(57)【要約】【課題】  高強度でありながらプレス成形性に優れた溶接継手用高強度薄鋼板と、この高強度薄鋼板を用いた溶接継手を提供する【解決手段】  高強度薄鋼板は、質量％で、C≦0.06％、Si≦0.5％、Mn≦1.8％、P≦0.03％、S≦0.01％、Al≦0.1％、N≦0.006％、0.05％≦Ti≦0.12％、0.3％≦W≦0.7％を含有し、かつ、下記(Ｉ)式と(II)式の関係を満たし、残部Feおよび不可避的不純物からなり、実質的にフェライト単相組織であり、平均粒径が10nm未満の炭化物が析出し、550MPa以上900MPa以下の引張強度を有する。  0.5≦〔{Ti-(48/32)S-(48/14)N}/48〕/(W/184)≦1.5  …（Ｉ）  （但し、Ti、S、N、Wは質量％）  Ceq＝C+Mn/6+Si/24≦0.4  …（II）  （但し、C、Mn、Siは質量％）【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ≦０．０６％、Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ≦１．８％、Ｐ≦０．０３％、Ｓ≦０．０１％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、０．０５％≦Ｔｉ≦０．１２％、０．３％≦Ｗ≦０．７％を含有し、かつ、以下の（Ｉ）式および（II）式の関係を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、実質的にフェライト単相組織であり、平均粒径が１０ｎｍ未満の炭化物が析出し、５５０ＭＰａ以上９００ＭＰａ以下の引張強度を有することを特徴とするプレス成形性に優れた溶接継手用高強度薄鋼板。
0.5≦〔{Ti-(48/32)S-(48/14)N}/48〕/(W/184)≦1.5  …（Ｉ）
（但し、Ti、S、N、Wは質量％）
Ceq＝C+Mn/6+Si/24≦0.4  …（II）
（但し、C、Mn、Siは質量％）
【請求項２】
質量％で、Ｃ≦０．０６％、Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ≦１．８％、Ｐ≦０．０３％、Ｓ≦０．０１％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、０．０５％≦Ｔｉ≦０．１２％、Ｗ≦０．７％、Ｍｏ≦０．３％を含有し、かつ、以下の（III）式および（IV）式の関係を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、実質的にフェライト単相組織であり、平均粒径が１０ｎｍ未満の炭化物が析出し、５５０ＭＰａ以上９００ＭＰａ以下の引張強度を有することを特徴とするプレス成形性に優れた溶接継手用高強度薄鋼板。
0.5≦〔{Ti-(48/32)S-(48/14)N}/48〕/{(W/184)+(Mo/96)}≦1.5  …（III）
（但し、Ti、S、N、W、Moは質量％）
Ceq＝C+Mn/6+Si/24+Mo/4≦0.4  …（IV）
（但し、C、Mn、Si、Moは質量％）
【請求項３】
薄鋼板どうしを溶接してなる溶接継手であって、前記薄鋼板のうちの少なくとも一方が、請求項１または請求項２に記載の溶接継手用高強度薄鋼板であることを特徴とするプレス成形性に優れた溶接継手。
【請求項４】
請求項１または請求項２に記載の溶接継手用高強度薄鋼板とＣ≧０．１０％含む被溶接鋼板とを溶接してなることを特徴とするプレス成形性に優れた溶接継手。
【請求項５】
前記溶接継手用高強度薄鋼板と前記被溶接鋼板との溶接線が曲線部を含むことを特徴とする請求項３または請求項４に記載のプレス成形性に優れた溶接継手。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車のプレス構造部品に適したプレス成形性に優れた溶接継手用高強度薄鋼板と、この溶接継手用高強度薄鋼板を用いてなるプレス成形性に優れた溶接継手に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車においては、軽量化のために高強度薄鋼板（所謂、ハイテン）の使用比率が拡大している。しかし、単なる高強度薄鋼板使用による板厚の低減は車体剛性を著しく低下させてしまう。このため、衝突安全性を考慮して、乗員用キャビンより前の部分は衝突時に変形することで衝突エネルギーを吸収し、乗員用キャビンの形は変えないようにするという構造が採られつつある。
【０００３】
そこでは、乗員用キャビンには板厚の厚い鋼板を、乗員用キャビン前の衝突時に変形する部位には板厚の薄い高強度薄鋼板が使用される。このとき、例えば、乗員用キャビンには４４０ＭＰａ級（Ｃを０．１％含有する）鋼板が用いられ、乗員用キャビン前には５９０ＭＰａ級〜７８０ＭＰａ級鋼板が使用されることから、これら２種類の鋼板をレーザ溶接で接合した鋼板、所謂、ＴＷＢ（Tailor Welded Blank）が使用されている。この溶接部を含むＴＷＢをプレス成形し、所望の部品形状に加工する。
【０００４】
ところが、従来の鋼板では、溶接金属のＣ量が極めて高く、高強度薄鋼板側の熱影響部（ＨＡＺ）が硬化しやすいため、溶接部を含む鋼板（以下「溶接継手」と称す）をプレス成形すると、溶接金属またはＨＡＺで破断してしまい、十分なプレス成形性が得られないという問題があった。
【０００５】
高強度かつ高加工性の鋼板を得るための技術が特許文献１〜４に提案されている。
【０００６】
特許文献１には、Ｓｉ添加で炭化物生成を抑制し、Ｃｒ添加量制限により低温変態相生成を抑制して組織をベイニティックフェライトとし、さらにＮｉやＭｏを固溶強化元素として添加したＴｉ添加高伸びフランジ加工性高強度鋼板が開示されている。しかしながら、この技術の根幹をなすラス間に炭化物析出を伴わないラス状組織であるベイニティックフェライト組織は、転位密度を高めて強度を補償しているため、溶接部のＨＡＺ軟化が著しく、溶接継手のプレス成形性は良いものとは言えない。
【０００７】
特許文献２には、Ｃと結合するＴｉ、ＮｂをＣに対して原子比で０．５以上添加し、固溶Ｔｉ、固溶Ｎｂで熱間圧延後のフェライト核生成を抑制することによって、組織をアシキュラーフェライトとし、さらにＣｒ、Ｍｏの固溶強化で強度を調整した高伸びフランジ性熱延鋼板が開示されている。しかしながら、アシキュラーフェライトは多くの転位を含んでおり、溶接の熱影響で組織が破壊され、著しく軟化するために、溶接継手のプレス成形性は良いものではない。また、プレス加工性に重要なＥＬも１５％と低く、プレス成形そのものが困難である。
【０００８】
特許文献３には、高加工性と高強度化をＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏの結晶粒微細化効果で実現する方法が開示されている。しかしながら、この技術では、平均のフェライト粒径を２μｍ以下とするために、伸びの劣化と溶接時のフェライト粒の粗大化は避けられない。このため、溶接部のＨＡＺ軟化が著しく、溶接継手のプレス成形性は良好とは言えない。
【０００９】
特許文献４では、ポリゴナルフェライトに対するパーライトや低温変態相の面積比が１５％以下のポリゴナルフェライト中にＴｉＣが分散した組織を有し、Ｍｏを固溶強化元素として固溶させた伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板が開示されている。しかしながら、このＴｉＣは溶接時の熱影響で粗大化しやすく、また、ＴｉＣは１０ｎｍ未満の微細粒とならないため、高強度化が難しい。さらに、ＴｉＣとならないＣがセメンタイトとなってフェライト粒界に析出するため、溶接継手のプレス成形性は良好とは言えない。
【００１０】
このように、従来の技術では、溶接継手のプレス成形性に優れた鋼板は製造することができない。
【特許文献１】特開平６−１７２９２４号公報
【特許文献２】特開平７−１１３８２号公報
【特許文献３】特開平１１−１５２５４４号公報
【特許文献４】特開平６−２００３５１号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、高強度でありながらプレス成形性に優れた溶接継手用高強度薄鋼板と、この溶接継手用高強度薄鋼板を用いてなるプレス成形に優れた溶接継手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】
【００１２】
本発明者らは、溶接金属の硬化を防止し、同時にＨＡＺの軟化を防止することができる鋼板について鋭意研究を行った。プレス成形する溶接継手は溶接部の幅を狭くするためにレーザ溶接、マッシュシーム溶接等のエネルギー密度の高い低入熱溶接が行われるが、このような低入熱溶接では溶接部の冷却が極めて速いため、溶接金属の硬さは焼入性に支配される。すなわち、焼入性が低いほど溶接金属は軟質であり、プレス成形時に変形しやすい。しかし、溶接金属の焼入性を低くするために低合金成分設計を行うと、十分な強度が得られない。さらには著しいＨＡＺ軟化が起こり、プレス成形時にＨＡＺ破壊する。そこで、本発明者らは、低合金成分で十分な強度が得られ、かつ、レーザ溶接熱サイクルでＨＡＺ軟化しない高強度薄鋼板とするために、レーザ溶接熱サイクルで粗大化しにくい析出物について研究した結果、ＴｉとＷまたはＴｉとＭｏとＷを含む炭化物でフェライト単相組織を析出強化することにより、プレス成形性に優れた溶接継手用高強度薄鋼板およびこれを用いた溶接継手が得られることを見出し、本発明を完成するに至った。
【００１３】
すなわち本発明は以下の（１）〜（５）を提供するものである。
（１）質量％で、Ｃ≦０．０６％、Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ≦１．８％、Ｐ≦０．０３％、Ｓ≦０．０１％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、０．０５％≦Ｔｉ≦０．１２％、０．３％≦Ｗ≦０．７％を含有し、かつ、以下の（Ｉ）式および（II）式の関係を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、実質的にフェライト単相組織であり、平均粒径が１０ｎｍ未満の炭化物が析出し、５５０ＭＰａ以上９００ＭＰａ以下の引張強度を有することを特徴とするプレス成形性に優れた溶接継手用高強度薄鋼板。
0.5≦〔{Ti-(48/32)S-(48/14)N}/48〕/(W/184)≦1.5  …（Ｉ）
（但し、Ti、S、N、Wは質量％）
Ceq＝C+Mn/6+Si/24≦0.4  …（II）
（但し、C、Mn、Siは質量％）
（２）質量％で、Ｃ≦０．０６％、Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ≦１．８％、Ｐ≦０．０３％、Ｓ≦０．０１％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、０．０５％≦Ｔｉ≦０．１２％、Ｗ≦０．７％、Ｍｏ≦０．３％を含有し、かつ、以下の（III）式および（IV）式の関係を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、実質的にフェライト単相組織であり、平均粒径が１０ｎｍ未満の炭化物が析出し、５５０ＭＰａ以上９００ＭＰａ以下の引張強度を有することを特徴とするプレス成形性に優れた溶接継手用高強度薄鋼板。
0.5≦〔{Ti-(48/32)S-(48/14)N}/48〕/{(W/184)+(Mo/96)}≦1.5  …（III）
（但し、Ti、S、N、W、Moは質量％）
Ceq＝C+Mn/6+Si/24+Mo/4≦0.4  …（IV）
（但し、C、Mn、Si、Moは質量％）
（３）薄鋼板どうしを溶接してなる溶接継手であって、前記薄鋼板のうちの少なくとも一方が、上記（１）または（２）の溶接継手用高強度薄鋼板であることを特徴とするプレス成形性に優れた溶接継手。
（４）上記（１）または（２）の溶接継手用高強度薄鋼板と、Ｃ≧０．１０％含む被溶接鋼板とを溶接してなることを特徴とするプレス成形性に優れた溶接継手。
（５）上記（３）または（４）の溶接継手において、前記溶接継手用高強度薄鋼板と前記被溶接鋼板との溶接線が曲線部を含む。
【発明の効果】
【００１４】
本発明の溶接継手用高強度薄鋼板およびこれを用いてなる溶接継手は、高強度でありながらプレス成形性が良好である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１５】
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明の溶接継手用高強度薄鋼板は、質量％で、Ｃ≦０．０６％、Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ≦１．８％、Ｐ≦０．０３％、Ｓ≦０．０１％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、０．０５％≦Ｔｉ≦０．１２％、０．３％≦Ｗ≦０．７％を含有し、かつ、以下の（Ｉ）式および（II）式の関係を満たすか、または、質量％で、Ｃ≦０．０６％、Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ≦１．８％、Ｐ≦０．０３％、Ｓ≦０．０１％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、０．０５％≦Ｔｉ≦０．１２％、Ｗ≦０．７％、Ｍｏ≦０．３％を含有し、かつ、以下の（III）式および（IV）式の関係を満たす。さらに溶接継手用高強度薄鋼板は、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、実質的にフェライト単相組織であり、平均粒径が１０ｎｍ未満の炭化物が析出して、高強度化されている。
0.5≦〔{Ti-(48/32)S-(48/14)N}/48〕/(W/184)≦1.5  …（Ｉ）
（但し、Ti、S、N、Wは質量％）
Ceq＝C+Mn/6+Si/24≦0.4  …（II）
（但し、C、Mn、Siは質量％）
0.5≦〔{Ti-(48/32)S-(48/14)N}/48〕/{(W/184)+(Mo/96)}≦1.5  …（III）
（但し、Ti、S、N、W、Moは質量％）
Ceq＝C+Mn/6+Si/24+Mo/4≦0.4  …（IV）
（但し、C、Mn、Si、Moは質量％）
【００１６】
このような組織とすることにより、５５０ＭＰａ以上９００ＭＰａ以下の高い引張強度を示しながらプレス成形性が良好であり、しかも溶接時のＨＡＺ軟化も抑制される。このため、この溶接継手用高強度薄鋼板を用いた溶接継手は、プレス成形時にＨＡＺ破壊しにくく、良好なプレス成形性を示す。以下、各成分等について説明する。
【００１７】
Ｃ：
Ｃは鋼を高強度化する炭化物を形成する。Ｃ含有量が０．０６％超となると、引張強度が９００ＭＰａを超えやすくなり、プレス成形性が低下する。このため、Ｃ含有量を０．０６％以下とした。５５０ＭＰａ以上の引張強度を得るためには、Ｃ含有量を０．０１５％以上とすることが好ましい。
【００１８】
Ｓｉ：
Ｓｉは従来鋼の延性を劣化させずに強度を上昇できる成分として積極的に添加されてきた。しかし、Ｓｉは鋼の焼入性を増し、かつ、表面性状も赤スケールで劣化することから、本発明ではＳｉを極力添加せず、Ｓｉ含有量の上限を０．５％とした。Ｓｉ含有量は好ましくは０．２％以下である。
【００１９】
Ｍｎ：
Ｍｎは固溶強化元素である。高強度を得るために添加するが、１．８％を超えて添加すると、鋼板内部に偏析組織を形成して、溶接継手のプレス成形性を劣化させる。そこで、Ｍｎ含有量を１．８％以下とした。高強度化の観点からはＭｎ含有量は０．５％以上が好ましい。
【００２０】
Ｐ：
Ｐは鋼中に偏析する不純物元素であるから、できる限り低減することが好ましい。このため、Ｐ含有量を０．０３％以下とした。
【００２１】
Ｓ：
ＳはＴｉと結合して鋼中に硫化物を形成する。そのため、Ｓ含有量の増加は鋼を析出強化するＴｉとＷ（もしくはＴｉとＷとＭｏ）を含む微細炭化物の析出量の低減をもたらし、さらにプレス成形性を劣化させることから、Ｓ含有量は可能な限り低減することが好ましい。このため、Ｓ含有量を０．０１％以下とした。
【００２２】
Ａｌ：
Ａｌは脱酸剤であり、鋼中にある程度含まれる。しかし、Ａｌ含有量が０．１％を超えると鋼が酸化しやすくなって延性が低下してしまう。そこで、Ａｌ含有量を０．１％以下とした。
【００２３】
Ｎ：
ＮはＴｉと結合して鋼中にＴｉＮとして析出する。このＴｉＮは粗大なため強度向上に寄与しない。また、Ｔｉを浪費して鋼の高強度化に寄与するＴｉとＷまたはＴｉとＷとＭｏを含む微細炭化物の析出量を減らすことから、Ｎの含有量は少ない方がよい。そのため、本発明においては、Ｎ含有量を０．００６％以下とした。
【００２４】
Ｔｉ：
Ｔｉは鋼板を析出強化するために極めて重要である。Ｔｉ含有量が０．０５％未満ではＴｉとＷまたはＴｉとＷとＭｏを含む微細炭化物による５５０ＭＰａを超える高強度化が困難であり、０．１２％を超えると強度が著しく高くなって、７８０ＭＰａ級としては、プレス成形性が低下する。このため、Ｔｉ含有量を０．０５％以上０．１２％以下とした。
【００２５】
Ｗ（実質的にＭｏを含まない場合）：
ＷはＴｉとともに微細な炭化物を形成して鋼板を強化するため、本発明において極めて重要である。Ｗを含むがＭｏを実質的に含まない場合においては、Ｗが０．３％未満では、ＴｉとＷとを含有する炭化物が形成されない。また、Ｗが０．７％超ではベイナイトが生成しやすくなり、フェライト単相化が困難となる。そこで、Ｗ含有量を０．３％以上０．７％以下とした。
【００２６】
ＷおよびＭｏ：
ＷおよびＭｏを同時に含有する場合において、Ｗ含有量が０．７％超であり、かつ、Ｍｏ含有量が０．３％超であると、ベイナイトやベイニティックフェライトが生成しやすくなって、Ｍｏを含有しないときよりもさらにフェライト単相化が困難となる。そこでＷ含有量は０．７％以下とし、Ｍｏ含有量は０．３％以下とした。
【００２７】
0.5≦〔{Ti-(48/32)S-(48/14)N}/48〕/(W/184)≦1.5  （但し、Ti、S、N、Wは質量％）（実質的にＭｏを含まない場合）：
上述したように、ＴｉはＳ、Ｎと結合し、これらと結合しなかったＴｉが微細炭化物を形成し、鋼板の高強度化に寄与する。このＳおよびＮと結合しないＴｉ量とＷ量の比は、本発明において極めて重要である。これは、ＴｉとＷが結合した炭化物が熱的に安定で、溶接入熱で粗大化しにくいからである。式：〔{Ti-(48/32)S-(48/14)N}/48〕/(W/184)の値が１．５を超えると（つまり、Ｔｉ量が多くなると）、鋼板を高強度化する微細炭化物の熱的安定性が失われて、ＨＡＺ軟化が著しく起こる。一方、この式の値が０．５未満となる（つまり、Ｗが多くなる）と、Ｔｉと結合しないＷが炭化物を形成できないことから、炭化物が減少して、十分な引張強度が得られなくなる。このため、この式の値を０．５以上１．５以下とした。
【００２８】
0.5≦〔{Ti-(48/32)S-(48/14)N}/48〕/{(W/184)+(Mo/96)}≦1.5  （但し、Ti、S、N、W、Moは質量％）：
ＷおよびＭｏを同時に含有する場合には、上記理由と同じ理由により、〔{Ti-(48/32)S-(48/14)N}/48〕/{(W/184)+(Mo/96)}の値を０．５以上１．５以下とした。
【００２９】
Ceq＝C+Mn/6+Si/24≦0.4  （但し、C、Mn、Siは質量％）（実質的にＭｏを含まない場合）：
Ｃｅｑは溶接金属の硬さを示す指標である。Ｃｅｑが０．４を超えると、母材の引張強度に対して溶接金属の硬さが著しく高くなる。このため、溶接継手をプレス成形すると溶接金属と鋼板との境界に応力集中が生じ、溶接金属と鋼板との境界が破壊する。そこで、Ｃｅｑの上限と０．４とした。
【００３０】
Ceq＝C+Mn/6+Si/24+Mo/4≦0.4  （但し、C、Mn、Si、Moは質量％）：
Ｍｏを含む場合には、上記理由と同じ理由により、Ceq＝C+Mn/6+Si/24+Mo/4の上限を０．４とした。
【００３１】
従来の高強度鋼板は複合組織鋼板であり、フェライトにベイナイトやマルテンサイト等の第二相を分散させたものである。この第二相には転位が多量に存在するため、溶接を行うと焼鈍効果により引張強度が著しく低下する。そこで本発明の溶接継手用高強度薄鋼板では、鋼板組織を実質的にフェライト単相とする。本発明において「実質的にフェライト単相である」とは、断面組織写真で９０％以上、好ましくは９５％以上、さらに好ましくは９８％以上、がフェライト相であることを言う。
【００３２】
このように、本発明の溶接継手用高強度薄鋼板では第二相を用いないことから、鋼板の強化には析出強化を用いる。析出強化量は析出物量の増加と析出物の微細化で著しく上昇する。このうち、炭化物量（すなわち、析出物量）を多くする従来の析出強化法ではＣ量の増大が不可避であり、良好なプレス成形性を有する溶接継手の製造は極めて困難である。このため、炭化物量を抑制し、炭化物を微細化して引張強度を補う必要がある。平均粒径が１０ｎｍ以上の炭化物では２００ＭＰａ以上の析出強化量を得難いことから、本発明においては炭化物の平均粒径を１０ｎｍ未満とし、５ｎｍ未満とすることが好ましい。なお、ＴｉとＷ，ＭｏとＣの含有量によっては微量のセメンタイトが析出する場合もあるが、微量のセメンタイトが析出していても構わない。
【００３３】
上述してきたように、薄鋼板どうしを溶接してなる溶接継手の少なくとも一方の薄鋼板に本発明の溶接継手用高強度薄鋼板を用いることにより、プレス成形性の優れた溶接継手とすることができる。
【００３４】
一般に成分の異なる鋼板を溶接すると、溶接金属の組成はこれらの鋼板の成分の平均値となる。このことから、溶接する鋼板の一方がＣを多く含む場合には、溶接金属の硬化は避けられない。しかし、本発明の溶接継手用高強度薄鋼板とその他の被溶接鋼板とを溶接した場合には、この被溶接鋼板がＣを多量に含んでいても、プレス成形性に優れた溶接継手を得ることができる。この効果は本発明の溶接継手用高強度薄鋼板とＣ含有量が０．１％以上の被溶接鋼板とを溶接して得られる溶接継手において顕著である。
【００３５】
従来、プレス成形に用いる溶接継手は、その溶接線が直線であった。これは溶接線が曲がっていると、この曲がりに対応してプレス時に応力集中が生じ、溶接継手が破壊してしまうためである。本発明では、溶接継手の溶接線が曲線部を含んでいる場合でも、溶接金属の硬さが低いことから、応力集中が起こり難い。すなわち、本発明の溶接継手は、溶接線が曲線部を含んでいる場合においても良好なプレス成形性を示す。
【００３６】
以上の構成を含んでいれば、本発明の効果を阻害しない範囲で、上記元素以外の元素を含んでいてもよい。例えば、耐食性を考慮したＣｕ、Ｎｉの添加、耐二次加工脆性を考慮したＢ、Ｓｂの添加、伸びフランジ性を考慮したＣａの添加、表面性状を考慮したＣｒの添加、フェライト細粒化を考慮したＶ、Ｎｂ、Ｚｒの添加、が挙げられる。但し、これらの元素の添加量はそれぞれ１％以下とすることが好ましく、０．５％以下とすることがより好ましい。また、これら元素の合計の添加量は２％以下とすることが好ましく、１．５％以下とすることがより好ましい。また、Ｎｉ，Ｃｒ、Ｖのいずれか一種以上を含有する場合には、（II）式は、Ceq＝C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+V/14、（IV）式はCeq＝C+Mn/6+Si/24+Mo/4+Ni/40+Cr/5+V/14、と定義され、この式の値が０．４以下となるようにする。
【００３７】
本発明の溶接継手用高強度薄鋼板は、常法の製造方法によって製造することができる。そして、熱延鋼板である場合と冷延鋼板である場合とで得られる効果に差はない。熱間圧延に際しては、加熱はオーステナイト単相域であれば十分であるが、仕上温度の観点から、１２００℃以上とすることが好ましく、１２５０℃以上とすることがより好ましい。仕上温度は８４０℃以上が好ましく、９００℃以上がより好ましい。これは、８４０℃未満では圧延荷重が高くなるために、鋼板形状をフラットに保てなくなるからである。巻取温度は６７５℃以下であればよいが、５５０℃以上とすることが好ましい。これは、巻取温度が６７５℃を超えると鋼板中の炭化物が粗大化して、５５０ＭＰａ以上の引張強度を得ることが困難となるからである。一方、巻取温度が５５０℃未満の場合にはフェライト単相が得られ難くなる。本発明の溶接継手用高強度薄鋼板は、溶融Ｚｎめっき、電気めっきしたものであってもよい。
【００３８】
本発明の溶接継手用高強度薄鋼板の溶製は、転炉、電気炉でも可能であり、鋳造−分塊圧延、連続鋳造のいずれの工程でも製造可能である。また、熱間粗圧延省略（簡略）化を目的とした薄スラブ鋳造も可能である。
【実施例】
【００３９】
表１に示す成分の鋼を溶製し、熱間圧延することで、板厚１．８ｍｍの鋼板を作製した。このときスラブの加熱温度は１２５０℃、仕上圧延温度は８９０℃、巻取温度は６００℃（Ｎｏ．６のみ５５０℃）とした。得られた鋼板をＹＡＧレーザ溶接（５ｋＷ、３ｍ/分）して、溶接継手を作製した。作製された溶接継手の溶接ビードを中心にエリクセン試験を行い、その張り出し高さ（エリクセン値）を測定した。また、得られた鋼板から、その圧延方向と垂直な方向が引張方向となるように引張試験片ＪＩＳ５号を切り出して引張試験を行い、引張特性を調べた。さらに、作製した鋼板の圧延方向に平行な断面の組織をＳＥＭにより観察した。さらにまた、板厚中央より薄膜を作製し、析出物をＴＥＭ観察した。
【００４０】
【表１】
2005154809.tif 000002
【００４１】
表１に示した組成の鋼から作製された鋼板の機械的特性、組織、析出物の平均粒径、作製された溶接継手のエリクセン値を表２に示す。試料Ｎｏ．１〜５は引張強度が７８０ＭＰａ級の本発明例であり、Ｎｏ．６は引張強度が５６０ＭＰａ級の比較例である。本発明例の組織は２〜３ｎｍの微細析出物で析出強化されている。Ｎｏ．６はＦ（フェライト相）＋Ｐ（パーライト相）で析出物も１６ｎｍと粗大であった。エリクセン値は本発明例（Ｎｏ．１〜５）は９ｍｍ以上であったが、比較例（Ｎｏ．６）は５．２ｍｍと低かった。これより本発明例はプレス成形性が良好であることがわかる。
【００４２】
【表２】
2005154809.tif 000003
【００４３】
次に、表３のＮｏ．７〜Ｎｏ．９に示す成分の鋼を溶製し、熱間圧延し、鋼板を作製した。このとき、Ｎｏ．７の板厚は２．０ｍｍ、Ｎｏ．８の板厚は２．６ｍｍ、Ｎｏ．９の板厚は２．６ｍｍとした。また、スラブの加熱温度はＮｏ．７とＮｏ．８は１２８０℃、Ｎｏ．９は１２３０℃、仕上圧延温度はＮｏ．７とＮｏ．８は９３０℃、Ｎｏ．９は８４０℃、巻取温度はＮｏ．７とＮｏ．８は６４５℃、Ｎｏ．９は５００℃とした。作製した鋼板の組織をＳＥＭにより圧延方向に平行な断面で観察した。また、板厚中央より薄膜を作製し、析出物をＴＥＭ観察した。Ｎｏ．１０は別途準備した板厚２．０ｍｍの市販の被溶接鋼板である。
【００４４】
【表３】
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【００４５】
表３に示した組成の鋼から作製された鋼板の機械的特性、組織、析出物の平均粒径を表４に示す。Ｎｏ．７とＮｏ．８は、引張強度が７８０ＭＰａ級の本発明例であり、Ｎｏ．９は本発明の要件を満たさない比較例であり、組織がフェライト相（Ｆ）とベイナイト相（Ｂ）の複合組織鋼である。なお、Ｎｏ．１０は組織がフェライト相（Ｆ）とパーライト相（Ｐ）の複合組織であり、４４０ＭＰａ級の鋼板である。
【００４６】
【表４】
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【００４７】
表５は、Ｎｏ．７とＮｏ．８の鋼板を、Ｎｏ．７とＮｏ．９の鋼板を、Ｎｏ．７とＮｏ．１０の鋼板を、Ｎｏ．９とＮｏ．１０の鋼板を、それぞれＹＡＧ溶接して作製された各溶接継手についてエリクセン試験を行った結果を示している。表５から、本発明例のＮｏ．７の鋼板を用いた溶接継手はいずれもエリクセン値が８ｍｍ以上と大きく、Ｃ含有量の多いＮｏ．１０との組合せでも良好なプレス成形性が得られることが確認された。特に、Ｎｏ．７とＮｏ．８およびＮｏ．７とＮｏ．９の組合せの板厚に差がある場合においても、良好なプレス成形性が得られている。これに対して、比較例どうしであるＮｏ．９とＮｏ．１０の鋼板からなる溶接継手では、エリクセン値は５．１ｍｍと低かった。この結果から、本発明例の鋼板を用いることによってプレス成形性に優れた溶接継手が得られることが確認された。
【００４８】
【表５】
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【産業上の利用可能性】
【００４９】
本発明の溶接継手用高強度薄鋼板およびこれを用いた溶接継手は、例えば、自動車用のプレス構造部品に好適である。