JPH0726346A - 高密度エネルギービーム溶接後の成形性に優れた極低炭素冷延鋼板および該冷延鋼板を原板とした表面処理鋼板 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 レーザビーム、電子ビーム、プラズマアーク
などの高密度エネルギービームによる溶接後にプレス成
形を行なう場合に良好な成形性を示す極低炭素冷延鋼板
およびその冷延鋼板を原板として適宜に連続焼鈍、調質
圧延し表面処理した鋼板を提供する。 【構成】 wt％で、Ｃ：0.０００５〜0.００５％，Si：
0.００５〜１％，Mn：0.０５〜2.５％，Ｐ：0.００５〜
0.１％，Ｓ：0.０２％以下，sol.Al：0.０１〜0.１％，
Ｎ：0.００５％以下，Ti：0.００５〜0.１５％，Ｂ：０
〜0.００３％を含有し、且つ下式で定義される f（C, S
i, Mn, P, B)の値が2.６〜１2.５を満足し、残部は不可
避的不純物を除きFeである。 Ｂ≦0.０００５％の場合は、 f(C,Si,Mn,P,B)=100[%C]+[%Si]+2[%Mn]+50[%P]+9000[%
B] Ｂ＞0.０００５％の場合は、 f(C,Si,Mn,P,B)=100[%C]+[%Si]+2[%Mn]+50[%P]+1000([%
B]-0.0005)+4.5

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は高密度エネルギービーム
溶接後の成形性に優れた極低炭素冷延鋼板および該冷延
鋼板を原板とした表面処理鋼板に係り、レーザビーム、
電子ビーム、プラズマアークなどの高密度エネルギービ
ームによる溶接後にプレス成形を行なう場合に良好な成
形性を示す極低炭素冷延鋼板および該冷延鋼板を原板と
して適宜に連続焼鈍、調質圧延し表面処理した鋼板を提
供しようとするものである。

【０００２】

【従来の技術】近時における製鋼脱ガス技術の進歩によ
り、鋼中Ｃ量を５０ppm 以下まで低減した極低炭素鋼が
比較的安価かつ大量に製造されるようになり、当該鋼に
Ｔi 、Ｎb 等を添加した、所謂ＩＦ（Interstitial Fre
e)鋼が、高深絞り性と非時効性が要求される自動車外板
時に使用される冷延鋼板の素材として一般化しつつあ
る。

【０００３】然して、このような冷延鋼板に関し自動車
部品に適用される場合を主体として以下説明すると、従
来斯かる自動車車体の製造においては、個々にプレス成
形された部材をスポット溶接により組み立てているが、
近年、車体の軽量化や材料の歩留り向上を目的として、
異種材料や差厚材料をレーザーなどの高密度エネルギー
ビームを用いた溶接によって結合した後にプレス成形を
行なう方法が実用化されつつある。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、前記し
たような従来技術において、溶接部およびＨＡＺ部（溶
接部周辺の熱影響部）が存在することにより、同種、等
厚材料を高密度エネルギービーム結合した素材をプレス
成形する場合においてさえ、単一素材をプレス成形する
場合に比べると成形性が劣ることが、この方法の最大の
課題となっている。そこで、溶接部およびＨＡＺ部が高
密度エネルギービーム結合素材の成形性に悪影響を及ぼ
さないような高密度エネルギービーム溶接方法を開発す
ると同時に、溶接部およびＨＡＺ部の性質を改善するこ
とにより成形性を向上させうる鋼板の開発が必要であ
る。

【０００５】前述したスポット溶接に関しては、特開平
3-199343公報などで、スポット溶接部の強度を改善した
極低炭素冷延鋼板が提案されているが、この技術はプレ
ス成形後に組み立てられた車体におけるスポット溶接部
の安全性を向上させることであり、高密度エネルギービ
ーム溶接後における結合素材の成形性を向上させること
とは明らかに技術事情が異なるものである。

【０００６】また、他の溶接方法に比べて入熱範囲が極
めて狭い高密度エネルギービーム溶接においては、溶接
部およびＨＡＺ部の形態や性質も異なってくることか
ら、その結合素材の成形性を向上させるためには、あく
まで高密度エネルギービーム溶接を前提とした母材、溶
接部およびＨＡＺ部の性質を総合的に改善しうる鋼板を
開発することが必要なのである。しかし、このような考
え方に基づいて高密度エネルギービーム溶接後の成形性
に優れた極低炭素冷延鋼板が提案された例は見あたらな
い。

【０００７】

【課題を解決するための手段】本発明は上記したよう従
来技術における課題を解決すべく、ＩＦ鋼をベースとし
た高密度エネルギービーム結合素材の成形性について種
々の検討を行った結果、高密度エネルギービームでＩＦ
鋼を溶接した場合、母材、溶接部およびＨＡＺ部それぞ
れの強度、延性などや、そのバランスが複雑に影響しあ
って、結果的に溶接結合素材の成形性を決定しているこ
とがわかった。スポット溶接の場合とは異なる連続的な
溶接ビードが存在するため、強度、延性などのレベルそ
のものよりも、母材、溶接部およびＨＡＺ部におけるこ
れらの因子のバランスが特に重要である。本発明者らは
この点についてさらに検討を重ねた結果、基本的には母
材、溶接部の強度差を小さくすることや、ＨＡＺ部の幅
を拡げ、溶接部およびＨＡＺ部の延性を高めることなど
が成形性の向上に有効であることを見いだした。すなわ
ち、化学成分を適正化することで、母材、溶接部および
ＨＡＺ部における強度や延性などの因子を最適にバラン
スさせることによって高密度エネルギービーム結合素材
の成形性を著しく改善できること、およびコストアップ
を招くような特殊な製造プロセスを必要としないことを
知見して本発明に至ったものであって、その構成は以下
のごとくである。

【０００８】（1) wt％で、 Ｃ：0.0005〜0.005 ％、
Si：0.005 〜１％、Mn：0.05〜2.5 ％、 Ｐ：0.
005 〜0.1 ％、 Ｓ：0.02％以下、sol.Al：0.01〜0.
1 ％、 Ｎ：0.005 ％以下、 Ti：0.005 〜0.15
％、Ｂ：０〜0.003 ％を含有し、かつ、下式で定義され
るｆ(C, Si, Mn, P, B) の値が2.６〜１2.５を満足し、
残部がＦe および不可避的不純物からなることを特徴と
する高密度エネルギービーム溶接後の成形性に優れた極
低炭素冷延鋼板および該冷延鋼板を原板とした表面処理
鋼板。

【０００９】

【数２】Ｂ≦0.０００５％の場合は、 f(C,Si,Mn,P,B)=100[%C]+[%Si]+2[%Mn]+50[%P]+9000[%
B] Ｂ＞0.０００５％の場合は、 f(C,Si,Mn,P,B)=100[%C]+[%Si]+2[%Mn]+50[%P]+1000([%
B]-0.0005)+4.5

【００１０】（2) wt％で、 Nb：0.005 〜0.05％、
Zr：0.005 〜0.05％、Ｖ：0.005 〜0.05％の何れか１種
または２種以上を合計で0.００５〜0.０５％の範囲で含
有することを特徴とする前記（1)項に記載の高密度エネ
ルギービーム溶接後の成形性に優れた極低炭素冷延鋼板
および該冷延鋼板を原板とした表面処理鋼板。

【００１１】

【作用】本発明における合金元素の含有範囲限定理由は
以下のごとくである。

【００１２】Ｃ：0.０００５〜0.００５％ Ｃは、高密度エネルギービーム溶接部およびＨＡＺ部の
強度を確保して、溶接部およびＨＡＺ部での破断が起こ
らないようにするために不可欠な元素であり、0.０００
５％以上の添加を必要とする。また、このＣは変態点を
下げＨＡＺ部を拡げることにより、ＨＡＺ部近傍におけ
る応力集中を緩和する作用があることからも必要な元素
である。しかし、0.００５％を超えてＣを添加すると、
高密度エネルギービーム溶接部の組織が著しく硬化して
延性が低下し、プレス加工時にクラック発生の起点とな
ることにより成形性が劣化するため、Ｃの上限を0.００
５％とした。

【００１３】Ｓi ：0.００５〜１％ Ｓi は、脱酸のために0.００５％以上の添加が必要であ
る。また、高密度エネルギービーム溶接後のＨＡＺ部の
強度を確保するために必要な元素である。しかし、過剰
に添加すると溶接部およびＨＡＺ部が脆化することによ
り、高密度エネルギービーム結合素材の成形性が劣化し
てしまう。したがってＳi の添加量を１％以下に限定す
る。

【００１４】Ｍn ：0.０５〜2.５％ Ｍn は、高密度エネルギービーム溶接後のＨＡＺ部を拡
げ、ＨＡＺ部の強度を確保するために0.０５％以上の必
要がある。しかし、過剰に添加すると母材、溶接部およ
びＨＡＺ部の延性が低下することにより、高密度エネル
ギービーム結合素材の成形性が劣化してしまうのでＭn
の添加量上限を2.５％に限定する。

【００１５】Ｐ：0.００５〜0.１％ Ｐは、高密度エネルギービーム溶接後のＨＡＺ部の強度
を確保するために必要な元素であり、脱Ｐによるコスト
アップも考慮して、0.００５％を下限とする。一方、0.
１％を超えて添加すると溶接部およびＨＡＺ部の脆化を
招き、高密度エネルギービーム結合素材の成形性を劣化
させてしまうため、上限を0.１％とした。

【００１６】Ｓ：0.０２％以下 Ｓは、ＨＡＺ部を含む鋼板全体の延性を著しく低下さ
せ、高密度エネルギービーム結合素材の成形性を劣化さ
せることから、できるだけ少ないほうが望ましい。即
ち、その添加量を0.０２％以下に限定する。

【００１７】sol.Ａl ：0.０１〜0.１％ Ａl は、脱酸のために添加が必要である。しかし、過剰
に添加すると酸化物の増加を招き、高密度エネルギービ
ーム結合素材の成形性を劣化させることから、sol.Ａl
量として0.０１〜0.１％に限定した。

【００１８】Ｎ：0.００５％以下 Ｎが過剰になると窒化物が増加し、高密度エネルギービ
ーム結合素材の成形性を劣化するため、Ｎはできるだけ
少ない方が望ましい。したがってその含有量を0.００５
％以下に限定する。

【００１９】Ｔi ：0.００５〜0.１５％ Ｔi は、Ｃ、Ｎ、Ｓを固定することにより高密度エネル
ギービーム結合素材の成形性を向上させる。この作用を
発揮させるためには0.００５％以上の添加を必要とす
る。しかし、過剰に添加すると多量に析出した炭窒化物
によって、ＨＡＺ部を含む鋼板全体の延性が低下するこ
とになる。したがって添加量の上限を0.１５％とする。

【００２０】Ｂ：０〜0.００３％ Ｂは、高密度エネルギービーム溶接後のＨＡＺ部の強度
を確保して、ＨＡＺ部での破断が起こらないようにする
作用がある。鋼板自体の強度レベルを低くしたいときに
は固溶強化元素であるＳi 、Ｍn 、Ｐの添加量を低くす
る必要があり、その場合にはＢを添加することでＨＡＺ
部を拡げると同時に、ＨＡＺ部の強度を確保することが
できる。しかし、0.００３％を超えて添加しても効果が
飽和してコストアップを招くばかりか、かえって溶接部
およびＨＡＺ部の延性を低下させることになる。したが
って添加量を0.００３％以下に限定した。

【００２１】さらに本発明においては、下式で定義され
るｆ(C, Si, Mn, P, B) の値が2.６以上１2.５以下を満
足することが非常に重要である。

【００２２】

【数３】Ｂ≦0.０００５％の場合は、 f(C,Si,Mn,P,B)=100[%C]+[%Si]+2[%Mn]+50[%P]+9000[%
B] Ｂ＞0.０００５％の場合は、 f(C,Si,Mn,P,B)=100[%C]+[%Si]+2[%Mn]+50[%P]+1000([%
B]-0.0005)+4.5

【００２３】即ち、種々の化学成分を有する極低炭素冷
延鋼板について、高密度エネルギービーム溶接後に平面
ひずみ張り出し試験を行ない、ｆ(C, Si, Mn, P, B) の
値と限界張り出し高さ（ＬＤＨ０）との関係を調査した
結果は図１に示す如くであるが、張り出し試験は、溶接
ビードに対して最大主ひずみ方向が平行になる場合と直
交する場合の両方を行なっている。実際のプレス成形に
おいては様々な方向にひずみが生じるので、少なくとも
溶接ビードに対してひずみ方向が平行になる場合と直交
する場合の両方で成形性が良好であることが要求され
る。なお、図１は後述の実施例１における鋼No. １〜２
３、ａ〜ｈのｆ(C, Si, Mn, P, B) とＬＤＨ０の値をプ
ロットしたものであって、図１よりｆ(C, Si, Mn, P,
B) の値が2.６以上１2.５以下である場合、すなわち
Ｃ、Ｓi 、Ｍn 、Ｐ、Ｂの添加量が本発明に従っている
場合には、平行張り出し、直交張り出しともにＬＤＨ０
が著しく大きくなっており、高密度エネルギービーム溶
接後の成形性に優れていることがわかる。

【００２４】これは、Ｃ、Ｓi 、Ｍn 、Ｐ、Ｂは高密度
エネルギービーム溶接材の主としてＨＡＺ部の強度を高
める作用をそれぞれ有しており、これらの元素の添加量
の合計がある一定値に達しない場合には、母材、溶接部
およびＨＡＺ部の強度バランスが崩れると同時に、ＨＡ
Ｚ部の幅が狭くなるため、直交張り出しにおける成形限
界が低くなることを意味する。また、これらの元素を過
剰に添加すると母材、溶接部およびＨＡＺ部の延性が低
下するため、平行張り出しにおける成形限界が低くなる
ことを示している。なお、ｆ(C, Si, Mn, P, B) におけ
る各元素の係数は実験により決めたものであるが、Ｂに
ついては0.０００５％を超えて添加した分の作用は小さ
くなることから、上式のように係数を場合分けした。

【００２５】本発明における基本元素は以上のとおりで
あるが、さらに、Ｎb ：0.００５〜0.０５％、Ｚr ：0.
００５〜0.０５％、Ｖ：0.００５〜0.０５％の内から選
ばれる１種または２種以上の元素を合計で0.００５〜0.
０５％の範囲で添加することにより、高密度エネルギー
ビーム結合素材の成形性を一層向上させることができ
る。これらの元素はいずれも強力な炭窒化物形成元素で
あって、鋼中の固溶Ｃ、Ｎを固定することによりＨＡＺ
部を含む鋼板全体の延性および深絞り性を改善する。こ
の作用は、基本元素であるＴi と複合させることでより
強く発揮されるが、0.００５％以下の添加では作用が発
揮されない。なお、十分な作用を発揮させるためには、
0.０１％を超えて添加することが望ましい。一方、0.０
５％を超えて添加すると、多量の炭窒化物が析出してＨ
ＡＺ部を含む鋼板全体の延性が低下してしまう。

【００２６】上記したような化学成分を含有する鋼板
は、通常は常法にしたがって転炉または電気炉で溶製、
鋳造し、熱間圧延、冷延圧延を施すことにより所望の板
厚の鋼板にされる。特に限定する必要はないが、加熱温
度を１１５０℃以上、仕上温度をＡ_r3点以上、巻取温度
を５００〜７００℃として熱間圧延を行ない、５０％以
上の圧下率で冷延圧延を施すことで、本発明の効果が最
大限に発揮される。なお、粗圧延を行わない場合でも本
発明の効果は全く損なわれない。

【００２７】冷延圧延後の焼鈍は、バッチ焼鈍、連続焼
鈍のいずれでもかまわないが、バッチ焼鈍の場合には６
５０〜７５０℃、連続焼鈍の場合には７００〜９００℃
の温度で焼鈍することが、高密度エネルギービーム結合
素材の成形性を向上させる上で好ましい。また、溶融め
っきラインを通すことにより、焼鈍およびめっき層の生
成を行った場合や、電気めっき、有機複合皮膜を施した
場合にも本発明の効果は損なわれない。スポット溶接の
ような抵抗溶接とは異なり、高密度エネルギービーム溶
接の場合は照射部分のめっき層は瞬間的に蒸発してしま
うからである。本発明で述べるところの冷延鋼板とは、
めっき、化成処理、塗装などの表面処理を施す場合の原
板も含むものである。

【００２８】なお、本発明による極低炭素冷延鋼板どう
しを高密度エネルギービーム溶接する場合に限らず、本
発明による極低炭素冷延鋼板とその他の鋼板を高密度エ
ネルギービーム溶接する場合にも、結合素材の成形性は
向上する。また、板厚が異なる鋼板を高密度エネルギー
ビーム溶接する場合にも本発明の効果は損なわれない。

【００２９】また、本発明における高密度エネルギービ
ームとは、レーザービーム、電子ビーム、プラズマアー
クなどを指すが、特にレーザービームによる溶接では、
出力：２〜５kw、溶接速度：３〜１０ｍ／min 、焦点位
置：−１〜＋１mm、シールドガス流量：１０〜３０ l／
min の条件で溶接することにより、結合素材の成形性が
一層向上する。

【００３０】

【実施例】

（実施例１）本発明によるものの具体的な実施例につい
て説明すると、まず、本発明者らが具体的に採用した本
発明例および比較例による代表的な鋼の化学成分は次の
表１、表２に示すとおりである。即ち表１、表２の各鋼
は溶製、鋳造し、加熱温度１２００℃、仕上温度９１０
℃、巻取温度６２０℃の条件で熱間圧延を施し、2.８mm
厚の鋼板とした後、酸洗、冷延圧延によって0.７mm厚の
鋼板となした。その後、連続焼鈍によって、８００℃、
９０秒の焼鈍を行った。

【００３１】

【表１】

【００３２】

【表２】

【００３３】上述したようにして得られた各冷延鋼板に
ついて、同一鋼種の鋼板をＣＯ₂ レーザーを用いて突合
わせ溶接した素材を製造した。レーザー照射条件は以下
のとおりである。

【００３４】

【数４】レーザー出力：3.０kw 溶接速度：５ｍ／min 焦光レンズの焦点距離：２５４mm 焦点位置：−0.４mm シールドガスの種類：Ａr シールドガスの流量：２０ l／min

【００３５】これらの素材から図２と図３に示すような
溶接ビード１に対し平行張出しおよび直交張出しの試験
片１０を採取して、平面ひずみ張り出し試験を行なっ
て、限界張り出し高さ（ＬＤＨ０）を調査した。張り出
し試験は、溶接ビード１に対して最大主ひずみ方向２が
平行になる場合と直交する場合の両方を行い、その結果
は次の表３と表４に示す如くである。なお、張り出し試
験の条件は以下のとおりである。

【００３６】

【数５】パンチ：φ１００mm−Ｒ５０mm球頭 ダイス：φ１０６mm−肩Ｒ５０mm 三角ビード付き（ビード位置：φ１３３mm） しわ押え力：６０ton （一定） 潤滑：ポリエチレンフィルム＋高粘度プレス油

【００３７】

【表３】

【００３８】

【表４】

【００３９】即ち、本発明による鋼No. １〜３４は、平
行張り出しではＬＤＨ０が２６mm以上、直交張り出しで
はＬＤＨ０が２７mm以上であり、高密度エネルギービー
ム溶接後のプレス成形性に優れていることがわかる。特
に、Ｎb 、Ｚr 、Ｖを本発明の範囲で添加した鋼No. ２
４〜３４は、Ｎb 、Ｚr 、Ｖを含有していない同種の化
学成分のものと比較すると、ＬＤＨ０が一層大きくなっ
ていることが理解される。ただし、鋼No. ２４と２５の
比較より、これらの元素は0.０１％を超えて添加するこ
とで十分な作用を発揮していることがわかる。

【００４０】なおベース鋼である鋼No. ２の化学成分に
対して、Ｓi 、Ｍn 、Ｐを多く添加して固溶強化した鋼
No. ４〜１０、１５〜１７、１９〜２３は、鋼No. ２と
比較するとＬＤＨ０がやや小さくなっているが、これは
鋼板自体の強度レベルが上昇した分だけ延性が低下した
ことによるものであり、溶接部もしくはＨＡＺ部の特性
が劣化したためではない。また、鋼No. １５〜１７には
Ｂが添加されていないが、ＬＤＨ０は２８mm以上となっ
ており、ｆ(C, Si, Mn, P, B) の値が本発明の範囲に入
っていれば必ずしもＢを添加しなくてもよいことがわか
る。

【００４１】一方、比較例による鋼No. ａ〜ｈは、平行
張り出しでＬＤＨ０が２６mmを下回るか、もしくは直交
張り出しでＬＤＨ０が２７mmを下回っており、高密度エ
ネルギービーム溶接後のプレス成形時に欠陥を生じる可
能性が高く、本発明の目的を達し得ないことが明らかで
ある。これは、鋼No. ａ〜ｈは個々の化学成分の添加量
は本発明にしたがっているものの、ｆ(C, Si, Mn, P,
B) の値が本発明の範囲に入っていないため、溶接部も
しくはＨＡＺ部の延性が低下したり、母材、溶接部およ
びＨＡＺ部の強度バランスが崩れたり、ＨＡＺ部の幅が
狭くなるなどの理由によるものである。

【００４２】（実施例２）前記した表１、表２における
鋼スラブのいくつかを用いて、次の表５に示すような種
々の鋼板を製造した。製造プロセスは実施例１の場合と
基本的に同じであるが、鋼板No. Ｃ２、Ｃ４については
熱間圧延における圧下率のみを変えることにより、最終
的な板厚を変化させている。また、鋼板No. Ａ１、Ａ２
については溶融亜鉛めっきラインを通すことによって連
続焼鈍およびめっき相の生成を行なっている。鋼板No.
Ｂ１、Ｂ２は連続焼鈍後に電気めっきラインを通したも
のである。

【００４３】

【表５】

【００４４】なお、鋼No. Ｄ１はＣ：0.０２％、Ｓi ：
0.０１％、Ｍn ：0.１４％、Ｐ：0.０１７％、Ｓ：0.０
１２％を含有する鋼スラブを素材として製造した、ＳＰ
ＣＥグレードの冷延鋼板であり、鋼板No. Ｄ２はＣ：0.
０８％、Ｓi ：0.０３％、Ｍn ：0.６７％、Ｐ：0.０４
５％、Ｓ：0.００７％を含有する鋼スラブを素材として
製造した、引張強さが３９０ＭＰa 級の低炭素冷延鋼板
である。これらの鋼板を種々に組み合わせてレーザー溶
接した素材から試験片を採取して、平面ひずみ張り出し
試験を行なって、限界張り出し高さ（ＬＤＨ０）を調査
した。鋼板の組み合わせとＬＤＨ０は次の表６に示す如
くである。なお、レーザー照射条件、張出し試験条件は
実施例１の場合と同じである。

【００４５】

【表６】

【００４６】表６によれば、試料No. ＱとＲ、および試
料No. ＳとＴの比較より、本発明による鋼板同士の組み
合わせとすることにより、比較例による鋼板同士の組み
合わせの場合に比べて平行張り出し、もしくは直交張り
出しにおけるＬＤＨ０が著しく大きくなっており、素材
としてめっき鋼板を用いた場合にも本発明の効果は損な
われないことが明らかである。また、試料No. ＵとＶの
比較によれば、板厚が異なる鋼板を高密度エネルギービ
ーム溶接する場合においても、本発明による鋼板を用い
ることによって結合素材の成形性が向上することがわか
る。

【００４７】試料No. ＷとＸは、極低炭素冷延鋼板とＳ
ＰＣＥグレードの低炭素冷延鋼板の組み合わせであり、
試料No. ＹとＺは極低炭素冷延鋼板と３９０ＭＰa 級低
炭素冷延鋼板の組み合わせであるが、組み合わせの一方
に本発明による極低炭素冷延鋼板を用いることによって
平行張り出し、もしくは直交張り出しにおけるＬＤＨ０
が著しく大きくなることがわかる。これは、上記の試料
に対して平面ひずみ張出しを行った場合には極低炭素冷
延鋼板側が破断の原因となるため、本発明による極低炭
素冷延鋼板を用いることで成形性が改善されるからであ
る。したがって、異種材料と組み合わせて高密度エネル
ギービーム結合素材とする場合にも、本発明の効果が発
揮されることは明らかである。

【００４８】

【発明の効果】以上説明した本発明によるときは、高密
度エネルギービーム溶接後の成形性に優れた極低炭素冷
延鋼板および該冷延鋼板を原板とした表面処理鋼板が得
られるため、成形性を損なうことなく例えば自動車車体
などの軽量化や材料の歩留り向上を図ることができるも
ので、工業的に極めて有益な発明である。

【図面の簡単な説明】

【図１】ｆ(C, Si, Mn, P, B) の値と限界張り出し高さ
（ＬＤＨ０）との関係を示したグラフである。

【図２】平面ひずみ張出し試験における平行張出し試験
片の形状を示した平面図である。

【図３】同じく平面ひずみ張出し試験における直交張出
し試験片の形状を示した平面図である。

【符号の説明】

１ 溶接ビード ２ 主ひずみＬ方向 １０ 試験片

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 大北 智良 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 小野 守章 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 海津 享 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 wt％で、Ｃ：0.0005〜0.005 ％、 Si：
   0.005 〜１％、 Mn：0.05〜2.5 ％、 Ｐ：0.005 〜0.1 ％、
   Ｓ：0.02％以下、 sol.Al：0.01〜0.1 ％、 Ｎ：0.005 ％以下、 T
   i：0.005 〜0.15％、 Ｂ：０〜0.003 ％ を含有し、かつ、下式で定義されるｆ(C, Si, Mn, P,
   B) の値が2.６〜１2.５を満足し、残部がＦe および不
   可避的不純物からなることを特徴とする高密度エネルギ
   ービーム溶接後の成形性に優れた極低炭素冷延鋼板およ
   び該冷延鋼板を原板とした表面処理鋼板。 【数１】Ｂ≦0.０００５％の場合は、 f(C,Si,Mn,P,B)=100[%C]+[%Si]+2[%Mn]+50[%P]+9000[%
   B] Ｂ＞0.０００５％の場合は、 f(C,Si,Mn,P,B)=100[%C]+[%Si]+2[%Mn]+50[%P]+1000([%
   B]-0.0005)+4.5
2. 【請求項２】 wt％で、Nb：0.005 〜0.05％、 Zr：0.
   005 〜0.05％、 Ｖ：0.005 〜0.05％ の何れか１種または２種以上を合計で0.００５〜0.０５
   ％の範囲で含有することを特徴とする請求項１に記載の
   高密度エネルギービーム溶接後の成形性に優れた極低炭
   素冷延鋼板および該冷延鋼板を原板とした表面処理鋼
   板。