JP3408873B2 - スポット溶接部の強度特性に優れた溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、スポット溶接部の強度
特性に優れた常温非時効深絞り用溶融亜鉛メッキ鋼板と
その製造方法に関する。本発明が係わる冷延鋼板とは、
自動車、家庭電気製品、建物などの用途にプレス成形を
して使用されるものであり、防錆のために溶融メッキお
よび合金化溶融メッキなどの表面処理を施した鋼板であ
る。

【０００２】

【従来の技術】溶鋼の真空脱ガス処理の最近の進歩によ
り、極低炭素鋼の溶製が容易になった現在、良好な加工
性を有する極低炭素鋼板の需要は益々増加しつつある。
このような極低炭素鋼板は、一般的にＴｉおよびＮｂの
うち少なくとも一種を含有することはよく知られてい
る。すなわち、ＴｉおよびＮｂは、鋼中の侵入型固溶元
素（Ｃ，Ｎ）と強い引力の相互作用を持ち、炭窒化物を
容易に形成する。したがって、侵入型固溶元素の存在し
ない鋼（ＩＦ鋼：Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ Ｆｒｃｃ
Ｓｔｅｅｌ）が得られる。ＩＦ鋼は、歪時効性や加工
性を劣化させる原因となる侵入型固溶元素を含まないの
で、非時効で極めて良好な加工性を有する特徴がある。
さらに、ＴｉやＮｂの添加は粗大化しやすい極低炭素鋼
の熱間圧延板の結晶粒径を細粒化し、冷延焼鈍板の深絞
り性を改善する重要な役割も持つ。しかし、ＴｉやＮｂ
を添加した極低炭素鋼は次のような問題を有する。第一
に、製造コストが高くつく点である。すなわち、極低炭
素化のための真空処理コストに加え高価なＴｉやＮｂの
添加を必要とするからである。第二に、極低炭素鋼にＴ
ｉやＮｂを添加すると溶融亜鉛メッキ性が劣化したり合
金化が進みすぎ過合金になる問題がある。第三に製品板
に固溶ＣやＮが残存しないので、二次加工脆化が発生し
たり塗装焼き付け硬化が消失したりする。第四に、Ｔｉ
やＮｂは強い酸化物形成元素であり、これらの酸化物が
表面品質を劣化させたりする。

【０００３】ＩＦ鋼のこのような問題を解決する目的
で、従来からＴｉやＮｂを添加しない極低炭素鋼の開発
を目的に数多くの研究開発が行われてきた。例えば特開
昭６３−８３２３０号公報、特開昭６３−７２８３０号
公報、特開昭５９−８０７２４号公報、特開昭６０−１
０３１２９号公報、特開平１−１８４２５１号公報、特
開昭５８−１４１３５５号公報、特開平６−９３３７６
号公報、などはその例である。これらはすべて、Ｔｉや
Ｎｂを含まない極低炭素鋼板のプレス成形性と係わるｒ
値や伸びなどの特性、および塗装焼き付け硬化特性（Ｂ
Ｈ特性）に注目したものである。しかし、これらの鋼板
はプレス成形後にスポット溶接して自動車などの部品に
供されるので、スポット溶接後の継ぎ手強度特性が十分
確保されていることが大前提となる。特公平５−５７３
３０号公報においては、ＴｉとＮｂを複合添加した極低
炭素鋼のスポット溶接部の疲労特性を改善する技術を開
示している。しかし、ＴｉやＮｂを添加しない極低炭素
鋼板は、スポット溶接時に加えられた熱により一層異常
粒成長が生じ易く、スポット溶接部の継ぎ手強度が不十
分となる欠点があるが、これを防止する技術について
は、従来においては全く知見がない。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】ＴｉやＮｂなどの高価
な添加元素を使用しない極低炭素鋼をベースに、優れた
深絞り性を維持しつつ、溶融亜鉛メッキ性に優れ良好な
スポット溶接強度特性も兼ね備えた溶融亜鉛メッキ鋼板
およびその製造方法を確立することが、本発明が解決し
ようとする課題である。

【０００５】

【課題を解決するための手段】ＴｉやＮｂなどの高価な
炭窒化物形成元素を使用しない単純な極低炭素鋼板にお
いては、軟質化しすぎるためスポット溶接時に電極から
の加圧により鋼板が容易に変形し電極と鋼板あるいは鋼
板間の接触抵抗が低下しすぎ、適正溶接電流範囲が狭く
高電流側にシフトすることが判明した。これは溶接機を
大型にする欠点がある。この問題を解決する手段とし
て、Ｐを添加する方法を見い出した。なぜならば、Ｐ添
加により安価かつ効率的に鋼板を高強度化しかつ電気抵
抗率を増大することが可能となり、低電流側に溶接電流
をシフトすることが可能となるからである。一方、Ｔｉ
やＮｂを添加しない極低炭素鋼板では、スポット溶接時
にＨＡＺ部に異常粒成長が生じ易く、溶接部継ぎ手強度
が低下する問題が発生する。この問題を解決すべく鋭意
研究を重ねた結果、ＰとＢを一定以上複合添加すること
に著効のある新知見を見い出した。また、その効果を十
分に発揮するためには、（１）Ｂ／Ｎ＞１に調整し、固
溶Ｂを存在させること、（２）極微量のＴｉと／あるい
はＮｂを存在させること、（３）熱間圧延の仕上げ終了
後できる限り速やかに急冷し熱延板の結晶粒を微細化し
かつ焼鈍後の調質圧延をＣ量との関係で制御すること、
さらには、（４）冷延圧下率を高い値に設定すること、
が望ましいことが判明した。

【０００６】本発明は、このような思想と新知見に基づ
いて構築されたものであり、その要旨とするところは以
下のとおりである。 （１）重量％で、 Ｃ ：０．０００１〜０．００２６％ Ｓｉ：１．２％以下 Ｍｎ：０．０３〜３．０％ Ｐ ：０．０２〜０．１５％ Ｓ ：０．００１０〜０．０２０％ Ａｌ：０．００５０〜０．１％ Ｎ ：０．０００１〜０．００８０％ Ｂ ：０．０００１〜０．００３０％ および残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなる化学成分
のスラブを（Ａｒ₃−１００）℃以上の温度で熱間圧延
を仕上げ、その直後１．５ｓ以内に５０℃／ｓ以上の冷
却速度で７５０℃以下まで冷却し５００〜７５０℃で巻
取り、７０％以上の圧延率で冷間圧延を行い、焼鈍温度
が６００〜９００℃のインライン焼鈍型連続溶融亜鉛メ
ッキ設備で溶融メッキを行い、その後、合金化処理を施
した後に調質圧延を行うか、あるいは合金化処理を施さ
ずにメッキ後に調質圧延を行うにあたり、その圧下率を
Ｃを含有炭素量（重量％）とした場合に１．５×（１−
４００×Ｃ）％以上、かつ２０８０×（Ｃ−０．００１
５）％以上とすることを特徴とするスポット溶接部の強
度特性に優れた溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。 （２）（１）に記載の化学成分で、Ｂ／Ｎ＞１を特徴と
するスポット溶接部の強度特性に優れた深絞り用溶融亜
鉛メッキ鋼板の製造方法。 （３）（１）に記載の化学成分にＴｉ：０．０００２〜
０．００１５％、Ｎｂ：０．０００２〜０．００１５％
のうちの少なくとも１種以上を含むことを特徴とするス
ポット溶接部の強度特性に優れた深絞り用溶融亜鉛メッ
キ鋼板の製造方法。

【０００７】（４）前記（１）〜（３）に記載の製造方
法において、冷延圧下率を８４％以上とすることを特徴
とするスポット溶接部の強度特性に優れた深絞り用溶融
亜鉛メッキ鋼板の製造方法にある。

【０００８】

【作用】まず本発明の基礎となった実験結果について説
明する。図１、図２および図３は、本発明において特に
重要なＰとＢの添加がスポット溶接性に及ぼす影響につ
いて調べた結果を示す。本実験においては、Ｃ：約０．
００１３％、Ｓｉ：０．０１％、Ｍｎ：０．１５％、
Ｐ：０．００３〜０．１８％、Ｓ：０．００８％、Ａ
ｌ：０．０７５％、Ｎ：０．００１８％、Ｂ：０．００
０１〜０．００４０％を添加した単純な極低炭素鋼板を
用いた。スポット溶接性は、ＲＷＭＡ（Ｒｅｓｉｓｔａ
ｎｃｅ ｗｅｌｄｅｒ Ｍａｎｕｆａｃｕｔｕｒｅｓ′
Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ）推奨値を参考にして、４．５
ｍｍφのＣＦ型の電極を使用し、２００ｋｇｆの加圧力
で行い、通電時間は１２Ｈｚである。適正溶接電流範囲
は、ナゲット径が４×ｔ^1/2 （ｔ：板厚（ｍｍ））以上
となる電流（適正溶接電流下限値）からチリが発生する
電流（適正溶接電流上限値）までの範囲である。

【０００９】上記成分においてＢを０．００１０％添加
した材料を用いた。実験室的に加熱温度が１１５０℃、
仕上げ温度が９３０℃、仕上げ後０．７ｓ以内に約７０
℃／ｓで７００℃まで冷却しこの温度で巻取り相当の熱
処理を施こす熱間圧延を行った。板厚６．０ｍｍの熱延
板を０．８ｍｍまで冷間圧延し、ゼンジマー方式の合金
化溶融亜鉛メッキプロセスをシミュレートした。最高到
達温度は、７５０℃であり、合金化処理時間は５２０℃
−１５ｓである。また、調質圧延の圧下率は、１．２％
である。

【００１０】図１の結果から明らかなように、Ｐの添加
とともに適正溶接電流範囲は広くなり、低電流側へシフ
トする。Ｐの添加量が０．０２％以上であれば、適正溶
接電流範囲が従来材と同等レベルとなる新知見を得た。
また、溶接電流が７．５ｋＡの場合に得られた図２およ
び図３から明らかなように、ＰとＢを適正な組み合わせ
以上に添加するとＨＡＺ部の硬度が従来材以上のレベル
に達するので、スポット溶接部の継ぎ手強度が確保され
るという、ＴｉやＮｂを添加しない極低炭素鋼板の工業
化にとって極めて重要な新知見を得た。ここで、従来材
とは、現在多用されている一般的なＴｉとＢを添加した
極低炭素冷延鋼板を意味する。

【００１１】このように、ＰとＢの複合添加がスポット
溶接性を改善する金属学的理由は次のように考えられ
る。Ｐは、置換型固溶元素のなかでは原子半径がＦｅよ
り著しく小さい元素であるので、効果的に電気抵抗を上
昇させる。その結果、適正溶接電流範囲が拡大し、低電
流側にシフトする。また、Ｐは、固溶体強化を効率的に
生じたり、粒界との相互作用が大きいため、粒界移動を
抑制する働きもある。その結果、ＨＡＺ部の硬度が上昇
したものと考えた。さらに、Ｂとの複合添加効果につい
ては、理由は必ずしも明らかでないが、スポット溶接後
の冷却過程におけるγ→α変態界面にＰとＢが偏析し、
Ｐは既に述べたように界面の移動速度の低下を、またＢ
はＣとの相互作用によりＣの拡散を抑制し、γ→α変態
を低温側にシフトさせた結果、ＨＡＺ部の焼き入れ性が
向上し硬度が著しく上昇したものと推察した。

【００１２】加えて、調質圧延の圧下率を適正範囲に制
御することが、ＴｉやＮｂを添加しない極低炭素鋼板の
課題である非時効性とスポット溶接部の継ぎ手強度の確
保に極めて重要であるという新知見を得た。まず、本発
明の基礎となった実験結果について説明する。図４は、
時効性とスポット溶接時の適正溶接電流下限値におよぼ
すＣ量と調質圧延条件との関係を示す。本実験において
は、Ｃ量を０．０００３〜０．００３０％の範囲で変化
させ、Ｓｉ：０．０１％、Ｍｎ：０．１５％、Ｐ：０．
０３％、Ｓ：０．００８％、Ａｌ：０．０７５％、Ｎ：
０．００１８％、Ｂ：０．００１０％を含有する単純な
極低炭素鋼板を用いた。実験室的に溶製した上記試料を
熱間圧延した。熱延加熱温度は１１５０℃、仕上げ温度
は９２０℃であり、０．５ｓ以内に７０℃／ｓで急冷
し、７００℃で巻取った。板厚６．０ｍｍの熱延板を酸
洗後０．８ｍｍまで冷間圧延（圧下率＝８７％）し、ゼ
ンジマー方式の連続合金化溶融メッキプロセスをシミュ
レートした。最高加熱温度は７５０℃であり、合金化条
件は、５２０℃−１２ｓである。圧下率を変化させて調
質圧延を施した。

【００１３】図４には、時効性の指標として１００℃×
１ｈの促進時効後の引張試験における降伏点伸び（ＹＰ
−Ｅｌ）を用いた。また、スポット溶接性の指標とし
て、適正溶接電流下限値を用いた。溶接条件は、既に述
べた条件と同一である。図から明らかなように、非時効
性を確保するためには圧下率を０．３％以上と２０８０
×（Ｃ−０．００１５）％以上の領域で囲まれた範囲に
そしてＣ量を０．００２６％以下に制御する必要があ
る。またスポット溶接適正電流下限値は、圧下率を１．
５×（１−４００×Ｃ）％以上に制御することにより低
く抑えることができるので、スポット溶接設備の大容量
化や消費電力の増加を防止することが可能となる。全Ｃ
量が増加すると固溶Ｃ量も増加するため、非時効化に必
要な圧下率は増加するものと考えられる。また、スポッ
ト溶接適正電流下限値は、材料の降伏強度（ＹＰ）と関
係し、ＹＰの低下とともに高電流にシフトするので、軟
質の極低Ｃ材ほど調質圧延の圧下率を増加させることが
好ましいと考えられる。

【００１４】ここに本発明において鋼組成および製造条
件を上述のように限定する理由についてさらに説明す
る。 Ｃ：Ｃは製品の材質特性を決定する極めて重要な元素で
ある。Ｃ量が上限の０．００２６％超となると、調質圧
延の圧下率を制御してももはや常温非時効でなくなるの
で、上限を０．００２６％とする。一方、Ｃ量が０．０
００１％未満となると、二次加工脆化が発生する。ま
た、製鋼技術上極めて到達困難な領域であり、コストも
著しく上昇する。したがって、下限は０．０００１％と
する。 Ｓｉ：Ｓｉは安価に強度を上昇する元素であるが、１．
２％超となると溶融亜鉛メッキ性の低下などの問題が生
じるので、その上限を１．２％とする。

【００１５】Ｍｎ：ＭｎはＳｉと同様に強度を上昇させ
るに有効な元素である。また、Ｔｉなどを添加しない本
願発明鋼では、ＭｎがＳを固定するので、Ｍｎは熱間圧
延時の割れを防止する役割を持つ。低Ｍｎ化は従来から
ｒ値の向上に好ましいと言われているが、Ｍｎ量が０．
０３％未満では、熱間圧延時に割れが生じる。したがっ
て、Ｍｎ量の下限を０．０３％とする。一方、Ｍｎは、
本願発明のようにＰを添加した極低炭素鋼の熱間圧延板
結晶粒の細粒化に効果的である知見を得た。これは、両
元素が熱力学的にはＡｒ₃ 温度に対して相殺する方向に
働き、かつ両元素ともγからαへの変態を速度論的に遅
らせるためと思われる。したがって、Ｍｎ量を著しく増
加させると一般的にはｒ値が著しく劣化するが、本願発
明のようにＰ量が０．０２％以上の極低炭素鋼では３％
まで添加してもそれほど劣化せず、さらにＰとＭｎの適
切な添加によりＺｎ−Ｆｅの合金化反応速度を制御でき
るという有益な知見も得た。以上の理由から、Ｍｎ量の
上限は３％とする。

【００１６】Ｐ：ＰもＳｉ、Ｍｎと同様に強度を上昇す
る元素として知られており、その添加量は狙いとする強
度レベルに応じて変化する。さらに、ＴｉやＮｂを添加
しない極低炭素鋼の熱間圧延板の結晶粒径は一般的に粗
粒化するが、０．０１％以上のＰの添加により顕著に細
粒化する効果を持つ。さらに、既に述べたようにスポッ
ト溶接性の確保にはＰの添加量は、図１に示したように
０．０２％以上とする。したがって、Ｐ量の下限値は
０．０２％とする。一方、添加量が０．１５％超となる
と、冷間圧延性の劣化、二次加工脆化などが発生するの
で、Ｐ量の上限は０．１５％とする。また、既に述べた
ように多量のＰを添加した場合の合金化反応速度の低下
は、Ｍｎとの共存でかなり緩和が可能である。

【００１７】Ｓ：Ｓ量は低いほうが好ましいが、０．０
０１％未満になると製造コストが著しく上昇するので、
これを下限値とする。一方、０．０２０％超になるとＭ
ｎＳが数多く析出しすぎ加工性が劣化するので、これを
上限値とする。 Ａｌ：Ａｌは脱酸調整に使用するが、０．００５％未満
では安定して脱酸することが困難となる。一方、０．１
％超になるとコスト上昇を招く。したがって、これらの
値を下限値および上限値とする。 Ｎ：Ｎは低い方が好ましい。しかし、０．０００２％未
満にするには著しいコスト上昇を招くので、これを下限
値にする。一方、０．００８０％以上になると加工性が
著しく劣化するので０．００８０％をＮ量の上限値とす
る。

【００１８】Ｂ：Ｂはスポット溶接部の継ぎ手強度を確
保するために必須な元素である。その効果を発揮するた
めには、０．０００１％以上の添加が必要である。０．
０００１％未満ではＨＡＺ部の組織微細化には不十分で
ある。また、０．００３０％超になると添加コストの上
昇やスラブ割れや材質劣化の原因となるので、これを上
限とする。さらに、Ｂの添加量はＢ／Ｎ＞１が好まし
い。これは、ＨＡＺ部の組織微細化には、オーステナイ
ト域でＢＮを形成しない固溶状態のＢが効果的であるか
らである。

【００１９】Ｔｉ，Ｎｂ：本発明においては、基本的に
は高価なこれらの元素は添加しないが、本発明者らが鋭
意検討を加えた結果、Ｔｉ、Ｎｂの少なくとも１種の元
素が極微量の０．０００２〜０．００１５％存在する
と、スポット溶接性あるいはｒ値で代表される材質が改
善されることも判明した。改善効果は０．０００２％未
満では見られず、一方、添加量を安定的に０．００１５
％超とするためには、工業的実生産においては添加コス
トが上昇するのでこれを上限とする。

【００２０】次に、製造条件の限定理由を述べる。 熱間圧延条件：製品板の加工性を確保するために、（Ａ
ｒ₃ −１００）℃以上の温度で仕上げる。また、Ｔｉや
Ｎｂを添加しない極低炭素鋼においては仕上げ後１．５
ｓ以内に５０℃／ｓ以上の冷却速度で７５０℃以下の温
度まで急冷すると熱間圧延板の結晶粒径が細粒化し、最
終製品板の深絞り性とスポット溶接性が向上するので、
好ましい。特に、０．５ｓ以内の急冷が好ましい。巻き
取り温度は、７５０℃超となると、酸洗性が劣化したり
コイルの長手方向で材質が不均一となり、さらに巻き取
り中に異常粒成長を生じるので、これを上限値とする。
一方、５００℃未満となると熱間圧延板でのＡｌＮの析
出が不十分となるので、製品板の加工性が劣化する。し
たがって、これを下限値とする。

【００２１】冷間圧延条件：製品板のｒ値を確保する目
的から、圧下率は７０％以上とする。本発明が対象とす
る極低炭素鋼板の場合には、圧下率を８４％以上にする
とｒ ₄₅が著しく向上し、ｒ値の面内異方性が低減しかつ
組織が微細化しスポット溶接性が向上するので、この条
件は特に好ましい。 連続溶融亜鉛メッキ：ゼンジマー方式の連続溶融亜鉛メ
ッキ設備で、軟化焼鈍、溶融亜鉛メッキ、および必要に
応じて合金化処理を行う。焼鈍温度は６００〜９００℃
とする。焼鈍温度が６００℃未満では、再結晶は不十分
であり、製品板の加工性が問題となる。焼鈍温度の上昇
とともに加工性は向上するが、９００℃超では高温すぎ
て板破断や板の平坦度が悪化する。また、加工性も劣化
する。溶融亜鉛メッキ、および合金化処理は通常のもの
とする。

【００２２】調質圧延条件：ＴｉやＮｂを添加しない極
低炭素鋼板の非時効性とスポット溶接性を同時に確保す
るためには、調質圧延の圧下率を適正範囲に制御するこ
とがポイントである。非時効性は、圧下率を０．３％以
上と２０８０×（Ｃ−０．００１５）％以上とＣ量が
０．００２６％以下の領域で囲まれた範囲に制御するこ
とにより確保できる。また、スポット溶接性は、圧下率
を１．５×（１−４００×Ｃ）％以上に制御し、スポッ
ト溶接適正溶接電流下限値の上昇を防止することによ
り、確保できる。かくして、本発明は新思想と新知見に
基づいて構築されたものであり、本発明によればＴｉや
Ｎｂなどの高価な元素を添加せずとも、スポット溶接性
に優れた常温非時効深絞り用冷延鋼板が得られる。

【００２３】

【実施例】

実施例１ 表１に示す組成からなる連鋳スラブを、１１５０℃に加
熱し、９２０℃で熱間圧延を仕上げ、５．５ｍｍの熱延
板としたのち０．７ｓ以内に７０℃／ｓで冷却し、７０
０℃で巻取った。ついで、８５％の圧下率の冷間圧延を
施し０．８ｍｍ厚としたのち、加熱速度１０℃／ｓで最
高到達温度である７６０℃まで加熱し、約１０℃／ｓで
冷却し、４６０℃で慣用の溶融亜鉛メッキ（浴中Ａｌ濃
度：０．１％）を行ない、さらに加熱して５２０℃−２
０ｓの合金化処理後、約１０℃／ｓで室温まで冷却し
た。さらに、圧下率が１．２％の調質圧延を行い、性能
評価を行った。すなわち、各鋼板の機械的諸特性、最小
溶接電流および溶接強度について調べた結果を表２に示
す。スポット溶接条件は既に述べた条件で行い、溶接強
度は溶接電流が７．５ｋＡの時の値で評価した。表１か
ら明らかなように、本発明鋼はスポット溶接性に優れた
常温非時効深絞り性用合金化溶融亜鉛メッキ鋼板とな
る。さらに、本発明により塗装焼き付け硬化性（ＢＨ
性）も付与できる。これに反し、本発明の範囲を逸脱し
た鋼においては、スポット溶接性（鋼Ｆ、Ｃ）やｒ
₄₅（鋼Ｆ、Ｇ）、さらに１００℃−１ｈ後のＹＰ−Ｅｌ
（鋼Ｆ）に問題がある。また、鋼Ａの組成からなる連鋳
スラブを上記した条件で熱間圧延するにあたり、本発明
の条件を逸脱し、表３に示したように仕上げから急冷開
始までの時間を２ｓと長くした場合（鋼Ａ−２）、およ
び急冷の冷却速度が１５℃／ｓと遅い場合（鋼Ａ−３）
には、本発明材（鋼Ａ−１）と比較し、ｒ値、特にｒ₄₅
が劣った。

【００２４】

【表１】

【００２５】

【表２】

【００２６】

【表３】

【００２７】実施例２ 表１の鋼Ａを用いて、実施例１と全く同じプロセスライ
ン内焼鈍の連続合金化溶融亜鉛メッキまで行い、続いて
調質圧延の圧下率を０．５〜３．０％まで種々変化させ
た後、各鋼板の機械的諸特性、スポット溶接適正溶接電
流下限値および溶接強度について調べた。その結果を表
４に示す。スポット溶接条件は既に述べた条件で行い、
溶接強度は溶接電流が７．５ｋＡの時の値で評価した。
表３から明らかなように、調質圧延の圧下率を本発明の
適正範囲に制御することにより、非時効性とスポット溶
接性の両立が可能である。

【００２８】

【表４】

【００２９】

【発明の効果】以上詳述したように、本発明によればＴ
ｉやＮｂなどの高価な元素を添加せずとも、スポット溶
接性に優れた深絞り性用溶融亜鉛メッキ鋼板が得られ、
非時効性を保ちつつＢＨ性も付与できる。本発明は、従
来技術と比較し安価で、かつ従来材と同等以上の利用特
性を有する鋼板およびその製造を提供するばかりでな
く、高価な元素の地球資源を確保したり、あるいは本発
明による高強度鋼板の利用により軽量化が達成でき地球
環境保全にも寄与するものと考えられ、その効果は著し
い。

【図面の簡単な説明】

【図１】スポット溶接の適正電流範囲とＰ量との関係を
示す図、

【図２】スポット溶接後のＨＡＺ部近傍の硬度分布にお
よぼすＰとＢの影響を示す図、

【図３】スポット溶接後のナゲット部の最小硬度とＰお
よびＢとの関係を示す図、

【図４】スポット溶接性（適正溶接電流下限値）と時効
性（１００℃−１ｈ後のＹＰ−Ｅｌ）におよぼす全Ｃ量
と調質圧延の圧下率との影響を示す図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 冨野 伸一郎 千葉県君津市君津１番地 新日本製鐵株 式会社 君津製鐵所内 (56)参考文献 特開 平６−93376（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−93377（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−317647（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−310939（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−139823（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C21D 9/46 - 9/48 C22C 38/00 - 38/60

Claims (4)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０００１〜０．００２６％ Ｓｉ：１．２％以下 Ｍｎ：０．０３〜３．０％ Ｐ ：０．０２〜０．１５％ Ｓ ：０．００１０〜０．０２０％ Ａｌ：０．００５０〜０．１％ Ｎ ：０．０００１〜０．００８０％ Ｂ ：０．０００１〜０．００３０％ および残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなる化学成分
   のスラブを（Ａｒ₃−１００）℃以上の温度で熱間圧延
   を仕上げ、その直後１．５ｓ以内に５０℃／ｓ以上の冷
   却速度で７５０℃以下まで冷却し５００〜７５０℃で巻
   取り、７０％以上の圧延率で冷間圧延を行い、焼鈍温度
   が６００〜９００℃のインライン焼鈍型連続溶融亜鉛メ
   ッキ設備で溶融メッキを行い、その後、合金化処理を施
   した後に調質圧延を行うか、あるいは合金化処理を施さ
   ずにメッキ後に調質圧延を行うにあたり、その圧下率を
   Ｃを含有炭素量（重量％）とした場合に１．５×（１−
   ４００×Ｃ）％以上、かつ２０８０×（Ｃ−０．００１
   ５）％以上とすることを特徴とするスポット溶接部の強
   度特性に優れた溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
2. 【請求項２】 請求項１に記載の化学成分で、Ｂ／Ｎ＞
   １を特徴とするスポット溶接部の強度特性に優れた深絞
   り用溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
3. 【請求項３】 請求項１に記載の化学成分にＴｉ：０．
   ０００２〜０．００１５％、Ｎｂ：０．０００２〜０．
   ００１５％のうちの少なくとも１種以上を含むことを特
   徴とするスポット溶接部の強度特性に優れた深絞り用溶
   融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
4. 【請求項４】 請求項１〜３の製造方法において、冷延
   圧下率を８４％以上とすることを特徴とするスポット溶
   接部の強度特性に優れた深絞り用溶融亜鉛メッキ鋼板の
   製造方法。