JPS63310939A - スポット溶接性の良好な極低炭素鋼板 - 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、スポット溶接性の良好な極低炭素鋼板に関
し、とくに鋼中成分と鋼板中の未再結晶組織の割合に工
夫を加えることによってスポット溶接部の継手疲労強度
の有利な改善を図ろうとするものである。

（従来の技術） 近年、冷延鋼板の焼鈍方法は、省エネルギーや納期短縮
などの要請をみたすため、箱焼鈍法から連続焼鈍法へと
変遷してきた。また、一般に冷延鋼板に用いられる鋼は
低炭素Ａｌキルド鋼である。

連続焼鈍法によりプレス成形性の良好な冷延鋼板を製造
するには、再結晶焼鈍後、３００〜５００°Ｃの温度域
で３〜１０分程度の過時効処理を行なって耐時効性の改
善を行う必要があり、さらに耐時効性、絞り性を向上さ
せるためにＴｉ、Ｎｂ。

Ｂのごとき炭窒化物形成元素の添加も行われていた。

一方プレス成形性を向上させるために固溶Ｃ１Ｎを数１
０ｐｐｍの水準にまで低下させた極低炭素鋼が、近年採
用されるようになってきたが、このような極低炭素鋼を
素材とした場合でも、絞り性、耐時効性は若干の改善に
とどまり、とくに深絞り性の良好なあるいは完全非時効
性の冷延鋼板を製造するのは一般に困難であって、それ
らの特性を改善するためやはり炭窒化物形成元素の添加
が必要とされる。

さらに一般に、自動車用冷延鋼板は、プレス成形後にス
ポット溶接が施されるが、その継手の疲労強度は自動車
の耐久性を支配する重要な因子の一つである。

かかるスポット溶接継手の疲労強度は、素材として高張
力鋼板を用いても改善されず、第３図に曲線Ａ、Ｂで示
すように高荷重・低サイクル域では軟鋼より高いものの
、低荷重・高サイクル域ではかえって軟鋼より低くなる
傾向にあり、自動車のハイテン化を阻害する大きな要因
となっている。

（発明が解決しようとする問題点） 上記の実情に鑑み、これまでにも高張力鋼板の疲労強度
を改善する努力が種々試みられている。

たとえば、特開昭５８−３７９２号公報においては、炭
素当量が０．０６〜０．６０ｗｔ％（以下単に％で示す
）、引張強サカ３５ｋｇｆ／Ｉｌ］ＩＩＩｚ以上ノ高張
力鋼板をスポット溶接する際にテンパー通電する方法が
開示されている。

また特開昭５８−３７９３号公報においては、Ｃ含有量
が０．２０％以下、引張強さが３５ｋｇｆ／鵬２以上の
高張力鋼板をスポット溶接する際に、適度な“散り”が
発生する電流領域で溶接する方法が開示されている。

しかしながら上記の例はいずれも、低炭素高張力鋼板に
関するものであり、極低炭素鋼にはそのまま適用するこ
とはできない。そして現在までのところ極低炭素鋼板に
関する技術は全く開示されていないのが実情である。た
だし鋼種に関係なく実際の部品の接合強度を高める方法
としては、スポット溶接点数を増す方法やナゲツト径を
大きくする方法などの対応が可能ではあるが、それぞれ
設計変更やコストアップなどを伴うため、便宜上採用さ
れる手段にすぎず、抜本的な解決手段の開発が殊の外強
く要望されていた。

この発明は、上記の要請に有利に応えるもので、煩雑な
手間やコストアップを必要とするような手段によらず、
成分組成と連続焼鈍条件とを調整することにより、スポ
ット溶接性とくにその継手疲労強度の有利な改善を可能
ならしめた極低炭素鋼板を従業することを目的とする。

（問題点を解決するための手段） まずこの発明の解明経緯について説明する。

さて発明者らは、軟鋼板、高張力鋼板および極低炭素鋼
板のスポット溶接性とその継手疲労強度について綿密な
再検討を加えた。その結果、継手疲労強度に影響を及ぼ
す因子として溶接部の硬度と母材部の硬度との相互の関
係が重要であることの知見を得た。

第４図に、スポット溶接継手部の硬度分布を示す。

軟鋼板および高張力鋼板ではナゲツトと熱影響部（ＨＡ
Ｚ）が硬化するため、溶接部の硬度分布は曲線Ａで示し
たようになる。また極低炭素鋼板では曲線Ｂで示したよ
うに溶接部の硬度分布はほぼフラットとなる。さらに従
来知られている低炭素鋼を素材とした回復焼鈍鋼では、
曲線Ｃで示されるように軟化部が発生する。ここに曲線
への硬度分布ではＪＩＳ　　Ｚ　　３１３８による継手
の引張剪断疲労強度は、高荷重・低サイクル側で低く、
また曲線Ｂでは逆に低荷重・低サイクル域で低く、さら
に曲線Ｃでは低荷重と高荷重の両方で低いことが判明し
た。

そこで発明者らは、以上の結果を基に継手疲労強度が最
良の状態となるような硬度分布について検討したところ
、硬度分布が曲線りで示されるような鋼種が所期した目
的の達成に極めて有効であることを突き止め、かかる極
低炭素鋼板を開発すべく鋭意研究を重ねた末に、前掲第
３図に曲線Ｃで示したような低サイクル域は勿論のこと
高サイクル域においても高い継手疲労強度を呈するよう
な鋼板を開発し、この発明を完成させるに至ったのであ
る。

すなわちこの発明は、Ｃ：　Ｏ，ＯＯ６％以下、Ｍｎ：
０．５％以下、Ａ１：０．０５％以下、Ｎ：０、００６
％以下およびＰ：０．０５％以下を含みがつ、窒化物、
硫化物は不算入としたＴｉ及び／又はＮｂの一種または
二種合計：Ｏ，ＯＯ１〜０．１００％およびＢ：０．０
００１〜０．００５％を含有し、残部は鉄及び不可避的
不純物の組成から成り、断面組織面積率にて５〜３０％
の未再結晶組織を有することから成るスポット溶接性の
良好な極低炭素鋼板である。

以下この発明を具体的に説明する。

まずこの発明において成分組成を上記の範囲に限定した
理由について説明する。

Ｃ：　０．　ＯＯ６％以下 Ｃ量が多（なると゛それにつれて溶接部が母材より硬化
し、前掲第４図に示した曲線りのような、つまり溶接部
の硬度が母材のそれよりも低い状態かえられないため、
Ｃ含有量は０．　ＯＯ６％以下の範囲に限定した。

Ｍｎ：０．５％以下 Ｍｎは、熱間割れの原因となるＳを固定するのに有効な
元素であり、製鋼工程で添加する必要があるが、０．５
％を超える添加は材質を硬化させ、延性を低下させるこ
とから、上限を０．５％とした。

Ａｌ：０．０５％以下 Ａｌは製鋼時の脱酸剤として、また固溶ＮをＡｌＮとし
て固定する効果もあることから、Ａｌの添加は必要があ
る。しかし、あまりに多量の添加は溶鋼コストを上昇さ
せることから、この発明では０．０５％以下とした。

Ｎ　：　Ｏ，ＯＯ６％以下 ＮはＣと同様、結晶粒を微細にし加工性を低下させる上
、耐時効性も劣化させてしまうことから、Ｎの含有量は
０．００６％以下とする必要がある。

Ｐ　：　０．０５％以下 Ｐは強度を向上させる元素であるが、０．０５％を超え
る含有は材質を硬化させ加工性を劣化させることから、
上限を０．０５％とした。

Ｔｉおよび／またはＮｂ：００ＯＯ１〜０．１００％窒
化物、硫化物については不算入としたＴｉもしくはＮｂ
を１種または２種合計で、ｏ、ｏｏｉ〜０、１００％と
した理由は、０．００１％未満では加工性を向上させる
ことが難しく、一方０．１００％を超えると、再結晶温
度を著しく上昇させ、溶鋼コストのみならず製造コスト
も高くなるからである。

Ｂ：０．０００１〜０．００５％ Ｂは、スポット溶接部の組織を微細にし、ＨＡＺの粒成
長を抑制し軟化を防止するのに有効に寄与するが、０．
０００１％未満ではその添加効果に乏しく、一方０．０
０５％を超えて多量に添加すると材質の劣化を招くので
、ｏ、ｏｏｏｉ〜０．００５％の範囲で添加するものと
した。

さてこの発明における必須成分の適正範囲は上記のとお
りであるが、成分組成を上記の範囲に限定しただけでは
この発明で所期した目的を達成することはできず、所期
した目的達成のためには鋼中の未再結晶組織を所定の範
囲に制限することが肝要である。

未再結晶組織 未再結晶組織の存在は、素材の強度を高めると共に、ス
ポット溶接部の硬度分布を前掲第４図に示した曲線りに
沿わせるのに重要である。未再結晶組織が断面組織面積
率にて５％未満の残存ではその効果は小さく、一方３０
％を超える残存では加工性が著しく劣化することから、
この発明ではその残存量を断面組織面積率で５〜３０％
の範囲内に限定した。

第１図に、０．００１５％Ｃ−０，０１７％Ｎｂ−０，
００１０％Ｂ：ｂａｌ　　Ｆｅの組成になる極低炭素鋼
の未再結晶組織断面率とＥｌおよび素材硬度（Ｈｖ）と
の関係についソ調べた結果を示す。

同図より明らかなように、未再結晶組織断面率　　　　
゛を５〜３０％の範囲に限定することにより、Ｅｌを低
下させることなしに高いＨｖが得られている。

なお上記したような適正範囲の未再結晶組織断面率を得
るには、冷間圧延を経た冷延板を再結晶温度範囲におい
て適当な時間焼鈍してやればよく、たとえば厚み０．８
　ｒｒｍの０．００１９％Ｃ−０，０２４％Ｔｉ−０．
０００８％Ｂ：ｂａｌＦｅ鋼については、第２図に示し
たように６１０〜６９０°Ｃの温度範囲において０．５
分程度の焼鈍処理を施せば良い。

（実施例） 表１に示す組成の鋼を溶製後、熱間圧延により板厚３．
２　ｍとし、脱スケール後、冷間圧延により板厚０．７
　ｍの冷延板としたのち、表２に示したような焼鈍を行
なった。

ついで得られた各最終製品を短冊形に剪断し、ナゲツト
径がすべて４．８ｎｍとなるようにスポット溶接条件を
調整しながら、引張剪断疲労試験片を製作した。ここに
疲労試験は完全片振りとし、試験の停止は疲労クラック
が約５ｍの長さに達したときとした。

得られた試験結果を表２に併記する。

表２の結果から明らかなように、この発明の鋼組成を有
し、かつ未再結晶率がこの発明の適正範囲を満足するＡ
ｌ、ＢｌおよびＣ１鋼のみが継手疲労強度が１０４サイ
クルにおいて４００ｋｇｆ／５ｐｏｔ以上、１０７サイ
クルにおいて９０ｋｇｆ／５ｐｏｔ以上と低サイクル域
から高サイクル域全域にわたって高い値を示した。

これに対し他の鋼はいずれも、両者とも良好な継手疲労
強度は得られなかった。

（発明の効果） かくしてこの発明によれば、鋼板に部分的に未再結晶組
織を残存させることによって強度を確保すると共にスポ
ット溶接においてはナゲツトを硬′ヒさせず、またＨＡ
Ｚの軟化も抑えることができるので、安価な高張力鋼板
でありながらスポット８接継手の疲労強度を低サイクル
域から高すイク・し域までにわたって格段に向上させる
ことができ、プいては自動車用鋼板としては勿論のこと
、スポット溶接継手の疲労強度が問題となで機械部品な
どに適用して偉功を奏する。

【図面の簡単な説明】

第１図は、鋼中の未再結晶Ｍｉ織圃面積率Ｅ２および素
材硬度との関係を示したグラフ、第２図は、連続焼鈍温
度と未再結晶組織面積率との関係を示したグラフ、 第３図は、スポット溶接継手の引張剪断疲労線図、 第４図は、スポット溶接継手の硬度分布を示した図であ
る。 特許出願人　　川崎製鉄株式会社 第１図 禾再蛯晶ｆｆｌ繊面種牟（ｚ＞ 第２図 連ΔＥ絣Ａ七ヲ脹度じＣ） 第３図

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．００６ｗｔ％以下、 Ｍｎ：０．５ｗｔ％以下、 Ａｌ：０．０５ｗｔ％以下、 Ｎ：０．００６ｗｔ％以下および Ｐ：０．０５ｗｔ％以下 を含みかつ、 窒化物、硫化物は不算入としたＴｉ及び／ 又はＮｂの一種または二種合計：０．００１〜０．１０
   ０ｗｔ％および Ｂ：０．０００１〜０．００５ｗｔ％ を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物の組成から成り
   、断面組織面積率にて５〜３０％の未再結晶組織を有す
   ることを特徴とするスポット溶接性の良好な極低炭素鋼
   板。