JP2000087175A - 溶接後の成形性に優れ溶接熱影響部の軟化しにくい高強度鋼板 - Google Patents
溶接後の成形性に優れ溶接熱影響部の軟化しにくい高強度鋼板Info
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- JP2000087175A JP2000087175A JP11107587A JP10758799A JP2000087175A JP 2000087175 A JP2000087175 A JP 2000087175A JP 11107587 A JP11107587 A JP 11107587A JP 10758799 A JP10758799 A JP 10758799A JP 2000087175 A JP2000087175 A JP 2000087175A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】溶接後のプレス成形性を良好なものとし、更
に、溶接熱影響部の強度低下を抑えることが可能な高強
度冷延鋼板および高強度表面処理鋼板を提供する。 【解決手段】重量％で、Ｃ：0.01〜0.15％、Ｓｉ：0.00
5 〜1.0 ％、Ｍｎ：0.1〜2.2 ％、Ｐ：0.001 〜0.06
％、Ｓ：0.001 〜0.01％、Ｎ：0.0005〜0.01％、Ａｌ：
0.001 〜0.1 ％、Ｔｉ：0.001 〜0.02％、Ｎｂ：0.005
〜0.05％、Ｍｏ：0.05〜0.5 ％およびＦｅを主成分と
し、且つ、下記式（Ａ）を満足することを特徴とする溶
接後の成形性に優れ、溶接熱影響部の軟化しにくい高強
度鋼板である。 ０．２２≧＞C(%)＋ (Si/30)(%) ＋ (Mn/20)(%) ＋ (Mo/15)(%) −−−（Ａ）
に、溶接熱影響部の強度低下を抑えることが可能な高強
度冷延鋼板および高強度表面処理鋼板を提供する。 【解決手段】重量％で、Ｃ：0.01〜0.15％、Ｓｉ：0.00
5 〜1.0 ％、Ｍｎ：0.1〜2.2 ％、Ｐ：0.001 〜0.06
％、Ｓ：0.001 〜0.01％、Ｎ：0.0005〜0.01％、Ａｌ：
0.001 〜0.1 ％、Ｔｉ：0.001 〜0.02％、Ｎｂ：0.005
〜0.05％、Ｍｏ：0.05〜0.5 ％およびＦｅを主成分と
し、且つ、下記式（Ａ）を満足することを特徴とする溶
接後の成形性に優れ、溶接熱影響部の軟化しにくい高強
度鋼板である。 ０．２２≧＞C(%)＋ (Si/30)(%) ＋ (Mn/20)(%) ＋ (Mo/15)(%) −−−（Ａ）
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は溶接後の成形性に優
れ、且つ溶接熱影響部の軟化しにくい高強度熱延鋼板、
高強度冷延鋼板、高強度表面処理鋼板などの高強度鋼板
に関するものである。
れ、且つ溶接熱影響部の軟化しにくい高強度熱延鋼板、
高強度冷延鋼板、高強度表面処理鋼板などの高強度鋼板
に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来、自動車車体あるいは部品等の製造
においては、プレス成形等によって成形加工された部材
をスポット溶接やアーク溶接等で一体化し、組立を行っ
ていた。そして近年、製造コストの低減を目的として、
車体の軽量化や材料歩留まりを向上させるために、異な
る材料強度あるいは異なる板厚の鋼板を溶接によって一
体化し、その後プレス成形を行う方法が検討されてい
る。特に、車体の軽量化を達成するために、高強度鋼板
の適用検討が積極的に進められている。
においては、プレス成形等によって成形加工された部材
をスポット溶接やアーク溶接等で一体化し、組立を行っ
ていた。そして近年、製造コストの低減を目的として、
車体の軽量化や材料歩留まりを向上させるために、異な
る材料強度あるいは異なる板厚の鋼板を溶接によって一
体化し、その後プレス成形を行う方法が検討されてい
る。特に、車体の軽量化を達成するために、高強度鋼板
の適用検討が積極的に進められている。
【０００３】しかし、溶接後のプレス成形に際し、溶接
部および溶接熱影響部が存在するため、プレス成形後溶
接を行う従来の製造工程では認められなかった不具合が
生じた。すなわち、プレス時の溶接部の割れによる成形
性の低下や溶接熱影響部の材料の軟化である。
部および溶接熱影響部が存在するため、プレス成形後溶
接を行う従来の製造工程では認められなかった不具合が
生じた。すなわち、プレス時の溶接部の割れによる成形
性の低下や溶接熱影響部の材料の軟化である。
【０００４】これまで、溶接部そのものの強度の改善
は、特開平３−１９９３４３号公報や特開平５−１８６
８４９号公報等に多々提案されているが溶接後に成形を
行うことはないため、これらの提案は明らかに技術が異
なっている。また、溶接後の成形性を満足させる方法と
して、特開平７−２６３４６号公報の提案がある。この
技術は、極低炭素鋼の成分を最適化して溶接後の成形性
を向上させるものであり、従来の極低炭素鋼に比して優
れた溶接後の成形性を実現したものであるが、以下の問
題が残った。
は、特開平３−１９９３４３号公報や特開平５−１８６
８４９号公報等に多々提案されているが溶接後に成形を
行うことはないため、これらの提案は明らかに技術が異
なっている。また、溶接後の成形性を満足させる方法と
して、特開平７−２６３４６号公報の提案がある。この
技術は、極低炭素鋼の成分を最適化して溶接後の成形性
を向上させるものであり、従来の極低炭素鋼に比して優
れた溶接後の成形性を実現したものであるが、以下の問
題が残った。
【０００５】すなわち、上記発明は極低炭素鋼であるた
め、比較的強度の低い素材であり、自動車車体のさらな
る軽量化を達成するためには、高強度素材の適用が必須
となるが、高強度鋼板としたときの溶接後の成形性が不
明確なこと、また、溶接後の溶接熱影響部での強度の低
下、すなわち、溶接熱影響部の軟化が生じるため製品の
信頼性が必ずしも十分ではない。
め、比較的強度の低い素材であり、自動車車体のさらな
る軽量化を達成するためには、高強度素材の適用が必須
となるが、高強度鋼板としたときの溶接後の成形性が不
明確なこと、また、溶接後の溶接熱影響部での強度の低
下、すなわち、溶接熱影響部の軟化が生じるため製品の
信頼性が必ずしも十分ではない。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明が解決しようと
する課題は、前記のような問題を解決して、高強度鋼板
の溶接後のプレス成形性を良好なものとし、さらに、溶
接熱影響部の強度低下を抑えることが可能な高強度冷延
鋼板、高強度表面処理鋼板などの高強度鋼板を提供する
ことにある。
する課題は、前記のような問題を解決して、高強度鋼板
の溶接後のプレス成形性を良好なものとし、さらに、溶
接熱影響部の強度低下を抑えることが可能な高強度冷延
鋼板、高強度表面処理鋼板などの高強度鋼板を提供する
ことにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決するため
に本発明は、（１）重量％で、Ｃ ：0.01〜0.15％、Ｓ
ｉ：0.005 〜1.0 ％、Ｍｎ：0.1 〜2.2 ％、Ｐ ：0.00
1 〜0.06％、Ｓ ：0.001 〜0.01％、Ｎ ：0.0005〜0.
01％、Ａｌ：0.001 〜0.1 ％、Ｎｂ：0.005 〜0.05％、
Ｍｏ：0.05〜0.5 ％、およびＦｅを主成分とし、且つ、
下記式（Ａ）を満足することを特徴とする溶接後の成形
性に優れ溶接熱影響部の軟化しにくい高強度鋼板、
に本発明は、（１）重量％で、Ｃ ：0.01〜0.15％、Ｓ
ｉ：0.005 〜1.0 ％、Ｍｎ：0.1 〜2.2 ％、Ｐ ：0.00
1 〜0.06％、Ｓ ：0.001 〜0.01％、Ｎ ：0.0005〜0.
01％、Ａｌ：0.001 〜0.1 ％、Ｎｂ：0.005 〜0.05％、
Ｍｏ：0.05〜0.5 ％、およびＦｅを主成分とし、且つ、
下記式（Ａ）を満足することを特徴とする溶接後の成形
性に優れ溶接熱影響部の軟化しにくい高強度鋼板、
【数２】 ０．２２≧C(%)＋ (Si/30)(%) ＋ (Mn/20)(%) ＋ (Mo/15)(%) −−−−（Ａ） （２）Ｔｉ：0.001 〜0.02％を含むことを特徴とする
（１）記載の溶接後の成形性に優れ溶接熱影響部の軟化
しにくい高強度鋼板、（３）前記（１）または（２）に
記載の鋼板であって、その転位密度が平面視野１μm2あ
たり、５０本以上１００００本以下であることを特徴と
する溶接後の成形性に優れ溶接熱影響部の軟化しにくい
高強度鋼板、（４）前記（１）または（２）または
（３）記載の高強度鋼板が熱延鋼板または冷延鋼板であ
ることを特徴とする溶接後の成形性に優れ溶接熱影響部
の軟化しにくい高強度鋼板、（５）高強度鋼板が亜鉛め
っきによる表面処理が施された高強度表面処理鋼板であ
ることを特徴とする（１）または（２）または（３）ま
たは（４）記載の溶接後の成形性に優れ溶接熱影響部の
軟化しにくい高強度鋼板、とよりなるものである。
（１）記載の溶接後の成形性に優れ溶接熱影響部の軟化
しにくい高強度鋼板、（３）前記（１）または（２）に
記載の鋼板であって、その転位密度が平面視野１μm2あ
たり、５０本以上１００００本以下であることを特徴と
する溶接後の成形性に優れ溶接熱影響部の軟化しにくい
高強度鋼板、（４）前記（１）または（２）または
（３）記載の高強度鋼板が熱延鋼板または冷延鋼板であ
ることを特徴とする溶接後の成形性に優れ溶接熱影響部
の軟化しにくい高強度鋼板、（５）高強度鋼板が亜鉛め
っきによる表面処理が施された高強度表面処理鋼板であ
ることを特徴とする（１）または（２）または（３）ま
たは（４）記載の溶接後の成形性に優れ溶接熱影響部の
軟化しにくい高強度鋼板、とよりなるものである。
【０００８】
【発明の実施の形態】本発明者らは、鋼板の溶接後のプ
レス成形性を確保しつつ、溶接熱影響部の軟化を防止す
る方法として、鋼板および溶接方法について調査を行っ
た。まず、溶接後の成形性を調査したところ、高強度鋼
板を溶接した場合、溶接時の熱履歴によって母材と溶接
部および溶接熱影響部の強度が変化するため、母材と溶
接部および溶接熱影響部の強度−延性の相互作用の結果
として溶接後のプレス成形能が決まることが判明した。
そして、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｎ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍ
ｎ、Ｐ、Ｓを含有し、これらの中で、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｓ
ｉ、Ｃが関係式を満たした場合に溶接後の成形性を改善
することを見いだした。
レス成形性を確保しつつ、溶接熱影響部の軟化を防止す
る方法として、鋼板および溶接方法について調査を行っ
た。まず、溶接後の成形性を調査したところ、高強度鋼
板を溶接した場合、溶接時の熱履歴によって母材と溶接
部および溶接熱影響部の強度が変化するため、母材と溶
接部および溶接熱影響部の強度−延性の相互作用の結果
として溶接後のプレス成形能が決まることが判明した。
そして、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｎ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍ
ｎ、Ｐ、Ｓを含有し、これらの中で、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｓ
ｉ、Ｃが関係式を満たした場合に溶接後の成形性を改善
することを見いだした。
【０００９】また、溶接熱影響部の軟化防止方法を検討
した結果、ＮｂとＭｏの複合添加が有効であることを知
見した。これは、ＮｂとＭｏを複合添加することによ
り、溶接によって鋼板の温度が上昇しても鋼板中の転位
の消滅を抑え、この転位が析出核となって、短時間で
（Ｎｂ、Ｍｏ）Ｃが析出し、熱影響部の軟化を抑えるも
のと考えられる。さらに、この効果をより明確に発揮さ
せるためには、鋼板中の転位密度が平面視野１μm2あた
り、５０本以上存在することが望ましい。
した結果、ＮｂとＭｏの複合添加が有効であることを知
見した。これは、ＮｂとＭｏを複合添加することによ
り、溶接によって鋼板の温度が上昇しても鋼板中の転位
の消滅を抑え、この転位が析出核となって、短時間で
（Ｎｂ、Ｍｏ）Ｃが析出し、熱影響部の軟化を抑えるも
のと考えられる。さらに、この効果をより明確に発揮さ
せるためには、鋼板中の転位密度が平面視野１μm2あた
り、５０本以上存在することが望ましい。
【００１０】以下に本発明を詳細に説明する。まず、以
下に鋼の成分を限定する理由について述べる。Ｃは、母
材強度そのものの強度を保持するために不可欠な元素で
あると同時に溶接時に（Ｎｂ、Ｍｏ）Ｃを析出させ、溶
接熱影響部の軟化を防止するためには、０．０１％以上
を必要とする。しかし、含有量が多くなると、母材の加
工性が劣ると同時に溶接部が著しく硬化し延性が低下す
るため、０．１５％を上限とする。
下に鋼の成分を限定する理由について述べる。Ｃは、母
材強度そのものの強度を保持するために不可欠な元素で
あると同時に溶接時に（Ｎｂ、Ｍｏ）Ｃを析出させ、溶
接熱影響部の軟化を防止するためには、０．０１％以上
を必要とする。しかし、含有量が多くなると、母材の加
工性が劣ると同時に溶接部が著しく硬化し延性が低下す
るため、０．１５％を上限とする。
【００１１】Ｓｉは、母材の強度を得るための補助元素
として用いる。０．００５％未満にするには製造コスト
がかかり経済的に不利であるため、０．００５％を下限
とし、１．０％を越えると熱延段階でのスケールの除去
にコストがかかり経済的に不利であるため、１．０％を
上限とする。
として用いる。０．００５％未満にするには製造コスト
がかかり経済的に不利であるため、０．００５％を下限
とし、１．０％を越えると熱延段階でのスケールの除去
にコストがかかり経済的に不利であるため、１．０％を
上限とする。
【００１２】Ｍｎは、母材の強度を確保するための元素
であり、０．１％未満では、溶製するのにコストがかか
り経済的に不利であるため、０．１％を下限とする。
２．２％を越えると母材の加工性が劣化するとともに、
溶接部の成形性も劣化してしまうため２．２％を上限と
する。
であり、０．１％未満では、溶製するのにコストがかか
り経済的に不利であるため、０．１％を下限とする。
２．２％を越えると母材の加工性が劣化するとともに、
溶接部の成形性も劣化してしまうため２．２％を上限と
する。
【００１３】Ｐは、０．００１％未満では工業的にコス
ト高を招くので０．００１％を下限とする。また、０．
０６％を越えると母材の加工性を低下させると同時に溶
接部の加工性を劣化させるので上限を０．０６％とす
る。
ト高を招くので０．００１％を下限とする。また、０．
０６％を越えると母材の加工性を低下させると同時に溶
接部の加工性を劣化させるので上限を０．０６％とす
る。
【００１４】Ｓは、０．００１％未満では、製造コスト
の上昇を招くため、０．００１％を下限とする。また、
０．０１％を越えると、熱間脆性を起こすため、０．０
１％を上限とする。
の上昇を招くため、０．００１％を下限とする。また、
０．０１％を越えると、熱間脆性を起こすため、０．０
１％を上限とする。
【００１５】Ａｌは、鋼の脱酸に必要な元素で、０．０
０１％未満では脱酸不足となり、ピンホールなどの欠陥
を生じるので、０．００１％を下限とし、０．１％を越
えるとアルミナなどの介在物が増加し、鋼の延性を損ね
るので０．１％を上限とする。
０１％未満では脱酸不足となり、ピンホールなどの欠陥
を生じるので、０．００１％を下限とし、０．１％を越
えるとアルミナなどの介在物が増加し、鋼の延性を損ね
るので０．１％を上限とする。
【００１６】Ｎは、（Ｎｂ、Ｍｏ）Ｃの析出に関与し、
この析出物にわずかに含まれるため、０．０００５％以
上含有させる。また、０．０１％を越えて含まれると、
熱延工程で、ＮｂＮが析出し、溶接時の溶接熱影響部の
軟化防止に有効なＮｂ量を減らすことになるため、０．
０１％を上限とする。
この析出物にわずかに含まれるため、０．０００５％以
上含有させる。また、０．０１％を越えて含まれると、
熱延工程で、ＮｂＮが析出し、溶接時の溶接熱影響部の
軟化防止に有効なＮｂ量を減らすことになるため、０．
０１％を上限とする。
【００１７】Ｎｂは、Ｍｏとともに溶接熱影響部の軟化
を防止する効果があり、本発明に必須の元素である。
０．００５％未満では、耐食性と溶接熱影響部の軟化防
止効果がなくなるので、０．００５％を下限とする。更
に、溶接熱影響部の軟化をより効果的に防止するには
０．０１％以上が望ましい。０．０５％を越えると母材
の加工性が劣化するので、０．０５％を上限とする。
を防止する効果があり、本発明に必須の元素である。
０．００５％未満では、耐食性と溶接熱影響部の軟化防
止効果がなくなるので、０．００５％を下限とする。更
に、溶接熱影響部の軟化をより効果的に防止するには
０．０１％以上が望ましい。０．０５％を越えると母材
の加工性が劣化するので、０．０５％を上限とする。
【００１８】Ｍｏは、Ｎｂとの複合添加によって溶接熱
影響部の軟化を防止するのに有効な元素であり、本発明
に必須の元素である。０．０５％未満では、溶接熱影響
部の軟化防止効果がなくなるので、０．０５％を下限と
し、０．５％を越える効果が飽和するとともにキズの原
因となる介在物が多くなるので、０．５％を上限とす
る。
影響部の軟化を防止するのに有効な元素であり、本発明
に必須の元素である。０．０５％未満では、溶接熱影響
部の軟化防止効果がなくなるので、０．０５％を下限と
し、０．５％を越える効果が飽和するとともにキズの原
因となる介在物が多くなるので、０．５％を上限とす
る。
【００１９】Ｔｉは、Ｃ、Ｎ、Ｓを固定することによ
り、溶接後の成形性を向上させる。この効果を発揮させ
るには、０．００１％以上の添加が必要となる。しか
し、過剰に添加すると、多量に析出した炭窒化物により
母材の加工性を劣化させるので、０．０２％を上限とす
る。
り、溶接後の成形性を向上させる。この効果を発揮させ
るには、０．００１％以上の添加が必要となる。しか
し、過剰に添加すると、多量に析出した炭窒化物により
母材の加工性を劣化させるので、０．０２％を上限とす
る。
【００２０】さらに本発明においては、上記の種々の成
分のうち、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏ量が下記式（Ａ）を満
足することが重要となる。
分のうち、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏ量が下記式（Ａ）を満
足することが重要となる。
【数３】 ０．２２≧C(%)＋ (Si/30)(%) ＋ (Mn/20)(%) ＋ (Mo/15)(%) −−−−（Ａ） 本発明者らは、種々の化学成分を有する高強度冷延鋼板
について、同一素材の突き合わせ溶接後に張り出し試験
を実施し、上記（Ａ）式の右辺と張り出し高さの関係を
調査した。その結果を図１に示す。横軸は、（Ａ）式の
右辺から算出される値、縦軸は、鋼板の溶接後の張り出
し高さを溶接前の鋼板の張り出し量で除して標準化した
値（成形性指数）であり、成形性指数が大きいものほど
溶接後の成形性が優れるものとなる。図１より、式
（Ａ）が成り立つ場合、すなわちＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏ
の添加量が本発明に従っている場合には、成形性指数が
大きく成形性に優れることがわかる。
について、同一素材の突き合わせ溶接後に張り出し試験
を実施し、上記（Ａ）式の右辺と張り出し高さの関係を
調査した。その結果を図１に示す。横軸は、（Ａ）式の
右辺から算出される値、縦軸は、鋼板の溶接後の張り出
し高さを溶接前の鋼板の張り出し量で除して標準化した
値（成形性指数）であり、成形性指数が大きいものほど
溶接後の成形性が優れるものとなる。図１より、式
（Ａ）が成り立つ場合、すなわちＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏ
の添加量が本発明に従っている場合には、成形性指数が
大きく成形性に優れることがわかる。
【００２１】これは、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏは、溶接時
の溶接部および熱影響部の強度を高めるため、過剰の添
加は溶接部および溶接熱影響部の延性を低くし、結果と
して溶接後の成形性を劣化させるものと考えられる。
の溶接部および熱影響部の強度を高めるため、過剰の添
加は溶接部および溶接熱影響部の延性を低くし、結果と
して溶接後の成形性を劣化させるものと考えられる。
【００２２】また、図１に示したデータの溶接は、種々
の溶接方法（ＴＩＧ溶接、プラズマ溶接、レーザ溶接、
シーム溶接（マッシュシーム）溶接）についての結果で
あり、本発明では、溶接方法が異なっても、式（Ａ）を
満足する化学成分であれば、溶接後の成形性はほぼ同等
となる。
の溶接方法（ＴＩＧ溶接、プラズマ溶接、レーザ溶接、
シーム溶接（マッシュシーム）溶接）についての結果で
あり、本発明では、溶接方法が異なっても、式（Ａ）を
満足する化学成分であれば、溶接後の成形性はほぼ同等
となる。
【００２３】さらに、鋼板中に不可避的に存在するＣ
ｒ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｖ、Ｃａ、Ｍｇ等の副成分は、本
発明鋼の特性をなんら阻害するものではないが、多量に
存在すると再結晶温度の上昇、また圧延性を低下させる
ため製造を困難にする恐れがある。このため、これらの
副成分はＣｒ、Ｃｕ、Ｎｉは０．１％以下、Ｍｇ、Ｃａ
は０．０１％以下、Ｂは０．００５％以下、Ｖは０．０
１％以下に制限するのが望ましい。
ｒ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｖ、Ｃａ、Ｍｇ等の副成分は、本
発明鋼の特性をなんら阻害するものではないが、多量に
存在すると再結晶温度の上昇、また圧延性を低下させる
ため製造を困難にする恐れがある。このため、これらの
副成分はＣｒ、Ｃｕ、Ｎｉは０．１％以下、Ｍｇ、Ｃａ
は０．０１％以下、Ｂは０．００５％以下、Ｖは０．０
１％以下に制限するのが望ましい。
【００２４】本発明の高強度鋼板の製造方法は、用途や
必要特性に応じて適宜選択すれば良い。上記成分に調整
された鋼を例えば以下の方法に従い鋼板となす。まず、
転炉で鋼を溶製し、連続鋳造法によりスラブとなす。こ
のスラブを高温状態のまま、あるいは、室温まで冷却し
た後加熱炉に挿入し１０００〜１２５０℃の温度範囲で
加熱し、その後、８００〜９５０℃の温度範囲で仕上圧
延を行い、ついで７００℃以下の温度で巻き取って熱延
鋼板とする。次いで、酸洗、冷延後、焼鈍を行い、冷延
鋼板とする。高強度表面処理鋼板の場合は、さらに熱延
鋼板または冷延鋼板にめっきを施す。焼鈍は、７００℃
以上９００℃未満が好ましい。７００℃以上では、十分
な再結晶が行われず、母材そのものの加工性が安定的に
得られにくい。このため、焼鈍温度は７００℃を下限と
する。また、９００℃を越えると母材の結晶粒が粗大化
しプレス時に肌荒れを起こす場合があるので、これを上
限とする。
必要特性に応じて適宜選択すれば良い。上記成分に調整
された鋼を例えば以下の方法に従い鋼板となす。まず、
転炉で鋼を溶製し、連続鋳造法によりスラブとなす。こ
のスラブを高温状態のまま、あるいは、室温まで冷却し
た後加熱炉に挿入し１０００〜１２５０℃の温度範囲で
加熱し、その後、８００〜９５０℃の温度範囲で仕上圧
延を行い、ついで７００℃以下の温度で巻き取って熱延
鋼板とする。次いで、酸洗、冷延後、焼鈍を行い、冷延
鋼板とする。高強度表面処理鋼板の場合は、さらに熱延
鋼板または冷延鋼板にめっきを施す。焼鈍は、７００℃
以上９００℃未満が好ましい。７００℃以上では、十分
な再結晶が行われず、母材そのものの加工性が安定的に
得られにくい。このため、焼鈍温度は７００℃を下限と
する。また、９００℃を越えると母材の結晶粒が粗大化
しプレス時に肌荒れを起こす場合があるので、これを上
限とする。
【００２５】例えば自動車用、家電用、建材用として使
用される高強度鋼板は、特に薄鋼板はその多くが溶融亜
鉛めっき鋼板であり、溶融亜鉛めっきを施す場合は、通
常、焼鈍とめっきが同じ設備（又は同一設備列）で同時
に行われる。めっき量としては、３ｍｇ／ｍ2 〜８００
ｇ／ｍ2 を鋼板表面に施す。３ｍｇ／ｍ2 未満では防食
作用がなくなり、めっきの目的を果たすことができな
い。また、８００ｇ／ｍ 2 を越えると溶接時にブローホ
ールなどの欠陥が著しく発生しやすくなるため、めっき
量は、上記の範囲内とする。また、溶融亜鉛めっきのよ
うに、焼鈍およびめっきを同時に行った場合や、焼鈍の
後、電気めっき、有機複合皮膜を施した場合にも本発明
の効果は損なわれない。
用される高強度鋼板は、特に薄鋼板はその多くが溶融亜
鉛めっき鋼板であり、溶融亜鉛めっきを施す場合は、通
常、焼鈍とめっきが同じ設備（又は同一設備列）で同時
に行われる。めっき量としては、３ｍｇ／ｍ2 〜８００
ｇ／ｍ2 を鋼板表面に施す。３ｍｇ／ｍ2 未満では防食
作用がなくなり、めっきの目的を果たすことができな
い。また、８００ｇ／ｍ 2 を越えると溶接時にブローホ
ールなどの欠陥が著しく発生しやすくなるため、めっき
量は、上記の範囲内とする。また、溶融亜鉛めっきのよ
うに、焼鈍およびめっきを同時に行った場合や、焼鈍の
後、電気めっき、有機複合皮膜を施した場合にも本発明
の効果は損なわれない。
【００２６】さらに、得られた高強度熱延鋼板や高強度
冷延鋼板および高強度表面処理鋼板（例えば溶融亜鉛め
っき鋼板等）にその転位密度が平面視野１μm2当たり５
０本以上であることで溶接熱影響部の軟化を抑える効果
がある。転位密度の個数は場所や方位によってばらつく
が、透過電子顕微鏡の１０視野の平均値をとり、その値
が５０本／１μm2以上であれば、溶接時の（Ｍｂ、Ｍ
ｏ）Ｃが短時間で析出し、溶接熱影響部の軟化をより効
果的に抑制する。また、転位密度が１００００本／１μ
m2を越えると、プレス成形性が劣化し、割れが発生する
恐れがあるため、上限を１００００本／１μm2とした。
なお、通常の焼鈍材では、転位密度は５〜２０本／１μ
m2であるので、この効果を得るには、伸び率にして１．
０％以上１０．０％未満の塑性ひずみを加えればよい。
ひずみを加える方法としては、スキンパス圧延、あるい
は、鋼板に切り出した後引張ひずみを加えるなどの方法
による。かくして、溶接後の成形性に優れ溶接熱影響部
の軟化しにくい高強度熱延鋼板や高強度冷延鋼板や高強
度表面処理鋼板などの高強度鋼板を得る。
冷延鋼板および高強度表面処理鋼板（例えば溶融亜鉛め
っき鋼板等）にその転位密度が平面視野１μm2当たり５
０本以上であることで溶接熱影響部の軟化を抑える効果
がある。転位密度の個数は場所や方位によってばらつく
が、透過電子顕微鏡の１０視野の平均値をとり、その値
が５０本／１μm2以上であれば、溶接時の（Ｍｂ、Ｍ
ｏ）Ｃが短時間で析出し、溶接熱影響部の軟化をより効
果的に抑制する。また、転位密度が１００００本／１μ
m2を越えると、プレス成形性が劣化し、割れが発生する
恐れがあるため、上限を１００００本／１μm2とした。
なお、通常の焼鈍材では、転位密度は５〜２０本／１μ
m2であるので、この効果を得るには、伸び率にして１．
０％以上１０．０％未満の塑性ひずみを加えればよい。
ひずみを加える方法としては、スキンパス圧延、あるい
は、鋼板に切り出した後引張ひずみを加えるなどの方法
による。かくして、溶接後の成形性に優れ溶接熱影響部
の軟化しにくい高強度熱延鋼板や高強度冷延鋼板や高強
度表面処理鋼板などの高強度鋼板を得る。
【００２７】
【実施例】（実施例１）表１に示す化学成分の鋼を転炉
で溶製し、連続鋳造でスラブとした後、熱延を施し、高
強度薄鋼板とした。（板厚：2.0 ｍｍ）さらに同一スラ
ブを用い熱延、冷延を施し高強度薄鋼板とした。（板
厚：1.4 ｍｍ）その後、一部のものについては、溶融亜
鉛めっき（４５ｇ／ｍ2 ）を施し高強度薄鋼板とした。
塑性ひずみは、スキンパス圧延により加えた。
で溶製し、連続鋳造でスラブとした後、熱延を施し、高
強度薄鋼板とした。（板厚：2.0 ｍｍ）さらに同一スラ
ブを用い熱延、冷延を施し高強度薄鋼板とした。（板
厚：1.4 ｍｍ）その後、一部のものについては、溶融亜
鉛めっき（４５ｇ／ｍ2 ）を施し高強度薄鋼板とした。
塑性ひずみは、スキンパス圧延により加えた。
【００２８】製造された高強度薄鋼板について、機械特
性として引っ張り試験(JIS Z 2201)を実施した。ま
た、鋼板中の転位密度を測定した。転位密度は、透過電
子顕微鏡により平方視野１μm2当たりの転位の数を１０
視野について計測し、その平均値を転位密度とした。こ
れらの測定結果を表１及び２に示した。
性として引っ張り試験(JIS Z 2201)を実施した。ま
た、鋼板中の転位密度を測定した。転位密度は、透過電
子顕微鏡により平方視野１μm2当たりの転位の数を１０
視野について計測し、その平均値を転位密度とした。こ
れらの測定結果を表１及び２に示した。
【００２９】これらの高強度鋼板について、同一鋼種の
高強度鋼板の付け合わせ溶接を施し、評価を行った。溶
接は、レーザ溶接で行った（レーザ出力：２ｋＷ、溶接
速度：２ｍ／ｍｉｎ、シールドガス：Ａｒ(20L/min))。
高強度鋼板の付け合わせ溶接を施し、評価を行った。溶
接は、レーザ溶接で行った（レーザ出力：２ｋＷ、溶接
速度：２ｍ／ｍｉｎ、シールドガス：Ａｒ(20L/min))。
【００３０】溶接後の評価は、成形性と溶接熱影響部の
軟化状況を調査した。成形性は、エリクセン試験(JIS Z
2247, B法）によって評価し、溶接部の限界張り出し高
さを母材の限界張り出し高さで除し、成形性指数とし
た。溶接熱影響部の軟化状況は、図２に示すように溶接
部を含む断面をビッカース硬度計（荷重：0.1kg)によっ
て測定した。測定は、板厚の１／２の位置で間隔は0.3
ｍｍとし、母材硬さと最軟化部の硬さの差を測定し、溶
接熱影響部の軟化性を評価した。結果を表２に示す。
軟化状況を調査した。成形性は、エリクセン試験(JIS Z
2247, B法）によって評価し、溶接部の限界張り出し高
さを母材の限界張り出し高さで除し、成形性指数とし
た。溶接熱影響部の軟化状況は、図２に示すように溶接
部を含む断面をビッカース硬度計（荷重：0.1kg)によっ
て測定した。測定は、板厚の１／２の位置で間隔は0.3
ｍｍとし、母材硬さと最軟化部の硬さの差を測定し、溶
接熱影響部の軟化性を評価した。結果を表２に示す。
【００３１】（実施例２）表１に示した、鋼スラブの一
部を用いて、最終板厚の異なる高強度冷延鋼板および高
強度表面処理鋼板を製造した。製造プロセスは、表１に
示した製造条件とほぼ同じで、板厚の変更は、熱間圧延
の圧下率を変更して行った。
部を用いて、最終板厚の異なる高強度冷延鋼板および高
強度表面処理鋼板を製造した。製造プロセスは、表１に
示した製造条件とほぼ同じで、板厚の変更は、熱間圧延
の圧下率を変更して行った。
【００３２】これらの鋼板を組合せ、各種溶接法（レー
ザ溶接、マッシュシーム溶接、プラズマ溶接）で突き合
わせ溶接を行い、成形性と溶接熱影響部の軟化状況を調
査した。鋼種の組合せ、溶接方法、成形性及び溶接熱影
響部の軟化調査結果をまとめて表３及び表４に示した。
成形性の調査方法は、実施例１と同様である。また、溶
接熱影響部の軟化状況の調査方法は、実施例１と同様に
ビッカース硬度計（荷重：0.1kg)によって測定し、測定
位置は薄板側の板厚の１／２の位置で間隔を0.3 ｍｍと
した。
ザ溶接、マッシュシーム溶接、プラズマ溶接）で突き合
わせ溶接を行い、成形性と溶接熱影響部の軟化状況を調
査した。鋼種の組合せ、溶接方法、成形性及び溶接熱影
響部の軟化調査結果をまとめて表３及び表４に示した。
成形性の調査方法は、実施例１と同様である。また、溶
接熱影響部の軟化状況の調査方法は、実施例１と同様に
ビッカース硬度計（荷重：0.1kg)によって測定し、測定
位置は薄板側の板厚の１／２の位置で間隔を0.3 ｍｍと
した。
【００３３】溶接条件は、レーザ溶接：溶接速度：２ｍ
／ｍｉｎ、シールドガス：Ａｒ(20L/min）、プラズマ溶
接：溶接速度０．７ｍ／ｍｉｎ、シールドガス：Ａｒ(6
L/min)、マッシュシーム溶接：溶接速度：４ｍ／ｍｉ
ｎ、加圧力：１０ｋＮ、ラップ代：２ｍｍとし、各溶接
方法での入熱は、各鋼板の組合せの条件で、溶接部の溶
け落ち、溶着が生じない最大の入熱として、適宜変更し
た。
／ｍｉｎ、シールドガス：Ａｒ(20L/min）、プラズマ溶
接：溶接速度０．７ｍ／ｍｉｎ、シールドガス：Ａｒ(6
L/min)、マッシュシーム溶接：溶接速度：４ｍ／ｍｉ
ｎ、加圧力：１０ｋＮ、ラップ代：２ｍｍとし、各溶接
方法での入熱は、各鋼板の組合せの条件で、溶接部の溶
け落ち、溶着が生じない最大の入熱として、適宜変更し
た。
【００３４】表３及び表４の結果から、本発明鋼同士の
板組合せの条件では、比較鋼同士の板組合せの条件に比
較して、溶接後の成形性、また溶接熱影響部の軟化特性
ともに優れていることがわかる。また、本発明鋼と比較
鋼を組み合わせた場合では、溶接熱影響部の軟化は生じ
ているが、比較鋼同士を組み合わせた場合よりも、溶接
後の成形性が優れていることがわかる。
板組合せの条件では、比較鋼同士の板組合せの条件に比
較して、溶接後の成形性、また溶接熱影響部の軟化特性
ともに優れていることがわかる。また、本発明鋼と比較
鋼を組み合わせた場合では、溶接熱影響部の軟化は生じ
ているが、比較鋼同士を組み合わせた場合よりも、溶接
後の成形性が優れていることがわかる。
【００３５】
【表１】
【００３６】
【表２】
【００３７】
【表３】
【００３８】
【表４】（表３のつづき）
【００３９】
【発明の効果】本発明により、溶接後の成形性に優れ溶
接熱影響部の軟化しにくい高強度熱延鋼板や高強度冷延
鋼板や高強度表面処理鋼板などの高強度鋼板を提供する
ことができ、工業上大きな効果が期待できる。
接熱影響部の軟化しにくい高強度熱延鋼板や高強度冷延
鋼板や高強度表面処理鋼板などの高強度鋼板を提供する
ことができ、工業上大きな効果が期待できる。
【図１】式(A) の右辺（C(%)+(Si/30)(%)+(Mn/20)(%)+
(Mo/15)(%))が成形性指数に及ぼす影響について示した
図である。
(Mo/15)(%))が成形性指数に及ぼす影響について示した
図である。
【図２】溶接熱影響部の硬さ測定概略図である。
Claims (5)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：0.01〜0.15％、 Ｓｉ：0.005 〜1.0 ％、 Ｍｎ：0.1 〜2.2 ％、 Ｐ ：0.001 〜0.06％、 Ｓ ：0.001 〜0.01％、 Ｎ ：0.0005〜0.01％、 Ａｌ：0.001 〜0.1 ％、 Ｎｂ：0.005 〜0.05％、 Ｍｏ：0.05〜0.5 ％、 およびＦｅを主成分とし、且つ、下記式（Ａ）を満足す
ることを特徴とする溶接後の成形性に優れ溶接熱影響部
の軟化しにくい高強度鋼板。 【数１】 ０．２２≧C(%)＋ (Si/30)(%) ＋ (Mn/20)(%) ＋ (Mo/15)(%) −−−−（Ａ） - 【請求項２】 Ｔｉ：0.001 〜0.02％を含むことを特徴
とする請求項１記載の溶接後の成形性に優れ溶接熱影響
部の軟化しにくい高強度鋼板。 - 【請求項３】 請求項１、２の鋼板であって、その転位
密度が平面視野１μm2あたり、５０本以上１００００本
以下であることを特徴とする溶接後の成形性に優れ溶接
熱影響部の軟化しにくい高強度鋼板。 - 【請求項４】 請求項１、２、３記載の高強度鋼板が熱
延鋼板または冷延鋼板であることを特徴とする溶接後の
成形性に優れ溶接熱影響部の軟化しにくい高強度鋼板。 - 【請求項５】 高強度鋼板が亜鉛めっきによる表面処理
が施された高強度表面処理鋼板であることを特徴とする
請求項１および２および３または４記載の溶接後の成形
性に優れ溶接熱影響部の軟化しにくい高強度鋼板。
Priority Applications (9)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10758799A JP4022019B2 (ja) | 1998-07-16 | 1999-04-15 | 溶接後の成形性に優れ溶接熱影響部の軟化しにくい高強度冷延鋼板 |
| EP99929853A EP1026274A4 (en) | 1998-07-16 | 1999-07-15 | HIGH MECHANICAL STRENGTH STEEL SHEET WITH REDUCED SOFTENING IN ZONE AFFECTED BY WELDING HEAT |
| AU46525/99A AU741094B2 (en) | 1998-07-16 | 1999-07-15 | High-strength steel plate reduced in softening in weld heat-affected zone |
| KR10-2000-7002795A KR100368461B1 (ko) | 1998-07-16 | 1999-07-15 | 용접 열 영향부의 연화가 감소된 고강도 강판 |
| PCT/JP1999/003823 WO2000004200A1 (fr) | 1998-07-16 | 1999-07-15 | Tole d'acier de tenue mecanique elevee, a adoucissement reduit en zone affectee par une chaleur de soudage |
| BR9906602-5A BR9906602A (pt) | 1998-07-16 | 1999-07-15 | Chapas de aço de alta resistência tendo excelente conformabilidade e resistência ao amolecimento da zona afetada pelo calor após a soldagem |
| CA002304065A CA2304065C (en) | 1998-07-16 | 1999-07-15 | High-strength steel sheet having excellent formality and resistance to softening of the heat affected zone after welding |
| US09/508,916 US6428631B1 (en) | 1998-07-16 | 1999-07-15 | High-strength steel sheet having excellent formality and resistance to softening of the heat affected zone after welding |
| TW088111992A TWI221160B (en) | 1998-07-16 | 1999-07-15 | A high-strength steel sheet having an anti-softening property at HAZ |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10-202073 | 1998-07-16 | ||
| JP20207398 | 1998-07-16 | ||
| JP10758799A JP4022019B2 (ja) | 1998-07-16 | 1999-04-15 | 溶接後の成形性に優れ溶接熱影響部の軟化しにくい高強度冷延鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000087175A true JP2000087175A (ja) | 2000-03-28 |
| JP4022019B2 JP4022019B2 (ja) | 2007-12-12 |
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ID=26447609
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10758799A Expired - Fee Related JP4022019B2 (ja) | 1998-07-16 | 1999-04-15 | 溶接後の成形性に優れ溶接熱影響部の軟化しにくい高強度冷延鋼板 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4022019B2 (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6709535B2 (en) | 2002-05-30 | 2004-03-23 | Kobe Steel, Ltd. | Superhigh-strength dual-phase steel sheet of excellent fatigue characteristic in a spot welded joint |
| KR100712796B1 (ko) * | 2004-10-27 | 2007-04-30 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 대입열 용접 이음매 인성이 우수한 후강판 |
| KR100714540B1 (ko) * | 2004-10-22 | 2007-05-07 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 용접열 영향부 인성이 우수한 고강도 강재 |
| JP2007254811A (ja) * | 2006-03-23 | 2007-10-04 | Jfe Steel Kk | 化成処理用鋼板及びその製造方法 |
| US7749338B2 (en) | 2002-12-24 | 2010-07-06 | Nippon Steel Corporation | High burring, high strength steel sheet excellent in softening resistance of weld heat affected zone and method of production of same |
| JP2012072497A (ja) * | 2011-11-02 | 2012-04-12 | Jfe Steel Corp | 化成処理用熱延鋼板及びその製造方法 |
| US8346024B2 (en) | 2005-07-05 | 2013-01-01 | Silverbrook Research Pty Ltd | Method of initiating requested action via substrate printed with naphthalocyanine dye |
-
1999
- 1999-04-15 JP JP10758799A patent/JP4022019B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6709535B2 (en) | 2002-05-30 | 2004-03-23 | Kobe Steel, Ltd. | Superhigh-strength dual-phase steel sheet of excellent fatigue characteristic in a spot welded joint |
| US7749338B2 (en) | 2002-12-24 | 2010-07-06 | Nippon Steel Corporation | High burring, high strength steel sheet excellent in softening resistance of weld heat affected zone and method of production of same |
| KR100714540B1 (ko) * | 2004-10-22 | 2007-05-07 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 용접열 영향부 인성이 우수한 고강도 강재 |
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| JP2007254811A (ja) * | 2006-03-23 | 2007-10-04 | Jfe Steel Kk | 化成処理用鋼板及びその製造方法 |
| JP2012072497A (ja) * | 2011-11-02 | 2012-04-12 | Jfe Steel Corp | 化成処理用熱延鋼板及びその製造方法 |
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