(57)【特許請求の範囲】
【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り、平均粒子径で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ミクロ組織中に、面密度で４０〜９５個／ｍｍ2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。
【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。
【発明の詳細な説明】
【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。
【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（Ｒｕｈｒｓｔａｈｌ−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Ｔｉ、Ｎｂ等によって鋼中の固溶Ｃ、Ｎをｓｃａｖｅｎｇｉｎｇ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２−３４７２２号公報等に開示されているＩｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ  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。
【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。
【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５−５７３３０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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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Ａｌ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、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：Ｂｏｘ  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】
0003866852.tif 000002
【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、ＪＩＳ  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７〜１５Ｈｚ、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】
0003866852.tif 000003
【００１６】
【表３】
0003866852.tif 000004
【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Ｍｇ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。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、ＨＡＺのビッカース硬度の測定をＪＩＳ  Ｚ  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  ＬｏｓｓＳｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｅ：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。
【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、ｒ０、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り、平均粒子径で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ミクロ組織中に、面密度で４０〜９５個／ｍｍ2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。
（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】
（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。
【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。
【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、０．０５％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。
【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。
【００２９】
Ｎ：
Ｎは、ＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物と、ＴｉＮが含まれる複合粒子を形成し、ＨＡＺ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、０．００２％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ＴｉＮ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、Ｎｂ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。
【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。ＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物の面密度の上限は、実施例の表５中、Ｊの鋼の９５個／ｍｍ2に基づいて、９５個／ｍｍ2以下とした。
【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、９１０℃〜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８１０℃、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】
0003866852.tif 000005
【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、ＪＩＳ  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７〜１５Ｈｚ、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、Ｈｖ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】
0003866852.tif 000006
【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  ＬｏｓｓＳｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｅ：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ＭｇＯ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。
【００４０】
本発明に沿うものは、鋼Ａ、Ｄ、Ｅ、Ｇ、Ｈ、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Ｔｉ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。
【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。
【図面の簡単な説明】
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【図１】
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【図２】
0003866852.tif 000008
【図３】
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【図４】
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【図５】
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