので０．００１％を下限とする。また、０．０６％を越えると母材の加工性を低下させると同時に溶接部の加工性を劣化させるので上限を０．０６％とする。
【００１４】
Ｓは、０．００１％未満では、製造コストの上昇を招くため、０．００１％を下限とする。また、０．０１％を越えると、熱間脆性を起こすため、０．０１％を上限とする。
【００１５】
Ａｌは、鋼の脱酸に必要な元素で、０．００１％未満では脱酸不足となり、ピンホールなどの欠陥を生じるので、０．００１％を下限とし、０．１％を越えるとアルミナなどの介在物が増加し、鋼の延性を損ねるので０．１％を上限とする。
【００１６】
Ｎは、（Ｎｂ、Ｍｏ）Ｃの析出に関与し、この析出物にわずかに含まれるため、０．０００５％以上含有させる。また、０．０１％を越えて含まれると、熱延工程で、ＮｂＮが析出し、溶接時の溶接熱影響部の軟化防止に有効なＮｂ量を減らすことになるため、０．０１％を上限とする。
【００１７】
Ｎｂは、Ｍｏとともに溶接熱影響部の軟化を防止する効果があり、本発明に必須の元素である。０．００５％未満では、耐食性と溶接熱影響部の軟化防止効果がなくなるので、０．００５％を下限とする。更に、溶接熱影響部の軟化をより効果的に防止するには０．０１％以上が望ましい。０．０５％を越えると母材の加工性が劣化するので、０．０５％を上限とする。
【００１８】
Ｍｏは、Ｎｂとの複合添加によって溶接熱影響部の軟化を防止するのに有効な元素であり、本発明に必須の元素である。０．０５％未満では、溶接熱影響部の軟化防止効果がなくなるので、０．０５％を下限とし、０．５％を越える効果が飽和するとともにキズの原因となる介在物が多くなるので、０．５％を上限とする。
【００１９】
Ｔｉは、Ｃ、Ｎ、Ｓを固定することにより、溶接後の成形性を向上させる。この効果を発揮させるには、０．００１％以上の添加が必要となる。しかし、過剰に添加すると、多量に析出した炭窒化物により母材の加工性を劣化させるので、０．０２％を上限とする。
【００２０】
さらに本発明においては、上記の種々の成分のうち、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏ量が下記式（Ａ）を満足することが重要となる。
【数３】
0004022019.tif 000003
本発明者らは、種々の化学成分を有する高強度冷延鋼板について、同一素材の突き合わせ溶接後に張り出し試験を実施し、上記（Ａ）式の右辺と張り出し高さの関係を調査した。その結果を図１に示す。横軸は、（Ａ）式の右辺から算出される値、縦軸は、鋼板の溶接後の張り出し高さを溶接前の鋼板の張り出し量で除して標準化した値（成形性指数）であり、成形性指数が大きいものほど溶接後の成形性が優れるものとなる。図１より、式（Ａ）が成り立つ場合、すなわちＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏの添加量が本発明に従っている場合には、成形性指数が大きく成形性に優れることがわかる。
【００２１】
これは、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏは、溶接時の溶接部および熱影響部の強度を高めるため、過剰の添加は溶接部および溶接熱影響部の延性を低くし、結果として溶接後の成形性を劣化させるものと考えられる。
【００２２】
また、図１に示したデータの溶接は、種々の溶接方法（ＴＩＧ溶接、プラズマ溶接、レーザ溶接、シーム溶接（マッシュシーム溶接）についての結果であり、本発明では、溶接方法が異なっても、式（Ａ）を満足する化学成分であれば、溶接後の成形性はほぼ同等となる。
【００２３】
さらに、鋼板中に不可避的に存在するＣｒ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｖ、Ｃａ、Ｍｇ等の元素は、本発明鋼の特性をなんら阻害するものではないが、多量に存在すると再結晶温度の上昇、また圧延性を低下させるため製造を困難にする恐れがある。このため、これらの元素はＣｒ、Ｃｕ、Ｎｉは０．１％以下、Ｍｇ、Ｃａは０．０１％以下、Ｂは０．００５％以下、Ｖは０．０１％以下に制限するのが望ましい。
【００２４】
本発明の高強度鋼板の製造方法は、用途や必要特性に応じて適宜選択すれば良い。
上記成分に調整された鋼を例えば以下の方法に従い鋼板となす。まず、転炉で鋼を溶製し、連続鋳造法によりスラブとなす。このスラブを高温状態のまま、あるいは、室温まで冷却した後加熱炉に挿入し１０００〜１２５０℃の温度範囲で加熱し、その後、８００〜９５０℃の温度範囲で仕上圧延を行い、ついで７００℃以下の温度で巻き取って熱延鋼板とする。次いで、酸洗、冷延後、焼鈍を行い、冷延鋼板とする。高強度表面処理鋼板の場合は、さらに冷延鋼板にめっきを施す。焼鈍は、７００℃以上９００℃未満が好ましい。７００℃以上では、十分な再結晶が行われず、母材そのものの加工性が安定的に得られにくい。このため、焼鈍温度は７００℃を下限とする。また、９００℃を越えると母材の結晶粒が粗大化しプレス時に肌荒れを起こす場合があるので、これを上限とする。
【００２５】
例えば自動車用、家電用、建材用として使用される高強度鋼板は、特に薄鋼板はその多くが溶融亜鉛めっき鋼板であり、溶融亜鉛めっきを施す場合は、通常、焼鈍とめっきが同じ設備（又は同一設備列）で同時に行われる。めっき量としては、３ｍｇ／ｍ２〜８００ｇ／ｍ２を鋼板表面に施す。３ｍｇ／ｍ２未満では防食作用がなくなり、めっきの目的を果たすことができない。また、８００ｇ／ｍ２を越えると溶接時にブローホールなどの欠陥が著しく発生しやすくなるため、めっき量は、上記の範囲内とする。
また、溶融亜鉛めっきのように、焼鈍およびめっきを同時に行った場合や、焼鈍の後、電気めっき、有機複合皮膜を施した場合にも本発明の効果は損なわれない。
【００２６】
さらに、得られた高強度冷延鋼板および高強度表面処理冷延鋼板（例えば溶融亜鉛めっき鋼板等）にその転位密度が平面視野１μm２当たり５０本以上であることで溶接熱影響部の軟化を抑える効果がある。転位密度の個数は場所や方位によってばらつくが、透過電子顕微鏡の１０視野の平均値をとり、その値が５０本／１μm２以上であれば、溶接時の（Ｍｂ、Ｍｏ）Ｃが短時間で析出し、溶接熱影響部の軟化をより効果的に抑制する。また、転位密度が１００００本／１μm２を越えると、プレス成形性が劣化し、割れが発生する恐れがあるため、上限を１００００本／１μm２とした。なお、通常の焼鈍材では、転位密度は５〜２０本／１μm２であるので、この効果を得るには、伸び率にして１．０％以上１０．０％未満の塑性ひずみを加えればよい。ひずみを加える方法としては、スキンパス圧延、あるいは、鋼板に切り出した後引張ひずみを加えるなどの方法による。かくして、溶接後の成形性に優れ溶接熱影響部の軟化しにくい高強度冷延鋼板や高強度表面処理冷延鋼板などの高強度鋼板を得る。
【００２７】
【実施例】
（実施例１）
表１に示す化学成分の鋼を転炉で溶製し、連続鋳造でスラブとした後、熱延を施し、高強度薄鋼板とした。（板厚：2.0 ｍｍ）さらに同一スラブを用い熱延、冷延を施し高強度薄冷延鋼板とした。（板厚：1.4 ｍｍ）その後、一部のものについては、溶融亜鉛めっき（４５ｇ／ｍ２）を施し高強度薄鋼板とした。塑性ひずみは、スキンパス圧延により加えた。
【００２８】
製造された高強度薄鋼板について、機械特性として引っ張り試験(JIS  Z  2201)を実施した。また、鋼板中の転位密度を測定した。転位密度は、透過電子顕微鏡により平方視野１μm２当たりの転位の数を１０視野について計測し、その平均値を転位密度とした。これらの測定結果を表１及び２に示した。
【００２９】
これらの高強度鋼板について、同一鋼種の高強度鋼板の付け合わせ溶接を施し、評価を行った。溶接は、レーザ溶接で行った（レーザ出力：２ｋＷ、溶接速度：２ｍ／ｍｉｎ、シールドガス：Ａｒ(20L/min))。
【００３０】
溶接後の評価は、成形性と溶接熱影響部の軟化状況を調査した。成形性は、エリクセン試験(JIS Z 2247, B法）によって評価し、溶接部の限界張り出し高さを母材の限界張り出し高さで除し、成形性指数とした。溶接熱影響部の軟化状況は、図２に示すように溶接部を含む断面をビッカース硬度計（荷重：0.1kg)によって測定した。測定は、板厚の１／２の位置で間隔は0.3 ｍｍとし、母材硬さと最軟化部の硬さの差を測定し、溶接熱影響部の軟化性を評価した。結果を表２に示す。
【００３１】
（実施例２）
表１に示した、鋼スラブの一部を用いて、最終板厚の異なる高強度冷延鋼板および高強度表面処理鋼板を製造した。製造プロセスは、表１に示した製造条件とほぼ同じで、板厚の変更は、熱間圧延の圧下率を変更して行った。
【００３２】
これらの鋼板を組合せ、各種溶接法（レーザ溶接、マッシュシーム溶接、プラズマ溶接）で突き合わせ溶接を行い、成形性と溶接熱影響部の軟化状況を調査した。鋼種の組合せ、溶接方法、成形性及び溶接熱影響部の軟化調査結果をまとめて表３及び表４に示した。成形性の調査方法は、実施例１と同様である。また、溶接熱影響部の軟化状況の調査方法は、実施例１と同様にビッカース硬度計（荷重：0.1kg)によって測定し、測定位置は薄板側の板厚の１／２の位置で間隔を0.3 ｍｍとした。
【００３３】
溶接条件は、レーザ溶接：溶接速度：２ｍ／ｍｉｎ、シールドガス：Ａｒ(20L/min）、プラズマ溶接：溶接速度０．７ｍ／ｍｉｎ、シールドガス：Ａｒ(6L/min)、マッシュシーム溶接：溶接速度：４ｍ／ｍｉｎ、加圧力：１０ｋＮ、ラップ代：２ｍｍとし、各溶接方法での入熱は、各鋼板の組合せの条件で、溶接部の溶け落ち、溶着が生じない最大の入熱として、適宜変更した。
【００３４】
表３及び表４の結果から、本発明鋼と比較鋼を組み合わせた場合では、溶接熱影響部の軟化は生じているが、比較鋼同士を組み合わせた場合よりも、溶接後の成形性が優れていることがわかる。
【００３５】
【表１】
0004022019.tif 000004
【００３６】
【表２】
0004022019.tif 000005
【００３７】
【表３】
0004022019.tif 000006
【００３８】
【表４】
（表３のつづき）
0004022019.tif 000007
【００３９】
【発明の効果】
本発明により、溶接後の成形性に優れ溶接熱影響部の軟化しにくい高強度冷延鋼板や高強度表面処理冷延鋼板などの高強度鋼板を提供することができ、工業上大きな効果が期待できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】  式(A) の右辺（C(%)+(Si/30)(%)+(Mn/20)(%)+(Mo/15)(%))が成形性指数に及ぼす影響について示した図である。
【図２】  溶接熱影響部の硬さ測定概略図である。
【図１】
0004022019.tif 000009
【図２】
0004022019.tif 000010