特許 6753204 鋼板および鋼板の製造方法

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】特許公報(B2)

(11)【特許番号】6753204

(24)【登録日】2020年8月24日

(45)【発行日】2020年9月9日

(54)【発明の名称】鋼板および鋼板の製造方法

(51)【国際特許分類】

   C22C 38/00 20060101AFI20200831BHJP

   C22C 38/58 20060101ALI20200831BHJP

   C21C 7/00 20060101ALI20200831BHJP

   B22D 11/108 20060101ALI20200831BHJP

   B22D 11/10 20060101ALI20200831BHJP

   C21D 9/46 20060101ALI20200831BHJP

【ＦＩ】

   C22C38/00 301U

   C22C38/00 301W

   C22C38/00 302A

   C22C38/58

   C21C7/00 H

   B22D11/108 A

   B22D11/10 310J

   C21D9/46 F

   C21D9/46 S

【請求項の数】9

【全頁数】25

(21)【出願番号】特願2016-156363(P2016-156363)

(22)【出願日】2016年8月9日

(65)【公開番号】特開2018-24908(P2018-24908A)

(43)【公開日】2018年2月15日

【審査請求日】2019年4月15日

(73)【特許権者】

【識別番号】000006655

【氏名又は名称】日本製鉄株式会社

(74)【代理人】

【識別番号】110000637

【氏名又は名称】特許業務法人樹之下知的財産事務所

(72)【発明者】

【氏名】丸山 直紀

(72)【発明者】

【氏名】長谷川 一

(72)【発明者】

【氏名】亀田 正春

(72)【発明者】

【氏名】川田 裕之

【審査官】 相澤 啓祐

(56)【参考文献】

【文献】 国際公開第２０１４／１９９４８８（ＷＯ，Ａ１）

【文献】 特開平１１−２６４０４８（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１０−０３７６５２（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００５−０６８５４８（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００８−１２１０７４（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１１−２２５９５３（ＪＰ，Ａ）

【文献】 国際公開第２０１５／１６２９３２（ＷＯ，Ａ１）

【文献】 特開昭５８−０９０３６０（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開昭５３−１０６６３３（ＪＰ，Ａ）

(58)【調査した分野】（Int.Cl.，ＤＢ名）

Ｃ２２Ｃ ３８／００−３８／６０

Ｃ２１Ｄ ９／４６− ９／４８

Ｃ２１Ｃ ７／００− ７／１０

Ｂ２２Ｄ １１／００−１１／２２

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

鋼板の組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０４〜０．３０％、
Ｓｉ：３．０％以下、
Ａｌ：０．１％以下、
Ｍｎ：０．８〜７．０％、
Ｎｉ：０．０１〜１．５％、
Ｐ ：０．０３％以下、
Ｓ ：０．００５％以下、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００１５％、
Ｎ：０．００１〜０．０１％、
Ｏ：０．００４％以下、
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙのうち１種または２種以上の合計：０．０１〜０．２％、
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕの１種または２種以上の合計：０〜１．０％、
Ｃａ、ＲＥＭの１種または２種の合計：０〜０．００５％、
Ｂ：０〜０．００５％、
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
さらに、鋼板内において、Ｍｇを含有する粒子径３μｍ以上の酸化物系介在物の平均分布密度が１０個／ｍｍ^２以下であることを特徴とする鋼板。

【請求項2】

鋼板の組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０４〜０．３０％、
Ｓｉ：３．０％以下、
Ａｌ：０．１％以下、
Ｍｎ：０．８〜７．０％、
Ｎｉ：０．０１〜１．５％、
Ｐ ：０．０３％以下、
Ｓ ：０．００５％以下、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００１５％、
Ｎ：０．００１〜０．０１％、
Ｏ：０．００４％以下、
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙのうち１種または２種以上の合計：０．０１〜０．２％、
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕの１種または２種以上の合計：０〜１．０％、
Ｃａ、ＲＥＭの１種または２種の合計：０〜０．００５％、
Ｂ：０〜０．００５％、
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
さらに、鋼板内において、Ｍｇを含有する粒子径３μｍ以上の酸化物系介在物の平均分布密度が１０個／ｍｍ^２以下であり、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上を含有し、さらにＮを含有する３ｎｍ以上の析出物の平均分布密度が１０^３個／ｍｍ^２以上１０^７個／ｍｍ^２以下であることを特徴とする鋼板。

【請求項3】

下式で算出されるＣｅｑが０．２２以上であることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋２Ｐ＋４Ｓ （質量％）

【請求項4】

平均結晶粒径が８μｍ以下であることを特徴とする請求項１〜請求項３のいずれか一項に記載の鋼板。

【請求項5】

前記組成が、質量％で、
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕの１種または２種以上を合計で０．００３％以上１．０％以下含有することを特徴とする請求項１〜請求項４のいずれか一項に記載の鋼板。

【請求項6】

前記組成が、質量％で、
Ｃａ、ＲＥＭの１種または２種を合計で０．０００２％以上０．００５％以下含有することを特徴とする請求項１〜請求項５のいずれか一項に記載の鋼板。

【請求項7】

前記組成が、質量％で、
Ｂを０．００１％以上０．００５％以下含有することを特徴とする請求項１〜請求項６のいずれか一項に記載の鋼板。

【請求項8】

請求項１〜請求項７のいずれか一項に記載の鋼板の製造方法であって、溶湯を保持する耐火物部材にＭｇを含まない耐火物を用い、１５７０℃〜１６３０℃の温度でＭｇを含有する合金を投入し、さらに、溶鋼へのＭｇ投入開始から鋳造開始までの時間を１０ｓ〜３００ｓとし、鋳造した後、熱間圧延は、スラブ加熱を１２００℃以上で行い、その後１１５０℃〜１０５０℃間で４０％以上の圧下率で圧延を行うことを特徴とする鋼板の製造方法。

【請求項9】

請求項１〜請求項７のいずれか一項に記載の鋼板の製造方法であって、タンディッシュにＭｇを含む耐火物を用い、１５７０℃〜１６３０℃の温度の溶鋼をタンディッシュに注湯し、注湯開始から鋳型への出湯開始まで１０ｓ〜３００ｓの時間保持後、鋳造した後、熱間圧延は、スラブ加熱を１２００℃以上で行い、その後１１５０℃〜１０５０℃間で４０％以上の圧下率で圧延を行うことを特徴とする鋼板の製造方法。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、鋼板およびその製造方法に関するものである。特に引張強度が５９０ＭＰａ以上の鋼板およびその鋼板の製造方法に関するものである。

【背景技術】

【0002】

近年、自動車分野においては、低燃費化や衝突安全性向上を目的に、車体や部品等に高強度薄鋼板を使用するニーズが高まっている。高強度鋼板を用いた車体の組立や部品の取付等の工程では、スポット溶接を代表とする抵抗溶接が主に使われているため、鋼板には優れた溶接性が求められる。ここで、自動車用の薄鋼板に求められる抵抗溶接性とは、溶接欠陥がなく、溶接後の継手において所定の引張強度が得られることを示す。さらに、自動車の場合には、走行中に車体に応力が繰り返し付加されるが、図１に示すように抵抗溶接部は切欠き状の形態が含まれており応力集中の箇所となるため、抵抗溶接部での疲労特性が併せて要求される場合がある。

【0003】

抵抗溶接継手の引張強さには、ＪＩＳ Ｚ ３１３６、ＪＩＳ Ｚ ３１３７に示されるように、せん断方向に引張荷重を負荷して測定する引張せん断強さ（ＴＳＳ）と、剥離方向に引張荷重を負荷して測定する十字引張強さ（ＣＴＳ）がある。ＴＳＳは鋼板の引張強度増加に従って、増加することが知られている。一方で、ＣＴＳは、鋼板の引張強度が一定レベルまでは、鋼板の引張強度増加に従って増加するが、鋼板の引張強度が一定レベルを超えると、鋼板の強度増加に伴いほとんど変化しないか、逆に低下する傾向があることが知られている。ＣＴＳが鋼板の引張強度に伴い増加しない原因としては、引張試験時に低い応力においてナゲット内で剥離破断（ナゲット内での破断）するためであると考えられている。ここで、ナゲットとは図１に示すように、抵抗溶接により一旦溶融状態となり、凝固した部分を指す。

【0004】

十字引張試験においてナゲット内での剥離破断のしやすさは、鋼板の成分から求められる炭素当量Ｃｅｑと関係があり、破断させないためには特定範囲以下にＣｅｑを抑えることが非特許文献１に示されている。従って、一般的にはこの知見に基づいて、Ｃｅｑを極力増加させないように、含有する元素を調整する方法がとられている。

【0005】

さらに、抵抗溶接継手の疲労特性は、ＪＩＳ Ｚ３１３８に示されるように、引張せん断疲労試験（ＴＦＳ）と十字引張疲労試験（ＣＦＳ）により評価される。一般的に母材の疲労強度は鋼板の引張強度と共に増加するが、非特許文献１に示されるように、継手の疲労強度は鋼板の強度が増加してもほとんど変化しないか、逆に低下することが知られている。
特許文献１、２には、Ｃを０．１％未満にすることにより、スポット溶接性を向上させる高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。
特許文献３には、Ｃｅｑを０．２５以下とすることによりスポット溶接性を確保する成形加工性と溶接性に優れる高張力冷延鋼板が開示されている。
特許文献４には、Ｃを０．１％未満にすることにより、スポット溶接性を向上させる高強度冷延鋼板が開示されている。
特許文献５には、Ｃを０．１％未満にすることによりＴＳＳとＣＴＳの比である延性比０．５以上とした溶接性と伸びフランジ性の良好な高強度鋼板が開示されている。
特許文献６には、Ｃを０．２５％以下とすることで、伸び、伸びフランジ性および溶接性を兼備した高強度冷延鋼板が開示されている。
特許文献７には、ナゲット内の炭化物およびデンドライト間隔を適正範囲内にしてナゲット内破壊を抑制することで継手強度を向上させる技術が開示されている。
特許文献８には、母材の炭素量および他の成分を適正化すると共に、素材鋼板表層の平均酸素濃度を適正範囲内にすることで、溶接部強度に優れるスポット溶接継手を提供する方法が提案されている。
特許文献９には、ナゲット内の金属組織と介在物分布と硬さを最適化することで、ナゲット内の脆性破壊を抑制し、高強度の抵抗溶接継手を得る技術が開示されている。しかしながら、高強度の抵抗溶接継手の製造に適した鋼材の特徴が明らかではなかった。
特許文献１０には、極低Ｃの軟質ＩＦ鋼中に微細なＴｉの析出物を分布させた、プレス成形性と溶接継手の疲労特性に優れる冷延鋼板が記載されている。
特許文献１１には、ＭｇとＴｉの酸化物および／または複合酸化物のサイズと分布を最適化することで、溶接熱影響部（ＨＡＺ）のフェライト粒の成長を抑制したスポット溶接継手の疲労特性と成形性に優れた冷延鋼板が開示されている。
特許文献１２には、Ｓ及びＯ量の低減とＭｇ添加によりＡ系介在物の量を少なくした、穴拡げ性及びＨＡＺ部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板が開示されている。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0006】

【特許文献1】特開２００５−１０５３６１号公報

【特許文献2】特開２００５−１０５３６７号公報

【特許文献3】特開２００６−２１９７３８号公報

【特許文献4】特開２００６−２８３１５６号公報

【特許文献5】特開２００９−２６３６８６号公報

【特許文献6】特開２０１０−２８５６３６号公報

【特許文献7】特許第５０４３２３６号公報

【特許文献8】特開２０１２−１０２３７０号公報

【特許文献9】特開２０１４−１８０６９８号公報

【特許文献10】特開平８−１４４０１５号公報

【特許文献11】特開平１１―２７９６８９号公報

【特許文献12】特開２００３−３２４０号公報

【非特許文献】

【0007】

【非特許文献1】「自動車用高強度鋼板のスポット溶接性」、新日鉄技報 第３８５号、２００６年、Ｐ３６〜４１

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0008】

しかしながら、特許文献１〜１２に開示される従来の鋼板は、各特許文献１〜１２中で疲労試験が行われておらず、十字継手におけるナゲット内の破壊および溶接後の疲労強度についてさらなる検討の余地があった。特に、ＣやＭｎ等を高含有量で含むＣｅｑが高い鋼板を抵抗溶接すると、十字継手においてナゲット内で破壊して継手の強度が低下する場合があるという問題点があった。低い確率であっても継手強度の低下が発生すると、溶接継手に対する信頼性、およびこの溶接継手を含む部材の信頼性が損なわれてしまう。また、継手の強度が確保された場合でも、疲労強度が低下する場合があり、特に、Ｃｅｑが高い薄鋼板で作製した抵抗溶接継ぎ手の疲労特性を改善する技術が望まれていた。
本発明は、上記に鑑みてなされたものであり、スポット溶接性を高めるための高いＣＴＳ／ＴＳＳが安定期に得られる十字継手を得ることが可能な高強度な鋼板、または、スポット溶接性を高めるための高いＣＴＳ／ＴＳＳ及び良好な疲労特性が安定的に得られる十字継手を得ることが可能な、鋼板を提供することを目的とする。

【課題を解決するための手段】

【0009】

すなわち、本発明の要旨とするところは以下のとおりである。
（１）鋼板の組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０４〜０．３０％、
Ｓｉ：３．０％以下、
Ａｌ：０．１％以下、
Ｍｎ：０．８〜７．０％、
Ｎｉ：０．０１〜１．５％、
Ｐ ：０．０３％以下、
Ｓ ：０．００５％以下、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００１５％、
Ｎ：０．００１〜０．０１％、
Ｏ：０．００４％以下、
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙのうち１種または２種以上の合計：０．０１〜０．２％、
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕの１種または２種以上の合計：０〜１．０％、
Ｃａ、ＲＥＭの１種または２種の合計：０〜０．００５％、
Ｂ：０〜０．００５％、
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
さらに、鋼板内において、Ｍｇを含有する粒子径３μｍ以上の酸化物系介在物の平均分布密度が１０個／ｍｍ^２以下であることを特徴とする鋼板。
（２）鋼板の組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０４〜０．３０％、
Ｓｉ：３．０％以下、
Ａｌ：０．１％以下、
Ｍｎ：０．８〜７．０％、
Ｎｉ：０．０１〜１．５％、
Ｐ ：０．０３％以下、
Ｓ ：０．００５％以下、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００１５％、
Ｎ：０．００１〜０．０１％、
Ｏ：０．００４％以下、
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙのうち１種または２種以上の合計：０．０１〜０．２％、
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕの１種または２種以上の合計：０〜１．０％、
Ｃａ、ＲＥＭの１種または２種の合計：０〜０．００５％、
Ｂ：０〜０．００５％、
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
さらに、鋼板内において、Ｍｇを含有する粒子径３μｍ以上の酸化物系介在物の平均分布密度が１０個／ｍｍ^２以下であり、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上を含有し、さらにＮを含有する３ｎｍ以上の析出物の平均分布密度が１０^３個／ｍｍ^２以上１０^７個／ｍｍ^２以下であることを特徴とする鋼板。
（３）下式で算出されるＣｅｑが０．２２以上であることを特徴とする（１）または（２）に記載の鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋２Ｐ＋４Ｓ （質量％）
（４）平均結晶粒径が８μｍ以下であることを特徴とする（１）〜（３）のいずれか一に記載の鋼板。
（５）前記組成が、質量％で、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕの１種または２種以上を合計で０．００３％以上１．０％以下含有することを特徴とする（１）〜（４）のいずれか一に記載の鋼板。
（６）前記組成が、質量％で、Ｃａ、ＲＥＭの１種または２種を合計で０．０００２％以上０．００５％以下含有することを特徴とする（１）〜（５）のいずれか一に記載の鋼板。
（７）前記組成が、質量％で、Ｂを０．００１％以上０．００５％以下含有することを特徴とする（１）〜（６）のいずれか一に記載の鋼板。
（８）（１）〜（７）のいずれか一に記載の鋼板の製造方法であって、溶湯を保持する耐火物部材にＭｇを含まない耐火物を用い、１５７０℃〜１６３０℃の温度でＭｇを含有する合金を投入し、さらに、溶鋼へのＭｇ投入開始から鋳造開始までの時間を１０ｓ〜３００ｓとし、鋳造した後、熱間圧延は、スラブ加熱を１２００℃以上で行い、その後１１５０℃〜１０５０℃間で４０％以上の圧下率で圧延を行うことを特徴とする鋼板の製造方法。
（９）（１）〜（７）のいずれか一に記載の鋼板の製造方法であって、タンディッシュにＭｇを含む耐火物を用い、１５７０℃〜１６３０℃の温度の溶鋼をタンディッシュに注湯し、注湯開始から鋳型への出湯開始まで１０ｓ〜３００ｓの時間保持後、鋳造した後、熱間圧延は、スラブ加熱を１２００℃以上で行い、その後１１５０℃〜１０５０℃間で４０％以上の圧下率で圧延を行うことを特徴とする鋼板の製造方法。

【発明の効果】

【0010】

本発明によれば、スポット溶接性、すなわちＣＴＳ／ＴＳＳに優れた鋼板が得られる。また、本発明の一態様によれば、疲労強度に優れた鋼板が得られる。

【図面の簡単な説明】

【0011】

【図1】図１は、２枚組のスポット溶接継ぎ手の断面図であり、中心部がナゲットを示す。

【図2】図２は、ナゲット内の脆性破壊の起点を観察した電子顕微鏡写真である。

【図3】図３は、スポット溶接を行う際の好ましい通電履歴である。

【発明を実施するための形態】

【0012】

ＣＴＳ／ＴＳＳの向上には、ＣＴＳ自体の向上が必要である。そこで、本発明者は、まず始めに、引張強度が５９０ＭＰａ以上の鋼板を用い、ＣＴＳが低い抵抗溶接継手のナゲットの破断面を詳細に観察し、その結果、ナゲット内で脆性破壊が起こる場合にＣＴＳが低下することを知見した。次いで、ナゲット内の脆性破壊の原因について調査を行った。その結果、図２の矢印で示したように、断面には介在物が存在しており、この介在物が、脆性破壊の起点となっていることを知見した。そして、この介在物は、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｍｇ等を含有する酸化物系介在物であることを明らかにした。また、この介在物は大きいほど、またその量が多いほど脆性破壊が起こりやすい傾向が観られた。さらに、十字引張試験後のナゲットの破面が延性破面の場合でも、ＣＴＳが低くなる場合があることを知見した。この場合には、延性破面内に多数の酸化物系介在物が観察された。そのため、ナゲットの破壊が、脆性破壊でも、延性破壊でも、いずれにしても介在物が原因であることが予測された。

【0013】

そこで発明者は、ナゲット内に分散していた酸化物系介在物の起源の調査を行った。その結果、ナゲット内の酸化物は２種類の異なる起源があることを知見した。すなわち、一つ目は抵抗溶接により溶融した部分が板間の隙間を通じて外気と接触することにより酸化物が形成し、その酸化物がナゲット内に取り込まれた場合であり、二つ目は継ぎ手を構成する素材鋼板中に元々含まれていた介在物が、溶融状態下でも分解せずに残存し、そのままナゲット内に取り込まれた場合であった。

【0014】

次いで、発明者は、種々の組成を有する鋼板の抵抗溶接を行い、溶融部が外気と接触する際に形成される酸化物のサイズや量を調査した。その結果、理由は定かではないが、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙのうち１種または２種以上を含有した鋼板の場合に、溶融部と外気と接触した部分において酸化物が形成されにくくなることを知見した。

【0015】

さらに、発明者は、種々の種類と大きさの酸化物系介在物を含有する鋼板の抵抗溶接を行い、素材鋼板中の酸化物系介在物の種類やサイズと、溶接後にナゲット内に残存する酸化物系介在物の種類とサイズの関係について調査を行った。その結果、Ｍｇを含有しない酸化物系介在物については、溶接中に固溶する傾向がある一方で、鋼板中に含有しているＭｇを含有する酸化物系介在物は、酸化物のサイズが小さくても溶接中に固溶せずに、溶接後のナゲット内にそのまま残存する傾向があることを知見した。すなわち、溶接後のナゲット内における粗大な酸化物の分布を少なくするためには、Ｍｇを含有する酸化物系介在物の素材鋼板中での分布を適正化する必要があることを見出した。

【0016】

次に、発明者は、ナゲット内の酸化物系介在物のサイズと分布を適正化した種々の継ぎ手について、酸化物以外の介在物を存在させて疲労試験を行った。その結果、ＣＴＳが向上する酸化物系介在物の分布であっても、疲労強度が実験の範囲において、疲労強度が高い場合と低い場合があることが判明した。そして疲労強度が高い場合と低い場合の継ぎ手をさらに詳細に調査したところ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上を含有し、さらにＮを含有する析出物が組織内に存在するほど、疲労特性は良好であるとの知見を得た。
以上の知見を元に、発明者は、種々の鋼板成分、および種々の大きさのＭｇを含む酸化物系介在物や析出物を含有し、種々の金属組織と粒径を有し、種々の大きさの上記の析出物を含有する鋼板の溶接継手を作製して、せん断引張試験と十字継手引張試験と疲労試験を行った。そして、高い継手強度と優れた抵抗溶接性を得ることが可能な高強度薄鋼板、および、高い継手強度と優れた抵抗溶接性と優れた疲労特性を得ることが可能な高強度薄鋼板、すなわちスポット溶接性に優れた鋼板、および、スポット溶接性と溶接部の疲労特性に優れた高強度薄鋼板を完成させた。
具体的に各特定事項の詳細について説明する。元素に関する％はすべて質量％である。＜鋼板の組成＞

【0017】

「Ｃ」：０．０４〜０．３０％
Ｃは素材鋼板の組織制御と鋼板の強化のために用いられる。鋼板の引張強度を一定レベル以上にするため、Ｃ含有量は０．０４％以上とする。一方、鋼板内の他の成分や介在物分布の制御により良好な十字継手引張強度を確保するため、Ｃ含有量は０．３０％以下とする。Ｃ含有量のより好ましい範囲は、０．０４％以上０．２６％以下である。

【0018】

「Ｓｉ」：３．０％以下
Ｓｉは必須元素でなく、例えば溶鋼の脱酸のために用いられ、不純物として含有される場合がある。ＣＴＳや疲労強度を確保するため、Ｓｉ含有量は３．０％以下にする。鋼板中に存在するＳｉ系の酸化物は、抵抗溶接中に溶解し、また固溶状態のＳｉは抵抗溶接中にナゲット内において外気と酸化反応し、Ｓｉを含有する酸化物を形成する。他の元素を調整してもナゲット内の外周部での多量の酸化物形成を抑制できず、その結果、ＣＴＳや疲労強度が低下しやすくなるためである。下限は特に限定しないが、Ｓｉ含有量を必要以上に減らすと製造コストが高くなるため、Ｓｉ含有量の好ましい範囲は０．００３％以上である。また、金属組織および結晶粒径を制御し、強度を向上させるため、Ｓｉ含有量のより好ましい範囲は０．５％以上であり、Ｓｉ含有量のさらに好ましい範囲は１．０％以上である。これらを整理すると好ましい範囲は、０．０３％以上３．０％以下、０．５％以上３．０％以下、または、１．０％以上３．０％以下となる。

【0019】

「Ａｌ」：０．１％以下
Ａｌは必須元素でなく、例えば溶鋼の脱酸のために用いられ、不純物として含有される場合がある。ＣＴＳを確保するため、Ａｌ含有量を０．１％以下にする。Ａｌを含有する酸化物の増加によってＣＴＳが低下する場合があるためである。下限は特に限定しないが、Ａｌ含有量を必要以上に減らすと製造コストが高くなるため、Ａｌ含有量の好ましい範囲は０．００３％以上０．１％以下である。

【0020】

「Ｍｎ」：０．８〜７．０％
Ｍｎは主に素材鋼板の金属組織および結晶粒径の制御に用いられる。鋼板の引張強度を５９０ＭＰａ以上にするため、Ｍｎ含有量は０．８％以上にする。また、より強度を向上させるため、Ｍｎ含有量の好ましい範囲は１．０％以上であり、さらに好ましい範囲は３．０％以上である。一方、ＣＴＳや疲労強度を確保するため、Ｍｎ含有量を７．０％以下にする。Ｍｎが抵抗溶接中にナゲット内で外気と反応し、ナゲットの外周部に多量の酸化物が形成され、その結果、ＣＴＳや疲労強度が低下する場合があるためである。Ｍｎ含有量のより好ましい範囲は５．０％以下である。これらを整理すると好ましい範囲は、１．０％以上８．０％以下、３．０％以上８．０％以下、０．８％以上５．０％以下、１．０％以上５．０％以下、または、３．０％以上５．０％以下となる。

【0021】

「Ｎｉ」：０．０１〜１．５％
Ｎｉは本発明において重要な元素であり、ナゲットの脆性破壊を抑制する効果を有する。この効果により、ナゲット内に数μｍ以下の微細介在物が存在した場合でも、ＣＴＳ／ＴＳＳの向上が期待できる。その効果を発現させるため、Ｎｉ含有量は０．０１％以上とする。ＣＴＳ／ＴＳＳをより高水準にするため、Ｎｉ含有量の好ましい範囲は０．０２％以上であり、さらに好ましい範囲は０．２％以上である。一方、ＣＴＳの低下を抑制するため、Ｎｉ含有量を１．５％以下とし、Ｎｉ含有量の好ましい範囲は１．０％以下である。これらを整理すると好ましい範囲は、０．０２％以上１．５％以下、０．２％以上１．５％以下、０．０１％以上１．０％以下、０．０２％以上１．０％以下、または、０．２％以上１．０％以下となる。

【0022】

「Ｐ」：０．０３％以下
Ｐは、必須元素ではなく、鋼中に不純物として含有される場合がある。ＣＴＳ／ＴＳＳを確保するため、Ｐ含有量を０．０３％以下にする。ナゲットの脆性破壊の傾向を強め、ナゲット内破壊を抑止できない場合があるためである。Ｐ含有量のより好ましい範囲は０．０２％以下である。下限は特に限定しないが、含有量を減らすと製造コストが高くなるので、Ｐ含有量の好ましい範囲は０．００３％以上である。これらを整理すると好ましい範囲は、０．０２％以下、０．００３％以上０．０３％以下、または、０．００３％以上０．０２％以下となる。

【0023】

「Ｓ」：０．００５％以下
Ｓは、必須元素ではなく、鋼中に不純物として含有される場合がある。ＣＴＳ／ＴＳＳを確保するため、Ｓ含有量を０．００５％以下にする。Ｓがナゲット内で固溶状態あるいは硫化物として存在することにより、ナゲットの脆性破壊傾向を強め、ナゲット内破壊を抑制できない場合があるためである。Ｓ含有量の好ましい範囲は０．００３％以下である。下限は特に限定しないが、含有量を必要以上に減らすと製造コストが高くなるので、Ｓ含有量の好ましい範囲は０．０００１％以上である。これらを整理すると好ましい範囲は、０．００３％以下、０．０００１％以上０．００５％以下、または、０．０００１％以上０．００３％以下となる。

【0024】

「Ｍｇ」：０．０００１〜０．００１５％
Ｍｇは鋼板中の酸化物系介在物の微細化に寄与し、本発明において重要な元素である。酸化物系介在物を微細化させるためには、Ｍｇ含有量を０．０００１％以上とする。一方、ＣＴＳや疲労強度を確保するため、Ｍｇ含有量の範囲を０．００１５％以下にする。鋼板中において、Ｍｇを含有する多量の粗大酸化物系介在物が形成し、その結果、溶接後のナゲット内に多量の酸化物が残存し、ＣＴＳや疲労強度が低下する場合があるためである。Ｍｇ含有量の好ましい範囲は０．００１０％以下である。

【0025】

「Ｎ」：０．００１〜０．０１％
Ｎは金属組織の微細化および継手のＨＡＺ部の微細化させるため、Ｎ含有量を０．００１％以上とする。一方、ＣＴＳ／ＴＳＳを確保するため、Ｎ含有量を０．０１％以下とする。溶接金属内に多量に窒化物が形成され、これが破壊の起点となりＣＴＳ／ＴＳＳが低下する場合があるためである。Ｎ含有量の好ましい範囲は０．００５％以下である。

【0026】

「Ｏ」：０．００４％以下
Ｏは、必須元素でなく、不純物として含有される場合がある。ＣＴＳを確保するため、Ｏ含有量を０．００４％以下にする。Ｏは酸化物系介在物として素材鋼板中に存在し、素材鋼板中の粗大な酸化物系介在物は溶接後にナゲット中に残留して、ＣＴＳの低下を引き起こす場合があるためである。また、Ｏ含有量が０．００４％を超えると、疲労強度も低下する場合があるためである。Ｏ含有量の好ましい範囲は、０．００３％以下である。Ｏ含有量は少ないほど好ましいが、Ｏ含有量を必要以上に減らすと製造コストが高くなるので、Ｏ含有量の好ましい範囲は０．０００３％以上である。これらを整理すると好ましい範囲は、０．００３％以下、０．０００３％以上０．００４％以下、または、０．０００３％以上０．００３％以下となる。

【0027】

「Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上」：合計で０．０１〜０．２％
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙは素材鋼板の粒径制御、および溶接後のナゲット内の酸化物系介在物の制御のために用いられ、本発明において重要な元素である。ＣＴＳ／ＴＳＳを確保するため、これらの元素の含有量を０．０１％以上にする。これら元素を含有すると溶接後のナゲット内やＨＡＺ部の結晶粒径も細粒化し、あるいは溶接中の酸化物系介在物の発生を抑制するため、ナゲット内での脆性破壊を抑制し、ＣＴＳが向上、ひいてはＣＴＳ／ＴＳＳを向上させる効果があるためである。さらに、継ぎ手疲労強度の向上効果がある一方、溶接後のナゲット内の酸化物系介在物の密度が増加し、ＣＴＳ／ＴＳＳが低下する場合があるため、これらの元素の含有量を０．２％以下にする。

【0028】

「Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕの１種または２種以上」：合計で０〜１．０％以下
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕの１種または２種以上は、素材鋼板の強度調整等のため、含有させてもよい。ただし、ＣＴＳを確保するため、これらの元素の含有量の合計量を１．０％以下にする。ナゲット内の介在物量が増加し、ＣＴＳが低下する場合があるためである。Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ若しくはＣｕまたはこれらの任意の組合せの含有量は、例えば、０．００３％以上である。また、Ｃｒ、ＭｏおよびＷは炭窒化物を形成する元素であり、溶接後のナゲット内やＨＡＺの結晶粒微細化への効果があるため、Ｃｒ、Ｍｏ若しくはＷまたはこれらの任意の組合せの含有量の合計量の好ましい範囲は０．１％以上である。

【0029】

「Ｃａ、ＲＥＭのうち、１種または２種以上」：合計で０〜０．００５％以下
素材鋼板の脱酸のためとナゲット内の介在物制御のために、Ｃａ若しくはＲＥＭ（Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ）またはこれらの組合せを含有させてもよい。ただし、ＣＴＳを確保するため、これらの元素の含有量の合計量を０．００５％以下にする。ナゲット内の粗大な介在物量が増加し、ＣＴＳが低下する場合があるためである。下限は特に限定しないが、素材鋼板にＣａ若しくはＲＥＭまたはこれらの組合せの含有によって、ナゲット内で形成される介在物が微細化され、ＣＴＳをより増加させるため、これらの元素の含有量の合計量の好ましい範囲は０．０００２％以上である。

【0030】

ＲＥＭは、ランタノイドの合計１５種の元素を指し、ＲＥＭの含有量はこれら１５種類の元素の合計の含有量を意味する。ランタノイドは、工業的には、例えばミッシュメタルとして添加される。

【0031】

「Ｂ」：０〜０．００５％以下
素材鋼板の組織制御のため、Ｂを含有させてもよい。ＣＴＳを確保するため、Ｂの含有量を０．００５％以下にする。Ｂを含有する粗大介在物が形成され、ＣＴＳが低下する場合があるためである。Ｂ含有量の好ましい範囲は０．００２％以下である。Ｂの含有量は、例えば、０．００１％以上である。これらを整理すると好ましい範囲は、０．００２％以下、０．００１％以上０．００５％以下、または、０．００１％以上０．００２％以下となる。

【0032】

なお、本実施形態における鋼成分においては、上記した元素以外の残部はＦeおよび不純物である。不純物として含まれるその他の元素の種類については特に限定はない。本発明の作用効果を害さない範囲で、通常の製造工程で混入する程度の量、各種元素を適宜含有しても良い。不純物元素としては、例えば、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｐｂ及びＢｉを挙げることができる。Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｂｉはそれぞれ０．００３％以下の混入が許容される。

【0033】

また、用いる素材鋼板は表面にめっきが施されていても構わない。めっきの種類やめっきの厚さは特に限定することなく、本発明に示す効果を得ることができる。

【0034】

「Ｍｇを含有する粒子径３μｍ以上の酸化物系介在物の平均分布密度ρ１」：１０個／ｍｍ^２以下
素材鋼板中に含まれるＭｇを含有する酸化物系介在物は、抵抗溶接後に残留し、その分布密度に応じてＣＴＳに影響を及ぼす。３μｍ未満のＭｇを含有する介在物は抵抗溶接後にナゲット内に残留しても、破壊の起点になる確率が低い。一方で、３μｍ以上の酸化物系介在物が１０個／ｍｍ^２を超えると、ＣＴＳが低下する場合があることから、その量を１０個／ｍｍ^２以下に制限した。さらには、５個／ｍｍ^２以下であることがより望ましい。下限は特に限定せず低いほど望ましい。Ｍｇを含有する酸化物系介在物の平均分布密度は、鋼板表面に垂直な軸と圧延方向軸を面内に含む面（ＴＤ面）を鏡面研磨し、この断面の表面または裏面から１／８〜３／８の範囲内について、エネルギー分散型Ｘ線検出器（ＥＤＳ）を有するＦＥ−ＳＥＭを用いて合計で２ｍｍ^２以上の面積を観察し、その観察視野内の個数を観察面積で除算した値とする。加速電圧を１０〜２０ｋＶで測定するものとし、観察倍率は、１μｍ以上の介在物を測定できる倍率であればよく、５００倍以上であることが好ましい。ここで、酸化物の粒径は、円相当径を採用するものとする。なお、Ｍｇを含有する酸化物系介在物とは、各粒子のうち、質量％でＭｇを２％以上含み、かつ、Ｏを２０％以上含む酸化物系介在物であり、Ｓを含有する酸硫化物も含む。また、Ｍｇを含有する酸化物系介在物には、Ｍｇ酸化物の他に、酸化物中にＭｇ以外のＴｉ、Ａｌ、ＣａやＲＥＭを含む酸化物および酸硫化物であっても構わない。また、Ｍｇを含有する酸化物系介在物と他の酸化物や窒化物や硫化物と複合で存在する介在物については、Ｍｇを含有する酸化物系介在物の大きさを測定するものとする。

【0035】

「Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上を含有し、さらにＮを含有する３ｎｍ以上の析出物の平均分布密度ρ２」：１０^３個／ｍｍ^２以上〜１０^７個／ｍｍ^２以下
溶接部の疲労特性を優れたものにする場合は、素材鋼板中に含まれるＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上を含有し、さらにＮを含有する析出物は、抵抗溶接後の継手ＨＡＺ部とナゲットの組織を微細化させることで、疲労特性向上とＣＴＳ向上に寄与させることができる。Ｎを含有する析出物の平均分布密度が１０^３個／ｍｍ^２未満であると、疲労特性向上効果が小さいため、その範囲を１０^３個／ｍｍ^２以上とした。３×１０^３個／ｍｍ^２以上がより好ましい範囲である。ここで、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上とＮを含有する析出物は、窒化物でも炭化物でもＣとＮの双方を含有する炭窒化物でも構わないが、Ｎを含有していることが必要である。また、その炭窒化物のサイズは特に限定することは無い。なお、ＨＡＺとナゲットの細粒化に効果があるのは、析出物の長径で３〜５０ｎｍの大きさの析出物であるので、この大きさの析出物の密度を計測することが望ましい。それ以上の大きさの析出物は、３〜５０ｎｍの大きさの析出物と比べると、ごく少数なので、特性に与える影響はない。なお、製造コストが高くなる特殊な製法でない限り、Ｎを含有する析出物の平均分布密度が多すぎることはないが、Ｎを含有する析出物の平均分布密度が多いと溶接金属内に多量に窒化物が形成され、これが破壊の起点となりＣＴＳ／ＴＳＳが低下する傾向があるため、１×１０^７個／ｍｍ^２以下を範囲とした。１×１０^６個／ｍｍ^２以下がより好ましい範囲である。
なお、鋼板中のＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上、さらにＮを含有する析出物炭窒化物は次のように測定する。表面鏡面研磨したのち、１０％アセチルアセトン―１％ＴＭＡＣ−メタノール液を用いて定電位電解法により非測定物（母材）を溶解させて、析出物を分離する。この析出物をカーボンレプリカ膜により抽出する。（電解抽出レプリカ法）カーボンレプリカ膜上に抽出された析出物をＥＤＳ（エネルギー分散型Ｘ線分光）やＷＤＳ（波長分散型Ｘ線分光）やＥＥＬＳ（電子エネルギー損失分光）等の分析機能を有する透過型電子顕微鏡により観察し、カーボンレプリカ膜上の窒化物および炭窒化物の合計の個数を観察した面積で除することにより平均密度を算出することができる。なお、Ｎのスペクトルと析出物に含有する元素のスペクトルが重なる場合は、Ｎ有無の判定が難しくなるので、その場合はＥＤＳ、ＷＤＳ、ＥＥＬＳの内、このような影響が無い分析方法で測定を行う。カーボンレプリカ膜の観察においては、１０００μｍ^２以上の面積を観察することが望ましい。なお、電解抽出レプリカ法では１０ｎｍ以下の微細な炭窒化物を抽出することが難しい場合は、薄膜をＴＥＭまたは３次元アトムプローブ法で観察して、炭窒化物の個数密度を測定することを妨げない。ＴＥＭで観察する場合は、広い領域の観察は難しいので、少なくとも１００μｍ^２以上の領域を観察することが好ましく、３次元アトムプローブ法で観察する場合は、５×１０^５ｎｍ^３以上の領域を観察することが好ましい。どの手法を用いる場合でも、表面または裏面から１／８〜３／８の範囲内を測定するものとする。

【0036】

「ＣＴＳ（ｋＮ）／ＴＳＳ（ｋＮ）（せん断引張強度（ＴＳＳ）に対する十字引張強度（ＣＴＳ）の比率）」：鋼板の引張強度をＴＳ（ＭＰａ）とした時に、４×１０^−７×［ＴＳ］^２−１．３×１０^−３×ＴＳ］＋１．２３以上
ＣＴＳ／ＴＳＳは延性比とも呼ばれ、十字継手引張時におけるナゲット内での剥離破壊傾向を評価する一つの指標である。ＣＴＳ／ＴＳＳが４×１０^−７×［ＴＳ］^２−１．３×１０^−３×［ＴＳ］＋１．２３未満であると、剥離破壊傾向が強く実用の継ぎ手としての使用は困難になるので、４×１０^−７×［ＴＳ］^２−１．３×１０^−３×［ＴＳ］＋１．２３以上が望ましい。なお、ＣＴＳとＴＳＳの評価は、同一鋼種で同一板厚の鋼板を用いて、断面ナゲット径が４．８√ｔ〜５．２√ｔとなる条件でスポット溶接された試験材料に対して、ＪＩＳ Ｚ ３１３６、ＪＩＳ Ｚ ３１３７に従って評価する、ものとする。スポット溶接を行う際の電極径や形状、加圧力、電流条件は、断面径４．８√ｔ〜５．２√ｔの大きさのナゲットが得られ、かつ継手強度に影響を及ぼす溶接欠陥が少ないナゲットが得られるように適宜選択すればよいが、電流条件に関しては、図３に示す通電履歴で行うことが望ましい。
すなわち、溶接電流Ｗｃにより溶融したナゲットを形成させ、次いで、ｔＣ：１５〜６０ｍｓの間、無通電状態にし、次いで、Ｗｃの０．７〜０．９倍の電流量でｔＰ：５０〜３００ｍｓ間の後通電を行い、最後に、加圧力を保持したままで、ｔＨ：１５〜４０ｍｓ保持する。

【0037】

「炭素当量Ｃｅｑ」：０．２２％以上
鋼板のＣｅｑが０．２２％未満であると、十字継手引張試験においてナゲット内では無く、母材で破断する虞があるため、本発明技術によるＣＴＳの増加効果が減少する。このため、本発明ではＣｅｑが０．２２％以上が好ましい。ここで、炭素当量Ｃｅｑは、非特許文献１に記載のＣｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋２Ｐ＋４Ｓを用いる。より好ましい下限は、０．３０％以上、さらに好ましい下限は、０．３５％以上である。

【0038】

「鋼板の平均結晶粒径」：８μｍ以下
鋼板の結晶粒径は、溶接後のＨＡＺ部およびナゲットの結晶粒径に影響を与えることがあり、これにより疲労特性や、ＣＴＳに影響を及ぼす。鋼板の結晶粒径が８μｍを超えると、疲労強度向上の効果が小さく、さらにナゲット内の酸化物系介在物の変化によるＣＴＳ増加効果が小さくなるため、その好ましい範囲を８μｍ以下とした。５μｍ以下がより好ましい範囲である。
鋼板の結晶粒径は、次のようにして測定する。鋼板表面に垂直な軸と圧延方向軸を面内に含む面（ＴＤ面）を鏡面研磨し、さらに電解研磨またはコロイダルシリカ研磨にて研磨する。この断面の表面あるいは裏面から１／８〜３／８厚さの範囲内の領域を、ＳＥＭ／ＥＢＳＤ法により結晶方位解析を行う。分析のステップサイズは結晶粒径より十分小さければ良いが、０．８μｍ以下で行うことが望ましい。また、測定は１ｍｍ^２以上の面積を測定する。ＥＢＳＤの結晶方位解析により、隣接測定点間で１５°以上の結晶方位差がある境界を粒界と定義し、粒界で囲まれた領域を一つの結晶粒とし、その結晶粒の円相当径を粒径とする。そして、測定領域にある結晶粒の粒径の平均値を平均粒径とする。なお、ここで結晶粒とは隣接する領域と１５°以上の結晶方位差（ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）を有する粒界で囲まれた領域である。
スポット溶接性および溶接部の疲労特性は溶接部の金属の特性によって変わるものであり、スポット溶接性および溶接部の疲労特性については鋼板の組織の影響は実質的にないため、他の要求される特性を満足する範囲において鋼板の金属組織は特に限定することなく、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、オーステナイト、パーライトのいずれかあるいは２種以上の混合組織であっても構わない。例えば、引張強度を５９０ＭＰａ以上とするため、析出強化を主な強化機構としたフェライト１００％の組織でも良く、組織強化を主な強化機構としたベイナイトやマルテンサイトがそれぞれ１００％の組織でも良く、フェライトとマルテンサイトが混合するＤＰ組織でも良い。

【0039】

「鋼板の引張強度」：５９０ＭＰａ以上がより好ましい
鋼板の引張強度ＴＳが５９０ＭＰａ未満であると、十字継手引張試験においてナゲット内では無く、母材で破断する場合があるため、本発明技術によるＣＴＳの増加効果は５９０ＭＰａ以上の鋼板に比べて少ない。このため、本発明では引張強度ＴＳが５９０ＭＰａ以上の鋼板に適用することがより好ましい。
＜鋼板の製造方法＞

【0040】

本実施形態に係る鋼板は、製造方法によらず、上記の化学組成、組織を有することでその効果が得られる。しかしながら、以下に示す製造方法によれば、本実施形態に係る鋼板を安定的に得られるため好ましい。
具体的には、本実施形態に係る鋼板の製造方法は、以下の工程を含むことが好ましい。
＜溶鋼へのＭｇを含有させ、出湯する工程＞

【0041】

Ｍｇを含有する酸化物系介在物は溶鋼中で形成されるため、そのサイズや分布は、凝固が開始するまでの工程で制御する。Ｍｇを含有する合金を投入する場合は、溶鋼の温度が１５７０℃〜１６３０℃でＭｇを含有する合金を投入し、さらに、溶鋼へのＭｇ投入開始から鋳造開始までの時間を１０ｓ〜３００ｓにすることが望ましい。これは、溶鋼の温度が１５７０℃未満であると鋳片内での３μｍ以上のＭｇを含有する酸化物の数が増大し、また１６３０℃を超えるとＭｇを含む酸化物の粗大化が急速に進行するためである。また、鋳造開始までの時間が１０ｓ未満であると、鋳片内での３μｍ以上のＭｇを含有する酸化物の数が増大し、また３００ｓを超えるとＭｇを含有する酸化物が凝集合体をして粗大化するために、溶接性が劣化する傾向がある。なお、連続鋳造設備の場合には、タンディッシュ内に溶鋼を注湯した際に、タンディッシュ内でＭｇを含有する合金を投入することが望ましい。この際、タンディッシュ内において、タンディッシュへの注湯と鋳型への出湯は連続的に行われるので、保持時間は溶鋼へのＭｇ投入開始から鋳型への出湯開始までの時間で管理する方法が簡易である。

【0042】

また、耐火物を使用して微量なＭｇを混入させることもできる。この場合は、タンディッシュにＭｇを含有する耐火物を使用し、１５７０〜１６３０℃の温度の溶鋼をタンディッシュに注湯し、注湯開始から鋳型への出湯開始まで１０ｓ以上の保持を行うことが望ましい。これは注湯温度が１５７０℃未満であり、さらにタンディッシュ内での保持時間が１０ｓ未満であると溶鋼へのＭｇの混入が十分に進まず、鋳片内での３μｍ以上のＭｇを含有する酸化物の数が増大し、また、３００ｓを超えると凝集粗大化したＭｇを含む酸化物が増加する傾向があるためである。凝集粗大化したＭｇを含む酸化物は、タンディッシュ内で浮上して除去されるか、あるいはスラブ内に取り込まれることにより、溶接性と溶接継手の疲労特性が改善しないか劣化する傾向にある。
＜熱間圧延工程＞

【0043】

鋼板の結晶粒径の制御方法に関して、熱間圧延工程の製造方法は特に限定することなく、常法に従い、スラブ加熱条件や熱間圧延条件及び冷却条件を適宜選択すればよい。
溶接部の疲労特性を良好にするために、スラブ加熱を１２００℃以上で行い、その後１１５０℃〜１０５０℃間で４０％以上の圧下率で圧延を行うことが望ましい。このような処理を施すことで、本発明の鋼にＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上を含有させて、Ｎを含有する炭窒化物を高密度に分散させることができ、良好な溶接部の疲労特性にすることができる。ここで、圧下率は、１１５０℃〜１０５０℃間における圧延開始前の板厚を基準とし、前記温度範囲におけるこの基準に対する圧下量（前記温度範囲における、圧延開始前の板厚と圧延開始後の板厚との差）の百分率であり、以下の式で表される。

圧下率 ＝ （１１５０℃〜１０５０℃間における圧延開始前の板厚―１１５０℃〜１０５０℃間における圧延開始前の板厚）／
（１１５０℃〜１０５０℃間における圧延開始前の板厚）×１００

さらに、結晶粒径の微細化のためには、粗圧延終了後から仕上圧延開始までの時間を６０秒以下とすることが好ましく、仕上圧延を完了する温度をＡ_ｒ３〜９３０℃とすることが好ましい。仕上圧延終了から冷却までの時間は３秒以下とすることが好ましく、７００℃以下になるまで最低冷却速度８℃／秒以上で冷却することが好ましい。ただし、前記冷却において冷却速度が８℃／秒未満である時間が合計で３秒以内であれば結晶粒の微細化に影響を与えないため、一時的に冷却速度が８℃／秒未満となることを妨げない。最終製品が熱延板の場合は、金属組織の細粒化のために巻き取り温度は６５０℃以下であることが望ましい。一方で、熱延工程の後に冷延・焼鈍工程がある場合は、巻き取り温度が低いと熱延板が硬質化して冷延性が悪化する場合があるため、巻き取り温度は３００℃以上であることが好ましい。
＜冷延工程およびめっき工程＞

【0044】

最終製品が冷延鋼板またはめっき鋼板の場合は、上記条件で熱間圧延を施した後に、酸洗および冷間圧延を行って良い。連続焼鈍ラインにて熱処理を行う場合は、例えば、７５０〜９００℃の範囲内の滞留時間が２００ｓ以内の焼鈍を行い、その後５００℃までの温度範囲において冷却速度を少なくても３℃／ｓ以上で冷却をすることでもよい。結晶粒の細粒化のためには、冷延率は４０％以上であることが好ましく、焼鈍温度は８５０℃以下であることが好ましく、また焼鈍後の５００℃までの冷却速度を少なくても５℃／ｓ以上とすることが好ましい。

【0045】

なお、前述しためっきは、連続焼鈍・めっきラインで行っても、焼鈍ラインとは別のめっき専用の設備で行ってもよい。めっきの組成は、特に限定することはなく、また、溶融めっき、合金化溶融めっき、電気めっきのいずれでも構わない。

【0046】

なお、上記実施形態は、いずれも本発明を実施するにあたっての具体化の例を示したものにすぎず、これらによって本発明の技術的範囲が限定的に解釈されてはならないものである。すなわち、本発明はその技術思想、またはその主要な特徴から逸脱することなく、様々な態様で実施することができる。

【0047】

以上説明したような本発明に係る鋼板によれば、上記構成により、信頼性の高い高強度の抵抗溶接継手が安定的に得られる。具体的には、せん断引張強度（ＴＳＳ）に対する十字引張強度（ＣＴＳ）の比率が、鋼板の引張強度をＴＳ（ＭＰａ）とした時に下式を満たす溶接継手が安定的に得られる。

ＣＴＳ／ＴＳＳ ＞ ４×１０^−７×［ＴＳ］^２−１．３×１０^−３×［ＴＳ］＋１．２３

これにより、炭素当量Ｃｅｑが高い高強度鋼板を用いた溶接継手が実現可能になり、自動車部材の軽量化に貢献する。さらに、継手強度やスポット溶接性のばらつきが小さくなることで、自動車車体の安全性向上に寄与すると共に、溶接部後熱処理簡略化や抵抗溶接打点数低減を通じて、部材の製造コストや生産性向上への寄与が期待できる。

【0048】

また、Ｎを含有する３ｎｍ以上の析出物の平均分布密度が所定範囲内となるときは、さらに疲労特性に優れる溶接継手が安定的に得られる。具体的には、疲労特性最小最大荷重比０．１の条件で行い、２×１０^６回の試験後にも破断が起こらなかった最大の荷重範囲ΔＬ（ＭＰａ）を疲労強度（ＴＦＳ）とした場合に、疲労強度が（ＴＦＳ）１．４ｋＮ超である溶接継手が安定的に得られる。

【実施例】

【0049】

以下、本発明に係る鋼板の実施例を挙げ、本発明をより具体的に説明するが、本発明は、もとより下記実施例に限定されるものではなく、前、後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
＜実施例１＞

【0050】

下記表１に示す成分組成を有する鋼を溶製して鋼片を製造するに当たり、１６００℃でＭｇを含む合金を溶鋼中に投入し、３０ｓ後に溶鋼を鋳造させた。この鋼片を室温まで冷却した後、１２００〜１２５０℃に加熱して、１１５０〜１０５０℃間で７０％の圧下率で粗圧延を施し、引き続き、仕上圧延を行った。仕上圧延は仕上圧延の終了温度Ａ_ｒ３〜９３０℃で行い、仕上圧延終了後から３秒以内に６５０℃までの温度範囲を最低冷却速度１０℃／ｓ以上で冷却を行った後、５００〜６００℃巻き取り処理を行った。
冷延鋼板については、上記熱延鋼板を酸洗し、４０〜７０％の圧延率で冷延を行い、引き続き、７５０〜９００℃間の滞留時間が１００ｓの焼鈍処理を行い、５００℃までの温度範囲を最低冷却速度３℃／ｓ以上の冷却速度で冷却を行い、さらに３００〜５００℃間の滞留時間が２０〜４００ｓの熱処理を行った。

【0051】

【表1】

ＣＲ：冷延鋼板、ＨＲ：熱延鋼板
Ｔｉ−Ｙの合計：Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｓｃ，Ｙの合計

【0052】

熱延鋼板および冷延鋼板はいずれも最後に伸び率０．３％の条件で調質圧延を行った。
得られた鋼板について、以下の評価を行った。圧延直角方向を長手方向として、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に準拠した引張試験片を採取し、引張試験をＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠して行い、機械的特性を評価した。

【0053】

鋼板の結晶粒径は、断面試料の１／４厚さの部分を観察し、ＥＢＳＤ法を用いて１５°以上の傾角の粒界で囲まれる領域を一つの結晶粒と評価し、各々５０個以上の結晶粒の平均公称粒径として測定した。

【0054】

鋼板中のＭｇを含有する粒子径３μｍ以上の酸化物系介在物の平均分布密度ρ１の分布密度は以下のようにして評価した。はじめに、断面試料を鏡面研磨し、１／４厚さの部分について、特性Ｘ線の検出器を有するＳＥＭを用いて２ｍｍ^２以上の面積の像観察と元素分析を行い、そのサイズと組成を調査した。そして、Ｍｇを含有しかつ円相当径で３μｍ以上の大きさの酸化物を数え、観察した面積で除することにより平均密度を算出した。

【0055】

鋼板中のＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上を含有し、さらにＮを含有する３ｎｍ以上の析出物の平均分布密度ρ２は、電解抽出レプリカ法によりカーボン膜上に析出物を抽出し、これをＥＤＳ（エネルギー分散型Ｘ線分光）とＥＥＬＳ（電子エネルギー損失分光）を有する透過型電子顕微鏡により観察し、その析出物の組成と数を測定した。抽出レプリカ膜の１０００μｍ^２以上の面積について析出物の長径で３〜５０ｎｍの大きさの窒化物および炭窒化物の個数を数え、その個数を観察した面積で除することにより平均分布密度を算出した。

【0056】

溶接継手は、ＪＩＳ Ｚ３１３６、ＪＩＳ Ｚ３１３７に準拠し、せん断引張用と十字引張用の２種類を作製し、さらにＪＩＳ Ｚ３１３８に準拠し、せん断疲労試験用の継手を作製した。冷延鋼板については板厚ｔ＝１．２ｍｍ、熱延鋼板については板厚ｔ＝２．０ｍｍの鋼板を用い、それぞれ同鋼種、同板厚の組合せで重ね合わせで、サーボガンタイプのスポット溶接機により溶接を行った。スポット溶接は、加圧力５０００Ｎで本通電時間２４０ｍｓ（冷延鋼板の場合）あるいは４００ｍｓ（熱延鋼板の場合）での本溶接を行った後に、４０ｍｓ間の無通電を経て、さらに本通電の８０％の電流値で２００ｍｓ間の通電を行い、最後に２０ｍｓのホールドを行った。なお、本通電の溶接電流値は、断面ナゲット径が５√ｔになるように調整した。すなわち、ｔ＝１．２ｍｍの冷延鋼板の場合には断面ナゲット径が５．５ｍｍ±０．２ｍｍの大きさに、ｔ＝２．０ｍｍの熱延鋼板の場合は、断面ナゲット径が７．１ｍｍ±０．２ｍｍになるように本通電の溶接電流値を設定した。
最後に、前記ＪＩＳに基づいて、せん断継ぎ手引張強さ（ＴＳＳ）および十字継手引張強さ（ＣＴＳ）およびせん断疲労試験の測定を行った。疲労試験は、最小最大荷重比０．１の条件で行い、２×１０^６回の試験後にも破断が起こらなかった最大の荷重範囲ΔＬ（ＭＰａ）を疲労強度（ＴＦＳ）とした。
素材のＴＳ、結晶粒径ｄ、Ｍｇを含有する粒子径３μｍ以上の酸化物系介在物の平均分布密度ρ１、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上を含有する炭窒化物の平均分布密度ρ２、およびＣＴＳとＴＳＳとＴＦＳの評価結果を表２に示す。

【0057】

【表2】

ＴＳ： 鋼板の引張強度（ＭＰａ）
ｄ： 平均結晶粒径 （μｍ）
ρ１： Ｍｇを含有する粒子径３μｍ以上の酸化物系介在物の平均分布密度 （個／ｍｍ^２）
ρ２： Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上を含有し、さらにＮを含有する３ｎｍ以上の析出物の平均分布密度 （個／ｍｍ^２）
ＴＳＳ： せん断継ぎ手引張強度（ｋＮ）
ＣＴＳ： 十字継ぎ手引張強度（ｋＮ）
ＴＦＳ： せん断疲労強度 （ｋＮ）
ＴＳＳ式： ４×１０^−７×［ＴＳ］^２−１．３×１０^−３×［ＴＳ］＋１．２３

【0058】

比較例であるＡ、Ｐ、Ｒは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上の合計含有量が規定量を下回ったため、ＣＴＳ／ＴＳＳが低く、スポット溶接性が悪かった。また、Ａ、Ｐ、Ｒは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上の合計含有量が規定量を下回ったため、ρ２の析出物の平均分布密度が規定を下回ったため、疲労強度が低かった。
比較例である、ＡＧ、ＡＨは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上の合計含有量が、規定量を超えたため、３μｍ以上のＭｇを含む酸化物系介在物の数ρ１が多く、ＣＴＳ／ＴＳＳが低く、スポット溶接性が悪かった。また、ＡＧ、ＡＨは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上の合計含有量が規定量を下回ったため、ρ２の析出物の平均分布密度が規定を下回ったため、疲労強度が低かった。
比較例であるＳは、Ｃの含有量が、比較例であるＷは、Ｍｎの含有量がそれぞれ、規定量を下回ったため、ＴＳが低く強度が劣った。
比較例であるＴは、Ｃの含有量が、比較例であるＸは、Ｍｎの含有量がそれぞれ、規定量を超えたため、ＣＴＳ／ＴＳＳが低く、スポット溶接性が悪かった。また、Ｃ、Ｍｎの含有量が規定を上回ったため、疲労強度が低かった。
比較例であるＵは、Ｓｉの含有量が上限を超えたため、ＣＴＳ／ＴＳＳが低く、スポット溶接性が悪かった。比較例であるＶは、Ａｌの含有量が上限を超えたために３μｍ以上のＭｇを含む酸化物系介在物の数が多く、ＣＴＳ／ＴＳＳが低く、スポット溶接性が悪かった。また、比較例であるＵは、Ｓｉの含有量が上限を超えたため、疲労強度が低かった。
比較例であるＹ、Ｚは、Ｎｉの含有量がそれぞれ規定から上下に外れたため、ＣＴＳ／ＴＳＳが低く、スポット溶接性が悪かった。
比較例であるＡＡ、ＡＢ、ＡＦは、それぞれＰ、Ｓ、Ｏが規定量を超えたため、ＣＴＳ／ＴＳＳが低く、スポット溶接性が悪かった。また、比較例であるＡＦは、Ｏの含有量が上限を超えたため、疲労強度が低かった。
比較例であるＡＣは、Ｍｇが規定量を超えたため３μｍ以上のＭｇを含む酸化物系介在物の数が多く、ＣＴＳ／ＴＳＳが低く、スポット溶接性が悪かった。また、比較例であるＡＣは、Ｍｇの含有量が上限を超えたため、疲労強度が低かった。
比較例であるＡＤは、Ｎの含有量が規定の下に外れたため、疲労強度が低かった。比較例であるＡＥは、Ｎの含有量が過大なため、ＣＴＳ／ＴＳＳが低下した。
一方、本発明例であるＢ〜Ｏ、Ｑは、本発明の規定の範囲の合金組成であり、ρ１、ρ２も適正であったため、良好なスポット溶接性と疲労特性が得られた。
＜実施例２＞

【0059】

上記表１に示すＢ鋼およびＱ鋼を用いて、種々のＭｇ添加法および添加条件で鋼片の製造を行った。溶鋼へのＭｇの添加は、タンディッシュ内においてＭｇを含有する合金を溶鋼に投入する方法により行い、合金投入時の溶鋼温度および添加から鋳造開始までの時間を変化させた。また、溶鋼と接触するタンディッシュ壁に、Ｍｇを３％以上含有する耐火物を使用する場合とＭｇを含有しない耐火物を使用する場合の２通りでの試験を行った。表３にその条件を示す。

【0060】

この鋼片を１２５０℃に加熱した後、熱間圧延を行った。熱間圧延は、１１５０℃〜１０５０℃間を表３に示す種々の圧下率で粗圧延を行った後、仕上圧延を行った。仕上圧延は仕上圧延の終了温度Ａ_ｒ３〜９３０℃で行い、最終仕上圧延終了後から３秒以内に６５０℃までの温度範囲を最低冷却速度１０℃／ｓ以上で冷却を行い、６００〜６５０℃で巻き取り処理を行った。ここで、表３に示す１１５０℃〜１０５０℃間の圧下率Ｒｅｄ（％）は、この温度間の最大板厚をｔａ、最小板厚をｔｂとした時に、Ｒｅｄ＝（ｔａ−ｔｂ）／ｔａ×１００により算出した。次いで、上記熱延鋼板を酸洗し、５０％の圧延率で冷延を行い、引き続き、７５０〜９００℃間の滞留時間が１００ｓの焼鈍処理を行い、５００℃までの温度範囲を最低冷却速度３℃／ｓ以上の冷却速度で冷却を行い、さらに３００〜５００℃間の滞留時間が２０〜４００ｓの熱処理を行った。最後に伸び率０．３％の条件で調質圧延を行った。

【0061】

得られた鋼板について、実施例１と同じ方法で、素材のＴＳ、結晶粒径ｄ、Ｍｇを含有する粒子径３μｍ以上の酸化物系介在物の平均分布密度ρ１、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上を含有する炭窒化物の平均分布密度ρ２、および抵抗溶接継手のＴＳＳとＣＴＳとＴＦＳを評価した。その結果を表３に示す。これら実施例が示すように、Ｍｇを含有する合金を溶鋼中に投入する温度、あるいは合金投入開始からタンディッシュから出湯開始までの時間が変化することで、粒子径３μｍ以上のＭｇを含有する酸化物系介在物の分布が変化し、さらにＣＴＳ／ＴＳＳが変化している。さらに、熱延工程における１１５０〜１０５０℃間の圧下率を変化させることで、ρ２が変化し、溶接継ぎ手の疲労強度ＴＦＳが変化している。

【0062】

【表3】

Ｔ_１：タンディッシュへの溶鋼注湯温度（℃）
Ｔ_２：Ｍｇ合金の投入開始温度（℃）
ｔ_１：タンディッシュへの溶鋼注湯から鋳造開始までの時間（ｓ）
ｔ_２：Ｍｇ合金の投入開始から鋳造開始までの時間（ｓ）
Ｒｅｄ：熱延工程における１１５０〜１０５０℃での圧下率（％）
ＴＳ： 鋼板の引張強度（ＭＰａ）
ｄ： 平均結晶粒径 （μｍ）
ρ１： Ｍｇを含有する粒子径３μｍ以上の酸化物系介在物の平均分布密度 （個／ｍｍ^２）
ρ２： Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上を含有し、さらにＮを含有する３ｎｍ以上の析出物の平均分布密度 （個／ｍｍ^２）
ＴＳＳ： せん断継ぎ手引張強度（ｋＮ）
ＣＴＳ： 十字継ぎ手引張強度（ｋＮ）
ＴＦＳ： せん断疲労強度 （ｋＮ）
ＴＳＳ式： ４×１０^−７×［ＴＳ］^２−１．３×１０^−３×［ＴＳ］＋１．２３

【0063】

鋼として表１のＢの組成の鋼を使用した、Ｂ−１〜Ｂ−６、Ｂ−１３〜Ｂ−１５はタンディッシュの表面にＭｇを含有する耐火物を使用せず、Ｍｇ合金を投入した例である。これらの例から、Ｍｇ合金の投入開始温度や、注湯から出湯までの時間を最適化することにより、鋼板中でのＭｇを含有する酸化物系介在物を制御できることを示している。また、熱延工程における１１５０〜１０５０℃での圧下率Ｒｅｄを制御することにより、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上を含有し、さらにＮを含有する３ｎｍ以上の析出物を制御できることを示している。
比較例であるＢ−１は、Ｍｇ合金の投入開始温度が低すぎるため、比較例であるＢ−３は、Ｍｇ合金の投入開始温度が高すぎるため、粒子径３μｍ以上のＭｇを含有する酸化物系介在物の数が規定を上回り、その結果、ＣＴＳ／ＴＳＳが低く、スポット溶接性が悪かった。
比較例であるＢ−４は、Ｍｇ合金の投入開始から鋳造時間までの時間が短すぎるため、比較例であるＢ−６は、Ｍｇ合金の投入開始から鋳造時間までの時間が長すぎるため、粒子径３μｍ以上のＭｇを含有する酸化物系介在物の数が規定を上回り、その結果、ＣＴＳ／ＴＳＳが低く、スポット溶接性が悪かった。
本発明例である、Ｂ−１３、Ｂ−１４は、Ｍｇ合金の投入開始温度や、注湯から出湯までの時間を最適化したことにより、鋼板中でのＭｇを含有する酸化物系介在物を制御できた。その結果、ＣＴＳ／ＴＳＳは良好でありスポット溶接性は良好であった。その一方、熱延工程における１１５０〜１０５０℃での圧下率Ｒｅｄが規定より低いため、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上を含有し、さらにＮを含有する３ｎｍ以上の析出物の数が少なく、その結果、せん断疲労強度が低かった。
一方、本発明例であるＢ−２、Ｂ−５、Ｂ−１５は、タンディッシュへの溶鋼注湯温度、Ｍｇ合金の投入開始温度、タンディッシュへの溶鋼注湯から鋳造開始までの時間、Ｍｇ合金の投入開始から鋳造開始までの時間、熱延工程における１１５０〜１０５０℃での圧下率Ｒｅｄがいずれも適切なため、粒子径３μｍ以上のＭｇを含有する酸化物系介在物の数が十分に少なく、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上を含有し、さらにＮを含有する３ｎｍ以上の析出物の数が十分に多く、その結果、ＣＴＳ／ＴＳＳが高く、良好なスポット溶接性とせん断疲労強度が得られた。

【0064】

鋼として表１のＢの組成の鋼を使用した、Ｂ−７〜Ｂ−９はタンディッシュの表面にＭｇを含有する耐火物を使用し、Ｍｇを含有する合金を投入しない例である。Ｍｇを含有する耐火物を使用すると、Ｍｇを含有する合金を投入しない場合でも、タンディッシュへの溶鋼注湯温度や、注湯から出湯までの時間を最適化することにより、鋼板中でのＭｇを含有する酸化物系介在物を制御できることを示している。また、熱延工程における１１５０〜１０５０℃での圧下率Ｒｅｄを制御することにより、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上を含有し、さらにＮを含有する３ｎｍ以上の析出物を制御できることを示している。
比較例であるＢ−７は、タンディッシュへの溶鋼注湯温度が低すぎるため、比較例であるＢ−９は、Ｍｇ合金の投入開始から鋳造時間までの時間が短すぎるため、粒子径３μｍ以上のＭｇを含有する酸化物系介在物の数が規定を上回り、その結果、ＣＴＳ／ＴＳＳが低く、スポット溶接性が悪かった。
一方、本発明例であるＢ−８は、タンディッシュへの溶鋼注湯温度、Ｍｇ合金の投入開始温度、タンディッシュへの溶鋼注湯から鋳造開始までの時間、Ｍｇ合金の投入開始から鋳造開始までの時間、熱延工程における１１５０〜１０５０℃での圧下率Ｒｅｄがいずれも適切なため、粒子径３μｍ以上のＭｇを含有する酸化物系介在物の数が十分に少なく、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上を含有し、さらにＮを含有する３ｎｍ以上の析出物の数が十分に多く、その結果、ＣＴＳ／ＴＳＳが高く、良好なスポット溶接性とせん断疲労強度が得られた。

【0065】

鋼として表１のＢの組成の鋼を使用した、Ｂ−１０〜Ｂ−１２は、タンディッシュの表面にＭｇを含有する耐火物を使用し、さらにＭｇを含有する合金を投入した例である。この場合も、タンディッシュへの溶鋼の注湯温度や合金投入開始温度や出湯までの時間を制御することにより、鋼板中でのＭｇを含有する酸化物系介在物を制御できることを示している。また、熱延工程における１１５０〜１０５０℃での圧下率Ｒｅｄを制御することにより、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上を含有し、さらにＮを含有する３ｎｍ以上の析出物を制御できることを示している。
比較例であるＢ−１０は、タンディッシュへの溶鋼注湯温度及びＭｇ合金の投入開始温度が低すぎるため、比較例であるＢ−１２は、Ｍｇ合金の投入開始温度が高すぎるため、粒子径３μｍ以上のＭｇを含有する酸化物系介在物の数が規定を上回り、その結果、ＣＴＳ／ＴＳＳが低く、スポット溶接性が悪かった。
一方、本発明例であるＢ−１１は、タンディッシュへの溶鋼注湯温度、Ｍｇ合金の投入開始温度、タンディッシュへの溶鋼注湯から鋳造開始までの時間、Ｍｇ合金の投入開始から鋳造開始までの時間、熱延工程における１１５０〜１０５０℃での圧下率Ｒｅｄがいずれも適切なため、粒子径３μｍ以上のＭｇを含有する酸化物系介在物の数が十分に少なく、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上を含有し、さらにＮを含有する３ｎｍ以上の析出物の数が十分に多く、その結果、ＣＴＳ／ＴＳＳが高く、良好なスポット溶接性とせん断疲労強度が得られた。

【0066】

鋼として表１のＱの組成の鋼を使用した、Ｑ−１〜Ｑ−４はタンディッシュの表面にＭｇを含有する耐火物を使用せず、Ｍｇ合金を投入した例である。これらの例から、Ｍｇ合金の投入開始温度や、注湯から出湯までの時間を最適化することにより、鋼板中でのＭｇを含有する酸化物系介在物を制御できることを示している。また、熱延工程における１１５０〜１０５０℃での圧下率を制御することにより、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上を含有し、さらにＮを含有する３ｎｍ以上の析出物を制御できることを示している。
本発明例であるＱ−１、Ｑ−２は、Ｍｇ合金の投入開始温度や、注湯から出湯までの時間を最適化したことにより、鋼板中でのＭｇを含有する酸化物系介在物を制御できた。その結果、ＣＴＳ／ＴＳＳは良好でありスポット溶接性は良好であった。その一方、熱延工程における１１５０〜１０５０℃での圧下率Ｒｅｄが規定より低いため、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上を含有し、さらにＮを含有する３ｎｍ以上の析出物の数が少なく、その結果、せん断疲労強度が低かった。
一方、本発明例であるＱ−３、Ｑ−４は、タンディッシュへの溶鋼注湯温度、Ｍｇ合金の投入開始温度、タンディッシュへの溶鋼注湯から鋳造開始までの時間、Ｍｇ合金の投入開始から鋳造開始までの時間、熱延工程における１１５０〜１０５０℃での圧下率Ｒｅｄがいずれも適切なため、粒子径３μｍ以上のＭｇを含有する酸化物系介在物の数が十分に少なく、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｙの１種または２種以上を含有し、さらにＮを含有する３ｎｍ以上の析出物の数が十分に多く、その結果、ＣＴＳ／ＴＳＳが高く、良好なスポット溶接性とせん断疲労強度が得られた。

【0067】

Ｎを含有する３ｎｍ以上の析出物の数を所定の数に制御した本発明例であるＢ−２、Ｂ−１５と、制御しなかったＢ−１３、Ｂ−１４との比較、あるいは、Ｎを含有する３ｎｍ以上の析出物の数を所定の数に制御した本発明例であるＱ―３、Ｑ−４と、制御しなかったＱ−１、Ｑ−２との比較により、熱延工程における１１５０〜１０５０℃間の圧下率Ｒｅｄの影響が確認できる。この温度域での圧下率が大きいほど、Ｎを含有する３ｎｍ以上の析出物の平均分布密度が高くなり、せん断疲労強度ＴＦＳが上昇する傾向があることを示している。

【産業上の利用可能性】

【0068】

本発明によれば、上記構成により、スポット溶接性、すなわちＣＴＳ／ＴＳＳに優れた鋼板が得られるので、信頼性の高い高強度の抵抗溶接継手が安定的に得られる。これにより、従来、使用が限られた炭素当量が高い高強度鋼板を用いた抵抗溶接継手が実現可能になり、自動車部材の軽量化に貢献する。さらに、本発明の一態様によれば、疲労強度にも優れた鋼板が得られるので、自動車部品として長期間使用した際の負荷にも耐えうることから、部品の長寿命化に貢献する。また、継手強度や疲労強度を高いレベルでばらつきを小さくできることで、自動車車体の安全性向上に寄与すると共に、溶接部後の熱処理簡略化や抵抗溶接打点数の低減を通じて、部材の製造コストや生産性向上への寄与が期待でき、産業上の効果は極めて高い。

【図1】

【図2】

【図3】