(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ：0.04％〜0.13％、Si：0.5％以下、Mn：１〜２％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下（０を含む）、sol.Al：0.05％以下、Ｎ：0.007％以下（０を含む）、Mo：0.05〜0.5％、Cr：0.2％以下（０を含む）を含有し、残部がFeおよび不可避不純物からなり、かつ平均粒径20μｍ以下のフェライトと体積率５〜40％のマルテンサイトが体積率で95％を超える組織からなることを特徴とする溶融亜鉛メッキ鋼板。
【請求項２】
請求項１に記載の成分に加え、さらにＶ：0.02〜0.2％を含有し、平均粒径20μｍ以下のフェライトと体積率５〜40％のマルテンサイトが体積率で95％を超える組織からなることを特徴とする溶融亜鉛メッキ鋼板。
【請求項３】
請求項１又は請求項２に記載した成分を有する鋼を、鋳造後に熱延鋼帯とし、酸洗後、必要に応じて40％以上の圧下率で冷間圧延し、続く連続溶融亜鉛メッキラインにおいて、750〜850℃で均熱した後、１〜50℃/secの冷却速度で600℃以下の温度域まで冷却して亜鉛メッキを行い、必要に応じてさらに合金化処理を行い、その後400〜600℃での滞留時間が200秒以内となるような状態で冷却を行うことを特徴とする請求項１又は請求項２に記載の亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、建設部材、機械構造用部品、自動車の構造用部品などに適用され、とくに板のまま又は成形後に、溶接により構造部材として組み立てられる用途に使用されるのに適した高強度溶融亜鉛メッキ鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来技術】
引張強度が440MPaを超える高強度溶融亜鉛メッキ鋼板は、その優れた防錆性と高い耐力を利点とし、建設部材、機械構造用部品、自動車の構造用部品などに広く適用されている。このため、高強度溶融亜鉛メッキ鋼板に係る発明は非常に多く開示されている。特に、適用範囲が拡大する中で、加工性に対する要求特性が高まっているため、特開平５−３１１２４４号公報や特開平７−５４０５１号公報等、加工性に優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板に関する発明が数多く開示されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
近年、製造されたままの鋼板の加工性に対する要求特性が高まる一方で、適用技術の拡大に伴い、テーラードブランク材などのように、溶接部を含んだ状態で加工されたり、あるいは、溶接部を含んだ構造部材の高速変形挙動に対する要求特性が厳しくなるなど、溶接部の特性が製品の要求特性として着目されつつある。
【０００４】
しかしながら、前記のような従来の加工性に優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板は、一般にその主たる強化機構がオーステナイト相の急冷により得られるマルテンサイトやベイナイトといった低温変態相を利用しているため、溶接時にＨＡＺが軟化してしまうという大きな弱点を有する。このような溶接時のＨＡＺ軟化は、例えば、テーラードブランク材では成形性の劣化につながり、その他の用途に使用する場合にも、変形強度、破断強度、高速変形強度など構造部材としての性能を劣化させる原因ともなってしまうという問題点を有する。
【０００５】
本発明はこのような事情に鑑みてなされたもので、レーザー溶接、マッシュシーム溶接あるいはアーク溶接といった、幅広い溶接法下において、ＨＡＺ部の硬度変化が極めて小さいという性質を有する、新規な高強度溶融亜鉛メッキ鋼板、及びその製造方法を提供することを課題とする。
【０００６】
前記課題を解決するための第１の手段は、重量％で、Ｃ：0.04％〜0.13％、Si：0.5％以下、Mn：１〜２％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下（０を含む）、sol.Al：0.05％以下、Ｎ：0.007％以下（０を含む）、Mo：0.05〜0.5％、Cr：0.2％以下（０を含む）を含有し、残部がFeおよび不可避不純物からなり、かつ平均粒径20μｍ以下のフェライトと体積率５〜40％のマルテンサイトが体積率で95％を超える組織からなることを特徴とする溶融亜鉛メッキ鋼板（請求項１）である。
【０００７】
前記課題を解決するための第２の手段は、前記第１の手段の成分に加え、さらにＶ：0.02〜0.2％を含有し、平均粒径20μｍ以下のフェライトと体積率５〜40％のマルテンサイトが体積率で95％を超える組織からなることを特徴とする溶融亜鉛メッキ鋼板（請求項２）である。
【０００８】
前記課題を解決するための第３の手段は、前記第１の手段又は第２の手段に係る溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法であって、それぞれ前記第１の手段又は第２の手段に記載した成分を有する鋼を、鋳造後に熱延鋼帯とし、酸洗後、必要に応じて40％以上の圧下率で冷間圧延し、続く連続溶融亜鉛メッキラインにおいて、750〜850℃で均熱した後、１〜50℃/secの冷却速度で600℃以下の温度域まで冷却して亜鉛メッキを行い、必要に応じてさらに合金化処理を行い、その後400〜600℃での滞留時間が200秒以内となるような状態で冷却を行うことを特徴とするもの（請求項３）である。
【０００９】
なお、本明細書及び図面において、鋼の成分を示す％は、特に断らない限り重量％を意味する。
【００１０】
（発明に至る経緯とMo、Ｖ、Cr及び組織の限定理由）
本発明者らは、前記課題を解決するため、溶接部の強度変化に及ぼす鋼成分と組織の影響について鋭意検討した結果、ある限定されたＣ、Si、Mn等の基本成分を有する鋼に適量のMoを含有させ、かつ、組織を平均粒径20μｍ以下のフェライトと、体積率が５〜40％に限定されたマルテンサイトを主体とした組織とすることで、ＨＡＺ部の硬度低下が極めて小さい高強度溶融亜鉛メッキ鋼板を製造できることを見出した。また、この効果は適量のＶを含有させることによりさらに高まることをも見出した。
【００１１】
一般に、マルテンサイトやベイナイトといったオーステナイト相の急冷により得られる低温変態相は、400〜800℃といった高温に保持されると、短時間でも容易に焼戻されたり、炭化物が粗大化したりして急激に強度が低下することが知られている。本発明者らは、このような低温変態強化型高強度鋼の溶接時の硬度変化について、鋼成分と微視組織の影響を詳細に検討した結果、以下の制御が、強度の低下を防ぐのに有効であることを見出した。
【００１２】
▲１▼ 転位密度の高いマルテンサイトを硬質相とし、２次析出強化を利用することで、短時間での昇温においては硬質相の強度低下が下げられる。このためには、Mo又はＶを含有させることが有効であるが、これらの含有量が多くなると、かえってＨＡＺ部が部分的に母材よりも硬度上昇してしまい好ましくない。また、Mo、Ｖと同様に２次析出強化元素として知られているCrは、短時間昇温での析出が早いので、ＨＡＺ部の硬度変化が大きくなってしまうので、Cr含有量を多くするのは好ましくない。
【００１３】
▲２▼ 溶接時の硬度変化が大きいマルテンサイト相の体積率は40％以下に制限し、残部はフェライトとすることで、全体としての硬度変化は小さくできる。ただし、マルテンサイトの体積率が小さくなりすぎると、逆にマルテンサイト相の２次析出強化の効果をＨＡＺ軟化抵抗に有効に活用できないため、下限を５％に規定する。
【００１４】
▲３▼ さらに、フェライト粒径の制御も重要で、平均粒径を20μｍ以下として粒界面積を増加させることで、短時間昇温時に粒界でのオーステナイトの析出が促進される。これにより、最もマルテンサイト相の硬度低下が大きくなるAc3変態点の上昇が避けられ、マルテンサイト相の硬度低下が抑制される。
【００１５】
以下、Mo、Ｖ、Crの限定理由について説明する。
Mo:0.05〜0.5％
Moは、本発明の効果を得るために必須の元素である。上述したように、これは、溶接時にＨＡＺ部での昇温によるマルテンサイト相の焼戻し軟化が、Moの炭化物の析出で抑制されるためである。このため効果が発現する0.05％を下限として含有させる。しかし、過剰に含有させると、逆にＨＡＺ部で硬度上昇が大きくなり、ＨＡＺ部の硬度変化は大きくなる。このことから、上限を0.5％に規定する。
【００１６】
Cr：0.2％以下（０を含む）
本発明を行うに際しては、Mo含有をベースにその他のマルテンサイト相の焼戻し軟化抵抗に有効と思われる元素、具体的にはＶ、Crについても検討を加えた。この結果、溶接時のＨＡＺ部のように短時間の昇温においては元素の種類による影響が異なり、Crは微量の含有でもＨＡＺ部での硬度上昇が大きくなり、0.2％を越えて含有させるとＨＡＺ部の硬度変化が大きくなることが明らかとなった。このため、本発明ではCrの含有量は0.2％以下（０を含む）に制限する。
【００１７】
Ｖ：好ましくは0.02〜0.2％
本検討で注目されたのはＶであり、MoとＶの複合含有でＨＡＺ部の硬度変化が極めて小さくなった。これは、マルテンサイト相の短時間の昇温時のＶ炭化物による析出強化がそれほど大きくなく、しかも、Mo炭化物が析出する温度と異なるため、ＨＡＺ部の広い熱履歴域において、均一な焼戻し軟化抵抗が得られるためと考えられた。このような効果を得るためのＶ量の下限は0.02％であり、過剰に含有させるとやはりＨＡＺ部での硬度上昇が大きくなるので、上限は0.2％に規定する。なお、第２の手段（請求項２）において、Ｖの下限を0.02％に限定する理由は以上のようなものであるので、第１の手段（請求項１）は、Ｖの含有量が0.02％未満であるものを排除するものではない。
【００１８】
図２に、上述したMo、Ｖ、Cr含有量の過不足によるＨＡＺ部での硬度変化を模式的に示す。(a)は、Mo、Ｖの含有量が適正量未満の場合であり、ＨＡＺ部の最軟化部と母材の硬さとの差ΔＨｖが大きくなっている。(b)は、Mo、Ｖ、Crの含有量が適正量を超える場合であり、ＨＡＺ部での軟化量は小さくなるが、母材も硬化するので、結局ΔＨｖは大きくなる。(c)は、Mo、Ｖ、Crの含有量本発明に範囲の場合であり、ΔＨｖは小さくなる。
【００１９】
（その他の成分の限定理由）
Ｃ：0.04〜0.13％
Ｃは、所望の強度を確保するために必須の元素であるが、含有量が多くなるとマルテンサイト体積率が増加しすぎて、ＨＡＺ部の硬度低下が大きくなる。すなわち、下限は強度を確保するための最低限量として、また、上限はＨＡＺ部の硬度低下が大きくなるマルテンサイト体積率が40％を超えないために前記のように規定する。
【００２０】
Si：0.5％以下,
Siは、フェライト+マルテンサイト２相組織を安定して得るためには必須の元素であるが、含有量が多くなると亜鉛メッキの密着性や表面外観が著しく劣化するので、上限を0.5％に規定する。
Mn：１〜２％
MnはＣ同様、所望の強度を確保するために必須の元素である。所望の強度を得るため１％が下限として必要であるが、過剰に含有させるとマルテンサイト体積率が増大してＨＡＺ部の硬度低下が大きくなるので、上限を２％に規定する。
【００２１】
Ｐ：0.05％以下
Ｐは、Siと同様にフェライト+マルテンサイト２相組織を安定して得るためには必須の元素であるが、含有量が多くなると溶接部の靭性が劣化するので、上限を0.05％に規定する。
Ｓ：0.01％以下
Ｓは不純物であり、含有量が高いとＰと同様に溶接部の靭性が劣化する。このため上限を0.01％に規定する。
【００２２】
sol.Al：0.05％以下
sol.Alは、通常の鋼に含有される量であれば本発明の効果を損なわず、0.05％以下であれば問題無いので上限を0.05％に規定する。
Ｎ：0.007％以下（０を含む）
Ｎも、通常の鋼に含有される量であれば本発明の効果を損なわず、0.007％以下であれば問題無いので上限を0.007％に規定する。
【００２３】
その他、言及していない元素については、極端に多く含有しなければ、とくに本発明の効果を損なわない。例えば、鋼の高強度化あるいは微細化を目的としてNbやTiを添加する場合、0.05%以内であれば問題はない。
【００２４】
（製造方法）
次に、本発明溶融亜鉛メッキ鋼板の製造法に関して説明する。
本発明鋼板を得るには、各成分元素を上記のごとく限定したうえ、平均粒径20μｍ以下のフェライトと体積率５〜40％のマルテンサイトを主体とした組織に制御する必要がある。
【００２５】
まず、所定成分を有する鋼を鋳造後、熱延鋼帯とし、酸洗後、必要に応じてさらに40％以上の圧下率で冷間圧延してメッキ下地を準備する。熱間圧延条件はとくに規定していない。仕上げ熱延がAr3変態点を下回ったり、熱延終了後の冷却速度が10℃/sec以下と緩冷却であるなど、熱延板粒径が著しく大きくなるような圧延方法でなければ特に問題は生じない。逆に、熱延終了後に1秒以内に100〜300℃/secといった大冷却を活用したり、これにさらに仕上げ熱延大圧下を組み合わせるなど、熱延板粒径を小さくする行為は、本発明の効果を阻害しない。冷間圧延の際の圧下率を40％以上に規定しているのは、これ以下だと焼鈍で粒径が大きくなり易くなるためである。
【００２６】
続く連続溶融亜鉛メッキラインにおいて、750〜850℃で均熱した後、1〜50℃/secの冷却速度で600℃以下の温度域まで冷却し、400〜600℃での滞留時間が200秒以内となるよう亜鉛メッキを行い、必要に応じてさらに合金化処理を行う。均熱温度は、安定してオーステナイト相を得るため750℃以上が必要であるが、850℃を超えると粒径が大きくなり所望の特性が得られなくなるのでこれを上限とする。この後、1〜50℃/secの冷却速度で600℃以下の温度域まで冷却するが、これはパーライトを生じさせず、かつ微細なフェライトを所望の体積率析出させるためで、冷速の下限はこれ以下ではパーライトが生じたりフェライト粒径が大きくなるため規定する。冷却速度の上限は、これを超えるとフェライトが十分析出しなばかりかマルテンサイト体積率が40％を超えて大きくなるので規定する。
【００２７】
酸洗板あるいは冷延板は、600℃以下の温度域まで冷却された後、亜鉛メッキされ、必要に応じてさらに合金化処理を施される、最終的に室温まで冷却される。本発明者らの検討によれば、室温までの冷却過程において、400〜600℃での滞留時間が組織形成に大きく影響を及ぼすことが明らかとなった。すなわち、滞留時間が長くなると、オーステナイトからのセメンタイトの析出が著しくなり、マルテンサイト相の体積率が低下して強度が低下するばかりか、MoやＶの析出によるＨＡＺ軟化抵抗効果が得られなくなる。本発明者らの検討結果に基づき、この滞留時間の上限は200秒に規定する。
【００２８】
ここで、本発明においては、組織をフェライトと体積率５〜40％のマルテンサイトの他に、体積率で５％以内の、セメンタイト、ベイナイト、あるいは残留オーステナイトといった組織を含んだものとしても、本発明の効果は損なわれない。
【００２９】
なお、その他、特に言及していないが、造塊又は連続鋳造等、スラブ製造法や、熱延での粗熱延バー接続による連続熱延、熱延過程でのインダクションヒーターを利用した200℃以内の昇温などは、本発明の効果に対して影響を及ぼさない。
【００３０】
【実施例】
以下、本発明の実施例と比較例について説明する。
表１に示すような成分を有する本発明成分鋼Ａ〜Ｘと、本発明の成分から外れた範囲の成分を有する比較成分鋼ａ〜ｍを転炉で製造し、連続鋳造によりスラブとした。これらのスラブを表２に示す加熱温度と熱延巻取り条件で熱延鋼帯とし、酸洗し、その一部を冷延率65％で冷間圧延して、メッキ下地を準備した。続いて、連続溶融亜鉛メッキラインにて、表３に示す条件で溶融亜鉛メッキ鋼板又は合金化溶融亜鉛メッキ鋼板を製造した。なお、連続溶融亜鉛メッキラインでの熱サイクルは、請求項３に示した好ましい範囲とした。
【００３１】
表３には、これらの鋼板の組織、引張強度およびレーザー溶接によるＨＡＺ部の硬度変化量ΔHv(図２で定義)を評価した結果を示す。なお、表２の鋼番と表３の鋼番は対応している。レーザー溶接条件は、出力５kW、速度２m/minであり、溶接速度は特に遅くして、ＨＡＺ軟化の生じやすい条件とした。
【００３２】
図１は、表３に示した鋼のΔHvを○(ΔHv≦10)、△(10＜ΔHv≦20)、×(ΔHv＞20)の三段階評価にして、MoとＶの含有量で整理した図である。図１から分かるように、Moおよびその他の元素の含有量を本発明規定する範囲内にすることで、ΔHv≦20と優れた耐ＨＡＺ軟化特性が得られており、さらにＶを請求項２に記載の範囲とすることで、ΔHv≦10のものが得られるようになっている（なお、図１においては、表３の鋼番26、27のようにＣが本発明の範囲を外れているものと、鋼番36〜38のようにCrが本発明の範囲を外れているものは除外してある）。
【００３３】
【表１】
0003951282.tif 000002
【００３４】
【表２】
0003951282.tif 000003
【００３５】
【表３】
0003951282.tif 000004
【００３６】
表４は、本発明成分鋼Ｈについて、とくに連続溶融亜鉛メッキラインでの熱サイクル条件を変化させて、特性の変化を検討した結果を示している。鋼番１と鋼番５では均熱温度が、鋼番６や11では冷却速度が適切でないため、また、鋼番16では400〜600℃での滞留時間が長すぎるため、本発明の規定する組織が得られておらず、所望の耐ＨＡＺ軟化特性が得られていない。これに対し、請求項３に記載する製造条件で製造した本発明鋼においては、請求項１に記載する組織が得られ、いずれも、ΔHv≦20と優れた耐ＨＡＺ軟化特性が得られている。
【００３７】
【表４】
0003951282.tif 000005
【００３８】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、ＨＡＺ部の硬度変化が小さい高強度溶融亜鉛メッキ鋼板が得られる。すなわち、本発明に係る溶融亜鉛メッキ鋼板をテーラードブランク材に使用した場合には成形性の劣化が防止される。また、本発明に係る溶融亜鉛メッキ鋼板は、溶接で構造体となされたとき、部材の変形強度、破断強度、高速変形強度などの性能の劣化が極めて小さい。よって、本発明に係る溶融亜鉛メッキ鋼板は、テーラードブランク材用、及び溶接された構造体用として用いるのに極めて好適である。
【図面の簡単な説明】
【図１】  Mo、Ｖ含有量とΔHvとの関係を示す図である。
【図２】  Mo、Ｖ、Cr含有量の過不足によるＨＡＺ部での硬度変化を模式的に示す図である。
【図１】
0003951282.tif 000006
【図２】
0003951282.tif 000007