JPH0434615B2

JPH0434615B2 -

Info

Publication number: JPH0434615B2
Application number: JP62152978A
Authority: JP
Inventors: Susumu Okada; Takashi Obara; Makoto Imanaka; Masatoshi Shinozaki; Kozo Sumyama
Original assignee: Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1987-06-19
Filing date: 1987-06-19
Publication date: 1992-06-08
Also published as: JPS63317649A

Description

【発明の詳細な説明】

（産業上の利用分野）この発明は、自動車用冷延鋼板としての用途に
供して好適な極低炭素冷延鋼板の製造方法に関
し、とくに優れた加工性を損うことなしにスポツ
ト溶接性の有利な改善を図つたものである。（従来の技術）自動車用鋼板として使用される冷延鋼板には、
まず第一に、優れた深絞り加工性が要求される。
そしてそれに加えて表面の美麗さ、強度、耐デン
ト性、溶接性、塗装性および耐食性などの諸特性
も併せて要求される。とくに最近の自動車用鋼板
では、多種多用のデザインに対応する必要上、深
絞り性に対応するｒ値の改善ならびに形状凍結性
の観点から低降伏応力化および加工硬化率の上昇
がとりわけ重要視されてきた。このような観点から開発された深絞り用鋼板の
製造技術はこれまでにも数多く開示されている。（発明が解決しようとする問題点）しかしながら、自動車用鋼板に要求されるもう
一つの重要な特性として、加工後の組み立て作業
において避けることができないスポツト溶接時の
作業性ならびに溶接部の機械的性質の確保が挙げ
られるが、極低炭素鋼においては、一般的にこの
スポツト溶接性が低炭素鋼に比し劣るところに問
題を残していた。しかしながらこれまでのとこ
ろ、かかるスポツト溶接性の改善に成功した技術
は報告されていない。一般に加工性、特にプレス成形時の深絞り性や
形状凍結性の観点からは、伸び（El）とランクフ
オード値（ｒ値）を改善し、併せてY.S.は低く
（低Y.R.）するのが良いとされ、そのための製造
技術が極低炭素化によつて実現された。しかし一
方で、この様な鋼板をスポツト溶接に供した場合
は、従来鋼よりも強度の点で劣り、しかも第８図
に示したように適正溶接条件範囲が従来鋼種より
も高溶接電流側にずれるため、スポツト溶接機の
消耗が早くなるという新たな問題が生じていたの
である。この発明は、上記の問題を有利に解決するもの
で、極低炭素鋼板をスポツト溶接に供した場合で
あつても、強度の劣化がなく、しかもスポツト溶
接性にも優れる極低炭素冷延鋼板の有利な製造方
法を提案することを目的とする。（問題点を解決するための手段）まずこの発明の解明経緯について説明する。加工性すなわちｒ値やElを改善するには、Ｃ量
の低減による軟質化、ならびにTi、Nb等の添加
による集合組織の改善が有効であることはよく知
られている。その結果一般にこの種の鋼は非常に
軟質であり、そのことが深絞り性向上のためには
もつとも大切であるとされてきた。このような状況の下で発明者らは、極低炭素鋼
のスポツト溶接性を改善する技術の研究開発を進
めた。その結果、軟質化しすぎた鋼板においては、ス
ポツト溶接時に電極からの加圧によつて鋼板が容
易に変形し、そのために電極−鋼板間あるいは鋼
板−鋼板間の接触抵抗が異常に低下することを突
き止めた（第９図参照）。極低炭素鋼板のスポツト溶接時における適正溶
接条件範囲のずれは、この電気抵抗の低下が大き
な原因と考えられる。また一方で極低炭素鋼板
は、不純物が少なく、加熱時の粒成長が非常に大
きいことから、スポツト溶接部の結晶粒粗大化ひ
いては軟質化も、同様な溶接性の阻害要因と考え
られる。そこで発明者らは、上記の問題を解決すべく鋭
意研究を重ねた結果、極低炭素鋼中にTi、Nbお
よびＢの３者を同時に添加し、しかもこれら３元
素の共存状態を特定の範囲に規制することが、ス
ポツト溶接部の強度改善に極めて有効であること
の知見を得た。この点について今少し詳しく述べると、溶接部
の硬度上効果が得られるのは、Ti、Nb、B3つの
元素が共存する場合のみであり、この添加元素の
いずれか一つ欠けても溶接性改善効果は認められ
なかつた。従来の深絞り用鋼板においてもTi、
Nb添加あるいはTi−Ｂ系、Nb−Ｂ系などの成
分系は数多く提案されてはいるが、それらはいず
れも各元素単味の材質向上効果（たとえばEl、ｒ
値などの向上）のみを狙つたものであり、その限
りにおいてはTi、Nb、Ｂ各元素の添加効果は相
互に独立でありかつ加算的にすぎなかつた。また
それらの効果は従来の再結晶集合組織形成理論で
良く説明できるものであつた。しかしながらこの発明で所期した効果を達成す
るためには、Ti、NbおよびB3元素の適正量の添
加すなわち３元素の微妙なバランスの下での共存
が必須であり、この点が従来のTi、Nbあるいは
Ｂ含有深絞り用鋼板と大きく異なる。すなわち従
来からTi、NbあるいはＢ添加深絞り用鋼板が数
多く提案されていたにもかかわらず、それらはす
べて深絞り性改善のみに注目するあまり、Ti、
Nb、Ｂ等を過剰に添加した鋼か、あるいは３成
分間のバランスがスポツト溶接性の点では不適切
な鋼のみであり、それ故従来側ではこの発明で目
指した良好なスポツト溶接性は得られなかつたも
のと考えられる。さてこの発明の要旨構成は次のとおりである。 (1) Ｃ：0.004％以下、Si：0.1％以下、Mn：0.5
％以下、Ｐ：0.025％以下、Ｓ：0.025％以下、
Ｎ：0.004％以下、Al：0.01〜0.10％、Ti：0.01
〜0.04％、Nb：0.001〜0.010％およびＢ：
0.0001〜0..0010％を含み、かつ次式(1)〜(4) （11／93）Nb−0.0004≦Ｂ≦（11／93）Nb＋0.0004……
…(1) Ti＞（48／12）Ｃ＋（48＋14）Ｎ ………(2) Nb＜１／５・（93／48）Ti ………(3) Ｃ＋（12／14）Ｎ＋（12／11）Ｂ＞0.0038
………(4) を満足する範囲において含有し、残部は実質的
にFeの組成になる、鋼スラブを、仕上げ温度
700〜900℃、巻取り温度：300〜600℃の条件下
に熱間圧延し、ついで圧下率：60〜85％で冷間
圧延したのち、再結晶温度以上、780℃以下の
温度範囲で連続焼鈍を施すことからなる、スポ
ツト溶接性に優れた極低炭素冷延鋼板の製造方
法。以下この発明を具体的に説明する。まずこの発明の基礎となつた実実験結果につい
て説明する。第１図に、この発明においてとくに重要な成分
である。Ti、Nb、Ｂの添加がスポツト溶接性に
及ぼす影響について調べた結果を示す。上記の実験において供試鋼としては、一般的な
深絞り用鋼板であるＣ：0.04％、Si：0.01％、
Mn：0.20％、Ｐ：0.01％、Ｎ：0.0040％、Al：
0.036％を含む低炭素鋼板と、Ｃ：0.002％、Si：
0.1％、Mn：0.1％、Ｐ：0.01％、Ｓ：0.01％、
Al：0.02％、Ｎ：0.002〜0.003％をベースとし、
さらにTi：0.06％を添加した従来のTi添加極低
炭素鋼板およびTi：0.03％、Nb：0.005％、Ｂ：
0.0007％をそれぞれ添加したこの発明に従うTi−
Nb−Ｂ添加極低炭素鋼板を用いた。またスポツト溶接は、RWMA（Resistance
Welder Manufacturers´ Association）推奨値を
参考にして、試料サイズを0.8×30×30mmとし、
4.5mmφのCFタイプ電極を用いて加圧力：190Kg
ｆで行つた。なお適正溶接電流の下限は、溶接によつて形成
されるナゲツトの系が３√mm（ただしｔは試片
の板厚）以上となる点を基準とし、一方上限は散
りの発生点で規定した。同図より明らかなように、従来のTi添加極低
炭素鋼は低炭素鋼よりも適正溶接電流が著しく高
電流側に移行しており、溶接設備の大きな負担と
なるのに対し、この発明に従うTi−Nb−Ｂ添加
極低炭素鋼は、適正溶接電流の下限は低炭素鋼板
にほぼ等しいだけでなく、散り発生により規制さ
れる適正溶接電流の上限は低炭素鋼よりも高電流
側にあり、適正溶接電流範囲は低炭素鋼よりも一
層拡大されている。このような効果は、鋼板の軟質度の最適化に起
因するものと考えられる。第２図に、鋼板のY.S.
と溶接電流範囲との関係について調べた結果を示
す。供試材は、Ｃ含有量を0.002％から0.4％までに
わたつて種々に変化させた鋼スラブ（ただしSi：
0.01％、Mn：0.1〜0.3％、Ｐ：0.01〜0.02％、
Ｓ：0.01〜0.02％、Ｎ：0.002〜0.005％、Al：0.01
〜0.04％、Ti：0.03％、Nb：0.005％、Ｂ：
0.0007％）を、1100〜1250℃に加熱し、ついで仕
上げ温度：700〜1000℃、巻取り温度：450〜700
℃で熱間圧延したのち、圧下率：60〜85％で冷間
圧延し、しかるのち700〜880℃の温度範囲で連続
焼鈍を施して製造し、種々のY.S.を得たものであ
る。スポツト溶接は、試料厚さを0.7mmとし、溶接
時間を７サイクル、加圧力を175Kgｆとした以外
は第１図の場合と同じ条件で行つた。同図より明らかなように、適正溶接電流範囲は
鋼板のY.S.に強く影響され、Y.S.が19Kgｆ／mm²よ
りも低くなると適正溶接電流範囲は著しく高電流
側へ移行する。深絞り性を良好に保つたまま鋼板を軟質化する
ためには、極低炭素鋼にTi、Nb、Ｂを複合添加
することが有効である。表１に、種々の成分組成になる低炭素鋼および
極低炭素鋼の機械的性質について調べた結果を示
す。供試鋼の成分および製造条件は第３図および第
４図の場合と同一である。ただしTi、Nb、Ｂ量
については、Ti：0.02〜0.04％、Nb：0.005〜
0.008％、Ｂ：0.0005〜0.0008％の各範囲で適宜添
加した。

【表】同表より明らかなように、Ti−Nb−Ｂ三元素
を添加した鋼板においては、Y.S.が他の極低炭素
鋼板に比べて格段に向上しているにもかかわら
ず、Elやｒ値はほとんど変わらず深絞り性の劣化
はない。この点低炭素鋼板は、Y.S.レベルについ
てはTi−Nb−Ｂ複合添加鋼板とほぼ同じである
が、深絞り性については極低炭素鋼に比べて格段
に劣る。次に第３図に、上掲表１に示した種々の鋼板に
スポツト溶接を施した場合の、溶接部の硬度につ
いて調べた結果を示す。同図より明らかなように、この発明に従うTi
−Nb−Ｂ複合添加鋼板は、極低炭素鋼であるに
もかかわらず低炭素鋼並みの母材硬度が得られて
いるのに対し、同じ極低炭素鋼板とはいえTi、
Nb、Ｂの何れか１成分でも欠けたものは低い母
板強度しか得られなかつた。またこの発明に従い得られたTi−Nb−Ｂ複合
添加鋼は、他の極低炭素鋼よりもナゲツト部の硬
度が高いという利点もある。一般にスポツト溶接
部またはその近傍の硬度が低い場合には、スポツ
ト溶接部が母板よりも先に破断してしまい溶接強
度を充分に上げることができない不利があり、こ
の点からすると従来の極低炭素鋼板の溶接部硬度
は不充分であつた。この点、スポツト溶接部よりも母板が先に破断
する程度まで溶接部硬度が上がると、あとはそれ
以上硬度が上がつてもスポツト溶接強度には原則
的に影響しない。この発明鋼板と低炭素鋼板は、
この状態に相当する。しかしながらただ単にTi、Nb、Ｂを添加すれ
ば上記の効果が得られるというわけではむろんな
く、冶金学的ないくつかの相互作用によつて各成
分の適正な添加範囲が存在する。まず、NbとＢの共存効果について調べた結果
を示す。第４図に、NbおよびＢの添加量とスポツト溶
接部（ナゲツト部）硬度との関係を示す。供試鋼は、板厚：0.8mmで、Ｃ：0.0015〜0.004
％、Mn：0.13〜0.33％、Ｓ：0.008〜0.025％、
Ｐ：0.011〜0.018％、Al：0.022〜0.035％、Ｎ：
0.0011〜0.0033％、Ti：0.015〜0.037％をベース
とし、ＢおよびNbをそれぞれ０〜0.0010％、０
〜0.011％までにわたつて種々に変化させたもの
を用いた、またスポツト溶接条件は第１図の場合
と同じである。同図より明らかなように、Nb：0.001〜0.010
％、Ｂ：0.0001〜0.0010％の範囲で溶接部（ナゲ
ツト部）の硬度が大きく、とくに上記の成分組成
範囲を満足し、かつＢ量が（11／93）Nb±
0.0004（％）の範囲にあるときにとりわけ良好な
結果が得られた。上記の結果は、ＢとNbとが原子数でほぼ同数
存在するときスポツト溶接部の硬度が最大になる
ことを示しており、鋼中のNbとＢとの間に何ら
かの相互作用が存在する可能性を示唆している
が、これが例えば固溶状態にある置換型溶質原子
と侵入型溶質原子間の直接的な相互作用であるか
どうかは現状では断定できない。なおTi、Nb、Ｂの複合添加による母板材質の
変化も、上記のNbおよびＢの相互作用に起因す
ると考えられる。すなわち上記の相互作用によつ
て熱延板の結晶粒径が細かくなり、焼鈍板の結晶
粒径も比較的細かくなるのでY.S.は増加し、同時
に熱鋭板粒径の微細均質化がｒ値の改善ならびに
Elの改善ももたらすものと考えられる。次に、この発明において、素材の成分組成を前
記の範囲に限定した理由について説明する。Ｃ：鋼を軟質化させ、El、ｒ値を改善するには、Ｃ
含有量を極力低減させることが有利である。Ｃ含
有量が0.0040％を超えると材質が大幅に劣化しは
じめるので、Ｃ量の上限は0.0040％に定めた。 Si、Mn： Si、Mnはいずれも、脱酸剤として有効に寄与
するが、過剰に含有されると延性を害する原因と
なるので、それぞれ上限をSiは0.1％、Mnは0.5
％に限定した。Ｐ、Ｓ：いずれも不純物元素であり、極力低減させるこ
とが望ましいが、ともに0.025％以下程度なら許
容できる。Ｎ：ＮはＣと同様、加工性を低下させるだけでなく
耐時効性も劣化させるので、0.004％以下の範囲
に限定するものとした。 Al：脱酸剤として0.01％以上の添加は必要である。
しかしながらあまりに多量の添加は介在物の増加
を招き、材質に及ぼす悪影響が大きくなるので、
上限は0.10％に定めた。 Nb： NbはＢと共存することによりスポツト溶接部
の組織を微細化し、溶接部の硬度を上げる有用元
素である。またNbはTiとの複合添加より、高El、高ｒ値
を確保した上で、Y.S.を向上させるのにも有効に
寄与する。その効果は0.001％以上で現われるが、0.010％
を超えるとY.S.の過度の上昇やElの低下を招くた
め、0.001〜0.010％に制限する。しかしながらNb
のTiに対する比が高くなると、NbCの析出量が
増大し材料が劣化しやすくなり、熱延巻取り温度
を600℃以上の高温としなければならなくなるの
で、Nbの添加はTiとの兼ね合いで少なくする必
要がある。とくにNbのTiに対する原子比が0.2以
上になると材質の劣化が著しくなるので、原子比
でNb／Ti＜１／５すなわち重量比でNb＜１／
５・（93／48）Tiとする必要がある。第５図に、Elに及ぼすNb／Ti（原子比）の影
響について調べた結果を示す。同図より明らかなように、Nb／Tiが0.2以上に
なるとElが急激に低下している。Ｂ： Nbの存在下で微量添加することによりスポツ
ト溶接部及び母材の強度とくにY.S.を上昇させる
のに有用である。その効果は0.0001％以上の添加
により認められるが、多量の添加は材質の劣化を
招くため上限は0.0010％とした。しかしながら上記の効果を充分満足いくほど発
揮させるためには、ただ単にＢ量が上記の範囲を
満足するだけでは不充分で、前掲第４図に示した
ように、Nb量との兼ね合いで（11／93）Nb−0.0004≦Ｂ≦（11／93）Nb＋
0.0004 の範囲に限定することが肝要である。 Ti：上記のNbおよびＢによるスポツト溶接性改善
効果は、前掲第５図にも示したように、Tiの存
在なしでは実現されない。これは、NbおよびＢ
が十分な相互作用を起こすためにはＮ、Ｃ等の
NbあるいはＢを析出物として固定してしまう鋼
中元素の大部分をTiで固定する必要があるから
である。このためTiはＣ＋Ｎ（原子数）以上添加
する必要があり、したがつてTi（48／12・Ｃ＋
48／14・Ｎ）＞１でなければならない。また絶対
量として0.01％以上添加しないと、固溶元素の固
定が不充分なためやはりNbとＢの添加効果が十
分には発揮されない。また深絞り性については、やはりTi≧0.01％で
高ｒ値、高El値が得られるが、Tiの過剰添加は
Ｃ固定による極度の軟質化を招き、この発明の効
果に悪影響を及ぼす。そこでTi添加の上限は0.04
％とした。なお適正量のTiの存在は、Nbを含有
する微細析出物の出現を抑える効果があることか
ら、熱延後のコイル巻取り温度を通常のNb添加
のように高く（＜600℃）する必要がないので経
済的にも有利であり、また結晶粒成長による過度
の軟化も防止することができる。以上の知見によ
りTiは0.01〜0.04％でかつTi／（48／12・Ｃ＋
48／14・Ｎ）＞１を満足する範囲において添加す
るものとした。なお、上述の効果を最大限に得るためには、
Ti含有量を必要最少限度に添加することが一層
有利である。第６図に、溶接部硬度に及ぼすTi含有量の影
響について広い成分範囲にわたつて調べた結果を
整理して示す。ここに成分範囲および溶接条件は
第４図の場合とほぼ同様にした。その結果、Ti含有量の範囲でデータを３つに
大別できた。すなわちTi≦（48／12・Ｃ＋48／
14・Ｎ）の範囲では一部硬度が高目のものもあつ
たが、非常に低いものもあり、バラツキが大きか
つた。この理由はおそらくTi含有量が少なくな
つたためにＢの歩留りが低下し、Nb−Ｂの相互
作用効果が不充分だつたためと考えられる。一方
Ti＞（48／12・Ｃ＋48／14・Ｎ）の領域になると
硬度が最低でもHv≧180となり十分な硬度となつ
た。そしてさらにその中でもTi＜（48／12・Ｃ＋
48／14・Ｎ＋48／32・Ｓ）では溶接部の硬度が非
常に高い水準に安定することを確認された。これ
はTiが必要最低限度、すなわち、ＣとＮに対し
て当量以上添加すれば十分な硬度が得られるが、
さらにＳに対しても当量以上の量を添加するとか
えつて溶接部の硬度が低下する傾向にあることを
示している。この理由は、TiがＣ、Ｎ、Ｓに対
して十分な（過剰な）量が存在した場合には、一
部Ｃと析出物をつくる筈のNbの効果がほとんど
なくなるためと考えられる。したがつてこの発明においては、Ti＞（48／
12・Ｃ＋48／14・Ｎ）とすることによつて一応の
効果は得られるが、より一層優れた効果を得るた
めには、Ti量をＣ、Ｎ、Ｓとの兼ね合いでさら
にTi＜（48／12・Ｃ＋48／14・Ｎ＋48／32・Ｓ）
の狭い範囲に限定することが好ましい。なおTi、Nb、Ｂを添加した場合でも、Ｃ、
Ｎ、Ｂの含有量があまりに少なすぎると溶接部の
硬化が不充分となつた。第７図に、各種鋼の溶接
部硬度に及ぼす侵入型固溶元素であるＣ、Ｎ、Ｂ
の影響についての調査結果を整理して示す。同図
では各元素をすべてＣ量に換算する意味でＣ＋
12／14・Ｎ＋12／11・Ｂを横軸にとつた。同図より明らかなように、Ｃ＋12／14・Ｎ＋
12／11・Ｂが38ppm以下になると組織の微細化効
果が不十分となつて十分な溶接部硬度が得られな
い。したがつてこの発明ではＣ、ＮおよびＢをＣ
＋12／14・Ｎ＋12／11・Ｂで38ppm以上含有させ
るものとした。この発明では、上記した範囲に成分組成を調整
する、とくにTi、Nb及びＢの３元素を微妙なバ
ランスの下に共存させることによつてY.S.≧19Kg
ｆ／mm²を達成し、もつてスポツト溶接性の向上を
図るのである。次に、この発明の製造条件の限定理由について
説明する。極低炭素鋼におけるY.S.と適正溶接電流範囲の
関係については前掲第２図に示したとおりである
が、同一成分系にもかかわらずY.S.の低下によつ
て適正電流範囲が高い値にずれている。従つて
Y.S.≧19Kgｆ／mm²を確保することによつて溶接電
流値の変化は抑制できるわけであるが、この時ｒ
値やEl等の他の特性を劣化させないことが肝要で
ある。そこでTi−Nb−Ｂ系では、良好な材質を
確保するために、以下のような製造条件の制限が
必要となる。すなわちこの発明に従う適正成分組成に調整し
た鋼スラブの熱間圧延に際しては、700〜900℃で
仕上げ圧延後、300〜600℃の温度範囲で巻取る必
要がある。ここに仕上げ温度の下限は、歪の残留によるｒ
値の劣化を抑制する観点から、一方上限は結晶粒
の粗大化によるｒ値の劣化を防ぐ観点から定め
た。また巻取り温度が高くなりすぎるとNb−Ｂ共
存による溶接性改善効果が著しく弱まるので、巻
取り温度の上限は600℃とした。しかしながら巻
取り温度があまりに低いとその後の工程に支障を
きたすので下限は300℃とした。次に冷間圧延の目的は再結晶集合組織の形成に
必要な適度の冷間歪を付与することにある。した
がつて圧下率は十分な圧延歪が得られるよう下限
を60％とした。とはいえあまり高圧下率になると
圧延機の負荷が大きくなりすぎて生産性が低下す
るので圧下率の上限は85％とした。 CAL焼鈍温度については、再結晶温度以上と
する必要がある。しかしながら、焼鈍温度があま
りに高すぎると鋼が軟質化しすぎてこの発明で所
期した効果が得難くなるので上限を780℃とした。なおこの発明では、その後にとくにスキンパス
圧延を行う必要はないけれども、通常実施される
程度の圧延すなわち板厚％以下の圧下率でのスキ
ンパス圧延の実施を否定するものではない。（作用）この発明においてとくに重要なTi、Nb、Ｂ複
合添加の作用効果に関してまとめると以下のよう
になる。まずTiは所定の材質確保とＮの固定に必要で
ある。NbはTiの材質向上効果を補うと共に、Ｂ
との共存により組織の著しい微細化に大きく貢献
する。Ｂは単独では組織微細化効果をほとんど有しな
いけれども、Nbとの共存でその効果が著しい。
ただしNb−Ｂ共存による組織微細化効果は非常
に強力なので、いずれも含有量を必要最少限に抑
制すると共に、各成分のバランスが重要である。このような効果が得られる理由については、ま
だ明確に解明されたわけではないが次のように考
えられる。スポツト溶接時には、鋼板は一部溶融しかつそ
の近傍もかなりの高温となる。その際、一般に極
低炭素鋼は著しく結晶粒が粗大化する。これが従
来、極低炭素鋼の溶接部の組織が健全でなかつた
理由であり、溶接部の強度が低かつた最大の理由
であつた。しかるにこの発明鋼においては、溶接部近傍の
組織が粗大化するどころか、むしろ微細化するこ
とが確かめられている。これはδ→γあるいはγ
→α変態時にNb−Ｂ原子対が変態の核生成、成
長を強力に抑制するためと推察される。ここに溶
接部の組織は等軸粒ではなく、針状組織であり、
極低炭素鋼としては非常にまれな組織を示してい
る。この発明最大の特徴は、材質の劣化を引きおこ
さない範囲でこの組織微細化効果を得たところに
ある。なお、深絞り性、２次加工脆性等の改善を目的
としてTi、Nb、Ｂを加算的に添加した鋼板ない
しその製造方法については、特公昭60−47328号、
特開昭59−74232号、特開昭59−190332号、特開
昭59−193221号、特開昭61−133323号各公報など
に提案されているが、いずれも、Ti、Nb、Ｂそ
れぞれの作用効果を利用して良好な深絞り性を得
ようとするものであり、この発明でもつとも重要
視しているスポツト溶接性の改善効果は全く期待
できないものである。例えば上掲した各公報においては、Ｂを焼付け
硬化性および２次加工性の改善のみを目的として
添加し、一方Nbは常温時効性の抑制のために、
またTiは材質向上のみを主目的として添加して
いる。このため、各成分の添加効果は原則として
単純に加算的であり、特開昭59−74232号、同61
−133323号公報におけるTi＋Nb＜0.04％、およ
び特開昭59−190332号、同59−193221号公報にお
けるTi＋Nb＜0.06％の限定条件はいずれも鋼板
に良化成処理性を付加するためのものに過ぎな
い。したがつてこの発明で目的とした優れたスポ
ツト溶接性を実現するようなTi、Nb、Ｂの相互
の作用は考慮した複合添加という思想は、これら
の提案には全く見られず、当然のことながらこの
発明におけるＢ：0.0001〜0.0010％、Ni：0.001〜
0.010％、Ti：0.01〜0.04％でかつ、Ｂ：（11／93）
Nb−0.0004〜（11／93）Nb＋0.0004％、Ti／
（48／12・Ｃ＋48／14・Ｎ）＞１、Nb＜１／５・
（93／48）Tiに規定される成分系とは異なる成分
の鋼板しか開示されていない。このことは上掲各
公報の実施例を見れば一層明確である。さらに上
掲各公報のTiに関する請求範囲、Ti＜48／14／
ＮおよびTi＜48／12・Ｃ＋48／14・Ｎがこの発
明の要件を全く満足しないことからも明らかであ
る。なお言うまでもないことであるが、目的とする
鋼板特性および成分系が異なるわけであるから鋼
板の製造工程も異なつている。たとえば巻取り温
度を例にとると、特開昭59−74232号公報におい
ては650℃以上を必須としており、一方特公昭60
−47328号、特開昭59−190332号、同59−193221
号および同61−133323号各公報においても巻取り
は600℃を超える温度を提言している。このよう
に巻取り温度を高くすると材質はある程度改善さ
れるものの、脱スケール性の低下、表面特性の劣
化等、種々の弊害を伴うことは良く知られている
ところであり、この発明は従来技術のこのような
高温巻取りを適用した場合の欠点をもあわせて改
善するものである。（実施例）実施例１表２に示す成分組成になる連鋳スラブを、1250
℃に加熱後、880℃で熱間仕上げ圧延を施して3.2
mm厚の熱延板としたのち、550℃で巻取つた。つ
いで75％の圧下率で冷間圧延を施して0.8mmの冷
延板としたのち、750℃の温度で連続焼鈍を施し
た。かくして得られた各鋼板の機械的諸特性、最小
溶接適正電流および溶接強度について調べた結果
を表３に示す。なお各機械的性質は、圧延方向、圧延方向から
45℃の方向および圧延方向から90゜の方向の１：
２：１の割合の平均値で示した。またスポツト溶
接は、4.8mmφのCF型電極を用い、溶接時間：８
サイクル、加圧力：200Kgｆで行い、さらに溶接
強度は溶接電流7.5kAの時の値で評価した。

【表】

【表】表３より明らかなように、この発明に従い得ら
れたTi−Nb−Ｂ複合添加極低炭素鋼板（鋼種Ａ
〜Ｅ）はいずれも、値、値とも良好で深絞り
性に優れるのは勿論のこと、Y.S.が19Kgｆ／mm²以
上であるのでスポツト溶接においても適正溶接電
流値の下限は広く、またスポツト溶接強度も十分
であつた。これに対し、この発明の適正範囲を逸脱してい
る比較例はいずれもスポツト溶接性に劣つてい
た。実施例２実施例１の鋼種Ａの組成になる鋼スラブを、表
４に示す種々の条件下に処理して冷延板（板厚は
すべて0.8mm）とした。かくして得られた各冷延板の機械的諸特性およ
びスポツト溶接性について調べた結果を表５に示
す。

【表】

【表】表５より明らかなように、この発明法に従い得
られた鋼板（No.１〜３）はいずれも、良好な深絞
り性、Y.S.およびスポツト溶接性を呈していたの
に対し、製造条件が適正範囲を逸脱した場合（No.
４〜６）は、機械的諸特性およびスポツト溶接性
ともに劣つていた。（発明の効果）かくしてこの発明によれば、成形加工性を損う
ことなしに優れたスポツト溶接性をそなえる極低
炭素冷延鋼板を得ることができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、Ti、Nb、Ｂの添加がスポツト溶接
に及ぼす影響を示したグラフ、第２図は、鋼板の
Y.S.と適正溶接電流範囲との関係を示したグラ
フ、第３図は、Ti、Nb、Ｂの添加が溶接部の硬
度に及ぼす影響を示したグラフ、第４図は、Nb
およびＢの添加量とスポツト溶接部の硬度との関
係を示したグラフ、第５図は、鋼板のElに及ぼす
Nb／Tiの影響を示したグラフ、第６図は、溶接
部硬度に及ぼすTi含有量の影響を示したグラフ、
第７図は、溶接部硬度に及ぼすＣ、Ｎ、Ｂの影響
を示したグラフ、第８図は、従来の低炭素鋼と極
低炭素鋼における適正溶接条件範囲を比較して示
した図、第９図は、鋼板のY.S.と電気抵抗値との
関係を示したグラフである。

Claims

【特許請求の範囲】１Ｃ：0.004wt％以下、 Si：0.1wt％以下、 Mn：0.5wt％以下、Ｐ：0.025wt％以下、Ｓ：0.025wt％以下、Ｎ：0.004wt％以下、 Al：0.01〜0.10wt％、 Ti：0.01〜0.04wt％、 Nb：0.001〜0.010wt％およびＢ：0.0001〜0..0010wt％を含み、かつ次式(1)〜(4) （11／93）Nb−0.0004≦Ｂ≦（11／93）Nb＋0.0004……
…(1) Ti＞（48／12）Ｃ＋（48＋14）Ｎ ………(2) Nb＜１／５・（93／48）Ti ………(3) Ｃ＋（12／14）Ｎ＋（12／11）Ｂ＞0.0038 ………(4) を満足する範囲において含有し、残部は実質的に
Feの組成になる鋼スラブを、仕上げ温度：700〜
900℃、巻取り温度：300〜600℃の条件下に熱間
圧延し、ついで圧下率：60〜85％で冷間圧延した
のち、再結晶温度以上、780℃以下の温度範囲で
連続焼鈍を施すことを特徴とする、スポツト溶接
性に優れた極低炭素冷延鋼板の製造方法。