(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ≦０．０４％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｔｉ：０．０３〜０．２％を含み、かつＭｏ≦０．５％およびＷ≦１．０％のうち１種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
質量％で、４．８Ｃ＋４．２Ｓｉ＋０．４Ｍｎ＋２Ｔｉ≦２．５
を満たし、組織が面積比率で９８％以上のフェライト（ただし、９８％を除く）であり、
原子比で、（Ｍｏ＋Ｗ）／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）≧０．２
を満たす範囲で、Ｔｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上とを含む１０ｎｍ未満の析出物が分散していることを特徴とする溶接性に優れた溶融亜鉛系めっき高張力熱延鋼板。
【請求項２】
質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ≦０．０４％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｔｉ：０．０３〜０．２％を含み、かつＭｏ≦０．５％およびＷ≦１．０％のうち１種以上を含み、さらにＶ≦０．１５％、Ｎｂ≦０．０８％のうち１種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
質量％で、４．８Ｃ＋４．２Ｓｉ＋０．４Ｍｎ＋２Ｔｉ＋３．５Ｎｂ≦２．５
を満たし、組織が面積比率で９８％以上のフェライト（ただし、９８％を除く）であり、
原子比で、（Ｍｏ＋Ｗ）／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ＋Ｖ＋Ｎｂ）≧０．２
を満たす範囲で、Ｔｉと、ＶおよびＮｂのうち１種以上と、ＭｏおよびＷのうち１種以上とを含む１０ｎｍ未満の析出物が分散していることを特徴とする溶接性に優れた溶融亜鉛系めっき高張力熱延鋼板。
【請求項３】
質量％で、さらに、Ｂ≦０．００１％、Ｃｒ≦０．５％、Ｃｕ≦０．５％、Ｎｉ≦０．５％、Ｃａ≦０．０１％、ＲＥＭの合計≦０．１％を含むことを特徴とする請求項１または請求項２に記載の溶接性に優れた溶融亜鉛系めっき高張力熱延鋼板。
【請求項４】
請求項１から請求項３のいずれかの成分組成を有する鋼を、オーステナイト単相域で熱間圧延し、５５０℃以上で巻取り、フェライト単相の熱延鋼板を製造後、さらにスケール除去し、または、そのまま溶融亜鉛系めっきを施すことを特徴とする溶接性に優れた溶融亜鉛系めっき高張力熱延鋼板の製造方法。
【請求項５】
請求項１から請求項３のいずれかに記載の高張力熱延鋼板からなる部材を準備する第１の工程と、前記部材にプレス成形を施して所望の形状のプレス成形品に加工する第２の工程とを有する高張力熱延鋼板の加工方法。
【請求項６】
前記プレス成形品は、自動車用部品である請求項５に記載の高張力熱延鋼板の加工方法。
【請求項７】
請求項１から請求項３のいずれかに記載の高張力熱延鋼板により製造された自動車用部品。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車などの自走機用部材の素材に適した５５０ＭＰａ以上の引張強度を有する加工性に優れかつ溶接性に優れた溶融亜鉛系めっき高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法に関する。
【０００２】
【従来技術】
環境保全につながる燃費向上の観点から、自動車用鋼板の高強度薄肉化が強く求められている。自動車用部材はプレス成形により得られる複雑な形状のものが多く、高強度でありながら加工性の指標である伸びと伸びフランジ性がともに優れた材料が必要である。また、鋼板をより軽量化する観点からさらなる薄肉化が指向されており、腐食しろ低減のため溶融亜鉛系めっき高張力熱延鋼板のニーズも高い。
【０００３】
しかしながら、過去、高加工性高張力熱延鋼板は種々提案されているが、溶融亜鉛系めっき材で加工性の優れたものは開発されていないのが現状であり、また溶融亜鉛系めっきが可能でも、薄鋼板で多用されているスポット溶接では溶接時に亜鉛が蒸発し、溶接部に大きなブローホールを形成するため、溶接継ぎ手の強度が低く、実用に耐えるものではない。
【０００４】
例えば、特開平６−１７２９２４号公報には、転位密度の高いベイニティック・フェライト組織が生成した伸びフランジ性に優れる鋼板が提案されている。しかし、この鋼板は、転位密度の高いベイニティック・フェライト組織を含むため伸びが乏しいという欠点がある。また、ベイニティック・フェライトで強度を維持しているため、溶融亜鉛系めっきを行うと強度低下が著しい。
【０００５】
特開平６−２００３５１号公報には、組織の大部分をポリゴナルフェライトとし、ＴｉＣを中心として析出強化および固溶強化した伸びフランジ性に優れる鋼板が提案されている。しかし、この鋼板に用いられている一般的によく知られた析出物であるＴｉＣ高張力化するには多量のＴｉ添加を必要とし、寸法の大きいＴｉＣが生成しやすく、また、溶融亜鉛系めっきの熱履歴でＴｉＣが容易に粗大化し、溶融亜鉛系めっき材ではやはり強度低下が著しい。また、この鋼は、特性向上のために圧延荷重を増大させるＳｉを積極的に用いるため、めっき密着性はきわめて劣っている。
【０００６】
特開平７−１１３８２号公報には、微細なＴｉＣおよび／またはＮｂＣが析出したアシキュラーフェライト組織を有した伸びフランジ性に優れる鋼板が提案されている。しかし、この鋼板も、先に述べた特開平６−１７２９２４号公報に提案された鋼板同様、アシキュラーフェライトという転位密度の高い組織であるため、溶融亜鉛系めっき工程の熱履歴で強度低下が著しいとともに、特開平６−２００３５１号公報に開示された鋼と同様に、Ｓｉを多量に添加するためめっきの密着性は極めて悪い。
【０００７】
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、自動車部品のようにプレス時の断面形状が複雑な用途に適し、かつ、溶接性に優れた溶融亜鉛系めっき高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記目的を達成すべく鋭意検討を行った結果、以下の知見を得た。
（ｉ）転位密度が低いフェライト単相組織を微細析出物で強化すると、強度−伸びバランスが向上する。
（ii）単相組織を微細析出物で強化すると、強度−伸びフランジ性バランスが向上する。
（iii）Ｔｉと、ＷおよびＭｏのうち１種以上とを含む炭化物は微細に析出する。この炭化物中のＴｉ、Ｍｏ、Ｗを原子比で（Ｍｏ＋Ｗ）／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）≧０．２とすることで、この炭化物は加熱に対して粗大化しにくくなる。
（iv）フェライト単相組織を上記微細析出物で強化すると、Ｓｉを添加することなく高加工性を得ることができるので、溶融亜鉛系めっきのメッキ密着性が向上する。
（ｖ）鋼の成分を、質量％で、４．８Ｃ＋４．２Ｓｉ＋０．４Ｍｎ＋２Ｔｉ≦２．５とすることで、オーステナイト域での変形抵抗が減少する。
（vi）以上の熱に強い析出物とオーステナイトの変形抵抗低減とを組み合わせることでスポット溶接時の溶接金属のブローホールが低減する。これは、溶接の昇温時、亜鉛系めっきが溶融する中温域では鋼板強度が維持され、鋼板の変形抵抗が大きいため加圧力がめっきに伝わり、溶融した亜鉛めっきを板−板間から効率的に押し出すとともに、鋼板が溶融して亜鉛系めっきが蒸発したときには、変形抵抗が減じて鋼板が変形し得、亜鉛の蒸気を板−板間より効率的に排出するのを促進することができるためである。
【０００９】
本発明はこれらの知見に基づいて完成されたものであり、以下の（１）〜（７）を提供する。
【００１０】
（１）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ≦０．０４％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｔｉ：０．０３〜０．２％を含み、かつＭｏ≦０．５％およびＷ≦１．０％のうち１種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
質量％で、４．８Ｃ＋４．２Ｓｉ＋０．４Ｍｎ＋２Ｔｉ≦２．５
を満たし、組織が面積比率で９８％以上のフェライト（ただし、９８％を除く）であり、
原子比で、（Ｍｏ＋Ｗ）／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）≧０．２
を満たす範囲で、Ｔｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上とを含む１０ｎｍ未満の析出物が分散していることを特徴とする溶接性に優れた溶融亜鉛系めっき高張力熱延鋼板。
【００１１】
（２）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ≦０．０４％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｔｉ：０．０３〜０．２％を含み、かつＭｏ≦０．５％およびＷ≦１．０％のうち１種以上を含み、さらにＶ≦０．１５％、Ｎｂ≦０．０８％のうち１種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
質量％で、４．８Ｃ＋４．２Ｓｉ＋０．４Ｍｎ＋２Ｔｉ＋３．５Ｎｂ≦２．５
を満たし、組織が面積比率で９８％以上のフェライト（ただし、９８％を除く）であり、
原子比で、（Ｍｏ＋Ｗ）／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ＋Ｖ＋Ｎｂ）≧０．２
を満たす範囲で、Ｔｉと、ＶおよびＮｂのうち１種以上と、ＭｏおよびＷのうち１種以上とを含む１０ｎｍ未満の析出物が分散していることを特徴とする溶接性に優れた溶融亜鉛系めっき高張力熱延鋼板。
【００１２】
（３）上記（１）または（２）において、質量％で、さらに、Ｂ≦０．００１％、Ｃｒ≦０．５％、Ｃｕ≦０．５％、Ｎｉ≦０．５％、Ｃａ≦０．０１％、ＲＥＭの合計≦０．１％を含むことを特徴とする溶接性に優れた溶融亜鉛系めっき高張力熱延鋼板。
【００１３】
（４）上記（１）から（３）のいずれかの成分組成を有する鋼を、オーステナイト単相域で熱間圧延し、５５０℃以上で巻取り、フェライト単相の熱延鋼板を製造後、さらにスケール除去し、または、そのまま溶融亜鉛系めっきを施すことを特徴とする溶接性に優れた溶融亜鉛系めっき高張力熱延鋼板の製造方法。
【００１４】
（５）上記（１）から（３）のいずれかの高張力熱延鋼板からなる部材を準備する第１の工程と、前記部材にプレス成形を施して所望の形状のプレス成形品に加工する第２の工程とを有する高張力熱延鋼板の加工方法。
【００１５】
（６）上記（５）において、プレス成形品は、自動車用部品である高張力熱延鋼板の加工方法。
【００１６】
（７）上記（１）から（３）のいずれかに記載の高張力熱延鋼板により製造された自動車用部品。
【００１７】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について、金属組織、化学成分組成、製造方法に分けて具体的に説明する。
【００１８】
［金属組織］
本発明に係る溶融亜鉛系めっき高張力熱延鋼板は、組織が面積比率で９８％以上のフェライトであり、その中に原子比で（Ｍｏ＋Ｗ）／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）≧０．２を満たす範囲で、Ｔｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上とを含む炭化物が分散している。この炭化物の大きさは１０ｎｍ未満である。この炭化物はこれらに加え、ＮｂおよびＶの１種以上を含んでいてもよい。以下、これらについて説明する。
【００１９】
・組織が面積比率で９８％以上のフェライト：
マトリックスを面積比率で９８％以上のフェライトと、実質的にフェライト単相組織としたのは、伸びの向上には転位密度の低いフェライトが有効であり、また、伸びフランジ性の向上には単相組織とすることが有効であり、特に延性に富むフェライト単相組織でその効果が顕著であるためである。
【００２０】
・原子比で（Ｍｏ＋Ｗ）／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）≧０．２を満たすＴｉと、ＭｏおよびＷのうちの１種以上とを含む析出物：
析出物としての炭化物にＴｉと、ＭｏおよびＷのうちの１種以上とを含ませることは、本発明の重要な要件である。熱延板組織をフェライト単相にし、粒内に微細析出物を分散させ、粒界の１μｍを超える粗大な炭化物形成を抑制するには、ＷまたはＭｏが必要であり、これらを含む炭化物を形成させなければならない。従来の技術におけるＴｉＣやＮｂＣの析出をともなう鋼では、マトリックスをフェライト単相にすると不可避的に粗大な炭化物が生成する。また、ＴｉＣやＮｂＣは粗大化しやすく、高強度を得るのが困難である。そのため、これらは高強度化には不向きであり、必要な強度を得るには加工性の劣化をともなうまでの添加が必要である。これに対し、Ｔｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上とを含有し、原子比で（Ｍｏ＋Ｗ）／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）≧０．２を満たす炭化物は微細に析出し、安定であるため、強度への寄与も大きく、加工性を良好に維持することができる析出物量で十分な強度を得ることができる。さらに、その大きさを１０ｎｍ未満とすることで良好な強度を得ることができる。析出物の大きさは好ましくは５ｎｍ以下である。これらの微細な析出物は、スポット溶接初期の中温域で鋼の強度を高く維持し、亜鉛めっきの板−板間からの排出を促進する。
【００２１】
・Ｔｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上とに加え、ＶおよびＮｂのうち１種以上を含む析出物：
析出物としての炭化物がＴｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上とに加え、ＶおよびＮｂのうち１種以上を含んでいても、原子比で（Ｍｏ＋Ｗ）／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ＋Ｖ＋Ｎｂ）≧０．２を満たしていれば、その炭化物はＴｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上とを含む炭化物と同様に、安定的に微細に存在することができる。このため、炭化物としては、Ｔｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上との他、ＮｂおよびＶの１種以上が含まれても構わない。ただし、Ｎｂ、Ｖ量はＴｉ量の半分以下が好ましい。
【００２２】
［化学成分組成］
本発明では、上記金属組織を実現するために、その成分組成を、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ≦０．０４％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｔｉ：０．０３〜０．２％を含み、かつＭｏ≦０．５％およびＷ≦１．０％のうち１種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、質量％で、４．８Ｃ＋４．２Ｓｉ＋０．４Ｍｎ＋２Ｔｉ≦２．５を満たし、残部が実質的にＦｅからなるものとする。さらに、上述のように複合析出物にＮｂおよびＶの１種以上を含有させる場合には、上記成分に加えＮｂ≦０．０８％、Ｖ≦０．１５％のうち１種以上を含有し、４．８Ｃ＋４．２Ｓｉ＋０．４Ｍｎ＋２Ｔｉ＋３．５Ｎｂ≦２．５を満たし、残部がＦｅおよび不可避不純物からなるものとする。以下、これら各成分について説明する。
【００２３】
Ｃ：０．０１〜０．１％
Ｃは炭化物を形成し、鋼を強化するのに有効である。しかし、０．０１％未満では、鋼の強化が不十分であり、０．１％を超えて添加するとパーライトが形成されやすくなることから伸びフランジ性が劣化する。このため、Ｃ含有量を０．０１〜０．１％とした。
【００２４】
Ｓｉ：０．３％以下
Ｓｉは固溶強化には有効な元素であるが、０．３％を超えて添加すると、亜鉛めっきのめっき密着性が劣化する。また、γ→α変態時にＣをαからγへ排出することから、添加量が多いと組織がフェライト単相になりにくくなるとともに、本発明に重要な役割を果たす析出物の粗大化を招き、強度低下の原因となる。これらの理由により、Ｓｉ含有量を０．３％以下とした。
【００２５】
Ｍｎ：０．２〜２．０％
Ｍｎは固溶強化により鋼を強化する観点からは０．２％以上必要であるが、２．０％を超えて添加すると偏析し、パーライトが生成しやすくなる。このため、Ｍｎの含有量を０．２〜２．０％とした。鋼を強化する観点から０．５％以上が好ましく、強度の安定性を重視する場合には１．５％未満が好ましい。
【００２６】
Ｐ：０．０４％以下
Ｐは固溶強化に有効であるが、０．０４％を超えて添加すると粒界に偏析して伸びが劣化するため、０．０４％以下とした。
【００２７】
Ｓ：０．０２％以下
Ｓは少ないほど好ましく、フェライト単相組織では０．０２％を超えると伸びフランジ性を低下させるため、０．０２％以下とした。好ましくは０．０１％以下であり、さらに好ましくは０．００５％以下であり、望ましくは０．００３％以下である。
【００２８】
Ａｌ：０．１％以下
Ａｌは脱酸剤として添加される。しかし、０．１％を超えると伸びフランジ性と伸びがともに低下する傾向にあることから、０．１％以下とした。
【００２９】
Ｎ：０．００６％以下
Ｎは少ないほど好ましく、０．００６％を超えると粗大な窒化物が増え、伸びフランジ性を低下させるため、０．００６％以下とした。
【００３０】
Ｍｏ：０．５％以下
Ｍｏは本発明において重要な元素であり、パーライト変態を抑制しつつＴｉとの微細な炭化物、または、ＮｂおよびＶの１種以上を含む場合にはＴｉに加えＮｂおよびＶの１種以上を含む微細な炭化物を形成し、熱延板をフェライト単相化することで優れた伸びおよび伸びフランジ性を確保し、かつ鋼を強化することができる。しかし、０．５％を超えると硬質相が形成され伸びフランジ性が低下する傾向にある。このため、Ｍｏ含有量を０．５％以下とした。Ｗを添加しない場合には、このような効果を得るためにはＭｏが０．０５％以上必要であることから、Ｍｏ含有量を０．０５％以上とする。
【００３１】
Ｗ：１．０％以下
ＷもＭｏと同様、本発明において重要な元素であり、パーライト変態を抑制しつつＴｉとの微細な複合析出物、または、ＮｂおよびＶの１種以上を含む場合にはＴｉに加えＮｂおよびＶの１種以上を含む微細な炭化物を形成し、優れた伸びおよび伸びフランジ性を確保し、かつ鋼を強化することができる。しかし、１．０％を超えて添加すると硬質相が形成され伸びフランジ性が低下する傾向にある。このため、Ｗの含有量を１．０％以下とした。Ｍｏを添加しない場合には、このような効果を得るためにはＷが０．１％以上必要であることから、Ｗ含有量を０．１％以上とする。
【００３２】
Ｔｉ：０．０３〜０．２％
Ｔｉは本発明において重要な元素である。ＭｏやＷと微細炭化物を形成することで、組織をフェライト単相化し、さらに高強度化する。しかし、０．０３％未満では、鋼を強化する効果が不十分であり、０．２％を超えると熱延板中にベイナイトやベイニティックフェライトが生成する傾向がある。したがって、Ｔｉの含有量を０．０３〜０．２％とした。
【００３３】
Ｎｂ：０．０８％以下
Ｎｂは組織の細粒化に有効であり、かつＴｉとＭｏおよび／またはＷとともに微細炭化物を形成することから、必要に応じて添加する。しかし、Ｎｂ量が０．０８％を超えると結晶粒が一方向に伸び、伸びフランジ性に好ましくない組織が発達するため、Ｎｂを含有させる場合には０．０８％以下とする。Ｎｂの組織微細化効果を得る観点からは０．００５％以上が好ましい。
【００３４】
Ｖ：０．１５％以下
Ｖの析出は遅いため、析出物である炭化物の析出タイミングを調整するために必要に応じて添加する。しかし、Ｖ含有量が０．１５％を超えると、熱延板中に硬質相が形成され、延びフランジ性が劣化するため、Ｖを含有させる場合には０．１５％以下とする。
【００３５】
以上の規定の他、質量％で、４．８Ｃ＋４．２Ｓｉ＋０．４Ｍｎ＋２Ｔｉ≦２．５を満たす必要がある。Ｎｂを含有させる場合には、４．８Ｃ＋４．２Ｓｉ＋０．４Ｍｎ＋２Ｔｉ＋３．５Ｎｂ≦２．５を満たす必要がある。本発明では、高強度でありながら、スポット溶接時、フェライト域温度で変形抵抗が高く、オーステナイト域では変形抵抗が低くなければならない。このフェライトで硬くオーステナイトで柔らかい特性で溶接時の亜鉛めっきの排除や亜鉛蒸気の排除を促進する。オーステナイトの強度は鋼の組成に影響されるため、変形抵抗に影響する成分によって上記式のように規定してオーステナイトの変形抵抗を低くなるようにする。上記４．８Ｃ＋４．２Ｓｉ＋０．４Ｍｎ＋２Ｔｉの値が２．５を超えるとオーステナイトの変形抵抗が高くなり、スムーズに亜鉛蒸気が排出されず、結果として溶接部にブローホールが発生する。従来の鋼板は、この４．８Ｃ＋４．２Ｓｉ＋０．４Ｍｎ＋２Ｔｉの値が高いため、ブローホールの発生を十分に防止することができなかった。このように、４．８Ｃ＋４．２Ｓｉ＋０．４Ｍｎ＋２Ｔｉの値が２．５以下で亜鉛蒸気を排出する効果が得られるが、好ましくは２．０以下であり、さらに好ましくは１．５以下である。同様に、Ｎｂを含有する場合には、４．８Ｃ＋４．２Ｓｉ＋０．４Ｍｎ＋２Ｔｉ＋３．５Ｎｂの値は２．５以下であるが、好ましくは２．０以下であり、さらに好ましくは１．５以下である。
【００３６】
ここで、問題となるブローホールは、継ぎ手強度を著しく低下させるものであって、強度に大きな影響を及ぼさない微小なブローホールは存在しても問題はない。
【００３７】
このような亜鉛蒸気の排出は板厚が小さいほうがスムーズに進行するから、このような観点から、鋼板の板厚は３ｍｍ以下が好ましい。板厚が２ｍｍ以下でこのような効果が顕著になることから、望ましくは２ｍｍ以下である。
【００３８】
なお、本発明においては、耐二次加工脆性、耐食性向上などの目的に応じて、Ｂ≦０．００１％、Ｃｒ≦０．５％、Ｃｕ≦０．５％、Ｎｉ≦０．５％、Ｃａ≦０．０１％、ＲＥＭ（合計）≦０．１％の１種類以上を含んでいても特性上問題はない。
【００３９】
［製造方法］
本発明では、上記溶融亜鉛系めっき高張力熱延鋼板を製造するに際し、オーステナイト単相域で熱間圧延し、５５０℃以上で巻取り、フェライト単相の熱延鋼板を製造後、さらにスケール除去し、または、そのまま溶融亜鉛系めっきを施す。
以下、これら条件について説明する。
【００４０】
・仕上圧延終了温度
仕上圧延終了温度は伸びおよび伸びフランジ性に重要である。オーステナイト単相域を維持することができない温度で圧延を行うと粗大粒が発生して伸びフランジ性が損なわれるので、仕上げ圧延終了までオーステナイト単相域を維持する。
【００４１】
・巻取温度５５０℃以上
組織をフェライトとし、Ｔｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上とを含む微細な炭化物をフェライト中に析出させるために、巻取温度を５５０℃以上とする。望ましくは６００℃以上である。また、６７５℃を超えるとパーライトが生成しやすくなることから、６７５℃以下が望ましい。さらに好ましくは６５０℃以下である。
【００４２】
・溶融亜鉛系めっき
本発明では高張力熱延鋼板の表面に溶融亜鉛系めっき皮膜を形成し、溶融亜鉛系めっき鋼板とする。溶融亜鉛系めっきを行った後に、合金化反応を続けて行った合金化溶融亜鉛系めっき鋼板も含む。本発明における溶融亜鉛系めっきとは、めっき皮膜が実質的にＺｎからなる溶融めっき、またはＺｎを主体する溶融めっきであり、亜鉛の他にＣｒ、Ｍｎ等の合金元素が含まれていてもよい。
【００４３】
本発明の溶融亜鉛系めっき高張力熱延鋼板は、加工性に優れ、特に伸びフランジ性に優れているのでこれをプレス成形した場合、その特質が活かされ、自動車用部材、特にサスペンションアーム等の足廻り部材やリーンフォースメントのようなプレス時の断面形状が複雑な部材を良好な品質で製造することができ、特に、プレス成形品の軽量化に資することができる。以下に具体的に、本発明に係る高張力鋼板の加工方法、換言すればプレス成形品の製造方法について説明する。
【００４４】
図１は、本発明に係る高張力鋼板の加工方法の作業フローの一例を示すフローチャートである。この作業フローは、通常、本発明に係る鋼板を製造することまたはその製造された鋼板を例えばコイルにして目的場所に搬送することを前工程としており、まず、本発明に係る高張力鋼板を準備することから始まる（Ｓ０、Ｓ１）。この鋼板に対してプレス加工を施す前に、鋼板に対して前処理的な加工を施すこともあれば（Ｓ２）、裁断機により所定の寸法や形状に加工することもある（Ｓ３）。前者のＳ２の工程では、例えば鋼板の幅方向の所定箇所に切り込みや穿孔を行い、引き続くプレス加工を終えた段階またはそのプレス加工の過程で、所定の寸法および形状のプレス成形品または被プレス加工部材として切り離すことができるようにしておく。後者のＳ３の工程では、最終的なプレス成形品の寸法、形状等を予め考慮して、所定の寸法および形状の鋼板部材に加工（したがって裁断）するようにしておく。その後、Ｓ２およびＳ３の工程を経由した部材には、プレス加工が施され、最終的に目的とする寸法・形状の所望のプレス成形品が製造される（Ｓ４）。このプレス加工は、通常は多段階で行われ、３段階以上７段階以下であることが多い。
【００４５】
Ｓ４の工程は、Ｓ２およびＳ３の工程を経由した部材に対してさらに所定の寸法や形状に裁断する工程を含む場合もある。この場合の「裁断」という作業は、例えば、少なくともプレス加工の過程で、Ｓ２およびＳ３の工程を経由した部材の端部のような最終的なプレス成形品には不要部分を切り離す作業であっても構わないし、また、Ｓ２の工程で設けられた鋼板の幅方向の切り込みや穿孔に沿って被プレス加工部材を切り離す作業であっても構わない。
【００４６】
なお、図１中、Ｎ１ないしＮ３は、鋼板、部材、プレス成形品を、機械的にあるいは作業員による搬送作業である場合がある。
【００４７】
こうして製造されるプレス成形品は、必要に応じて次工程に送られる。次工程としては、例えば、プレス成形品にさらに機械加工を施し、寸法や形状を調整する工程、プレス成形品を所定場所に搬送し、格納する工程、プレス成形品に表面処理を施す工程、プレス成形品を用いて自動車のような目的物を組み立てる組立工程がある。
【００４８】
図２は、図１に示した作業を実際に行う装置と鋼板、部材、プレス成形品の流れとの関係を示すブロック図である。この図においては、本発明に係る高張力鋼板はコイル状で準備されており、プレス加工機によりプレス成形品が製造される。プレス加工機は多段プレスを行う機種のものであるが、本件発明はこれに限定されない。
【００４９】
プレス加工機の前段に、裁断機その他の前処理機械を設置する場合（図２の（ａ））もあれば、設置しない場合（図２の（ｂ））もある。裁断機が設置される場合には、コイルから供給される長尺の本発明に係る鋼板から、必要な寸法または形状の部材を裁断し、この部材がプレス加工機においてプレス加工され、所定のプレス成形品となる。鋼板の幅方向に切り欠きや穿孔を施す前処理機械が設置される場合には、プレス加工機においてその切り欠きや穿孔に沿って裁断が行われても構わない。前処理機械を設置しない場合には、プレス加工機において鋼板がプレス加工される過程で、裁断が行われ、最終的に所定の寸法、形状を有するプレス成形品が製造される。なお、図２における「裁断」の意味は、図１における裁断と同じである。
【００５０】
こうして製造されるプレス成形品は、その原材料として加工性に優れ、特に伸びフランジ性に優れている本発明に係る高張力鋼板を使用しているので、プレス時の断面形状が複雑であっても、良好な品質で製造することができ、軽量なものとなる。このような特長は、プレス成形品が自動車用部材、特にサスペンションアーム等の足廻り部材やリーンフォースメント・メンバーのような補強部品である場合に特に有用である。
【００５１】
【実施例】
表１に示す化学成分を有する鋼を１２５０℃に加熱し、仕上げ温度９２０℃、巻取温度６００〜６５０℃（表１参照）で熱間圧延を行った。得られた鋼板を酸洗後、溶融亜鉛めっきを行った。めっき後は合金化処理を行った。得られた鋼板から作製した薄膜を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）によって観察し、析出した炭化物寸法を測定した。また、エネルギー分散型Ｘ線分光装置（ＥＤＸ）を用いて炭化物を構成する元素分析を行った。さらに、ピーク値より各元素の濃度を算出した。
【００５２】
また、めっき板からＪＩＳ５号引張試験片および穴広げ試験片を採取した。引張試験片は圧延垂直方向から採取し、引張試験を行った。穴広げ試験は、日本鉄鋼連盟規格に沿って行った。次いで、ＷＥＳ規格に準じて抵抗スポット溶接を行い、溶接継手の引張せん断強さを測定した。また、溶接部断面の組織観察を行い、ブローホールの発生状況を把握した。
【００５３】
表１に、巻取温度、組織、析出物の大きさ、機械的性質、継手強さを併せて示す。
表１中、Ｎｏ．１〜７が本発明例であり、Ｎｏ．８〜１０が比較例である。本発明例のうちＮｏ．１，３，５，６，７は７８０ＭＰａ級熱延鋼板の例である。これらはいずれもフェライト単相組織を有しており、その中に、Ｎｏ．１はＴｉ、Ｍｏを含む炭化物、Ｎｏ．３はＴｉ、Ｍｏ、Ｗを含む炭化物、Ｎｏ．５はＴｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂを含む炭化物、Ｎｏ．６はＴｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖを含む炭化物、Ｎｏ．７はＴｉ、Ｍｏを含む炭化物が析出しており、いずれの炭化物も粒径が１０ｎｍ未満であり、（Ｍｏ＋Ｗ）／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）≧０．２または（Ｍｏ＋Ｗ）／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ＋Ｖ＋Ｎｂ）≧０．２を満たしており、いずれも優れた伸びおよび伸びフランジ性を有していた。Ｎｏ．７は耐二次加工脆性のためにＢ、伸びフランジ性向上のためにＣａを添加した例であるが、本発明の効果が得られている。Ｎｏ．２，４は９８０ＭＰａ級熱延鋼板の例であり、いずれもフェライト単相組織であり、その中にＮｏ．２はＴｉ、Ｍｏを含む炭化物、Ｎｏ．４はＴｉ、Ｍｏ、Ｗを含む炭化物がフェライト中に析出しており、いずれの炭化物も粒径が１０ｎｍ未満であり、（Ｍｏ＋Ｗ）／（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）≧０．２を満たしており、いずれも優れた伸びおよび伸びフランジ性を有していた。Ｎｏ．１〜７の溶接継手強度はいずれも２０ｋＮを超えており、良好な継手強度を示した。また、溶接部には継ぎ手強度に影響を及ぼすようなブローホールは認められなかった。
【００５４】
これに対して、比較例であるＮｏ．８は、Ｓｉ量が多くめっき密着性が悪いとともにオーステナイトの変形抵抗を決める４．８Ｃ＋４．２Ｓｉ＋０．４Ｍｎ＋２Ｔｉ＋３．５Ｎｂの値が３．６８と高く、析出物も粗大であり、溶接強度が２０ｋＮを下回る低い値となった。溶接部に粗大なブローホールが発生しており、これが継手強度を低下させていた。強度も同等のＣ量のＮｏ．５と比べて極めて低いものとなった。Ｎｏ．９はＳｉを添加し、組織をアシキュラーフェライトとしたものであるが、析出物の大きさは粗大であり、強度も低い値であった。めっき密着性も悪く、溶接継手強度も低かった。Ｎｏ．１０もＳｉが多いため、めっき鋼板の組織がフェライト＋パーライトとなるとともに析出物が粗大化した。めっき密着性も悪く、溶接部には顕著なブローホールが発生しており、継手強度も低下していた。このように、本発明を採用することにより良好な溶接継ぎ手を得ることができることが確認された。
【００５５】
【表１】
0003821043.tif 000002
【００５６】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、溶接性に優れた溶融亜鉛系めっき高張力熱延鋼板を提供することができ、自動車部材の軽量化に寄与する効果が顕著である。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明に係る高張力鋼板の加工方法の作業フローの一例を示すフローチャート。
【図２】図１に示した作業を実際に行う装置と鋼板、部材、プレス成形品の流れとの関係を示すブロック図。
【図１】
0003821043.tif 000003
【図２】
0003821043.tif 000004