JPS592734B2 - 耐衝撃性およびスポット溶接性のすぐれた高強度冷延鋼板 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は耐衝撃性およびスポット溶接性、特に衝撃二次
加工性を劣化させることなくスポット溶接性に優れた高
Ｓｉ系高強度冷延鋼板に関する。

最近、プレス加工性、溶接性等にすぐれた高強度鋼板の
開発に対する各種分野からの要請は極めて強い。

たとえば、車対車事故の増大に伴なう自動車乗員保護の
ための安全規制の強化に対し、車体強化のために、衝撃
エネルギー吸収能が大きく、衝突時の変形の少ない鋼板
として高張力鋼板の使用が検討されており、一方排ガス
規制の強化に対する各種公害対策機器の新規塔載に関し
、車体重量の増加と、それによる燃料消費の増大を回避
するために、鋼板の薄肉化による軽量化が鋭意試みられ
ており、このためにも強度の高い高張力鋼板が要求され
ている。

また、かかる薄鋼板は、一般にプレス加工により成形さ
れ、溶接で組立てられ一体の構造物として使用されるも
のであるため、破断・損傷を伴うことなく良好な寸法精
度のもとに複雑な形状に成形し得、かつ成形後に一定の
靭性を維持し得る十分な加工性を有し、さらに爾後のア
センブリ工程で溶接構造物として組立てられた状態で、
良好な強度、耐衝撃性、疲労強度等を具備する必要から
、溶接性、就中スポット溶接性にすぐれていることが要
求される。

かかる要請に対し、従来高マンガン（Ｍｎ）系高強度冷
延鋼板が提案されてはいるが、加工性および強度−延性
バランス等の点で必ずしも十分なものではない。

このため、本発明者等は先に高Ｓｉ系高強度冷延鋼板を
提供しく特願昭４９−９９７７４号、特願昭５１−３４
４８号等）、上記要請に応えてきた。

上記高Ｓｉ系冷延鋼板は、加工性、強度−延性バランス
、溶接性等の諸性能において、従来の高強度鋼をはるか
に凌駕したものであるが、使用条件の一層の苛酷化に対
処していくには、強度−延性バランス、衝撃二次加工性
等について更に検討改善を加うべき余地が残されている
。

本発明者等はかかる認識のもとにさらにすぐれた高強度
冷延鋼板を提供すべく、鋭意研究の結果８ ｉ ／Ｍ
ｎ （重量）比１以上に調節しつつＭｏとともにＰを０
．０３％を越えて積極的に添加すると衝撃二次加工性を
劣化させることなくスポット溶接性（引張りせん断強度
）がＳ ｉ ／Ｍ ｎ比の調整の場合だけよりもさらに
向上する（後記第２表参照）ことを見い出し、本発明を
完成するに至ったすなわち、本発明はＣ０，０３〜０．
２％、Ｓｉ１．０〜３．０％、Ｍｎ ０．２〜２．０
％、Ｐｏ、０３％を越え０．２係以下、Ｍｏ０．１０％
を越え０．６％以下および好ましくはＮｂＯ，０１〜０
，１係、Ｖｏ、０１〜０．１％、Ｔ ｉ ０．０２〜０
．２ ％およびＺｒＯ，０１〜０．２係の１種もしくは
２種以上を含み、残部鉄および不可避的不純物からなり
、Ｓ ｉ ／Ｍ ｎ （重量）比１以上であることを特
徴とする耐衝撃性およびスポット溶接性のすぐれた高強
度冷延鋼板を提供することを目的とする。

次に本発明について詳述する。

Ｃは一般に鋼の強度を高めるための有効な元素であぬと
共に、衝撃二次加工性向上の効果が大きく、かかる観点
からその添加量が定められる。

添加量が０．０３％に満たないと、上記効果が不十分で
あるのみならず、スポット溶接性に劣り、一方０．２％
を越えると巨大なセメンタイトが生成し、プレス成形性
およびスポット溶接性の劣化を招くのでＣ０，０３〜０
．２０％とする。

特に０．０３〜０．１５％の範囲が好適である。

Ｓｉは強度を付与するための主要元素であって本発明鋼
は基本的には高３ｉ系鋼板である。

Ｓｉの添加量に対する引張強さの増加率は、高Ｍｎ系鋼
におけるＭｎのそれに比し、約２倍の高値を示す。

これは、Ｍｎによる強度付与を図る場合に比し、合金添
加量の半減・コストの低下をもたらしかつ多量の合金添
加に伴う製造技術上の困難の排除を可能とする。

また、高Ｓｉ系鋼板は、高Ｍｎ系鋼板に比し、熱延およ
び冷延−焼鈍間における硬度低下が少なく、高強度を維
持し、強度−延性バランスにすぐれ、更には伸びフラン
ジ性、深絞り性にもすぐれている。

このようにＳｉを一定量添加することにより、高い強度
と全伸び、伸びフランジ性、深絞り性等で代表される加
工性を顕著に改善することができ、その添加量は１．０
〜３．０係が必要である。

１．０％に満たないと強度が不十分であり、一方３．０
係を越える多量の添加は製鋼操業上の支障を生じ、また
冷間加工性の著しい劣化をもたらす。

かかる高Ｓｉ系鋼板の特長を十分に発揮させるには、Ｓ
ｉとＭｎの重量比（Ｓ ｉ／Ｍｎ ）を１以上とするこ
とが必要である。

また、このＳｉは上記範囲の添加量により脱酸剤として
の機能をも十分に果すことができる。

Ｍｎは強度を付与すると共に、熱間圧延時の赤熱脆性を
防止するに有効な元素である。

また、Ｓｉのみの添加により高強度化を図る場合に、応
々にして変態点の過度の上昇を伴う結果、熱間圧延時に
種々のトラブルが生じ、あるいはスポット溶接部の劣化
を招くおそれがあり、Ｓｉ添加量に一定の制限が付せら
れる。

このためＭｎの固溶強化によって強度を補うと共に、Ｃ
との共存下にスポット溶接部の組織の微細化をなさしめ
る目的で少くとも、０．２係以上の添加が必要である。

但し、２．０係を越える必要はなく、特に０．２〜１．
５係が好適である。

ＰはＳｉおよびＭｎを主要強化元素と覆る基体に一定量
添加することにより、加工性と共に強度を改善するに極
めて有効な元素である。

特に、Ｓｉ／Ｍｎ比１．０以上の高Ｓｉ系鋼においてス
ポット溶接性（引張せん断強度）を向上させることがで
きることが見い出されている（第２表参照）。

この目的のためには０．０３％を越えて添加するこ吉が
必要であり、添加量の増加と共に強度および加工性は顕
著に向上する。

但し、０．２％を越え、ると衝撃二次加工性が劣化する
。

従って０．０３％を越えて０．２係以下、好ましくは０
．０３％を越えて０．１５係以下とする。

Ｍｏは、ＳｉおよびＭｎを基本的強化元素とし、かつＰ
を添加して加工性等を改善した高強度冷延鋼に適肖量加
えることにより、強度−延性バランス、強度−伸びフラ
ンジバランス、および衝撃二次加工性を著しるしく向上
せしめる。

特に、Ｐの多量添加に伴う衝撃二次加工性の劣化傾向は
重大な問題であり、Ｃ，Ａｔ、Ｓｉ等の添加量の調整に
よって対処しようとする試みもなされているが、十分な
解決策とはなり得ていない。

Ｍｏの一定量の添加による衝撃二次加工性の改善効果は
極めて顕著であり、その改善機構については未だ十分解
明するに到っていないが、本発明者等は、ＭＯが焼鈍後
の組織の微細化作用を有すこと、および炭化物の析出状
態を好ましく変化させること等の効果により、高強度冷
延鋼板の緒特性の向上に大きく寄与しているものと考え
ている。

また、Ｍｏは上記改善効果をもたらすほか、そのフェラ
イト強化作用により、降伏強度、引張強度を向上させる
効果をも有する。

Ｍｏ添加による上記諸効果を有効に発揮させるにはその
添加量は０．１０％を越え０．６係以下とする。

０．１係以下の場合には衝撃二次加工性の改善効果は不
十分であり、一方０．６係を越えると、衝撃二次加工性
の改善効果が緩慢となるばかりでなく、再結晶温度の上
昇を招き、強度上昇効果は大きくないにもかかわらず、
加工性の劣化度は大きく、いたずらにコストの上昇を招
くだけであり、従って、Ｍｏの上限は０．６％とすべき
である。

特に０．１５〜０．４０％の範囲が好ましい。

以上の諸元素の他に、必要に応じてＮｂ、Ｖ、Ｔｉ。

Ｚｒ等の析出強化型元素を添加することができる。

特に強度が要求される場合、たとえば引張強さ６０に９
／−を越える高強度冷延鋼板を得るには、基本的な強化
元素として加えられるＳｉおよびＭｎの固溶強化型元素
に加えて上記析出強化型元素の１種もしくは２種以上を
添加することにより、顕著な強度改善を図ることができ
る。

上記元素による強化を図るには、たとえばＮｂ０．０１
％〜０．１係、Ｖｏ、０１〜０．１％、Ｔ ｉ Ｏ，０
２〜０．２％、Ｚｒ０９０１〜０．２％の１種もしくは
２種以上の添加が有効である。

上記各添加量に満たない場合には、それぞれの元素の添
加効果は不十分であり、また上記各添加量を越えても、
効果の増加は緩慢であり、コスト的に不利である。

なお、脱酸元素として、Ａ４を適宜加えることが、でき
る。

このＡｔは、その脱酸効果により前記Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、
Ｚｔ等の添加歩留の向上に寄与するほか、Ｐ添加による
衝撃二次加工性の劣化傾向を抑制もしくは防止する。

かかる観点からＡ４添加量は０．０１％以上とすること
が有効であるが、一方添加量が多すぎるとアルミナの生
成量が増え、スリバー疵等の表面欠陥を招来するので、
その上限は０．１５％とすべきである。

特に製品の表面性状が厳しく要求される場合には０．０
８％以下に規定することが望ましい。

また、鋼中酸素はほとんど非金属介在物として存在し、
その量が多くなると衝撃二次加工性を劣化させると同時
に、強度付与元素として加えられるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ
等の効果を減するので、酸素量は０．０１５％以下であ
ることが望ましい。

この他、不可避的に混入するＳ等の不純物は、伸びフラ
ンジ性に代表される材料特性を劣化させるので可及的に
低いことが望ましく、たとえばＳは０．０３％以下とす
るのが好ましい。

次に本発明に係る高強度冷延鋼板の緒特性につき実施例
を挙げて説明する。

第１表に示す化学成分組成の供試鋼を、通常の溶製、分
塊および熱間圧延工程を経て２．７ｕ厚の熱延板となし
、ついで酸洗い後、冷間圧延により０．８ｕ厚冷延鋼板
を得た。

該鋼板を７００℃×３時間の焼鈍に付した後、約１チの
調質圧延を施し、製品を得た。

該製品の機械的諸性質、加工性およびスポット溶接性を
第２表に示す。

なお、同表中、スポット溶接性は、溶接部の十字引張せ
ん断強さくＫｑ）として表わし、衝撃二次加工性につい
ては、成形したカップ（ブランク径７０闘φ、製品カッ
プ径３３闘φとし２段絞りにより成形した。

）について、カップ縁を押広げる試験法を実施し、縦割
発生率が５０係の温度を縦割遷移温度とし、これを衝撃
二次加工性を表わす指標とした。

前記第１表および第２表における群（Ｉ）〜（Ｉｖ）の
分類は各々Ｐ含有率０．０１係、０．０３係、０．０８
％および０．１２％の各水準に分類して示したものであ
る。

なお、群■は上記群の各種Ｐ含有率を有するうえに、Ｎ
ｂ、Ｖ、Ｔｉおよび／またはＺｒを含む群である。

各群別に引張強さと延性とのバランスを図示すれば第１
図の如くである。

図中、Ｉ 、 ＩＩ。■および■はそれぞれ上記群（１
） 、 （ｎ） 、（４）（５）に対応する。

同図から明らかなように、Ｐの添加により、伸びを低下
させることなく引張強さを向上させることができ、その
強度−延性バランスの改善効果はＰ添加量の増加ととも
に一層顕著になることが認められる。

なお、群（Ｖ）のものについては、第２表から明らかな
ように、引張強さがさらに向上される。

しかしながら、前記第１表および第２表の各群について
みると明らかなように、Ｐ添加量の増加は、遷移温度の
上昇、すなわち衝撃２次加工性の劣化を随伴する。

しかして、このＰ添加による衝撃２次加工性の劣化はＭ
ｏの添加によって解消することができる。

たとえば、前記各表における１１１）（Ｐ Ｏ，１２％
）を例にとると、同群の供試鋼Ａ１５から１８の順に
、Ｍｏ添加量の増加と共に遷移温度が降下（すなわち、
衝撃２次加工性の向上）していることが認められる。

これを図示したのが第２図であり、同図より、Ｍｏ０．
１％以下では効果不十分であるが、０．１％を越える添
加により、遷移温度は急激に降下することが明瞭に認め
られる。

また、スポット溶接性については、前記第２表の十字引
張せん断応力をみるに、本発明鋼は、他の供試鋼に比し
、一段とすぐれていることが明らかである。

スポット溶接性については、従来から、Ｓｉ含有量が高
くなると著しるしく劣化し、０．６％Ｓｉが限度である
という考えが一般的であったが、同表から明らかなよう
にＳｉ１．Ｏｌを越える高Ｓｉ系においてもＰとＭｏの
添加によって著しるしく改善し得ることが認められる。

なお、Ｓｉ＋Ｍｎを基本成分とする高張力冷延鋼板のス
ポット溶接性を阻害しないためのＣ適正含有量は０．０
３〜０．２係であり、ＰおよびＭｏを同時添加する場合
であっても、この適正含有量の範囲をまもることか望ま
しい。

以上述べたように、本発明鋼は、ＳｉとＭｎを基本組成
とし、これにＰおよびＭｏを一定量添加することにより
、強度、加工性、溶接性、衝撃二次加工性等の緒特性を
改善したものであり、自動車用鋼板等の用途における高
強度冷延鋼板として、品質向上に対する苛酷な要求に対
して十分応えることができるものである。

【図面の簡単な説明】

第１図は、Ｐ％をパラメターとして強度−延性バランス
を示すグラフ、第２図は、遷移温度に及ぼすＭｏの影響
を示すグラフである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 Ｉ Ｃ０，０３〜０．２％、Ｓ ｉ １．０〜３．０
   ％、Ｍｎ０．２〜２．０％、Ｐｏ、０３％を越え０．
   ２係以下、Ｍ。 ０．１０％を越え０．６係以下、残部鉄および不可避的
   不純物からなり、Ｓ ｉ ／Ｍ ｎ （重量）比１以上
   であることを特徴とする耐衝撃性およびスポット溶接性
   のすぐれた高強度冷延鋼板。 ２ Ｃ０，０３〜０．２％、Ｓ ｉ １．０〜３．０
   ％、Ｍｎ０．２〜２．０％、Ｐｏ、０３％を越え０．２
   ％以下、Ｍ。 ０．１０係を越え０．６％以下およびＮｂＯ，０１〜０
   ．１係、Ｖｏ、０１〜０．１係、Ｔｉ０．０２〜０．２
   係およびＺｒ０．０１〜０．２係の１種もしくは２種以
   上を含み、残部鉄および不可避的不純物からなり、Ｓ
   ｉ／Ｍｎ （重量）比１以上であることを特徴とする耐
   衝撃性およびスポット溶接性のすぐれた高強度冷延鋼板
   。