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
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Info
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Description
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
の関係を示すグラフである。
Claims (2)
- 【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。 - 【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。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP28986894A JP3243589B2 (ja) | 1994-11-24 | 1994-11-24 | 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 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
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JP28986894A JP3243589B2 (ja) | 1994-11-24 | 1994-11-24 | 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 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH08144015A JPH08144015A (ja) | 1996-06-04 |
JP3243589B2 true JP3243589B2 (ja) | 2002-01-07 |
Family
ID=17748809
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP28986894A Expired - Lifetime JP3243589B2 (ja) | 1994-11-24 | 1994-11-24 | 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 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP3243589B2 (ja) |
-
1994
- 1994-11-24 JP JP28986894A patent/JP3243589B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH08144015A (ja) | 1996-06-04 |
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