WO2014178359A1 - スポット溶接性に優れた高強度低比重鋼板 - Google Patents

スポット溶接性に優れた高強度低比重鋼板 Download PDF

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WO2014178359A1
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正春 岡
藤田　展弘
高橋　学
力 岡本
千智 若林
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新日鐵住金株式会社
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    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength, low-specific gravity steel plate having excellent spot weldability, which is used for automobile parts and the like.
  • some of the present inventors have proposed a high Al content steel sheet in which the specific gravity is reduced by adding a large amount of Al to the steel as disclosed in Patent Documents 1 to 5, for example.
  • the present inventors have improved the ductility, hot workability, and cold workability of the high Al-containing steel sheet, for example, as disclosed in Patent Document 6, the solidified structure after casting has a fine equiaxed crystal structure. And proposed a method.
  • the present inventors have proposed a method for improving the toughness of a high Al-containing steel sheet by optimizing the components as disclosed in Patent Document 7, for example.
  • the high Al content steel sheet has good arc weldability and the like.
  • spot weldability of the high Al-containing steel sheet is lower than that of a general automotive steel sheet having the same strength, its use is limited. Therefore, improvement of spot weldability is an important issue in order to expand the application range of high Al-containing steel sheets to automobile parts.
  • the present invention improves the spot weldability of a low specific gravity steel sheet to which Al is added, and provides a high strength low specific gravity steel sheet having excellent spot weldability.
  • the present inventors have examined elements that reduce the spot weldability. As a result, the inventors have found that the spot weldability of a high Al content steel sheet is greatly affected by the Mn content, and that the Mn content of the high Al content steel sheet is reduced, thereby reducing the high Al content steel sheet. It was found that spot weldability can be greatly improved.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • One embodiment of the present invention is, in mass%, C: more than 0.100%, 0.500% or less, Si: 0.0001% or more, less than 0.20%, Mn: more than 0.20%, 0.50% or less, Al: 3.0% or more, 10.0% or less, N: 0.0030% or more, 0.0100% or less, Ti: more than 0.100%, 1.000% or less, P: 0.00001% or more, 0.0200% or less, S: 0.00001% or more, 0.0100% or less, and in mass%, the sum of the contents of C and Ti is 0.200 ⁇ C + Ti ⁇ 1.500 is satisfied, and the product of the content of Al and Si by mass% satisfies Al ⁇ Si ⁇ 0.8, the balance is Fe and impurities, and the specific gravity is 5.5 or more and 7 A steel sheet that is less than .5.
  • the steel sheet described in the above (1) is further mass%, Nb: 0.300% or less, V: 0.50% or less, Cr: 3.00% or less, Mo: 3.00% or less. Ni: 5.00% or less, Cu: 3.00% or less, B: 0.0100% or less, Ca: 0.0100% or less, Mg: 0.0100% or less, Zr: 0.0500% or less, REM : One or two or more elements selected from the group consisting of 0.0500% or less may be contained.
  • the present inventors examined in order to improve the spot weldability of a high Al content steel plate. Specifically, in the chemical composition of the high strength low specific gravity steel plate excellent in ductility, workability and toughness proposed by the present inventors in the above-mentioned Patent Document 7, various steels with different alloy element contents were tested. Hot-rolled steel sheets and cold-rolled steel sheets were produced in the chamber, and spot weldability was evaluated. The obtained steel sheet has a tensile strength of about 500 MPa, and the sheet thickness is 2.3 mm for a hot-rolled steel sheet and 1.2 mm for a cold-rolled steel sheet.
  • FIG. 1 summarizes the influence of the Mn content in a steel sheet on the cross tensile strength (CTS) of a hot-rolled steel sheet. As shown in FIG. 1, it was found that CTS is greatly improved by setting the Mn content in the steel sheet to 0.5% or less by mass%. As for the cold-rolled steel sheet, as in the case of the hot-rolled steel sheet, it was found that the CTS is greatly improved by setting the Mn content in the steel sheet to 0.5% or less.
  • C More than 0.100% and 0.500% or less C is an essential element for making a solidified structure a fine equiaxed crystal structure. Therefore, the C content is more than 0.100%. On the other hand, if the C content exceeds 0.500%, the toughness and arc weldability of the steel sheet deteriorate. Therefore, the C content is more than 0.100% and 0.500% or less.
  • the lower limit of the C content is preferably 0.150%, more preferably 0.200%, and still more preferably 0.250%.
  • the upper limit of the C content is preferably 0.400%, more preferably 0.300%, and still more preferably 0.200%.
  • Ti more than 0.100% and not more than 1.000%
  • Ti is an essential element for making a solidified structure a fine equiaxed crystal structure. Therefore, the Ti content is more than 0.100%.
  • the Ti content exceeds 1.000%, the toughness of the steel sheet is deteriorated. Therefore, the Ti content is set to more than 0.100% and not more than 1.000%.
  • the lower limit of the Ti content is preferably 0.300%, more preferably 0.350%, and even more preferably 0.400%.
  • the upper limit of the Ti content is preferably 0.900%, more preferably 0.800%, and still more preferably 0.700%.
  • C + Ti 0.200% ⁇ C + Ti ⁇ 1.500%
  • the sum of the C content and the Ti content, that is, C + Ti is set to more than 0.200% and not more than 1.500%.
  • the lower limit of C + Ti is preferably 0.300%, more preferably 0.400%, and still more preferably 0.500%.
  • the upper limit of C + Ti is preferably 1.300%, more preferably 1.200%, and still more preferably 1.000%.
  • Al 3.0% or more and 10.0% or less
  • Al is an essential element for achieving a low specific gravity of the steel sheet. If the Al content is less than 3.0%, the effect of lowering the specific gravity is insufficient, and the specific gravity cannot be less than 7.5. On the other hand, when the Al content exceeds 10.0%, precipitation of intermetallic compounds becomes remarkable, and ductility, workability and toughness deteriorate. Therefore, the Al content is 3.0% or more and 10.0% or less.
  • the upper limit of the Al content is preferably 6.0%, more preferably 5.5%, and even more preferably 5.0%.
  • the lower limit of the Al content is preferably 3.5%, more preferably 3.7%, and even more preferably 4.0%. .
  • Si 0.0001% or more and less than 0.20% Si is an element that deteriorates the toughness of the steel sheet, and it is necessary to reduce the Si content of the steel sheet. Therefore, the upper limit of the Si content is less than 0.20%, preferably 0.15%. On the other hand, the lower limit of the Si content is set to 0.0001% in consideration of the current refining technology and manufacturing cost.
  • Al ⁇ Si ⁇ 0.8 The product of Al content and Si content, that is, Al ⁇ Si is 0.8 or less, preferably 0.7 or less, more preferably 0.6 or less, thereby obtaining extremely good toughness. be able to.
  • Al ⁇ Si is desirably as low as possible, and the lower limit is not specified, but is preferably set to 0.03 in consideration of the refining technique and the manufacturing cost.
  • Mn more than 0.20%, 0.50% or less Mn is an element effective for forming MnS and suppressing grain boundary embrittlement due to solid solution S.
  • Mn content is 0.20% or less, the effect is not exhibited.
  • the Mn content exceeds 0.50%, spot weldability deteriorates. Therefore, the Mn content is more than 0.20% and 0.50% or less.
  • the lower limit of the Mn content is preferably 0.22%, more preferably 0.24%, and still more preferably 0.26%.
  • the upper limit of the Mn content is preferably 0.40%, more preferably 0.35%, and still more preferably 0.30%.
  • P 0.00001% or more, 0.0200% or less
  • P is an impurity element that segregates at the grain boundary to lower the grain boundary strength and deteriorates the toughness and weldability of the steel sheet. It is desirable to reduce. Therefore, the upper limit of the P content is 0.0200%. Further, the lower limit of the P content is set to 0.00001% in consideration of the current refining technology and manufacturing cost. However, in order to ensure better weldability, the upper limit of the P content is preferably 0.0050%, more preferably 0.0040%, and even more preferably 0.0030%. preferable.
  • Mn + 100 ⁇ P ⁇ 1.0 In addition, favorable spot weldability can be obtained by setting Mn content and P content to Mn + 100 ⁇ P ⁇ 1.0. If Mn + 100 ⁇ P is too low, grain boundary embrittlement occurs, so the lower limit of Mn + 100 ⁇ P is preferably 0.2.
  • S 0.00001% or more and 0.0100% or less
  • S is an impurity element that deteriorates the hot workability and toughness of the steel sheet, and it is desirable to reduce the S content in the steel sheet. Therefore, the upper limit of the S content is 0.0100%.
  • the upper limit of the S content is preferably 0.0080%, more preferably 0.0065%, and still more preferably 0.0050%.
  • the lower limit of the S content is set to 0.00001% in consideration of the current refining technology and manufacturing cost.
  • N 0.0030% or more and 0.0100% or less N forms Ti and nitrides and / or carbonitrides, that is, TiN and Ti (C, N), and the solidification structure is fine equiaxed crystals. It is an essential element for organizing. This effect is not manifested when the N content is less than 0.0030%. On the other hand, if the N content exceeds 0.0100%, the toughness deteriorates due to the formation of coarse TiN. Therefore, the N content is 0.0030% or more and 0.0100% or less.
  • the lower limit of the N content is preferably 0.0035%, more preferably 0.0040%, and still more preferably 0.0045%.
  • the upper limit of the N content is preferably 0.0080%, more preferably 0.0065%, and still more preferably 0.0050%.
  • the above elements are the basic components of the steel plate in this embodiment, and the remainder other than the above consists of Fe and inevitable impurities.
  • Nb, V, Cr, Ni, Mo, Cu, B, and Ca are used in accordance with desired strength levels and other required properties instead of a part of the remaining Fe.
  • Mg, Zr, REM, or two or more elements may be added.
  • Nb 0.300% or less
  • Nb is an element that forms fine carbonitrides and is effective in suppressing the coarsening of crystal grains.
  • the Nb content is preferably 0.300% or less.
  • V 0.50% or less
  • Nb is an element that forms fine carbonitrides.
  • the upper limit of V content is preferably 0.50%.
  • Cr 3.00% or less, Mo: 3.00% or less, Ni: 5.00% or less, Cu: 3.00% or less, Cr, Mo, Ni, and Cu are effective elements for improving the ductility and toughness of the steel sheet.
  • the toughness may be impaired due to an increase in strength.
  • Ni content exceeds 5.00%, a toughness may be impaired by the raise in intensity
  • the upper limit of Cr content is preferably 3.00%, the upper limit of Mo content is 3.00%, the upper limit of Ni content is 5.00%, and the upper limit of Cu content is preferably 3.00%.
  • the Cr content is 0.05% or more, the Mo content is 0.05% or more, the Ni content is 0.05% or more, and the Cu content is 0.10. % Or more is preferable.
  • B 0.0100% or less
  • B is an element that segregates at grain boundaries and suppresses grain boundary segregation of P and S.
  • the B content is set to 0.0100% or less. More preferably, the B content is 0.0020% or less.
  • the B content is preferably 0.0003% or more.
  • B, like P, is an element that easily segregates at the grain boundaries, and in order to obtain the effect of suppressing grain boundary corrosion, the total content of P and B is preferably 0.0050% or less. % Or less is more preferable.
  • the lower limit of the total content of P and B is preferably 0.00001% and more preferably 0.0004% in consideration of the dephosphorization cost.
  • Ca 0.0100% or less Mg: 0.0100% or less Zr: 0.0500% or less REM: 0.0500% or less
  • Ca, Mg, Zr, and REM control the form of sulfides, and steel sheets resulting from S It is an element effective in suppressing the deterioration of hot workability and toughness.
  • the Ca content is 0.0100% or less
  • the Mg content is 0.0100% or less
  • the Zr content is 0.0500% or less
  • the REM content is 0.00. It is preferable to make it 0500% or less.
  • the Ca content is 0.0010% or more
  • the Mg content is 0.0005% or more
  • the Zr content is 0.0010% or more
  • the REM content is 0.0010% or more. It is preferable that
  • the specific gravity of the steel sheet When the specific gravity of the steel sheet is 7.5 or more, the effect of weight reduction is small compared to the specific gravity of steel sheets normally used as automotive steel sheets (same as the specific gravity of iron of 7.86). Therefore, the specific gravity of the steel sheet is less than 7.5.
  • the specific gravity of the steel sheet is determined by the component composition, and it is preferable to increase the Al content that contributes to weight reduction.
  • the lower limit of the specific gravity of the steel sheet is not particularly limited, but it is not easy to make the specific gravity less than 5.5 in the component composition of the steel sheet according to this embodiment, so 5.5 is the lower limit.
  • the tensile strength and ductility of the steel sheet are preferably 440 MPa or more and the elongation is 25% or more in consideration of characteristics necessary for an automobile steel sheet.
  • the steel composed of the above-described chemical components is cast at a molten steel superheat degree of 50 ° C. or less, and the obtained steel slab is hot-rolled. Further, mechanical descaling, pickling, cold rolling and annealing may be performed.
  • the unit of temperature such as a molten steel superheat degree, a liquidus temperature, and molten steel temperature, is a Celsius temperature.
  • the superheat degree of molten steel exceeds 50 ° C., TiN or Ti (C, N) crystallized in the liquid phase aggregates and becomes coarse. Therefore, even if TiN or Ti (C, N) crystallized in the liquid phase does not function effectively as a solidification nucleus of ferrite, the chemical composition of the molten steel according to the present embodiment is within the above specified range.
  • the solidified structure may become a coarse columnar crystal structure. Therefore, the molten steel superheat degree is preferably 50 ° C. or less.
  • the lower limit of the degree of superheated molten steel is not specified, usually 10 ° C. is the lower limit.
  • the lower limit of the heating temperature is preferably 1100 ° C.
  • the upper limit of the heating temperature is not particularly defined, but if it exceeds 1250 ° C., the grain size of the crystal grains becomes large and the hot workability may be lowered, so it is preferable to set the upper limit to 1250 ° C.
  • the finish rolling temperature is less than 800 ° C., the hot workability is deteriorated and cracking may occur during hot rolling. Therefore, the lower limit of the finish rolling temperature is preferably 800 ° C.
  • the upper limit of the finish rolling temperature is not particularly specified, but if it exceeds 1000 ° C., the grain size of the crystal grains increases, and cracking may occur during cold rolling.
  • the lower limit of the winding temperature is preferably 600 ° C.
  • the upper limit of the winding temperature is preferably 750 ° C.
  • the hot-rolled steel sheet In order to improve the ductility of the hot-rolled steel sheet, it may be annealed after hot rolling.
  • the annealing temperature of the hot-rolled steel sheet is preferably 700 ° C. or higher in order to control the form of precipitates and improve ductility.
  • the annealing temperature of the hot-rolled steel sheet exceeds 1100 ° C., the crystal grains become coarse and grain boundary embrittlement may be promoted. Therefore, the upper limit of the annealing temperature of the hot-rolled steel sheet is preferably 1100 ° C.
  • the cold rolled steel sheet may be manufactured by cold rolling and annealing the hot rolled steel sheet. Below, the preferable manufacturing conditions of a cold-rolled steel plate are described.
  • the cold rolling rate of cold rolling is preferably 20% or more from the viewpoint of productivity.
  • the cold rolling rate is preferably 50% or more. If the cold rolling rate exceeds 95%, cracks may occur during cold rolling. Therefore, the upper limit of the cold rolling rate is preferably 95%.
  • the annealing temperature after cold rolling is preferably 600 ° C. or higher in order to sufficiently advance recrystallization and recovery.
  • the upper limit of the annealing temperature of the cold-rolled steel sheet is preferably 1100 ° C.
  • the cooling rate after annealing of the cold-rolled steel sheet is preferably 20 ° C./second or more and the cooling stop temperature is preferably 450 ° C. or less. This is to prevent grain coarsening due to grain growth during cooling and grain boundary embrittlement due to segregation of impurity elements such as P to the grain boundaries, thereby improving ductility.
  • the upper limit of the cooling rate is not specified, it is technically difficult to exceed 500 ° C./second.
  • the lower limit of the cooling stop temperature depends on the temperature of the refrigerant, it is difficult to set the lower limit of the cooling stop temperature below room temperature.
  • temper rolling may be performed for shape correction and disappearance of yield point elongation.
  • the elongation in temper rolling is 0.2% or more and 2% or less.
  • Example 1 Steel having the chemical composition shown in Table 1 was cast at a molten steel superheat degree of 40 ° C. and hot-rolled under the conditions shown in Table 2. The plate thickness was 2.3 mm.
  • the obtained hot rolled steel sheet was evaluated for specific gravity, mechanical properties, arc weldability, and spot weldability.
  • the specific gravity of the steel sheet was measured using a pycnometer.
  • Mechanical properties were evaluated by conducting a tensile test according to JIS Z 2241 and measuring the tensile strength (TS).
  • the arc weldability of the steel sheet was evaluated by preparing a lap fillet welded joint by Pulse-MAG welding, conducting a tensile test according to JIS Z2241, and measuring the joint tensile strength.
  • the welding wire using the welding wires for mild steel and 490 N / mm 2 class high strength steel sheet, the shielding gas used was Ar + 20% CO 2 gas.
  • the spot weldability of the steel plate was evaluated based on the cross tensile strength (CTS) of the resistance spot welded joint in accordance with JIS Z 3137. Spot welding was performed using a normal spot welder and adjusting the welding conditions such that the plate thickness was t (mm) and the nugget diameter was 5 ⁇ ⁇ t.
  • CTS cross tensile strength
  • Table 2 shows the evaluation results of the specific gravity, tensile strength, arc welded joint tensile strength, and CTS of the steel sheet. Considering the thickness and tensile strength level of the steel sheet, the CTS passed 12 kN or more. In the evaluation items, if the test was rejected, it was underlined.
  • Hot rolling No. Nos. 1 to 8 are examples of the present invention, and all the characteristics passed, and steel sheets having the target characteristics were obtained. On the other hand, hot rolling No. whose chemical component is outside the scope of the present invention. In Nos. 9 to 13, although the arc weld joint strength was equal to or better than the base metal strength, the CTS was less than 12 kN and failed.
  • Example 2 The steel having the chemical composition shown in Table 1 was cast at a molten steel superheat degree of 40 ° C., and hot-rolled steel sheet hot-rolled under the conditions shown in Table 2 was cold-rolled and annealed under the conditions shown in Table 3.
  • the plate thickness was 1.2 mm.
  • the obtained cold-rolled steel sheet was also evaluated for specific gravity, mechanical properties, arc weldability, and spot weldability in the same manner as in Example 1.
  • Table 3 shows the specific gravity, tensile strength, arc welded joint tensile strength, and CTS evaluation results of the steel sheet. Considering the plate thickness and tensile strength level of the steel plate, CTS passed 7 kN or more. In the evaluation items, if the test was rejected, it was underlined.
  • Cold rolled No. Nos. 1 to 8 are examples of the present invention, and all the characteristics passed, and steel sheets having the target characteristics were obtained. On the other hand, the cold rolling No. whose component is outside the scope of the present invention. In Nos. 9 to 13, although the arc weld joint strength was equal to or better than the base metal strength, it was satisfactory, but the CTS was less than 7 kN and failed.

Abstract

　この鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１００％超、０．５００％以下、Ｓｉ：０．０００１％以上、０．２０％未満、Ｍｎ：０．２０％超、０．５０％以下、Ａｌ：３．０％以上、１０．０％以下、Ｎ：０．００３０％以上、０．０１００％以下、Ｔｉ：０．１００％超、１．０００％以下、Ｐ：０．００００１％以上、０．０２００％以下、Ｓ：０．００００１％以上、０．０１００％以下を含有し、質量％で、前記Ｃ及び前記Ｔｉの含有量の和が、０．２００＜Ｃ＋Ｔｉ≦１．５００を満足し、質量％で、前記Ａｌ及び前記Ｓｉの含有量の積が、Ａｌ×Ｓｉ≦０．８ を満足し、残部がＦｅ及び不純物からなり、比重が５．５以上７．５未満である。

Description

スポット溶接性に優れた高強度低比重鋼板
　本発明は、自動車部品などに用いられる、スポット溶接性に優れた高強度低比重鋼板に関する。
　本願は、２０１３年５月１日に、日本に出願された特願２０１３－９６４２８号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　近年、環境問題への対応のため炭酸ガス排出低減や燃費低減を目的に自動車の軽量化が望まれている。自動車の軽量化のためには、鋼材の高強度化が有効な手段である。しかしながら、部材に必要な剛性の関係から板厚の下限が制限されている場合には、鋼材を高強度化しても板厚を低減することができず、自動車の軽量化が困難であった。
　そこで、本発明者らの一部は、例えば、特許文献１～５にあるように、鋼にＡｌを多量に添加して比重を小さくした、高Ａｌ含有鋼板を提案した。これらは、従来の高Ａｌ含有鋼板における、圧延時に割れが発生する等の製造性が劣るという問題及び延性が低いという問題を解決したものである。更に、本発明者らは、高Ａｌ含有鋼板の延性、熱間加工性及び冷間加工性を高めるため、例えば、特許文献６にあるように、鋳造後の凝固組織を微細な等軸晶組織とする方法を提案した。更に、本発明者らは、例えば、特許文献７にあるように、成分を適正化することで高Ａｌ含有鋼板の靭性を改善する方法を提案した。
日本国特開２００５－１５９０９号公報 日本国特開２００５－２９８８９号公報 日本国特開２００５－２７３００４号公報 日本国特開２００６－１７６８４３号公報 日本国特開２００６－１７６８４４号公報 日本国特開２００８－２６１０２３号公報 日本国特開２０１０－２７０３７７号公報
　最近では、延性、加工性及び靭性に優れた高Ａｌ含有鋼板を工業規模で生産することが可能となりつつある。高Ａｌ含有鋼板は、良好なアーク溶接性などを有する。しかしながら、高Ａｌ含有鋼板のスポット溶接性は、同じ強度の一般的な自動車用鋼板と比べて低いため、その用途に制限があった。したがって、スポット溶接性の改善は、高Ａｌ含有鋼板の自動車部品への適用範囲を拡大するために、重要な課題である。
　本発明は、このような実情に鑑み、Ａｌを添加した低比重鋼板のスポット溶接性を改善し、スポット溶接性に優れた高強度低比重鋼板を提供するものである。
　本発明者らは、高Ａｌ含有鋼板のスポット溶接性を高めるため、スポット溶接性を低下させる元素について検討を行った。その結果、本発明者らは、高Ａｌ含有鋼板のスポット溶接性が、そのＭｎ含有量の影響を大きく受けること、そして、高Ａｌ含有鋼板のＭｎ含有量を低減することにより、高Ａｌ含有鋼板のスポット溶接性を大幅に改善できることを見出した。
　本発明の要旨は、以下の通りである。
（１）本発明の一態様は、質量％で、Ｃ：０．１００％超、０．５００％以下、Ｓｉ：０．０００１％以上、０．２０％未満、Ｍｎ：０．２０％超、０．５０％以下、Ａｌ：３．０％以上、１０．０％以下、Ｎ：０．００３０％以上、０．０１００％以下、Ｔｉ：０．１００％超、１．０００％以下、Ｐ：０．００００１％以上、０．０２００％以下、Ｓ：０．００００１％以上、０．０１００％以下を含有し、質量％で、前記Ｃ及び前記Ｔｉの含有量の和が、０．２００＜Ｃ＋Ｔｉ≦１．５００を満足し、質量％で、前記Ａｌ及び前記Ｓｉの含有量の積が、Ａｌ×Ｓｉ≦０．８を満足し、残部がＦｅ及び不純物からなり、比重が５．５以上７．５未満である鋼板である。
（２）上記（１）に記載の鋼板は、更に、質量％で、Ｎｂ：０．３００％以下、Ｖ：０．５０％以下、Ｃｒ：３．００％以下、Ｍｏ：３．００％以下、Ｎｉ：５．００％以下、Ｃｕ：３．００％以下、Ｂ：０．０１００％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、Ｚｒ：０．０５００％以下、ＲＥＭ：０．０５００％以下からなる群から選択される１種または２種以上の元素を含有してもよい。
　上記の態様によれば、製造性が良好で、スポット溶接性に優れた高強度低比重鋼板を得ることができ、産業上の貢献が極めて顕著である。
高強度低比重鋼板中のＭｎ含有量と抵抗スポット溶接継手の十字引張強度（ＣＴＳ）の関係図である。
　本発明者らは、高Ａｌ含有鋼板のスポット溶接性を高めるため、検討を行った。具体的には、本発明者らが上記特許文献７で提案した延性、加工性及び靭性に優れた高強度低比重鋼板の化学成分において、合金元素の含有量を変えた種々の鋼から、実験室で熱延鋼板及び冷延鋼板を製造し、スポット溶接性を評価した。得られた鋼板の引張強度は約５００ＭＰａであり、板厚は、熱延鋼板の場合が２．３ｍｍ、冷延鋼板の場合が１．２ｍｍである。なお、スポット溶接性は、ＪＩＳ　Ｚ　３１３７に準拠した引張試験により得られた、抵抗スポット溶接継手の十字引張強度（Ｃｒｏｓｓ　Ｔｅｎｓｉｏｎ　Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）によって評価した。また、スポット溶接は、通常のスポット溶接機を用いて、ｔを板厚とした時、ナゲット径が５×√ｔ（ｍｍ）となるように溶接条件を調整して行った。図１は、熱延鋼板の十字引張強度（ＣＴＳ）に及ぼす、鋼板中のＭｎ含有量の影響を整理したものである。図１に示したように、質量％で、鋼板中のＭｎ含有量を０．５％以下にすることにより、ＣＴＳが大幅に向上することがわかった。冷延鋼板についても、熱延鋼板の場合と同様に、鋼板中のＭｎ含有量を０．５％以下にすることにより、ＣＴＳが大幅に向上することがわかった。
　次に、本実施形態における、スポット溶接性に優れた高強度低比重鋼板の化学成分の限定理由について説明する。なお、％は、質量％を意味する。
Ｃ：０．１００％超、０．５００％以下
　Ｃは、凝固組織を微細な等軸晶組織とするために必須の元素である。そのため、Ｃ含有量は０．１００％超とする。一方、Ｃ含有量が０．５００％を超えると、鋼板の靭性やアーク溶接性が劣化する。したがって、Ｃ含有量は、０．１００％超、０．５００％以下とする。Ｃ含有量の下限は、好ましくは０．１５０％であり、より好ましくは０．２００％であり、更に好ましくは０．２５０％である。Ｃ含有量の上限は、好ましくは０．４００％であり、より好ましくは０．３００％であり、更に好ましくは０．２００％である。
Ｔｉ：０．１００％超、１．０００％以下
　Ｔｉは、凝固組織を微細な等軸晶組織とするために必須の元素である。そのため、Ｔｉ含有量は０．１００％超とする。一方、Ｔｉ含有量が１．０００％を超えると、鋼板の靭性を劣化させる。したがって、Ｔｉ含有量は、０．１００％超、１．０００％以下とする。より微細な等軸晶組織を得るためには、Ｔｉ含有量の下限を０．３００％とすることが好ましく、０．３５０％とすることがより好ましく、０．４００％とすることが更に好ましい。Ｔｉ含有量の上限は、好ましくは０．９００％であり、より好ましくは０．８００％であり、更に好ましくは０．７００％である。
０．２００％＜Ｃ＋Ｔｉ＜１．５００％
　なお、凝固組織を微細な等軸晶組織とするために、Ｃ含有量とＴｉ含有量との和、即ち、Ｃ＋Ｔｉを、０．２００％超、１．５００％以下とする。Ｃ＋Ｔｉの下限は、好ましくは０．３００％であり、より好ましくは０．４００％であり、更に好ましくは０．５００％である。Ｃ＋Ｔｉの上限は、好ましくは１．３００％であり、より好ましくは１．２００％であり、更に好ましくは１．０００％である。
Ａｌ：３．０％以上、１０．０％以下
　Ａｌは、鋼板の低比重化を達成するための必須の元素である。Ａｌ含有量が３．０％未満では、低比重化の効果が不十分であり、比重を７．５未満とすることができない。一方、Ａｌ含有量が１０．０％を超えると、金属間化合物の析出が顕著となり延性、加工性及び靭性が劣化する。したがって、Ａｌ含有量は、３．０％以上、１０．０％以下とする。より良好な延性を得るためには、Ａｌ含有量の上限を６．０％とすることが好ましく、５．５％とすることがより好ましく、５．０％とすることが更に好ましい。低比重化の効果を好適に得るためには、Ａｌ含有量の下限を３．５％とすることが好ましく、３．７％とすることがより好ましく、４．０％とすることが更に好ましい。
Ｓｉ：０．０００１％以上、０．２０％未満
　Ｓｉは、鋼板の靭性を劣化させる元素であり、鋼板のＳｉ含有量を低減させる必要がある。そのため、Ｓｉ含有量の上限は、０．２０％未満、好ましくは０．１５％とする。一方、Ｓｉ含有量の下限は、現状の精錬技術と製造コストを考慮し、０．０００１％とする。
Ａｌ×Ｓｉ≦０．８
　なお、Ａｌ含有量とＳｉ含有量との積、即ち、Ａｌ×Ｓｉを、０．８以下、好ましくは０．７以下、より好ましくは０．６以下とすることにより、極めて良好な靭性を得ることができる。Ａｌ×Ｓｉは、可能な限り低くすることが望ましく、下限は規定しないが、精錬技術と製造コストを考慮し、０．０３とすることが好ましい。
Ｍｎ：０．２０％超、０．５０％以下
　Ｍｎは、ＭｎＳを形成して固溶Ｓによる粒界脆化を抑制するために有効な元素である。しかし、Ｍｎ含有量が０．２０％以下では、その効果が発現されない。一方、Ｍｎ含有量が０．５０％を超えるとスポット溶接性が劣化する。したがって、Ｍｎ含有量は０．２０％超、０．５０％以下とする。Ｍｎ含有量の下限は、好ましくは０．２２％であり、より好ましくは０．２４％であり、更に好ましくは０．２６％である。Ｍｎ含有量の上限は、好ましくは０．４０％であり、より好ましくは０．３５％であり、更に好ましくは０．３０％である。
Ｐ：０．００００１％以上、０．０２００％以下
　Ｐは、粒界に偏析して粒界強度を低下させ、鋼板の靱性及び溶接性を劣化させる不純物元素であり、鋼板中のＰ含有量を低減させることが望ましい。そのため、Ｐ含有量の上限を０．０２００％とする。また、Ｐ含有量の下限は、現状の精錬技術と製造コストを考慮し、０．００００１％とする。ただし、より良好な溶接性を確保するためには、Ｐ含有量の上限を０．００５０％とすることが好ましく、０．００４０％とすることがより好ましく、０．００３０％とすることが更に好ましい。
Ｍｎ＋１００×Ｐ≦１．０
　なお、Ｍｎ含有量とＰ含有量を、Ｍｎ＋１００×Ｐ≦１．０、とすることにより、良好なスポット溶接性を得ることができる。Ｍｎ＋１００×Ｐが低すぎると粒界脆化が生じるため、Ｍｎ＋１００×Ｐの下限は０．２とすることが望ましい。
Ｓ：０．００００１％以上、０．０１００％以下
　Ｓは、鋼板の熱間加工性及び靭性を劣化させる不純物元素であり、鋼板中のＳ含有量を低減させることが望ましい。そのため、Ｓ含有量の上限を０．０１００％とする。Ｓ含有量の上限は、好ましくは０．００８０％であり、より好ましくは０．００６５％であり、更に好ましくは０．００５０％である。また、Ｓ含有量の下限は、現状の精錬技術と製造コストを考慮し、０．００００１％とする。
Ｎ：０．００３０％以上、０．０１００％以下
　Ｎは、Ｔｉと窒化物及び／又は炭窒化物、即ち、ＴｉＮ及びＴｉ（Ｃ、Ｎ）を形成して、凝固組織を微細な等軸晶組織とするために必須の元素である。この効果は、Ｎ含有量が０．００３０％未満では発現されない。また、Ｎ含有量が０．０１００％を超えると、粗大なＴｉＮの生成により靭性が劣化する。したがって、Ｎ含有量は０．００３０％以上、０．０１００％以下とする。Ｎ含有量の下限は、好ましくは０．００３５％であり、より好ましくは０．００４０％であり、更に好ましくは０．００４５％である。Ｎ含有量の上限は、好ましくは０．００８０％であり、より好ましくは０．００６５％であり、更に好ましくは０．００５０％である。
　以上の元素が、本実施形態における鋼板の基本成分であり、上記以外の残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる。しかしながら、本実施形態における鋼板では、残部のＦｅの一部の代わりに、所望の強度レベルやその他に必要とされる特性に応じて、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種又は２種以上の元素を添加しても良い。
Ｎｂ：０．３００％以下
　Ｎｂは、微細な炭窒化物を形成する元素であり、結晶粒の粗大化の抑制に有効である。鋼板の靭性を高めるには、０．００５％以上のＮｂを添加することが好ましい。しかし、Ｎｂを過剰に添加すると析出物が粗大になり、鋼板の靭性が劣化することがある。したがって、Ｎｂ含有量は、０．３００％以下とすることが好ましい。
Ｖ：０．５０％以下
　Ｖは、Ｎｂと同様、微細な炭窒化物を形成する元素である。結晶粒の粗大化を抑制し、鋼板の靭性を高めるには、０．０１％以上のＶを添加することが好ましい。Ｖ含有量が０．５０％を超えると、靭性が劣化することがある。そのため、Ｖ含有量の上限は０．５０％が好ましい。
Ｃｒ：３．００％以下、
Ｍｏ：３．００％以下、
Ｎｉ：５．００％以下、
Ｃｕ：３．００％以下、
　Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕは、鋼板の延性及び靭性を向上させるために有効な元素である。しかし、Ｃｒ含有量、Ｍｏ含有量、Ｃｕ含有量は、それぞれ３．００％を超えると、強度の上昇によって、靭性を損なうことがある。また、Ｎｉ含有量は５．００％を超えると、強度の上昇によって、靭性を損なうことがある。したがって、Ｃｒ含有量の上限は３．００％、Ｍｏ含有量の上限は３．００％、Ｎｉ含有量の上限は５．００％、Ｃｕ量の上限は３．００％が好ましい。また、鋼板の延性及び靭性を向上させるには、Ｃｒ含有量は０．０５％以上、Ｍｏ含有量は０．０５％以上、Ｎｉ含有量は０．０５％以上、Ｃｕ含有量は０．１０％以上が好ましい。
Ｂ：０．０１００％以下
　Ｂは粒界に偏析し、Ｐ及びＳの粒界偏析を抑制する元素である。しかし、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、析出物を生じて、熱間加工性を損なうことがある。したがって、Ｂ含有量を０．０１００％以下とする。より好ましくはＢ含有量を０．００２０％以下とする。なお、粒界の強化によって、鋼板の延性、靭性及び熱間加工性を向上させるためには、Ｂ含有量は０．０００３％以上が好ましい。
　尚、ＢはＰと同様、粒界に偏析し易い元素であり、粒界腐食を抑える効果を得るためにＰ、Ｂの合計含有量を０．００５０％以下とすることが好ましく、０．００４５％以下とすることがより好ましい。Ｐ、Ｂの合計含有量の下限値は脱燐コストを考慮すると０．００００１％とすることが好ましく、０．０００４％とすることが更に好ましい。
Ｃａ：０．０１００％以下
Ｍｇ：０．０１００％以下
Ｚｒ：０．０５００％以下
ＲＥＭ：０．０５００％以下
　Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭは、硫化物の形態を制御し、Ｓに起因する鋼板の熱間加工性や靭性の劣化を抑制することに有効な元素である。しかし、過剰に添加しても効果が飽和するため、Ｃａ含有量は０．０１００％以下、Ｍｇ含有量は０．０１００％以下、Ｚｒ含有量は０．０５００％以下、ＲＥＭ含有量は０．０５００％以下とすることが好ましい。また、鋼板の靭性を向上させるには、Ｃａ含有量は０．００１０％以上、Ｍｇ含有量は０．０００５％以上、Ｚｒ含有量は０．００１０％以上、ＲＥＭ含有量は０．００１０％以上とすることが好ましい。
　次に、本実施形態に係る高強度低比重鋼板の特性について説明する。
　鋼板の比重は、７．５以上では自動車用鋼板として通常使用されている鋼板の比重（鉄の比重７．８６と同程度）と比較して軽量化効果が小さい。そのため、鋼板の比重を７．５未満とする。鋼板の比重は、成分組成によって決まるものであり、軽量化に寄与するＡｌ含有量を増加させることが好ましい。鋼板の比重の下限は特に制限されるものではないが、本実施形態に係る鋼板の成分組成で比重を５．５未満とすることは容易ではないため、５．５を下限とする。
　鋼板の引張強度及び延性は、自動車用鋼板として必要な特性を考慮すると、引張強度は４４０ＭＰａ以上、伸びは２５％以上であることが好ましい。
　次に、本実施形態に係る鋼板の製造方法について説明する。
　本実施形態では、上述の化学成分からなる鋼を、溶鋼過熱度を５０℃以下として鋳造し、得られた鋼片を熱間圧延する。更に、メカニカルデスケーリングや酸洗、冷間圧延及び焼鈍を施しても良い。なお、溶鋼過熱度、液相線温度、溶鋼温度などの温度の単位は摂氏温度である。
　上記溶鋼過熱度とは、化学成分の組成から求められる液相線温度から、鋳造時の溶鋼温度を減じた値、即ち、溶鋼過熱度＝溶鋼温度－液相線温度である。
　溶鋼過熱度が５０℃を超えると、液相中で晶出したＴｉＮ又はＴｉ（Ｃ、Ｎ）が凝集し、粗大化してしまう。そのため、液相中で晶出したＴｉＮ又はＴｉ（Ｃ，Ｎ）が、フェライトの凝固核として有効に機能せず、本実施形態に係る溶鋼の化学成分が、上述の規定範囲内であっても、凝固組織は粗大な柱状晶組織となってしまう場合がある。したがって、溶鋼過熱度は５０℃以下とすることが好ましい。溶鋼過熱度の下限は規定しないが、通常は、１０℃が下限である。
　鋼片の熱間圧延工程における加熱温度は、１１００℃未満であると炭窒化物が十分に固溶せずに必要な強度や延性が得られないことがある。したがって、加熱温度の下限は１１００℃とすることが好ましい。加熱温度の上限は特に規定しないが、１２５０℃を超えると結晶粒の粒径が大きくなり、熱間加工性が低下することがあるため、１２５０℃を上限とすることが好ましい。
　仕上げ圧延温度は、８００℃未満であると、熱間加工性が劣化し、熱間圧延中に割れが生じることがある。したがって、仕上げ圧延温度の下限は８００℃とすることが好ましい。仕上げ圧延温度の上限は特に規定しないが、１０００℃を超えると結晶粒の粒径が大きくなり、冷間圧延時に割れを生じることがあるため、１０００℃を上限とすることが好ましい。
　巻き取り温度は、６００℃未満であると、フェライトの回復及び再結晶が不十分になり、鋼板の加工性を損なうことがある。したがって、巻き取り温度の下限は６００℃とすることが好ましい。一方、巻き取り温度が７５０℃を超えると再結晶したフェライトの結晶粒が粗大化し、鋼板の延性、熱間加工性及び冷間加工性が低下することがある。したがって、巻き取り温度の上限は７５０℃とすることが好ましい。
　熱間圧延時に生成したスケールを除去するために、例えば、テンションレベラーを用いるようなメカニカルデスケーリング及び／又は酸洗を行ってもよい。
　熱延鋼板の延性を向上させるために、熱間圧延後、焼鈍してもよい。熱延鋼板の焼鈍温度は、析出物の形態を制御し、延性を向上させるために、７００℃以上とすることが好ましい。また、熱延鋼板の焼鈍温度が１１００℃を超えると結晶粒が粗大化し、粒界脆化が助長されることがある。したがって、熱延鋼板の焼鈍温度の上限は１１００℃とすることが好ましい。
　熱延鋼板を焼鈍した後にスケールを除去するために、メカニカルデスケーリング及び／又は酸洗を行ってもよい。
　熱延鋼板に冷間圧延及び焼鈍を施し、冷延鋼板を製造しても良い。以下に、冷延鋼板の好ましい製造条件について述べる。
　冷間圧延の冷延率は、生産性の観点から２０％以上が好ましい。また、冷間圧延後の焼鈍時において再結晶を促進するには、冷延率を５０％以上とすることが好ましい。また、冷延率が９５％を超えると冷間圧延時に割れが生じる場合がある。したがって、冷延率の上限は９５％とすることが好ましい。
　冷間圧延後の焼鈍温度は、再結晶及び回復を十分に進行させるため、６００℃以上とすることが好ましい。一方、冷間圧延後の焼鈍温度が１１００℃を超えると、結晶粒が粗大化して、粒界脆化が助長されることがある。したがって、冷延鋼板の焼鈍温度の上限は１１００℃とすることが好ましい。
　冷延鋼板の焼鈍後の冷却速度は、２０℃/秒以上、冷却停止温度は４５０℃以下が好ましい。これは、冷却中の粒成長による結晶粒の粗大化や、粒界へＰなどの不純物元素が偏析することに起因する粒界脆化を防止し、延性を向上させるためである。冷却速度の上限は規定しないが、５００℃／秒を超えることは技術的に困難である。また、冷却停止温度の下限は冷媒の温度に依存するため、冷却停止温度の下限を室温未満とすることは困難である。
　冷間圧延後の焼鈍後に、生成したスケールを除去するために、メカニカルデスケーリング及び／又は酸洗を行ってもよい。また、冷間圧延後の焼鈍後に、形状矯正及び降伏点伸びの消失のために調質圧延を行ってもよい。調質圧延において、伸び率が０．２％未満ではその効果が十分でなく、伸び率が２％を超えると降伏比が大幅に増大するとともに伸びが劣化する。したがって、調質圧延における伸び率を０．２％以上、２％以下とすることが望ましい。
　以下、本発明の実施例を挙げながら、本発明の技術的内容について、具体的に説明する。
（実施例１）
　表１に示す化学組成を有する鋼を、溶鋼過熱度４０℃で鋳造し、表２に示す条件で熱間圧延した。板厚は２．３ｍｍとした。
　得られた熱延鋼板の比重、機械的特性，アーク溶接性、スポット溶接性を評価した。鋼板の比重の測定はピクノメータを用いて行った。機械的特性は引張試験をＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠して行い、引張強度（ＴＳ）を測定して評価した。鋼板のアーク溶接性はＰｕｌｓｅ-ＭＡＧ溶接にて重ね隅肉溶接継手を作製し、引張試験をＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠して行い、継手引張強度を測定して評価した。尚、溶接ワイヤは軟鋼及び４９０Ｎ／ｍｍ２級高張力鋼板用の溶接ワイヤを用い、シールドガスはＡｒ＋２０％ＣＯ２ガスを用いた。鋼板のスポット溶接性はＪＩＳ　Ｚ　３１３７に準拠して、抵抗スポット溶接継手の十字引張強度（ＣＴＳ）によって評価した。スポット溶接は通常のスポット溶接機を用いて、板厚をｔ（ｍｍ）としてナゲット径が５×√ｔとなるように溶接条件を調整して行った。
　表２に鋼板の比重、引張強度，アーク溶接継手引張強度、ＣＴＳの評価結果を示す。鋼板の板厚と引張強度レベルを勘案し、ＣＴＳは１２ｋＮ以上を合格とした。評価項目において、不合格の場合には、下線を付けた。
　熱延Ｎｏ．１～８は本発明例であり，いずれの特性も合格となり，目標とする特性の鋼板が得られた。一方，化学成分が本発明の範囲外である熱延Ｎｏ．９～１３は，アーク溶接継手強度は母材強度と同等以上であり良好であるものの、ＣＴＳが１２ｋＮ未満で不合格となった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
  
 
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
  
（実施例２）
　表１に示す化学組成を有する鋼を、溶鋼過熱度４０℃で鋳造し、表２に示す条件で熱間圧延した熱延鋼板について、表３に示す条件で冷間圧延及び焼鈍を行った。板厚は１．２ｍｍとした。
　得られた冷延鋼板についても実施例１と同様に、比重、機械的特性，アーク溶接性、スポット溶接性を評価した。
　表３に鋼板の比重、引張強度，アーク溶接継手引張強度、ＣＴＳの評価結果を示す。鋼板の板厚と引張強度レベルを勘案し、ＣＴＳは７ｋＮ以上を合格とした。評価項目において、不合格の場合には、下線を付けた。
　冷延Ｎｏ．１～８は本発明例であり、いずれの特性も合格となり，目標とする特性の鋼板が得られた。一方，成分が本発明の範囲外である冷延Ｎｏ．９～１３は，アーク溶接継手強度は母材強度と同等以上であり良好であるものの、ＣＴＳが７ｋＮ未満で不合格となった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
  
　本発明によれば、製造性が良好で、スポット溶接性に優れた高強度低比重鋼板を得ることができ、産業上の貢献が極めて顕著である。

Claims (2)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ　：０．１００％超、０．５００％以下、
    　Ｓｉ：０．０００１％以上、０．２０％未満、
    　Ｍｎ：０．２０％超、０．５０％以下、
    　Ａｌ：３．０％以上、１０．０％以下、
    　Ｎ　：０．００３０％以上、０．０１００％以下、
    　Ｔｉ：０．１００％超、１．０００％以下、
    　Ｐ　：０．００００１％以上、０．０２００％以下、
    　Ｓ　：０．００００１％以上、０．０１００％以下
    を含有し、質量％で、前記Ｃ及び前記Ｔｉの含有量の和が、
    　０．２００＜Ｃ＋Ｔｉ≦１．５００
    を満足し、質量％で、前記Ａｌ及び前記Ｓｉの含有量の積が、
    　Ａｌ×Ｓｉ≦０．８
    を満足し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
    　比重が５．５以上７．５未満である
    ことを特徴とする鋼板。
  2. 　更に、質量％で、
    　Ｎｂ：０．３００％以下、
    　Ｖ　：０．５０％以下、
    　Ｃｒ：３．００％以下、
    　Ｍｏ：３．００％以下、
    　Ｎｉ：５．００％以下、
    　Ｃｕ：３．００％以下、
    　Ｂ：０．０１００％以下、
    　Ｃａ：０．０１００％以下、
    　Ｍｇ：０．０１００％以下、
    　Ｚｒ：０．０５００％以下、
    　ＲＥＭ：０．０５００％以下
    からなる群から選択される１種または２種以上の元素を含有することを特徴とする請求項１に記載の鋼板。
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