(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ ：０．０００１〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０１〜２．５％、
Ｍｎ：０．０１〜３．０％、
Ｐ ：０．００１〜０．２％、
Ｓ ：０．０００１〜０．０２％、
Ａｌ：０．００８〜０．０５％、
Ｍｇ：０．００２１〜０．６％、
Ｏ ：０．００１〜０．１０％、
Ｎ ：０．００２４〜０．０１％、
を含有し、かつ、Ｍｇを含有した酸化物および／又は硫化物を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物から成り、前記Ｍｇを含有した酸化物および／又は硫化物のサイズが０．０００５〜０．０５μｍの粒子を１０5個／ｍｍ2以上１０7個／ｍｍ2以下かつ０．０５μｍ超１μｍ以下の粒子を１０4個／ｍｍ2以上１０7個／ｍｍ2以下含み、溶接部および溶接熱影響部の最大結晶粒径と母材の平均結晶粒径の比が３．０以下であることを特徴とする溶接部および溶接熱影響部の材質劣化を防止した冷延鋼板。
【請求項２】
Ｔｉ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｖ及びＮｂの１種又は２種以上を合計で０．００１〜０．５質量％含む事を特徴とした請求項１記載の溶接部および溶接熱影響部の材質劣化を防止した冷延鋼板。
【請求項３】
Ｂを０．０００１〜０．０１質量％含むことを特徴とした請求項１又は２に記載の溶接部および溶接熱影響部の材質劣化を防止した冷延鋼板。
【請求項４】
Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｗ及びＭｏの１種又は２種以上を合計で０．００１〜１．５質量％含む事を特徴とした請求項１〜３の何れか１項に記載の溶接部および溶接熱影響部の材質劣化を防止した冷延鋼板。
【請求項５】
Ｃａ及び希土類元素の１種又は２種を合計で０．０００１〜０．５質量％含む事を特徴とした請求項１〜４の何れか１項に記載の溶接部および溶接熱影響部の材質劣化を防止した冷延鋼板。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、溶接部および溶接熱影響部の材質劣化を防止した鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車用鋼板に要求される材料特性は年々高度になっている。特に自動車のフェンダーやオイルパン等については、極めて過酷なプレス成形がなされることから、深絞り性および延性についてはより一層の向上が期待されてきた。折から、ＲＨやＤＨなどの真空脱ガス技術の発展にともない鋼中の固溶元素を低減し成形性を向上させた極低炭素鋼が開発され、それまで使用されてきた低炭素Ａｌキルド鋼に代わって用いられるようになった。さらに最近ではＴｉ、Ｎｂ等によって鋼中の固溶Ｃ、Ｎをｓｃａｖｅｎｇｉｎｇすることで飛躍的に成形性を向上させた鋼として、特開平１−２２５７２７号公報、特開平２−３４７２２号公報等に開示されているＩｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ  Ｆｒｅｅ  ｓｔｅｅｌ（以下ＩＦ鋼）が、広く用いられるようになっている。
【０００３】
一方、サスペンションアーム、ロードホイール等の足廻り部品やサイドメンバー、クロスメンバー等の内板構造部材においては、成形性、静的強度などに加えて耐久性が強く求められるのは当然のことながら、フロア、ダッシュ等の内板パネルおよびフードアウター、トランクリッドアウター等の外板部品についても、走行時の振動によって外力が繰返し加えられるため、疲労耐久性等が求められている。
【０００４】
このような内外板部品の接合にはスポット溶接、部材間の接合にはレーザー溶接やアーク溶接が多用され、例えば乗用車一台のスポット溶接の打点数は数千点にも及ぶものもある。こうした溶接継手部分はその形状から応力集中が起こりやすく、自動車走行時の振動による疲労破壊の起点になる危険性がある。一般に疲労特性は、材料の引張強度や降伏強度に比例しているが、溶接部の疲労特性は、その形状および、溶接によって受ける局部的な温度履歴のため、静的強度による整理が困難であり、その材料設計には特別な配慮が必要である。しかし、このような溶接継手部の疲労特性について述べられているものは極めて少ない。
【０００５】
例えば、特公平３−５６３０１号公報には、スポット溶接前の原板中に未再結晶組織を５〜３０％残留させることでスポット溶接後の溶接継手部近傍の硬度分布を最適化しスポット溶接継手部の疲労強度を向上させる方法が開示されている。しかしながら、未再結晶組織は、深絞り性および張出し性などの成形性には有害であるため、高度なプレス成形性を要求される自動車の内外板部品への適用には不適当である。
【０００６】
また、特公平５−５７３３０号公報に開示されている技術は、Ｔｉ、ＮｂおよびＢを複合添加しスポット溶接部を細粒化することで疲労強度の改善を狙ったものである。当該技術によれば、疲労限については従来の低炭素鋼と同等以上の特性が得られているものの、１００万回以下の低サイクルにおける時間強度を向上させるためには、さらにスキンパス圧延率を上げことが必須とされている。しかしながら、そのように焼鈍後に過度の冷間圧延を施すことは伸びなどの材質劣化をもたらすので成形性にとって好ましくない。
【０００７】
さらに、特公平７−５６０５４公報に開示されている技術は、Ｏ量およびＡｌ（％）／Ｎ（％）の値を規定し、特にＡｌ／Ｎ≧３０とすることで溶接部の組織を改善し、疲労強度を向上させることを特徴としている。Ａｌ／Ｎ≧３０を満たすためには、Ｎを少なくするか、Ａｌの添加量を増やさなければならない。Ｎを極端に少なくすることは、製鋼コストの増加につながる。一方、Ａｌの増加は、表面性状の劣化につながるのでいずれも好ましくない。
【０００８】
また、ＩＦ鋼のスポット溶接の疲労特性については、特開平１１−２７９６８９号公報にあるように、溶接継ぎ手の疲労強度がＡｌキルド鋼に比べ低い原因が、両鋼種の間で疲労破壊の起点が異なる事になることが見出されている。溶接熱影響部（Ｈｅａｔ  Ａｆｆｅｃｔｅｄ  Ｚｏｎｅ：以下ＨＡＺ）の金属組織が両者で大きく異なり、ＩＦ鋼では疲労破壊の起点が粗粒化したＨＡＺ部であるのに対し、低炭素Ａｌキルド鋼では、ＨＡＺ部は粗粒化せずにより強度の低い母材が疲労破壊の起点となる。これに対して、ＭｇとＴｉの酸化物および／または複合酸化物を予め分散させておくとＨＡＺのフェライト粒の粒成長を抑制することを見出している。しかしながら、これらは入熱の低いスポット溶接に限った技術である。
【０００９】
一方で、自動車の軽量化や低コスト化のニーズに伴い、各部位の一体成形（例えばハイドロフォーム  特開平１０−１７５０２６号公報参照）や強度の異なる鋼板同士の接合・成形（例えばテーラードブランク、特開平１０−１８０４７０号公報参照）などの成形加工方法が実際に採用されつつある。これらの新しい成形手法は、部品のモジュール化から、大入熱による連続溶接が採用される。これによりスポット溶接以上に結晶粒の粗大化が著しく促進されることで、溶接部での成形性や疲労特性はさらに劣化する。このような比較的入熱の大きい溶接時においても薄鋼板に於いて粒の粗大化を抑制する技術はない。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の目的は、良好な溶接継手の機械的特性を必要とする自動車部品等への適用を目指すため、成形性を損なうことなく溶接継手の材質劣化を防止した鋼板を提供することである。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、溶接継手の疲労特性等の機械的特性を向上させるための長年にわたる研究の成果として、溶接部または溶接熱影響部で生じる金属組織の粗大化が材質劣化の主たる原因であることを見出し、これらをＭｇを活用することで抑制する手法を見出すに至った。スポット溶接などの比較的入熱が低い場合には、特開平１１−２７９６８９号公報にあるように、フェライト粒の粒成長を抑制することが重要である。しかし、アークやレーザー溶接の様な比較的入熱の大きい溶接時には、熱影響部のみならず溶接部も粗粒化する。このような溶接に於いては、フェライト粒成長の抑制のみを考慮するだけでは、溶接部および溶接熱影響部双方の粗粒化を防止できない。すなわち、フェライト粒成長に加えて、▲１▼冷却時のオーステナイト粒径を小さくすること、▲２▼オーステナイトからフェライトへの変態時の変態界面の移動の抑制および▲３▼変態核生成の促進の３項目を実施することで初めて溶接部および溶接熱影響部双方での粗粒化防止が達成でき、Ｍｇの酸化物および／又は硫化物がこれに大きな効果を持つことを明らかにした。
【００１２】
すなわち、本発明は、上記知見により構成したもので、その要旨は、以下の通りである。
（１）質量％にて、Ｃ：０．０００１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｍｎ：０．０１〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．２％、Ｓ：０．０００１〜０．０２％、Ａｌ：０．００８〜０．０５％、Ｍｇ：０．００２１〜０．６％、Ｏ：０．００１〜０．１０％、Ｎ：０．００２４〜０．０１％を含有し、かつ、Ｍｇを含有した酸化物および／又は硫化物を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物から成り、前記Ｍｇを含有した酸化物および／又は硫化物のサイズが０．０００５〜０．０５μｍの粒子を１０5個／ｍｍ2以上１０7個／ｍｍ2以下かつ０．０５μｍ超１μｍ以下の粒子を１０4個／ｍｍ2以上１０7個／ｍｍ2以下含み、溶接部および溶接熱影響部の最大結晶粒径と母材の平均結晶粒径の比が３．０以下であることを特徴とする溶接部および溶接熱影響部の材質劣化を防止した冷延鋼板。
【００１３】
（２）Ｔｉ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｖ及びＮｂの１種又は２種以上を合計で０．００１〜０．５質量％含む事を特徴とした前記（１）記載の溶接部および溶接熱影響部の材質劣化を防止した冷延鋼板。
【００１４】
（３）Ｂを０．０００１〜０．０１質量％以下含むことを特徴とした前記（１）又は（２）に記載の溶接部および溶接熱影響部の材質劣化を防止した冷延鋼板。
（４）Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｗ及びＭｏの１種又は２種以上を合計で０．００１〜１．５質量％含む事を特徴とした前記（１）〜（３）の何れか１項に記載の溶接部および溶接熱影響部の材質劣化を防止した冷延鋼板。
（５）Ｃａ及び希土類元素の１種又は２種を合計で０．０００１〜０．５質量％含む事を特徴とした前記（１）〜（４）の何れか１項に記載の溶接部および溶接熱影響部の材質劣化を防止した冷延鋼板である。
また、上記の本発明は、溶融亜鉛めっき鋼板にも適用可能である。
【００１５】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の構成要素について説明する。まず、本発明の化学成分の限定理由について説明する。
Ｃ：Ｃは冷延時に固溶状態で鋼中に存在していると、後の焼鈍時に深絞り性にとって好ましくない方位が生成するため特に成形性を重要視するためには低いことが望ましい。また、強化元素でもある。このことから０．２０％以下、成形性が特に必要な場合には質量％で０．００３％以下がよい。一方では、極低炭素化は製鋼コストの上昇を伴うため、成形性に悪影響が無くなる範囲として０．０００１％以上とした。
【００１６】
Ｓｉ：Ｓｉは固溶強化元素であり０．０１％以上添加することとした。一方で過剰添加は、固溶硬化が著しくなり加工用に不適当になるばかりでなく、ランクフォード値を劣化させかつ溶融亜鉛めっきの密着性を悪くするため２．５％以下とした。また、特に成形性が必要な場合には質量％で０．０５％以下がよい。
Ｍｎ：Ｍｎは３．０％超添加すると延性が著しく劣化し、また成形性も低下するためこれを上限とした。一方で、強化元素であり０．０１％以上の添加とした。
【００１７】
Ｐ：Ｐは粒界に偏析し粒界脆化を起こし、二次加工割れの原因となる元素であるため０．２％以下とした。一方では、成形性にあまり悪影響を及ぼさない強化元素であり０．００１％以上とした。
Ｓ：Ｓは多すぎると熱間圧延時の割れを引き起こすばかりでなく、ランクフォード値の劣化を起こすので極力低減させるべきであるが０．０２％以下ならば許容できる範囲である。一方では、Ｍｇと硫化物を形成して、溶接部及び溶接熱影響部の粗粒化防止に有効であるため０．０００１％以上の添加とした。
【００１８】
Ａｌ：溶鋼脱酸のために添加するが、０．０５％超添加するとＭｇ添加の効果を阻害するために０．０５％以下とする。一方では、Ｍｇとスピネル酸化物を形成することで、溶接部及び溶接熱影響部の粗粒化防止に寄与することから０．００１％以上の添加とした。なお、Ａｌ量の下限値は、本発明の実施例に基づき、０．００８％以上とする。
Ｍｇ：Ｍｇは、酸素及び／または硫黄と結合していろいろなサイズの酸化物及び／または硫化物を形成する。鋼中に分散したこれらのＭｇ含有の粒子はピニング効果によってオーステナイト及びフェライト域での結晶粒の粗大化を抑制に寄与する。また、変態時の界面移動を抑制し、変態の核生成サイトとしてのも有効な粒子を形成して、最終的な粒径の粗大化抑制に大きく寄与する。このために０．０００１％以上の添加とした。しかし、０．６％超添加してもその効果は飽和してしまうばかりでなく、製鋼技術上非常に難しい。従ってＭｇの添加量は０．０００１％以上０．６％以下とする。なお、Ｍｇ量の下限値は、本発明の実施例に基づき、０．００２１％以上とする。
【００１９】
Ｏ：Ｏは、Ｍｇと酸化物を形成して溶接時に結晶粒の粗大化を抑制するため、０．００１％以上必要である。しかし、０．１０％超では、酸化物が粗大化し、その効果が低下するばかりか、成形性に好ましくないＣ系介在物が増加する。従ってＯの含有量は０．００１％以上０．０１％以下とする。
Ｎ：Ｎは、Ｔｉとの窒化物および複合窒化物を形成し、溶接熱影響部の粗粒化防止に有効であるため、０．００１％以上含有する必要がある。しかし、延性向上やランクフォード値向上にとって好ましくない元素であるので、Ｎの含有量は０．００１％以上０．０１％以下とする。
【００２０】
Ｔｉ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｖ、Ｎｂ：また、必要に応じて添加するＴｉ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｖ、Ｎｂは、炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって鋼材を高強度化する事が出来るうえ、Ｍｇ含有の酸化物又は硫化物と溶接部および溶接熱影響部の粗粒化防止にも特に効果的であるので合計の含有量として０．００１質量％以上添加する。また、一方、その合計が０．５％を越えた場合には母相であるフェライト粒内もしくは粒界に多量の炭化物、窒化物もしくは炭窒化物として析出して延性を劣化させる場合があり、上限を０．５質量％とした。
【００２１】
Ｂ：また、必要に応じて添加するＢは、粒界の強化や鋼材の高強度化に有効ではあるので０．０００１質量％以上添加する。一方、その添加量が０．０１質量％を越えるとその効果が飽和するばかりでなく、必要以上に鋼板強度を上昇させ、加工性も低下させることから、上限を０．０１質量％とした。
Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Co、Ｗ、Ｍｏ：必要に応じて添加するＣｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Co、ＷおよびＭｏは強化元素であり、溶接性の観点からＣの添加量が制限される場合には、この様な強化元素を適量添加する。合計で０．００１質量％以上添加とし、一方では、合計が１．５質量％を越える場合には、母相であるフェライトの硬質化を招くためこれを上限とした。
【００２２】
Ｃａ、Ｒｅｍ：必要に応じて添加するＣａ，ＲＥＭは介在物制御やＭｇ含有の酸化物および硫化物制御に有効な元素で、適量添加は熱間加工性を向上させるうえ溶接部及び溶接熱影響部の粒粗大化防止にも寄与するので合計で０．０００１質量％以上添加するが、過剰添加は逆に熱間脆化を助長させたりＭｇの酸化物及び硫化物の生成を阻害しするため上限を０．５質量％ととした。
なお、本発明において上記以外の成分はＦｅとなるがスクラップ等の溶製原料（ＣｕやＳｎ等）から混入する不可避的不純物の含有は許容される。
【００２３】
次に、本発明の鋼板に含まれるＭｇ含有の酸化物および／又は硫化物の存在状態について説明する。
ここで、Ｍｇ含有の酸化物および／又は硫化物とはＭｇＯやＭｇＳのようなＭｇ単独およびＴｉ2 Ｏ3 のようなＴｉ単独の酸化物粒子およびそれらの複合酸化物粒子だけでなく、それら以外の酸化物、複合酸化物（ＭｇおよびＡｌを含有したスピネル型酸化物など）、窒化物（ＴｉＮなど）および硫化物（ＭｎＳなど）の析出物が含まれるような複合粒子のことを指す。その粒子径が０．０５μｍ超であると冷却時のオーステナイト粒やフェライト粒の細粒化および変態界面の移動速度の抑制による溶接時の粗粒化を抑制することが不十分になり、溶接継手の疲労特性や他の機械的特性の向上が望めない。
【００２４】
粒界や変態界面の移動を妨げるには微細な粒子ほど効果的である一方で、０．００５μｍ未満の超微細粒子になると再結晶焼鈍時の粒成長が過度に妨げられ良好な延性やランクフォード値が得られないので、０．０００５μｍ以上とする。これらの面密度は、１０5 個／ｍｍ2 未満では、これら粒子の数が少なく溶接時のフェライト粒の粒成長を抑制することが不十分になり、１０7 個／ｍｍ2 超になると延性劣化を招くため、これを上限とした。
【００２５】
さらに、変態核生成を促進させ、核生成サイトを多く導入することで、溶接部および溶接熱影響部の粗大粒防止を図った。変態核として粒子が作用するためには０．０５μｍ以下では不十分な大きさであり、１μｍ超では延性を劣化させるための粒子径を０．０５μｍ超１μｍ以下とした。また、面密度については１０4 個／ｍｍ2 未満では細粒化に寄与するに十分な核生成サイトを確保できず、１０7 個／ｍｍ2 超では加工性を劣化させるため、０．０５μｍ超１μｍ以下の粒子を１０4 個／ｍｍ2 以上１０7 個／ｍｍ2 以下を含むこととした。
【００２６】
上記の微細粒子の測定には透過電子顕微鏡を用いる。１万倍から１０万倍にて少なくとも１０００μｍ2 以上の範囲を測定することとする。また、粒子の組成の同定は、主にＥＤＳ（Ｅｎｅｒｇｙ  Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ  Ｘ−ｒａｙ  Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）やＥＥＬＳ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｅｎｅｒｇｙ  Ｌｏｓｓ  Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）を用いて行う。また、特に５０ｎｍ以下の非常に微細な粒子に関しては電解放射型電子銃を搭載した透過電子顕微鏡を用いて微細領域を分析する必要がある。
本発明に係るＭｇを含有する酸化物及び／又は硫化物は製鋼〜焼鈍の各段階で生成・成長する。また、溶接時の溶融部では、これらの製造工程で生成したＭｇ含有の酸化物および／又は硫化物が一旦解けて冷却時に生成する事が考えられるが、上記溶接前の鋼板に於いて粒子の大きさ及び面密度を満足すれば何ら本発明の効果を損なうものではない。
【００２７】
また、上述のとおり、溶接部および溶接熱影響部の材質劣化は粒の粗大化がその大きな原因である。溶接部および溶接熱影響部の最大粒径と母材の粒径の比が３．０を越えると継ぎ手の疲労耐久性や加工性等が劣化するためこれを上限とした。また、下限は設けないが、母材よりも溶接部及び熱影響部が細粒になってしまうと母材／溶接部間又は母材／熱影響部間での硬度差等の特性が大きくなってしまいこれも継ぎ手材質として好ましくなく、母材相当の粒径が溶接部および熱影響部で得られること、すなわち、溶接部および最大粒径と母材の平均粒径の比が０．８以上が継ぎ手材質として好ましい。粒径は光学顕微鏡により圧延方向および板面に垂直な面（Ｃ断面）を１００倍〜１０００倍で観察して切断法で平均粒径を求める。最大粒径は、１０断面以上の断面を観察して、画像解析により各々の円相当径を求めて最大のものを最大径とする。
【００２８】
【実施例】
以下に、実施例により本発明をさらに説明する。
表１に示す成分の鋼を、実験室的規模で溶製して、その鋳片を加熱温度１２００℃で再加熱し、９１０℃〜９３０℃の仕上げ圧延の温度範囲で６．０ｍｍに圧延した後７１０℃で巻取った。酸洗後０．８ｍｍまで冷間圧延を施し、各鋼の再結晶温度を測定して、その再結晶温度〜再結晶温度＋５０℃の範囲（概ね８００〜１０００℃）で焼鈍し、スキンパス圧延を圧延率１％で行った。
その後、アーク溶接をビードオンプレートで板厚を貫通する条件で行い、溶接部および溶接熱影響部の最大粒径と母材の平均粒径を圧延方向に垂直な断面で光学顕微鏡にて測定した。また、同じ断面から、透過電子顕微鏡用のカーボン抽出レプリカを作製して、１万倍から１０万倍で観察をして、各粒子を各々１００視野観察することで面密度を測定した。粒子の組成はＴＥＭに付属のＥＤＳおよびＥＥＬＳにより分析した。また、機械的性質として継ぎ手の引張り試験を行い、評価した。その結果を表２に示す。
【００２９】
【表１】
0004336020.tif 000002
【００３０】
【表２】
0004336020.tif 000003
【００３１】
Ｄ１〜Ｄ１９は、溶接部および溶接熱影響部の最大粒径と母材の平均粒径の比が大きくとも３程度におさまっており良好な継ぎ手引張り特性の強度延性バランスを得ていることが判る。
一方で、酸素および酸素と結合力の強いＭｇ，Ａｌ，Ｔｉ，Ｚｒ，ＣａおよびＲｅｍの添加量が本発明の範囲を満たさないＣ２〜Ｃ６およびＣ９は、各粒子の面密度の低く、溶接部又は溶接熱影響部に母材平均粒径よりも５倍以上大きい粒が認められ、一部の鋼種（Ｃ９）は継ぎ手引張りの強度延性バランスも低い。また、面密度の大きな値をとるＣ１や高ＢのＣ７、高ＭｏのＣ８は、溶接部および溶接熱影響部の最大粒径と母材の平均粒径の比は良好なものの、継ぎ手引張りの強度延性バランスがＴＳ×Ｅｌ＜１１０００と低い。
【００３２】
【発明の効果】
本発明は、上述したように溶接部および溶接熱影響部の結晶粒の粗大化を抑制して継手特性および成形性に優れた冷延鋼板を与えるもので、これらの鋼板を用いることで、自動車の部品等における耐久性の大幅な改善が期待できる。