JP3240843B2 - スポット溶接性と表面性状に優れた鋼板およびその製造方法 - Google Patents
スポット溶接性と表面性状に優れた鋼板およびその製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、自動車用など良好なス
ポット溶接性が要求される用途に対し好適な鋼板、即
ち、熱間圧延板、その表面処理鋼板、冷延鋼板、及びそ
の表面処理鋼板、及び、これらの製造方法に関する。
ポット溶接性が要求される用途に対し好適な鋼板、即
ち、熱間圧延板、その表面処理鋼板、冷延鋼板、及びそ
の表面処理鋼板、及び、これらの製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、高いプレス成形性を有する鋼板を
製造するための方策として、特公昭４４−１８０６６号
公報、特公昭５４−１２４５号公報、特開昭５９−６７
３１９号公報、などに開示されている、いわゆるＩＦ
鋼、即ち、鋼中の窒素および炭素を極力低減し、Ｔｉや
Ｎｂなどの炭窒化物形成元素を添加した鋼が広く使用さ
れるようになってきている。
製造するための方策として、特公昭４４−１８０６６号
公報、特公昭５４−１２４５号公報、特開昭５９−６７
３１９号公報、などに開示されている、いわゆるＩＦ
鋼、即ち、鋼中の窒素および炭素を極力低減し、Ｔｉや
Ｎｂなどの炭窒化物形成元素を添加した鋼が広く使用さ
れるようになってきている。
【０００３】しかし、ＩＦ鋼は極低炭素鋼のためにスポ
ット溶接熱影響部の結晶粒が粗大化しやすく、スポット
溶接継手の強度が低いといった問題がある。そこで、鋼
中の酸素量を規定した特開平３−１７７５３８号公報、
Ｔｉ−Ｎｂ−Ｂ量を規定した特開昭６３−３１７６２５
号公報、特開昭６３−３１７６４８号公報、特開昭６３
−３１７６４９号公報、さらには、Ｔｉ析出物の寸法と
量を規定した特開昭６３−３１７６４７号公報等があ
る。
ット溶接熱影響部の結晶粒が粗大化しやすく、スポット
溶接継手の強度が低いといった問題がある。そこで、鋼
中の酸素量を規定した特開平３−１７７５３８号公報、
Ｔｉ−Ｎｂ−Ｂ量を規定した特開昭６３−３１７６２５
号公報、特開昭６３−３１７６４８号公報、特開昭６３
−３１７６４９号公報、さらには、Ｔｉ析出物の寸法と
量を規定した特開昭６３−３１７６４７号公報等があ
る。
【０００４】これらの方法は基本的には一旦Ａ3 変態点
以下室温まで冷却されたスラブを再加熱し、熱間圧延す
るといったプロセスを前提とする。これに対して、省エ
ネルギー、省プロセスの観点から、ＩＦ鋼において連続
鋳造鋳片をＡ3 変態点以下に冷却することなく、直送圧
延する方法が開示されている（例えば、特開昭５９−１
２３７２１号公報、特開昭６２−２７８２３２号公
報）。
以下室温まで冷却されたスラブを再加熱し、熱間圧延す
るといったプロセスを前提とする。これに対して、省エ
ネルギー、省プロセスの観点から、ＩＦ鋼において連続
鋳造鋳片をＡ3 変態点以下に冷却することなく、直送圧
延する方法が開示されている（例えば、特開昭５９−１
２３７２１号公報、特開昭６２−２７８２３２号公
報）。
【０００５】しかし、このような単なる直送圧延材にお
いては、熱間圧延時の表面割れが生じやすく、歩留りが
低下するという問題がある。そこで、ＩＦ鋼に限ったも
のではないが、特開昭５９−１８９００１号公報、特開
平２−３７９５０号公報、特公平２−１８９３６号公報
は、連続鋳造鋳片の表層部のみを内部より意図的に冷却
し、表面割れ感受性を低減させた直送圧延法を開示して
いる。
いては、熱間圧延時の表面割れが生じやすく、歩留りが
低下するという問題がある。そこで、ＩＦ鋼に限ったも
のではないが、特開昭５９−１８９００１号公報、特開
平２−３７９５０号公報、特公平２−１８９３６号公報
は、連続鋳造鋳片の表層部のみを内部より意図的に冷却
し、表面割れ感受性を低減させた直送圧延法を開示して
いる。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら上記の従
来技術には以下の様な問題点があった。連続鋳造鋳片を
Ａ3 変態点以下室温まで冷却し、再加熱圧延する方法は
省エネルギー、省プロセスの点で問題があり、直送圧延
する方法は、表面割れの問題がある。また、これまでの
連続鋳造鋳片の表層部のみを冷却する方法は、極低炭素
鋼を対象とはしておらず、表面割れ対策のみに焦点が当
てられており、積極的に材質を向上させようとするもの
ではない。
来技術には以下の様な問題点があった。連続鋳造鋳片を
Ａ3 変態点以下室温まで冷却し、再加熱圧延する方法は
省エネルギー、省プロセスの点で問題があり、直送圧延
する方法は、表面割れの問題がある。また、これまでの
連続鋳造鋳片の表層部のみを冷却する方法は、極低炭素
鋼を対象とはしておらず、表面割れ対策のみに焦点が当
てられており、積極的に材質を向上させようとするもの
ではない。
【０００７】また、Ｔｉの析出物の寸法と量を規定する
方法は、通常の連続鋳造では達成できない鋳造速度を必
要とし、表層部と内部の析出物を別々に制御しようとす
るものではない。そこで、本発明は、従来着目されてい
なかったＩＦ鋼の連続鋳造鋳片の表層部のみを内部より
強冷却し、その後鋳片内部の顕熱により復熱させる方法
を前提として、単なる省エネルギー、省プロセスのみな
らず、組成と連続鋳造鋳片の表層部および内部の温度を
別々に制御することにより、鋼板の特性として、スポッ
ト溶接性と表面性状を積極的に向上させたＩＦ鋼板を提
供することを目的とする。
方法は、通常の連続鋳造では達成できない鋳造速度を必
要とし、表層部と内部の析出物を別々に制御しようとす
るものではない。そこで、本発明は、従来着目されてい
なかったＩＦ鋼の連続鋳造鋳片の表層部のみを内部より
強冷却し、その後鋳片内部の顕熱により復熱させる方法
を前提として、単なる省エネルギー、省プロセスのみな
らず、組成と連続鋳造鋳片の表層部および内部の温度を
別々に制御することにより、鋼板の特性として、スポッ
ト溶接性と表面性状を積極的に向上させたＩＦ鋼板を提
供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】上記課題は以下の手段に
より解決される。 重量％で、Ｃ：0.005%以下、Ｎ：0.004%以下、Ｍ
ｎ：0.03〜2.7%、Ｓｉ：0.8%以下、Ｐ：0.1%以下、Ｓ：
0.001〜0.02% 、sol.Ａｌ：0.01〜0.08% 、Ｔｉ：0.00
5〜0.12% を含有し、前記成分間に下記の関係があるこ
とを特徴とするスポット溶接性と表面性状に優れた鋼
板。 （Ｎe ／14) ＋（Ｓ／32）≧ 0.00023 （Ｍｎ＋Ｔｉe ）／Ｓ≧ 8 但し、Ｎe ＝ｍｉｎ（（14Ｔｉ／48) 、Ｎ） Ｔｉe ＝Ｔｉ−（48Ｎe ／14) である。
より解決される。 重量％で、Ｃ：0.005%以下、Ｎ：0.004%以下、Ｍ
ｎ：0.03〜2.7%、Ｓｉ：0.8%以下、Ｐ：0.1%以下、Ｓ：
0.001〜0.02% 、sol.Ａｌ：0.01〜0.08% 、Ｔｉ：0.00
5〜0.12% を含有し、前記成分間に下記の関係があるこ
とを特徴とするスポット溶接性と表面性状に優れた鋼
板。 （Ｎe ／14) ＋（Ｓ／32）≧ 0.00023 （Ｍｎ＋Ｔｉe ）／Ｓ≧ 8 但し、Ｎe ＝ｍｉｎ（（14Ｔｉ／48) 、Ｎ） Ｔｉe ＝Ｔｉ−（48Ｎe ／14) である。
【０００９】 に記載の成分に加え、重量％で、
Ｂ：0.0002〜0.003%を含有することを特徴とするに記
載のスポット溶接性と表面性状に優れた鋼板。
Ｂ：0.0002〜0.003%を含有することを特徴とするに記
載のスポット溶接性と表面性状に優れた鋼板。
【００１０】 に記載の成分に加え、重量％で、Ｎ
ｂ： 0.003〜0.05% を含有することを特徴とするに記
載のスポット溶接性と表面性状に優れた鋼板。
ｂ： 0.003〜0.05% を含有することを特徴とするに記
載のスポット溶接性と表面性状に優れた鋼板。
【００１１】 下記の（ａ）、（ｂ）、（ｃ）の工程
を順次行うことを特徴とするスポット溶接性と表面性状
に優れた鋼板の製造方法。 （ａ）重量％で、Ｃ：0.005%以下、Ｎ：0.004%以下、Ｍ
ｎ：0.03〜2.7%、Ｓｉ：0.8%以下、Ｐ：0.1%以下、Ｓ：
0.001〜0.02% 、sol.Ａｌ：0.01〜0.08% 、Ｔｉ： 0.0
05〜0.12% を含有し、前記成分間に下記の関係がある鋳
片を連続鋳造する工程と、（Ｎe ／14) ＋（Ｓ／32）≧
0.00023（Ｍｎ＋Ｔｉe）／Ｓ≧ 8 但し、Ｎe ＝ｍｉｎ（（14Ｔｉ／48) 、Ｎ） Ｔｉe ＝Ｔｉ−（48Ｎe ／14) である。（ｂ）前記連続
鋳造した鋳片を室温まで冷却することなく、鋳片表面か
ら最小で5mmまで、最大で鋳片厚みの20％までの表層部
を一旦Ａｒ1 以下に冷却し、その後、鋳片内部の顕熱に
より、もしくは、短時間の保温もしくは加熱により、再
び鋳片表面を1000〜1150℃の範囲に復熱させる工程と、 （ｃ）前記復熱させた鋳片を直ちに熱間圧延する工程。
を順次行うことを特徴とするスポット溶接性と表面性状
に優れた鋼板の製造方法。 （ａ）重量％で、Ｃ：0.005%以下、Ｎ：0.004%以下、Ｍ
ｎ：0.03〜2.7%、Ｓｉ：0.8%以下、Ｐ：0.1%以下、Ｓ：
0.001〜0.02% 、sol.Ａｌ：0.01〜0.08% 、Ｔｉ： 0.0
05〜0.12% を含有し、前記成分間に下記の関係がある鋳
片を連続鋳造する工程と、（Ｎe ／14) ＋（Ｓ／32）≧
0.00023（Ｍｎ＋Ｔｉe）／Ｓ≧ 8 但し、Ｎe ＝ｍｉｎ（（14Ｔｉ／48) 、Ｎ） Ｔｉe ＝Ｔｉ−（48Ｎe ／14) である。（ｂ）前記連続
鋳造した鋳片を室温まで冷却することなく、鋳片表面か
ら最小で5mmまで、最大で鋳片厚みの20％までの表層部
を一旦Ａｒ1 以下に冷却し、その後、鋳片内部の顕熱に
より、もしくは、短時間の保温もしくは加熱により、再
び鋳片表面を1000〜1150℃の範囲に復熱させる工程と、 （ｃ）前記復熱させた鋳片を直ちに熱間圧延する工程。
【００１２】 に記載の成分に加え、重量％で、
Ｂ：0.0002〜0.003%を含有することを特徴とするに記
載のスポット溶接性と表面性状に優れた鋼板の製造方
法。
Ｂ：0.0002〜0.003%を含有することを特徴とするに記
載のスポット溶接性と表面性状に優れた鋼板の製造方
法。
【００１３】 またはに記載の成分に加え、重量
％で、Ｎｂ： 0.003〜0.05% を含有することを特徴とす
るまたはに記載のスポット溶接性と表面性状に優れ
た鋼板の製造方法。
％で、Ｎｂ： 0.003〜0.05% を含有することを特徴とす
るまたはに記載のスポット溶接性と表面性状に優れ
た鋼板の製造方法。
【００１４】 下記の工程を備えたことを特徴とする
スポット溶接性と表面性状に優れた冷間圧延鋼板の製造
方法。 （ａ）〜のいずれか一つに記載した工程と、（ｂ）
前記工程により得られた熱延鋼板を、更に冷間圧延する
工程。
スポット溶接性と表面性状に優れた冷間圧延鋼板の製造
方法。 （ａ）〜のいずれか一つに記載した工程と、（ｂ）
前記工程により得られた熱延鋼板を、更に冷間圧延する
工程。
【００１５】
【作用】本発明の直送圧延プロセスは連続鋳造鋳片、主
にスラブの表層部のみを強制冷却し、主に復熱によりオ
ーステナイト→フェライト、フェライト→オーステナイ
ト変態を繰り返し、組織の微細化を図るとともに、初析
オーステナイト粒界に析出したＦｅ−Ｓ系化合物と繰り
返し変態した後のオーステナイト粒界との不一致化によ
り、Ｆｅ−Ｓ系化合物に起因する熱間圧延割れを防止す
る。また、内部においては、通常の直送圧延と同じく、
冷却−再加熱プロセスを経ずに熱間圧延されるために、
ＴｉＮ、ＭｎＳのみならずＴｉＳが非平衡に析出し微細
分散する。
にスラブの表層部のみを強制冷却し、主に復熱によりオ
ーステナイト→フェライト、フェライト→オーステナイ
ト変態を繰り返し、組織の微細化を図るとともに、初析
オーステナイト粒界に析出したＦｅ−Ｓ系化合物と繰り
返し変態した後のオーステナイト粒界との不一致化によ
り、Ｆｅ−Ｓ系化合物に起因する熱間圧延割れを防止す
る。また、内部においては、通常の直送圧延と同じく、
冷却−再加熱プロセスを経ずに熱間圧延されるために、
ＴｉＮ、ＭｎＳのみならずＴｉＳが非平衡に析出し微細
分散する。
【００１６】このような微細に分散した析出物はスポッ
ト溶接熱影響部の結晶粒粗大化に対して抑制効果を有す
る。このため、本発明による方法においては、省エネル
ギー、省プロセス達成のみならず表面性状およびスポッ
ト溶接性が大幅に向上するわけである。
ト溶接熱影響部の結晶粒粗大化に対して抑制効果を有す
る。このため、本発明による方法においては、省エネル
ギー、省プロセス達成のみならず表面性状およびスポッ
ト溶接性が大幅に向上するわけである。
【００１７】以下に、本発明の成分組成の限定理由につ
いて説明する。Ｃは固溶状態で存在すると、鋼を硬質化
するだけでなく、常温時効劣化を招き、冷間圧延−焼鈍
材においては深絞り性向上に有利な集合組織形成に悪影
響を及ぼすので、極力低下させることが望ましく、その
含有量は0.005%以下とする。
いて説明する。Ｃは固溶状態で存在すると、鋼を硬質化
するだけでなく、常温時効劣化を招き、冷間圧延−焼鈍
材においては深絞り性向上に有利な集合組織形成に悪影
響を及ぼすので、極力低下させることが望ましく、その
含有量は0.005%以下とする。
【００１８】Ｎは固溶状態で存在するとＣと同様の悪影
響を及ぼすので、極力低下させることが望ましく、その
上限を0.004%とする。しかし、微細ＴｉＮが存在する場
合はスポット溶接熱影響部の結晶粒粗大化を抑制するの
で、ＴｉとＳの関係で後述する量は確保する必要があ
る。
響を及ぼすので、極力低下させることが望ましく、その
上限を0.004%とする。しかし、微細ＴｉＮが存在する場
合はスポット溶接熱影響部の結晶粒粗大化を抑制するの
で、ＴｉとＳの関係で後述する量は確保する必要があ
る。
【００１９】Ｓは熱間圧延性を低下させ、熱間圧延時の
表面割れの原因となるので、上限を0.02% とする。しか
し、少なすぎるとスケールの剥離性が悪くなると同時
に、スポット溶接熱影響部の結晶粒粗大化抑制に必要な
微細ＭｎＳおよびＴｉＳが確保できなくなるので、0.00
1%以上は必要である。したがって、含有量は 0.001〜0.
02% とする。
表面割れの原因となるので、上限を0.02% とする。しか
し、少なすぎるとスケールの剥離性が悪くなると同時
に、スポット溶接熱影響部の結晶粒粗大化抑制に必要な
微細ＭｎＳおよびＴｉＳが確保できなくなるので、0.00
1%以上は必要である。したがって、含有量は 0.001〜0.
02% とする。
【００２０】ＭｎはＳによる熱間脆性を抑制する効果を
有すると同時に、微細なＭｎＳによりスポット溶接熱影
響部の結晶粒粗大化を防ぐことができる。本発明のＳ量
の範囲に対しては、少なくとも0.03% は添加しなければ
ならない。しかし、多量の添加はＩＦ鋼といえども深絞
り性などの成形性を劣化させるので、上限を2.7%とす
る。
有すると同時に、微細なＭｎＳによりスポット溶接熱影
響部の結晶粒粗大化を防ぐことができる。本発明のＳ量
の範囲に対しては、少なくとも0.03% は添加しなければ
ならない。しかし、多量の添加はＩＦ鋼といえども深絞
り性などの成形性を劣化させるので、上限を2.7%とす
る。
【００２１】Ｓｉは成形性への悪影響が小さいわりに強
度上昇に寄与する元素であるが、多量の添加は顕著な成
形性の劣化を招くので、上限を0.8%とする。
度上昇に寄与する元素であるが、多量の添加は顕著な成
形性の劣化を招くので、上限を0.8%とする。
【００２２】ＰはＳｉと同様に成形性への悪影響が小さ
いわりに強度上昇に寄与する元素であるが、多量の添加
は偏析による脆化を招くので、上限を0.1%とする。
いわりに強度上昇に寄与する元素であるが、多量の添加
は偏析による脆化を招くので、上限を0.1%とする。
【００２３】sol.ＡｌはＡｌとして脱酸および固溶Ｎの
固定のために添加する必要がある。0.01% 未満ではその
効果が得られず、逆に0.08% より多いと深絞り性など成
形性の劣化を招くと同時に経済性を損ねる原因にもなる
ので、添加量は0.01〜0.08%とする。
固定のために添加する必要がある。0.01% 未満ではその
効果が得られず、逆に0.08% より多いと深絞り性など成
形性の劣化を招くと同時に経済性を損ねる原因にもなる
ので、添加量は0.01〜0.08%とする。
【００２４】ＴｉはＴｉＮを形成し、さらにＴｉＳとし
てＳを固定しＭｎと同様の熱間脆性を抑制し、表面性状
を向上させると同時に、微細析出することにより、スポ
ット溶接熱影響部の結晶粒粗大化を防ぐことができる。
しかしながら、過剰の添加は効果が飽和するだけでな
く、コスト上昇を招くために、添加量は 0.005〜0.12%
とする。
てＳを固定しＭｎと同様の熱間脆性を抑制し、表面性状
を向上させると同時に、微細析出することにより、スポ
ット溶接熱影響部の結晶粒粗大化を防ぐことができる。
しかしながら、過剰の添加は効果が飽和するだけでな
く、コスト上昇を招くために、添加量は 0.005〜0.12%
とする。
【００２５】本発明においては上記組成を基本成分とす
るが、必要に応じて以下の元素を１種または２種以上添
加してもよい。
るが、必要に応じて以下の元素を１種または２種以上添
加してもよい。
【００２６】Ｎｂ、Ｂはそれぞれ二次加工脆化防止の効
果があるので、何れか一方または両方を添加してもよ
い。それぞれ0.003%、0.0002% 未満だとその効果が小さ
く、逆にそれぞれ0.05% 、0.003%を超えるとその効果が
飽和するだけではなく、コスト上昇を招くことになる。
したがって、添加量はＮｂとＢはそれぞれ 0.003〜0.05
% 、0.0002〜0.003%とする。
果があるので、何れか一方または両方を添加してもよ
い。それぞれ0.003%、0.0002% 未満だとその効果が小さ
く、逆にそれぞれ0.05% 、0.003%を超えるとその効果が
飽和するだけではなく、コスト上昇を招くことになる。
したがって、添加量はＮｂとＢはそれぞれ 0.003〜0.05
% 、0.0002〜0.003%とする。
【００２７】その他、Ｖ、Ｃｒ、Ｃｕ、およびＮｉなど
についてもそれぞれ1%以下、不純物であるＳｎについて
も0.02% 以下であれば本発明の効果が損なわれることは
ないので、含有してもかまわない。
についてもそれぞれ1%以下、不純物であるＳｎについて
も0.02% 以下であれば本発明の効果が損なわれることは
ないので、含有してもかまわない。
【００２８】次に、製造条件と本発明における重要な関
係式である（Ｎe ／14) ＋（Ｓ／32）≧ 0.00023および
（Ｍｎ＋Ｔｉe ）／Ｓ≧ 8について説明する。但し、Ｎ
e ＝min（（14Ｔｉ／48) 、Ｎ）、Ｔｉe ＝Ｔｉ−（48
Ｎe ／14) である。なお、 min（（14Ｔｉ／48) 、Ｎ）
は（14Ｔｉ／48) とＮの小さい方を意味する。
係式である（Ｎe ／14) ＋（Ｓ／32）≧ 0.00023および
（Ｍｎ＋Ｔｉe ）／Ｓ≧ 8について説明する。但し、Ｎ
e ＝min（（14Ｔｉ／48) 、Ｎ）、Ｔｉe ＝Ｔｉ−（48
Ｎe ／14) である。なお、 min（（14Ｔｉ／48) 、Ｎ）
は（14Ｔｉ／48) とＮの小さい方を意味する。
【００２９】本発明の製造方法においては、連続鋳造後
鋳片を室温まで冷却することなく、鋳片の保有熱を利用
して直送圧延する。通常の冷塊になった鋳片を再加熱す
る方法では、加熱中にＴｉＮ、ＭｎＳあるいはＴｉＳが
オストワルド成長により粗大化してしまうが、直送圧延
法では、再加熱に比較して鋳片の状態で1000℃以上にさ
らされる時間も極めて短く、それ以下の温度においても
圧延中に板厚が減少していくために、鋳片に比較し冷却
速度が大となる。
鋳片を室温まで冷却することなく、鋳片の保有熱を利用
して直送圧延する。通常の冷塊になった鋳片を再加熱す
る方法では、加熱中にＴｉＮ、ＭｎＳあるいはＴｉＳが
オストワルド成長により粗大化してしまうが、直送圧延
法では、再加熱に比較して鋳片の状態で1000℃以上にさ
らされる時間も極めて短く、それ以下の温度においても
圧延中に板厚が減少していくために、鋳片に比較し冷却
速度が大となる。
【００３０】従って、上記析出物の核生成が遅れ、短時
間に一挙に生成するため微細に分散することになり、ス
ポット溶接熱影響部の結晶粒粗大化を抑制するようにな
る。ここで、ＴｉはまずＴｉＮとして析出し、次に残っ
たＴｉがＭｎＳと競合しながらＴｉＳとして析出する。
このような３種類の微細析出物をどの程度確保すればよ
いかについて検討した結果、（Ｎe ／14) ＋（Ｓ／32）
≧ 0.00023であることが判明した。
間に一挙に生成するため微細に分散することになり、ス
ポット溶接熱影響部の結晶粒粗大化を抑制するようにな
る。ここで、ＴｉはまずＴｉＮとして析出し、次に残っ
たＴｉがＭｎＳと競合しながらＴｉＳとして析出する。
このような３種類の微細析出物をどの程度確保すればよ
いかについて検討した結果、（Ｎe ／14) ＋（Ｓ／32）
≧ 0.00023であることが判明した。
【００３１】図４は、（Ｎe ／14) ＋（Ｓ／32）とスポ
ット溶接継手強度との関係を示す図である。Ｎe はＴｉ
ＮとしてのＮ量を意味し、本発明の請求範囲ではＳはす
べてＭｎＳあるいはＴｉＳとなることから、（Ｎe ／1
4) ＋（Ｓ／32）は原子量比に置き換えたＴｉＮ、Ｔｉ
ＳおよびＭｎＳの総量を表し、図４に示すように、この
値を0.00023 以上に制御すればスポット溶接熱影響部の
結晶粒粗大化を抑制でき、溶接強度の向上が達成でき
る。
ット溶接継手強度との関係を示す図である。Ｎe はＴｉ
ＮとしてのＮ量を意味し、本発明の請求範囲ではＳはす
べてＭｎＳあるいはＴｉＳとなることから、（Ｎe ／1
4) ＋（Ｓ／32）は原子量比に置き換えたＴｉＮ、Ｔｉ
ＳおよびＭｎＳの総量を表し、図４に示すように、この
値を0.00023 以上に制御すればスポット溶接熱影響部の
結晶粒粗大化を抑制でき、溶接強度の向上が達成でき
る。
【００３２】一方、鋳片の表層部に関しては、熱間圧延
される通常の直送圧延においては、Ａ3 変態点以下冷却
されることがないため、粗大なオーステナイト粒界に析
出する低融点ＦｅＳあるいはＦｅ含有量の高い（Ｆｅ、
Ｍｎ）Ｓが熱間圧延時の粒界割れの原因となり、熱間圧
延板のみならず、冷間圧延板およびめっき処理鋼板の表
面性状を劣化させる。したがって、表面と内質特性の同
時向上は従来の技術では決して成り立たないというのが
現状である。
される通常の直送圧延においては、Ａ3 変態点以下冷却
されることがないため、粗大なオーステナイト粒界に析
出する低融点ＦｅＳあるいはＦｅ含有量の高い（Ｆｅ、
Ｍｎ）Ｓが熱間圧延時の粒界割れの原因となり、熱間圧
延板のみならず、冷間圧延板およびめっき処理鋼板の表
面性状を劣化させる。したがって、表面と内質特性の同
時向上は従来の技術では決して成り立たないというのが
現状である。
【００３３】そこで本発明においては、表層部のみをＡ
ｒ1 変態点（具体的には、約 890−1335Ｃ0.5 (℃) )
以下にまで強制的に冷却し、鋳片内部の顕熱により再び
表面を1000℃以上1150℃以下に復熱させる。ただし、表
面が1000℃以上に復熱しないと、熱間圧延仕上がり温度
が低下し、通板性が悪くなるだけでなく、板厚変動が大
きくなり表面性状が低下することになる。
ｒ1 変態点（具体的には、約 890−1335Ｃ0.5 (℃) )
以下にまで強制的に冷却し、鋳片内部の顕熱により再び
表面を1000℃以上1150℃以下に復熱させる。ただし、表
面が1000℃以上に復熱しないと、熱間圧延仕上がり温度
が低下し、通板性が悪くなるだけでなく、板厚変動が大
きくなり表面性状が低下することになる。
【００３４】しかし、復熱温度が1150℃を超えると、主
として硫化物が再固溶し熱間圧延中に動的析出すること
になり、熱延鋼板の表面割れが顕在化し、上記復熱法の
効果が失われることになる。したがって、適正な復熱温
度範囲は1000〜1150℃である。この温度以下に冷却され
復熱した領域はオーステナイト→フェライトおよびフェ
ライト→オーステナイト変態の繰り返しにより、組織が
微細なものとなるだけでなく、旧オーステナイト粒界の
（Ｆｅ、Ｍｎ）Ｓ系介在物の析出位置が熱間圧延時の粒
界とは異なってくるために、粒界強度が格段に高まり、
各段階での薄鋼板製品の表面性状が向上する。
として硫化物が再固溶し熱間圧延中に動的析出すること
になり、熱延鋼板の表面割れが顕在化し、上記復熱法の
効果が失われることになる。したがって、適正な復熱温
度範囲は1000〜1150℃である。この温度以下に冷却され
復熱した領域はオーステナイト→フェライトおよびフェ
ライト→オーステナイト変態の繰り返しにより、組織が
微細なものとなるだけでなく、旧オーステナイト粒界の
（Ｆｅ、Ｍｎ）Ｓ系介在物の析出位置が熱間圧延時の粒
界とは異なってくるために、粒界強度が格段に高まり、
各段階での薄鋼板製品の表面性状が向上する。
【００３５】ただし、（Ｍｎ＋Ｔｉe ）／Ｓ≧８を満足
できないと非平衡的にフリーのＳが新たな微細オーステ
ナイト粒界に偏析し熱間延性を低下させるので、復熱と
（Ｍｎ＋Ｔｉe ）／Ｓ≧８の組み合わせが必須である。
図３は、（Ｍｎ＋Ｔｉe ）／Ｓと熱延板表面疵発生率の
関係を示す図である。ここで、Ｔｉe はＴｉＮになった
残りのＴｉＳになりうるＴｉ量を意味し、硫化物になり
うるＭｎとＴｉe の和がＳに対して８倍であれば、図３
に示すように、熱間脆性による表面疵発生を回避できる
わけである。
できないと非平衡的にフリーのＳが新たな微細オーステ
ナイト粒界に偏析し熱間延性を低下させるので、復熱と
（Ｍｎ＋Ｔｉe ）／Ｓ≧８の組み合わせが必須である。
図３は、（Ｍｎ＋Ｔｉe ）／Ｓと熱延板表面疵発生率の
関係を示す図である。ここで、Ｔｉe はＴｉＮになった
残りのＴｉＳになりうるＴｉ量を意味し、硫化物になり
うるＭｎとＴｉe の和がＳに対して８倍であれば、図３
に示すように、熱間脆性による表面疵発生を回避できる
わけである。
【００３６】原子量比からはＴｉとＭｎは等価ではない
が、Ｔｉのほうが拡散速度が大きいために、結果的には
ＴｉとＭｎの効果は同じとなる。強制冷却部における上
記析出物は、冷却段階で核生成しているために復熱段階
で中心部に比較して粗大化が進む。これは、熱間脆性を
抑制する点からは望ましいが、スポット溶接熱影響部の
結晶粒粗大化抑制に関してはその効果を失うことにな
る。
が、Ｔｉのほうが拡散速度が大きいために、結果的には
ＴｉとＭｎの効果は同じとなる。強制冷却部における上
記析出物は、冷却段階で核生成しているために復熱段階
で中心部に比較して粗大化が進む。これは、熱間脆性を
抑制する点からは望ましいが、スポット溶接熱影響部の
結晶粒粗大化抑制に関してはその効果を失うことにな
る。
【００３７】ここで、図１は片側当たりのＡｒ1 以下に
冷却された表層部深さと熱延板表面疵発生率の関係を示
す図、図２は片側当たりのＡｒ1 以下に冷却された表層
部範囲とスポット溶接継手強度との関係を示す図であ
る。表面性状の観点からはＡｒ 1 以下に強制冷却される
表層部が図１に示すように、鋳片がスラブの場合は広幅
表面の片側あたり、表面から最小 5mm以上必要であるの
に対して、逆にスポット溶接性の観点からはＡｒ1 変態
点以下に強制冷却される表層部が図２に示すように、広
幅表面の片側あたり最大全厚の20％以下でないと、表層
部の粗大ＴｉＮ、ＴｉＳおよびＭｎＳの影響が無視でき
なくなる。なお、角形鋳片の場合は、４表面から最小 5
mm、最大全厚の20％である。そこで、Ａｒ1 以下に強制
冷却される表層部は片側あたり少なくとも５mm以上で、
かつ、最大全厚の20％以下とする。
冷却された表層部深さと熱延板表面疵発生率の関係を示
す図、図２は片側当たりのＡｒ1 以下に冷却された表層
部範囲とスポット溶接継手強度との関係を示す図であ
る。表面性状の観点からはＡｒ 1 以下に強制冷却される
表層部が図１に示すように、鋳片がスラブの場合は広幅
表面の片側あたり、表面から最小 5mm以上必要であるの
に対して、逆にスポット溶接性の観点からはＡｒ1 変態
点以下に強制冷却される表層部が図２に示すように、広
幅表面の片側あたり最大全厚の20％以下でないと、表層
部の粗大ＴｉＮ、ＴｉＳおよびＭｎＳの影響が無視でき
なくなる。なお、角形鋳片の場合は、４表面から最小 5
mm、最大全厚の20％である。そこで、Ａｒ1 以下に強制
冷却される表層部は片側あたり少なくとも５mm以上で、
かつ、最大全厚の20％以下とする。
【００３８】このような成分組成のみならず強制冷却お
よび復熱温度ならびに表層部深さの限定は本発明の骨子
をなすものである。
よび復熱温度ならびに表層部深さの限定は本発明の骨子
をなすものである。
【００３９】復熱した鋳片についてはそのまま熱間圧延
してもかまわないし、圧延スケジュールの調整およびス
ラブエッジ部の温度低下補償などの理由により、鋳片表
面が1000℃以上1150℃を超えない範囲で短時間の全体ま
たは局部の加熱・保熱をしてもかまわない。なお、加熱
時間については特に規定しないが、析出物の粗大化また
は再固溶を抑制するためには15min 以内が望ましい。
してもかまわないし、圧延スケジュールの調整およびス
ラブエッジ部の温度低下補償などの理由により、鋳片表
面が1000℃以上1150℃を超えない範囲で短時間の全体ま
たは局部の加熱・保熱をしてもかまわない。なお、加熱
時間については特に規定しないが、析出物の粗大化また
は再固溶を抑制するためには15min 以内が望ましい。
【００４０】従って、本発明においては、連続鋳造する
に当たり、連続鋳造鋳片の表層部のみをＡｒ1 変態点以
下に強制冷却し、鋳片内部の顕熱を利用し、表面を再び
1000℃以上1150℃以下に復熱させ、加熱せずに、あるい
は短時間の加熱・保熱により熱間圧延することとする。
このような復熱は、連続鋳造スラブの２次冷却パターン
を初期強冷−後期弱冷とすることにより達成できる。な
お、表面からどの程度までＡｒ1 以下に強制冷却したか
については、熱・冷却計算からも把握することができる
し、復熱後の鋳片の断面組織の変化からも確認すること
ができる。
に当たり、連続鋳造鋳片の表層部のみをＡｒ1 変態点以
下に強制冷却し、鋳片内部の顕熱を利用し、表面を再び
1000℃以上1150℃以下に復熱させ、加熱せずに、あるい
は短時間の加熱・保熱により熱間圧延することとする。
このような復熱は、連続鋳造スラブの２次冷却パターン
を初期強冷−後期弱冷とすることにより達成できる。な
お、表面からどの程度までＡｒ1 以下に強制冷却したか
については、熱・冷却計算からも把握することができる
し、復熱後の鋳片の断面組織の変化からも確認すること
ができる。
【００４１】また、熱間圧延以降のプロセスについては
特に規定しないが、本発明の効果は熱延鋼板、冷延鋼板
および表面処理鋼板のいずれにおいても得られる。基本
的なプロセスとしては、例えば、熱延鋼板の場合は熱間
圧延−巻取処理−スケール除去があり、冷延鋼板の場合
はさらに冷間圧延−連続焼鈍またはバッチ焼鈍−調質圧
延があり、表面処理鋼板の場合は熱延板のスケール除去
後、冷間圧延後あるいは焼鈍後に、調質圧延や一段また
は多段の溶融または電気めっきおよびその組み合わせに
よりめっき処理が施されるといった方法が一般的プロセ
スである。この他、レベリング、中間焼鈍、研削、エッ
ジ切断などのプロセスが付加されてもなんら問題はな
い。
特に規定しないが、本発明の効果は熱延鋼板、冷延鋼板
および表面処理鋼板のいずれにおいても得られる。基本
的なプロセスとしては、例えば、熱延鋼板の場合は熱間
圧延−巻取処理−スケール除去があり、冷延鋼板の場合
はさらに冷間圧延−連続焼鈍またはバッチ焼鈍−調質圧
延があり、表面処理鋼板の場合は熱延板のスケール除去
後、冷間圧延後あるいは焼鈍後に、調質圧延や一段また
は多段の溶融または電気めっきおよびその組み合わせに
よりめっき処理が施されるといった方法が一般的プロセ
スである。この他、レベリング、中間焼鈍、研削、エッ
ジ切断などのプロセスが付加されてもなんら問題はな
い。
【００４２】
【実施例】表１は本発明鋼の組成を示す表であり、表２
は比較鋼の組成を示す表である。また表３は本発明鋼の
復熱直送圧延条件ならびに特性を示す表であり、表４は
比較鋼の復熱直送圧延条件ならびに特性を示す表であ
る。
は比較鋼の組成を示す表である。また表３は本発明鋼の
復熱直送圧延条件ならびに特性を示す表であり、表４は
比較鋼の復熱直送圧延条件ならびに特性を示す表であ
る。
【００４３】
【表１】
【００４４】
【表２】
【００４５】
【表３】
【００４６】
【表４】
【００４７】ここで、比較鋼の一部については鋳片を室
温まで冷却し、再加熱したもの（鋼17−ｈ）、表層部を
Ａｒ1 変態点以下に強制冷却しない通常の直送圧延材
（鋼17−ｉ）も含む。熱間圧延については厚み 220およ
び250mm の鋳片を 880〜910 ℃仕上げで 2.4〜4.5mm と
し、ランナウトテーブル上で冷却後、 600〜680 ℃で巻
き取った。
温まで冷却し、再加熱したもの（鋼17−ｈ）、表層部を
Ａｒ1 変態点以下に強制冷却しない通常の直送圧延材
（鋼17−ｉ）も含む。熱間圧延については厚み 220およ
び250mm の鋳片を 880〜910 ℃仕上げで 2.4〜4.5mm と
し、ランナウトテーブル上で冷却後、 600〜680 ℃で巻
き取った。
【００４８】冷延鋼板はさらに酸化スケール除去後、冷
間圧延により、 0.7〜1.4mm とした後、 800〜880 ℃で
連続焼鈍を行い、さらに焼鈍後 0.5％調質圧延を行っ
た。なお、鋼20−ａについては連続焼鈍の代わりに 750
℃で箱焼鈍を行った。溶融亜鉛めっき材（鋼２−ａ）に
ついては、冷間圧延後、 820℃焼鈍し、 460℃まで冷却
した段階で片面あたり60g/m2の溶融亜鉛をめっきし、引
続き 500℃で合金化処理を行った。その後、 1.0％の調
質圧延後、さらに片面あたり 3g/m2の80％Ｆｅ−Ｚｎ合
金の上層電気めっきを施した。有機被覆鋼板（鋼８−
ａ）については、調質圧延後、88％Ｚｎ−Ｎｉ合金電気
めっきを30g/m2、クロメート層を50mg/m2 、樹脂層１μ
m の複合被覆を行った。
間圧延により、 0.7〜1.4mm とした後、 800〜880 ℃で
連続焼鈍を行い、さらに焼鈍後 0.5％調質圧延を行っ
た。なお、鋼20−ａについては連続焼鈍の代わりに 750
℃で箱焼鈍を行った。溶融亜鉛めっき材（鋼２−ａ）に
ついては、冷間圧延後、 820℃焼鈍し、 460℃まで冷却
した段階で片面あたり60g/m2の溶融亜鉛をめっきし、引
続き 500℃で合金化処理を行った。その後、 1.0％の調
質圧延後、さらに片面あたり 3g/m2の80％Ｆｅ−Ｚｎ合
金の上層電気めっきを施した。有機被覆鋼板（鋼８−
ａ）については、調質圧延後、88％Ｚｎ−Ｎｉ合金電気
めっきを30g/m2、クロメート層を50mg/m2 、樹脂層１μ
m の複合被覆を行った。
【００４９】このような薄鋼板の引張特性をJIS5号試験
片により評価するとともに、スポット溶接性については
JIS Z3136 に準拠して引張せん断試験を実施した。引張
せん断強度は板厚が厚いほど、また母材強度が高いほど
高い値となる。そこで、得られた引張せん断強度が十分
な値か否かを評価するために、従来データを重回帰する
ことにより得られた計算値｛356.7 ・t1.42 ・(TS/9.8)
0.84｝と実測値を比較した。したがって、実測値と計算
値の比である引張せん断強度比が１に近い値であればス
ポット溶接性に優れるものと判断した。ただし、ｔ：板
厚(mm)、TS：引張強度(MPa) である。
片により評価するとともに、スポット溶接性については
JIS Z3136 に準拠して引張せん断試験を実施した。引張
せん断強度は板厚が厚いほど、また母材強度が高いほど
高い値となる。そこで、得られた引張せん断強度が十分
な値か否かを評価するために、従来データを重回帰する
ことにより得られた計算値｛356.7 ・t1.42 ・(TS/9.8)
0.84｝と実測値を比較した。したがって、実測値と計算
値の比である引張せん断強度比が１に近い値であればス
ポット溶接性に優れるものと判断した。ただし、ｔ：板
厚(mm)、TS：引張強度(MPa) である。
【００５０】また、スポット溶接条件は以下の通りであ
る。 電極：ＣＲ型（元径16mm、頂角120 °) 電極先端径：６・ｔ0.5mm 電極加圧力：3330・ｔＮ 通電時間：１２・ｔサイクル／60Hz 保持時間：60サイクル／60Hz 溶接電流：チリ限界電流 表面性状については熱延鋼板１m2当たりの 5mm以上の疵
個数（視野面積50〜60ｍ2 ）により評価した。
る。 電極：ＣＲ型（元径16mm、頂角120 °) 電極先端径：６・ｔ0.5mm 電極加圧力：3330・ｔＮ 通電時間：１２・ｔサイクル／60Hz 保持時間：60サイクル／60Hz 溶接電流：チリ限界電流 表面性状については熱延鋼板１m2当たりの 5mm以上の疵
個数（視野面積50〜60ｍ2 ）により評価した。
【００５１】発明鋼はいずれもスポット溶接性および表
面性状に優れるのに対して、Ａｒ1以下に強制冷却され
た表層部が浅い鋼６−ｄ、17−ｄ、19−ｄ、通常直送圧
延材の鋼17−ｉ、復熱温度が低すぎる17−ｆ、復熱温度
が高すぎる17−ｇ、および、（Ｍｎ＋Ｔｉe ）／Ｓ≧８
を満足していない鋼21−ａ、22−ａ、23−ａ、24−ａ、
はいずれも表面疵が多く発生している。逆に、Ａｒ1 以
下に強制冷却された表層部が深い鋼６−e 、17−e 、19
−e 、および室温まで冷却−再加熱した鋼17−ｈ、（Ｎ
e ／14）＋（Ｓ／32) ≧0.00023 を満足していない鋼25
−ａ、26−ａ、27−ａ、28−ａはスポット溶接性に劣
る。
面性状に優れるのに対して、Ａｒ1以下に強制冷却され
た表層部が浅い鋼６−ｄ、17−ｄ、19−ｄ、通常直送圧
延材の鋼17−ｉ、復熱温度が低すぎる17−ｆ、復熱温度
が高すぎる17−ｇ、および、（Ｍｎ＋Ｔｉe ）／Ｓ≧８
を満足していない鋼21−ａ、22−ａ、23−ａ、24−ａ、
はいずれも表面疵が多く発生している。逆に、Ａｒ1 以
下に強制冷却された表層部が深い鋼６−e 、17−e 、19
−e 、および室温まで冷却−再加熱した鋼17−ｈ、（Ｎ
e ／14）＋（Ｓ／32) ≧0.00023 を満足していない鋼25
−ａ、26−ａ、27−ａ、28−ａはスポット溶接性に劣
る。
【００５２】
【発明の効果】本発明による鋼板およびその製造方法
は、自動車用など良好なスポット溶接性が要求される用
途に対し好適な鋼板、即ち、熱間圧延板、その表面処理
鋼板、冷延鋼板、及びその表面処理鋼板を提供し、産業
上の利用価値が著しく大きい発明である。
は、自動車用など良好なスポット溶接性が要求される用
途に対し好適な鋼板、即ち、熱間圧延板、その表面処理
鋼板、冷延鋼板、及びその表面処理鋼板を提供し、産業
上の利用価値が著しく大きい発明である。
【図１】片側当たりのＡｒ1 以下に冷却された表層部深
さと熱延板表面疵発生率の関係を示す図。
さと熱延板表面疵発生率の関係を示す図。
【図２】片側当たりのＡｒ1 以下に冷却された表層部範
囲とスポット溶接継手強度との関係を示す図。
囲とスポット溶接継手強度との関係を示す図。
【図３】（Ｍｎ＋Ｔｉe ）／Ｓと熱延板表面疵発生率の
関係を示す図。
関係を示す図。
【図４】（Ｎe ／14) ＋（Ｓ／32）とスポット溶接継手
強度との関係を示す図。
強度との関係を示す図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 吉岡 敬二 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日本鋼管株式会社内 (72)発明者 沖本 一生 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日本鋼管株式会社内 (72)発明者 出石 智也 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日本鋼管株式会社内 (56)参考文献 特開 平３−177538（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−278232（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−317647（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 C21D 8/02 C21D 9/46
Claims (7)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：0.005%以下、Ｎ：0.004%
以下、Ｍｎ：0.03〜2.7%、Ｓｉ：0.8%以下、Ｐ：0.1%以
下、Ｓ：0.001〜0.02% 、sol.Ａｌ：0.01〜0.08%、Ｔ
ｉ： 0.005〜0.12% を含有し、前記成分間に下記の関係
があることを特徴とするスポット溶接性と表面性状に優
れた鋼板。 （Ｎe ／14) ＋（Ｓ／32）≧ 0.00023（Ｍｎ＋Ｔｉe ）
／Ｓ≧ 8 但し、Ｎe ＝ｍｉｎ（（14Ｔｉ／48) 、Ｎ） Ｔｉe ＝Ｔｉ−（48Ｎe ／14) である。 - 【請求項２】 請求項１に記載の成分に加え、重量％
で、Ｂ：0.0002〜0.003%を含有することを特徴とする請
求項１に記載のスポット溶接性と表面性状に優れた鋼
板。 - 【請求項３】 請求項１に記載の成分に加え、重量％
で、Ｎｂ： 0.003〜0.05%を含有することを特徴とする
請求項１に記載のスポット溶接性と表面性状に優れた鋼
板。 - 【請求項４】 下記の（ａ）、（ｂ）、（ｃ）の工程を
順次行うことを特徴とするスポット溶接性と表面性状に
優れた鋼板の製造方法。 （ａ）重量％で、Ｃ：0.005%以下、Ｎ：0.004%以下、Ｍ
ｎ：0.03〜2.7%、Ｓｉ：0.8%以下、Ｐ：0.1%以下、Ｓ：
0.001〜0.02% 、sol.Ａｌ：0.01〜0.08% 、Ｔｉ： 0.0
05〜0.12% を含有し、前記成分間に下記の関係がある鋳
片を連続鋳造する工程と、（Ｎe ／14) ＋（Ｓ／32）≧
0.00023 （Ｍｎ＋Ｔｉe）／Ｓ≧ 8 但し、Ｎe ＝ｍｉｎ（（14Ｔｉ／48) 、Ｎ） Ｔｉe ＝Ｔｉ−（48Ｎe ／14) である。 （ｂ）前記連続鋳造した鋳片を室温まで冷却することな
く、鋳片表面から最小で5mmまで、最大で鋳片厚みの20
％までの表層部を一旦Ａｒ1 以下に冷却し、その後、鋳
片内部の顕熱により、もしくは、短時間の保温もしくは
加熱により、再び鋳片表面を1000〜1150℃の範囲に復熱
させる工程と、 （ｃ）前記復熱させた鋳片を直ちに熱間圧延する工程。 - 【請求項５】 請求項４に記載の成分に加え、重量％
で、Ｂ：0.0002〜0.003%を含有することを特徴とする請
求項４に記載のスポット溶接性と表面性状に優れた鋼板
の製造方法。 - 【請求項６】 請求項４または請求項５に記載の成分に
加え、重量％で、Ｎｂ：0.003〜0.05% を含有すること
を特徴とする請求項４または請求項５に記載のスポット
溶接性と表面性状に優れた鋼板の製造方法。 - 【請求項７】 下記の工程を備えたことを特徴とするス
ポット溶接性と表面性状に優れた冷間圧延鋼板の製造方
法。 （ａ）請求項４〜６のいずれか一つに記載した工程と、 （ｂ）前記工程により得られた熱延鋼板を、更に冷間圧
延する工程。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17854294A JP3240843B2 (ja) | 1993-09-24 | 1994-07-29 | スポット溶接性と表面性状に優れた鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5-258927 | 1993-09-24 | ||
| JP25892793 | 1993-09-24 | ||
| JP17854294A JP3240843B2 (ja) | 1993-09-24 | 1994-07-29 | スポット溶接性と表面性状に優れた鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07138699A JPH07138699A (ja) | 1995-05-30 |
| JP3240843B2 true JP3240843B2 (ja) | 2001-12-25 |
Family
ID=26498696
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17854294A Expired - Fee Related JP3240843B2 (ja) | 1993-09-24 | 1994-07-29 | スポット溶接性と表面性状に優れた鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3240843B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6018454B2 (ja) * | 2012-04-13 | 2016-11-02 | 株式会社神戸製鋼所 | 極低温靭性に優れた高強度厚鋼板 |
-
1994
- 1994-07-29 JP JP17854294A patent/JP3240843B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH07138699A (ja) | 1995-05-30 |
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