JPH03177538A - スポット溶接性に優れた極低炭素薄鋼板およびその製造方法 - 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） 本発明は加工性に優れており、自動車用に大幅に需要が
増大する可能性を持つ極低炭素薄鋼板およびその製造方
法に関わり、この鋼板の利用技術上の大きな課題であっ
たスポット溶接部の強度の抜本的かつ高度な改善に関す
る。

（従来の技術） 冷延鋼板の規定であるＪＩＳ　Ｇ　３１４１ＳＰＣＥ級
を越える超深絞り用冷延鋼板として、極低炭素Ｔｉ添加
冷延鋼板が発明され（特公昭４４−１８０６６号公報）
、冷延鋼板の用途が飛躍的に広がった。それとともにこ
の鋼の改善・改良がその後大いに進められた。

現在ではＴｉ、　Ｎｂの複合添加による加工性特に深絞
り性の一層の向上やＢ添加による耐二次加工性向上等が
図られている。これらに対する先行技術としては、例え
ば特開昭５９−１４０３３３号公報、特開昭６１−１１
３７２４号公報あるいは特開昭６１−１１３７２５号公
報等に記載のものがある。

しかしながら当該の鋼には極低炭素という点が原因と考
えられるスポット溶接部の組織の粗大化によるスポット
溶接部強度およびスボッ目容接部の疲労強度が低いとい
う基本的な問題があり、自動車の部品接合に欠かせない
スポット溶接故人きな問題となっており、この高成形性
を有する調板の適用拡大の最大のネックとなっていた。

このような観点からの極低炭素鋼のスポット溶接性の改
善に付いての先行技術としては特開昭６３−３１７６４
７号公報あるいは特開昭６３−３１７６４９号公報記載
の技術がある。しかし前者は特定のＴｉの微細析出物を
均一分散させるため特定の熱延条件を必須としかつかか
る析出物は安定に問題があり、溶接熱履歴によっては必
ずしも所望の効果が得られない恐れがある。また、後者
は特定成分系特にＣ１Ｎ、Ｂの総量の下限値を規定する
もので、当該鋼種の有する本来の加工性と両立させるた
めにはおのずから制御しにくい成分範囲となる。

（発明が解決しようとする課題） 本発明は極低炭素薄鋼板が本来持っている著しい高加工
性を失わずにスポット溶接部の組織を改善し、該鋼のス
ポット溶接部の静的および動的強度を飛躍的に向上させ
た極低炭素薄鋼板の提供あるいは、その製造方法の提供
にある。

（課題を解決するための手段） 本発明はかかる課題を当該鋼に使われるＴｉの特別なか
つ安定な化合物を利用してスポット溶接部の組織改善を
計り、これにより極低炭素薄鋼板が本来持っている著し
い高加工性を失わずにスポット溶接部の静的および動的
強度を高めようとするもので、その要旨とするところは
下記のとおりである。

（１） Ｃ：　０．００４０％以下（質量割合、以下、成分に関
しては同様）　、Ｎ　：　０．００４０％以下、Ｍｎ：
０．０５〜０．４％、Ｓ　：　０．０１５％以下、０：
４０〜１５０　ｐｐｎ＋　ＳＩＶ：　０．０１０％以下
、Ｔｉ　：　０．０１〜０．０５％、Ｎｂ　７０．００
３〜０．０３％、Ｂ　：　０．０００１〜０．００１０
％を含有し、残・部Ｒｅおよび不可避的不純物元素から
なるスポット溶接性に優れた極低炭素薄鋼板。

（２）　　Ｃ：　０．００４０％以下、Ｎ　：　０．０
０４０％以下、Ｍｎ：　０．０５〜０．４％、Ｓ　：　
０．０１５％以下、○：４０〜１５０ｐｐｍ　、　Ａｌ
　：　Ｑ、０１０％以下、Ｔｉ：０゜０１〜０．０５％
、Ｎｂ　：　０．００３〜０．０３％、Ｂ：　０．００
０１〜０．００１０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避
的不純物元素からなる鋼を連続鋳造にて４０〜３００ｍ
ｍ厚の鋼片に鋳造し、続いて熱延を行うことを特徴とす
るスポット溶接性に優れた極低炭素熱延鋼板の製造方法
。

（３）　　Ｃ：　０．００４０％以下、Ｎ　：　０．０
０４０％以下、ｌ’ｌｎ：　０．０５〜０．４％、Ｓ　
：　０．０１５％以下、Ｏ：４０〜１５０ｐｐｍ　、　
Ｍ　：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％
、Ｎｂ　：　０．００３〜０．０３％、Ｂ：　０．００
０１〜０．００１０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避
的不純物元素からなる綱を連続鋳造にて４０〜３００ｍ
ｍ厚の鋼片に鋳造し、続いて熱延、冷延および焼鈍を行
うことを特徴とするスポット溶接性に優れた極低炭素冷
延ａ板の製造方法。

（４）　　Ｃ：　０．００４０％以下、Ｎ　：　０．０
０４０％以下、Ｍｎ：　０．０５〜０．４％、Ｓ　：　
０．０１５％以下、０：４０〜１５０ｐｐｍ　、　Ｎ　
：　０．０１０％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、
Ｎｂ　：　０．００３〜０．０３％、Ｂ：　０．０００
１〜０．０Ｑ１０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的
不純物元素からなる鋼を連続鋳造にて４０〜３００１１
Ｉｆｆｌ厚の鋼片に鋳造し、続いて熱延、冷延したのち
連続式溶融亜鉛めっきラインにて溶融亜鉛めっきを施す
ことを特徴とするスポット溶接性に優れた極低炭素溶融
亜鉛めっき鋼板の製造方法。

（作　用） つぎに本発明の各構成要件の作用および数値限定理由に
ついて述べる。

Ｃ，ＮＦＣおよびＮは侵入型固溶体元素で、鋼中に固溶
状態で存在すると調を硬質にしたり、また時効劣化の原
因となる。さらに冷延・再結晶の加わる冷延鋼板あるい
は溶融亜鉛めっき鋼板では集合組織形成に有害となる。

従って、極力低下させる必要がある。そのため各々、０
．００４０％以下とする。好ましくはＣ：　０．００２
５％以下、Ｎ　：　０．００２０％以下である。

Ｍｎ　：　Ｍｎは置換型固溶体元素であり、多すぎると
鋼を硬化し延性を害する。しかし、Ｍｎは鋼中のＳとＭ
ｎＳを形成し、Ｓによる熱間脆性を避ける役割もあり、
そのため０．０５〜０．４％とする。低Ｍｎとしたほう
が伸び、ランフオード値（以下、ｆ値またはｒ　ａｖｅ
と記す）ともに向上するので０．１５％以下とするほう
が好ましい。

３：ＭｎＳとなり、有害介在物となるため極力低減した
ほうがよい。そのため０．０１５％以下とした。

好ましくは、Ｍｎを０．１５％以下、Ｓを０．００８％
以下とすることである。

○：０は本発明鋼においてはきわめて重要な元素である
。本発明鋼ではＮ脱酸を極力避け、その結果凝固時にＴ
ｉ酸化物を主とする微細な酸化物が生じるが、この微細
Ｔｉ酸化物がスポット溶接部の組織を微細化する。その
微細化機構は定かではないが、この微細Ｔｉ酸化物が新
たな結晶粒の核生成サイトとなるためと考えられる。こ
れらの機能を発揮するためには○は４０ｐｐｍ以上必要
である。−方、１５０ｐｐｒ＠を越えるＯは、徒に介在
物を増すだけであり鋼の延性を害する。好ましくは、５
０〜１００　ｐｐｍとすべきである。

Ａ７二本発明鋼では溶鋼の凝固時に生じる安定で活性な
酸化物を有効利用しようとするもので、そのため安定で
はあるが不活性なＭ酸化物の１戒は不可である。そのた
め脱酸にＭの使用は最低限にする必要がある。しかしな
がら予備脱酸や脱酸調整にＭを使用することはかまわな
い。このことがＭ：０．０１０％以下の理由である。好
ましくは０．００３％以下とすべきである。

Ｔｉ　：　Ｔｉは脱酸調整、凝固時の微細酸化物の形成
およびＴｉＮとしてＮを固定する役割を担う。そのため
、０．０１％以上は必要である。一方、０．０５％を越
えると粗大な酸化物が生じ鋼の加工性を低下させる。ま
た、連続鋳造で鋳込む際にノズルつまり等のトラブルが
生じる。

Ｎｂ　：　Ｎｂは熱延板の粒度調整を通じて薄洞板の加
工性、特に冷延・再結晶焼鈍の加わる冷延鋼板や溶融亜
鉛めっき鋼板の７値を高める作用を有する。

そのため、０．００３％以上の添加は必要である。−方
、０．０３％を越える添加は鋼を硬くし、軟質・高延性
という本発明鋼の特徴を失う。

ＢＩＢは鋼の耐二次加工性を高める役割を担う。

この二次加工性とは深絞りなどの一次加工を施した後、
その部品の口広げ等の二次加工を行うと脆性的に破壊す
る現象を言い、本発明鋼のような侵入型固溶体元素が固
定された鋼では、これら元素の粒界偏析による粒界強化
が期待できないため生じるものとされる。Ｂは加工性を
阻害せずに、この粒界を強化する役割を担う。そのため
、０．０００１％以上の添加は必要である。一方、０．
００１０％を越える多量の添加はやはり鋼の加工性を損
なうため、添加量の上限は０．００１０％とした。

本発明鋼は以上のような成分からなるが、その溶製は通
常以下のようにされる。すなわち、転炉で鋼とされたあ
と、ＲＨ等の真空脱ガス装置で脱酸され、続いて成分調
整される。成分調整は連続鋳造のタンデイツシュあるい
はモールドで行ってもよい。その際、添加合金をワイヤ
状にして、このワイヤを挿入することで添加してもよい
。この方がノズル詰まり等のトラブルを避ける意味で好
ましい、必要Ｔｉ量によっては、Ｃ９Ｏバランスと脱酸
剤との関係でこのタンデイツシュあるいばモールドによ
る成分調整は必須となる可能性がある。

溶調はその後連続鋳造で鋳込まれるが、その厚みは４０
〜３００−とする必要がある。４０ｍｅ＋未満の鋳込み
では凝固あるいは凝固後の冷却速度が高すぎて適切な酸
化物分布が得られない、一方、３００ｍｍを越える厚み
では逆に凝固あるいは凝固後の冷却速度が小さすぎて酸
化物の密度が不適切になる。

このようにして連続鋳造スラブとした後、熱延されるが
熱延条件は特に限定するところではないが、本発明鋼の
特徴である高加工性をいっそう引き出すには、つぎの条
件をとることが好ましい。

すなわち、加熱温度：　１０００〜１１００°Ｃ１仕上
終了温度：９００〜９５０″Ｃ１仕上圧延終了後０．５
Ｓ以内に２０’Ｃ／ｓ以上の冷却速度で８５０℃以下ま
で急冷、巻取温度ニア２０〜８００°Ｃの各条件である
。

本発明鋼は熱延薄板として使用される場合は熱延コイル
を冷却後、酸洗し続いて、適宜レベラーあるいは／また
は、スキンバス圧延を施して製品とされる。

冷延鋼板の場合、酸洗後冷延され続いて再結晶焼鈍され
る。冷延率は通常の６０〜８５％でよいが、本発明鋼は
高い冷延率により一層の高い７値が得られるので７７％
以上の高い冷延率で冷延することが好ましいと言える。

焼鈍は箱焼鈍でも連続焼鈍でもよい。箱焼鈍の場合、焼
鈍温度は６５０〜７６０°Ｃで時間は１〜２０ｈ程度で
ある。連続焼鈍の場合、８００〜９００°Ｃで３０〜１
８０Ｓがその条件である。冷延鋼板として使用される場
合、最後に調質圧延されるが、その圧下率は０．５％以
下の軽圧下とする方が好ましい。

冷延鋼板はその後、電気亜鉛めっきを施して電気亜鉛め
っきｗ４板としても、あるいは電気めっきに加えて塗装
焼付けを行って塗装電気亜鉛めっき調板としてもよい。

溶融亜鉛めっき鋼板の場合、熱延コイルを酸洗後冷延し
、続いて連続式溶融亜鉛めっきラインを通板する。冷延
率は冷延鋼板と同様、６０〜８５％でよいが、本発明鋼
は高い冷延率により一層の高いｆ値が得られるので７７
％以上の高い冷延率で冷延することが好ましい。連続式
溶融亜鉛めっきラインの構成は特に規定するところでな
いが、通常は無酸化炉−還元炉−冷却帯−亜鉛ボット−
冷却帯からなる。亜鉛ポット後さらに加熱して亜鉛層の
合金化を行って合金化溶融亜鉛めっき調板としてもよい
。材質に影響を与える因子としては還元炉の温度が重要
である。この炉では冷延組織の再結晶焼鈍を兼ねる。連
続式溶融亜鉛めっきラインでは特に保定帯を設けていな
い場合が多く、還元炉での制御因子はその到達温度であ
る。本発明鋼の場合その温度は８００〜９００　’Ｃの
高温とすることが好ましい。

（実施例） つぎに本発明の詳細な説明する。第１表に示す成分の鋼
を転炉−ＲＨ真空脱ガス一連続鋳造の工程で溶製し、２
５０閣厚のスラブとした。ただし、鋼符号りの鋼は３０
ＩｎＩ１１薄肉連続鋳造してコイル状のスラブとし、加
熱に替わるコイル保温を行い、この温度を便宜上加熱温
度とした。洞成分はタンデイツシュ内のワイヤ添加によ
り適宜調整した。この鋼を第２〜第４表に示すように熱
延鋼板、冷延鋼板および溶融亜鉛めっき銅板に製造して
その特性を調べた。

特性の内、引張試験はＪＩＳ　Ｚ２２０１，５号試験片
を用い、同ｚ２２４１記戦の方法に従って行った。また
、ｄ／ｄｏは穴広げ値であって、伸びフランジ特性を表
わす。その試験方法は、１０％のクリアランスで打ち抜
いた直径２０ｍｍの穴を３０°円錐ポンチにて広げて行
き、クランクが発生した時点での穴径を初期穴径で除し
て表わす。つぎにスポット溶接部強度についてはせん断
モードおよび十字引張モードの両者で評価した。溶接条
件は溶接電流を変化させて行き、散り発生電流より０．
５ｋＡ小さい電流値とした。また、スポット溶接部の疲
労強度については静的試験と同じ溶接条件を用い、油圧
サーボ式の０〜σの１軸繰り返し応力を与え、１０６回
で破壊しない荷重でもって示した。なお、溶融亜鉛めっ
き鋼板で亜鉛層の合金化を施していないものについては
、めっき層を剥離してスポット溶接を行った。

さらに、めっき特性に関しては、密着性はボールインパ
クトテストでの評点付けで、パウダリング性に関しては
１８０°密着曲げの曲げ部をテープ剥離し、その剥離量
を評点付けして示した。評点はそれぞれ１〜４で値が大
きいほど不良である。

各表中で鋼符号りの鋼は、スポット溶接強度で基準とな
る低炭素Ｍキルド鋼である。

第２表に示すように、本発明に従った鋼は伸びや穴広げ
の加工性において極めて高い値を示すとともに、スポッ
ト溶接部の強度および疲労強度は基準となる符号りの鋼
と遜色のない水準にある。

一方、従来鋼（符号Ｈ−３）は、加工性は高いもののス
ポット溶接部強度は低い。また、その他の本発明と条件
のはずれた鋼は加工性を損なうかあるいはまた低いスポ
ット溶接部強度となるかのいずれかである。

同様に冷延鋼板の例を第３表に示す。冷延鋼板のスキン
バス圧延率は０．４％とした。ただし、符号Ｃ−１２の
基準のＡＩ−に＠は１．０％とした。本発明鋼は従来鋼
（符号Ｃ−５）に比し高いスポット溶接部を有しており
従来の低炭素Ａ７−に鋼と遜色ない。しかもその加工性
はＹ値や伸びの値に見られるように本来の、すなわち符
号Ｃ−５の銅皿みの極めて優れたものである。

さらに、溶融亜鉛めっき鋼板の例を第４表に示す。溶融
亜鉛めっき鋼板の場合はスキンバス圧延率は０．５％と
した。この場合も同様に本発明鋼は高い成形性と基準銅
皿みの高いスポット溶接部を有していることが明かであ
る。なおかつ本発明鋼はめっき密着性等のめっき特性に
も悪影響を与えていない。なお、亜鉛層の合金化処理を
行ったもので多少伸びやｆ値が低いがこれは硬い合金化
層があるためである。

（発明の効果） 自動車パネル設計のＣＡＤ／ＣＡＭ（ヒ、消費者ニーズ
の多様化により自動車用鋼板には益々高戒形性が必要と
され、それに応えるべく極低炭素高成形性薄鋼板が期待
されている。しかし、その接合はスポット溶接主体であ
り、当該の極低炭素薄鋼板にはこのスポット溶接性に唯
一難点があった。本発明により、この難点が加工性を損
なうことなく解決されたことになり、当該の極低炭素薄
鋼板の有用性の一層の拡大がこれで可能になったといえ
る。

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｃ：０．００４０％以下（質量割合、以下、成分
   に関しては同様）、Ｎ：０．００４０％以下、Ｍｎ：０
   ．０５〜０．４％、Ｓ：０．０１５％以下、Ｏ：４０〜
   １５０ｐｐｍ、Ａｌ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．０
   １〜０．０５％、Ｎｂ：０．００３〜０．０３％、Ｂ：
   ０．０００１〜０．００１０％を含有し、残部Ｆｅおよ
   び不可避的不純物元素からなるスポット溶接性に優れた
   極低炭素薄鋼板。
2. （２）Ｃ：０．００４０％以下、Ｎ：０．００４０％以
   下、Ｍｎ：０．０５〜０．４％、Ｓ：０．０１５％以下
   、Ｏ：４０〜１５０ｐｐｍ、Ａｌ：０．０１０％以下、
   Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、Ｎｂ：０．００３〜０．
   ０３％、Ｂ：０．０００１〜０．００１０％を含有し、
   残部Ｆｅおよび不可避的不純物元素からなる鋼を連続鋳
   造にて４０〜３００ｍｍ厚の鋼片に鋳造し、続いて熱延
   を行うことを特徴とするスポット溶接性に優れた極低炭
   素熱延鋼板の製造方法。
3. （３）Ｃ：０．００４０％以下、Ｎ：０．００４０％以
   下、Ｍｎ：０．０５〜０．４％、Ｓ：０．０１５％以下
   、Ｏ：４０〜１５０ｐｐｍ、Ａｌ：０．０１０％以下、
   Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、Ｎｂ：０．００３〜０．
   ０３％、Ｂ：０．０００１〜０．００１０％を含有し、
   残部Ｆｅおよび不可避的不純物元素からなる鋼を連続鋳
   造にて４０〜３００ｍｍ厚の鋼片に鋳造し、続いて熱延
   、冷延および焼鈍を行うことを特徴とするスポット溶接
   性に優れた極低炭素冷延鋼板の製造方法。
4. （４）Ｃ：０．００４０％以下、Ｎ：０．００４０％以
   下、Ｍｎ：０．０５〜０．４％、Ｓ：０．０１５％以下
   、Ｏ：４０〜１５０ｐｐｍ、Ａｌ：０．０１０％以下、
   Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、Ｎｂ：０．００３〜０．
   ０３％、Ｂ：０．０００１〜０．００１０％を含有し、
   残部Ｆｅおよび不可避的不純物元素からなる鋼を連続鋳
   造にて４０〜３００ｍｍ厚の鋼片に鋳造し、続いて熱延
   、冷延したのち連続式溶融亜鉛めっきラインにて溶融亜
   鉛めっきを施すことを特徴とするスポット溶接性に優れ
   た極低炭素溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。