(57)【要約】【課題】溶接止端部を超音波加振処理しても溶接熱影響部の軟化抑制効果が低下しない鋼板を提供する。【解決手段】質量％にて、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．０５〜１．２％、Ｍｎ：０．５〜１．６％、Ｔｉ：０．０１〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．３％、Ｍｏ：０．１〜０．６％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、必要に応じて更にＣｒ：０．１〜３．０％、Ｖ：０．０１〜２．０％、Ｃｕ：０．４〜１．６％、Ｎｉ：０．２〜０．８％の１種又は２種以上を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなり、ベーニティック・フェライトの面積率が６０％以上であり、α−Ａｌ２  Ｏ３  を内包する粒径１．０〜５．０μｍ未満の介在物の個数密度が５．０個／ｍｍ２  上であることを特徴とする成形性と溶接後処理性に優れた高強度鋼板。【選択図】  図３
2004162107.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％にて、
Ｃ  ：０．０１〜０．１０％、
Ｓｉ：０．０５〜１．２％、
Ｍｎ：０．５〜１．６％、
Ｔｉ：０．０１〜０．３％、
Ｎｂ：０．００５〜０．３％、
Ｍｏ：０．１〜０．６％、
Ａｌ：０．０１〜０．０８％
を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなり、ベーニティック・フェライトの面積率が６０％以上であり、α−Ａｌ２  Ｏ３  を内包する粒径１．０〜５．０μｍ未満の介在物の個数密度が５．０個／ｍｍ２  以上であることを特徴とする成形性と溶接後処理性に優れた高強度鋼板。
【請求項２】
質量％にてさらに、
Ｃｒ：０．１〜３．０％、
Ｖ  ：０．０１〜２．０％、
Ｃｕ：０．４〜１．６％、
Ｎｉ：０．２〜０．８％
の一種または二種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の成形性と溶接後処理性に優れた高強度鋼板。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車部品などに用いられる成形性と溶接後処理性に優れた高強度鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車が走行する際に排出する二酸化炭素量を削減して地球温暖化の進行を抑制しようと言う考えは、今日ではごく普通に唱えられるものとなった。このためにはエンジンなどの動力源の改良と合わせて車体を軽量化することが極めて重要であり、後者の達成に向けて、より強度の高い鋼板への置換が広く検討され、一部では既に実用化されている。
【０００３】
高強度の鋼板を使用することで製品の軽量化を図ろうとするこうした取り組みは自動車に限ったものではない。産業機器や各種構造物においても輸送が容易になり、鋼板の使用量そのものも削減できるといった利点があり、あらゆる分野で多くの研究が進められていると言える。
【０００４】
ある製品を作るに際して、従来の鋼板に比べて、例えば強度が二倍の鋼板を適用すれば、半分の厚さの鋼板を使用しても従来と同じ強度の製品が得られる訳であるから、単純に考えれば製品の質量を半分にすることが出来ることになる。ただし実際には、鋼板の高強度化は成形性（例えば伸びなど）の劣化を伴うため、やむなく製品形状を変更したり、新たに補助的な部品を加えたりと言った対策も必要となるので、高強度鋼板の使用が丸々製品の軽量化につながるわけではないが、それでもその利点を享受することは出来る。
【０００５】
これに対して、製品が溶接部を含み、製品の使用上、溶接部の強度がその製品の耐久性を支配しているような場合には状況は全く異なったものとなる。
鋼板の高強度化は製造工程におけるミクロ組織や析出物の制御によって達成されているが、溶接の溶融部や熱影響部ではそれらの制御結果がキャンセルされてしまうことがほとんどであり、また後述するように、それに対する対策を予め鋼板中に施したものでも、溶接部の形状がいわゆる応力集中部を含む場合には、後処理を施す以外に対応手段がないのが実情で、このことが溶接部を含む製品の軽量化を妨げている最大の原因となっている。
【０００６】
強度の高い鋼板を得るための主な手段としては、固溶強化、析出強化、組織強化の三つが知られている。これらのうち固溶強化単独では、得られる鋼板の強度は高々５００ＭＰａ程度であり、今日求められている８００ＭＰａ前後の高強度鋼板を得る手段とはなり得ない。また、析出強化を利用した鋼板では伸びなどの指標に代表される成形性が十分ではなく、複雑な形状を有する部品への適用は困難である。
【０００７】
これらに対して組織強化を用いた高強度鋼板には、前二者にはない特性があり、広く適用されるようになっている。
組織強化について具体的に述べれば、ベーナイトまたはベーニティック・フェライトを主相とする均一組織強化と複数の相を組み合わせた複合組織強化があり、更に後者にはフェライトとマルテンサイトを複合させた所謂ＤＰ鋼とフェライト、ベーナイトおよび残留オーステナイトを複合させた通称ＴＲＩＰ鋼がある。
【０００８】
これら組織強化鋼板は、いずれも固溶強化鋼板や析出強化鋼板の示す強度延性バランスを上回るパフォーマンスを有しており、高強度鋼板使用による製品軽量化に最も適している材料と言えるが、既に述べたように製品が溶接部を含み、製品の使用上、溶接部の強度がその製品の耐久性を支配しているような場合には事情が異なってくる。
なぜなら、組織強化鋼板のうちＤＰ鋼やＴＲＩＰ鋼の高いパフォーマンスは、最も原理的には、それぞれの鋼中のマルテンサイト相や残留オーステナイト相の存在に起因しており、この両相はいずれも高濃度に含有されている炭素を活用することによって生成されているが、高濃度の炭素は溶接性を著しく劣化させ、溶接部に対する信頼性を低下させるからである。
【０００９】
これに対して均一組織強化鋼板は、ＤＰ鋼やＴＲＩＰ鋼に比べて含有炭素量を低くすることが可能であるから、溶接性に関しては問題ないが、この鋼板を高強度ならしめている組織であるベーナイトやベーニティック・フェライトは、オーステナイトを急冷して転位密度の高い変態組織とすることによって得られているので、溶接の熱影響部では到達温度によっては転位の解放が進んで母材よりも低強度化するという現象（以下、ＨＡＺ軟化と呼ぶ）が問題視されるに至った。
【００１０】
こうした問題に対して下記特許文献１には、ポリゴナル・フェライトとベーナイトからなる複合組織鋼板に、Ｎｂ，Ｖ，ＴｉおよびＺｒから選ばれる一つ以上の元素を添加することによって、フラッシュバット溶接における熱影響部でのベーナイト組織の分解、硬度低下を防止する方法が提案されている。また下記特許文献２には、どのような組織を有する鋼板に関するものであるかは不明であるが、ＮｂとＭｏを複合添加することによりＨＡＺ軟化現象がほとんど発生しない鋼板が提案されている。
【００１１】
【特許文献１】
特開昭６１−９６０５７号公報
【特許文献２】
特開平７−３３８７号公報
【００１２】
一方、例えこうした対策が為されたとしても、溶接部の形状が製品の使用状況（力の作用する方向）から見て応力集中部とみなされるような場合には、鋼板の高強度化が溶接部の耐久性向上に反映されず、成形性を犠牲にしてまで鋼板を高強度化することの利点が見出せないので、高強度鋼板の適用が進んでいないことは既に述べた。
【００１３】
この問題に対しては、一旦溶接を行った後、あるいは直後に後処理をして応力集中を緩和する方法が提案されている。例えば下記特許文献３には、ガスアーク溶接の溶接ビード止端部にショットピーニング加工を加えて０．２Ｒ〜０．５Ｒの曲面を形成する方法が示されている。また下記特許文献４には、突合せ溶接部の余盛りビードを押し潰すことによって応力集中を緩和する方法が記載されている。
【００１４】
【特許文献３】
特開平１０−２５８３９４号公報
【特許文献４】
特開平１１−３３７７１号公報
【００１５】
【発明が解決しようとする課題】
以上述べてきたように、成形性と溶接部の信頼性を考慮して、ベーナイトまたはベーニティック・フェライトを主相とする高強度鋼板を選択し、これにＨＡＺ軟化対策としてＮｂやＭｏなどを添加し、更に溶接後に上記のような後処理を施すならば、溶接部の有無を問わず大方の製品に高強度鋼板を適用することが可能であると考えられた。
ところが、上記のような溶接の後処理は、製品のどのような部位に対しても施工出来る訳ではなく、あるいは仮に施工出来たとしても、その効果が設備の導入などの必要な費用の割には限定的なものであることが明らかとなってきた。
【００１６】
そこで本発明者らは、ショットピーニングや余盛りビードの押し潰しに比べて費用対効果がはるかに優れ、かつあらゆる溶接部位に対して施工可能な超音波加振法による後処理を適用することで、高強度鋼板の製品への使用拡大を図るべく研究を行った。ここで言う超音波加振法とは、下記特許文献５や特許文献６に記載されているような方法であり、制御された超音波振動を硬質の接触子（ｉｎｄｅｎｔｅｒ）で所定の部位に付加し該部位を塑性変形させる処理のことを指す。
【００１７】
【特許文献５】
特開平１０−２９６４６１号公報
【特許文献６】
米国特許出願公開第２００２／００４３３１３号明細書
【００１８】
この方法を用いると、例えばアーク溶接止端部の形状成形がショットピーニングに比べてはるかに短時間で可能となり、後処理方法としては極めて優れていることが明らかとなったが、処理後の鋼板においては、ＮｂやＭｏなどを添加してＨＡＺの軟化抑制を図った効果が消失したり、減少したりしていることが認められた。この現象の原因は明らかではないが、恐らくショットピーニングに比べてはるかに大きなエネルギーが付加された結果、本来ＨＡＺ軟化の抑制に作用していた機構が局部的に消失したものと考えられる。
何れにせよこうした状況は、溶接部の強度がその製品の耐久性を支配しているような部品への高強度鋼板の適用拡大の障害となる。
【００１９】
そこで本発明は、優れた成形性と溶接部に対する高い信頼性を有し、かつ超音波加振法による溶接後処理を行ってもＨＡＺ軟化の無い高強度鋼板を提供することを目的とする。なお、本発明で言う「溶接後処理性に優れた鋼板」とは、超音波加振法による溶接後処理を行ってもＨＡＺの軟化の無い鋼板のことを指す。
【００２０】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、ベーニティック・フェライトを主相とし、ＮｂおよびＭｏを含有する鋼板を種々作り込み、その特性を調べ、目的とする鋼板の具備すべき条件を明らかにして本発明を完成させた。その要旨は次の通りである。
（１）  質量％にて、
Ｃ  ：０．０１〜０．１０％、    Ｓｉ：０．０５〜１．２％、
Ｍｎ：０．５〜１．６％、        Ｔｉ：０．０１〜０．３％、
Ｎｂ：０．００５〜０．３％、    Ｍｏ：０．１〜０．６％、
Ａｌ：０．０１〜０．０８％
を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなり、ベーニティック・フェライトの面積率が６０％以上であり、α−Ａｌ２  Ｏ３  を内包する粒径１．０〜５．０μｍ未満の介在物の個数密度が５．０個／ｍｍ２  以上であることを特徴とする成形性と溶接後処理性に優れた高強度鋼板。
（２）  質量％にてさらに、
Ｃｒ：０．１〜３．０％、        Ｖ  ：０．０１〜２．０％、
Ｃｕ：０．４〜１．６％、        Ｎｉ：０．２〜０．８％
の一種または二種以上を含有することを特徴とする前記（１）記載の成形性と溶接後処理性に優れた高強度鋼板。
【００２１】
【発明の実施の形態】
まず、本発明を完成するに至った実験について説明する。
本発明者らは、Ｃ：０．０５％、Ｓｉ：０．５％、Ｍｎ：１．３５％（いずれも質量％）を基本とした鋼片を溶解鋳造し、それらの熱延鋼板の機械的性質を調査した。その結果、強度、延性、伸びフランジ性に優れた鋼板は、ベーニティック・フェライトを主相とし、ベーニティック・フェライトに比べて硬質なセメンタイトを極力含まない鋼板であることを見出した。
【００２２】
次に、こうして得られた鋼板を母材とした溶接継ぎ手を作製し、その静的強度や疲労特性を調査したところ、所定量のＮｂやＭｏを添加した鋼板であればＨＡＺ軟化は認められなかったが、図１に示すように一般的に止端部２と呼ばれる箇所が偶発的に凹型となった場合（図２参照）を除き、止端部が疲労亀裂の起点となるという従来広く知られた事象が再現された。
【００２３】
そこで、止端部形状を凹型にする手法として超音波加振法による溶接後処理を行ったところ、止端部が疲労亀裂発生位置となる場合は皆無となり、それに合わせて疲労特性の向上も認められたが、一方で、所定量のＮｂやＭｏが添加されている鋼板であるにもかかわらず多くの継ぎ手でＨＡＺ軟化の発生が認められた。但し、多数調査した継ぎ手（鋼板）の中にはＨＡＺ軟化を示さないものもあり、そうした鋼板に共通する特徴が課題解決の鍵になるものと考えて更に研究を進めた。その結果、該鋼板には、或る粒径の、単独のα−Ａｌ２  Ｏ３  や、α−Ａｌ２  Ｏ３  と他の酸化物の複合体が一定の密度以上で存在しているという共通した特長のあることを見出した。
本発明者らは、こうした結果に基づき鋭意研究を行って本発明を完成させたものである。
【００２４】
以下に本発明の限定理由を述べる。
まず化学成分について述べる。成分含有率は質量％である。
Ｃ：０．０１〜０．１０％。Ｃは鋼板の強度を確保するために必須の元素であり、高強度鋼板を得るためには少なくとも０．０１％が必要である。しかし、過剰に含まれると、ＴｉやＮｂによる炭化物生成や、冷却条件を駆使しても、伸びフランジ性に好ましくないセメンタイトの生成が避けられなくなるので、０．１０％以下とする。
【００２５】
Ｓｉ：０．０５〜１．２％。Ｓｉは伸びフランジ性を劣化させることなく強度を確保するのに有効な元素であり、０．０５％以上でその効果が発現するが、一方で過剰に含まれると化成処理性に好ましくないＳｉの濃化層を表面に生成しやすくなるので、その上限は１．２％とする。
【００２６】
Ｍｎ：０．５〜１．６％。ＭｎはＣ，Ｓｉとともに鋼板の高強度化に有効な元素であり、０．５％以上は含有させるべきであるが、１．６％を超えて含有させると溶接性に悪影響を及ぼすので、上限を１．６％とする。
【００２７】
Ｔｉ：０．０１〜０．３％。ＴｉはＣやＮを炭窒化物として固定し、鋼板の加工性を向上させる働きをする。一方、必要以上に添加された場合には、固溶Ｔｉとして鋼中に存在し、再結晶温度を上昇させて熱間加工組織が残存し易くなり延性を損ねる。このような理由からＴｉは上記の範囲に限定する必要がある。
【００２８】
Ｎｂ：０．００５〜０．３％。ＮｂはＨＡＺ軟化の抑制に寄与する他、Ｔｉと同様にＣやＮを炭窒化物として固定して鋼板の加工性を向上させる働きもする。こうした働きは０．００５％以上の添加で発現する。一方、０．３％を超えて添加してもその効果は飽和するので、０．３％を上限とする。
【００２９】
Ｍｏ：０．１〜０．６％。ＭｏはＮｂと補完し合ってＨＡＺ軟化の抑制に寄与する。その効果を得るには０．１％以上の添加が必要である。しかし、０．６％超の添加は溶接性に悪影響を及ぼすので、０．６％を上限とする。
【００３０】
Ａｌ：０．０１〜０．０８％。Ａｌは鋼の脱酸剤として必須な元素であり、少なくとも０．０１％は必要である。一方、過剰に添加されているとそれ自身が凝集した粗大なα−Ａｌ２  Ｏ３  系酸化物が生成し易くなるので、その上限は０．０８％とする。
【００３１】
Ｃｒ：０．１〜３．０％、Ｖ：０．０１〜２．０％。ＣｒとＶもＭｏと同様にＮｂと補完し合ってＨＡＺ軟化の抑制に寄与する。その効果を得るには、Ｃｒは０．１％以上、Ｖは０．０１％以上の添加が必要である。しかし、それぞれ３．０％と２．０％を超えて添加してもその効果は飽和し、コストの上昇を招くばかりであるので、上限をそれぞれ３．０％と２．０％とする。
【００３２】
Ｃｕ：０．４〜１．６％。Ｃｕは、固溶強化元素または析出強化元素として鋼板の高強度化に利用できる。しかし、０．４％以上を添加しないとその効果は少ない。一方、１．６％を超えて含有すると熱延中の鋼板表面性状を悪化させるので、１．６％を上限とする。
【００３３】
Ｎｉ：０．２〜０．８％。Ｎｉは上記Ｃｕによる熱延表面性状悪化を緩和する効果があり、Ｃｕの約半分である０．２％以上を添加することが望ましい。一方、０．８％を超えて添加してもその効果は飽和し、鋼材価格を上げるだけなので、０．８％を上限とする。
【００３４】
なお、本発明において上記以外の成分はＦｅ、およびＰ，Ｓ，Ｎなどの不可避な不純物である。不純物の濃度は用いる製造装置の能力の範囲内で出来るだけ抑制することが望ましい。
【００３５】
次に、鋼板の組織について説明する。
強度延性バランスに優れ、かつ秀でた伸びフランジ性を得るには、ベーニティック・フェライトを主相とする組織にすることが必要であり、その望ましい面積率は実施例にて示すように６０％以上、好ましくは８０％以上である。また残部はベーナイトおよび／又はポリゴナル・フェライトであることが望ましく、マルテンサイトが含まれることは極力避けることが望ましい。
【００３６】
ベーニティック・フェライトを主相とする組織を得るためには、オーステナイトで圧延を完了した後に適切な速度で冷却する必要がある。その速度は１０〜７０℃／秒であり、製造設備の能力に応じて選択すればよい。これより遅い冷却速度では、ポリゴナル・フェライトの生成が優勢となり、また速い速度では、鋼板の表層と内部の材質差が顕著になるので避けるべきである。なお、冷却速度は一定でなくともよい。冷却の終了温度は４００〜６００℃が好ましい。これより高温では酸洗の効率が悪化し、一方低温ではマルテンサイトなどの硬質な組織が生成し易くなるからである。
【００３７】
鋼板の組織は、圧延方向と平行な断面の光学顕微鏡による観察により決定した。鏡面研磨した後、ナイタール液にて腐食した鋼板の、表面から板厚の１／４相当内部の位置を４００倍で観察し、構成する組織を決定した。組織の判定は下記の非特許文献１を参考にして行った。
【００３８】
【非特許文献１】
「鋼のベーナイト写真集−１」、平成４年６月２９日、（社）日本鉄鋼協会発行、例えば２１頁・Ｆｉｇ．２．９
【００３９】
次に縦横それぞれ２０本の格子で切り、各格子点がどの組織に属するかを組織毎に計数し、全格子点（４００点）に対するベーニティック・フェライトの格子点数を以って該相の面積率とした。この観察をコイルボトム端から５ｍ内部の圧延方向と垂直な断面の中央と、両端部から５０ｍｍ内部の２箇所の合計３箇所について行い、その平均値を最終的な面積率とした。
【００４０】
最後に介在物に関する限定理由について説明する。
超音波加振法による溶接後処理を行ってもＨＡＺが軟化しないためには、ある大きさの介在物が一定の密度以上で存在していることが必要である。
【００４１】
本発明者らは、鋼板中の介在物を、粒径が１．０μｍ未満、１．０〜５．０μｍ未満、５．０〜１０．０μｍ未満に分けて個数を調べる実験を多数の鋼板について行った。その結果、１．０μｍ未満と５．０〜１０．０μｍ未満の個数には鋼板間で有意差はなかった。一方、１．０〜５．０μｍ未満の介在物数は鋼板間で差異があり、ＨＡＺ軟化現象ともよい相関を示した。その個数（密度は）は実施例で示すように、５．０個／ｍｍ２  以上の場合にＨＡＺ軟化の抑制に効果があった。
なおここで言う介在物とは、Ａｌ脱酸に起因するα−Ａｌ２  Ｏ３  系酸化物の単体、または、それに加えてＳｉＯ２  ，ＭｎＯ，ＦｅＯなどが混在しているものを指すものであり、これらの単体および複合体を総称して『α−Ａｌ２  Ｏ３  を内包する介在物』と定義する。また粒径は直交する二方向の長さ（長辺と短辺）の平均値とする。
【００４２】
介在物の計数はＪＩＳ  Ｇ０５５５に準拠して光学顕微鏡を用いて行った。圧延材の幅方向中央部の圧延方向に平行な断面を鏡面研磨仕上げし、板厚中心線を中央に含む１ｍｍ×２５ｍｍの領域を４００倍で観察し視野数６０で計数した。大きさの測定は接眼マイクロメーターを使用して行った。微細なものについては１０００倍で観察して大きさを測定した。
介在物の同定は、Ｘ線マイクロアナライザーを使用して行った。試料の研磨にはダイヤモンドペーストを使用し、研磨剤からの特定Ｘ線を排除するよう考慮した。
【００４３】
α−Ａｌ２  Ｏ３  を内包する１．０〜５．０μｍ未満の粒径の介在物が超音波加振法によるＨＡＺ軟化の発生に対して、それを抑制する働きをする理由は必ずしも明らかではないが、恐らく、硬質なα−Ａｌ２  Ｏ３  系の介在物が適度に分散していることによって、超音波加振によって生じる鋼の塑性流動が局所的に弱められることが何らかの形で影響しているものと推定される。
【００４４】
ＨＡＺ軟化抑制の観点では介在物の個数密度に上限はないが、α−Ａｌ２  Ｏ３  系介在物は鋼板の表面キズの生成原因となり、また穴広げ加工時の割れ発生の起点となり易いので、５０個／ｍｍ２  を上限とすることが望ましい。
【００４５】
アルミキルド鋼におけるα−Ａｌ２  Ｏ３  系介在物の生成密度は、真空脱炭時の真空度と脱炭後（Ａｌ投入前）の溶存酸素濃度により左右される。表面キズの生成を出来る限り抑制するためには高真空、低酸素濃度とすることが望ましいが、過剰な高真空や低酸素濃度は超音波加振法によるＨＡＺ軟化の発生を抑制する働きを示す１．０〜５．０μｍ未満の粒径の介在物をも減少させてしまう。所定の介在物個数密度を得るための真空度と酸素濃度の組み合わせは一通りではなく、その中から操業上の負荷の少ないものを選択すればよい。その一例は実施例の中で述べるように、真空度：５０±１０Ｔｏｒｒ、酸素濃度：３００±１０ｐｐｍ  である。
【００４６】
【実施例】
本発明を実施例に基づき詳細に説明する。
表１に示す化学成分を有する鋼を溶解鋳造した。転炉で精錬した溶鋼を表２に示す条件にて真空脱炭し、次いでＡｌ脱酸した後鋳造した。但し、Ａｌ濃度は何れについても０．０３％とした。
鋼塊を次に述べる条件で圧延し、２．６ｍｍの熱延鋼板を得た。すなわち、再加熱温度：１２５０℃、仕上げ圧延率：８８％、仕上げ温度：表３記載の温度、圧延後の冷却：最初の２秒間を１２℃／秒、その後、５０℃／秒、冷却終了温度（巻取り温度）：４５０℃である。
【００４７】
得られた鋼板の断面のミクロ組織を光学顕微鏡で観察し構成する組織の面積率を測定した。また、圧延方向と垂直な方向に採取したＪＩＳ５号試験片を用いて引張り試験を行い、強度と延性を調べた。伸びフランジ性を評価するために穴広げ試験も行った。
試験片は辺長１５０ｍｍの正方形で、クリアランスが１２．５％である工具を用いて１０ｍｍφの穴をプレス機で打抜き、発生したバリを外側にして、頂角６０°の円錐工具で穴を押し広げ、亀裂が板厚を貫通した直後に押し広げを終了させた。穴広げ前の内径：ＤＯ  （ｍｍ）、および穴広げ終了後の内径：Ｄ（ｍｍ）を測定し、λ（％）＝（Ｄ−ＤＯ  ）  ／ＤＯ  ×１００で定義されるλを穴広げ値として求めた。
なお、引張り試験片、並びに穴広げ試験片は酸洗仕上げ材について行った。
【００４８】
上記の熱延鋼板の内、強度、延性、および穴広げ性に秀でたものを選択して溶接継ぎ手を作製した。まず、各々の熱延鋼板から２００ｍｍ×３００ｍｍの矩形材を２枚用意し、それらを重ね代３０ｍｍで長辺と平行にアーク溶接した。市販の６０キロ級ワイヤーを用い、溶接速度：１ｍ／分、入熱３．６ｋＪ／ｃｍで行った。シールドガスはＡｒ＋２０％ＣＯ２  である。
【００４９】
溶接後試験体を溶接線に垂直に二等分し、一方の溶接部の止端部に沿って超音波加振法による後処理を施した。周波数：約２７ｋＨｚの超音波を、３０μｍの接触子振幅で負荷した。接触子は５ｍｍφで先端が半球状のものを使用した。
次に、溶接線に垂直な断面の硬度を測定した。図２に模式的に示すように、止端部から１ｍｍ、表面から０．０５ｍｍ内部から板厚内部に０．４ｍｍの範囲を０．０５ｍｍ間隔の正方格子で切り、各格子点のビッカース硬さ（２００ｇ）を測定した。測定した硬さの平均値を求めた。超音波加振処理した試験体の平均値から処理していない試験体の平均値を差し引いた値、ΔＨｖを求めた。
【００５０】
以上の結果を前記の方法で別途測定した粒径１．０〜０．５μｍ未満の２５ｍｍ２  当たりの介在物個数と合わせて表４に示す。表中の子番号とは表２の条件    （１または２）を指す。
【００５１】
【表１】
2004162107.tif 000003
【００５２】
【表２】
2004162107.tif 000004
【００５３】
【表３】
2004162107.tif 000005
【００５４】
【表４】
2004162107.tif 000006
【００５５】
Ｎｏ．２，４，６，８，１１，１６および１９は、本発明の化学成分とベーニティック・フェライトの面積率を満足する本発明例であり、優れた強度、延性と穴広げ性を示した。
これに対し、  Ｎｏ．９はＴｉ，Ｎｂ及びＭｏが含まれていないため、セメンタイトの生成が抑制出来ず、かつベーニティック・フェライトの生成量も不足なため、λは低い値に留まった。  Ｎｏ．１２，１３は、Ｃ量が高く、ＴｉやＮｂを高濃度で含有させてもセメンタイトやマルテンサイトの生成が回避出来ず、かつベーニティック・フェライトの生成量も不足なため、強度、延性、λ共に劣位となった。  Ｎｏ．１４はＣのスカベンジングに必要な量に比べてＴｉ量が過剰なため、ベーニティック・フェライトが十分生成せず、結果的に低位なλしか得られなかった。
【００５６】
脱炭条件の差異は機械的性質にはほとんど影響しなかったが、粒径１．０〜５．０μｍ未満の介在物個数密度には大きく影響した。そして、介在物個数密度が１２５個／２５ｍｍ２  未満の  Ｎｏ．１，３，５，７，１０，１５，１７及び１８は、止端部近傍ＨＡＺの硬度が溶接後処理によって低下したのに対して、１２５個／２５ｍｍ２  以上となった  Ｎｏ．２，４，６，８，１１，６，１９は、後処理を施しても硬度は低下しないか、僅かに上昇した。表４中の介在物個数密度を横軸に、ΔＨｖを縦軸にして両者の関係を描くと図３のようになり、介在物個数密度が１２５個／２５ｍｍ２  上、すなわち５個／ｍｍ２  で超音波加振によるＨＡＺ軟化が抑制されていることが明らかである。
【００５７】
【発明の効果】
本発明の鋼板を用いれば、溶接部の強度がその製品の耐久性を支配しているような部品への高強度鋼板の適用が問題なく進み、その結果、例えば自動車の軽量化などを通じて地球温暖化の抑制に寄与することが出来るなどの効果が期待できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】重ね溶接継ぎ手を示す模式図である。
【図２】超音波加振処理後の止端部近傍ＨＡＺの硬度測定範囲を示す模式図である。
【図３】介在物個数密度とΔＨｖの関係を示すグラフである。
【符号の説明】
１：溶融金属
２：止端部
３：硬度測定範囲
【図１】
2004162107.tif 000007
【図２】
2004162107.tif 000008
【図３】
2004162107.tif 000009