(57)【要約】【課題】スポット溶接性に優れた高強度鋼板”を安定に提供できる技術を確立する。【解決手段】高強度鋼板を、Ｃ：０．０６〜０．１０％，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ（不純物），Ｓ（不純物），Ａｌを含み、更にＴｉ：０．０１〜０．０８％，Ｎｂ：０．０１〜０．０８％の１種又は２種も含み、必要により　Ｍｏ，Ｖ，Ｃｒ，Ｃａの１種以上をも含有すると共に、Ｃα＝Ｃ＋Ｓｉ／３０　＋Ｍｎ／２５　で定義されるＣαとＴｉ，Ｎｂの含有量が「Ｃα＋　０．１×Ｔｉ＋０．１２×Ｎｂ　　＜　０．１８５」なる条件を満たす構成とする。表面に電気めっき層あるいは溶融めっき層を有していても良い。この鋼板は、特定仕上げ温度で熱延後に３５０〜６５０℃で巻き取り、冷間圧延，再結晶焼鈍を施してから１０〜１００℃／ｓの冷却速度で冷却して得ることができる。【選択図】　　　　なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１０％，Ｓｉ：　１．０％以下，Ｍｎ：　２．０〜３．５％，Ｐ：　０．１％以下，Ｓ：０．０１％以下，Ａｌ：　０．００５〜　１．５％を含み、更にＴｉ：０．０１〜０．０８％，Ｎｂ：０．０１〜０．０８％のうちの１種又は２種をも含有すると共に、残部がＦｅ及び不可避的不純物より成り、かつ
Ｃα＝Ｃ（％）　＋　Ｓｉ（％）／３０　＋　Ｍｎ（％）／２５
で定義されるＣαとＴｉ，Ｎｂの含有量が
Ｃα＋　０．１×Ｔｉ（％）　＋０．１２×Ｎｂ（％）　＜　０．１８５
との条件を満たすことを特徴とする、スポット溶接性に優れた高強度鋼板。
【請求項２】
構成成分として更にＭｏ：０．０１〜　０．５％，Ｖ：０．０１〜　０．１％，Ｃｒ：０．０１〜　０．５％，Ｃａ：０．０００１〜０．０１％のうちの１種又は２種以上をも含有して成る、請求項１に記載のスポット溶接性に優れた高強度鋼板。
【請求項３】
請求項１又は２に係る鋼板と同じ成分組成の鋼片を、１１００〜１３５０℃に加熱して熱間圧延し、８００〜９５０℃の温度範囲で熱間圧延を終了して３５０〜６８０℃の温度範囲で巻き取った後、得られた熱延鋼板に冷間圧延を施し、更にＡｃ３点又は８００℃の温度以上９５０℃以下の温度域で再結晶焼鈍を施してから１０〜１００℃／ｓの冷却速度で冷却することを特徴とする、スポット溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【請求項４】
請求項１又は２に係る鋼板と同じ成分組成の鋼片を直送圧延するかあるいは９８０℃以上に再加熱してから熱間圧延し、更に熱間仕上げ圧延前に９８０℃以上への再加熱を行い８００〜９５０℃の温度範囲で熱間圧延を終了して３５０〜６８０℃の温度範囲で巻き取った後、得られた熱延鋼板に冷間圧延を施し、更にＡｃ３点又は８００℃の温度以上９５０℃以下の温度域で再結晶焼鈍を施してから１０〜１００℃／ｓの冷却速度で冷却することを特徴とする、スポット溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【請求項５】
表面に電気めっき層を有する、請求項１又は２に記載のスポット溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【請求項６】
表面に溶融めっき層を有する、請求項１又は２に記載のスポット溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、引張強さ５９０ＭＰａ程度以上の高強度を有すると共に優れたスポット溶接性を示し、自動車向けの加工用鋼板として好適な高強度鋼板、並びにその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車の安全性向上策，軽量化対策として自動車車体やその補強部品等に高強度鋼板が使用されるようになってきた。
ところで、自動車車体あるいは自動車部品の組み立てにはアーク溶接やスポット溶接等が多用されるが、自動車車体や補強部品等への高強度鋼板の適用が増大するにつれてその溶接性が問題となってきている。
【０００３】
一般に、加工用高強度鋼板は固溶強化，析出強化，組織強化を複雑に制御して所定の特性を得ているが、そのためには多くの合金元素の添加が不可欠である。しかしながら、高強度化のために添加する合金成分は鋼板のスポット溶接性にとっては好ましいものではない。
なぜなら、高強度化のために合金元素を添加した高強度鋼板では、これにスポット溶接を行うと、生成するナゲットは硬度が高くかつ脆くなって微細な割れが生じ易く、大きなき引張り応力が溶接部にかかった場合にナゲット内や熱影響部（ＨＡＺ部）において割れが生じてしまう等の“不健全な破断”が生じがちであった。
【０００４】
高強度鋼板における溶接影響部（ＨＡＺ部）の割れ傾向の改善策としては、例えば特開２０００−８７１７５号公報に「Ｍｏ添加によってＨＡＺ部の軟化を抑制する手法」が開示されている。
また、特開平７−１１３１４０号公報には、Ｃｕを用いることによりＨＡＺ靭性を向上させて溶接性を健全にすることが開示されている。
しかし、これらの手段も高強度鋼板のスポット溶接性を的確に改善する効果については十分であると言えず、高いスポット溶接強度が安定して得られる高強度鋼板のスポット溶接性改善策が望まれていた。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
このようなことから、本発明が目的としたのは、高いスポット溶接強度を示すところの“スポット溶接性に優れた高強度鋼板”を安定に提供できる技術を確立することである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記目的を達成すべく鋭意研究を行った結果、「特にＴｉ，Ｎｂの合金元素を含有させることにより高強度化を図った加工用高強度冷延鋼板では、　Ｃ，Ｓｉ及びＭｎの含有量との絡みでＴｉ，Ｎｂの含有量を適正に制御すると優れたスポット溶接性を示すようになり、　高いスポット溶接強度の安定確保が可能になる」との知見を得ることができた。
【０００７】
本発明は、上記知見事項等を基にしてなされたものであり、次に示すスポット溶接性に優れた高強度鋼板並びにその製造方法を提供するものである。
▲１▼　Ｃ：０．０６〜０．１０％（以降、　成分割合を表す％は重量％とする），　Ｓｉ：　１．０％以下，Ｍｎ：　２．０〜　３．５％，Ｐ：　０．１％以下，Ｓ：０．０１％以下，Ａｌ：　０．００５〜１．５　％を含み、更にＴｉ：０．０１〜０．０８％，Ｎｂ：０．０１〜０．０８％のうちの１種又は２種をも含有すると共に、残部がＦｅ及び不可避的不純物より成り、かつ
Ｃα＝Ｃ（％）　＋　Ｓｉ（％）／３０　＋　Ｍｎ（％）／２５
で定義されるＣαとＴｉ，Ｎｂの含有量が
Ｃα＋　０．１×Ｔｉ（％）　＋０．１２×Ｎｂ（％）　＜　０．１８５
との条件を満たすことを特徴とする、スポット溶接性に優れた高強度鋼板。
▲２▼　構成成分として更にＭｏ：０．０１〜　０．５％，Ｖ：０．０１〜　０．１％，Ｃｒ：０．０１〜０．５　％，Ｃａ：０．０００１〜０．０１％のうちの１種又は２種以上をも含有して成る、前記▲１▼項に記載のスポット溶接性に優れた高強度鋼板。
▲３▼　前記▲１▼項又は▲２▼項に係る鋼板と同じ成分組成の鋼片を、１１００〜１３５０℃に加熱して熱間圧延し、８００〜９５０℃の温度範囲で熱間圧延を終了して３５０〜６８０℃の温度範囲で巻き取った後、得られた熱延鋼板に冷間圧延を施し、更にＡｃ３点又は８００℃の温度以上９５０℃以下の温度域で再結晶焼鈍を施してから１０〜１００℃／ｓの冷却速度で冷却することを特徴とする、スポット溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法。
▲４▼　▲１▼項又は▲２▼項に係る鋼板と同じ成分組成の鋼片を直送圧延するかあるいは９８０℃以上に再加熱してから熱間圧延し、更に熱間仕上げ圧延前に９８０℃以上への再加熱を行い８００〜９５０℃の温度範囲で熱間圧延を終了して３５０〜６８０℃の温度範囲で巻き取った後、得られた熱延鋼板に冷間圧延を施し、更にＡｃ３点又は８００℃の温度以上９５０℃以下の温度域で再結晶焼鈍を施してから１０〜１００℃／ｓの冷却速度で冷却することを特徴とする、スポット溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法。
▲５▼　表面に電気めっき層を有する、前記▲１▼項又は▲２▼項に記載のスポット溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法。
▲６▼　表面に溶融めっき層を有する、前記▲１▼項又は▲２▼項に記載のスポット溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【０００８】
【発明の実施の形態】
本発明では鋼板あるいは鋼片の成分組成を前記の如くに調整することが極めて重要な要件となるが、本発明において鋼板あるいは鋼片の成分組成を特定のものに限定した理由は次の通りである。
【０００９】
Ｃ：　Ｃは鋼板に高強度を確保する上で非常に重要な成分であるが、その含有量が０．０６％未満では所望の高強度を得ることができず、一方、０．１０％を超えてＣを含有させると鋼板の靭性が低下する。従って、Ｃ含有量は０．０６〜０．１０％と定めた。
【００１０】
Ｓｉ：　Ｓｉは脱酸に必要な元素であるが、その含有量が　１．０％を超えるとスポット溶接のナゲット部が硬化して靭性を劣化させるのでＳｉ含有量は　１．０％以下と定めた。ただ、０．０１％未満では脱酸の効果が少ない点に留意すべきである。
更に、Ｓｉは溶融亜鉛めっきの合金化を抑制する元素であり、めっき皮膜の密着性を劣化させるので、表面に溶融亜鉛めっきを施す場合にはＳｉ含有量は　０．３％以下に抑えるべきである。
【００１１】
Ｍｎ：　Ｍｎはオーステナイトの安定化作用を通じて鋼板に硬質相を生成させ鋼板の高強度化に必要な成分であるが、過度に含有させるとバンド組織が発達して鋼板の延性が低下するので好ましくない。また、Ｍｎ含有量が少ないと鋼板に所定の強度を確保することができない。このようなことから、Ｍｎ含有量は　２．０〜　３．５％と定めた。
【００１２】
Ｐ：　Ｐは、スポット溶接のナゲット部を硬化して靭性を劣化させたり、溶融亜鉛めっきの合金化を抑制してめっき皮膜の密着性を劣化させる点ではＳｉと同様に作用する好ましくない元素であるが、めっき品質，溶接品質の観点から　０．１％までは許容が許されるので、Ｐ含有量は　０．１％以下と定めた。しかし、好ましくは０．０８％以下に抑えるのが良い。
【００１３】
Ｓ：　Ｓは溶接性を劣化させる好ましくない元素であるため、溶接品質の観点からその含有量を０．０１％以下と定めた。しかし、好ましくはＳ含有量を　０．００８％以下に抑えるのが良い。
【００１４】
Ａｌ：　Ａｌは鋼の脱酸のために添加される成分であるが、その含有量が　０．００５％未満では脱酸効果が不十分である。一方、　１．５％を超えてＡｌを含有させても脱酸効果は飽和し、経済的に不利となる。従って、Ａｌ含有量は　０．００５〜　１．５％と定めた。
【００１５】
Ｔｉ，Ｎｂ：　Ｔｉ及びＮｂは、何れも鋼中のＣと結合して炭化物を生成する元素であり、鋼板の高強度化に極めて有効な成分である。更に、Ｔｉには窒化物として鋼中のＮを固定し、スラブのひび割れを防止する効果もある。
ただ、Ｔｉ又はＮｂの含有量が０．０１％未満では鋼板に所望の強度を確保することができず、一方、これらの含有量がそれぞれ０．０８％を超えるとスポット溶接性の劣化を招くようになる。
従って、本発明では、Ｔｉ：０．０１〜０．０８％，Ｎｂ：０．０１〜０．０８％の範囲でこれらの１種又は２種を含有させることと定めた。
【００１６】
Ｍｏ：　Ｍｏはオーステナイト相を安定化させる元素で、マルテンサイト組織等の硬質相の生成を容易化する作用を通じて鋼板の強度確保に有効な成分である。Ｍｎにも同様な効果があるが、Ｍｏの場合にはＭｎと異なってバンド状組織が生成しにくく、得られる高強度に比べて延性の劣化が少ない。
従って、本発明においては必要に応じてＭｏの添加がなされるが、その含有量が０．０１％未満では前記効果が発揮されず、一方、　０．５％を超えて含有させるとめっきを施した際のめっきの品質が悪くなる。
このようなことからＭｏ含有量は０．０１〜　０．５％と定めたが、表面に溶融亜鉛めっきを施す場合にはその含有量を０．０１〜　０．１％に調整するのが良い。
【００１７】
Ｖ：　Ｖも、Ｔｉ，Ｎｂと同様に炭化物を生成して析出強化作用を示す元素であるが、強化能はＴｉ，Ｎｂ程でないので軟質な相を適度に強化し全体として均一な組織を形成し機械特性を向上させる効果を発揮する。従って、本発明においては必要に応じてＶの添加がなされるが、その含有量が０．０１％未満では十分な効果が発揮されず、一方、　０．１％を超えて含有させると鋼板の延性を低下させる。
このようなことから、Ｖ含有量は０．０１〜　０．１％と定めた。
【００１８】
Ｃｒ：　Ｃｒは、Ｍｏと同様、硬質相の生成を容易化して強度確保に有効な成分である。従って、本発明においては必要に応じてＣｒの添加がなされるが、その含有量が０．０１未満では十分な効果が発揮されず、一方、　０．５％を超えて含有させると靱性劣化を招く。
このようなことから、Ｃｒ含有量は０．０１〜　０．５％と定めたが、鋼板表面に溶融亜鉛めっきを施す場合にはその含有量を０．０１〜　０．１％に調整するのが良い。
【００１９】
Ｃａ：　Ｃａは、微量であっても鋼中の介在物を制御し鋼板の曲げ性を劣化させるＭｎＳの量を減少する効果があるので必要に応じて添加される成分であるが、０．０１％を超えて含有させもその効果は飽和するので経済的に不利である。従って、Ｃａ含有量は０．０００１〜０．０１％と定めた。
【００２０】
上記以外の含有元素はＦｅ及び不可避的不純物であり、例えばＯ　（酸素）　，ＲＥＭ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｗ等の不可避的不純物は０．０２％以下が許容範囲である。
【００２１】
更に、本発明では、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｔｉ及びＮｂの含有量が下記　（１）式を満たしていることが極めて重要である。
Ｃα＋　０．１×Ｔｉ（％）　＋０．１２×Ｎｂ（％）　＜　０．１８５　　　　……（１）
〔但し、　Ｃα＝Ｃ（％）　＋　Ｓｉ（％）／３０　＋　Ｍｎ（％）／２５　〕
【００２２】
即ち、本発明者らは、種々の化学成分を有する高強度鋼板について２枚重ね合わせスポット溶接を実施し、スポット溶接性を調査した。
そして、まず、以下に示す破断形態と十字引張り強度とに密接な関係があることを突き止めた。
即ち、各種の鋼板からＪＩＳ　Ｚ　３１３７で規定される形状の試験片を作成してスポット溶接を行った後、十字引張り試験を実施し、この際の破断形態と十字引張り強度とを詳細に調査した結果、破断面の光学顕微鏡断面写真（図１を参照）において、破断した板（図１の上方に位置する板）とこれに重ねられている板（図１の下方に位置する板）とのなす角度θ（図１の部分拡大図である図２を参照）が２０°以上の場合には十字せん断強度（十字引張り強度）が改善することが判明した。
【００２３】
前記図１及び図２は角度θが大きくて十字引張り強度の高い場合（従って溶接性が良い場合）の例であり、図３及び図４（図３の部分拡大図）に示す破断面の光学顕微鏡断面写真は角度θが小さくて十字引張り強度の低い場合（従って溶接性が悪い場合）の例であるが、角度θと十字引張り強度の関係は以下のように考えられる。
【００２４】
即ち、スポット溶接部材におけるＨＡＺ部近傍の部分（ＨＡＺ＋原板の一部）の変形能が小さい場合には、小さいせん断力であっても極く狭い領域で大きな応力集中が発生し、その結果として亀裂が生じる。この亀裂は鉛直方向に伸び、角度θが小さいままで溶接部は破断する。
一方、スポット溶接部材におけるＨＡＺ部近傍の部分（ＨＡＺ＋原板の一部）の変形能が大きい場合には、大きなせん断力が働いてもＨＡＺ近傍部が変形する（角度θが大きくなる）ことで応力集中が緩和され、亀裂が生じるほどの応力集中は起きにくい。そして、発生する応力が原板の強度を超えることによって初めて破断に至る。
【００２５】
本発明者らは、これらの点を踏まえ、更に上記角度θと鋼板の化学組成との関係についても詳細に調査したところ、角度θは前記　（１）式と密接に関係し、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｔｉ及びＮｂの含有量が前記　（１）式の条件を満たせばスポット溶接部材におけるＨＡＺ近傍の変形能が満足できる範囲となることも明らかとなった。
【００２６】
ここで、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎが関与するＣαは一般的にＣ当量と同様な関係にあると推測されるが、Ｔｉ，Ｎｂを考慮した前記　（１）式がＨＡＺ近傍付近の変形能に影響を与えるメカニズムはハッキリしていない。ただ、Ｔｉ，ＮｂはＣと析出物を作って強度を上げる元素であるが、急速に冷却された凝固組織中では析出物を作らずに“元素”として存在し、これが変形能を上げる効果を発揮する可能性も考えられる。
【００２７】
以上に説明した化学組成の鋼は、転炉，電気炉または平炉等により溶製することができる。なお、本発明においては、適用される鋼種はリムド鋼，キャップド鋼，セミキルド鋼，キルド鋼の何れでも良い。また、本発明に係る鋼片の製造手段についても、造塊−分塊圧延あるいは連続鋳造の何れであっても構わない。
【００２８】
さて、本発明に係る加工用高強度鋼板は、次のようにして製造することができる。
即ち、まず、先に説明した成分組成からなる鋼片を１１００〜１３５０℃に加熱し、８００〜９５０℃の温度範囲で熱間圧延を終了した後、３５０〜６８０℃の温度範囲で巻き取る。
ここで、鋼片の加熱温度が１１００℃を下回ると製鋼時の介在物が溶けず、偏析が生じて品質上問題となり、一方、１３５０℃を超える加熱では加熱に要するエネルギ−が大きくて経済的な不利が生じる。
また、熱間圧延を終了温度が８００℃を下回ると熱間圧延時の変形抵抗が大きくなって圧延機に過大な負担をかけるので経済的不利を招き、一方、９５０℃を上回っていると結晶粒が粗大化し、肌あれ等の品質上の問題が生じる。
更に、巻取温度が６５０℃を超えていると表面に厚いスケ−ルが発生し酸洗後に表面品質劣化を招き、一方、３５０℃を下回る巻取温度では熱延段階でのバンド組織の発生や介在物の偏析を抑制することができない。
【００２９】
この場合、熱間圧延に際して、“連続鋳造後の鋼片の直送圧延”又は“９８０℃以上に鋼片を再加熱しての圧延”を開始し、仕上げ圧延前に９８０℃以上の温度へ再加熱する手法を採用しても良い。
ただ、この時の鋼片の再加熱温度が９８０℃を下回ると、圧延時の変形抵抗が大きくなり、圧延機に過大な負担をかけるので経済的不利を招く。
【００３０】
次に、得られた熱延鋼板を、常法通りに酸洗し所定の厚さに冷間圧延する。
更に、次の再結晶焼鈍工程では、所定の板厚に冷間圧延された鋼板をＡｃ３点又は８００℃の温度以上９５０℃以下の温度範囲で加熱（５秒以上の加熱保持が良い）した後、１０〜１００℃／ｓの冷却速度で冷却する。
ここで、焼鈍温度がＡｃ３点又は８００℃の温度を下回ると、一部未再結晶組織が生じ低温靱性劣化等といった特性上の不具合が生じる。一方、焼鈍温度が９５０℃を上回ると加熱炉の負担が大きくなり、経済的に不利である。
また、焼鈍後の冷却速度が１０℃／ｓを下回ると粗大な炭化物が析出し、一方、焼鈍後の冷却速度が１００℃／ｓを上回ると硬質第二相過剰に増え、何れであっても特性劣化を招くので好ましくない。
【００３１】
なお、実際作業では、焼鈍後の上記特定冷却速度での冷却を４５０〜３５０℃の範囲まで実施し、この温度域で９０秒から１２０秒間保持してから調質圧延を行うのが好ましい。これにより、得られる高強度鋼板の品質，平坦度はより安定化する。
【００３２】
ところで、本発明に係る前記成分組成の高強度鋼板を原板とし、これにＺｎ系等の電気めっきを施して得られる“表面に電気めっき層を有する鋼板”も、原板と同様に優れたスポット溶接性を発揮する。
また、本発明に係る前記成分組成の高強度鋼板を母材とし、その表面にＺｎ系等の溶融めっき層（合金化溶融めっき層も含む）を有する鋼板も、母材と同様に優れたスポット溶接性を発揮する。
従って、近年、自動車等の寿命向上のために防錆力の高い高強度めっき鋼板が要望されていることからすれば、表面にめっき層を有する上記“スポット溶接性に優れた高強度鋼板”は極めて有用であると考える。
【００３３】
表面にＺｎ系等の溶融めっき層を有する高強度鋼板の製造では、Ｃ：０．０６〜０．１０％，Ｓｉ：　０．３％以下，Ｍｎ：　２．０〜　３．５％，Ｐ：　０．１％以下，Ｓ：０．０１％以下，Ａｌ：　０．００５〜　１．５％を含み、更にＴｉ：０．０１〜０．０８％，Ｎｂ：０．０１〜０．０８％のうちの１種又は２種を含有すると共に、必要に応じてＭｏ：０．０１〜　０．５％，Ｖ：０．０１〜　０．１％，Ｃｒ：０．０１〜　０．１％，Ｃａ：０．０００１〜０．０１％のうちの１種又は２種以上をも含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物より成り、かつ
Ｃα＋　０．１×Ｔｉ（％）　＋０．１２×Ｎｂ（％）　＜　０．１８５
〔但し、　Ｃα＝Ｃ（％）　＋　Ｓｉ（％）／３０　＋　Ｍｎ（％）／２５　〕
なる条件を満たす鋼片を、本発明に係る前記条件に従って熱間圧延し、所定の板圧に冷延圧延してから、Ａｃ３点又は８００℃の温度以上９５０℃以下の温度範囲で加熱（５秒以上の保持が良い）し、続いて５〜３０℃／ｓの冷却速度で５００〜４５０℃まで冷却した後（この温度域で１０〜５０秒間保持するのが良い）に溶融亜鉛めっき等を施し、更に４８０〜６５０℃の範囲で合金化処理を行うのが良い。
【００３４】
以下、実施例により本発明を更に具体的に説明する。
【実施例】
まず、表１に示す各成分組成の鋼片を熱間圧延して４００〜６８０℃の温度範囲で巻き取った。
【００３５】
【表１】
2004060024.tif 000002
【００３６】
次に、得られた熱延鋼板を、酸洗し、所定の厚さ（１．２ｍｍ）にまで冷間圧延を実施した。
続いて、これら冷延鋼板に再結晶焼鈍を施してから冷却速度６０℃／ｓの気水冷却を実施した。
上記熱間圧延の温度条件並びに再結晶焼鈍温度を表２に示す。
【００３７】
【表２】
2004060024.tif 000003
【００３８】
次いで、得られた各高強度鋼板（板厚１．２ｍｍ　）について引張強度を調査すると共に、同一鋼種の鋼板を十字引張りの形式でＪＩＳ規格（ＪＩＳ　Ｚ３１３７）に規定する形状に加工後、２枚を重ね合わせ、スポット溶接を行った。
スポット溶接は、
電極　　：ダブルＲ型，
加圧力　：４００ｋｇｆ，
通電　　：１６サイクル（電流　７．５ｋＡ），
保持　　：３サイクル
の条件で実施した。
そして、スポット溶接後の試験片につき、アムスラー試験機を用いて十字引張りを実施し、更に破断後の溶金部をナイタル液でエッチングして見えやすい状態になった状況で断面のＳＥＭ写真を撮り、破断面（特に前述した溶接板がなす角度θ）を調査した。
これらの調査結果を前記表２に併せて示した。
【００３９】
また、表２の試験番号１〜１３についての結果を基に角度θと十字引張り強度との関係を整理して図５に示した。
更に、表２の試験番号１〜１３についての結果を基に角度θと前記　（１）式〔Ｃα＋　０．１×Ｔｉ（％）　＋０．１２×Ｎｂ（％）　〕との関係を整理して図６に示した。
【００４０】
表２や図５，図６に示される結果からも、本発明に従うと優れたスポット溶接性を示す高強度鋼板が実現されることを確認できる。
【００４１】
また、上記例と同じ条件で各鋼片の熱間圧延，冷間圧延，再結晶焼鈍を行った後、何れも冷却速度２０℃／ｃで４８０℃まで冷却し、この温度に２５秒間保持してから常法通りに溶融亜鉛めっきを施し、更に５２０℃の温度で合金化処理を行う試験も実施した。そして、このようにして得られた“表面に溶融亜鉛めっき層を有する鋼強度鋼板”につき、実施例１の場合と同様に引張強度，スポット溶接後の十字引張り強度と溶接板がなす角度θとを調査したが、上記とほぼ同様の結果が得られ、本発明に従うと優れたスポット溶接性を示す“表面に溶融亜鉛めっき層を有する鋼強度鋼板”が実現されることを確認した。
【００４２】
【発明の効果】
以上に説明した如く、この発明によれば、スポット溶接性に優れた高強度冷延鋼板，高強度電気めっき鋼板あるいは高強度溶融亜鉛めっき鋼板を安定して提供することが可能となり、自動車等に供する構造部品の品質改善に大きく寄与できるなど、産業上有用な効果がもたらされる。
【図面の簡単な説明】
【図１】十字引張り試験を実施したスポット溶接試験片に係る破断面の光学顕微鏡断面写真である。
【図２】図１の部分拡大図であり、角度θの説明図でもある。
【図３】十字引張り試験を実施したスポット溶接試験片の別例に係る破断面の光学顕微鏡断面写真である。
【図４】図３の部分拡大図であり、角度θの説明図でもある。
【図５】実施例の結果を基に整理して作成した、「角度θと十字引張り強度との関係」を示すグラフである。
【図６】実施例の結果を基に整理して作成した、「角度θと式〔Ｃα＋　０．１×Ｔｉ（％）　＋０．１２×Ｎｂ（％）　〕との関係」を示すグラフである。
【図１】
2004060024.tif 000004
【図２】
2004060024.tif 000005
【図３】
2004060024.tif 000006
【図４】
2004060024.tif 000007
【図５】
2004060024.tif 000008
【図６】
2004060024.tif 000009