(57)【要約】  この鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１００％超、０．５００％以下、Ｓｉ：０．０００１％以上、０．２０％未満、Ｍｎ：０．２０％超、０．５０％以下、Ａｌ：３．０％以上、１０．０％以下、Ｎ：０．００３０％以上、０．０１００％以下、Ｔｉ：０．１００％超、１．０００％以下、Ｐ：０．００００１％以上、０．０２００％以下、Ｓ：０．００００１％以上、０．０１００％以下を含有し、質量％で、前記Ｃ及び前記Ｔｉの含有量の和が、０．２００＜Ｃ＋Ｔｉ≦１．５００を満足し、質量％で、前記Ａｌ及び前記Ｓｉの含有量の積が、Ａｌ×Ｓｉ≦０．８を満足し、残部がＦｅ及び不純物からなり、比重が５．５以上７．５未満である。
2014178359.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．１００％超、０．５００％以下、
Ｓｉ：０．０００１％以上、０．２０％未満、
Ｍｎ：０．２０％超、０．５０％以下、
Ａｌ：３．０％以上、１０．０％以下、
Ｎ  ：０．００３０％以上、０．０１００％以下、
Ｔｉ：０．１００％超、１．０００％以下、
Ｐ  ：０．００００１％以上、０．０２００％以下、
Ｓ  ：０．００００１％以上、０．０１００％以下
を含有し、質量％で、前記Ｃ及び前記Ｔｉの含有量の和が、
０．２００＜Ｃ＋Ｔｉ≦１．５００
を満足し、質量％で、前記Ａｌ及び前記Ｓｉの含有量の積が、
Ａｌ×Ｓｉ≦０．８
を満足し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
比重が５．５以上７．５未満である
ことを特徴とする鋼板。
【請求項２】
更に、質量％で、
Ｎｂ：０．３００％以下、
Ｖ  ：０．５０％以下、
Ｃｒ：３．００％以下、
Ｍｏ：３．００％以下、
Ｎｉ：５．００％以下、
Ｃｕ：３．００％以下、
Ｂ：０．０１００％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下、
Ｚｒ：０．０５００％以下、
ＲＥＭ：０．０５００％以下
からなる群から選択される１種または２種以上の元素を含有することを特徴とする請求項１に記載の鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車部品などに用いられる、スポット溶接性に優れた高強度低比重鋼板に関する。
本願は、２０１３年５月１日に、日本に出願された特願２０１３−９６４２８号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
【背景技術】
【０００２】
近年、環境問題への対応のため炭酸ガス排出低減や燃費低減を目的に自動車の軽量化が望まれている。自動車の軽量化のためには、鋼材の高強度化が有効な手段である。しかしながら、部材に必要な剛性の関係から板厚の下限が制限されている場合には、鋼材を高強度化しても板厚を低減することができず、自動車の軽量化が困難であった。【０００３】
そこで、本発明者らの一部は、例えば、特許文献１〜５にあるように、鋼にＡｌを多量に添加して比重を小さくした、高Ａｌ含有鋼板を提案した。これらは、従来の高Ａｌ含有鋼板における、圧延時に割れが発生する等の製造性が劣るという問題及び延性が低いという問題を解決したものである。更に、本発明者らは、高Ａｌ含有鋼板の延性、熱間加工性及び冷間加工性を高めるため、例えば、特許文献６にあるように、鋳造後の凝固組織を微細な等軸晶組織とする方法を提案した。更に、本発明者らは、例えば、特許文献７にあるように、成分を適正化することで高Ａｌ含有鋼板の靭性を改善する方法を提案した。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】日本国特開２００５−１５９０９号公報
【特許文献２】日本国特開２００５−２９８８９号公報
【特許文献３】日本国特開２００５−２７３００４号公報
【特許文献４】日本国特開２００６−１７６８４３号公報
【特許文献５】日本国特開２００６−１７６８４４号公報
【特許文献６】日本国特開２００８−２６１０２３号公報
【特許文献７】日本国特開２０１０−２７０３７７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
最近では、延性、加工性及び靭性に優れた高Ａｌ含有鋼板を工業規模で生産することが可能となりつつある。高Ａｌ含有鋼板は、良好なアーク溶接性などを有する。しかしながら、高Ａｌ含有鋼板のスポット溶接性は、同じ強度の一般的な自動車用鋼板と比べて低いため、その用途に制限があった。したがって、スポット溶接性の改善は、高Ａｌ含有鋼板の自動車部品への適用範囲を拡大するために、重要な課題である。【０００６】
本発明は、このような実情に鑑み、Ａｌを添加した低比重鋼板のスポット溶接性を改善し、スポット溶接性に優れた高強度低比重鋼板を提供するものである。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明者らは、高Ａｌ含有鋼板のスポット溶接性を高めるため、スポット溶接性を低下させる元素について検討を行った。その結果、本発明者らは、高Ａｌ含有鋼板のスポット溶接性が、そのＭｎ含有量の影響を大きく受けること、そして、高Ａｌ含有鋼板のＭｎ含有量を低減することにより、高Ａｌ含有鋼板のスポット溶接性を大幅に改善できることを見出した。
本発明の要旨は、以下の通りである。【０００８】
（１）本発明の一態様は、質量％で、Ｃ：０．１００％超、０．５００％以下、Ｓｉ：０．０００１％以上、０．２０％未満、Ｍｎ：０．２０％超、０．５０％以下、Ａｌ：３．０％以上、１０．０％以下、Ｎ：０．００３０％以上、０．０１００％以下、Ｔｉ：０．１００％超、１．０００％以下、Ｐ：０．００００１％以上、０．０２００％以下、Ｓ：０．００００１％以上、０．０１００％以下を含有し、質量％で、前記Ｃ及び前記Ｔｉの含有量の和が、０．２００＜Ｃ＋Ｔｉ≦１．５００を満足し、質量％で、前記Ａｌ及び前記Ｓｉの含有量の積が、Ａｌ×Ｓｉ≦０．８を満足し、残部がＦｅ及び不純物からなり、比重が５．５以上７．５未満である鋼板である。
（２）上記（１）に記載の鋼板は、更に、質量％で、Ｎｂ：０．３００％以下、Ｖ：０．５０％以下、Ｃｒ：３．００％以下、Ｍｏ：３．００％以下、Ｎｉ：５．００％以下、Ｃｕ：３．００％以下、Ｂ：０．０１００％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、Ｚｒ：０．０５００％以下、ＲＥＭ：０．０５００％以下からなる群から選択される１種または２種以上の元素を含有してもよい。
【発明の効果】
【０００９】
上記の態様によれば、製造性が良好で、スポット溶接性に優れた高強度低比重鋼板を得ることができ、産業上の貢献が極めて顕著である。
【図面の簡単な説明】
【００１０】
【図１】高強度低比重鋼板中のＭｎ含有量と抵抗スポット溶接継手の十字引張強度（ＣＴＳ）の関係図である。
【発明を実施するための形態】
【００１１】
本発明者らは、高Ａｌ含有鋼板のスポット溶接性を高めるため、検討を行った。具体的には、本発明者らが上記特許文献７で提案した延性、加工性及び靭性に優れた高強度低比重鋼板の化学成分において、合金元素の含有量を変えた種々の鋼から、実験室で熱延鋼板及び冷延鋼板を製造し、スポット溶接性を評価した。得られた鋼板の引張強度は約５００ＭＰａであり、板厚は、熱延鋼板の場合が２．３ｍｍ、冷延鋼板の場合が１．２ｍｍである。なお、スポット溶接性は、ＪＩＳ  Ｚ  ３１３７に準拠した引張試験により得られた、抵抗スポット溶接継手の十字引張強度（Ｃｒｏｓｓ  Ｔｅｎｓｉｏｎ  Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）によって評価した。また、スポット溶接は、通常のスポット溶接機を用いて、ｔを板厚とした時、ナゲット径が５×√ｔ（ｍｍ）となるように溶接条件を調整して行った。図１は、熱延鋼板の十字引張強度（ＣＴＳ）に及ぼす、鋼板中のＭｎ含有量の影響を整理したものである。図１に示したように、質量％で、鋼板中のＭｎ含有量を０．５％以下にすることにより、ＣＴＳが大幅に向上することがわかった。冷延鋼板についても、熱延鋼板の場合と同様に、鋼板中のＭｎ含有量を０．５％以下にすることにより、ＣＴＳが大幅に向上することがわかった。
【００１２】
次に、本実施形態における、スポット溶接性に優れた高強度低比重鋼板の化学成分の限定理由について説明する。なお、％は、質量％を意味する。
【００１３】
Ｃ：０．１００％超、０．５００％以下
Ｃは、凝固組織を微細な等軸晶組織とするために必須の元素である。そのため、Ｃ含有量は０．１００％超とする。一方、Ｃ含有量が０．５００％を超えると、鋼板の靭性やアーク溶接性が劣化する。したがって、Ｃ含有量は、０．１００％超、０．５００％以下とする。Ｃ含有量の下限は、好ましくは０．１５０％であり、より好ましくは０．２００％であり、更に好ましくは０．２５０％である。Ｃ含有量の上限は、好ましくは０．４００％であり、より好ましくは０．３００％であり、更に好ましくは０．２００％である。
【００１４】
Ｔｉ：０．１００％超、１．０００％以下
Ｔｉは、凝固組織を微細な等軸晶組織とするために必須の元素である。そのため、Ｔｉ含有量は０．１００％超とする。一方、Ｔｉ含有量が１．０００％を超えると、鋼板の靭性を劣化させる。したがって、Ｔｉ含有量は、０．１００％超、１．０００％以下とする。より微細な等軸晶組織を得るためには、Ｔｉ含有量の下限を０．３００％とすることが好ましく、０．３５０％とすることがより好ましく、０．４００％とすることが更に好ましい。Ｔｉ含有量の上限は、好ましくは０．９００％であり、より好ましくは０．８００％であり、更に好ましくは０．７００％である。
【００１５】
０．２００％＜Ｃ＋Ｔｉ＜１．５００％
なお、凝固組織を微細な等軸晶組織とするために、Ｃ含有量とＴｉ含有量との和、即ち、Ｃ＋Ｔｉを、０．２００％超、１．５００％以下とする。Ｃ＋Ｔｉの下限は、好ましくは０．３００％であり、より好ましくは０．４００％であり、更に好ましくは０．５００％である。Ｃ＋Ｔｉの上限は、好ましくは１．３００％であり、より好ましくは１．２００％であり、更に好ましくは１．０００％である。
【００１６】
Ａｌ：３．０％以上、１０．０％以下
Ａｌは、鋼板の低比重化を達成するための必須の元素である。Ａｌ含有量が３．０％未満では、低比重化の効果が不十分であり、比重を７．５未満とすることができない。一方、Ａｌ含有量が１０．０％を超えると、金属間化合物の析出が顕著となり延性、加工性及び靭性が劣化する。したがって、Ａｌ含有量は、３．０％以上、１０．０％以下とする。より良好な延性を得るためには、Ａｌ含有量の上限を６．０％とすることが好ましく、５．５％とすることがより好ましく、５．０％とすることが更に好ましい。低比重化の効果を好適に得るためには、Ａｌ含有量の下限を３．５％とすることが好ましく、３．７％とすることがより好ましく、４．０％とすることが更に好ましい。
【００１７】
Ｓｉ：０．０００１％以上、０．２０％未満
Ｓｉは、鋼板の靭性を劣化させる元素であり、鋼板のＳｉ含有量を低減させる必要がある。そのため、Ｓｉ含有量の上限は、０．２０％未満、好ましくは０．１５％とする。一方、Ｓｉ含有量の下限は、現状の精錬技術と製造コストを考慮し、０．０００１％とする。
【００１８】
Ａｌ×Ｓｉ≦０．８
なお、Ａｌ含有量とＳｉ含有量との積、即ち、Ａｌ×Ｓｉを、０．８以下、好ましくは０．７以下、より好ましくは０．６以下とすることにより、極めて良好な靭性を得ることができる。Ａｌ×Ｓｉは、可能な限り低くすることが望ましく、下限は規定しないが、精錬技術と製造コストを考慮し、０．０３とすることが好ましい。
【００１９】
Ｍｎ：０．２０％超、０．５０％以下
Ｍｎは、ＭｎＳを形成して固溶Ｓによる粒界脆化を抑制するために有効な元素である。しかし、Ｍｎ含有量が０．２０％以下では、その効果が発現されない。一方、Ｍｎ含有量が０．５０％を超えるとスポット溶接性が劣化する。したがって、Ｍｎ含有量は０．２０％超、０．５０％以下とする。Ｍｎ含有量の下限は、好ましくは０．２２％であり、より好ましくは０．２４％であり、更に好ましくは０．２６％である。Ｍｎ含有量の上限は、好ましくは０．４０％であり、より好ましくは０．３５％であり、更に好ましくは０．３０％である。
【００２０】
Ｐ：０．００００１％以上、０．０２００％以下
Ｐは、粒界に偏析して粒界強度を低下させ、鋼板の靱性及び溶接性を劣化させる不純物元素であり、鋼板中のＰ含有量を低減させることが望ましい。そのため、Ｐ含有量の上限を０．０２００％とする。また、Ｐ含有量の下限は、現状の精錬技術と製造コストを考慮し、０．００００１％とする。ただし、より良好な溶接性を確保するためには、Ｐ含有量の上限を０．００５０％とすることが好ましく、０．００４０％とすることがより好ましく、０．００３０％とすることが更に好ましい。
Ｍｎ＋１００×Ｐ≦１．０
なお、Ｍｎ含有量とＰ含有量を、Ｍｎ＋１００×Ｐ≦１．０、とすることにより、良好なスポット溶接性を得ることができる。Ｍｎ＋１００×Ｐが低すぎると粒界脆化が生じるため、Ｍｎ＋１００×Ｐの下限は０．２とすることが望ましい。
【００２１】
Ｓ：０．００００１％以上、０．０１００％以下
Ｓは、鋼板の熱間加工性及び靭性を劣化させる不純物元素であり、鋼板中のＳ含有量を低減させることが望ましい。そのため、Ｓ含有量の上限を０．０１００％とする。Ｓ含有量の上限は、好ましくは０．００８０％であり、より好ましくは０．００６５％であり、更に好ましくは０．００５０％である。また、Ｓ含有量の下限は、現状の精錬技術と製造コストを考慮し、０．００００１％とする。
【００２２】
Ｎ：０．００３０％以上、０．０１００％以下
Ｎは、Ｔｉと窒化物及び／又は炭窒化物、即ち、ＴｉＮ及びＴｉ（Ｃ、Ｎ）を形成して、凝固組織を微細な等軸晶組織とするために必須の元素である。この効果は、Ｎ含有量が０．００３０％未満では発現されない。また、Ｎ含有量が０．０１００％を超えると、粗大なＴｉＮの生成により靭性が劣化する。したがって、Ｎ含有量は０．００３０％以上、０．０１００％以下とする。Ｎ含有量の下限は、好ましくは０．００３５％であり、より好ましくは０．００４０％であり、更に好ましくは０．００４５％である。Ｎ含有量の上限は、好ましくは０．００８０％であり、より好ましくは０．００６５％であり、更に好ましくは０．００５０％である。
【００２３】
以上の元素が、本実施形態における鋼板の基本成分であり、上記以外の残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる。しかしながら、本実施形態における鋼板では、残部のＦｅの一部の代わりに、所望の強度レベルやその他に必要とされる特性に応じて、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種又は２種以上の元素を添加しても良い。
【００２４】
Ｎｂ：０．３００％以下
Ｎｂは、微細な炭窒化物を形成する元素であり、結晶粒の粗大化の抑制に有効である。鋼板の靭性を高めるには、０．００５％以上のＮｂを添加することが好ましい。しかし、Ｎｂを過剰に添加すると析出物が粗大になり、鋼板の靭性が劣化することがある。したがって、Ｎｂ含有量は、０．３００％以下とすることが好ましい。
【００２５】
Ｖ：０．５０％以下
Ｖは、Ｎｂと同様、微細な炭窒化物を形成する元素である。結晶粒の粗大化を抑制し、鋼板の靭性を高めるには、０．０１％以上のＶを添加することが好ましい。Ｖ含有量が０．５０％を超えると、靭性が劣化することがある。そのため、Ｖ含有量の上限は０．５０％が好ましい。
【００２６】
Ｃｒ：３．００％以下、
Ｍｏ：３．００％以下、
Ｎｉ：５．００％以下、
Ｃｕ：３．００％以下、
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕは、鋼板の延性及び靭性を向上させるために有効な元素である。しかし、Ｃｒ含有量、Ｍｏ含有量、Ｃｕ含有量は、それぞれ３．００％を超えると、強度の上昇によって、靭性を損なうことがある。また、Ｎｉ含有量は５．００％を超えると、強度の上昇によって、靭性を損なうことがある。したがって、Ｃｒ含有量の上限は３．００％、Ｍｏ含有量の上限は３．００％、Ｎｉ含有量の上限は５．００％、Ｃｕ量の上限は３．００％が好ましい。また、鋼板の延性及び靭性を向上させるには、Ｃｒ含有量は０．０５％以上、Ｍｏ含有量は０．０５％以上、Ｎｉ含有量は０．０５％以上、Ｃｕ含有量は０．１０％以上が好ましい。
【００２７】
Ｂ：０．０１００％以下
Ｂは粒界に偏析し、Ｐ及びＳの粒界偏析を抑制する元素である。しかし、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、析出物を生じて、熱間加工性を損なうことがある。したがって、Ｂ含有量を０．０１００％以下とする。より好ましくはＢ含有量を０．００２０％以下とする。なお、粒界の強化によって、鋼板の延性、靭性及び熱間加工性を向上させるためには、Ｂ含有量は０．０００３％以上が好ましい。
尚、ＢはＰと同様、粒界に偏析し易い元素であり、粒界腐食を抑える効果を得るためにＰ、Ｂの合計含有量を０．００５０％以下とすることが好ましく、０．００４５％以下とすることがより好ましい。Ｐ、Ｂの合計含有量の下限値は脱燐コストを考慮すると０．００００１％とすることが好ましく、０．０００４％とすることが更に好ましい。
【００２８】
Ｃａ：０．０１００％以下
Ｍｇ：０．０１００％以下
Ｚｒ：０．０５００％以下
ＲＥＭ：０．０５００％以下
Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭは、硫化物の形態を制御し、Ｓに起因する鋼板の熱間加工性や靭性の劣化を抑制することに有効な元素である。しかし、過剰に添加しても効果が飽和するため、Ｃａ含有量は０．０１００％以下、Ｍｇ含有量は０．０１００％以下、Ｚｒ含有量は０．０５００％以下、ＲＥＭ含有量は０．０５００％以下とすることが好ましい。また、鋼板の靭性を向上させるには、Ｃａ含有量は０．００１０％以上、Ｍｇ含有量は０．０００５％以上、Ｚｒ含有量は０．００１０％以上、ＲＥＭ含有量は０．００１０％以上とすることが好ましい。
【００２９】
次に、本実施形態に係る高強度低比重鋼板の特性について説明する。
【００３０】
鋼板の比重は、７．５以上では自動車用鋼板として通常使用されている鋼板の比重（鉄の比重７．８６と同程度）と比較して軽量化効果が小さい。そのため、鋼板の比重を７．５未満とする。鋼板の比重は、成分組成によって決まるものであり、軽量化に寄与するＡｌ含有量を増加させることが好ましい。鋼板の比重の下限は特に制限されるものではないが、本実施形態に係る鋼板の成分組成で比重を５．５未満とすることは容易ではないため、５．５を下限とする。
【００３１】
鋼板の引張強度及び延性は、自動車用鋼板として必要な特性を考慮すると、引張強度は４４０ＭＰａ以上、伸びは２５％以上であることが好ましい。
【００３２】
次に、本実施形態に係る鋼板の製造方法について説明する。
【００３３】
本実施形態では、上述の化学成分からなる鋼を、溶鋼過熱度を５０℃以下として鋳造し、得られた鋼片を熱間圧延する。更に、メカニカルデスケーリングや酸洗、冷間圧延及び焼鈍を施しても良い。なお、溶鋼過熱度、液相線温度、溶鋼温度などの温度の単位は摂氏温度である。
【００３４】
上記溶鋼過熱度とは、化学成分の組成から求められる液相線温度から、鋳造時の溶鋼温度を減じた値、即ち、溶鋼過熱度＝溶鋼温度−液相線温度である。
【００３５】
溶鋼過熱度が５０℃を超えると、液相中で晶出したＴｉＮ又はＴｉ（Ｃ、Ｎ）が凝集し、粗大化してしまう。そのため、液相中で晶出したＴｉＮ又はＴｉ（Ｃ，Ｎ）が、フェライトの凝固核として有効に機能せず、本実施形態に係る溶鋼の化学成分が、上述の規定範囲内であっても、凝固組織は粗大な柱状晶組織となってしまう場合がある。したがって、溶鋼過熱度は５０℃以下とすることが好ましい。溶鋼過熱度の下限は規定しないが、通常は、１０℃が下限である。
【００３６】
鋼片の熱間圧延工程における加熱温度は、１１００℃未満であると炭窒化物が十分に固溶せずに必要な強度や延性が得られないことがある。したがって、加熱温度の下限は１１００℃とすることが好ましい。加熱温度の上限は特に規定しないが、１２５０℃を超えると結晶粒の粒径が大きくなり、熱間加工性が低下することがあるため、１２５０℃を上限とすることが好ましい。
【００３７】
仕上げ圧延温度は、８００℃未満であると、熱間加工性が劣化し、熱間圧延中に割れが生じることがある。したがって、仕上げ圧延温度の下限は８００℃とすることが好ましい。仕上げ圧延温度の上限は特に規定しないが、１０００℃を超えると結晶粒の粒径が大きくなり、冷間圧延時に割れを生じることがあるため、１０００℃を上限とすることが好ましい。
【００３８】
巻き取り温度は、６００℃未満であると、フェライトの回復及び再結晶が不十分になり、鋼板の加工性を損なうことがある。したがって、巻き取り温度の下限は６００℃とすることが好ましい。一方、巻き取り温度が７５０℃を超えると再結晶したフェライトの結晶粒が粗大化し、鋼板の延性、熱間加工性及び冷間加工性が低下することがある。したがって、巻き取り温度の上限は７５０℃とすることが好ましい。
【００３９】
熱間圧延時に生成したスケールを除去するために、例えば、テンションレベラーを用いるようなメカニカルデスケーリング及び／又は酸洗を行ってもよい。
【００４０】
熱延鋼板の延性を向上させるために、熱間圧延後、焼鈍してもよい。熱延鋼板の焼鈍温度は、析出物の形態を制御し、延性を向上させるために、７００℃以上とすることが好ましい。また、熱延鋼板の焼鈍温度が１１００℃を超えると結晶粒が粗大化し、粒界脆化が助長されることがある。したがって、熱延鋼板の焼鈍温度の上限は１１００℃とすることが好ましい。
【００４１】
熱延鋼板を焼鈍した後にスケールを除去するために、メカニカルデスケーリング及び／又は酸洗を行ってもよい。
【００４２】
熱延鋼板に冷間圧延及び焼鈍を施し、冷延鋼板を製造しても良い。以下に、冷延鋼板の好ましい製造条件について述べる。
【００４３】
冷間圧延の冷延率は、生産性の観点から２０％以上が好ましい。また、冷間圧延後の焼鈍時において再結晶を促進するには、冷延率を５０％以上とすることが好ましい。また、冷延率が９５％を超えると冷間圧延時に割れが生じる場合がある。したがって、冷延率の上限は９５％とすることが好ましい。
【００４４】
冷間圧延後の焼鈍温度は、再結晶及び回復を十分に進行させるため、６００℃以上とすることが好ましい。一方、冷間圧延後の焼鈍温度が１１００℃を超えると、結晶粒が粗大化して、粒界脆化が助長されることがある。したがって、冷延鋼板の焼鈍温度の上限は１１００℃とすることが好ましい。
【００４５】
冷延鋼板の焼鈍後の冷却速度は、２０℃/秒以上、冷却停止温度は４５０℃以下が好ましい。これは、冷却中の粒成長による結晶粒の粗大化や、粒界へＰなどの不純物元素が偏析することに起因する粒界脆化を防止し、延性を向上させるためである。冷却速度の上限は規定しないが、５００℃／秒を超えることは技術的に困難である。また、冷却停止温度の下限は冷媒の温度に依存するため、冷却停止温度の下限を室温未満とすることは困難である。
【００４６】
冷間圧延後の焼鈍後に、生成したスケールを除去するために、メカニカルデスケーリング及び／又は酸洗を行ってもよい。また、冷間圧延後の焼鈍後に、形状矯正及び降伏点伸びの消失のために調質圧延を行ってもよい。調質圧延において、伸び率が０．２％未満ではその効果が十分でなく、伸び率が２％を超えると降伏比が大幅に増大するとともに伸びが劣化する。したがって、調質圧延における伸び率を０．２％以上、２％以下とすることが望ましい。
【実施例】
【００４７】
以下、本発明の実施例を挙げながら、本発明の技術的内容について、具体的に説明する。
（実施例１）
表１に示す化学組成を有する鋼を、溶鋼過熱度４０℃で鋳造し、表２に示す条件で熱間圧延した。板厚は２．３ｍｍとした。【００４８】
得られた熱延鋼板の比重、機械的特性，アーク溶接性、スポット溶接性を評価した。鋼板の比重の測定はピクノメータを用いて行った。機械的特性は引張試験をＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して行い、引張強度（ＴＳ）を測定して評価した。鋼板のアーク溶接性はＰｕｌｓｅ-ＭＡＧ溶接にて重ね隅肉溶接継手を作製し、引張試験をＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して行い、継手引張強度を測定して評価した。尚、溶接ワイヤは軟鋼及び４９０Ｎ／ｍｍ２級高張力鋼板用の溶接ワイヤを用い、シールドガスはＡｒ＋２０％ＣＯ２ガスを用いた。鋼板のスポット溶接性はＪＩＳ  Ｚ  ３１３７に準拠して、抵抗スポット溶接継手の十字引張強度（ＣＴＳ）によって評価した。スポット溶接は通常のスポット溶接機を用いて、板厚をｔ（ｍｍ）としてナゲット径が５×√ｔとなるように溶接条件を調整して行った。【００４９】
表２に鋼板の比重、引張強度，アーク溶接継手引張強度、ＣＴＳの評価結果を示す。鋼板の板厚と引張強度レベルを勘案し、ＣＴＳは１２ｋＮ以上を合格とした。評価項目において、不合格の場合には、下線を付けた。【００５０】
熱延Ｎｏ．１〜８は本発明例であり，いずれの特性も合格となり，目標とする特性の鋼板が得られた。一方，化学成分が本発明の範囲外である熱延Ｎｏ．９〜１３は，アーク溶接継手強度は母材強度と同等以上であり良好であるものの、ＣＴＳが１２ｋＮ未満で不合格となった。【００５１】
【表１】
2014178359.tif 000003
【００５２】
【表２】
2014178359.tif 000004
【００５３】
（実施例２）
表１に示す化学組成を有する鋼を、溶鋼過熱度４０℃で鋳造し、表２に示す条件で熱間圧延した熱延鋼板について、表３に示す条件で冷間圧延及び焼鈍を行った。板厚は１．２ｍｍとした。【００５４】
得られた冷延鋼板についても実施例１と同様に、比重、機械的特性，アーク溶接性、スポット溶接性を評価した。【００５５】
表３に鋼板の比重、引張強度，アーク溶接継手引張強度、ＣＴＳの評価結果を示す。鋼板の板厚と引張強度レベルを勘案し、ＣＴＳは７ｋＮ以上を合格とした。評価項目において、不合格の場合には、下線を付けた。【００５６】
冷延Ｎｏ．１〜８は本発明例であり、いずれの特性も合格となり，目標とする特性の鋼板が得られた。一方，成分が本発明の範囲外である冷延Ｎｏ．９〜１３は，アーク溶接継手強度は母材強度と同等以上であり良好であるものの、ＣＴＳが７ｋＮ未満で不合格となった。【００５７】
【表３】
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【産業上の利用可能性】
【００５８】
本発明によれば、製造性が良好で、スポット溶接性に優れた高強度低比重鋼板を得ることができ、産業上の貢献が極めて顕著である。
【図１】
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【国際調査報告】
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