JPH08109436A - スポット溶接部の強度特性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

スポット溶接部の強度特性に優れた冷延鋼板およびその製造方法

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JPH08109436A
JPH08109436A JP24983594A JP24983594A JPH08109436A JP H08109436 A JPH08109436 A JP H08109436A JP 24983594 A JP24983594 A JP 24983594A JP 24983594 A JP24983594 A JP 24983594A JP H08109436 A JPH08109436 A JP H08109436A
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cold
rolled
steel sheet
spot
rolled steel
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JP24983594A
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Kosaku Shioda
浩作 潮田
Hirohide Asano
裕秀 浅野
Atsushi Itami
淳 伊丹
Makoto Tefun
誠 手墳
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Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
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Abstract

(57)【要約】 (修正有) 【目的】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、
良好なスポット溶接強度特性も兼ね備えた冷延鋼板。 【構成】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、A
l:0.005〜0.1、N:0.0001〜0.00
80、B:0.0001〜0.0030を含有し、残部
Feおよび不可避的不純物からなる、スポット溶接部の
強度特性に優れた深絞り用冷延鋼板。

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冷延鋼板およびその製
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、表面処理をしない狭義の冷延鋼
板と、防錆のために、例えばZnメッキや合金化Znメ
ッキなどの表面処理を施した冷延鋼板の両方を含む。
【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
うちの少なくとも1種を含有することはよく知られてい
る。即ち、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。従って、侵入型固溶元素の存在しない鋼
(IF鋼:Interstitial Free St
eel)が得られる。
【0003】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という特徴がある。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を持つ。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。即ち、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、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、塗装焼付
硬化が消失したりする。第三に、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。
【0004】IF鋼のこ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60−10
3129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。これらは全て、TiやNbを
含まない極低炭素鋼板のプレス成形性と関わるr値や伸
びなどの特性、および塗装焼付硬化特性(BH特性)に
注目したものである。
【0005】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5−57330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る異常粒成長が生じやすく、
スポット溶接部の継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、全く示され
ていない。
【0006】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、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、良好なスポット溶接
強度特性も兼ね備えた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ものである。
【0007】
【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、軟質化し過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過ぎて、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。このこと
は溶接機を大型にするという欠点を招く。
【0008】本発明者らは、この問題を解決する手段と
して、Pを添加する方法を見出した。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、T
i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やすく、溶接部継手強
度が低下するという問題が発生する。本発明者らは、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
定量以上複合添加することに著効のあることを見出し
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および/または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て熱
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。
【0009】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:0.005〜0.1%、N:0.0001〜
0.0080%、B:0.0001〜0.0030%を
含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなることを
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
冷延鋼板。
【0010】(2)前項(1)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
深絞り用冷延鋼板。 (3)前項(1)記載の化学成分に加えて、Ti:0.
0002〜0.0015%、Nb:0.0002〜0.
0015%のうちの少なくとも1種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冷延鋼
板。
【0011】(4)前項(1)記載の化学成分よりなる
スラブを(Ar3 −100)℃以上の温度で熱間圧延の
仕上げを行い、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℃の連続焼鈍を行い、調質圧延
圧下率を、Cを炭素量(重量%)とした場合に1.5×
(1−400×C)%以上かつ2080×(C−0.0
015)%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冷延鋼板の製造方法。
【0012】(5)前項(2)記載の化学成分よりなる
スラブを(Ar3 −100)℃以上の温度で熱間圧延の
仕上げを行い、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℃の連続焼鈍を行い、調質圧延
圧下率を1.5×(1−400×C)%以上かつ208
0×(C−0.0015)%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冷延鋼板の製造方
法。
【0013】(6)前項(3)記載の化学成分よりなる
スラブを(Ar3 −100)℃以上の温度で熱間圧延の
仕上げを行い、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℃の連続焼鈍を行い、調質圧延
圧下率を1.5×(1−400×C)%以上かつ208
0×(C−0.0015)%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冷延鋼板の製造方
法。
【0014】(7)前項(4)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冷延鋼板の製造方
法。 (8)前項(5)の製造方法において、冷延圧下率を8
4%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冷延鋼板の製造方法。 (9)前項(6)の製造方法において、冷延圧下率を8
4%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冷延鋼板の製造方法。
【0015】
【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%、
Al:0.075%、N:0.0018、B:<0.0
001〜0.0040%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(Resist
ance welder Manufacuture
s′ Association)推奨値を参考にして、
4.5mmφ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×t1/2 (t:板厚(m
m))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。
【0016】上記成分においてBを0.0010%添加
した材料を用いた図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という新知
見を得た。また、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。
【0017】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。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はないが、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部の焼入れ性が向上し、硬
度が著しく上昇したものと推察した。
【0018】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及ぼす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:0.0
3%、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℃、仕上温度は9
20℃であり、0.5s以内に70℃/sで急冷し、7
00℃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、加熱速
度=10℃s、保定=740℃×50s、冷却=10℃
/sの連続焼鈍を行い、圧下率を変化させて調質圧延を
施した。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−E
l)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。
【0019】図4から明らかなように、非時効性を確保
するためには、圧下率が0.3%以上と2080×(C
−0.0015)%以上の領域で囲まれた範囲に制御す
る必要ある。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側にシフ
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。
【0020】次に、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した理由についてさらに詳細に説
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。従って、下限は0.0001%とす
る。
【0021】Si:Siは安価に強度を上昇させること
のできる元素であるが、1.2%超となると化成処理性
の低下や、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。 Mn:MnはSiと同様に強度を上昇させるのに有効な
元素である。また、Tiなどを添加しない本発明鋼で
は、MnがSを固定するので、Mnは熱間圧延時の割れ
を防止する役割をもつ。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。従って、Mn量の下限
を0.03%とする。一方、Mnは、本発明のように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
果的であるとの知見を得た。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。従って、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、本発明のようにP量が
0.01%以上の極低炭素鋼では3.0%まで添加して
もそれほど劣化しないという有益な知見も得た。以上の
理由から、Mn量の上限は3.0%とする。
【0022】P:PもSi、Mnと同様に強度を上昇さ
せ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。一方、P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。
【0023】S:S量は低いほうが好ましいが、0.0
010%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MnSが数多く析出し過ぎて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、Al量
が0.1%超になるとコスト上昇を招く。従って、これ
らの値を下限値および上限値とする。
【0024】N:Nは低い方が好ましい。しかし、0.
0001%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%超にな
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。 B:Bはスポット溶接部の継手強度を確保するために必
須の元素である。その効果を発揮するためには、0.0
001%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、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。
【0025】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。
【0026】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
3 −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.
5s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。巻取
温度は、750℃超となると、酸洗性が劣化したり、コ
イルの長手方向での材質が不均一となり、さらに巻取り
中に異常粒成長を生じるので、750℃を上限値とす
る。一方、巻取温度が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。従って、500℃を下限値とする。
【0027】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
つ組織が微細化して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。 連続焼鈍条件:焼鈍温度が600〜900℃の連続焼鈍
とする。焼鈍温度が600℃未満では再結晶が不十分で
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℃超では高温過ぎて
板破断や板の平坦度が悪化し、また加工性も劣化する。
【0028】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
とが重要である。非時効性は、圧下率が0.3%以上と
2080×(C−0.0015)%以上とC量が0.0
026%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。
【0029】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N
b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。
【0030】
【実施例】
(実施例1)表1に示す組成からなる連鋳スラブを、1
150℃に加熱し、920℃で熱間圧延を仕上げ、5.
5mmの熱延板とした後、0.7s以内に70℃/sで
冷却し、700℃で巻取った。次いで、85%の圧下率
の冷間圧延を施して0.8mm厚とした後、750℃で
連続焼鈍し、圧下率が1.2%の調質圧延を行った。こ
のようにして得られた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7kAの時の値で評価した。
【0031】表1および表2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冷
延鋼板となる。さらに、塗装焼付硬化性(BH性)も付
与できる。これに対して、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、G)やr45(鋼F、
G)、さらに100℃−1h後のYP−El(鋼F)に
問題がある。
【0032】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2.0s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。
【0033】
【表1】
【0034】
【表2】
【0035】
【表3】
【0036】(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で連続焼鈍まで行い、続いて調質
圧延の圧下率を0.2〜3.0%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7kAの時の値で評価した。表4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。
【0037】
【表4】
【0038】
【発明の効果】以上詳述したように、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
溶接性に優れた深絞り性用冷延鋼板が得られ、非時効性
も付与できる。また、本発明は、電気メッキおよび溶融
メッキなどを施す表面処理鋼板およびその製造方法にも
適用が可能である。
【0039】このように、本発明は、従来技術と比較し
て安価でかつユーザーでの利用特性に優れた鋼板および
その製造方法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。
【0040】
【図面の簡単な説明】
【0041】
【図1】スポット溶接の適正電流範囲とP量との関係を
示す図である。
【0042】
【図2】スポット溶接後のHAZ部近傍の硬度分布に及
ぼすPとBの影響を示す図である。
【0043】
【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との関係を示す図である。
【0044】
【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)に及ぼす全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 手墳 誠 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

Claims (9)

    【特許請求の範囲】
  1. 【請求項1】 重量%で、C:0.0001〜0.00
    26%、Si:1.2%以下、Mn:0.03〜3.0
    %、P:0.02〜0.15%、S:0.0010〜
    0.020%、Al:0.005〜0.1%、N:0.
    0001〜0.0080%、B:0.0001〜0.0
    030%を含有し、残部Feおよび不可避的不純物から
    なることを特徴とするスポット溶接部の強度特性に優れ
    た深絞り用冷延鋼板。
  2. 【請求項2】 請求項1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
    用冷延鋼板。
  3. 【請求項3】 請求項1記載の化学成分に加えて、T
    i:0.0002〜0.0015%、Nb:0.000
    2〜0.0015%のうちの少なくとも1種を含むこと
    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
    用冷延鋼板。
  4. 【請求項4】 請求項1記載の化学成分よりなるスラブ
    を(Ar3 −100)℃以上の温度で熱間圧延の仕上げ
    を行い、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℃の連続焼鈍を行い、調質圧延圧下率
    を、Cを炭素量(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
    度特性に優れた冷延鋼板の製造方法。
  5. 【請求項5】 請求項2記載の化学成分よりなるスラブ
    を(Ar3 −100)℃以上の温度で熱間圧延の仕上げ
    を行い、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℃の連続焼鈍を行い、調質圧延圧下率
    を1.5×(1−400×C)%以上かつ2080×
    (C−0.0015)%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冷延鋼板の製造方法。
  6. 【請求項6】 請求項3記載の化学成分よりなるスラブ
    を(Ar3 −100)℃以上の温度で熱間圧延の仕上げ
    を行い、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℃の連続焼鈍を行い、調質圧延圧下率
    を1.5×(1−400×C)%以上かつ2080×
    (C−0.0015)%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冷延鋼板の製造方法。
  7. 【請求項7】 請求項4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冷延鋼板の製造方法。
  8. 【請求項8】 請求項5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冷延鋼板の製造方法。
  9. 【請求項9】 請求項6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冷延鋼板の製造方法。
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* Cited by examiner, † Cited by third party
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KR20020010050A (ko) * 2000-07-28 2002-02-02 이구택 플럭스 코어 와이어 외피용 냉연강판 및 그 제조방법
EP1247871A3 (de) * 2001-04-06 2004-01-21 ThyssenKrupp Stahl AG Verfahren zur Herstellung von gut umformfähigem Feinstblech und Verwendung eines Stahls
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