(57)【要約】【課題】自動車、家電等の分野に適用される深絞り用高強度冷延鋼板、特に自動車の燃料タンクに必要とされる深絞り性、溶接継手効率、耐二次加工脆性が優れた高強度冷延鋼板および耐食性が優れた溶融めっき鋼板を提供する。【解決手段】重量％でＣ：0.010％以下、Si：0.10％以下、Mn：1.0〜3.0％、P：0.03%以下、Ti：0.01〜0.040％、Nb：0.0１〜0.045％、B：0.0010〜0.0050％、を含有し、強度及び加工性の観点から選択元素として、Ni：0.01〜1.0%、Mo：0.01〜1.0%を含有することを特徴とする溶接継手効率の優れた深絞り用高強度冷延鋼板および溶融めっき鋼板。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、
Ｃ：0.0005〜0.010％、
Si：0.10％以下、
Mn：1.0〜3.0％、
P：0.03%以下、
Ti：0.01〜0.040％、
Nb：0.0１〜0.045％、
B：0.0010〜0.0050％を含有し、残部不可避的不純物からなること
を特徴とする深絞り用高強度冷延鋼板。
【請求項２】
重量％で、
Ｃ：0.0005〜0.010％、
Si：0.10％以下、
Mn：1.0〜3.0％、
P：0.03%以下、
Ti：0.01〜0.040％、
Nb：0.0１〜0.045％、
B：0.0010〜0.0050％、
Ni：0.01〜1.0%、
Mo：0.01〜1.0%を含有し、残部不可避的不純物からなること
を特徴とする深絞り用高強度冷延鋼板。
【請求項３】
重量％で、
Ｃ：0.0005〜0.010％、
Si：0.10％以下、
Mn：1.0〜3.0％、
P：0.03%以下、
Ti：0.01〜0.040％、
Nb：0.0１〜0.045％、
B：0.0010〜0.0050％を含有し、残部不可避的不純物からなること
を特徴とする溶融めっき鋼板。
【請求項４】
重量％で、
Ｃ：0.0005〜0.010％、
Si：0.10％以下、
Mn：1.0〜3.0％、
P：0.03%以下、
Ti：0.01〜0.040％、
Nb：0.0１〜0.045％、
B：0.0010〜0.0050％、
Ni：0.01〜1.0%、
Mo：0.01〜1.0%を含有し、残部不可避的不純物からなること
を特徴とする溶融めっき鋼板。
【請求項５】
請求項１又は２に記載の組成の溶鋼を連続鋳造、熱間圧延、冷間圧延し、860℃以下の温度で再結晶焼鈍すること
を特徴とする深絞り用高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項６】
請求項３又は４に記載の組成の溶鋼を連続鋳造、熱間圧延、冷間圧延し、860℃以下の温度で再結晶焼鈍すること
を特徴とする溶融めっき鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は自動車、家電等の分野に適用される深絞り用高強度冷延鋼板、溶融めっき鋼板、並びにそれらの製造方法に関し、特に自動車の燃料タンクに必要とされる深絞り性、溶接継手効率、耐二次加工脆性の優れた高強度冷延鋼板、耐食性が優れた溶融めっき鋼板、並びにそれらの製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車用鋼板においては、車体重量軽減による燃費向上を目的として、高強度化が進んでいる。燃料タンク用鋼板でも同様に、タンクの軽量化、車体デザインの複雑化により、燃料タンクの収納設置場所の関係から、燃料タンクの複雑化が進み、優れた成形性が要求される。このような成形性と高強度の両立の要望を満足させるために、極低炭素鋼にＴｉやＮｂのような炭窒化物形成元素を添加したＩＦ（Interstitial Free）鋼に、Ｐ、Ｓｉ、Ｍｎ等の固溶強化元素を添加した高強度ＩＦ鋼が開発されてきた。
【０００３】
しかしながら、ＩＦ鋼はＣやＮ等をＴｉやＮｂで炭化物として析出固定するために、結晶粒界が非常に清浄になり、成形後に粒界破壊により二次加工脆化が発生しやすくなるという問題点がある。さらに、高強度ＩＦ鋼の場合、固溶強化元素で粒内が強化され、相対的な粒界強度の低下が顕著になるため、二次加工脆化が促進されるという問題点がある。
【０００４】
燃料タンクは上面と下面を別々にプレス成形され、これらを溶接で接合して用いられる。しかし、鋼板を高強度化しても、溶接継手強度を鋼板の高強度化に見合う高さまで向上させることができないという問題点がある。また燃料タンクは、重要保安部品であるため、低温地域の冬季における衝突に対しても、耐破壊性を向上させる必要がある。
【０００５】
これらの問題点のうち、二次加工脆化を回避する目的で、いくつかの方法が提案されている。例えば、特許文献１に示される開示技術では、Ｔｉ添加ＩＦ鋼をベースに、粒界偏析による耐二次加工脆化の劣化を回避するため、Ｐ添加量をできるだけ低減させ、その分、Ｍｎ、Ｓｉを多量に添加することで、深絞り性および耐二次加工脆性に優れた高張力薄鋼板を製造する技術が提案されている。また、特許文献２に示される開示技術では、極低炭素鋼板を用いて、Ｔｉ、Ｎｂに加えてＢを添加することで、粒界強度を上昇させ、耐二次加工脆性を高める技術が提案されている。この特許文献２に示される開示技術では、耐二次加工脆性を向上と、オーステナイト粒の再結晶の遅れに伴う熱間圧延時における負荷の増大防止を念頭におき、最適なＢ添加量を見出している。
【０００６】
溶接性を改善する目的でもいくつかの提案がなされている。例えば、特許文献３に示される開示技術では、ＴｉあるいはＮｂを添加した極低炭素鋼板を焼鈍時に浸炭し、表層にマルテンサイトやベイナイト組織を形成し、スポット溶接性の向上を図るものである。特許文献４は極低炭素鋼にＣｕを添加し、溶接時の熱影響部を広くすることにより、スポット溶接継手強度を高めようとするものである。特許文献５は鋼にＭｇを添加し、Ｍｇ酸化物、Ｍｇ硫化物を形成し、ピニング効果により、溶接部、熱影響部の細粒化を図り、ひいては溶接部の成形性を向上させ、材質の劣化防止を図る技術である。
【特許文献１】特開平５−５９４９１号公報
【特許文献２】特開平６−５７３７３号公報
【特許文献３】特開平７−１８８７７７号公報
【特許文献４】特開平８−２９１３６４号公報
【特許文献５】特開２００１−２８８５３４号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、上記特許文献１、２の開示技術では、加工性、耐二次加工脆性は良好であるが、溶接継手効率が低いという問題点が残る。特許文献３記載の方法は焼鈍中に浸炭するため、実際の製造設備では通板速度、雰囲気ガス組成、温度が一定でないので、浸炭量が変化し、製造する鋼板の間で材質のバラツキが大きくなる。このため、安定した鋼板の製造が困難である。特許文献４記載の方法はＣｕを多量に添加するため、Ｃｕによる表面欠陥が多発し、歩留まりが低下してしまうという問題点がある。更に特許文献５記載の方法は、比較的溶接後の冷却速度の遅いアーク溶接等では効果があるが、冷却速度の速いシーム溶接等ではその効果が認められないという欠点がある。
【０００８】
そこで本発明は、上述した問題点に鑑みて案出されたものであり、3８0MPa以上、590MPa未満の引張り強度で、自動車用鋼板、とりわけ燃料タンク用途に適用可能なプレス成形性を有し、かつ耐二次加工脆性、溶接継手効率の優れた深絞り用高強度冷延鋼板、溶融めっき鋼板、並びにそれらの製造方法を提案することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明者等は、従来技術では極めて困難であった、優れたプレス成形性を有し、かつ優れた耐二次加工脆性、溶接継手効率を併せ持つ、高強度冷延鋼板および高強度溶融めっき鋼板を得るために鋭意検討を重ねた。その結果、従来の固溶強化元素であるP、Siをできるだけ添加量を低減し、極低炭素鋼板でも変態強化を積極的に活用することにより、耐二次加工脆性を一段と改善でき、溶接継手効率を高められることを知見した。
【００１０】
即ち、本願請求項１に係る深絞り用高強度冷延鋼板は、重量％で、Ｃ：0.0005〜0.010％、Si：0.10％以下、Mn：1.0〜3.0％、P：0.03%以下、Ti：0.01〜0.040％、Nb：0.0１〜0.045％、B：0.0010〜0.0050％を含有し、残部不可避的不純物からなることを特徴とする。
【００１１】
本願請求項２に係る深絞り用高強度冷延鋼板は、重量％で、Ｃ：0.0005〜0.010％、Si：0.10％以下、Mn：1.0〜3.0％、P：0.03%以下、Ti：0.01〜0.040％、Nb：0.0１〜0.045％、B：0.0010〜0.0050％、Ni：0.01〜1.0%、Mo：0.01〜1.0%を含有し、残部不可避的不純物からなることを特徴とする。
【００１２】
本願請求項３に係る溶融めっき鋼板は、重量％で、Ｃ：0.0005〜0.010％、Si：0.10％以下、Mn：1.0〜3.0％、P：0.03%以下、Ti：0.01〜0.040％、Nb：0.0１〜0.045％、B：0.0010〜0.0050％を含有し、残部不可避的不純物からなることを特徴とする。
【００１３】
本願請求項４に係る溶融めっき鋼板は、重量％で、Ｃ：0.0005〜0.010％、Si：0.10％以下、Mn：1.0〜3.0％、P：0.03%以下、Ti：0.01〜0.040％、Nb：0.0１〜0.045％、B：0.0010〜0.0050％、Ni：0.01〜1.0%、Mo：0.01〜1.0%を含有し、残部不可避的不純物からなることを特徴とする。
【００１４】
本願請求項５に係る深絞り用高強度冷延鋼板の製造方法は、請求項１又は２に記載の組成の溶鋼を連続鋳造、熱間圧延、冷間圧延し、860℃以下の温度で再結晶焼鈍することを特徴とする。
【００１５】
本願請求項６に係る溶融めっき鋼板の製造方法は、請求項３又は４に記載の組成の溶鋼を連続鋳造、熱間圧延、冷間圧延し、860℃以下の温度で再結晶焼鈍することを特徴とする。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によれば、従来の高強度鋼板に積極的に添加されていた、固溶強化元素である、P、Si量を低く抑え、Mn、Nb、Ti、Bを特定することにより、従来炭素量の高い鋼のみ活用されていたベイナイト組織を焼鈍後の冷却中に特段に冷却速度を制御することなく、ベイナイト組織を極低炭素鋼で活用することが可能となり、高強度化を達成すると同時に、優れた加工特性を有し、かつ、耐二次加工脆性、溶接継手効率を優れたものにした。この効果は、高強度化による自動車の軽量化による燃費向上、とりわけ、燃料タンクの軽量化、車体デザインの複雑化に対応した燃料タンクの製造が可能となる。また、熱延鋼板では、軟質で、冷延焼鈍後に高強度化が可能なため、製造コストを低減できるというメッリトも有する。これらの効果は工業的には極めて大きい。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１７】
以下、本発明を実施するための最良の形態として、プレス成形性を有し、かつ耐二次加工脆性、溶接継手効率の優れた深絞り用高強度冷延鋼板、溶融めっき鋼板、並びにそれらの製造方法につき、詳細に説明をする。以下、組成における質量％は、単に％と記載する。また、継手効率とは、ピール強度が母材強度に対する強度比が50％以上あること、−50℃以下の温度でのピール試験で破面に脆性破面が生じないことである。
【００１８】
本発明を適用した深絞り用高強度冷延鋼板、溶融めっき鋼板では、溶接継手効率を向上させるべく、従来の固溶強化元素であるＰ、Ｓｉについてできるだけ添加量を低減し、極低炭素鋼板でも変態強化を積極的に活用することにより、耐二次加工脆性を改善し、溶接継手効率を向上させるコンセプトに基づいて材料設計がなされている。
【００１９】
即ち、本発明を構成する鋼成分は重量％でＣ：0.0005〜0.010％、Si：0.10％以下、Mn：1.0〜3.0％、P：0.03%以下、Ti：0.01〜0.040％、Nb：0.0１〜0.045％、B：0.0010〜0.0050％、を含有し、強度及び加工性の観点から選択元素として、Ni：0.01〜1.0%、Mo：0.01〜1.0％を含有することに特徴がある。
【００２０】
次に、本発明を適用した深絞り用高強度冷延鋼板、溶融めっき鋼板の化学成分を限定した理由について説明をする。
【００２１】
Ｃ：0.0005〜0.010％
Ｃは、鋼の焼入れ性と強度を制御する最も基本的な元素であり、本発明において極めて重要な元素である。低温変態相を生成させ、高強度化を達成するには非常に有効な元素であるが、0.010％を超えて添加した場合、加工性の低下を招き、かつ溶接継手効率の低下を招くので、Ｃの濃度は0.010％以下とする。また、極めて高い加工性を要求される場合には0.0050％以下で添加することが好ましい。本発明の方法ではＣの濃度が低くなっても低温変態相の生成には影響を及ぼさないが、0.0005%未満では強度確保が困難になる。また、製鋼時の脱炭コストの上昇を招くので0.0005％以上にする必要がある。
【００２２】
Ｓｉ：0.10％以下
Ｓｉは、固溶強化元素としてよく知られており、また脱酸に有効な元素である。しかし、本発明ではＳｉ添加量が多くなる耐二次加工脆性が劣化すると同時に、溶接継手効率を低めるため、0.10％以下に添加量を抑える必要がある。
【００２３】
Ｍｎ：1.0〜3.0％
Ｍｎは、Ｓｉと同様に焼入れ性を向上させるとともに固溶強化により素材強度を上昇させる元素であり、耐二次加工脆性の向上を目的とした本発明において重要な元素の一つである。Mｎは、Ac1変態温度を低めることで、通常の焼鈍温度でも、焼鈍時にα＋γ相となることで、低温変態相を生成させ、高強度化を達成するには非常に有効な元素である。また、焼鈍時にα＋γ相となることで、TiC、あるいはNbCとして析出していたCが再固溶しやすくなることにより、耐二次加工脆性を良好にする。このため、1.0％以上の添加量が必要である。一方、Ｍｎの濃度が3.0%を超えると加工性が劣化し、目的の加工性を確保できない。
【００２４】
P：0.03%以下
Pは、鋼中に不可避不純物として含有する元素であり、意図的に添加する元素ではない。Pは、加工性の劣化が少なく、固溶強化で高強度化に有効な元素であることがよく知られている。しかし、Pは、粒界に偏析することで、耐二次加工脆性を劣化させると同時に、溶接部に凝固偏析を生じ、溶接継手効率を低下させるため、極力低濃度であることが望ましい。このため、Pの濃度を0.03％以下にする必要がある。Pの下限は特に規定する必要はないが、Pの濃度を0.005％以下に低めるには精錬コストが高くなるので、本発明では主に0.005〜0.02％で実施している。
【００２５】
Ti：0.01〜0.040％
Tiは、Ｎ、Cとの親和力が強く、凝固時に炭窒化物を形成し、鋼中の固溶N、Cを低減し、加工性を高めることが良く知られている。このため、このTiは、最低限0.01％添加する必要がある。一方、添加量が多くなると、固溶C量が無くなり、粒界強度が低下するため、上限を0.040％とした。
【００２６】
Nb：0.01〜0.045％
Nbは、組織の微細粒化により靭性を向上させ、またTiと同様にＮ、Cとの親和力が強く、凝固時に炭窒化物を形成し、鋼中の固溶N、Cを低減し、加工性を高めることが良く知られている。このためには最低限0.01％添加する必要がある。一方、添加量が多くなると、固溶C量が無くなり、粒界強度が低下するため、上限を0.045％に特定した。
【００２７】
B： 0.0010〜0.0050％
Bは粒界に偏析することにより、粒界強度を高め、耐二次加工脆性を良好にする元素であることが知られている。また、Mn、Niと同時に添加することで、焼鈍時のγ相が、冷却時にフェライト変態を抑制する働きをし、低温変態相の生成を促進し、高強度化に寄与するに必要な元素である。このため、少なくとも0.0010％は必要である。一方、添加量が多くなると、Bを添加することによる効果が飽和するだけでなく、再結晶温度を高め、高温焼鈍を必要となるため、製造コストの上昇を招き、更には加工性を劣化させる。このため、Bの濃度を0.0050％以下にする必要がある。
【００２８】
Ni：0.01〜1.0%
Niは、Mnと同様に高強度化に有効な元素である。特に焼鈍時に二相域の温度を低め、低温変態相の生成を通じて、高強度化に寄与するため、選択元素として上記の観点から添加できる。これらの効果を発揮させるには、Ｎｉを0.01%以上含有させるのがよい。しかし、1.0％を超えての添加は製造コストの上昇を招く。このため、上限を1.0%とした。
【００２９】
Mo：0.01〜1.0%
MoはNi、Mnと同様に高強度化に有効な元素である。特に、焼鈍時の二相域温度からの低温変態相の生成を通じて高強度化に寄与する。これらの効果を発揮させるには、Moを0.01%以上含有させるのがよい。また、加工性を高める効果も有する。選択元素として上記の観点から添加できる。しかし、1.0%を超えての添加は製造コストの上昇を招く。
【００３０】
本発明は、上記成分以外のS、Al、Cr、Cu等の元素を添加しても、本発明の特徴を損なうことは無いので、通常の範囲で添加しても良い。
【００３１】
上記のような鋼組成の鋼は転炉、あるいは電気炉、必要に応じ真空脱ガス処理して、スラブを造り、熱間圧延に供される。熱延コイルは通常、脱スケール後に冷間圧延し、所定の板厚に調整され、焼鈍に供される。熱延の加熱温度は何度でも本発明の特徴を損なわないので、圧延の操業に支障がない範囲で選べば良く、熱延仕上温度によっても本発明の特徴に変化が無いので、特に規定する必要がないが、操業性等から800〜900℃の範囲で行うことが好ましい。また、冷間圧延率は通常行われている60〜80％程度で行うことが好ましい。
【００３２】
次に、860℃以下の温度で再結晶焼鈍する理由について説明をする。
【００３３】
860℃を超える温度で焼鈍すると、フェライト粒径、低温変態相の粒径が大きくなり、耐二次加工脆性が低下すると共に、溶接継手効率が低下する。この理由から、焼鈍温度は860℃以下にする必要がある。好ましい条件は、優れた加工性、耐二次加工脆性、溶接継手効率を得るため、760℃〜830℃の範囲である。焼鈍後の500℃までの平均冷却速度は、2.5℃/秒以上とすることが好ましい。なお、この冷却中において過時効処理を施すようにしてもよい。また、焼鈍の冷却過程で、亜鉛、Al合金、Ｓｎ、Ｓｎ−Ｚｎ合金等の溶融めっきを行っても本発明の特徴を発揮する。
【００３４】
その後、焼鈍鋼板、めっき鋼板は、必要に応じて調質圧延され、出荷される。また、焼鈍された鋼板は、電気めっきを施しても本発明の特徴を損なわない。
【実施例１】
【００３５】
表１に記載の鋼組成のスラブを1200℃に加熱保持後に、熱延仕上温度が850〜880℃、巻き取り温度が600〜650℃の条件で板厚：3.7mmの熱延鋼板を造り、酸洗後に、表1記載の条件で焼鈍し、1.0％の調質圧延した。この鋼板の引張り特性、深絞り加工の指標であるｒ値、耐二次加工脆性、溶接継手効率を調査した。
以下、その評価方法について説明する。
【００３６】
引張り特性は、引張り方向が圧延方向と平行になるようにＪＩＳ５号試験片を採取し、引張り試験を行い、引張り強度、伸びを評価した。ＴＳが４４０ＭＰａ以上で伸びが３５％以上を合格とした。
【００３７】
r値は、圧延方向に平行、４５°、直角にそれぞれＪＩＳ５号引張り試験片を採取することにより測定した。ｒ値の評価は、各方向の平均値で行った。この平均値は、圧延方向に平行なｒ値をｒ０、４５°方向のｒ値をｒ４５、直角方向のｒ値をｒ９０としたとき、ｒ＝（ｒ０＋２×ｒ４５＋ｒ９０）／４で求めた。ｒ値は１．５０以上を合格とした。
耐二次加工脆性は、鋼板を105φにブランキング後に外径50φのポンチで円筒絞りを行い、その絞りカップを30度の円錐台に載せ、種々の温度で、高さ１ｍ位置から5kgの錘を落下させ、カップに割れの発生しない、最低の温度で評価した。溶接継手効率は、鋼板（板厚：１．２ｍｍ）を２枚重ねてシーム溶接し、その溶接部の強度及び靭性について評価した。その際、溶接部の強度は、剪断引張り強度と母材の引張り強度との比（剪断引張り強度／母材の引張り強度）により評価した。また、溶接部の靭性は、図１に示す形状の鋼板１ａ，１ｂをシーム溶接して試験片を作製し、その溶接部２について、温度を変えてピール試験を行った。そして、破断面をSEM観察し、脆性破面が生じない温度で評価した。これらの結果を表2に示す。
【００３８】
【表１】
2007131916.tif 000002
【００３９】
【表２】
2007131916.tif 000003
【００４０】
鋼No.１はMn、Ti、Nb、B添加した本発明範囲内の実施例である。この鋼板は良好な加工性を示すと共に、二次加工脆性温度が−60℃と低く、優れた耐二次加工脆性を有する。また、溶接継手強度も高く、継手のピール試験破面に脆性破面が生じる温度が−70℃以下で、優れた継手の靭性を有することが分かる。鋼No.２はNiを0.5％添加した本発明範囲内の実施例である。この鋼板も優れた加工性と、優れた耐二次加工脆性、溶接継手効率を有することが分かる。鋼No.３はMoを0.45％添加した本発明範囲内の実施例である。この鋼板は、深絞り性の指標であるｒ値が1.8と高く、Mo添加により加工性が向上することが分かる。また、耐二次加工脆性、溶接継手効率共に優れた特性を有することが分かる。
【００４１】
鋼No.４はPの濃度を0.092％とすることにより、本発明範囲から逸脱した比較例である。この鋼板はｒ値が1.63と良好な値を示すが、耐二次加工脆性が20℃と劣る上に、溶接ピール試験でのピール強度が低く、ピール試験での脆性破面が生じる温度が0℃と高く、継手強度、継手靭性共に劣っており、本発明の目的を達成できない。鋼No.４はTiの濃度を0.001％とすることにより、本発明で定義したTiの下限から逸脱した比較例である。この鋼No.４は、引張り強度が312MPaであり、本発明が目的とする強度範囲：380〜590MPa範囲から外れ、本発明の目的を達成できない。鋼No.６は、Mnの濃度が0.80％と本発明範囲から外れた比較例である。この鋼板も本発明の目的の強度が得られない。鋼No.７はCの濃度が0.0180％と本発明で定義したＣの濃度範囲から逸脱した比較例である。この鋼板は耐二次加工脆性温度が−20℃と本発明範囲内の実施例に比べて劣り、溶接継手効率も劣る。鋼No.８はB量が本発明範囲の下限から外れた比較例である。この鋼板の引張り強さが354MPaと本発明の強度目標に達しない。
【００４２】
鋼No.９は焼鈍温度が高すぎて2相域焼鈍となり、延性及び溶接継手効率が劣る結果となった。
【実施例２】
【００４３】
酸洗後に、１．２ｍｍ厚まで冷間圧延し、表３記載の温度で焼鈍した。この鋼板にワット浴でＮｉめっきを１ｇ／ｍ２施した後、フラックス法でＳｎ-Ｚｎめっきを施した。フラックスはＺｎＣｌ２水溶液をロール塗布して使用した。浴組成はＳｎ−７％Ｚｎで、浴温は２８０℃とし、めっき後エアワイピングによりめっき付着量を片面３０ｇ／ｍ２に調整した。めっき後に１．０％の調質圧延を行い、さらに、Ｃｒ３＋主体のクロメート処理を施した。
この鋼板の引張り特性、深絞り加工の指標であるｒ値、耐二次加工脆性、溶接継手効率を調査した。試験方法は実施例１と同じ方法で行った。なを、上記試験以外に、めっき表面を観察し、不めっきの有無を調査した。不めっきが無いものを〇、不めっきが少しでも認められるものを×の評点とした。評価結果を表４に示す。
【００４４】
【表３】
2007131916.tif 000004
【００４５】
【表４】
2007131916.tif 000005
【００４６】
鋼No.１AはMn、Ti、Nb、B添加した本発明範囲内の実施例である。この鋼板は良好な加工性を示すと共に、二次加工脆性温度が−60℃と低く、優れた耐二次加工脆性を有する。また、溶接継手強度も高く、継手のピール試験破面に脆性破面が生じる温度が−70℃以下で、優れた継手の靭性を有することが分かる。鋼No.２AはNiを0.5％添加した本発明範囲内の実施例である。この鋼板も優れた加工性と、優れた耐二次加工脆性、溶接継手効率を有することが分かる。鋼No.３AはMoを0.45%添加した実施例である。この鋼は冷延鋼板と同様にめっき鋼板でも優れた加工性と耐二次加工脆性、溶接継手効率を有することが分かる。
【００４７】
鋼No.4AはPの濃度が0.092％と、本発明で定義したＰの濃度範囲から逸脱した比較例である。この鋼No.4Aはｒ値が1.73と良好な値を示すが、耐二次加工脆性が20℃と劣る上に、溶接ピール試験でのピール強度が低く、ピール試験での脆性破面が生じる温度が0℃と高く、継手強度、継手靭性共に劣っており、本発明所期の作用効果を得ることができない。鋼No.5Aは、Tiの濃度が0.005％と、本発明で定義したＴｉの濃度範囲から逸脱した比較例である。この鋼No.5Aは、引張り強度が351MPaで本発明の目的強度範囲：380〜590MPa範囲から逸脱し、本発明所期の作用効果を得ることができない。鋼No.6Aは、Mnの濃度が0.80％と、本発明で定義したＭｎの濃度範囲から外れた比較例である。この鋼板も本発明の目的とする強度が得られない。鋼No.7AはCの濃度が0.0180％と、本発明で定義したＴｉの濃度範囲から逸脱した比較例である。この鋼No.7Aは、耐二次加工脆性温度が−20℃と本発明範囲内の実施例に比べて劣り、溶接継手効率も劣る。鋼No.8AはBの濃度が0.0001％と、本発明で定義したＢの下限から逸脱した比較例である。この鋼No.8Aの引張り強さは、364MPaと本発明の強度目標に達しない。鋼No.9AはTiの濃度が0.085％と、本発明で定義したＴｉの上限から逸脱した比較例である。この鋼No.9Aは、耐二次加工脆性温度が−20℃と高く、しかも、溶接継手強度が低く、脆性破面が生じる温度が0℃と溶接部の靭性の劣る。鋼No.10AはSi量が0.60％と、本発明で定義したＳｉの濃度から逸脱した比較例である。この鋼No.10Aは耐二次加工脆性、溶接継手効率が劣る上に、めっきが形成されていない箇所が多数残存し、めっき性も劣ることが分かる。
【図面の簡単な説明】
【００４８】
【図１】溶接ピール試験片の形状を示す図である。
【符号の説明】
【００４９】
１ａ，１ｂ  鋼板
２  溶接部
【図１】
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