(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０１〜０．３％、
Ｓｉ：０．００５〜２．５％、
Ｍｎ：０．０１〜３％、
Ｐ：０．００１０〜０．１％、
Ｓ：０．００１０〜０．０５％、
Ａｌ：０．００５〜２％、
Ｍｏ：０．０１〜０．３％、
Ｎｂ：０．００１〜０．１％を下記（Ａ）式を満たす範囲で含有し、
残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、
ミクロ組織が、主相をベイナイトまたはベイニティックフェライトとして面積率で合計５０〜９７％含有し、第２相をオーステナイトとして面積率で３〜５０％含有し、残部をフェライトまたはマルテンサイトとし、
前記ミクロ組織におけるオーステナイトの面積率（Ｖγ）とマルテンサイトの面積率（ＶαM）とが、下記（Ｂ）を満足し、
引張強度が８００MPa以上であることを特徴とする溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度鋼板。
（3.0Nb+2.5Mo+2/3Si+Mn）−（2.3C0.5+1.80）＞０・・・（Ａ）
Ｖγ  ／  ＶαM  ＞  ２                  ・・・（Ｂ）
【請求項２】
ミクロ組織における第２相と主相との硬度比である第２相の硬度／主相の硬度の値が０．５〜１．５であることを特徴とする請求項１に記載の溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度鋼板。
【請求項３】
さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜５％、
Ｎｉ：０．０１〜５％、
Ｃｕ：０．０１〜５％、
Ｃｏ：０．０１〜５％、
Ｗ  ：０．０１〜５％の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または請求項２に記載の溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度鋼板。
【請求項４】
さらに、質量％で、
Zr、Hf、Ta、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．００１〜１％含有することを特徴とする請求項１乃至請求項３のいずれかに記載の溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度鋼板。
【請求項５】
さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．１％を含有することを特徴とする請求項１乃至請求項４のいずれかに記載の溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度鋼板。
【請求項６】
さらに、質量％で、Ｃａ、Ｙ、Remの１種または２種以上を合計で０．００１〜０．５％含有することを特徴とする請求項１乃至請求項５のいずれかに記載の溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度鋼板。
【請求項７】
請求項１乃至請求項６のいずれかに記載の成分からなる鋳造スラブを直接または一旦冷却した後に再度加熱し、熱延後巻取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、その後焼鈍時の最高温度が０．８×（Ａｃ3 −Ａｃ1 ）＋Ａｃ1 （℃）以上Ａｃ3 ＋３０（℃）以下で焼鈍した後に、３〜１５０℃／秒の冷却速度で２００〜４５０℃の温度域に冷却し、引き続いて同温度域で１秒〜３０００秒保持することを特徴とする溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、建材、家電製品、自動車などに適する溶接性、穴拡げ性および延性に優れ、引張強度が８００MPa以上の高強度鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、特に自動車車体において燃費向上や耐久性向上の観点を目的とした加工性の良い高強度鋼板の需要が高まっている。加えて、衝突安全性やキャビンスペースの拡大のニーズから引張り強度にして８００MPa級クラス以上の鋼板が、一部レインフォースなどの部材に使用されつつある。
このような高強度材を用いて部材を組みあげる時には、延性、曲げ性、穴拡げ性や溶接性などが、引張り強度で５９０ＭＰａ程度までの高強度鋼板以上に大きな問題となるため、これらに対する対策が必要となる。
各特性に対して、以下のような対策が各々講じられている。
【０００３】
たとえば、穴拡げ性については、CAMP-ISIJ  vol.13  (2000)  p.395にあるように、主相をベイナイトととして穴拡げ性を向上させ、さらには張り出し性形成性についても、第2相に残留オーステナイトを生成させることで現行の残留オーステナイト鋼並の張り出し性を示すことが開示されている。さらには、Ｍｓ温度以下でオーステンパ処理をすることで面積率２〜３％の残留オーステナイトを生成させると、引張り強度×穴拡率が最大となることも示されている。しかし、８００ＭＰａを超えて顕在化する溶接性および溶接熱影響部での軟化挙動については考慮されていない。
また、溶接性については、溶接熱影響部における軟化挙動（HAZ軟化挙動）が問題視されるケースが多い。これに対して、例えば特開2000−87175にあるようにNbおよびMoの炭化物（Ｎｂ，Ｍｏ）Ｃの析出によりHAZ軟化挙動を抑制することが示されている。しかし、この技術は、疲労強度に関して考慮されているものの穴拡げ性等の加工性について十分な考慮はない。また、HAZ軟化挙動を抑制の効果も強度レベルが低く、８００ＭＰａ以上の極めて高強度な材料における溶接性や加工性について十分とはいえない。特に、引張り強度が８００ＭＰa以上になると、溶接自体が困難になり、９８０ＭＰａ以上でさらに顕著となる。このため、スッポト溶接等の従来の溶接方法に加えてレーザー溶接なども一部適用される例もある。しかし、高強度故母材は特に溶接部および熱影響部での材質変動が５９０ＭＰaクラスの高強度材に比べ極めて顕著となる。また、高強度化にマルテンサイトの活用は穴拡げ性や延性低下が助長されてしまう。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記課題を解決し、引張り強度が８００ＭＰａ以上の高強度鋼板の溶接性、穴拡げ性および延性を同時に改善した高強度鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、種々検討を行った結果、引張り強度を８００ＭＰａ以上の領域で、溶接性、穴拡げ性および延性を同時に改善する手法として、ミクロ組織およびその硬度差などを規定することで、さらには、成分範囲や（Ａ）および（Ｂ）式による限定を行うことで、８００ＭＰａ以上の高強度を保ちつつ溶接熱影響部の軟化挙動を抑制して、さらには、穴拡げ性および延性を確保できることを見出した。
本発明は、上記知見に基づいて完成されたもので、その要旨とするところは以下の通りである。
【０００６】
（１）質量％で、
Ｃ  ：０．０１〜０．３％、
Ｓｉ：０．００５〜２．５％、
Ｍｎ：０．０１〜３％、
Ｐ：０．００１０〜０．１％、
Ｓ：０．００１０〜０．０５％、
Ａｌ：０．００５〜２％、
Ｍｏ：０．０１〜０．３％、
Ｎｂ：０．００１〜０．１％を下記（Ａ）式を満たす範囲で含有し、
残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、
ミクロ組織が、主相をベイナイトまたはベイニティックフェライトとして面積率で合計５０〜９７％含有し、第２相をオーステナイトとして面積率で３〜５０％含有し、残部をフェライトまたはマルテンサイトとし、
前記ミクロ組織におけるオーステナイトの面積率（Ｖγ）とマルテンサイトの面積率（ＶαM）とが、下記（Ｂ）を満足し、
引張強度が８００MPa以上であることを特徴とする溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度鋼板。
（3.0Nb+2.5Mo+2/3Si+Mn）−（2.3C0.5+1.80）＞０・・・（Ａ）
Ｖγ  ／  ＶαM  ＞  ２                  ・・・（Ｂ）
（２）ミクロ組織における第２相と主相との硬度比である第２相の硬度／主相の硬度の値が０．５〜１．５であることを特徴とする（１）に記載の溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度鋼板。
【０００７】
（３）さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜５％、
Ｎｉ：０．０１〜５％、
Ｃｕ：０．０１〜５％、
Ｃｏ：０．０１〜５％、
Ｗ  ：０．０１〜５％の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度鋼板。
（４）さらに、質量％で、
Zr、Hf、Ta、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．００１〜１％含有することを特徴とする（１）乃至（３）のいずれかに記載の溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度鋼板。
【０００８】
（５）さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．１％を含有することを特徴とする（１）乃至（４）のいずれかに記載の溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度鋼板。
（６）さらに、質量％で、Ｃａ、Ｙ、Remの１種または２種以上を合計で０．００１〜０．５％含有することを特徴とする（１）乃至（５）のいずれかに記載の溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度鋼板。
【０００９】
（７）（１）乃至（６）のいずれかに記載の成分からなる鋳造スラブを直接または一旦冷却した後に再度加熱し、熱延後巻取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、その後焼鈍時の最高温度が０．８×（Ａｃ3 −Ａｃ1 ）＋Ａｃ1 （℃）以上Ａｃ3 ＋３０（℃）以下で焼鈍した後に、３〜１５０℃／秒の冷却速度で２００〜４５０℃の温度域に冷却し、引き続いて同温度域で１秒〜３０００秒保持することを特徴とする溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【００１０】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を詳細に説明する。
発明者らは、質量％で、Ｃ  ：０．０１〜０．３％、Ｓｉ：０．００５〜２．５％、Ｍｎ：０．０１〜３％、Ｐ：０．００１０〜０．１％、Ｓ：０．００１０〜０．００５％、Ａｌ：０．００５〜２％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼板をベースに、各合金を添加した溶製し、鋳造まま又は一旦冷却した後に再度加熱し、熱延後巻取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、その後焼鈍し、冷延焼鈍板を作成した。その鋼板について、ミクロ組織観察、鉄鋼連盟規定の穴拡げ試験、JISに準拠した引張り試験、鋼板をつきあわせてレーザー溶接を行い、その後球頭張り出し試験を行い、各特性を比較評価した。
その結果、最終的に得られるミクロ組織制御によりにおいて、８００ＭＰａ以上の引張り強度を得、溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度鋼板が製造可能なことを見出した。
【００１１】
次に、基材鋼板の好ましいミクロ組織について述べる。
穴拡げ性を十分に確保するためには主組織をベイナイトまたはベイニティックフェライトとするのが有効で、面積分率で５０％以上含むことが望ましい。また、ここで言うベイナイトはラス境界に炭化物が生成しているいわゆる上部ベイナイトおよびラス内に微細炭化物が生成している下部ベイナイトの双方を含む。また、ベイニティックフェライトは炭化物のないベイナイトことを意味し、例えばアキュラーフェライトがその1例である。穴拡げ性向上には、炭化物が微細分散している下部ベイナイトもしくは炭化物の無いベイニティックフェライトで主相が構成されることが望ましい。しかし、この場合には延性の確保や溶接性、特に溶接熱影響部での軟化防止が問題となる。高延性化を指向する場合には第2相として、オーステナイト相を、面積率で３％以上残留させることが有効である。また、残部組織の一部としてポリゴナルフェライトを４０％以下の範囲で含んでも、引張り強度が８００ＭＰａ以上を確保しうる場合があり、この場合には本願発明の範囲とし、第２相はポリゴナルフェライトではなく、残留オーステナイトとする。また、溶接性については、後述するように成分の関係式およびオーステナイトとマルテンサイトの相率を規定した（Ａ）式および（Ｂ）式を満たすことで、高強度材の溶接性を確保するものとした。
【００１２】
高強度化の観点からすると、オーステナイトに加えてマルテンサイトを含んでも良い。しかしながら、マルテンサイトや安定化されたオーステナイトを含む場合には、穴拡げ性や溶接熱影響部の軟化挙動を助長する傾向にあることから、主相と第2相の硬度比：第２相の硬度／主相の硬度を０．５〜１．５の範囲とすること、また、鋼材成分で式（Ａ）を満たすこと、さらには、ミクロ組織における第2相の面積率に関して、オーステナイトの面積率をＶγ、マルテンサイトの面積率をＶαMとした時（Ｂ）式を満たすこととした。硬度比が０．５未満であったり、１．５を超えると穴拡げ性や延性が低下することに加えて、溶接熱影響部分の軟化が顕著になる。なお、硬度の測定はマイクロビッカース硬度計を使用し、組織の大きさに合わせて１〜１００ｇの荷重を用いて測定した。
また、式（Ａ）を満足しない場合には、引張り強度で８００ＭＰａ以上を確保できず、溶接熱影響部分の軟化を抑制できないことに加えて穴拡げ性および延性の確保も困難となる。また、式（Ｂ）を満たさずに、オーステナイトが少なく、マルテンサイト量が多くなると、強度は高くなるものの穴拡げ性および延性が低下する。また、特にマルテンサイト量が多くなると、穴拡げ性および延性が低下する傾向が顕著になることに加えて、溶接熱影響部分の軟化を抑制できなくなる。
【００１３】
（3.0Nb+2.5Mo+2/3Si+Mn）−（2.3C0.5+1.80）＞  ０・・・（Ａ）
Ｖγ  ／  ＶαM  ＞  ２                      ・・・（Ｂ）
また、上記の他にミクロ組織の残部組織として、炭化物、窒化物、硫化物、酸化物などの１又は２以上を面積分率１％以下で含有する場合も本発明で用いることができる。なお、上記ミクロ組織の各相、フェライト（ベイニティックフェライト）、ベイナイト、オーステナイト、マルテンサイト、界面酸化相および残部組織の同定、存在位置の観察および占積率の測定は、ナイタール試薬および特開昭５９−２１９４７３号公報に開示された試薬により鋼板圧延方向断面または圧延直角方向断面を腐食して５００倍〜１０００倍の光学顕微鏡観察および１０００〜１０００００倍の電子顕微鏡（走査型および透過型）により定量化が可能である。各２０視野以上の観察を行い、ポイントカウント法や画像解析により各組織の面積率を求めることができる。
【００１４】
なお、ミクロ組織の各相の合計は１００％となるが、炭化物、酸化物、硫化物等の光学顕微鏡では観察・同定ができない相については主相の面積率に含めている。
次に、本発明における鋼板成分の好適な範囲の限定理由について述べる。
Ｃは、良好な強度延性バランスを確保するための主相および第２相の分率を制御する目的で添加する元素である。特に第２相がオーステナイトである場合には、面積分率のみならずその安定性向上にも寄与して延性を大きく向上させる。また、素地の微細均一化についても影響を与える。強度および各第２相の面積分率を確保するために下限を０．０１質量％（以下、同じ）とし、溶接性および穴拡げ性を保持可能な上限として０．３％とした。
【００１５】
Ｓｉは、強度延性バランスを劣化させる比較的粗大な炭化物の生成を抑制する目的で添加する元素であり、その下限を０．００５質量％とした。また、過剰添加は溶接性およびに悪影響を及ぼすため、上限を２．５質量％とした。
Ｍｎは、高強度化の目的で添加する。また、強度低下と延性劣化の１つの原因である炭化物析出やパーライト生成を抑制する目的で添加する。これらのことから、０．０１質量％以上とした。一方では、延性向上に寄与するベイナイト変態を遅滞させることや溶接性を劣化させることから３質量％を上限とした。
【００１６】
Ｐ量は強化元素であり極低化は経済的にも不利であることから０．００１０質量％を下限とした。また、多量添加では、溶接性や鋳造時や熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため、０．１％を上限とした。
Ｓ量は、極低化は経済的に不利であることから、０．００１０質量％を下限とし、また、０．１質量％を上限としたのは、これを超える量の添加では、溶接性や鋳造時や熱延時の製造性に悪影響を及ぼすためである。
Ａｌは、脱酸元素として添加する。また、延性向上特に第２相がオーステナイトの場合に延性向上に寄与するベイナイト変態を促進させる効果があり、強度延性バランスを向上させる。このため、０．００５質量％以上の添加とした。一方過剰添加は溶接性およびめっき濡れ性を損なうため２％を上限とした。
【００１７】
Ｍｏは、強度延性バランスを劣化させる炭化物やパーライトの生成を抑制する目的で添加できる元素であり、良好な強度延性バランスを得るために重要な添加元素である。さらには、溶接熱影響部の軟化防止にも効果的であることから、その下限を０．０１質量％とした。また、過剰添加は、延性劣化を招くことから、上限を５％とした。
Nbは、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成して、鋼板の強化に極めて有効であること、ベイナイトおよびベイニティックフェライトの生成を助長する。また、溶接熱影響部の軟化抑制にも効果的であること、０．００１質量％以上の添加とした。一方で、過剰添加は、延性劣化や残留オーステナイト中へのＣの濃化を阻害することから、上限として０．１質量％とした。
【００１８】
また、８００ＭＰａ以上の強度レベルで、溶接性、穴拡げ性および延性の各特性をバランス良く、制御するためには、式（Ａ）を満足することとした。
（3.0Nb+2.5Mo+2/3Si+Mn）−（2.3C0.5+1.80）＞０・・・（Ａ）
さらに、本発明が対象とする鋼は、強度のさらなる向上を目的としてＣｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｗの１種または２種以上を含有できる。
Ｃｒは、強化目的および炭化物生成の抑制とベイナイトおよびベイニティックフェライト生成の目的から添加する元素で、０．０１％以上とし、５％を超える量の添加では、加工性に悪影響を及ぼすため、これを上限とした。
【００１９】
Ｎｉは、焼き入れ性の向上による強化目的で０．０１質量％以上とし、５質量％を超える量の添加では、加工性、特にマルテンサイトの硬度上昇寄与して悪影響を及ぼすため、これを上限とした。
Ｃｕは、強化目的で０．０１質量％以上の添加とし、５質量％を超える量の添加では、加工性および製造性に悪影響を及ぼす。
Ｃｏは、ベイナイト変態制御による強度延性バランスの向上のため、０．０１質量％以上の添加とした。一方、添加の上限は特に設けないが、高価な元素であるため多量添加は経済性を損なうため、５質量％以下にすることが望ましい。
【００２０】
Ｗは、０．０１質量％以上で強化効果が現れること、５質量％を上限としたのは、これを超える量の添加では、加工性に悪影響を及ぼすからである。
さらに、本発明が対象とする鋼は、強度のさらなる向上を目的として強炭化物形成元素であるＺｒ、Ｈｆ、Ta、Ti、Ｖの１種または２種を含有できる。これらの元素は、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成して、鋼板の強化にとって極めて有効であるため、必要に応じて１種または２種以上を合計で０．００１質量％以上の添加とした。一方で、延性劣化や残留オーステナイト中へのＣの濃化を阻害することから、１種または２種以上の合計添加量の上限として１質量％とした。
【００２１】
Ｂもまた、必要に応じて添加できる。Ｂは、０．０００１質量％以上の添加で粒界の強化や鋼材の高強度化に有効ではあるが、その添加量が０．１質量％を超えるとその効果が飽和するばかりでなく、加工性が低下するため、上限を０．１質量％とした。
Ｃａ、Ｙ、Ｒｅｍは、適量添加により介在物の形態制御、特に微細分散化の観点から０．００１％以上とし、一方で過剰添加は鋳造性や熱間加工性などの製造性および鋼板製品の延性を低下させるため０．５質量％を上限とした。
【００２２】
不可避的不純物として、例えばＮやＳｎなどがあるがこれら元素を０．０２質量％以下の範囲で含有しても本発明の効果を損なうものではない。
このような組織を有する溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度鋼板およびの製造方法について以下に説明する。
熱延後冷延・焼鈍して本発明の鋼板を製造する場合には、所定の成分に調整されたスラブを鋳造ままもしくは一旦冷却した後再加熱して熱延を行う。このときの再加熱温度は１１００℃以上１３００℃以下とすることが望ましい。再加熱温度が高温になると粗粒化や厚い酸化スケールが形成され、一方、低温加熱では圧延抵抗が高くなってしまう。また熱延後は、高圧デスケーリング装置や酸洗することなどで表面スケール削除を行うと製品での表面清浄がよくなり、めっきを施す場合などに有利である。その後、冷延後焼鈍することで最終製品とする。また、電気めっきや溶融亜鉛めっき、溶融合金亜鉛めっきを施しても本願発明を阻害するものではない。また、熱延完了温度は鋼の化学成分によって決まるＡｒ3 変態温度以上で行うのが一般的であるが、Ａｒ3 から１０℃程度低温までであれば最終的な鋼板の特性を劣化させない。また、冷却後の巻取温度は鋼の化学成分によって決まるベイナイト変態開始温度以上とすることで、冷延時の荷重を必要以上に高めることがさけられるが、冷延の全圧下率が小さい場合にはこの限りでなく、鋼のベイナイト変態温度以下で巻き取られても最終的な鋼板の特性を劣化させない。また、冷延の全圧下率は、最終板厚と冷延荷重の関係から設定されるが、４０％以上であれば再結晶させるには十分で、最終的な鋼板の特性を劣化させない。
【００２３】
冷延後焼鈍する際に、焼鈍温度が鋼の化学成分によって決まる温度Ａｃ1 およびＡｃ3 温度（例えば「鉄鋼材料学」：Ｗ．Ｃ．Ｌｅｓｌｉｅ著、幸田成康監訳、丸善Ｐ２７３）で、表現される０．８×（Ａｃ3−Ａｃ1 ）＋Ａｃ1 （℃）未満の場合には、焼鈍温度で得られるオーステナイト量が少ないので、最終的な鋼板中に主にベイナイトまたはベイニティックフェライトを生成させることができない。また、第２相として残留オーステナイト相またはマルテンサイト相を十分な量、残すことができないためにこれを焼鈍温度の下限とした。また、焼鈍温度が高温となるほど結晶粒の粗大化や表面酸化が促進されるうえ、製造コストの上昇をまねくために、焼鈍温度の上限をＡｃ3 ＋30（℃）とした。この温度域での焼鈍時間は鋼板の温度均一化とオーステナイトの確保のために１０秒以上が必要である。しかし、３０分超では、粒界酸化相生成が促進されるうえ、コストの上昇を招く。
【００２４】
その後の一次冷却はオーステナイト相からフェライト相への変態をある程度抑しつつ、ベイナイトまたはベイニティックフェライトを生成させ、さらに未変態のオーステナイト相中にＣを濃化させてオーステナイトの安定化をはかるのに重要である。この冷却速度を３℃／秒未満にすることは、フェライトやパーライトの生成を促進して強度低下を招く懸念があることから、冷却速度の下限を３℃／秒とした。一方、冷却速度が１５０℃／秒超の場合には最終的な鋼板中のマルテンサイト相などの硬質相が多量になってしまうことや、操業上困難なため、これを上限とした。
この一次冷却が２００℃未満まで行われると、冷却中にマルテンサイトが多量に生成して、穴拡げ性や遅れ破壊を助長するため、冷却停止温度は３５０℃以上とした。また、冷却停止温度が４５０℃を超えると、その後の保持時に炭化物が短時間で生成してしまい、強度低下を招くため、これを上限とした。また、次にオーステナイトの安定化やマルテンサイトの硬度低下のため、この温度域での保持を行う。この停留時間が長時間になると生産性上好ましくないうえ、炭化物が生成してしまうことから３０００秒以内とすることが望ましい。また、鋼板中に残留しているオーステナイト相を室温で安定にするためには、その一部をベイナイト相へ変態させる事でオーステナイト中の炭素濃度を更に高めることが必須であることから、１秒以上保持し、好ましくは１５秒から２０分保持することが望ましい。２００℃未満ではベイナイト変態が起こりにくく、４５０℃を超えると炭化物が生じて十分な残留オーステナイト相を残すことが困難となる。
また、溶接方法については、通常行われる溶接方法、たとえばアーク、TIG, MIG、マッシュおよびレーザー等の溶接を行っても本願の範囲とする。
【００２５】
【実施例】
以下、実施例によって本発明をさらに詳細に説明する。
表１に示すような組成（質量％）の鋼板を、１２００℃に加熱し、Ａｒ3 変態温度以上で熱延を完了し、冷却後各鋼の化学成分で決まるベイナイト変態開始温度以上で巻き取った鋼帯を酸洗後、冷延して１．２ｍｍ厚とした。
その後、各鋼の成分（質量％）から下記式にしたがってＡｃ1 とＡｃ3 変態温度を計算により求めた。
0003854506.tif 000002
８これらのＡｃ1 およびＡｃ3 変態温度から計算される焼鈍温度に１０％Ｈ2 −Ｎ2 雰囲気中で昇温・保定したのち、３〜１５０℃／秒の冷却速度で２００〜４５０℃まで冷却し、引き続いて１〜３０００秒保持した後、冷却した。
【００２６】
これらの鋼板からJIS５号引張り試験片を採取して、機械的性質を測定した。さらに、鉄鋼連盟規格に準拠して穴拡げ試験を行い、穴拡げ率を求めた。溶接性については鋼板をつきあわせたレーザー溶接を行い、樹脂シート潤滑にて球頭張り出し試験を行い、母材に対する張り出し高さおよび破断位置を測定した。
表２にミクロ組織と各材質について、また表3に各製造条件と材質について示す。本願発明の要綱を満たす発明鋼は、溶接性、延性、強度（引張り強度で８００ＭＰａ以上）、穴拡げ性に優れていることがわかる。
一方、比較例はミクロ組織および式（Ａ）および（Ｂ）を同時に満たさないため、材質特性に劣る。例えば、比較例Ａ−３、Ｉ−３およびＣＥはミクロ組織の規定を見たさないため穴拡げ率；λが低い。また、式（Ａ）および（Ｂ）を同時に満たさないため溶接継ぎ手の球頭張り出し高さ比；Ｒが低い。  図1および２に、溶接継ぎ手の球頭張り出し高さ比；Ｒ、引っ張り強度；ＴＳ／ＭＰａ、伸び；Ｅｌ．／％および穴拡げ率；λを掛け合わせた値、すなわち、本願発明の特徴である溶接性と強度延性バランスおよび穴拡が性を同時に満たす時に高い値を示すパラメータと式（Ａ）および（Ｂ）の関連を示す。発明鋼は両式を同時に満たすためこのパラメータが高い値を示す。比較例は、何れかまたは両方を満たしていないため低い値を示す。
【００２７】
【発明の効果】
本発明により、引張り強度が８００ＭＰａ以上の高強度鋼板の溶接性、穴拡げ性および延性を同時に改善した高強度鋼板およびその製造方法を得ることができる。
【表１】
0003854506.tif 000003
【表２】
0003854506.tif 000004
【表３】
0003854506.tif 000005
【図面の簡単な説明】
【図１】  Ｒ×ＴＳ×Ｅｌ×λと（Ａ）式の左辺の値との関係を示す図である。
【図２】  Ｒ×ＴＳ×Ｅｌ×λと（Ｂ）式の左辺の値との関係を示す図である。
【図１】
0003854506.tif 000006
【図２】
0003854506.tif 000007