JPH11279689A - スポット溶接継手の疲労特性と成形性に優れた冷延鋼板 - Google Patents
スポット溶接継手の疲労特性と成形性に優れた冷延鋼板Info
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- JPH11279689A JPH11279689A JP8657398A JP8657398A JPH11279689A JP H11279689 A JPH11279689 A JP H11279689A JP 8657398 A JP8657398 A JP 8657398A JP 8657398 A JP8657398 A JP 8657398A JP H11279689 A JPH11279689 A JP H11279689A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】スポット溶接継手の疲労特性と成形性の優れた
冷延鋼板を提供する。 【解決手段】質量％にて、Ｃ：０．００５％以下、Ｓ
ｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｐ：０．０５
％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．００４％以
下、Ｍｇ＝０．０００１〜０．０１％、Ｏ：０．００１
〜０．０１％、Ｎ：０．００１〜０．０１％を含み、さ
らに、Ｔｉ、Ｎｂの一方あるいは双方をＴｉ／４８＞Ｎ
／１４、かつ｛（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３）＞（Ｃ／１
２＋Ｎ／１４＋Ｓ／３２）｝であるように含み、残部が
Ｆｅ及び不可避的不純物から成り、平均粒子径で０．０
０５μｍ以上、０．１μｍ以下のＭｇとＴｉの酸化物お
よび／または複合酸化物を面密度で４０個／ｍｍ2 以上
含有することを特徴とするスポット溶接継手の疲労特性
と成形性に優れた冷延鋼板。
冷延鋼板を提供する。 【解決手段】質量％にて、Ｃ：０．００５％以下、Ｓ
ｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｐ：０．０５
％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．００４％以
下、Ｍｇ＝０．０００１〜０．０１％、Ｏ：０．００１
〜０．０１％、Ｎ：０．００１〜０．０１％を含み、さ
らに、Ｔｉ、Ｎｂの一方あるいは双方をＴｉ／４８＞Ｎ
／１４、かつ｛（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３）＞（Ｃ／１
２＋Ｎ／１４＋Ｓ／３２）｝であるように含み、残部が
Ｆｅ及び不可避的不純物から成り、平均粒子径で０．０
０５μｍ以上、０．１μｍ以下のＭｇとＴｉの酸化物お
よび／または複合酸化物を面密度で４０個／ｍｍ2 以上
含有することを特徴とするスポット溶接継手の疲労特性
と成形性に優れた冷延鋼板。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、スポット溶接継手
の疲労特性と成形性に優れた冷延鋼板に関するものであ
る。
の疲労特性と成形性に優れた冷延鋼板に関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】近年、自動車用鋼板に要求される材料特
性は年々高度になっている。特に自動車のフェンダーや
オイルパン等については、極めて過酷なプレス成形がな
されることから、深絞り性および延性についてはより一
層の向上が期待されてきた。折から、ＲＨ（Ｒｕｈｒｓ
ｔａｈｌ−Ｈｅｒａｕｓ）やＤＨ（Ｄｏｒｔｍｕｎｔ−
Ｈｏｒｄｅ）などの真空脱ガス技術の発展にともない鋼
中の固溶元素を低減し成形性を向上させた極低炭素鋼が
開発され、それまで使用されてきた低炭素Ａｌキルド鋼
に代わって用いられるようになった。さらに最近ではＴ
ｉ、Ｎｂ等によって鋼中の固溶Ｃ、Ｎをｓｃａｖｅｎｇ
ｉｎｇすることで飛躍的に成形性を向上させた鋼とし
て、特開平１−２２５７２７号公報、特開平２−３４７
２２号公報等に開示されているＩｎｔｅｒｓｔｉｔｉａ
ｌ ａｔｏｍｓ ｆｒｅｅ ｓｔｅｅｌ（以下ＩＦ鋼）
が、広く用いられるようになっている。
性は年々高度になっている。特に自動車のフェンダーや
オイルパン等については、極めて過酷なプレス成形がな
されることから、深絞り性および延性についてはより一
層の向上が期待されてきた。折から、ＲＨ（Ｒｕｈｒｓ
ｔａｈｌ−Ｈｅｒａｕｓ）やＤＨ（Ｄｏｒｔｍｕｎｔ−
Ｈｏｒｄｅ）などの真空脱ガス技術の発展にともない鋼
中の固溶元素を低減し成形性を向上させた極低炭素鋼が
開発され、それまで使用されてきた低炭素Ａｌキルド鋼
に代わって用いられるようになった。さらに最近ではＴ
ｉ、Ｎｂ等によって鋼中の固溶Ｃ、Ｎをｓｃａｖｅｎｇ
ｉｎｇすることで飛躍的に成形性を向上させた鋼とし
て、特開平１−２２５７２７号公報、特開平２−３４７
２２号公報等に開示されているＩｎｔｅｒｓｔｉｔｉａ
ｌ ａｔｏｍｓ ｆｒｅｅ ｓｔｅｅｌ（以下ＩＦ鋼）
が、広く用いられるようになっている。
【０００３】一方、サスペンションアーム、ロードホイ
ール等の足廻り部品やサイドメンバー、クロスメンバー
等の内板構造部材においては、成形性、静的強度などに
加えて耐久性が強く求められるのは当然のことながら、
フロア、ダッシュ等の内板パネルおよびフードアウタ
ー、トランクリッドアウター等の外板部品についても、
走行時の振動によって外力が繰返し加えられるため、疲
労耐久性が求められている。
ール等の足廻り部品やサイドメンバー、クロスメンバー
等の内板構造部材においては、成形性、静的強度などに
加えて耐久性が強く求められるのは当然のことながら、
フロア、ダッシュ等の内板パネルおよびフードアウタ
ー、トランクリッドアウター等の外板部品についても、
走行時の振動によって外力が繰返し加えられるため、疲
労耐久性が求められている。
【０００４】このような内外板部品の接合にはスポット
溶接が多用され、一台の乗用車のスポット溶接の打点数
は数千点にも及ぶものもある。こうしたスポット溶接継
手部分はその形状から応力集中が起こりやすく、自動車
走行時の振動による疲労破壊の起点になる危険性があ
る。一般に疲労特性は、材料の引張強度や降伏強度に比
例しているが、スポット溶接部の疲労特性は、その形状
および、溶接によって受ける局部的な温度履歴のため、
静的強度による整理が困難であり、その材料設計には特
別な配慮が必要である。しかし、このようなスポット溶
接継手部の疲労特性について述べられているものは極め
て少ない。
溶接が多用され、一台の乗用車のスポット溶接の打点数
は数千点にも及ぶものもある。こうしたスポット溶接継
手部分はその形状から応力集中が起こりやすく、自動車
走行時の振動による疲労破壊の起点になる危険性があ
る。一般に疲労特性は、材料の引張強度や降伏強度に比
例しているが、スポット溶接部の疲労特性は、その形状
および、溶接によって受ける局部的な温度履歴のため、
静的強度による整理が困難であり、その材料設計には特
別な配慮が必要である。しかし、このようなスポット溶
接継手部の疲労特性について述べられているものは極め
て少ない。
【０００５】例えば、特公平３−５６３０１号公報に
は、スポット溶接前の原板中に未再結晶組織を５〜３０
％残留させることでスポット溶接後の溶接継手部近傍の
硬度分布を最適化しスポット溶接継手部の疲労強度を向
上させる発明が開示されている。また、特公平５−５７
３３０号公報には、Ｔｉ、ＮｂおよびＢを複合添加しス
ポット溶接部を細粒化することで疲労強度の改善を狙っ
た発明が開示されている。一方、特公平７−５６０５４
号公報には、Ｏ量およびＡｌ（％）／Ｎ（％）の値を規
定し、特にＡｌ／Ｎ≧３０とすることで溶接部の組織を
改善し、疲労強度を向上させることを特徴とする発明が
開示されている。
は、スポット溶接前の原板中に未再結晶組織を５〜３０
％残留させることでスポット溶接後の溶接継手部近傍の
硬度分布を最適化しスポット溶接継手部の疲労強度を向
上させる発明が開示されている。また、特公平５−５７
３３０号公報には、Ｔｉ、ＮｂおよびＢを複合添加しス
ポット溶接部を細粒化することで疲労強度の改善を狙っ
た発明が開示されている。一方、特公平７−５６０５４
号公報には、Ｏ量およびＡｌ（％）／Ｎ（％）の値を規
定し、特にＡｌ／Ｎ≧３０とすることで溶接部の組織を
改善し、疲労強度を向上させることを特徴とする発明が
開示されている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記従
来技術の特公平３−５６３０１号公報に記載の発明で
は、未再結晶組織は、深絞り性および張出し性などの成
形性には有害であるため、高度なプレス成形性を要求さ
れる自動車の内外板部品への適用には不適当である。ま
た、上記従来技術の特公平５−５７３３０号公報に記載
の発明では、疲労限については従来の低炭素鋼と同等以
上の特性が得られているものの、１００万回以下の低サ
イクルにおける時間強度を向上させるためには、さらに
スキンパス圧延率を上げことが必須とされている。しか
しながら、そのように焼鈍後に過度の冷間圧延を施すこ
とは伸びなどの材質劣化をもたらすので成形性にとって
好ましくない。
来技術の特公平３−５６３０１号公報に記載の発明で
は、未再結晶組織は、深絞り性および張出し性などの成
形性には有害であるため、高度なプレス成形性を要求さ
れる自動車の内外板部品への適用には不適当である。ま
た、上記従来技術の特公平５−５７３３０号公報に記載
の発明では、疲労限については従来の低炭素鋼と同等以
上の特性が得られているものの、１００万回以下の低サ
イクルにおける時間強度を向上させるためには、さらに
スキンパス圧延率を上げことが必須とされている。しか
しながら、そのように焼鈍後に過度の冷間圧延を施すこ
とは伸びなどの材質劣化をもたらすので成形性にとって
好ましくない。
【０００７】特公平７−５６０５４号公報に記載の発明
では、Ａｌ／Ｎ≧３０を満たすためには、Ｎを少なくす
るか、Ａｌの添加量を増やさなければならない。Ｎを極
端に少なくすることは、製鋼コストの増加につながる。
一方、Ａｌの増加は、表面性状の劣化につながるのでい
ずれも好ましくない。そこで、本発明は、非常に過酷な
成形性を要求され、かつ良好なスポット溶接継手疲労特
性を必要とする自動車部品への適用を目指すため、深絞
り性をはじめとするプレス成形性を損なうことなくスポ
ット溶接継手疲労特性を改善できる自動車用深絞り用鋼
板を提供することを目的とするものである。
では、Ａｌ／Ｎ≧３０を満たすためには、Ｎを少なくす
るか、Ａｌの添加量を増やさなければならない。Ｎを極
端に少なくすることは、製鋼コストの増加につながる。
一方、Ａｌの増加は、表面性状の劣化につながるのでい
ずれも好ましくない。そこで、本発明は、非常に過酷な
成形性を要求され、かつ良好なスポット溶接継手疲労特
性を必要とする自動車部品への適用を目指すため、深絞
り性をはじめとするプレス成形性を損なうことなくスポ
ット溶接継手疲労特性を改善できる自動車用深絞り用鋼
板を提供することを目的とするものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】発明者らは、スポット溶
接継手の疲労特性を向上させるための長年にわたる研究
の成果として、まず従来鋼である低炭素Ａｌキルド鋼の
疲労破壊の起点が母材部であるのに対して、ＩＦ鋼のそ
れがシートセパレーション先端であることを見出した
（図１参照）。そこで、更に同じスポット溶接継手であ
りながら両鋼種の間で疲労破壊の起点が異なる原因を詳
細に調査したところ、スポット溶接によって溶融した部
位（ナゲット）の周囲に生成した熱影響部（Ｈｅａｔ
Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ：以下ＨＡＺ）の特性が両
者で大きく異なることが判明した。
接継手の疲労特性を向上させるための長年にわたる研究
の成果として、まず従来鋼である低炭素Ａｌキルド鋼の
疲労破壊の起点が母材部であるのに対して、ＩＦ鋼のそ
れがシートセパレーション先端であることを見出した
（図１参照）。そこで、更に同じスポット溶接継手であ
りながら両鋼種の間で疲労破壊の起点が異なる原因を詳
細に調査したところ、スポット溶接によって溶融した部
位（ナゲット）の周囲に生成した熱影響部（Ｈｅａｔ
Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ：以下ＨＡＺ）の特性が両
者で大きく異なることが判明した。
【０００９】すなわち、一般にスポット溶接継手部に外
力が加えられるとシートセパレーション先端に最も応力
集中が起こると考えられる。また、標準的な溶接条件に
よればシートセパレーション先端はＨＡＺに含まれる。
その結果、該部で生じた応力の大きさとＨＡＺの強度の
大小関係により、前者が大きいＩＦ鋼ではシートセパレ
ーション先端が疲労破壊の起点となり、後者の方が大き
い低炭素Ａｌキルド鋼では、ＨＡＺより強度の低い母材
が疲労破壊の起点となるという機構を解明するに至った
のである。
力が加えられるとシートセパレーション先端に最も応力
集中が起こると考えられる。また、標準的な溶接条件に
よればシートセパレーション先端はＨＡＺに含まれる。
その結果、該部で生じた応力の大きさとＨＡＺの強度の
大小関係により、前者が大きいＩＦ鋼ではシートセパレ
ーション先端が疲労破壊の起点となり、後者の方が大き
い低炭素Ａｌキルド鋼では、ＨＡＺより強度の低い母材
が疲労破壊の起点となるという機構を解明するに至った
のである。
【００１０】また、ＨＡＺの強度が両鋼種で異なる理由
についても検討し、低炭素Ａｌキルド鋼のＨＡＺのミク
ロ組織はスポット溶接時の加熱によってα→γ→αの変
態によって細粒化されているのに対して、ＩＦ鋼では高
純化によりＡｃ3 変態点が上昇したことでスポット溶接
時の加熱によるα→γ→αの変態が起こらずα域におい
て粒成長のみが起こったためにＨＡＺのミクロ組織が粗
大化し、結果的にＨＡＺが疲労破壊の起点となったこと
も見出した。そしてＩＦ鋼のＨＡＺを強化するにはスポ
ット溶接時のフェライト粒の粒成長を抑制することが重
要であると考え、ＩＦ鋼の他の特性への影響を極力少な
くしてそれを為しうる方法について鋭意研究を重ねた結
果、ＭｇとＴｉの酸化物および／または複合酸化物を予
め分散させておくとＨＡＺのフェライト粒の粒成長を抑
制することを見出した。
についても検討し、低炭素Ａｌキルド鋼のＨＡＺのミク
ロ組織はスポット溶接時の加熱によってα→γ→αの変
態によって細粒化されているのに対して、ＩＦ鋼では高
純化によりＡｃ3 変態点が上昇したことでスポット溶接
時の加熱によるα→γ→αの変態が起こらずα域におい
て粒成長のみが起こったためにＨＡＺのミクロ組織が粗
大化し、結果的にＨＡＺが疲労破壊の起点となったこと
も見出した。そしてＩＦ鋼のＨＡＺを強化するにはスポ
ット溶接時のフェライト粒の粒成長を抑制することが重
要であると考え、ＩＦ鋼の他の特性への影響を極力少な
くしてそれを為しうる方法について鋭意研究を重ねた結
果、ＭｇとＴｉの酸化物および／または複合酸化物を予
め分散させておくとＨＡＺのフェライト粒の粒成長を抑
制することを見出した。
【００１１】また、ＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化
物によってＨＡＺが強化されたＩＦ鋼は、疲労き裂の起
点がＨＡＺから母材部に移った結果、疲労限が低炭素Ａ
ｌキルド鋼と同等になることを確認した。さらに、これ
らの酸化物は、焼鈍時の再結晶の粒成長過程には何ら影
響を及ぼさず、スポット溶接時のＨＡＺのミクロ組織の
粗大化のみを抑制することも新たに知見した。
物によってＨＡＺが強化されたＩＦ鋼は、疲労き裂の起
点がＨＡＺから母材部に移った結果、疲労限が低炭素Ａ
ｌキルド鋼と同等になることを確認した。さらに、これ
らの酸化物は、焼鈍時の再結晶の粒成長過程には何ら影
響を及ぼさず、スポット溶接時のＨＡＺのミクロ組織の
粗大化のみを抑制することも新たに知見した。
【００１２】以下にこの発明の基礎となった実験結果に
ついて述べる。まず、本発明におけるスポット溶接継手
の疲労特性の改善効果について調査を行った。表１に示
した化学組成の鋼（鋼イを除く）を１１５０℃で１時間
加熱後、仕上温度（ＦＴ）９２０℃で熱間圧延し、７０
０℃で巻取った。酸洗後圧延率８０％で冷間圧延を施
し、焼鈍炉で８１０℃で１分間、冷却速度２０℃／ｓで
焼鈍し、１％のスキンパス圧延を行った。なお、鋼イに
ついては１２３０℃で１時間加熱後、仕上温度（ＦＴ）
８７０℃で熱間圧延し、５５０℃で巻取り、酸洗後圧延
率７５％で冷間圧延を施し、箱型焼鈍炉（ＢＡＦ：Ｂｏ
ｘ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ Ｆｕｒｎａｃｅ）で最高炉温
７２０℃にて焼鈍し、１％のスキンパス圧延を行った。
ついて述べる。まず、本発明におけるスポット溶接継手
の疲労特性の改善効果について調査を行った。表１に示
した化学組成の鋼（鋼イを除く）を１１５０℃で１時間
加熱後、仕上温度（ＦＴ）９２０℃で熱間圧延し、７０
０℃で巻取った。酸洗後圧延率８０％で冷間圧延を施
し、焼鈍炉で８１０℃で１分間、冷却速度２０℃／ｓで
焼鈍し、１％のスキンパス圧延を行った。なお、鋼イに
ついては１２３０℃で１時間加熱後、仕上温度（ＦＴ）
８７０℃で熱間圧延し、５５０℃で巻取り、酸洗後圧延
率７５％で冷間圧延を施し、箱型焼鈍炉（ＢＡＦ：Ｂｏ
ｘ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ Ｆｕｒｎａｃｅ）で最高炉温
７２０℃にて焼鈍し、１％のスキンパス圧延を行った。
【００１３】
【表１】
【００１４】このようにして得られた焼鈍板の機械的性
質は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１記載の５号試験片にて、Ｊ
ＩＳ Ｚ ２２４１記載の引張試験方法で測定した。ま
た、スポット溶接継手部の疲労特性は、図２に示すよう
な板厚０．８ｍｍ、長さ１４０ｍｍ、幅４０ｍｍの試験
板をＪＩＳ Ｚ ３１３８のスポット溶接継手の疲れ試
験方法に従って表２に示したスポット溶接条件で溶接し
て作成した。そして、引張せん断疲労試験は、米国ＭＴ
Ｓ社製１０ｔテストスター電気油圧式サーボ型疲労試験
機を用い応力比Ｒ＝０．０５、繰返し速度７〜１５Ｈ
ｚ、荷重波形は、正弦波の試験条件で行った。試験条件
の詳細は表３に示す。なお、試験中、試験片に所定の応
力が付加されているかどうかを確認するために試験片表
裏にひずみゲージを貼り付けて試験中に荷重波形を監視
した。
質は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１記載の５号試験片にて、Ｊ
ＩＳ Ｚ ２２４１記載の引張試験方法で測定した。ま
た、スポット溶接継手部の疲労特性は、図２に示すよう
な板厚０．８ｍｍ、長さ１４０ｍｍ、幅４０ｍｍの試験
板をＪＩＳ Ｚ ３１３８のスポット溶接継手の疲れ試
験方法に従って表２に示したスポット溶接条件で溶接し
て作成した。そして、引張せん断疲労試験は、米国ＭＴ
Ｓ社製１０ｔテストスター電気油圧式サーボ型疲労試験
機を用い応力比Ｒ＝０．０５、繰返し速度７〜１５Ｈ
ｚ、荷重波形は、正弦波の試験条件で行った。試験条件
の詳細は表３に示す。なお、試験中、試験片に所定の応
力が付加されているかどうかを確認するために試験片表
裏にひずみゲージを貼り付けて試験中に荷重波形を監視
した。
【００１５】
【表２】
【００１６】
【表３】
【００１７】図３に、スポット溶接継手部の硬度分布を
示す。低炭素Ａｌキルド鋼である鋼イのＨＡＺの硬度
は、母材と比較して十分に高い。これに対して、Ｍｇを
添加していないＩＦ鋼である鋼ロでは、ＨＡＺの硬度が
母材のそれと殆んど同等である。一方、Ｍｇを添加した
ＩＦ鋼である鋼ハのＨＡＺの硬度は、母材と比較して低
炭素Ａｌキルド鋼並に高いレベルにある。図４にスポッ
ト溶接継手の疲れ試験の結果を示す。ＩＦ鋼のうちでＭ
ｇを添加していない鋼ロは、低炭素Ａｌキルド鋼である
鋼イと比較して疲労限および有限寿命域における時間強
度ともに低い。これに対してＭｇを添加した鋼ハは疲労
限、時間強度とも低炭素Ａｌキルド鋼である鋼イと同等
以上の強度を示している。
示す。低炭素Ａｌキルド鋼である鋼イのＨＡＺの硬度
は、母材と比較して十分に高い。これに対して、Ｍｇを
添加していないＩＦ鋼である鋼ロでは、ＨＡＺの硬度が
母材のそれと殆んど同等である。一方、Ｍｇを添加した
ＩＦ鋼である鋼ハのＨＡＺの硬度は、母材と比較して低
炭素Ａｌキルド鋼並に高いレベルにある。図４にスポッ
ト溶接継手の疲れ試験の結果を示す。ＩＦ鋼のうちでＭ
ｇを添加していない鋼ロは、低炭素Ａｌキルド鋼である
鋼イと比較して疲労限および有限寿命域における時間強
度ともに低い。これに対してＭｇを添加した鋼ハは疲労
限、時間強度とも低炭素Ａｌキルド鋼である鋼イと同等
以上の強度を示している。
【００１８】次に、ＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化
物径がＨＡＺのビッカース硬度およびランクフォード値
に及ぼす効果について調査を行った。鋼ハの成分の鋼を
ベースとし、脱酸剤であるＡｌ、Ｓｉ、ＴｉおよびＭｇ
等の添加順序、添加間隔等を製鋼工程にてさまざまに変
化させ得られた鋼片を１１５０℃で１時間加熱後、仕上
温度（ＦＴ）９２０℃で熱間圧延し、７００℃で巻取っ
た。酸洗後圧延率８０％で冷間圧延を施し、焼鈍炉で８
１０℃で１分間、冷却速度２０℃／ｓで焼鈍し、１％の
スキンパス圧延を行った。このようにして得られた焼鈍
板のランクフォード値の測定とスポット溶接を行い、Ｈ
ＡＺのビッカース硬度の測定をＪＩＳＺ ２２４４記載
に従って行った。
物径がＨＡＺのビッカース硬度およびランクフォード値
に及ぼす効果について調査を行った。鋼ハの成分の鋼を
ベースとし、脱酸剤であるＡｌ、Ｓｉ、ＴｉおよびＭｇ
等の添加順序、添加間隔等を製鋼工程にてさまざまに変
化させ得られた鋼片を１１５０℃で１時間加熱後、仕上
温度（ＦＴ）９２０℃で熱間圧延し、７００℃で巻取っ
た。酸洗後圧延率８０％で冷間圧延を施し、焼鈍炉で８
１０℃で１分間、冷却速度２０℃／ｓで焼鈍し、１％の
スキンパス圧延を行った。このようにして得られた焼鈍
板のランクフォード値の測定とスポット溶接を行い、Ｈ
ＡＺのビッカース硬度の測定をＪＩＳＺ ２２４４記載
に従って行った。
【００１９】一方、ＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化
物の状態は、供試鋼の１／４厚のところから透過型電子
顕微鏡サンプルを採取し、エネルギー分散型Ｘ線分光
（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ
Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｅ：ＥＤＳ）や電子エネルギー
損失分光（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｅｎｅｒｇｙ Ｌｏｓｓ
Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｅ：ＥＥＬＳ）の組成分析機能
を加えた、２００ｋＶの加速電圧の電界放射型電子銃
（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｇｕｎ：ＦＥＧ）を
搭載した透過型電子顕微鏡によって観察した。観察され
る粒子の組成は、上記ＥＤＳおよびＥＥＬＳによりＭｇ
とＴｉの酸化物および複合酸化物であることを確認し
た。
物の状態は、供試鋼の１／４厚のところから透過型電子
顕微鏡サンプルを採取し、エネルギー分散型Ｘ線分光
（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ
Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｅ：ＥＤＳ）や電子エネルギー
損失分光（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｅｎｅｒｇｙ Ｌｏｓｓ
Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｅ：ＥＥＬＳ）の組成分析機能
を加えた、２００ｋＶの加速電圧の電界放射型電子銃
（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｇｕｎ：ＦＥＧ）を
搭載した透過型電子顕微鏡によって観察した。観察され
る粒子の組成は、上記ＥＤＳおよびＥＥＬＳによりＭｇ
とＴｉの酸化物および複合酸化物であることを確認し
た。
【００２０】また、本発明で規定するＭｇとＴｉの酸化
物および複合酸化物の平均粒子径は、観察される粒子を
それぞれ測定したもののその一視野での平均の値であ
る。また、ＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物の面密
度（１ｍｍ2 あたりの個数）はＣＭＡ（コンピュータマ
イクロアナライザー）を用いて、供試鋼の１／４厚のと
ころから試料を採取し、試料表面の５ｍｍ×０．５ｍｍ
の範囲に１μｍ径のビームを照射し、単位面積あたりの
数を計算して求めた。測定した後、スポット溶接を施
し、疲労試験を行った。
物および複合酸化物の平均粒子径は、観察される粒子を
それぞれ測定したもののその一視野での平均の値であ
る。また、ＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物の面密
度（１ｍｍ2 あたりの個数）はＣＭＡ（コンピュータマ
イクロアナライザー）を用いて、供試鋼の１／４厚のと
ころから試料を採取し、試料表面の５ｍｍ×０．５ｍｍ
の範囲に１μｍ径のビームを照射し、単位面積あたりの
数を計算して求めた。測定した後、スポット溶接を施
し、疲労試験を行った。
【００２１】図５にＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化
物の粒子の大きさとＨＡＺのビッカース硬度およびラン
クフォード値の測定結果を示す。なお、図中でｒｍ値と
は、平均ランクフォード値｛ｒｍ＝（ｒ０＋２ｒ４５＋
ｒ９０）／４｝であり、ｒ値の値は１５％における板厚
の変化量を板幅の変化量で除した値である。また、ｒ
０、ｒ４５、ｒ９０はそれぞれ、圧延方向、圧延方向か
ら４５°方向、圧延方向から９０°の板幅方向でのｒ値
である。本発明は、上記知見により構成したものであ
り、その要旨は、以下の通りである。
物の粒子の大きさとＨＡＺのビッカース硬度およびラン
クフォード値の測定結果を示す。なお、図中でｒｍ値と
は、平均ランクフォード値｛ｒｍ＝（ｒ０＋２ｒ４５＋
ｒ９０）／４｝であり、ｒ値の値は１５％における板厚
の変化量を板幅の変化量で除した値である。また、ｒ
０、ｒ４５、ｒ９０はそれぞれ、圧延方向、圧延方向か
ら４５°方向、圧延方向から９０°の板幅方向でのｒ値
である。本発明は、上記知見により構成したものであ
り、その要旨は、以下の通りである。
【００２２】（１）質量％にて、Ｃ：≦０．００５％、
Ｓｉ：≦０．１％、Ｍｎ：≦０．５％、Ｐ：≦０．０５
％、Ｓ：≦０．０２％、Ａｌ：≦０．００４％、Ｍｇ：
０．０００１〜０．０１％、Ｏ：０．００１〜０．０１
％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、を含み、さらにＴｉ
をＴｉ／４８＞Ｎ／１４、かつＴｉ、Ｎｂの一方あるい
は双方を｛（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３）＞（Ｃ／１２＋
Ｎ／１４＋Ｓ／３２）｝であるように含み、残部がＦｅ
及び不可避的不純物から成ることを特徴とするスポット
溶接継手の疲労特性と成形性に優れた冷延鋼板。 （２）前記鋼板が、さらに、質量％にて、Ｂ：０．００
０３〜０．００２％を含むことを特徴とする前記（１）
に記載のスポット溶接継手の疲労特性と成形性に優れた
冷延鋼板。
Ｓｉ：≦０．１％、Ｍｎ：≦０．５％、Ｐ：≦０．０５
％、Ｓ：≦０．０２％、Ａｌ：≦０．００４％、Ｍｇ：
０．０００１〜０．０１％、Ｏ：０．００１〜０．０１
％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、を含み、さらにＴｉ
をＴｉ／４８＞Ｎ／１４、かつＴｉ、Ｎｂの一方あるい
は双方を｛（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３）＞（Ｃ／１２＋
Ｎ／１４＋Ｓ／３２）｝であるように含み、残部がＦｅ
及び不可避的不純物から成ることを特徴とするスポット
溶接継手の疲労特性と成形性に優れた冷延鋼板。 （２）前記鋼板が、さらに、質量％にて、Ｂ：０．００
０３〜０．００２％を含むことを特徴とする前記（１）
に記載のスポット溶接継手の疲労特性と成形性に優れた
冷延鋼板。
【００２３】（３）前記鋼板のミクロ組織中に、平均粒
子径が０．００５μｍ以上、０．１μｍ以下であるＭｇ
とＴｉの酸化物および／または複合酸化物を含有するこ
とを特徴とする前記（１）または（２）に記載のスポッ
ト溶接継手の疲労特性と成形性に優れた冷延鋼板。 （４）前記ＭｇとＴｉの酸化物および／または複合酸化
物の面密度が４０個／ｍｍ2 以上であることを特徴とす
る前記（３）に記載のスポット溶接継手の疲労特性と成
形性に優れた冷延鋼板にある。また、上記の本発明は、
溶融亜鉛めっき鋼板にも適用可能である。
子径が０．００５μｍ以上、０．１μｍ以下であるＭｇ
とＴｉの酸化物および／または複合酸化物を含有するこ
とを特徴とする前記（１）または（２）に記載のスポッ
ト溶接継手の疲労特性と成形性に優れた冷延鋼板。 （４）前記ＭｇとＴｉの酸化物および／または複合酸化
物の面密度が４０個／ｍｍ2 以上であることを特徴とす
る前記（３）に記載のスポット溶接継手の疲労特性と成
形性に優れた冷延鋼板にある。また、上記の本発明は、
溶融亜鉛めっき鋼板にも適用可能である。
【００２４】
【発明の実施の形態】以下、本発明の構成要素について
説明する。まず、本発明の化学成分の限定理由について
説明する。 Ｃ：Ｃは冷延時に固溶状態で鋼中に存在していると、後
の焼鈍時に深絞り性にとって好ましくない方位が生成す
るので０．００５％以下、好ましくは０．００３％以下
がよい。
説明する。まず、本発明の化学成分の限定理由について
説明する。 Ｃ：Ｃは冷延時に固溶状態で鋼中に存在していると、後
の焼鈍時に深絞り性にとって好ましくない方位が生成す
るので０．００５％以下、好ましくは０．００３％以下
がよい。
【００２５】Ｓｉ：Ｓｉは固溶強化元素であり０．１％
を越えて添加すると固溶硬化が著しくなり加工用に不適
当になるばかりでなく、ランクフォード値を劣化させか
つ溶融亜鉛めっきの密着性を悪くするため０．１％以下
とした。好ましくは０．０５％以下がよい。 Ｍｎ：Ｍｎは０．５％を越えて添加するとランクフォー
ド値が劣化し、また延性も低下するため０．５％以下と
した。
を越えて添加すると固溶硬化が著しくなり加工用に不適
当になるばかりでなく、ランクフォード値を劣化させか
つ溶融亜鉛めっきの密着性を悪くするため０．１％以下
とした。好ましくは０．０５％以下がよい。 Ｍｎ：Ｍｎは０．５％を越えて添加するとランクフォー
ド値が劣化し、また延性も低下するため０．５％以下と
した。
【００２６】Ｐ：Ｐは粒界に偏析し粒界脆化を起こし、
二次加工割れの原因となる元素である。ただし、０．０
５％以下ならば、許容できる範囲である。 Ｓ：Ｓは多すぎると熱間圧延時の割れを引き起こすばか
りでなく、ランクフォード値の劣化を起こすので極力低
減させるべきであるが０．０２％以下ならば許容できる
範囲である。
二次加工割れの原因となる元素である。ただし、０．０
５％以下ならば、許容できる範囲である。 Ｓ：Ｓは多すぎると熱間圧延時の割れを引き起こすばか
りでなく、ランクフォード値の劣化を起こすので極力低
減させるべきであるが０．０２％以下ならば許容できる
範囲である。
【００２７】Ａｌ：Ａｌは、溶鋼脱酸のために添加する
が、０．００４％超添加するとＭｇ添加の効果を阻害す
るために０．００４％以下とする。 Ｍｇ：Ｍｇは、酸素と結合して微細な酸化物を形成す
る。鋼中に微細に分散したＭｇ酸化物はピニング効果に
よって、ＨＡＺでの結晶粒の粗大化を抑制し、ＨＡＺ軟
化を防止する効果のある。このためには０．０００１％
以上必要である。しかし、０．０１％超添加してもその
効果は飽和してしまうばかりでなく、製鋼技術上非常に
難しい。従って、Ｍｇの添加量は０．０００１％以上、
０．０１％以下とする。
が、０．００４％超添加するとＭｇ添加の効果を阻害す
るために０．００４％以下とする。 Ｍｇ：Ｍｇは、酸素と結合して微細な酸化物を形成す
る。鋼中に微細に分散したＭｇ酸化物はピニング効果に
よって、ＨＡＺでの結晶粒の粗大化を抑制し、ＨＡＺ軟
化を防止する効果のある。このためには０．０００１％
以上必要である。しかし、０．０１％超添加してもその
効果は飽和してしまうばかりでなく、製鋼技術上非常に
難しい。従って、Ｍｇの添加量は０．０００１％以上、
０．０１％以下とする。
【００２８】Ｏ：Ｏは、スポット溶接時にＨＡＺの結晶
粒の粗大化を抑制し、ＨＡＺ軟化を防止する効果のある
Ｍｇまたは／およびＴｉを含む微細な粒子を得るために
は、０．００１％以上必要である。しかし、０．０１％
超では、酸化物が粗大化し、その効果が失われるばかり
か、成形性に好ましくないＣ系介在物が増加する。従っ
て、Ｏの含有量は、０．００１％以上、０．０１％以下
とする。
粒の粗大化を抑制し、ＨＡＺ軟化を防止する効果のある
Ｍｇまたは／およびＴｉを含む微細な粒子を得るために
は、０．００１％以上必要である。しかし、０．０１％
超では、酸化物が粗大化し、その効果が失われるばかり
か、成形性に好ましくないＣ系介在物が増加する。従っ
て、Ｏの含有量は、０．００１％以上、０．０１％以下
とする。
【００２９】Ｎ：Ｎは、ＨＡＺ軟化を防止する効果のあ
るＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物を形成し、ＨＡ
Ｚ軟化を防止する効果がある。この効果を得るために、
Ｎは、０．００１％以上含有する必要がある。しかし、
ランクフォード値向上にとって好ましくない元素である
ので、Ｎの含有量は、０．００１％以上、０．０１％以
下とする。 Ｂ：Ｂは二次加工割れを防止するために添加する。ただ
し、０．０００３％未満の添加では、その効果がなく、
０．００２％超添加してもその効果は飽和してしまう。
従って、Ｂの添加量は、０．０００３％以上、０．００
２％以下とする。
るＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物を形成し、ＨＡ
Ｚ軟化を防止する効果がある。この効果を得るために、
Ｎは、０．００１％以上含有する必要がある。しかし、
ランクフォード値向上にとって好ましくない元素である
ので、Ｎの含有量は、０．００１％以上、０．０１％以
下とする。 Ｂ：Ｂは二次加工割れを防止するために添加する。ただ
し、０．０００３％未満の添加では、その効果がなく、
０．００２％超添加してもその効果は飽和してしまう。
従って、Ｂの添加量は、０．０００３％以上、０．００
２％以下とする。
【００３０】Ｔｉ、Ｎｂ：Ｔｉ、Ｎｂは｛（Ｔｉ／４８
＋Ｎｂ／９３）＞（Ｃ／１２＋Ｎ／１４＋Ｓ／３２）｝
の関係を満たす範囲でＮ、Ｃ、Ｓを析出物として固定し
成形性を確保する。特に、Ｔｉは、ＨＡＺ軟化を防止す
る効果のあるＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物を形
成に必要である。また、Ｔｉは、γ相の高温域において
ＴｉＮとして析出するが、Ｔｉ／４８≦Ｎ／１４ではＴ
ｉＮとして固溶Ｎが十分固定されず残存した固溶Ｎが深
絞り性を劣化させるだけでなく、ＢＮとして析出して二
次加工性に有効なＢが確保されない。さらに、Ｔｉは
０．０３％以上添加すると溶融亜鉛めっきの密着性を悪
くし、プレス成形時にパウダリングを起こす。一方、Ｎ
ｂは、０．０３％以上添加すると再結晶温度を上昇させ
るので焼鈍時に十分再結晶が完了させることができずラ
ンクフォード値の劣化を招く。そこで、Ｔｉ、Ｎｂの含
有量は、Ｔｉ／４８＞Ｎ／１４、｛（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ
／９３）＞（Ｃ／１２＋Ｎ／１４＋Ｓ／３２）｝を満た
す範囲に限定する。好ましくは、Ｔｉ、Ｎｂ共にそれぞ
れ０．０３％以下がよい。なお、本発明において上記以
外の成分はＦｅとなるが、スクラップ等の溶製原料から
混入する不可避的不純物の含有は許容される。
＋Ｎｂ／９３）＞（Ｃ／１２＋Ｎ／１４＋Ｓ／３２）｝
の関係を満たす範囲でＮ、Ｃ、Ｓを析出物として固定し
成形性を確保する。特に、Ｔｉは、ＨＡＺ軟化を防止す
る効果のあるＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物を形
成に必要である。また、Ｔｉは、γ相の高温域において
ＴｉＮとして析出するが、Ｔｉ／４８≦Ｎ／１４ではＴ
ｉＮとして固溶Ｎが十分固定されず残存した固溶Ｎが深
絞り性を劣化させるだけでなく、ＢＮとして析出して二
次加工性に有効なＢが確保されない。さらに、Ｔｉは
０．０３％以上添加すると溶融亜鉛めっきの密着性を悪
くし、プレス成形時にパウダリングを起こす。一方、Ｎ
ｂは、０．０３％以上添加すると再結晶温度を上昇させ
るので焼鈍時に十分再結晶が完了させることができずラ
ンクフォード値の劣化を招く。そこで、Ｔｉ、Ｎｂの含
有量は、Ｔｉ／４８＞Ｎ／１４、｛（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ
／９３）＞（Ｃ／１２＋Ｎ／１４＋Ｓ／３２）｝を満た
す範囲に限定する。好ましくは、Ｔｉ、Ｎｂ共にそれぞ
れ０．０３％以下がよい。なお、本発明において上記以
外の成分はＦｅとなるが、スクラップ等の溶製原料から
混入する不可避的不純物の含有は許容される。
【００３１】次に、本発明の鋼板に含まれるＭｇとＴｉ
の酸化物および複合酸化物の存在状態について説明す
る。ここで、ＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物と
は、ＭｇＯのようなＭｇ単独およびＴｉ2 Ｏ3 のような
Ｔｉ単独の酸化物粒子およびその複合酸化物粒子だけで
なく、それら以外の酸化物およびＴｉＮ、ＭｎＳ等の析
出物が含まれるような複合粒子のことを指す。ただし、
これらの粒子の直径が、平均粒子径で０．００５μｍ未
満であると再結晶焼鈍時の粒成長が妨げられ良好なラン
クフォード値が得られない。また、０．１μｍ超である
とスポット溶接時のフェライト粒の粒成長を抑制するこ
とが不十分になり十分なＨＡＺの強度が得られずスポッ
ト溶接継手の疲労特性の向上が望めない。従って、ラン
クフォード値およびＨＡＺの強度の両方を満足させるた
めには、ＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物の平均粒
子径を０．００５μｍ以上、０．１μｍ以下とする。
の酸化物および複合酸化物の存在状態について説明す
る。ここで、ＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物と
は、ＭｇＯのようなＭｇ単独およびＴｉ2 Ｏ3 のような
Ｔｉ単独の酸化物粒子およびその複合酸化物粒子だけで
なく、それら以外の酸化物およびＴｉＮ、ＭｎＳ等の析
出物が含まれるような複合粒子のことを指す。ただし、
これらの粒子の直径が、平均粒子径で０．００５μｍ未
満であると再結晶焼鈍時の粒成長が妨げられ良好なラン
クフォード値が得られない。また、０．１μｍ超である
とスポット溶接時のフェライト粒の粒成長を抑制するこ
とが不十分になり十分なＨＡＺの強度が得られずスポッ
ト溶接継手の疲労特性の向上が望めない。従って、ラン
クフォード値およびＨＡＺの強度の両方を満足させるた
めには、ＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物の平均粒
子径を０．００５μｍ以上、０．１μｍ以下とする。
【００３２】また、ＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化
物の面密度は、４０個／ｍｍ2 未満では、これら粒子の
数が少なくスポット溶接時のフェライト粒の粒成長を抑
制することが不十分になり十分なＨＡＺの強度が得られ
ずスポット溶接継手の疲労特性の向上が望めない。従っ
て、ＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物の面密度は、
４０個／ｍｍ2 以上とする。
物の面密度は、４０個／ｍｍ2 未満では、これら粒子の
数が少なくスポット溶接時のフェライト粒の粒成長を抑
制することが不十分になり十分なＨＡＺの強度が得られ
ずスポット溶接継手の疲労特性の向上が望めない。従っ
て、ＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物の面密度は、
４０個／ｍｍ2 以上とする。
【００３３】
【実施例】以下に、実施例により本発明をさらに説明す
る。表４に示す鋼成分の鋼を、転炉にて溶製して連続鋳
造後、その鋳片を加熱温度１１５０℃で再加熱し、９１
０℃〜９３０℃の仕上げ圧延の温度範囲で６．０ｍｍに
圧延した後７１０℃で巻き取った。酸洗後、０．８ｍｍ
まで冷間圧延を施し、連続焼鈍ライン（最高加熱温度８
１０℃、スキンパス圧延率０．８％）を通板した。ただ
し、鋼Ｈについては、冷延後溶融亜鉛めっきライン（最
高加熱温度８２０℃、溶融亜鉛めっき４６０℃、合金化
処理５２０℃×２０秒、スキンパス圧延率０．８％）を
通板した。
る。表４に示す鋼成分の鋼を、転炉にて溶製して連続鋳
造後、その鋳片を加熱温度１１５０℃で再加熱し、９１
０℃〜９３０℃の仕上げ圧延の温度範囲で６．０ｍｍに
圧延した後７１０℃で巻き取った。酸洗後、０．８ｍｍ
まで冷間圧延を施し、連続焼鈍ライン（最高加熱温度８
１０℃、スキンパス圧延率０．８％）を通板した。ただ
し、鋼Ｈについては、冷延後溶融亜鉛めっきライン（最
高加熱温度８２０℃、溶融亜鉛めっき４６０℃、合金化
処理５２０℃×２０秒、スキンパス圧延率０．８％）を
通板した。
【００３４】
【表４】
【００３５】このようにして得られた焼鈍板の機械的性
質を、ＪＩＳ Ｚ ２２０１記載の５号試験片にて、Ｊ
ＩＳ Ｚ ２２４１記載の引張試験方法で測定した。ま
た、スポット溶接継手部の疲労特性は、図２に示すよう
な板厚０．８ｍｍ、長さ１４０ｍｍ、幅４０ｍｍの試験
板を、ＪＩＳ Ｚ ３１３８のスポット溶接継手の疲れ
試験方法に従って、表２に示したスポット溶接条件で溶
接して作成した。そして、引張せん断疲労試験は、米国
ＭＴＳ社製１０ｔテストスター電気油圧式サーボ型疲労
試験機を用い応力比Ｒ＝０．０５、繰返し速度７〜１５
Ｈｚ、荷重波形は、正弦波の試験条件で行った。試験条
件の詳細は表３に示す。
質を、ＪＩＳ Ｚ ２２０１記載の５号試験片にて、Ｊ
ＩＳ Ｚ ２２４１記載の引張試験方法で測定した。ま
た、スポット溶接継手部の疲労特性は、図２に示すよう
な板厚０．８ｍｍ、長さ１４０ｍｍ、幅４０ｍｍの試験
板を、ＪＩＳ Ｚ ３１３８のスポット溶接継手の疲れ
試験方法に従って、表２に示したスポット溶接条件で溶
接して作成した。そして、引張せん断疲労試験は、米国
ＭＴＳ社製１０ｔテストスター電気油圧式サーボ型疲労
試験機を用い応力比Ｒ＝０．０５、繰返し速度７〜１５
Ｈｚ、荷重波形は、正弦波の試験条件で行った。試験条
件の詳細は表３に示す。
【００３６】なお、試験中、試験片に所定の応力が付加
されているかどうかを確認するために試験片表裏にひず
みゲージを貼り付けて試験中に荷重波形を監視した。試
験結果を、表５に示す。ただし、表中の記号において、
ＹＰは降伏強度、ＴＳは引張強度、Ｅｌは破断伸び、Ｈ
ｖはＨＡＺのビッカース硬度の平均値、ＦＬはスポット
溶接部の疲労限ｒｍはランクフォード値である。
されているかどうかを確認するために試験片表裏にひず
みゲージを貼り付けて試験中に荷重波形を監視した。試
験結果を、表５に示す。ただし、表中の記号において、
ＹＰは降伏強度、ＴＳは引張強度、Ｅｌは破断伸び、Ｈ
ｖはＨＡＺのビッカース硬度の平均値、ＦＬはスポット
溶接部の疲労限ｒｍはランクフォード値である。
【００３７】
【表５】
【００３８】一方、ＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化
物の状態は、供試鋼の１／４厚のところから透過型電子
顕微鏡サンプルを採取し、エネルギー分散型Ｘ線分光
（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ
Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｅ：ＥＤＳ）や電子エネルギー
損失分光（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｅｎｅｒｇｙ Ｌｏｓｓ
Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｅ：ＥＥＬＳ）の組成分析機能
を加えた、２００ｋＶの加速電圧の電界放射型電子銃
（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｇｕｎ：ＦＥＧ）を
搭載した透過型電子顕微鏡によって観察した。観察され
る粒子の組成は、上記ＥＤＳおよびＥＥＬＳによりＭｇ
Ｏ単独および結晶学的に平行関係にあるＭｇＯとＴｉＮ
の複合粒であることを確認した。
物の状態は、供試鋼の１／４厚のところから透過型電子
顕微鏡サンプルを採取し、エネルギー分散型Ｘ線分光
（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ
Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｅ：ＥＤＳ）や電子エネルギー
損失分光（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｅｎｅｒｇｙ Ｌｏｓｓ
Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｅ：ＥＥＬＳ）の組成分析機能
を加えた、２００ｋＶの加速電圧の電界放射型電子銃
（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｇｕｎ：ＦＥＧ）を
搭載した透過型電子顕微鏡によって観察した。観察され
る粒子の組成は、上記ＥＤＳおよびＥＥＬＳによりＭｇ
Ｏ単独および結晶学的に平行関係にあるＭｇＯとＴｉＮ
の複合粒であることを確認した。
【００３９】また、本発明で規定するＭｇとＴｉの酸化
物および複合酸化物の平均粒子径は、観察される粒子を
それぞれ測定したもののその一視野での平均の値であ
る。また、ＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物の面密
度（１ｍｍ2 あたりの個数）はＣＭＡ（コンピュータマ
イクロアナライザー）を用いて、供試鋼の１／４厚のと
ころから試料を採取し、試料表面の５ｍｍ×０．５ｍｍ
の範囲に１μｍ径のビームを照射し、単位面積あたりの
数を計算して求めた。測定結果を、表５に示す。ただ
し、表中の記号において、ｄは平均粒子径、ρは粒子の
面密度である。
物および複合酸化物の平均粒子径は、観察される粒子を
それぞれ測定したもののその一視野での平均の値であ
る。また、ＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物の面密
度（１ｍｍ2 あたりの個数）はＣＭＡ（コンピュータマ
イクロアナライザー）を用いて、供試鋼の１／４厚のと
ころから試料を採取し、試料表面の５ｍｍ×０．５ｍｍ
の範囲に１μｍ径のビームを照射し、単位面積あたりの
数を計算して求めた。測定結果を、表５に示す。ただ
し、表中の記号において、ｄは平均粒子径、ρは粒子の
面密度である。
【００４０】本発明に沿うものは、鋼Ａ、Ｄ、Ｅ、Ｇ、
Ｈ、Ｉ、Ｊの６鋼種である。上記以外の鋼は、本発明の
範囲以外の化学組成である。比較鋼は、各々以下に述べ
る理由によって、疲労限、ランクフォード値またはその
両特性について本発明の範囲外である。鋼Ｂは、Ｍｇが
添加されていないため、スポット溶接継手の疲労強度が
低い。鋼Ｃは、Ｃの含有量が本発明の範囲外であるため
に、深絞り性の指標であるランクフォード値が低い。鋼
Ｆは、Ｏの含有量が本発明範囲外であるためにＭｇとＴ
ｉの酸化物および複合酸化物の粒子径が大きく、スポッ
ト溶接継手の疲労強度が低い。
Ｈ、Ｉ、Ｊの６鋼種である。上記以外の鋼は、本発明の
範囲以外の化学組成である。比較鋼は、各々以下に述べ
る理由によって、疲労限、ランクフォード値またはその
両特性について本発明の範囲外である。鋼Ｂは、Ｍｇが
添加されていないため、スポット溶接継手の疲労強度が
低い。鋼Ｃは、Ｃの含有量が本発明の範囲外であるため
に、深絞り性の指標であるランクフォード値が低い。鋼
Ｆは、Ｏの含有量が本発明範囲外であるためにＭｇとＴ
ｉの酸化物および複合酸化物の粒子径が大きく、スポッ
ト溶接継手の疲労強度が低い。
【００４１】鋼Ｉは、Ａｌの含有量が本発明の範囲外で
あるのでＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物の面密度
が低く、スポット溶接継手の疲労強度が低い。鋼Ｋは、
Ｏの含有量が少ないためＭｇとＴｉの酸化物および複合
酸化物の面密度が低く、スポット溶接継手の疲労強度が
低い。鋼Ｌは、Ｔｉ* が負であるので深絞り性の指標で
あるランクフォード値が低い。鋼Ｍは、Ｔｉ* Ｎｂ* が
負であるので深絞り性の指標であるランクフォード値が
低い。
あるのでＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物の面密度
が低く、スポット溶接継手の疲労強度が低い。鋼Ｋは、
Ｏの含有量が少ないためＭｇとＴｉの酸化物および複合
酸化物の面密度が低く、スポット溶接継手の疲労強度が
低い。鋼Ｌは、Ｔｉ* が負であるので深絞り性の指標で
あるランクフォード値が低い。鋼Ｍは、Ｔｉ* Ｎｂ* が
負であるので深絞り性の指標であるランクフォード値が
低い。
【００４２】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明は、スポッ
ト溶接継手の疲労特性および成形性に優れた冷延鋼板と
その製造方法を与えるもので、これらの鋼板を用いるこ
とで、自動車の部品等における疲労耐久性の大幅な改善
が期待できる。
ト溶接継手の疲労特性および成形性に優れた冷延鋼板と
その製造方法を与えるもので、これらの鋼板を用いるこ
とで、自動車の部品等における疲労耐久性の大幅な改善
が期待できる。
【図１】スポット溶接部引張せん断疲労試験片での疲労
き裂の発生、伝播状況を断面図で説明する図である。
き裂の発生、伝播状況を断面図で説明する図である。
【図２】スポット溶接部引張せん断継手疲労試験片の形
状を示す図である。
状を示す図である。
【図３】スポット溶接部近傍のビッカ−ス硬度分布を示
す図である。
す図である。
【図４】本発明の冷延鋼板のスポット溶接部引張せん断
継手の疲労特性を示すＬ−Ｎ曲線である。
継手の疲労特性を示すＬ−Ｎ曲線である。
【図５】本発明の範囲をＨＡＺの平均ビッカ−ス硬度お
よびランクフォード値とＭｇとＴｉの酸化物および複合
酸化物の粒子径の関係で示しす図である。
よびランクフォード値とＭｇとＴｉの酸化物および複合
酸化物の粒子径の関係で示しす図である。
フロントページの続き (72)発明者 岸田 宏司 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式 会社技術開発本部内
Claims (4)
- 【請求項１】 質量％にて、 Ｃ：≦０．００５％、 Ｓｉ：≦０．１％、 Ｍｎ：≦０．５％、 Ｐ：≦０．０５％、 Ｓ：≦０．０２％、 Ａｌ：≦０．００４％、 Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、 Ｏ：０．００１〜０．０１％、 Ｎ：０．００１〜０．０１％、 を含み、さらにＴｉをＴｉ／４８＞Ｎ／１４、かつＴ
ｉ、Ｎｂの一方あるいは双方を ｛（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３）＞（Ｃ／１２＋Ｎ／１４
＋Ｓ／３２）｝ であるように含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物から
成ることを特徴とするスポット溶接継手の疲労特性と成
形性に優れた冷延鋼板。 - 【請求項２】 前記鋼板が、さらに、質量％にて、 Ｂ：０．０００３〜０．００２％ を含むことを特徴とする請求項１に記載のスポット溶接
継手の疲労特性と成形性に優れた冷延鋼板。 - 【請求項３】 前記鋼板のミクロ組織中に、平均粒子径
が０．００５μｍ以上、０．１μｍ以下であるＭｇとＴ
ｉの酸化物および／または複合酸化物を含有することを
特徴とする請求項１または請求項２に記載のスポット溶
接継手の疲労特性と成形性に優れた冷延鋼板。 - 【請求項４】 前記ＭｇとＴｉの酸化物および／または
複合酸化物の面密度が４０個／ｍｍ2 以上であることを
特徴とする請求項３に記載のスポット溶接継手の疲労特
性と成形性に優れた冷延鋼板。
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Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2011012242A1 (en) * | 2009-07-30 | 2011-02-03 | Corus Staal Bv | Process for producing an ultra-low-carbon steel slab, strip or sheet |
-
1998
- 1998-03-31 JP JP08657398A patent/JP3866852B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2011012242A1 (en) * | 2009-07-30 | 2011-02-03 | Corus Staal Bv | Process for producing an ultra-low-carbon steel slab, strip or sheet |
| CN102575308A (zh) * | 2009-07-30 | 2012-07-11 | 塔塔钢铁艾默伊登有限责任公司 | 生产超低碳钢板坯、带材或片材的过程 |
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