JP3243589B2 - プレス成形性が極めて優れかつ溶接継手疲労特性の優れた冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、溶接部の疲労強度が優
れ、かつプレス成形性が極めて優れた冷延鋼板およびそ
の製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】加工性、特に深絞り性を改善した冷延鋼
板は、主に自動車の内外板にプレス加工して用いられて
いる。従って、従来はプレス成形性に最適な成分、製造
法で冷延鋼板が製造されてきた。このような方法の製造
技術としては、例えば特開昭５９−１９３２２１号公報
等がある。

【０００３】しかし、これらの先行技術は、成形性とと
もに重要なスポット溶接継手の疲労強度に関しては殆ど
考慮されていない。自動車はプレス加工された部品をス
ポット溶接で接合される。従って、自動車用に用いられ
る鋼板にはスポット溶接部の疲労強度が重要な評価基準
になる。なお、スポット溶接性に関しては、特開昭６１
−１１０７５７号公報に開示されているが、同公報は、
表面酸化物の厚みを制御し、スポット溶接の安定性に関
するもので、疲労強度については言及されていない。ま
た、特開昭６３−３１７６４７号公報には、極低炭素鋼
にＴｉ、Ｎｂ、Ｂを添加し、粒径０．０５μｍ以下の微
細析出物がＴｉ換算量で３０ｐｐｍ以上均一分散した冷
延鋼板およびその製造方法が開示されている。しかし、
この方法では析出物を微細に分散させる必要があること
から、連続鋳造条件に制約がある上に、再結晶温度が高
く、高温焼鈍が必要であり、そのようにしてもプレス加
工特性が不十分である。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】加工性、特にプレス成
形時における深絞り性や形状凍結性の観点から、伸びと
ｒ値が高く、降伏点を低くすることを目的として、極低
炭素鋼が開発されている。しかし、これらの鋼板はスポ
ット溶接継手の疲労強度が従来鋼に比較して劣るという
問題点がある。一方、特開昭６３−３１７６４７号公報
には、極低炭素鋼でスポット溶接性を改善した技術が開
示されているが、プレス加工性を良くする手段は一切開
示されていない。

【０００５】本発明は、上記の問題点を有利に解決する
もので、プレス成形性が極めて優れ、かつスポット溶接
継手疲労強度を改善した冷延鋼板およびその製造方法を
提供することを目的とするものである。

【０００６】

【課題を解決するための手段】プレス成形性は、極低炭
素化により向上し、ｒ値、伸びが高くなる。スポット溶
接継手疲労強度は、スポット溶接点の周りの残留応力に
よって左右される。すなわち、溶接点の周りに圧縮の残
留応力を高めることにより疲労強度は改善される。すな
わち、極低炭素鋼でもスポット溶接点の周りに圧縮の残
留応力を付加できれば、プレス成形性が良好で、しかも
スポット溶接継手疲労強度を高めることができる。

【０００７】本発明者らは、スポット溶接点の周りへの
圧縮残留応力の付加は、Ｂを０．０００３〜０．００４
０％添加することで可能であることを知見した。単にＢ
添加したのみでは、再結晶温度を高めて、鋼板を硬質化
するので、プレス成形性が極めて優れた鋼板は製造でき
ない。しかし、Ｂを添加してもＴｉＮ等のＴｉの析出物
のサイズ分布の制御をすれば、この問題点を克服できる
ことが分かった。すなわち、Ｔｉ析出物サイズ分布を粒
径０．０１μｍ以下の量を０．００５０％以下とするこ
とによって解決可能である。この有利な手段は、熱延加
熱温度と熱延温度域の規制により達成可能である。

【０００８】本発明は、上記知見に基づいてなされたも
のであり、その要旨とするところは下記のとおりであ
る。 （１）重量％で、Ｃ：０．００１５％以下、Ｍｎ：０．
０５〜０．５０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．
０１０〜０．０７５％、Ｎ：０．００４０％以下、Ｔ
ｉ：０．０４０〜０．０８０％、Ｂ：０．０００３〜
０．００４０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなり、鋼中に析出しているＴｉ析出物のうち、粒
径０．０１μｍ以下の微細Ｔｉ析出物がＴｉ量換算で
０．００５０％以下分散していることを特徴とするプレ
ス成形性が極めて優れかつ溶接継手疲労特性の優れた冷
延鋼板。

【０００９】（２）重量％で、Ｃ：０．００１５％以
下、Ｍｎ：０．０５〜０．５０％、Ｐ：０．０１５％以
下、Ａｌ：０．０１０〜０．０７５％、Ｎ：０．００４
０％以下、Ｔｉ：０．０４０〜０．０８０％、Ｂ：０．
０００３〜０．００４０％を含有し、残部Ｆｅおよび不
可避的不純物からなる組成の鋼片を、１１８０℃以下で
加熱し、１０００℃以下での累積圧下率が９０％以上、
仕上温度を９００℃以上として熱間圧延し、引き続き冷
間圧延し、焼鈍して鋼中に粒径０．０１μｍ以下のＴｉ
微細析出物をＴｉ換算量で０．００５０％以下とするこ
とを特徴とするプレス成形性が極めて優れかつ溶接継手
疲労特性の優れた冷延鋼板の製造方法。

【００１０】以下、本発明を具体的に説明する。極低炭
素鋼のスポット溶接継手の疲労強度は、溶接点の周りの
残留応力により支配され、溶接部の組織の微細、粗大に
は左右されず、圧縮の残留応力を大きくすることで改善
される。溶接時の残留応力は、溶接時の熱サイクルに伴
う組織変化に基づく変態歪により導入される。すなわ
ち、ナゲット部が低温変態に伴う膨張によりその周りに
圧縮の残留応力が生じる。ナゲットの低温変態組織化は
Ｂを０．０００３〜０．００４０％添加することにより
得られ、ナゲット部、熱影響部の変態前の組織が粗なほ
ど、また変態核となるＴｉＮ等の析出物が少ないほど低
温変態組織が得られやすく、疲労強度の点からは有利で
ある。

【００１１】すなわち、組織を微細化する微量のＴｉ添
加、Ｎｂ添加は、溶接部疲労強度改善の上からは不利で
ある。このため、本発明ではＣ量は０．００１５％以
下、Ｔｉ量は０．０４０％以上に特定し、析出物をでき
るだけ粗大化させるようにしている。具体的には、粒径
０．０１μｍ以下の微細Ｔｉ析出物量をＴｉ換算量で
０．００５０％以下に制御している。このことは、冷延
鋼板のプレス加工性の指標であるｒ値、伸びを高めるの
に有利に作用する。

【００１２】以下に、Ｔｉ析出物のサイズ分布がスポッ
ト溶接継手疲労強度に影響すること、およびこのサイズ
分布を特定した理由について説明する。Ｔｉ、Ｃ、Ｎ、
Ｂ量を種々に変えた鋼を溶解して鋼塊とし、４．０ｍｍ
厚みまで９００℃の仕上温度で熱間圧延し、次いで０．
８０ｍｍ厚みまで冷間圧延し、８００℃×１ｍｉｎの再
結晶焼鈍を行い、１．５％の調質圧延を施した。この鋼
板の材質特性を調査した。またこの鋼板をスポット溶接
してその疲労強度および析出物のサイズ分布を電子顕微
鏡で調査した。スポット溶接は、加圧力：２００ｋｇで
ナゲット径が４．５ｍｍφになる溶接電流で行った。疲
労試験は剪断引張り型で行った。他の条件はＪＩＳＺ３
１３８に準じた。

【００１３】図１は、Ｂを１０ｐｐｍ添加した鋼につい
て、Ｔｉの０．０１μｍ以下の析出物量をＴｉ量に換算
したものと、スポット溶接疲労強度、鋼板のｒ値、伸び
の関係を示したものである。図１から、０．０１μｍ以
下の析出物が多くなると疲労強度が低下し、また深絞り
性の指標であるｒ値、伸びも低下することが分かる。こ
の実験事実に基づき、析出物のサイズ分布を特定した。

【００１４】次に、これらの析出物分布と鋼成分の関係
について説明する。Ｃはプレス加工性の極めて優れた鋼
板を得るために０．００１５％以下にする必要がある。
従来技術では、Ｃ量が低くなるとスポット溶接継手疲労
強度が低くなるが、本発明ではその心配がない。優れた
プレス加工性を得るための好ましい範囲は０．００１０
％以下である。

【００１５】Ｍｎはスポット溶接継手疲労強度の改善に
有効な元素である。この効果を得るためには、０．０５
％は最低添加する必要がある。しかし、添加量が多くな
るとプレス成形性が劣化し、本発明の目的の一つである
極めて優れたプレス成形性が得られなくなるため、Ｍｎ
の上限を０．５０％に特定した。Ｐは不純物元素であ
り、添加量が多くなると加工性を劣化せしめるので、極
力低くすることが好ましい。この理由からＰ量を０．０
１５％以下に特定した。好ましい範囲は、同様の理由か
ら０．０１０％以下である。

【００１６】Ｓは熱間脆性の原因となる元素であるが、
本発明では硫化物形成元素であるＭｎ、Ｔｉを添加する
ので、この心配はない。しかし、添加量が多くなると、
これらの添加量を多くする必要があり、合金コストが高
くなるため、Ｓの上限を０．０１５％にすることが好ま
しい。Ａｌは脱酸効果が大きく、Ｔｉの添加歩留りを高
くするために最低０．０１００％は必要である。一方、
添加量が多くなり過ぎると鋼板を硬質化し、プレス成形
性に悪影響を及ぼすため、０．０８０％以下に抑える必
要がある。

【００１７】ＮはＣと同様、鋼板を軟質化し、ｒ値、伸
びに悪影響を及ぼすので、極力低減することが好まし
い。Ｎ：が０．００４０％を超えるとプレス成形性が大
きく劣化しはじめるので、上限を０．００４０％に特定
した。好ましい範囲は、同様の理由から０．００２５％
以下である。Ｔｉは本発明の重要な成分の一つである。
Ｔｉは鋼中のＣ、Ｎ、Ｓを固定し、鋼板の加工性を高め
る元素であることが良く知られている。また、添加量が
少ないと、加工性とともにスポット溶接継手疲労強度も
低くなる。この二つの理由から最低０．０４０％の添加
が必要である。しかし、添加量が多くなるとその効果が
飽和するだけでなく、合金コストが高くなるので、Ｔｉ
の上限を０．０８０％に特定した。

【００１８】Ｂは析出物サイズ分布とともに本発明の重
要な要件である。Ｂ添加量を特定した実験事実について
以下に説明する。Ｃ：０．００１０％、Ｍｎ：０．１５
％、Ｐ：０．０１０％、Ｓ：０．００８％、Ａｌ：０．
０２５％、Ｎ：０．００２３％、Ｔｉ：０．０５０％、
Ｂ：〜０．００４０％に変えた鋼を真空溶解炉で溶製し
て鋼塊とし、加熱温度１１００℃、仕上温度９００℃、
板厚：４．０ｍｍ，巻取温度：６００℃の熱延を行い、
酸洗後、０．８０ｍｍ厚まで冷間圧延し、８００℃×１
ｍｉｎの再結晶焼鈍を行い、１．５％の調質圧延を施し
た。この鋼板の材質特性を図２に示す。また、この鋼板
をスポット溶接してその疲労特性を調査した。スポット
溶接は、加圧力：２００ｋｇでナゲット径が４．５φｍ
ｍになる溶接電流を選んだ。疲労試験は剪断引張り型で
他はＪＩＳＺ３１３８に準じて行った。その結果を図２
に併せて示す。

【００１９】図２から分かるように、鋼板中の０．０１
μｍ以下の析出物量がＴｉ換算量で０．００４０％より
少ない場合はＢ量３ｐｐｍから疲労特性が改善される。
しかし、微細析出物が多いものは１５ｐｐｍのＢ添加で
はじめて疲労強度が改善されはじめる。一方、プレス加
工性の指標である伸びは微細析出物が少ないものはＢ添
加量が増加しても伸び低下が僅かである。しかし、微細
析出物が多いものはＢ添加量の増加に伴い急激に伸びが
低下し、プレス成形性とスポット溶接継手疲労強度がと
もに優れる領域がないことが分かる。

【００２０】この実験事実に基づき、プレス成形性とス
ポット溶接継手疲労強度がともに良好な鋼板が得られる
条件として、Ｂの下限０．０００３％を特定した。ま
た、Ｂ量が多くなると通常の冷延鋼板を製造する冷延圧
下率ではｒ値が低くなるので、上限を０．００４０％に
特定した。極めて優れたプレス成形性と優れたスポット
溶接継手疲労特性を得るためのＢ添加量の好ましい条件
は、０．００１０〜０．００３０％である。

【００２１】Ｓｉ等の元素は特に添加する必要がなく、
できる限り低いことがプレス成形性を得るために望まし
い。このような組成の溶鋼は転炉、電気炉等の通常の溶
解炉で溶製され、さらに真空脱ガス処理される。連続鋳
造によりスラブとすることが一般的である。熱延加熱温
度と熱延条件はＴｉ析出物サイズ分布を本発明範囲に効
果的に制御するのに有効な手段である。

【００２２】加熱温度が高いとＴｉ析出物が大きいもの
も造りやすいが、小さい析出物も多くなり、本発明範囲
の析出物分布を得るのが難しくなる。このため、熱延加
熱温度は１１８０℃以下にする必要がある。熱延温度域
は析出物サイズ分布に影響する。圧延条件と析出物サイ
ズ分布の関係について検討した結果、１１８０℃以下の
加熱温度では１０００℃以下での圧下率が９０％以上に
なると析出物が本発明範囲になることが分かった。この
事実に基づき、１０００℃以下での累積圧下率を９０％
以上と特定した。

【００２３】仕上温度は９００℃以上とする必要があ
る。熱延仕上温度が９００℃未満になると材質の面内異
方性が大きくなり、極めて優れたプレス加工性が得られ
なくなると同時に、板形状、板厚精度等が悪くなり操業
性を損なう。巻取温度は本発明では特に限定されるもの
ではないが、酸性性、コイル内での材質変動を小さくす
るために、６５０℃以下が好ましい。

【００２４】このようにして製造された鋼板は、脱スケ
ールの後、冷間圧延されるが、冷延率はプレス成形性を
良好とする上で７０％以上とすることが望ましい。続い
て焼鈍されるが、焼鈍は連続またはバッチタイプのいづ
れの方式でも本発明の特徴を損なわない。焼鈍は再結晶
温度以上で行う必要があるが、本発明では主に連続焼鈍
の場合は７５０℃以上の温度が、また箱焼鈍の場合は６
８０℃以上の温度が望ましい。

【００２５】焼鈍された鋼板は、必要に応じて調質圧延
して製品に供される。焼鈍された鋼板は、Ｚｎ、Ａｌ、
Ｐｂ、Ｓｎ等の合金溶融めっき、または電気めっきを施
しても、本発明の特徴を発揮できる。

【００２６】

【実施例】

（実施例１）表１に示す鋼組成からなる転炉−真空脱ガ
ス装置で溶製し、連続鋳造で製造したスラブを、１１５
０℃に加熱し、１０００℃以下での累積圧下率：９０〜
９２％、仕上温度；９００〜９１０℃、巻取温度：６０
０℃の条件で４．０ｍｍ厚の熱延コイルを製造した。こ
のコイルを酸洗後０．８０ｍｍ厚まで冷延し、８００℃
×６０秒の再結晶焼鈍を行い、１．５％の調質圧延を行
った。この鋼板の材質特性を表２（表１のつづき）に示
す。さらに、この鋼板をプレス加工して、その歪が９〜
１２％の範囲からサンプルを採取し、加圧力：２００ｋ
ｇ、保持時間１４サイクル、ナゲット径が４．５ｍｍφ
になる溶接電流を選び、剪断引張り型の疲労試験を行っ
た。疲労試験はＪＩＳＺ３１３８に準じて行った。その
疲労限を表２に併記した。なお、表２中、≦０．０１μ
ｍの析出物量は、０．０１μｍ以下の析出物のＴｉ換算
量である。

【００２７】

【表１】

【００２８】

【表２】

【００２９】コイルＮｏ．１〜５は本発明範囲内の実施
例であり、コイルＮｏ．６〜８は本発明範囲外の比較例
である。表１および表２から分かるように、本発明範囲
内のものはプレス成形性の指標であるｒ値、伸びが極め
て優れていると同時にスポット溶接継手疲労強度も良好
である。一方、鋼組成および析出物サイズ分布が本発明
範囲外の比較例は、プレス成形性が劣るか、あるいはス
ポット溶接継手疲労強度が劣っているかで、プレス成形
性とスポット溶接継手疲労強度を両立することができな
い。すなわち、本発明は鋼組成と析出物を密接不可分に
制御することではじめて完成することが分かる。

【００３０】（実施例２）表３に示す本発明範囲の組成
鋼と本発明範囲外の組成鋼を、転炉、真空脱ガス炉で溶
製し、２５０ｍｍ厚みのスラブを造り、表４に示す熱延
条件で４．０ｍｍ厚の熱延コイルを造り、続いて酸洗
し、０．８０ｍｍ厚まで冷間圧延し、保定温度：７７５
℃、保定時間：４５秒の連続焼鈍を行い、１．０％の調
質圧延を施した。この鋼板の析出物サイズ分布を電子顕
微鏡での調査し、材質試験、スポット溶接継手疲労試験
を行った。スポット溶接条件、疲労試験は実施例１と同
じである。調査した結果を表５に示した。なお、表５
中、０．０１μｍ以下の析出物量はＴｉ換算量である。

【００３１】

【表３】

【００３２】

【表４】

【００３３】

【表５】

【００３４】コイルＮｏ．１０、１１は成分的には本発
明範囲内の実施例であるが、熱延条件を変えている。熱
延条件が変わると０．０１μｍ以下の微細な析出物量が
変化し、この析出物量によって、材質特性、スポット溶
接継手疲労限が変わる。すなわち、成分的にも製造条件
的にも本発明範囲内の実施例であるコイルＮｏ．１０
は、プレス成形性の指標であるＥｌ、ｒ値が極めて高い
とともにスポット溶接継手疲労限の高くなっている。こ
れに対して、成分的には本発明範囲内であるが、加熱温
度が本発明範囲外のコイルＮｏ．１１は、プレス成形性
は本発明範囲内の実施例に比べると低く、スポット溶接
継手疲労限も低い。

【００３５】コイルＮｏ．１５〜１７は成分的に本発明
範囲外の実施例である。コイルＮｏ．１５は０．０１μ
ｍ以下の析出物量が０．００４５％と少なく、プレス成
形性は良好であるが、スポット溶接継手疲労強度が低
い。また、コイルＮｏ．１６、１７はプレス成形性の指
標であるＥｌ、ｒ値も不十分な上に、スポット溶接疲労
強度も劣っている。

【００３６】以上実施例で詳細に説明したように、鋼成
分と析出物サイズ分布を満足することではじめて、プレ
ス成形性が極めて優れ、かつスポット溶接継手疲労強度
の優れた鋼板が製造可能となる。

【００３７】

【発明の効果】このように、本発明によりプレス成形性
が極めて優れ、しかもスポット溶接継手疲労強度が優れ
た冷延鋼板を得ることができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】０．０１μｍ以下の微細析出物量のＴｉ換算量
と、伸び、ｒ値、スポット溶接継手疲労限の関係を示す
グラフである。

【図２】Ｂ量と、伸び、ｒ値、スポット溶接継手疲労限
の関係を示すグラフである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平７−197187（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−199342（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−317647（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60

Claims (2)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：０．００１５％以下、 Ｍｎ：０．０５〜０．５０％、 Ｐ：０．０１５％以下、 Ａｌ：０．０１０〜０．０７５％、 Ｎ：０．００４０％以下、 Ｔｉ：０．０４０〜０．０８０％、 Ｂ：０．０００３〜０．００４０％ を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、鋼
   中に析出しているＴｉ析出物のうち、粒径０．０１μｍ
   以下の微細Ｔｉ析出物がＴｉ量換算で０．００５０％以
   下分散していることを特徴とするプレス成形性が極めて
   優れかつ溶接継手疲労特性の優れた冷延鋼板。
2. 【請求項２】 重量％で、 Ｃ：０．００１５％以下、 Ｍｎ：０．０５〜０．５０％、 Ｐ：０．０１５％以下、 Ａｌ：０．０１０〜０．０７５％、 Ｎ：０．００４０％以下、 Ｔｉ：０．０４０〜０．０８０％、 Ｂ：０．０００３〜０．００４０％ を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成
   の鋼片を、１１８０℃以下で加熱し、１０００℃以下で
   の累積圧下率が９０％以上、仕上温度を９００℃以上と
   して熱間圧延し、引き続き冷間圧延し、焼鈍して鋼中に
   粒径０．０１μｍ以下のＴｉ微細析出物をＴｉ換算量で
   ０．００５０％以下とすることを特徴とするプレス成形
   性が極めて優れかつ溶接継手疲労特性の優れた冷延鋼板
   の製造方法。