JPH08291364A - 重ね抵抗溶接継手強度に優れた極低炭素鋼板 - Google Patents
重ね抵抗溶接継手強度に優れた極低炭素鋼板Info
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- JPH08291364A JPH08291364A JP9702895A JP9702895A JPH08291364A JP H08291364 A JPH08291364 A JP H08291364A JP 9702895 A JP9702895 A JP 9702895A JP 9702895 A JP9702895 A JP 9702895A JP H08291364 A JPH08291364 A JP H08291364A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 自動車や電気機器等の用途に適する重ね抵抗
溶接継手の継手強度が優れた極低炭素鋼板を提供する。 【構成】 重量％で、C:0.005%以下、Cu:0.01 〜0.5%、
B:0.0003〜0.002%、あるいはC:0.005%以下、Si:0.5% 以
下、Mn:2% 以下、Cu:0.01 〜0.5%、P:0.15% 以下、S:0.
02% 以下、Sol.Al:0.06%以下、N:0.007%以下、B:0.0003
〜0.002%、あるいはC:0.005%以下、Si:0.5% 以下、Mn:
2% 以下、Cu:0.01 〜0.5%、P:0.15% 以下、S:0.02% 以
下、Sol.Al:0.06%以下、N:0.007%以下、B:0.0003〜0.00
2%を含み、さらにTi:0.01 〜0.2%もしくはNb:0.005〜0.
1%の1種または2種を含む極低炭素鋼板。
溶接継手の継手強度が優れた極低炭素鋼板を提供する。 【構成】 重量％で、C:0.005%以下、Cu:0.01 〜0.5%、
B:0.0003〜0.002%、あるいはC:0.005%以下、Si:0.5% 以
下、Mn:2% 以下、Cu:0.01 〜0.5%、P:0.15% 以下、S:0.
02% 以下、Sol.Al:0.06%以下、N:0.007%以下、B:0.0003
〜0.002%、あるいはC:0.005%以下、Si:0.5% 以下、Mn:
2% 以下、Cu:0.01 〜0.5%、P:0.15% 以下、S:0.02% 以
下、Sol.Al:0.06%以下、N:0.007%以下、B:0.0003〜0.00
2%を含み、さらにTi:0.01 〜0.2%もしくはNb:0.005〜0.
1%の1種または2種を含む極低炭素鋼板。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、自動車や電気機器等
の用途に適する、深絞り性の良好な重ね抵抗溶接継手の
継手強度が優れた極低炭素鋼板に関するものである。
の用途に適する、深絞り性の良好な重ね抵抗溶接継手の
継手強度が優れた極低炭素鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】自動車や電気機器等の用途に使用される
鋼板には、高い加工性が要求され、近年深絞り性の良好
な極低炭素鋼が用いられるようになった。これら深絞り
用鋼板として、Tiを添加した深絞り用極低炭素鋼板につ
いて特公昭44-18066号公報、Ti-Nbの複合添加による深
絞り性の向上や更にB 添加による耐二次加工脆性の改善
をした極低炭素鋼板について、特開昭59-140333号公報
や特開昭61-113725公報に記載されている。
鋼板には、高い加工性が要求され、近年深絞り性の良好
な極低炭素鋼が用いられるようになった。これら深絞り
用鋼板として、Tiを添加した深絞り用極低炭素鋼板につ
いて特公昭44-18066号公報、Ti-Nbの複合添加による深
絞り性の向上や更にB 添加による耐二次加工脆性の改善
をした極低炭素鋼板について、特開昭59-140333号公報
や特開昭61-113725公報に記載されている。
【０００３】しかし、これらの極低炭素鋼板は炭素含有
量が低いという点から、重ね抵抗溶接部の結晶粒が粗大
化し、溶接継手強度が低炭素鋼板よりも著しく低いとい
う大問題を抱えていた。これは、自動車や電気機器など
の重ね抵抗溶接を用いた構造品に対して、加工性の優れ
た極低炭素鋼板の使用範囲の拡大を阻害する大きな要因
であった。また、スポット溶接性に優れた極低炭素鋼板
として、Bを添加して溶接時の溶融部（以下、ナゲット
と呼ぶ）の組織を微細にしてナゲットを硬くして継手強
度や継手疲労強度を改善することが、例えば特開昭63-3
17625 号公報、特開昭63-317649 号公報に記載されてい
る。
量が低いという点から、重ね抵抗溶接部の結晶粒が粗大
化し、溶接継手強度が低炭素鋼板よりも著しく低いとい
う大問題を抱えていた。これは、自動車や電気機器など
の重ね抵抗溶接を用いた構造品に対して、加工性の優れ
た極低炭素鋼板の使用範囲の拡大を阻害する大きな要因
であった。また、スポット溶接性に優れた極低炭素鋼板
として、Bを添加して溶接時の溶融部（以下、ナゲット
と呼ぶ）の組織を微細にしてナゲットを硬くして継手強
度や継手疲労強度を改善することが、例えば特開昭63-3
17625 号公報、特開昭63-317649 号公報に記載されてい
る。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】継手強度は、ナゲット
強度、熱影響部強度の両方について考慮する必要がある
が、適切な溶接条件の場合、熱影響部強度が問題になる
ことが多い。しかるに、前記に記載された技術によるも
のは、熱影響部強度の必要性については何ら言及されて
おらず、単にナゲットの硬化のみを目的としており、継
手強度の向上という見地からは副次的な効果しかもたら
さず、また得られる継手強度も不十分なものである。本
発明は、以上のような状況を考慮して、重ね抵抗溶接継
手強度に優れた極低炭素鋼板を提供することを目的とす
るものである。
強度、熱影響部強度の両方について考慮する必要がある
が、適切な溶接条件の場合、熱影響部強度が問題になる
ことが多い。しかるに、前記に記載された技術によるも
のは、熱影響部強度の必要性については何ら言及されて
おらず、単にナゲットの硬化のみを目的としており、継
手強度の向上という見地からは副次的な効果しかもたら
さず、また得られる継手強度も不十分なものである。本
発明は、以上のような状況を考慮して、重ね抵抗溶接継
手強度に優れた極低炭素鋼板を提供することを目的とす
るものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】重ね抵抗溶接部の継手強
度について考えた場合、破断位置がナゲット内にない場
合即ち熱影響部で破断する場合、ナゲットの硬さは継手
強度に全く関係せず、熱影響部の強度が継手強度を大き
く左右する。熱影響部の強度が継手強度を左右するにも
係わらず、これまで、この点に関する検討がなされてい
ない。そこで、本発明者らは、溶接継手の熱影響部での
破断現象について検討したところ、継手強度は引張り試
験時の破断開始位置に依存し、ナゲット中心から破断開
始位置までの距離が長ければ長い程、荷重負担部分が大
きくなり、継手強度を高くできることに気づいた。した
がって、熱影響部強度の改善には、熱影響部の硬さを上
げるだけでなく、同時に熱影響部の幅を広範囲にするこ
とが有効であると考えた。
度について考えた場合、破断位置がナゲット内にない場
合即ち熱影響部で破断する場合、ナゲットの硬さは継手
強度に全く関係せず、熱影響部の強度が継手強度を大き
く左右する。熱影響部の強度が継手強度を左右するにも
係わらず、これまで、この点に関する検討がなされてい
ない。そこで、本発明者らは、溶接継手の熱影響部での
破断現象について検討したところ、継手強度は引張り試
験時の破断開始位置に依存し、ナゲット中心から破断開
始位置までの距離が長ければ長い程、荷重負担部分が大
きくなり、継手強度を高くできることに気づいた。した
がって、熱影響部強度の改善には、熱影響部の硬さを上
げるだけでなく、同時に熱影響部の幅を広範囲にするこ
とが有効であると考えた。
【０００６】そこで発明者らは、極低炭素鋼板の重ね抵
抗溶接継手における熱影響部の範囲と硬さに及ぼす添加
元素の影響について綿密に調査した結果、BとCuの複合
添加が極めて効果を発揮することを見い出した。熱影響
部の硬さを硬くするためには焼入れ元素であるBが適し
ており、また重ね抵抗溶接時のような短時間熱サイクル
で焼きが入る領域を広くするには、変態点を低下させる
元素のうちCuが最も適している。この両元素の添加量を
適切な範囲に規定することによって、熱影響部の硬さと
範囲が適切になり、優れた継手強度が得られることがわ
かった。
抗溶接継手における熱影響部の範囲と硬さに及ぼす添加
元素の影響について綿密に調査した結果、BとCuの複合
添加が極めて効果を発揮することを見い出した。熱影響
部の硬さを硬くするためには焼入れ元素であるBが適し
ており、また重ね抵抗溶接時のような短時間熱サイクル
で焼きが入る領域を広くするには、変態点を低下させる
元素のうちCuが最も適している。この両元素の添加量を
適切な範囲に規定することによって、熱影響部の硬さと
範囲が適切になり、優れた継手強度が得られることがわ
かった。
【０００７】本発明はこのような知見に基づいてなされ
たものであり、その特徴とする構成は次のとおりであ
る。
たものであり、その特徴とする構成は次のとおりであ
る。
【０００８】（１）重量％で、重量％で、C:0.005%以
下、Cu:0.01 〜0.5%、B:0.0003〜0.002%を含む重ね抵抗
溶接継手強度に優れた極低炭素鋼板。
下、Cu:0.01 〜0.5%、B:0.0003〜0.002%を含む重ね抵抗
溶接継手強度に優れた極低炭素鋼板。
【０００９】（２）重量％で、C:0.005%以下、Si:0.5%
以下、Mn:2% 以下、Cu:0.01 〜0.5%、P:0.15% 以下、S:
0.02% 以下、Sol.Al:0.06%以下、N:0.007%以下、B:0.00
03〜0.002%を含む重ね抵抗溶接継手強度に優れた極低炭
素鋼板。
以下、Mn:2% 以下、Cu:0.01 〜0.5%、P:0.15% 以下、S:
0.02% 以下、Sol.Al:0.06%以下、N:0.007%以下、B:0.00
03〜0.002%を含む重ね抵抗溶接継手強度に優れた極低炭
素鋼板。
【００１０】（３）重量％で、C:0.005%以下、Si:0.5%
以下、Mn:2% 以下、Cu:0.01 〜0.5%、P:0.15% 以下、S:
0.02% 以下、Sol.Al:0.06%以下、N:0.007%以下、B:0.00
03〜0.002%を含み、さらにTi:0.01 〜0.2%もしくはNb:
0.005〜0.1%の1種または2種を含む重ね抵抗溶接継手強
度に優れた極低炭素鋼板。
以下、Mn:2% 以下、Cu:0.01 〜0.5%、P:0.15% 以下、S:
0.02% 以下、Sol.Al:0.06%以下、N:0.007%以下、B:0.00
03〜0.002%を含み、さらにTi:0.01 〜0.2%もしくはNb:
0.005〜0.1%の1種または2種を含む重ね抵抗溶接継手強
度に優れた極低炭素鋼板。
【００１１】
【作用】以下、本発明についてその限定理由とともに説
明する。
明する。
【００１２】C:加工性、すなわち張り出し性や深絞り性
などを良好にするには、高い伸び（EL）、r 値を実現す
る必要がある。このためには、Cは極力低く抑える必要
があり、その上限を0.005％とした。
などを良好にするには、高い伸び（EL）、r 値を実現す
る必要がある。このためには、Cは極力低く抑える必要
があり、その上限を0.005％とした。
【００１３】B:Cの添加量が極めて少なく、Cによる焼入
れ効果が期待できない極低炭素鋼板においては、Bは重
要な焼入れ元素となる。Bは粒界に偏析することによ
り、オーステナイトからフェライトへの変態を遅らせ、
焼入れ性を向上させる。その量が0.0003％未満では効果
がなく、0.002 ％を超えると効果が飽和するのみならず
加工性が劣化する。したがって、B 量を0.0003〜0.002%
とした。
れ効果が期待できない極低炭素鋼板においては、Bは重
要な焼入れ元素となる。Bは粒界に偏析することによ
り、オーステナイトからフェライトへの変態を遅らせ、
焼入れ性を向上させる。その量が0.0003％未満では効果
がなく、0.002 ％を超えると効果が飽和するのみならず
加工性が劣化する。したがって、B 量を0.0003〜0.002%
とした。
【００１４】Cu:本発明ではCuの役割は重要である。Cu
は、後記するように変態点を顕著に低下させることによ
りまたフェライト-パーライト変態開始時間を遅らせる
ことにより冷却過程における焼き入れ性を向上させて熱
影響部の硬度を高める。さらに、変態点を顕著に低下さ
せることにより、本発明の大きな特徴である熱影響部の
幅を顕著に拡大するという作用がある。
は、後記するように変態点を顕著に低下させることによ
りまたフェライト-パーライト変態開始時間を遅らせる
ことにより冷却過程における焼き入れ性を向上させて熱
影響部の硬度を高める。さらに、変態点を顕著に低下さ
せることにより、本発明の大きな特徴である熱影響部の
幅を顕著に拡大するという作用がある。
【００１５】重ね抵抗溶接のような0.1〜0.2秒という短
時間の加熱においては、Ac3変態点は平衡状態のAe3変態
点より著しく上昇し、オーステナイト化する領域はAe3
変態点から予想されるものより大幅に狭くなってしま
う。従って、熱影響部の幅を十分確保し、溶接継手強度
を上昇させるためには、急速加熱におけるAc3変態点の
上昇をいかに抑えるかが肝要となる。
時間の加熱においては、Ac3変態点は平衡状態のAe3変態
点より著しく上昇し、オーステナイト化する領域はAe3
変態点から予想されるものより大幅に狭くなってしま
う。従って、熱影響部の幅を十分確保し、溶接継手強度
を上昇させるためには、急速加熱におけるAc3変態点の
上昇をいかに抑えるかが肝要となる。
【００１６】発明者らは、非平衡状態の急速加熱時にお
ける添加元素と変態点の挙動について鋭意研究を重ね、
オーステナイト安定化元素のうちで特にCuが非平衡状態
における変態点の上昇を顕著に抑制することを新規に見
い出した。図1は、表1 に記載する化学成分と残部がＦ
ｅ及び不可避不純物からなる極低炭素鋼板を用いて、加
熱速度800℃/sにおけるCuの変態点を降下する効果の一
例を示したものであり、横軸に極低炭素鋼板中のCu量、
縦軸にAc3変態点とAe3変態点との差を示す。Cuが0.01％
以上添加されると、Ac3変態点とAe3変態点の差は急激に
小さくなる。したがって、Cuが0.01％以上添加された場
合、溶接継手の熱影響部が拡大され、継手強度の向上が
期待できる。
ける添加元素と変態点の挙動について鋭意研究を重ね、
オーステナイト安定化元素のうちで特にCuが非平衡状態
における変態点の上昇を顕著に抑制することを新規に見
い出した。図1は、表1 に記載する化学成分と残部がＦ
ｅ及び不可避不純物からなる極低炭素鋼板を用いて、加
熱速度800℃/sにおけるCuの変態点を降下する効果の一
例を示したものであり、横軸に極低炭素鋼板中のCu量、
縦軸にAc3変態点とAe3変態点との差を示す。Cuが0.01％
以上添加されると、Ac3変態点とAe3変態点の差は急激に
小さくなる。したがって、Cuが0.01％以上添加された場
合、溶接継手の熱影響部が拡大され、継手強度の向上が
期待できる。
【００１７】
【表１】
【００１８】次にこの現象が、実際にどの程度極低炭素
鋼の溶接継手強度の向上に寄与するかを調査した。表2
〜表4に示す化学成分と残部がＦｅ及び不可避不純物か
らなるTi-B系、Nb-B系、Ti-Nb-B系の極低炭素鋼板に対
し、連続鋳造スラブをスラブ加熱温度1200℃に熱し、仕
上げ温度920℃、巻取り温度650℃で熱間圧延を行い、次
に冷延率70％で冷間圧延、820℃で焼鈍をして、板厚0.8
mmの鋼板を製造した。
鋼の溶接継手強度の向上に寄与するかを調査した。表2
〜表4に示す化学成分と残部がＦｅ及び不可避不純物か
らなるTi-B系、Nb-B系、Ti-Nb-B系の極低炭素鋼板に対
し、連続鋳造スラブをスラブ加熱温度1200℃に熱し、仕
上げ温度920℃、巻取り温度650℃で熱間圧延を行い、次
に冷延率70％で冷間圧延、820℃で焼鈍をして、板厚0.8
mmの鋼板を製造した。
【００１９】比較のために、実用上、継手強度に問題の
ない低炭素鋼板について、上記した条件と同一の条件で
板厚0.8mm の鋼板を製造した。使用した低炭素鋼板の化
学成分は表2 のNo.A-13 に記載の化学成分と残部がFe及
び不可避不純物からなる。
ない低炭素鋼板について、上記した条件と同一の条件で
板厚0.8mm の鋼板を製造した。使用した低炭素鋼板の化
学成分は表2 のNo.A-13 に記載の化学成分と残部がFe及
び不可避不純物からなる。
【００２０】
【表２】
【００２１】
【表３】
【００２２】
【表４】
【００２３】それぞれの鋼板についてスポット溶接を行
い、その継手強度を評価した。また、鋼板製造時におけ
るCu傷発生の有無を観察した。溶接条件を以下に示す。
い、その継手強度を評価した。また、鋼板製造時におけ
るCu傷発生の有無を観察した。溶接条件を以下に示す。
【００２４】(溶接条件) 溶接機：単相交流式スポット溶接機 供試材の板厚：0.8mm 電極 ：JIS CR形、先端角：120°、先端径：4.5
mm、材質：クロム銅（クラス2） 加圧力 ：1852N スクイズ ：36サイクル／60Hz 通電時間 ：10サイクル／60Hz ホールド時間：60サイクル／60Hz 溶接電流 ：ナゲット径が5mm となる電流（ちり発生
は無かった） 継手強度試験方法：JIS Z3136 の引張せん断強さ（TS
S)、JIS Z3137 の十字引張強さ（CTS)
mm、材質：クロム銅（クラス2） 加圧力 ：1852N スクイズ ：36サイクル／60Hz 通電時間 ：10サイクル／60Hz ホールド時間：60サイクル／60Hz 溶接電流 ：ナゲット径が5mm となる電流（ちり発生
は無かった） 継手強度試験方法：JIS Z3136 の引張せん断強さ（TS
S)、JIS Z3137 の十字引張強さ（CTS)
【００２５】一般的に、引張せん断強さ、十字引張強さ
は、供試材の板厚、供試材の引張強さ（TS）、ナゲット
径の影響を受ける。板厚とナゲット径は一定のため問題
はないが、TSは供試材間で異なる。TSについては、継手
強さとTSの比をとってTSの影響を規格化して評価した。
継手強度の評価は、実用上、継手強度に問題のない低炭
素鋼板（No.A-13)の継手強度と同等またはそれよりも大
きいものを○、小さいものを×とした。また、Cu傷の有
無については、製造時にCu傷が発生しなかったものを
○、発生したものも×とした。結果をそれぞれ表５〜表
７に示す。
は、供試材の板厚、供試材の引張強さ（TS）、ナゲット
径の影響を受ける。板厚とナゲット径は一定のため問題
はないが、TSは供試材間で異なる。TSについては、継手
強さとTSの比をとってTSの影響を規格化して評価した。
継手強度の評価は、実用上、継手強度に問題のない低炭
素鋼板（No.A-13)の継手強度と同等またはそれよりも大
きいものを○、小さいものを×とした。また、Cu傷の有
無については、製造時にCu傷が発生しなかったものを
○、発生したものも×とした。結果をそれぞれ表５〜表
７に示す。
【００２６】
【表５】
【００２７】
【表６】
【００２８】
【表７】
【００２９】Cu量が0.01％未満の場合、継手強度と引張
強さの比は基準であるNo.A-13 の化学成分の低炭素鋼板
の場合より低い。また、Cu量が0.5 ％を超える場合は鋼
板製造時にCu傷が発生した。
強さの比は基準であるNo.A-13 の化学成分の低炭素鋼板
の場合より低い。また、Cu量が0.5 ％を超える場合は鋼
板製造時にCu傷が発生した。
【００３０】詳しいメカニズムは明らかとなっていない
が、こうした実験に基づき、Cuの添加量については次の
ように規定する。0.01％未満ではAc3変態点上昇に対す
る抑制効果がなく、継手強度の改善の効果がないことか
ら、0.01％を下限とする。一方、0.5 % 超えでは製造時
にCu傷が発生することから、0.5 ％を上限とする。
が、こうした実験に基づき、Cuの添加量については次の
ように規定する。0.01％未満ではAc3変態点上昇に対す
る抑制効果がなく、継手強度の改善の効果がないことか
ら、0.01％を下限とする。一方、0.5 % 超えでは製造時
にCu傷が発生することから、0.5 ％を上限とする。
【００３１】本発明では、上記した組成の成分に対し
て、さらに下記の成分範囲のSi、Mn、P 、S 、Sol.Al、
N を含むことができる。
て、さらに下記の成分範囲のSi、Mn、P 、S 、Sol.Al、
N を含むことができる。
【００３２】Si: 脱酸剤として有効な元素であるが、過
剰な添加はYPを上げ成形性を阻害するとともにスケール
の発生により表面性状を劣化させるので、上限は0.5％
とした。
剰な添加はYPを上げ成形性を阻害するとともにスケール
の発生により表面性状を劣化させるので、上限は0.5％
とした。
【００３３】Mn:焼入性を向上させる元素として添加す
るが、過剰な添加はELをさげ、深絞り性を阻害するた
め、上限を2 ％とした。また、Mn量は、S による熱間脆
性を防止するために0.01% 以上とすることが好ましい。
るが、過剰な添加はELをさげ、深絞り性を阻害するた
め、上限を2 ％とした。また、Mn量は、S による熱間脆
性を防止するために0.01% 以上とすることが好ましい。
【００３４】P:過剰な添加は降伏強度を上げ、成形性や
形状凍結性の観点から好ましくないので、その上限を0.
15％とした。
形状凍結性の観点から好ましくないので、その上限を0.
15％とした。
【００３５】S:Sは加工性を劣化させる元素であるた
め、できる限り低いほうが望ましいが、製鋼コストを考
えて、その上限を0.02％とした。
め、できる限り低いほうが望ましいが、製鋼コストを考
えて、その上限を0.02％とした。
【００３６】Sol.Al:Alは脱酸剤ならびに、固溶NをAlN
として固定する役割を担っており重要な元素である。し
かし、過剰なAlの添加は鋼板中の析出物を多量に発生さ
せ、加工性を劣化させることから、その上限を0.06％と
した。脱酸およびAlN を固定する効果が十分に発揮する
にはSol.Al量は0.01% 以上とすることが好ましい。
として固定する役割を担っており重要な元素である。し
かし、過剰なAlの添加は鋼板中の析出物を多量に発生さ
せ、加工性を劣化させることから、その上限を0.06％と
した。脱酸およびAlN を固定する効果が十分に発揮する
にはSol.Al量は0.01% 以上とすることが好ましい。
【００３７】N:鋼板中にNが過剰に存在すると結晶粒が
微細になり、加工性が低下するとともに耐時効性が低下
するので、その上限を0.007％とした。
微細になり、加工性が低下するとともに耐時効性が低下
するので、その上限を0.007％とした。
【００３８】本発明では、上記した組成の成分に対し
て、加工性を向上するために、さらに下記の成分範囲の
TiまたはNbから選ばれた1 種または2 種を含むことがで
きる。
て、加工性を向上するために、さらに下記の成分範囲の
TiまたはNbから選ばれた1 種または2 種を含むことがで
きる。
【００３９】Ti:Tiは固溶C,Nを炭化物、窒化物の形でと
らえ、鋼板の加工性を向上させる働きがある。添加量は
0.01〜0.2 ％である。0.01% 未満ではその効果がなく、
また0.2%を超えると効果が飽和し、コスト増につなが
る。
らえ、鋼板の加工性を向上させる働きがある。添加量は
0.01〜0.2 ％である。0.01% 未満ではその効果がなく、
また0.2%を超えると効果が飽和し、コスト増につなが
る。
【００４０】Nb:Tiと同様に、Nbは固溶C,Nを炭化物、窒
化物の形でとらえ、鋼板の加工性を向上させる働きがあ
る。添加量は0.005〜0.1 ％である。0.005%未満では効
果がく、0.10% 超えると効果が飽和するとともにコスト
増につながる。
化物の形でとらえ、鋼板の加工性を向上させる働きがあ
る。添加量は0.005〜0.1 ％である。0.005%未満では効
果がく、0.10% 超えると効果が飽和するとともにコスト
増につながる。
【００４１】本発明の極低炭素鋼板には、目的に合わせ
て各種の元素を添加したり、製造過程で各種の元素が混
入するが、Ｃａ、Ｚｒ、ＳｎについてはＣｕの効果を低
減する方向に働くので通常１％以下、好ましくは０．０
５％以下とする。
て各種の元素を添加したり、製造過程で各種の元素が混
入するが、Ｃａ、Ｚｒ、ＳｎについてはＣｕの効果を低
減する方向に働くので通常１％以下、好ましくは０．０
５％以下とする。
【００４２】Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｏは耐蝕性の向上のために
添加することがあるが、Ｃｕの効果を低減する方向に働
くので５％以下、好ましくは１％以下とする。
添加することがあるが、Ｃｕの効果を低減する方向に働
くので５％以下、好ましくは１％以下とする。
【００４３】なお、本発明の極低炭素鋼板は熱間圧延し
た鋼板を酸洗などの脱スケールした鋼板、脱スケールし
た鋼板を熱処理した鋼板、熱処理後に酸洗などの脱スケ
ールした鋼板、あるいはこれらの鋼板にさら亜鉛めっき
や錫めっきなどを施した表面処理鋼板を含む。
た鋼板を酸洗などの脱スケールした鋼板、脱スケールし
た鋼板を熱処理した鋼板、熱処理後に酸洗などの脱スケ
ールした鋼板、あるいはこれらの鋼板にさら亜鉛めっき
や錫めっきなどを施した表面処理鋼板を含む。
【００４４】また、本発明の極低炭素鋼板は、熱間圧延
後、酸洗、冷間圧延した後に再結晶焼鈍を施した冷延鋼
板を含む。
後、酸洗、冷間圧延した後に再結晶焼鈍を施した冷延鋼
板を含む。
【００４５】また、本発明の極低炭素鋼板は表面処理鋼
板を含み、熱延鋼板あるいは冷延鋼板の何れに表面処理
を施したものでもよい。
板を含み、熱延鋼板あるいは冷延鋼板の何れに表面処理
を施したものでもよい。
【００４６】上記化学成分を有する本発明の極低炭素鋼
板は常法によって製造することができる。即ち、鋼を溶
製、鋳造、熱間圧延して熱延鋼板を製造することができ
る。鋼の溶製は転炉、電気炉の何れでもよい。炉外精錬
も必要に応じて適用できる。鋳造は普通造塊、連続鋳造
の何れでもよい。熱間圧延は冷スラブを再加熱後または
鋳造後の熱スラブを軽い再加熱( 保熱、保定を含む) 後
に行ってもよい。また、熱間粗圧延を行わない場合であ
ってもよい。特に限定するものではないが、熱間圧延の
スラブ加熱温度は、スケール発生による表面状態の変化
と圧延負荷の点から1050℃〜1250℃、仕上げ温度は加工
性の点からAr3変態点以上、巻取り温度は、スケールの
発生を抑制する点で700℃以下が好ましく、またTi、Nb
を含む場合はTi、Nbによる炭窒化物の析出とその粗大化
のために400℃以上とするのが好ましい。
板は常法によって製造することができる。即ち、鋼を溶
製、鋳造、熱間圧延して熱延鋼板を製造することができ
る。鋼の溶製は転炉、電気炉の何れでもよい。炉外精錬
も必要に応じて適用できる。鋳造は普通造塊、連続鋳造
の何れでもよい。熱間圧延は冷スラブを再加熱後または
鋳造後の熱スラブを軽い再加熱( 保熱、保定を含む) 後
に行ってもよい。また、熱間粗圧延を行わない場合であ
ってもよい。特に限定するものではないが、熱間圧延の
スラブ加熱温度は、スケール発生による表面状態の変化
と圧延負荷の点から1050℃〜1250℃、仕上げ温度は加工
性の点からAr3変態点以上、巻取り温度は、スケールの
発生を抑制する点で700℃以下が好ましく、またTi、Nb
を含む場合はTi、Nbによる炭窒化物の析出とその粗大化
のために400℃以上とするのが好ましい。
【００４７】熱間圧延後の鋼板に、必要に応じて、熱処
理、酸洗などの脱スケール、脱スケールした鋼板を熱処
理、熱処理後に酸洗などの脱スケール等の処理を施すこ
とができる。あるいは、さらにこれらの鋼板に表面処理
を施すことができる。
理、酸洗などの脱スケール、脱スケールした鋼板を熱処
理、熱処理後に酸洗などの脱スケール等の処理を施すこ
とができる。あるいは、さらにこれらの鋼板に表面処理
を施すことができる。
【００４８】また、熱間圧延後、酸洗、冷間圧延した後
に再結晶焼鈍を行い、冷延鋼板を製造することができ
る。この場合、特に限定するものではないが、加工性、
特に深絞り性の点から冷間圧延の圧延率は30〜90％が好
ましい。焼鈍温度は軟質化のため650℃以上、粗大粒抑
制のため900℃以下とすることが好ましい。焼鈍方法は
連続焼鈍でも箱焼鈍でも問題はない。連続焼鈍は連続溶
融亜鉛めっきラインでの連続焼鈍であってもよい。調質
圧延については、焼入れ性については影響しないので、
調質圧延の条件についての制限はない。
に再結晶焼鈍を行い、冷延鋼板を製造することができ
る。この場合、特に限定するものではないが、加工性、
特に深絞り性の点から冷間圧延の圧延率は30〜90％が好
ましい。焼鈍温度は軟質化のため650℃以上、粗大粒抑
制のため900℃以下とすることが好ましい。焼鈍方法は
連続焼鈍でも箱焼鈍でも問題はない。連続焼鈍は連続溶
融亜鉛めっきラインでの連続焼鈍であってもよい。調質
圧延については、焼入れ性については影響しないので、
調質圧延の条件についての制限はない。
【００４９】また、焼鈍後調質圧延を経て、電気めっ
き、有機複合被覆あるいは化成処理等の表面処理を単独
あるいは複合して施した場合であっても、本発明の効果
は損なわれない。
き、有機複合被覆あるいは化成処理等の表面処理を単独
あるいは複合して施した場合であっても、本発明の効果
は損なわれない。
【００５０】本発明は、広く重ね抵抗溶接について効果
を発揮することができるが、特に抵抗スポット溶接、プ
ロジェクション溶接においてその効果が大きい。
を発揮することができるが、特に抵抗スポット溶接、プ
ロジェクション溶接においてその効果が大きい。
【００５１】
【実施例】以下に、本発明の実施例について説明する。 （実施例１）表8 に記載の化学成分及び残部がＦｅ及び
不可避不純物からなる連続鋳造スラブをスラブ加熱温度
1150℃に加熱し、仕上げ温度970 ℃、巻取り温度630 ℃
で熱間圧延を行い、次に冷延率75% で冷間圧延、780 ℃
で焼鈍をして、板厚1mm の鋼板を製造した。
不可避不純物からなる連続鋳造スラブをスラブ加熱温度
1150℃に加熱し、仕上げ温度970 ℃、巻取り温度630 ℃
で熱間圧延を行い、次に冷延率75% で冷間圧延、780 ℃
で焼鈍をして、板厚1mm の鋼板を製造した。
【００５２】比較のために、実用上、継手強度に問題の
ない低炭素鋼板について、上記した条件と同一の条件で
板厚1.0mm の鋼板を製造した。使用した低炭素鋼板の化
学成分は表8 のNo.D-1に記載の化学成分と残部がFe及び
不可避不純物からなる。
ない低炭素鋼板について、上記した条件と同一の条件で
板厚1.0mm の鋼板を製造した。使用した低炭素鋼板の化
学成分は表8 のNo.D-1に記載の化学成分と残部がFe及び
不可避不純物からなる。
【００５３】それぞれの鋼板についてスポット溶接を行
い、その継手強度を評価した。また、鋼板製造時におけ
るCu傷発生の有無を観察した。溶接条件を以下に示す。
い、その継手強度を評価した。また、鋼板製造時におけ
るCu傷発生の有無を観察した。溶接条件を以下に示す。
【００５４】
【表８】
【００５５】(溶接条件) 溶接機：単相交流式スポット溶接機 供試材の板厚：1mm 電極 ：JIS CR形、先端角：120°、先端径：5mm
φ、材質：クロム銅（クラス2） 加圧力 ：2315N スクイズ ：36サイクル／60Hz 通電時間 ：12サイクル／60Hz ホールド時間：60サイクル／60Hz 溶接電流 ：ナゲット径が5mm となる電流（ちり発生
は無かった） 継手強度試験方法：JIS Z3136 の引張せん断強さ（TS
S)、JIS Z3137 の十字引張強さ（CTS) 評価基準: 一般的に、引張せん断強さ、十字引張強さ
は、供試材の板厚、供試材のTS、ナゲット径の影響を受
ける。板厚とナゲット径は一定のため問題はないが、TS
は供試材間で異なる。TSについては、継手強さとTSの比
をとってTSの影響を規格化して評価した。継手強度の評
価は、実用上、継手強度に問題のない低炭素鋼板（No.D
-1) の継手強度と同等またはそれよりも大きいものを
○、小さいものを×とした。また、Cu傷の有無について
は、製造時にCu傷が発生しなかったものを○、発生した
ものも×とした。
φ、材質：クロム銅（クラス2） 加圧力 ：2315N スクイズ ：36サイクル／60Hz 通電時間 ：12サイクル／60Hz ホールド時間：60サイクル／60Hz 溶接電流 ：ナゲット径が5mm となる電流（ちり発生
は無かった） 継手強度試験方法：JIS Z3136 の引張せん断強さ（TS
S)、JIS Z3137 の十字引張強さ（CTS) 評価基準: 一般的に、引張せん断強さ、十字引張強さ
は、供試材の板厚、供試材のTS、ナゲット径の影響を受
ける。板厚とナゲット径は一定のため問題はないが、TS
は供試材間で異なる。TSについては、継手強さとTSの比
をとってTSの影響を規格化して評価した。継手強度の評
価は、実用上、継手強度に問題のない低炭素鋼板（No.D
-1) の継手強度と同等またはそれよりも大きいものを
○、小さいものを×とした。また、Cu傷の有無について
は、製造時にCu傷が発生しなかったものを○、発生した
ものも×とした。
【００５６】結果を表8 に併せて示す。表8 に示すよう
に、本発明範囲のCuとBを含む鋼板は継手強度が優れ、C
u傷の発生がない。一方、本発明範囲外のCuとBを含む鋼
板は継手強度が劣りあるいはCu傷が発生している。
に、本発明範囲のCuとBを含む鋼板は継手強度が優れ、C
u傷の発生がない。一方、本発明範囲外のCuとBを含む鋼
板は継手強度が劣りあるいはCu傷が発生している。
【００５７】（実施例２）表9 に記載の化学成分及び残
部がＦｅ及び不可避不純物からなる連続鋳造スラブをス
ラブ加熱温度1120℃に加熱し、仕上げ温度980 ℃、巻取
り温度600 ℃で熱間圧延を行い、次に冷延率85% で冷間
圧延、810 ℃で焼鈍をして、板厚1mm の鋼板を製造し
た。
部がＦｅ及び不可避不純物からなる連続鋳造スラブをス
ラブ加熱温度1120℃に加熱し、仕上げ温度980 ℃、巻取
り温度600 ℃で熱間圧延を行い、次に冷延率85% で冷間
圧延、810 ℃で焼鈍をして、板厚1mm の鋼板を製造し
た。
【００５８】比較のために、実用上、継手強度に問題の
ない低炭素鋼板について、上記した条件と同一の条件で
板厚1.0mm の鋼板を製造した。使用した低炭素鋼板の化
学成分は表9 のNo.E-1に記載の化学成分と残部がFe及び
不可避不純物からなる。
ない低炭素鋼板について、上記した条件と同一の条件で
板厚1.0mm の鋼板を製造した。使用した低炭素鋼板の化
学成分は表9 のNo.E-1に記載の化学成分と残部がFe及び
不可避不純物からなる。
【００５９】
【表９】
【００６０】それぞれの鋼板について、実施例1 と同様
の条件でポット溶接を行い、その継手強度を評価した。
継手強度の評価は、低炭素鋼板（No.E-1) の継手強度と
同等またはそれよりも大きいものを○、小さいものを×
とした。また、実施例1 と同様にして製造時におけるCu
傷発生の有無を観察、評価した。結果を表10に示す。
の条件でポット溶接を行い、その継手強度を評価した。
継手強度の評価は、低炭素鋼板（No.E-1) の継手強度と
同等またはそれよりも大きいものを○、小さいものを×
とした。また、実施例1 と同様にして製造時におけるCu
傷発生の有無を観察、評価した。結果を表10に示す。
【００６１】
【表１０】
【００６２】表10に示すように、本発明成分範囲の鋼板
は継手強度が優れ、Cu傷の発生がない。一方、本発明成
分範囲外の鋼板は継手強度が劣りあるいはCu傷が発生し
ている。
は継手強度が優れ、Cu傷の発生がない。一方、本発明成
分範囲外の鋼板は継手強度が劣りあるいはCu傷が発生し
ている。
【００６３】( 実施例３)表11に示す化学成分と残部が
Ｆｅ及び不可避不純物からなる連続鋳造スラブをスラブ
加熱温度1180℃に加熱し、仕上げ温度950、巻取り温度6
20℃で熱間圧延を行い、次に冷延率80％で冷間圧延、80
0℃で焼鈍をして、板厚1mmの鋼板を製造した。
Ｆｅ及び不可避不純物からなる連続鋳造スラブをスラブ
加熱温度1180℃に加熱し、仕上げ温度950、巻取り温度6
20℃で熱間圧延を行い、次に冷延率80％で冷間圧延、80
0℃で焼鈍をして、板厚1mmの鋼板を製造した。
【００６４】比較のために、実用上、継手強度に問題の
ない低炭素鋼板について、上記した条件と同一の条件で
板厚1.0mm の鋼板を製造した。使用した低炭素鋼板の化
学成分は表11のNo.F-56 に記載の化学成分と残部がFe及
び不可避不純物からなる。
ない低炭素鋼板について、上記した条件と同一の条件で
板厚1.0mm の鋼板を製造した。使用した低炭素鋼板の化
学成分は表11のNo.F-56 に記載の化学成分と残部がFe及
び不可避不純物からなる。
【００６５】
【表１１】
【００６６】それぞれの鋼板について、実施例1 と同様
の条件でポット溶接を行い、その継手強度を評価した。
継手強度の評価は、低炭素鋼板（No.F-56)の継手強度と
同等またはそれよりも大きいものを○、小さいものを×
とした。また、実施例1 と同様にして製造時におけるCu
傷発生の有無を観察、評価した。結果を表12に示す。
の条件でポット溶接を行い、その継手強度を評価した。
継手強度の評価は、低炭素鋼板（No.F-56)の継手強度と
同等またはそれよりも大きいものを○、小さいものを×
とした。また、実施例1 と同様にして製造時におけるCu
傷発生の有無を観察、評価した。結果を表12に示す。
【００６７】
【表１２】
【００６８】表12に示すように、Ti添加鋼、Nb添加鋼、
TiとNbの複合添加鋼とも、本発明成分範囲の鋼板は継手
強度が優れ、Cu傷の発生がない。一方、本発明成分範囲
外の鋼板は継手強度が劣りあるいはCu傷が発生してい
る。
TiとNbの複合添加鋼とも、本発明成分範囲の鋼板は継手
強度が優れ、Cu傷の発生がない。一方、本発明成分範囲
外の鋼板は継手強度が劣りあるいはCu傷が発生してい
る。
【００６９】
【発明の効果】本発明の極低炭素鋼板は、製造時にCu傷
の発生がなく、また重ね抵抗溶接を行った場合、継手強
度が安定して強固なものにできるので、自動車、家電製
品その他の重ね抵抗溶接を行う用途に対して極低炭素鋼
板の適用範囲を著しく拡大させることができる。
の発生がなく、また重ね抵抗溶接を行った場合、継手強
度が安定して強固なものにできるので、自動車、家電製
品その他の重ね抵抗溶接を行う用途に対して極低炭素鋼
板の適用範囲を著しく拡大させることができる。
【図１】加熱速度800 ℃/sにおけるCuの変態点降下効果
の一例を示す図。
の一例を示す図。
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で、C:0.005%以下、Cu:0.01 〜0.
5%、B:0.0003〜0.002%を含むことを特徴とする重ね抵抗
溶接継手強度に優れた極低炭素鋼板。 - 【請求項２】 重量％で、C:0.005%以下、Si:0.5% 以
下、Mn:2% 以下、Cu:0.01 〜0.5%、P:0.15% 以下、S:0.
02% 以下、Sol.Al:0.06%以下、N:0.007%以下、B:0.0003
〜0.002%を含むことを特徴とする重ね抵抗溶接継手強
度に優れた極低炭素鋼板。 - 【請求項３】 重量％で、C:0.005%以下、Si:0.5% 以
下、Mn:2% 以下、Cu:0.01 〜0.5%、P:0.15% 以下、S:0.
02% 以下、Sol.Al:0.06%以下、N:0.007%以下、B:0.0003
〜0.002%を含み、さらにTi:0.01 〜0.2%もしくはNb:0.0
05〜0.1%の1種または2種を含むことを特徴とする重ね抵
抗溶接継手強度に優れた極低炭素鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9702895A JPH08291364A (ja) | 1995-04-21 | 1995-04-21 | 重ね抵抗溶接継手強度に優れた極低炭素鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9702895A JPH08291364A (ja) | 1995-04-21 | 1995-04-21 | 重ね抵抗溶接継手強度に優れた極低炭素鋼板 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08291364A true JPH08291364A (ja) | 1996-11-05 |
Family
ID=14181001
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9702895A Pending JPH08291364A (ja) | 1995-04-21 | 1995-04-21 | 重ね抵抗溶接継手強度に優れた極低炭素鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08291364A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2008126945A1 (ja) | 2007-04-11 | 2008-10-23 | Nippon Steel Corporation | 低温靱性に優れたプレス加工用溶融めっき高強度鋼板およびその製造方法 |
| WO2010016430A1 (ja) * | 2008-08-05 | 2010-02-11 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
-
1995
- 1995-04-21 JP JP9702895A patent/JPH08291364A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2008126945A1 (ja) | 2007-04-11 | 2008-10-23 | Nippon Steel Corporation | 低温靱性に優れたプレス加工用溶融めっき高強度鋼板およびその製造方法 |
| US8889264B2 (en) | 2007-04-11 | 2014-11-18 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Hot dip plated high strength steel sheet for press forming use superior in low temperature toughness |
| WO2010016430A1 (ja) * | 2008-08-05 | 2010-02-11 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20020507 |