JP2018024908A - Steel sheet and method of manufacturing the steel sheet - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、鋼板およびその製造方法に関するものである。特に引張強度が５９０ＭＰａ以上の鋼板およびその鋼板の製造方法に関するものである。 The present invention relates to a steel plate and a method for producing the same. In particular, the present invention relates to a steel plate having a tensile strength of 590 MPa or more and a method for producing the steel plate.
近年、自動車分野においては、低燃費化や衝突安全性向上を目的に、車体や部品等に高強度薄鋼板を使用するニーズが高まっている。高強度鋼板を用いた車体の組立や部品の取付等の工程では、スポット溶接を代表とする抵抗溶接が主に使われているため、鋼板には優れた溶接性が求められる。ここで、自動車用の薄鋼板に求められる抵抗溶接性とは、溶接欠陥がなく、溶接後の継手において所定の引張強度が得られることを示す。さらに、自動車の場合には、走行中に車体に応力が繰り返し付加されるが、図１に示すように抵抗溶接部は切欠き状の形態が含まれており応力集中の箇所となるため、抵抗溶接部での疲労特性が併せて要求される場合がある。 In recent years, in the automobile field, there is an increasing need to use high-strength thin steel sheets for vehicle bodies and parts for the purpose of reducing fuel consumption and improving collision safety. In processes such as vehicle body assembly and component mounting using a high-strength steel plate, resistance welding typified by spot welding is mainly used. Therefore, excellent weldability is required for the steel plate. Here, the resistance weldability required for a thin steel sheet for automobiles indicates that there is no welding defect and a predetermined tensile strength can be obtained in the joint after welding. Further, in the case of an automobile, stress is repeatedly applied to the vehicle body during traveling. However, as shown in FIG. In some cases, fatigue characteristics at the weld are also required.
抵抗溶接継手の引張強さには、ＪＩＳ Ｚ ３１３６、ＪＩＳ Ｚ ３１３７に示されるように、せん断方向に引張荷重を負荷して測定する引張せん断強さ（ＴＳＳ）と、剥離方向に引張荷重を負荷して測定する十字引張強さ（ＣＴＳ）がある。ＴＳＳは鋼板の引張強度増加に従って、増加することが知られている。一方で、ＣＴＳは、鋼板の引張強度が一定レベルまでは、鋼板の引張強度増加に従って増加するが、鋼板の引張強度が一定レベルを超えると、鋼板の強度増加に伴いほとんど変化しないか、逆に低下する傾向があることが知られている。ＣＴＳが鋼板の引張強度に伴い増加しない原因としては、引張試験時に低い応力においてナゲット内で剥離破断（ナゲット内での破断）するためであると考えられている。ここで、ナゲットとは図１に示すように、抵抗溶接により一旦溶融状態となり、凝固した部分を指す。 As shown in JIS Z 3136 and JIS Z 3137, the tensile strength of resistance welded joints is the tensile shear strength (TSS) measured by applying a tensile load in the shear direction and the tensile load in the peeling direction. There is a cross tensile strength (CTS) to be measured. It is known that TSS increases as the tensile strength of the steel sheet increases. On the other hand, CTS increases as the tensile strength of the steel plate increases until the tensile strength of the steel plate reaches a certain level. However, if the tensile strength of the steel plate exceeds a certain level, the CTS hardly changes as the strength of the steel plate increases, or conversely. It is known to tend to decline. The reason why CTS does not increase with the tensile strength of the steel sheet is considered to be due to peeling fracture (breaking in the nugget) in the nugget at a low stress during the tensile test. Here, as shown in FIG. 1, the nugget refers to a portion that is once melted and solidified by resistance welding.
十字引張試験においてナゲット内での剥離破断のしやすさは、鋼板の成分から求められる炭素当量Ｃｅｑと関係があり、破断させないためには特定範囲以下にＣｅｑを抑えることが非特許文献１に示されている。従って、一般的にはこの知見に基づいて、Ｃｅｑを極力増加させないように、含有する元素を調整する方法がとられている。 In the cross tension test, the ease of peeling fracture within the nugget is related to the carbon equivalent Ceq determined from the components of the steel sheet, and Non-Patent Document 1 shows that Ceq should be kept below a specific range so as not to break. Has been. Therefore, generally, based on this knowledge, a method of adjusting the contained element is taken so as not to increase Ceq as much as possible.
さらに、抵抗溶接継手の疲労特性は、ＪＩＳ Ｚ３１３８に示されるように、引張せん断疲労試験（ＴＦＳ）と十字引張疲労試験（ＣＦＳ）により評価される。一般的に母材の疲労強度は鋼板の引張強度と共に増加するが、非特許文献１に示されるように、継手の疲労強度は鋼板の強度が増加してもほとんど変化しないか、逆に低下することが知られている。
特許文献１、２には、Ｃを０．１％未満にすることにより、スポット溶接性を向上させる高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。
特許文献３には、Ｃｅｑを０．２５以下とすることによりスポット溶接性を確保する成形加工性と溶接性に優れる高張力冷延鋼板が開示されている。
特許文献４には、Ｃを０．１％未満にすることにより、スポット溶接性を向上させる高強度冷延鋼板が開示されている。
特許文献５には、Ｃを０．１％未満にすることによりＴＳＳとＣＴＳの比である延性比０．５以上とした溶接性と伸びフランジ性の良好な高強度鋼板が開示されている。
特許文献６には、Ｃを０．２５％以下とすることで、伸び、伸びフランジ性および溶接性を兼備した高強度冷延鋼板が開示されている。
特許文献７には、ナゲット内の炭化物およびデンドライト間隔を適正範囲内にしてナゲット内破壊を抑制することで継手強度を向上させる技術が開示されている。
特許文献８には、母材の炭素量および他の成分を適正化すると共に、素材鋼板表層の平均酸素濃度を適正範囲内にすることで、溶接部強度に優れるスポット溶接継手を提供する方法が提案されている。
特許文献９には、ナゲット内の金属組織と介在物分布と硬さを最適化することで、ナゲット内の脆性破壊を抑制し、高強度の抵抗溶接継手を得る技術が開示されている。しかしながら、高強度の抵抗溶接継手の製造に適した鋼材の特徴が明らかではなかった。
特許文献１０には、極低Ｃの軟質ＩＦ鋼中に微細なＴｉの析出物を分布させた、プレス成形性と溶接継手の疲労特性に優れる冷延鋼板が記載されている。
特許文献１１には、ＭｇとＴｉの酸化物および／または複合酸化物のサイズと分布を最適化することで、溶接熱影響部（ＨＡＺ）のフェライト粒の成長を抑制したスポット溶接継手の疲労特性と成形性に優れた冷延鋼板が開示されている。
特許文献１２には、Ｓ及びＯ量の低減とＭｇ添加によりＡ系介在物の量を少なくした、穴拡げ性及びＨＡＺ部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板が開示されている。
Further, the fatigue characteristics of the resistance welded joint are evaluated by a tensile shear fatigue test (TFS) and a cross tensile fatigue test (CFS) as shown in JIS Z3138. In general, the fatigue strength of the base material increases with the tensile strength of the steel plate, but as shown in Non-Patent Document 1, the fatigue strength of the joint hardly changes or decreases conversely as the strength of the steel plate increases. It is known.
Patent Documents 1 and 2 disclose high yield ratio high strength galvannealed steel sheets that improve spot weldability by making C less than 0.1%.
Patent Document 3 discloses a high-tensile cold-rolled steel sheet that has excellent formability and weldability to ensure spot weldability by setting Ceq to 0.25 or less.
Patent Document 4 discloses a high-strength cold-rolled steel sheet that improves spot weldability by making C less than 0.1%.
Patent Document 5 discloses a high-strength steel sheet with good weldability and stretch flangeability that has a ductility ratio of 0.5 or more, which is a ratio of TSS and CTS, by making C less than 0.1%.
Patent Document 6 discloses a high-strength cold-rolled steel sheet having both elongation, stretch flangeability and weldability by setting C to 0.25% or less.
Patent Document 7 discloses a technique for improving the joint strength by suppressing the intra-nugget fracture by setting the carbide and dendrite spacing in the nugget within an appropriate range.
Patent Document 8 discloses a method for providing a spot welded joint having excellent weld strength by optimizing the amount of carbon and other components of the base material and setting the average oxygen concentration of the surface layer of the steel sheet within an appropriate range. Proposed.
Patent Document 9 discloses a technique for suppressing the brittle fracture in the nugget and obtaining a high-strength resistance welded joint by optimizing the metal structure, inclusion distribution, and hardness in the nugget. However, the characteristics of a steel material suitable for manufacturing a high-strength resistance welded joint have not been clarified.
Patent Document 10 describes a cold-rolled steel sheet in which fine Ti precipitates are distributed in an ultra-low C soft IF steel and excellent in press formability and fatigue characteristics of a welded joint.
Patent Document 11 describes the fatigue characteristics of a spot welded joint in which the growth of ferrite grains in the weld heat affected zone (HAZ) is suppressed by optimizing the size and distribution of Mg and Ti oxides and / or composite oxides. A cold-rolled steel sheet having excellent formability is disclosed.
Patent Document 12 discloses a high-strength hot-rolled steel sheet excellent in hole expansibility and HAZ part fatigue characteristics, in which the amount of A-based inclusions is reduced by reducing the amount of S and O and adding Mg.
しかしながら、特許文献１〜１２に開示される従来の鋼板は、各特許文献１〜１２中で疲労試験が行われておらず、十字継手におけるナゲット内の破壊および溶接後の疲労強度についてさらなる検討の余地があった。特に、ＣやＭｎ等を高含有量で含むＣｅｑが高い鋼板を抵抗溶接すると、十字継手においてナゲット内で破壊して継手の強度が低下する場合があるという問題点があった。低い確率であっても継手強度の低下が発生すると、溶接継手に対する信頼性、およびこの溶接継手を含む部材の信頼性が損なわれてしまう。また、継手の強度が確保された場合でも、疲労強度が低下する場合があり、特に、Ｃｅｑが高い薄鋼板で作製した抵抗溶接継ぎ手の疲労特性を改善する技術が望まれていた。
本発明は、上記に鑑みてなされたものであり、スポット溶接性を高めるための高いＣＴＳ／ＴＳＳが安定期に得られる十字継手を得ることが可能な高強度な鋼板、または、スポット溶接性を高めるための高いＣＴＳ／ＴＳＳ及び良好な疲労特性が安定的に得られる十字継手を得ることが可能な、鋼板を提供することを目的とする。
However, the conventional steel sheets disclosed in Patent Documents 1 to 12 have not been subjected to fatigue tests in Patent Documents 1 to 12, and further investigation has been made on the fracture in the nugget in the cross joint and the fatigue strength after welding. There was room. In particular, when resistance welding is performed on a steel plate having a high Ceq containing C, Mn, or the like, there is a problem in that the strength of the joint may be reduced due to destruction in the nugget at the cross joint. Even if the probability is low, if the joint strength is reduced, the reliability of the welded joint and the reliability of the member including the welded joint are impaired. Further, even when the strength of the joint is ensured, the fatigue strength may be lowered, and in particular, a technique for improving the fatigue characteristics of a resistance welded joint made of a thin steel plate having a high Ceq has been desired.
The present invention has been made in view of the above, and has a high-strength steel plate or spot weldability capable of obtaining a cross joint in which high CTS / TSS for enhancing spot weldability is obtained in a stable period. It aims at providing the steel plate which can obtain the cross joint which can obtain high CTS / TSS for raising, and a favorable fatigue characteristic stably.
すなわち、本発明の要旨とするところは以下のとおりである。
（１）鋼板の平均組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０４〜０．３０％、
Ｓｉ：３．０％以下、
Ａｌ：０．１％以下、
Ｍｎ：０．８〜７．０％、
Ｎｉ：０．０１〜１．５％、
Ｐ ：０．０３％以下、
Ｓ ：０．００５％以下、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００１５％、
Ｎ：０．００１〜０．０１％、
Ｏ：０．００４％以下、
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙのうち１種または２種以上の合計：０．０１〜０．２％、
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕの１種または２種以上の合計：０〜１．０％、
Ｃａ、ＲＥＭの１種または２種以上の合計：０〜０．００５％、
Ｂ：０〜０．００５％、
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
さらに、鋼板内において、Ｍｇを含有する粒子径３μｍ以上の酸化物系介在物の平均分布密度が１０個／ｍｍ２以下であることを特徴とする鋼板。
（２）鋼板の平均組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０４〜０．３０％、
Ｓｉ：３．０％以下、
Ａｌ：０．１％以下、
Ｍｎ：０．８〜７．０％、
Ｎｉ：０．０１〜１．５％、
Ｐ ：０．０３％以下、
Ｓ ：０．００５％以下、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００１５％、
Ｎ：０．００１〜０．０１％、
Ｏ：０．００４％以下、
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙのうち１種または２種以上の合計：０．０１〜０．２％、
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕの１種または２種以上の合計：０〜１．０％、
Ｃａ、ＲＥＭの１種または２種以上の合計：０〜０．００５％、
Ｂ：０〜０．００５％、
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
さらに、鋼板内において、Ｍｇを含有する粒子径３μｍ以上の酸化物系介在物の平均分布密度が１０個／ｍｍ２以下であり、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上を含有し、さらにＮを含有する３ｎｍ以上の析出物の平均分布密度が１０３個／ｍｍ２以上１０７個／ｍｍ２以下であることを特徴とする鋼板。
（３）下式で算出されるＣｅｑが０．２２以上であることを特徴とする（１）または（２）に記載の鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋２Ｐ＋４Ｓ （質量％）
（４）平均結晶粒径が８μｍ以下であることを特徴とする（１）〜（３）のいずれか一に記載の鋼板。
（５）前記組成が、質量％で、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕの１種または２種以上を合計で０．０３％以上１．０％以下含有することを特徴とする（１）〜（４）のいずれか一に記載の鋼板。
（６）前記組成が、質量％で、Ｃａ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００２％以上０．００５％以下含有することを特徴とする（１）〜（５）のいずれか一に記載の鋼板。
（７）前記組成が、質量％で、Ｂを０．００１％以上０．００５％以下含有することを特徴とする（１）〜（６）のいずれか一に記載の鋼板。
（８）（１）〜（７）のいずれか一に記載の鋼板の製造方法であって、溶湯を保持する耐火物部材にＭｇを含まない耐火物を用い、１５７０℃〜１６３０℃の温度でＭｇを含有する合金を投入し、さらに、溶鋼へのＭｇ投入開始から鋳造開始までの時間を１０ｓ〜３００ｓとし、その後溶鋼をタンディッシュに注湯後、鋳造した後、熱間圧延は、スラブ加熱を１２００℃以上で行い、その後１１５０℃〜１０５０℃間で４０％以上の圧下率で圧延を行うことを特徴とする鋼板の製造方法。
（９）（１）〜（７）のいずれか一に記載の鋼板の製造方法であって、溶湯を保持する耐火物部材にＭｇを含む耐火物を用い、１５７０℃〜１６３０℃の温度の溶鋼をタンディッシュに注湯し、注湯開始から鋳型への出湯開始まで１０ｓ〜３００ｓの時間保持後、鋳造した後、熱間圧延は、スラブ加熱を１２００℃以上で行い、その後１１５０℃〜１０５０℃間で４０％以上の圧下率で圧延を行うことを特徴とする鋼板の製造方法。
That is, the gist of the present invention is as follows.
(1) The average composition of the steel sheet is mass%,
C: 0.04 to 0.30%,
Si: 3.0% or less,
Al: 0.1% or less,
Mn: 0.8 to 7.0%,
Ni: 0.01 to 1.5%,
P: 0.03% or less,
S: 0.005% or less,
Mg: 0.0001 to 0.0015%,
N: 0.001 to 0.01%,
O: 0.004% or less,
Total of one or more of Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Sc and Y: 0.01 to 0.2%,
Total of one or more of Cr, Mo, W, Cu: 0 to 1.0%,
Total of one or more of Ca and REM: 0 to 0.005%,
B: 0 to 0.005%,
And the balance consists of Fe and impurities,
Furthermore, the average distribution density of oxide inclusions having a particle diameter of 3 μm or more containing Mg in the steel sheet is 10 / mm 2 or less.
(2) The average composition of the steel sheet is mass%,
C: 0.04 to 0.30%,
Si: 3.0% or less,
Al: 0.1% or less,
Mn: 0.8 to 7.0%,
Ni: 0.01 to 1.5%,
P: 0.03% or less,
S: 0.005% or less,
Mg: 0.0001 to 0.0015%,
N: 0.001 to 0.01%,
O: 0.004% or less,
Total of one or more of Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Sc and Y: 0.01 to 0.2%,
Total of one or more of Cr, Mo, W, Cu: 0 to 1.0%,
Total of one or more of Ca and REM: 0 to 0.005%,
B: 0 to 0.005%,
And the balance consists of Fe and impurities,
Further, in the steel sheet, the average distribution density of oxide inclusions containing Mg and having a particle diameter of 3 μm or more is 10 pieces / mm 2 or less, and Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Sc, Y one or comprise two or more, a steel sheet, wherein the average distribution density of more 3nm or more precipitates containing N is 10 3 / mm 2 or more 10 7 / mm 2 or less.
(3) The steel sheet according to (1) or (2), wherein Ceq calculated by the following formula is 0.22 or more.
Ceq = C + Si / 30 + Mn / 20 + 2P + 4S (mass%)
(4) The steel sheet according to any one of (1) to (3), wherein the average crystal grain size is 8 μm or less.
(5) The composition contains, in mass%, one or more of Cr, Mo, W, and Cu in a total of 0.03% to 1.0% (1) to ( The steel plate according to any one of 4).
(6) Any of (1) to (5), wherein the composition contains, in mass%, one or more of Ca and REM in a total of 0.0002% to 0.005% A steel plate according to any one of the above.
(7) The steel sheet according to any one of (1) to (6), wherein the composition is mass% and contains B in an amount of 0.001% to 0.005%.
(8) A method for producing a steel sheet according to any one of (1) to (7), wherein a refractory material not containing Mg is used as a refractory member for holding a molten metal at a temperature of 1570 ° C to 1630 ° C. An alloy containing Mg is added, and the time from the start of Mg addition to the molten steel to the start of casting is set to 10 s to 300 s. After the molten steel is poured into a tundish and cast, hot rolling is performed by slab heating. Is performed at 1200 ° C. or higher, and thereafter, rolling is performed at a reduction rate of 40% or higher between 1150 ° C. and 1050 ° C.
(9) A method for manufacturing a steel sheet according to any one of (1) to (7), wherein a refractory material containing Mg is used as a refractory member for holding a molten metal, and the molten steel has a temperature of 1570 ° C to 1630 ° C. Is poured into a tundish, held for 10 s to 300 s from the start of pouring to the start of pouring into the mold, cast, and then hot-rolled at slab heating at 1200 ° C. or higher, and then 1150 ° C. to 1050 ° C. A method for producing a steel sheet, comprising rolling at a rolling reduction of 40% or more.
本発明によれば、スポット溶接性、すなわちＣＴＳ／ＴＳＳに優れた鋼板が得られる。また、本発明の一態様によれば、疲労強度に優れた鋼板が得られる。 According to the present invention, a steel sheet excellent in spot weldability, that is, CTS / TSS can be obtained. Further, according to one embodiment of the present invention, a steel plate having excellent fatigue strength can be obtained.
ＣＴＳ／ＴＳＳの向上には、ＣＴＳ自体の向上が必要である。そこで、本発明者は、まず始めに、引張強度が５９０ＭＰａ以上の鋼板を用い、ＣＴＳが低い抵抗溶接継手のナゲットの破断面を詳細に観察し、その結果、ナゲット内で脆性破壊が起こる場合にＣＴＳが低下することを知見した。次いで、ナゲット内の脆性破壊の原因について調査を行った。その結果、図２の矢印で示したように、断面には介在物が存在しており、この介在物が、脆性破壊の起点となっていることを知見した。そして、この介在物は、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｍｇ等を含有する酸化物系介在物であることを明らかにした。また、この介在物は大きいほど、またその量が多いほど脆性破壊が起こりやすい傾向が観られた。さらに、十字引張試験後のナゲットの破面が延性破面の場合でも、ＣＴＳが低くなる場合があることを知見した。この場合には、延性破面内に多数の酸化物系介在物が観察された。そのため、ナゲットの破壊が、脆性破壊でも、延性破壊でも、いずれにしても介在物が原因であることが予測された。 In order to improve CTS / TSS, it is necessary to improve CTS itself. Therefore, the inventor first uses a steel plate having a tensile strength of 590 MPa or more, and observes the fracture surface of the nugget of the resistance welded joint with a low CTS in detail, and as a result, when brittle fracture occurs in the nugget. It was found that CTS decreases. Next, the cause of brittle fracture in the nugget was investigated. As a result, as shown by the arrows in FIG. 2, it was found that inclusions exist in the cross section, and these inclusions are the starting point of brittle fracture. This inclusion was clarified to be an oxide inclusion containing Si, Mn, Al, Mg and the like. In addition, there was a tendency that brittle fractures were more likely to occur as the inclusions became larger and the amount increased. Furthermore, it has been found that even when the fracture surface of the nugget after the cross tensile test is a ductile fracture surface, the CTS may be lowered. In this case, many oxide inclusions were observed in the ductile fracture surface. Therefore, it was predicted that the nugget breakage was caused by inclusions in either case of brittle fracture or ductile fracture.
そこで発明者は、ナゲット内に分散していた酸化物系介在物の起源の調査を行った。その結果、ナゲット内の酸化物は２種類の異なる起源があることを知見した。すなわち、一つ目は抵抗溶接により溶融した部分が板間の隙間を通じて外気と接触することにより酸化物が形成し、その酸化物がナゲット内に取り込まれた場合であり、二つ目は継ぎ手を構成する素材鋼板中に元々含まれていた介在物が、溶融状態下でも分解せずに残存し、そのままナゲット内に取り込まれた場合であった。 Therefore, the inventors investigated the origin of oxide inclusions dispersed in the nugget. As a result, it was found that the oxide in the nugget has two different origins. That is, the first is the case where the part melted by resistance welding comes into contact with the outside air through the gap between the plates, and oxide is formed, and the oxide is taken into the nugget, and the second is the joint. This was the case where the inclusion originally contained in the constituting steel plate remained without being decomposed even in the molten state and was taken into the nugget as it was.
次いで、発明者は、種々の組成を有する鋼板の抵抗溶接を行い、溶融部が外気と接触する際に形成される酸化物のサイズや量を調査した。その結果、理由は定かではないが、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙのうち１種または２種以上を含有した鋼板の場合に、溶融部と外気と接触した部分において酸化物が形成されにくくなることを知見した。 Next, the inventor conducted resistance welding of steel plates having various compositions, and investigated the size and amount of oxide formed when the melted portion was in contact with the outside air. As a result, the reason is not clear, but in the case of a steel sheet containing one or more of Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Sc, and Y, in the part in contact with the molten part and the outside air It has been found that oxides are hardly formed.
さらに、発明者は、種々の種類と大きさの酸化物系介在物を含有する鋼板の抵抗溶接を行い、素材鋼板中の酸化物系介在物の種類やサイズと、溶接後にナゲット内に残存する酸化物系介在物の種類とサイズの関係について調査を行った。その結果、Ｍｇを含有しない酸化物系介在物については、溶接中に固溶する傾向がある一方で、鋼板中に含有しているＭｇを含有する酸化物系介在物は、酸化物のサイズが小さくても溶接中に固溶せずに、溶接後のナゲット内にそのまま残存する傾向があることを知見した。すなわち、溶接後のナゲット内における粗大な酸化物の分布を少なくするためには、Ｍｇを含有する酸化物系介在物の素材鋼板中での分布を適正化する必要があることを見出した。 Furthermore, the inventor performs resistance welding of steel plates containing oxide inclusions of various types and sizes, and the types and sizes of oxide inclusions in the raw steel plate and remains in the nugget after welding. The relationship between the type and size of oxide inclusions was investigated. As a result, for oxide inclusions that do not contain Mg, while there is a tendency to dissolve during welding, oxide inclusions that contain Mg contained in the steel sheet have a size of oxide. It was found that even if it is small, it does not dissolve during welding and tends to remain in the nugget after welding. That is, it has been found that in order to reduce the distribution of coarse oxides in the nugget after welding, it is necessary to optimize the distribution of Mg-containing oxide inclusions in the material steel plate.
次に、発明者は、ナゲット内の酸化物系介在物のサイズと分布を適正化した種々の継ぎ手について、酸化物以外の介在物を存在させて疲労試験を行った。その結果、ＣＴＳが向上する酸化物系介在物の分布であっても、疲労強度が実験の範囲において、疲労強度が高い場合と低い場合があることが判明した。そして疲労強度が高い場合と低い場合の継ぎ手をさらに詳細に調査したところ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上を含有し、さらにＮを含有する析出物が組織内に存在するほど、疲労特性は良好であるとの知見を得た。
以上の知見を元に、発明者は、種々の鋼板成分、および種々の大きさのＭｇを含む酸化物系介在物や析出物を含有し、種々の金属組織と粒径を有し、種々の大きさの上記の析出物を含有する鋼板の溶接継手を作製して、せん断引張試験と十字継手引張試験と疲労試験を行った。そして、高い継手強度と優れた抵抗溶接性を得ることが可能な高強度薄鋼板、および、高い継手強度と優れた抵抗溶接性と優れた疲労特性を得ることが可能な高強度薄鋼板、すなわちスポット溶接性に優れた鋼板、および、スポット溶接性と溶接部の疲労特性に優れた高強度薄鋼板を完成させた。
具体的に各特定事項の詳細について説明する。元素に関する％はすべて質量％である。
＜鋼板の平均組成＞
Next, the inventor conducted a fatigue test in the presence of inclusions other than oxides on various joints in which the size and distribution of oxide inclusions in the nugget were optimized. As a result, it has been found that even if the distribution of oxide inclusions improves CTS, the fatigue strength may be high or low in the experimental range. And when the fatigue strength is high and when the joint is investigated in detail, it contains one or more of Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Sc, Y, and further contains N It was found that the more precipitates exist in the structure, the better the fatigue characteristics.
Based on the above knowledge, the inventor contains various steel plate components and oxide inclusions and precipitates containing various sizes of Mg, has various metal structures and particle sizes, Welded joints of steel plates containing the above-described precipitates of size were prepared, and a shear tensile test, a cross joint tensile test, and a fatigue test were performed. And a high strength thin steel sheet capable of obtaining high joint strength and excellent resistance weldability, and a high strength thin steel sheet capable of obtaining high joint strength, excellent resistance weldability and excellent fatigue characteristics, that is, A steel plate excellent in spot weldability and a high-strength thin steel plate excellent in spot weldability and fatigue properties of the welded part were completed.
The details of each specific item will be specifically described. All percentages relating to elements are mass%.
<Average composition of steel sheet>
「Ｃ」：０．０４〜０．３０％
Ｃは素材鋼板の組織制御と鋼板の強化のために用いられる。鋼板の引張強度を一定レベル以上にするため、Ｃ含有量は０．０４％以上とする。一方、鋼板内の他の成分や介在物分布の制御により良好な十字継手引張強度を確保するため、Ｃ含有量は０．３０％以下とする。Ｃ含有量のより好ましい範囲は、０．０４％以上０．２６％以下である。
“C”: 0.04 to 0.30%
C is used for the structure control of the steel plate and the strengthening of the steel plate. In order to make the tensile strength of the steel plate a certain level or more, the C content is made 0.04% or more. On the other hand, in order to ensure good cruciform tensile strength by controlling other components and inclusion distribution in the steel plate, the C content is set to 0.30% or less. A more preferable range of the C content is 0.04% or more and 0.26% or less.
「Ｓｉ」：３．０％以下
Ｓｉは必須元素でなく、例えば溶鋼の脱酸のために用いられ、不純物として含有される場合がある。ＣＴＳや疲労強度を確保するため、Ｓｉ含有量は３．０％以下にする。鋼板中に存在するＳｉ系の酸化物は、抵抗溶接中に溶解し、また固溶状態のＳｉは抵抗溶接中にナゲット内において外気と酸化反応し、Ｓｉを含有する酸化物を形成する。他の元素を調整してもナゲット内の外周部での多量の酸化物形成を抑制できず、その結果、ＣＴＳや疲労強度が低下しやすくなるためである。下限は特に限定しないが、Ｓｉ含有量を必要以上に減らすと製造コストが高くなるため、Ｓｉ含有量の好ましい範囲は０．００３％以上である。また、金属組織および結晶粒径を制御し、強度を向上させるため、Ｓｉ含有量のより好ましい範囲は０．５％以上であり、Ｓｉ含有量のさらに好ましい範囲は１．０％以上である。これらを整理すると好ましい範囲は、０．０３％以上３．０％以下、０．５％以上３．０％以下、または、１．０％以上３．０％以下となる。
“Si”: 3.0% or less Si is not an essential element, and is used, for example, for deoxidation of molten steel and may be contained as an impurity. In order to ensure CTS and fatigue strength, the Si content is set to 3.0% or less. Si-based oxides present in the steel sheet are dissolved during resistance welding, and solid solution Si undergoes an oxidation reaction with the outside air in the nugget during resistance welding to form an oxide containing Si. This is because, even if other elements are adjusted, formation of a large amount of oxide at the outer peripheral portion in the nugget cannot be suppressed, and as a result, CTS and fatigue strength tend to decrease. Although a minimum is not specifically limited, Since manufacturing cost will become high if Si content is reduced more than necessary, the preferable range of Si content is 0.003% or more. Further, in order to control the metal structure and crystal grain size and improve the strength, the more preferable range of the Si content is 0.5% or more, and the more preferable range of the Si content is 1.0% or more. When these are arranged, a preferable range is 0.03% to 3.0%, 0.5% to 3.0%, or 1.0% to 3.0%.
「Ａｌ」：０．１％以下
Ａｌは必須元素でなく、例えば溶鋼の脱酸のために用いられ、不純物として含有される場合がある。ＣＴＳを確保するため、Ａｌ含有量を０．１％以下にする。Ａｌを含有する酸化物の増加によってＣＴＳが低下する場合があるためである。下限は特に限定しないが、Ａｌ含有量を必要以上に減らすと製造コストが高くなるため、Ａｌ含有量の好ましい範囲は０．００３％以上０．１％以下である。
“Al”: 0.1% or less Al is not an essential element, and is used, for example, for deoxidation of molten steel and may be contained as an impurity. In order to ensure CTS, the Al content is set to 0.1% or less. This is because CTS may decrease due to an increase in oxide containing Al. The lower limit is not particularly limited, but if the Al content is reduced more than necessary, the production cost is increased, so the preferable range of the Al content is 0.003% or more and 0.1% or less.
「Ｍｎ」：０．８〜７．０％
Ｍｎは主に素材鋼板の金属組織および結晶粒径の制御に用いられる。鋼板の引張強度を５９０ＭＰａ以上にするため、Ｍｎ含有量は０．８％以上にする。また、より強度を向上させるため、Ｍｎ含有量の好ましい範囲は１．０％以上であり、さらに好ましい範囲は３．０％以上である。一方、ＣＴＳや疲労強度を確保するため、Ｍｎ含有量を７．０％以下にする。Ｍｎが抵抗溶接中にナゲット内で外気と反応し、ナゲットの外周部に多量の酸化物が形成され、その結果、ＣＴＳや疲労強度が低下する場合があるためである。Ｍｎ含有量のより好ましい範囲は５．０％以下である。これらを整理すると好ましい範囲は、１．０％以上８．０％以下、３．０％以上８．０％以下、０．８％以上５．０％以下、１．０％以上５．０％以下、または、３．０％以上５．０％以下となる。
“Mn”: 0.8 to 7.0%
Mn is mainly used for controlling the metal structure and crystal grain size of the material steel plate. In order to make the tensile strength of the steel plate 590 MPa or more, the Mn content is made 0.8% or more. Moreover, in order to improve intensity | strength more, the preferable range of Mn content is 1.0% or more, and a more preferable range is 3.0% or more. On the other hand, in order to ensure CTS and fatigue strength, the Mn content is set to 7.0% or less. This is because Mn reacts with the outside air in the nugget during resistance welding, and a large amount of oxide is formed on the outer periphery of the nugget. As a result, CTS and fatigue strength may decrease. A more preferable range of the Mn content is 5.0% or less. When these are arranged, preferable ranges are 1.0% or more and 8.0% or less, 3.0% or more and 8.0% or less, 0.8% or more and 5.0% or less, 1.0% or more and 5.0%. Or 3.0% or more and 5.0% or less.
「Ｎｉ」：０．０１〜１．５％
Ｎｉは本発明において重要な元素であり、ナゲットの脆性破壊を抑制する効果を有する。この効果により、ナゲット内に数μｍ以下の微細介在物が存在した場合でも、ＣＴＳ／ＴＳＳの向上が期待できる。その効果を発現させるため、Ｎｉ含有量は０．０１％以上とする。ＣＴＳ／ＴＳＳをより高水準にするため、Ｎｉ含有量の好ましい範囲は０．０２％以上であり、さらに好ましい範囲は０．２％以上である。一方、ＣＴＳの低下を抑制するため、Ｎｉ含有量を１．５％以下とし、Ｎｉ含有量の好ましい範囲は１．０％以下である。これらを整理すると好ましい範囲は、０．０２％以上１．５％以下、０．２％以上１．５％以下、０．０１％以上１．０％以下、０．０２％以上１．０％以下、または、０．２％以上１．０％以下となる。
“Ni”: 0.01 to 1.5%
Ni is an important element in the present invention, and has an effect of suppressing brittle fracture of the nugget. This effect can be expected to improve CTS / TSS even when fine inclusions of several μm or less are present in the nugget. In order to express the effect, the Ni content is 0.01% or more. In order to make CTS / TSS higher, a preferable range of Ni content is 0.02% or more, and a more preferable range is 0.2% or more. On the other hand, in order to suppress the decrease in CTS, the Ni content is 1.5% or less, and the preferred range of the Ni content is 1.0% or less. When these are arranged, preferable ranges are 0.02% to 1.5%, 0.2% to 1.5%, 0.01% to 1.0%, 0.02% to 1.0%. Or 0.2% or more and 1.0% or less.
「Ｐ」：０．０３％以下
Ｐは、必須元素ではなく、鋼中に不純物として含有される場合がある。ＣＴＳ／ＴＳＳを確保するため、Ｐ含有量を０．０３％以下にする。ナゲットの脆性破壊の傾向を強め、ナゲット内破壊を抑止できない場合があるためである。Ｐ含有量のより好ましい範囲は０．０２％以下である。下限は特に限定しないが、含有量を減らすと製造コストが高くなるので、Ｐ含有量の好ましい範囲は０．００３％以上である。これらを整理すると好ましい範囲は、０．０２％以下、０．００３％以上０．０３％以下、または、０．００３％以上０．０２％以下となる。
“P”: 0.03% or less P is not an essential element and may be contained as an impurity in steel. In order to secure CTS / TSS, the P content is set to 0.03% or less. This is because the tendency of the brittle fracture of the nugget is strengthened, and the fracture in the nugget may not be suppressed. A more preferable range of the P content is 0.02% or less. The lower limit is not particularly limited, but since the production cost increases when the content is reduced, the preferable range of the P content is 0.003% or more. When these are arranged, a preferable range is 0.02% or less, 0.003% or more and 0.03% or less, or 0.003% or more and 0.02% or less.
「Ｓ」：０．００５％以下
Ｓは、必須元素ではなく、鋼中に不純物として含有される場合がある。ＣＴＳ／ＴＳＳを確保するため、Ｓ含有量を０．００５％以下にする。Ｓがナゲット内で固溶状態あるいは硫化物として存在することにより、ナゲットの脆性破壊傾向を強め、ナゲット内破壊を抑制できない場合があるためである。Ｓ含有量の好ましい範囲は０．００３％以下である。下限は特に限定しないが、含有量を必要以上に減らすと製造コストが高くなるので、Ｓ含有量の好ましい範囲は０．０００１％以上である。これらを整理すると好ましい範囲は、０．００３％以下、０．０００１％以上０．００５％以下、または、０．０００１％以上０．００３％以下となる。
“S”: 0.005% or less S is not an essential element and may be contained as an impurity in steel. In order to secure CTS / TSS, the S content is made 0.005% or less. This is because the presence of S in a solid solution state or sulfide in the nugget may increase the brittle fracture tendency of the nugget and may not suppress the nugget breakdown. A preferred range for the S content is 0.003% or less. The lower limit is not particularly limited, but if the content is reduced more than necessary, the production cost increases, so the preferable range of the S content is 0.0001% or more. When these are arranged, a preferable range is 0.003% or less, 0.0001% or more and 0.005% or less, or 0.0001% or more and 0.003% or less.
「Ｍｇ」：０．０００１〜０．００１５％
Ｍｇは鋼板中の酸化物系介在物の微細化に寄与し、本発明において重要な元素である。酸化物系介在物を微細化させるためには、Ｍｇ含有量を０．０００１％以上とする。一方、ＣＴＳや疲労強度を確保するため、Ｍｇ含有量の範囲を０．００１５％以下にする。鋼板中において、Ｍｇを含有する多量の粗大酸化物系介在物が形成し、その結果、溶接後のナゲット内に多量の酸化物が残存し、ＣＴＳや疲労強度が低下する場合があるためである。Ｍｇ含有量の好ましい範囲は０．００１０％以下である。
“Mg”: 0.0001 to 0.0015%
Mg contributes to refinement of oxide inclusions in the steel sheet and is an important element in the present invention. In order to refine the oxide inclusions, the Mg content is set to 0.0001% or more. On the other hand, in order to ensure CTS and fatigue strength, the range of Mg content is made 0.0015% or less. This is because a large amount of coarse oxide inclusions containing Mg are formed in the steel sheet, and as a result, a large amount of oxide remains in the nugget after welding, and CTS and fatigue strength may decrease. . A preferred range for the Mg content is 0.0010% or less.
「Ｎ」：０．００１〜０．０１％
Ｎは金属組織の微細化および継手のＨＡＺ部の微細化させるため、Ｎ含有量を０．００１％以上とする。一方、ＣＴＳ／ＴＳＳを確保するため、Ｎ含有量を０．０１％以下とする。溶接金属内に多量に窒化物が形成され、これが破壊の起点となりＣＴＳ／ＴＳＳが低下する場合があるためである。Ｎ含有量の好ましい範囲は０．００５％以下である。
“N”: 0.001 to 0.01%
N makes the N content 0.001% or more in order to refine the metal structure and refine the HAZ part of the joint. On the other hand, in order to ensure CTS / TSS, the N content is set to 0.01% or less. This is because a large amount of nitride is formed in the weld metal, which becomes a starting point of fracture, and CTS / TSS may decrease. A preferable range of the N content is 0.005% or less.
「Ｏ」：０．００４％以下
Ｏは、必須元素でなく、不純物として含有される場合がある。ＣＴＳを確保するため、Ｏ含有量を０．００４％以下にする。Ｏは酸化物系介在物として素材鋼板中に存在し、素材鋼板中の粗大な酸化物系介在物は溶接後にナゲット中に残留して、ＣＴＳの低下を引き起こす場合があるためである。また、Ｏ含有量が０．００４％を超えると、疲労強度も低下する場合があるためである。Ｏ含有量の好ましい範囲は、０．００３％以下である。Ｏ含有量は少ないほど好ましいが、Ｏ含有量を必要以上に減らすと製造コストが高くなるので、Ｏ含有量の好ましい範囲は０．０００３％以上である。これらを整理すると好ましい範囲は、０．００３％以下、０．０００３％以上０．００４％以下、または、０．０００３％以上０．００３％以下となる。
“O”: 0.004% or less O may be contained as an impurity rather than an essential element. In order to secure CTS, the O content is made 0.004% or less. This is because O is present in the raw steel plate as oxide inclusions, and coarse oxide inclusions in the raw steel plate may remain in the nugget after welding, causing a decrease in CTS. Moreover, it is because fatigue strength may also fall when O content exceeds 0.004%. A preferable range of the O content is 0.003% or less. The smaller the O content, the better. However, if the O content is reduced more than necessary, the manufacturing cost increases, so the preferred range of the O content is 0.0003% or more. When these are arranged, a preferable range is 0.003% or less, 0.0003% or more and 0.004% or less, or 0.0003% or more and 0.003% or less.
「Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上」：合計で０．０１〜０．２％
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙは素材鋼板の粒径制御、および溶接後のナゲット内の酸化物系介在物の制御のために用いられ、本発明において重要な元素である。ＣＴＳ／ＴＳＳを確保するため、これらの元素の含有量を０．０１％以上にする。これら元素を含有すると溶接後のナゲット内やＨＡＺ部の結晶粒径も細粒化し、あるいは溶接中の酸化物系介在物の発生を抑制するため、ナゲット内での脆性破壊を抑制し、ＣＴＳが向上、ひいてはＣＴＳ／ＴＳＳを向上させる効果があるためである。さらに、継ぎ手疲労強度の向上効果がある一方、溶接後のナゲット内の酸化物系介在物の密度が増加し、ＣＴＳ／ＴＳＳが低下する場合があるため、これらの元素の含有量を０．２％以下にする。
“One or more of Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Sc, and Y”: 0.01 to 0.2% in total
Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Sc, and Y are used for controlling the grain size of the material steel plate and the oxide inclusions in the nugget after welding, and are important elements in the present invention. is there. In order to ensure CTS / TSS, the content of these elements is set to 0.01% or more. When these elements are contained, the crystal grain size in the nugget after welding and in the HAZ part is also reduced, or the generation of oxide inclusions during welding is suppressed, so that brittle fracture in the nugget is suppressed and CTS is reduced. This is because there is an effect of improving CTS / TSS. Furthermore, while there is an effect of improving the joint fatigue strength, the density of oxide inclusions in the nugget after welding may increase and CTS / TSS may decrease, so the content of these elements should be 0.2. % Or less.
「Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕの１種または２種以上」：合計で０〜１．０％以下
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕの１種または２種以上は、素材鋼板の強度調整等のため、含有させてもよい。ただし、ＣＴＳを確保するため、これらの元素の含有量の合計量を１．０％以下にする。ナゲット内の介在物量が増加し、ＣＴＳが低下する場合があるためである。Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ若しくはＣｕまたはこれらの任意の組合せの含有量は、例えば、０．００３％以上である。また、Ｃｒ、ＭｏおよびＷは炭窒化物を形成する元素であり、溶接後のナゲット内やＨＡＺの結晶粒微細化への効果があるため、Ｃｒ、Ｍｏ若しくはＷまたはこれらの任意の組合せの含有量の合計量の好ましい範囲は０．１％以上である。
“One or more of Cr, Mo, W, and Cu”: 0 to 1.0% or less in total One or more of Cr, Mo, W, and Cu are for adjusting the strength of the steel sheet. , May be included. However, in order to ensure CTS, the total content of these elements is set to 1.0% or less. This is because the amount of inclusions in the nugget increases and CTS may decrease. The content of Cr, Mo, W or Cu or any combination thereof is, for example, 0.003% or more. In addition, Cr, Mo and W are elements that form carbonitrides, and since there is an effect on the refinement of crystal grains of nugget and HAZ after welding, inclusion of Cr, Mo or W or any combination thereof A preferable range of the total amount is 0.1% or more.
「Ｃａ、ＲＥＭのうち、１種または２種以上」：合計で０〜０．００５％以下
素材鋼板の脱酸のためとナゲット内の介在物制御のために、Ｃａ若しくはＲＥＭ（Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ）またはこれらの組合せを含有させてもよい。ただし、ＣＴＳを確保するため、これらの元素の含有量の合計量を０．００５％以下にする。ナゲット内の粗大な介在物量が増加し、ＣＴＳが低下する場合があるためである。下限は特に限定しないが、素材鋼板にＣａ若しくはＲＥＭまたはこれらの組合せの含有によって、ナゲット内で形成される介在物が微細化され、ＣＴＳをより増加させるため、これらの元素の含有量の合計量の好ましい範囲は０．０００２％以上である。
"One or more of Ca and REM": 0 to 0.005% or less in total Ca or REM (Rare Earth Metal) for deoxidation of the steel plate and for inclusion control in the nugget Alternatively, a combination of these may be included. However, in order to ensure CTS, the total content of these elements is made 0.005% or less. This is because the amount of coarse inclusions in the nugget increases and CTS may decrease. Although the lower limit is not particularly limited, inclusions formed in the nugget are refined by inclusion of Ca or REM or a combination thereof in the raw steel sheet, and the total amount of these elements is increased because CTS is further increased. The preferred range is 0.0002% or more.
ＲＥＭは、ランタノイドの合計１５種の元素を指し、ＲＥＭの含有量はこれら１５種類の元素の合計の含有量を意味する。ランタノイドは、工業的には、例えばミッシュメタルとして添加される。 REM refers to a total of 15 elements of lanthanoid, and the content of REM means the total content of these 15 kinds of elements. Lanthanoids are industrially added, for example, as misch metal.
「Ｂ」：０〜０．００５％以下
素材鋼板の組織制御のため、Ｂを含有させてもよい。ＣＴＳを確保するため、Ｂの含有量を０．００５％以下にする。Ｂを含有する粗大介在物が形成され、ＣＴＳが低下する場合があるためである。Ｂ含有量の好ましい範囲は０．００２％以下である。Ｂの含有量は、例えば、０．００１％以上である。これらを整理すると好ましい範囲は、０．００２％以下、０．００１％以上０．００５％以下、または、０．００１％以上０．００２％以下となる。
“B”: 0 to 0.005% or less B may be contained in order to control the structure of the steel sheet. In order to ensure CTS, the B content is set to 0.005% or less. This is because coarse inclusions containing B are formed and CTS may be lowered. A preferable range of the B content is 0.002% or less. The B content is, for example, 0.001% or more. When these are arranged, a preferable range is 0.002% or less, 0.001% or more and 0.005% or less, or 0.001% or more and 0.002% or less.
なお、本実施形態における鋼成分においては、上記した元素以外の残部はＦeおよび不純物である。不純物として含まれるその他の元素の種類については特に限定はない。まず、本発明の作用効果を害さない範囲で、通常の製造工程で混入する程度の量、各種元素を適宜含有しても良い。不純物元素としては、例えば、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｐｂ及びＢｉを挙げることができる。Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｂｉはそれぞれ０．００３％以下の混入が許容される。さらに、スポット溶接性、すなわち、せん断引張強度（ＴＳＳ）、十字引張強度（ＣＴＳ）に影響しない程度の種類と量の元素を含むことも許容される。 In addition, in the steel component in this embodiment, the remainder other than the above-described elements is Fe and impurities. There are no particular limitations on the types of other elements contained as impurities. First, as long as the effects of the present invention are not impaired, various elements may be contained as appropriate in amounts that are mixed in a normal production process. Examples of the impurity element include Sb, Sn, Co, As, Pb, and Bi. Each of Sb, Sn, Co, As, Pb, and Bi is allowed to be mixed by 0.003% or less. Furthermore, it is allowed to include elements of a kind and amount that do not affect spot weldability, that is, shear tensile strength (TSS) and cross tensile strength (CTS).
また、用いる素材鋼板は表面にめっきが施されていても構わない。めっきの種類やめっきの厚さは特に限定することなく、本発明に示す効果を得ることができる。 Moreover, the material steel plate to be used may be plated on the surface. The type of plating and the thickness of the plating are not particularly limited, and the effects shown in the present invention can be obtained.
「Ｍｇを含有する粒子径３μｍ以上の酸化物系介在物の平均分布密度ρ１」：１０個／ｍｍ２以下
素材鋼板中に含まれるＭｇを含有する酸化物系介在物は、抵抗溶接後に残留し、その分布密度に応じてＣＴＳに影響を及ぼす。３μｍ未満のＭｇを含有する介在物は抵抗溶接後にナゲット内に残留しても、破壊の起点になる確率が低い。一方で、３μｍ以上の酸化物系介在物が１０個／ｍｍ２を超えると、ＣＴＳが低下する場合があることから、その量を１０個／ｍｍ２以下に制限した。さらには、５個／ｍｍ２以下であることがより望ましい。下限は特に限定せず低いほど望ましい。Ｍｇを含有する酸化物系介在物の平均分布密度は、鋼板表面に垂直な軸と圧延方向軸を面内に含む面（ＴＤ面）を鏡面研磨し、この断面の表面または裏面から１／８〜３／８の範囲内について、エネルギー分散型Ｘ線検出器（ＥＤＳ）を有するＦＥ−ＳＥＭを用いて合計で２ｍｍ２以上の面積を観察し、その観察視野内の個数を観察面積で除算した値とする。加速電圧を１０〜２０ｋＶで測定するものとし、観察倍率は、１μｍ以上の介在物を測定できる倍率であればよく、５００倍以上であることが好ましい。ここで、酸化物の粒径は、円相当径を採用するものとする。なお、Ｍｇを含有する酸化物系介在物とは、各粒子のうち、質量％でＭｇを２％以上含み、かつ、Ｏを２０％以上含む酸化物系介在物であり、Ｓを含有する酸硫化物も含む。また、Ｍｇを含有する酸化物系介在物には、Ｍｇ酸化物の他に、酸化物中にＭｇ以外のＴｉ、Ａｌ、ＣａやＲＥＭを含む酸化物および酸硫化物であっても構わない。また、Ｍｇを含有する酸化物系介在物と他の酸化物や窒化物や硫化物と複合で存在する介在物については、Ｍｇを含有する酸化物系介在物の大きさを測定するものとする。
“Average distribution density ρ1 of oxide inclusions having a particle diameter of 3 μm or more containing Mg”: 10 pieces / mm 2 or less The oxide inclusions containing Mg contained in the raw steel sheet remain after resistance welding. The CTS is affected according to the distribution density. Even if inclusions containing Mg of less than 3 μm remain in the nugget after resistance welding, the probability of becoming an origin of fracture is low. On the other hand, when the number of oxide inclusions of 3 μm or more exceeds 10 pieces / mm 2 , CTS may be lowered, and thus the amount is limited to 10 pieces / mm 2 or less. Furthermore, it is more desirable that it is 5 pieces / mm 2 or less. The lower limit is not particularly limited and is preferably as low as possible. The average distribution density of oxide inclusions containing Mg is 1/8 from the surface or back surface of this cross section by mirror-polishing the surface (TD surface) that includes the axis perpendicular to the steel sheet surface and the rolling direction axis in the plane. In the range of ˜3 / 8, a total area of 2 mm 2 or more was observed using an FE-SEM having an energy dispersive X-ray detector (EDS), and the number in the observation field was divided by the observation area. Value. The acceleration voltage is to be measured at 10 to 20 kV, and the observation magnification may be any magnification that can measure inclusions of 1 μm or more, and preferably 500 times or more. Here, an equivalent circle diameter is employed as the particle diameter of the oxide. The oxide-based inclusion containing Mg is an oxide-based inclusion containing 2% or more of Mg and 20% or more of O by mass%, and an acid containing S. Including sulfide. In addition to the Mg oxide, the oxide inclusions containing Mg may be oxides and oxysulfides containing Ti, Al, Ca, and REM other than Mg in the oxide. In addition, for oxide inclusions containing Mg and other oxides, nitrides or sulfides in combination, the size of the oxide inclusions containing Mg shall be measured. .
「Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上を含有し、さらにＮを含有する３ｎｍ以上の析出物の平均分布密度ρ２」：１０３個／ｍｍ２以上〜１０７個／ｍｍ２以下
溶接部の疲労特性を優れたものにする場合は、素材鋼板中に含まれるＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上を含有し、さらにＮを含有する析出物は、抵抗溶接後の継手ＨＡＺ部とナゲットの組織を微細化させることで、疲労特性向上とＣＴＳ向上に寄与させることができる。Ｎを含有する析出物の平均分布密度が１０３個／ｍｍ２未満であると、疲労特性向上効果が小さいため、その範囲を１０３個／ｍｍ２以上とした。３×１０３個／ｍｍ２以上がより好ましい範囲である。ここで、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上とＮを含有する析出物は、窒化物でも炭化物でもＣとＮの双方を含有する炭窒化物でも構わないが、Ｎを含有していることが必要である。また、その炭窒化物のサイズは特に限定することは無い。なお、ＨＡＺとナゲットの細粒化に効果があるのは、析出物の長径で３〜５０ｎｍの大きさの析出物であるので、この大きさの析出物の密度を計測することが望ましい。それ以上の大きさの析出物は、３〜５０ｎｍの大きさの析出物と比べると、ごく少数なので、特性に与える影響はない。なお、製造コストが高くなる特殊な製法でない限り、Ｎを含有する析出物の平均分布密度が多すぎることはないが、Ｎを含有する析出物の平均分布密度が多いと溶接金属内に多量に窒化物が形成され、これが破壊の起点となりＣＴＳ／ＴＳＳが低下する傾向があるため、１×１０７個／ｍｍ２以下を範囲とした。１×１０６個／ｍｍ２以下がより好ましい範囲である。
なお、鋼板中のＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上、さらにＮを含有する析出物炭窒化物は次のように測定する。表面鏡面研磨したのち、１０％アセチルアセトン―１％ＴＭＡＣ−メタノール液を用いて定電位電解法により非測定物（母材）を溶解させて、析出物を分離する。この析出物をカーボンレプリカ膜により抽出する。（電解抽出レプリカ法）カーボンレプリカ膜上に抽出された析出物をＥＤＳ（エネルギー分散型Ｘ線分光）やＷＤＳ（波長分散型Ｘ線分光）やＥＥＬＳ（電子エネルギー損失分光）等の分析機能を有する透過型電子顕微鏡により観察し、カーボンレプリカ膜上の窒化物および炭窒化物の合計の個数を観察した面積で除することにより平均密度を算出することができる。なお、Ｎのスペクトルと析出物に含有する元素のスペクトルが重なる場合は、Ｎ有無の判定が難しくなるので、その場合はＥＤＳ、ＷＤＳ、ＥＥＬＳの内、このような影響が無い分析方法で測定を行う。カーボンレプリカ膜の観察においては、１０００μｍ２以上の面積を観察することが望ましい。なお、電解抽出レプリカ法では１０ｎｍ以下の微細な炭窒化物を抽出することが難しい場合は、薄膜をＴＥＭまたは３次元アトムプローブ法で観察して、炭窒化物の個数密度を測定することを妨げない。ＴＥＭで観察する場合は、広い領域の観察は難しいので、少なくとも１００μｍ２以上の領域を観察することが好ましく、３次元アトムプローブ法で観察する場合は、５×１０５ｎｍ３以上の領域を観察することが好ましい。どの手法を用いる場合でも、表面または裏面から１／８〜３／８の範囲内を測定するものとする。
“Average distribution density ρ2 of precipitates of 3 nm or more containing one or more of Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Sc, Y and further containing N”: 10 3 pieces / mm 2 above 10 7 / mm 2 or less if to have a high fatigue properties of welds, Ti contained in the steel sheet, Zr, Hf, V, Nb , Ta, Sc, 1 kind or two kinds of Y The precipitate containing N and further containing N can contribute to improvement in fatigue characteristics and CTS by refining the joint HAZ portion after resistance welding and the structure of the nugget. When the average distribution density of precipitates containing N is less than 10 3 pieces / mm 2 , the effect of improving fatigue characteristics is small, so the range is set to 10 3 pieces / mm 2 or more. 3 × 10 3 pieces / mm 2 or more is a more preferable range. Here, one or more of Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Sc, and Y and the precipitate containing N is a nitride, carbide or carbon nitride containing both C and N. However, it is necessary to contain N. Further, the size of the carbonitride is not particularly limited. In addition, it is desirable to measure the density of the precipitate of this magnitude | size, since it is a precipitate of the magnitude | size of 3-50 nm with the major axis of a precipitate that is effective in the refinement | miniaturization of HAZ and a nugget. Since there are very few precipitates larger than those having a size of 3 to 50 nm, there is no influence on the characteristics. The average distribution density of precipitates containing N is not too high unless the manufacturing method is a special manufacturing method that increases the manufacturing cost. However, if the average distribution density of precipitates containing N is large, a large amount is present in the weld metal. Since nitride is formed and this tends to be the starting point of destruction and CTS / TSS tends to decrease, the range was set to 1 × 10 7 pieces / mm 2 or less. 1 × 10 6 pieces / mm 2 or less is a more preferable range.
In addition, the precipitation carbonitride containing 1 type, or 2 or more types of Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Sc, and Y, and also N in a steel plate is measured as follows. After surface mirror polishing, 10% acetylacetone-1% TMAC-methanol solution is used to dissolve a non-measurement object (base material) by a constant potential electrolysis method, and a precipitate is separated. This deposit is extracted with a carbon replica film. (Electrolytic extraction replica method) The precipitate extracted on the carbon replica film has analysis functions such as EDS (energy dispersive X-ray spectroscopy), WDS (wavelength dispersive X-ray spectroscopy), and EELS (electron energy loss spectroscopy). The average density can be calculated by observing with a transmission electron microscope and dividing the total number of nitrides and carbonitrides on the carbon replica film by the observed area. In addition, when the spectrum of N and the spectrum of the element contained in the precipitate overlap, it is difficult to determine the presence or absence of N. In that case, measurement should be performed using an analysis method that does not have such an effect among EDS, WDS, and EELS. Do. In observing the carbon replica film, it is desirable to observe an area of 1000 μm 2 or more. When it is difficult to extract fine carbonitrides of 10 nm or less by electrolytic extraction replica method, it is difficult to observe the thin film by TEM or three-dimensional atom probe method to measure the number density of carbonitrides. Absent. When observing the TEM, since the observation of a large area is difficult, it is preferable to observe at least 100 [mu] m 2 or more regions, when observing a three-dimensional atom probe method, observing the 5 × 10 5 nm 3 or more regions It is preferable to do. Regardless of which method is used, the measurement is performed within a range of 1/8 to 3/8 from the front surface or the back surface.
「ＣＴＳ（ｋＮ）／ＴＳＳ（ｋＮ）（せん断引張強度（ＴＳＳ）に対する十字引張強度（ＣＴＳ）の比率）」：鋼板の引張強度をＴＳ（ＭＰａ）とした時に、４×１０−７×［ＴＳ］２−１．３×１０−３×ＴＳ］＋１．２３以上
ＣＴＳ／ＴＳＳは延性比とも呼ばれ、十字継手引張時におけるナゲット内での剥離破壊傾向を評価する一つの指標である。ＣＴＳ／ＴＳＳが４×１０−７×［ＴＳ］２−１．３×１０−３×［ＴＳ］＋１．２３未満であると、剥離破壊傾向が強く実用の継ぎ手としての使用は困難になるので、４×１０−７×［ＴＳ］２−１．３×１０−３×［ＴＳ］＋１．２３以上が望ましい。なお、ＣＴＳとＴＳＳの評価は、同一鋼種で同一板厚の鋼板を用いて、断面ナゲット径が４．８√ｔ〜５．２√ｔとなる条件でスポット溶接された試験材料に対して、ＪＩＳ Ｚ ３１３６、ＪＩＳ Ｚ ３１３７に従って評価する、ものとする。スポット溶接を行う際の電極径や形状、加圧力、電流条件は、断面径４．８√ｔ〜５．２√ｔの大きさのナゲットが得られ、かつ継手強度に影響を及ぼす溶接欠陥が少ないナゲットが得られるように適宜選択すればよいが、電流条件に関しては、図３に示す通電履歴で行うことが望ましい。
すなわち、溶接電流Ｗｃにより溶融したナゲットを形成させ、次いで、ｔＣ：１５〜６０ｍｓの間、無通電状態にし、次いで、Ｗｃの０．７〜０．９倍の電流量でｔＰ：５０〜３００ｍｓ間の後通電を行い、最後に、加圧力を保持したままで、ｔＨ：１５〜４０ｍｓ保持する。
“CTS (kN) / TSS (kN) (ratio of cross tensile strength (CTS) to shear tensile strength (TSS))”: 4 × 10 −7 × [TS when the tensile strength of the steel sheet is TS (MPa). ] is 2 -1.3 × 10 -3 × TS] +1.23 or CTS / TSS also called ductile ratio, which is one of indexes for evaluating the peel fracture trend in the nugget at the tensile cross joint. If the CTS / TSS is less than 4 × 10 −7 × [TS] 2 −1.3 × 10 −3 × [TS] +1.23, the tendency to peel fracture is strong, making it difficult to use as a practical joint. 4 × 10 −7 × [TS] 2 −1.3 × 10 −3 × [TS] +1.23 or more is desirable. In addition, evaluation of CTS and TSS is performed on the test material spot-welded under the condition that the cross-sectional nugget diameter is 4.8√t to 5.2√t using the same steel type and the same thickness. It shall be evaluated according to JIS Z 3136 and JIS Z 3137. The electrode diameter, shape, applied pressure, and current conditions for spot welding are such that a nugget having a cross-sectional diameter of 4.8√t to 5.2√t is obtained, and there is a welding defect that affects joint strength. The selection may be made as appropriate so that a small number of nuggets can be obtained, but the current condition is preferably performed according to the energization history shown in FIG.
That is, a melted nugget is formed by the welding current Wc, and is then deenergized for tC: 15 to 60 ms, and then tP: 50 to 300 ms with a current amount 0.7 to 0.9 times Wc. Thereafter, energization is performed, and finally, tH is maintained for 15 to 40 ms while the applied pressure is maintained.
「炭素当量Ｃｅｑ」：０．２２％以上
鋼板のＣｅｑが０．２２％未満であると、十字継手引張試験においてナゲット内では無く、母材で破断する虞があるため、本発明技術によるＣＴＳの増加効果が減少する。このため、本発明ではＣｅｑが０．２２％以上が好ましい。ここで、炭素当量Ｃｅｑは、非特許文献１に記載のＣｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋２Ｐ＋４Ｓを用いる。より好ましい下限は、０．３０％以上、さらに好ましい下限は、０．３５％以上である。
“Carbon equivalent Ceq”: 0.22% or more If the Ceq of the steel sheet is less than 0.22%, there is a risk of fracture not in the nugget but in the base material in the cross joint tensile test. Increase effect decreases. For this reason, in the present invention, Ceq is preferably 0.22% or more. Here, Ceq = C + Si / 30 + Mn / 20 + 2P + 4S described in Non-Patent Document 1 is used as the carbon equivalent Ceq. A more preferable lower limit is 0.30% or more, and a further preferable lower limit is 0.35% or more.
「鋼板の平均結晶粒径」：８μｍ以下
鋼板の結晶粒径は、溶接後のＨＡＺ部およびナゲットの結晶粒径に影響を与えることがあり、これにより疲労特性や、ＣＴＳに影響を及ぼす。鋼板の結晶粒径が８μｍを超えると、疲労強度向上の効果が小さく、さらにナゲット内の酸化物系介在物の変化によるＣＴＳ増加効果が小さくなるため、その好ましい範囲を８μｍ以下とした。５μｍ以下がより好ましい範囲である。
鋼板の結晶粒径は、次のようにして測定する。鋼板表面に垂直な軸と圧延方向軸を面内に含む面（ＴＤ面）を鏡面研磨し、さらに電解研磨またはコロイダルシリカ研磨にて研磨する。この断面の表面あるいは裏面から１／８〜３／８厚さの範囲内の領域を、ＳＥＭ／ＥＢＳＤ法により結晶方位解析を行う。分析のステップサイズは結晶粒径より十分小さければ良いが、０．８μｍ以下で行うことが望ましい。また、測定は１ｍｍ２以上の面積を測定する。ＥＢＳＤの結晶方位解析により、隣接測定点間で１５°以上の結晶方位差がある境界を粒界と定義し、粒界で囲まれた領域を一つの結晶粒とし、その結晶粒の円相当径を粒径とする。そして、測定領域にある結晶粒の粒径の平均値を平均粒径とする。なお、ここで結晶粒とは隣接する領域と１５°以上の結晶方位差（ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）を有する粒界で囲まれた領域である。
スポット溶接性および溶接部の疲労特性は溶接部の金属の特性によって変わるものであり、スポット溶接性および溶接部の疲労特性については鋼板の組織の影響は実質的にないため、他の要求される特性を満足する範囲において鋼板の金属組織は特に限定することなく、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、オーステナイト、パーライトのいずれかあるいは２種以上の混合組織であっても構わない。例えば、引張強度を５９０ＭＰａ以上とするため、析出強化を主な強化機構としたフェライト１００％の組織でも良く、組織強化を主な強化機構としたベイナイトやマルテンサイトがそれぞれ１００％の組織でも良く、フェライトとマルテンサイトが混合するＤＰ組織でも良い。
“Average crystal grain size of steel sheet”: 8 μm or less The crystal grain size of the steel sheet may affect the crystal grain size of the HAZ part and nugget after welding, thereby affecting fatigue characteristics and CTS. When the crystal grain size of the steel sheet exceeds 8 μm, the effect of improving the fatigue strength is small, and further, the effect of increasing the CTS due to the change of oxide inclusions in the nugget is small, so the preferable range is set to 8 μm or less. 5 μm or less is a more preferable range.
The crystal grain size of the steel sheet is measured as follows. A surface (TD surface) including an axis perpendicular to the steel plate surface and a rolling direction axis in the plane (TD surface) is mirror-polished and further polished by electrolytic polishing or colloidal silica polishing. The crystal orientation analysis is performed by the SEM / EBSD method for the region within the range of 1/8 to 3/8 thickness from the front surface or the back surface of the cross section. The analysis step size may be sufficiently smaller than the crystal grain size, but is desirably 0.8 μm or less. Moreover, the measurement measures an area of 1 mm 2 or more. Based on the crystal orientation analysis of EBSD, a boundary having a crystal orientation difference of 15 ° or more between adjacent measurement points is defined as a grain boundary, and an area surrounded by the grain boundary is defined as one crystal grain, and the equivalent circle diameter of the crystal grain Is the particle size. And let the average value of the particle size of the crystal grain in a measurement area be an average particle size. Here, the crystal grain is a region surrounded by a grain boundary having a crystal orientation difference of 15 ° or more with an adjacent region.
Spot weldability and weld fatigue properties vary depending on the metal properties of the weld. Spot weldability and weld fatigue properties are virtually unaffected by the structure of the steel sheet, so other requirements are required. The metal structure of the steel sheet is not particularly limited as long as the characteristics are satisfied, and may be any of ferrite, bainite, martensite, austenite, pearlite, or a mixed structure of two or more. For example, in order to set the tensile strength to 590 MPa or more, it may be a ferrite 100% structure with precipitation strengthening as the main strengthening mechanism, and bainite and martensite with structure strengthening as the main strengthening mechanism may each have a structure of 100%. A DP structure in which ferrite and martensite are mixed may be used.
「鋼板の引張強度」：５９０ＭＰａ以上がより好ましい
鋼板の引張強度ＴＳが５９０ＭＰａ未満であると、十字継手引張試験においてナゲット内では無く、母材で破断する場合があるため、本発明技術によるＣＴＳの増加効果は５９０ＭＰａ以上の鋼板に比べて少ない。このため、本発明では引張強度ＴＳが５９０ＭＰａ以上の鋼板に適用することがより好ましい。
＜鋼板の製造方法＞
“Tensile strength of steel sheet”: 590 MPa or more is more preferable If the tensile strength TS of the steel sheet is less than 590 MPa, it may break not in the nugget but in the base material in the cross joint tensile test. The increase effect is small compared to a steel plate of 590 MPa or more. For this reason, in this invention, it is more preferable to apply to the steel plate whose tensile strength TS is 590 Mpa or more.
<Manufacturing method of steel plate>
本実施形態に係る鋼板は、製造方法によらず、上記の化学組成、組織を有することでその効果が得られる。しかしながら、以下に示す製造方法によれば、本実施形態に係る鋼板を安定的に得られるため好ましい。
具体的には、本実施形態に係る鋼板の製造方法は、以下の工程を含むことが好ましい。
＜溶鋼へのＭｇを含有させ、出湯する工程＞
The steel plate according to the present embodiment has the above-described chemical composition and structure regardless of the manufacturing method, and the effect can be obtained. However, the following manufacturing method is preferable because the steel sheet according to the present embodiment can be obtained stably.
Specifically, it is preferable that the manufacturing method of the steel plate which concerns on this embodiment includes the following processes.
<Process of adding molten Mg to molten steel and discharging hot water>
Ｍｇを含有する酸化物系介在物は溶鋼中で形成されるため、そのサイズや分布は、凝固が開始するまでの工程で制御する。Ｍｇを含有する合金を投入する場合は、溶鋼の温度が１５７０℃〜１６３０℃でＭｇを含有する合金を投入し、さらに、溶鋼へのＭｇ投入開始から鋳造開始までの時間を１０ｓ〜３００ｓにすることが望ましい。これは、溶鋼の温度が１５７０℃未満であると鋳片内での３μｍ以上のＭｇを含有する酸化物の数が増大し、また１６３０℃を超えるとＭｇを含む酸化物の粗大化が急速に進行するためである。また、鋳造開始までの時間が１０ｓ未満であると、鋳片内での３μｍ以上のＭｇを含有する酸化物の数が増大し、また３００ｓを超えるとＭｇを含有する酸化物が凝集合体をして粗大化するために、溶接性が劣化する傾向がある。なお、連続鋳造設備の場合には、タンディッシュ内に溶鋼を注湯した際に、タンディッシュ内でＭｇを含有する合金を投入することが望ましい。この際、タンディッシュ内において、タンディッシュへの注湯と鋳型への出湯は連続的に行われるので、保持時間は溶鋼へのＭｇ投入開始から鋳型への出湯開始までの時間で管理する方法が簡易である。 Since the oxide inclusions containing Mg are formed in the molten steel, the size and distribution thereof are controlled by the process until solidification starts. When an alloy containing Mg is introduced, an alloy containing Mg is introduced at a molten steel temperature of 1570 ° C. to 1630 ° C., and the time from the start of Mg addition to the molten steel to the start of casting is set to 10 s to 300 s. It is desirable. This is because when the temperature of the molten steel is less than 1570 ° C., the number of oxides containing Mg of 3 μm or more in the slab increases, and when it exceeds 1630 ° C., coarsening of the oxide containing Mg proceeds rapidly. Because. Further, if the time until the start of casting is less than 10 s, the number of oxides containing Mg of 3 μm or more in the slab increases, and if it exceeds 300 s, the oxides containing Mg aggregate and coalesce and are coarse. Therefore, the weldability tends to deteriorate. In the case of continuous casting equipment, when molten steel is poured into the tundish, it is desirable to introduce an alloy containing Mg in the tundish. At this time, since pouring into the tundish and tapping into the mold are continuously performed in the tundish, the holding time can be managed by the time from the start of pouring Mg into the molten steel until the start of tapping into the mold. It is simple.
また、耐火物を使用して微量なＭｇを混入させることもできる。この場合は、タンディッシュにＭｇを含有する耐火物を使用し、１５７０〜１６３０℃の温度の溶鋼をタンディッシュに注湯し、注湯開始から鋳型への出湯開始まで１０ｓ以上の保持を行うことが望ましい。これは注湯温度が１５７０℃未満であり、さらにタンディッシュ内での保持時間が１０ｓ未満であると溶鋼へのＭｇの混入が十分に進まず、鋳片内での３μｍ以上のＭｇを含有する酸化物の数が増大し、また、３００ｓを超えると凝集粗大化したＭｇを含む酸化物が増加する傾向があるためである。凝集粗大化したＭｇを含む酸化物は、タンディッシュ内で浮上して除去されるか、あるいはスラブ内に取り込まれることにより、溶接性と溶接継手の疲労特性が改善しないか劣化する傾向にある。
＜熱間圧延工程＞
Moreover, a trace amount Mg can also be mixed using a refractory. In this case, use a refractory containing Mg in the tundish, pour molten steel at a temperature of 1570 to 1630 ° C. into the tundish, and hold for 10 s or more from the start of pouring to the start of pouring to the mold. Is desirable. When the pouring temperature is less than 1570 ° C. and the holding time in the tundish is less than 10 s, the molten steel does not sufficiently mix Mg, and contains 3 μm or more of Mg in the slab. This is because the number of oxides increases, and when it exceeds 300 s, there is a tendency for oxides containing Mg that has been agglomerated and coarsened to increase. The aggregated and coarsened oxide containing Mg tends to float or be removed in the tundish or taken into the slab so that the weldability and fatigue characteristics of the welded joint are not improved or deteriorated.
<Hot rolling process>
鋼板の結晶粒径の制御方法に関して、熱間圧延工程の製造方法は特に限定することなく、常法に従い、スラブ加熱条件や熱間圧延条件及び冷却条件を適宜選択すればよい。
溶接部の疲労特性を良好にするために、スラブ加熱を１２００℃以上で行い、その後１１５０℃〜１０５０℃間で４０％以上の圧下率で圧延を行うことが望ましい。このような処理を施すことで、本発明の鋼にＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上を含有させて、Ｎを含有する炭窒化物を高密度に分散させることができ、良好な溶接部の疲労特性にすることができる。ここで、圧下率は、１１５０℃〜１０５０℃間における圧延開始前の板厚を基準とし、前記温度範囲におけるこの基準に対する圧下量（前記温度範囲における、圧延開始前の板厚と圧延開始後の板厚との差）の百分率であり、以下の式で表される。
圧下率 ＝ （１１５０℃〜１０５０℃間における圧延開始前の板厚―１１５０℃〜１０５０℃間における圧延開始前の板厚）／
（１１５０℃〜１０５０℃間における圧延開始前の板厚）×１００
さらに、結晶粒径の微細化のためには、粗圧延終了後から仕上圧延開始までの時間を６０秒以下とすることが好ましく、仕上圧延を完了する温度をＡｒ３〜９３０℃とすることが好ましい。仕上圧延終了から冷却までの時間は３秒以下とすることが好ましく、７００℃以下になるまで最低冷却速度８℃／秒以上で冷却することが好ましい。ただし、前記冷却において冷却速度が８℃／秒未満である時間が合計で３秒以内であれば結晶粒の微細化に影響を与えないため、一時的に冷却速度が８℃／秒未満となることを妨げない。最終製品が熱延板の場合は、金属組織の細粒化のために巻き取り温度は６５０℃以下であることが望ましい。一方で、熱延工程の後に冷延・焼鈍工程がある場合は、巻き取り温度が低いと熱延板が硬質化して冷延性が悪化する場合があるため、巻き取り温度は３００℃以上であることが好ましい。
＜冷延工程およびめっき工程＞
Regarding the method for controlling the crystal grain size of the steel sheet, the manufacturing method in the hot rolling step is not particularly limited, and slab heating conditions, hot rolling conditions, and cooling conditions may be appropriately selected according to conventional methods.
In order to improve the fatigue characteristics of the weld zone, it is desirable to perform slab heating at 1200 ° C. or higher, and then perform rolling at 1150 ° C. to 1050 ° C. at a rolling reduction of 40% or higher. By performing such a treatment, the steel of the present invention contains one or more of Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Sc, and Y to increase the N-containing carbonitride. It can be dispersed in the density, and good fatigue characteristics of the weld can be obtained. Here, the reduction ratio is based on the plate thickness before rolling start between 1150 ° C. and 1050 ° C., and the amount of reduction with respect to this reference in the temperature range (the plate thickness before rolling start and the rolling start in the temperature range) It is a percentage of the difference from the plate thickness, and is expressed by the following formula.
Reduction ratio = (plate thickness before rolling start between 1150 ° C. and 1050 ° C.−plate thickness before rolling start between 1150 ° C. and 1050 ° C.) /
(Thickness before rolling start between 1150 ° C. and 1050 ° C.) × 100
Furthermore, because of the refinement of the crystal grain size is preferably set to be lower than or equal to 60 seconds of time until the start of finish rolling after rough rolling was finished, the temperature to complete the finish rolling be A r3 ~930 ℃ preferable. The time from finish rolling to cooling is preferably 3 seconds or less, and preferably cooled at a minimum cooling rate of 8 ° C./second or more until 700 ° C. or less. However, if the cooling rate in the cooling is less than 8 ° C./second within a total of 3 seconds, the cooling rate is temporarily less than 8 ° C./second because the refinement of crystal grains is not affected. I will not prevent it. When the final product is a hot-rolled sheet, the coiling temperature is desirably 650 ° C. or less for the purpose of refining the metal structure. On the other hand, when there is a cold rolling / annealing step after the hot rolling step, the hot rolling plate may be hardened and the cold rolling property may be deteriorated if the winding temperature is low, so the winding temperature is 300 ° C. or higher. It is preferable.
<Cold rolling process and plating process>
最終製品が冷延鋼板またはめっき鋼板の場合は、上記条件で熱間圧延を施した後に、酸洗および冷間圧延を行って良い。連続焼鈍ラインにて熱処理を行う場合は、例えば、７５０〜９００℃の範囲内の滞留時間が２００ｓ以内の焼鈍を行い、その後５００℃までの温度範囲において冷却速度を少なくても３℃／ｓ以上で冷却をすることでもよい。結晶粒の細粒化のためには、冷延率は４０％以上であることが好ましく、焼鈍温度は８５０℃以下であることが好ましく、また焼鈍後の５００℃までの冷却速度を少なくても５℃／ｓ以上とすることが好ましい。 When the final product is a cold-rolled steel plate or a plated steel plate, pickling and cold rolling may be performed after hot rolling under the above conditions. When heat treatment is performed in a continuous annealing line, for example, annealing is performed within a range of 750 to 900 ° C. for a residence time of 200 s or less, and then at least 3 ° C./s or less in the temperature range up to 500 ° C. It may be cooled with. In order to refine crystal grains, the cold rolling rate is preferably 40% or more, the annealing temperature is preferably 850 ° C. or less, and the cooling rate to 500 ° C. after annealing is small. It is preferable to set it as 5 degree-C / s or more.
なお、前述しためっきは、連続焼鈍・めっきラインで行っても、焼鈍ラインとは別のめっき専用の設備で行ってもよい。めっきの組成は、特に限定することはなく、また、溶融めっき、合金化溶融めっき、電気めっきのいずれでも構わない。 The plating described above may be performed on a continuous annealing / plating line, or may be performed on a plating-dedicated facility different from the annealing line. The composition of the plating is not particularly limited, and any of hot dipping, alloying hot dipping, and electroplating may be used.
なお、上記実施形態は、いずれも本発明を実施するにあたっての具体化の例を示したものにすぎず、これらによって本発明の技術的範囲が限定的に解釈されてはならないものである。すなわち、本発明はその技術思想、またはその主要な特徴から逸脱することなく、様々な態様で実施することができる。 The above-described embodiments are merely examples of implementation in carrying out the present invention, and the technical scope of the present invention should not be construed as being limited thereto. In other words, the present invention can be implemented in various modes without departing from the technical idea or the main features thereof.
以上説明したような本発明に係る鋼板によれば、上記構成により、信頼性の高い高強度の抵抗溶接継手が安定的に得られる。具体的には、せん断引張強度（ＴＳＳ）に対する十字引張強度（ＣＴＳ）の比率が、鋼板の引張強度をＴＳ（ＭＰａ）とした時に下式を満たす溶接継手が安定的に得られる。
ＣＴＳ／ＴＳＳ ＞ ４×１０−７×［ＴＳ］２−１．３×１０−３×［ＴＳ］＋１．２３
これにより、炭素当量Ｃｅｑが高い高強度鋼板を用いた溶接継手が実現可能になり、自動車部材の軽量化に貢献する。さらに、継手強度やスポット溶接性のばらつきが小さくなることで、自動車車体の安全性向上に寄与すると共に、溶接部後熱処理簡略化や抵抗溶接打点数低減を通じて、部材の製造コストや生産性向上への寄与が期待できる。
According to the steel plate according to the present invention as described above, a highly reliable resistance-welded joint with high reliability can be stably obtained by the above configuration. Specifically, a welded joint satisfying the following equation is stably obtained when the ratio of the cross tensile strength (CTS) to the shear tensile strength (TSS) is TS (MPa).
CTS / TSS> 4 × 10 −7 × [TS] 2 −1.3 × 10 −3 × [TS] +1.23
Thereby, a welded joint using a high-strength steel plate having a high carbon equivalent Ceq can be realized, which contributes to weight reduction of the automobile member. Furthermore, by reducing the variation in joint strength and spot weldability, it contributes to improving the safety of automobile bodies, and also improves the manufacturing cost and productivity of parts by simplifying post-weld heat treatment and reducing the number of resistance welding points. Can be expected.
また、Ｎを含有する３ｎｍ以上の析出物の平均分布密度が所定範囲内となるときは、さらに疲労特性に優れる溶接継手が安定的に得られる。具体的には、疲労特性最小最大荷重比０．１の条件で行い、２×１０６回の試験後にも破断が起こらなかった最大の荷重範囲ΔＬ（ＭＰａ）を疲労強度（ＴＦＳ）とした場合に、疲労強度が（ＴＦＳ）１．４ｋＮ超である溶接継手が安定的に得られる。 Further, when the average distribution density of precipitates containing 3 nm or more containing N is within a predetermined range, a welded joint having further excellent fatigue characteristics can be stably obtained. Specifically, when the fatigue property minimum maximum load ratio is 0.1, the maximum load range ΔL (MPa) in which no fracture occurred even after 2 × 10 6 tests is defined as the fatigue strength (TFS) In addition, a welded joint having a fatigue strength of (TFS) exceeding 1.4 kN can be obtained stably.
以下、本発明に係る鋼板の実施例を挙げ、本発明をより具体的に説明するが、本発明は、もとより下記実施例に限定されるものではなく、前、後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
＜実施例１＞
Hereinafter, examples of the steel sheet according to the present invention will be given and the present invention will be described more specifically. However, the present invention is not originally limited to the following examples, and can be adapted to the purpose described above and below. It is also possible to carry out with appropriate modifications, and these are all included in the technical scope of the present invention.
<Example 1>
下記表１に示す成分組成を有する鋼を溶製して鋼片を製造するに当たり、１６００℃でＭｇを含む合金を溶鋼中に投入し、３０ｓ後に溶鋼を鋳造させた。この鋼片を室温まで冷却した後、１２００〜１２５０℃に加熱して、１１５０〜１０５０℃間で７０％の圧下率で粗圧延を施し、引き続き、仕上圧延を行った。仕上圧延は仕上圧延の終了温度Ａｒ３〜９３０℃で行い、仕上圧延終了後から３秒以内に６５０℃までの温度範囲を最低冷却速度１０℃／ｓ以上で冷却を行った後、５００〜６００℃巻き取り処理を行った。
冷延鋼板については、上記熱延鋼板を酸洗し、４０〜７０％の圧延率で冷延を行い、引き続き、７５０〜９００℃間の滞留時間が１００ｓの焼鈍処理を行い、５００℃までの温度範囲を最低冷却速度３℃／ｓ以上の冷却速度で冷却を行い、さらに３００〜５００℃間の滞留時間が２０〜４００ｓの熱処理を行った。
In producing steel slab by melting steel having the composition shown in Table 1 below, an alloy containing Mg was introduced into the molten steel at 1600 ° C., and the molten steel was cast after 30 seconds. After this steel slab was cooled to room temperature, it was heated to 1200 to 1250 ° C., subjected to rough rolling at 1150 to 1050 ° C. at a reduction rate of 70%, and then finish rolling was performed. Finish rolling is carried out at end temperature A r3 ~930 ℃ the finish rolling, after the temperature range of from after the completion of the finish rolling to 650 ° C. within 3 seconds to cool for a minimum cooling rate of 10 ° C. / s or higher, 500-600 A roll-up treatment was performed.
For cold-rolled steel sheets, the hot-rolled steel sheets are pickled, cold-rolled at a rolling rate of 40 to 70%, subsequently subjected to an annealing treatment with a residence time of 750 to 900 ° C. for 100 s, up to 500 ° C. The temperature range was cooled at a minimum cooling rate of 3 ° C./s or more, and heat treatment was further performed with a residence time between 300 and 500 ° C. for 20 to 400 s.
Ｔｉ−Ｙの合計：Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｓｃ，Ｙの合計
熱延鋼板および冷延鋼板はいずれも最後に伸び率０．３％の条件で調質圧延を行った。
得られた鋼板について、以下の評価を行った。圧延直角方向を長手方向として、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に準拠した引張試験片を採取し、引張試験をＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠して行い、機械的特性を評価した。
Both hot-rolled steel sheets and cold-rolled steel sheets were finally subjected to temper rolling under the condition of an elongation rate of 0.3%.
The following evaluation was performed about the obtained steel plate. Tensile test pieces in accordance with JIS Z 2201 were taken with the direction perpendicular to rolling as the longitudinal direction, and tensile tests were performed in accordance with JIS Z2241 to evaluate mechanical properties.
鋼板の結晶粒径は、断面試料の１／４厚さの部分を観察し、ＥＢＳＤ法を用いて１５°以上の傾角の粒界で囲まれる領域を一つの結晶粒と評価し、各々５０個以上の結晶粒の平均公称粒径として測定した。 The crystal grain size of the steel sheet was evaluated by observing a quarter-thickness portion of the cross-section sample, and evaluating the region surrounded by the grain boundary with an inclination of 15 ° or more as one crystal grain by using the EBSD method. The average nominal particle size of the above crystal grains was measured.
鋼板中のＭｇを含有する粒子径３μｍ以上の酸化物系介在物の平均分布密度ρ１の分布密度は以下のようにして評価した。はじめに、断面試料を鏡面研磨し、１／４厚さの部分について、特性Ｘ線の検出器を有するＳＥＭを用いて２ｍｍ２以上の面積の像観察と元素分析を行い、そのサイズと組成を調査した。そして、Ｍｇを含有しかつ円相当径で３μｍ以上の大きさの酸化物を数え、観察した面積で除することにより平均密度を算出した。 The distribution density of the average distribution density ρ1 of oxide inclusions having a particle diameter of 3 μm or more containing Mg in the steel sheet was evaluated as follows. First, the cross-section sample is mirror-polished, and the 1 / 4-thickness portion is observed with an SEM with a characteristic X-ray detector for image observation and elemental analysis of an area of 2 mm 2 or more, and the size and composition are investigated. did. Then, the average density was calculated by counting oxides containing Mg and having an equivalent circle diameter of 3 μm or more and dividing by the observed area.
鋼板中のＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上を含有し、さらにＮを含有する３ｎｍ以上の析出物の平均分布密度ρ２は、電解抽出レプリカ法によりカーボン膜上に析出物を抽出し、これをＥＤＳ（エネルギー分散型Ｘ線分光）とＥＥＬＳ（電子エネルギー損失分光）を有する透過型電子顕微鏡により観察し、その析出物の組成と数を測定した。抽出レプリカ膜の１０００μｍ２以上の面積について析出物の長径で３〜５０ｎｍの大きさの窒化物および炭窒化物の個数を数え、その個数を観察した面積で除することにより平均分布密度を算出した。 The average distribution density ρ2 of precipitates of 3 nm or more containing one or more of Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Sc, Y in the steel sheet, and further containing N is determined by the electrolytic extraction replica method. Were used to extract precipitates on the carbon film, which were observed with a transmission electron microscope having EDS (energy dispersive X-ray spectroscopy) and EELS (electron energy loss spectroscopy), and the composition and number of the precipitates were measured. . The average distribution density was calculated by counting the number of nitrides and carbonitrides having a major axis of 3-50 nm in the area of 1000 μm 2 or more of the extracted replica film and dividing the number by the observed area. .
溶接継手は、ＪＩＳ Ｚ３１３６、ＪＩＳ Ｚ３１３７に準拠し、せん断引張用と十字引張用の２種類を作製し、さらにＪＩＳ Ｚ３１３８に準拠し、せん断疲労試験用の継手を作製した。冷延鋼板については板厚ｔ＝１．２ｍｍ、熱延鋼板については板厚ｔ＝２．０ｍｍの鋼板を用い、それぞれ同鋼種、同板厚の組合せで重ね合わせで、サーボガンタイプのスポット溶接機により溶接を行った。スポット溶接は、加圧力５０００Ｎで本通電時間２４０ｍｓ（冷延鋼板の場合）あるいは４００ｍｓ（熱延鋼板の場合）での本溶接を行った後に、４０ｍｓ間の無通電を経て、さらに本通電の８０％の電流値で２００ｍｓ間の通電を行い、最後に２０ｍｓのホールドを行った。なお、本通電の溶接電流値は、断面ナゲット径が５√ｔになるように調整した。すなわち、ｔ＝１．２ｍｍの冷延鋼板の場合には断面ナゲット径が５．５ｍｍ±０．２ｍｍの大きさに、ｔ＝２．０ｍｍの熱延鋼板の場合は、断面ナゲット径が７．１ｍｍ±０．２ｍｍになるように本通電の溶接電流値を設定した。
最後に、前記ＪＩＳに基づいて、せん断継ぎ手引張強さ（ＴＳＳ）および十字継手引張強さ（ＣＴＳ）およびせん断疲労試験の測定を行った。疲労試験は、最小最大荷重比０．１の条件で行い、２×１０６回の試験後にも破断が起こらなかった最大の荷重範囲ΔＬ（ＭＰａ）を疲労強度（ＴＦＳ）とした。
素材のＴＳ、結晶粒径ｄ、Ｍｇを含有する粒子径３μｍ以上の酸化物系介在物の平均分布密度ρ１、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上を含有する炭窒化物の平均分布密度ρ２、およびＣＴＳとＴＳＳとＴＦＳの評価結果を表２に示す。
Two types of welded joints, one for shear tension and the other for cross tension, were prepared according to JIS Z3136 and JIS Z3137, and a joint for shear fatigue test was prepared according to JIS Z3138. Servo gun type spot welding using cold rolled steel sheets with a thickness of t = 1.2 mm and hot rolled steel sheets with a thickness of t = 2.0 mm, with the same steel type and the same thickness combined. Welding was performed by a machine. In spot welding, after main welding is performed at a pressure of 5000 N and a main energization time of 240 ms (in the case of cold-rolled steel plate) or 400 ms (in the case of hot-rolled steel plate), no energization is performed for 40 ms, and further 80 Energization was performed for 200 ms at a current value of%, and finally 20 ms was held. In addition, the welding current value of this energization was adjusted so that the cross-sectional nugget diameter was 5√t. That is, the cross-sectional nugget diameter is 5.5 mm ± 0.2 mm in the case of a cold-rolled steel sheet with t = 1.2 mm, and the cross-sectional nugget diameter is 7 in the case of a hot-rolled steel sheet with t = 2.0 mm. The welding current value for main energization was set to 1 mm ± 0.2 mm.
Finally, based on the JIS, measurements of shear joint tensile strength (TSS), cross joint tensile strength (CTS), and shear fatigue test were performed. The fatigue test was performed under the condition of the minimum maximum load ratio of 0.1, and the maximum load range ΔL (MPa) in which no fracture occurred even after 2 × 10 6 tests was defined as the fatigue strength (TFS).
One or two of the average distribution density ρ1, Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Sc, and Y of oxide inclusions having a particle size of 3 μm or more containing TS, crystal grain size d, and Mg Table 2 shows the average distribution density ρ2 of carbonitrides containing the above, and the evaluation results of CTS, TSS, and TFS.
ｄ： 平均結晶粒径 （μｍ）
ρ１： Ｍｇを含有する粒子径３μｍ以上の酸化物系介在物の平均分布密度 （個／ｍｍ２）
ρ２： Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上を含有し、さらにＮを含有する３ｎｍ以上の析出物の平均分布密度 （個／ｍｍ２）
ＴＳＳ： せん断継ぎ手引張強度（ｋＮ）
ＣＴＳ： 十字継ぎ手引張強度（ｋＮ）
ＴＦＳ： せん断疲労強度 （ｋＮ）
ＴＳＳ式： ４×１０−７×［ＴＳ］２−１．３×１０−３×［ＴＳ］＋１．２３
d: Average crystal grain size (μm)
ρ1: Average distribution density of oxide inclusions containing Mg and having a particle diameter of 3 μm or more (pieces / mm 2 )
ρ2: Average distribution density of precipitates of 3 nm or more containing one or more of Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Sc, Y and further containing N (pieces / mm 2 )
TSS: Shear joint tensile strength (kN)
CTS: Cross joint tensile strength (kN)
TFS: Shear fatigue strength (kN)
TSS formula: 4 × 10 −7 × [TS] 2 −1.3 × 10 −3 × [TS] +1.23
比較例であるＡ、Ｐ、Ｒは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上の合計含有量が規定量を下回ったため、ＣＴＳ／ＴＳＳが低く、スポット溶接性が悪かった。また、Ａ、Ｐ、Ｒは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上の合計含有量が規定量を下回ったため、ρ２の析出物の平均分布密度が規定を下回ったため、疲労強度が低かった。
比較例である、ＡＧ、ＡＨは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上の合計含有量が、規定量を超えたため、３μｍ以上のＭｇを含む酸化物系介在物の数ρ１が多く、ＣＴＳ／ＴＳＳが低く、スポット溶接性が悪かった。また、ＡＧ、ＡＨは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上の合計含有量が規定量を下回ったため、ρ２の析出物の平均分布密度が規定を下回ったため、疲労強度が低かった。
比較例であるＳは、Ｃの含有量が、比較例であるＷは、Ｍｎの含有量がそれぞれ、規定量を下回ったため、ＴＳが低く強度が劣った。
比較例であるＴは、Ｃの含有量が、比較例であるＸは、Ｍｎの含有量がそれぞれ、規定量を超えたため、ＣＴＳ／ＴＳＳが低く、スポット溶接性が悪かった。また、Ｃ、Ｍｎの含有量が規定を上回ったため、疲労強度が低かった。
比較例であるＵは、Ｓｉの含有量が上限を超えたため、ＣＴＳ／ＴＳＳが低く、スポット溶接性が悪かった。比較例であるＶは、Ａｌの含有量が上限を超えたために３μｍ以上のＭｇを含む酸化物系介在物の数が多く、ＣＴＳ／ＴＳＳが低く、スポット溶接性が悪かった。また、比較例であるＵは、Ｓｉの含有量が上限を超えたため、疲労強度が低かった。
比較例であるＹ、Ｚは、Ｎｉの含有量がそれぞれ規定から上下に外れたため、ＣＴＳ／ＴＳＳが低く、スポット溶接性が悪かった。
比較例であるＡＡ、ＡＢ、ＡＦは、それぞれＰ、Ｓ、Ｏが規定量を超えたため、ＣＴＳ／ＴＳＳが低く、スポット溶接性が悪かった。また、比較例であるＡＦは、Ｏの含有量が上限を超えたため、疲労強度が低かった。
比較例であるＡＣは、Ｍｇが規定量を超えたため３μｍ以上のＭｇを含む酸化物系介在物の数が多く、ＣＴＳ／ＴＳＳが低く、スポット溶接性が悪かった。また、比較例であるＡＣは、Ｍｇの含有量が上限を超えたため、疲労強度が低かった。
比較例であるＡＤは、Ｎの含有量が規定の下に外れたため、疲労強度が低かった。比較例であるＡＥは、Ｎの含有量が過大なため、ＣＴＳ／ＴＳＳが低下した。
一方、本発明例であるＢ〜Ｏ、Ｑは、本発明の規定の範囲の合金組成であり、ρ１、ρ２も適正であったため、良好なスポット溶接性と疲労特性が得られた。
＜実施例２＞
A, P, and R, which are comparative examples, have a low CTS / TSS because the total content of one or more of Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Sc, and Y is less than the specified amount. Spot weldability was poor. Moreover, A, P, and R are Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Sc, and Y, since the total content of one or more of them is less than the specified amount, so the average distribution density of the precipitates of ρ2 However, the fatigue strength was low.
AG and AH, which are comparative examples, contain 3 μm or more of Mg because the total content of one or more of Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Sc, and Y exceeds the specified amount. The number of oxide inclusions ρ1 was large, CTS / TSS was low, and spot weldability was poor. In addition, since AG and AH have a total content of one or more of Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Sc, and Y lower than the specified amount, the average distribution density of the precipitates of ρ2 is specified. The fatigue strength was low.
S, which is a comparative example, had a C content, and W, which was a comparative example, had a Mn content that was less than the specified amount, so the TS was low and the strength was poor.
The comparative example T had a C content, and the comparative example X had a low CTS / TSS and a poor spot weldability because the Mn content exceeded the specified amount. Further, the fatigue strength was low because the contents of C and Mn exceeded the specifications.
U, which is a comparative example, had a low CTS / TSS and a poor spot weldability because the Si content exceeded the upper limit. V which is a comparative example had a large number of oxide inclusions containing 3 μm or more of Mg because the Al content exceeded the upper limit, CTS / TSS was low, and spot weldability was poor. Further, U, which is a comparative example, had low fatigue strength because the Si content exceeded the upper limit.
In Comparative Examples Y and Z, the contents of Ni deviated from the upper and lower limits, respectively, so CTS / TSS was low and spot weldability was poor.
In Comparative Examples AA, AB, and AF, P, S, and O exceeded the specified amounts, respectively, so CTS / TSS was low and spot weldability was poor. In addition, the comparative AF was low in fatigue strength because the O content exceeded the upper limit.
AC, which is a comparative example, had a large number of oxide inclusions containing 3 μm or more of Mg because Mg exceeded a specified amount, CTS / TSS was low, and spot weldability was poor. Moreover, AC as a comparative example had low fatigue strength because the Mg content exceeded the upper limit.
AD, which is a comparative example, had low fatigue strength because the N content deviated from the specified value. Since AE which is a comparative example has excessive N content, CTS / TSS decreased.
On the other hand, B to O and Q, which are examples of the present invention, are alloy compositions in the range specified in the present invention, and ρ1 and ρ2 were also appropriate, so that good spot weldability and fatigue characteristics were obtained.
<Example 2>
上記表１に示すＢ鋼およびＱ鋼を用いて、種々のＭｇ添加法および添加条件で鋼片の製造を行った。溶鋼へのＭｇの添加は、タンディッシュ内においてＭｇを含有する合金を溶鋼に投入する方法により行い、合金投入時の溶鋼温度および添加から鋳造開始までの時間を変化させた。また、溶鋼と接触するタンディッシュ壁に、Ｍｇを３％以上含有する耐火物を使用する場合とＭｇを含有しない耐火物を使用する場合の２通りでの試験を行った。表３にその条件を示す。 Using the B steel and Q steel shown in Table 1 above, steel slabs were produced by various Mg addition methods and addition conditions. The addition of Mg to the molten steel was performed by a method in which an alloy containing Mg was introduced into the molten steel in the tundish, and the molten steel temperature at the time of alloy addition and the time from the addition to the start of casting were changed. Moreover, the test was performed in two ways, when a refractory containing 3% or more of Mg is used for the tundish wall in contact with the molten steel and when a refractory containing no Mg is used. Table 3 shows the conditions.
この鋼片を１２５０℃に加熱した後、熱間圧延を行った。熱間圧延は、１１５０℃〜１０５０℃間を表３に示す種々の圧下率で粗圧延を行った後、仕上圧延を行った。仕上圧延は仕上圧延の終了温度Ａｒ３〜９３０℃で行い、最終仕上圧延終了後から３秒以内に６５０℃までの温度範囲を最低冷却速度１０℃／ｓ以上で冷却を行い、６００〜６５０℃で巻き取り処理を行った。ここで、表３に示す１１５０℃〜１０５０℃間の圧下率Ｒｅｄ（％）は、この温度間の最大板厚をｔａ、最小板厚をｔｂとした時に、Ｒｅｄ＝（ｔａ−ｔｂ）／ｔａ×１００により算出した。次いで、上記熱延鋼板を酸洗し、５０％の圧延率で冷延を行い、引き続き、７５０〜９００℃間の滞留時間が１００ｓの焼鈍処理を行い、５００℃までの温度範囲を最低冷却速度３℃／ｓ以上の冷却速度で冷却を行い、さらに３００〜５００℃間の滞留時間が２０〜４００ｓの熱処理を行った。最後に伸び率０．３％の条件で調質圧延を行った。 The steel slab was heated to 1250 ° C. and then hot-rolled. In hot rolling, rough rolling was performed at various rolling reductions shown in Table 3 between 1150 ° C and 1050 ° C, and then finish rolling was performed. Finish rolling is carried out at end temperature A r3 ~930 ℃ of finish rolling, a temperature range of from after the final finish rolling to 650 ° C. within 3 seconds performs cooling at a minimum cooling rate of 10 ° C. / s or higher, 600 to 650 ° C. The winding process was performed. Here, the reduction ratio Red (%) between 1150 ° C. and 1050 ° C. shown in Table 3 is expressed as Red = (ta−tb) / ta where the maximum thickness between these temperatures is ta and the minimum thickness is tb. Calculated by x100. Next, the hot-rolled steel sheet is pickled, cold-rolled at a rolling rate of 50%, subsequently subjected to an annealing treatment with a residence time of 750 to 900 ° C. for 100 s, and the temperature range up to 500 ° C. is set to the minimum cooling rate. Cooling was performed at a cooling rate of 3 ° C./s or more, and heat treatment was further performed with a residence time between 300 and 500 ° C. for 20 to 400 s. Finally, temper rolling was performed under the condition of an elongation rate of 0.3%.
得られた鋼板について、実施例１と同じ方法で、素材のＴＳ、結晶粒径ｄ、Ｍｇを含有する粒子径３μｍ以上の酸化物系介在物の平均分布密度ρ１、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上を含有する炭窒化物の平均分布密度ρ２、および抵抗溶接継手のＴＳＳとＣＴＳとＴＦＳを評価した。その結果を表３に示す。これら実施例が示すように、Ｍｇを含有する合金を溶鋼中に投入する温度、あるいは合金投入開始からタンディッシュから出湯開始までの時間が変化することで、粒子径３μｍ以上のＭｇを含有する酸化物系介在物の分布が変化し、さらにＣＴＳ／ＴＳＳが変化している。さらに、熱延工程における１１５０〜１０５０℃間の圧下率を変化させることで、ρ２が変化し、溶接継ぎ手の疲労強度ＴＦＳが変化している。 About the obtained steel plate, the average distribution density ρ1, Ti, Zr, Hf, V of oxide inclusions having a particle diameter of 3 μm or more containing TS, crystal grain size d, and Mg in the same manner as in Example 1 The average distribution density ρ2 of carbonitride containing one or more of Nb, Ta, Sc, and Y, and TSS, CTS, and TFS of resistance welded joints were evaluated. The results are shown in Table 3. As shown in these examples, the temperature at which an alloy containing Mg is charged into molten steel or the time from the start of alloy charging to the start of tundish to the start of hot water is changed, so that the oxidation containing Mg having a particle diameter of 3 μm or more is performed. The distribution of physical inclusions has changed, and CTS / TSS has also changed. Furthermore, by changing the rolling reduction between 1150 and 1050 ° C. in the hot rolling process, ρ2 is changed, and the fatigue strength TFS of the welded joint is changed.
Ｔ２：Ｍｇ合金の投入開始温度（℃）
ｔ１：タンディッシュへの溶鋼注湯から鋳造開始までの時間（ｓ）
ｔ２：Ｍｇ合金の投入開始から鋳造開始までの時間（ｓ）
Ｒｅｄ：熱延工程における１１５０〜１０５０℃での圧下率（％）
ＴＳ： 鋼板の引張強度（ＭＰａ）
ｄ： 平均結晶粒径 （μｍ）
ρ１： Ｍｇを含有する粒子径３μｍ以上の酸化物系介在物の平均分布密度 （個／ｍｍ２）
ρ２： Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上を含有し、さらにＮを含有する３ｎｍ以上の析出物の平均分布密度 （個／ｍｍ２）
ＴＳＳ： せん断継ぎ手引張強度（ｋＮ）
ＣＴＳ： 十字継ぎ手引張強度（ｋＮ）
ＴＦＳ： せん断疲労強度 （ｋＮ）
ＴＳＳ式： ４×１０−７×［ＴＳ］２−１．３×１０−３×［ＴＳ］＋１．２３
T 2 : Mg alloy charging start temperature (° C.)
t 1 : Time from molten steel pouring to tundish until casting start (s)
t 2 : Time from the start of casting of Mg alloy to the start of casting (s)
Red: Reduction ratio (%) at 1150 to 1050 ° C. in the hot rolling process
TS: Tensile strength of steel sheet (MPa)
d: Average crystal grain size (μm)
ρ1: Average distribution density of oxide inclusions containing Mg and having a particle diameter of 3 μm or more (pieces / mm 2 )
ρ2: Average distribution density of precipitates of 3 nm or more containing one or more of Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Sc, Y and further containing N (pieces / mm 2 )
TSS: Shear joint tensile strength (kN)
CTS: Cross joint tensile strength (kN)
TFS: Shear fatigue strength (kN)
TSS formula: 4 × 10 −7 × [TS] 2 −1.3 × 10 −3 × [TS] +1.23
鋼として表１のＢの組成の鋼を使用した、Ｂ−１〜Ｂ−６、Ｂ−１３〜Ｂ−１５はタンディッシュの表面にＭｇを含有する耐火物を使用せず、Ｍｇ合金を投入した例である。これらの例から、Ｍｇ合金の投入開始温度や、注湯から出湯までの時間を最適化することにより、鋼板中でのＭｇを含有する酸化物系介在物を制御できることを示している。また、熱延工程における１１５０〜１０５０℃での圧下率Ｒｅｄを制御することにより、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上を含有し、さらにＮを含有する３ｎｍ以上の析出物を制御できることを示している。
比較例であるＢ−１は、Ｍｇ合金の投入開始温度が低すぎるため、比較例であるＢ−３は、Ｍｇ合金の投入開始温度が高すぎるため、粒子径３μｍ以上のＭｇを含有する酸化物系介在物の数が規定を上回り、その結果、ＣＴＳ／ＴＳＳが低く、スポット溶接性が悪かった。
比較例であるＢ−４は、Ｍｇ合金の投入開始から鋳造時間までの時間が短すぎるため、比較例であるＢ−６は、Ｍｇ合金の投入開始から鋳造時間までの時間が長すぎるため、粒子径３μｍ以上のＭｇを含有する酸化物系介在物の数が規定を上回り、その結果、ＣＴＳ／ＴＳＳが低く、スポット溶接性が悪かった。
本発明例である、Ｂ−１３、Ｂ−１４は、Ｍｇ合金の投入開始温度や、注湯から出湯までの時間を最適化したことにより、鋼板中でのＭｇを含有する酸化物系介在物を制御できた。その結果、ＣＴＳ／ＴＳＳは良好でありスポット溶接性は良好であった。その一方、熱延工程における１１５０〜１０５０℃での圧下率Ｒｅｄが規定より低いため、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上を含有し、さらにＮを含有する３ｎｍ以上の析出物の数が少なく、その結果、せん断疲労強度が低かった。
一方、本発明例であるＢ−２、Ｂ−５、Ｂ−１５は、タンディッシュへの溶鋼注湯温度、Ｍｇ合金の投入開始温度、タンディッシュへの溶鋼注湯から鋳造開始までの時間、Ｍｇ合金の投入開始から鋳造開始までの時間、熱延工程における１１５０〜１０５０℃での圧下率Ｒｅｄがいずれも適切なため、粒子径３μｍ以上のＭｇを含有する酸化物系介在物の数が十分に少なく、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上を含有し、さらにＮを含有する３ｎｍ以上の析出物の数が十分に多く、その結果、ＣＴＳ／ＴＳＳが高く、良好なスポット溶接性とせん断疲労強度が得られた。
B-1 to B-6 and B-13 to B-15, which use steel with the composition of B in Table 1, are used as steel, and Mg alloys are used on the surface of the tundish without using a refractory. This is an example. From these examples, it is shown that the oxide inclusions containing Mg in the steel sheet can be controlled by optimizing the Mg alloy charging start temperature and the time from pouring to pouring. Moreover, by controlling the reduction ratio Red at 1150 to 1050 ° C. in the hot rolling process, one or more of Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Sc, and Y are contained, and N is further added. It shows that the contained precipitates of 3 nm or more can be controlled.
Since B-1 which is a comparative example has an Mg alloy charging start temperature too low, B-3 which is a comparative example has an Mg alloy containing Mg having a particle diameter of 3 μm or more since the Mg alloy charging start temperature is too high. The number of physical inclusions exceeded the regulation, and as a result, CTS / TSS was low and spot weldability was poor.
B-4, which is a comparative example, is too short from the start of the Mg alloy to the casting time, and B-6, which is a comparative example, is too long from the start of the Mg alloy to the casting time. The number of oxide inclusions containing Mg having a particle diameter of 3 μm or more exceeded the specification, and as a result, CTS / TSS was low and spot weldability was poor.
B-13 and B-14, which are examples of the present invention, are oxide inclusions containing Mg in the steel sheet by optimizing the Mg alloy charging start temperature and the time from pouring to tapping. Was able to control. As a result, CTS / TSS was good and spot weldability was good. On the other hand, since the reduction ratio Red at 1150 to 1050 ° C. in the hot rolling process is lower than specified, it contains one or more of Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Sc, Y, and N As a result, the shear fatigue strength was low.
On the other hand, B-2, B-5, and B-15, which are examples of the present invention, are the molten steel pouring temperature to the tundish, the charging start temperature of the Mg alloy, the time from the molten steel pouring to the tundish to the start of casting, Since the time from the start of Mg alloy injection to the start of casting and the reduction ratio Red at 1150 to 1050 ° C. in the hot rolling process are all appropriate, the number of oxide inclusions containing Mg having a particle diameter of 3 μm or more is sufficiently small. , Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Sc, Y or more, and the number of precipitates containing 3 nm or more containing N is sufficiently large, resulting in high CTS / TSS. Good spot weldability and shear fatigue strength were obtained.
鋼として表１のＢの組成の鋼を使用した、Ｂ−７〜Ｂ−９はタンディッシュの表面にＭｇを含有する耐火物を使用し、Ｍｇを含有する合金を投入しない例である。Ｍｇを含有する耐火物を使用すると、Ｍｇを含有する合金を投入しない場合でも、タンディッシュへの溶鋼注湯温度や、注湯から出湯までの時間を最適化することにより、鋼板中でのＭｇを含有する酸化物系介在物を制御できることを示している。また、熱延工程における１１５０〜１０５０℃での圧下率Ｒｅｄを制御することにより、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上を含有し、さらにＮを含有する３ｎｍ以上の析出物を制御できることを示している。
比較例であるＢ−７は、タンディッシュへの溶鋼注湯温度が低すぎるため、比較例であるＢ−９は、Ｍｇ合金の投入開始から鋳造時間までの時間が短すぎるため、粒子径３μｍ以上のＭｇを含有する酸化物系介在物の数が規定を上回り、その結果、ＣＴＳ／ＴＳＳが低く、スポット溶接性が悪かった。
一方、本発明例であるＢ−８は、タンディッシュへの溶鋼注湯温度、Ｍｇ合金の投入開始温度、タンディッシュへの溶鋼注湯から鋳造開始までの時間、Ｍｇ合金の投入開始から鋳造開始までの時間、熱延工程における１１５０〜１０５０℃での圧下率Ｒｅｄがいずれも適切なため、粒子径３μｍ以上のＭｇを含有する酸化物系介在物の数が十分に少なく、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上を含有し、さらにＮを含有する３ｎｍ以上の析出物の数が十分に多く、その結果、ＣＴＳ／ＴＳＳが高く、良好なスポット溶接性とせん断疲労強度が得られた。
B-7 to B-9, in which steel having the composition B shown in Table 1 is used as the steel, are examples in which a refractory containing Mg is used on the surface of the tundish and no alloy containing Mg is added. By using Mg-containing refractories, even when no Mg-containing alloy is added, the temperature of molten steel poured into the tundish and the time from pouring to tapping are optimized to optimize Mg in the steel sheet. It shows that the oxide-based inclusions containing can be controlled. Moreover, by controlling the reduction ratio Red at 1150 to 1050 ° C. in the hot rolling process, one or more of Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Sc, and Y are contained, and N is further added. It shows that the contained precipitates of 3 nm or more can be controlled.
Since B-7 which is a comparative example has a molten steel pouring temperature to the tundish is too low, B-9 which is a comparative example has a particle diameter of 3 μm because the time from the start of the Mg alloy to the casting time is too short. The number of Mg-containing oxide inclusions exceeded the regulation, and as a result, CTS / TSS was low and spot weldability was poor.
On the other hand, B-8, which is an example of the present invention, is a molten steel pouring temperature to the tundish, an Mg alloy starting temperature, a time from pouring the molten steel into the tundish to casting, and an Mg alloy starting to casting start. The rolling reduction Red at 1150 to 1050 ° C. in the hot rolling process is appropriate, so that the number of oxide inclusions containing Mg having a particle diameter of 3 μm or more is sufficiently small, Ti, Zr, Hf, V , Nb, Ta, Sc, Y or more, and the number of precipitates of 3 nm or more containing N is sufficiently large, resulting in high CTS / TSS, good spot weldability and shearing Fatigue strength was obtained.
鋼として表１のＢの組成の鋼を使用した、Ｂ−１０〜Ｂ−１２は、タンディッシュの表面にＭｇを含有する耐火物を使用し、さらにＭｇを含有する合金を投入した例である。この場合も、タンディッシュへの溶鋼の注湯温度や合金投入開始温度や出湯までの時間を制御することにより、鋼板中でのＭｇを含有する酸化物系介在物を制御できることを示している。また、熱延工程における１１５０〜１０５０℃での圧下率Ｒｅｄを制御することにより、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上を含有し、さらにＮを含有する３ｎｍ以上の析出物を制御できることを示している。
比較例であるＢ−１０は、タンディッシュへの溶鋼注湯温度及びＭｇ合金の投入開始温度が低すぎるため、比較例であるＢ−１２は、Ｍｇ合金の投入開始温度が高すぎるため、粒子径３μｍ以上のＭｇを含有する酸化物系介在物の数が規定を上回り、その結果、ＣＴＳ／ＴＳＳが低く、スポット溶接性が悪かった。
一方、本発明例であるＢ−１１は、タンディッシュへの溶鋼注湯温度、Ｍｇ合金の投入開始温度、タンディッシュへの溶鋼注湯から鋳造開始までの時間、Ｍｇ合金の投入開始から鋳造開始までの時間、熱延工程における１１５０〜１０５０℃での圧下率Ｒｅｄがいずれも適切なため、粒子径３μｍ以上のＭｇを含有する酸化物系介在物の数が十分に少なく、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上を含有し、さらにＮを含有する３ｎｍ以上の析出物の数が十分に多く、その結果、ＣＴＳ／ＴＳＳが高く、良好なスポット溶接性とせん断疲労強度が得られた。
B-10 to B-12, in which steel having the composition B shown in Table 1 is used as steel, are examples in which a refractory containing Mg is used on the surface of the tundish, and an alloy containing Mg is further added. . Also in this case, it is shown that the oxide inclusions containing Mg in the steel sheet can be controlled by controlling the pouring temperature of molten steel into the tundish, the alloy starting temperature, and the time until tapping. Moreover, by controlling the reduction ratio Red at 1150 to 1050 ° C. in the hot rolling process, one or more of Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Sc, and Y are contained, and N is further added. It shows that the contained precipitates of 3 nm or more can be controlled.
Since B-10 which is a comparative example has a molten steel pouring temperature to the tundish and an injection start temperature of the Mg alloy is too low, B-12 which is a comparative example has an excessively high start temperature of the Mg alloy. The number of oxide inclusions containing Mg having a diameter of 3 μm or more exceeded the specification, and as a result, CTS / TSS was low and spot weldability was poor.
On the other hand, B-11, which is an example of the present invention, is a molten steel pouring temperature to the tundish, an Mg alloy starting temperature, a time from the molten steel pouring to the tundish to casting, and an Mg alloy starting to casting start. The rolling reduction Red at 1150 to 1050 ° C. in the hot rolling process is appropriate, so that the number of oxide inclusions containing Mg having a particle diameter of 3 μm or more is sufficiently small, Ti, Zr, Hf, V , Nb, Ta, Sc, Y or more, and the number of precipitates of 3 nm or more containing N is sufficiently large, resulting in high CTS / TSS, good spot weldability and shearing Fatigue strength was obtained.
鋼として表１のＱの組成の鋼を使用した、Ｑ−１〜Ｑ−４はタンディッシュの表面にＭｇを含有する耐火物を使用せず、Ｍｇ合金を投入した例である。これらの例から、Ｍｇ合金の投入開始温度や、注湯から出湯までの時間を最適化することにより、鋼板中でのＭｇを含有する酸化物系介在物を制御できることを示している。また、熱延工程における１１５０〜１０５０℃での圧下率を制御することにより、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上を含有し、さらにＮを含有する３ｎｍ以上の析出物を制御できることを示している。
本発明例であるＱ−１、Ｑ−２は、Ｍｇ合金の投入開始温度や、注湯から出湯までの時間を最適化したことにより、鋼板中でのＭｇを含有する酸化物系介在物を制御できた。その結果、ＣＴＳ／ＴＳＳは良好でありスポット溶接性は良好であった。その一方、熱延工程における１１５０〜１０５０℃での圧下率Ｒｅｄが規定より低いため、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上を含有し、さらにＮを含有する３ｎｍ以上の析出物の数が少なく、その結果、せん断疲労強度が低かった。
一方、本発明例であるＱ−３、Ｑ−４は、タンディッシュへの溶鋼注湯温度、Ｍｇ合金の投入開始温度、タンディッシュへの溶鋼注湯から鋳造開始までの時間、Ｍｇ合金の投入開始から鋳造開始までの時間、熱延工程における１１５０〜１０５０℃での圧下率Ｒｅｄがいずれも適切なため、粒子径３μｍ以上のＭｇを含有する酸化物系介在物の数が十分に少なく、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上を含有し、さらにＮを含有する３ｎｍ以上の析出物の数が十分に多く、その結果、ＣＴＳ／ＴＳＳが高く、良好なスポット溶接性とせん断疲労強度が得られた。
Steels having the composition of Q in Table 1 are used as steels, and Q-1 to Q-4 are examples in which Mg alloys are used without using refractories containing Mg on the surface of the tundish. From these examples, it is shown that the oxide inclusions containing Mg in the steel sheet can be controlled by optimizing the Mg alloy charging start temperature and the time from pouring to pouring. In addition, by controlling the rolling reduction at 1150 to 1050 ° C. in the hot rolling step, one or more of Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Sc, Y is contained, and further N is contained. It is shown that precipitates of 3 nm or more can be controlled.
Q-1 and Q-2, which are examples of the present invention, have optimized the Mg alloy-containing inclusions in the steel sheet by optimizing the Mg alloy charging start temperature and the time from pouring to tapping. I was able to control it. As a result, CTS / TSS was good and spot weldability was good. On the other hand, since the reduction ratio Red at 1150 to 1050 ° C. in the hot rolling process is lower than specified, it contains one or more of Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Sc, Y, and N As a result, the shear fatigue strength was low.
On the other hand, Q-3 and Q-4, which are examples of the present invention, are the molten steel pouring temperature to the tundish, the Mg alloy starting temperature, the time from the molten steel pouring to the tundish to the casting start, and the Mg alloy charging. Since the time from the start to the start of casting and the reduction ratio Red at 1150 to 1050 ° C. in the hot rolling process are all appropriate, the number of oxide inclusions containing Mg having a particle diameter of 3 μm or more is sufficiently small, and Ti, Zr , Hf, V, Nb, Ta, Sc, Y or more, and the number of precipitates of 3 nm or more containing N is sufficiently large, resulting in high CTS / TSS and good spots Weldability and shear fatigue strength were obtained.
Ｎを含有する３ｎｍ以上の析出物の数を所定の数に制御した本発明例であるＢ−２、Ｂ−１５と、制御しなかったＢ−１３、Ｂ−１４との比較、あるいは、Ｎを含有する３ｎｍ以上の析出物の数を所定の数に制御した本発明例であるＱ―３、Ｑ−４と、制御しなかったＱ−１、Ｑ−２との比較により、熱延工程における１１５０〜１０５０℃間の圧下率Ｒｅｄの影響が確認できる。この温度域での圧下率が大きいほど、Ｎを含有する３ｎｍ以上の析出物の平均分布密度が高くなり、せん断疲労強度ＴＦＳが上昇する傾向があることを示している。 Comparison between B-2 and B-15, which are examples of the present invention in which the number of precipitates containing 3 nm or more containing N is controlled to a predetermined number, and B-13 and B-14 that were not controlled, or containing N By comparing Q-3 and Q-4, which are examples of the present invention in which the number of precipitates of 3 nm or more to be controlled is a predetermined number, and Q-1 and Q-2 which were not controlled, 1150 to 1050 in the hot rolling process The influence of the reduction ratio Red between ° C. can be confirmed. It shows that the larger the rolling reduction in this temperature range, the higher the average distribution density of precipitates containing 3 nm or more containing N, and the shear fatigue strength TFS tends to increase.
本発明によれば、上記構成により、スポット溶接性、すなわちＣＴＳ／ＴＳＳに優れた鋼板が得られるので、信頼性の高い高強度の抵抗溶接継手が安定的に得られる。これにより、従来、使用が限られた炭素当量が高い高強度鋼板を用いた抵抗溶接継手が実現可能になり、自動車部材の軽量化に貢献する。さらに、本発明の一態様によれば、疲労強度にも優れた鋼板が得られるので、自動車部品として長期間使用した際の負荷にも耐えうることから、部品の長寿命化に貢献する。また、継手強度や疲労強度を高いレベルでばらつきを小さくできることで、自動車車体の安全性向上に寄与すると共に、溶接部後の熱処理簡略化や抵抗溶接打点数の低減を通じて、部材の製造コストや生産性向上への寄与が期待でき、産業上の効果は極めて高い。 According to the present invention, a steel sheet excellent in spot weldability, that is, CTS / TSS can be obtained by the above configuration, and a highly reliable resistance welded joint with high reliability can be stably obtained. This makes it possible to realize a resistance welded joint using a high-strength steel plate with a high carbon equivalent, which has been limited in use, and contributes to the weight reduction of automobile members. Furthermore, according to one aspect of the present invention, a steel sheet having excellent fatigue strength can be obtained, and therefore, it can withstand loads when used as a vehicle part for a long period of time, thereby contributing to a longer life of the part. In addition, by reducing the variation in joint strength and fatigue strength at a high level, it contributes to improving the safety of automobile bodies, while simplifying the heat treatment after welding and reducing the number of resistance welding points, and the manufacturing cost and production of parts. It can be expected to contribute to the improvement of productivity, and the industrial effect is extremely high.
Claims (9)
Ｃ ：０．０４〜０．３０％、
Ｓｉ：３．０％以下、
Ａｌ：０．１％以下、
Ｍｎ：０．８〜７．０％、
Ｎｉ：０．０１〜１．５％、
Ｐ ：０．０３％以下、
Ｓ ：０．００５％以下、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００１５％、
Ｎ：０．００１〜０．０１％、
Ｏ：０．００４％以下、
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙのうち１種または２種以上の合計：０．０１〜０．２％、
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕの１種または２種以上の合計：０〜１．０％、
Ｃａ、ＲＥＭの１種または２種以上の合計：０〜０．００５％、
Ｂ：０〜０．００５％、
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
さらに、鋼板内において、Ｍｇを含有する粒子径３μｍ以上の酸化物系介在物の平均分布密度が１０個／ｍｍ２以下であることを特徴とする鋼板。 The average composition of the steel sheet is mass%,
C: 0.04 to 0.30%,
Si: 3.0% or less,
Al: 0.1% or less,
Mn: 0.8 to 7.0%,
Ni: 0.01 to 1.5%,
P: 0.03% or less,
S: 0.005% or less,
Mg: 0.0001 to 0.0015%,
N: 0.001 to 0.01%,
O: 0.004% or less,
Total of one or more of Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Sc and Y: 0.01 to 0.2%,
Total of one or more of Cr, Mo, W, Cu: 0 to 1.0%,
Total of one or more of Ca and REM: 0 to 0.005%,
B: 0 to 0.005%,
And the balance consists of Fe and impurities,
Furthermore, the average distribution density of oxide inclusions having a particle diameter of 3 μm or more containing Mg in the steel sheet is 10 / mm 2 or less.
Ｃ ：０．０４〜０．３０％、
Ｓｉ：３．０％以下、
Ａｌ：０．１％以下、
Ｍｎ：０．８〜７．０％、
Ｎｉ：０．０１〜１．５％、
Ｐ ：０．０３％以下、
Ｓ ：０．００５％以下、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００１５％、
Ｎ：０．００１〜０．０１％、
Ｏ：０．００４％以下、
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙのうち１種または２種以上の合計：０．０１〜０．２％、
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕの１種または２種以上の合計：０〜１．０％、
Ｃａ、ＲＥＭの１種または２種以上の合計：０〜０．００５％、
Ｂ：０〜０．００５％、
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
さらに、鋼板内において、Ｍｇを含有する粒子径３μｍ以上の酸化物系介在物の平均分布密度が１０個／ｍｍ２以下であり、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上を含有し、さらにＮを含有する３ｎｍ以上の析出物の平均分布密度が１０３個／ｍｍ２以上１０７個／ｍｍ２以下であることを特徴とする鋼板。 The average composition of the steel sheet is mass%,
C: 0.04 to 0.30%,
Si: 3.0% or less,
Al: 0.1% or less,
Mn: 0.8 to 7.0%,
Ni: 0.01 to 1.5%,
P: 0.03% or less,
S: 0.005% or less,
Mg: 0.0001 to 0.0015%,
N: 0.001 to 0.01%,
O: 0.004% or less,
Total of one or more of Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Sc and Y: 0.01 to 0.2%,
Total of one or more of Cr, Mo, W, Cu: 0 to 1.0%,
Total of one or more of Ca and REM: 0 to 0.005%,
B: 0 to 0.005%,
And the balance consists of Fe and impurities,
Further, in the steel sheet, the average distribution density of oxide inclusions containing Mg and having a particle diameter of 3 μm or more is 10 pieces / mm 2 or less, and Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Sc, Y one or comprise two or more, a steel sheet, wherein the average distribution density of more 3nm or more precipitates containing N is 10 3 / mm 2 or more 10 7 / mm 2 or less.
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋２Ｐ＋４Ｓ （質量％）
The steel sheet according to claim 1 or 2, wherein Ceq calculated by the following formula is 0.22 or more.
Ceq = C + Si / 30 + Mn / 20 + 2P + 4S (mass%)
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕの１種または２種以上を合計で０．０３％以上１．０％以下含有することを特徴とする請求項１〜請求項４のいずれか一項に記載の鋼板。 The composition is in weight percent,
The steel plate according to any one of claims 1 to 4, comprising one or more of Cr, Mo, W, and Cu in a total amount of 0.03% to 1.0%. .
Ｃａ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００２％以上０．００５％以下含有することを特徴とする請求項１〜請求項５のいずれか一項に記載の鋼板。 The composition is in weight percent,
The steel sheet according to any one of claims 1 to 5, comprising one or more of Ca and REM in a total of 0.0002% to 0.005%.
Ｂを０．００１％以上０．００５％以下含有することを特徴とする請求項１〜請求項６のいずれか一項に記載の鋼板。 The composition is in weight percent,
The steel sheet according to any one of claims 1 to 6, wherein B is contained in an amount of 0.001% to 0.005%.
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