JP3246278B2 - 加工性および溶接継手の耐疲労特性に優れた軟質熱延鋼板 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、加工性および溶接継手
の耐疲労特性に優れた軟質熱延鋼板に関する。

【０００２】

【従来の技術】一般に、軟質熱延鋼板はプレス成形によ
る張り出し加工、深絞り加工、曲げ加工、あるいはバー
リング加工といった様々な加工を受けるため、用途に合
った加工性が要求される。

【０００３】また、これらの熱延鋼板は部品に成形され
た後、例えば自動車のような製品に組み込まれる際に、
溶接により接合されることが多い。このような熱延鋼板
は、特に自動車の構造部品に適用されることが多く、自
動車走行時の繰り返し応力下で応力集中の起こりやすい
溶接継手部の疲労特性は、自動車の安全性および耐久性
の観点から重要な要因となってきている。

【０００４】したがって、加工用熱延鋼板は、従来の部
品成形時の加工性の改善ばかりでなく、溶接による製品
への組み込み後の継手部の耐疲労特性の向上等も要求さ
れ、多面的に設計することが要求されている。

【０００５】従来、熱延鋼板の加工性を向上させるため
に、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ等の固溶強化元素を低減した鋼を用
いて、鋼板の軟質化を図った技術が特開昭６０−１５５
６２５号公報に開示されている。この技術においては、
特にＣ量を０．０１％以下とするところが特徴である。
一般に、Ｃは鋼の強度を高めるだけでなく、熱延中の組
織形成に対して影響が大きい。そして、鋼中のＣ量が
０．０１％以下の、いわゆる極低炭素鋼においては、熱
延仕上げ圧延段階における加工オーステナイトからの再
結晶が短時間で終了するだけでなく、引き続くオーステ
ナイト粒成長性も良好なため、仕上げ圧延終了後に起こ
るγ−α変態により生成されるフェライト粒径も大きく
なる。このような結晶粒径の大きなフェライト粒からな
る熱延鋼板は、降伏強度および引張り強度が低下し軟質
とはなるが、粒界面積の低下にともない変形時のひずみ
の粒界での吸収効果が低下し伸びを向上させることがで
きない。

【０００６】このような極低炭素鋼の熱延後のフェライ
ト組織の粗粒化にともなう強度−延性バランスの劣化を
防止するために、特開平５−３０２１４４号公報には、
熱延仕上げ圧延後にランナウト上での冷却条件を適正に
し、さらに巻取り温度を低下させることによりフェライ
ト粒成長の抑制を図った技術が開示されている。

【０００７】しかし、極低炭素鋼はＣが少量であること
に起因して鋼のＡｒ₃ 点が約９００℃と高く、また、フ
ェライト域での粒成長を抑えるためには６００℃以下で
巻き取る必要があり、一般の熱延条件に比較して高温仕
上げ、低温巻取りとならざるを得ない。そのため、仕上
げ圧延時の温度低下の著しいエッジ部での仕上げ温度割
れ、あるいはランナウトの冷却能力の設備上の制約より
コイル長手方向に均一微細なフェライト組織を得ること
は難しい。

【０００８】また、前述したように、極低炭素鋼のＡｒ
₃ 点は約９００℃と高いため、仕上げ圧延時の加工オー
ステナイトからの再結晶およびそれに続くオーステナイ
トの粒成長が急速に進行する。したがって、極低炭素鋼
の熱延仕上げ段階でのオーステナイト粒の細粒化を図る
ためにはＡｒ₃ 点直上の狭い温度範囲内で仕上げ温度を
制御しなければならず、実際の製造設備での長手方向に
均一な微細フェライト組織を得ることは極めて難しい。
また、極低炭素鋼は、溶接継手の熱影響部の組織が粗大
化しやすく、疲労強度が低くなりやすい。

【０００９】一方、Ｃ量が０．０１％を超えた低炭素鋼
の場合、極低炭素鋼に比較してＡｒ₃ 点は低くなり、こ
れにともない熱延仕上げ温度も低下され、より低温で加
工されたオーステナイトからの再結晶により熱延仕上げ
段階でのオーステナイト組織の細粒化を図ることができ
る。

【００１０】このように、低炭素鋼においては極低炭素
鋼に比較してオーステナイト組織の細粒化は容易である
ものの、コイル長手方向における熱延仕上げ温度の差に
起因した強度−延性バランスの変動を解消することはで
きない。

【００１１】また、一般の低炭素Ａｌキルド鋼において
は、巻取り後の冷却段階において、ＡｌＮとして析出し
きれなかった固溶Ｎによる製品の時効劣化が問題とな
る。このような問題に対して、特開昭５８−２０７３３
５号公報には、低炭素Ａｌキルド鋼にＢをＢ／Ｎ重量比
で１．０以上添加することにより鋼中の固溶ＮをＡｌＮ
より固定力のあるＢＮとして固定し、さらに残りの固溶
Ｂによりγ−α変態時のフェライト核生成を抑制するこ
とにより、さらにＡｒ₃ 点を低下させる技術が開示され
ている。

【００１２】しかしながら、このような技術において
は、ＢをＮ量の当量以上添加しなければならず、経済的
でないばかりか、固溶Ｂ量は添加Ｂ量と製鋼段階でのＮ
量から決まるため、固溶Ｂ量を製鋼段階で制御すること
が極めて困難であるという問題点がある。

【００１３】

【発明が解決しようとする課題】本発明はかかる事情に
鑑みてなされたものであって、加工性および溶接継手の
耐疲労特性に優れ、かつ困難性をともなわず、しかも経
済的に得られる軟質熱延鋼板を提供することを目的とす
る。

【００１４】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、熱延仕上
げ時のオーステナイト粒径を細粒化することにより優れ
た強度−延性バランスを得るため、比較的細粒化しやす
いＣ量が０．０１％を超えた鋼において検討した。

【００１５】表１に示すように、低炭素Ａｌキルド鋼
（鋼Ａ）、低炭素Ｎｂ添加鋼（鋼Ｂ）、低炭素Ｔｉ添加
鋼（鋼Ｃ）、低炭素Ｂ添加鋼（鋼Ｄ）および低炭素Ｔｉ
−Ｂ添加鋼（鋼Ｅ）を溶製し、これら鋼塊を１２５０〜
１３００℃に均熱保持後、８６０〜９００℃の温度範囲
で仕上げ圧延を終了し、板厚３．２ｍｍの熱延板にした
後、６２０〜６８０℃で巻取った。

【００１６】

【表１】

【００１７】まず、一般低炭素鋼にＮｂを添加した鋼Ｂ
の強度−延性バランスは、図１に示すように、一般低炭
素鋼板（鋼Ａ）に比較して高強度ではあるが、伸びが低
下した。ここで鋼Ｂは、熱延後のフェライト粒径の仕上
げ温度感受性が一般低炭素鋼板（鋼Ａ）に比較して小さ
くなり、強度−延性バランスのばらつきは鋼Ａよりも小
さい。これは、仕上げ圧延時にＮｂが固溶状態であるこ
とに起因するものである。しかし、Ｎｂ添加鋼の強度−
延性バランスが一般低炭素鋼に比較して劣化しているの
は、Ｎｂが炭窒化物形成元素であるため、熱延後の巻取
およびその後の冷却段階において炭窒化物が析出し、析
出効果により鋼板が強化されたためである。

【００１８】しかし、Ｎｂによるこのような熱延時の加
工オーステナイトの再結晶遅延効果を利用すると、熱延
後のフェライト組織がコイル長手方向において均一とな
り、安定した機械的特性を得ることができる。

【００１９】次に、Ｎｂと同様に再結晶遅滞効果を示す
元素としてＴｉ、Ｂを添加した鋼Ｃおよび鋼Ｄについて
検討した。低炭素Ｔｉ添加である鋼ＣはＮｂ添加鋼と同
様に強度−延性バランスが劣化している。これは、Ｔｉ
もＮｂと同様に炭窒化物形成元素であるため、熱延段階
の比較的低温域で析出する微細なＴｉＣにより強度が上
昇したためである。

【００２０】鋼Ｄは低炭素鋼にＢをＢ／Ｎ（＝（１４／
１１）×（Ｂ％／Ｎ％）で表される）で１．０以上添加
しており、圧延中にＢがＮと反応しても固溶Ｂが存在す
る組成となっている。この鋼Ｄは、熱延後の組織はコイ
ル長手方向に均一なフェライト組織となっており、ま
た、強度−延性バランスは低炭素鋼と同等レベルで、そ
のばらつきは低炭素鋼に比較して小さく安定している。
これは、圧延中に存在した固溶Ｂによる加工オーステナ
イトの再結晶遅滞効果が現れたためである。一方、Ｂは
炭化物は形成せず、圧延後も固溶状態にあるため、Ｎｂ
添加鋼やＴｉ添加鋼のように炭窒化物の析出により強度
−延性バランスの劣化はみられない。しかしながら、Ｂ
添加鋼において固溶Ｂによる組織の均一化効果を得るた
めには、実用上、製鋼段階でＮおよびＢ量を高精度に制
御しなければならず、この効果を安定して得ることは難
しい。

【００２１】さらに、低炭素鋼にＴｉおよびＢを複合添
加した鋼Ｅについて検討した。鋼ＥはＢ／Ｎが１．０以
下にもかかわらず熱延後においてコイル長手方向に均一
なフェライト組織となり、Ｂ添加鋼である鋼Ｄと同様に
強度−延性バランスの変動が小さい。

【００２２】鋼ＥのＴｉ添加量では、熱延加熱後および
圧延工程を含む連続冷却段階で、高温から順にＴｉＮ、
Ｔｉ₄ Ｃ₂ Ｓ₂ が析出し、これによってＴｉは完全に消
費され、強度上昇をともなうＴｉＣ析出に必要なＴｉは
存在しない。また、鋼ＥのＢ量は鋼Ｄと比較して低く、
またＢ／Ｎが０．３２と１．０以下であるにもかかわら
ず、熱延後のフェライト組織が安定した均一組織となっ
た。これは、ＢとＴｉとを複合添加したことにより、Ｎ
がＢＮより高温で析出するＴｉＮとして熱延加熱段階で
固定されたためであり、このような場合、ＢはＢ／Ｎが
１．０以下の微量な添加量であっても全量固溶Ｂとして
存在し、熱延仕上げ圧延時の加工オーステナイトの再結
晶遅滞効果により均一なフェライト組織が得られる。

【００２３】さらに注目すべきことは、鋼Ｅは鋼Ｄに比
較して、同一強度における延性が向上している。このよ
うなＴｉ、Ｂ複合添加鋼における延性改善効果は、現在
までのところ詳細には明らかにはなっていないが、窒化
物および硫化物の生成に関して、Ｂ単独添加鋼ではＢＮ
とＭｎＳが析出するのに対して、Ｔｉ、Ｂ複合添加鋼で
はＢＮあるいはＭｎＳより高温で析出するＴｉＮ、Ｔｉ
ＳあるいはＴｉ₄ Ｃ₂Ｓ₂ が生成し、これらＴｉ系の析
出物がＢＮやＭｎＳより粒子径が大きく、鋼板の析出強
化効果がより軽減されたことによると考えられる。

【００２４】本発明はこのような考察結果を考慮して完
成されたものであり、重量％で、Ｃ：０．０１５〜０．
０５０％、Ｍｎ：０．０５〜０．５％、Ｓ：０．０１％
未満、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００４
％以下、Ｂ：０．０００２〜０．００１５％を含有し、
さらにＴｉを次式で示す範囲で含有し、残部Ｆｅおよび
不可避的不純物からなることを特徴とする加工性および
溶接継手の耐疲労特性に優れた軟質熱延鋼板を提供する
ものである。 （４８／１４）Ｎ％≦Ｔｉ％≦（４８／１４）Ｎ％＋
（４８／３２）×２Ｓ％ 次に、本発明に係る鋼の化学成分の限定理由について説
明する。

【００２５】Ｃ： Ｃ量が低いほど鋼が軟質化し加工性
に優れるが、Ｃ量が０．０１％未満になると製鋼段階で
の脱炭処理が必要となり経済的に不利となるばかりでな
く、熱延巻取り後の冷却段階において炭化物が析出しな
くなり、固溶Ｃ量が低減されず延性の低下を招く。ま
た、Ｃ量が０．０１５％未満では炭化物が析出せず、鋼
板の延性を低下させる。さらに、Ｃ量が低いと、溶接継
手部の熱影響部の靭性が劣化してしまい、継手部の疲労
強度の低下を招く。一方、Ｃを０．０５０％を超えて添
加する場合には、鋼板が硬質化し、目的とする加工性を
達成することができない。したがって、Ｃ量を０．０１
５〜０．０５０％の範囲とする。

【００２６】Ｍｎ： 固溶Ｍｎは鋼中の有害な固溶Ｓを
ＭｎＳとして固定する機能を有しており、その効果を発
揮させるためには０．０５％以上添加する必要がある。
一方、０．５％を超えて添加すると、強度が大きくなり
すぎるため、加工性が劣化してしまう。したがって、Ｍ
ｎ量を０．０５〜０．５％の範囲とする。

【００２７】Ｓ：Ｓが０．０１％以上含有されると、熱
間脆性を引き起こし鋼板の表面性状を損なうため、Ｓ量
を０．０１％未満とする。 Ａｌ： Ａｌは鋼板の特性上、特に必要な元素ではない
が、Ａｌ量が０．００５０％未満となると、連続鋳造時
において溶湯の粘性が増大して鋳造性が低下してしま
う。一方、０．１０％を超えて添加すると、製造コスト
を招くばかりでなく、鋼板の硬質化を引き起こし、延性
の低下を招く。したがって、Ａｌ量を０．００５〜０．
１０％の範囲とする。

【００２８】Ｎ： 本発明においては、Ｎは熱延段階で
Ｔｉと反応してＴｉＮとして固定され、固溶Ｎによる時
効性の劣化および加工性の低下を回避している。ここ
で、Ｎ量が０．００４％を超えるとＴｉ添加量を増加さ
せなければならないため、経済的でないばかりか、多量
のＴｉＮの析出により鋼板の硬質化を招いてしまうた
め、Ｎ量を０．００４％以下とした。

【００２９】Ｂ：Ｂは本発明における最も重要な元素の
一つである。本発明鋼においてＢは固溶Ｂとして存在
し、熱延中の加工オーステナイトの再結晶を遅滞させる
効果を発揮する。熱延プロセスのような連続冷却中にオ
ーステナイトを連続的に加工する場合、このようなＢの
再結晶遅滞効果は熱延フェライト粒径の熱延仕上げ温度
感受性を小さくし、結果的に鋼板のフェライト組織を均
一にするため安定した強度−延性バランスが得られる。
このような固溶Ｂの再結晶遅滞効果を得るためには、Ｂ
量は最低０．０００２％必要である。また、固溶Ｂは溶
接継手部の熱影響部における靭性を向上させる効果があ
り、溶接継手部の疲労強度に対しても固溶Ｂの存在は有
効である。しかしながら、Ｂ添加量が０．００１５％を
超えると、固溶Ｂにより鋼板が硬質化する。したがっ
て、Ｂ量を０．０００２〜０．００１５％の範囲とす
る。

【００３０】Ｔｉ： Ｔｉも本発明において重要な元素
である。Ｔｉは鋼中Ｎを全量ＴｉＮとして固定すること
による窒素時効の改善、および一般低炭素Ａｌキルド鋼
で析出するＡｌＮ、ＭｎＳに比較して粒子径の大きいＴ
ｉＮ、ＴｉＣあるいはＴｉ₄Ｃ₂ Ｓ₂ などの窒化物およ
び硫化物による軟質高延性化などの効果がある。したが
って、Ｔｉ量の下限はＮとの関係で、以下の式で規定さ
れる。

【００３１】Ｔ％min ＝（４８／１４）Ｎ％ また、過剰なＴｉはＣと反応し微細なＴｉＣを析出する
ため、鋼板の強度上昇および延性の低下をもたらし、加
工性を低下させる。したがって、Ｔｉ添加量の上限はＮ
およびＳで固定され得る以下の式で規定される。

【００３２】Ｔ％max ＝（４８／１４）Ｎ％＋（４８／
３２）×２Ｓ％ これらのことから、Ｔｉ量は以下の式で規定される範囲
となる。 （４８／１４）Ｎ％≦Ｔｉ％≦（４８／１４）Ｎ％＋
（４８／３２）×２Ｓ％

【００３３】

【実施例】以下、本発明の実施例について説明する。表
２に示す化学組成を有する鋼１〜１５を実験室にて溶製
し、２．６ｍｍ板厚まで圧延して熱延鋼帯とした。熱延
仕上げ圧延における仕上げ温度は、鋼１〜鋼７および鋼
９〜鋼１５については８７０〜８９０℃、鋼８について
は９２０℃であった。また、仕上げ圧延後は巻取り後の
冷却をシミュレートするため、６６０℃の炉中で１時間
保持後、炉冷した。

【００３４】

【表２】

【００３５】これらの熱延鋼板の引張特性、時効特性
（ＡＩ）、および疲労強度を表３に示す。ただし、引張
特性は、所定の厚さの熱延鋼板の圧延方向から採取した
ＪＩＳ５号引張試験片により測定した。また、時効特性
（ＡＩ）については、ＪＩＳ５号引張試験片に８％の予
歪みを導入後、１００℃、１時間の時効処理を施し、時
効前後での降伏点の差を測定して求めた。また、溶接継
手部の疲労強度は以下の条件により評価した。幅５０ｍ
ｍ、長さ１５０ｍｍの試験片を２本採取し、それぞれを
重ねてスポット溶接（８ｍｍφＣｒ−Ｃｕチップ、ＣＲ
型、加圧地から６３０ｋｇｆ、溶接電流１４〜１７ｋＡ
ｍ、ナゲット径９．７ｍｍ）を施し、１０００万回繰り
返し時の引張り剪断疲労限界値を測定した。なお、鋼１
〜１５のうち、鋼１〜５は本発明鋼であり、鋼６〜１５
は比較鋼である。

【００３６】

【表３】

【００３７】表３から明らかなように、Ｔｉ、Ｂを添加
していない一般低炭素鋼である鋼６では時効指数（Ａ
Ｉ）が３．８ｋｇ／ｍｍ² であるのに対して、発明鋼で
ある鋼１〜鋼５，および比較鋼ではあるが本発明の範囲
内でＣ、Ｔｉ、Ｂを含む鋼１０、１１、１２、１４およ
び１５は、ＡＩが３．０ｋｇ／ｍｍ² 未満の良好な時効
特性を示した。また、本発明の範囲内のＴｉ、Ｂを含む
極低炭素鋼である鋼８では、炭化物を形成しないため、
固溶Ｃ量が増加し、発明鋼に比較してＡＩが高くなっ
た。このように、低炭素鋼においてＴｉで固溶Ｎを固定
することにより良好な時効特性を示すことが確認され
た。

【００３８】また、発明鋼１〜５は、一般炭素鋼（鋼
６）、低炭素Ｂ添加鋼（鋼７）、および低炭素Ｔｉ，Ｂ
添加鋼ではあるがＣ，Ｔｉ，Ｂのいずれかが本発明の範
囲を外れた鋼９〜鋼１５に比較して伸びが顕著に高くな
っていることがわかる。また、図１に示したように、熱
延段階での温度変化にともなう強度−延性バランスの変
動も一般低炭素熱延鋼板より小さく、実操業上安定した
機械的特性が得られることは明らかである。

【００３９】さらに、本発明鋼である鋼１〜５は、一般
炭素鋼（鋼６）、低炭素Ｂ添加鋼（鋼７）、および極低
炭素鋼（鋼８）に比較して溶接継手部の引張り剪断強度
が高いことが確認される。

【００４０】なお、本実施例では溶接手段としてスポッ
ト溶接を採用したが、これに限らず、アーク溶接、レー
ザー溶接などの他の溶接技術を採用しても同様な効果を
得ることができる。

【００４１】

【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
通常の軟質熱延鋼板にＴｉ，Ｂを複合添加し、各元素の
添加量の最適化を図ることによって、良好な時効性を有
し、かつ安定して優れた強度−延性バランスを有する加
工性および溶接継手の耐疲労特性に優れた軟質熱延鋼板
を提供することができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】低炭素Ａｌキルド鋼、低炭素Ｎｂ添加鋼、低炭
素Ｔｉ添加鋼、低炭素Ｂ添加鋼および低炭素Ｔｉ−Ｂ添
加鋼の強度−延性バランスを示す図。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭63−216925（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−143224（ＪＰ，Ａ) 特公 昭61−50125（ＪＰ，Ｂ２) 特公 昭54−14563（ＪＰ，Ｂ２) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60

Claims (1)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０１５〜０．０５０
   ％、Ｍｎ：０．０５〜０．５％、Ｓ：０．０１％未満、
   Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００４％以
   下、Ｂ：０．０００２〜０．００１５％を含有し、さら
   にＴｉを次式で示す範囲で含有し、残部Ｆｅおよび不可
   避的不純物からなることを特徴とする加工性および溶接
   継手の耐疲労特性に優れた軟質熱延鋼板。 （４８／１４）Ｎ％≦Ｔｉ％≦（４８／１４）Ｎ％＋
   （４８／３２）×２Ｓ％