JPS63317647A - 溶接部の強度および靭性に優れる冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） この発明は、溶接部の強度および°靭性に優れる冷延鋼
板およびその製造方法に関し、特に自動車用冷延鋼板に
対するスポット溶接をはじめとして、ＴＩＧ溶接やＭＩ
Ｇ溶接を施した場合における溶接性ならびに溶接部材質
の有利な改善を図ろうとするものである。

（従来の技術） 加工性とくに深絞り性を改善した冷延鋼板の主たる用途
は自動車の内・外装板である。従って従来は、自動車用
部品にプレス成形される場合に鋼板に要求される材料特
性を満足する最適の条件を得ることを前提として主に研
究が行われてきた。

特に自動車用鋼板の場合、多種多様のデザインに適応す
る必要上、深絞り性に対応するｒ値の改善、あるいは形
状凍結性の観点から低降伏応力化、加工硬化率の改善な
どが重要視されてきた。

このような観点から開発された深絞り用鋼板の製造技術
は、例えば特開昭５９−１９３２２１号公報あるいは発
明者らが先に出願した特願昭６１−２１９８０３号明細
書などに開示されている。

しかしながら、これらの先行技術においては、成形性と
並んで重要な特性と考えられるスポット溶接性や溶接部
の特性とくに靭性に関してはほとんど考慮されていない
。スポット溶接作業は、プレスおよびその他の方法で成
形された部品の組み立て作業において不可欠の要素であ
り、かかるスポット溶接の作業性ならびに溶接部の機械
的性質はその鋼板の総合特性を評価する上で成形性とと
もに重要である。

なおスポット溶接性に関してはわずかに特開昭６１−１
１０７５７号公報に報告されているが、同公報に開示の
表面酸化膜の厚み制御は、工業生産への適用が極めて難
しく実用的とは言い難い。

（発明が解決しようとする問題点） 加工性とくにプレス成形時における深絞り性や形状凍結
性の観点からは、伸び（Ｅｌ）とランクフォード値（ｒ
値）を改善し、併せてＹ、Ｓ、を低く（低Ｙ、Ｒ，）す
るのが良いとされ、そのための製造技術が極低炭素化に
よって実現された。しかし一方でこの様な鋼板をスポッ
ト溶接に供した場合は、従来鋼より強度の点で劣り、し
かも適正溶接条件範囲が従来鋼種より高溶接電流側にず
れるためスポット溶接機の消耗が早くなるという新たな
問題が生じた。

この発明は、上記の問題を有利に解決するもので、プレ
ス成形性を損うことなしにスポット溶接性および溶接部
の機械的性質を改善した冷延鋼板をその有利な製造方法
と共に提案することを目的とする。

（問題点を解決するための手段） まず、この発明の解明経緯について説明する。

加工性すなわちｒ値やＥｌを改善するには、ｃｌの低減
が有効であり、その結果鋼は軟質化する。

しかしながらスポット溶接性を改善する技術の開発研究
の過程で、発明者らは、軟質化しすぎた鋼板では、スポ
ット溶接時に電極からの加圧によって局部変形が容易に
起こるために、電極−鋼板間あるいは鋼板−鋼板間の接
触抵抗が異常に低下することを突き止めた。極軟質鋼板
のスポット溶接時における適正溶接条件範囲のずれは、
かかる電気抵抗の低下に起因すると考えられる。したが
って適切な鋼板特性としてＹ、Ｓ、の調整が重要となる
。

ｙ、ｓ、を上昇させるにはＣ，Ｎ、　Ｍｎ　、Ｐ、　Ｓ
ｉ等の合金元素の添加量を増加させることが一般的な手
法であるが、反面でｒ値やＥｌの低下は免れ得ない。

従ってこの様な特性の劣化を最少限に抑制するためには
、より少ない合金元素添加量でｙ、ｓ、の上界効果を得
る必要があり、発明者らはこの点に着目して、加工硬化
特性が良好な鋼板の開発を鋭意進めた。

その結果、と（に多量の合金元素を添加せずとも、Ｔｉ
添加によって形成されるＴｉ析出物の粒径を小さくする
ことによって加工硬化特性が改善され、小さなスキンバ
ス圧下量でｙ、ｓ、を効果的に上昇させ得ることの知見
を得た。

またスキンパス圧延によって導入される転位を微細析出
物との相互作用によって効果的にｙ、ｐ、の上昇に結び
付けるには、粒径が０．０５μｍ以下の析出物をいかに
多く鋼中に分散させるかが重要であることも判明した。

さらにかくして得られた鋼板は、単にスポット溶接性が
向上するだけでなく、溶接部の特性とくに強度と靭性が
母材に劣らず優れていることも併せて究明した。

この発明は、上記の知見に立脚するものである。

すなわちこの発明は、Ｃ：　Ｏ，ＱＯ４ｗｔＸ　（以下
単に％で示す）以下、Ｓｉ　：　０．１％以下、Ｍｎ　
：　０．５％以下、Ｐ　：　０．０２５％以下、Ｓ　：
　０．０２５％以下、Ｎ：　０．００４０％以下、Ｔｉ
　：　０．０１〜０．０４％、Ｎｂ：　０．００３〜０
．０１０％、Ｂ　　：　０．０００１〜０．００１０％
およびＡ１：０．０１〜０．１０％を含有し、残部は実
質的にＦｅの組成になり、かつ鋼中に、粒径：　０．０
５μｍ以下のＴｉの微細析出物がＴｉ量換算で３０ｐｐ
ｍ以上均一に分散してなる、溶接部の強度および靭性に
優れる冷延鋼板である。

またこの発明は、Ｃ：　０．００４％以下、Ｓｔ　：　
０．１％以下、Ｍｎ　：　０．５％以下、Ｐ　：　０．
０２５％以下、Ｓ：　０．０２５％以下、Ｎ：０．００
４０％以下、Ｔｉ　：０．０１〜０．０４％、Ｎｂ：　
　０．００３　〜０．０１０　　％、Ｂ　　：　　０．
０００１　〜０．００１０％およびＡｌ　：　０．０１
〜０．１０％を含有し、残部は実質的にＦｅの組成にな
る溶鋼の凝固・冷延過程において、少な（とも　１３０
０〜１０００℃の温度範囲については３．０℃／ｍｉｎ
以上の冷却速度で冷却し、その後スラブを１２００℃以
下の温度に加熱してから、熱間圧延ついで冷間圧延を施
し、しかるのち７００〜９００℃の温度範囲で連続焼鈍
を施すことから成る溶接部の強度および靭性に優れる冷
延鋼板の製造方法である。

以下この発明を具体的に説明する。

Ｙ、Ｓ、の調整は、スポット溶接サイクルの初期におい
て接触抵抗を高レベルに維持し小さな溶接電流で高い発
熱効果を得るのに有効であるが、さらにサイクルが進ん
で発熱温度が高くなり、鋼板が軟化すれば、高Ｙ、Ｓ、
による効果は消失する。すなわち、スポット溶接部の機
械的特性は、溶接前の鋼板組成および組織と溶接に伴う
高温極短時間の熱サイクルにさらされた後の冶金組繊変
化にもとづき変化する。

この発明の特徴は、かかる変化が機械的特性に有利には
たらく条件を解明したところにある。

すなわち鋼中に微細なＴｉ析出物を分散させておくと、
極低炭素鋼においては、小さなスキンパス圧下量でｙ、
ｓ、が上昇し、従ってスポット溶接時に接触抵抗が高ま
るので同じ溶接電流で発熱効率を高めることができる。

また溶接部特性の改善に対しても有利であり、この効果
はスポット溶接部に限らずＴＩＧ　、　ＭＩＧ溶接部に
おいても同様に得られる。すなわち、高温短時間加熱さ
れた時に鋼中に微細に分散したＴｉ析出物が、加熱時の
組織の粗大化を抑制するとともに、冷却時においては鋼
変態のサイトとしての役割をはたすことによって溶接部
組織を非常に微細にし、その結果溶接部の強度、靭性は
向上するのである。

さらにこの発明鋼においては、Ｔｉ析出物の分散効果を
ＮｂとＢの複合添加によって助長し、一層効果を高めて
いる。

なおこの様な効果を得た上で、薄鋼板に本来要求される
プレス成形性等の特性は、Ｃｉｔを４０ｐｐｎ＋以下と
極力少なくすることによって補償される。

以下この発明において鋼の成分組成を上記の範囲に限定
した理由について説明する。

Ｃ： 鋼を軟質化させ、Ｂ１．ｒ値を改善するにはＣ含有量を
極力低下することが有利である。Ｃ含有量が０．００４
０％を超えると材質が大幅に劣化しはじめるのでＣ量の
上限は０．００４０％に定めた。

Ｓｉ　、　Ｍｎ　： Ｓｉ　、　Ｍｎはいずれも、脱酸剤として有効に寄与す
るが、過剰に含有されると延性を害する原因ともなるの
で、上限をＳｉは０．１％、Ｍｎは０．５％とした。

Ｐ、Ｓ： いずれも不′Ｉ４．物元素であり、極力低減させること
がのぞましいが、ともに０．０２５％以下程度なら許容
できる。

Ｎ： Ｃと同様、鋼を軟質化させ、Ｅｌ　、　ｒ値を改善する
には含有量を極力低減することが有利である。

Ｎ含有量が０．００４０％を超えると材質が大幅に劣化
しはじめるので上限は０．００４０％とする。

Ｔｉ： Ｎ、Ｓ、Ｃ等の固溶成分を固定するのに有用なだけでな
く、後述するとおり、これらの元素との析出物形成によ
り材質の改善に多大の効果を示す。

しかしながら添加量が０．０１％に満たないとその添加
効果に乏しく、一方、０．０４％を超えるとＴｉ析出物
の粗大化傾向が強まるので、０．Ｏ１〜０．０４％の範
囲で添加するものとした。

Ｎｂ　： Ｎｂは、Ｂと共存することによってスポット溶接部の組
織を微細化し、溶接部の硬度を上昇させるのに有効に寄
与する他、Ｔｉとの複合添加により高Ｅｌ、高ｒ値を確
保した上でＹ、Ｐ、を高める有用元素である。しかしな
がら含有量が０．−００３％に満たないとその添加効果
に乏しく、一方０．０１０％を超えるとＹ、Ｐ、の過度
の上昇を招くので、０．００３〜０．０１０％の範囲で
添加することとした。

Ｂ　： ＮｂおよびＴｉ析出物との存在下で微量添加することに
よりスポット溶接部及び母材の強度とくにＹ、Ｓ。

を上昇させるのに有用である。その効果は０．０００１
％以上の添加により認められるが、多量の添加は材質の
劣化を招くため上限は０．００１０％とした。

Ａｌ　： 脱酸効果があるので０．０１％以上添加する。ただし不
純物としての材質への悪影響を防止するために０．１０
％を上限とする。

さてこの発明における必須成分の適正範囲は上記のとお
りであるが、成分組成を上記の範囲に限定しただけでは
この発明で所期した目的を達成することはできず、所期
した目的達成のためには鋼中に粒径：　０．０５μｍ以
下のＴｉの微細析出物を所定の量分数させることが肝要
である。

第１図に、Ｔｉの微細析出物が鋼のＹ、Ｐ、に及ぼす影
響について調べた結果を、粒径：　０．０５μｍ以下の
Ｔｉ析出物のＴｉ換算量とスキンバス圧延（圧下率：０
．８％）によるｙ、ｐ、の上昇量との関係で示す。

同図より明らかなように、微細析出物のＴｉ換算量が３
０ｐｐｍ以上になると、スキンバス圧下量は同じでもｙ
、ｐ、の上昇量（ΔＹ、Ｐ、）は増大している。

このようなＹ、Ｐ、の上昇効果は、極低炭素鋼において
過度の軟質性に起因した溶接性の劣化を防止するのに有
利である。

次に第２図に、鋼板のＹ、Ｐ、とスポット溶接における
溶接可能電流範囲との関係を示す。

同図より明らかなように、ΔＹ、Ｐ、が増大し全Ｙ、Ｐ
。

が大きくなると、溶接電流が全体として低下すると共に
溶接電流可能範囲が拡大する。

このようにΔＹ、Ｐ、が増大し、全Ｙ、Ｐ、が大きくな
ると溶接性の改善がもたらされるので、この発明では、
ΔＹ、Ｐ、の効果的な増大を達成するために、鋼中にＴ
ｉの微細析出物をＴｉ量換算で３０ｐｐｍ以上の範囲に
限定したのである。

ここにＴｉ析出物の粒径を０．０５μｍ以下に限定した
のは、粒径が０．０５μｍを超えると、Ｔｉ析出物の量
が増加しても所期したほどの溶接性の改善、さらには溶
接部の強度、靭性の向上は望み得ないからである。

ところでＴｉの微細析出物は、主にＴｉＮであることか
ら、このＴｉとＮの量をコントロールすることによって
一層有利にＴｉ析出物としてのＴｉＮの微細化を図るこ
とができる。

すなわちｓｌを０．０１％以下に制限した上で、Ｔｉと
Ｎとの重量比Ｔｔ／Ｎを１．７以上、６．８以下に規制
することによって、より効果的に粒径０．０５μｍ以下
のＴｉ析出物が得られるのである。

第３図に、Ｔｉ／Ｎがそれぞれ４．０と８．０の条件下
で、粒径が０．０５μｍ以下のＴｉ析出物を同量確保し
た場合における、粒径：　０．０５μｍ超のＴｉ析出物
の析出量について調べた結果を示す。

同図より明らかなように、Ｔｉ／Ｎが１．７〜６．８を
満足するＴｉ／Ｎ・４．０のときの方が、全体的に平均
して微細なＴｉ析出物が得られている。

粗大なＴｔ析出物量が増加することは、分散効果が弱い
不要なＴｉ析出物を多量に含むことになるから、上記し
たようなＴｉ析出物の有効利用の点で不利なだけでなく
、加工性の劣化やコスト高を招く要因ともなる。

ここにＴｉ／Ｎ比が１．７に満たないと、Ｎ量に対して
ＴｉＮ　量が少なくなると共に充分な量の固溶Ｂの確保
できず、一方６．８を超えるとＴｉＮの絶対量は増加す
るものの微細析出物の析出割合が減少するので、Ｔｉ／
Ｎが１．７〜６．８の範囲で添加するのが望ましい。

第４図に、Ｔｉ／Ｎ比と粒径０．０５μｍ以下の微細な
Ｔｉ析出物の析出量との関係について示したが、Ｔｉ／
Ｎ比が１．７〜６．８の範囲においてとりわけ良好な結
果が得られている。

なおこのときＳ、ｌを０．０１％以下に制限するのは、
ＴｉＳの析出を抑制してＴｉの無用の消失を防止し、Ｔ
ｉＮ微細析出物の析出効果を高める上でより有利だから
である。

次にこの発明に従う製造法を工程順に具体的に説明する
。

この発明で所期した効果を十分に発揮させるには、鋼の
成分のみならずその製造条件の適正化を図ることによっ
て微細なＴｉ析出物を適正量分散させることが重要であ
る。

この発明法では鋼の凝固、冷却時における冷却速度がと
りわけ重要である。すなわち鋼を少なくとも１３００℃
から１０００℃までの温度範囲については３．０°（：
／ｍｉｎ以上の冷却速度で冷却することが肝要である。

第５図に、鋳造過程において１３００℃から１０００℃
までの温度範囲を、０．５℃／ｍｉｎから５°（／ｍｉ
ｎまでの範囲にわたって変化させて冷却し、Ｔｉ析出量
を粒径が０．０５μｍ以下と０．０５μｍを超える場合
の２水準に分離して定量分析した結果を示す。

同図より明らかなように、冷却速度の増加とともにトー
タルのＴｉ析出量は減少しているが、粒径が０．０５μ
翔以下のものについてはその量は逆に増加しており、と
くに冷却速度が３．０℃／ｍｉｎ以上の範囲において粒
径０．０５μｍ以下のＴｉの微細析出物が大量に安定し
て析出している。

なおかかる冷却速度は、造塊法は勿論のこと、通常の連
続鋳造法でも達成できない速度であるので、所定の冷却
速度を確保するためには強制冷却を実施するとか、スラ
ブの板厚を制限するなどの工夫をこらす必要がある。

ついで得られたスラブを加熱するわけであるが、このス
ラブ加熱工程においても、Ｔｉ析出物の粗大化を招くこ
とがないように、１２００℃以下の比較的低温で加熱す
る必要がある。

第６図に、スラブ加熱温度とＴｉ析出物のトータル量お
よび粒径０．０５μｍ以下の微細析出物量との関係につ
いて調べた結果を示す。

同図より明らかなように、スラブ加熱温度が１２００℃
を超えるとＴｉ析出物のオストワルド成長によって微細
なＴｉ析出物の量が急激に減少するので、この発明では
スラブ加熱は１２００℃以下で行うものとした。

その後常法に従って熱間圧延ついで冷間圧延を実施した
のち、７００〜９００℃の温度範囲で連続焼鈍を施した
のちスキンパス圧延を施して製品板とする。

ここに連続焼鈍温度を７００〜９００℃の範囲に限定し
たのは、次の理由による。

下限の７００℃は再結晶集合組織を得るために必要な温
度であり、一方上限の９００℃は鋼板の過度の軟質化を
防ぐためおよびＴｉ析出物の粗大化を防止するためであ
る。

なおスキンパス圧延は、通常の板厚％程度で充分である
。

（作　用） Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ添加の溶接部における作用効果に関して
まとめると以下のとおりである。

まずＴｉは、ある程度の材質確保とＮの固定およびＴｉ
析出物の微細分散に必要である。次にＮｂはＴｉの材質
向上効果を補うと共に、Ｂとの共存によりＴｉ析出物の
分散効果に加えて著しい組織微細化効果を持つ。さらに
Ｂは、単独では組織微細化効果をほとんど有しないが、
ＮｂあるいはＴｉ析出物との共存でその効果が著しい。

Ｔｉ　−Ｎｂ　−８の複合添加の効果が得られる理由は
いまだに不明な点も多いが以下のように考えられる。

スポット溶接時には鋼板は一部溶融しかつその近傍もか
なりの高温となる。その際一般に極低炭素鋼は著しく結
晶粒が粗大化する。これが従来、極低炭素鋼の溶接部の
組繊が健全でなかった理由であり、溶接部の強度が低か
った最大の理由であった。

しかるにこの発明鋼においては溶接部近傍の組織が粗大
化するどころかむしろ微細化することが確かめられてい
る。

溶接部組織の微細化を考えるとき溶接熱サイクル時の各
段階すなわち、 ■加熱　（γ化） ■保持　（溶融） ■冷却　（凝固） の３段階について考慮する必要がある。

この発明は、これらすべての段階において組織の微細化
のために有効な対策を講じている。

すなわち■および■の加熱状態においては、γ化の際の
結晶粒核発生を推進しかつその後の粒成長を抑制するた
め、微ＩＩＴ　ｉ析出物の分散効果を利用している。つ
まり鋼中に分散した粒径０．０５μｍ以下のＴｉ析出物
と溶接熱サイクル時の鋼板組織変化との相互作用によっ
て加熱時のγ粒組織の粗大化を抑制するのである。また
■の冷却時においても、鋼中に分散した微細Ｔｉ析出物
によってγ粒の粗大化を抑制するとともに、冷却時の変
能においてもＴｉ析出物およびＮｂ、Ｂの複合添加によ
って微細でかつ緻密な溶接部組織を得ている。この時の
組織は通常観察される等釉粒ではなく針状組織であり、
極低炭素鋼としては非常にまれな、ｍｍを示しているこ
ともこの発明鋼板の特徴であり、この様な微細な溶接部
組織を得ることによって溶接部の強度を母材と同等に保
持できるとともに、優れた低温靭性が得られるのである
。

（実施例） 実施例１ 表１に示す成分組成になる溶鋼を連続鋳造し、得られた
連鋳スラブの冷却過程において、１３００〜１０００℃
の温度範囲を０．５〜ｂ 速度で冷却し、Ｔｉ析出物の粒径が異なる種々のスラブ
を作成した。

表　　　１ ついで各スラブを１１５０℃に加熱したのち、熱間圧延
ついで冷間圧延を施し、しかるのち７７０℃の温度で連
続焼鈍を行った。

かくして得られた冷延板のうち、スラブの冷却過程にお
いて１３００〜１０００℃の温度範囲を３．０℃／ｍｉ
ｎ以上の速度で冷却したものはいずれも、鋼中に０．０
５μｍ以下のＴｉ析出物がＴｉ量に換算して３０ｐｐｍ
以上分散していた。

第７図に、各冷延板を同一条件でスポット溶接したのち
、たがねによるハンマリングテストによって脆化温度の
変化について調べた結果を、粒径０．０５μ−以下のＴ
ｉ析出物のＴｉ換算量との関係で示す。

同図より明らかなように、鋼中にＴｉの微細析出物がＴ
ｉ量換算で３０ｐｐｍ以上分散していると、ハンマリン
グ脆化温度は極めて低かった。

次に、このときの破面をＳＥＨによって観察し、破面単
位とハンマリング脆化温度との関係について調べた結果
を第８図に示す。

同図の結果から、この発明鋼における低温靭性の改善は
、組織の微細化を通じて破面単位を小さくしたことに基
くものと考えられる。

実施例２ 表２に示す種々の成分組成になる溶鋼を、連続鋳造し、
得られた連鋳スラブの凝固、冷却過程において１３００
〜１０００℃を表２に示す種々の冷却速度で冷却したの
ち、同じく表２に示す温度まで加熱し、ついで熱間圧延
および冷間圧延を施してから、７５０〜８００℃の温度
で連続焼鈍した。

かくして得られた冷延板について、粒径：　０．０５μ
ｍ以下の微細Ｔｉ析出物の量をＴｉ量換算で、また機械
的緒特性について調べた結果を表２に併記する。

またこれらの鋼板にスポット溶接およびＴＩＧ溶接を施
したときの、溶接適正電流下限値ならびに溶接部のＴ、
Ｓ、およびｖＴｒｓについて調べた結果を表３に示す。

表　　３ 本８サイクル　２００　ｋｇ 本本８サイクル　２００ｋｇ　　８ｋＡ時の剪断引張強
度同表より明らかなように、成分組成がこの発明の適正
範囲を逸脱する比較例Ｅ−Ｌはいずれも、機械的諸特性
は勿論、溶接部材質および溶接性とも悪い。また成分組
成範囲は適正でも冷却速度がこの発明の下限を下回った
場合（比較例Ｐ）には、やはり良好な特性値は得られな
かった。

これに対し、成分組成範囲および処理条件ともこの発明
の適正範囲を満足する場合（発明例Ａ〜ＤおよびＭ〜０
）は全て、機械的諸特性に優れるのはいうまでもなく、
溶接部材質および溶接性とも良好な結果が得られた。

（発明の効果） かくしてこの発明によれば、多聞の合金元素を添加する
必要なしに換言すれば成形加工性を劣化させることなし
に、溶接性ならびに溶接部の強度および靭性に優れた冷
延鋼板を得ることができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、粒径：　Ｏ，ＯＳμｍ以下のＴｉ析出物のＴ
ｉ換算量とスキンパス圧延によるＹ、Ｐ、の上昇量との
関係を示したグラフ、 第２図は、ｙ、ｐ、とスポット溶接可能電流範囲との関
係を示したグラフ、 第３図は、粒径が０．０５μｍ以下または０．０５μｍ
超のＴｉ析出物の析出量を、Ｔｉ／Ｎをパラメータとし
て示した比較グラフ、 第４図は、Ｔｉ／Ｎ比と粒径：０．０５μｍ以下のＴｉ
析出物の析出量との関係を示したグラフ、第５図は、１
３００℃から１０００℃までのスラブ冷却速度とＴｉ析
出物のトータル量および微細析出物量との関係を示した
グラフ、 第６図は、スラブ加熱温度とＴｉ析出物のトータル量お
よび微細析出物量との関係を示したグラフ、第７図は、
粒径が０．０５μｍ以下の微細Ｔｉ析出物のＴｉ換算量
とハンマリング脆化温度との関係を示したグラフ、 第８図は、脆化破面の破面単位とハンマリング脆化温度
との関係を示したグラフである。 第２図 Ｙ、？　（Ｋｔｆ／−慴つ 第３図 ＊１　ず蚤０．０５．ａｍ　ＷＡ　？’　ｎｊｆｒＢｉ
　ｎｔ　（ＰＰｔ’）第６図

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．００４ｗｔ％以下、 Ｓｉ：０．１ｗｔ％以下、 Ｍｎ：０．５ｗｔ％以下、 Ｐ：０．０２５ｗｔ％以下、 Ｓ：０．０２５ｗｔ％以下、 Ｎ：０．００４０ｗｔ％以下、 Ｔｉ：０．０１〜０．０４ｗｔ％、 Ｎｂ：０．００３〜０．０１０ｗｔ％、 Ｂ：０．０００１〜０．００１０ｗｔ％およびＡｌ：０
   ．０１〜０．１０ｗｔ％ を含有し、残部は実質的にＦｅの組成になり、かつ鋼中
   に、粒径：０．０５μｍ以下のＴｉの微細析出物がＴｉ
   量換算で３０ｐｐｍ以上均一に分散してなる、溶接部の
   強度および靭性に優れる冷延鋼板。 ２、Ｃ：０．００４ｗｔ％以下、 Ｓｉ：０．１ｗｔ％以下、 Ｍｎ：０．５ｗｔ％以下、 Ｐ：０．０２５ｗｔ％以下、 Ｓ：０．０２５ｗｔ％以下、 Ｎ：０．００４０ｗｔ％以下、 Ｔｉ：０．０１〜０．０４ｗｔ％、 Ｎｂ：０．００３〜０．０１０ｗｔ％、 Ｂ：０．０００１〜０．００１０ｗｔ％およびＡｌ：０
   ．０１〜０．１０ｗｔ％ を含有し、残部は実質的にＦｅの組成になる溶鋼の凝固
   ・冷延過程において、少なくとも １３００〜１０００℃の温度範囲については３．０℃／
   ｍｉｎ以上の冷却速度で冷却し、その後スラブを１２０
   ０℃以下の温度に加熱してから、熱間圧延ついで冷間圧
   延を施し、しかるのち７００〜９００℃の温度範囲で連
   続焼鈍を施すことを特徴とする、溶接部の強度および靭
   性に優れる冷延鋼板の製造方法。