JP2003321736A - 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 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 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を提供するこ
と。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．０１〜０．１％、Ｓ
ｉ≦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
実質的にＦｅであり、重量％で、４．８Ｃ＋４．２Ｓｉ
＋０．４Ｍｎ＋２Ｔｉ≦２．５を満たし、組織が実質的
にフェライト単相であり、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。

Description

【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Ｔ
ｉＣ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、重量％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）重量％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、残部が実質的にＦｅであり、重量％で、４．８Ｃ＋
４．２Ｓｉ＋０．４Ｍｎ＋２Ｔｉ≦２．５を満たし、組
織が実質的にフェライト単相であり、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）重量％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、残部が実質的にＦｅであり、重量％で、
４．８Ｃ＋４．２Ｓｉ＋０．４Ｍｎ＋２Ｔｉ＋３．５Ｎ
ｂ≦２．５を満たし、組織が実質的にフェライト単相で
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Ｎ
ｂ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、
重量％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、実質的にフェライト単相組織であ
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】・実質的にフェライト単相組織：マトリッ
クスを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。ただし、マトリックスは必
ずしも完全にフェライト単相組織でなくともよく、実質
的にフェライト単相組織、好ましくは面積比率で９５％
以上フェライトであればよい。さらに好ましくは９８％
以上である。

【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１μ
ｍ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、Ｔｉ
Ｃ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）／（Ｔ
ｉ＋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、重量％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、残部が実質的にＦｅからなり、重量
％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＋３．５Ｎ
ｂ≦２．５を満たし、残部が実質的にＦｅ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、重量％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＋４．２
Ｓｉ＋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＋２Ｔ
ｉ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＋３．５Ｎ
ｂ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２
ｍｍ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、Ｓ
１）。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（Ｓ
３）。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６００〜６５
０℃（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、Ｎ
ｏ．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７
８０ＭＰａ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、Ｎ
ｏ．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、Ｎ
ｏ．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＋０．４Ｍ
ｎ＋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Ｎ
ｏ．５と比べて極めて低いものとなった。Ｎｏ．９はＳ
ｉ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】

【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。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き Ｆターム(参考） 4K037 EA01 EA02 EA05 EA09 EA11 EA13 EA15 EA17 EA18 EA19 EA23 EA25 EA27 EA31 EA32 EA33 EA36 EB06 EB08 FB00 FC07 FE02 GA05 JA06

Claims (7)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０１〜０．１％、Ｓ
   ｉ≦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
   実質的にＦｅであり、重量％で、４．８Ｃ＋４．２Ｓｉ
   ＋０．４Ｍｎ＋２Ｔｉ≦２．５を満たし、組織が実質的
   にフェライト単相であり、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。
2. 【請求項２】 重量％で、Ｃ：０．０１〜０．１％、Ｓ
   ｉ≦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、残部が実質的にＦｅであり、重量％で、４．８Ｃ＋
   ４．２Ｓｉ＋０．４Ｍｎ＋２Ｔｉ＋３．５Ｎｂ≦２．５
   を満たし、組織が実質的にフェライト単相であり、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１０ｎ
   ｍ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。
3. 【請求項３】 重量％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。
4. 【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。
5. 【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。
6. 【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。
7. 【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。