JPS63317649A - スポット溶接性に優れた極低炭素冷延鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

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およびその製造方法に関し、とく
に優れた加工性を損うことなしにスポット溶接性の有利
な改善を図ったものである。

（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、耐プント性、
溶接性、塗装性および耐食性などの緒特性も併せて要求
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ッ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、一般的にこのスポット溶接性が低炭素鋼に比べ劣
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、かかるスポッ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（ＩＥＩ）とランクフォード値（
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
化によって実現された。しかし一方で、この様な鋼板を
スポッ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、スポット溶
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
炭素鋼板をスポット溶接に供した場合であっても、強度
の劣化がなく、しかもスポット溶接性にも優れる極低炭
素冷延鋼板を、その有利な製造方法と共に提案すること
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っ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、極低炭素鋼のスポッ
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、スポット溶
接時に電極からの加圧によっ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ッ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、スポット溶接部
の結晶粒粗大化ひいては軟質化も、同様に溶接性の阻害
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、スポット溶接部の強度改
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
昇効果が得られるのは、Ｔｉ、Ｎｂ、８３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った。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）
のみを狙ったものであり、その限りにおいてはＴｉ、Ｎ
ｂ、Ｂ各元素の添加効果は相互に独立でありかつ加算的
にすぎなかった。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った。

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Ｂ３３元素適正量の添加すな
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
用鋼板の場合と大きく異なる。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
ット溶接性の点では不適切な鋼のみであり、それ故従来
鋼ではこの発明で目指した良好なスポット溶接性は得ら
れなかったちのと考えられる。

さてこの発明の要旨構成は次のとおりである。

（１）　　Ｃ：　０．００４ｗｔχ　（以下単に％で示
す）以下、Ｓｉ　：　０．１％以下、Ｍｎ　：　０．５
％以下、Ｐ　：　０．０２５％以下、Ｓ　：　０．０２
５％以下、Ｎ　：　０．００４％以下、ＡＩ　ｉ　ｏ、
ｏｉ〜０．１０％、Ｔｉ　：　０．０１〜０．０４％、
Ｎｂ７０．００１〜０．０１０％およびＢ　：　０．０
００１〜０．００■θ％を含み、かつ次式（１）〜（４
）％式％（１） 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、スポット溶接性に優れた極低炭素冷延鋼板
。

（２）　　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　：　０．０
０４％以下、　Ａｔ　：　０．０１〜０．１０％、Ｔｉ
　　：　　０．０１　〜０．０４％、Ｎｂ　　：　　０
．００１　〜０．０１０％およびＢ　：　０．０００１
〜０．００　１０％を含み、かつ次式（１）〜（４） ％式％（１） 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°Ｃ以下の温度範囲で連続焼鈍を
施すことからなる、スポッ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った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Ｔ
ｉ　、　Ｎｂ　、　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。

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％、Ｍ
ｎ　　：　　０．２０　　％、　Ｐ：０．０１％、　Ｎ
　　：　０．００４０％、八ｌ　：０．０３６％を含む
低炭素鋼板と、Ｃ：　０．００２％、５ｉ＝０．１％、
Ｍｎ　：　０．１％、Ｐ：０．０１％、Ｓ　：　０．０
１％、八Ｉ　７０．０２％、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ｉｉ炭ｉｒ＋板オヨび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。

またスポット溶接は、ＲＷＭＡ（Ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ
　ＷｅｌｄｅｒＭａｎｕｆａｃｔｕｒｅｒｓ′Ａｓ５ｏ
ｃｉａＬｉｏｎ）推奨値を参考にして、試料サイズを０
．８　Ｘ３０Ｘ３０ｍｍとし、４．５ｍｍφのＣＦタイ
プ電極を用いて加圧カニ　１９０　ｋｇｆで行った。

なお適正溶接電流の下限は、溶接によって形成されるナ
ゲツトの系が３７”Ｖ　ｎ＋ｍ　（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ＩＩＪｌ。

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Ｇご対し、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（、
敗り発生により規制される適正溶接電流の上限は低炭素
銅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
わたって種々に変化させた鋼スラブ（ただしＳｔ：　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　：　０．００
５％、Ｂ　：　０．０００７％）を、１１００〜１２５
０’Ｃに加熱し、ついで仕上げ温度ニア００〜１０００
°Ｃ５巻取り温度：４５０〜７００°Ｃ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°Ｃ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。

スポット溶接は、試料厚さを０．７ｍｍとし、溶接時間
を７サイクル、加圧力を１７５　ｋｇｆとした以外は第
１図の場合と同じ条件で行った。

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１９　ｋｇ　ｆ　／
　ｍｍ　２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ったまま鋼板を硬質化するためには
、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、ｌについては
、Ｔｉ　：　０．０２〜０．０４％、Ｎｂ　：　０．０
０５〜ｏ、ｏｏｓ％、Ｂ　：　０．０００５〜０．００
０８％の各範囲で適宜添加した。

表　　１ 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ット
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がかわらず
低炭素鋼差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
られなかった。

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。一般にスポット溶接部またはその近
傍の硬度が低い場合には、スポッ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った。

この点、スポッ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
ってもスポッ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。

しかしながらただ蛍に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って各成分の適正
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の添加量とスポット溶接部（ナ
ゲツト部）硬度との関係を示す。

供試鋼は、板厚二０．８ｍｍで、Ｃ：　０．００１５〜
０．００４２％、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〜ｏ、ｏｉｉ％までにわ
たって種々に変化させたものを用いた、またスポット溶
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〜ｏ、ｏｏｉｏ％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）Ｎ
ｂ±０．０００４（χ）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
ときスポッ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っ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、同時に熱延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０．１
０％に定めた。

Ｎｂ　： ＮｂはＢと共存することによりスポット溶接部の組織を
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との複合添加により、高Ｅｌ、高ｒ値を
確保した上で、Ｙ、Ｐ、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、Ｐ、の過度の上昇やＩＥＩ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Ｔｔ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°Ｃ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／Ｔ
ｉ　＜　１１５すなわち重量比でＮｂ＜　１１５・（９
３／４８）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ット溶接部
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、Ｎｂｉとの兼
ね合いで （１１／９３）Ｎｂ　−０，０００４≦Ｂ≦（１１／９
３）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によるスポッ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、したがってＴｉ量（４Ｂ／１
２・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量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（（＞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Ｔ
ｉ量（４Ｂ／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っ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量（４８／１２・Ｃ＋　４８／１４・
Ｎ）の範囲では一部硬度が高目のものもあったが、非常
に低いものもあり、バラツキが大きかった。この理由は
おそら＜Ｔｉ含有量が少なくなったためにＢの歩留りが
低下し、Ｎｂ−Ｂの相互作用効果が不充分だったためと
考えられる。一方Ｔｉ　＞　（４Ｂ／１２・Ｃ＋４Ｂ／
１４・Ｎ）の領域になると硬度が最低でもＨν≧１８０
となり十分な硬度となった。そしてさらにその中でもＴ
ｉ＜（４Ｂ／１２・Ｃ＋　４８／１４・Ｎ＋　４８／３
２・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
とかえっ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。

したがってこの発明においては、Ｔｉ　＞　（４８／１
２・Ｃ＋　４８／１４・Ｎ）とすることによって一応の
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
分となった。第７図に、各種網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９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
横軸にとった。

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
が不十分となワて十分な溶接部硬度が得られない。した
がってこの発明では、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。

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
分系にもかかわらすｙ、ｓ、の低下によって適正電流範
囲が高い値にずれている。従ってｙ、ｓ。

を高くすることによっ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　’Ｃで仕上
げ圧延後、３００〜６００°Ｃ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°Ｃ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
″Ｃ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。したがって圧下率は
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°Ｃ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バス圧延の実施を否
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。Ｎ
ｂ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。

スポット溶接時には、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った理由であり、溶接部の強度が
低かった最大の理由であった。

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→ＴあるいはＴ→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釉粒ではなく、針状
組織であり、極低炭素鋼としては非常にまれな組繊を示
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Ｔ
ｉ　、　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６．１−１３
３３２３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、この発明でもっ
とも重要視しているスポット溶接性の改善効果は全（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を焼付は硬化性お
よび２次加工性の改善のみを目的として添加し、一方Ｎ
ｂ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６１−１３３３
２３号公報におけるＴｉ　＋　Ｎｂ　＜０．０４％、お
よび特開昭５９−１９０３３２号、同５９−１９３２２
１号公報におけるＴｉ÷Ｎｂ＜Ｑ、Ｑ５％の限定条件は
いずれも鋼板に良化成熟理性を付加するためのものに過
ぎない。したがってこの発明で目的どした優れたスポッ
ト溶接性を実現するようなＴｉ、Ｎｂ、Ｂの相互の作用
を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　：
　Ｏ，０００１〜　０．００１０％、Ｎｂ　：　Ｏ，Ｑ
Ｑ１〜Ｏ，０１０％、Ｔｉ　：　０．０１〜０．０４％
でかつ、Ｂ　：　（１１／９３）Ｎｂ　−０，０００４
〜（１１／９３）Ｎｂ　＋０．０００４％、Ｔｉ／（４
８／１２・Ｃ＋４８／１４・Ｎ）〉１、Ｎｂ＜１１５・
（９３／４Ｂ）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Ｔ
ｉ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
異なっている。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６〇−４７３２８号、特開昭
５９−１９０３３２号、同５９−１９３２２１号および
同６１−１３３３２３号公報においても巻取りは６００
°Ｃ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゛Ｃ
に加熱後、８８０°Ｃで熱間仕上げ圧延を施して３．２
鴫厚の熱延板としたのち、５５０°Ｃで巻取った。つい
で７５％の圧下率で冷間圧延を施して０．８　ｔｍの冷
延板としたのち、７５０℃の温度で連続焼鈍を施した。

か（して得られた各鋼板の機械的緒特性、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°Ｃ
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。またスポット溶接は、４．８
　ａａφのｃｐ型電極を用い、溶接時間；８サイクル、
加圧カニ　２００　ｋｇｆ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　　３ 表３より明らかなように、この発明に従うＴｉ　−Ｎｂ
−Ｂ複合添加掻低炭素鋼板（鋼種Ａ−Ｅ）はいずれも、
Ｔ値、■値とも良好で深絞り性に優れるのは勿論のこと
、スポット溶接においても適正溶接電流値の下限は広く
、またスポット溶接強度も十分であった。

これに対し、この発明の適正範囲を逸脱している比較例
はいずれもスポット溶接性に劣っていた。

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０．８閤
）とした。

かくして得られた各冷延板の機械的緒特性およびスポッ
ト溶接性について調べた結果を表５に示す。

表４ 表５ 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、良好な濶絞り性および
スポッ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（ト；α４〜６）は、機械的緒特性
およびスポット溶接性ともに劣っていた。

（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
に優れたスポッ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の添加がスポット溶
接性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の添加量とスポット溶接部の硬
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Ｖ、
Ｓ、と電気抵抗値との関係を示したグラフである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：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：０．０
   ００１〜０．００１０ｗｔ％ 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、スポット溶接性に優れた極低炭素冷延鋼板。 ２、Ｃ：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：０．０
   ００１〜０．００１０ｗｔ％ 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、スポット溶接性に優れた極低炭素冷延鋼板
   の製造方法。