(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０５％以上０．２０％以下、Ｓｉ＋Ａｌ：０．４％以上１．６％以下、Ｍｎ：０．１％以上３．０％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、
下記（１）式および（２）式により規定される鋼板表層部の固溶Ｓｉ濃度および固溶Ａｌ濃度の合計が０．２０質量％以上であり、
鋼板表面のクラックの最大深さが５μｍ以下であり、かつ、幅６μｍ以下で深さ２μｍ以上のクラックの数密度が１０個／５０μｍ以下であり、
引張強度５９０ＭＰａ以上である機械特性を有すること
を特徴とする抵抗溶接用冷延鋼板。
固溶Ｓｉ濃度＝ＴＳｉ−ＯＳｉ ・・・・・・・（１）
固溶Ａｌ濃度＝ＴＡｌ−ＯＡｌ ・・・・・・・（２）
ここで、ＴＳｉおよびＴＡｌは、それぞれ鋼板表面から３０ｎｍ深さ位置までの鋼板表層部におけるＳｉおよびＡｌの全体の濃度（単位：質量％）であり、ＯＳｉおよびＯＡｌは、それぞれ前記鋼板表層部において酸化物を形成しているＳｉおよびＡｌの濃度（単位：質量％）である。
【請求項２】
前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：２．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下およびＢ：０．０１％以下からなる群から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の抵抗溶接用冷延鋼板。
【請求項３】
前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下およびＶ：０．１０％以下からなる群から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の抵抗溶接用冷延鋼板。
【請求項４】
前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、ＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＣａ：０．０１％以下からなる群から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１から請求項３までのいずれかに記載の抵抗溶接用冷延鋼板。
【請求項５】
前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｂｉ：０．０５％以下を含有することを特徴とする請求項１から請求項４までのいずれかに記載の抵抗溶接用冷延鋼板。
【請求項６】
スラブを１１００℃以上１２５０℃以下として熱間圧延を施し、８４０℃以上９５０℃以下で熱間圧延を完了し、３００℃以上５４０℃以下で巻取り、下記（３）式により示す冷却条件で室温まで冷却し、次いで、常温大気中における３６００秒間以上の保持を挟む２回の酸洗を施し、さらに、冷間圧延および焼鈍を施すことを特徴とする請求項１から請求項５までのいずれかに記載された抵抗溶接用冷延鋼板の製造方法。
【数１】
0005516380.tif 000008
・・・・・・・（３）
ここで、ｆ（ｔ）：巻取完了からｔ秒後の鋼板温度（℃）、ｔ：巻取完了からの経過時間（秒）、ｔ１：巻取完了から鋼板温度が１００℃になるまでの時間（秒）である。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、抵抗溶接用冷延鋼板およびその製造方法に関する。特に、本発明は、高い強度を有しながらも、座面にプロジェクションが設けられた溶接ナット（以下、「プロジェクションナット」という。）や溶接ボルト（以下、「プロジェクションボルト」という。）等を良好な溶接部強度でプロジェクション溶接することができる抵抗溶接用冷延鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
スポット溶接やプロジェクション溶接といった抵抗溶接は、製造コストおよび設備コストが安価であることから、自動車産業を始めとする各種産業において広く使用されている。そして、抵抗溶接のうち最も広く使用されているスポット溶接に関しては、従来から数多くの技術が提案されている。
【０００３】
それらの多くは、例えば特許文献１に開示されるようなめっき鋼板のスポット溶接性に関するものであり、これらの技術は、めっき層やめっき層と鋼板との界面の諸条件を好適化することにより、スポット溶接性を向上しようとするものである。
【０００４】
これに対して、非めっき鋼板をも対象としたスポット溶接性に関する技術の提案は少ないが、例えば特許文献２に、極低炭素軟鋼板のスポット溶接性を向上しようとする技術が提案されている。
【０００５】
ところで、抵抗溶接には、スポット溶接のほかに、ナットやボルト等の溶接母材に突起（プロジェクション）を設けて溶接するプロジェクション溶接がある。プロジェクション溶接は、溶接母材に設けた突起部分に電流を集中して流し、加熱すると同時に加圧接合する抵抗溶接であり、突起部分を設けることによって電流密度を高めることができるので、ナゲットの形成が促進され、良好な溶接部強度が比較的容易に得られる。このため、プロジェクション溶接においては、溶接部強度を高めることについての検討は余りなされておらず、例えば、特許文献３に開示されるような突起形状等を工夫することが検討されているに過ぎない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２００４−３１５９６５号公報
【特許文献２】特開平７−１９７１８７号公報
【特許文献３】特開２００７−２１８４１９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
上述したように、鋼板を溶接母材とする抵抗溶接に関する技術として、めっき鋼板のスポット溶接性に関するものが数多く提案されているが、非めっき鋼板をも対象としたものは少なく、しかも高強度鋼板を対象としたものは見当たらない。
【０００８】
これは、高強度鋼板はＳｉ等の元素を多量に含有することが多いので電気抵抗が大きく、さらに、強度が高いので加圧時の変形が少なく高い電流密度を確保できることから本来的にスポット溶接性は良好であり、しかも、スポット溶接性を害するめっき層を有しない非めっき鋼板であれば当然に良好なスポット溶接が実現されるという当業者間の認識による。
【０００９】
しかしながら、例えば、近年の二酸化炭素の排出量削減と自動車の安全性向上のニーズに応えるべく、自動車の車体に使用する鋼材の高張力化が進められるようになってから、抵抗溶接の一種であるプロジェクション溶接において、溶接部強度が問題となってきている。
【００１０】
すなわち、プロジェクションナットやプロジェクションボルトを鋼板に溶接した場合を例に挙げると、プロジェクション溶接の溶接部強度が不足するために、溶接を行った鋼板部材を自動車車体に組み立てる際に、プロジェクションナットやプロジェクションボルトが溶接部で剥離して脱落し、組み立て作業に支障を来たすという問題が散発しつつある。
【００１１】
本発明は、近年になって問題化してきた、プロジェクションナットやプロジェクションボルト等の溶接母材を高強度冷延鋼板にプロジェクション溶接した際の溶接部の剥離を解決するために、５９０ＭＰａ以上の引張強度と、プロジェクションナットやプロジェクションボルト等の溶接母材をプロジェクション溶接するような抵抗溶接を施した場合において良好な溶接部強度とを備え、プロジェクション溶接のような抵抗溶接が使用される自動車部品の素材として好適な抵抗溶接用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。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明者らは、上記課題を解決すべく、従来然程問題となることのなかったプロジェクション溶接の溶接部強度が近年になって問題化してきた原因について先ず検討を行った。その結果、以下の新知見を得た。
【００１３】
高強度鋼板においては、目的とする鋼組織や機械特性を得るためにＳｉやＡｌを含有させることが多く行われている。ＳｉおよびＡｌは鋼の電気抵抗を高める作用も有するので、多量のＳｉまたはＡｌを含有させた高強度鋼板は、抵抗溶接性の観点からは一見有利なように思える。
【００１４】
しかしながら、鋼の電気抵抗の向上に寄与するのは固溶状態にあるＳｉおよびＡｌであり、酸化物を形成したＳｉおよびＡｌは寄与しない。そして、ＳｉおよびＡｌは易酸化性であり、鋼中に容易に酸化物を形成する。したがって、多量のＳｉやＡｌを含有させてもＳｉやＡｌが酸化物を形成してしまうと抵抗溶接性の向上には寄与しなくなる。そればかりか、Ｓｉ酸化物やＡｌ酸化物が鋼板表層部に多く形成されるので、これらの酸化物が抵抗溶接における溶接部界面に多く存在するようになり、結果的に溶接部強度を低下させてしまう。
【００１５】
このように、鋼板表層部におけるＳｉやＡｌの酸化が進行すると、鋼板表層部の固溶Ｓｉや固溶Ａｌの減少による電気抵抗の低下と抵抗溶接部界面のＳｉ酸化物やＡｌ酸化物の増加とが相俟って、抵抗溶接部強度の著しい低下をもたらす。
【００１６】
ここで、抵抗溶接における溶接部強度は、ナゲット部とナゲット周辺に形成される圧接部とによって決定される。上述した、鋼板表層部におけるＳｉやＡｌの酸化が進行すると、ナゲット生成が阻害されるとともにナゲット部や圧接部におけるＳｉ酸化物やＡｌ酸化物が増加することにより、溶接部強度は低下する。
【００１７】
また、プロジェクション溶接において従前から用いられてきた比較的強度の低い冷延鋼板は、合金元素の含有量が低いため、熱間圧延工程における粒界酸化は比較的緩やかであり、酸洗および冷間圧延後の鋼板表面にクラックを生じ難い。このため、抵抗溶接の圧接部の界面は空隙が生じ難くなり、良好な圧接部強度が得られる。
【００１８】
一方、プロジェクション溶接において近年になって用いられるようになった比較的強度の高い冷延鋼板は、合金元素の含有量が高いため、熱間圧延工程における粒界酸化が進行し易く、酸洗および冷間圧延後の鋼板表面にクラックを生じ易い。このため、抵抗溶接における圧接部の界面に空隙を生じ易くなり、圧接部強度の低下を招き易い。
【００１９】
このように、プロジェクション溶接において近年になって問題化してきた溶接部強度の低下の原因は、溶接母材である鋼板の表層部におけるＳｉやＡｌの酸化の進行と、溶接母材である鋼板の高強度化に伴う鋼板表面のクラックの生成とによるものである。
【００２０】
そこで、本発明者らは、上記課題を解決すべく、従来検討されたことがなかった、溶接母材である鋼板の高強度化に伴う抵抗溶接の溶接部強度の低下を抑制する方法について鋭意検討を行った。その結果、以下の新知見を得た。
【００２１】
すなわち、本来良好な抵抗溶接性が得られると考えられていたＳｉやＡｌを含有させた高強度鋼板における抵抗溶接部の強度低下は、鋼板表層部におけるＳｉやＡｌの酸化が進行することによって、鋼板表層部の固溶Ｓｉや固溶Ａｌの減少による電気抵抗の低下と抵抗溶接部界面のＳｉ酸化物やＡｌ酸化物の増加とが相俟って、抵抗溶接部の強度の著しい低下をもたらすことによるものである。したがって、良好な溶接部強度を確保するには、鋼板表層部におけるＳｉおよびＡｌの酸化を抑制すること、ならびに、表面酸化により固溶Ｓｉ濃度や固溶Ａｌ濃度が低下した鋼板の最表層部を除去することにより、鋼の電気抵抗を高めてナゲット形成を促進する固溶Ｓｉや固溶Ａｌを確保するとともに溶接部強度の低下をもたらすＳｉ酸化物やＡｌ酸化物の生成を抑制することが重要である。
【００２２】
また、圧接部界面に空隙を形成して圧接部強度の低下をもたらす鋼板表面のクラックは、深さが著しいものや、幅が狭くある程度の深さを有するものである。したがって、これらの鋼板表面のクラックを規制することにより、抵抗溶接の圧接部強度の低下を抑制することができる。
【００２３】
本発明は、上記新知見に基づくものであり、その要旨は以下のとおりである。
（１）Ｃ：０．０５％以上０．２０％以下（本明細書では特に断りがない限り化学組成に関する「％」は「質量％」を意味するものとする）、Ｓｉ＋Ａｌ：０．４％以上１．６％以下、Ｍｎ：０．１％以上３．０％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、（１）式；固溶Ｓｉ濃度＝ＴＳｉ−ＯＳｉおよび（２）式；固溶Ａｌ濃度＝ＴＡｌ−ＯＡｌにより規定される鋼板表層部の固溶Ｓｉ濃度および固溶Ａｌ濃度の合計が０．２０％以上であり、鋼板表面のクラックの最大深さが５μｍ以下であり、かつ、幅６μｍ以下で深さ２μｍ以上のクラックの数密度が１０個／５０μｍ以下であり、引張強度５９０ＭＰａ以上である機械特性を有することを特徴とする抵抗溶接用冷延鋼板。
【００２４】
ここで、ＴＳｉおよびＴＡｌは、それぞれ鋼板表面から３０ｎｍ深さ位置までの鋼板表層部におけるＳｉおよびＡｌの全体の濃度（単位：質量％）であり、ＯＳｉおよびＯＡｌは、それぞれ鋼板表層部において酸化物を形成しているＳｉおよびＡｌの濃度（単位：質量％）である。
【００２５】
（２）化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：２．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下およびＢ：０．０１％以下からなる群から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）項に記載の抵抗溶接用冷延鋼板。
【００２６】
（３）化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下およびＶ：０．１０％以下からなる群から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）項または（２）項に記載の抵抗溶接用冷延鋼板。
【００２７】
（４）化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、ＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＣａ：０．０１％以下からなる群から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）項から（３）項までのいずれかに記載の抵抗溶接用冷延鋼板。
【００２８】
（５）化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、Ｂｉ：０．０５％以下を含有することを特徴とする上記（１）項から（４）項までのいずれかに記載の抵抗溶接用冷延鋼板。
【００２９】
（６）スラブを１１００℃以上１２５０℃以下として熱間圧延を施し、８４０℃以上９５０℃以下で熱間圧延を完了し、３００℃以上５４０℃以下で巻取り、
（３）式；
【数１】
0005516380.tif 000002
により示す冷却条件で室温まで冷却し、次いで、常温大気中における３６００秒間以上の保持を挟む２回の酸洗を施し、さらに、冷間圧延および焼鈍を施すことを特徴とする上記（１）項から（５）項までのいずれかに記載された抵抗溶接用冷延鋼板の製造方法。
【００３０】
ここで、ｆ（ｔ）：巻取完了からｔ秒後の鋼板温度（℃）、ｔ：巻取完了からの経過時間（秒）、ｔ１：巻取完了から鋼板温度が１００℃になるまでの時間（秒）である。
本発明において、ＴＳｉおよびＴＡｌは、それぞれ鋼板表面から３０ｎｍ深さ位置までの鋼板表層部におけるＳｉおよびＡｌの全体の濃度であり、グロー放電発光分析法（ＧＤＳ）によって鋼板表層部を分析して求めるものである。
【００３１】
また、ＯＳｉおよびＯＡｌは、それぞれ鋼板表層部において酸化物を形成しているＳｉおよびＡｌの濃度であり、圧延方向の板厚断面を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて５００００倍〜１５００００倍で３０視野観察し、観察された個々の酸化物について、その面積割合を測定するとともにＥＤＳ分析の強度比によって当該酸化物に含有されるＳｉ濃度およびＡｌ濃度を求め、これらの値から求めるものである。
【００３２】
また、「鋼板表面のクラック」とは、鋼板表面に開口するクラックのことであり、クラックの幅、深さ、数密度の測定は、上記板厚断面についてＳＥＭを用いて２０００倍で観察することにより測定するものであり、数密度は圧延方向長さを５０μｍとした任意の１０箇所の観察視野について観察を行い、それらを平均することにより求めるものである。
【発明の効果】
【００３３】
本発明によれば、５９０ＭＰａ以上という高い引張強度を有しながら、プロジェクションナットやプロジェクションボルト等の溶接母材をプロジェクション溶接するような抵抗溶接を施した場合において良好な溶接部強度とを備え、プロジェクション溶接のような抵抗溶接が使用される自動車部品の素材として好適な抵抗溶接用冷延鋼板およびその製造方法が提供される。
【図面の簡単な説明】
【００３４】
【図１】プロジェクションナットの接合面形状を模式的に示す説明図である。
【発明を実施するための形態】
【００３５】
以下、本発明の発明特定事項について詳細に説明する。
（１）化学組成
［Ｃ：０．０５％以上０．２０％以下］
Ｃは、鋼板の強度を高める作用を有する元素である。Ｃ含有量が０．０５％未満では、５９０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０．０５％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．２０％超では、抵抗溶接のナゲット部の硬度上昇により溶接部強度の低下が著しくなる。したがって、Ｃ含有量は０．２０％以下とする。好ましくは０．１５％以下である。
【００３６】
［Ｓｉ＋Ａｌ：０．４％以上１．６％以下］
ＳｉおよびＡｌは、鋼の電気抵抗を大きくすることにより抵抗溶接におけるナゲット生成を促進する作用を有する元素である。ＳｉおよびＡｌの合計含有量が０．４％未満では、上記作用を十分に得ることができない場合がある。したがって、ＳｉおよびＡｌの合計含有量は０．４％以上とする。一方、ＳｉおよびＡｌの合計含有量が１．６％超では、抵抗溶接のナゲット部の硬度上昇により溶接部強度の低下が著しくなる。したがって、ＳｉおよびＡｌの合計含有量は１．６％以下とする。なお、Ｓｉ含有量は０．０３％以上とすることが好ましく、Ａｌ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
【００３７】
［Ｍｎ：０．１％以上３．０％以下］
Ｍｎは、鋼板の強度を高める作用を有する元素である。Ｍｎ含有量が０．１％未満では、５９０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。したがって、Ｍｎ含有量は０．１％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が３．０％超では、抵抗溶接のナゲット部の硬度上昇により溶接部強度の低下が著しくなる。したがって、Ｍｎ含有量は３．０％以下とする。
【００３８】
［Ｐ：０．０２％以下］
Ｐは、不純物として含有される元素であり、抵抗溶接のナゲット内で偏析を生じてナゲット部の靭性を低下させる作用を有する。Ｐ含有量が０．０２％超では、抵抗溶接のナゲット部の靭性低下が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０．０２％以下とする。
【００３９】
［Ｓ：０．０１％以下］
Ｓは、不純物として含有される元素であり、抵抗溶接のナゲット部の靭性を低下させる作用を有する。また、鋼中にＭｎＳを形成して鋼板の加工性を低下させる。Ｓ含有量が０．０１％超では、抵抗溶接のナゲット部の靭性低下が著しくなったり、鋼板の加工性低下が著しくなったりする。したがって、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。
【００４０】
［Ｎ：０．０１％以下］
Ｎは、不純物として含有される元素であり、鋼中に粗大な窒化物を形成して鋼板の加工性を低下させる作用を有する。Ｎ含有量が０．０１％超では、鋼板の加工性の低下が著しくなる。したがって、Ｎ含有量は０．０１％以下とする。
【００４１】
［Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：２．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下およびＢ：０．０１％以下からなる群から選択される１種または２種以上］
これらの元素は、任意元素であり、鋼板の焼入れ性を高めることにより、鋼板の強度を高める作用を有する。したがって、５９０ＭＰａ以上の引張強度を確保することを容易にするために１種または２種以上を含有させることが好ましい。しかしながら、Ｃｒ含有量が１．０％超では、化成処理性の劣化が著しくなる。したがって、Ｃｒ含有量は１．０％以下とする。好ましくは０．９％以下である。また、Ｍｏ含有量を２．０％超としたり、Ｃｕ含有量を１．０％超としたり、Ｎｉ含有量を１．０％超としたり、Ｂ含有量を０．０１％超としても、上記作用による効果は飽和してしまい、いたずらに製造コストの上昇を招く。したがって、Ｍｏ含有量は２．０％以下、Ｃｕ含有量は１．０％以下、Ｎｉ含有量は１．０％以下、Ｂ含有量は０．０１％以下とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は１．６％以下、Ｃｕ含有量は０．８％以下、Ｎｉ含有量は０．８％以下、Ｂ含有量は０．００８％以下とすることがさらに好ましい。
【００４２】
なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｃｒについては０．１％以上、Ｍｏについては０．０５％以上、Ｃｕについては０．０５％以上、Ｎｉについては０．０５％以上、Ｂについては０．０００５％以上含有させることが好ましい。
【００４３】
［Ｔｉ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下およびＶ：０．１０％以下からなる群から選択される１種または２種以上］
これらの元素は、任意元素であり、鋼中に微細な析出物を形成して鋼板の結晶粒を微細化することにより、鋼板の加工性を高める作用を有する。したがって、より良好な加工性を確保するために、１種または２種以上含有させることが好ましい。しかしながら、Ｔｉ含有量を０．１０％超としたり、Ｎｂ含有量を０．１０％超としたり、Ｖ含有量を０．１０％超とすると、熱間圧延段階における鋼板表層部の酸化が促進されるため、冷延鋼板の表層部におけるクラックを誘発する場合がある。したがって、Ｔｉ含有量は０．１０％以下、Ｎｂ含有量は０．１０％以下、Ｖ含有量は０．１０％以下とする。Ｔｉ含有量は０．０６％以下、Ｎｂ含有量は０．０６％以下、Ｖ含有量は０．０８％以下とすることがさらに好ましい。
【００４４】
なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｔｉについては０．０１％以上、Ｎｂについては０．０１％以上、Ｖについては０．０１％以上含有させることが好ましい。
［ＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＣａ：０．０１％以下からなる群から選択される１種または２種以上］
これらの元素は、硫化物、酸化物等の介在物を球状化して鋼板の成形性を向上させる作用を有する元素である。また、Ｔｉ添加鋼の場合には、ＴｉＮなどの窒化物の生成核となる酸化物になるため、ＴｉＮを微細分散化でき、これにより鋼板の成形性を向上させる作用も有する。したがって、より良好な加工性を確保するために、１種または２種以上含有させることが好ましい。しかしながら、ＲＥＭの含有量を０．１％超としたり、Ｍｇ含有量を０．０１％超としたり、Ｃａ含有量を０．０１％超としても、上記作用による効果は飽和してしまい、いたずらに製造コストの上昇を招く。したがって、ＲＥＭ含有量は０．１％以下、Ｍｇ含有量は０．０１％以下、Ｃａ含有量は０．０１％以下とする。
【００４５】
なお、上記作用による効果をより確実に得るには、ＲＥＭについては０．０００１％以上、Ｍｇについては０．０００１％以上、Ｃａについては０．０００１％以上含有させることが好ましい。
【００４６】
ここで、ＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素を指し、ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。なお、本発明では、ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を指す。
【００４７】
［Ｂｉ：０．０５％以下］
Ｂｉは、任意元素であり、その含有によって凝固組織が微細化し、Ｍｎ等を多量に含有させても凝固偏析が抑制されて組織が均一となり、成形性の劣化を抑制する作用を有する。したがって、より良好な加工性を確保するために含有させることが好ましい。しかしながら、Ｂｉ含有量が０．０５％超では、熱間加工性の劣化が著しくなり、熱間圧延が困難になる場合がある。したがって、Ｂｉ含有量は０．０５％以下とする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｂｉ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましく、０．００１０％以上とすることがさらに好ましい。
【００４８】
上記以外の残部は、Ｆｅおよび不純物である。
（２）鋼板表層部における固溶Ｓｉ濃度および固溶Ａｌ濃度
（１）式；固溶Ｓｉ濃度＝ＴＳｉ−ＯＳｉおよび（２）式；固溶Ａｌ濃度＝ＴＡｌ−ＯＡｌにより規定される鋼板表層部の固溶Ｓｉ濃度および固溶Ａｌ濃度の合計を０．２０質量％以上とする。ここで、ＴＳｉおよびＴＡｌは、それぞれ鋼板表面から３０ｎｍ深さ位置までの鋼板表層部におけるＳｉおよびＡｌの全体の濃度（単位：質量％）であり、ＯＳｉおよびＯＡｌは、それぞれ前記鋼板表層部において酸化物を形成しているＳｉおよびＡｌの濃度（単位：質量％）である。
【００４９】
上述したように、ＳｉおよびＡｌは鋼の電気抵抗値を大きくする作用を有するが、それは固溶状態にあるＳｉおよびＡｌであり、酸化されて酸化物を形成したＳｉおよびＡｌは上記作用を奏しない。そして、固溶Ｓｉおよび固溶Ａｌが酸化されることにより形成されたＳｉ酸化物およびＡｌ酸化物は、抵抗溶接における溶接部界面に多く存在するようになり、結果的に溶接部強度を低下させてしまう。
【００５０】
抵抗溶接部の強度に影響を及ぼすのは鋼板表層部におけるＳｉおよびＡｌの挙動であり、このように、鋼板表層部におけるＳｉおよびＡｌの酸化が進行すると、鋼板表層部の固溶Ｓｉおよび固溶Ａｌの減少による電気抵抗の低下と抵抗溶接部界面のＳｉ酸化物およびＡｌ酸化物の増加とが相俟って、抵抗溶接部強度の著しい低下をもたらす。
【００５１】
したがって、鋼板表層部におけるＳｉおよびＡｌの酸化を極力抑制して固溶状態のＳｉおよびＡｌを確保することが重要である。上記式（１）および（２）で規定される固溶Ｓｉ濃度および固溶Ａｌ濃度の合計が０．２０質量％未満では、抵抗溶接部強度の著しい低下を抑制することが困難となる。したがって、上記式（１）および（２）で規定される固溶Ｓｉ濃度および固溶Ａｌ濃度の合計を０．２０質量％以上とする。鋼板表層部におけるＳｉおよびＡｌの酸化は極力抑制することが好ましいので、上記固溶Ｓｉ濃度および固溶Ａｌ濃度の合計の上限は限定する必要はなく、母材のＳｉ含有量およびＡｌ含有量と同一であってもよい。
【００５２】
（３）鋼板表面のクラック
鋼板表面のクラックの最大深さを５μｍ以下、かつ、幅６μｍ以下で深さ２μｍ以上のクラックの数密度を１０個／５０μｍ以下とする。
【００５３】
上述したように、プロジェクション溶接の圧接部界面に空隙を形成して圧接部強度の低下をもたらす鋼板表面のクラックは、深さが著しいものや、幅が狭くある程度の深さを有するものである。したがって、これらの鋼板表面のクラックを規制することにより、プロジェクション溶接の圧接部強度の低下を抑制することができる。
【００５４】
鋼板表面に深さが５μｍ以上のクラックが存在したり、幅６μｍ以下で深さ２μｍ以上のクラックの数密度が１０個／５０μｍ超であったりすると、プロジェクション溶接の圧接部界面に空隙を形成して著しい圧接部強度の低下をもたらす。
したがって、鋼板表面のクラックの最大深さを５μｍ以下、かつ、幅６μｍ以下で深さ２μｍ以上のクラックの数密度を１０個／５０μｍ以下とする。
【００５５】
（４）引張強度
冷延鋼板の引張強度は５９０ＭＰａ以上とする。引張強度が５９０ＭＰａ未満の冷延鋼板については、本発明が目的とするプロジェクション溶接の溶接部強度低下という課題自体が生じることは少ないからである。
【００５６】
（５）めっき層
上述した鋼板の表面には、耐食性の向上等を目的としてめっき層を備えさせて表面処理鋼板としてもよい。めっき層は，電気めっき層であってもよく、あるいは溶融めっき層であってもよい。電気めっき層としては、電気亜鉛めっき、電気Ｚｎ−Ｎｉ合金めっき等が例示される。一方、溶融めっき層としては、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金めっき等が例示される。
【００５７】
（６）製造条件
本発明のプロジェクション溶接用冷延鋼板は、上記化学組成、固溶Ｓｉ濃度および固溶Ａｌ濃度の合計、鋼板表面のクラックおよび引張強度の規定を満足するものであればよく、その製造方法は特に限定する必要はないが、以下の方法により製造することが好適である。
【００５８】
すなわち、上記化学組成を有するスラブを１１００℃以上１２５０℃以下として熱間圧延を施し、８４０℃以上９５０℃以下で熱間圧延を完了し、３００℃以上５４０℃以下で巻取り、下記（３）式に示す冷却条件で室温まで冷却し、次いで、常温大気中における３６００秒間以上の保持を挟む２回の酸洗を施し、さらに、冷間圧延および焼鈍を施すことが好ましい。
【００５９】
0005516380.tif 000003
・・・・・・・（３）
【００６０】
ここで、ｆ（ｔ）：巻取完了からｔ秒後の鋼板温度（℃）、ｔ：巻取完了からの経過時間（秒）、ｔ１：巻取完了から鋼板温度が１００℃になるまでの時間（秒）である。
【００６１】
熱間圧延に供するスラブの温度は、合金元素をオーステナイト中に固溶させて、その後の加工熱処理により目的とする鋼組織等を得るために、１１００℃以上とする。一方、スケール生成による歩留低下やスラブを高温とするためのコストの点からは、熱間圧延に供するスラブの温度を１２５０℃以下とする。
【００６２】
熱間圧延の完了温度は、熱間圧延中のフェライト変態に起因するハンチングを抑制するとともに、冷間圧延および焼鈍後の鋼板について良好な加工性を確保するために、８４０℃以上とする。また、過剰な粒成長を抑制して、冷間圧延および焼鈍後の鋼板について目的とする機械特性を得るためには、９５０℃以下とする。
【００６３】
本発明において、巻取温度と巻取後の冷却条件は非常に重要である。
熱間圧延の巻取温度が５４０℃超であったり、巻取後の冷却条件が上記式（３）を満足しなかったりすると、鋼板表層部の全体的な酸化や粒界酸化の進行が著しくなり、酸洗および冷間圧延後において、鋼板表層部の固溶Ｓｉ濃度または固溶Ａｌ濃度が低下したり、鋼板表面のクラックが誘発されたりする。したがって、巻取温度は５４０℃以下とし、巻取後の冷却条件は上記式（３）を満足するものとする。なお、巻取温度が３００℃未満であると、熱延鋼板が硬質化して冷間圧延における鋼板の平坦くずれや破断を生じ易い。したがって、巻取温度は３００℃以上とする。
【００６４】
本発明における酸洗処理もまた重要な工程である。
本発明は、抵抗溶接時のナゲット生成を促進するために、鋼板表層部の固溶Ｓｉ濃度および固溶Ａｌ濃度の合計を所定の範囲とするものであるが、斯かる状態の実現を容易にするために、常温大気中における３６００秒間以上の保持を挟む２回の酸洗を施す。
【００６５】
すなわち、上記条件により得られる熱延鋼板は、鋼板とスケールとの界面にＳｉ−Ａｌ系の膜状酸化物が生成し、鋼板最表層の固溶Ｓｉ濃度および固溶Ａｌ濃度が低減している。このため、１回目の酸洗により熱延鋼板表面のスケールおよび上記Ｓｉ−Ａｌ系の膜状酸化物を除去し、次いで、常温大気中で３６００秒間以上保持することにより鋼板最表層をＦｅ酸化物とし、２回目の酸洗により上記Ｆｅ酸化物を除去することにより、実質的に固溶Ｓｉ濃度および固溶Ａｌ濃度の合計が高い部分が鋼板最表層となる。
【００６６】
ここで、１回目の酸洗後、大気中において保持するのは、Ｆｅを酸化させるのに酸素ポテンシャルの高い雰囲気が必要だからである。また、常温において保持するのは、鋼中のＳｉやＡｌの酸化が進行しないようにするためである。具体的には−５℃以上５０℃以下で保持することが好ましい。また、３６００秒間以上保持するのは、Ｆｅの酸化を十分に促進させ、２回目の酸洗により固溶Ｓｉ濃度および固溶Ａｌ濃度が低減している鋼板最表層をより確実に除去するためである。
【００６７】
このようにして得られた酸洗鋼板に、冷間圧延および焼鈍を施すが、これらは常法で構わない。冷間圧延の条件は特に規定する必要はないが、加工性を具備させるために適正な集合組織を得るとの観点からは圧下率を３０％以上とすることが好ましい。焼鈍条件も特に規定する必要はなく、目的とする引張強度や加工性に合わせて、適切な条件で焼鈍すればよい。例えば、８００℃以上８５０℃以下の焼鈍温度で焼鈍するなどである。
【実施例１】
【００６８】
表１に示す化学組成を有する鋼を溶製し、連続鋳造によりスラブとなし、表２に示す条件にて熱間圧延および酸洗を施し、さらに表２に示す条件にて冷間圧延および連続焼鈍を施して、各種冷延鋼板を得た。
【００６９】
【表１】
0005516380.tif 000004
【００７０】
【表２】
0005516380.tif 000005
【００７１】
得られた冷延鋼板について以下の試験を行った。
（ｉ）引張試験
各種冷延鋼板から、圧延方向に直角な方向を長手方向とするＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張特性（降伏強度ＹＳ、引張強度ＴＳ、全伸びＥｌ）を調査した。
【００７２】
（ｉｉ）鋼板断面観察
上述した方法により、鋼板表面から３０ｎｍ深さまでの鋼板表層部における固溶Ｓｉ濃度を測定した。また、上述した方法により、最大深さが５μｍ超のクラックの有無と、幅６μｍ以下で深さ２μｍ以上のクラックの数密度を求めた。
【００７３】
（ｉｉｉ）プロジェクション溶接
各種冷延鋼板から、６０ｍｍ×６０ｍｍの試験片を採取し、中央に直径１１ｍｍの穴をあけ、図１に示す接合面形状を有するフランジ付きＭ１０溶接用ナット（プロジェクションは３箇所）を、前記試験片の穴の中心と前記ナットの穴の中心とが一致するように交流溶接機にセットし、表３に示す溶接条件にてプロジェクション溶接を行った。
【００７４】
【表３】
0005516380.tif 000006
【００７５】
このようにして得られた溶接体のナット穴にボルトを固定した後、ＪＩＳ  Ｂ  １１９６：２００１で規定される押込みはく離試験方法によりナットが鋼板から剥離するときの荷重を測定した。試験結果を表４に示す。
【００７６】
【表４】
0005516380.tif 000007
【００７７】
供試材Ｎｏ．３、７、８、１０、１１、１３〜１８および２０〜２３は本発明の実施例であり、剥離強度≧７．５ｋＮという良好な溶接部強度が得られた。
一方、比較例である供試材Ｎｏ．６は、Ｔｉ含有量が高いため、幅６μｍ以下で深さ２μｍ以上のクラックが多く存在し、このため圧接部の強度低下を招き、剥離強度が低い。
【００７８】
供試材Ｎｏ．９はＳｉおよびＡｌの合計含有量が低いため、溶接時のナゲット生成が不十分であるため、剥離強度が低い。
供試材Ｎｏ．１９はＳｉおよびＡｌの合計含有量が高いため、抵抗溶接のナゲット部の硬度上昇により剥離強度が低い。
【００７９】
また、供試材Ｎｏ．１は巻取温度が高く、また、供試材Ｎｏ．２は巻取後の冷却条件が規定の条件から外れるために、鋼板表層にクラックが多く存在して圧接部強度が低く、さらに鋼板表層部における固溶Ｓｉ濃度および固溶濃度の合計が低いためにナゲットの生成が不十分となり、溶接部の剥離強度が低い。
【００８０】
さらに、供試材Ｎｏ．４、１２、２４は熱延板の酸洗を１回のみ実施したため、また供試材Ｎｏ．５は酸洗１回目のあとの大気保持時間が短いために、鋼板表層部における固溶Ｓｉ濃度および固溶Ａｌ濃度の合計が低く、溶接部の剥離強度が低い。
【図１】
0005516380.tif 000009