JPH028349A - 冷間加工性および溶接性に優れた引張り強さが５５Ｋｇｆ／ｍｍ↑２以上の高張力熱延鋼帯 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） この発明は直流バット溶接時の溶接性に優れ、しかもつ
ば張り出しくバーリング）加工等の冷間加工性が良好で
あって、特に自動車のホイール用に好適な引張り強さが
５５ｋｇｆ／ｍｍ２以上の熱延高張力鋼帯に関する。

例えば自動車の燃費改善対策の一つとして車体の軽量化
を図ることが有効であり、使用鋼板の薄肉化と安全性の
面から構造部材に高張力熱延鋼板を使用する比率が益々
増大する傾向にある。

ところで、自動車用構造部材としての高張力熱延鋼板に
要求される特性としては、引張り強さが５５ｋｇｆ／ｍ
ｍ”級以上の高強度であってしかも加工性に優れること
の他に、これら構造部材の組立てが直流ハラ１〜溶接、
フラッシュハツト溶接あるいは点溶接等によって行われ
るためその溶接性に優れていることが栽木的に重要であ
る。自動車部品の中で特に高張力鋼化志向の強いホイー
ルリムに適用する高能率製造ラインでの溶接法は従来の
フラッシュハツト溶接に比較して、生産性および作業環
境の観点でより優れる直流ハフＨ８接へと検量している
。この直流バット溶接法における溶接部での熱履歴は、
従来のン容接法に比べてより過酷な条件すなわち急熱、
急冷の熱−リ゛イクルとなるので、溶接部硬さが高くな
り易く、高張力熱延鋼板が備えている範囲の溶接性では
溶接部の耐疲労破壊等に対する十分な信頼性を確保する
ことが困難である。一般に高強度のもの程Ｃ当量は高く
なるから、溶接性改善に関する要求は使用飼料が高強度
化する程切実な問題となってくる。また、ボイールリＪ
、にド艮らず１．Ｃ，ｉ　Ｑ容士妾を／ｌｉ！４ずボイ
ールディスクにおいても事情は同しである。

一般に鋼材の溶接性を示す指杼として、例えばＣ＋Ｍｎ
／　６　＋Ｓｉ／２４−１−Ｃｒ／　５　＋Ｍｏ／　６
　＋Ｖ／　８　十Ｎｉ／１２で計算されるＣ当量が用い
られており、実際にもこのＣ当量の低い鋼材を用いれば
溶接部での硬化が抑制され割れ感受性、疲労特性が向−
１−することが知られている。したがって、ホ・イール
リムのように特に溶接性が重要な特性となるような用途
に使用される自動車用高張力熱延鋼帯の場合は、Ｃ当量
を徹底して低減することが肝要である。

（従来の技術） 従来このような用途の高張力鋼板のＣ量の範囲は溶接性
を考慮して通常０．０５〜０．１５ｗＬχ　（以下単に
％と示す）が選択されているが、このようなＣ量の範囲
で引張り強さが５５ｋｇｆ／ｍｍ２以上の高強度を得る
ために一般にはＭｎ量を１．３％以上とするか、Ｍｎ量
の少ない場合ならばＳｉを１．０％以上は鋼成分として
含ませるか、もしくはＭｎ量およびＳｉ量を０．８０〜
１．３χの範囲に下げておいて、巻取りをたとえば５０
０°Ｃ未満となるような低温度領域で行って、ミクロ組
織中にヘイナイト相やマルテンサイト相を多量に含む組
織とすることによって高強度化を図る手段などが採用さ
れている。

しかしながら、Ｍｎ量やＳｉ量を高めた場合、いずれに
しても０’５１の上昇は避けられず、得られる溶接性の
水（１！′には限界があること、また低温変態相による
強化を利用する場合は、まず製造に際して低温領域まで
過冷却されることにより鋼板製造時に形状が悪化し、材
質の不均質性が増大するといった製造上での不具合の他
に、Ｃ当量が０．２０χに満たないような成分を選択し
た場合には溶接時の熱影響により強化の母体である低温
変態相が焼戻されて逆に軟化し、溶接部において必要な
高強度を維持出来ないといった使用上の不具合いを生ず
ることになる。ちなみに、上記した溶接部での軟化によ
る問題を回避しようとすれば、従来の製造方法のＣ当量
の下限はほぼ０．２０χであって、したがってＣ当量の
低減には自ずから限界が生じるのである。

すなわちたとえば、特開昭６１−２６４１５９号公報に
は直流ハツト）容接用に適した引張り強さが５５ｋｇｆ
／ｍｍ２級のホイールリム用品張力鋼板に関し、直流ハ
ツト溶接性を考慮してＣ当量を従来の高張力鋼板よりも
低減せしめた成分範囲とすることについて開示されてい
るが、達成できるＣ当量の低下はまだ不十分でまた引張
り強さが５５ｋｇ４／ｍｍ２級においてようやく達成で
きる程度であって、これ以上の高強度の材料を対象とす
る場合には当然ながらこのＣ当量の範囲での製造は困難
となる。

一方、特公昭６２−３５４５３号公報はＭｎ量を０．４
０〜０、７０Ｘ　と低くし、０．０５〜０．９０％　ノ
Ｓｉと０．０００５〜０．００６χのＢを含むＣ当量が
０．１９〜０．２８χの範囲の鋼を用いて、４５０°Ｃ
以下の低温巻取りによりミクロ組織を複合組織とする、
引張り強さが５０〜６０　ｋｇｆ　／　ｍｍ　２級の低
Ｃ当量の高張力鋼板の製造方法に関する開示があるが、
引張り強さが５５ｋｇｆ／ｍｍ”級以上の強度を得るに
はＣ当量が低い。

一方、ホイールディスクに適用する高張力鋼板にはバー
リング加工のような厳しい冷間加工に耐える材料である
ことが要求されるが、このバーリング加工性を左右する
材料での因子はＭｎＳのようなＡ系非金属介在物の存在
および繊維状組織のようなミクロ組織の異方性であって
、これらの影響は圧延方向と直角な方向におりる延性の
劣化となって現れる。このうちＭｎＳはＳ量の低減によ
り改善を図ることが比較的容易であるが、高強度鋼にお
けるミクロ組織の異方性の改善は極めて困難である。な
ぜなら従来の引張り強さが５５ｋｇｆ／ｍｍ２級以上の
高張力鋼の場合、−Ｊｍに１．０％以上のＭｎ量を含む
上に、Ｎｂ、ＢおよびＴｉといった強化元素を用いるた
め、これらの元素によって熱間圧延過程での１粒の再結
晶が抑制されて熱間圧延終了時点でのγ粒が圧延方向に
展伸した未再結晶状態のままＴ→α変態を起し、１（Ｉ
られる最終のミクロ組織もこの展伸したγ粒に依存した
異方性を有する組織を早するからである。また、異方性
以外の冷間加工性を左右する組織」二の因子にはパーラ
イト、ヘイナイＩ・およびマルテンザイト等の第２相と
フエライ１〜相との比率があり、通常の場合フェライ１
−相の比率か多い程加工性は良好で、第２相の比率が増
大すると加工性は悪化する。しかるに従来の高張力鋼ｌ
のようにＭｎｆｉｌか高くかつＮｂ、１３を含有する場
合にはＡｒＳ点が下がり、ミクロ組織中のフェライト分
率が低下して第２相の比率が増大するので、加工性に対
しては不利である。この傾向は高強度化のためにＭｎ量
を増大するほど顕著となる。

しかしながら上記した問題点に対する有効な改善手段は
提案されていない。

（発明が解決しようとする課題） この発明は、自動車ホイールリム用材として要求される
溶接性およびホイールディスク用材として要求されるバ
ーリング加工性に優れた、引張り強さが５５ｋｇｆ／ｍ
ｍ２以上の高張力熱延鋼帯を提供することが目的である
。

（課題を解決するための手段） 発明者らは、 ホイールリム用材として必要な溶接性を確保するために
は、Ｃ当量を低下することが有利で、その手段としては
Ｃ量を強化に必要な最低限の範囲とした上でＭｎ量を極
力低減し、このＭｎの低減によって生しる強度低下を他
のＣ当量を上昇させない強化成分、すなわち固溶硬化能
および析出硬化能をそなえるＴＩにて補うこと、 またホイールディスク用材として必要なバーリング加工
性を改善するには、バーリング加工性が圧延方向と直角
方向の材料延性に支配されることから、ミクロ組織を微
細なポリゴナルフエライ１〜を主体とするものとし、か
つそのミクロ組織を均一化して異方性をなくすこと、 を見出し、ごの発明を完成させた。

すなわちこの発明は、 Ｃ：　０．０４〜０．１８ｗｔ！　、Ｓｉ　：　０．０
５〜１．００ｗｔ％、Ｍｎ　：　０．１０〜０．５０ｗ
Ｌ％　　、　Ｔｉ　　：　０．０５〜０．３０ｗｔＺ　
　、八１　：０．００１〜０．１００　ｗｔＸ　、Ｎ　
：　０．０１００ｗｔ１以下：Ｐ：０．０３０　ｗＬ％
以下およびＳ　：　０．０１５　ｗｔ％以Ｆ、を０．３
≦Ｔｉ／　（Ｃ＋Ｓ＋Ｎ）　＜　５でかつＣ＋Ｍｎ／６
＋Ｓｉ／２４＋Ｃｒ１５≦０．２０ｗｔχにて含有し、
最終ミクロ組織のポリゴナルフェライト分率が７０％以
上であることを特徴とする冷間加工性および溶接性に優
れた引張り強さが５５ｋｇｆ／ｍｍ”以上の高張力熱延
鋼帯およびさらにＣｒ　：　０．１０−０．５０″Ａを
Ｍｎ＋Ｃｒ≦０．５０％にて含有した冷間加工性および
溶接性に優れた引張り強さが５５ｋｇｆ／ｍｍ２以上の
高張力熱延鋼帯である。

従来たとえばＮｂ、Ｔｉ　、　　ＶおよびＢといった強
化成分の利用によってＣ当量を低減する同様の試のはな
されてはいるものの、この発明のような大幅なＭｎ量の
低減を達成するまでには至らず、この発明においてＭｎ
量の大幅な低減を可能としたのばＴｉの固溶硬化能なら
びに析出硬化能を最大限に引き出す手法を見出せたこと
による。なおＭｎを低減し、強化成分をＴｉとしたこの
発明による銅帯は、鋳片での中心偏析が従来鋼に比べて
少ない。即ち、従来は５５ｋｇｆ／ｍｍ２以上の引張り
強さを得るために、Ｍｎ量を少なくとも１．０％以上含
有させるのが通常であり、このような高Ｍｎの成分組成
とした場合、鋳片の中心偏析が大きくなり、この影響は
バーリング加工の際この中心偏析層でハブ割れを起し易
くなるという弱点となって現れるが、この発明では低Ｍ
ｎの成分組成になるので従来鋼よりも中心偏析の度合い
は著しく軽減され、中心偏析によるバーリング加工性の
劣化をまねくことがない。

また微細均一なポリゴナルフェライトを主体とする組織
を得るには、 （１）　　γ−）α変態か容易に進行すること、つまり
Ａｒ３変態点が高いこと （２）Ｔ→α変態が均一におこること、換言すれば変態
前の１粒が微細な整粒であることか必要であり、このた
めにはさらにはγ粒の圧延再結晶微細化が容易であるこ
と といった冶金的手法の適用が必要である。Ｔｉを強化成
分の主体とし、Ｍｎ量を極力低減した成分系とする手段
が極めて有効に作用すること、すなわち、ＴｉはＡｒ３
点に大きな影響を与えないので、Ｍｎの大幅な低減によ
ってＡｒ３点を上昇させることができる。また、ＴＩは
従来鋼において多用されているＮｂと異なり、１粒の圧
延再結晶を抑制する効果が少なく、しかもＴｉＮが再結
晶γ粒の成長抑制作用として働くので微細整粒の１粒が
得られるのである。

また、Ｍｎ量の低減も１粒の再結晶促進に寄与する。

以上の如く成分の作用を最適化することにより、直流ハ
ント溶接性とバーリング加工性を束ね備えたホイール用
品張力鋼帯が冑られるのである。

（作　用） 次に各成分組成範囲の限定理由を説明する。

Ｃ：０．０４　〜０．１８χ Ｃは鋼の強度を確保する上で不可欠の元素であり、引張
り強さが５５ｋｇｆ／ｍｍ２以上の高強度を達成するた
めには０．０４％以上は必要で、一方０．１８χを超え
て含有させた場合、Ｃ当量が増大し溶接性が著しく悪化
すること、およびポリゴナルフエライト量が減少しパー
ライトやベイナイトのような第２相の比率が増大し、バ
ーリング加工等の冷間成形性が悪化することから、その
含有量を０．０４〜０．１８χの範囲とした。

Ｓｉ　：　０．０５〜１．００χ Ｓｉ　は固溶硬化作用と脱酸作用を有する有用な元素で
、脱酸作用を利用するためには０．０５％以上のＳｉを
八ｌと共に含有させることにより安定した脱酸効果が期
待でき鋼の清浄性を高め得る。また０、３０％以上含有
させると固溶効果による強度増加を期待できるが、１．
０χを超えて含有させると溶接性が悪化するとともに、
熱間圧延時の脱スケール性が悪化し製品にスゲール疵が
残るようになるので、その含有量を０，０５〜１．０″
Ａとした。

Ｍｎ　：　０．１０〜０．５０χ Ｍｎは鋼の強度上昇およびＭｎＳとして熱間脆性を起す
有害なＳを固定する作用を有し、熱間脆性防止のために
は０．ＩＯＸ以上含有させることが好ましいけれども、
０．５０χを超えて含有させた場合以下に述べる理由で
この発明の目的を達成できないので、その含有ｎｔを０
．ｌＯ〜０．５０×とした。

すなわちＭｎ含有量が増加すると、Ｃ当量も増大しホイ
ールリム成形時の直流ハント溶接性が劣化すること、熱
間圧延時のＡｒ３点か低下するのでγ→α変態が抑制さ
れ、ポリゴナルフェライトを主体とするミクロ組織が得
難くなることおよび熱間圧延時のγ粒の圧延再結晶が抑
制されるので、変態前の１粒か展伸した状態のままＴ→
α変態を起こし変態後のミクロ組織の異方性が増してミ
ク［１組織の悪化を惹起し、バーリング加工性を劣化す
ること、の不利をまねく。

また溶接性、バーリング加工性の観点からは低Ｍｎ化が
有利であるが、一方においてＭｎ含有量の低減は強度低
下をもたらす。この発明においては強度低下を補うため
に強化元素としてＴｉを使用するのであるが、これはＴ
ｉの強化機能は従来鋼のような１．０％以上の高Ｍｎ含
有量領域よりも０．５０％以下の低Ｍｎ含有量領域とす
ることにより増大し、したがって低Ｍｎ化による強度低
下をＴｉによって十分に補い得ることの新たな知見に由
来するものである。

なお、上記のような低Ｍｎ含有量領域におけるＴｉの強
化機能の増大（ここで言う強化機能の増大とはＴ＋添加
量当りの強度上昇量）は、（１）ミクロ組織中のポリゴ
ナルフェライトが７０％以上の場合、（２）熱間圧延前
の鋼片の再加熱温度が下記式のＴｉＣの溶解度積によっ
て示される条件によりＴｉ含有量のすべてをオーステナ
イト相に溶解し得る温度条件となっている場合、もしく
は鋳造後の鋼片の温度が１０００°Ｃ未満の温度領域ま
で冷却されていない状態から再加熱を経ずに直接熱間圧
延した場合、（３）熱間圧延後の巻取り温度が５００°
Ｃ以上の温度条件である場合、等の条件を満たす時に顕
著となる。

ＥｏＢ（％Ｔｉ）　（％Ｃ）　　−−１０４７５／Ｔ　
　＋５．３３ここでＴは再加熱温度（Ｋ） これらの機構の詳細は必ずしも明確ではないが、上記の
（１）の現象はＴｉＣの析出がフェライト相において強
化に有効な微細な析出物として析出するのに対し、パー
ライトやベイナイトのような第２相では転位密度が高い
ために強化機能の小さい比較的粗大な析出形態をとるた
めであり、上記（２）はいうまでもなく初期状態におい
てＴｉを十分に溶解せしめるために必要な条件と関連す
るものであり、上記（３）は巻取り温度が低い領域では
ＴｉＣの析出が起らないので析出硬化が現出しないこと
と対応する。

いずれにしてもヘースの成分を低Ｍｎ系とした場合、高
Ｍｎ系の場合よりもＴｉの強化能が著しく高くなり、こ
れらはＴｉＣの析出挙動を通じた析出硬化機構の変化に
関連する現象であることを示すもので、この知見を骨子
としてこの発明を完成したわけである。

Ｃｒ　　：　　０．１０〜０．５０χ　、　Ｍｎ　　＋
Ｃｒ≦０．５０ＸＣｒはＭｎと同様の作用を有するが、
ＭｎよりもΔｒ３変態の抑制効果が小さいこと、γ粒の
再結晶抑制効果が小さいこと、等の点でＭｎよりも有利
に働くので、０．２％以上のＣｒをＭｎ　＋Ｃｒ≦０．
５０Ｘの条件を満たす範囲でＭｎと代替して使用すれば
ミクロ組織を得易くなる。しかしＣｒ量もしくは、Ｍｎ
　＋Ｃｒが０．５０χをこえると、直流バット溶接性が
悪化するので、Ｃｒの上限およびＭｎ　＋Ｃｒの上限を
０．５０χとした。

Ｔｉ　：　０．０５〜０．３０χ Ｔｉ　はこの発明における強化の主体となる元素で、こ
のために０．０５％以上必要であるが、０．３０χを超
えて添加した場合、溶接部にペネトレーターが発生し易
くなるのでその範囲を０．０５〜０．３０％とした。

また、ＴｉはＭｎよりもＳとの親和力が強＜、ＴｉＳと
して有害なＳを固定するのでバーリング加工性および疲
労特性の改善効果をもつ。

Ａｌ　：　０．００１〜０．１００χ ＾ｌは綱の溶接時の脱酸剤として添加され、少なくとも
０．００１χは必要で、一方０．１００χをこえて使用
してもその効果は飽和する。

Ｎ　：　０．０１００％以下 ＮはＴｉＮとしてＴｉと結合し、強化に有効なＴｉ量を
滅する作用ならびにＴｉＮとして鋼の清浄性を悪化させ
るので、０．０１００％以下に抑制した。

Ｐ　：　０．０３０％以下 Ｐは０．０３０Ｚを超えると耐２次加工脆性を劣化し易
くなるので、その範囲を０．０３０％以下とした。

Ｓ　：　０．０１５％以下 Ｓは０．０１５χを超えるとＡ系の非金属介在物が多く
なり、バーリング加工性が悪化すること、およびＴｉと
結合して強化に有効なＴｉ量を減するので０゜０１５％
以下の範囲とした。

またＣ当量（Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｃｒ１５）の
上限を０．２０２とする理由は、とくに直流ハツト溶接
時の溶接性改善のためにはＣ当量を０．２０％以下の範
囲とすることが極めて効果的であるからである。

Ｔｉ量　（Ｃ＋Ｎ＋Ｓ）の範囲を０．３〜５の範囲に定
める理由は、この比が０．５未満の場合この発明に必要
な引張り強さ５５ｋｇｆ／ｍｍ２以上の強度が得られず
、一方この比が５を超えると強化に有効なＴｉ量が過剰
となるのでコイル巻取り後の自己焼鈍効果を受けた時に
ＴｉＣの析出挙動がコイル長手方向で大きく変動し易く
なるため、材料内での機械的性質のばらつきが増大する
ので好ましくないためである。

この発明においては以上に規定した成分範囲の他にＣａ
等の硫化物の形態制御効果を有する元素の添加を妨げる
ものではなく、５０ｐｐｍ未満のＣａの添加によって特
にバーリング加工性の改善効果が得られる。

この発明においてミクロ組織中のポリゴナルフェライト
分率を７０％以上とする理由について第１図に示すとこ
ろに従って説明する。同図は６０〜６５ｋｇ　ｆ　／　
ｍｍ　２の引張り強さの範囲の各種の製造条件で製造し
た高張力熱延鋼板について、ミクロ組織中のポリゴナル
フェライト分率と、圧延方向と直角方向（以下Ｃ方向と
示す）の伸びと圧延方向に平行な方向（以下り方向と示
す）の伸びの比の関係をプロットしたものである。これ
により、ポリゴナルフェライト分率が７０Ｘ未満の領域
ではこの比が小さくなっており、Ｌ方向とＣ方向での材
質の異方性が大きくなっていることがわかる。パーリン
グ加工時のハブ割れは加工性の劣るＣ方向の特性に左右
されるので、ハブ割れ防止には異方性を解消しＣ方向の
伸び特性を向上することが必要である。ポリゴナルフェ
ラ＋ｙト分率が７０χ未満の領域で異方性が悪化するの
はミクロ組織中の第２相が異方性を持ち易いためであり
、ポリゴナルフェライト分率を７０％以上とすることに
よってこの弊害を回避することができる。

ところで、ごの発明は上記した成分上の要件を満たした
上で以下の範囲の熱延条件を採択することが、目的とす
るミクロ組織ならびに機械的性質を得るのに有利である
。

加熱温度としては１１００°Ｃ〜１４５０°Ｃの範囲が
望ましい。この理由は１１００°Ｃ未満でばＴｉＣの溶
解が不十分であるので、Ｔｉの析出硬化能が十分に発揮
されずに所望の強度が得られなくなるためであり、一方
、加熱温度が上昇するに従ってＴｉＣの溶解が進み、添
加量当りのＴｉによる強度上昇量が増大するが、１４５
０°Ｃをこえると加熱中および圧延時の酸化量が大きく
なり、経済的不利益を招く。

また、この発明においては鋳片に鋳込んだ後再加熱工程
を経ずに直ちに熱間圧延を開始する工程、即ち直接圧延
法を採用すれば、Ｔｉの強化機能が最大限に発揮される
のでより好都合となる。この場合、鋳込み後の鋳片の温
度が１０００°Ｃ未満となると、熱間圧延前にＴｉＣの
析出が起こり、Ｔｉの析出硬化能が減するので、熱間圧
延開始温度は１０００°Ｃ以」二とすることが望ましい
。

熱間圧延の仕上げ温度は８００〜９５０°Ｃの範囲が望
ましい。この理由は８００°Ｃ未満では繊維状ミクロ組
織を呈し易く、機械的性質の異方性が増大するためであ
り、一方９５０°Ｃを越えるとγ粒が粗大化してγ→α
変態が遅滞するのでポリゴナルフェライＩ・分率７０％
以上のミクロ組織が得難くなる。

熱間圧延後の冷却速度は５〜１００°Ｃ／ｓの範囲が望
ましい。なぜなら冷却速度が１００°Ｃ／ｓを超えた場
合、冷却過程でのγ→α変態が抑制されるのでポリゴナ
ルフェライト分率７０χのミクロ組織が得難くなり、一
方、５°Ｃ／ｓ未満とした場合にはボリゴナルフェライ
ト粒径が粗大化するのでバーリング加工性に悪影響が出
る。

巻取り温度は５００〜７００°Ｃの範囲が望ましい。

この理由ば５００　’Ｃ未満とするとＴｉＣの析出硬化
が生じなくなるので、所望の強度が得られず、さらに鋼
板形状も悪化し、一方、７００　’Ｃを超えると、析出
するＴｉＣが粗大化して析出硬化が減退するので強度が
得難くなる。

（実施例） 第１表に示す化学成分の鋼をそれぞれ第２表に示す製造
工程によって３．０ｍｍ厚まで熱間圧延し熱延鋼帯とし
た。これらの鋼帯のミクロ組織、機械的性質および直流
ハ・ノド溶接性について調べた結果を第１表に示す。

なお第１表において、 ミクロ組織中形 より採取した光学顕微鏡サンプルについて腐食液で組織
を現出させた後、４００倍の倍率で１０視野写真撮影し
、組織中に占めるポリゴナルフェライト相、アシキュラ
ーフェライト相、パーライト相およびベイナイト相の比
率を測定し、それぞれの相比率の平均値を求め、 穴拡げ率は第２図に示す形状、寸法の工具を用い、ブラ
ンクは直径り。−７０ｍｍ、穴径Ｄ＋−１２ｍｍのもの
を用いて深絞りを行い、穴の周辺に割れが入った瞬間に
とめて、そのときの穴径ｄ、を測定し、式にて求め、 溶接部硬さは溶接部硬さはＤＣバット溶接機において溶
接電流密度（１５０Ａ／ｍｍ２）　、溶接時間５０（ｃ
ｙｃｌｅ）　、加圧力１０ｋｇ／ｎｕｎ２の条件で供試
片を突合わせ溶接した後、供試片の溶接部と母材部を含
む断面においてビッカース硬度計により硬度分布を測定
し、溶接部での最高硬さ（Ｈｖ　ｍａｘ）および最高硬
さと母材部との硬度差＜ｌ　１（ｖ）を求めた。

第１表から明らかなように、この発明に従う成分とミク
ロ組織を有する銅帯は優れた直流バット溶接性と引張り
強さ５５ｋｇｆ／ｍｍ２以上の強度と良好な伸びフラン
ジ特性を有することがわかる。

また第３図に、Ｃ当量と引張り強さとの関係について、
第１表に示した銅帯と前述の特開昭６１−２６４１５９
号および特公昭６２−３５４５３号各公報に記載の鋼板
とを比較して示す。同図から、この発明に従う鋼帯は従
来の鋼板に比較して、同一引張り強さを得るために必要
なＣ当量が著しく低いことがわかる。

（発明の効果） この発明によれば、直流バット溶接性およびパーリング
加工性に優れた引張り強さが５５ｋｇｆ／ｍｍ２以上の
高張力熱延鋼帯、すなわちとくに自動車用ホイールとし
て最適な材料を提供し得る。

また成分コストが安価であること、中心偏析が少ないこ
と、近年省エネルギー化を追求するための製造プロセス
として実施されている直接圧延法に適していることなど
の多くの利点も有する。

【図面の簡単な説明】

第１図は、ミクロ組織中のポリゴナルフェライト分率と
Ｃ方向伸び／Ｌ方向伸びの比の関係を示すグラフ、 第２図は穴拡げ試験用工具の説明図、 第３図はこの発明に従う銅帯および従来の鋼板の炭素当
量と引張り強さとの関係を示すグラフである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．０４〜０．１８ｗｔ％、Ｓｉ：０．０５〜
   １．００ｗｔ％、Ｍｎ：０．１０〜０．５０ｗｔ％、Ｔ
   ｉ：０．０５〜０．３０ｗｔ％、Ａｌ：０．００１〜０
   ．１００ｗｔ％、Ｎ：０．０１００ｗｔ％以下、Ｐ：０
   ．０３０ｗｔ％以下およびＳ：０．０１５ｗｔ％以下を
   ０．３≦Ｔｉ／（Ｃ＋Ｓ＋Ｎ）＜５でかつＣ＋Ｍｎ／６
   ＋Ｓｉ／２４＋Ｃｒ／５≦０．２０ｗｔ％にて含有し、
   最終ミクロ組織のポリゴナルフェライト分率が７０％以
   上であることを特徴とする冷間加工性および溶接性に優
   れた引張り強さが５５ｋｇｆ／ｍｍ＾２以上の高張力熱
   延鋼帯。 ２、Ｃ：０．０４〜０．１８ｗｔ％、Ｓｉ：０．０５〜
   １．００ｗｔ％、Ｍｎ：０．１０〜０．５０ｗｔ％、Ｃ
   ｒ：０．１０〜０．５０ｗｔ％、Ｔｉ：０．０５〜０．
   ３０ｗｔ％、Ａｌ：０．００１〜０．１００ｗｔ％、Ｎ
   ：０．０１００ｗｔ％以下、Ｐ：０．０３０ｗｔ％以下
   、およびＳ：０．０１５ｗｔ％以下を０．３≦Ｔｉ／（
   Ｃ＋Ｓ＋Ｎ）＜５、Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｃｒ／
   ５≦０．２０ｗｔ％およびＭｎ＋Ｃｒ≦０．５０ｗｔ％
   にて含有し、最終ミクロ組織のポリゴナルフェライト分
   率が７０％以上であることを特徴とする冷間加工性およ
   び溶接性に優れた引張り強さが５５ｋｇｆ／ｍｍ＾２以
   上の高張力熱延鋼帯。