JPH108188A - 加熱部の耐高速破壊特性に優れた加工用鋼板 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 プレス加工前には軟質で加工しやすく、溶接
後の成形品の高速破壊時の吸収エネルギーを向上させる
ことができる加工用鋼板を提供する。 【解決手段】 本発明の加工用鋼板は、パーライトと残
部実質的にフェライトからなる２相組織を有する。前記
パーライト分率が０．０５〜０．２であり、かつパーラ
イトにおける平均Ｃ濃度が０．５wt％以上、パーライト
の硬さが３００Ｈｖ以下である。成分は特に限定され
ず、例えばアルミキルド鋼を使用することができる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明が属する技術分野】本発明は、点溶接やアーク溶
接などの溶接処理を施した周辺などの加熱部に優れた耐
高速破壊特性を付与することができる加工用鋼板に関す
るものであり、自動車の衝突緩衝部品用鋼板等として好
適に用いられる。

【０００２】

【従来の技術】自動車の衝突緩衝部品などは、成形加工
後にスポット溶接等の溶接が施されて所定形状の部品に
製造される。これらの部品には、衝突吸収エネルギーの
向上が望まれる。

【０００３】かかる用途に好適な鋼板としては、例え
ば、特開昭５２−８６９１９号公報に開示されているよ
うに、鋳造過程で注入操作を調整すると共に、鋳型内の
溶鋼中に合金元素を添加し、特定の成分組成を持つ内外
２層を有する高強度鋼板があり、良好な表面性状、加工
性及び溶接性を持ち、車対車事故による衝撃エネルギー
（高速破壊エネルギー）の吸収量も大きい。この鋼板で
は、溶接部の酸化物組成を低融点化し、溶接部に生じた
溶融金属の流動性を改善することで、スポット溶接のナ
ゲットの接着力を改善し、引いてはナゲットで破壊する
ことを抑制して、吸収エネルギーの改善が図られてい
る。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】近年、溶接技術の進歩
により、アルミキルド鋼板等を用いても、溶接部の溶着
性は改善されており、前記２層鋼板と同様、衝突等にお
ける耐高速破壊特性は向上している。

【０００５】しかし、溶接の際、溶接部周辺が加熱され
るため、通常、この部分が軟化し、軟化部で破壊しやす
い。特に、スポット溶接では応力が集中しやすいので軟
化していなくても破壊しやすい。近年、乗用車の衝突時
の安全規制が厳しくなりつつあることを考慮すると、溶
接技術の向上を考慮しても、衝突時の吸収エネルギーが
十分とは言えず、十分な耐高速破壊特性が得られていな
いのが実情である。

【０００６】尚、合金元素の量を多くすれば、ナゲット
部周辺の強度が向上し、耐高速破壊特性も向上するが、
同時に母材自体が硬化するので、プレス成形性が劣化す
るという問題が併発する。

【０００７】本発明はかかる課題に鑑みなされたもの
で、プレス加工前には軟質で加工しやすく、一方溶接等
の加熱加工後の成形品が耐高速破壊特性に優れる加工用
鋼板を提供する。

【０００８】

【課題を解決するための手段】本発明の加工用鋼板は、
パーライトと残部実質的にフェライトからなる２相組織
を有する鋼板であって、前記パーライト分率が０．０５
〜０．２であり、かつパーライトにおける平均Ｃ濃度が
０．５wt％以上、パーライトの硬さが３００Ｈｖ以下で
あることを特徴とする。

【０００９】発明者等はＣを十分濃縮させたパーライト
組織を有する鋼のパーライトを軟質化させることで、プ
レス加工性を損なうことなく、しかもプレス成形部材を
点溶接等により接合一体化した成形品において、高速破
壊時の吸収エネルギーが向上することを知見し、かかる
知見に基づいて本発明をなすに至った。ここでいうパー
ライトとは、ラメラー組織を有する典型的なものだけで
なく、疑似パーライトの様な粒状セメンタイトを内有す
るものも含む。

【００１０】高速破壊時の吸収エネルギーの向上理由に
ついては必ずしも明らかではないが、本発明の鋼板はパ
ーライト中にＣが十分に濃縮しているため、炭化物間の
距離が短くなり、点溶接などの短時間の加熱でも炭化物
同士が結合して、ナゲット周辺のＨＡＺ部か硬化し、引
いては加熱部の周辺の強度が向上し、耐高速破壊特性が
向上するものと推定される。勿論、パーライトを軟質化
させているため、鋼板自体が軟質であり、プレス加工性
は良好である。尚、加熱方法は、点溶接に限らず、その
他の溶接や部分強化のための加熱でも本発明の効果を期
待することができる。

【００１１】ここで、本発明鋼板の組織限定理由につい
て説明する。本発明の鋼板は、良好なプレス加工性を得
るために、基本的にはパーライトと残部実質的にフェラ
イトからなる２相組織を有する。パーライト量は、体積
率で０．０５〜０．２（体積％で５〜２０％）とされ
る。０．０５未満では、後述のようにＣ濃度を高めたパ
ーライトを生成しても、量的に過少であるため、十分な
加熱硬化性を得ることができない。一方、０．２を越え
ると、加工性が劣化するようになる。このため、下限を
０．０５以上、好ましくは０．１とし、上限を０．２と
する。尚、パーライト量、言い換えるとフェライト量の
調整は、例えば鋼のＣ含有量を調整することにより行う
ことができる。

【００１２】パーライト中のＣ濃度は、溶接部周辺等の
加熱部の硬さの向上に寄与する。０．５％未満では、そ
の硬化作用が過少である。このため、０．５％以上、好
ましくは１．０％以上とする。尚、パーライト中のＣ量
を調整するには、鋼中のＣ含有量を調整するほか、例え
ば圧延仕上温度や熱延後の６００〜７００℃間の滞留時
間を調整することにより、フェライト析出のための時間
を制御すればよい。

【００１３】パーライトの硬さは、加熱硬化性と加熱前
の加工性に影響を及ぼす。パーライトの硬さが３００Ｈ
ｖを越えると、高速破壊時の吸収エネルギーが低下す
る。その理由は、必ずしも明らかでないが、ＨＡＺ部等
の加熱部の周辺における硬化が少なく、溶接部で破壊す
るようになるためと考えられる。また、鋼板自体が硬く
なるため、加工性も劣化する。このため、パーライトの
硬さを３００Ｈｖ以下、好ましくは２５０Ｈｖ以下とす
る。尚、パーライトを軟質化させるには、例えば熱延あ
るいは冷延後、６００〜７００℃で所定時間再加熱（焼
鈍）すればよい。かかる熱処理により、パーライトにお
けるセメンタイトの形態が変化し、これにより硬さを調
整することができる。

【００１４】本発明の鋼板は、前記組織を有すればよ
く、化学組成は特に限定されないが、代表的な鋼種とし
て下記基本成分を有するアルミキルド鋼を上げることが
できる。単位はwt％である。

【００１５】Ｃ ：０．０５〜０．２５％、Ｍｎ：０．
８〜３．０％、Ｐ ：０．０１〜０．２０％、Ｓ ：
０．０１％未満、残部：Ｆｅ及び不可避的不純物

【００１６】成分限定理由は次の通りである。 Ｃ ：０．０５〜０．２５％ 加熱処理後の強度上昇量を確保するため、０．０５％以
上、好ましくは０．１０％以上は必要である。一方、
０．２５％を越えて添加するとプレス加工性、特に延び
フランジ性が劣化する。

【００１７】Ｍｎ：０．８〜３．０％ 加熱処理後の強度上昇量を確保するため、０．８％以上
は必要である。０．８％未満とＭｎが少なくなると、パ
ーライトが加熱の際にオーステナイトに逆変態するため
の温度か高くなり、加熱部の強度上昇が困難になる。一
方、３．０％を越えて添加するとプレス加工性が劣化す
る。

【００１８】Ｐ ：０．０１〜０．２０％ 固溶強化により、鋼板を強化するために添加する。０．
０１％未満では効果が過少となり、またコスト高とな
る。一方、０．２０％を越えて添加すると、ナゲット部
が脆化して吸収エネルギーの劣化を引き起こす。好まし
くは０．０８％以下とするのがよい。尚、Ｐの添加によ
り、耐食性の向上も期待できる。

【００１９】Ｓ ：０．０１％未満 Ｓを添加することにより切削性の向上が期待できるが、
０．０１％以上添加すると延びフランジ性が劣化するよ
うになる。

【００２０】以上の成分のほか、機械的性質を向上させ
るため、補助的成分として、必要に応じて更に下記Ａ
群、Ｂ群、Ｃ群、Ｄ群のいずれかの群に含まれる元素の
内から１種以上を添加することができる。尚、Ｃ群の元
素は他の群の元素と併用することができる。

【００２１】Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，ＭｏからなるＡ群 これらの元素は、析出強化や組織強化により、鋼板の高
強度化に有効である。しかし、これらの元素の１種以上
の合計が０．４％を越えると、強度が高くなりすぎて延
性が劣化する。

【００２２】Ｃｒ，Ｎｉ，Ｃｕ，ＳｉからなるＢ群 これらの元素は固溶強化により、鋼板の高強度化に寄与
する。しかし、これらの元素の１種以上の合計が４．０
％を越えると、強度が高くなりすぎて、延性が劣化する
ようになる。尚、ＣｕやＮｉの添加は耐食性の向上にも
寄与する。

【００２３】Ｃａ，REM （希土類元素）からなるＣ群 ＣａやＲＥＭは、硫化物析出物の形態を制御するために
用いられ、加工性向上に寄与する。しかし、これらの元
素の１種以上の合計が５０ｐｐｍを越えると、加工性を
劣化させるので、合計で５０ｐｐｍ以下とする。

【００２４】Ｂ，ＮからなるＤ群 ＢやＮは綱の強度向上に寄与するが、これらの元素の１
種以上の合計が５０ｐｐｍを越えると、加工性を劣化さ
せるので、合計で５０ｐｐｍ以下とする。

【００２５】尚、上記基本成分又は、及び補助的成分の
ほか、Ａｌを脱酸のために添加してもよい。過少である
と脱酸不良となり、連鋳の場合では製造困難になる。一
方、過多になると介在物による延性劣化を招来し、また
表面品質も劣化する。このため、０．０１〜０．０５％
の含有が好ましい。

【００２６】

【実施例】下記表１〜表３に示す成分の鋼を、表４の条
件で製造し、パーライト中のＣ濃度、パーライト分率、
パーライトの硬さの異なる種々の鋼板を製造した。尚、
パーライト中のＣ濃度は、（平均Ｃ濃度／パーライト分
率）により算出した。また、パーライト分率は体積率を
示し、パーライトの硬さは、通常のマイクロビッカース
硬さ計（加重：５０ｇ）により測定した。

【００２７】各表において、試料No. Ａ１〜９（Ａグル
ープ）は、鋼板成分を変えずにパーライト中のＣ濃度を
変化させたものであり、試料No. Ｂ１〜６（Ｂグルー
プ）はＣ含有量を変えてパーライト中のＣ濃度を変化さ
せたものである。試料No. Ｃ１〜３（Ｃグループ）はＭ
ｎの影響、試料No. Ｄ１〜３（Ｄグループ）はＰの影響
を調査したものである。試料No. Ｅ１〜１２（Ｅグルー
プ）は、種々の添加元素の影響を調べたものである。
尚、ＢグループとＥグループとは、熱延後に冷間加工を
実施したものである。試料No. Ｆ１〜６（Ｆグループ）
はパーライト分率の影響、No. Ｇ１〜５（Ｇグループ）
はパーライトの硬さの影響を調査したものである。

【００２８】上記各鋼板を用いて、高速圧壊試験を行っ
た。試験結果を表１〜３に併せて示した。試験要領は、
１．４mm厚の鋼板を断面Ｕ字形に折り曲げ、その開口部
を同厚の平板で塞ぎ、Ｕ字部の端部と平板周縁とを５０
mmピッチで点溶接して高さ４５０mm、横断面外形寸法１
２０×８０mmの中空の角柱部材を作製し、この角柱部材
の両端部に端板を付設して立設し、その上面に５００ｋ
ｇの物体を時速５０ｋｍで落下させ、その際、角柱部材
にかかる加重と変形量を刻々測定し、変位量が１５０mm
に達するまでの吸収エネルギー（高速圧壊吸収エネルギ
ー）を算出した。

【００２９】また、試料Ｆ及びＧグループについては、
伸びフランジ性を調査するため、穴拡げ試験を行った。
試験要領は、１０mmφの打抜き穴を開けて、頂角６０度
の円錐ポンチで穴を拡大し、亀裂が生じ始めた時点での
穴径（限界穴径：mm）を求め、下記式により穴拡げ率を
求めた。これらの試験結果を表３に併せて示す。 穴拡げ率（％）＝（限界穴径−１０）×１００／１０

【００３０】

【表１】

【００３１】

【表２】

【００３２】

【表３】

【００３３】

【表４】

【００３４】表１のＡ及びＢグループより、パーライト
中のＣ量が本発明範囲内の実施例ではで高い吸収エネル
ギー値を示すが、比較例の試料No. Ａ９のようにＣ量が
過多になるとパーライト部の硬さも３３８Ｈｖと上昇
し、吸収エネルギーが減少することが分かる。これはＣ
量が大きくなると、ナゲットで割れやすくなるためと推
定される。試料No. Ａ１〜８のデータについて、高速圧
壊吸収エネルギーに及ぼすパーライト中のＣ濃度（wt
％）の影響を図１に示すが、実施例では、吸収エネルギ
ーが５ＫＪ以上と良好な値を示している。

【００３５】Ｂグループはパーライトを軟質化させるた
めの焼鈍処理の前に冷間圧延を行っており、一方Ｆグル
ープは冷間圧延を行っていないが、成分が近似している
No.Ｂ２とNo. Ｆ２、No. Ｂ４とNo. Ｆ４を比較する
と、両実施例とも特に吸収エネルギーに違いは見られ
ず、良好な値を示している。

【００３６】ＣグループとＤグループの実施例は５ＫＪ
以上の良好な吸収エネルギーを有しているが、比較例の
No. Ｃ３やNo. Ｄ３では、吸収エネルギーが低下する傾
向が見られる。これは、ＭｎやＰが多くなりすぎると、
ナゲット部の硬質化と脆化のため、ナゲットで割れやす
くなるためと推定される。

【００３７】実施例のＥグループは、補助的元素が添加
されているが、全て本発明の組織条件を満足しており、
高い吸収エネルギーを有していることが分かる。Ｆグル
ープでは、パーライト分率が本発明範囲よりも低いNo.
Ｆ１を除き、良好な吸収エネルギー値を示している。一
方、パーライト分率が本発明範囲よりも高いNo. Ｆ６
は、吸収エネルギー値は高いものの、伸びフランジ性が
５５％と、劣化が著しい。伸びフランジ性は、通常の加
工の場合、ばらつきを考慮して平均８０％程度は欲しい
ところである。試料No. Ｆ１〜Ｆ５について、吸収エネ
ルギーに及ぼすパーライト分率の影響を図２に示す。

【００３８】Ｇグループでは、実施例では良好な吸収エ
ネルギー値と伸びフランジ性を示しているが、パーライ
トの硬さが本発明範囲を越えるNo. Ｇ５では、吸収エネ
ルギーが低下し、また伸びフランジ性の劣化も大きい。
Ｇグループについて、吸収エネルギーと伸びフランジ性
に及ぼすパーライトの硬さの影響を図３に示す。

【００３９】

【発明の効果】以上説明した通り、本発明の加工用鋼板
は、パーライト分率、パーライトにおけるＣ濃度および
パーライトの硬さを所定の範囲に規定したので、溶接等
の加熱加工を行うと加熱部周辺が硬質化し、溶接後の成
形品の破壊時に溶接部周辺の加熱部での破壊が抑制さ
れ、引いては高速破壊時の吸収エネルギーを向上させる
ことができ、耐高速破壊特性に優れる。しかも、加熱加
工前には、軟質であるので、成形加工性を損なうことが
ない。

【図面の簡単な説明】

【図１】高速圧壊吸収エネルギーに及ぼすパーライト中
のＣ濃度の影響を示す。

【図２】高速圧壊吸収エネルギーに及ぼすパーライト分
率の影響を示す。

【図３】高速圧壊吸収エネルギーと伸びフランジ性に及
ぼすパーライトの硬さの影響を示す。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 パーライトと残部実質的にフェライトか
   らなる２相組織を有する鋼板であって、 前記パーライト分率が０．０５〜０．２であり、かつパ
   ーライトにおける平均Ｃ濃度が０．５wt％以上、パーラ
   イトの硬さが３００Ｈｖ以下であることを特徴とする加
   熱部の耐高速破壊特性に優れた加工用鋼板。
2. 【請求項２】 化学組成が、重量％でＣ ：０．０５〜
   ０．２５％、Ｍｎ：０．８〜３．０％、Ｐ ：０．０１
   〜０．２０％、Ｓ ：０．０１％未満、あるいは更に、
   Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｍｏからなりかつこれらの元素の１種
   以上の合計が０．４ｗｔ％以下からなるＡ群、Ｃｒ，Ｎ
   ｉ，Ｃｕ，Ｓｉからなりかつこれらの元素の１種以上の
   合計が４．０ｗｔ％以下からなるＢ群、Ｃａ，REM から
   なりかつこれらの元素の１種以上の合計が５０ｐｐｍ以
   下からなるＣ群、Ｂ，Ｎからなりかつこれらの元素の１
   種以上の合計が５０ｐｐｍ以下からなるＤ群の内のいず
   れかの群から選ばれた１種以上の元素を含み、残部Ｆｅ
   及び不可避的不純物よりなる請求項１に記載した加熱部
   の耐高速破壊特性に優れた加工用鋼板。