JPH10195597A - 接合性に優れた薄鋼板 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】成形性に優れ、ろう付けや溶接時の溶融金属脆
性による破断や疲労強度の低下がない接合性に優れた薄
鋼板を提供すること。 【解決手段】Ｃ：０．００３〜０．０１％、Ｍｎ：０．
０５〜０．５％、Ｐ：０．０２％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：
０．１％以下、Ｔｉ：４８×（Ｎ／１４）〜４８×
｛（Ｎ／１４）＋（Ｓ／３２）｝％、Ｎｂ：９３×（Ｃ
／１２）〜０．１％、Ｂ：０．０００５〜０．００３
％、Ｎ：０．０１％以下、Ｎｉ：０．０５％以下、であ
る接合性に優れた薄鋼板、および、上記の化学組成の
内、Ｎ含有量が０．００４〜０．０１％、Ｎｉ含有量
０．０５％以下、かつ（Ｎｉ／Ｃｕ）≧１、Ｃｕ含有量
が０．０５％以下である接合性に優れた薄鋼板。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、成形性が良好で、
溶接やろう付け等の方法で鋼板を接合するときの加熱の
影響による脆化や強度低下が生じ難い接合性に優れた薄
鋼板に関する。

【０００２】

【従来の技術】自動車あるいは家電製品に用いられる薄
鋼板は、成形後はんだ合金やろう材を用いてろう付けし
たり、溶接して組立てられる場合が多い。ろう付け時に
はろう材は融点以上に加熱されて溶融状態になった後に
再凝固する。また、めっき鋼板を溶接する場合には、め
っき層は一旦溶融状態になった後に再凝固する。このよ
うにろう付けや溶接をする場合に、鋼板表面に融点が低
い金属が溶融して存在する瞬間がある。

【０００３】一般的にプレス成形すると製品には様々な
残留応力が残る。残留応力が存在する高温の鋼板にろう
材やＺｎ、Ａｌなどが溶融状態で接すると、これらの金
属が鋼板の結晶粒界に侵入して結晶粒界の強度を弱め、
粒界脆性破壊を生じたり、繰り返し応力を受けた際に疲
労強度が大幅に低下したりすることがある。これは一般
的には、はんだ脆性または溶融金属脆性と称されてい
る。

【０００４】自動車や家電製品には、プレス成形性を重
視して極低炭素ＩＦ（Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ Ｆｒ
ｅｅ）鋼板を使用することが多くなっている。ＩＦ鋼で
は鋼中のＣが全て炭化物として固定され結晶粒界が清浄
になるので溶融金属が粒界に浸入しやすい。このため、
極低炭素ＩＦ鋼板あるいはこれを母材とするめっき鋼板
ではろう付け部や溶接熱影響部で溶融金属脆性が生じや
すい。

【０００５】また、極低炭ＩＦ鋼を母材としたＺn めっ
き鋼板あるいはＡl めっき鋼板において、Ｃｕ含有量が
高い母材を用いると溶接部近傍の鋼が脆くなりやすい。
この理由は定かではないが、めっき層のＺｎやＡｌおよ
び鋼板中のＣｕが溶融して溶融部近傍の結晶粒界に浸入
し、結晶粒界でＺｎ−Ｃｕ合金やＡｌ−Ｃｕ合金が形成
されて結晶粒界が脆化するのではないかと推定される。
Ａｌめっき鋼板を溶接する場合には、亜鉛めっき鋼板以
上にＣｕによる脆化現象が生じやすい。Ｚｎめっき鋼板
の場合には、溶融部のＺｎはある程度蒸発するが、Ａｌ
は沸点が亜鉛よりも高く、Ｚｎ以上にＡｌが溶接部に残
留しやすいためであろうと推測される。固溶Ｃを炭化物
として固定して製造される極低炭素のＩＦ鋼板ではこの
現象が顕著に現れる。これらの問題が成形性に優れるＩ
Ｆ鋼の活用を妨げる要因になっている。

【０００６】溶融金属脆性を防止する方法が種々提案さ
れている。特開昭６０−９２４５３号公報にはＴｉ−Ｂ
−Ｃｒを含有するろう付溶接用冷延鋼板が開示されてい
る。特開昭６３−２４３２２５号公報には、極低Ｃ鋼に
Ｔｉ−Ｂ、Ｔｉ−Ｂ−Ｃｒ、Ｔｉ−Ｎｂ−ＢあるいはＴ
ｉ−Ｎｂ−Ｂ−Ｃｒを含有させた耐ろう接割れ性に優れ
た冷延鋼板の製造法が開示されている。特開平３−１７
３７１７号公報には低Ｃ−Ａｌキルド鋼にＢを含有させ
る銅系ろう付け用冷延鋼板の製造方法が開示されてい
る。特開昭６４−４４５６号公報には低Ｃ−Ａｌキルド
鋼にＢを含有させた母材を用いる耐溶接割れ性に優れた
銅めっき鋼板とその製造法が開示されている。しかしこ
れらの方法のみでは、溶融金属脆性の防止効果は十分で
はない。

【０００７】溶接部近傍の熱影響部はオーステナイト域
以上に加熱される。ろう付けにおいても、安価で施工し
やすいので広く用いられる４−６黄銅の融点は９００℃
前後であるので、ろう付けに際して接合部は９５０℃以
上、即ちオーステナイト域まで加熱される。鋼板をオー
ステナイト域以上に加熱すると鋼板中の炭化物が溶解す
るため、オーステナイト結晶粒が異常に大きく成長する
ことがある。粗大なオーステナイト結晶粒から生成する
フェライト結晶粒は粒径が大きくなりやすく、その部分
の静的強度や疲労強度が低下しやすい。特に結晶粒界が
清浄な極低炭ＩＦ鋼においてこの現象が著しい。

【０００８】鋼板の接合においてはこれらの溶融金属脆
性や強度低下を共に防止することが望まれるが、これま
での方法ではいずれもその効果が十分ではなく、所望の
強度を確保するために接合部材の厚みを増したり、溶接
部のめっき皮膜を除去して溶接する等の対応がとられて
いる。

【０００９】

【発明が解決しようとする課題】本発明が解決しようと
する課題は、成形性に優れ、ろう付け部や溶接部で溶融
金属脆性や接合強度の低下がない接合性に優れた薄鋼板
を提供することである。

【００１０】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨は下記
（１）および（２）に記載の接合性に優れた薄鋼板にあ
る。

【００１１】（１）重量％で、Ｃ：０．００３〜０．０
１％、Ｍｎ：０．０５〜０．５％、Ｐ：０．０２％以
下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下、Ｔｉ：４８×（Ｎ／
１４）〜４８×｛（Ｎ／１４）＋（Ｓ／３２）｝％、Ｎ
ｂ：９３×（Ｃ／１２）〜０．１％、Ｂ：０．０００５
〜０．００３％、Ｎ：０．０１％以下、Ｎｉ：０．０５
％以下、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組
成を有する接合性に優れた薄鋼板。ここで、記号Ｓは鋼
板中のＳの含有量（重量％）を表す。

【００１２】（２）重量％で、Ｃ：０．００３〜０．０
１％、Ｍｎ：０．０５〜０．５％、Ｐ：０．０２％以
下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：４８×
（Ｎ／１４）〜４８×｛（Ｎ／１４）＋（Ｓ／３２）｝
％、Ｎｂ：９３×（Ｃ／１２）〜０．１％、Ｂ：０．０
００５〜０．００３％、Ｎ：０．００４〜０．０１％、
Ｎｉ：０．０５％以下、かつ（Ｎｉ／Ｃｕ）≧１、残部
Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、不
可避的不純物中のＣｕ含有量が０．０５％以下である接
合性に優れた薄鋼板。ここで、記号Ｓは、鋼板中のＳの
含有量（重量％）を表す。

【００１３】本発明は、ろう付け時や溶接時に受ける熱
履歴による鋼板の組織と強度の変化に関する以下の新た
な知見を得て完成されたものである。

【００１４】 極低炭素鋼中にＮｂＣを析出させてお
けば、オーステナイト域に加熱された場合に生じやすい
オーステナイト結晶粒の異常成長を抑制できる。

【００１５】極低炭素鋼をＩＦ鋼化するときに生じるＮ
ｂＣ、ＴｉＣ等の炭化物は結晶粒界移動の障害になるの
で結晶粒の粗大化防止に有効な手段である。しかし、い
ずれの炭化物もオーステナイト域のような高温では鋼中
に再固溶する。

【００１６】鋼板を加熱した場合、ＴｉＣは、フェライ
ト域では殆ど再固溶しないがオーステナイト域になると
一気に再固溶する。フェライト域での結晶粒成長を強力
に抑制していたＴｉＣが突然無くなるため、オーステナ
イト結晶粒は逆に急激に成長する。このため、ＴｉＣを
含む鋼板をオーステナイト域に加熱すると、結果的には
ＴｉＣを含まない鋼よりも粗大なオーステナイト結晶粒
組織になる場合がある。

【００１７】他方、ＮｂＣを含む鋼板が加熱されると、
ＮｂＣはフェライト域から徐々に再固溶し、これに伴っ
て結晶粒も徐々に大きくなる。このため、鋼板温度がオ
ーステナイト域になってＮｂＣが完全に再固溶してしま
った後でも、結晶粒はそれ以上にはさほど大きくはなら
ない。したがい、オーステナイトの異常粒成長を防止す
る炭化物としては、ＴｉＣではなくてＮｂＣが適してい
る。

【００１８】 鋼板中に所定の量以上のＮｂＣを確保
し、かつ、Ｂと共存させると、ろう付け後や溶接後の急
冷により硬質なアシキュラー・フェライト組織が生じ
る。これにより、ろう付け部や溶接部の強度低下を防ぐ
ことができる。これは一旦固溶したＮｂＣが溶接後再析
出する前に急速に冷却されるため、焼入れ効果が生じる
ためと考えられる。

【００１９】 めっき鋼板の母材である極低炭ＩＦ鋼
に、そのＣｕ含有量に対応して適量のＮｉを含有させる
と溶接溶融部近傍の脆化が抑制される。この理由は定か
ではないが、溶融部が凝固するときにＣｕ−Ｎｉ合金が
形成されて、結晶粒界でのＺｎ−Ｃｕ合金や、Ａｌ−Ｃ
ｕ合金の形成が抑制されるのではないかと推測される。

【００２０】 ＩＦ鋼では鋼中の不純物が少ないため
に、溶接時に一旦溶融する部分の結晶組織は粗大化しや
すい。このため、溶接部の静的強度および疲労強度が低
下する場合がある。溶融部の結晶組織は鋼板中にＴｉＮ
を含ませることで微細にできる。これはＴｉＮが凝固核
となること、および、ＴｉＮが結晶粒界の移動を抑制す
るためと推測される。

【００２１】

【発明の実施の形態】本発明の実施に際し、各要因や条
件を限定した理由を以下に述べる。なお、以下に記す化
学組成の％表示は重量％を意味する。

【００２２】Ｃ：一般的には、成形性の観点から少ない
ほど好ましい。しかし本発明では、溶接時の加熱による
熱影響部の結晶粒の粗大化に伴う溶接組み立て製品の強
度や疲労強度の低下等を防ぐための析出物形成元素とし
て積極的に添加する。加熱による強度低下を防止するに
は析出物の数を増すのが効果的である。このため鋼中の
Ｃ含有量は０．００３％以上とする。Ｃ含有量が高すぎ
ると固溶Ｃを固定するのに必要なＮｂの量が増すので経
済性を損なう。また、ＮｂＣの析出量が多くなり過ぎる
と、再結晶温度が高くなり、鋼板の成形性が低下する。
このためＣ含有量は０．０１％を上限とする。望ましく
は、０．００４〜０．００６％含有させる。

【００２３】Ｍｎ：鋼中の不純物であり熱間脆性の原因
ともなるＳは、本発明では、まずＴｉＳとして固定して
無害化する。しかし後述するようにＴｉＣの析出を避け
るためにＴｉ含有量を低めに制限する必要があるので、
ＴｉＳにならないでＳが残存する場合がある。Ｍｎは、
ＴｉＳとして固定されなかったＳをＭｎＳとして固定す
るために含有させる。このため、Ｍｎ含有量の下限は
０．０５％とする。Ｍｎが過剰になると鋼中の全ＳがＭ
ｎＳになり、ＴｉＳになるべきＴｉがＴｉＣを形成す
る。ＴｉＣはオーステナイト結晶粒の粗大化させ、溶接
熱影響部の強度を低くするおそれがあるので好ましくな
い。これを避けるためにＭｎ含有量の上限は０．５％と
する。 Ｐ：不可避的不純物として鋼中に含有されるが、溶接時
やろう付け時の熱影響部で結晶粒界に偏析して、これら
の部分を脆化させるおそれがあるので、Ｐの含有量は
０．０２％以下とする。

【００２４】Ｔｉ：鋼中のＮ全量と、Ｓの全量または一
部をＴｉＮまたはＴｉＳとして固定して成形性を改善す
るために添加する。本発明では、ＴｉＣを形成させな
い。Ｎ全量を固定するためにＴｉ含有量の下限は４８×
（Ｎ／１４）％とする。ＴｉＣを形成させないためにＴ
ｉ含有量の上限は４８×｛（Ｎ／１４）＋（Ｓ／３
２）｝％とする。

【００２５】Ｎｂ：固溶ＣをＮｂＣとして固定すること
で成形性を改善し、また、ＮｂＣを高温域での結晶粒成
長を抑制するのに活用する。そのため、Ｎｂ含有量の下
限は９３×（Ｃ／１２）％とする。しかし、０．１％を
超えて含有させると再結晶温度が高くなり製品の特性が
低下するので、０．１％を上限とする。

【００２６】Ｂ：ＩＦ鋼の結晶粒界に偏析して溶接時や
ろう付け時に生じる溶融金属脆性を防止する効果があ
る。溶融金属脆性を防止するにはＢを０．０００５％以
上含有させることが必要である。他方、過剰に含有させ
るとその防止効果が飽和するうえ深絞り性の劣化も顕著
になるので、その含有量の上限を０．００３％とする。 ｓｏｌ．Ａｌ：必須元素ではないが、鋼を脱酸する作用
があるので、脱酸剤として用いるのが望ましい。脱酸効
果を確保するためにｓｏｌ．Ａｌは０．０１％以上添加
するのが好ましく、また、ｓｏｌ・Ａｌを過剰に含有す
ると経済性が損なわれるのでその上限は０．１％とす
る。

【００２７】Ｎ：必須元素ではないが、Ｔｉと結合して
窒化物を形成し、溶接時に生じる溶融部の結晶組織を微
細化し、溶接部の強度を改善する効果があるので必要に
応じて添加してもよい。結晶組織を微細化する効果を十
分に得るにはＮは０．００４％以上含有させるのが好ま
しい。Ｎを０．０１％を超えて含有させると、Ｔｉ添加
量が多くなり経済性に欠けるうえ、ＴｉＮの析出量が多
くなって鋼板の成形性が損なわれる。このため、Ｎの上
限は０．０１％とする。

【００２８】Ｎｉ：不可避的不純物としてのＣｕを多く
含む母材にＺｎやＡｌをめっきした鋼板を溶接した時に
生じやすい溶融部近傍の脆化を抑制する効果がある。こ
のため、必要に応じてＮｉを含有させることが出来る。
この効果を得るにはＣｕ含有量の１倍以上Ｎｉを含有さ
せるのが好ましい。過剰に含有させても、脆化を抑制す
る効果が飽和するうえ、加工性が損なわれるのでその上
限は０．０５％とする。

【００２９】上記以外はＦｅおよび不可避的不純物であ
るが、不可避的不純物の中でもＣｕおよびＳについては
以下のように制限するのが好適である。

【００３０】Ｃｕ：溶解原料等から混入する不可避的不
純物である。高温状態でＺｎやＡｌと共存すると溶接時
にＺｎやＡｌと共に結晶粒界に浸入して溶融部近傍を脆
化させるので、少ないほど好ましい。Ｎｉ含有量を調整
して溶接部の脆化を効果的に抑制するためにＣｕの含有
量は０．０５％以下とする。

【００３１】Ｓ：不可避的不純物として鋼中に含有され
るが、鋼を熱間圧延する時の赤熱脆性の原因になること
があり、また、鋼板の成形性を阻害するので０．０１％
以下とするのがよい。

【００３２】本発明の薄鋼板の製造方法は特定するもの
ではないが、例えば、転炉や電気炉など通常用いられて
いる方法で溶製し、必要に応じて真空脱ガス処理等を施
して上記の化学組成の鋼とし、鋼塊にして分塊圧延する
方法や連続鋳造法等によってスラブとし、熱間圧延し、
必要に応じて酸洗して熱延鋼板とする。また、常法によ
り、冷間圧延、焼鈍、調質圧延などを施して冷延鋼板と
するか、さらには、これらの熱延鋼板や冷延鋼板の表面
にめっきを施してもよい。めっきする金属はＦｅよりも
融点が低い金属または合金が適用でき、例えば、Ｚｎ、
Ａｌ、Ｐｂ、Ｓｎなどや、Ｚｎ−Ｆｅ、Ｚｎ−Ａｌその
他の合金が挙げられる。めっき方法は任意であるが、例
えば、電気めっき法、溶融めっき法、蒸着めっき法等が
適用できる。

【００３３】熱間圧延鋼板として使用する場合には、鋼
板の成形性を向上させるために熱間圧延工程における巻
取温度を５５０℃以上にするのが好ましい。また冷間圧
延鋼板として用いる場合には、その焼鈍を連続焼鈍法で
施すのが経済的であり好ましい。連続焼鈍を施す際に
は、焼鈍温度で均熱した後６５０℃までの冷却を平均５
℃／秒以下の冷却速度で徐冷するのが好ましい。これら
の処理によりＢのフェライト粒界への偏析が促進され、
耐溶融金属脆性が一層向上する。

【００３４】

【実施例】

（実施例１）実験用真空溶解炉を用いて、表１に示した
化学組成を有する鋼を溶解し、熱間鍛造により厚さ２５
ｍｍ、幅２１０ｍｍの実験用スラブとした。

【００３５】

【表１】

【００３６】これらを電気炉で１２５０℃にて１時間加
熱した後、１１５０℃から９３０℃の温度範囲で、実験
用熱間圧延機による３パスの圧延で５ｍｍの厚さに圧延
した。圧延後直ちに強制空冷あるいは水スプレー冷却に
より４５０〜８００℃の温度に冷却し、それぞれの温度
に保持した電気炉に入れて１時間保持した後、２０℃／
時で常温まで炉冷した。得られた鋼板の表裏面を研削し
て厚さ３．２ｍｍとし、これを冷間圧延して厚さ０．８
ｍｍ、幅２１０ｍｍの冷延板を得た。これらの冷延板を
赤外線加熱炉にて、１０℃／秒の加熱速度で８２０℃ま
で加熱し、４０秒間保持し、６５０℃まで３℃／秒の冷
却速度で徐冷し、それ以降は５０℃／秒の冷却速度で室
温まで冷却した。焼鈍後、伸び率０．８％の調質圧延を
施した。得られた冷間圧延鋼板の成形性を、ＪＩＳ Ｚ
２２０１に規定される５号引張試験片による引張特性
で評価した。

【００３７】耐溶融金属脆性は図１に示す方法で評価し
た。幅２５ｍｍ、長さ６０ｍｍの平行部を有する鋼板試
料１に、両端に装備した保持具３、ワイヤー４を介して
重錘２による引張荷重を負荷する。その状態で鋼板試料
１の上面中央部にフラックス（ナイス社製Ｆ１０Ｓ）を
置き、鋼板試料下面のガスバーナー（図示せず）によっ
て２０℃／秒の加熱速度で９５０℃まで加熱する。ろう
材６としてはＪＩＳＺ ３２６２に規定されるＢＣｕＺ
ｎ−２（４―６黄銅）を用い、これをフラックスの上に
置く。ろう材の溶解により鋼板試料の温度は一旦低下す
るが、この温度が再度９５０℃に復帰してから３０秒間
その荷重を掛けたまま保持する。重錘２の質量を変えて
試験を行ない、上記の３０秒間に脆性破壊する下限の荷
重を求め、初期断面に対する応力を計算してこれを「脆
化臨界応力」とした。試料の温度は試料に付した熱電対
（図示せず）で測定した。

【００３８】ろう付け時や溶接時に高温に加熱されるこ
とによる鋼板の強度低下状況は、これらの熱履歴を模擬
した熱処理を施した鋼板の常温での引張破断応力をＪＩ
ＳＺ ２２０１に規定される５号引張試験片で求めて評
価した。以下、この応力を「熱処理後の破断応力」と記
す。上記の熱処理は、電気炉にて鋼板試料を２０℃／秒
の加熱速度で９５０℃まで加熱し、３０秒間保持した後
５００℃まで空冷し、以降常温まで水冷するものであ
る。

【００３９】鋼板試料の引張特性、脆化臨界応力、熱処
理後の破断応力等の測定結果を表２に示す。

【００４０】

【表２】

【００４１】表２に示されるように、本発明の化学組成
を満たす鋼１〜５から試作した鋼板はいずれも脆化臨界
応力が１８ＭＰａ以上あり、熱処理後の破断応力も３０
０ＭＰａ以上の優れたろう付け性を有する。これらの鋼
板は、ｒ値が１．７以上、全延びが４５％以上の引張特
性を示しており、プレス成形性も良好である。これに対
し、Ｃ含有量が本発明に規定する範囲に満たない鋼６の
鋼板は熱処理後の破断応力が低下している。ＣとＮｂを
過剰に含む鋼７およびＢを過剰に含む鋼９の鋼板は、い
ずれも脆化臨界応力は良好であるが、ＮｂＣの過剰な析
出あるいはＢの過剰な固溶により成形性を示す特性が劣
化している。Ｂが不足している鋼８の鋼板は脆化臨界応
力が低く、Ｔｉを過剰に含有する鋼１０の鋼板はＴｉＣ
が過剰に析出し、高温加熱時に結晶粒が粗大化したため
に熱処理後の破断応力が低下した。鋼１１は、Ｐ含有量
が高く、脆化臨界応力が劣る。鋼１２はＮ含有量が過剰
であり、成形性が好ましくない。

【００４２】（実施例２）実験用真空溶解炉を用いて、
表３に示した化学組成を有する鋼を溶解し、熱間鍛造に
より厚さ２５ｍｍ、幅２１０ｍｍの実験用スラブとし
た。

【００４３】

【表３】

【００４４】これらを実施例１に記載したのと同一の条
件で、熱間圧延、冷間圧延、焼鈍および調質圧延を施し
て厚さ０．８ｍｍ、幅２１０ｍｍの冷延鋼板を得た。こ
れらの冷延鋼板に、電気めっきシミュレーターにて片面
当たりの付着量が３０ｇ／ｍ² のＺｎめっきを両面に施
した。得られたＺｎめっき鋼板からＪＩＳ Ｚ ２２０
１に規定される５号引張試験片を採取して引張試験に供
した。また、実施例１に記載したのと同様の方法で脆化
臨界応力と熱処理後の破断応力を求めた。さらに、それ
ぞれのめっき鋼板から得た幅５０ｍｍの試験片２枚を重
ね合わせ、直径６ｍｍのドーム型電極を用いて、通電時
間１０サイクル、電流８ｋＡ、加圧力２００ｋｇｆの条
件でスポット溶接を行った。溶接後、溶接部に試験片表
面に平行な方向の引張荷重を０〜ｍａｘ．の間で繰り返
して付加する片振り法で試験し、１０⁷ 回の繰り返しで
破断しない最大荷重（せん断引張疲労強度）を求めた。
これらの諸性能測定結果を表４に示す。

【００４５】

【表４】

【００４６】本発明が規定する化学組成である鋼Ａ、
Ｂ、Ｃ、Ｄ、ＥおよびＦはいずれも成形性が良好で、脆
化臨界応力や熱処理後の破断応力も良好である。さらに
ＮとＮｉの含有量が、本発明の規定する好ましい範囲で
ある鋼Ａ、Ｂ、ＣおよびＤは、スポット溶接部のせん断
引張疲労強度が１２９０Ｎ以上で良好である。これに対
して、Ｎ含有量が好ましい範囲よりも低い鋼Ｅでは溶融
部の結晶組織が粗大になったために疲労強度が鋼Ａ等に
較べてやや劣り、Ｎｉ／Ｃｕ比が好ましい範囲よりも低
い鋼Ｆでは溶接部の疲労強度が鋼Ａ等に較べて低下して
いる。Ｃｕ含有量が本発明の規定する上限を外れた鋼Ｇ
ではＮｉを過剰に添加しているにもかかわらず疲労強度
が低下している。

【００４７】

【発明の効果】本発明の薄鋼板は成形性が良好で、耐溶
融金属脆性が優れており、ろう付け部の強度や、溶接部
の疲労強度も優れている。

【図面の簡単な説明】

【図１】耐溶融金属脆化臨界応力の測定方法の概要を示
す斜視図である。

【符号の説明】

１ 鋼板試料 ２ 重錘 ３ 鋼板試料保持具 ４ 荷重負荷用ワイヤー ５ 固定壁 ６ ろう材

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量％で、Ｃ：０．００３〜０．０１％、
   Ｍｎ：０．０５〜０．５％、Ｐ：０．０２％以下、ｓｏ
   ｌ．Ａｌ：０．１％以下、Ｔｉ：４８×（Ｎ／１４）〜
   ４８×｛（Ｎ／１４）＋（Ｓ／３２）｝％、Ｎｂ：９３
   ×（Ｃ／１２）〜０．１％、Ｂ：０．０００５〜０．０
   ０３％、Ｎ：０．０１％以下、Ｎｉ：０．０５％以下、
   残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有す
   る接合性に優れた薄鋼板。ここで、記号Ｓは鋼板中のＳ
   の含有量（重量％）を表す。
2. 【請求項２】重量％で、Ｃ：０．００３〜０．０１％、
   Ｍｎ：０．０５〜０．５％、Ｐ：０．０２％以下、ｓｏ
   ｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：４８×（Ｎ／１
   ４）〜４８×｛（Ｎ／１４）＋（Ｓ／３２）｝％、Ｎ
   ｂ：９３×（Ｃ／１２）〜０．１％、Ｂ：０．０００５
   〜０．００３％、Ｎ：０．００４〜０．０１％、Ｎｉ：
   ０．０５％以下、かつ（Ｎｉ／Ｃｕ）≧１、残部Ｆｅお
   よび不可避的不純物からなる化学組成を有し、不可避的
   不純物中のＣｕ含有量が０．０５％以下である接合性に
   優れた薄鋼板。ここで、記号Ｓは、鋼板中のＳの含有量
   （重量％）を表す。