JPH07188777A - スポット溶接性に優れる深絞り用高張力鋼板の製造方法 - Google Patents
スポット溶接性に優れる深絞り用高張力鋼板の製造方法Info
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- JPH07188777A JPH07188777A JP33236093A JP33236093A JPH07188777A JP H07188777 A JPH07188777 A JP H07188777A JP 33236093 A JP33236093 A JP 33236093A JP 33236093 A JP33236093 A JP 33236093A JP H07188777 A JPH07188777 A JP H07188777A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【目的】強度と成形性とスポット溶接性のいずれもが良
好な特性を示す深絞り用高張力鋼板を製造する。 【構成】C,Si,Mn,Al,P,S,N,Ti,Nb,Mo,Ni,CrおよびBを特
定した鋼を冷延した後、再結晶焼鈍処理を施し、その後
（ Ac1変態点−50）℃〜（ Ac1変態点＋30）℃の温度域
の浸炭雰囲気中、200sec以下の浸炭時間で、その浸炭量
が、板厚平均のC増加量をΔCとしたとき、120 ≦（△C
（mass ppm）×（板厚(mm)＋0.5)≦ 600を満たす浸炭処
理を施し、次いで1 〜10 secの間を10℃/sec以下の冷却
速度で冷却し、その後、直ちに 15 ℃/sec以上の冷却速
度で400 ℃以下まで冷却する。
好な特性を示す深絞り用高張力鋼板を製造する。 【構成】C,Si,Mn,Al,P,S,N,Ti,Nb,Mo,Ni,CrおよびBを特
定した鋼を冷延した後、再結晶焼鈍処理を施し、その後
（ Ac1変態点−50）℃〜（ Ac1変態点＋30）℃の温度域
の浸炭雰囲気中、200sec以下の浸炭時間で、その浸炭量
が、板厚平均のC増加量をΔCとしたとき、120 ≦（△C
（mass ppm）×（板厚(mm)＋0.5)≦ 600を満たす浸炭処
理を施し、次いで1 〜10 secの間を10℃/sec以下の冷却
速度で冷却し、その後、直ちに 15 ℃/sec以上の冷却速
度で400 ℃以下まで冷却する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、主に自動車用の高強度
冷延鋼板やめっき鋼板などの鋼板、とくに曲げ加工やプ
レス成形加工、絞り成形加工などの加工が施されて自動
車の車体用として提供される深絞り用高張力鋼板の製造
方法に関するものである。
冷延鋼板やめっき鋼板などの鋼板、とくに曲げ加工やプ
レス成形加工、絞り成形加工などの加工が施されて自動
車の車体用として提供される深絞り用高張力鋼板の製造
方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、環境問題が注目されてきたのに伴
い、自動車の排ガス規制が改めて検討されており、燃費
向上のための自動車の軽量化の要請が一段と高まってき
た。また一方では、自動車事故による人身災害の増加傾
向から、自動車自体の安全性向上も重要な課題となって
きている。これらの課題の解決のために、自動車用薄鋼
板に対して、引張り強さ（ＴＳ）が３４０〜４９０MPa
を示す一方、優れたプレス成形性（ｒ値、伸び）を示す
材料への要求も高まっている。一般に、合金元素の多量
添加によって引張り強さを増加させれば、プレス成形性
は劣化するとともに自動車用鋼板として不可欠な特性で
あるスポット溶接性も劣化する傾向があるので、高張力
薄鋼板の開発に当たっては、これらの特性が劣化しない
ように配慮する必要があった。
い、自動車の排ガス規制が改めて検討されており、燃費
向上のための自動車の軽量化の要請が一段と高まってき
た。また一方では、自動車事故による人身災害の増加傾
向から、自動車自体の安全性向上も重要な課題となって
きている。これらの課題の解決のために、自動車用薄鋼
板に対して、引張り強さ（ＴＳ）が３４０〜４９０MPa
を示す一方、優れたプレス成形性（ｒ値、伸び）を示す
材料への要求も高まっている。一般に、合金元素の多量
添加によって引張り強さを増加させれば、プレス成形性
は劣化するとともに自動車用鋼板として不可欠な特性で
あるスポット溶接性も劣化する傾向があるので、高張力
薄鋼板の開発に当たっては、これらの特性が劣化しない
ように配慮する必要があった。
【０００３】ところで、高張力化にともなう鋼板のプレ
ス成形性改善のために、従来より各種の方法が提案され
ている。たとえば、特開昭56-139654 公報や特公昭59-4
2742 号公報等には、極低炭素鋼をベースとして、加工
性、時効性の改善のために炭窒化物形成元素であるTi、
Nb等を添加し、さらに加工性を害さない主にＰで高張力
化をはかる方法が開示されている。しかし、この技術は
ＴＳで400MPa程度が限界の強度であった。上記技術に対
してさらに高強度化をはかるための既知技術として、た
とえば特開昭59-193221 号公報や特開昭63-100158 号公
報のようにさらにSiを添加した鋼板およびその製造方怯
が提案されている。
ス成形性改善のために、従来より各種の方法が提案され
ている。たとえば、特開昭56-139654 公報や特公昭59-4
2742 号公報等には、極低炭素鋼をベースとして、加工
性、時効性の改善のために炭窒化物形成元素であるTi、
Nb等を添加し、さらに加工性を害さない主にＰで高張力
化をはかる方法が開示されている。しかし、この技術は
ＴＳで400MPa程度が限界の強度であった。上記技術に対
してさらに高強度化をはかるための既知技術として、た
とえば特開昭59-193221 号公報や特開昭63-100158 号公
報のようにさらにSiを添加した鋼板およびその製造方怯
が提案されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記の
ような既知技術のように、極低炭素鋼をベースとして固
溶強化だけで高張力化をはかるためには、多量の合金元
素を添加することが必要である。そのために、この鋼を
溶接する時、高温での変態挙動が著しく変化するため、
溶接熱影響部（HAZ 部）に異常組織を生じたり、脆化し
やすくなり、溶接強度とくに十字引張強度が著しく低下
するという問題があった。
ような既知技術のように、極低炭素鋼をベースとして固
溶強化だけで高張力化をはかるためには、多量の合金元
素を添加することが必要である。そのために、この鋼を
溶接する時、高温での変態挙動が著しく変化するため、
溶接熱影響部（HAZ 部）に異常組織を生じたり、脆化し
やすくなり、溶接強度とくに十字引張強度が著しく低下
するという問題があった。
【０００５】また、特開昭58-39736号公報には、O.O1％
以下のＣで（有効Ti）/(Ｃ＋N)の原子濃度比が 0.4〜
0.8の素材を用いて、浸炭雰囲気中でＡc1変態点以上で
浸炭焼鈍してγ相のＣ量の富化を積極的に行なうことに
より、複合組織型高張力冷延鋼板を製造する方法が開示
されている。しかし、この既知技術は、素材のＣ含有量
が高く、したがって焼鈍前に固溶Ｃが多量に存在するこ
とと、板厚全体において複合組織化することから、加工
性向上に好ましい集合組織が崩れ、十分な加工性が得ら
れないという問題があった。さらには、スポット溶接性
に関する配慮に欠けるという問題もあった。
以下のＣで（有効Ti）/(Ｃ＋N)の原子濃度比が 0.4〜
0.8の素材を用いて、浸炭雰囲気中でＡc1変態点以上で
浸炭焼鈍してγ相のＣ量の富化を積極的に行なうことに
より、複合組織型高張力冷延鋼板を製造する方法が開示
されている。しかし、この既知技術は、素材のＣ含有量
が高く、したがって焼鈍前に固溶Ｃが多量に存在するこ
とと、板厚全体において複合組織化することから、加工
性向上に好ましい集合組織が崩れ、十分な加工性が得ら
れないという問題があった。さらには、スポット溶接性
に関する配慮に欠けるという問題もあった。
【０００６】本発明の目的は、自動車用深絞り高張力鋼
板としての必要な各特性を他のものを犠牲にすることな
く充足させるという開発目標の下に、強度と成形性とス
ポット溶接性のいずれもが良好な特性を示し、あわせて
めっき性にも優れる深絞り用高張力鋼板を製造するため
の技術を確立することにある。
板としての必要な各特性を他のものを犠牲にすることな
く充足させるという開発目標の下に、強度と成形性とス
ポット溶接性のいずれもが良好な特性を示し、あわせて
めっき性にも優れる深絞り用高張力鋼板を製造するため
の技術を確立することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】このような課題認識の下
で、発明者らは、その解決に向けた研究のなかで、こう
した深絞り用高張力鋼板の製造時に、成形性を支配する
集合組織の形成後に、鋼板の表層に選択的に炭素を侵入
させて表層の複合組織化を図れば、上記の課題が一気に
解決できることを見出し、本発明を完成するに至った。
すなわち、本発明は、出発材の成分組成、冷間圧延後の
再結晶焼鈍、浸炭処理ならびに浸炭処理後の冷却の各条
件を制御することで、上記の新規知見を達成する方法で
あって、その要旨構成は以下の通りである。
で、発明者らは、その解決に向けた研究のなかで、こう
した深絞り用高張力鋼板の製造時に、成形性を支配する
集合組織の形成後に、鋼板の表層に選択的に炭素を侵入
させて表層の複合組織化を図れば、上記の課題が一気に
解決できることを見出し、本発明を完成するに至った。
すなわち、本発明は、出発材の成分組成、冷間圧延後の
再結晶焼鈍、浸炭処理ならびに浸炭処理後の冷却の各条
件を制御することで、上記の新規知見を達成する方法で
あって、その要旨構成は以下の通りである。
【０００８】(1) Ｃ：0.0040mass％以下、 Si：1.0mas
s ％以下、Mn：0.05〜3.0mass ％、Al：0.010 〜0.10ma
ss％、Ｐ：0.15mass％以下、 Ｓ：0.02mass％以下、
Ｎ：0.0050mass％以下を含み、かつTi：0.003 〜0.10ma
ss％およびNb:0.003〜0.10mass％のうちから選ばれるい
ずれか１種または２種を含有すると同時に、このTiとNb
とは下記式； Ｃ(mass%)-0.001 ≦ (12/48)Ti* (mass%)+(12/93)Nb(ma
ss%)≦Ｃ(mass%)+0.004 ただし、Ti* (mass%) ＝Ti(mass%)-(48/32）Ｓ(mass%)-
(48/14) Ｎ(mass%)の関係を満たして含有し、さらに上
記各成分は、下記式； 0.3Si(mass%)+Mn(mass%)+3.5Ｐ(mass%) ≧1.3 の関係を満たして含有しており、残部はFeおよび不可避
的不純物からなる鋼を出発材として冷延鋼板とした後、
再結晶焼鈍処理を施し、その後（ Ac1変態点−50）℃〜
（Ac1 変態点＋30）℃の温度域の浸炭雰囲気中、200sec
以下の浸炭時間で、その浸炭量が、板厚平均のＣ増加量
をΔＣとしたとき、 120 ≦（△ C（mass ppm）×（板厚(mm)＋0.5)≦ 600 の関係を満たす浸炭処理を施し、次いで1 〜10 secの間
を10℃/sec以下の冷却速度で冷却し、その後、直ちに 1
5 ℃/sec以上の冷却速度で400 ℃以下まで冷却すること
を特徴とするスポット溶接性に優れる深絞り用高張力鋼
板の製造方法。
s ％以下、Mn：0.05〜3.0mass ％、Al：0.010 〜0.10ma
ss％、Ｐ：0.15mass％以下、 Ｓ：0.02mass％以下、
Ｎ：0.0050mass％以下を含み、かつTi：0.003 〜0.10ma
ss％およびNb:0.003〜0.10mass％のうちから選ばれるい
ずれか１種または２種を含有すると同時に、このTiとNb
とは下記式； Ｃ(mass%)-0.001 ≦ (12/48)Ti* (mass%)+(12/93)Nb(ma
ss%)≦Ｃ(mass%)+0.004 ただし、Ti* (mass%) ＝Ti(mass%)-(48/32）Ｓ(mass%)-
(48/14) Ｎ(mass%)の関係を満たして含有し、さらに上
記各成分は、下記式； 0.3Si(mass%)+Mn(mass%)+3.5Ｐ(mass%) ≧1.3 の関係を満たして含有しており、残部はFeおよび不可避
的不純物からなる鋼を出発材として冷延鋼板とした後、
再結晶焼鈍処理を施し、その後（ Ac1変態点−50）℃〜
（Ac1 変態点＋30）℃の温度域の浸炭雰囲気中、200sec
以下の浸炭時間で、その浸炭量が、板厚平均のＣ増加量
をΔＣとしたとき、 120 ≦（△ C（mass ppm）×（板厚(mm)＋0.5)≦ 600 の関係を満たす浸炭処理を施し、次いで1 〜10 secの間
を10℃/sec以下の冷却速度で冷却し、その後、直ちに 1
5 ℃/sec以上の冷却速度で400 ℃以下まで冷却すること
を特徴とするスポット溶接性に優れる深絞り用高張力鋼
板の製造方法。
【０００９】(2) Ｃ：0.0040mass％以下、 Si：1.0mas
s ％以下、Mn：0.05〜3.0mass ％、Al：0.010 〜0.10ma
ss％、Ｐ：0.15mass％以下、 Ｓ：0.02mass％以下、
Ｎ：0.0050mass％以下を含み、かつMo：1.0 mass％以
下、 Ni ：2.0 mass％以下、Cu：2.0 mass％以下お
よび Cr ：2.O mass％以下のうちから選ばれるいずれか
１種または２種以上を含有し、さらにTi：0.003 〜0.10
mass％およびNb:0.003〜0.10mass％のうちから選ばれる
いずれか１種または２種を含有すると同時に、このTiと
Nbとは下記式； Ｃ(mass%)-0.001 ≦ (12/48)Ti* (mass%)+(12/93)Nb(ma
ss%)≦Ｃ(mass%)+0.004 ただし、Ti* (mass%) ＝Ti(mass%)-(48/32）Ｓ(mass%)-
(48/14) Ｎ(mass%)の関係を満たして含有し、さらに上
記各成分は、下記式； 0.3Si(mass%)+Mn(mass%)+3.5Ｐ(mass%)+3Mo(mass%)+1.5
Ni(mass%)+1.5Cr(mass%)≧1.3 の関係を満たして含有しており、残部はFeおよび不可避
的不純物からなる鋼を出発材として冷延鋼板とした後、
再結晶焼鈍処理を施し、その後（ Ac1変態点−50）℃〜
（Ac1 変態点＋30）℃の温度域の浸炭雰囲気中、200sec
以下の浸炭時間で、その浸炭量が、板厚平均のＣ増加量
をΔＣとしたとき、 120 ≦（△ C（mass ppm）×（板厚(mm)＋0.5)≦ 600 の関係を満たす浸炭処理を施し、次いで1 〜10 secの間
を10℃/sec以下の冷却速度で冷却し、その後、直ちに 1
5 ℃/sec以上の冷却速度で400 ℃以下まで冷却すること
を特徴とするスポット溶接性に優れる深絞り用高張力鋼
板の製造方法。
s ％以下、Mn：0.05〜3.0mass ％、Al：0.010 〜0.10ma
ss％、Ｐ：0.15mass％以下、 Ｓ：0.02mass％以下、
Ｎ：0.0050mass％以下を含み、かつMo：1.0 mass％以
下、 Ni ：2.0 mass％以下、Cu：2.0 mass％以下お
よび Cr ：2.O mass％以下のうちから選ばれるいずれか
１種または２種以上を含有し、さらにTi：0.003 〜0.10
mass％およびNb:0.003〜0.10mass％のうちから選ばれる
いずれか１種または２種を含有すると同時に、このTiと
Nbとは下記式； Ｃ(mass%)-0.001 ≦ (12/48)Ti* (mass%)+(12/93)Nb(ma
ss%)≦Ｃ(mass%)+0.004 ただし、Ti* (mass%) ＝Ti(mass%)-(48/32）Ｓ(mass%)-
(48/14) Ｎ(mass%)の関係を満たして含有し、さらに上
記各成分は、下記式； 0.3Si(mass%)+Mn(mass%)+3.5Ｐ(mass%)+3Mo(mass%)+1.5
Ni(mass%)+1.5Cr(mass%)≧1.3 の関係を満たして含有しており、残部はFeおよび不可避
的不純物からなる鋼を出発材として冷延鋼板とした後、
再結晶焼鈍処理を施し、その後（ Ac1変態点−50）℃〜
（Ac1 変態点＋30）℃の温度域の浸炭雰囲気中、200sec
以下の浸炭時間で、その浸炭量が、板厚平均のＣ増加量
をΔＣとしたとき、 120 ≦（△ C（mass ppm）×（板厚(mm)＋0.5)≦ 600 の関係を満たす浸炭処理を施し、次いで1 〜10 secの間
を10℃/sec以下の冷却速度で冷却し、その後、直ちに 1
5 ℃/sec以上の冷却速度で400 ℃以下まで冷却すること
を特徴とするスポット溶接性に優れる深絞り用高張力鋼
板の製造方法。
【００１０】(3) Ｃ：0.0040mass％以下、 Si：1.0mas
s ％以下、Mn：0.05〜3.0mass ％、Al：0.010 〜0.10ma
ss％、Ｐ：0.15mass％以下、 Ｓ：0.02mass％以下、
Ｎ：0.0050mass％以下Ｂ：0.0002〜0.0040mass％を含
み、かつTi：0.003 〜0.10mass％およびNb:0.003〜0.10
mass％のうちから選ばれるいずれか１種または２種を含
有すると同時に、このTiとNbとは下記式； Ｃ(mass%)-0.001 ≦ (12/48)Ti* (mass%)+(12/93)Nb(ma
ss%)≦Ｃ(mass%)+0.004 ただし、Ti* (mass%) ＝Ti(mass%)-(48/32）Ｓ(mass%)-
(48/14) Ｎ(mass%)の関係を満たして含有し、さらに上
記各成分は、下記式； 0.3Si(mass%)+Mn(mass%)+3.5Ｐ(mass%)+300B(mass%) ≧
1.3 の関係を満たして含有しており、残部はFeおよび不可避
的不純物からなる鋼を出発材として冷延鋼板とした後、
再結晶焼鈍処理を施し、その後（ Ac1変態点−50）℃〜
（Ac1 変態点＋30）℃の温度域の浸炭雰囲気中、200sec
以下の浸炭時間で、その浸炭量が、板厚平均のＣ増加量
をΔＣとしたとき、 120 ≦（△ C（mass ppm）×（板厚(mm)＋0.5)≦ 600 の関係を満たす浸炭処理を施し、次いで1 〜10 secの間
を10℃/sec以下の冷却速度で冷却し、その後、直ちに 1
5 ℃/sec以上の冷却速度で400 ℃以下まで冷却すること
を特徴とするスポット溶接性に優れる深絞り用高張力鋼
板の製造方法。
s ％以下、Mn：0.05〜3.0mass ％、Al：0.010 〜0.10ma
ss％、Ｐ：0.15mass％以下、 Ｓ：0.02mass％以下、
Ｎ：0.0050mass％以下Ｂ：0.0002〜0.0040mass％を含
み、かつTi：0.003 〜0.10mass％およびNb:0.003〜0.10
mass％のうちから選ばれるいずれか１種または２種を含
有すると同時に、このTiとNbとは下記式； Ｃ(mass%)-0.001 ≦ (12/48)Ti* (mass%)+(12/93)Nb(ma
ss%)≦Ｃ(mass%)+0.004 ただし、Ti* (mass%) ＝Ti(mass%)-(48/32）Ｓ(mass%)-
(48/14) Ｎ(mass%)の関係を満たして含有し、さらに上
記各成分は、下記式； 0.3Si(mass%)+Mn(mass%)+3.5Ｐ(mass%)+300B(mass%) ≧
1.3 の関係を満たして含有しており、残部はFeおよび不可避
的不純物からなる鋼を出発材として冷延鋼板とした後、
再結晶焼鈍処理を施し、その後（ Ac1変態点−50）℃〜
（Ac1 変態点＋30）℃の温度域の浸炭雰囲気中、200sec
以下の浸炭時間で、その浸炭量が、板厚平均のＣ増加量
をΔＣとしたとき、 120 ≦（△ C（mass ppm）×（板厚(mm)＋0.5)≦ 600 の関係を満たす浸炭処理を施し、次いで1 〜10 secの間
を10℃/sec以下の冷却速度で冷却し、その後、直ちに 1
5 ℃/sec以上の冷却速度で400 ℃以下まで冷却すること
を特徴とするスポット溶接性に優れる深絞り用高張力鋼
板の製造方法。
【００１１】(4) Ｃ：0.0040mass％以下、 Si：1.0mas
s ％以下、Mn：0.05〜3.0mass ％、Al：0.010 〜0.10ma
ss％、Ｐ：0.15mass％以下、 Ｓ：0.02mass％以下、
Ｎ：0.0050mass％以下Ｂ：0.0002〜0.0040mass％を含
み、かつMo：1.0 mass％以下、 Ni ：2.0 mass％以
下、Cu：2.0 mass％以下および Cr ：2.O mass％以下の
うちから選ばれるいずれか１種または２種以上を含有
し、さらにTi：0.003 〜0.10mass％およびNb:0.003〜0.
10mass％のうちから選ばれるいずれか１種または２種を
含有すると同時に、このTiとNbとは下記式； Ｃ(mass%)-0.001 ≦ (12/48)Ti* (mass%)+(12/93)Nb(ma
ss%)≦Ｃ(mass%)+0.004 ただし、Ti* (mass%) ＝Ti(mass%)-(48/32）Ｓ(mass%)-
(48/14) Ｎ(mass%)の関係を満たして含有し、さらに上
記各成分は、下記式； 0.3Si(mass%)+Mn(mass%)+3.5Ｐ(mass%)+3Mo(mass%)+1.5
Ni(mass%)+1.5Cr(mass%)+300B(mass%)≧1.3 の関係を満たして含有しており、残部はFeおよび不可避
的不純物からなる鋼を出発材として冷延鋼板とした後、
再結晶焼鈍処理を施し、その後（ Ac1変態点−50）℃〜
（Ac1 変態点＋30）℃の温度域の浸炭雰囲気中、200sec
以下の浸炭時間で、その浸炭量が、板厚平均のＣ増加量
をΔＣとしたとき、 120 ≦（△ C（mass ppm）×（板厚(mm)＋0.5)≦ 600 の関係を満たす浸炭処理を施し、次いで1 〜10 secの間
を10℃/sec以下の冷却速度で冷却し、その後、直ちに 1
5 ℃/sec以上の冷却速度で400 ℃以下まで冷却すること
を特徴とするスポット溶接性に優れる深絞り用高張力鋼
板の製造方法。
s ％以下、Mn：0.05〜3.0mass ％、Al：0.010 〜0.10ma
ss％、Ｐ：0.15mass％以下、 Ｓ：0.02mass％以下、
Ｎ：0.0050mass％以下Ｂ：0.0002〜0.0040mass％を含
み、かつMo：1.0 mass％以下、 Ni ：2.0 mass％以
下、Cu：2.0 mass％以下および Cr ：2.O mass％以下の
うちから選ばれるいずれか１種または２種以上を含有
し、さらにTi：0.003 〜0.10mass％およびNb:0.003〜0.
10mass％のうちから選ばれるいずれか１種または２種を
含有すると同時に、このTiとNbとは下記式； Ｃ(mass%)-0.001 ≦ (12/48)Ti* (mass%)+(12/93)Nb(ma
ss%)≦Ｃ(mass%)+0.004 ただし、Ti* (mass%) ＝Ti(mass%)-(48/32）Ｓ(mass%)-
(48/14) Ｎ(mass%)の関係を満たして含有し、さらに上
記各成分は、下記式； 0.3Si(mass%)+Mn(mass%)+3.5Ｐ(mass%)+3Mo(mass%)+1.5
Ni(mass%)+1.5Cr(mass%)+300B(mass%)≧1.3 の関係を満たして含有しており、残部はFeおよび不可避
的不純物からなる鋼を出発材として冷延鋼板とした後、
再結晶焼鈍処理を施し、その後（ Ac1変態点−50）℃〜
（Ac1 変態点＋30）℃の温度域の浸炭雰囲気中、200sec
以下の浸炭時間で、その浸炭量が、板厚平均のＣ増加量
をΔＣとしたとき、 120 ≦（△ C（mass ppm）×（板厚(mm)＋0.5)≦ 600 の関係を満たす浸炭処理を施し、次いで1 〜10 secの間
を10℃/sec以下の冷却速度で冷却し、その後、直ちに 1
5 ℃/sec以上の冷却速度で400 ℃以下まで冷却すること
を特徴とするスポット溶接性に優れる深絞り用高張力鋼
板の製造方法。
【００１２】(5) 浸炭処理後に、さらにめっき処理を施
すことを特徴とする上記(1) 〜(4) のいずれか１に記載
の製造方法。
すことを特徴とする上記(1) 〜(4) のいずれか１に記載
の製造方法。
【００１３】
【作用】まず、本発明製造方法を開発する契機となった
実験について説明する。この実験に用いた材料の成分組
成は、Ｃ:0.002mass％、Si:0.32 mass％、Mn:1.3mass
％、Ｐ:0.073mass％、Ｓ:0.007mass％、Al:0.05 mass
％、Ｎ:0.002mass％、 Ti:0.031 mass％およびNb:0.007
mass％(Ac1変態点:880℃) からなり、板厚0.75mmの冷延
鋼板を用いた。この冷延鋼板について、浸炭条件および
浸炭後の冷却条件がスポット溶接十字引張強度（以下、
単にCTS と略記する) および加工性に及ぼす影響につい
て調査した。この調査に用いた、供試材は、上記冷延鋼
板を860 ℃で30sec 間均熱の再結晶焼鈍を行い、続い
て、表１に示す条件により浸炭処理（浸炭温度：860
℃）を施し、表１に示す条件で徐冷（ 5℃/sec）とそれ
に引き続く200 ℃までの急冷を行い、次いで、0.8 ％の
調質圧延を施して調整した。これら供試材の特性値を、
表１に合わせて示す。ここで、浸炭量ΔＣは、浸炭処理
前後の板厚貫通分析によるＣ量（板厚平均のＣ量）の差
により求め、時効指数(AI)は、Ｔ方向（圧延直角方向）
から採取したＪＩＳ５号試験片を用い、7.5％の引張予
ひずみ後、100 ℃で 30 分の時効処理を施した時の、時
効前後の変形応力の差から求めた。ここで、このAIが 3
0MPa以下であれば遅時効性が得られたと評価される。ま
た、スポット溶接はRWMA（アメリカ抵抗溶接製造業者協
会）の推奨条件にしたがい、溶接電流を（チリ発生限界
電流値− 0.5kA）として行い、CTS はJIS Z3137 （点溶
接継手の引張試験方法）にしたがって測定した。
実験について説明する。この実験に用いた材料の成分組
成は、Ｃ:0.002mass％、Si:0.32 mass％、Mn:1.3mass
％、Ｐ:0.073mass％、Ｓ:0.007mass％、Al:0.05 mass
％、Ｎ:0.002mass％、 Ti:0.031 mass％およびNb:0.007
mass％(Ac1変態点:880℃) からなり、板厚0.75mmの冷延
鋼板を用いた。この冷延鋼板について、浸炭条件および
浸炭後の冷却条件がスポット溶接十字引張強度（以下、
単にCTS と略記する) および加工性に及ぼす影響につい
て調査した。この調査に用いた、供試材は、上記冷延鋼
板を860 ℃で30sec 間均熱の再結晶焼鈍を行い、続い
て、表１に示す条件により浸炭処理（浸炭温度：860
℃）を施し、表１に示す条件で徐冷（ 5℃/sec）とそれ
に引き続く200 ℃までの急冷を行い、次いで、0.8 ％の
調質圧延を施して調整した。これら供試材の特性値を、
表１に合わせて示す。ここで、浸炭量ΔＣは、浸炭処理
前後の板厚貫通分析によるＣ量（板厚平均のＣ量）の差
により求め、時効指数(AI)は、Ｔ方向（圧延直角方向）
から採取したＪＩＳ５号試験片を用い、7.5％の引張予
ひずみ後、100 ℃で 30 分の時効処理を施した時の、時
効前後の変形応力の差から求めた。ここで、このAIが 3
0MPa以下であれば遅時効性が得られたと評価される。ま
た、スポット溶接はRWMA（アメリカ抵抗溶接製造業者協
会）の推奨条件にしたがい、溶接電流を（チリ発生限界
電流値− 0.5kA）として行い、CTS はJIS Z3137 （点溶
接継手の引張試験方法）にしたがって測定した。
【００１４】
【表１】
【００１５】表１から、非浸炭の鋼Ａおよび浸炭量が足
りない鋼Ｂは十分なCTS が得られなかった。一方、浸炭
量が多い場合の鋼Ｃ〜 Hは鋼板の表層が複合組織となっ
た。しかし、徐冷後の冷却速度が遅い鋼Ｇは第二相中に
多くのセメンタイトが観察され、十分なCTS は得られな
かった。また、浸炭に長時間を要した鋼Ｅ、浸炭後の徐
冷時間が長い鋼Ｆ、浸炭量が必要以上に多くなった鋼Ｈ
は、いずれもAIが高くなり遅時効性が得られなかった。
これに対して、鋼Ｃおよび鋼Ｄは、表層がフェライトと
低温変態相（マルテンサイト十ベイナイトなど）の複合
組織になり、CTS,AIの両特性がともに優れていた。
りない鋼Ｂは十分なCTS が得られなかった。一方、浸炭
量が多い場合の鋼Ｃ〜 Hは鋼板の表層が複合組織となっ
た。しかし、徐冷後の冷却速度が遅い鋼Ｇは第二相中に
多くのセメンタイトが観察され、十分なCTS は得られな
かった。また、浸炭に長時間を要した鋼Ｅ、浸炭後の徐
冷時間が長い鋼Ｆ、浸炭量が必要以上に多くなった鋼Ｈ
は、いずれもAIが高くなり遅時効性が得られなかった。
これに対して、鋼Ｃおよび鋼Ｄは、表層がフェライトと
低温変態相（マルテンサイト十ベイナイトなど）の複合
組織になり、CTS,AIの両特性がともに優れていた。
【００１６】このように、適正な浸炭およびその後の冷
却によって、鋼板表層の組織がフェライトと低温変態相
の複合組織となり、CTS 及びAIが改善される理由の詳細
は必ずしも明らかではないが、次のような理由が考えら
れる。それは、表層部が複合組織により高強度化したた
めに、スポット溶接時の鋼板の変形挙動がチリ発生やナ
ゲット形成に有利に働いたこと、また表層の複合組織の
第二相中に高濃度で侵入した炭素が鋼のスポット溶接時
の溶融、凝固挙動に影響を与え、さらに溶接後の溶融部
および熱影響部（HAZ ）の組織強化および粒界強化に寄
与したためと考えられる。また、一般に本発明のような
強浸炭では、耐時効性が確保できないと考えられていた
が、再結晶焼鈍後に比較的短時間で強浸炭すれば、表層
部に浸入した炭素により表層部の変態点が低下し、表層
部にαとγの二相組織を形成し、このγに優先的に浸炭
されるため、内部への炭素の浸入が抑制され、さらに浸
炭後短時間の徐冷の後、急冷を開始することににより耐
時効性が確保できるものと考えられる。
却によって、鋼板表層の組織がフェライトと低温変態相
の複合組織となり、CTS 及びAIが改善される理由の詳細
は必ずしも明らかではないが、次のような理由が考えら
れる。それは、表層部が複合組織により高強度化したた
めに、スポット溶接時の鋼板の変形挙動がチリ発生やナ
ゲット形成に有利に働いたこと、また表層の複合組織の
第二相中に高濃度で侵入した炭素が鋼のスポット溶接時
の溶融、凝固挙動に影響を与え、さらに溶接後の溶融部
および熱影響部（HAZ ）の組織強化および粒界強化に寄
与したためと考えられる。また、一般に本発明のような
強浸炭では、耐時効性が確保できないと考えられていた
が、再結晶焼鈍後に比較的短時間で強浸炭すれば、表層
部に浸入した炭素により表層部の変態点が低下し、表層
部にαとγの二相組織を形成し、このγに優先的に浸炭
されるため、内部への炭素の浸入が抑制され、さらに浸
炭後短時間の徐冷の後、急冷を開始することににより耐
時効性が確保できるものと考えられる。
【００１７】次に、スポット溶接CTS を改善するために
必要な浸炭量を調査するための実験を行った。この実験
に用いた材料は、化学組成が上記実験材と同じで、板厚
が 0.5〜 2.0ｍｍの冷延鋼板であり、再結晶焼鈍後に浸
炭条件を変えることで侵入炭素量を変化させた試験片、
および同一熱処理を非浸炭雰囲気中でおこなった試験片
についてスポット溶接CTS を調査した。なおこれらの鋼
板は、830 〜880 ℃で40sec 均熱の再結晶焼鈍おこなっ
た後、続いてガス組成がＣＯ濃度 0〜33％、 H 2 濃度 3
〜 26 ％、残部 N2 で、温度が 840〜880 ℃の浸炭雰囲
気中において、浸炭時間が10〜180 sec の浸炭処理を行
い、浸炭後 3〜8 sec 間は 5〜 1 0℃/secで冷却し、そ
の後20〜70℃/secの平均冷却速度で400 ℃まで急冷し、
さらに板厚(mm)％の調質圧延をおこなったものである。
また、スポット溶接条件は前記条件に従った。
必要な浸炭量を調査するための実験を行った。この実験
に用いた材料は、化学組成が上記実験材と同じで、板厚
が 0.5〜 2.0ｍｍの冷延鋼板であり、再結晶焼鈍後に浸
炭条件を変えることで侵入炭素量を変化させた試験片、
および同一熱処理を非浸炭雰囲気中でおこなった試験片
についてスポット溶接CTS を調査した。なおこれらの鋼
板は、830 〜880 ℃で40sec 均熱の再結晶焼鈍おこなっ
た後、続いてガス組成がＣＯ濃度 0〜33％、 H 2 濃度 3
〜 26 ％、残部 N2 で、温度が 840〜880 ℃の浸炭雰囲
気中において、浸炭時間が10〜180 sec の浸炭処理を行
い、浸炭後 3〜8 sec 間は 5〜 1 0℃/secで冷却し、そ
の後20〜70℃/secの平均冷却速度で400 ℃まで急冷し、
さらに板厚(mm)％の調質圧延をおこなったものである。
また、スポット溶接条件は前記条件に従った。
【００１８】上記実験で得られた結果について、（侵入
炭素量（mass ppm) ×（板厚（mm）+0.5）と浸炭の有無
による CTSの比（浸炭材の CTS/ 非浸炭材の CTS）との
関係を図１に示す。図１から、 CTSの比は、浸炭量だけ
でなく板厚にも依存して（浸炭量(mass ppm)×（板厚
（mm）+0.5）で整理され、この値が 120以上になればCT
S の比は大きくなることが判った。
炭素量（mass ppm) ×（板厚（mm）+0.5）と浸炭の有無
による CTSの比（浸炭材の CTS/ 非浸炭材の CTS）との
関係を図１に示す。図１から、 CTSの比は、浸炭量だけ
でなく板厚にも依存して（浸炭量(mass ppm)×（板厚
（mm）+0.5）で整理され、この値が 120以上になればCT
S の比は大きくなることが判った。
【００１９】なお、発明者らの研究によれば、浸炭−徐
冷後の冷却速度が15℃/sec以上で表層部にベイナイト等
の低温変態相を含む複合組織を形成させるためには、所
定の浸炭量だけでは不十分であり、さらに 合金成分の
間に0.3Si(mass%)+Mn(mass%)+3.5Ｐ(mass%)+3Mo(mass%)
+1.5Ni(mass%)+1.5Cr(mass%)+300B(mass%)≧1.3 の関係
が満たせれる必要があることがわかった。
冷後の冷却速度が15℃/sec以上で表層部にベイナイト等
の低温変態相を含む複合組織を形成させるためには、所
定の浸炭量だけでは不十分であり、さらに 合金成分の
間に0.3Si(mass%)+Mn(mass%)+3.5Ｐ(mass%)+3Mo(mass%)
+1.5Ni(mass%)+1.5Cr(mass%)+300B(mass%)≧1.3 の関係
が満たせれる必要があることがわかった。
【００２０】以上の実験結果をふまえて本発明では、以
下のような製造方法を採用する。スラブは、通常の連続
鋳造法ないし造塊法に従って製造する。熱間圧延は常法
に従えばよく、特に限定する必要はないが、良好な加工
性を得るためには、下記の製造条件が好ましい。まず、
スラブ加熱温度は1050℃から1300℃の温度範囲でよく、
析出物の粗大化による延性向上のためには1050℃から12
00℃の低温加熱が好ましい。熱延仕上温度は（Ar3 変態
点−20℃）以上で（Ar3 変態点＋50℃）以下、とくに加
工性の上からはAr3 変態点以上、（Ar3 変態点＋30℃）
以下とするのが好ましい。また、加工性向上のために仕
上圧延直後に急冷処理を施してもよい。コイル巻取り温
度は 600℃以上が好ましい。さらに、省エネルギーの観
点から、スラブを再加熱後、または連続鋳造後Ar3 変態
点以下に降温することなく直ちに、もしくは保温処理を
施した後、粗圧延を行なっても本発明の特徴になんら影
響しない。冷間圧延についても、とくに限定する必要は
ないが、良好な加工性を得るためには、圧下率を 60 ％
以上とくに70％以上で85％以下とするのが好ましい。ま
た、冷間圧延後の再結晶焼鈍の温度は加工性向上の点か
ら、（ Ac1変態点−50）℃〜（Ac1 変態点＋30）℃の範
囲とするのが好ましい。このための処理設備は特に定め
る必要がないが、加工性向上および生産性向上のために
は、また焼鈍後連続して次に述べる浸炭処理を行なうた
めには、連続焼鈍による再結晶焼鈍が好ましい。なおこ
の発明の熱処理サイクルを逸脱しないかぎり、連続溶融
亜鉛めっきラインを用いてもよい。
下のような製造方法を採用する。スラブは、通常の連続
鋳造法ないし造塊法に従って製造する。熱間圧延は常法
に従えばよく、特に限定する必要はないが、良好な加工
性を得るためには、下記の製造条件が好ましい。まず、
スラブ加熱温度は1050℃から1300℃の温度範囲でよく、
析出物の粗大化による延性向上のためには1050℃から12
00℃の低温加熱が好ましい。熱延仕上温度は（Ar3 変態
点−20℃）以上で（Ar3 変態点＋50℃）以下、とくに加
工性の上からはAr3 変態点以上、（Ar3 変態点＋30℃）
以下とするのが好ましい。また、加工性向上のために仕
上圧延直後に急冷処理を施してもよい。コイル巻取り温
度は 600℃以上が好ましい。さらに、省エネルギーの観
点から、スラブを再加熱後、または連続鋳造後Ar3 変態
点以下に降温することなく直ちに、もしくは保温処理を
施した後、粗圧延を行なっても本発明の特徴になんら影
響しない。冷間圧延についても、とくに限定する必要は
ないが、良好な加工性を得るためには、圧下率を 60 ％
以上とくに70％以上で85％以下とするのが好ましい。ま
た、冷間圧延後の再結晶焼鈍の温度は加工性向上の点か
ら、（ Ac1変態点−50）℃〜（Ac1 変態点＋30）℃の範
囲とするのが好ましい。このための処理設備は特に定め
る必要がないが、加工性向上および生産性向上のために
は、また焼鈍後連続して次に述べる浸炭処理を行なうた
めには、連続焼鈍による再結晶焼鈍が好ましい。なおこ
の発明の熱処理サイクルを逸脱しないかぎり、連続溶融
亜鉛めっきラインを用いてもよい。
【００２１】上記の再結晶焼鈍の後、引き続き、または
その後改めて昇温して、（ Ac1変態点−50）℃〜（Ac1
変態点＋30）℃の温度域の浸炭雰囲気中、200sec以下の
浸炭時間で、その浸炭量が、板厚平均のＣ増加量をΔＣ
としたとき、120 ≦（△ C（mass ppm）×（板厚(mm)＋
0.5)≦ 600の浸炭量が得られる浸炭処理を施す必要があ
る。浸炭温度を（ Ac1変態点−50）℃〜（Ac1 変態点＋
30）℃の範囲としたのは、この温度が（ Ac1変態点−5
0）℃未満では加熱時に形成されるγ相の量が不十分で
あるため、鋼板の表層に集中的にＣを浸入させることが
困難であるからであり、一方、この温度が（Ac1 変態点
＋30）℃を超えると内部組織にアシキュラー型フェライ
トなどの低温変態相が増加し加工性を劣化させるからで
ある。上記の温度範囲内で、より高い強度を確保するた
めには（ Ac1変態点−30）℃以上が好ましく、またより
高い延性を確保するためには、低温変態相を抑制する上
から、浸炭の温度はAc1 変態点以下とするのが好まし
い。
その後改めて昇温して、（ Ac1変態点−50）℃〜（Ac1
変態点＋30）℃の温度域の浸炭雰囲気中、200sec以下の
浸炭時間で、その浸炭量が、板厚平均のＣ増加量をΔＣ
としたとき、120 ≦（△ C（mass ppm）×（板厚(mm)＋
0.5)≦ 600の浸炭量が得られる浸炭処理を施す必要があ
る。浸炭温度を（ Ac1変態点−50）℃〜（Ac1 変態点＋
30）℃の範囲としたのは、この温度が（ Ac1変態点−5
0）℃未満では加熱時に形成されるγ相の量が不十分で
あるため、鋼板の表層に集中的にＣを浸入させることが
困難であるからであり、一方、この温度が（Ac1 変態点
＋30）℃を超えると内部組織にアシキュラー型フェライ
トなどの低温変態相が増加し加工性を劣化させるからで
ある。上記の温度範囲内で、より高い強度を確保するた
めには（ Ac1変態点−30）℃以上が好ましく、またより
高い延性を確保するためには、低温変態相を抑制する上
から、浸炭の温度はAc1 変態点以下とするのが好まし
い。
【００２２】また、浸炭時間を200 sec 以下としたの
は、この時間が200 sec を超えると耐時効性を確保でき
なくなるからである。さらに、浸炭量を、板厚平均のＣ
増加量をΔＣとしたとき、120 ≦（△ C（massppm）×
（板厚(mm)＋0.5)≦ 600の範囲としたのは、この値が12
0 未満では表層部に十分な複合組織が形成されず十分な
スポット溶接性を得ることができなくなり、600 を超え
ると加工性を損なう上に生産性も低下するからである。
なお、浸炭方法については特に定める必要がないが、炉
内雰囲気への浸炭性ガス（ＣＯ，ＣＨ4 など）の添加、
揮発性のＣ含有液体の炉内直接投入、プラズマ浸炭など
が適用しうる。
は、この時間が200 sec を超えると耐時効性を確保でき
なくなるからである。さらに、浸炭量を、板厚平均のＣ
増加量をΔＣとしたとき、120 ≦（△ C（massppm）×
（板厚(mm)＋0.5)≦ 600の範囲としたのは、この値が12
0 未満では表層部に十分な複合組織が形成されず十分な
スポット溶接性を得ることができなくなり、600 を超え
ると加工性を損なう上に生産性も低下するからである。
なお、浸炭方法については特に定める必要がないが、炉
内雰囲気への浸炭性ガス（ＣＯ，ＣＨ4 など）の添加、
揮発性のＣ含有液体の炉内直接投入、プラズマ浸炭など
が適用しうる。
【００２３】上述した浸炭処理の後の冷却条件も重要で
あり、まず浸炭処理終了後直ちに 1〜 10 sec 間は冷却
速度10℃/sec以下の徐冷を行い、徐冷に続き直ちに15℃
/sec以上の急冷を 400℃以下まで行う必要がある。前記
条件範囲の徐冷は、γ相へのＣの濃化を促進させ、後工
程でこの相のマルテンサイト化またはベイナイト化を有
利にするものである。この徐冷の冷却速度が10℃/sec以
上でも、徐冷時間が１sec 未満でもγ相へのＣの濃化が
不十分であり、徐冷時間が10sec をこえると表層γ相の
相分率の低下が起こるので、徐冷は上記範囲とする必要
がある。また、徐冷後の急冷は前記のγ相をマルテンサ
イトまたはベイナイトなどの低温変態相を形成させるた
めの処理であり、この処理により耐時効性も確保でき
る。この急冷処理の条件は、平均冷却速度で15℃/sec未
満でもこの急冷停止温度が400 ℃を超えても十分な低温
変態相が形成されないので、15℃/sec以上の冷却速度で
400 ℃以下まで急冷する必要があり、とくに250 ℃以下
まで急冷することはマルテンサイト形成には有利であ
る。
あり、まず浸炭処理終了後直ちに 1〜 10 sec 間は冷却
速度10℃/sec以下の徐冷を行い、徐冷に続き直ちに15℃
/sec以上の急冷を 400℃以下まで行う必要がある。前記
条件範囲の徐冷は、γ相へのＣの濃化を促進させ、後工
程でこの相のマルテンサイト化またはベイナイト化を有
利にするものである。この徐冷の冷却速度が10℃/sec以
上でも、徐冷時間が１sec 未満でもγ相へのＣの濃化が
不十分であり、徐冷時間が10sec をこえると表層γ相の
相分率の低下が起こるので、徐冷は上記範囲とする必要
がある。また、徐冷後の急冷は前記のγ相をマルテンサ
イトまたはベイナイトなどの低温変態相を形成させるた
めの処理であり、この処理により耐時効性も確保でき
る。この急冷処理の条件は、平均冷却速度で15℃/sec未
満でもこの急冷停止温度が400 ℃を超えても十分な低温
変態相が形成されないので、15℃/sec以上の冷却速度で
400 ℃以下まで急冷する必要があり、とくに250 ℃以下
まで急冷することはマルテンサイト形成には有利であ
る。
【００２４】このようにして、得られた本発明法による
浸炭処理後の鋼板は、そのまま製品として用いることが
できるが、必要に応じて、板形状の矯正などの目的で
〔板厚（ｍｍ）＋0.5 ］％以下の調質圧延を施しても本
発明の効果を損なうものではない。また、本発明法によ
って得られる鋼板について、Ｚｎ系の電気めっきや溶融
亜鉛めっき等の表面処理を施しても、その効果は損なわ
れないばかりか、同一強度の高加工性高張力薄鋼板と比
較して合金元素量を低減できるため、優れためっき性が
得られる。さらにまた、化成処理性、溶接性、プレス成
形性および耐食性などの改善のために、本発明法法で製
造された鋼板の表面に特殊な処理を施してもよい。
浸炭処理後の鋼板は、そのまま製品として用いることが
できるが、必要に応じて、板形状の矯正などの目的で
〔板厚（ｍｍ）＋0.5 ］％以下の調質圧延を施しても本
発明の効果を損なうものではない。また、本発明法によ
って得られる鋼板について、Ｚｎ系の電気めっきや溶融
亜鉛めっき等の表面処理を施しても、その効果は損なわ
れないばかりか、同一強度の高加工性高張力薄鋼板と比
較して合金元素量を低減できるため、優れためっき性が
得られる。さらにまた、化成処理性、溶接性、プレス成
形性および耐食性などの改善のために、本発明法法で製
造された鋼板の表面に特殊な処理を施してもよい。
【００２５】次に、本発明において、出発材の鋼組成を
上記要旨構成のとおりに限定した理由について説明す
る。 Ｃ：0.0040mass％以下； Ｃは、良好な加工性、とくに良好なＴＳ−Ｅｌバランス
をうるために低いほどよく、0.0040mass％を超えるとＴ
Ｓ−Ｅｌバランスが低下するので、その含有量は0.0040
mass％以下、好ましくは0.0030mass％以下とする必要が
ある。
上記要旨構成のとおりに限定した理由について説明す
る。 Ｃ：0.0040mass％以下； Ｃは、良好な加工性、とくに良好なＴＳ−Ｅｌバランス
をうるために低いほどよく、0.0040mass％を超えるとＴ
Ｓ−Ｅｌバランスが低下するので、その含有量は0.0040
mass％以下、好ましくは0.0030mass％以下とする必要が
ある。
【００２６】Si：1.0 mass％以下； Siは加工性の劣化が少なくて鋼を強化する作用があり、
所望の強度に応じて必要量添加されるが、1.0 mass％を
越えると深絞り性、耐食性およびめっき性が劣化するの
で1.0 mass％以下とする。とくにめっき用鋼板には 0.5
mass％以下が好ましい。 Mn：0.05〜3.0 mass％; MnはＳによる熱間脆性防止のため、また強度向上のため
に添加される。その添加量が0.05mass％未満では熱間脆
性防止の効果が得られず、また3.0 mass％を越えると深
絞り性が劣化するので 0.05 〜3.0 mass％の範囲とす
る。なお、熱間脆性防止のためにはMn（mass％)/S(mass
％）≧10の範囲で添加するのが好ましい。
所望の強度に応じて必要量添加されるが、1.0 mass％を
越えると深絞り性、耐食性およびめっき性が劣化するの
で1.0 mass％以下とする。とくにめっき用鋼板には 0.5
mass％以下が好ましい。 Mn：0.05〜3.0 mass％; MnはＳによる熱間脆性防止のため、また強度向上のため
に添加される。その添加量が0.05mass％未満では熱間脆
性防止の効果が得られず、また3.0 mass％を越えると深
絞り性が劣化するので 0.05 〜3.0 mass％の範囲とす
る。なお、熱間脆性防止のためにはMn（mass％)/S(mass
％）≧10の範囲で添加するのが好ましい。
【００２７】Al：0.010 〜0.10mass％； Alは、脱酸および鋼中Ｎの析出固定のために添加する
が、0.010 mass％未満では介在物が増加し、また鋼中Ｎ
の析出固定も十分ではないため良好な加工性が得られ
ず、一方0.10mass％を超えて添加すると加工性の劣化の
ほか表面性状も劣化するので、その含有量は0.010 〜0.
10mass％にする必要がある。なお、Alの添加量は、Ti無
添加の場合、Al（mass％）／Ｎ（mass％）≧15とするの
が好ましい。
が、0.010 mass％未満では介在物が増加し、また鋼中Ｎ
の析出固定も十分ではないため良好な加工性が得られ
ず、一方0.10mass％を超えて添加すると加工性の劣化の
ほか表面性状も劣化するので、その含有量は0.010 〜0.
10mass％にする必要がある。なお、Alの添加量は、Ti無
添加の場合、Al（mass％）／Ｎ（mass％）≧15とするの
が好ましい。
【００２８】Ｐ：0.15mass％以下; Ｐは、鋼を強化するとともに、加工性とくにｒ値を向上
させる効果があり、所望の強度に応じて添加する。その
効果は概ね 0.040mass％以上の添加であらわれるが、
0.15 mass％を越えると、スポット溶接部の強度を低下
させるばかりでなく、鋳造時の凝固偏析が著しく内部割
れや加工性の劣化の原因となり、また粒界脆化も引き起
こすのでその添加量は0.15mass％以下とする。
させる効果があり、所望の強度に応じて添加する。その
効果は概ね 0.040mass％以上の添加であらわれるが、
0.15 mass％を越えると、スポット溶接部の強度を低下
させるばかりでなく、鋳造時の凝固偏析が著しく内部割
れや加工性の劣化の原因となり、また粒界脆化も引き起
こすのでその添加量は0.15mass％以下とする。
【００２９】Ｓ：0.02mass％以下； Ｓは、深絞り性に悪影響を及ぼし、熱間脆性の上からも
少ないほどよい。その量が0.02mass％を超えるととくに
その影響が顕著になるので0.02mass％以下とする。とく
に好ましい範囲は、プレス成形性の上から、0.005 mass
％以下である。
少ないほどよい。その量が0.02mass％を超えるととくに
その影響が顕著になるので0.02mass％以下とする。とく
に好ましい範囲は、プレス成形性の上から、0.005 mass
％以下である。
【００３０】Ｎ：0.005 mass％以下; Ｎは、その含有量が0.005 mass％を超えると深絞り性が
劣化するので、0.005mass％以下とする必要があり、0.0
02 mass％以下とするのが好ましい。
劣化するので、0.005mass％以下とする必要があり、0.0
02 mass％以下とするのが好ましい。
【００３１】Ti、Nb：0.003 〜0.10mass％; Ti、Nbはいずれも、鋼板中の固溶Ｃ、Ｎ、Ｓを固定して
加工性の向上に有効に寄与する。しかしながら、これら
の含有量が 0.003mass％未満では添加の効果が少なく、
一方、 0.10 mass％を超えるとかえって加工性を劣化さ
せるので、いずれの成分も 0.003〜0.10mass％の範囲で
含有させる必要がある。なお、鋼板の表層に複合組織を
形成させて深絞り性、TS-El バランス及びスポット溶接
十字引張り強度を得るためには、出発材のTi,Nb,Ｃの間
に、 Ｃ(mass%)-0.001 ≦ (12/48)Ti* (mass%)+(12/93)Nb(ma
ss%)≦Ｃ(mass%)+0.004 ただし、Ti* (mass%) ＝Ti(mass%)-(48/32）Ｓ(mass%)-
(48/14) Ｎ(mass%)の関係を満たしていることが必要で
ある。すなわち、 (12/48)Ti* (mass%)+(12/93)Nb(mass
%)がＣ(mass%)-0.001 未満では十分な深絞り性が得られ
ず、Ｃ(mass%)+0.004 を超えるとTS-El バランスの低下
と表層部の複合組織形成の妨げとなるからである。
加工性の向上に有効に寄与する。しかしながら、これら
の含有量が 0.003mass％未満では添加の効果が少なく、
一方、 0.10 mass％を超えるとかえって加工性を劣化さ
せるので、いずれの成分も 0.003〜0.10mass％の範囲で
含有させる必要がある。なお、鋼板の表層に複合組織を
形成させて深絞り性、TS-El バランス及びスポット溶接
十字引張り強度を得るためには、出発材のTi,Nb,Ｃの間
に、 Ｃ(mass%)-0.001 ≦ (12/48)Ti* (mass%)+(12/93)Nb(ma
ss%)≦Ｃ(mass%)+0.004 ただし、Ti* (mass%) ＝Ti(mass%)-(48/32）Ｓ(mass%)-
(48/14) Ｎ(mass%)の関係を満たしていることが必要で
ある。すなわち、 (12/48)Ti* (mass%)+(12/93)Nb(mass
%)がＣ(mass%)-0.001 未満では十分な深絞り性が得られ
ず、Ｃ(mass%)+0.004 を超えるとTS-El バランスの低下
と表層部の複合組織形成の妨げとなるからである。
【００３２】Mo：1.0 ％以下、Ni：2.0 mass％以下、C
u：2.0 mass％以下およびCr：2.0 mass％以下のうちか
ら選ばれるいずれか１種または２種以上；これらの元素
はいずれも、鋼板の強化に有効であり、強度に応じて必
要量添加する。しかし、それぞれMo：1.0 mass％、Ni：
2.0 mass％、Cu：2.0 mass％およびCr：2.0 mass％を超
えて添加すると、加工性とくに深絞り性が劣化するの
で、上記の範囲に限定する必要がある。
u：2.0 mass％以下およびCr：2.0 mass％以下のうちか
ら選ばれるいずれか１種または２種以上；これらの元素
はいずれも、鋼板の強化に有効であり、強度に応じて必
要量添加する。しかし、それぞれMo：1.0 mass％、Ni：
2.0 mass％、Cu：2.0 mass％およびCr：2.0 mass％を超
えて添加すると、加工性とくに深絞り性が劣化するの
で、上記の範囲に限定する必要がある。
【００３３】Ｂ：0.0002〜0.0040mass％； Ｂは、鋼中Ｎの析出固定および耐二次加工脆性確保のた
めに必要に応じて添加するが、0.0002mass％未満ではそ
の効果が得られず、一方、0.0040mass％を超えて添加す
ると再結晶温度を上昇させ、加工性を劣化させるので、
添加量は0.0002〜0.0040mass％の範囲にする必要があ
る。
めに必要に応じて添加するが、0.0002mass％未満ではそ
の効果が得られず、一方、0.0040mass％を超えて添加す
ると再結晶温度を上昇させ、加工性を劣化させるので、
添加量は0.0002〜0.0040mass％の範囲にする必要があ
る。
【００３４】上述した出発材の各成分の範囲に加えて、
Si,Mn,Ｐ,Mo,Ni,Cr 及びＢ（ただし、Mo,Ni,Cr及びＢは
任意添加元素) の間に、0.3Si(mass%)+Mn(mass%)+3.5Ｐ
(mass%)+3Mo(mass%)+1.5Ni(mass%)+1.5Cr(mass%)+300B
(mass%)≧1.3 の関係を満足する必要がある。上式の左
辺の値が1.3 未満では浸炭処理後に鋼板表面に十分な低
温変態相が形成されず、スポット溶接十字引張り強度を
得ることができないからである。
Si,Mn,Ｐ,Mo,Ni,Cr 及びＢ（ただし、Mo,Ni,Cr及びＢは
任意添加元素) の間に、0.3Si(mass%)+Mn(mass%)+3.5Ｐ
(mass%)+3Mo(mass%)+1.5Ni(mass%)+1.5Cr(mass%)+300B
(mass%)≧1.3 の関係を満足する必要がある。上式の左
辺の値が1.3 未満では浸炭処理後に鋼板表面に十分な低
温変態相が形成されず、スポット溶接十字引張り強度を
得ることができないからである。
【００３５】
【実施例】表２に示す成分組成からなるＡ〜Ｈの鋼スラ
ブを、1200℃に加熱−均熱後、一部のものについては、
連続鋳造後再加熱することなしに（鋼No. ４）、粗圧延
次いで仕上圧延を行った。このときのコイル巻取り温度
は600 〜680 ℃であった。この熱延板を酸洗後、73〜80
％の冷延圧下率にて冷間圧延を行って表中の各板厚とし
た後、連続焼鈍ライン、一部のものについては溶融亜鉛
めっきラインにて、表３に示す焼鈍条件で再結晶焼鈍を
行ない、引き続きライン内にて表３に示す条件により浸
炭処理を行なった。浸炭処理の方法として、ガス浸炭と
一部のものについてはプラズマ浸炭を採用した。ガス浸
炭はCO:7〜30％、H2:4〜25％、N2: 残りよりなる浸炭性
雰囲気中で、またプラズマ浸炭は減圧下のCH4 またはC3
H8を含有するガス中で発生させたプラズマの雰囲気中で
処理した。以上の処理をした鋼板に、板厚（mm％) の調
質圧延を施した。さらに一部の冷延鋼板にはZn-Ni 電気
めっき（めっき量20g/m2,Ni:12％）を施し、溶融めっき
ラインにて製造した鋼板のめっき量は45g/mm2 とした。
ブを、1200℃に加熱−均熱後、一部のものについては、
連続鋳造後再加熱することなしに（鋼No. ４）、粗圧延
次いで仕上圧延を行った。このときのコイル巻取り温度
は600 〜680 ℃であった。この熱延板を酸洗後、73〜80
％の冷延圧下率にて冷間圧延を行って表中の各板厚とし
た後、連続焼鈍ライン、一部のものについては溶融亜鉛
めっきラインにて、表３に示す焼鈍条件で再結晶焼鈍を
行ない、引き続きライン内にて表３に示す条件により浸
炭処理を行なった。浸炭処理の方法として、ガス浸炭と
一部のものについてはプラズマ浸炭を採用した。ガス浸
炭はCO:7〜30％、H2:4〜25％、N2: 残りよりなる浸炭性
雰囲気中で、またプラズマ浸炭は減圧下のCH4 またはC3
H8を含有するガス中で発生させたプラズマの雰囲気中で
処理した。以上の処理をした鋼板に、板厚（mm％) の調
質圧延を施した。さらに一部の冷延鋼板にはZn-Ni 電気
めっき（めっき量20g/m2,Ni:12％）を施し、溶融めっき
ラインにて製造した鋼板のめっき量は45g/mm2 とした。
【００３６】
【表２】
【００３７】
【表３】
【００３８】かくして得られた鋼板につき、引張特性お
よびスポット溶接性を調査した。ここに引張特性はJIS
５号引張試験片を使用して測定し、ランクフォード値
（以下ｒ値と略記する）は 15 ％引張予歪を与えた後、
３点法にて測定した。また、スポット溶接性について
は、浸炭の有無によるCTS の比（浸炭材CTS ／非浸炭材
CTS ）により評価した。上記の各引張特性値は、Ｌ方向
（圧延方向）、Ｄ方向（圧延方向に対し45°の方向）お
よびＴ方向（圧延方向に対し90°の方向）の平均値で示
した。すなわち、平均特性値をＸとし、各方向の特性値
をそれぞれＸL 、ＸD およびＸT としたとき、 Ｘ＝（ＸL ＋２ＸD ＋ＸT ）／４ により求めた。なお、時効指数（AI) は前述の方法と同
様にＴ方向から採取したＪＩＳ５号試験片により、また
CTS についても前述の方法と同様に、RWMA（アメリカ抵
抗溶接製造業者協会）の推奨条件にしたがいスポット溶
接を行い、JIS Z3137 の方法に従って測定した。
よびスポット溶接性を調査した。ここに引張特性はJIS
５号引張試験片を使用して測定し、ランクフォード値
（以下ｒ値と略記する）は 15 ％引張予歪を与えた後、
３点法にて測定した。また、スポット溶接性について
は、浸炭の有無によるCTS の比（浸炭材CTS ／非浸炭材
CTS ）により評価した。上記の各引張特性値は、Ｌ方向
（圧延方向）、Ｄ方向（圧延方向に対し45°の方向）お
よびＴ方向（圧延方向に対し90°の方向）の平均値で示
した。すなわち、平均特性値をＸとし、各方向の特性値
をそれぞれＸL 、ＸD およびＸT としたとき、 Ｘ＝（ＸL ＋２ＸD ＋ＸT ）／４ により求めた。なお、時効指数（AI) は前述の方法と同
様にＴ方向から採取したＪＩＳ５号試験片により、また
CTS についても前述の方法と同様に、RWMA（アメリカ抵
抗溶接製造業者協会）の推奨条件にしたがいスポット溶
接を行い、JIS Z3137 の方法に従って測定した。
【００３９】これらの評価結果を表３に示す。表３から
示されるように、この発明方法によって得られた鋼板
は、高い CTS比と時効指数 30 MPa 以下の耐時効性を兼
備し、さらにTS×Elで示される強度一延性バランスや r
値で代表される加工性にも優れていることが判る。一
方、比較例は、 CTS比、耐時効性または加工性の少なく
とも一つの特性が劣っている。
示されるように、この発明方法によって得られた鋼板
は、高い CTS比と時効指数 30 MPa 以下の耐時効性を兼
備し、さらにTS×Elで示される強度一延性バランスや r
値で代表される加工性にも優れていることが判る。一
方、比較例は、 CTS比、耐時効性または加工性の少なく
とも一つの特性が劣っている。
【００４０】
【発明の効果】以上説明したように本発明によれば、ス
ポット溶接性とくに十字引張強度に優れ、かつプレス成
形用としても適した特性を有する高張力冷延鋼板を提供
でき、自動車の軽量化、安全性の向上に大きく寄与す
る。また、浸炭による合金元素の低減化と浸入炭素それ
自身の効果により、鋼板のめっき性改善にも寄与する。
ポット溶接性とくに十字引張強度に優れ、かつプレス成
形用としても適した特性を有する高張力冷延鋼板を提供
でき、自動車の軽量化、安全性の向上に大きく寄与す
る。また、浸炭による合金元素の低減化と浸入炭素それ
自身の効果により、鋼板のめっき性改善にも寄与する。
【図１】浸炭量×板厚がスポット溶接の十字引張強度に
およぼす影響を示すグラフである。
およぼす影響を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 今中 誠 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究本部内 (72)発明者 森田 正彦 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究本部内 (72)発明者 中川 二彦 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内
Claims (5)
- 【請求項１】Ｃ：0.0040mass％以下、 Si：1.0mass ％
以下、 Mn：0.05〜3.0mass ％、Al：0.010 〜0.10mass％、 Ｐ：0.15mass％以下、 Ｓ：0.02mass％以下、 Ｎ：0.0050mass％以下を含み、かつTi：0.003 〜0.10ma
ss％およびNb:0.003〜0.10mass％のうちから選ばれるい
ずれか１種または２種を含有すると同時に、このTiとNb
とは下記式； Ｃ(mass%)-0.001 ≦ (12/48)Ti* (mass%)+(12/93)Nb(ma
ss%)≦Ｃ(mass%)+0.004 ただし、Ti* (mass%) ＝Ti(mass%)-(48/32）Ｓ(mass%)-
(48/14) Ｎ(mass%)の関係を満たして含有し、さらに上
記各成分は、下記式； 0.3Si(mass%)+Mn(mass%)+3.5Ｐ(mass%) ≧1.3 の関係を満たして含有しており、残部はFeおよび不可避
的不純物からなる鋼を出発材として冷延鋼板とした後、
再結晶焼鈍処理を施し、その後（ Ac1変態点−50）℃〜
（Ac1 変態点＋30）℃の温度域の浸炭雰囲気中、200sec
以下の浸炭時間で、その浸炭量が、板厚平均のＣ増加量
をΔＣとしたとき、 120 ≦（△ C（mass ppm）×（板厚(mm)＋0.5)≦ 600 の関係を満たす浸炭処理を施し、次いで1 〜10 secの間
を10℃/sec以下の冷却速度で冷却し、その後、直ちに 1
5 ℃/sec以上の冷却速度で400 ℃以下まで冷却すること
を特徴とするスポット溶接性に優れる深絞り用高張力鋼
板の製造方法。 - 【請求項２】Ｃ：0.0040mass％以下、 Si：1.0mass ％
以下、 Mn：0.05〜3.0mass ％、Al：0.010 〜0.10mass％、 Ｐ：0.15mass％以下、 Ｓ：0.02mass％以下、 Ｎ：0.0050mass％以下を含み、かつMo：1.0 mass％以
下、 Ni ：2.0 mass％以下、 Cu：2.0 mass％以下および Cr ：2.O mass％以下のうち
から選ばれるいずれか１種または２種以上を含有し、さ
らにTi：0.003 〜0.10mass％およびNb:0.003〜0.10mass
％のうちから選ばれるいずれか１種または２種を含有す
ると同時に、このTiとNbとは下記式； Ｃ(mass%)-0.001 ≦ (12/48)Ti* (mass%)+(12/93)Nb(ma
ss%)≦Ｃ(mass%)+0.004 ただし、Ti* (mass%) ＝Ti(mass%)-(48/32）Ｓ(mass%)-
(48/14) Ｎ(mass%)の関係を満たして含有し、さらに上
記各成分は、下記式； 0.3Si(mass%)+Mn(mass%)+3.5Ｐ(mass%)+3Mo(mass%)+1.5
Ni(mass%)+1.5Cr(mass%)≧1.3 の関係を満たして含有しており、残部はFeおよび不可避
的不純物からなる鋼を出発材として冷延鋼板とした後、
再結晶焼鈍処理を施し、その後（ Ac1変態点−50）℃〜
（Ac1 変態点＋30）℃の温度域の浸炭雰囲気中、200sec
以下の浸炭時間で、その浸炭量が、板厚平均のＣ増加量
をΔＣとしたとき、 120 ≦（△ C（mass ppm）×（板厚(mm)＋0.5)≦ 600 の関係を満たす浸炭処理を施し、次いで1 〜10 secの間
を10℃/sec以下の冷却速度で冷却し、その後、直ちに 1
5 ℃/sec以上の冷却速度で400 ℃以下まで冷却すること
を特徴とするスポット溶接性に優れる深絞り用高張力鋼
板の製造方法。 - 【請求項３】Ｃ：0.0040mass％以下、 Si：1.0mass ％
以下、 Mn：0.05〜3.0mass ％、Al：0.010 〜0.10mass％、 Ｐ：0.15mass％以下、 Ｓ：0.02mass％以下、 Ｎ：0.0050mass％以下Ｂ：0.0002〜0.0040mass％を含
み、かつTi：0.003 〜0.10mass％およびNb:0.003〜0.10
mass％のうちから選ばれるいずれか１種または２種を含
有すると同時に、このTiとNbとは下記式； Ｃ(mass%)-0.001 ≦ (12/48)Ti* (mass%)+(12/93)Nb(ma
ss%)≦Ｃ(mass%)+0.004 ただし、Ti* (mass%) ＝Ti(mass%)-(48/32）Ｓ(mass%)-
(48/14) Ｎ(mass%)の関係を満たして含有し、さらに上
記各成分は、下記式； 0.3Si(mass%)+Mn(mass%)+3.5Ｐ(mass%)+300B(mass%) ≧
1.3 の関係を満たして含有しており、残部はFeおよび不可避
的不純物からなる鋼を出発材として冷延鋼板とした後、
再結晶焼鈍処理を施し、その後（ Ac1変態点−50）℃〜
（Ac1 変態点＋30）℃の温度域の浸炭雰囲気中、200sec
以下の浸炭時間で、その浸炭量が、板厚平均のＣ増加量
をΔＣとしたとき、 120 ≦（△ C（mass ppm）×（板厚(mm)＋0.5)≦ 600 の関係を満たす浸炭処理を施し、次いで1 〜10 secの間
を10℃/sec以下の冷却速度で冷却し、その後、直ちに 1
5 ℃/sec以上の冷却速度で400 ℃以下まで冷却すること
を特徴とするスポット溶接性に優れる深絞り用高張力鋼
板の製造方法。 - 【請求項４】Ｃ：0.0040mass％以下、 Si：1.0mass ％
以下、 Mn：0.05〜3.0mass ％、Al：0.010 〜0.10mass％、 Ｐ：0.15mass％以下、 Ｓ：0.02mass％以下、 Ｎ：0.0050mass％以下Ｂ：0.0002〜0.0040mass％を含
み、かつMo：1.0 mass％以下、 Ni ：2.0 mass％以
下、 Cu：2.0 mass％以下および Cr ：2.O mass％以下のうち
から選ばれるいずれか１種または２種以上を含有し、さ
らにTi：0.003 〜0.10mass％およびNb:0.003〜0.10mass
％のうちから選ばれるいずれか１種または２種を含有す
ると同時に、このTiとNbとは下記式； Ｃ(mass%)-0.001 ≦ (12/48)Ti* (mass%)+(12/93)Nb(ma
ss%)≦Ｃ(mass%)+0.004 ただし、Ti* (mass%) ＝Ti(mass%)-(48/32）Ｓ(mass%)-
(48/14) Ｎ(mass%)の関係を満たして含有し、さらに上
記各成分は、下記式； 0.3Si(mass%)+Mn(mass%)+3.5Ｐ(mass%)+3Mo(mass%)+1.5
Ni(mass%)+1.5Cr(mass%)+300B(mass%)≧1.3 の関係を満たして含有しており、残部はFeおよび不可避
的不純物からなる鋼を出発材として冷延鋼板とした後、
再結晶焼鈍処理を施し、その後（ Ac1変態点−50）℃〜
（Ac1 変態点＋30）℃の温度域の浸炭雰囲気中、200sec
以下の浸炭時間で、その浸炭量が、板厚平均のＣ増加量
をΔＣとしたとき、 120 ≦（△ C（mass ppm）×（板厚(mm)＋0.5)≦ 600 の関係を満たす浸炭処理を施し、次いで1 〜10 secの間
を10℃/sec以下の冷却速度で冷却し、その後、直ちに 1
5 ℃/sec以上の冷却速度で400 ℃以下まで冷却すること
を特徴とするスポット溶接性に優れる深絞り用高張力鋼
板の製造方法。 - 【請求項５】浸炭処理後に、さらにめっき処理を施すこ
とを特徴とする請求項１〜４のいずれか１に記載の製造
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33236093A JPH07188777A (ja) | 1993-12-27 | 1993-12-27 | スポット溶接性に優れる深絞り用高張力鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33236093A JPH07188777A (ja) | 1993-12-27 | 1993-12-27 | スポット溶接性に優れる深絞り用高張力鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07188777A true JPH07188777A (ja) | 1995-07-25 |
Family
ID=18254091
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP33236093A Pending JPH07188777A (ja) | 1993-12-27 | 1993-12-27 | スポット溶接性に優れる深絞り用高張力鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07188777A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2008126945A1 (ja) | 2007-04-11 | 2008-10-23 | Nippon Steel Corporation | 低温靱性に優れたプレス加工用溶融めっき高強度鋼板およびその製造方法 |
-
1993
- 1993-12-27 JP JP33236093A patent/JPH07188777A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2008126945A1 (ja) | 2007-04-11 | 2008-10-23 | Nippon Steel Corporation | 低温靱性に優れたプレス加工用溶融めっき高強度鋼板およびその製造方法 |
| US8889264B2 (en) | 2007-04-11 | 2014-11-18 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Hot dip plated high strength steel sheet for press forming use superior in low temperature toughness |
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