JP2006219741A

JP2006219741A - 部材内硬さの均一性に優れた高強度自動車用部材およびその製造方法

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Publication number: JP2006219741A
Application number: JP2005035872A
Authority: JP
Inventors: Nobuhiro Fujita; 展弘藤田; Manabu Takahashi; 学高橋; Takehide Senuma; 武秀瀬沼; Naoki Maruyama; 直紀丸山
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2005-02-14
Filing date: 2005-02-14
Publication date: 2006-08-24
Anticipated expiration: 2025-02-14
Also published as: JP4990500B2

Abstract

【課題】部材内硬度の均一性に優れた高強度自動車用部材及びその製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、C:0.001〜0.40%、Si:0.01〜2.0%、Mn:0.01〜3%、P:0.0010〜0.1%、S:0.0010〜0.05%、B:0.0001〜0.0050%、N:0.0010〜0.01%を含有し、さらにTi:0.001〜0.5%、Al:0.005〜2.0%のいずれか１種以上を下式(a) 及び (b)同時に満たす範囲で含有した鋼板のテーラードブランクで構成される部材で、部材内硬度の分布が、熱影響部を含む溶接部のＨｖ硬度の最小値が２種の鋼板の低い側の平均硬度×０．８上で最大値が２種の鋼板の高い側の平均硬度×１．２以下である部材内硬度の均一性に優れた高強度自動車用部材。 (Al/27＋Ti/48)／(N/14)≧ 2 ………………………… (a) B/11−｛N/14−(Al/27＋Ti/48)｝≧ 1.5×10^-5 …… (b)
【選択図】なし

Description

本発明は、特に自動車に適する部材内強度の均一性に優れた高強度自動車用部材およびその製造方法に関する。

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９８０ＭＰａ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、穴拡げ性などの成型加工性が軟鋼にくらべ難しいことに加えて、溶接構造となった場合の溶接部の品質確保についても軟鋼に比べると、ＨＡＺ軟化等に起因した部材特性の均一化の確保が必要となる。

難加工性の克服を目的に、ホットプレス工法が特許文献１および２にあるように近年注目されている。ホットプレス工法とは鋼板を高温に加熱して高温領域で加工する技術であり、特に鋼板をＡｒ3 温度以上の温度域にて成型加工を行うことで小さな荷重で成型を行うことができ、加えて金型による抜熱で鋼板を冷却することで硬質層を成型後に生成させることができるため、高強度かつ形状凍結性に優れた部品を作成することができる。
さらに特許文献３にあるように、テーラードブランキングした素平板を用いることで異厚および異強度材を用いたプレス加工方法も提案されている。

しかし、これも溶接線近傍の板厚についての不均一性については言及されているものの、溶接部の硬さ分布の均質化やこれを確保するための具体的な鋼板成分や工法についての言及は一切ない。さらには、めっき鋼板を用いる場合の加熱条件について一切言及がなく、めっき鋼板を用いるもともとの目的である耐食性の向上や部品に成型した後のスケール処理の問題についても十分に解決できるものではない。

また、テーラードブランクについては、その溶接部の成形性を改善する発明が特許文献４に開示されている。しかしながら、低炭素系の自動車用の外板パネルを主に念頭においた発明で、その溶接部および熱影響部の組織変化や硬度変化は前述のごとく本発明の目的とする高強度部材に比べると極めて小さいく、構造用としての高強度鋼板で特に顕著になる問題を解決し得るものではない。
特開２００１−３５３５４８号公報特開２００３−１２６９２０号公報特願２００３−３７３９７５号明細書特開２００１−１３１６９０号公報

本発明は、前述のような従来技術の問題点を解決し、特に自動車に適する部材内強度の均一性に優れた高強度自動車用部材およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、種々検討を行った結果、高強度鋼板のテーラードブランクで構成される部材において、溶接部を含む領域での均一な硬さ分布が得られる最適な鋼材成分範囲および製造条件を見出した。

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。
（１）質量％で、
Ｃ：０．００１〜０．４０％、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、
Ｍｎ：０．０１〜３％、Ｐ：０．００１０〜０．１％、
Ｓ：０．００１０〜０．０５％、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、
Ｎ：０．００１０〜０．０１％
を含有し、さらに
Ｔｉ：０．００１〜０．５％、Ａｌ：０．００５〜２．０％
のいずれか１種又は２種を下式（ａ）および（ｂ）同時に満たす範囲で含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなり、成分、板厚の少なくとも何れかが異なる鋼板からなるテーラードブランクで構成される部材で、溶接熱影響部を含む溶接部のビッカース硬さＨｖの最小値が２種の鋼板の低い側の平均ビッカース硬さ×０．８以上で、前記溶接部のビッカース硬さＨｖの最大値が２種の鋼板の高い側の平均ビッカース硬さ×１．２以下であることを特徴とする部材内硬さの均一性に優れた高強度自動車用部材。
（Ａｌ／２７＋Ｔｉ／４８）／（Ｎ／１４）≧２ ………（ａ）
Ｂ／１１−｛Ｎ／１４−（Ａｌ／２７＋Ｔｉ／４８）｝≧１．５×１０^-5……（ｂ）

（２）さらに、少なくとも何れかの鋼板が、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜５％、Ｍｏ：０．０１〜５．０％、
Ｎｂ：０．００１〜０．５％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記（１）載の部材内硬さの均一性に優れた高強度自動車用部材。
（３）さらに、少なくとも何れかの鋼板が、質量％で、
Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、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前記（１）又は（２）記載の部材内硬さの均一性に優れた高強度自動車用部材。（４）さらに、少なくとも何れかの鋼板が、質量％で、
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前記（１）〜（３）の何れか１項に記載の部材内硬さの均一性に優れた高強度自動車用部材。
（５）さらに、少なくとも何れかの鋼板が、質量％で、
Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、Ｒｅｍの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５％
含有することを特徴とする前記（１）〜（４）の何れか１項に記載の部材内硬さの均一性に優れた高強度自動車用部材。
（６）鋼板にアルミ系または亜鉛系めっきが施されていることを特徴とする前記（１）〜（５）の何れか１項に記載の部材内硬さの均一性に優れた高強度自動車用部材。

（７）前記（１）〜（６）の何れか１項に記載の成分からなり、成分、板厚の少なくとも何れかが異なる２種の鋼板を、レーザー、シーム、スポットまたはアーク溶接にて接合し、その後、鋼板成分で決定される両鋼板のＡｃ3 温度（℃）について、高い方のＡｃ3 温度をＡｃ3H、低い方のＡｃ3 温度をＡｃ3Lとしたときに、溶接した平板をＡｃ3H＋２０℃〜Ａｃ3L＋２００℃の温度域に平均加熱速度１〜１００℃／ｓで加熱し、その温度域にて１０〜３００ｓ停留させ、その後、鋼板成分で決定される両鋼板のＡｒ3 温度（℃）について、高い方のＡｒ3 温度をＡｒ3Hとしたときに、前記加熱した平板をＡｒ3H以上の温度域にて成型加工を行うとともに、加工後、平均冷却速度で１０〜２００℃／ｓで３００℃以下の温度域に冷却することを特徴とする部材内硬さの均一性に優れた高強度自動車用部材の製造方法。

本発明により、鋼板のテーラードブランクで構成される部材内強度の均一性に優れた高強度自動車用部材およびその製造方法を得ることができる。

以下、本発明を詳細に説明する。
発明者らは、質量％で、Ｃ：０．００１〜０．４０％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．０１〜３％、Ｐ：０．００１０〜０．１％、Ｓ：０．００１０〜０．０５％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、各合金を添加して溶製し、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、その後焼鈍またはめっき処理を施して、いくつかの冷延焼鈍板またはめっき鋼板を作成した。

その鋼板を用いて、いくつかの同板厚または異なる板厚の組み合わせ、および同鋼種または異鋼種の組み合わせで各種溶接方法にてテーラードブランクを作成して、加熱後金型にてハット形状に成型加工した後、溶接部を含む断面の硬度を測定した。
その結果、鋼板成分および加熱〜プレス工程の条件を規定することで、冷延鋼板またはめっき鋼板のテーラードブランクで構成される部材において、溶接部断面を含む硬さ分布の均一性を改善できることを見出した。

まず、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。成分含有量は質量％である。
Ｃは、プレス成型加工後の硬さを確保するためにもっとも重要な元素である。強度確保の点から下限を０．００１％以上とし、厚手材の靭性確保の観点から上限を０．４％とした。好ましくはＣ：０．１０〜０．２５％とすることにより、良好な高強度部材での強度−靭性が確保可能である。一方、もう１種の低強度・低硬さ側の鋼板では、やはり強度確保の点からは０．０１％以上が望ましく、過剰な高強度化を避けるため０．２０％以下とすることが好ましく、さらに好ましくは０．１５％未満が望ましい。

Ｓｉは、プレス後の冷却速度が十分速い場合に、強度調整に用いることができる。また脱酸材としても有効である。一方、プレス後の冷却過程でフェライトまたはパーライトの生成を促すことから、冷却速度が確保困難な場合には低目が望ましい。また、過剰添加は溶接性やめっき性を劣化させる。加えて、極低下は精錬上のコストアップを招く。以上のことから０．０１〜２．０％とした。また、表面清浄やめっき性を重要視する場合には０．３％以下とすることが望ましい。本範囲は高強度側、低強度側とも同様とした。

Ｍｎは、高強度化のための焼入れ性を向上させる重要な添加元素である。また、強度低下などの原因である炭化物析出や、パーライト生成の抑制にも効果的である。これらのことから０．０１％以上とした。一方、過剰添加は、靭性の著しい低下やめっき性阻害を招くために３％を上限とした。一方、特にもう１種の低強度・低硬度側の鋼板では、低Ｃ側となるため低冷却速度における焼入れ性を確保する必要がある。焼入れ性向上・確保の目的からは０．５％が好ましく、上限は高強度側と同様に３％とした。またいずれの場合にも、好ましくはＭｎ：１．５〜２．０％とすることにより、良好な焼入れ性および靭性が得られる。

Ｐは、強化元素であるが靭性劣化が著しいことから、上限を０．１％とした。一方、極低化は経済的にも不利であることから０．００１０％を下限とした。また、特に高強度鋼材への多量添加では、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、特に高強度側では０．０２％以下が望ましい。一方、低強度側も同様の理由から０．００１０％以上が望ましく、上限としては高強度側ほど厳しい制限とする必要はないものの、０．０４％以下が好ましい。

Ｓは、Ｐと同様で靭性劣化を招く。一方、極低化は経済的に不利であることから０．００１０％を下限とし、また０．０５％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。特に高強度側では０．００５％以下が好ましく、低強度側では０．０１％以下が望ましい。

さらに、両鋼板ともにＴｉ，Ａｌ，ＢまたはＮについては、下式（ａ）および（ｂ）を満たす範囲で１種以上添加することとした。下式（ａ）、（ｂ）は特にＢの焼入れ性向上効果を有効に活用するために定めたものである。
式（ａ）において、左辺はAlおよびTiによるＮの固定量を表すが、この値が２以上であればＢの焼き入れ向上効果が十分作用するので、式（ａ）のように規定する。
また式（ｂ）において、左辺は窒化物になっていないＢ量を表すが、この値が１．５×１０^-5以上であればＢの焼入れ向上効果が十分作用するので、式（ｂ）のように規定する。
（Ａｌ／２７＋Ｔｉ／４８）／（Ｎ／１４）≧２ …………（ａ）
Ｂ／１１−｛Ｎ／１４−（Ａｌ／２７＋Ｔｉ／４８）｝≧１．５×１０^-5……（ｂ）

Ｔｉは、強度確保や組織微細化に有効な元素である。また、Ｂとの複合添加の場合には、Ｎ結合してＢの効果を引き出す役割を果たすことから、０．００１％以上の添加とした。また過剰添加は炭化物を生成し、強度低下や靭性低下を招くことから０．５％以下とした。また、前述のようにＢの焼入れ向上効果を十分作用させるためには、式（ａ）および（ｂ）を満たす範囲で添加とした。

Ａｌは、Ｓｉ同様、フェライトまたはパーライト変態を促進させるため、冷却速度が確保困難な場合には低目が望ましい。また、過剰添加は溶接性やめっき性を劣化させる。加えて、脱酸材として有効であるが極低下は精錬上のコストアップを招く。以上のことから０．００５〜２．０％とした。また、Ｔｉ同様にＢの焼入れ性向上効果を作用させるためには、式（ａ）および（ｂ）を満たす範囲で添加とした。

Ｂは組織の微細均一化を促して靭性を向上させることに加えて、焼入れ性を確保するためには重要な添加元素である。このため、０．０００１％以上の添加とした。またこの効果は、ＴｉやＡｌとの複合添加時に特に効果的である。一方、過剰添加は延性劣化を招くことから上限を０．００５０％とした。組織微細化および焼き入性のより効果的な活用のためには、式（ａ）および（ｂ）を満たす範囲で添加とした。

ＮはＢと結合してＢの作用を阻害するため、低目が望ましいものの、極低下は精錬コストの上昇を招くため、０．００１０〜０．０１％とした。また、式（ａ）および（ｂ）を満たす範囲で添加することで、Ｂの作用をより有効に活用できる。

さらに、本発明が対象とする鋼は、さらなる溶接部靭性の均一化を促すために、Ｍｏ，Ｃｒ，Ｎｂの１種又は２種以上を含有できる。また、特にＭｏおよびＣｒは低強度・硬度側の低Ｃ材では焼入れ性確保の観点から含有することが望ましい。

Ｍｏは、Ｂ同様、組織微細化、焼入れ性向上および靭性向上に有用な元素であるとともに異厚溶接部の硬度の均質化を促す。一方、過剰添加は靭性劣化を招くことから、その下限を０．０１％、上限を５．０％とした。また、特に低強度・低硬度側で十分な冷速が取れないような場合には、焼入れ性確保および良好な硬度分布を確保するために、０．０５〜０．３％の範囲での添加が望ましい。

Ｃｒは、Ｍｏと同様の効果を示す。焼入れ性向上および靭性向上にも有用な元素である。一方過剰添加は靭性劣化を招くことから、その下限を０．０１％、上限を５．０％とした。また、特に低強度・低硬度側で冷速が取れないような場合には、焼入れ性確保および良好な硬度分布を確保するために、０．０５〜１．０％の範囲での添加が望ましい。

Ｎｂは、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成または固溶状にて、鋼板の強化におよびＭｏおよびＣｒ同様に、異厚溶接部の硬度の均質化を促す点で有効であり、０．００１％以上の添加とした。一方で過剰添加は、靭性や熱間加工性を劣化させることから、上限を０．５％とした。好ましくは０．１％以下である。また、特により良好な溶接部の均質性を得るためには、０．００５〜０．０５０％の範囲が望ましい。

さらに、本発明が対象とする両鋼板について、強度および靭性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，Ｖの１種または２種以上を含有できる。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、鋼板の組織微細化と靭性向上に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％以上の添加とした。一方で、靭性や熱間加工性の劣化を招くことから、１種または２種以上の合計添加量の上限を１％とした。

さらに、本発明が対象とする両鋼について、さらなる強化を目的として、Ｎｉ，Ｃｕ，Ｃｏ，Ｗの１種又は２種以上を含有できる。
Ｎｉは、焼入れ性の向上およびめっき性向上の目的で０．０１％以上とし、５％を超える量の添加では靭性劣化に寄与して悪影響を及ぼすため、これを上限とした。

Ｃｕは、強化およびめっき性向上の目的で０．０１％以上の添加とし、５％を超える量の添加では靭性および製造性に悪影響を及ぼす。

Ｃｏは、強化のために添加で、０．０１％以上の添加とした。一方、高価な元素であり多量添加は経済性を損なうため、５％以下にすることが望ましい。

Ｗは、０．０１％以上で強化効果が現れる。５％を上限としたのは、これを超える量の添加では靭性に悪影響を及ぼすためである。

Ｍｇ，Ｃａ，Ｙ，Ｒｅｍ（Rare Earth Metalの略でランタノイド系に属する元素をさし、工業的にはＬａ，Ｃｅ成分を多く含むミッシュメタルが使用される場合が多い）は、適量添加により介在物制御、特に微細分散化に寄与することで溶接部を含む組織の均一微細化に特に効果的であることから、これらの元素の１種又は２種以上の合計で０．０００１％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靭性を低下させるため、これらの元素の１種又は２種以上の合計で０．５％を上限とした。

不可避的不純物として例えばＳｎなどがあるが、これら元素を０．０２％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。

このような化学成分を持つ鋼板同士を溶接して加熱〜プレスする工程において、溶接部を含み、優れた硬度分布の均一性を実現するための製造方法について以下に説明する。
熱延後冷延・焼鈍またはめっき処理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直接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。
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発明の効果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（例えばＡｒ3 ＝９００−３２５Ｃ＋３０Ｓｉ＋４０Ａｌ−９０（Ｍｎ＋Ｃｕ）−５０Ｎｉ−５００００Ｂ）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。
その後の最終板厚によっては冷延を行う。冷延率は、３０％以上の冷延率でその後の焼鈍での再結晶は十分である。また熱延後または冷延後に焼鈍する際には６５０℃以上とすることで比較的軟質な素板を得ることができる。

このように得た成分、板厚の少なくとも何れかが異なる素鋼板を、レーザー、シーム、スポットまたはアークにより接合し、鋼板成分により決定されるＡｃ3 温度（例えば「鉄鋼材料学」：Ｗ．Ｃ．Ｌｅｓｌｉｅ著、幸田成康監訳、丸善Ｐ２７３）を両鋼について求め、高い方のＡｃ3 温度をＡｃ3H、低い方のＡｃ3 温度をＡｃ3Lとしたときに、溶接した平板をＡｃ3H＋２０℃〜Ａｃ3L＋２００℃の温度域に加熱することとした。

加熱温度がＡｃ3H＋２０℃未満の場合には、特にＡｃ3 の高い鋼板では焼鈍温度〜プレス加工時に得られるオーステナイト量が少なくなることが懸念され、最終的な鋼板の強度確保が難しくなったり、硬さ分布の連続性や均一性の確保が難しくなる。また、焼鈍温度が高温となるほど粗粒化して靭性劣化を招いたり、表面酸化が促進されるうえ、製造コストの上昇を招く。特に、Ａｃ3 の低い鋼板ではこの種の懸念が顕在化しやすいことから、Ａｃ3L＋２００℃を上限とした。またこれらの懸念から好ましくは、Ａｃ3L＋１００℃以下が望ましい。

また、特にめっき素材の場合には、焼鈍温度域に達するまでの昇温速度が重要となる。すなわち、アルミや亜鉛を主な成分とするめっき鋼板を素板に用いる場合には、そのめっき相が昇温時に部分的にでも蒸発または溶融する前に最表面に酸化物層を生成させることが重要である。このため表層酸化物生成に必要かつ蒸発・溶融を防ぐのに必要な昇温速度範囲として、平均加熱速度１〜１００℃／ｓとした。１℃／ｓ未満の場合には、昇温に時間がかかるため生産性が低くなってしまう。一方、１００℃／ｓを超えると最表層の酸化物形成が十分でなく、製品での耐食性やスケールの密着性劣化、製品での表面外観劣化等の懸念からこれを上限とした。

また焼鈍は、その温度域にて１０〜３００ｓ停留させ十分に均熱化することが重要である。１０ｓ未満では、板厚が厚い場合など十分均熱化できない。また、３００ｓを超えるとめっき成分と鋼板中の鉄成分との合金化反応が著しく進み、この場合にも製品での耐食性やスケールの密着性劣化の懸念からこれを上限とした。

その後の冷却においては、鋼板成分で決定されるＡｒ3 温度で、２種の鋼板の成分での高い側Ａｒ3H以上の温度域にて成型加工を行うことで、製品での軟質状態での成型加工の実施とその後の製品での１００％硬質相化を図ることが可能である。
加工後、平均冷速で１０〜２００℃／ｓで３００℃以下の温度域に冷却することにより、製品での硬質層化を均一に図るとともに、溶接部を含んだ高強度鋼板のテーラードブランクで構成される部材内強度の均一性を十分に確保できる。

次に、鋼板のテーラードブランクで構成される部材における、溶接部断面を含む硬さ分布の均一性について説明する。
鋼板のいくつかの組合わせについて、鋼板同士を溶接して１枚のテーラードブランクとし後、加熱して、部品形状（例えばハット型）に成型し、その後、溶接線をまたぐ断面の硬さ分布を測定する。硬さ測定はＪＩＳにあるようにビッカース硬さ、ロックウェル硬さ、ブリネル硬さなどを用いる。中でもビッカース硬さは最も一般的で、かつ本発明のように母材〜溶接熱影響部〜溶融部または溶接中心部にいたるミクロ金属組織に対応した硬さ分布を測定する際には適している。

硬さ測定に当たっては、その圧跡の大きさとミクロ組織の大きさ及び測定ピッチを調整しなければならない。例えば、ある部材の板厚の中心または１／４ｔ（ｔは板厚）を、圧跡の対角線が１５０μｍ以下となる荷重を選定し、測定ピッチは圧跡中心の間隔が対角線の３倍以上であることが必要である。また、測定位置は前述の板厚中心または１／４ｔである必要なく、極表層を除けば板厚位置を一定とすればよい。

典型的な測定例を図１に示す。１１８０ＭＰａ級の同厚の冷延鋼板をレーザー溶接した場合の例であるが、ビッカース硬さの測定として、２００ｇｆの荷重で板厚の１／２ｔを２００μｍピッチで測定した。このように測定した硬さ分布において、硬さの最小値は溶接熱影響部にて観測されることが殆どで、最大値は溶融部端で発生する場合が殆どである。

この溶接熱影響部を含む溶接部のビッカース硬さの最小値は、低強度側の母材の平均ビッカース硬さの０．８倍以上とした。最小硬さが低強度側の母材の硬さに比べて著しく小さいと、部材としての疲労特性が劣化してしまう。望ましくは母材強度の０．９倍以上、またはビッカース硬さで母材の平均ビッカース硬さ−３０以上であると、疲労強度劣化は殆どない。また、最大値が高強度側の母材硬さよりも著しく高いと、この高硬度部での局部的な脆化が懸念されるため、最大値は高強度側の母材の平均ビッカース硬さの１．２倍以下とした。また、特に鋼板強度が高い場合には１．１倍以下またはビッカース硬度で母材平均＋３０以下とすることが望ましい。

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に示すような組成の鋼板を、１１００〜１３００℃に加熱し、Ａｒ3 変態温度以上で熱延を完了して２〜２．３ｍｍ熱延鋼板を作成した。さらに、熱延板を酸洗後、冷延して１．０〜１．６ｍｍ厚としたのち、焼鈍または溶融めっき処理を施し、素板となる鋼板およびめっき鋼板を作成した。得られた鋼板のいくつかの組み合わせについて、鋼板同士をレーザー溶接して１枚のテーラードブランクとした。その後、このテーラードブランクを加熱して、ハット型に成型（図２参照）した。その後ハット上部面、たて壁部について溶接線をまたぐ断面のビカース硬さ分布を測定した。ビッカース硬さは、２００ｇｆの荷重で板厚の１／２ｔ（中心）を２００μｍピッチで測定した。

表２、表３（表２の続き）に示す部材と工程条件とその溶接部を含む硬さ分布について、
（１）最大値と高硬度側の鋼板の平均硬さとの差（同種の場合は両鋼の平均）
（２）最小値の低硬度側の鋼板の平均硬さとの差（同種の場合は両鋼の平均）
の測定結果を表４、表５に示す。
本発明の要件を満たす発明鋼は、溶接部を含んだ硬さ分布が均一であることが分かる。すなわち、両母材の平均硬さと分布における最大値および最小値との差異が、いずれの場合にも３０以下と極めて均一な分布を得ることが分かる。その結果、本発明例の部材は板厚の偏在も少なく良好であった。
一方、本発明の条件から外れる比較例は、溶接部において硬度分布に不均一な部分が認められる。その結果、比較例の部材は板厚の偏在党の問題が顕在化する傾向にあった。

ビッカース硬さの測定例を示す図。ハット型部材の外観図。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．００１〜０．４０％、
Ｓｉ：０．０１〜２．０％、
Ｍｎ：０．０１〜３％、
Ｐ：０．００１０〜０．１％、
Ｓ：０．００１０〜０．０５％、
Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、
Ｎ：０．００１０〜０．０１％
を含有し、さらに
Ｔｉ：０．００１〜０．５％、
Ａｌ：０．００５〜２．０％
のいずれか１種又は２種を下式（ａ）および（ｂ）同時に満たす範囲で含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなり、成分、板厚の少なくとも何れかが異なる鋼板からなるテーラードブランクで構成される部材で、溶接熱影響部を含む溶接部のビッカース硬さＨｖの最小値が２種の鋼板の低い側の平均ビッカース硬さ×０．８以上で、前記溶接部のビッカース硬さＨｖの最大値が２種の鋼板の高い側の平均ビッカース硬さ×１．２以下であることを特徴とする部材内硬さの均一性に優れた高強度自動車用部材。
（Ａｌ／２７＋Ｔｉ／４８）／（Ｎ／１４）≧２ ………（ａ）
Ｂ／１１−｛Ｎ／１４−（Ａｌ／２７＋Ｔｉ／４８）｝≧１．５×１０^-5……（ｂ）
さらに、少なくとも何れかの鋼板が、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜５％、
Ｍｏ：０．０１〜５．０％、
Ｎｂ：０．００１〜０．５％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の部材内硬さの均一性に優れた高強度自動車用部材。
さらに、少なくとも何れかの鋼板が、質量％で、
Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、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又は２記載の部材内硬さの均一性に優れた高強度自動車用部材。
さらに、少なくとも何れかの鋼板が、質量％で、
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１〜３の何れか１項に記載の部材内硬さの均一性に優れた高強度自動車用部材。
さらに、少なくとも何れかの鋼板が、質量％で、
Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、Ｒｅｍの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５％
含有することを特徴とする請求項１〜４の何れか１項に記載の部材内硬さの均一性に優れた高強度自動車用部材。
鋼板にアルミ系または亜鉛系めっきが施されていることを特徴とする請求項１〜５の何れか１項に記載の部材内硬さの均一性に優れた高強度自動車用部材。
請求項１〜６の何れか１項に記載の成分からなり、成分、板厚の少なくとも何れかが異なる２種の鋼板を、レーザー、シーム、スポットまたはアーク溶接にて接合し、その後、鋼板成分で決定される両鋼板のＡｃ3 温度（℃）について、高い方のＡｃ3 温度をＡｃ3H、低い方のＡｃ3 温度をＡｃ3Lとしたときに、溶接した平板をＡｃ3H＋２０℃〜Ａｃ3L＋２００℃の温度域に平均加熱速度１〜１００℃／ｓで加熱し、その温度域にて１０〜３００ｓ停留させ、その後、鋼板成分で決定される両鋼板のＡｒ3 温度（℃）について、高い方のＡｒ3 温度をＡｒ3Hとしたときに、前記加熱した平板をＡｒ3H以上の温度域にて成型加工を行うとともに、加工後、平均冷却速度で１０〜２００℃／ｓで３００℃以下の温度域に冷却することを特徴とする部材内硬さの均一性に優れた高強度自動車用部材の製造方法。