JPH07118792A

JPH07118792A - 高強度熱延鋼板及びその製造方法

Info

Publication number: JPH07118792A
Application number: JP28564093A
Authority: JP
Inventors: Kenji Kikuchi; 健司菊池
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1993-10-21
Filing date: 1993-10-21
Publication date: 1995-05-09

Abstract

(57)【要約】【目的】優れたD.C.バット溶接性，溶接後加工性，化
成処理性を示す引張強度６５kg/mm²以上の高強度熱延鋼
板を安定提供できる手段を確立する。【構成】熱延鋼板の組成をＣ：0.06〜0.12％，Si：0.
15％以下又は0.25〜0.45％，Mn:1.0〜 2.0％，Ｐ：0.05
％以下，Ｓ:0.005％以下，Cr：0.10〜0.70％，Al：0.01
〜0.05％，Ti：0.02〜0.08％，Nb：0.01〜0.06％，Ｎ：
0.0015〜0.0080％を含有すると共に、更にMo：0.03〜
0.5％，Ｖ：0.03〜 0.5％及びＢ：0.0002〜0.0050％の
１種以上を含むか、或いは更にCu:0.1〜 0.5％とNi:0.1
〜 0.5％の２種を組合わせた成分，Ca：0.0005〜 0.005
％及び希土類元素:0.005〜 0.015％の３者のうちの１種
以上をも含み、残部がFe及び不可避的不純物から成る如
くに調整する。なお、該成分組成の鋼片を仕上温度８５
０℃以上で熱間圧延し、４００〜５５０℃で巻取った
後、脱スケ−ルして熱延鋼板を製造するのが良い。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、引張強度６５kg/mm²
以上の高強度を有すると共にD.C.バット溶接性，溶接後
加工性並びに化成処理性に優れ、例えば自動車のホイ−
ルリム製造用として好適な熱延鋼板、及びその製造方法
に関するものである。

【０００２】

【従来技術とその課題】近年、省エネルギ−化思想は産
業界の隅々にまで浸透してきているが、これを背景とし
て、例えば自動車業界においても車体重量を軽減して燃
料消費量を低減すべく乗用車を始めとした各種の自動車
類に高強度鋼板を使用することが一般化してきた。そし
て、これに伴い、より一層強度が高く、しかもより優れ
た加工性を示す鋼板への要求が益々高まりつつある。ま
た、自動車類の場合は、ボディ等に比べてホイ−ルの軽
量化が燃料消費量節減に対する効果が大きいことから、
最近では“ホイ−ル材に対する高強度熱延鋼板の適用”
に関しても研究の目が向けられるようになっている。

【０００３】ところで、通常、上記自動車類のホイ−ル
は“ディスク”と“リム”より構成されている。このう
ちのリムに適用される材料は、従来、所定の幅及び長さ
に切断された鋼板をリング状に成形し、端部を溶接した
上で数工程のロ−ルフォ−ミングを経て加工成形され製
造されている。このように、他の部材とは異なってリム
用材は溶接された後に大きな加工を受けるので、成形性
もさることながら“溶接性”及び“溶接後の加工性”が
良好であることが重要な要件となる。

【０００５】なお、上記リム用材の溶接には、従来から
の“フラッシュバット溶接法”に加えて、近年では比較
的新しい方法である“D.C.バット溶接法”も適用される
ようになっている。しかも、ここ数年前からの傾向とし
て、 a) フラッシュが飛ばないので粉塵による作業環境の劣
化がない， b) 騒音が少ない， 3) フラッシュによる材料消耗がないので１％程度の歩
留り向上を図れる， 4) 溶接端面の割れの原因の１つである酸化物を形成し
にくいので、添加量を抑える必要があったSi，Al，Ti等
の成分元素に対してフラッシュバット溶接法の場合ほど
注意を払う必要がない，等の利点があることから、徐々にD.C.バット溶接法が主
流になりつつある。

【０００６】しかしながら、最近の要望を満たすべく、
このD.C.バット溶接法を用いてより強度の高い高強度熱
延鋼板製ホイ−ルリムを製造しようとすると、次のよう
な問題があった。

【０００７】即ち、ホイ−ルリムを製造する際にフラッ
シュバット溶接法を適用していた時代にはそれを念頭に
おいた各種の材料や技術が開発されてきたが、そのた
め、これらの材料や技術ではD.C.バット溶接法を用いた
場合には溶接不良が生じることがあった。そこで、D.C.
バット溶接法が広まるにつれて新しい材料や技術が開発
されてきた。

【０００８】ところが、フラッシュバット溶接法よりD.
C.バット溶接法への転換期から数年後に今度は材料の高
強度化（材料強度の５０〜６０キロ化）が叫ばれるよう
になり、素材鋼板のＣ，Si，Mnの含有量を増やして強度
を上げようとしたが、この場合には溶接部の硬度上昇が
問題となった。つまり、強化元素の増量により溶接部の
硬度が非常に高くなって、その後の加工途中で溶接端面
から割れが生じるといった問題や、溶接端面から少し離
れた部分では溶接熱影響のために逆に軟化が生じ、加工
を行うとこの軟化部分に応力の集中が起こって軟化部か
らネッキングによる割れが発生して不良率が増加すると
いう問題が指摘された。ただ、当時の材料強度レベルに
おける“溶接部の硬度上昇問題”は、Ｃ当量の制限やTi
添加等の方法でどうにか解決することができた（例えば
特開昭61−170541号公報，特開昭61−264159号公報，特
開昭61−264160号公報等を参照）。

【０００９】しかるに、最近の高強度化要求レベル（材
料強度の６５〜８０キロ化）に対応しようとすると、上
述した問題よりも一層複雑で解決困難な問題が発生した
のである。つまり、このような高い強度を要求される熱
延鋼板においては、Ｃ当量を余りに制限することは強度
確保の面から困難であり、また多少のTi添加では溶接部
の硬度上昇抑制効果が十分ではない。しかも、単純にTi
の添加量を増しただけではその効果が飽和してくる上
に、TiＮの粗大化等による延性の劣化が生じて成形性の
低下が起こりやすい。更に、これら析出強化型の高強度
鋼板では、溶接端面から少し離れた溶接熱影響部におい
てTiＣの固溶再析出による粗大化により軟化が生じ、そ
の軟化量は高強度であるほど大きくなるので、かえって
硬度分布が不均一となる。このような現象は、CrやNbを
添加して強化を図った鋼板の場合でも同様である。

【００１０】しかも、相応の高強度が得られるように
Ｃ，Si，Mnを多くしたこの種の高強度鋼板では、従来の
引張強度５０〜６０kg/mm²以下の熱延鋼板の場合にはそ
れほど問題とならなかった“鋼板の電気抵抗値”や“鋼
板の焼入れ性”が非常に大きな問題となってくる。

【００１１】なぜなら、Ｃ，Si，Mnの含有量が多いと鋼
板の電気抵抗値が大きくなるが、電気抵抗値が大きくな
ると溶接の際に大電流を流さなければならない。その結
果、部分的に発熱量が大きい面が溶け落ちて溶接でき
ず、また電流の量を減少させると十分に端面を加熱でき
ないために冷接と呼ばれる溶接不良を生じるという具合
に、最適溶接条件の範囲が狭くなって溶接条件の設定が
難しくなる。また、鋼板の焼入れ性が高くなると、溶接
してビ−ドリムをした後の冷却過程での冷却速度が早い
ために溶接部の硬度が非常に高くなってしまい、先程述
べたのと同様、加工途中で溶接端面から割れが生じた
り、また溶接端面から少し離れた溶接熱影響部では逆に
軟化が生じ、加工に際し軟化部分に応力の集中が起きて
ネッキングによる割れを発生する。

【００１２】このうち、鋼板の最適溶接条件範囲につい
ては、“２段加圧”等の溶接条件の改善によりある程度
までカバ−できることが判明しており、このような溶接
条件の改善策について更なる研究も進められてはいる。
しかし、作業や製品性能の安定性，生産性等の面から最
適溶接条件範囲の広いことが望ましいことは言うまでも
ない。

【００１３】溶接部の硬度分布については、“溶接端面
の硬度上昇量”と“溶接部近傍の溶接熱影響部での軟化
量”の両方が小さく、最高硬度と最低硬度の差がなるべ
く小さくてフラットな分布であることが必要なことは前
述した通りである。そして、本発明者等の調査によれ
ば、この“最高硬度と最低硬度との差”はビッカ−ス硬
さ（Ｈｖ）にて４０以下であることが必要で、この条件
を満たしていないとその後の加工中に“軟化部でのネッ
キング割れ”や“軟化部と母材の境界で割れる二番割
れ”等が生じやすく、不良率が無視できなくなる。

【００１４】なお、パイプ用の厚鋼板等において溶接熱
影響部の軟化を抑えるためにMo，Ｖ等の添加が有効であ
るということは公知であるが、これらの変態強化元素は
添加するとＣ当量が上昇するので溶接部の硬度上昇が極
めて大きくなり、溶接部の硬度分布の不均一性を助長す
る。従って、D.C.バット溶接用鋼板への添加は不適切と
されている。

【００１５】また、鋼板を高強度化するためのその他の
手段として“制御冷却によって組織制御を行う方法”が
あるが、この種の鋼板は特に溶接熱影響部の軟化を生じ
やすく、しかも高強度であるほど軟化量が大きくなる傾
向があるため、自動車のホイ−ルリム用鋼板等の高強度
化法として採用するのは不適切である。

【００１６】上述のように、現在の一般的な“６５キロ
級以上の高強度を有する熱延鋼板”は最適溶接条件範囲
が極めて狭く、硬度分布も非常に不均一となる傾向が高
い等のため、自動車のホイ−ルリム用等としては適用に
問題があった。

【００１７】その上、自動車のホイ−ルリム等では、成
形の後に化成処理（りん酸塩処理）が施こされ、その後
に塗装されるのが一般的であるため、それに供する材料
は化成処理性が良いことも要求される。ただ、この化成
処理性は熱延鋼板であると冷延鋼板に比べて多少劣りは
するものの、それほど問題になることはないとされてい
た。しかし、本発明者等の調査によると、鋼板の組成に
よっては化成処理性が極端に悪化し、ホイ−ルリム用等
としての適用が難しくなる場合のあることが判明した。

【００１８】このようなことから、本発明が目的とした
のは、今後に望まれる自動車のホイ−ルリム用等として
も十分に満足できるところの、優れたD.C.バット溶接性
と溶接後加工性を示すと共に化成処理性も良好で、かつ
引張強度６５kg/mm²以上の高強度熱延鋼板を安定提供で
きる手段を確立することであった。

【００１９】

【課題を解決するための手段】本発明者は、上記目的を
達成すべく鋭意研究を行ったところ、「適量のTi，Nb及
びCrを複合添加し、更にMo，Ｖ，Ｂを適量添加して高強
度熱延鋼板を構成すると、高強度を確保しつつ溶接部の
硬度上昇と溶接熱影響部の軟化を同時に抑制することが
可能であり、かつ溶接可能条件も現状の５０〜６０kg/m
m²級熱延鋼板に比べて実用上問題が生じるほどは狭くな
らない」との知見が得られた。

【００２０】その上、これを基にした更なる検討によ
り、「上記熱延鋼板を製造するに際して熱延後の冷却に
簡単な制御冷却を適用すると得られる鋼板の性能が若干
向上する」ことや、「熱延鋼板の化成処理性が極端に悪
化するのは鋼板中に含まれる特定の元素（特にSi）の含
有量がある範囲に入った時であり、優れた化成処理性を
確保するにはその成分範囲を避ける必要があるが、実際
上は、 Si以外の他の元素の添加範囲を変更しなくてもSi
含有量さえ“0.2 ±0.04％”の範囲を除外するようにす
れば、溶接性を阻害せずに所要化成処理性を維持するこ
とができる」ことを見出すことができた。

【００２１】本発明は、上記知見事項等に基づいて完成
されたものであり、「熱延鋼板の成分組成を、Ｃ：0.06
〜0.12％（以降、成分割合を表す％は重量％とする),S
i：0.15％以下あるいは0.25〜0.45％， Mn：1.0 〜
2.0％，Ｐ：0.05％以下，Ｓ：0.005 ％以下， C
r：0.10〜0.70％，Al：0.01〜0.05％， Ti：0.02〜0.0
8％， Nb：0.01〜0.06％，Ｎ：0.0015〜0.0080％を含
有すると共に、更にMo：0.03〜 0.5％，Ｖ：0.03〜
0.5％，Ｂ：0.0002〜0.0050％の１種以上を含むか、
或いは更にCu：0.1 〜 0.5％， Ni：0.1 〜 0.5％の
２種を組合わせた成分、並びにCa：0.0005〜 0.005％，
希土類元素：0.005 〜 0.015％の３者のうちの１種又
は２種以上をも含み、残部がFe及び不可避的不純物から
成る如くに調整することによって、引張強度６５kg/mm²
以上の高強度を有し、しかも優れたD.C.バット溶接性と
溶接後加工性並びに良好な化成処理性を備えしめた点」
に大きな特徴を有し、更には「上記成分組成の鋼片を仕
上温度８５０℃以上で熱間圧延し、４００〜５５０℃で
巻取った後、脱スケ−ルすることによって、引張強度６
５kg/mm²以上の高強度を有し、しかも優れたD.C.バット
溶接性，溶接後加工性並びに良好な化成処理性を備えた
高強度熱延鋼板を安定に製造し得るようにした点」をも
特徴とするものである。

【００２２】

【作用】このように、本発明は、高強度熱延鋼板の製造
に当り、微細に析出するTiＮの作用によって溶接部の硬
度上昇を抑制すべく適量のTiの添加を行い、また溶接熱
影響部の軟化を抑えるためにMo，Ｖ，Ｂのうちの１種又
は２種以上を適量添加すると共に、更にNb及びCrをTiと
複合添加することによって、TiＮの溶接部の硬度上昇抑
制作用をTi高添加範囲まで強化維持しつつ、しかも軟化
防止のために添加されたMo，Ｖ，Ｂの溶接部硬度上昇作
用を相殺することで溶接部付近の硬度分布の均一化・平
坦化を図り、これによってD.C.バット溶接性及びD.C.バ
ット溶接後の加工性を改善すると共に、Si含有量の適切
な規制によって良好な化成処理性をも兼備した高強度熱
延鋼板を得ようというものであるが、以下、本発明にお
いて熱延鋼板の成分組成、更には製造条件を前記の如く
に限定した理由をより詳細に説明する。

【００２３】A) 成分割合〈Ｃ〉Ｃは、必要とする強度を鋼板に確保するのに不可
欠な成分であって、しかも安価な元素である。そして、
Ｃ含有量が0.06％未満であると強度確保を他の強化元素
の多量添加により補わなければならず極めて不経済であ
る。一方、鋼板の強度確保をＣに頼り過ぎて0.12％を超
える量のＣを含有させると、パ−ライト部分が増加して
延性の劣化が顕著になると共に靱性の低下を招き、更に
は溶接部の硬度上昇が抑制できなくなる。従って、Ｃ含
有量は0.06〜0.12％と定めたが、出来ればＣ含有量は0.
10％を超えないように調整するのが望ましい。

【００２４】〈Si〉Siは、溶接過程で酸化し溶接端面に
おいてペネトレ−タ−となって溶接不良を起こしやすく
する元素であり、フラッシュバット溶接を行う場合には
添加を控える必要のある元素であったが、D.C.バット溶
接ではそこまでの影響はない。むしろ、他の元素に比べ
て延性を低下させずに強度を上昇させる効果が大きいこ
とから、むしろ積極的に添加を図りたい元素である。し
かし、Siには電気抵抗値を上昇させて“溶接電流の適切
範囲”の上限を下げる作用があり、またフラッシュバッ
ト溶接ほどではないものの、多量に含有されるとやはり
ペネトレ−タ−の原因となって溶接不良率が上昇する。
そこで、このような問題を避けるためにはSi含有量を0.
45％以下、好ましくは0.05〜 0.2％程度に調整するのが
良いと言える。しかしながら、前述したように、化成処
理性を考慮すると 0.2±0.04％の範囲は避ける必要があ
る。ここで、Siが 0.2％前後で化成処理性が極端に悪く
なる理由は、Si単独での特定範囲での特異現象か、ある
いは他の元素との相互作用によるものかは明らかではな
いが、この範囲を除外すれば他の元素の添加範囲を変更
しなくても、溶接性等の特性を阻害することなく化成処
理性を問題のないレベルに保つことが可能となる。従っ
て、Si含有量については「0.15％以下」又は「0.25〜0.
45％」と定めた。

【００２５】〈Mn〉Mnは、溶鋼中に不可避的不純物とし
て含まれるＳを固定してその有害作用を低減させると共
に、Ｃと同様に鋼板の強度を確保するために必要な成分
であり、他の強化元素の添加量にもよるが、６０kg/mm²
以上の引張強度を得るためには 1.0％以上含有させる必
要がある。しかし、Mnに頼り過ぎて 2.0％を超える量の
Mnを含有させると溶接性や加工性の劣化が無視できなく
なる上、コストアップにもつながる。従って、Mn含有量
は 1.0〜 2.0％と定めたが、出来ればMn含有量は 1.8％
を超えないように調整するのが望ましい。

【００２６】〈Ｐ〉Ｐは、一般的な高張力鋼板を製造す
る場合には延性をそれほど低下させずに強度を上昇でき
る重要な成分となるが、溶接性を考慮した鋼板において
は、溶接時の溶融凝固の際に粒界偏析を生じて脆化を引
き起し溶接部不良の原因となる有害な元素である。その
ため、本発明鋼板ではＰ含有量は低いほど望ましい。た
だ、本発明では鋼の製造コスト面をも考慮して“不可避
的不純物としてのＰ”の許容上限を0.05％と定めたが、
より良好な溶接性を確保するにはＰ含有量を0.03％以下
に抑えるのが望ましい。

【００２７】〈Ｓ〉Ｓは鋼板中へ不可避的に混入する不
純物元素であり、“製造工程でのヘゲ疵”や“母材もし
くは溶接材を成形する際の割れ”の原因となる介在物
（MnＳ）を増大させるので、鋼板の用途にもよるがＳ含
有量はなるべく低くしなければならない。そして、特
に、優れた溶接後加工性を示し、例えば自動車のホイ−
ルリム用に適用した場合でも不良率を低く抑え得るよう
にするには、鋼板中のＳ含有量は0.005 ％以下に規制す
る必要がある。

【００２８】〈Cr〉Crは、ＣやMnと同様に鋼板の強度を
確保するのに必要な元素であり、またTi及びNbとの複合
添加によって溶接後の硬度分布均一化に寄与する成分で
ある。そして、本発明が狙いとするような優れた溶接性
と加工性を備え、しかも６５kg/mm²以上の引張強度を得
るためには0.10％以上のCr含有量を確保する必要があ
る。しかし、CrはMnと同様に溶接部の硬度上昇作用が大
きな元素であり、多量に添加すると前述した複合添加の
効果が薄れてくる上、添加量が増大してくると強度の上
昇効果が飽和してくると共に延性の劣化比率が増大して
くる。従って、Cr含有量の上限を0.70％と定めた。な
お、Cr含有量の特に好ましい範囲は0.30〜0.60％であ
る。

【００２９】〈Al〉Alは鋼の脱酸のために添加され、酸
化によって失われがちなTiの歩留低下を抑えたり、延性
を悪化させる鋼中非金属介在物（酸化物）の生成を抑制
する働きを行う。また、常温時効を起こす原因となって
延性に悪影響を及ぼすＮを、AlＮとして固定する作用も
ある。しかし、Al含有量が0.01％未満であると上記作用
による所望の効果が得られず、一方、0.05％を超えて含
有させると材料コストが上昇することに加え、 Al₂Ｏ₃
等の介在物が増加して延性の劣化やヘゲと呼ばれる表面
欠陥の原因となることから、Al含有量は0.01〜0.05％と
定めた。

【００３０】〈Ti〉Tiは、微細なTiＮを析出させること
により鋼板強度を上昇させると共に、溶接時におけるフ
ェライト粒の発生核となって硬質相の生成を抑制し、ま
た粒成長による軟化を抑える作用を発揮する成分であ
る。しかし、その含有量が0.02％未満であると上記作用
による所望の効果が得られず、一方、Ti含有量が多くな
り過ぎるとTiＮが粗大化し、析出数が減少して逆に上記
効果が不十分となる。そして、このような理由からTiの
単独添加の場合にはその含有量を0.04％以下に抑えなけ
ればならないが、NbやCrが複合添加されている本発明鋼
板の場合にはその上限値が拡張し、0.08％までは前記効
果が持続する。この原因については明らかではないが、
複合添加されるこれらの元素とＮ，Ｃの析出物間に何ら
かの相互作用が働くことによるものか、或いはこれらの
元素間で複合析出物が生成するためではないかと考えら
れる。従って、Ti含有量は0.02〜0.08％と定めたが、よ
り好ましい範囲は0.03〜0.07％である。

【００３１】〈Nb〉Nbは、通常の高強度鋼板の場合には
NbＣ等の析出強化を期待して添加される元素であるが、
本発明においては、Cr及びTiと複合添加されることによ
り溶接部の硬度上昇を抑制しつつ溶接熱影響部の軟化を
抑える効果を奏せしめるために添加される。しかしなが
ら、Nb含有量が0.01％未満であると前記効果が得られ
ず、一方、0.06％を超えて含有させるとその効果が飽和
し始め、材料コスト上昇の割りには性能向上が低くなる
ことから、Nb含有量は0.01〜0.06％と定めたが、より好
ましい範囲は0.02〜0.05％である。

【００３２】〈Ｎ〉Ｎは、TiＮ，NbＮとして微細析出す
ることで鋼板強度を上昇させると共に、溶接時における
フェライト粒の発生核となるので硬質相の生成を抑制
し、また粒成長による軟化を抑える作用を発揮する成分
である。しかし、その含有量が0.0015％未満であると前
記作用に所望の効果が得られず、一方、0.0080％を超え
て含有らせるとTi，Al，Nbで固定できなくなって鋼板の
時効性が劣化するようになることから、Ｎ含有量は0.00
15〜0.0080％と定めた。

【００３３】〈Mo，Ｖ，Ｂ〉通常、これらの元素は鋼の
強度向上や焼入れ性を高めて溶接部の軟化を防止するた
めに添加されるが、溶接部の硬度上昇作用が大きな元素
でもあり、例えばホイ−ルリム用高強度鋼板への多量添
加は硬度分布の不均一を引き起こす恐れが大きいので、
特にD.C.バット溶接法を用いる鋼板への添加は殆ど行わ
れていない。しかし、本発明に係る組成の鋼板では、こ
れらの添加を行っても溶接部の硬度上昇がそれほど大き
くなく、溶接熱影響部が軟化するのを抑制する効果と強
度向上効果を支障なく得ることができる。この理由は明
らかではないが、前述したようなCr，Ti，Nbの複合添加
によって生じる析出物が関連した相乗作用によるものと
考えられる。そして、上記効果はMo，Ｖ，Ｂの単独添加
又は２種以上の複合添加の何れによっても得られるが、
Mo，Ｖでは0.03％未満、またＢでは0.0002％未満の含有
量であると効果が顕著ではなく、一方、Mo，Ｖでは 0.5
％、Ｂでは0.0050％を超えて含有させても効果が飽和し
てコストが増すばかりとなる。従って、Mo含有量につい
ては0.03〜 0.5％（好適範囲0.03〜 0.2％）、Ｖ含有量
についても0.03〜 0.5％（好適範囲0.03〜 0.2％）、Ｂ
含有量については0.0002〜0.0050％（好適範囲0.0005〜
0.001％）と定めた。

【００３４】〈Cu，Ni〉Cu，Niは鋼板の耐食性を向上さ
せる作用を有しているため必要により添加される成分で
ある。このうちCuは安価であることからNiに優先して使
用したい成分であるが、Cuを単独添加した場合には“Cu
チェッキング疵”を発生するので、Cuは必ずNiと複合で
添加する必要がある。そして、Cu，Niの含有量が何れも
0.1％未満では効果が十分でなく、一方、何れの場合も
0.5％を超えて含有させる必要はないことから、Cu，Ni
含有量は何れも 0.1〜 0.5％と定めた。

【００３５】〈Ca，希土類元素〉Ca，希土類元素（ＲＥ
Ｍ）には何れも硫化物系介在物を球状化して無害化し、
加工性、特に伸びフランジ性を向上させる作用があるた
め、必要により単独又は複合で添加される成分である
が、Caが0.0005％未満、そして希土類元素の場合には
0.005％未満の含有量では上記効果が十分でなく、一
方、Caの場合には 0.005％を、そして希土類元素では
0.015％を超えて含有させてもその効果が飽和してしま
うばかりか、かえって酸化物系介在物が増加して鋼の清
浄度が悪くなり延性や加工性が劣化する。従って、Ca含
有量は0.0005〜 0.005％、また希土類元素含有量につい
ては 0.005〜 0.015％とそれぞれ定めた。

【００３６】B) 製造条件本発明に係る鋼板は、通常の熱延条件に従って製造され
た場合でも実用上問題のない性能が付与されるが、熱間
圧延の仕上温度については、TiＣの析出強化をより有効
に活用できることから８５０℃以上とするのが良い。な
お、仕上温度の上限については特に制限する理由はない
が、９３０℃程度で十分である。

【００３７】また、巻取温度は低目に設定し、若干の制
御冷却を行った方が硬度分布が均一になる傾向がある。
これは、巻取温度を低目とすることにより“巻取りまで
の冷却により生じた硬質組織が溶接の熱影響によって軟
化する反応",“巻取りまでの冷却によって析出せずに固
溶していたMo，Ｖ等の析出によって生じる２次硬化作
用”及び“前述した硬度均一化作用”とが相乗され、溶
接部の硬度上昇と溶接熱影響部の軟化をより抑制する方
向に働くためと考えられる。

【００３８】この場合、巻取温度が５５０℃を上回ると
上記効果を十分に享受することができず、一方、４００
℃を下回る温度で巻取ったとしても効果のより一層の向
上は見られない。なお、熱間圧延が終了してから巻取る
までの間の冷却速度は、平均冷却速度で１５℃/s以上と
するのが良い。

【００３９】勿論、素材鋼の組成に関する条件を除く熱
延鋼板の製造条件が必ずしも前記範囲に入っていなくて
も、余程かけ離れた条件で製造を行わない限りは実用上
それ程問題となるような特性不良は生じず、上述した製
造条件は、これを満たすと特性の若干の向上，均一化，
安定化が達成できる好適範囲を示すものと言えなくもな
い。

【００４０】次いで、本発明を実施例により説明する。

【実施例】まず、常法に従って表１及び表２に示す成分
組成の鋼片を溶製した。

【００４１】

【表１】

【００４２】

【表２】

【００４３】続いて、これら鋼片を加熱後、仕上温度が
８５０〜９５０℃の間となる熱間圧延を施し、熱間圧延
終了後は表３に示す巻取り温度にまで水冷してから巻取
りを行った。次に、上記巻取り後の各鋼板に 0.5〜１％
の調質圧延を施し、通常の塩酸による酸洗（脱スケ−
ル）を行って製品鋼板(2.6mm厚) とした。

【００４４】

【表３】

【００４５】そして、このようにして製造された各熱延
鋼板からＪＩＳ５号引張試験片を採取して引張強度の測
定を行い、また、これらの熱延鋼板を小型溶接機により
ラボD.C.バット溶接したサンプルについて、ロ−ラ−曲
げ試験（試験片幅１６０mm）と硬度分布測定（Ｈv ５k
g）を実施した。更に、各熱延鋼板について化成処理性
の評価も行った。

【００４６】これらの結果を表３に併せて示す。なお、
化成処理性の評価は、各熱延鋼板から切り出した試験片
をりん酸亜鉛処理液（PBL-3080：日本パ−カライジング
社商品名）に１２０秒間浸漬し、その時のりん酸亜鉛皮
膜の形成状態を観察して行ったが、その評価結果は ◎：全く問題なし， ○：一部に微小スケ部分があるが問題なし， △：スケ部あり， ×：かなり大きなスケ部分ありで表示した。

【００４７】表３に示される結果からも、本発明に係る
熱延鋼板は６５kg/mm²以上の高い引張強度を有し、しか
も溶接部の曲げ割れ長さ率が低く、ΔＨv の値が小さい
ことが明らかである。また、化成処理性にも問題のない
ことが分かる。従って、本発明に係る熱延鋼板は、例え
ば要求性能がより厳しくなってきた自動車のホイ−ルリ
ム材としても十分に満足できる強度，D.C.バット溶接
性，溶接後の加工性並びに化成処理性を兼備するもので
あることが確認できる。これに対して、成分組成が本発
明で規定する条件を満たしていない比較鋼板では、強度
的には高い値が得られるが、D.C.バット溶接性，溶接後
の加工性あるいは化成処理性面での特性が十分でない。

【００４２】

【効果の総括】以上に説明した如く、本発明によれば、
引張強度６５kg/mm²以上の高強度と優れたD.C.バット溶
接性，溶接後加工性及び化成処理性とを兼備した高強度
熱延鋼板を安定提供することが可能となり、自動車用ホ
イ−ルリムを始めとする各種部材の性能向上に大きく寄
与できるなど、産業上有用な効果がもたらされる。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量割合にてＣ：0.06〜0.12％， Si：
0.15％以下， Mn：1.0 〜2.0 ％，Ｐ：0.05％以
下，Ｓ：0.005 ％以下， Cr：0.10〜0.70％，A
l：0.01〜0.05％， Ti：0.02〜0.08％， Nb：0.01
〜0.06％，Ｎ：0.0015〜0.0080％を含有すると共に、更
にMo：0.03〜 0.5％，Ｖ：0.03〜 0.5％，Ｂ：0.
0002〜0.0050％の１種以上をも含み、残部がFe及び不可
避的不純物からなることを特徴とする、D.C.バット溶接
性及び溶接後の加工性に優れると共に化成処理性の良好
な高強度熱延鋼板。
【請求項２】重量割合にてＣ：0.06〜0.12％， Si：
0.25〜0.45％， Mn：1.0 〜2.0 ％，Ｐ：0.05％以
下，Ｓ：0.005 ％以下， Cr：0.10〜0.70％，A
l：0.01〜0.05％， Ti：0.02〜0.08％， Nb：0.01
〜0.06％，Ｎ：0.0015〜0.0080％を含有すると共に、更
にMo：0.03〜 0.5％，Ｖ：0.03〜 0.5％，Ｂ：0.
0002〜0.0050％の１種以上をも含み、残部がFe及び不可
避的不純物からなることを特徴とする、D.C.バット溶接
性及び溶接後の加工性に優れると共に化成処理性の良好
な高強度熱延鋼板。
【請求項３】重量割合にてＣ：0.06〜0.12％， Si：
0.15％以下， Mn：1.0 〜2.0 ％，Ｐ：0.05％以
下，Ｓ：0.005 ％以下， Cr：0.10〜0.70％，A
l：0.01〜0.05％， Ti：0.02〜0.08％， Nb：0.01
〜0.06％，Ｎ：0.0015〜0.0080％, Cu：0.1 〜 0.5
％， Ni：0.1 〜 0.5％を含有すると共に、更にMo：0.
03〜 0.5％，Ｖ：0.03〜 0.5％，Ｂ：0.0002〜0.
0050％の１種以上をも含み、残部がFe及び不可避的不純
物からなることを特徴とする、D.C.バット溶接性及び溶
接後の加工性に優れると共に化成処理性の良好な高強度
熱延鋼板。
【請求項４】重量割合にてＣ：0.06〜0.12％， Si：
0.25〜0.45％， Mn：1.0 〜2.0 ％，Ｐ：0.05％以
下，Ｓ：0.005 ％以下， Cr：0.10〜0.70％，A
l：0.01〜0.05％， Ti：0.02〜0.08％， Nb：0.01
〜0.06％，Ｎ：0.0015〜0.0080％， Cu：0.1 〜 0.5
％， Ni：0.1 〜 0.5％を含有すると共に、更にMo：0.
03〜 0.5％，Ｖ：0.03〜 0.5％，Ｂ：0.0002〜0.
0050％の１種以上をも含み、残部がFe及び不可避的不純
物からなることを特徴とする、D.C.バット溶接性及び溶
接後の加工性に優れると共に化成処理性の良好な高強度
熱延鋼板。
【請求項５】重量割合にてＣ：0.06〜0.12％， Si：
0.15％以下， Mn：1.0 〜2.0 ％，Ｐ：0.05％以
下，Ｓ：0.005 ％以下， Cr：0.10〜0.70％，A
l：0.01〜0.05％， Ti：0.02〜0.08％， Nb：0.01
〜0.06％，Ｎ：0.0015〜0.0080％を含有すると共に、更
にMo：0.03〜 0.5％，Ｖ：0.03〜 0.5％，Ｂ：0.
0002〜0.0050％の１種以上、並びにCa：0.0005〜 0.005
％，希土類元素：0.005 〜 0.015％の１種以上をも含
み、残部がFe及び不可避的不純物からなることを特徴と
する、D.C.バット溶接性及び溶接後の加工性に優れると
共に化成処理性の良好な高強度熱延鋼板。
【請求項６】重量割合にてＣ：0.06〜0.12％， Si：
0.25〜0.45％， Mn：1.0 〜2.0 ％，Ｐ：0.05％以
下，Ｓ：0.005 ％以下， Cr：0.10〜0.70％，A
l：0.01〜0.05％， Ti：0.02〜0.08％， Nb：0.01
〜0.06％，Ｎ：0.0015〜0.0080％を含有すると共に、更
にMo：0.03〜 0.5％，Ｖ：0.03〜 0.5％，Ｂ：0.
0002〜0.0050％の１種以上、並びにCa：0.0005〜 0.005
％，希土類元素：0.005 〜 0.015％の１種以上をも含
み、残部がFe及び不可避的不純物からなることを特徴と
する、D.C.バット溶接性及び溶接後の加工性に優れると
共に化成処理性の良好な高強度熱延鋼板。
【請求項７】重量割合にてＣ：0.06〜0.12％， Si：
0.15％以下， Mn：1.0 〜2.0 ％，Ｐ：0.05％以
下，Ｓ：0.005 ％以下， Cr：0.10〜0.70％，A
l：0.01〜0.05％， Ti：0.02〜0.08％， Nb：0.01
〜0.06％，Ｎ：0.0015〜0.0080％， Cu：0.1 〜 0.5
％， Ni：0.1 〜 0.5％を含有すると共に、更にMo：0.
03〜 0.5％，Ｖ：0.03〜 0.5％，Ｂ：0.0002〜0.
0050％の１種以上、並びにCa：0.0005〜 0.005％，希
土類元素：0.005 〜 0.015％の１種以上をも含み、残部
がFe及び不可避的不純物からなることを特徴とする、D.
C.バット溶接性及び溶接後の加工性に優れると共に化成
処理性の良好な高強度熱延鋼板。
【請求項８】重量割合にてＣ：0.06〜0.12％， Si：
0.25〜0.45％， Mn：1.0 〜2.0 ％，Ｐ：0.05％以
下，Ｓ：0.005 ％以下， Cr：0.10〜0.70％，A
l：0.01〜0.05％， Ti：0.02〜0.08％， Nb：0.01
〜0.06％，Ｎ：0.0015〜0.0080％， Cu：0.1 〜 0.5
％， Ni：0.1 〜 0.5％を含有すると共に、更にMo：0.
03〜 0.5％，Ｖ：0.03〜 0.5％，Ｂ：0.0002〜0.
0050％の１種以上、並びにCa：0.0005〜 0.005％，希
土類元素：0.005 〜 0.015％の１種以上をも含み、残部
がFe及び不可避的不純物からなることを特徴とする、D.
C.バット溶接性及び溶接後の加工性に優れると共に化成
処理性の良好な高強度熱延鋼板。
【請求項９】請求項１ないし８の何れかに記載された成
分組成の鋼片を、仕上温度８５０℃以上で熱間圧延し、
４００〜５５０℃で巻取った後、脱スケ−ルすることを
特徴とする、D.C.バット溶接性及び溶接後の加工性に優
れると共に化成処理性の良好な高強度熱延鋼板の製造方
法。