(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量%で、C：0.05〜0.2%、Si : 2.0%以下、Mn：0.5〜3.5%、P：0.1%以下、S：0.02%以下、Al：0.01〜2.0%以下、N：0.007%以下、残部がFeおよび不可避不純物からなる鋼板であって、鋼板中に含まれる直径0.1〜1.0μmの介在物が2000個/mm2以下、直径1.0μm超の介在物が[3.9-（Si（質量%）+Al（質量%））]×100個/mm2以下であることを特徴とする溶接性に優れた熱延鋼板。
【請求項２】
請求項１記載の熱延鋼板をフラッシュ溶接またはアプセット溶接した後、冷間圧延を施して製造した冷延鋼板。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、フラッシュ溶接性あるいはアブセット溶接性等の溶接性に優れた熱延鋼板および冷延鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、地球環境保全の見地から、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。このため、車体材料の高強度化により薄肉化を図り、車体そのものを軽量化しようとする動きが活発である。しかしながら、鋼板の高強度化は延性の低下、即ち成型加工性の低下を招くことから、高強度と高加工性を併せ持つ材料の開発が望まれている。
【０００３】
このような要求に対して、これまでにフェライト−マルテンサイト二相鋼（Dual-Phase鋼）や残留オーステナイトの加工誘起変態を利用したTRIP鋼など、種々の複合組織鋼板が開発されてきた。
【０００４】
通常、これらの鋼板は、転炉あるいは電気炉等で溶製された鋼スラブを熱間圧延して製造されるか、あるいはさらに酸洗した後、冷間圧延−焼鈍もしくは熱冷延下地の鋼板に溶融亜鉛めっきを施して製造される。
【０００５】
これらの高加工性高張力鋼板の製造に際し、熱間圧延された鋼板は、通常、酸洗ラインの入側に設置された溶接機で接合されて、後続する各製造ラインに通板され、所定の処理が施される。このとき、溶接部には製造ライン内で溶接部以外の鋼板の正常部と同様の処理が施される。
【０００６】
溶接部強度が低い場合、製造ライン内、特に大きな圧延荷重と張力が付与される冷間圧延ラインで、溶接部破断が発生しやすい。溶接部破断が発生した場合、製造効率の大幅な低下や、破断材による圧延ロール損傷などの設備損傷による製造コストの大幅な増加を招く。このため、溶接部は、前記した製造ライン内で破断しない強度を有することが必要である。
【０００７】
熱間圧延された鋼板の接合には、種々の溶接方法が用いられるが、その中でフラッシュ溶接およびアプセット溶接は、レーザ溶接などに比較して設備コスト、ランニングコストが安い。しかしながら、これらの方法により、Si,Al,Mn等の介在物を形成しやすい合金成分を含有した鋼板を溶接した場合、溶接界面に介在物が残留し、それが起点となってき裂が生じ、溶接部強度が低下しやすい。
【０００８】
以下では、比較的高効率であることから、酸洗ラインの入側における先行鋼板と後行鋼板との接続に使用されることが多い、フラッシュ溶接について説明する。フラッシュ溶接は、以下の３段階の過程により被溶接材に溶接部を形成して接続する溶接方法である。
【０００９】
▲１▼  被溶接材両端に電圧を印加した状態で、突き合わせ端面を適切な速度で接近させ、局部的な接触部を生じさせる。
【００１０】
▲２▼  この接触部に流れる高電流密度の短絡電流による抵抗発熱と、接触短絡部の溶融破断に伴い発生するアークによって端面を局部的に集中加熱する。この時、アークによって、端面の溶融金属が飛散する。この溶融金属の飛散現象をフラッシングという。（フラッシュ過程）
▲３▼  フラッシングによって端面全面の温度を上昇させ、突き合わせ端面の全面にほぼ一様な溶融層を形成させた時点で、急速に被溶接材を前進させ、溶接部を加圧・変形して、被溶接材同志を接合する。（アプセット過程）
前記したように、このようなフラッシュ溶接により、Al,Si,Mn等の介在物を形成しやすい合金成分を含有した鋼板を溶接する場合、溶接界面に介在物が残留し、それが起点となってき裂が生じやすい。
【００１１】
ここで、Dual-Phase鋼やTRIP鋼は、フェライトと第二相のバランス調整、特にTRIP鋼の場合は残留オーステナイトを残すために、SiやAlを多く含有する場合がある。このため、これらの鋼板の製造に用いる熱延鋼板をフラッシュ溶接する場合、前記合金成分に起因する介在物の溶接界面への残存を回避することが重要である。
【００１２】
介在物の溶接界面への残存を回避する方法としては、まず前記したアプセット過程において、溶接界面から介在物を完全に排出できるように溶接条件を最適化し、それを厳密に管理、実施していくことが挙げられる。しかし、介在物を形成しやすい合金元素を多く含有した鋼板の場合、適正な溶接条件範囲自体が存在しないか、存在しても条件範囲は著しく狭くなっている。
【００１３】
また、たとえ適正な溶接条件範囲が存在するとしても、フラッシュ電流の大きさやフラッシュ時間、アプセット電流の大きさやアプセット時間、さらにはフラッシュ代やアプセット代などの多数の要素が交絡した複雑な溶接条件を厳密に管理し、安定した操業を行うことは、工業的に極めて困難である。
【００１４】
そこで、溶接時における介在物の生成、特に介在物中で、最も容易に生成する酸化物の生成を抑制し、介在物の残存を回避する方法が提案されている。例えば、特開昭49-96947号公報には、溶接部近傍で還元性ガスを含むガスを燃焼させることにより、大気中酸素を遮断する方法、特開昭56-50789号公報には、突き合わせ溶接部分を気密化し、不活性ガスでシールドして溶接する方法が提案されている。
【００１５】
特開昭59-118282号公報には、溶接部近傍に炭素重合体、有機化合物、有機珪素化合物や亜鉛、亜鉛粉末含有物、カルシウム、マグネシウム合金やその含有物などの保護ガス発生物質を溶接部近傍に塗布し、溶接時の熱により保護ガスを発生させる方法が提案されている。
【００１６】
その他、特開昭62-275581号公報には、同様にグリースを溶接部近傍に塗布し、溶接時の熱により保護ガスを発生させる方法が提案されている。また、特開昭63-203281号公報には、グリースの塗布方法が提案されている。
【００１７】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、前記従来技術には、以下に述べる問題点がある。
【００１８】
特開昭49-96947号公報に提案の技術は、ガスの燃焼を利用するため、ガス燃焼設備設置とその運用によるコスト増加や、火炎による周辺設備への熱的影響の増大という問題があり、実用的ではない。
【００１９】
特開昭56-50789号公報に提案の技術は、気密化に伴う設備改造やその運用によるコスト増加、溶接機にこれら設備を取り付けることにより微妙な調整を必要とする突き合わせ部周辺の保守作業に支障がでるといった問題が生じる。さらに、Si,Al,Mnなど酸化性の強い合金元素が多く含有されている場合、酸化物などの介在物が溶接界面に残存していることがあり、溶接部強度について必ずしも十分な信頼性を得ることができない。
【００２０】
特開昭59-118282号公報、特開昭62-275581号公報、特開昭63-203281号公報に提案の技術は、比較的容易に適正な溶接条件範囲を広げることができるが、溶接中の溶接部周辺を大気からシールドする効果は必ずしも完全ではなく、また、Si,Al,Mnなど酸化性の強い合金元素が多く含有されている場合、酸化物などの介在物が溶接界面に残存していることがあり、溶接部強度について必ずしも十分な信頼性を得ることができない。
【００２１】
また、鋼板へのグリースなどの塗布工程が増えることになり、効率面の低下、設備コストの増加を引き起こす。さらに、これらの方法を使用した場合、グリース等が溶接機などに付着、残存し、スパッタなどが付着しやすくなる。スパッタが電極表面に付着した場合、電極と鋼板の接触が局部的になり、ダイバーンなどの溶接欠陥を発生する。また、鋼板通板中にスパッタが鋼板上に落下すると、鋼板表面に傷を生じるため、グリースなどを除去する煩雑な清掃を行わねばならない。以上のような理由から、これらもその実施を極力避けたい方法である。
【００２２】
このため、実際の製造ラインでは、Si,Al等を大量に含有し、酸化物による介在物を生成しやすい合金成分を含む場合、酸化性成分元素を多く含有しない軟鋼ストリップなどを難溶接材間に挿入して溶接し、交互通板することも行われている。
【００２３】
本発明は、前記した事情を考慮してなされたものであり、グリース等の塗布、酸化性成分元素を多く含有しない材料との交互通板などを行うことなく、製造ライン内で溶接部破断を発生させない溶接部強度を得ることができるフラッシュ溶接性およびアプセット溶接性に優れた熱延鋼板およびこの熱延鋼板を素材として製造する高加工性高張力冷延鋼板を提供することを目的とする。
【００２４】
【課題を解決するための手段】
前記課題を解決するための、本発明の特徴とする構成は以下のとおりである。すなわち、質量%で、C：0.05〜0.2%、Si：2.0%以下、Mn：0.5〜3.5%、P：0.1%以下、S：0.02%以下、Al：0.01〜2.0%以下、N：0.007%以下、残部がFeおよび不可避不純物からなる鋼板であって、鋼板中に含まれる直径0.1〜1.0μmの介在物が2000個/mm2以下、直径1.0μm超の介在物が[3.9-（Si（質量%）+Al（質量%））]×100個/mm2以下であることを特徴とする溶接性に優れた熱延鋼板である。
【００２５】
また、この発明の熱延鋼板をフラッシュ溶接またはアプセット溶接した後、冷間圧延を施して製造した冷延鋼板とすることもできる。
【００２６】
以下、本発明について説明する。本発明は、Si, Mn, Alなど酸化性の強い合金元素を多く含有する熱延鋼板をフラッシュ溶接した場合、溶接時の酸化物の生成を抑制しても、溶接界面に介在物が残存し、そのために溶接部強度が低下する場合がある点に着目し、鋼板成分組成や鋼板中の介在物とフラッシュ溶接性の関係について詳細に調査した結果なされた。
【００２７】
調査の過程で、フラッシュ溶接性は、鋼板成分組成により直接影響されるのではなく、鋼板中の介在物により大きく影響を受けること、さらに、後記するように鋼板中の介在物は、その大きさによってフラッシュ性に及ぼす影響が異なっていることが見出された。本発明はこの知見に基づき、鋼板中の介在物の大きさと個数を適切な範囲にすることにより、良好なフラッシュ溶接性とアプセット溶接性を得ることを可能とした点に大きな特徴がある。
【００２８】
まず、本発明の化学成分の限定理由について述べる。
【００２９】
C : 0.05〜0.2%
Cは、オーステナイトを安定化させる元素であり、マルテンサイトの体積および硬さの増加、又は室温でオーステナイトを残留させるために必要な元素である。C量が0.05%未満では、製造条件の最適化を図ったとしても、鋼板の強度の確保、またTRIP鋼では残留オーステナイト量を確保することが難しい。一方、C量が0.2%を超えると、溶接部および熱影響部の硬化が著しく、溶接性が劣化する。こうした観点から、C量を0.05〜0.2%の範囲内とする。
【００３０】
Si : 2.0%以下
Siは、鋼の強化に有効な元素である。また、フェライト生成元素であり、オーステナイト中へのCの濃化促進および炭化物の生成を抑制することから、マルテンサイトの硬さの調整、残留オーステナイトの生成を促進する働きがあるので、複合組織鋼およびTRIP鋼に添加されることが多い。しかしながら、過剰な添加はフェライトの脆化を招き、材料の強度−延性バランスを劣化させることになる。従って、添加量を2.0%以下に限定する。
【００３１】
Mn : 0.5〜3.5%
Mnは、鋼の強化に有効な元素である。また、オーステナイトを安定化させる元素であり、マルテンサイトの体積および硬さの増加、又は室温でオーステナイトを残留させるために必要な元素である。この効果は、Mn が 0.5%以上で得られる。一方、Mnを3.5%を超えて過剰に添加すると、オーステナイトが安定化しすぎて、マルテンサイトへの加工誘起変態、即ちTRIP効果が発現しなくなることがある。また、固溶強化による強度上昇が所望の範囲を超えることがある。従って、Mn量を0.5〜3.5%とする。
【００３２】
P : 0.1%以下
Pは、鋼の強化に有効な元素であるが、0.1%を超えて過剰に添加すると、粒界偏析により脆化を引き起こし、耐衝撃性を劣化させる。従って、P量を0.1%以下とする。
【００３３】
S :0.02%以下
Sは、MnSなどの介在物となって、耐衝撃性の劣化や溶接部のメタルフローに沿った割れの原因となるので極力低い方がよいが、製造コストの面から0.02%以下とする。
【００３４】
Al : 0.01〜2.0%
Alは、鋼中のNを固定することにより固溶Nによる降伏点伸びの回復を抑える作用がある。この作用は、0.01%未満では発揮されない。また、フェライト生成元素であり、オーステナイト中へのCの濃化促進および炭化物の生成を抑制することから、マルテンサイトの硬さの調整、残留オーステナイトの生成を促進する働きがあるので、複合組織鋼およびTRIP鋼に多量に添加される場合がある。しかしながら、過剰な添加はフェライトの脆化を招き、材料の強度−延性バランスを劣化させることになる。従って、添加量を2.0%以下に限定する。
【００３５】
N : 0.007%以下
Nは、鋼の耐時効性を最も大きく劣化させる元素であり、少ないほどよく、0.007%を超えると耐時効性の劣化が顕著となる。従って、N量を0.007%以下とする。
【００３６】
本発明の鋼板には、上記の化学成分以外にも、鋼板の特性を損なわない程度の微量成分も含み得るものであり、このような鋼板も発明の技術範囲に含まれる。
【００３７】
次に本発明の鋼板の介在物について説明する。鋼板中の介在物は、その直径が1.0μmを境に溶接時の溶融状況が異なり、フラッシュ性に及ぼす影響が異なる。ここで、介在物の寸法は直径で表し、この直径は介在物の形状を円形に換算したときの直径、即ち円相当直径で表す。なお、介在物の個数は、直径1.0 μm超の介在物は光学顕微鏡で、直径0.1〜1.0μmの介在物は走査型電子顕微鏡で容易に測定可能である。
【００３８】
直径1.0 μm超の介在物： [3.9-(Si（質量%）+Al（質量%）)]×100個/mm2以下
直径1.0μm超の比較的大きな介在物は、溶接時に完全には溶解しないため、溶融界面に残留しやすく、一部大きく成長する場合も認められる。この介在物の許容量は、酸化物を形成するSi（質量%）+Al（質量%）の合計量により変化し、後述の実験式：[3.9-（Si（質量%）+Al（質量%））]×100個/mm2を超えると、き裂の発生が顕著となる。従って、直径1.0μm超の介在物を[3.9-（Si（質量%）+Al（質量%））]×100個/mm2以下とする。
【００３９】
直径0.1〜1.0μmの介在物：2000個/mm2以下
直径1.0μm以下の介在物は、溶接時にほぼ完全に溶解するが、溶接終了時に溶融界面に微細に再生成し、フラットスポットを形成することがある。そのため、溶接界面の強度が低下し、フラッシュ溶接性を劣化させる。これは、直径1.0 μm以下の介在物が2000個/mm2を超えると顕著となる。従って、直径1.0 μm以下の介在物を2000個/mm2以下とする。
【００４０】
なお、直径1.0μm以下の介在物として観察する際、その下限を直径0.1μmとしているが、これは直径0.1μm未満の介在物の量（質量）は、直径0.1〜1.0μmの介在物に対して無視しうることによる。直径0.1μm未満の介在物は直径0.1〜1.0μmの介在物に対して、直径が1/10以下のため体積は10-3倍より小さくなる。従って、仮に多数存在しても、その量は無視できるのである。
【００４１】
【発明の実施の形態】
本発明の熱延鋼板の製造方法は、化学成分、および直径1.0μm超の介在物の個数と直径0.1〜1.0μmの介在物の個数の両方を、それぞれ所定の範囲内に調整するものであれば、どのような形態でもかまわない。例えば、真空溶解炉、転炉または電気炉で所定の成分範囲に溶製した溶鋼を、脱ガス処理などを施し、造塊鋳造、連続鋳造あるいはストリップキャスタによって鋳造し、熱片状態での直送圧延あるいは鋼片再加熱後に熱間加工を行って、熱延鋼板を製造する。
【００４２】
その際、主に一次脱酸生成物である直径1.0μm超の介在物の制御は、例えば、溶鋼脱ガス時間を長くするとか、またはスラグ組成の調整によりスラグからの再酸化を防止することなどにより行う。さらに、主に二次脱酸生成物である直径0.1〜1.0μmの介在物の制御は、鋳造速度、鋳造時の加熱、補助加熱、保熱、鋳片厚さ、冷却条件など溶鋼の凝固冷却速度を調整することにより行うことができる。
【００４３】
Sについては溶銑、取鍋精錬などで脱Sするか、Sの少ない原料、副原料を用いて精錬することが望ましい。
【００４４】
熱間加工は、分塊圧延、粗圧延、仕上げ熱延の内、仕上げ熱延は必須であるが、分塊圧延、粗圧延は鋳造後の鋼塊、鋼片、鋳造板などの厚さ寸法、リジング抑制などにより適宜選択して行うことができる。
【００４５】
このようにして製造された熱延鋼板はフラッシュ溶接性、アプセット溶接性に優れるので、熱間圧延された鋼板のまま、あるいはさらに酸洗等の脱スケール等の処理を施した後、フラッシュ溶接やアプセット溶接を施す熱延鋼板の用途に広く使用することができる。
【００４６】
また、前記熱延鋼板は、フラッシュ溶接等により先行鋼板と後行鋼板を接続した後、酸洗ラインや冷間圧延ライン等の各製造ラインを通板して処理を施しても、溶接部で破断しないので、冷間圧延する各種鋼板の素材として使用することができる。さらに、熱延鋼板を素材として製造した各種鋼板も優れたフラッシュ溶接性およびアプセット溶接性を有している。
【００４７】
なお、ここではフラッシュ溶接性を冷間圧延ラインにおける通板性で評価しているが、この評価結果は、ラインの通板性のみでなく、溶接部が加工を受ける場合のき裂発生の有無を示すものであり、これは容易に推察可能である。
【００４８】
以下、前記したSi,Alと介在物の関係について詳述する。
【００４９】
まず、表1に示す成分組成の板厚2.8〜3.0mm、板幅1200mmの熱延鋼板を突き合わせ、フラッシュ溶接を行った。なお、表1の鋼板の成分組成の表示しない残部はFeおよび不可避不純物である。溶接条件は、フラッシュ時間8.5秒、フラッシュ長さ12mm、アプセット代3.5mmである。溶接部から排出されたフラッシュメタルは、バイトにより母材表面と同じ高さになるまで研削した。
【００５０】
【表１】
0003767487.tif 000002
【００５１】
フラッシュ溶接性は、板幅1200mmの溶接材から100mm幅の試験片を10片取り出し、実験室冷間圧延機で圧延し、破断の有無、あるいは破断は生じないが表面にき裂が観察された場合はき裂長さを測定した。き裂長さは、両面のき裂長さが両面の溶接部全体の長さ（100mm×2）に占める割合を、き裂長さ率（%、き裂長さ合計mm／溶接部全体の長さmm×100)として求め、この値により評価した。
【００５２】
冷間圧延は、ロール間ギャップを2.6mmから、0.2mmずつ減じて1.2mm付近になるまで冷間圧延を繰り返し、その後、ギャップを0.2〜0.05mmに調節して最終的な板厚を1.2mmとした。通常の酸洗ラインまたは冷間圧延ラインでは、き裂長さ率が10%以下であれば、ライン内で溶接部破断が発生することがなく、安定した通板が可能である。なお、繰り返し圧延の途中で、上下貫通したき裂が生じた場合は、その時点で破断と判断し、圧延を中止した。
【００５３】
表１に示すように、全体的にはSiの増加とともにき裂長さ率が増加する傾向が認められるが、ほぼ同一成分組成の鋼板であってもき裂長さ率にかなりのばらつきがある。したがって、鋼板成分組成のみではフラッシュ溶接性の良否を判断できないので、鋼板成分組成のみの限定ではフラッシュ溶接性の改善を行えないことがわかった。
【００５４】
引き続き検討を行い、溶接前後の鋼板中の介在物の観察結果と溶接性の調査結果から、以下のことがわかった。
【００５５】
▲１▼直径1.0 μm超の介在物
フラッシュ溶接時において、これら介在物は、溶融金属中ではその大半が溶融しているのに対し、溶融界面近傍では溶融せず、逆に温度上昇により成長する。このような介在物の成長は、溶融界面に近いほど著しくなっている。溶融金属自身はアプセット過程さえ適正に行えば、比較的容易に排出される。しかし、溶融界面近傍で成長した介在物は、アプセット時に排出されにくく、溶接界面に残留してき裂の起点となる。
【００５６】
▲２▼直径0.1〜1.0μmの介在物
フラッシュ溶接時において、溶融金属中ではこれらの介在物はほぼ完全に溶融している。溶融界面近傍では、凝集して大きくなるものも一部存在するが、溶接時における温度上昇により大半は溶融する。溶融金属自身はアプセット過程さえ適正に行えば、比較的容易に排出される。しかし、溶融界面近傍で溶融した介在物は、溶接終了後の急冷時に溶接界面に微細に再生成し、フラットスポットを形成する。このフラットスポットが溶接界面に広く存在すると、界面強度は低下する。特に、き裂が発生した場合、その伝播を容易にする。
【００５７】
以上の結果から、これらの介在物の大きさと量を規定することにより、グリース等の塗布、酸化性成分元素を多く含有しない材料との交互通板などを行うことなく、製造ライン内で溶接部破断を発生させない溶接部強度を得ることができるフラッシュ溶接性がより安定した鋼板を得ることができるのではないかと考えた。
【００５８】
このような知見に基づき、介在物の量およびサイズとフラッシュ溶接性の関係について引き続き調査を行った。介在物観察については、直径1.0μm超の介在物観察は光学顕微鏡で、直径0.1〜1.0μmの介在物観察は走査型電子顕微鏡で行った。
【００５９】
図１は、鋼板のSiとAlの含有量の和および直径1.0μm超の介在物の個数とフラッシュ溶接性の関係を示す図である。図中の鋼板の直径0.1〜1.0μmの介在物の個数は700〜1500個/mm2でほぼ一定とした。なお、介在物測定は、直径1.0 μm超の介在物は光学顕微鏡で、直径0.1〜1.0μmの介在物は走査型電子顕微鏡で行った。
【００６０】
図から明らかなように、き裂長さ率が10%以下となる直径1.0μm超の介在物の個数の上限と、SiとAlの含有量の和には明確な相関がある。図中の直線を式で表すと、縦軸=390-100（Si（質量%）+Al（質量%））となる。従って、直径1.0μm超の介在物の個数が、[3.9-（Si（質量%）+Al（質量%））]×100個/mm2以下であれば、き裂長さ率がライン通板時の許容範囲内の10%以下になることがわかる。
【００６１】
次に、直径0.1〜1.0μmの介在物の影響を調査した。そのため表2に示す成分組成の鋼板A、Bを下記のようにして製造した。なお、表2の鋼板の成分組成の表示しない残部はFeおよび不可避不純物である。また、直径1.0μm超の介在物の個数を本発明範囲内の[3.9-（Si（質量%）+Al（質量%））]×100個/mm2以下とした。
【００６２】
【表２】
0003767487.tif 000003
【００６３】
鋼板中に存在する介在物は、溶鋼の溶製段階で生成する一次脱酸生成物と、凝固冷却時に溶解度の低下により晶出する二次脱酸生成物とに分かれる。そこで、表2 に示す成分組成に溶製した鋼を、真空溶解炉を用い、スラグの塩基度・組成の調整、脱ガス処理時間の調整、さらに溶鋼凝固時の冷却速度の調整を行って、介在物のサイズおよび個数を調整した鋳片を製造した。これらの鋳片を熱間圧延し、板厚2.0mm、板幅100mmの試料を製造した。
【００６４】
この試料について介在物観察およびフラッシュ溶接を行い、溶接後に前述と同様の方法で、ロール間ギャップを2.6mmから1.2mmまで、実験室冷間圧延を行い、前述の評価方法により、き裂長さ率等の溶接部の品質を評価した。介在物観察については、前述と同様、直径1.0μm超の介在物観察は光学顕微鏡で、直径0.1〜1.0μmの介在物観察は走査型電子顕微鏡で行った。
【００６５】
以上の結果を図２〜４（表２の鋼Ａ〜Ｃに対応）に示す。これらの図は、直径0.1〜1.0μmの介在物の個数とき裂長さ率の関係を示す図である。いずれの図においても、直径0.1〜1.0μmの介在物の個数が2000個/mm2以下の範囲で、き裂長さ率が10%以下であることがわかる。
【００６６】
【実施例】
表３および表４に示す化学成分の鋼を溶製し、種々の精錬−鋳造条件で鋳片を製造した。すなわち、介在物の大きさと個数の調整は、スラグ組成の調整により塩基度を変化させること、真空度・脱ガス時間を変化させること、あるいは鋳造時の溶鋼の凝固冷却速度を変えることにより行った。なお、表３〜４の化学成分の表示しない残部は、Feおよび不可避不純物である。
【００６７】
【表３】
0003767487.tif 000004
【００６８】
【表４】
0003767487.tif 000005
【００６９】
このようにして得た鋳片を1200℃に加熱した後、熱間圧延で板厚3.0mm、板幅1200mmの熱延鋼板とし、フラッシュ溶接機で溶接を行った。溶接条件は、フラッシュ時間8.5秒、フラッシュ長さ12mm、アプセット代3.5mmである。溶接部から排出されたフラッシュメタルは、バイトにより母材表面と同じ高さになるまで研削した。
【００７０】
フラッシュ溶接性は、板幅1200mmの溶接材から100mm幅の試験片を10片取り出し、前述と同様の方法で介在物の観察を行い、実験室冷間圧延により、き裂長さ率の測定を行った。以上の測定結果を表３に併せて示す。
【００７１】
表３により、本発明例の鋼は、総てき裂長さ率が10%以下となっており、フラッシュ溶接性が非常に良好である。
【００７２】
【発明の効果】
以上詳述したように、本発明の熱延鋼板は、グリース等の塗布、酸化性成分元素を多く含有しない材料との交互通板などを行うことなく、良好なフラッシュ溶接性およびアプセット溶接性を示す。したがって、フラッシュ溶接やアプセット溶接を行う熱延鋼板の用途に広く使用することができる。また、この熱延鋼板を、フラッシュ溶接やアプセット溶接で接続して冷間圧延ライン等の各製造ラインに通板した場合、各製造ライン内で溶接部破断がないので、破断に伴う製造効率の低下や圧延ロール損傷などの設備損傷による製造コストの増加を防止することができる。
【００７３】
また、この熱延鋼板を素材として用いて製造された冷延鋼板についても、前記した効果および特性を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】  Si＋Al量、介在物（1.0μm超）個数とフラッシュ溶接性の関係を示す図。
【図２】介在物（0.1〜1.0μm）の個数とき裂長さ率の関係を示す図（表２鋼Ａ）。
【図３】介在物（0.1〜1.0μm）の個数とき裂長さ率の関係を示す図（表２鋼Ｂ）。
【図４】介在物（0.1〜1.0μm）の個数とき裂長さ率の関係を示す図（表２鋼Ｃ）。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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