JP2000297348A

JP2000297348A - 母材の疲労特性及び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および高強度表面処理鋼板

Info

Publication number: JP2000297348A
Application number: JP11107588A
Authority: JP
Inventors: Hisamasa Tomokiyo; 寿雅友清; Yuichi Taniguchi; 裕一谷口
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1999-04-15
Filing date: 1999-04-15
Publication date: 2000-10-24
Anticipated expiration: 2019-04-15
Also published as: JP3943754B2

Abstract

(57)【要約】【課題】母材の疲労特性及び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 〜0.05
％、Ｓ：0.001 〜0.01％、Ｎ：0.0005〜0.01％、Ａｌ：
0.001 〜0.10％、Ｔｉ：0.001 〜0.02％、Ｎｂ：0.005
〜0.05％、Ｍｏ：0.05〜0.5 ％、Ｃｕ：0.2 〜2.0%、Ｎ
ｉ：0.05〜2.0%及びＦｅを主成分とし、かつ、下記式
（Ａ）を満足することを特徴とする母材の疲労特性及び
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
度冷延鋼板および高強度表面処理鋼板。０．２２≧＞C(%)＋ (Si/30)(%) ＋ (Mn/20)(%) ＋ (Mo/15)(%) −−−（Ａ）

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は母材の疲労特性及び
溶接後の成形性に優れ、かつ溶接熱影響部の溶接熱影響
部の軟化しにくい高強度冷延鋼板および高強度表面処理
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適用されている。
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、プレス成形後に
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。

【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
信頼性に問題が残る。一方、上記のような自動車用部材
は走行時の振動によって繰り返しの荷重が負荷されるた
め、母材部と溶接部ともに疲労特性に優れることが望ま
れている。

【０００６】これまで、高強度鋼板の疲労特性に関して
は、主に熱延鋼板に対しての提案が多く見受けられ、高
強度冷延鋼板や高強度表面処理鋼板に関する提案は少な
い。このような中で特開平３−２６４６４６号公報の提
案によれば、特定の複合組織にすることで疲労特性の改
善を可能としているが、溶接後のプレス成形性に関する
特性は不明確であり、疲労強度と溶接後のプレス成形性
の両立に着目した鋼板は見あたらない。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】本発明はこのような課
題を解決するためになされたものであり、高強度鋼板の
母材の疲労特性と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および高強度表面処理鋼板に関する
ものである。

【０００８】

【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 〜0.05％、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 ％、Ｃｕ：0.2 〜2.0 ％、Ｎｉ：0.05
〜2.0 ％、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母材の疲労特性及び
溶接後の成形性に優れ、かつ溶接熱影響部の軟化しにく
い高強度冷延鋼板および高強度表面処理鋼板、

【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した、
（１）記載の母材の疲労特性及び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および高強
度表面処理鋼板、（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
る母材の疲労特性及び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および高強度表面処理
鋼板、（４）高強度表面処理鋼板の表面処理が亜鉛めっ
きであることを特徴とする（１）または（２）または
（３）記載の母材の疲労特性及び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および高強
度表面処理鋼板、よりなるものである。

【０００９】

【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、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、Ｍｏ、Ｎ
ｂ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｎｉを含有し、これらの中で、Ｍｏ、
Ｍｎ、Ｓｉ、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。

【００１０】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
のと考えている。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。

【００１１】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。

【００１２】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。

【００１３】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。

【００１４】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．
０５％を越えると鋳造時の凝固偏析が著しく内部割れや
加工性の低下させると同時に溶接部の脆化を引き起こす
ので上限を０．０５％とする。

【００１５】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。

【００１６】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。

【００１７】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。

【００１８】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。
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。

【００１９】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％を越えると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。

【００２０】Ｃｕは、疲労強度を改善するのに有効な元
素であり、０．２％未満であると疲労特性の改善に有効
な効果が得られないので、０．２％を下限とする。ま
た、２．０％を越えると疲労特性改善の効果が飽和して
しまうこと、また、コストアップを招くため、上限を
２．０％とした。

【００２１】Ｎｉは、Ｃｕ添加した鋼の熱間圧延中に生
じる表面欠陥（Ｃｕヘゲ）を抑制するために必要で、鋼
板の表面品質を高品位に保ち、熱間脆性を防止する。こ
のため、Ｎｉは０．０５％以上添加する。添加量が２．
０％を越えて添加しても表面品位向上の効果は飽和する
とともにコストアップを招くため２．０％を上限とす
る。なお、Ｎｉ添加の効果は、Ｃｕの添加量に応じて発
揮されるためＮｉ添加量はＮｉ／Ｃｕに応じてこの比を
０．２５〜０．６０とすることが望ましい。

【００２２】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。

【００２３】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。

【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）式の右辺の値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）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。

【００２４】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。

【００２５】また、図１に示したデータは、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。

【００２６】また、鋼板中に不可避的に存在するＣｒ、
Ｂ、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は
０．１％以下、Ｍｇ、Ｃａは０．０１％以下、Ｂは０．
００５％以下、Ｖは０．０１％以下に制限するのが望ま
しい。本発明の高強度冷延鋼板および高強度表面処理鋼
板の製造方法は、用途や必要特性に応じて適宜選択すれ
ばよい。

【００２７】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、８
００〜９５０℃の温度範囲で仕上圧延を行い、ついで７
００℃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、さらにめっきを施す。焼鈍は、
７００℃以上９００℃未満が好ましい。７００℃未満で
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。

【００２８】例えば自動車用、家電用、建材用として使
用される高強度表面処理鋼板は、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／ｍ²〜８００ｇ／
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／ｍ²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易くなるため、めっき量は、上
記の範囲内とする。

【００２９】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。

【００３０】さらに、得られた高強度冷延鋼板および高
強度表面処理鋼板にその転位密度が平面視野１μm²当た
り５０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、
Ｍｏ）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／１
μm²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／
１μm²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。

【００３１】

【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、冷延（板
厚：１．４mm）を施した。その後、一部のものについて
は、溶融亜鉛めっき（４５ｇ／ｍ²）を施した。塑性ひ
ずみは、スキンパス圧延により加えた。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に示した。

【００３２】これらの高強度鋼板について、ＪＩＳ５号
による圧延方向の引張試験、両振り平面曲げ疲労試験を
行った。疲労特性は、１０⁷サイクルでの応力を疲労強
度（σw)とし、引張試験にて測定された引張強度(TS)で
除した値（σw ／TS）を疲労限度比として評価した。結
果を表２に示した。

【００３３】次いで、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：２ｋ
Ｗ、溶接速度：２ｍ／ｍｉｎ、シールドガス：Ａｒ(20L
/min))

【００３４】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、溶接部を含む断面で板
厚の１／２の位置にて、0.3mm 間隔でビッカース硬度計
によって測定（Hv0.1)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に示した。本発明鋼の場合、母材の疲労特性、溶接
後の成形性、溶接熱影響部の軟化特性ともに比較鋼に比
べて優れていることがわかる。

【００３５】（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。

【００３６】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、成形性及ぶ溶接熱影
響部の軟化調査結果をまとめて表３及び表４に示した。
成形性および溶接熱影響部の軟化状況の調査方法は、実
施例１と同様である。また、溶接条件は、レーザ溶接：
溶接速度：２ｍ／ｍｉｎ、シールドガス：Ａｒ(20L/mi
n)、プラズマ溶接：溶接速度０．７ｍ／ｍｉｎ、シール
ドガス：Ａｒ(6L/min)、マッシュシーム溶接：溶接速
度：４ｍ／ｍｉｎ、加圧力：１０ｋＮ、ラップ代：２ｍ
ｍ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。

【００３７】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。

【００３８】

【表１】

【００３９】

【表２】

【００４０】

【表３】

【００４１】

【表４】（表３のつづき）

【００４２】

【発明の効果】本発明により、母材の疲労特性及び溶接
後の成形性と溶接熱影響部の軟化しにくい高強度冷延鋼
板および高強度表面処理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。

【図面の簡単な説明】

【図１】式(A) の右辺(C(%)+(Si/30)(%)+(Mn/20)(%)+(M
o/15)(%)) が成形性指数に及ぼす影響について示した図
である。

Claims

【特許請求の範囲】

【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 〜0.05％、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 ％、Ｃｕ：0.2 〜2.0 ％、Ｎｉ：0.05〜2.0 ％、およびＦｅを主成分とし、かつ、下記式（Ａ）を満足す
ることを特徴とする母材の疲労特性及び溶接後の成形性
に優れ、かつ溶接熱影響部の軟化しにくい高強度冷延鋼
板および高強度表面処理鋼板。【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
した、請求項１記載の母材の疲労特性及び溶接後の成形
性に優れ、かつ溶接熱影響部の軟化しにくい高強度冷延
鋼板および高強度表面処理鋼板。
【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母材の疲労特性及び溶接後
の成形性に優れ、かつ溶接熱影響部の軟化しにくい高強
度冷延鋼板および高強度表面処理鋼板。
【請求項４】高強度表面処理鋼板の表面処理が亜鉛めっ
きであることを特徴とする請求項１および２および３記
載の母材の疲労特性及び溶接後の成形性に優れ、かつ溶
接熱影響部の軟化しにくい高強度冷延鋼板および高強度
表面処理鋼板。