JP2003193190A - 溶接性、穴拡げ性および耐食性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 引張り強度が800 ＭＰａ以上の溶接性、穴拡
げ性および耐食性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板お
よびその製造方法を提供する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：0.01〜0.20％、Ｓｉ：1.
5 ％以下、Ｍｎ：0.01〜３％、Ｐ：0.0010〜0.1 ％、
Ｓ：0.0010〜0.05％、Ａｌ：0.005 〜４％を含有し、さ
らに、Ｍｏ：0.01〜5.0 ％、Ｎｂ：0.001 〜1.0 ％の１
種または２種を下記（Ａ）および（Ｂ）式を同時に満た
す範囲で含有し、残部をFeおよび不可避的不純物とし、
ミクロ組織が、ベイナイトまたはベイニティックフェラ
イトとして面積率で７０％以上含有し、引張強度が800M
Pa以上であることを特徴とする。 3.0Nb+2.5Mo+Mn−5C^0.5 ＞０・・・（Ａ） Al+15.0Si²+1.5Si-1.8 ＜０・・・（Ｂ）

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、建材、家電製品、
自動車などに適する溶接性、穴拡げ性および耐食性に優
れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板および溶融合金化亜鉛め
っき鋼板とその製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】近年、特に自動車車体において燃費向上
や耐久性向上の観点を目的とした加工性の良い高強度鋼
板の需要が高まっている。加えて、衝突安全性やキャビ
ンスペースの拡大のニーズから引張り強度にして800MPa
級クラス以上の鋼板が、一部レインフォースなどの部材
に使用されつつある。これら部材の耐久性には、溶接部
や加工部分の疲労耐久性や耐食性が挙げられる。このよ
うな高強度材を用いて部材を組みあげる時には、延性、
曲げ性、穴拡げ性などが、引張り強度で５９０ＭＰａ程
度までの高強度鋼板以上に大きな問題となるため、これ
らに対する対策が必要となる。

【０００３】各特性に対して、以下のような対策が各々
講じられている。たとえば、穴拡げ性については、CAMP
-ISIJ vol.13 (2000) p.395にあるように、主相をベ
イナイトとして穴拡げ性を向上させ、さらには張り出し
性成型性についても、第２相に残留オーステナイトを生
成させることで現行の残留オーステナイト鋼並の張り出
し性を示すことが開示されている。さらには、Ｍｓ温度
以下でオーステンパ処理をすることで体積率２〜３％の
残留オーステナイトを生成させると、引張り強度×穴拡
率が最大となることも示されている。しかし、800 ＭＰ
ａを超えて顕在化する溶接性および溶接熱影響部での軟
化挙動については考慮されていない。

【０００４】また、溶接性については、溶接熱影響部に
おける軟化挙動（HAZ 軟化挙動）が問題視されるケース
が多い。これに対して、例えば特開2000-87175にあるよ
うにNbおよびMoの炭化物（Ｎｂ、Ｍｏ）Ｃの析出により
HAZ 軟化挙動を抑制することが示されている。しかし、
この技術は、疲労強度に関して考慮されているものの穴
拡げ性等の加工性について十分な考慮はない。また、HA
Z 軟化挙動を抑制の効果も強度レベルが低く、800 ＭＰ
ａ以上の極めて高強度な材料における溶接性や加工性に
ついて十分とはいえない。特に、引張り強度が800 ＭＰ
a 以上になると、溶接自体が困難になり、980MPa以上で
更に顕著となる。このため、スポット溶接等の従来の溶
接方法に加えてレーザー溶接なども一部適用される例も
ある。しかし、高強度故、特に溶接部および熱影響部で
の材質変動が５９０ＭＰa クラス以上の高強度材に比べ
極めて顕著となる。

【０００５】また、高強度材の高延性化を図るために、
複合組織化を積極的に活用することが一般的である。し
かし、第２相にマルテンサイトや残留オーステナイトを
活用した場合に、穴拡げ性が著しく低下してしまうとい
う問題がある（例えば、CAMP-ISIJ, vol.13(2000),p.3
91）。また、本文献中には、主相をフェライト、第２相
をマルテンサイトととし、両者の硬度差を減少させるこ
とで穴拡げ率が向上することが開示されているが、穴拡
げ率で７０％未満と、著しく改善されているわけではな
い。さらに、これらの鋼板には、Ｓｉなどが添加された
り、溶融亜鉛めっき工程での材質の確保や、めっき性や
その後の耐食性の考慮が十分でない。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、前述のよう
な従来技術の問題点を解決し、引張り強度が800 ＭＰａ
以上の高強度鋼板の溶接性および穴拡げ性を改善し、溶
融亜鉛めっきおよび溶融合金化亜鉛めっきを可能とした
耐食性に優れた高強度鋼板およびその製造方法を提供す
ることを目的とする。

【０００７】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、種々検討
を行った結果、引張り強度を800 ＭＰａ以上の領域で、
溶接性、穴拡げ性を同時に改善する手法として、ミクロ
組織およびを成分範囲や（Ａ）式による限定を行うこと
で、800 ＭＰａ以上の高強度を保ちつつ溶接熱影響部の
軟化挙動を抑制して溶接部の疲労耐久性を向上させ、さ
らには、穴拡げ率：（穴拡げ試験前の穴の内径／穴拡げ
試験前の穴径−１）×１００が７０％以上の穴拡げ性を
確保できることを見出した。さらに、式（Ｂ）または
（Ｃ）を満たすことでめっき性を改善し、耐食性の向上
を図ることが可能なことを見出した。

【０００８】本発明は、上記知見に基づいて完成された
もので、その要旨とするところは以下の通りである。 （１） 質量％で、Ｃ ：０．０１〜０．２０％、Ｓ
ｉ：１．５％以下、Ｍｎ：０．０１〜３％、Ｐ：０．０
０１０〜０．１％、Ｓ：０．００１０〜０．０５％、Ａ
ｌ：０．００５〜４％を含有し、さらに、Ｍｏ：０．０
１〜５．０％、Ｎｂ：０．００１〜１．０％の１種また
は２種を下記（Ａ）および（Ｂ）式を同時に満たす範囲
で含有し、残部をFeおよび不可避的不純物とし、ミクロ
組織が、ベイナイトまたはベイニティックフェライトと
して面積率で７０％以上含有し、引張強度が800MPa以上
であることを特徴とする溶接性、穴拡げ性および耐食性
に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板。 3.0Nb+2.5Mo+Mn−5C^0.5 ＞ ０ ・・・（Ａ） Al+15.0Si² +1.5Si-1.8 ＜ ０ ・・・（Ｂ）

【０００９】（２） さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０
１〜５％、Ｎｉ：０．０１〜５％、Ｃｕ：０．０１〜５
％、の１種または２種以上を含有することを特徴とし、
さらに式（Ａ）および（Ｃ）を満たす（１）に記載（た
だし本項では式（Ｂ）を満たす必要はない）の溶接性、
穴拡げ性および耐食性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼
板。 3.0Nb+2.5Mo+Mn−5C^0.5 ＞ ０ ・・・（Ａ） Al＋15.0Si² ＋1.5Si ＋0.5Cr −(30Ni ＋10Cu) −1.8 ＜ ０ ・・・（Ｃ）

【００１０】（３） さらに、質量％で、Ｃｏ：０．０
１〜５％、Ｗ ：０．０１〜５％の１種または２種以上
を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載
の溶接性、穴拡げ性および耐食性に優れた溶融亜鉛めっ
き高強度鋼板。

【００１１】（４） さらに、質量％で、Ｚｒ、Ｈｆ、
Ｔａ、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．００
１〜１％含有することを特徴とする（１）乃至（３）に
記載の溶接性、穴拡げ性および耐食性に優れた溶融亜鉛
めっき高強度鋼板。

【００１２】（５） さらに、質量％で、Ｂ：０．００
０１〜０．１％を含有することを特徴とする（１）乃至
（４）に記載の溶接性、穴拡げ性および耐食性に優れた
溶融亜鉛めっき高強度鋼板。

【００１３】（６） さらに、質量％で、Ｃａ、Ｙ、Re
m の１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５
％含有することを特徴とする（１）乃至（５）に記載の
溶接性、穴拡げ性および耐食性に優れた溶融亜鉛めっき
高強度鋼板。

【００１４】（７） （１）乃至（６）に記載の成分か
らなる鋳造スラブを直接または一旦冷却した後に再度加
熱し、熱延後巻取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、その後
昇温および焼鈍時の雰囲気が酸素濃度が５０ppm 以下で
露点が−２０℃以下とし、焼鈍時の最高温度が０．３×
（Ａｃ₃ −Ａｃ₁ ）＋Ａｃ₁ （℃）以上Ａｃ₃ ＋３０
（℃）以下で焼鈍した後に、０．１〜１００℃／秒の冷
却速度で亜鉛めっき浴温度−２０℃〜亜鉛めっき浴温度
＋５０℃の温度域に冷却し、引き続いて同温度域でめっ
き浸漬を含めて１秒〜１０００秒保持を行うことを特徴
とする溶接性、穴拡げ性および耐食性に優れた溶融亜鉛
めっき高強度鋼板の製造方法。

【００１５】（８） （７）に記載の製造方法におい
て、亜鉛めっき浴温度−２０℃〜亜鉛めっき浴温度＋５
０℃の温度域に冷却し、引き続いて同温度域でめっき浸
漬を含めて１秒〜１０００秒保持後、合金化処理を４３
０℃〜５８０℃を行うことを特徴とする溶接性、穴拡げ
性および耐食性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板の製
造方法。

【００１６】

【発明の実施の形態】以下、本発明を詳細に説明する。
発明者らは、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓ
ｉ：1.5 ％以下、Ｍｎ：０．０１〜３％、Ｐ：０．００
１０〜０．１％、Ｓ：０．００１０〜０．０５％、Ａ
ｌ：０．００５〜4 ％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避
不純物からなる鋼板をベースに、各合金を添加した溶製
し、鋳造まま又は一旦冷却した後に再度加熱し、熱延後
巻取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、その後焼鈍し、冷延
焼鈍板を作成した。その鋼板について、ミクロ組織観
察、鉄鋼連盟規定の穴拡げ試験、JIS に準拠した引張り
試験、鋼板をつきあわせてレーザー溶接を行い、その後
球頭張り出し試験を行って破断部位置を測定した。ま
た、各溶接継ぎ手を作成して、引張り- 引張りモードの
疲労試験を10⁵ 〜10⁶ cyclesまで行い、母材との疲労強
度を比較することでめっき材の溶接継ぎ手の疲労特性を
比較評価した。ここで、溶接継ぎ手は、ビードオンで行
い、溶接後、試験片端面および表面を研削して溶接チャ
ンスによる継ぎ手形状のばらつき因子を極力少なくする
方法を採った。また、めっき性の試験は、外観観察して
５段階の評点をつけた。 評点５：不めっき等全くなく良好な外観。 評点４：めっき剥離が極めて少なく良好な外観。 評点３：不めっきやめっき剥離発生。 評点２：不めっきやめっき剥離多発。 評点１：めっき濡れず。

【００１７】また、めっき後の耐食性試験には、板厚の
３倍の曲率半径で板を曲げたあとで乾湿繰り返し試験を
自動車技術会の規格（JASO）のサイクル腐食試験を100
回まで行った。腐食状況は、外観および断面を光学顕微
鏡にて200 〜1000倍の20視野以上を観察し、内面への腐
食の進行度合いを観察することで５段階評価とした。評
点は以下のようである。 評点５：発錆等全くなく良好な外観。腐食の進行度合い
は、めっき相のみまたは母材への腐食深さが50μｍ未
満。 評点４：発錆が極めて少なく良好な外観。腐食の進行度
合いは、母材への腐食深さが50μｍ〜100 μｍ未満。 評点３：錆発生が明確に認められる。 評点２：錆多発。 評点１：錆多発、一部に膨れや穴あき等あり。

【００１８】その結果、最終的に得られるミクロ組織制
御により、800 ＭＰａ以上の引張り強度を得、溶接性、
穴拡げ性および耐食性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板及び
溶融合金化亜鉛めっき高強度鋼板が製造可能なことを見
出した。

【００１９】次に、基材鋼板の好ましいミクロ組織につ
いて述べる。800 ＭＰａ以上の引張り強度を得、溶接性
および穴拡げ性を両立させるためには、主相としてベイ
ナイトまたはベイニティックフェライトが適している。
溶接性および穴拡げ性を両立させるためには、面積率で
７０％以上とする。

【００２０】また、ここで言うベイナイトはラス境界に
炭化物が生成している上部ベイナイトおよびラス内に微
細炭化物が生成している下部ベイナイトの双方を含む。
また、ベイニティックフェライトは炭化物のないベイナ
イトを意味し、例えばアキュラーフェライトがその１例
である。穴拡げ性向上には、炭化物が微細分散している
下部ベイナイトもしくは炭化物の無いベイニティックフ
ェライトが主相で、面積率が９７％を超えることが望ま
しい。

【００２１】一方、溶接熱影響部での軟化防止が問題と
なる。これに対しては、後述するように成分を規定した
（Ａ）式を満たすことで、引張り強度が800MPa以上の高
強度めっき材の溶接性および溶接後疲労強度を確保でき
る。

【００２２】延性確保や高強度化の観点からすると、面
積率で３０％未満のフェライトを含んでも良い。一方、
オーステナイトおよび／またはマルテンサイトを含むこ
とは穴拡げ加工性や溶接熱影響部の軟化挙動の点から望
ましくないが、面積率３％未満程度であれば、顕著な特
性劣化が認められないことから、面積率で３％未満含ん
でも良い。さらに、酸化物や硫化物等の介在物を不可避
的に含んでも良い。

【００２３】また、式（Ａ）を満足しない場合には、め
っき材での引張り強度で800 ＭＰａ以上を確保できなか
ったり、溶接熱影響部分の軟化を抑制できず、溶接継ぎ
手の疲労特性が劣化してしまうだけでなく、穴拡げ性の
確保も困難となる。 3.0Nb+2.5Mo+Mn−5C^0.5 ＞ ０ ・・・（Ａ） また、上記の他にミクロ組織の残部組織として、炭化
物、窒化物、硫化物、酸化物の１又は２以上を面積率１
％以下で含有する場合も本発明で用いることができ、こ
れらは主相の面積率に含めた。

【００２４】なお、上記ミクロ組織の各相、フェライト
（ベイニティックフェライト）、ベイナイト、オーステ
ナイト、マルテンサイト、界面酸化相および残部組織の
同定、存在位置の観察および面積率の測定は、ナイター
ル試薬および特開昭５９−２１９４７３号公報に開示さ
れた試薬により鋼板圧延方向断面または圧延直角方向断
面を腐食して５００倍〜１０００倍の光学顕微鏡観察お
よび１０００〜１０００００倍の電子顕微鏡（走査型お
よび透過型）により定量化が可能である。各２０視野以
上の観察を行い、ポイントカウント法や画像解析により
各組織の面積率を求める事ができる。

【００２５】次に、本発明における鋼板成分の好適な範
囲の限定理由について述べる。Ｃは、良好な強度−穴拡
げ性バランスを確保するための主相および第２相の率を
制御する目的で添加する元素である。素地の微細均一化
についても影響を与える。強度および各第２相の面積率
を確保するために下限を０．０１質量％（以下、同じ）
とし、溶接性および穴拡げ性を保持可能な上限として
０．２０％とした。好ましくは、Ｃ：０．０５〜０．１
５％とすることにより良好な強度−穴拡げ性バランスが
得られる。

【００２６】Ｓｉは、強度延性バランスを劣化させる比
較的粗大な炭化物の生成を抑制する目的で添加する元素
であるがめっき性を著しく劣化させる。このため１．５
％以下とした。一方で、極低下は製造コストの高騰を招
くことから、めっき性を大きくは悪化させない０．００
５以上の添加とすることが望ましい。また、過剰添加は
溶接性およびに悪影響を及ぼすため、上限を１．５質量
％とした。好ましくは、Ｓｉ：０．０５％以下とするこ
とによりさらに著しい効果が得られる。

【００２７】Ｍｎは、高強度化の目的で添加する。ま
た、フェライト変態を抑制して、主相をベイナイトまた
はベイニティックフェライトにするのに有効である。さ
らに、強度低下と穴拡げ性劣化の１つの原因である炭化
物析出や、パーライト生成を抑制する目的で添加する。
これらのことから、０．０１質量％以上とした。一方、
過剰添加は、マルテンサイト生成を促進したり、延性の
著しい低下を招くために３質量％を上限とした。好まし
くは、Ｍｎ：１．５〜３．０％とすることにより良好な
強度−穴拡げ性バランスが得られる。

【００２８】Ｐは、強化元素である。また、低Ｐ化は穴
拡げ性を向上させるが、極低化は経済的にも不利である
ことから０．００１０質量％を下限とした。また、多量
添加では、溶接性や鋳造時や熱延時の製造性に悪影響を
及ぼすため、０．１％を上限とした。

【００２９】Ｓは、低Ｓ化は穴拡げ性向上に有効であ
る。一方、極低化は経済的に不利であることから、０．
００１０質量％を下限とし、また、０．０５質量％を上
限としたのは、これを超える量の添加では、溶接性や鋳
造時や熱延時の製造性に悪影響を及ぼすためである。

【００３０】Ａｌは、脱酸元素として添加する。このた
め、０．００５質量％以上の添加とした。一方過剰添加
は溶接性およびめっき濡れ性を損なうため４％を上限と
した。

【００３１】Ｍｏは、強度−穴拡げ性バランスを劣化さ
せる炭化物やパーライトの生成を抑制する。また、フェ
ライト変態を抑制して、主相をベイナイトまたはベイニ
ティックフェライトにするのに有効であり、良好な強度
−穴拡げ性およびめっき材の溶接性や溶接後の疲労耐久
性の確保の極めて良好なバランスを得るための添加元素
であることから、その下限を０．０１質量％とした。ま
た、過剰添加は、延性劣化を招くことから、上限を５．
０％とした。

【００３２】Ｎｂは、微細な炭化物、窒化物または炭窒
化物を形成して、鋼板の強化に極めて有効である。ま
た、フェライト変態を遅滞させ、ベイナイトおよびベイ
ニティックフェライトの生成を助長する。さらには、溶
接熱影響部の軟化抑制にも効果的であることから、０．
００１質量％以上の添加とし、０．０１％以上の添加が
溶接性向上のためには好ましい。一方で、過剰添加は、
延性や熱間加工性を劣化させることから、上限として
１．０質量％とした。

【００３３】また、800 ＭＰａ以上の強度レベルで、溶
接性および穴拡げ性をバランス良く、制御するために
は、式（Ａ）を満足しなければならない。 3.0Nb+2.5Mo+Mn−5C^0.5 ＞ ０ ・・・（Ａ）

【００３４】Ｎｂ、ＭｏおよびＭｎは焼入れ性を向上さ
せ、さらにＮｂおよびＭｏは熱影響部の軟化防止に効果
的で、各係数はその程度を反映するものである。一方、
Ｃは効果に有効なものの、溶接時の軟化挙動を助長す
る。その機構の詳細については、明確になっていない
が、ＮｂおよびＭｏの軟化防止効果は溶接熱サイクル中
に析出物形成やソリュウトドラッグ効果によると考えら
れる。一方、Ｃは焼入れ硬貨量が大きいうえ析出粗大化
を助長することから、熱影響部の軟化を含めた溶接性を
劣化させると考えられる。図１に示すように、式（Ａ）
の左辺の値がゼロ以下の領域では、たとえベイナイトま
たはベイニティックフェライトの面積率が70％以上とし
ても、疲労強度比−引張り強度−穴拡げ率：λの両立し
た良好な材質は得られないことがわかる（図１中×
印）。また、式（Ａ）の左辺の値がゼロ超の領域におい
ても、製造方法の違いからベイナイトおよびベイニティ
ックフェライトの面積率が低いものは、良好な材質が得
られないこともわかる（図１中＊印）。すなわち、組織
および式（Ａ）の条件を同時に満たすもののみ良好な材
質が得られることがわかる。

【００３５】また、めっき性を確保して、より良好な耐
食性を確保する目的から、式（Ｂ）を満たさなければな
らない。 Al+15.0Si² +1.5Si-1.8 ＜ ０ ・・・（Ｂ）

【００３６】ＡｌおよびＳｉはめっきの濡れ性や合金化
挙動に影響を及ぼす。特に濡れ性を劣化させ、各係数は
その程度を反映するものである。その機構の詳細につい
ては、明確になっていないが、表面に形成される酸化物
を形態に起因していると考えられる。図２に示すよう
に、式（Ｂ）の左辺の値がゼロ以上の領域では、耐食性
試験後の外観評点が低くく、耐食性に劣る。また、式
（Ｂ）の左辺の値がゼロ未満の領域においても、製造方
法の違いから耐食性に劣るものもある。

【００３７】さらに、本発明が対象とする鋼は、強度−
穴拡げ性バランスのさらなる向上を目的として、Ｃｒ、
Ｎｉ、Ｃｕ１種または２種以上を含有できる。Ｃｒは、
強化目的および炭化物生成の抑制とベイナイトおよびベ
イニティックフェライト生成の目的から添加する元素
で、０．０１％以上とし、５％を超える量の添加では、
加工性やめっき性に悪影響を及ぼすため、これを上限と
した。Ｎｉは、焼き入れ性の向上およびめっき性向上の
目的で０．０１質量％以上とし、５質量％を超える量の
添加では、加工性、特にマルテンサイト生成に伴うの硬
度上昇寄与して悪影響を及ぼすため、これを上限とし
た。Ｃｕは、強化およびめっき性向上の目的で０．０１
質量％以上の添加とし、５質量％を超える量の添加で
は、加工性および製造性に悪影響を及ぼす。

【００３８】また、めっき性の確保に関しては、より良
好な耐食性を確保する目的から、式（Ｃ）を満たさなけ
ればならない。 Al＋15.0Si² ＋1.5Si ＋0.5Cr −(30Ni ＋10Cu) −1.8 ＜ ０ ・・・（Ｃ）

【００３９】上述のように、ＣｒはＡｌやＳｉと同様、
表面の酸化物形態に影響するためめっき性を劣化させ
る。一方、ＮｉおよびＣｕはめっき性改善に有効であ
り、各係数はその程度を反映するものである。したがっ
て、Ｃｒ、ＮｉやＣｕを含む場合には、（Ｂ）式でなく
（Ｃ）式を満たさなければならない。図３に示すよう
に、式（Ｃ）の左辺の値がゼロ以上の領域では、めっき
外観評点が低く、一方、式（Ｃ）の左辺の値がゼロ未満
の領域ではすべて良好なめっき外観評点が得られる。

【００４０】さらには、Ｃｏ、Ｗの１種または２種以上
を含有できる。Ｃｏは、ベイナイト変態制御による強度
−穴拡げ性の良好なバランスのため、０．０１質量％以
上の添加とした。一方、添加の上限は特に設けないが、
高価な元素であるため多量添加は経済性を損なうため、
５質量％以下にすることが望ましい。Ｗは、０．０１質
量％以上で強化効果が現れること、５質量％を上限とし
たのは、これを超える量の添加では、加工性に悪影響を
及ぼすためである。

【００４１】さらに、本発明が対象とする鋼は、強度の
さらなる向上を目的として強炭化物形成元素であるＺ
ｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上を含有
できる。これらの元素は、微細な炭化物、窒化物または
炭窒化物を形成して、鋼板の強化に極めて有効であるた
め、必要に応じて１種または２種以上を合計で０．００
１質量％以上の添加とした。一方で、延性や熱間加工性
の劣化を招くことから、１種または２種以上の合計添加
量の上限として１質量％とした。

【００４２】Ｂもまた、必要に応じて添加できる。Ｂ
は、０．０００１質量％以上の添加で粒界の強化や鋼材
の高強度化に有効ではあるが、その添加量が０．１質量
％を超えるとその効果が飽和するばかりでなく、加工性
が低下するため、上限を０．１質量％とした。

【００４３】Ｃａ、Ｙ、Ｒｅｍは、適量添加により介在
物制御、特に微細分散化に寄与することから０．０００
１％以上とし、一方で過剰添加は鋳造性や熱間加工性な
どの製造性および鋼板製品の延性を低下させるため０．
５質量％を上限とした。不可避的不純物として、例えば
ＮやＳｎなどがあるがこれら元素を０．０２質量％以下
の範囲で含有しても本発明の効果を損なうものではな
い。

【００４４】このような組織を有する溶接性、穴拡げ性
に優れた高強度鋼板およびの製造方法について以下に説
明する。熱延後冷延・焼鈍して本発明の鋼板を製造する
場合には、所定の成分に調整されたスラブを直接もしく
は一旦冷却した後再加熱して熱延を行う。

【００４５】このときの再加熱温度は１１００℃以上１
３００℃以下とすることが望ましい。再加熱温度が高温
になると粗粒化や厚い酸化スケールが形成され、一方、
低温加熱では圧延抵抗が高くなってしまう。また熱延後
は、高圧デスケーリング装置や酸洗することなどで表面
スケール削除を行うと製品での表面清浄がよくなり、め
っきを施す場合などに有利である。その後、冷延後焼鈍
することで最終製品とする。また、電気めっきや溶融亜
鉛めっき、溶融合金亜鉛めっきを施しても本願発明を阻
害するものではない。また、熱延完了温度は鋼の化学成
分によって決まるＡｒ₃ 変態温度以上で行うのが一般的
であるが、Ａｒ₃ から１０℃程度低温までであれば最終
的な鋼板の特性を劣化させない。また、冷却後の巻取温
度は鋼の化学成分によって決まるベイナイト変態開始温
度以上とすることで、冷延時の荷重を必要以上に高める
ことがさけられるが、冷延の全圧下率が小さい場合には
この限りでなく、鋼のベイナイト変態温度以下で巻き取
られても最終的な鋼板の特性を劣化させない。また、冷
延の全圧下率は、最終板厚と冷延荷重の関係から設定さ
れるが、４０％以上であれば再結晶させるには十分で、
最終的な鋼板の特性を劣化させない。

【００４６】冷延後焼鈍する際に、焼鈍温度が鋼の化学
成分によって決まる温度Ａｃ₁ およびＡｃ₃ 温度（例え
ば「鉄鋼材料学」：Ｗ．Ｃ．Ｌｅｓｌｉｅ著、幸田成康
監訳、丸善Ｐ２７３）で、表現される０．３×（Ａｃ₃
−Ａｃ₁ ）＋Ａｃ₁ （℃）未満の場合には、焼鈍温度で
得られるオーステナイト量が少ないので、最終的な鋼板
中に主にベイナイトまたはベイニティックフェライトを
生成させることができない。また、焼鈍温度が高温とな
るほど結晶粒の粗大化や表面酸化が促進されるうえ、製
造コストの上昇をまねくために、焼鈍温度の上限をＡｃ
₃ ＋30（℃）とした。この温度域での焼鈍時間は鋼板の
温度均一化とオーステナイトの確保のために１０秒以上
が必要である。しかし、３０分超では、粒界酸化相生成
が促進されるうえ、コストの上昇を招く。ここで、昇温
および焼鈍時の雰囲気が酸素濃度が５０ppm 以下で露点
が−２０℃以下とした。酸素濃度が５０ppm を超えた
り、露点がー２０℃を超えると、鋼板のめっき性、特に
濡れ性が劣化し、不めっきの原因となる。

【００４７】その後の一次冷却はオーステナイト相から
フェライト相への変態をある程度抑しつつ、ベイナイト
またはベイニティックフェライト生成させるのに重要で
ある。この冷却速度を０．１℃／秒未満にすることは、
フェライトやパーライトの生成を促進して強度低下を招
く懸念があることから、冷却速度の下限を０．１℃／秒
とした。一方、冷却速度が１００℃／秒超の場合には最
終的な鋼板中のマルテンサイト相などの硬質相が多量に
なってしまうことや、操業上困難なため、これを上限と
した。

【００４８】この後の冷却がめっき浴温度−２０℃未満
まで行われると、めっき浴浸入時の抜熱が大きいことな
どの操業上の問題がある。また、冷却停止温度がめっき
浴＋５０℃を超えると、操業上の問題に加え、その後の
保持時に炭化物が生成してしまい、強度低下を招くた
め、これを上限とした。また、次にベイナイト変態の進
行を促すため、この温度域での保持を行う。この停留時
間が長時間になると生産性上好ましくないうえ、炭化物
が生成してしまうことから１０００秒以内とすることが
望ましい。また、ベイナイト変態進行させるため、１秒
以上保持し、好ましくは１５秒から１０分保持すること
が望ましい。めっき浴温度−２０℃未満ではベイナイト
変態が起こりにくく、めっき浴温度−５０℃を超えると
炭化物が生じて材質劣化してしまう。また、合金化処理
を行う場合には、４３０℃以上５８０℃以下とした。合
金化処理温度が４３０℃未満であると合金化の進行が遅
く、生産性が悪い。また、５８０℃を超えると炭化物析
出を伴い、材質劣化する。また、溶接方法については、
通常行われる溶接方法、たとえばアーク、TIG 、MIG 、
マッシュおよびレーザー等の溶接を行っても本願の範囲
とする。

【００４９】

【実施例】以下、実施例によって本発明をさらに詳細に
説明する。表１に示すような組成の鋼板を、１２００℃
に加熱し、Ａｒ₃ 変態温度以上で熱延を完了し、冷却後
各鋼の化学成分で決まるベイナイト変態開始温度以上で
巻き取った鋼帯を酸洗後、冷延して１．２ｍｍ厚とし
た。その後、各鋼の成分（質量％）から下記式にしたが
ってＡｃ₁ とＡｃ₃ 変態温度を計算により求めた。 Ａｃ₁ ＝７２３−１０．７×Ｍｎ％＋２９．１×Ｓｉ
％、 Ａｃ₃ ＝９１０−２０３×（Ｃ％）^1/2 −１５．２×
Ｎｉ％＋４４．７×Ｓｉ％＋１０４×Ｖ％＋３１．５×
Ｍｏ％−３０×Ｍｎ％−１１×Ｃｒ％＋４００×Ａｌ
％、 これらのＡｃ₁ およびＡｃ₃ 変態温度から計算される焼
鈍温度に１０％Ｈ₂ −Ｎ₂ 雰囲気中で昇温・保定したの
ち、３〜１５０℃／秒の冷却速度で２００〜４５０℃ま
で冷却し、引き続いて１〜３０００秒保持した後、冷却
した。

【００５０】これらの鋼板からJIS ５号引張り試験片を
採取して、機械的性質を測定した。さらに、鉄鋼連盟規
格に準拠して穴拡げ試験を行い、穴拡げ率を求めた。溶
接性については鋼板にビードオンの形で各溶接を行い、
弗素系樹脂（テフロン 商品名）潤滑にて球頭張り出し
試験を行い、母材に対する張り出し高さおよび破断位置
を測定した。また、各溶接継ぎ手を作成して、引張り−
引張りモードの疲労試験を10⁵ 〜10⁶ cyclesまで行い、
母材との疲労強度を比較することでめっき材の溶接継ぎ
手の疲労特性を比較評価した。ここで、溶接継ぎ手は、
ビードオンで行い、溶接後、試験片端面および表面を研
削して溶接チャンスによる継ぎ手形状のばらつき因子を
極力少なくする方法を採った。また、めっき性の試験
は、外観観察して５段階の評点をつけた。また、めっき
後の耐食性試験には、板厚の３倍の曲率半径で板を曲げ
たあとで乾湿繰り返し試験を行い、その発錆の程度をや
はり５段階で評価した。

【００５１】表２にミクロ組織と各材質について、また
表３に各製造条件と材質について示す。本願発明の要綱
を満たす発明鋼は、溶接性、延性、強度（引張り強度で
800ＭＰａ以上）、穴拡げ性に優れていることがわか
る。一方、本発明の条件から外れる比較例は、溶接部の
球頭張り出加工における破断位置が溶接熱影響部とな
り、疲労強度も低く、穴拡げ性やめっき性や耐食性も劣
勢である。

【００５２】

【表１】

【００５３】

【表２】

【００５４】

【表３】

【００５５】

【発明の効果】本発明により、引張り強度が800 ＭＰａ
以上の高強度鋼板の溶接性、穴拡げ性および耐食性を同
時に改善した溶融亜鉛めっき高強度鋼板およびその製造
方法を得ることができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】 疲労強度比×引張り強度×λ（穴拡げ率）と
（Ａ）式の左辺の値との関係を示すグラフである。

【図２】 乾湿繰り返し腐食試験後の外観評点と（Ｂ）
式の左辺の値との関係を示すグラフである。

【図３】 めっき外観評点と（Ｃ）式の左辺の値との関
係を示すグラフである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２３Ｃ 2/28 Ｃ２３Ｃ 2/28 (72)発明者 松村 賢一郎 愛知県東海市東海町５−３ 新日本製鐵株 式会社名古屋製鐵所内 (72)発明者 原 卓也 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式 会社技術開発本部内 (72)発明者 野中 俊樹 愛知県東海市東海町５−３ 新日本製鐵株 式会社名古屋製鐵所内 Ｆターム(参考） 4K027 AA05 AA23 AB02 AB05 AB13 AB42 AC73 4K037 EA01 EA02 EA05 EA06 EA09 EA10 EA11 EA13 EA15 EA16 EA17 EA19 EA20 EA23 EA25 EA27 EA28 EA29 EA31 EA32 EA33 EA35 EA36 EB06 EB07 EB08 EB09 EB11 FA00 FB00 FG00 FH00 FJ02 FJ04 FJ05 FK01 FK02 FK03 GA05 GA08 JA01

Claims (8)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 質量％で、 Ｃ ：０．０１〜０．２０％、 Ｓｉ：１．５％以下、 Ｍｎ：０．０１〜３％、 Ｐ：０．００１０〜０．１％、 Ｓ：０．００１０〜０．０５％、 Ａｌ：０．００５〜４％を含有し、さらに、 Ｍｏ：０．０１〜５．０％、 Ｎｂ：０．００１〜１．０％の１種または２種を下記
   （Ａ）および（Ｂ）式を同時に満たす範囲で含有し、残
   部をFeおよび不可避的不純物とし、ミクロ組織が、ベイ
   ナイトまたはベイニティックフェライトとして面積率で
   ７０％以上含有し、引張強度が800MPa以上であることを
   特徴とする溶接性、穴拡げ性および耐食性に優れた溶融
   亜鉛めっき高強度鋼板。 3.0Nb+2.5Mo+Mn −5C^0.5 ＞ ０ ・・・（Ａ） Al+15.0Si² +1.5Si-1.8 ＜ ０ ・・・（Ｂ）
2. 【請求項２】 さらに、質量％で、 Ｃｒ：０．０１〜５％、 Ｎｉ：０．０１〜５％、 Ｃｕ：０．０１〜５％、の１種または２種以上を含有す
   ることを特徴とし、さらに式（Ａ）および（Ｃ）を満た
   す請求項１に記載（ただし本項では式（Ｂ）を満たす必
   要はない）の溶接性、穴拡げ性および耐食性に優れた溶
   融亜鉛めっき高強度鋼板。 3.0Nb+2.5Mo+Mn−5C^0.5 ＞ ０ ・・・（Ａ） Al＋15.0Si² ＋1.5Si ＋0.5Cr −(30Ni ＋10Cu) −1.8 ＜ ０ ・・・（Ｃ）
3. 【請求項３】 さらに、質量％で、 Ｃｏ：０．０１〜５％、 Ｗ ：０．０１〜５％の１種または２種以上を含有する
   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、穴拡げ性および耐食性に優れた溶融亜鉛めっき高強
   度鋼板。
4. 【請求項４】 さらに、質量％で、 Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上を合
   計で０．００１〜１％含有することを特徴とする請求項
   １乃至請求項３に記載の溶接性、穴拡げ性および耐食性
   に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板。
5. 【請求項５】 さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１〜
   ０．１％を含有することを特徴とする請求項１乃至請求
   項４に記載の溶接性、穴拡げ性および耐食性に優れた溶
   融亜鉛めっき高強度鋼板。
6. 【請求項６】 さらに、質量％で、Ｃａ、Ｙ、Rem の１
   種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５％含有
   することを特徴とする請求項１乃至請求項５に記載の溶
   接性、穴拡げ性および耐食性に優れた溶融亜鉛めっき高
   強度鋼板。
7. 【請求項７】 請求項１乃至請求項６に記載の成分から
   なる鋳造スラブを直接または一旦冷却した後に再度加熱
   し、熱延後巻取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、その後昇
   温および焼鈍時の雰囲気が酸素濃度が５０ppm 以下で露
   点が−２０℃以下とし、焼鈍時の最高温度が０．３×
   （Ａｃ₃ −Ａｃ₁ ）＋Ａｃ₁ （℃）以上Ａｃ₃ ＋３０
   （℃）以下で焼鈍した後に、０．１〜１００℃／秒の冷
   却速度で亜鉛めっき浴温度−２０℃〜亜鉛めっき浴温度
   ＋５０℃の温度域に冷却し、引き続いて同温度域でめっ
   き浸漬を含めて１秒〜1000秒保持を行うことを特徴とす
   る溶接性、穴拡げ性および耐食性に優れた溶融亜鉛めっ
   き高強度鋼板の製造方法。
8. 【請求項８】 請求項７に記載の製造方法において、亜
   鉛めっき浴温度−２０℃〜亜鉛めっき浴温度＋５０℃の
   温度域に冷却し、引き続いて同温度域でめっき浸漬を含
   めて１秒〜1000秒保持後、合金化処理を４３０℃〜５８
   ０℃を行うことを特徴とする溶接性、穴拡げ性および耐
   食性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板の製造方法。