JP2016037650A - スポット溶接性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】自動車や電機等に用いて好適なスポット溶接性に優れた冷延鋼板を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１３％、Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｎ：１．５〜４．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｎｂ：０．０１０〜０．０７０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４０％およびＮ：０．０００５〜０．００６５％を含有し、さらにＴｉとＮの質量比：Ｔｉ／Ｎが２．５以上７．５以下であって、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成とし、鋼中のＴｉのうち７０％以上を析出物として存在させる一方、鋼中のＮｂのうち１５％以上を固溶Ｎｂとして存在させ、引張強さを９８０ＭＰａ以上とする。
【選択図】なし
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１３％、Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｎ：１．５〜４．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｎｂ：０．０１０〜０．０７０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４０％およびＮ：０．０００５〜０．００６５％を含有し、さらにＴｉとＮの質量比：Ｔｉ／Ｎが２．５以上７．５以下であって、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成とし、鋼中のＴｉのうち７０％以上を析出物として存在させる一方、鋼中のＮｂのうち１５％以上を固溶Ｎｂとして存在させ、引張強さを９８０ＭＰａ以上とする。
【選択図】なし
Description
本発明は、自動車、電機等に供して好適な板厚０．４ｍｍ以上３．０ｍｍ以下の冷延鋼板に関し、特には、引張強さが９８０ＭＰａ以上のスポット溶接性に優れた冷延鋼板およびその製造方法に関する。
近年、地球環境保全の観点から自動車の燃費向上が重要になっており、車体の軽量化が進められている。これに対しては、使用する鋼板を高強度化し、板厚を薄くすることが、最も有効な手段である。また、乗員の安全性向上技術も重要な課題であり、これに対しても、使用する鋼板の高強度化が有効な対策となる。このような鋼板の高強度化を目的として、従来、熱間圧延とその後の連続焼鈍条件を厳格に管理するとともに、鋼板中にＣやＭｎなど種々の合金元素を添加することが行われてきた。
一方、冷延鋼板が自動車用部材として用いられる際には、成形加工の後、鋼板同士を溶接により接合し、所望の形状に仕上げる方法が一般的である。このため、車体構造として優れた安全性を確保するには、冷延鋼板母材のみならず溶接金属と溶接熱影響部を含む領域についても、優れた機械的特性が必要となる。従来、自動車用の冷延鋼板としての優れた溶接部特性を確保するための対策として、ＣやＭｎなど焼入れ性を高める合金元素と、ＰやＳなど溶接部のミクロ偏析を助長する不純物元素の添加量を制限することが一般的に行われてきた。
しかしながら、引張強さ：９８０ＭＰａ以上の高強度化とスポット溶接性の両立は、ＣやＭｎなどの合金成分が相反することとなるため、その達成が極めて困難である。
例えば、一般的な自動車用鋼板の接合方法として用いられる抵抗スポット溶接においては、鋼板を融点まで加熱した後、急冷することで、溶接金属は粗大な柱状の凝固マルテンサイト単相組織に、またＡｃ3点以上の温度域まで加熱される溶接熱影響部（以下、Ａｃ3点以上の溶接熱影響部ともいう）も比較的粗大なマルテンサイト組織となり、母材と比較して硬度が高くなって脆化し易い。また、Ａｃ3点未満の温度域までにしか加熱されない溶接熱影響部（以下、Ａｃ3点未満の溶接熱影響部ともいう）では、焼戻しの効果による強度低下が生じ易く、母材が高強度になるほど、母材に対する軟化度が大きくなる傾向にある。通常、溶接部は、母材と異なり形状が不連続となるため、応力が集中し易く、また溶接熱履歴による残留応力の発生が避けられない。その上、特に高強度鋼板では、溶接金属−溶接熱影響部−母材にわたる領域の強度の不連続が顕著となり、母材と比較して、スポット溶接部の破断強度の低下を招き易い。
このように、特許文献１〜５などで提案されている高強度鋼板では、十分な経済性や生産性の下、引張強さ：９８０ＭＰａ以上の高強度化とスポット溶接性の十分な改善とを両立するには至っていないのが現状である。
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたものであって、製造コストの増大や生産性の低下を招くことなく、引張強さが９８０ＭＰａ以上であるスポット溶接性に優れた冷延鋼板を、その有利な製造方法とともに提供することを目的とする。
さて、発明者らは、上記の課題を達成するため、鋼板の化学成分、製造方法およびミクロ組織を決定する各種要因に関して鋭意研究を行い、以下の知見を得た。
(1) 引張強さ：９８０ＭＰａ以上を達成するには、鋼板の化学組成を厳密に調整し、さらにＴｉとＮの質量％比（Ｔｉ／Ｎ）を適正に制御することが重要である。
というのは、Ｔｉ／Ｎを適正に制御することで、ＴｉＮの生成による結晶粒微細化強化と析出強化が発現するからである。加えて、Ｎｂ窒化物の生成抑制を介して、焼鈍過程で固溶状態のＮｂを確保することが可能となり、これにより発現する加熱時の再結晶進行を遅延させる効果が、鋼板の高強度化に寄与するからである。
(1) 引張強さ：９８０ＭＰａ以上を達成するには、鋼板の化学組成を厳密に調整し、さらにＴｉとＮの質量％比（Ｔｉ／Ｎ）を適正に制御することが重要である。
というのは、Ｔｉ／Ｎを適正に制御することで、ＴｉＮの生成による結晶粒微細化強化と析出強化が発現するからである。加えて、Ｎｂ窒化物の生成抑制を介して、焼鈍過程で固溶状態のＮｂを確保することが可能となり、これにより発現する加熱時の再結晶進行を遅延させる効果が、鋼板の高強度化に寄与するからである。
(2) 優れたスポット溶接性を達成するには、溶接金属およびＡｃ3点以上の溶接熱影響部の脆化を抑制する一方、Ａｃ3点未満の溶接熱影響部の軟化を抑制することが重要である。
ここで、溶接金属およびＡｃ3点以上の溶接熱影響部の脆化を抑制するには、溶接金属および溶接熱影響部において、固溶Ｎを極力低減すること、結晶粒を微細化すること、および過度な硬化を抑制することが必要である。
また、鋼中に適正量の固溶Ｎｂを存在させることにより、溶接時の冷却過程の低温域でＮｂＣが形成されるため、Ａｃ3点未満の溶接熱影響部における軟化を抑制することができる。
ここで、溶接金属およびＡｃ3点以上の溶接熱影響部の脆化を抑制するには、溶接金属および溶接熱影響部において、固溶Ｎを極力低減すること、結晶粒を微細化すること、および過度な硬化を抑制することが必要である。
また、鋼中に適正量の固溶Ｎｂを存在させることにより、溶接時の冷却過程の低温域でＮｂＣが形成されるため、Ａｃ3点未満の溶接熱影響部における軟化を抑制することができる。
(3) 上記のような効果を有効に発現させるには、焼鈍後の冷延鋼板中のＴｉおよびＮｂの存在状態を適正に制御することが必要である。
また、所望とするＴｉおよびＮｂの存在状態を得るには、鋼板の成分組成およびＴｉ／Ｎを厳密に調整した上で、製造条件、特に熱間圧延条件および焼鈍条件を適正に制御することが重要である。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えた末に完成されたものである。
また、所望とするＴｉおよびＮｂの存在状態を得るには、鋼板の成分組成およびＴｉ／Ｎを厳密に調整した上で、製造条件、特に熱間圧延条件および焼鈍条件を適正に制御することが重要である。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えた末に完成されたものである。
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．１３％、
Ｓｉ：０．０５〜２．０％、
Ｍｎ：１．５〜４．０％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
Ｎｂ：０．０１０〜０．０７０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０４０％および
Ｎ：０．０００５〜０．００６５％
を含有し、さらにＴｉとＮの質量比：Ｔｉ／Ｎが２．５以上７．５以下であって、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、
鋼中のＴｉのうち７０％以上が析出物として存在する一方、鋼中のＮｂのうち１５％以上が固溶Ｎｂとして存在し、
引張強さが９８０ＭＰａ以上であることを特徴とするスポット溶接性に優れた冷延鋼板。
１．質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．１３％、
Ｓｉ：０．０５〜２．０％、
Ｍｎ：１．５〜４．０％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
Ｎｂ：０．０１０〜０．０７０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０４０％および
Ｎ：０．０００５〜０．００６５％
を含有し、さらにＴｉとＮの質量比：Ｔｉ／Ｎが２．５以上７．５以下であって、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、
鋼中のＴｉのうち７０％以上が析出物として存在する一方、鋼中のＮｂのうち１５％以上が固溶Ｎｂとして存在し、
引張強さが９８０ＭＰａ以上であることを特徴とするスポット溶接性に優れた冷延鋼板。
２．前記鋼板が、さらに質量％で、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：１．０％以下および
Ｖ：０．１％以下
から選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする前記１に記載のスポット溶接性に優れた冷延鋼板。
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：１．０％以下および
Ｖ：０．１％以下
から選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする前記１に記載のスポット溶接性に優れた冷延鋼板。
３．前記１または２に記載の鋼組成を有する鋼素材を、Ｔｓを下記式（１）で示される温度とするとき、（Ｔｓ−５０）℃以上（Ｔｓ＋２００）℃以下の温度域に加熱し、仕上圧延終了温度：８５０℃以上の熱間圧延を施した後、６５０℃以下の温度で巻取り、ついで、冷間圧延を施した後、７００℃以上９００℃以下の温度域に加熱し、その後の冷却過程において、平均冷却速度：１２℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下で２００℃以上４５０℃以下の温度域まで冷却し、該温度域で３０ｓ以上６００ｓ以下の時間保持する連続焼鈍を行うことを特徴とするスポット溶接性に優れた冷延鋼板の製造方法。
記
Ｔｓ（℃）＝６７７０／［２．２６−ｌｏｇ10｛[％Ｎｂ]×
（[％Ｃ]＋０．８６[％Ｎ]）｝］−２７３ ・・・（１）
ここで、[％Ｎｂ]、[％Ｃ]および[％Ｎ]は、それぞれ鋼中のＮｂ、ＣおよびＮの含有量（質量％）を示す。
記
Ｔｓ（℃）＝６７７０／［２．２６−ｌｏｇ10｛[％Ｎｂ]×
（[％Ｃ]＋０．８６[％Ｎ]）｝］−２７３ ・・・（１）
ここで、[％Ｎｂ]、[％Ｃ]および[％Ｎ]は、それぞれ鋼中のＮｂ、ＣおよびＮの含有量（質量％）を示す。
本発明によれば、製造コストの増大や生産性の低下を招くことなく、引張強さ：９８０ＭＰａ以上のスポット溶接性に優れた冷延鋼板を得ることができる。
また、本発明の冷延鋼板を用いることにより、自動車などの鋼構造物作製時の製造効率や自動車搭乗者に対する安全性を向上でき、さらには燃費向上に伴う環境負荷の軽減に大きく寄与することができる。
また、本発明の冷延鋼板を用いることにより、自動車などの鋼構造物作製時の製造効率や自動車搭乗者に対する安全性を向上でき、さらには燃費向上に伴う環境負荷の軽減に大きく寄与することができる。
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において、鋼材の成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。なお、鋼材の成分組成における元素の含有量の単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り単に「％」で示す。
Ｃ：０．０５〜０．１３％
Ｃは、鋼を強化する上で最も重要な元素であり、高い固溶強化能を有する。このような効果を得るには、Ｃの０．０５％以上の含有を必要とする。一方、Ｃ量が０．１３％を超えると、母材中のマルテンサイト相が増加して著しく硬化し、穴拡げ性が劣化する。このため、Ｃ量は０．０５〜０．１３％の範囲に限定する。好ましくは０．０６〜０．１２％の範囲である。
まず、本発明において、鋼材の成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。なお、鋼材の成分組成における元素の含有量の単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り単に「％」で示す。
Ｃ：０．０５〜０．１３％
Ｃは、鋼を強化する上で最も重要な元素であり、高い固溶強化能を有する。このような効果を得るには、Ｃの０．０５％以上の含有を必要とする。一方、Ｃ量が０．１３％を超えると、母材中のマルテンサイト相が増加して著しく硬化し、穴拡げ性が劣化する。このため、Ｃ量は０．０５〜０．１３％の範囲に限定する。好ましくは０．０６〜０．１２％の範囲である。
Ｓｉ：０．０５〜２．０％
Ｓｉは、脱酸材として作用する、製鋼上、必要な元素である。また、Ｓｉは、鋼に固溶して固溶強化により鋼板を高強度化する効果を有する。このような効果を得るためには、Ｓｉの０．０５％以上の含有を必要とする。一方、Ｓｉ量が２．０％を超えると、溶接金属および溶接熱影響部の靱性が顕著に劣化し、溶接部の破断強度が低下する。このため、Ｓｉ量は、０．０５〜２．０％の範囲に限定する。好ましくは０．１０〜１．６０％の範囲である。
Ｓｉは、脱酸材として作用する、製鋼上、必要な元素である。また、Ｓｉは、鋼に固溶して固溶強化により鋼板を高強度化する効果を有する。このような効果を得るためには、Ｓｉの０．０５％以上の含有を必要とする。一方、Ｓｉ量が２．０％を超えると、溶接金属および溶接熱影響部の靱性が顕著に劣化し、溶接部の破断強度が低下する。このため、Ｓｉ量は、０．０５〜２．０％の範囲に限定する。好ましくは０．１０〜１．６０％の範囲である。
Ｍｎ：１．５〜４．０％
Ｍｎは、比較的安価に鋼の焼入れ性を増加させる効果を有し、引張強さ：９８０ＭＰａ以上の母材強度を確保するためには、Ｍｎ量を１．５％以上とすることが必要である。一方、Ｍｎ量が４．０％を超えると、溶接部の破断強度が低下するとともに、母材のミクロ偏析が大きくなり、母材偏析部を起点とした遅れ破壊の発生を助長する。このため、Ｍｎ量は、１．５〜４．０％の範囲に限定する。好ましくは１．７〜３．８％の範囲である。
Ｍｎは、比較的安価に鋼の焼入れ性を増加させる効果を有し、引張強さ：９８０ＭＰａ以上の母材強度を確保するためには、Ｍｎ量を１．５％以上とすることが必要である。一方、Ｍｎ量が４．０％を超えると、溶接部の破断強度が低下するとともに、母材のミクロ偏析が大きくなり、母材偏析部を起点とした遅れ破壊の発生を助長する。このため、Ｍｎ量は、１．５〜４．０％の範囲に限定する。好ましくは１．７〜３．８％の範囲である。
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、固溶強化能が大きい元素であるが、Ｍｎとともにミクロ偏析を助長する。このため、Ｐ量が０．０５％を超えると、母材が脆化するだけでなく、粒界偏析部が遅れ破壊の発生起点となり易くなる。従って、Ｐは０．０５％を上限として、可能な限り低減することが望ましい。ただし、過度のＰ低減は精錬コストを高騰させ経済的に不利となるため、Ｐの下限は０．００５％程度とすることが望ましい。
Ｐは、固溶強化能が大きい元素であるが、Ｍｎとともにミクロ偏析を助長する。このため、Ｐ量が０．０５％を超えると、母材が脆化するだけでなく、粒界偏析部が遅れ破壊の発生起点となり易くなる。従って、Ｐは０．０５％を上限として、可能な限り低減することが望ましい。ただし、過度のＰ低減は精錬コストを高騰させ経済的に不利となるため、Ｐの下限は０．００５％程度とすることが望ましい。
Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、粒界に偏析して熱間圧延時の延性を低下させるため、０．００５％を上限として可能な限り低減することが望ましい。
Ｓは、粒界に偏析して熱間圧延時の延性を低下させるため、０．００５％を上限として可能な限り低減することが望ましい。
Ａｌ：０．０１〜０．１％
Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼板の溶鋼脱酸プロセスにおいて、最も汎用的に用いられる元素である。また、鋼中の固溶Ｎを固定してＡｌＮを形成することで、固溶Ｎによる脆化を抑制する効果を有する。このような効果を得るには、Ａｌの０．０１％以上の含有を必要とする。一方、Ａｌ量が０．１％を超えると、スラブ製造時の表面割れを助長する。このため、Ａｌ量は、０．０１〜０．１％の範囲に限定する。好ましくは０．０２〜０．０７％の範囲である。
Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼板の溶鋼脱酸プロセスにおいて、最も汎用的に用いられる元素である。また、鋼中の固溶Ｎを固定してＡｌＮを形成することで、固溶Ｎによる脆化を抑制する効果を有する。このような効果を得るには、Ａｌの０．０１％以上の含有を必要とする。一方、Ａｌ量が０．１％を超えると、スラブ製造時の表面割れを助長する。このため、Ａｌ量は、０．０１〜０．１％の範囲に限定する。好ましくは０．０２〜０．０７％の範囲である。
Ｃｒ：０．０５〜１．０％
Ｃｒは、比較的安価に鋼の焼入れ性を増加させる効果を有し、焼鈍過程での中間硬度相のベイナイト変態を遅延化し、高硬度相のマルテンサイトを生成し、鋼の強度向上に寄与する元素である。このような効果を得るには、Ｃｒの０．０５％以上の含有が必要である。一方、Ｃｒ量が１．０％を超えると、過度な強度上昇により脆化を助長するだけでなく、経済的にも不利になる。このため、Ｃｒ量は、０．０５〜１．０％の範囲に限定する。好ましくは、０．０７〜０．８％の範囲である。
Ｃｒは、比較的安価に鋼の焼入れ性を増加させる効果を有し、焼鈍過程での中間硬度相のベイナイト変態を遅延化し、高硬度相のマルテンサイトを生成し、鋼の強度向上に寄与する元素である。このような効果を得るには、Ｃｒの０．０５％以上の含有が必要である。一方、Ｃｒ量が１．０％を超えると、過度な強度上昇により脆化を助長するだけでなく、経済的にも不利になる。このため、Ｃｒ量は、０．０５〜１．０％の範囲に限定する。好ましくは、０．０７〜０．８％の範囲である。
Ｎｂ：０．０１０〜０．０７０％
Ｎｂは、冷間圧延後の焼鈍加熱において、固溶Ｎｂとして存在することにより、ソリュートドラッグ効果を発現し、冷間圧延で生成した加工組織の再結晶を遅延することにより、焼鈍後の鋼板を高強度化する重要な元素である。また、熱間圧延および焼鈍工程で生成するＮｂＣは、母材および溶接熱影響部のミクロ組織を微細化して、靱性を改善する。このような効果を得るためには、Ｎｂの０．０１０％以上の含有が必要である。一方、Ｎｂ量が０．０７０％を超えると、粗大な炭窒化物が析出し、スラブ製造時の表面割れを助長するとともに、破壊の起点となることがある。このため、Ｎｂ量は、０．０１０〜０．０７０％の範囲に限定する。好ましくは０．０１５〜０．０６０％の範囲である。
Ｎｂは、冷間圧延後の焼鈍加熱において、固溶Ｎｂとして存在することにより、ソリュートドラッグ効果を発現し、冷間圧延で生成した加工組織の再結晶を遅延することにより、焼鈍後の鋼板を高強度化する重要な元素である。また、熱間圧延および焼鈍工程で生成するＮｂＣは、母材および溶接熱影響部のミクロ組織を微細化して、靱性を改善する。このような効果を得るためには、Ｎｂの０．０１０％以上の含有が必要である。一方、Ｎｂ量が０．０７０％を超えると、粗大な炭窒化物が析出し、スラブ製造時の表面割れを助長するとともに、破壊の起点となることがある。このため、Ｎｂ量は、０．０１０〜０．０７０％の範囲に限定する。好ましくは０．０１５〜０．０６０％の範囲である。
Ｔｉ：０．００５〜０．０４０％
Ｔｉは、本発明において重要な合金元素であり、固溶Ｎを固定してＴｉＮを形成することにより、母材、溶接金属および溶接熱影響部における結晶粒の粗大化を抑制する効果を有するとともに、固溶Ｎの低減により脆化を抑制する効果を有する。また、ＴｉＮの形成により、熱間圧延および焼鈍工程において、Ｎｂ窒化物の生成抑制を介して所定量の固溶Ｎｂを確保し、焼鈍後の鋼板を高強度化するのに有効に寄与する。このような効果を得るためには、Ｔｉの０．００５％以上の含有が必要である。一方、Ｔｉ量が０．０４０％を超えると、非常に硬くて脆いＴｉＣが析出し、脆化を助長する。このため、Ｔｉ量は０．００５〜０．０４０％の範囲に限定する。好ましくは０．０１０〜０．０３５％である。
Ｔｉは、本発明において重要な合金元素であり、固溶Ｎを固定してＴｉＮを形成することにより、母材、溶接金属および溶接熱影響部における結晶粒の粗大化を抑制する効果を有するとともに、固溶Ｎの低減により脆化を抑制する効果を有する。また、ＴｉＮの形成により、熱間圧延および焼鈍工程において、Ｎｂ窒化物の生成抑制を介して所定量の固溶Ｎｂを確保し、焼鈍後の鋼板を高強度化するのに有効に寄与する。このような効果を得るためには、Ｔｉの０．００５％以上の含有が必要である。一方、Ｔｉ量が０．０４０％を超えると、非常に硬くて脆いＴｉＣが析出し、脆化を助長する。このため、Ｔｉ量は０．００５〜０．０４０％の範囲に限定する。好ましくは０．０１０〜０．０３５％である。
Ｎ：０．０００５〜０．００６５％
Ｎは、不可避的不純物として鋼中に含まれるが、Ｔｉを適量添加することにより、ＴｉＮを形成し、溶接の際に溶接金属および溶接熱影響部における結晶粒の粗大化を抑制する効果を発現する。このような効果を得るためには、Ｎ量を０．０００５％以上とする必要がある。一方、Ｎ量が０．００６５％を超えると、固溶Ｎの増大により、耐時効性が著しく低下する。このため、Ｎ量は０．０００５〜０．００６５％の範囲に限定する。好ましくは０．００１０〜０．００６０％である。
Ｎは、不可避的不純物として鋼中に含まれるが、Ｔｉを適量添加することにより、ＴｉＮを形成し、溶接の際に溶接金属および溶接熱影響部における結晶粒の粗大化を抑制する効果を発現する。このような効果を得るためには、Ｎ量を０．０００５％以上とする必要がある。一方、Ｎ量が０．００６５％を超えると、固溶Ｎの増大により、耐時効性が著しく低下する。このため、Ｎ量は０．０００５〜０．００６５％の範囲に限定する。好ましくは０．００１０〜０．００６０％である。
また、本発明では、上記した成分組成とするとともに、ＴｉとＮの質量％比：Ｔｉ／Ｎを適正に制御することが重要である。
Ｔｉ／Ｎ：２．５以上７．５以下
Ｔｉ／Ｎを上記の範囲内に制御することにより、ＴｉＮの生成による結晶粒微細化強化と析出強化が発現する。また、Ｎｂ窒化物の生成抑制を介して、焼鈍過程で適正量の固溶Ｎｂを確保することが可能となり、これにより発現する加熱時の再結晶進行を遅延させる効果が、鋼板の高強度化に寄与する。また、溶接金属および溶接熱影響部においては、固溶Ｎの低減および結晶粒の微細化に寄与し、溶接金属および溶接熱影響部の脆化を防止する。
ここで、Ｔｉ／Ｎが２．５未満になると、鋼板中の固溶Ｎが増加し、脆化を助長する。一方、Ｔｉ／Ｎが７．５を超えると、非常に硬くて脆いＴｉＣが鋼板中に生成し、延性の低下、ひいては脆化が顕著になる。このため、Ｔｉ／Ｎは２．５〜７．５の範囲に限定する。好ましくは３．０〜７．０の範囲である。
Ｔｉ／Ｎ：２．５以上７．５以下
Ｔｉ／Ｎを上記の範囲内に制御することにより、ＴｉＮの生成による結晶粒微細化強化と析出強化が発現する。また、Ｎｂ窒化物の生成抑制を介して、焼鈍過程で適正量の固溶Ｎｂを確保することが可能となり、これにより発現する加熱時の再結晶進行を遅延させる効果が、鋼板の高強度化に寄与する。また、溶接金属および溶接熱影響部においては、固溶Ｎの低減および結晶粒の微細化に寄与し、溶接金属および溶接熱影響部の脆化を防止する。
ここで、Ｔｉ／Ｎが２．５未満になると、鋼板中の固溶Ｎが増加し、脆化を助長する。一方、Ｔｉ／Ｎが７．５を超えると、非常に硬くて脆いＴｉＣが鋼板中に生成し、延性の低下、ひいては脆化が顕著になる。このため、Ｔｉ／Ｎは２．５〜７．５の範囲に限定する。好ましくは３．０〜７．０の範囲である。
以上、基本成分について説明したが、本発明では、必要に応じて、Ｍｏ、Ｃｕ、ＮｉおよびＶのうちから選んだ１種または２種以上を含有させることができる。
Ｍｏ：０．０１〜１．０％
Ｍｏは、鋼の強度向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、Ｍｏの０．０１％以上の添加が必要である。一方、Ｍｏ量が１．０％を超えると、過度な強度上昇により脆化を助長するだけでなく、経済的に不利になる。このため、Ｍｏ量は、０．０１〜１．０％の範囲とする。好ましくは０．０３〜０．８％の範囲である。
Ｍｏ：０．０１〜１．０％
Ｍｏは、鋼の強度向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、Ｍｏの０．０１％以上の添加が必要である。一方、Ｍｏ量が１．０％を超えると、過度な強度上昇により脆化を助長するだけでなく、経済的に不利になる。このため、Ｍｏ量は、０．０１〜１．０％の範囲とする。好ましくは０．０３〜０．８％の範囲である。
Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは鋼の強度向上に寄与する元素であるが、Ｃｕ量が１．０％を超えると熱間脆性を生じて鋼板の表面性状を劣化させる。このため、Ｃｕ量は１．０％以下とする。
Ｃｕは鋼の強度向上に寄与する元素であるが、Ｃｕ量が１．０％を超えると熱間脆性を生じて鋼板の表面性状を劣化させる。このため、Ｃｕ量は１．０％以下とする。
Ｎｉ：１．０％以下
Ｎｉは、鋼の強度向上に寄与する元素であるが、Ｎｉ量が１．０％を超えるとその効果は飽和し、経済的に不利になる。このため、Ｎｉ量は１．０％以下とする。
Ｎｉは、鋼の強度向上に寄与する元素であるが、Ｎｉ量が１．０％を超えるとその効果は飽和し、経済的に不利になる。このため、Ｎｉ量は１．０％以下とする。
Ｖ：０．１％以下
Ｖは、鋼の強度向上に寄与する元素であるが、Ｖ量が０．１％を超えると母材延性を劣化させる。このため、Ｖ量は０．１％以下とする。
Ｖは、鋼の強度向上に寄与する元素であるが、Ｖ量が０．１％を超えると母材延性を劣化させる。このため、Ｖ量は０．１％以下とする。
本発明の鋼板における成分組成のうち、上記以外の成分はＦｅおよび不可避的不純物である。
以上、本発明の鋼板における成分組成について説明したが、本発明では、ＴｉおよびＮｂの鋼中における存在形態を適正に制御することが極めて重要である。
鋼中に析出物として存在するＴｉの割合：７０％以上
焼鈍過程においては、Ｔｉ析出物により組織が微細化され、最終的に得られる冷延鋼板の穴拡げ性が向上する。また、焼鈍後の冷延鋼板中にＴｉが析出物として存在すると、溶接の際の溶接熱履歴による溶接熱影響部の結晶粒の粗大化が抑制され、溶接部の破断強度が向上する。このような効果を得るためには、鋼中のＴｉのうち７０％以上が析出物として存在する必要がある。好ましくは７５％以上である。また、鋼中に析出物として存在するＴｉの割合の上限は特に規定されるものではないが、１００％となると固溶Ｎの残存により靭性が大きく劣化することから、１００％未満とすることが好ましく、９８％未満とすることがより好ましい。
なお、析出物の形態は、ＴｉＮの単独、もしくはＴｉＮと他の析出物との複合析出物が主であるが、Ｔｉ酸化物あるいはＴｉ炭化物が、全体のＴｉ系析出物個数の１０％未満であれば、混入してもその影響は無視できる。
鋼中に析出物として存在するＴｉの割合：７０％以上
焼鈍過程においては、Ｔｉ析出物により組織が微細化され、最終的に得られる冷延鋼板の穴拡げ性が向上する。また、焼鈍後の冷延鋼板中にＴｉが析出物として存在すると、溶接の際の溶接熱履歴による溶接熱影響部の結晶粒の粗大化が抑制され、溶接部の破断強度が向上する。このような効果を得るためには、鋼中のＴｉのうち７０％以上が析出物として存在する必要がある。好ましくは７５％以上である。また、鋼中に析出物として存在するＴｉの割合の上限は特に規定されるものではないが、１００％となると固溶Ｎの残存により靭性が大きく劣化することから、１００％未満とすることが好ましく、９８％未満とすることがより好ましい。
なお、析出物の形態は、ＴｉＮの単独、もしくはＴｉＮと他の析出物との複合析出物が主であるが、Ｔｉ酸化物あるいはＴｉ炭化物が、全体のＴｉ系析出物個数の１０％未満であれば、混入してもその影響は無視できる。
鋼中に固溶Ｎｂとして存在するＮｂの割合：１５％以上
Ｎｂが固溶状態で存在すると、焼鈍過程においては、加熱時の再結晶抑制効果により、鋼の高強度化に有効に寄与するとともに、Ａｃ3点未満の溶接熱影響部の軟化を抑制する効果を有する。
このような効果を得るためには、鋼中のＮｂのうち１５％以上が固溶Ｎｂとして存在する必要がある。好ましくは２０％以上である。
なお、鋼中に固溶Ｎｂとして存在するＮｂの割合の上限は特に規定されるものではないが、鋼中の固溶Ｎｂ量が過度に多くなっても上記のような効果は飽和し、製造コストが上昇するため、７０％以下とすることが好ましい。
また、固溶Ｎｂ以外の鋼中におけるＮｂの存在形態としては、ＮｂＣといったＮｂ炭化物やＮｂ炭窒化物などが挙げられる。
Ｎｂが固溶状態で存在すると、焼鈍過程においては、加熱時の再結晶抑制効果により、鋼の高強度化に有効に寄与するとともに、Ａｃ3点未満の溶接熱影響部の軟化を抑制する効果を有する。
このような効果を得るためには、鋼中のＮｂのうち１５％以上が固溶Ｎｂとして存在する必要がある。好ましくは２０％以上である。
なお、鋼中に固溶Ｎｂとして存在するＮｂの割合の上限は特に規定されるものではないが、鋼中の固溶Ｎｂ量が過度に多くなっても上記のような効果は飽和し、製造コストが上昇するため、７０％以下とすることが好ましい。
また、固溶Ｎｂ以外の鋼中におけるＮｂの存在形態としては、ＮｂＣといったＮｂ炭化物やＮｂ炭窒化物などが挙げられる。
次に、本発明の製造方法について説明する。なお、製造条件における鋼板の温度は、鋼板の表面温度を意味するものとする。
上記した成分組成の溶鋼を転炉、電気炉等の公知の方法で溶製し、連続鋳造法または造塊−分塊圧延法等の公知の方法で、所定寸法のスラブ等の鋼素材とする。なお、溶鋼に、取鍋精錬や真空脱ガス等の処理を付加しても良いことは言うまでもない。
ついで、得られた鋼素材を、直ちにまたは一旦冷却し、（Ｔｓ−５０）℃以上（Ｔｓ＋２００）℃以下の温度域に加熱し、仕上圧延終了温度：８５０℃以上にて熱間圧延を施した後、６５０℃以下で巻取って熱延鋼板とする。
なお、Ｔｓは次式（１）により定義される。
Ｔｓ（℃）＝６７７０／［２．２６−ｌｏｇ10｛[％Ｎｂ]×
（[％Ｃ]＋０．８６[％Ｎ]）｝］−２７３ ・・・（１）
ここで、[％Ｎｂ]、[％Ｃ]および[％Ｎ]は、それぞれ鋼中のＮｂ、ＣおよびＮの含有量（質量％）を示す。
ついで、得られた鋼素材を、直ちにまたは一旦冷却し、（Ｔｓ−５０）℃以上（Ｔｓ＋２００）℃以下の温度域に加熱し、仕上圧延終了温度：８５０℃以上にて熱間圧延を施した後、６５０℃以下で巻取って熱延鋼板とする。
なお、Ｔｓは次式（１）により定義される。
Ｔｓ（℃）＝６７７０／［２．２６−ｌｏｇ10｛[％Ｎｂ]×
（[％Ｃ]＋０．８６[％Ｎ]）｝］−２７３ ・・・（１）
ここで、[％Ｎｂ]、[％Ｃ]および[％Ｎ]は、それぞれ鋼中のＮｂ、ＣおよびＮの含有量（質量％）を示す。
加熱温度：（Ｔｓ−５０）℃以上（Ｔｓ＋２００）℃以下
鋼素材の溶製時に晶出した粗大なＮｂを含む炭窒化物は、鋼板の高強度化に寄与しない。このため、粗大なＮｂ系晶出物は、熱間圧延前の加熱段階で、一旦、鋼中に固溶させて、その後の圧延、冷却、焼鈍等の過程で、再度、微細なＮｂ炭化物や炭窒化物として析出させることが重要である。
ここに、加熱温度が（Ｔｓ−５０）℃未満では、加熱が十分ではないためにＮｂ系晶出物が十分に鋼中に固溶せず、焼鈍後の強度が不足する。一方、（Ｔｓ＋２００）℃を超えると、上記の効果が飽和する上、Ｔｉ晶出物が完全に固溶して、焼鈍後に適正量のＴｉを析出物として存在させることが困難となる。また、加熱のための燃料費の増加とともにスケールオフ増大による歩留まり低下のため、経済的に不利である。従って、加熱温度は（Ｔｓ−５０）℃以上（Ｔｓ＋２００）℃以下とする。好ましくは（Ｔｓ−２０）℃以上（Ｔｓ＋１７０）℃以下である。
鋼素材の溶製時に晶出した粗大なＮｂを含む炭窒化物は、鋼板の高強度化に寄与しない。このため、粗大なＮｂ系晶出物は、熱間圧延前の加熱段階で、一旦、鋼中に固溶させて、その後の圧延、冷却、焼鈍等の過程で、再度、微細なＮｂ炭化物や炭窒化物として析出させることが重要である。
ここに、加熱温度が（Ｔｓ−５０）℃未満では、加熱が十分ではないためにＮｂ系晶出物が十分に鋼中に固溶せず、焼鈍後の強度が不足する。一方、（Ｔｓ＋２００）℃を超えると、上記の効果が飽和する上、Ｔｉ晶出物が完全に固溶して、焼鈍後に適正量のＴｉを析出物として存在させることが困難となる。また、加熱のための燃料費の増加とともにスケールオフ増大による歩留まり低下のため、経済的に不利である。従って、加熱温度は（Ｔｓ−５０）℃以上（Ｔｓ＋２００）℃以下とする。好ましくは（Ｔｓ−２０）℃以上（Ｔｓ＋１７０）℃以下である。
仕上圧延終了温度：８５０℃以上
仕上圧延終了温度が８５０℃未満になると、圧延効率が低下するだけでなく、圧延荷重が増大し、圧延機への負荷が大きくなる。このため、仕上圧延終了温度は８５０℃以上とする。
仕上圧延終了温度が８５０℃未満になると、圧延効率が低下するだけでなく、圧延荷重が増大し、圧延機への負荷が大きくなる。このため、仕上圧延終了温度は８５０℃以上とする。
巻取り温度：６５０℃以下
熱延鋼板の巻取り温度が６５０℃を超えると、巻取り中に析出するＮｂＣが過度に粗大化するため、脆化し易く、破壊の起点となり易い。このため、熱延鋼板の巻取り温度は６５０℃以下とする必要がある。好ましくは６２０℃以下である。なお、熱延鋼板の巻取り温度の下限は特に規定する必要はないが、過度の温度低下は製造効率を低下させるため、４００℃程度とすることが好ましい。
熱延鋼板の巻取り温度が６５０℃を超えると、巻取り中に析出するＮｂＣが過度に粗大化するため、脆化し易く、破壊の起点となり易い。このため、熱延鋼板の巻取り温度は６５０℃以下とする必要がある。好ましくは６２０℃以下である。なお、熱延鋼板の巻取り温度の下限は特に規定する必要はないが、過度の温度低下は製造効率を低下させるため、４００℃程度とすることが好ましい。
ついで、得られた熱延鋼板に冷間圧延を施し、冷延鋼板とする。ここに、冷間圧延の条件は特に規定する必要はないが、焼鈍後に所望の強度を確保するには、総圧下率を３０％以上とすることが好ましい。一方、圧延機への過度の負荷を避けるためには、総圧下率を８０％以下とすることが好ましい。
そして、上記のようにして得られた冷延鋼板について、以下の条件で連続焼鈍を施す。
連続焼鈍における加熱温度：７００℃以上９００℃以下
連続焼鈍における加熱温度が７００℃未満であると、オーステナイトの逆変態が不十分となり、その後の冷却時に生成する硬質のマルテンサイトもしくはベイナイトの量が不十分となり、所望の強度が得られない。一方、９００℃を超えると、オーステナイト粒の粗大化が顕著になり、母材の穴拡げ性および溶接熱影響部の靭性が劣化する。このため、連続焼鈍における加熱温度は、７００℃以上９００℃以下とする。好ましくは７２０℃以上８８０℃以下である。
連続焼鈍における加熱温度：７００℃以上９００℃以下
連続焼鈍における加熱温度が７００℃未満であると、オーステナイトの逆変態が不十分となり、その後の冷却時に生成する硬質のマルテンサイトもしくはベイナイトの量が不十分となり、所望の強度が得られない。一方、９００℃を超えると、オーステナイト粒の粗大化が顕著になり、母材の穴拡げ性および溶接熱影響部の靭性が劣化する。このため、連続焼鈍における加熱温度は、７００℃以上９００℃以下とする。好ましくは７２０℃以上８８０℃以下である。
なお、加熱後の保持時間は特に規定する必要はないが、均一な温度分布と安定したミクロ組織を確保するには１５ｓ以上保持することが好ましい。一方、長時間の保持は、製造効率の低下だけでなく、オーステナイト粒の粗大化を招くため、保持時間は６００ｓ以下とすることが好ましい。
平均冷却速度：１２℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下
加熱後の冷却過程における平均冷却速度が１２℃／ｓ未満であると、冷却中に軟質のフェライト相が過剰に生成して所望の強度を確保し難くなるだけでなく、冷却の途中でＮｂが過度に再析出するため、所望量の固溶Ｎｂを確保することが困難になる。また、冷却の途中に粗大なフェライト相やパーライト相が生成し、強度が低下する。一方、焼鈍後の平均冷却速度が１００℃／ｓを超えると、鋼板形状の確保が困難になる。このため、焼鈍処理後の平均冷却速度は、１２℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下とする。好ましくは１４℃／ｓ以上７０℃／ｓ以下である。
加熱後の冷却過程における平均冷却速度が１２℃／ｓ未満であると、冷却中に軟質のフェライト相が過剰に生成して所望の強度を確保し難くなるだけでなく、冷却の途中でＮｂが過度に再析出するため、所望量の固溶Ｎｂを確保することが困難になる。また、冷却の途中に粗大なフェライト相やパーライト相が生成し、強度が低下する。一方、焼鈍後の平均冷却速度が１００℃／ｓを超えると、鋼板形状の確保が困難になる。このため、焼鈍処理後の平均冷却速度は、１２℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下とする。好ましくは１４℃／ｓ以上７０℃／ｓ以下である。
冷却停止温度：２００℃以上４５０℃以下
冷却停止温度を２００℃未満とすると、鋼板の搬送速度を極端に低下させることになるため、製造効率の面で好ましくない。一方、４５０℃を超える温度で冷却を停止すると、冷却停止後に比較的軟質のベイナイト相が過剰に生成して所望の強度を確保し難くなるだけでなく、冷却停止後にＮｂが過度に再析出するため、所望量の固溶Ｎｂを確保することが困難になる。また、フェライトなどの軟質の組織が過度に生成し、強度が不足する。このため、冷却停止温度は２００℃以上４５０℃以下とする。好ましくは２３０℃以上４２０℃以下である。
冷却停止温度を２００℃未満とすると、鋼板の搬送速度を極端に低下させることになるため、製造効率の面で好ましくない。一方、４５０℃を超える温度で冷却を停止すると、冷却停止後に比較的軟質のベイナイト相が過剰に生成して所望の強度を確保し難くなるだけでなく、冷却停止後にＮｂが過度に再析出するため、所望量の固溶Ｎｂを確保することが困難になる。また、フェライトなどの軟質の組織が過度に生成し、強度が不足する。このため、冷却停止温度は２００℃以上４５０℃以下とする。好ましくは２３０℃以上４２０℃以下である。
冷却停止温度域における保持時間：３０ｓ以上６００ｓ以下
冷却停止温度域における保持時間が３０ｓ未満であると、鋼板内の温度、材質の均一性が低下する。一方、冷却停止温度域における保持時間が６００ｓを超えると、製造効率が低下する。このため、冷却停止温度域における保持時間は、３０ｓ以上６００ｓ以下とする。
冷却停止温度域における保持時間が３０ｓ未満であると、鋼板内の温度、材質の均一性が低下する。一方、冷却停止温度域における保持時間が６００ｓを超えると、製造効率が低下する。このため、冷却停止温度域における保持時間は、３０ｓ以上６００ｓ以下とする。
表１に示す成分組成となる鋼を、転炉で溶製後、取鍋精錬を行い、連続鋳造により鋼スラブとした。ついで、鋼スラブに、表２に示す条件で熱間圧延を施し、熱延鋼板とした。その後、これらの熱延鋼板に、表２に示す条件で冷間圧延、連続焼鈍を施し、冷延鋼板を得た。
かくして得られた冷延鋼板について、以下の要領で、（１）析出物の抽出残渣分析、（２）引張試験、および（３）スポット溶接試験を実施した。
（１）析出物の抽出残渣分析
上記のようにして得られた各冷延鋼板から電解抽出用試験片を採取し、該試験片について、ＡＡ系電解液（アセチルアセトンテトラメチルアンモニウムクロライドのエタノール溶液）を用いた電解処理を実施し、ろ過により残渣を抽出した。
抽出した残渣について、純水で１００ｍｌに定容して、高周波誘導結合プラズマ（Inductively Coupled Plasma）発光分光法によりＴｉ量を測定し、測定したＴｉ量を析出物として存在するＴｉ量とした。また、同様に、抽出した残渣中のＮｂ量を測定し、この測定したＮｂ量を、試験片中に含有される全Ｎｂ量から差し引くことで、固溶Ｎｂ量を算出した。
かくして算出した析出物として存在するＴｉ量および固溶Ｎｂ量をそれぞれ、試験片中に含有される全Ｔｉ量およびＮｂ量で除することで、鋼中に析出物として存在するＴｉの割合および鋼中に固溶Ｎｂとして存在するＮｂの割合を求めた。これらの評価結果を表３に示す。
上記のようにして得られた各冷延鋼板から電解抽出用試験片を採取し、該試験片について、ＡＡ系電解液（アセチルアセトンテトラメチルアンモニウムクロライドのエタノール溶液）を用いた電解処理を実施し、ろ過により残渣を抽出した。
抽出した残渣について、純水で１００ｍｌに定容して、高周波誘導結合プラズマ（Inductively Coupled Plasma）発光分光法によりＴｉ量を測定し、測定したＴｉ量を析出物として存在するＴｉ量とした。また、同様に、抽出した残渣中のＮｂ量を測定し、この測定したＮｂ量を、試験片中に含有される全Ｎｂ量から差し引くことで、固溶Ｎｂ量を算出した。
かくして算出した析出物として存在するＴｉ量および固溶Ｎｂ量をそれぞれ、試験片中に含有される全Ｔｉ量およびＮｂ量で除することで、鋼中に析出物として存在するＴｉの割合および鋼中に固溶Ｎｂとして存在するＮｂの割合を求めた。これらの評価結果を表３に示す。
（２）引張試験
圧延方向に対して直角方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠して、引張強さ（ＴＳ）および全伸び（Ｅｌ）を測定した。これらの評価結果を表３に示す。なお、ここでは、ＴＳ≧９８０ＭＰａ、Ｅｌ≧１３％以上となるものを良好と判定した。
圧延方向に対して直角方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠して、引張強さ（ＴＳ）および全伸び（Ｅｌ）を測定した。これらの評価結果を表３に示す。なお、ここでは、ＴＳ≧９８０ＭＰａ、Ｅｌ≧１３％以上となるものを良好と判定した。
（３）スポット溶接試験
・十字引張試験
上記のようにして得られた冷延鋼板を用い、ＪＩＳ Ｚ ３１３７（１９９９）に準拠した十字形引張試験片を作製した。ここで、十字形引張試験片の作製におけるスポット溶接は、日本溶接協会規格：ＷＥＳ７３０１に準拠し、ナゲット径が６．０ｍｍとなる溶接条件で実施した。
ついで、作製した十字形引張試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ３１３７（１９９９）に準拠して、十字引張試験を実施した。ここでは、十字引張力が１０ｋＮ／ｓｐｏｔ以上で、かつ破断形態がプラグ破断であるものを、スポット溶接性に優れると判断した。
・十字引張試験
上記のようにして得られた冷延鋼板を用い、ＪＩＳ Ｚ ３１３７（１９９９）に準拠した十字形引張試験片を作製した。ここで、十字形引張試験片の作製におけるスポット溶接は、日本溶接協会規格：ＷＥＳ７３０１に準拠し、ナゲット径が６．０ｍｍとなる溶接条件で実施した。
ついで、作製した十字形引張試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ３１３７（１９９９）に準拠して、十字引張試験を実施した。ここでは、十字引張力が１０ｋＮ／ｓｐｏｔ以上で、かつ破断形態がプラグ破断であるものを、スポット溶接性に優れると判断した。
・断面試験
また、ＪＩＳ Ｚ ３１３９（２００９）に準拠して、断面試験を実施した。
すなわち、上記の十字形引張試験片の作製条件と同じ条件で、同じ鋼種の２枚の冷延鋼板をスポット溶接した。ついで、鋼板表面に垂直に切り出した溶接部断面を研磨した後、ナイタール腐食し、硬度測定用試験片とした。ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）に準拠し、試験力０．９８０７Ｎで、板厚方向中心位置から０．５ｍｍ上方および０．５ｍｍ下方位置において、鋼板表面と平行な方向の２方向に、ナゲットの中心位置から０．５ｍｍピッチで、溶接金属部から母材部までビッカース硬度試験を実施し、測定したビッカース硬度の最大値と最小値の差（ΔＨＶ）を求めた。ここでは、ΔＨＶが１２０未満であるものをスポット溶接性に優れると判断した。
これらの評価結果を表３に併記する。
また、ＪＩＳ Ｚ ３１３９（２００９）に準拠して、断面試験を実施した。
すなわち、上記の十字形引張試験片の作製条件と同じ条件で、同じ鋼種の２枚の冷延鋼板をスポット溶接した。ついで、鋼板表面に垂直に切り出した溶接部断面を研磨した後、ナイタール腐食し、硬度測定用試験片とした。ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）に準拠し、試験力０．９８０７Ｎで、板厚方向中心位置から０．５ｍｍ上方および０．５ｍｍ下方位置において、鋼板表面と平行な方向の２方向に、ナゲットの中心位置から０．５ｍｍピッチで、溶接金属部から母材部までビッカース硬度試験を実施し、測定したビッカース硬度の最大値と最小値の差（ΔＨＶ）を求めた。ここでは、ΔＨＶが１２０未満であるものをスポット溶接性に優れると判断した。
これらの評価結果を表３に併記する。
表３に示したとおり、発明例ではいずれも、引張強さ：９８０ＭＰａ以上であるとともに、十字引張力が１０ｋＮ／ｓｐｏｔ以上で、かつ破断形態がプラグ破断であり、またビッカース硬度の最大値と最小値の差ΔＨＶが１２０未満という優れたスポット溶接性が得られた。また、発明例ではいずれも、全伸びが１３％以上であった。
一方、比較例では、母材の引張強さおよび全伸び、ならびにスポット溶接試験における十字引張力および破断形態、ビッカース硬度の最大値と最小値の差（ΔＨＶ）のうちの少なくとも１つが十分なものとは言えなかった。
一方、比較例では、母材の引張強さおよび全伸び、ならびにスポット溶接試験における十字引張力および破断形態、ビッカース硬度の最大値と最小値の差（ΔＨＶ）のうちの少なくとも１つが十分なものとは言えなかった。
Claims (3)
- 質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．１３％、
Ｓｉ：０．０５〜２．０％、
Ｍｎ：１．５〜４．０％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
Ｎｂ：０．０１０〜０．０７０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０４０％および
Ｎ：０．０００５〜０．００６５％
を含有し、さらにＴｉとＮの質量比：Ｔｉ／Ｎが２．５以上７．５以下であって、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、
鋼中のＴｉのうち７０％以上が析出物として存在する一方、鋼中のＮｂのうち１５％以上が固溶Ｎｂとして存在し、
引張強さが９８０ＭＰａ以上であることを特徴とするスポット溶接性に優れた冷延鋼板。 - 前記鋼板が、さらに質量％で、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：１．０％以下および
Ｖ：０．１％以下
から選んだ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に記載のスポット溶接性に優れた冷延鋼板。 - 請求項１または２に記載の鋼組成を有する鋼素材を、Ｔｓを下記式（１）で示される温度とするとき、（Ｔｓ−５０）℃以上（Ｔｓ＋２００）℃以下の温度域に加熱し、仕上圧延終了温度：８５０℃以上の熱間圧延を施した後、６５０℃以下の温度で巻取り、ついで、冷間圧延を施した後、７００℃以上９００℃以下の温度域に加熱し、その後の冷却過程において、平均冷却速度：１２℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下で２００℃以上４５０℃以下の温度域まで冷却し、該温度域で３０ｓ以上６００ｓ以下の時間保持する連続焼鈍を行うことを特徴とするスポット溶接性に優れた冷延鋼板の製造方法。
記
Ｔｓ（℃）＝６７７０／［２．２６−ｌｏｇ10｛[％Ｎｂ]×
（[％Ｃ]＋０．８６[％Ｎ]）｝］−２７３ ・・・（１）
ここで、[％Ｎｂ]、[％Ｃ]および[％Ｎ]は、それぞれ鋼中のＮｂ、ＣおよびＮの含有量（質量％）を示す。
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