JP2011006765A - プロジェクション溶接用冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】プロジェクション溶接用冷延鋼板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．４〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０５〜１．０％、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなるとともに、質量比［Ｓｉ／Ａｌ］が０．０５超２０未満である化学組成を有し、鋼板表面から１５μｍ深さ位置までの鋼板表層部における、長径が１００ｎｍ以上の酸化物の数密度が２００個／１００μｍ２以下であり、原子比［（Ｓｉ＋Ａｌ）／Ｍｎ］が０．５未満であるとともに長径が５０ｎｍ以上１００ｎｍ未満であるＳｉ−Ａｌ−Ｍｎ系複合酸化物の数密度が２００個／１００μｍ２以下であり、鋼板表面のクラックの最大深さが５μｍ以下であり、かつ、幅６μｍ以下で深さ２μｍ以上のクラックの数密度が１０個／５０μｍ以下とする。
【選択図】なし
【解決手段】Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．４〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０５〜１．０％、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなるとともに、質量比［Ｓｉ／Ａｌ］が０．０５超２０未満である化学組成を有し、鋼板表面から１５μｍ深さ位置までの鋼板表層部における、長径が１００ｎｍ以上の酸化物の数密度が２００個／１００μｍ２以下であり、原子比［（Ｓｉ＋Ａｌ）／Ｍｎ］が０．５未満であるとともに長径が５０ｎｍ以上１００ｎｍ未満であるＳｉ−Ａｌ−Ｍｎ系複合酸化物の数密度が２００個／１００μｍ２以下であり、鋼板表面のクラックの最大深さが５μｍ以下であり、かつ、幅６μｍ以下で深さ２μｍ以上のクラックの数密度が１０個／５０μｍ以下とする。
【選択図】なし
Description
本発明は、プロジェクション溶接用冷延鋼板およびその製造方法に関する。特に、本発明は、高い強度を有しながらも、座面にプロジェクションが設けられた溶接ナット（以下、「プロジェクションナット」という。）や溶接ボルト（以下、「プロジェクションボルト」という。）等を、良好な溶接部強度でプロジェクション溶接することができる冷延鋼板およびその製造方法に関する。
スポット溶接に代表される抵抗溶接は、製造コストおよび設備コストが安価であることから、自動車産業を始めとする各種産業において広く使用されている。そして、抵抗溶接のうち最も広く使用されているスポット溶接に関しては、従来から数多くの技術が提案されている。これらの技術は、主として、良好な溶接部強度を確保するために、適正なナゲット径を得ることを目的とするものである。
ところで、抵抗溶接には、スポット溶接のほかに、ナット等の溶接母材に突起（プロジェクション）を設けて溶接するプロジェクション溶接がある。プロジェクション溶接は、溶接母材に設けた突起部分に電流を集中して流し、加熱すると同時に加圧接合する抵抗溶接であり、突起部分を設けることによって電流密度を高めることができるので、ナゲットの形成が促進され、良好な溶接部強度が比較的容易に得られる。
このため、プロジェクション溶接における溶接部強度を高めることについての検討は、これまで余りなされておらず、例えば、特許文献１に開示されるような突起形状等を工夫することがせいぜい検討されていたに過ぎない。
しかしながら、例えば、近年の二酸化炭素の排出量削減と自動車の安全性向上のニーズに応えるべく、自動車の車体に使用する鋼材の高張力化が進められるようになってから、プロジェクション溶接における溶接部強度が問題となってきている。
プロジェクションナットやプロジェクションボルトを鋼板に溶接した場合を例に挙げると、プロジェクション溶接の溶接部強度が不足するために、溶接を行った鋼板部材を自動車車体に組み立てる際に、プロジェクションナットやプロジェクションボルトが溶接部で剥離して脱落し、組み立て作業に支障を来たすという問題が散発しつつある。
本発明は、近年になって問題化してきた、プロジェクションナットやプロジェクションボルト等の溶接母材を高強度冷延鋼板にプロジェクション溶接した際の溶接部の剥離を解決するために、５９０ＭＰａ以上の引張強度と、プロジェクションナットやプロジェクションボルト等の溶接母材をプロジェクション溶接した場合における良好な溶接部強度とを備え、プロジェクション溶接が使用される自動車部品の素材として好適なプロジェクション溶接用冷延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記課題を解決すべく、従来然程問題とはならなかったプロジェクション溶接の溶接部強度の不足が近年になって問題化してきた原因を検討した。その結果、以下の新知見を得た。
（ａ）プロジェクション溶接における溶接部強度は、ナゲット部とナゲット周辺に形成される圧接部とによって決定される。
（ｂ）従前から用いられてきた比較的強度の低い冷延鋼板は、合金元素の含有量が低いため、鋼中に形成される酸化物等の量は少なく、鋼は比較的清浄である。また、熱間圧延工程における粒界酸化は比較的緩やかであるため、酸洗および冷間圧延後の鋼板表面にクラックを生じ難い。このため、プロジェクション溶接の圧接部の界面は清浄であるとともに空隙の存在が抑制され、良好な圧接部強度が得られる。
（ｃ）一方、近年になって用いられるようになった比較的強度の高い冷延鋼板は、合金元素の含有量が高いため、これらの合金元素の酸化物等が鋼中に多量に形成され、鋼の清浄性が劣る。また、熱間圧延工程における粒界酸化が進行し易いため、酸洗および冷間圧延後の鋼板表面にクラックを生じ易い。このため、プロジェクション溶接における圧接部の界面に酸化物等が介在し易くなり、さらに、空隙を生じ易くなり、圧接部強度の低下を招き易い。
（ｄ）このように、近年になって問題化してきたプロジェクション溶接の溶接部強度の低下の原因は、溶接母材である鋼板の高強度化に伴うプロジェクション溶接の圧接部の強度低下である。
（ａ）プロジェクション溶接における溶接部強度は、ナゲット部とナゲット周辺に形成される圧接部とによって決定される。
（ｂ）従前から用いられてきた比較的強度の低い冷延鋼板は、合金元素の含有量が低いため、鋼中に形成される酸化物等の量は少なく、鋼は比較的清浄である。また、熱間圧延工程における粒界酸化は比較的緩やかであるため、酸洗および冷間圧延後の鋼板表面にクラックを生じ難い。このため、プロジェクション溶接の圧接部の界面は清浄であるとともに空隙の存在が抑制され、良好な圧接部強度が得られる。
（ｃ）一方、近年になって用いられるようになった比較的強度の高い冷延鋼板は、合金元素の含有量が高いため、これらの合金元素の酸化物等が鋼中に多量に形成され、鋼の清浄性が劣る。また、熱間圧延工程における粒界酸化が進行し易いため、酸洗および冷間圧延後の鋼板表面にクラックを生じ易い。このため、プロジェクション溶接における圧接部の界面に酸化物等が介在し易くなり、さらに、空隙を生じ易くなり、圧接部強度の低下を招き易い。
（ｄ）このように、近年になって問題化してきたプロジェクション溶接の溶接部強度の低下の原因は、溶接母材である鋼板の高強度化に伴うプロジェクション溶接の圧接部の強度低下である。
そこで、本発明者らは、上記課題を解決すべく、従来には全く検討されなかった溶接母材の材質面からの適正化により、溶接母材である鋼板の高強度化に伴うプロジェクション溶接の圧接部の強度低下を抑制する方法について鋭意検討を行った。その結果、以下の新知見を得た。
（ｅ）プロジェクション溶接の圧接部界面に介在して圧接部強度の低下をもたらすのは、主として鋼板表層部に存在する著しく粗大な酸化物および、著しく粗大ではないが特定の組成を有する粗大なＳｉ−Ａｌ−Ｍｎ系複合酸化物である。したがって、鋼板表層部に存在するこれらの酸化物を規制することにより、プロジェクション溶接の圧接部強度の低下を抑制することができる。
（ｆ）また、プロジェクション溶接の圧接部界面に空隙を形成して圧接部強度の低下をもたらす鋼板表面のクラックは、深さが著しいものや、幅が狭くある程度の深さを有するものである。したがって、これらの鋼板表面のクラックを規制することにより、プロジェクション溶接の圧接部強度の低下を抑制することができる。
（ｅ）プロジェクション溶接の圧接部界面に介在して圧接部強度の低下をもたらすのは、主として鋼板表層部に存在する著しく粗大な酸化物および、著しく粗大ではないが特定の組成を有する粗大なＳｉ−Ａｌ−Ｍｎ系複合酸化物である。したがって、鋼板表層部に存在するこれらの酸化物を規制することにより、プロジェクション溶接の圧接部強度の低下を抑制することができる。
（ｆ）また、プロジェクション溶接の圧接部界面に空隙を形成して圧接部強度の低下をもたらす鋼板表面のクラックは、深さが著しいものや、幅が狭くある程度の深さを有するものである。したがって、これらの鋼板表面のクラックを規制することにより、プロジェクション溶接の圧接部強度の低下を抑制することができる。
本発明は、上記新知見に基づくものであり、その要旨は以下のとおりである。
（１）Ｃ：０．０５％以上０．２０％以下（本明細書では特に断りがない限り化学組成に関する「％」は「質量％」を意味するものとする）、Ｓｉ：０．４％以上２．０％以下、Ｍｎ：０．１％以上３．０％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０５％以上１．０％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなるとともに、Ｓｉ含有量とＡｌ含有量との質量比［Ｓｉ／Ａｌ］が０．０５超２０未満である化学組成を有し、鋼板表面から１５μｍ深さ位置までの鋼板表層部における、長径が１００ｎｍ以上の酸化物の数密度が２００個／１００μｍ２以下であり、ＳｉとＡｌの合計含有量とＭｎ含有量との原子比［（Ｓｉ＋Ａｌ）／Ｍｎ］が０．５未満であるとともに長径が５０ｎｍ以上１００ｎｍ未満であるＳｉ−Ａｌ−Ｍｎ系複合酸化物の数密度が２００個／１００μｍ２以下であり、鋼板表面のクラックの最大深さが５μｍ以下であり、かつ、幅６μｍ以下で深さ２μｍ以上のクラックの数密度が１０個／５０μｍ以下であり、引張強度５９０ＭＰａ以上である機械特性を有することを特徴とするプロジェクション溶接用冷延鋼板。
（２）化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：２．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下およびＢ：０．０１％以下からなる群から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）項に記載のプロジェクション溶接用冷延鋼板。
（３）化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉ：０．０５％以下、Ｎｂ：０．０５％以下およびＶ：０．１％以下からなる群から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）項または（２）項に記載のプロジェクション溶接用冷延鋼板。
（４）化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、ＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＣａ：０．０１％以下からなる群から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）項から（３）項までのいずれかに記載のプロジェクション溶接用冷延鋼板。
（５）化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、Ｂｉ：０．０５％以下を含有することを特徴とする上記（１）項から（４）項までのいずれかに記載のプロジェクション溶接用冷延鋼板。
（６）上記（１）項から（５）項までのいずれかに記載の化学組成を有するスラブを１１００℃以上１３５０℃以下として熱間圧延を施し、８４０℃以上９５０℃以下で熱間圧延を完了し、下記（１）式に示す冷却条件で冷却し、３００℃以上６００℃以下で巻取り、さらに、酸洗、冷間圧延および焼鈍を施すことを特徴とするプロジェクション溶接用冷延鋼板の製造方法。
（１）Ｃ：０．０５％以上０．２０％以下（本明細書では特に断りがない限り化学組成に関する「％」は「質量％」を意味するものとする）、Ｓｉ：０．４％以上２．０％以下、Ｍｎ：０．１％以上３．０％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０５％以上１．０％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなるとともに、Ｓｉ含有量とＡｌ含有量との質量比［Ｓｉ／Ａｌ］が０．０５超２０未満である化学組成を有し、鋼板表面から１５μｍ深さ位置までの鋼板表層部における、長径が１００ｎｍ以上の酸化物の数密度が２００個／１００μｍ２以下であり、ＳｉとＡｌの合計含有量とＭｎ含有量との原子比［（Ｓｉ＋Ａｌ）／Ｍｎ］が０．５未満であるとともに長径が５０ｎｍ以上１００ｎｍ未満であるＳｉ−Ａｌ−Ｍｎ系複合酸化物の数密度が２００個／１００μｍ２以下であり、鋼板表面のクラックの最大深さが５μｍ以下であり、かつ、幅６μｍ以下で深さ２μｍ以上のクラックの数密度が１０個／５０μｍ以下であり、引張強度５９０ＭＰａ以上である機械特性を有することを特徴とするプロジェクション溶接用冷延鋼板。
（２）化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：２．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下およびＢ：０．０１％以下からなる群から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）項に記載のプロジェクション溶接用冷延鋼板。
（３）化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉ：０．０５％以下、Ｎｂ：０．０５％以下およびＶ：０．１％以下からなる群から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）項または（２）項に記載のプロジェクション溶接用冷延鋼板。
（４）化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、ＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＣａ：０．０１％以下からなる群から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）項から（３）項までのいずれかに記載のプロジェクション溶接用冷延鋼板。
（５）化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、Ｂｉ：０．０５％以下を含有することを特徴とする上記（１）項から（４）項までのいずれかに記載のプロジェクション溶接用冷延鋼板。
（６）上記（１）項から（５）項までのいずれかに記載の化学組成を有するスラブを１１００℃以上１３５０℃以下として熱間圧延を施し、８４０℃以上９５０℃以下で熱間圧延を完了し、下記（１）式に示す冷却条件で冷却し、３００℃以上６００℃以下で巻取り、さらに、酸洗、冷間圧延および焼鈍を施すことを特徴とするプロジェクション溶接用冷延鋼板の製造方法。
ここで、ｆ（ｔ）：熱間圧延完了からt秒後の鋼板温度（℃）、ｔ：熱間圧延完了からの経過時間（秒）、ｔ１：熱間圧延完了から巻取りまでの時間（秒）である。
本発明における「Ｓｉ−Ａｌ−Ｍｎ系複合酸化物」とは、酸化物中に占めるＳｉ、ＡｌおよびＭｎの含有量の合計が原子比で３０％以上のものである。
また、鋼板表層部における酸化物の数密度は、＃１０００の研磨紙で仕上研磨した圧延方向の板厚断面について、ＳＥＭを用いて５０００〜５００００倍で観察し、観察された長径が５０ｎｍ以上１００ｎｍ未満の酸化物についてはさらにＥＤＳを用いて組成を分析することにより、ＳｉとＡｌの合計含有量とＭｎ含有量との原子比［（Ｓｉ＋Ａｌ）／Ｍｎ］が０．５未満であるＳｉ−Ａｌ−Ｍｎ系複合酸化物を選別し、鋼板表面から１５μｍ深さまでの鋼板表層部における長径が１００ｎｍ以上の酸化物の個数と長径が５０ｎｍ以上１００ｎｍ未満のＳｉ−Ａｌ−Ｍｎ系複合酸化物の個数を測定することにより求めるものである。
また、鋼板表層部における酸化物の数密度は、＃１０００の研磨紙で仕上研磨した圧延方向の板厚断面について、ＳＥＭを用いて５０００〜５００００倍で観察し、観察された長径が５０ｎｍ以上１００ｎｍ未満の酸化物についてはさらにＥＤＳを用いて組成を分析することにより、ＳｉとＡｌの合計含有量とＭｎ含有量との原子比［（Ｓｉ＋Ａｌ）／Ｍｎ］が０．５未満であるＳｉ−Ａｌ−Ｍｎ系複合酸化物を選別し、鋼板表面から１５μｍ深さまでの鋼板表層部における長径が１００ｎｍ以上の酸化物の個数と長径が５０ｎｍ以上１００ｎｍ未満のＳｉ−Ａｌ−Ｍｎ系複合酸化物の個数を測定することにより求めるものである。
また、「鋼板表面のクラック」とは、鋼板表面に開口するクラックのことであり、クラックの幅、深さ、数密度の測定は、上記板厚断面についてＳＥＭを用いて２０００倍で観察することにより測定するものであり、数密度は圧延方向長さを５０μｍとした任意の１０箇所の観察視野について観察を行い、それらを平均することにより求めるものである。
本発明によれば、５９０ＭＰａ以上という高い引張強度を有しながら、プロジェクションナットやプロジェクションボルト等の溶接母材をプロジェクション溶接した場合において良好な溶接部強度が得られるので、プロジェクション溶接が使用される自動車部品の素材として好適な冷延鋼板を提供することができる。
以下、本発明の発明特定事項について詳細に説明する。
（１）化学組成
［Ｃ：０．０５％以上０．２０％以下］
Ｃは、鋼板の強度を高める作用を有する元素である。Ｃ含有量が０．０５％未満では、５９０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０．０５％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．２０％超では、プロジェクション溶接のナゲット部の硬度上昇により溶接部強度の低下が著しくなる。したがって、Ｃ含有量は０．２０％以下とする。好ましくは０．１５％以下である。
（１）化学組成
［Ｃ：０．０５％以上０．２０％以下］
Ｃは、鋼板の強度を高める作用を有する元素である。Ｃ含有量が０．０５％未満では、５９０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０．０５％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．２０％超では、プロジェクション溶接のナゲット部の硬度上昇により溶接部強度の低下が著しくなる。したがって、Ｃ含有量は０．２０％以下とする。好ましくは０．１５％以下である。
［Ｓｉ：０．４％以上２．０％以下］
Ｓｉは、鋼の電気抵抗を大きくすることによりプロジェクション溶接におけるナゲット生成を促進する作用を有する元素である。また、Ｓｉ−Ａｌ−Ｍｎ系複合酸化物のＳｉとＡｌの合計含有量とＭｎ含有量との原子比［（Ｓｉ＋Ａｌ）／Ｍｎ］を高めて、Ｓｉ−Ａｌ−Ｍｎ系複合酸化物の溶接時における球状化を促し、圧接部強度の低下を抑制する作用も有する。Ｓｉ含有量が０．４％未満では、上記作用を十分に得ることができない場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は０．４％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が２．０％超では、プロジェクション溶接のナゲット部の硬度上昇により溶接部強度の低下が著しくなる。したがって、Ｓｉ含有量は２．０％以下とする。
Ｓｉは、鋼の電気抵抗を大きくすることによりプロジェクション溶接におけるナゲット生成を促進する作用を有する元素である。また、Ｓｉ−Ａｌ−Ｍｎ系複合酸化物のＳｉとＡｌの合計含有量とＭｎ含有量との原子比［（Ｓｉ＋Ａｌ）／Ｍｎ］を高めて、Ｓｉ−Ａｌ−Ｍｎ系複合酸化物の溶接時における球状化を促し、圧接部強度の低下を抑制する作用も有する。Ｓｉ含有量が０．４％未満では、上記作用を十分に得ることができない場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は０．４％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が２．０％超では、プロジェクション溶接のナゲット部の硬度上昇により溶接部強度の低下が著しくなる。したがって、Ｓｉ含有量は２．０％以下とする。
［Ｍｎ：０．１％以上３．０％以下］
Ｍｎは、鋼板の強度を高める作用を有する元素である。Ｍｎ含有量が０．１％未満では、５９０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。したがって、Ｍｎ含有量は０．１％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が３．０％超では、プロジェクション溶接のナゲット部の硬度上昇により溶接部強度の低下が著しくなる。したがって、Ｍｎ含有量は３．０％以下とする。
Ｍｎは、鋼板の強度を高める作用を有する元素である。Ｍｎ含有量が０．１％未満では、５９０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。したがって、Ｍｎ含有量は０．１％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が３．０％超では、プロジェクション溶接のナゲット部の硬度上昇により溶接部強度の低下が著しくなる。したがって、Ｍｎ含有量は３．０％以下とする。
［Ｐ：０．０２％以下］
Ｐは、不純物として含有される元素であり、ナゲット内で偏析してナゲット部の靭性を低下させる作用を有する。Ｐ含有量が０．０２％超では、プロジェクション溶接のナゲット部の靭性低下が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０．０２％以下とする。
Ｐは、不純物として含有される元素であり、ナゲット内で偏析してナゲット部の靭性を低下させる作用を有する。Ｐ含有量が０．０２％超では、プロジェクション溶接のナゲット部の靭性低下が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０．０２％以下とする。
［Ｓ：０．０１％以下］
Ｓは、不純物として含有される元素であり、ナゲット部の靭性を低下させる作用を有する。また、鋼中にＭｎＳを形成して鋼板の加工性を低下させる。Ｓ含有量が０．０１％超では、プロジェクション溶接のナゲット部の靭性低下が著しくなったり、鋼板の加工性低下が著しくなったりする。したがって、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。
Ｓは、不純物として含有される元素であり、ナゲット部の靭性を低下させる作用を有する。また、鋼中にＭｎＳを形成して鋼板の加工性を低下させる。Ｓ含有量が０．０１％超では、プロジェクション溶接のナゲット部の靭性低下が著しくなったり、鋼板の加工性低下が著しくなったりする。したがって、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。
［Ａｌ：０．０５％以上１．０％以下］
Ａｌは、Ｓｉと同様に、鋼の電気抵抗を大きくすることによりプロジェクション溶接におけるナゲット生成を促進する作用を有する元素である。また、Ｓｉ−Ａｌ−Ｍｎ系複合酸化物のＳｉとＡｌの合計含有量とＭｎ含有量との原子比［（Ｓｉ＋Ａｌ）／Ｍｎ］を高めて、Ｓｉ−Ａｌ−Ｍｎ系複合酸化物の溶接時における球状化を促し、圧接部強度の低下を抑制する作用も有する。Ａｌ含有量が０．０５％未満では、上記作用を十分に得ることができない場合がある。したがって、Ａｌ含有量は０．０５％以上とする。一方、Ａｌ含有量が１．０％超では、酸化物系介在物の増加に起因する表面性状の劣化や加工性の劣化が顕著となる。このため、Ａｌ含有量は１．０％以下とする。好ましくは０．０９％以下である。
Ａｌは、Ｓｉと同様に、鋼の電気抵抗を大きくすることによりプロジェクション溶接におけるナゲット生成を促進する作用を有する元素である。また、Ｓｉ−Ａｌ−Ｍｎ系複合酸化物のＳｉとＡｌの合計含有量とＭｎ含有量との原子比［（Ｓｉ＋Ａｌ）／Ｍｎ］を高めて、Ｓｉ−Ａｌ−Ｍｎ系複合酸化物の溶接時における球状化を促し、圧接部強度の低下を抑制する作用も有する。Ａｌ含有量が０．０５％未満では、上記作用を十分に得ることができない場合がある。したがって、Ａｌ含有量は０．０５％以上とする。一方、Ａｌ含有量が１．０％超では、酸化物系介在物の増加に起因する表面性状の劣化や加工性の劣化が顕著となる。このため、Ａｌ含有量は１．０％以下とする。好ましくは０．０９％以下である。
［Ｎ：０．０１％以下］
Ｎは、不純物として含有される元素であり、鋼中に粗大な窒化物を形成して鋼板の加工性を低下させる作用を有する。Ｎ含有量が０．０１％超では、鋼板の加工性低下が著しくなる。したがって、Ｎ含有量は０．０１％以下とする。好ましくは０．００５％以下、さらに好ましくは０．００３％以下である。
Ｎは、不純物として含有される元素であり、鋼中に粗大な窒化物を形成して鋼板の加工性を低下させる作用を有する。Ｎ含有量が０．０１％超では、鋼板の加工性低下が著しくなる。したがって、Ｎ含有量は０．０１％以下とする。好ましくは０．００５％以下、さらに好ましくは０．００３％以下である。
［Ｓｉ含有量とＡｌ含有量との質量比［Ｓｉ／Ａｌ］：０．０５超２０未満］
上記Ｓｉ−Ａｌ−Ｍｎ系複合酸化物の溶接時における球状化を促進するには、Ｓｉ−Ａｌ−Ｍｎ系複合酸化物におけるＳｉ含有量とＡｌ含有量との比を同程度とすることによりＳｉ−Ａｌ−Ｍｎ系複合酸化物の融点を低下させることが効果的である。したがって、Ｓｉ含有量とＡｌ含有量との質量比［Ｓｉ／Ａｌ］を０．０５超２０未満とする。
上記Ｓｉ−Ａｌ−Ｍｎ系複合酸化物の溶接時における球状化を促進するには、Ｓｉ−Ａｌ−Ｍｎ系複合酸化物におけるＳｉ含有量とＡｌ含有量との比を同程度とすることによりＳｉ−Ａｌ−Ｍｎ系複合酸化物の融点を低下させることが効果的である。したがって、Ｓｉ含有量とＡｌ含有量との質量比［Ｓｉ／Ａｌ］を０．０５超２０未満とする。
［Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：２．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下およびＢ：０．０１％以下からなる群から選択される１種または２種以上］
これらの元素は、任意元素であり、鋼板の焼入れ性を高めることにより、鋼板の強度を高める作用を有する。したがって、５９０ＭＰａ以上の引張強度を確保することを容易にするために１種または２種以上を含有させることが好ましい。しかしながら、Ｃｒ含有量が１．０％超では、化成処理性の劣化が著しくなる。したがって、Ｃｒ含有量は１．０％以下とする。好ましくは０．９％以下である。また、Ｍｏ含有量を２．０％超としたり、Ｃｕ含有量を１．０％超としたり、Ｎｉ含有量を１．０％超としたり、Ｂ含有量を０．０１％超としても、上記作用による効果は飽和してしまい、いたずらに製造コストの上昇を招く。したがって、Ｍｏ含有量は２．０％以下、Ｃｕ含有量は１．０％以下、Ｎｉ含有量は１．０％以下、Ｂ含有量は０．０１％以下とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は１．６％以下、Ｃｕ含有量は０．８％以下、Ｎｉ含有量は０．８以下、Ｂ含有量は０．００８％以下とすることがさらに好ましい。
これらの元素は、任意元素であり、鋼板の焼入れ性を高めることにより、鋼板の強度を高める作用を有する。したがって、５９０ＭＰａ以上の引張強度を確保することを容易にするために１種または２種以上を含有させることが好ましい。しかしながら、Ｃｒ含有量が１．０％超では、化成処理性の劣化が著しくなる。したがって、Ｃｒ含有量は１．０％以下とする。好ましくは０．９％以下である。また、Ｍｏ含有量を２．０％超としたり、Ｃｕ含有量を１．０％超としたり、Ｎｉ含有量を１．０％超としたり、Ｂ含有量を０．０１％超としても、上記作用による効果は飽和してしまい、いたずらに製造コストの上昇を招く。したがって、Ｍｏ含有量は２．０％以下、Ｃｕ含有量は１．０％以下、Ｎｉ含有量は１．０％以下、Ｂ含有量は０．０１％以下とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は１．６％以下、Ｃｕ含有量は０．８％以下、Ｎｉ含有量は０．８以下、Ｂ含有量は０．００８％以下とすることがさらに好ましい。
なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｃｒについては０．１％以上、Ｍｏについては０．０５％以上、Ｃｕについては０．０５％以上、Ｎｉについては０．０５％以上、Ｂについては０．０００５％以上含有させることが好ましい。
［Ｔｉ：０．０５％以下、Ｎｂ：０．０５％以下およびＶ：０．１％以下からなる群から選択される１種または２種以上］
これらの元素は、任意元素であり、鋼中に微細な析出物を形成して鋼板の結晶粒を微細化することにより、鋼板の加工性を高める作用を有する。したがって、より良好な加工性を確保するために、１種または２種以上含有させることが好ましい。しかしながら、Ｔｉ含有量を０．０５％超としたり、Ｎｂ含有量を０．０５％超としたり、Ｖ含有量を０．１％超とすると、熱間圧延段階における鋼板表層部の酸化が促進されるため、冷延鋼板表層部におけるクラックを誘発する場合がある。したがって、Ｔｉ含有量は０．０５％以下、Ｎｂ含有量は０．０５％以下、Ｖ含有量は０．１％以下とする。Ｔｉ含有量は０．０４％以下、Ｎｂ含有量は０．０４％以下、Ｖ含有量は０．０８％以下とすることが好ましい。
これらの元素は、任意元素であり、鋼中に微細な析出物を形成して鋼板の結晶粒を微細化することにより、鋼板の加工性を高める作用を有する。したがって、より良好な加工性を確保するために、１種または２種以上含有させることが好ましい。しかしながら、Ｔｉ含有量を０．０５％超としたり、Ｎｂ含有量を０．０５％超としたり、Ｖ含有量を０．１％超とすると、熱間圧延段階における鋼板表層部の酸化が促進されるため、冷延鋼板表層部におけるクラックを誘発する場合がある。したがって、Ｔｉ含有量は０．０５％以下、Ｎｂ含有量は０．０５％以下、Ｖ含有量は０．１％以下とする。Ｔｉ含有量は０．０４％以下、Ｎｂ含有量は０．０４％以下、Ｖ含有量は０．０８％以下とすることが好ましい。
なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｔｉについては０．０１％以上、Ｎｂについては０．０１％以上、Ｖについては０．０１％以上含有させることが好ましい。
［ＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＣａ：０．０１％以下からなる群から選択される１種または２種以上］
これらの元素は、硫化物、酸化物等の介在物を球状化して鋼板の成形性を向上させる作用を有する元素である。また、Ｔｉ添加鋼の場合には、ＴｉＮなどの窒化物の生成核となる酸化物になるため、ＴｉＮを微細分散化でき、これにより鋼板の成形性を向上させる作用も有する。したがって、より良好な加工性を確保するために、１種または２種以上含有させることが好ましい。しかしながら、ＲＥＭ含有量を０．１％超としたり、Ｍｇ含有量を０．０１％超としたり、Ｃａ含有量を０．０１％超としても、上記作用による効果は飽和してしまい、いたずらに製造コストの上昇を招く。したがって、ＲＥＭ含有量は０．１％以下、Ｍｇ含有量は０．０１％以下、Ｃａ含有量は０．０１％以下とする。
［ＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＣａ：０．０１％以下からなる群から選択される１種または２種以上］
これらの元素は、硫化物、酸化物等の介在物を球状化して鋼板の成形性を向上させる作用を有する元素である。また、Ｔｉ添加鋼の場合には、ＴｉＮなどの窒化物の生成核となる酸化物になるため、ＴｉＮを微細分散化でき、これにより鋼板の成形性を向上させる作用も有する。したがって、より良好な加工性を確保するために、１種または２種以上含有させることが好ましい。しかしながら、ＲＥＭ含有量を０．１％超としたり、Ｍｇ含有量を０．０１％超としたり、Ｃａ含有量を０．０１％超としても、上記作用による効果は飽和してしまい、いたずらに製造コストの上昇を招く。したがって、ＲＥＭ含有量は０．１％以下、Ｍｇ含有量は０．０１％以下、Ｃａ含有量は０．０１％以下とする。
なお、上記作用による効果をより確実に得るには、ＲＥＭについては０．０００１％以上、Ｍｇについては０．０００１％以上、Ｃａについては０．０００１％以上含有させることが好ましい。
ここで、ＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素を指し、ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。なお、本発明では、ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を指す。
［Ｂｉ：０．０５％以下］
Ｂｉは、任意元素であり、その含有によって凝固組織が微細化し、Ｍｎ等を多量に含有させても凝固偏析が抑制されて組織が均一となり、成形性の劣化を抑制する作用を有する。したがって、より良好な加工性を確保するために含有させることが好ましい。しかしながら、Ｂｉ含有量が０．０５％超では、熱間加工性の劣化が著しくなり、熱間圧延が困難になる場合がある。したがって、Ｂｉ含有量は０．０５％以下とする。
Ｂｉは、任意元素であり、その含有によって凝固組織が微細化し、Ｍｎ等を多量に含有させても凝固偏析が抑制されて組織が均一となり、成形性の劣化を抑制する作用を有する。したがって、より良好な加工性を確保するために含有させることが好ましい。しかしながら、Ｂｉ含有量が０．０５％超では、熱間加工性の劣化が著しくなり、熱間圧延が困難になる場合がある。したがって、Ｂｉ含有量は０．０５％以下とする。
なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｂｉ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましく、０．００１０％以上とすることがさらに好ましい。
上記以外の残部はＦｅおよび不純物である。
上記以外の残部はＦｅおよび不純物である。
（２）鋼板表層部における酸化物密度
鋼板表面から１５μｍ深さ位置までの鋼板表層部における、長径が１００ｎｍ以上の酸化物の数密度を２００個／１００μｍ２以下とし、ＳｉとＡｌの合計含有量とＭｎ含有量との原子比［（Ｓｉ＋Ａｌ）／Ｍｎ］が０．５未満であるとともに長径が５０ｎｍ以上１００ｎｍ未満であるＳｉ−Ａｌ−Ｍｎ系複合酸化物の数密度を２００個／１００μｍ２以下とする。
鋼板表面から１５μｍ深さ位置までの鋼板表層部における、長径が１００ｎｍ以上の酸化物の数密度を２００個／１００μｍ２以下とし、ＳｉとＡｌの合計含有量とＭｎ含有量との原子比［（Ｓｉ＋Ａｌ）／Ｍｎ］が０．５未満であるとともに長径が５０ｎｍ以上１００ｎｍ未満であるＳｉ−Ａｌ−Ｍｎ系複合酸化物の数密度を２００個／１００μｍ２以下とする。
上述したように、プロジェクション溶接の圧接部界面に介在して圧接部強度の低下をもたらすのは、主として鋼板表層部に存在する著しく粗大な酸化物および著しく粗大ではないが特定の組成を有する粗大なＳｉ−Ａｌ−Ｍｎ系複合酸化物である。したがって、鋼板表層部に存在するこれらの酸化物を規制することにより、プロジェクション溶接の圧接部強度の低下を抑制することができる。
ここで、「著しく粗大な酸化物」とは長径が１００ｎｍ以上の酸化物であり、斯かる酸化物は融点を低下させて溶接時における球状化を促しても依然として粗大であるため、圧接部強度の低下を抑制することが困難である。したがって、長径が１００ｎｍ以上の酸化物の数密度を２００個／１００μｍ２以下とする。
また、「著しく粗大ではないが特定の組成を有する粗大なＳｉ−Ａｌ−Ｍｎ系複合酸化物」とは、ＳｉとＡｌの合計含有量とＭｎ含有量との原子比［（Ｓｉ＋Ａｌ）／Ｍｎ］が０．５未満であるとともに長径が５０ｎｍ以上１００ｎｍ未満であるＳｉ−Ａｌ−Ｍｎ系複合酸化物である。ＳｉとＡｌの合計含有量とＭｎ含有量との原子比［（Ｓｉ＋Ａｌ）／Ｍｎ］が０．５以上であるＳｉ−Ａｌ−Ｍｎ系複合酸化物は融点が低く、溶接時に容易に球状化されるので、長径が１００ｎｍ未満であれば圧接部強度低下への影響は小さい。また、長径が５０ｎｍ未満である酸化物は、そもそも圧接部強度低下への影響が小さいので、溶接時に球状化されなくとも圧接部強度に殆ど影響しない。
一方、ＳｉとＡｌの合計含有量とＭｎ含有量との原子比［（Ｓｉ＋Ａｌ）／Ｍｎ］が０．５未満であるＳｉ−Ａｌ−Ｍｎ系複合酸化物は融点が高いため、溶接時における球状化が抑制され、長径が５０ｎｍ以上である場合には長径が１００ｎｍ未満であっても圧接部の強度低下を招く。
したがって、ＳｉとＡｌの合計含有量とＭｎ含有量との原子比［（Ｓｉ＋Ａｌ）／Ｍｎ］が０．５未満であるとともに長径が５０ｎｍ以上１００ｎｍ未満であるＳｉ−Ａｌ−Ｍｎ系複合酸化物の数密度を２００個／１００μｍ２以下とする。
なお、鋼板表面からの深さ位置が１５μｍを超える板厚中心部における酸化物は、圧接部界面に介在することがないので圧接部強度に影響しない。したがって、鋼板表面から１５μｍ深さ位置までの鋼板表層部における酸化物を規制すればよい。
（３）鋼板表面のクラック
鋼板表面のクラックの最大深さを５μｍ以下、かつ、幅６μｍ以下で深さ２μｍ以上のクラックの数密度を１０個／５０μｍ以下とする。
鋼板表面のクラックの最大深さを５μｍ以下、かつ、幅６μｍ以下で深さ２μｍ以上のクラックの数密度を１０個／５０μｍ以下とする。
上述したように、プロジェクション溶接の圧接部界面に空隙を形成して圧接部強度の低下をもたらす鋼板表面のクラックは、深さが著しいものや、幅が狭くある程度の深さを有するものである。したがって、これらの鋼板表面のクラックを規制することにより、プロジェクション溶接の圧接部強度の低下を抑制することができる。
鋼板表面に深さが５μｍ以上のクラックが存在したり、幅６μｍ以下で深さ２μｍ以上のクラックの数密度が１０個／５０μｍ超であったりすると、プロジェクション溶接の圧接部界面に空隙を形成して著しい圧接部強度の低下をもたらす。
したがって、鋼板表面のクラックの最大深さを５μｍ以下、かつ、幅６μｍ以下で深さ２μｍ以上のクラックの数密度を１０個／５０μｍ以下とする。
（４）引張強度
冷延鋼板の引張強度は５９０ＭＰａ以上とする。引張強度が５９０ＭＰａ未満の冷延鋼板については、本発明が目的とするプロジェクション溶接の溶接部強度低下という課題自体が生じることは少ないからである。
（４）引張強度
冷延鋼板の引張強度は５９０ＭＰａ以上とする。引張強度が５９０ＭＰａ未満の冷延鋼板については、本発明が目的とするプロジェクション溶接の溶接部強度低下という課題自体が生じることは少ないからである。
（５）めっき層
上述した鋼板の表面には、耐食性の向上等を目的としてめっき層を備えさせて表面処理鋼板としてもよい。めっき層は電気めっき層であってもよく溶融めっき層であってもよい。電気めっき層としては、電気亜鉛めっき、電気Ｚｎ−Ｎｉ合金めっき等が例示される。溶融めっき層としては、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金めっき等が例示される。
上述した鋼板の表面には、耐食性の向上等を目的としてめっき層を備えさせて表面処理鋼板としてもよい。めっき層は電気めっき層であってもよく溶融めっき層であってもよい。電気めっき層としては、電気亜鉛めっき、電気Ｚｎ−Ｎｉ合金めっき等が例示される。溶融めっき層としては、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金めっき等が例示される。
（６）製造条件
本発明のプロジェクション溶接用冷延鋼板は、上記化学組成、鋼板表層部の酸化物、鋼板表面のクラックおよび引張強度の規定を満足するものであればよく、その製造方法は特に限定する必要はないが、以下の方法により製造することが好適である。
本発明のプロジェクション溶接用冷延鋼板は、上記化学組成、鋼板表層部の酸化物、鋼板表面のクラックおよび引張強度の規定を満足するものであればよく、その製造方法は特に限定する必要はないが、以下の方法により製造することが好適である。
すなわち、上記化学組成を有するスラブを１１００℃以上１３５０℃以下として熱間圧延を施し、８４０℃以上９５０℃以下で熱間圧延を完了し、上記（１）式に示す冷却条件で冷却し、３００℃以上６００℃以下で巻取り、さらに、酸洗、冷間圧延および焼鈍を施すことが好ましい。
熱間圧延に供するスラブの温度は、合金元素をオーステナイト中に固溶させて、その後の加工熱処理により目的とする鋼組織等を得るために、１１００℃以上とする。一方、スケール生成による歩留低下やスラブを高温とするためのコストの観点から、熱間圧延に供するスラブの温度を１３５０℃以下とする。好ましくは１３００℃以下である。
熱間圧延の完了温度は、熱間圧延中のフェライト変態に起因するハンチングを抑制するとともに、冷間圧延および焼鈍後の鋼板について良好な加工性を確保するために、８４０℃以上とする。また、過剰な粒成長を抑制して、冷間圧延および焼鈍後の鋼板について目的とする機械特性を得るためには、９５０℃以下とする。
本発明において、熱間圧延完了から巻取りまでの冷却条件と巻取温度は非常に重要である。
熱間圧延完了から巻取りまでの冷却条件が上記式（１）を満足しなかったり、巻取温度が６００℃超であったりすると、鋼板表層部の全体的な酸化や粒界酸化の進行が著しくなり、酸洗および冷間圧延後において、鋼板表面のクラックが誘発されたり、さらに鋼板表層部の固溶Ｓｉ濃度が低下することにより、焼鈍時に生成する酸化物がＭｎ主体のものとなる傾向が強まってＳｉとＡｌの合計含有量とＭｎ含有量との原子比［（Ｓｉ＋Ａｌ）／Ｍｎ］が０．５未満であるとともに長径が５０ｎｍ以上１００ｎｍ未満であるＳｉ−Ａｌ−Ｍｎ系複合酸化物が増加したりする。さらに、巻取温度が６００℃超であると、酸洗による鋼板表層部の酸化物の除去が不十分となって、焼鈍時にこれらの酸化物が成長するので、長径１００ｎｍ以上の酸化物が増加する。
熱間圧延完了から巻取りまでの冷却条件が上記式（１）を満足しなかったり、巻取温度が６００℃超であったりすると、鋼板表層部の全体的な酸化や粒界酸化の進行が著しくなり、酸洗および冷間圧延後において、鋼板表面のクラックが誘発されたり、さらに鋼板表層部の固溶Ｓｉ濃度が低下することにより、焼鈍時に生成する酸化物がＭｎ主体のものとなる傾向が強まってＳｉとＡｌの合計含有量とＭｎ含有量との原子比［（Ｓｉ＋Ａｌ）／Ｍｎ］が０．５未満であるとともに長径が５０ｎｍ以上１００ｎｍ未満であるＳｉ−Ａｌ−Ｍｎ系複合酸化物が増加したりする。さらに、巻取温度が６００℃超であると、酸洗による鋼板表層部の酸化物の除去が不十分となって、焼鈍時にこれらの酸化物が成長するので、長径１００ｎｍ以上の酸化物が増加する。
したがって、熱間圧延完了から巻取りまでの冷却条件は上記式（１）を満足するものとし、巻取温度は６００℃以下とする。なお、巻取温度が３００℃未満であると、熱延鋼板が硬質化して冷間圧延における鋼板の平坦くずれや破断を生じ易い。したがって、巻取温度は３００℃以上とする。
このようにして得られた熱延鋼板に、酸洗、冷間圧延および焼鈍を施すが、これらは常法で構わない。冷間圧延の条件は特に規定する必要はないが、加工性を具備させるために適正な集合組織を得るとの観点からは圧下率を３５％以上とすることが好ましい。焼鈍条件も特に規定する必要はなく、目的とする引張強度や加工性にあわせて、適切な条件で焼鈍すればよい。例えば、８００℃以上８５０℃以下の焼鈍温度で焼鈍するなどである。なお、焼鈍時における酸化物の生成を抑制するために、焼鈍中の露点は−３０℃以下とすることが好ましい。
表１に示す化学組成を有する鋼を溶製し、連続鋳造によりスラブとなし、表２に示す条件にて熱間圧延を施し、常法にて酸洗を施し、さらに表２に示す条件にて冷間圧延および連続焼鈍を施して、各種冷延鋼板を得た。得られた冷延鋼板について以下の試験を行った。
（ｉ）引張試験
各種冷延鋼板から、圧延方向に直角な方向を長手方向とするＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張特性（降伏強度ＹＳ、引張強度ＴＳ、全伸びＥｌ）を調査した。
各種冷延鋼板から、圧延方向に直角な方向を長手方向とするＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張特性（降伏強度ＹＳ、引張強度ＴＳ、全伸びＥｌ）を調査した。
（ｉｉ）鋼板断面観察
上述した方法により、鋼板表面から１５μｍ深さまでの鋼板表層部における、長径が１００ｎｍ以上の酸化物と、ＳｉとＡｌの合計含有量とＭｎ含有量との原子比［（Ｓｉ＋Ａｌ）／Ｍｎ］が０．５未満であるとともに長径が５０ｎｍ以上１００ｎｍ未満であるＳｉ−Ａｌ−Ｍｎ系複合酸化物の個数を測定して、鋼板表層部における上記酸化物および上記Ｓｉ−Ａｌ−Ｍｎ系複合酸化物の個数密度を求めた。
上述した方法により、鋼板表面から１５μｍ深さまでの鋼板表層部における、長径が１００ｎｍ以上の酸化物と、ＳｉとＡｌの合計含有量とＭｎ含有量との原子比［（Ｓｉ＋Ａｌ）／Ｍｎ］が０．５未満であるとともに長径が５０ｎｍ以上１００ｎｍ未満であるＳｉ−Ａｌ−Ｍｎ系複合酸化物の個数を測定して、鋼板表層部における上記酸化物および上記Ｓｉ−Ａｌ−Ｍｎ系複合酸化物の個数密度を求めた。
また、上述した方法により、最大深さが５μｍ超のクラックの有無と、幅６μｍ以下で深さ２μｍ以上のクラックの数密度を求めた。
（ｉｉｉ）プロジェクション溶接
各種冷延鋼板から、６０ｍｍ×６０ｍｍの試験片を採取し、中央に直径１１ｍｍの穴をあけ、図１に示す接合面形状を有するフランジ付きＭ１０溶接用ナット（プロジェクションは３箇所）を、前記試験片の穴の中心とナットの穴の中心とが一致するように交流溶接機にセットし、表３に示す溶接条件にてプロジェクション溶接を行った。
（ｉｉｉ）プロジェクション溶接
各種冷延鋼板から、６０ｍｍ×６０ｍｍの試験片を採取し、中央に直径１１ｍｍの穴をあけ、図１に示す接合面形状を有するフランジ付きＭ１０溶接用ナット（プロジェクションは３箇所）を、前記試験片の穴の中心とナットの穴の中心とが一致するように交流溶接機にセットし、表３に示す溶接条件にてプロジェクション溶接を行った。
このようにして得られた溶接体のナット穴にボルトを固定した後、ＪＩＳ Ｂ １１９６：２００１で規定される押込みはく離試験方法によりナットが鋼板から剥離するときの荷重を測定した。試験結果を表４に示す。
供試材Ｎｏ．１１、１３〜１９および２１は本発明の実施例であり、剥離強度≧７ｋＮという良好な溶接部強度が得られた。
一方、比較例である供試材Ｎｏ．１〜４および６〜１０は、Ｔｉ含有量が高いため、鋼板表面に深さ５μｍ超のクラックが存在するとともに幅６μｍ以下で深さ２μｍ以上のクラックが多く存在している。このため圧接部の強度低下を招き、剥離強度が低い。
一方、比較例である供試材Ｎｏ．１〜４および６〜１０は、Ｔｉ含有量が高いため、鋼板表面に深さ５μｍ超のクラックが存在するとともに幅６μｍ以下で深さ２μｍ以上のクラックが多く存在している。このため圧接部の強度低下を招き、剥離強度が低い。
また、供試材Ｎｏ．１〜７は、Ｓｉおよび／またはＡｌ含有量が低いため、ＳｉとＡｌの合計含有量とＭｎ含有量との原子比［（Ｓｉ＋Ａｌ）／Ｍｎ］が０．５未満であるとともに長径が５０ｎｍ以上１００ｎｍ未満であるＳｉ−Ａｌ−Ｍｎ系複合酸化物が鋼板表層部に多く存在するようになり、圧接部の強度低下を招き、さらに、溶接時のナゲット生成が不十分であるため、剥離強度が低い。
また、供試材Ｎｏ．１０は、Ｓｉ含有量とＡｌ含有量との質量比［Ｓｉ／Ａｌ］が２０以上であるため、Ｓｉ−Ａｌ−Ｍｎ系複合酸化物の融点を高い。このため圧接部の強度低下を招き、剥離強度が低い。
供試材Ｎｏ．１、４、５、６および２０は、熱延巻取温度が高いため、鋼板表面に深さ５μｍ超のクラックが存在し、鋼板表面に幅６μｍ以下で深さ２μｍ以上のクラックも多く存在する。さらに、鋼板表層部に１００ｎｍ以上の粗大酸化物が多数存在し、ＳｉとＡｌの合計含有量とＭｎ含有量との原子比［（Ｓｉ＋Ａｌ）／Ｍｎ］が０．５未満であるとともに長径が５０ｎｍ以上１００ｎｍ未満であるＳｉ−Ａｌ−Ｍｎ系複合酸化物も多数存在する。このため、圧接部の強度低下を招き、剥離強度が低い。
供試材Ｎｏ．１２は、熱間圧延完了から巻取までの冷却条件が不適切であったため、鋼板表面に深さ５μｍ超のクラックが存在し、鋼板表面に幅６μｍ以下で深さ２μｍ以上のクラックも多く存在する。さらに、ＳｉとＡｌの合計含有量とＭｎ含有量との原子比［（Ｓｉ＋Ａｌ）／Ｍｎ］が０．５未満であるとともに長径が５０ｎｍ以上１００ｎｍ未満であるＳｉ−Ａｌ−Ｍｎ系複合酸化物も多数存在する。このため、圧接部の強度低下を招き、剥離強度が低い。
Claims (6)
- 質量％で、Ｃ：０．０５％以上０．２０％以下、Ｓｉ：０．４％以上２．０％以下、Ｍｎ：０．１％以上３．０％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０５％以上１．０％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなるとともに、Ｓｉ含有量とＡｌ含有量との質量比［Ｓｉ／Ａｌ］が０．０５超２０未満である化学組成を有し、
鋼板表面から１５μｍ深さ位置までの鋼板表層部における、長径が１００ｎｍ以上の酸化物の数密度が２００個／１００μｍ２以下であり、ＳｉとＡｌの合計含有量とＭｎ含有量との原子比［（Ｓｉ＋Ａｌ）／Ｍｎ］が０．５未満であるとともに長径が５０ｎｍ以上１００ｎｍ未満であるＳｉ−Ａｌ−Ｍｎ系複合酸化物の数密度が２００個／１００μｍ２以下であり、
鋼板表面のクラックの最大深さが５μｍ以下であり、かつ、幅６μｍ以下で深さ２μｍ以上のクラックの数密度が１０個／５０μｍ以下であり、
引張強度５９０ＭＰａ以上である機械特性を有すること
を特徴とするプロジェクション溶接用冷延鋼板。 - 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：２．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下およびＢ：０．０１％以下からなる群から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載のプロジェクション溶接用冷延鋼板。
- 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉ：０．０５％以下、Ｎｂ：０．０５％以下およびＶ：０．１％以下からなる群から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載のプロジェクション溶接用冷延鋼板。
- 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、ＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＣａ：０．０１％以下からなる群から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１から請求項３までのいずれかに記載のプロジェクション溶接用冷延鋼板。
- 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｂｉ：０．０５％以下を含有することを特徴とする請求項１から請求項４までのいずれかに記載のプロジェクション溶接用冷延鋼板。
- 請求項１から請求項５までのいずれかに記載の化学組成を有するスラブを１１００℃以上１３５０℃以下として熱間圧延を施し、８４０℃以上９５０℃以下で熱間圧延を完了し、下記（１）式に示す冷却条件で冷却し、３００℃以上６００℃以下で巻取り、さらに、酸洗、冷間圧延および焼鈍を施すことを特徴とするプロジェクション溶接用冷延鋼板の製造方法。
ここで、ｆ（ｔ）：熱間圧延完了からt秒後の鋼板温度（℃）、ｔ：熱間圧延完了からの経過時間（秒）、ｔ１：熱間圧延完了から巻取りまでの時間（秒）である。
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