(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：１．０７〜１．７％、Ｍｎ：０．０８〜３．０％、Ｐ：０．００３〜０．１％、Ｓ：０．０７％以下、Ａｌ：１．７％以下、Ｎ：０．００７％以下、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、Ｓｉ＋Ａｌ≧０.５％であり、
残留オーステナイトを体積分率で３％以上含み、
かつ、固有抵抗が２８μΩ・ｃｍ以上５２μΩ・ｃｍ以下である
ことを特徴とするスポット溶接性と成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。ただし、上記成分組成において、Ｃ：０．０７％、Ｓｉ：１．１４％、Ｍｎ：１．９５％、Ｐ：０．００７％、Ｓ：０．００３％、Ａｌ：０．０３７％、Ｎ：０．００２７％、および、Ｃ：０．０８％、Ｓｉ：１．６５％、Ｍｎ：１．８０％、Ｐ：０．００８％、Ｓ：０．００３％、Ａｌ：０．０２７％、Ｎ：０．００３５％を除く。
【請求項２】
さらに、質量％で、Ｃｒ：０．００５〜２．０％、Ｖ：０．００５〜２．０％、Ｍｏ：０．００５〜２．０％から選ばれる１種または２種以上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成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
さらに、質量％で、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、Ｃｕ：０．０５〜２.０％から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載のスポット溶接性と成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車、電気等の産業分野で使用されるスポット溶接性と成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
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、鋼板の高強度化は成形加工性の低下を招く。そのため、高強度と高加工性を併せ持つ材料の開発が、現在、望まれている。このような要求を満たす材料として、残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用したＴＲＩＰ鋼が注目を浴び、これまでにその効果を有効に活用するために種々の鋼板が開発されてきた。
【０００３】
例えば、特許文献１では、化学成分および鋼板中の残留オーステナイト量を制御することによるプレス成形性に優れた鋼板が、特許文献２ではその製造方法が提案されている。また、特許文献３では、加工性、特に局部延性に優れる鋼板として、5%以上の残留オーステナイトを含む鋼板が提案されている。
【０００４】
しかしながら、これらの鋼板はオーステナイトを安定化させ常温で残留させるためにCやSi、Mnなどを一定量以上添加することが必要となり、合金成分含有量が高く、スポット溶接性に必ずしも優れないといった課題を有する。
【０００５】
これに対して、例えば、特許文献４では、組織制御とMoの微量添加によりスポット溶接性を改善した高強度冷延鋼板が、特許文献５では、析出強化元素の添加により加工性とスポット溶接性を両立した鋼板が、特許文献６では、C、Si、Mn、P、Alの添加量を制御することによりスポット溶接性と成形性を両立した鋼板が提案されている。
【特許文献１】特許第2660644号公報
【特許文献２】特許第2704350号公報
【特許文献３】特許第3317303号公報
【特許文献４】特開2001-152287号公報
【特許文献５】特開2002-80931号公報
【特許文献６】特開平11-279682号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、上述した発明には以下に述べる課題がある。
【０００７】
特許文献１〜３では、TRIP効果の活用により延性は十分に得られるものの、スポット溶接性に対する考慮はなく、安定したスポット溶接性は確保できない。
特許文献４ではMo添加によりスポット溶接時の割れや空孔などの溶接欠陥を抑制することが、特許文献５では炭・窒化物によりフェライトを析出強化することにより強度を確保し、C、Si、Mn添加量を抑制してタガネチェック時にナゲット内で割れを生じないようにすることがそれぞれ提案されているが、適正溶接電流範囲を十分に確保することは考慮されておらず、実際の溶接時には散りの発生などにより安定して溶接部を確保できない場合がある。
特許文献６ではスポット溶接時における散りの発生をCとSi量を規定することにより抑制し、Al、Mn、Pの添加量を規定することにより比較的低電流で必要十分なナゲット径を確保可能として、適正溶接電流範囲を確保することが提案されている。しかしながら、本発明では同板厚・同一鋼種の場合には十分な適正電流範囲が確保可能なものの、実使用でのスポット溶接時における板厚や鋼種が異なる種々の条件下においては、必ずしも十分な適正電流範囲が確保できない場合がある．特に、鋼板表層に亜鉛めっきを施した場合、鋼板の溶融前に比較的低温でめっき層が溶融するため、ナゲット形成に対する鋼板界面の接触抵抗の寄与が著しく小さくなり、薄い軟鋼板などと溶接を行う場合には、ナゲットを鋼板界面まで成長させることができず、結果として十分な適正溶接電流範囲が得られないことが多い。
【０００８】
本発明は、かかる事情に鑑みなされたもので、スポット溶接性に優れる、すなわち種々の条件下においても溶接時に十分な適正溶接電流範囲が確保可能で、かつ、優れた成形性を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明者らは、高強度溶融亜鉛めっき鋼板のスポット溶接性、特に適正溶接電流範囲に影響を与える因子について詳細に調査した。その結果、上述したような種々の条件下におけるスポット溶接時の適正溶接電流範囲には板幅方向へのナゲットの成長と同時に板厚方向へのナゲットの成長が大きく影響する、そして、材料の固有抵抗がナゲットの厚み方向への成長に大きく影響し、固有抵抗を適切に制御することによりナゲット径とナゲット厚との関係を制御することが可能なことがわかった。さらに、その効果を積極的に活用することにより、従来不可能であった種々の板厚・鋼種の組合せにおいても適正溶接電流範囲を安定して確保することが可能となった。
本発明は、上記知見に基づいて完成されたもので、固有抵抗を最適に制御することにより板厚方向へのナゲットの成長を促進し、異なる板厚や鋼種の組合せなど種々の条件下においても十分な適正溶接電流範囲の確保が可能となる。そして、スポット溶接性と成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られることになる。
【００１０】
本発明は、以上の知見に基づきなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：１．０７〜１．７％、Ｍｎ：０．０８〜３．０％、Ｐ：０．００３〜０．１％、Ｓ：０．０７％以下、Ａｌ：１．７％以下、Ｎ：０．００７％以下、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、Ｓｉ＋Ａｌ≧０.５％であり、残留オーステナイトを体積分率で３％以上含み、かつ、固有抵抗が２８μΩ・ｃｍ以上５２μΩ・ｃｍ以下であることを特徴とするスポット溶接性と成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［２］前記［１］において、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．００５〜２．０％、Ｖ：０．００５〜２．０％、Ｍｏ：０．００５〜２．０％から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とするスポット溶接性と成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［３］前記［１］または［２］において、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、Ｃｕ：０．０５〜２.０％から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とするスポット溶接性と成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１１】
なお、本明細書において、鋼の成分を示す%は、すべて質量%である。また、本発明において、溶融亜鉛めっき鋼板とは、自動車、電気等の機械構造部品として好適な引張り強さ（TS）が４４０Mpa以上の冷延鋼板である。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば、スポット溶接性および成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。特に自動車車体の軽量化および防錆化に対して極めて有益であって、工業的効果が大きく、産業上の利用価値は非常に大きい。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１３】
以下、本発明を詳細に説明する。
【００１４】
まず、本発明の特徴である固有抵抗の限定理由について、例を示して詳細に説明する。
【００１５】
図１は、材料の固有抵抗とナゲット厚／ナゲット径との関係を示す図である。種々の固有抵抗を有する板厚１ｍｍと２ｍｍの材料に対して溶接を行い、板組合せは同種・同板厚とした。また、溶接は板厚１ｍｍ材で４.７〜５.２ｍｍ、板厚２ｍｍ材で６.４〜７.４ｍｍのナゲット径が得られる条件で行い、そのときのナゲットの厚みを断面観察（飽和ピクリン酸エッチング）により測定して、ナゲット厚／ナゲット径の関係を求めた。
図１より、固有抵抗が２８μΩ・ｃｍ以上でナゲット厚／ナゲット径が大きく増加していることがわかる。このように同一ナゲット径でナゲット厚を増すことができれば、板厚の異なる材料との溶接を行う場合においてナゲット径の確保が極めて有利となる。このような効果は、特に溶融亜鉛めっき鋼板のように溶接時（ナゲット形成前）に鋼板界面でめっき層が溶融する場合に有効である。なぜなら、通常、ナゲットは全板厚の中央付近から形成する。そして、差厚材溶接の場合、接触抵抗の活用が可能な場合には、鋼板界面での発熱量が多くなるためにナゲットは全板厚の中央付近から鋼板界面に向かって成長が進み、ナゲット径を確保しやすい。これに対して、溶融亜鉛めっき鋼板のように溶接時（ナゲット形成前）に鋼板界面でめっき層が溶融する場合は鋼板界面の接触抵抗が著しく低下するため、接触抵抗の効果を活用できず、鋼板界面に向かってのナゲットの成長が進みにくい。ゆえに、溶融亜鉛めっき鋼板のように溶接時（ナゲット形成前）に鋼板界面でめっき層が溶融する場合には、ナゲット厚の確保が板厚の異なる材料との溶接を行うに際し極めて重要となる。
【００１６】
また、図１から、固有抵抗が５２μΩ・ｃｍを超えた場合では、ナゲット厚／ナゲット径が若干減少傾向にあることがわかる．これは、固有抵抗が高すぎる場合、ナゲットおよび周辺の発熱が著しくなるために、インデンテーション（電極加圧による溶接部の板厚のくぼみ変形）が進み、結果的にナゲット厚／ナゲット径が減少したと考えられる。この状態はちり発生の限界付近であることを示しており、固有抵抗が５２μΩ・ｃｍ以上では図１に示す4.7〜5.2√t［t:板厚（mm）］のナゲット径（一般的に十分な強度確保が可能なナゲット径）を形成させる場合に、既に散りが発生しやすいことを意味しており、適正溶接電流範囲の確保の点からは不利に作用する。ここでは、一例として、板厚が１mmおよび２mmの材料同士の溶接試験の結果を示したが、このような傾向は他の板厚や差厚材の溶接時においても認められた。
【００１７】
以上の結果から、スポット溶接性に優れた鋼板を得るため、固有抵抗は２８μΩ・ｃｍ以上５２μΩ・ｃｍ以下とする。固有抵抗の増加によりナゲット厚が厚くなる理由に関しては必ずしも明確ではないが、常温での固有抵抗差が溶接中の板厚方向の温度分布に影響しているものと考えられる。すなわち、溶接中の温度上昇により鋼板の抵抗値が上昇して発熱量は増加するが、常温での固有抵抗が高い場合は、低温域から、鋼板内の温度上昇が板厚方向にも著しく生じることになる。そして、この結果、固有抵抗のさらなる増加により板厚方向にナゲットが厚く成長すると考えられる。また、このようにスポット溶接性に大きく影響を及ぼす固有抵抗は、特許文献６にあるようにC量とSi量のみではできず、その他の元素も含めた化学成分や、生成組織、さらには介在物や析出物の量や大きさなどにも影響されるため、本発明ではスポット溶接性を向上させるための指標として、固有抵抗を採用した。
なお、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板の固有抵抗を２８〜５２μΩ・ｃｍの範囲とするにあたっては、スポット溶接性以外に必要な特性との関係を鑑みて、適切な第二相分率、析出物量とその実現に必要な化学成分、熱処理条件を選択すればよい。
【００１８】
次に、本発明における鋼の化学成分の限定理由について説明する。
Ｃ：０．０５〜０．３０％
Ｃはオーステナイトを安定化させる元素であり、マルテンサイト量の確保および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、鋼板の強度の確保と同時に残留オーステナイト量を確保し、所定の特性を満たすことが難しい。一方、Ｃ量が０．３０％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。よって、Ｃ量は０．０５％以上０．３０％以下とする。好ましくは、０．０５％以上０．２０％以下である。
【００１９】
Ｓｉ：１．７％以下（０を含む）
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、残留オーステナイトの生成を促進する働きがあり、複合組織鋼およびＴＲＩＰ鋼に添加されることが多い。この効果はＳｉ＋Ａｌ≧０.５％で得られる。一方で、Ｓｉ過剰な添加は、フェライト中への固溶量の増加による加工性、靭性の劣化、また赤スケール等の発生による表面性状の劣化や溶融めっきを施す場合はめっき付着・密着性の劣化を引き起こす。よって、Ｓｉ量は１.７％以下（０を含む）とする。
【００２０】
Ｍｎ：０．０８〜３．０％
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、マルテンサイトや残留オーステナイトの体積の増加に必要な元素である。この効果は、Ｍｎが０．０８％以上で得られる。一方、３．０％を超えて過剰に添加すると、第二相分率過大や固溶強化による強度上昇が著しくなる。よって、Ｍｎ量は０．０８％以上３．０％以下とする。好ましくは１．６５％以上２．５％以下である。
【００２１】
Ｐ：０．００３〜０．１％
Ｐは、鋼の強化に有効な元素であり、この効果はＰ：０．００３％以上で得られる。しかし、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。よって、Ｐ量は０．００３％以上０．１％以下とする。
【００２２】
Ｓ：０．０７％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０．０７％以下とする。
【００２３】
Ａｌ：１．７％以下（０を含む）
Ａｌは、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、残留オーステナイトの生成を促進する働きがあり、この効果はＳｉ＋Ａｌ≧０.５％で得られる。このように、Ａｌは複合組織鋼およびＴＲＩＰ鋼では多量に添加される場合がある。一方で、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。また、１.７％超えの含有は鋼板中の介在物が多くなり延性を劣化させる。よって、Ａｌ量は１.７％以下（０を含む）とする。
【００２４】
Ｓｉ＋Ａｌ≧０.５％
上述した通り、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し、残留オーステナイトの生成を促進するという効果を得るためＳｉ＋Ａｌは０.５％以上とする。
【００２５】
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。よって、Ｎ量は０．００７％以下とする。
【００２６】
以上の必須添加元素で、本発明鋼は目的とする特性が得られるが、上記の必須添加元素に加えて、所望の特性に応じて以下の元素を含有することができる。
【００２７】
Ｃｒ：０．００５〜２．０％、Ｖ：０．００５〜２．０％、Ｍｏ：０．００５〜２．０％から選ばれる１種または２種以上
Ｃｒ：０．００５〜２．０％、Ｖ：０．００５〜２．０％
Ｃｒ、Ｖは焼鈍温度からの冷却時にパーライトの生成を抑制する。この効果は、０．００５％以上で得られる。しかし、２．０％を超えるとフェライト量が過少となり、加工性が低下する。よって、含有する場合、Ｃｒ量は０．００５％以上２．０％以下、Ｖ量は０．００５％以上２．０％以下とする。
Ｍｏ：０．００５〜２．０％
Ｍｏは耐遅れ破壊性等に有効であり、この効果は０．００５％以上で得られる。しかし、２．０％を超えると加工性が低下するようになる。従って、含有する場合、Ｍｏ量は０．００５％以上２．０％以下とする。
【００２８】
Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％，Ｎｉ：０．０５〜２.０％、Ｃｕ：０．０５〜２.０％から選ばれる１種または２種以上
Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％
Ｔｉ、Ｎｂは鋼の析出強化に有効であり、この効果はそれぞれ０．０１％以上で得られ、本発明で規定した範囲内であれば、鋼の強化に使用して差し支えない。一方、０．１％を超えると加工性および形状凍結性が低下する。よって、Ｔｉ、Ｎｂを含有する場合、Ｔｉ量は０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ量は０．０１％以上０．１％以下とする。
Ｂ：０．０００３〜０．００５０％
Ｂはオーステナイト粒界からのフェライトの生成を抑制する作用を有する。その効果は０．０００３％以上で得られる。一方、０．００５０％を超えるとフェライト量が過少となり、加工性が低下する。よって、含有する場合、Ｂ量は０．０００３％以上０．００５０％以下とする。
Ｎｉ：０．０５〜２.０％、Ｃｕ：０．０５〜２.０％
Ｎｉ、Ｃｕはオーステナイト安定化元素であり、オーステナイトを残留させるとともに強度上昇にも効果がある。その効果は、それぞれ０．０５％以上で得られ、本発明で規定した範囲内であれば、鋼の強化に使用して差し支えない。一方、２.０％を超えて添加すると鋼板の延性を低下させる。よって、Ｎｉ、Ｃｕを含有する場合、Ｎｉ量は０．０５％以上２.０％以下、Ｃｕ量は０．０５％以上２．０％以下とする。
【００２９】
なお、上記以外の残部はFe及び不可避的不純物からなる。不可避的不純物として、例えば、O（酸素）は非金属介在物を形成し品質に悪影響を及ぼすため、0.003％以下に低減するのが望ましい。また、本発明では、本発明の作用効果を害さない微量元素として、W、Zr、Sn、Sbを0.1%以下の範囲で含有してもよい。
【００３０】
残留オーステナイトを体積分率で３％以上
成形時に歪誘起変態を有効に活用するためには残留オーステナイトは３%以上必要である。よって、本発明では、残留オーステナイトを体積分率で３％以上とする。
残留オーステナイト以外の鋼板組織に関しては特に規定はしないが、本発明においては、例えば、主相がフェライトで、第二相が残留オーステナイト、ベイナイト、マルテンサイト、パーライトからなる組織で、フェライトの体積率は４０〜９０％、残留オーステナイト３〜３０％、ベイナイト、マルテンサイト、パーライトの体積率の合計は７〜５０％程度となる組織が好ましい。
【００３１】
以上より、本発明のスポット溶接性と成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。なお、このような特徴を有する本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、例えば、上記化学成分範囲に調整された鋼を、連続鋳造により鋳片とし、熱間圧延・冷間圧延を施した後、連続溶融亜鉛めっきラインで焼鈍を行い、亜鉛めっき浴で溶融亜鉛めっき、必要に応じて合金化処理を施すことで得られる。条件としては、焼鈍温度７２０〜９２０℃、冷却速度２〜３０℃/s、合金化温度４８０〜６００℃、めっき条件：目付け量２０〜２００g/m2とすることが好ましい。また、熱処理後に形状矯正のため本発明の鋼板に調質圧延をすることも可能である。なお、本発明では、鋼素材を通常の製鋼、鋳造、熱延の各工程を経て製造する場合を想定しているが、例えば薄手鋳造などにより熱延工程の一部もしくは全部を省略して製造することもできる。
【実施例１】
【００３２】
以下、本発明を実施例によってさらに詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、本発明の要旨を変更することなく設計変更することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
表１に示す化学成分の鋼を溶製して得た鋳片を熱圧、酸洗後、冷間圧延によって１．４ｍｍ厚の冷延鋼板とした。その後、８００〜８５０℃で１００〜２００ｓの焼鈍を施し、５〜１５℃/sで冷却後、４６３℃の亜鉛めっき浴で目付け量５０／５０ｇ／ｍ２のめっきを施した。
【００３３】
【表１】
0005131802.tif 000002
【００３４】
以上により得られためっき鋼板に対して、残留オーステナイト量、固有抵抗を測定し、引張試験、スポット溶接試験を行い、特性を評価した。測定方法、評価基準等を以下に示す。固有抵抗は、サンプルを１０mmｗ×１．０mmt×２８０mmlに加工した試験片を用いて、四端子法で測定した。電圧測定距離は１００mm、測定電流は０．１Aとした。
残留オーステナイト量は、鋼板を板厚方向に板厚の１／４まで研削・研磨し、Ｘ線回折強度測定により求めた。測定にあたって、入射Ｘ線には、Ｃｏ−Ｋαを用い、（200）α、（211）α、（220）α各面の回折強度に対する、（200）γ、（220）γ、（311）γ各面の回折強度比を求め、その平均値を残留オーステナイト相の体積分率とした。
引張試験は、鋼板から圧延直角方向に採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＴＳ（引張り強さ）、Ｔ.Ｅｌ（全伸び）を測定し、強度と全伸びの積（ＴＳ×Ｔ．Ｅｌ）で表される強度−伸びバランスの値を求めた。なお、本発明では、ＴＳ×Ｔ.Ｅｌ≧２００００（ＭＰａ・％）の場合を良好と判定した。
スポット溶接試験は、鋼板を３０×１００ｍｍに切断したサンプルを用いて行い、相手材には０.７ｍｍ厚の合金化溶融亜鉛めっき軟鋼板を同寸法に切断したサンプルを用いた。溶接はＤＲ−６ｍｍ（元径１６ｍｍ）の電極を用い、加圧力を３００ｋｇｆ、通電時間０.２５ｓで行った。そして、溶接電流を変化させ適正溶接電流範囲を求めた。ナゲット径はピール剥離試験により測定した。適正溶接電流範囲は３ｍｍ以上のナゲットが得られる最低電流値（下限電流値）と散りが発生する電流値（上限電流値）の差とし、その値が１.７ｋＡ以上の場合、スポット溶接性を合格とした。
得られた結果を表２に示す。
【００３５】
【表２】
0005131802.tif 000003
【００３６】
表２より、本発明例では、高強度でありながら、加工性とスポット溶接性に優れ、目標とした特性が得られていることがわかる。一方、比較例では、加工性かスポット溶接性のいずれか一つ以上が劣っている。
【産業上の利用可能性】
【００３７】
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、優れたスポット溶接性と成形性を有し、かつ、高強度であるため、厳しい加工部に適用することができ、自動車用、電気用部品としてはもとより、厳しい加工性が必要とされる分野に好適に使用される。
【図面の簡単な説明】
【００３８】
【図１】固有抵抗とナゲット厚/ナゲット径との関係を示す図である。
【図１】
0005131802.tif 000004