JPH03287719A - 溶接性に優れた加工用熱延鋼板の製造方法 - 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〉 この発明は、高強度でありながら高い成形性を有し、か
つスポット溶接性に優れる熱延鋼板の製造法に関するも
のである。

〈従来技術とその課題〉 近年、自動車用鋼板を始めとする加工用鋼板の使用分野
で、高張力鋼板の適用により板厚を薄くして軽量化を図
ることが進められているが、一般に加工性と強度とは相
反する関係にあることは良く知られた事実である。そこ
で、この両特性を満足させるためには、鋼板の品質設計
において種々の改善が必要となり、各種の成形性の優れ
た高張力鋼板の検討が進められている。

このような状況下にあって、上記問題の１つの解決策と
して、冷間加工変形時には軟質であるが加工終了時に高
強度を確保できるように低炭素鋼にＣｕを固溶させてお
き、加工が終了してから固溶状態のＣｕを析出状態へと
変化させて強度の向上を図る手段が提案された（特許第
１０４９７９６号）。即ち、この提案は、鋼中にＣｕが
固溶していて軟質な状態のうちに加工を行い、その後の
熱処理によってＣｕを析出させ加工部品の強度上昇を達
成しようというものである。

また、上記Ｃｕ添加鋼板の加工性を更に改善すべく、Ｃ
含有量を０．０１５％以下に制限して熱処理前の加工性
向上を図った提案もなされている（特開昭６４−７９３
４７号）。

しかしながら、その後、このＣｕ添加鋼は「スポット溶
接に供すると溶接の際の急冷によってナゲツト内におけ
る固溶Ｃｕ量が増大する」との不都合な現象を生じるこ
とが明らかとなった。つまり、このような現象を生じた
スポット溶接部に後熱処理を施すと、固溶Ｃｕ量の相違
によってナゲツト部が著しく硬化し、継手引張試験にか
けるとナゲツト内で脆性破壊を起こして引張強さを低下
させるといった問題が生じたのである。

そこで、本発明が目的としたのは、成形加工時には十分
に軟質でありながら、製品として使用する際には高強度
を発揮し、しかもスポット溶接によっｔも性能劣化を生
じることのない加工用熱延鋼板を安定提供し得る手段の
確立であった。

く課題を解決するための手段〉 本発明者等は、上記目的を達成すべく、特に前記Ｃｕ添
加鋼の好ましい特性を生かしつつスポット溶接によって
生じる弊害を封じ込める手交てを求めて研究を重ねた結
果、次のような知見を得るに至った。

即ち、Ｃｕ添加鋼のスポット溶接部に生じる脆化問題を
解決するには、熱処理後のナゲツト部の著しい硬化を防
止すれば良いとの考えの下に、上記硬化の防止策につい
て様々な角度から検討を行ったところ、「この熱処理後
のスポット溶接ナゲツト部の著しい硬化現象は、鋼材成
分として焼入れ性を高める元素を添加してスポット溶接
後の熱処理段階で“焼戻し効果による軟化”が生じるよ
うに成分組成設計を行い、この軟化と“Ｃｕの析出によ
る硬化”とを相殺させることで効果的に抑制できる」こ
とを見出したのである。しかも、添加する“焼入れ性を
高める元素”は母材の持つ加工性を損なうものであって
はならないが、少量添加で著しい焼入れ性向上効果を発
揮するＢは、その効果を十分に確保できる少ない添加範
囲内でならば母材の加工性を格別に劣化させることはな
いとの事項も確認した。

本発明は、上記知見事項等を基に完成されたものであり
、 ｒ　Ｃ：　０．００５０％以下（以降、成分割合を表わ
す％は重量％とする）。

Ｍｎ　：　０．３０％以下、　　　　ｓ：ｏ、ｏｔｏ％
以下。

ｐＪｌ：　０．０１０〜０．０８％、　　Ｃｕ　：　１
．０〜２．３％Ｂ　：　０．０００３〜０．００３０％
を含有するか、或いは更に Ｎｉ　：　０．３０〜０．６５％ をも含むと共に残部がＦｅ及び不可避的元素から成る成
分組成の鋼を、Ａｒ＝点以上の仕上温度で熱間圧延し、
３００℃以下の温度域で巻取ることにより、自動車用途
等として十分に満足できる成形加工性と、加工後の熱処
理によって優れた引張強さが得られる強度特性と、良好
なスポット溶接性とを兼備した加工用熱延鋼板を工業的
に安定して生産できるようにした点」 に特徴を有している。

以下、本発明において素材鋼の成分組成並びに熱延条件
を前記の如くに限定した理由を、その作用と共に詳述す
る。

〈作用〉 ＾）素材鋼の成分割合 本発明法にて得られる熱延鋼板は３００℃以下で巻取ら
れるため、Ｃ含有量が０．００５０％を超えると固溶Ｃ
が多くなって強度の上昇と時効劣化による伸びの低下を
招く。従ってＣ含有量は０．００５０％以下と定めたが
、Ｃ量は低いほど好ましく、出来れば０．００３０％以
下に抑制するのが良い。

Ｍｎ Ｍｎ含有量が０．３０％を超えると、Ｍｎによる固溶強
化作用により鋼板に所望の伸びを確保できなくなる。従
って、Ｍｎ含有量を０．３０％以下と定めたが、Ｍｎ量
も低い方が好ましく、出来れば０．０２０％以下に抑制
するのが良い。

盈 Ｓは硫化物系介在物を形成して熱延鋼板の加工性を劣化
させる不可避的不純物であるため、Ｓ含有量は低いほど
好ましい。そして、その含有量が特にｏ、ｏｉｏ％を超
えた場合には上記弊害が著しくなることから、Ｓ含有量
は０．０１０％以下と限定した。

Ｍは綱の脱酸成分として添加される元素であり、その脱
酸効果を安定させるためにはｏ、ｏｉｏ％以上の含有量
が必要である。しかし、０．０８０％を超えて含有させ
ると鋼材の硬化を招くと共に、アルミナ系介在物が多く
なって加工性を劣化するようになる。従って、Ｍ含有量
は０．０１０〜０．０８０％と定めた。

Ｃｕ Ｃｕは、熱延のままでは固溶状態にあるが鋼板を成形加
工した後に熱処理すると析出し、析出強化によって引張
強さを上昇させる重要な成分であるが、その含有量が１
．０％未満では引張強さの上昇度が十分でなく、一方、
２．３％を超えて含有させると、形成されるＣｕＳによ
り熱間脆性を生じて熱延過程で表面割れが発生する恐れ
が出てくることから、Ｃｕ含有量は１．０〜２．３％と
定めた。

Ｂは少量添加で鋼材の焼入れ性改善効果を発揮し、スポ
ット溶接後熱処理にて“焼戻し効果による軟化”を生ゼ
しめてＣｕ析出によるナゲツト部の硬化を緩和する作用
を有しており、やはり本発明において重要な成分である
。そして、Ｂは数ｐｐｍの含有量で上記効果を発揮する
ので、その下限を検出可能な０．０００３％と定めた。

一方、余り多量に含有させると鋼板の加工性、特に絞り
性の劣化を招くことから、Ｓ含有量は０．０００３〜０
．００３０％と定めた。

Ｎｉ ＮｉはＣｕ添加によって生じがちな鋼の熱間脆性を防止
する作用を有しているため、必要に応じて含有せしめら
れる成分であるが、その含有量が０．３０％未満では上
記作用による所望の効果が得られず、一方、０．６５％
を超えて含有させても添加効果が飽和してしまうばかり
か綱のコスト上昇にもつながることから、Ｎｉ含有量は
０．３０〜０．６５％と定めた。

Ｂ）熱延条件 伍上寛皮 熱間圧延時の仕上温度がＡｒ、点を下回ると、得られる
鋼板の加工性が著しく劣化する。従って、該仕上温度は
Ａｒ＝点以上の温度と限定した。

■取蓬農 巻取温度が３００℃を上回ると、鋼成分として添加した
Ｃｕが巻取り後の冷却過程で析出して伸びの低下を招く
恐れが出てくる。従って、巻取温度を３００℃以下と限
定したが、巻取温度の下限にについては格別な制限はな
い。

なお、熱間圧延に至る綱片の加熱条件についても特に制
約はなく、近年省エネルギーを目的として開発された“
連続熱鋳片を高温で加熱炉に装入するホットチャージ法
”や“熱鋳片をそのまま圧延するダイレクトロール法”
を採用しても本発明が狙いとする効果が損なわれないこ
とは言うまでもない。

続いて、実施例により、本発明の効果を比較例と対比し
ながら更に具体的に説明する。

〈実施例〉 実施例　１ 第１表に示す化学成分組成の鋼を連続鋳造した後、１１
８０℃加熱、９１０℃仕上げの条件で熱間圧延し、各種
温度で巻取って３．２ｆｌ厚の熱延鋼板を製造した。

次に、得られた各熱延鋼板からＪＩＳ５号引張試験片を
採取し引張特性を調査した。

この結果を、巻取温度と共に第１図に示した。

第１図に示される結果からも明らかなように、Ｃｏ添加
鋼は巻取温度が３００℃を超える範囲では加工性が著し
く劣化するのに対して、本発明に従って３００℃以下の
温度域で巻取ったものは優れた加工性を示すことが分か
る。

（注）残部成分は実質的にＦｅである。

実施例　２ 第２表に示す成分組成の鋼を同表に示した条件で熱間圧
延し、板厚：２．９ｍの熱延鋼板を製造した。

次に、得られた各熱延鋼板からＪＩＳ５号引張試験片を
採取して機械的特性を調査すると共に、加工後の熱処理
による強化の程度を調べるために６００℃×１０分の熱
処理を施し、その前後の引張強さの変化（ΔＴＳ）を測
定した。

この結果を第２表に併せて示す。

第２表に示される結果からも、本発明で規定する条件通
りに製造された熱延綱板は軟質で高い伸びを示すと共に
、熱処理条件により１５ｋｇｆ／−以上の引張強さの上
昇が可能であることが明らかである。

実施例　３ 前記第２表に示す「試験番号３」で使用した鋼と「試験
番号９」で使用した鋼とを第３表に示す条件で熱間圧延
し、板厚が２．９ｆｉで、機械的性質が同じく第３表に
示した如き熱延綱板を得た。なお、第３表におけるΔＴ
Ｓは６００℃×１０分の熱処理を施した後の引張強さの
変化を表わす。

次いで、これらの鋼板を下記条件のスポット溶接試験に
供した。

スクイズ：３０９イクが、 通電時間：２５サイクル、 通電電流：　１０．５ｋＡ、　１２．３ｋＡ及び１８．
５ｋＡ、保持：なし、 後熱処理：６００℃×１０分、 引張力法二十字継手引張（試験片：１５０Ｘ５０）。

この結果を第３表に併せて示すと共に、母材部からナゲ
ツト部にかけての硬度測定結果を第２図に示した。

上記第３表及び第２図に示される結果からも明らかなよ
うに、本発明で規定する条件通りに製造された熱延鋼板
はナゲツト部の“熱処理後の過度の硬化”が抑えられ、
継手強度の低下が見られない。これに対して、比較材で
は熱処理後のナゲツト内の硬度バラツキが大きく、その
結果熱処理後の破断強度が顕著に低下している。

実施例　４ 前記第２表に示す「試験番号１コで使用した鋼と「試験
番号１０」で使用した鋼とを第４表に示す条件で熱間圧
延し、板厚が２．９ｆｉで、機械的性質が同じく第４表
に示した如き熱延鋼板を得た。なお、第４表におけるΔ
ＴＳは６００℃×１０分の熱処理を施した後の引張強さ
の変化を表わす。

次いで、これらの鋼板を下記条件のスポット溶接試験に
供した。

スクイズ＝３０ｇイクル、 通電時間＝２５ｖイクル、 通電電流：１０．３ｋＡ、　１１．８ｋＡ及び１８．９
ｋＡ、保持：なし、 後熱処理：６００℃×１０分、 引張方法二十字継手引張（試験片：１５０Ｘ５０）。

この結果を第４表に併せて示すと共に、母材部からナゲ
ツト部にかけての硬度測定結果を第３図に示した。

上記第４表及び第３図に示される結果からも明らかなよ
うに、本発明で規定する条件通りに製造された熱延鋼板
はナゲツト部の“熱処理後の過度の硬化”が抑えられ、
継手強度の低下が見られない。これに対して、比較材で
はやはり熱処理後のナゲツト内の硬度バラツキが大きく
、その結果熱処理後の破断強度が顕著に低下している。

実施例　５ 第５表に示す化学成分組成の鋼を溶製して連続鋳造鋳片
とし、これを１２００℃に加熱して熱間圧延に供した。

この時の“圧延前のスラブの性状。

を調査し、その結果を第５表に併せて示す。

第５表からも明らかなように、本発明対象鋼ではＣｕ添
加量が多くなると熱間詭性割れを発生する傾向が見られ
るが、この熱間詭性割れは適量のＮｉの添加で防止され
ることが確認できる。

く効果の総括〉 以上に説明した如く、この発明によれば、成形加工時に
は十分に軟質ではあるが加工後の熱処理により高い強度
を発揮し、しかもスポット溶接によっても性能劣化を生
じることのない加工用熱延鋼板を安定供給できるように
なるなど、産業上極めて有用な効果がもたらされる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、実施例１での調査結果を示すグラフである。 第２図は、実施例３での硬度測定結果を示すグラフであ
る。 第３図は、実施例４での硬度測定結果を示すグラフであ
る。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量割合にて Ｃ：０．００５０％以下、Ｍｎ：０．３０％以下、Ｓ：
   ０．０１０％以下、Ａｌ：０．０１０〜０．０８％、Ｃ
   ｕ：１．０〜２．３％、Ｂ：０．０００３〜０．００３
   ０％を含むと共に残部がＦｅ及び不可避的元素から成る
   成分組成の鋼を、Ａｒ＿３点以上の仕上温度で熱間圧延
   し、３００℃以下の温度域で巻取ることを特徴とする、
   溶接性に優れた加工用熱延鋼板の製造方法。
2. （２）重量割合にて Ｃ：０．００５０％以下、Ｍｎ：０．３０％以下、Ｓ：
   ０．０１０％以下、Ａｌ：０．０１０〜０．０８％、Ｃ
   ｕ：１．０〜２．３％、Ｂ：０．０００３〜０．００３
   ０％、Ｎｉ：０．３０〜０．６５％ を含むと共に残部がＦｅ及び不可避的元素から成る成分
   組成の鋼を、Ａｒ＿３点以上の仕上温度で熱間圧延し、
   ３００℃以下の温度域で巻取ることを特徴とする、溶接
   性に優れた加工用熱延鋼板の製造方法。