WO2004059021A1

WO2004059021A1 - 溶接熱影響部の耐軟化性に優れたバーリング性高強度鋼板およびその製造方法

Info

Publication number: WO2004059021A1
Application number: PCT/JP2003/015275
Authority: WO
Inventors: Tatsuo Yokoi; Teruki Hayashida; Masahiro Ohara; Kouichi Tsuchihashi
Original assignee: Nippon Steel Corporation
Priority date: 2002-12-24
Filing date: 2003-11-28
Publication date: 2004-07-15
Also published as: EP1577412A4; CN100591789C; DE60311680T2; EP1577412A1; KR20070041645A; CN1732279A; CA2511661C; DE60311680D1; KR100962745B1; EP1577412B2; AU2003284496A1; US20060081312A1; EP1577412B1; KR101019791B1; US7749338B2; KR20050085873A; DE60311680T3; CA2511661A1

Abstract

本発明は、溶接熱影響部の耐軟化性に優れたバーリング性高強度鋼板およびその製造方法を提供するもので、質量％にて、Ｃ：0.01～0.1％、Si：0.01～２％、Mn：0.05～３％、Ｐ≦0.1％、Ｓ≦0.03％、Al：0.005～１％、Ｎ：0.0005～0.005％、Ti：0.05～0.5％、を含み、さらに０％＜Ｃ−（12／48Ti−12／14Ｎ−12／32Ｓ）≦0.05％、さらに、Mo＋Cr≧0.2％、かつCr≦0.5％、Mo≦0.5％、を満たす範囲でＣ、Ｓ、Ｎ、Ti、Cr、Moを含有し残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼であって、そのミクロ組織が、フェライト、またはフェライトおよびベイナイトからなることを特徴とする溶接熱影響部の耐軟化性に優れたバーリング性高強度鋼板。

Description

溶接熱影響部の耐軟化性に優れたパーリング性高強度鋼板およびその製造方法

技術分野

本発明は、溶接熱影響部の耐軟化性に優れた引張強度 540MPa以上明

のパーリング性高強度鋼板およびその製造方法に関するものであり、特に、成形後にスポット、アー田ク、プラズマ、レーザー等により溶接される場合や、これら溶接後に成書形される場合において加工性と溶接部の強度の両立が求められる自動車部品等の用途に用いられる素材として好適な溶接熱影響部の耐軟化性に優れたパーリング性高強度鋼板およびその製造方法に関するものである。

背景技術

近年、自動車の燃費向上などのために軽量化を目的として、 A1合金等の軽金属や高強度鋼板の自動車部材への適用が進められている

しかし、 A1合金等の軽金属は比強度が高いという利点があるものの鋼に比較して著しく高価であるためその適用は特殊な用途に限られてきた。より広い範囲で自動車の軽量化を推進するためには安価な高強度鋼板の適用が強く求められている。

一般に材料は高強度になるほど成形性が悪くなる。鉄鋼材料においても例外ではなく、これまでに高強度と高延性の両立の試みがなされてきた。また、自動車部品に使用される材料に求められる特性としては延性の他にパーリング加工性がある。しかし、パーリング加工性も高強度化に伴って低下する傾向を示すため、パーリング加ェ性の向上も高強度鋼板の自動車部品への適用の課題となっている。一方、自動車部品はプレス成形等によって加工された部材をスポット、アーク、プラズマ、レーザー等の溶接によってアッセンブルされる。また、最近では鋼板をこれら溶接によって接合した後にプレス成形される場合もある。いずれにしても成形時もしくは部品として組み付けられて使用された時の溶接部強度は成形限界、安全性の面から非常に重要である。従って、自動車部品等への高強度鋼板の適用にあたっては、そのパーリング加工性とともに溶接部強度も重要な検討課題となる。

パーリング加工性に優れた高強度鋼板については、 Ti、 Nbを添加することにより第二相を低減し主相であるポリゴナルフェライト中に Ti NbCを析出強化させることによって伸びフランジ性の優れた高強度熱延鋼板とした発明が提案されている。（特開平 6 - 200351 号公報）。

また、 Ti、 Nbを添加することにより第二相を低減しミクロ組織をァシキユラ一フェライトとし TiC、 NbCで析出強化することによって伸びフランジ性の優れた高強度熱延鋼板とした発明も提案されている。（特開平 7— 11382号公報）。

一方、溶接部強度を改善する技術としては、 Nb、 Moの複合添加により溶接部の軟化を抑制する鋼板を得る発明が提案されている。（特開 2000— 87175号公報）。

また、 NbNの析出を活用して溶接部の軟化を抑制するフェライトおよびマルテンサイトからなる鋼板を得る発明も提案されている。

(特開 2000— 178654号公報）。

しかしながら、サスペンションアームゃフロントサイドメンバー等一部の部品用鋼板においては、パーリング加工性をはじめとする成形性とともに溶接部の強度が大変に重要であり、上記従来技術では、これら両特性を共に満足することができない。また例え両特性が満足されたとしても安価に安定して製造できる製造方法を提供することが重要であり、上記従来技術では、不十分であると言わざるを得ない。

すなわち、特開平 6 — 200351号公報に記載の発明では、高い伸びフランジ性を得るために面積率で 85 %以上のポリゴナルフエライトが必須であるが、 85 %以上のポリゴナルフェライトを得るためには熱間圧延後にフライト粒の成長を促進するため長時間の保持が必要であり操業コスト上好ましくない。

また、特開平 7 — 11382号公報に記載の発明では、転位密度が高いミクロ組織と微細な Ti C及び又は NbCの析出によつて 80kgf/ mm² で 17 %程度の延性しかなく成形性が不十分である。

さらに、これらの発明は溶接部の軟化については何ら言及していない。一方、特開 2000—87175号公報に記載の発明には、パーリング加工性向上に関しては何も記載されていない。

さらに、特開 2000— 178654号公報に記載の発明は、フェライト一マルテンサイト複合組織鋼に関するものでは本発明のパーリング加ェ性に優れる鋼板のミク口組織を得る技術とは明らかに異なる。発明の開示

本発明は、上記問題点を解決して成形後にスポット、アーク、プラズマ、レーザー等により溶接される場合や、これら溶接後に成形される場合において加工性と溶接部の強度の両立が求められる自動車部品等の用途に用いられる素材として好適な溶接熱影響部の耐軟化性に優れたパーリング性高強度鋼板およびその製造方法得ようとするものである。すなわち、本発明は、溶接熱影響部の耐軟化性に優れた引張強度 540MPa以上のパーリング性高強度鋼板およびその鋼板を安価に安定して製造できる製造方法を提供することを目的とするものである。

本発明者らは、現在通常に採用されている製造設備により工業的規模で生産されている薄鋼板の製造プロセスを念頭において、パーリング性高強度鋼板の溶接熱影響部の耐軟化性を向上させるベく鋭意研究を重ねた。その結果、 C : 0.01〜0.1%、 Si : 0.01〜 2 %、 M n : 0.05〜 3 %、 P≤0.1%, S≤ 0.03%、 Al : 0.005〜 1 %、 N : 0 .0005〜0· 005%、 Ti : 0.05〜0.5%、を含み、さらに 0 く C— (12 /48Ti - 12/ 14N -12/32 S ) ≤ 0.05%, さらに、 Mo + Cr≥0.2% 、かつ Cr≤0.5%、 Mo≤ 0.5%、を満たす範囲で C、 S、 N、 Tiを含有し残部が Fe及び不可避的不純物からなる鋼であって、そのミクロ組織が、フユライト、またはフライトおよびべイナイトからなるパーリング性高強度鋼板がパーリング性は非常に優れるものの溶接熱影響部が著しく軟化することを知見した。さらに上記パーリング性高強度鋼板の溶接熱影響部軟化の原因が溶接温度履歴によるミク口組織の焼き戻しによるものであることを突き止め、耐軟化性を向上させるためには Cr、 Moの複合添加が非常に有効であることを新たに見出し、本発明をなしたものである。即ち、本発明の要旨は、以下の通りである。

( 1 ) 質量⁰ /。にて、 C ： 0.01〜0.1%、 Si ： 0.01〜 2 %、 Mn： 0.0 5〜 3 %、 P≤0.1%, S≤0.03%、 A1： 0.005〜 1 %、 N ： 0.0005 〜 0.005%、 Ti ： 0.05〜0.5%、を含み、さらに 0 %く C— (12/48 Ti-12/14N -12/32S ) ≤0.05%, さらに、 Mo + Cr≥0.2%、力、つ Cr≤0.5%、 Mo≤0.5%、を満たす範囲で C、 S、 N、 Ti、 Cr、 Mo を含有し残部が Fe及び不可避的不純物からなる鋼であって、そのミクロ組織が、フェライト、またはフェライトおよびべイナイトからなることを特徴とする溶接熱影響部の耐軟化性に優れたパーリング性高強度鋼板。

( 2 ) 前記鋼がさらに、質量％にて、 Nb： 0· 01〜0.5%を含み、さらに 0く C一 (12/48Ti + 12/93Nb-12/14N -12/32S ) ≤0. 05%、を満たす範囲で Nbを含有し残部が Fe及び不可避的不純物からなる鋼であることを特徴とする溶接熱影響部の耐軟化性に優れたバ一リング性高強度鋼板。

( 3 ) ( 1 ) 又は（ 2 ) に記載の鋼が、さらに、質量％にて、 Ca ： 0.005〜0.002%、 REM： 0.0005〜0.02%、 Cu： 0.2〜1.2%、 Ni ： 0

• 1〜0.6%、 B ： 0.0002〜0.002%の一種または二種を含有することを特徴とする、溶接熱影響部の耐軟化性に優れたパーリング性高強度鋼板。

( 4) ( 1 ) 〜（ 3 ) のいずれか 1項に記載の自動車用薄鋼板に亜鉛めつきが施されていることを特徴とする、溶接熱影響部の耐軟化性に優れたパーリング性高強度鋼板。

( 5 ) ( 1 ) 〜（ 3 ) のいずれか 1項に記載の薄鋼板を得るために該成分を有する鋼片の熱間圧延に際して仕上圧延を Ar₃変態点温度 + 30°C以上の温度域で終了し、その後 10秒以内に冷却終了までの平均冷却速度が 50 °CZ秒以上の冷却速度で 700 °C以下の温度域まで冷却し、 350°C以上 650°C以下の巻き取り温度にて巻き取ることを特徴とする、溶接熱影響部の耐軟化性に優れたパーリング性高強度鋼板の製造方法。

( 6 ) ( 1 ) 〜（ 3 ) のいずれか 1項に記載の薄鋼板を得るために該成分を有する鋼片を熱間圧延、酸洗、冷間圧延後、 800°C以上の温度域で 5〜150秒間保持し、その後平均冷却速度が 50°C/秒以上の冷却速度で 700°C以下の温度域まで冷却する工程の熱処理をすることを特徴とする、溶接熱影響部の耐軟化性に優れたパーリング性高強度鋼板の製造方法。 ( 7 ) ( 5 ) に記載の製造方法に際し、熱間圧延工程終了後に亜鉛めつき浴中に浸積させて鋼板表面を亜鉛めつきすることを特徴とする、溶接熱影響部の耐軟化性に優れたパーリング性高強度鋼板の製造方法。

( 8 ) ( 6 ) に記載の製造方法に際し、熱処理工程終了後、亜鉛めっき浴中に浸積させて鋼板表面を亜鉛めつきすることを特徴とする、溶接熱影響部の耐軟化性に優れたパーリング性高強度鋼板の製造方法。

( 9 ) ( 7 ) 又は（ 8 ) に記載の製造方法に際し、亜鉛めつき浴中に浸積して亜鉛めつき後、合金化処理することを特徴とする、溶接熱影響部の耐軟化性に優れたパーリング性高強度鋼板の製造方法

図面の簡単な説明

図 1は、 C*量および Cr + Mo量と溶接熱影響部の軟化程度 ΔΗνとの関係を示す図である。

図 2は、 C*量および Cr + Mo量を変化させた成分組成鋼板についてのアーク溶接部硬度との関係を示す図である。発明を実施するための最良の形態

まず、溶接熱影響部の耐軟化性に及ぼす C*量（C*= C一 (12/ 48ΤΪ-12/14Ν -12/32S ) ：以下 C*と標記する。 ) および Cr、 M 0含有量の影響についての調査を行った。そのための供試材は、次のようにして準備した。すなわち、 0.05% C—1.0%Si— l.4%Mn— 0.01% P—0.001% Sをベースに C*量（Ti、 N含有量）および Cr + Mo量を変化させて成分調整し溶製した錶片を熱間圧延して常温で卷き取り、 550°Cで 1時間等温保持した後、炉冷する熱処理を施した。これらの鋼板についてアーク溶接部硬度測定を行った結果を図 2 に示す。

ここで、この結果より、 C *量および Cr + Mo量と溶接熱影響部の軟化程度 Δ Ην ( Δ Ην = Ην (母材硬度平均値）一 Ην (溶接熱影響最軟化部硬度）と定義する：図 1参照）には強い相関があり、 C *量が 0より大きく 0. 05 %以下かつ Cr + Mo量が 0. 2 %以上で溶接熱影響部の軟化が著しく抑制されることを新規に知見した。

このメカニズムは必ずしも明らかではないが、べィニティックなミク口組織により強度を得ている材料は、アーク溶接等の溶接熱サィクルでその熱影響部が軟化する場合がある。 Moもしくは Crは溶接のような短時間の熱サイクルでも、 C等の元素とクラスタリングもしくは析出して強度を上昇させ、結果として熱影響部の軟化を抑制したと推測される。ただし、 Moと Crの含有量の合計が 0. 2%未満ではこの効果が失われる。

一方、 Moもしくは Cr炭化物等を得るためには、 TiC等の高温で祈出する炭化物で固定される当量以上の Cを含有しなければならない。従って、 C *≤ 0でこの効果は失われる。

なお、アーク溶接の溶接熱影響部の硬度測定については、 JI S Z 3101記載の 1号試験片にて、 JI S Z 2244記載の試験方法に準じてで測定した。ただし、アーク溶接は、シールドガス： C0₂、ワイヤ：日鐡溶接工業（株）製 YM- 60C <i) 1. 2mmを用い、溶接速度： lOOcm,分、溶接電流： 260土 10A、溶接電圧： 26 ± 1 V、供試材の板厚は 2. 6 mmとし、硬度測定位置は、表面より 0. 25mm、測定間隔は、 0. 5ππηで、試験力は 98kNとした。

次に、本発明における鋼板のミク口組織について説明する。

鋼板のミク口組織は、優れたパーリング加工性を確保するためにフェライト単相が望ましい。ただし、必要に応じ一部べィナイトを含むことを許容するものであるが、良好なパーリング加工性を確保するためには、ベイナイトの体積分率は 10 %以下が望ましい。なお

、ここで言うフェライトとはべィニティックフェライトおよびァシユキユラ一フェライト組織も含む。また、ベイナイトとは透過型電子顕微鏡にて薄膜を観察した場合フェライトラス間にセメンタイト等の炭化物を含むかもしくはフェライトラス内にセメンタイト等の炭化物を含む組織である。一方、べィニティックフェライトおよびァシユキユラ一フェライト組織とは Ti、 Nbの炭窒化物以外はフェラィトラス内およびフェライトラス間に炭化物を含まない組織と定義する。

また、不可避的なマルテンサイト、残留オーステナイトおよびパ一ライトを含むことを許容するものであるが、良好なパーリング性を確保するためには、残留オーステナイトおよびマルテンサイトを合わせた体積分率は 5 %未満が望ましい。さらに、良好な疲労特性を確保するためには、粗大な炭化物を含むパーライトの体積分率は 5 %以下が望ましい。また、ここで、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイト、パーライト、マルテンサイトの体積分率とは鋼板板幅の 1 / 4 Wもしくは 3 Z 4 W位置より切出した試料を圧延方向断面に研磨し、ナイタール試薬を用いてエッチングし、光学顕微鏡を用い 200〜500倍の倍率で観察された板厚の 1 / 4 t におけるミク口組織の面積分率で定義される。

次に、本発明の化学成分の限定理由について説明する。

Cは、本発明における最も重要な元素の一つである。すなわち、 Cは溶接のような短時間の熱サイクルでも Moもしくは Crとクラスタリングもしくは析出して溶接熱影響部の軟化を抑制する効果がある。ただし、 0. 1 %超含有していると加工性及び溶接性が劣化するので、 0. 1 %以下とする。また 0. 01 %未満であると強度が低下するので 0· 01%以上とする。

Siは、固溶強化元素として強度上昇に有効である。所望の強度を得るためには、 0.01%以上含有する必要がある。しかレ、 2 %超含有すると加工性が劣化する。そこで、 Siの含有量が 0.01%以上、 2 %以下とする。

Mnは、固溶強化元素として強度上昇に有効である。所望の強度を得るためには、 0.05%以上必要である。また、 Mn以外に Sによる熱間 ₍割れの発生を抑制する Tiなどの元素が十分に添加されない場合には質量％で MnZ S≥20となる Mn量を添加することが望ましい。一方、 3 %超添加するとスラブ割れを生ずるため、 3 %以下とする。

Pは、不純物であり低いほど望ましく、 0.1%超含有すると加工性や溶接性に悪影響を及ぼすとともに疲労特性も低下させるので、 0.1%以下とする。 Sは、多すぎると熱間圧延時の割れを引き起こすので極力低減させるべきであるが、 0.3%以下ならば許容できる範囲である。

A1は、溶鋼脱酸のために 0.005%以上添加する必要があるが、コストの上昇を招くため、その上限を 1 %とする。また、あまり多量に添加すると、非金属介在物を増大させ伸びを劣化させるので望ましくは 0, 5%以下とする。

Nは、 Cよりも高温にて Tiおよび Nbと析出物を形成し、所望の C を固定するのに有効な Tiおよび Nbを減少させる。従って極力低減させるべきであるが、 0.005%以下ならば許容できる範囲である。

Tiは、本発明における最も重要な元素の一つである。すなわち、 Tiは析出強化により鋼板の強度上昇に寄与する。ただし、 0.05%未満ではこの効果が不十分であり、 0.5%超含有してもその効果が飽和するだけでなく合金コストの上昇を招く。従って Tiの含有量は 0. 05%以上、 0.5%以下とする。さらに、パーリング加工性を劣化させるセメンタイト等の炭化物の原因となる Cを析出固定し、パーリング加工性の向上に寄与するためには、 C一 (12/48ΤΪ-12/14Ν -12/32S ) ≤0.05%の条件を満たすことが必要である。一方、溶接熱影響部の軟化抑制の面からは、 Moもしくは Crをクラスタリングもしくは析出させるに十分な固溶 Cが必要であるので、 0く C— ( 12/48ΤΪ - 12/ 14N -12/32 S ) とする。

Mo、 Crは、本発明の最も重要な元素の一つであり、溶接のような短時間の熱サイクルでも、 C等の元素とクラスタリングもしくは析出して熱影響部の軟化を抑制する。ただし、 Moと Crの含有量の合計が 0.2%未満ではこの効果が失われる。また、それぞれ、 0.5%超含有してもその効果が飽和するので、それぞれ、 Mo≤ 0.5%、 Cr≤0.5 %とする。

Nbは、 Ti同様に析出強化により鋼板の強度上昇に寄与する。ただし、 0.01%未満ではこの効果が不十分であり、 0.5%超含有してもその効果が飽和するだけでなく合金コストの上昇を招く。従って Nb の含有量は 0.01%以上、 0.5%以下とする。さらに、パーリング加ェ性を劣化させるセメンタイト等の炭化物の原因となる Cを析出固定し、 C一 (12/^/48Ti + 12/93Nb-12/14N -12/32S ) ≤ 0.05% の条件を満たすことが必要である。一方、溶接熱影響部の軟化抑制の面からは、 Moもしくは Crをクラスタリングもしくは析出させるに十分な固溶 Cが必要であるので、 0く C一 (12/48Ti + 12/93Nb- 12/14N -12/32S ) とする。

Caおよび REMは、破壊の起点となったり、加工性を劣化させる非金属介在物の形態を変化させて無害化する元素である。ただし、 0. 005%未満添加してもその効果がなく、 Caならば 0.02%超、 REMならば 0.2%超添加してもその効果が飽和するので Ca = 0.005〜0.02%、 REM=0.005〜0· 2%添加することが好ましい。 Cuは、固溶状態で疲労特性を改善する効果がある。ただし、 0.2 %未満では、その効果は少なく、 1.2%を超えて含有すると卷取り中に析出して析出強化により鋼板の静的強度が著しく上昇するため、加工性が著しく劣化することになる。また、このような Cuの析出強化では、疲労限は静的強度の上昇ほどには向上しないので疲労限度比が低下してしまう。そこで、 Cuの含有量は 0.2〜； 1.2%の範囲とする。

Niは、 Cu含有による熱間脆性防止のために必要に応じ添加する。ただし、 0.1%未満ではその効果が少なく、 1 %を超えて添加してもその効果が飽和するので、 0.1〜 1 %とする。

Bは、固溶 C量の減少が原因と考えられる Pによる粒界脆化を抑制することによって疲労限を上昇させる効果があるので必要に応じ添加する。さらに、母材強度が 640MPa以上である場合、溶接熱影響部のうち α→ γ→ひ変態が起こる熱履歴を受ける部位において低 Ce P故に焼が入らず、軟化する恐れがある場合に焼き入れ性を向上させる Bを添加することにより、当該部位での軟化を抑制し、継手の破断形態を溶接部ら、母材部へ遷移させる効果があるので必要に応じて添加する。ただし、 0.0002%未満ではそれら効果を得るために不十分であり、 0.002%超の添加ではスラブ割れが起こる。よつて、 Bの添加は、 0.0002%以上、 0.002%以下とする。

さらに、強度を付与するために、 V、 Zrの析出強化もしくは固溶強化元素の一種または二種以上を添加してもよい。ただし、それぞれ、 0.02%、 0.02%未満ではその効果を得ることができない。また、それぞれ、 0.2%、 0.2%を超え添加してもその効果は飽和する。

なお、これらを主成分とする鋼に Sn、 Co、 Zn、 W、 Mgを合計 1 % 以下含有しても構わない。しかしながら Snは熱間圧延時に疵が発生する恐れがあるので、 0.05%以下が望ましい。次に、本発明の製造方法の限定理由について、以下に詳細に述べる。

本発明は、铸造後、熱間圧延後冷却ままもしくは熱間圧延後、熱間圧延後冷却 · 酸洗し冷延した後に熱処理、あるいは熱延鋼板もしくは冷延鋼板を溶融めつきラインにて熱処理を施したまま、更にはこれらの鋼板に別途表面処理を施すことによっても得られる。

本発明において熱間圧延に先行する製造方法は特に限定するものではない。すなわち、高炉ゃ電炉等による溶製に引き続き各種の 2 次製鍊で目的の成分含有量になるように成分調整を行い、次いで通常の連続錶造、インゴット法による铸造の他、薄スラブ铸造などの方法で铸造すればよい。原料にはスクラップを使用しても構わない。連続铸造によって得たスラブの場合には高温铸片のまま熱間圧延機に直送してもよいし、室温まで冷却後に加熱炉にて再加熱した後に熱間圧延してもよい。

再加熱温度については特に制限はないが、 1400°C以上であると、スケールオフ量が多量になり歩留まりが低下するので、再加熱温度は 1400°C未満が望ましい。また、 1000°C未満の加熱はスケジュール上操業効率を著しく損なうため、再加熱温度は 1000°C以上が望ましい。さらには、 1100°C未満での加熱は Tiおよび/または Nbを含む析出物がスラブ中で再溶解せず粗大化し析出強化能を失うばかりでなくパーリング加工性にとって望ましいサイズと分布の Tiおよび Zまたは Nbを含む析出物が析出しなくなるので、再加熱温度は 1100°C以上が望ましい。

熱間圧延工程は、粗圧延を終了後、仕上げ圧延を行うが、粗圧延後または、それに続くデスケーリング後にシートパーを接合し、連続的に仕上げ圧延をしてもよい。その際に粗パーを一旦コイル状に巻き、必要に応じて保温機能を有するカバーに格納し、再度巻き戻してから接合を行ってもよい。また、その後の仕上げ圧延はデスケ

―リング後に再びスケールが生成してしまうのを防ぐために 5秒以内に行うのが望ましい。

仕上げ圧延は、最終パス温度（FT) 力 r₃変態点 + 30°C以上の温度域で終了する必要がある。これは、熱間圧延後の冷却工程においてパーリング加工性にとつて好ましいべィ二ティックなフェライト、またはフェライトおよびべィナイトを得るために γ→ α変態が低温で起こることが必要であるが、最終パス温度（FT) が Ar₃変態点 + 30°C未満の温度域ではひずみ誘起によるフェライト変態核生成が起こり、ポリゴナルで粗大なフェライトが生成してしまう懸念がある。仕上げ温度の上限は本発明の効果を得るためには特に定める必要はないが、操業上スケール疵が発生する可能性があるため、 1100 °C以下とすることが好ましい。ここで Ar₃変態点温度とは、例えば下記計算式により鋼成分との関係で簡易的に示される。

Ar₃ = 910 - 310 X % C + 25 X % Si - 80 X % Mn

仕上圧延を終了した後は、指定の卷取温度（CT) まで冷却するが、その冷却開始までの時間は 10秒以内とする。これは冷却開始までの時間が 10秒超であると圧延直後に再結晶したオーステナイト粒が粗大化してしまい γ→ひ変態後のフライト粒が粗大化してしまう懸念があるからである。次に冷却終了までの平均冷却速度であるが、 50°C Z秒以上が必要である。これは冷却終了までの平均冷却速度が 50°C Z秒未満であるとパーリング加工性にとつて好ましいべィ二ティックなフェライト、またはフェライトおよびべィナイトの体積分率が減少してしまう恐れがあるからである。また、冷却速度の上限は実際の工場設備能力等を考盧すると 500°C Z秒以下である。冷却終了温度は 700°C以下の温度域であることが必要である。これは冷却終了温度が 700°C超であるとパーリング加工性にとつて好ましいべィ二ティックなフ； πライト、またはフライトおよびべィナイト以外のミク口組織が生成してしまう怖れがあるからである。冷却終了温度の下限は本発明の効果を得るためには特に定める必要はない。ただし、卷き取り温度以下には本発明のプロセス上ありえない。冷却終了後から卷き取りまでの工程については特に定めないが、必要に応じて巻き取り温度まで冷却してもよいが、この場合、熱ひずみによる板そりが懸念されることから、 300°C / s以下とすることが望ましい。

次に卷取温度が 350°C未満では十分な Tiおよび/または Nbを含む析出物が生じなくなり、強度低下が懸念される、 650°C超では Tiおよび/または Nbを含む析出物のサイズが粗大化し析出強化による強度上昇に寄与しなくなるばかりでなく、析出物が大きすぎると析出物と母相の界面にボイドが生じやすくなり、穴拡性が低下する恐れがある。従って卷取温度は 350°C〜650°Cとする。さらに、卷取り後の冷却速度は特に限定しないが、 Cuを 1 %以上添加した場合、巻取温度（CT) 力 W50°C超であると卷取り後に Cuが析出して加工性が劣化するばかりでなく、疲労特性向上に有効な固溶状態の Cuが失われる恐れがあるので、卷取温度（CT) 力 S 450°C超の場合、卷取り後の冷却速度は 200°Cまでを 30°C / s以上とすることが望ましい。

熱間圧延工程終了後は必要に応じて酸洗し、その後インラインまたはオフラインで圧下率 10 %以下のスキンパスまたは圧下率 40%程度までの冷間圧延を施しても構わない。

次に、冷延鋼板として最終製品にする場合であるが、熱間での仕上げ圧延条件は特に限定しない。また、仕上げ圧延の最終パス温度

( FT) は Ar₃変態点温度未満で終了しても差し支えないが、その場合は、圧延前もしくは圧延中に強い加工組織が残留するため、続く巻取処理または加熱処理により回復、再結晶させることが望ましい。続く酸洗後の冷間圧延工程は特に限定することなく本発明の効果が得られる。

この様に冷間圧延された鋼板の熱処理は連続焼鈍工程を前提としている。まず、 800°C以上の温度域で 5〜150秒間行う。この熱処理温度が 800°C未満の場合には後の冷却においてパーリング加工性にとって好ましいべィニティックなフェライト、またはフェライトぉよびべィナイトが得られない懸念があるので、熱処理温度は 800°C 以上とする。また、熱処理温度の上限は特に定めないが、連続焼鈍設備の制約上実質的に 900°C以下である。

一方、この温度域での保持時間は、 5秒未満では、 Tiおよび Nbの炭窒化物が完全に再固溶するのに不十分であり、 150秒超の熱処理を行ってもその効果が飽和するばかりでなく生産性を低下させるので、保持時間は 5〜 150秒間とする。

次に冷却終了までの平均冷却速度であるが、 50°C /秒以上が必要である。これは冷却終了までの平均冷却速度が 50°C /秒未満であるとパーリング加工性にとつて好ましいべィ二ティックなフェライト、またはフェライトおよびべイナィトの体積分率が減少してしまう恐れがあるからである。また、冷却速度の上限は実際の工場設備能力等を考慮すると 200°C /秒以下である。

冷却終了温度は 700°C以下の温度域であることが必要であるが、連続焼鈍設備を用いる場合、冷却終了温度が 550°C超になることは通常はないので特に配慮する必要はない。また、冷却終了温度の下限は本発明の効果を得るためには特に定める必要はない。

さらにその後、必要に応じてスキンパス圧延を施してもよい。酸洗後の熱延鋼板、もしくは上記の熱処理工程終了後の冷延鋼板に亜鉛めつきを施すためには、亜鉛めつき浴中に浸積し、必要に応じて合金化処理してもよい。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に示す化学成分を有する A〜Mの鋼は、転炉にて溶製して、連続铸造後、表 2に示す加熱温度で再加熱し、粗圧延に続く仕上げ圧延で 1. 2〜5. 5匪の板厚にした後に卷き取った。ただし、表中の化学組成についての表示は質量％である。なお、表 2に示すように一部については熱間圧延工程後、酸洗、冷延、熱処理を行った。板厚は 0. 7〜2. 3mmである。一方、上記鋼板のうち鋼 Hおよび鋼 C一 7については、亜鉛めつきを施した。

製造条件の詳細を表 2に示す。ここで「SRT」はスラブ加熱温度、「FT」は最終パス仕上げ圧延温度、「開始時間」とは圧延終了から冷却開始までの時間、「冷却速度」とは、冷却開始から冷却停止までの平均冷却速度、「_CT」は卷き取り温度である。ただし、後に冷延工程にて圧延を行う場合はこのような制限の限りではないので「一」とした。

このようにして得られた熱延板の引張試験は、図 3 ( a ) 、図 3 ( b ) に示すように供試材を、まず、 J I S Z 2201記載の 5号試験片に加工し、 JI S Z 2241記載の試験方法に従って行った。図 3 ( a )

(平面図）、図 3 ( b ) (側面図）において、 1 、 2は鋼板（試験片）、 3は溶接金属、 4は継目、 5、 6は補助板を表す。表 2に降伏強度（YP) 、引張強度（TS) 、破断伸び（E1 ) を示す。一方、パーリング加工性（穴拡げ性）については日本鉄鋼連盟規格 JFS T 10 01- 1996記载の穴拡げ試験方法に従って評価した。表 2に穴拡げ率

( λ ) を示す。ここで、フェライト、ペイナイト、残留オーステナィト、パーライト、マルテンサイトの体積分率とは鋼板板幅の 1 / 4 Wもしくは 3 / 4 W位置より切出した試料を圧延方向断面に研磨、エッチングし、光学顕微鏡を用い 200〜500倍の倍率で観察された板厚の 1ノ 4 t におけるミクロ組織の面積分率で定義される。さらに、図 3に示す溶接継手引張り試験片にて J I S Z 2241に準じた方法で引張り試験を実施し、その破断箇所を目視外観観察より母材部 Z 溶接部と分類した。継手強度の観点からこの溶接破断部は溶接部より母材部の方がより望ましい。

なお、アーク溶接の溶接熱影響部の硬度測定については、 JI S Z 3101記載の 1号試験片にて、 JI S Z 2244記載の試験方法に準じて測定した。ただし、アーク溶接は、シールドガス： C0₂、ワイヤ：日鐡溶接工業（株）製 YM— 28 φ 1. 2mm、 YM - 60 C φ 1. 2mm, YM- 80 C 1. 2mmを必要に応じて使い分け、溶接速度： 100cm/分、溶接電流： 260 ± 10A、溶接電圧： 26 ± 1 V、供試材の板厚は研磨を行い 2. 6mm とし、硬度測定位置は、表面より 0. 25mm、測定間隔は、 0. 5mmで、試験力は 98Nとした。

本発明に沿うものは、鋼 A、 B、 C一 1 、 C— 7 、 F、 H、 K、 L , Mの 9鋼であり、所定の量の鋼成分を含有し、そのミクロ組織が、フェライト、またはフェライトおよびべイナイトからなることを特徴とする溶接熱影響部の耐軟化性に優れたパーリング性高強度鋼板が得られており、従って、本発明記載の方法によって評価した従来鋼の熱影響部軟化度 Δ Ηνが 50以上であるのに対して有意差が認められる。さらに、鋼 Fについては Β添加の効果により、溶接熱影響部のうち _α _ γ — ひ変態が起こる熱履歴を受ける部位において焼入れ性が向上した結果、破断位置が母材部となっている。

上記以外の鋼は、以下の理由によって本発明の範囲外である。すなわち、鋼 C一 2は、仕上圧延終了温度（FT) が本発明請求項 8の範囲外であるので、請求項 1記載の目的とするミクロ組織が得られず十分な穴拡げ性（ λ ) が得られていない。鋼 C一 3は、仕上圧延終了から冷却開始までの時間が本発明請求項 8の範囲外であるので、請求項 1記載の目的とするミク口組織が得られず十分な穴拡げ性 ( λ ) が得られていない。鋼 C一 4は、平均冷却速度が本発明請求項 8の範囲外であるので、請求項 1記載の目的とするミクロ組織が得られず十分な穴拡げ性（え）が得られていない。鋼 C _ 5は、冷却終了温度および卷き取り温度が本発明請求項 8の範囲外であるので、請求項 1記載の目的とするミク口組織が得られず十分な穴拡げ性（え）が得られていない。鋼 C一 6は、卷き取り温度が本発明請求項 8の範囲外であるので、請求項 1記載の目的とするミク口組織が得られず十分な穴拡げ性（ λ ) が得られていない。鋼 C一 8は、熱処理温度が本発明請求項 9の範囲外であるので、請求項 1記載の目的とするミクロ組織が得られず十分な穴拡げ性（ λ ) が得られていない。鋼 C一 9は、保持時間が本発明請求項 9の範囲外であるので、請求項 1記載の目的とするミク口組織が得られず十分な穴拡げ性（ λ ) が得られていない。鋼 Dは、 C *が本発明請求項 1 または 2の範囲外であるので、熱影響部の軟化度（Δ Ην) が大きい。鋼 Ε は、 C *が本発明請求項 1 または 2の範囲外であるので、熱影響部の軟化度（厶 Ην) が大きい。鋼 Εは、 C添加量および C *が本発明請求項 1 または 2の範囲外であるので、熱影響部の軟化度（Δ Ην) が大きい。鋼 Gは、 Mo + Cr量が本発明請求項 1の範囲外であるので、熱影響部の軟化度（Δ Ην) が大きい。鋼 I は、 Mo + Cr量が本発明請求項 1の範囲外であるので、熱影響部の軟化度（Δ Ην) が大きい。鋼 J は、 C *が本発明請求項 1 または 2の範囲外であるので、熱影響部の軟化度（Δ Ην) が大きい。表 1

化学組成（単位：質量％)

鋼 C Si Mn P S Al N Ti Nb Mo Cr Mo+Cr C* その他備考

A 0.063 0.03 0.51 0. 005 0. 0008 0.031 0. 0028 0.089 0.036 0. 11 0. 10 0.210 0. 039 本発明 o

B 0. 082 1.60 2. 10 0.0010 0.015 0.0033 0. 131 0.041 0. 10 0. 12 0.220 0. 047 Ca:0.0011 本発明

C 0.055 0.91 1.33 0.005 0.0011 0.035 0.0026 0.122 0.032 0.30 0.300 0.023 本発明

D 0.024 1.02 1.41 0.010 0.0010 0.022 0.0022 0. 110 0.035 0.26 0.260 -0.006 比麵

E 0. 120 1.02 1.36 0. 008 0.0007 0.024 0.0045 0.060 0.21 0.210 0. 109 比欄

F 0.052 0.88 1.35 0.018 0.0020 0.018 0.0028 0. 116 0.22 0.220 0.026 B:0.0003 本発明

G 0.061 0.87 1.29 0.007 0.0011 0.022 0.0042 0.114 0.031 0.000 0.033 比簡

H 0.053 0.86 1.41 0.∞7 0.0012 0.031 0.0031 0. 112 0.025 0.25 0.250 0.025 Cu:0.8, Ni :0.3 本発明

I 0.058 0. 94 1.28 0. 003 0. 0070 0.022 0.0038 0. 121 0.038 0.000 0.029 比棚

J 0.088 0.78 1. 16 0. Oil 0.0009 0.031 0.議 0. 103 0. 16 0.21 0.370 0.066 比觀

K 0.060 0.90 1.40 0.007 0.0010 0.036 0. 0045 0. 121 0.019 0.20 0.09 0.290 0.032 REM:0.0008 本発明し 0.035 1. 10 1.51 0.006 0.0008 0.036 0.0018 0.091 0.32 0.320 0.014 本発明

M 0.033 1. 12 1.31 0. 006 0. 008 0. 036 0.0034 0.096 0.26 0.260 0.012 Cu:0.3 本発明

表 2

製造条件

継手引張り冷延、ミクロ組織機械的性質熱影響部

熱間圧延工程破断形態

呈

開始 i 糊終卷取 ¾¾¾ 保持

SRT FT Ar₃ +30 フェライトへ'イナイトその他 YP TS El λ 厶 Ην

鋼区分時間了温度温度赚時間ワイヤ破断箇所備考 (°C) (°C) (°C) ( %) (%) ( %) (MPa) (MPa) ( %) (%) (98kN)

(s) (。C/s) (°C) (°C) CO (s)

A 熱延 1230 960 880 5 70 680 500 ― ― 100 0 0 542 603 27 147 ΥΜ-28 -10 雕本発明

B 誕 1230 910 787 5 70 680 500 ― ― 90 10 0 906 1011 16 61 YM-80C 40 溶接部本発明

C-l 艇 1230 950 839 5 70 680 500 ― ― 100 0 0 716 796 23 110 YM-60C 25 溶接部本発明

C-2 誕 1230 800 839 5 50 680 500 ― ― 80 10 10 680 774 23 55 YM-60C 30 溶接部比觀

C-3 麵 1230 950 839 12 70 680 500 ― ― 80 15 5 677 763 24 46 YM-60C 20 溶接部比棚

C-4艇 1230 950 839 5 10 680 500 一 ― 60 10 30 570 740 22 35 YM-60C 20 溶接部比擁

C- 5 艇 1230 950 839 5 70 740 700 ― ― 70 10 20 523 748 24 40 YM-60C 25 溶接部比麵

C-6熟延 1230 950 839 5 70 680 150 ― ― 75 5 20 622 846 25 33 W-60C 40 溶接部比麵

C- 7 冷延 ― ― ― ― ― ― ― 850 120 100 0 0 700 801 20 87 YM-60C 20 溶接部本発明

C-8 冷延 ― ― ― 一 ― ― ― 750 120 70 30 0 542 733 21 26 YM-60C 40 溶接部比翻

C-9 冷延 ― ― ― ― ― ― ― 850 1 100 0 0 791 861 6 30 YM-60C 55 ' 溶接部比棚

D 熱延 1180 900 845 7 60 700 600 ― ― 100 0 0 697 774 22 120 YM-60C 90 溶接部比麵

E 熱延 1180 910 820 7 60 700 600 ― ― 70 30 0 780 885 19 35 YM-60C 30 溶接部比欄

F 麵 1180 920 838 7 60 700 600 ― ― 100 0 0 710 789 22 105 YM-60C 15 本発明

G 熱延 1180 910 840 7 60 700 600 ― 一 100 0 0 714 793 22 100 YM-60C 70 溶接部比麵

H 熱延 1180 930 832 7 60 ' 700 600 ― ― 100 0 0 706 797 20 82 YM-60C 20 溶接部本発明

I 熱延 1180 900 843 7 60 700 600 ― ― 100 0 0 693 796 21 85 YM-60C 85 溶接部比翻

J 熱延 1180 900 839 7 60 700 600 ― ― 80 20 0 719 799 23 51 YM-60C 20 赚部比糊艇 1180 930 832 7 60 700 600 ― ― 100 0 0 729 810 20 96 YM-60C 10 灘部本発明

L 熟延 1180 920 836 7 60 700 600 ― 一 100 0 0 - 725 805 20 97 YM-60C 10 灘部本発明

M 熱涎 1180 920 853 7 60 700 600 一 ― 100 0 0 730 816 19 90 YM-60C 20 溶接部本発明

産業上の利用可能性

以上詳述したように、本発明は、溶接熱影響部の耐軟化性に優れた引張強度 540MPa以上のパーリング性高強度鋼板およびその製造方法に関するものであり、これらの薄鋼板を用いることにより、成形後にスポット、アーク、プラズマ、レーザー等により溶接される場合や、これら溶接後に成形される場合において溶接熱影響部の耐軟化性の大幅な改善が期待できる。

Claims

1. 質量％にて、

C ： 0.01〜0.1%、

Si ： 0.01〜 2 %、

Mn： 0.05〜 3 %、

卩

P≤0.1%,

S≤0.03%,

A1 ： 0.005〜 1 %、の

N ： 0.0005〜0.005%、

Ti ： 0.05〜0.5%、囲

を含み、さらに

0 % < C - (12/48ΤΪ-12/14Ν- 12/32 S ) ≤ 0.05%、

さらに、

Mo + Cr≥0.2%、かつ Cr≤0.5%、 Mo≤ 0.5%,

を満たす範囲で C、 S、 N、 Ti、 Cr、 Moを含有し残部が Fe及び不可避的不純物からなる鋼であって、そのミクロ組織が、フェライト、またはフェライトおよびべィナイトからなることを特徴とする溶接熱影響部の耐軟化性に優れたパーリング性高強度鋼板。

2. 前記鋼がさらに、質量％にて、

Nb： 0.01〜0.5%、

を含み、さらに

0 < C - (12/48Ti-12/93Nb-12/14N -12/32S ) ≤0.05% を満たす範囲で Nbを含有し残部が Fe及び不可避的不純物からなる鋼であることを特徴とする、溶接熱影響部の耐軟化性に優れたパーリング性高強度鋼板。

3 . 請求項 1又は 2に記載の鋼が、さらに、質量％にて、

Ca： 0. 0005〜0. 002%、 REM： 0. 0005〜 0. 02 %、 Cu : 0. 2〜： 1. 2%、 Ni : 0. 1〜0. 6%、 B ： 0. 0002〜0. 002 %の一種または二種を含有することを特徴とする、溶接熱影響部の耐軟化性に優れたパーリング性高強度鋼板。

4 . 請求項 1〜 3のいずれか 1項に記載の自動車用薄鋼板に亜鉛めっきが施されていることを特徴とする、溶接熱影響部の耐軟化性に優れたパーリング性高強度鋼板。

5 . 請求項 1〜 3のいずれか 1項に記載の薄鋼板を得るために該成分を有する鋼片の熱間圧延に際して仕上圧延を Ar₃変態点温度 + 3 0°C以上の温度域で終了し、その後 10秒以内に冷却終了までの平均冷却速度が 50°C /秒以上の冷却速度で 700°C以下の温度域まで冷却し、 350°C以上 650°C以下の卷き取り温度にて卷き取ることを特徴とする、溶接熱影響部の耐軟化性に優れたパーリング性高強度鋼板の製造方法。 '

6 . 請求項 1〜 3のいずれか 1項に記載の薄鋼板を得るために該成分を有する鋼片を熱間圧延、酸洗、冷間圧延後、 800°C以上の温度域で 5〜150秒間保持し、その後平均冷却速度が 50°C Z秒以上の冷却速度で 700°C以下の温度域まで冷却する工程の熱処理をすることを特徴とする、溶接熱影響部の耐軟化性に優れたパーリング性高強度鋼板の製造方法。

7 . 請求項 5に記載の製造方法に際し、熱間圧延工程終了後に亜鉛めつき浴中に浸積させて鋼板表面を亜鉛めつきすることを特徴とする、溶接熱影響部の耐軟化性に優れたパーリング性高強度鋼板の製造方法。

8 . 請求項 6に記載の製造方法に際し、熱処理工程終了後、亜鉛めっき浴中に浸積させて鋼板表面を亜鉛めつきすることを特徴とする、溶接熱影響部の耐軟化性に優れたパーリング性高強度鋼板の製

IH力法。

9 . 請求項 7又は 8に記載の製造方法に際し、亜鉛めつき浴中に浸積して亜鉛めつき後、合金化処理することを特徴とする、溶接熱影響部の耐軟化性に優れたパーリング性高強度鋼板の製造方法。