JP4984933B2 - テーラードブランク用熱延鋼板およびテーラードブランク - Google Patents

Description

本発明は、テーラードブランク用熱延鋼板およびテーラードブランクに関する。詳しくは、自動車用、家電用、機械構造用、建築用などの溶接工程を含む用途に用いられる素材として好適なテーラードブランク用熱延鋼板およびテーラードブランクに関する。

テーラードブランクとは、成形を施す前の状態で溶接ビードを含む鋼板および成形部品を意味する。板厚や強度またはその両方が異なる鋼板を、成形に先立ち溶接・接合し、その後に成形を行うテーラードブランク工法は、成形を一括して行うことができるため、金型点数やプレス成形加工の回数を減じることができ、コスト面で有利である。また、鋼板を適材適所に配置することができるので、結果的に材料コストや部品重量を削減できるという利点もあり、自動車をはじめとする輸送機器やその他産業機器の組み立て工程において、テーラードブランク工法の適応事例は増加している。

テーラードブランクの特徴は溶接後に一括成形を行うことであるから、成形時には鋼板の成形性のみならず、溶接金属・溶接熱影響部を含む溶接部の成形性もまた重要となる。

一般に、溶接部の成形性は母材よりも劣っている。この傾向は、母材強度が高い材料ほど強く現れる。このため、溶接後に成形を行った際に、成形性の低い溶接部または溶接熱影響部において破断が生じる場合や、形状不良を生じる場合があった。さらにこのような溶接部の成形性低下は、部材全体に占める溶接部の幅すなわち溶接入熱が大きいほど問題となりやすく、高い導入コストが必要なレーザ溶接では溶接後の成形が可能な材料であっても、より安価な溶接法であるアーク溶接などの溶接後成形には支障をきたす場合もあった。 特許文献１および２には、Ｃ含有量およびＣ当量をいずれも低減することによって、溶接部の成形性を高める方法が提案されている。

特許文献３には、Ｃ含有量およびＣ当量をいずれも低減する場合であっても所定の母材強度を得るべく、マルテンサイトやベイナイトといった変態組織を利用する方法が提案されている。

そして、特許文献４および５には、Ｃ含有量およびＣ当量をいずれも低減する場合であっても、結晶粒の微細化を利用することによって所定の母材強度を得る方法が提案されている。

特開２０００−３０３１３９号公報 特開２００１−１３１６９０号公報 特開平１１―２７９６８２号公報 特開平１１−１５２５４４号公報 特開平９−１５７７９０号公報

溶接部の成形性を向上し、これにより溶接部を含む鋼板の成形性を向上するためには、溶接部と母材の硬さのバランスを保つこと、すなわち溶接金属の著しい硬化や軟化を抑制することが必要である。

上記の特許文献１および２において提案された溶接部の成形性を高める方法では、鋼板の母材強度を確保することが困難であり、成形には適しても部品としての強度が得られない。

次に、上記特許文献３において提案されたマルテンサイトやベイナイトといった変態組織を利用する方法や、特許文献４および５において提案された結晶粒の微細化を利用する方法では、母材強度が向上した鋼板を得ることができる。しかしながら、その強化組織は、高温に弱いため、せっかく強化された組織が変化あるいは消失し易い。すなわち、溶接時の大きな入熱により溶接熱影響部において軟化が生じるため、溶接後に成形を行った際に軟化部での破断が生じ、テーラードブランク成形性低下の原因となる。

また、ＮｂやＴｉなどの元素を含有させて鋼板強度を向上することも考えられるが、これらの元素は比較的高価であり、原料コストを増加させることになる。

本発明は、溶接金属の硬化や溶接熱影響部の軟化が少なく、成形性に優れた溶接部を有するテーラードブランク用熱延鋼板およびテーラードブランクを提供することを目的とする。

上記の問題を解決するためには、Ｃなどの焼入れ性を高める元素を多量に含有させないことで溶接金属の著しい硬化を抑制し、かつＮｂやＴｉなどの高価な元素を多量に含有することなく母材を強化することが必要となる。

上記を実現する材料強化方法として、結晶粒を微細化することにより強化を得ることが有効であると考えられる。

従来技術における組織微細化の手段としては、(i)大圧下圧延法、(ii)制御圧延法、(iii)合金元素添加法、もしくはこれらの組合せが挙げられる。

（i）大圧下圧延法は、圧下率を５０％程度以上と大きくして、１パスの圧延で大きな歪みを蓄積させ、その後オーステナイトから微細フェライトへと変態させるか、もしくは大歪みを利用して比較的粗大なフェライトを微細フェライトへ再結晶させる手法である。かかる手法によれば、１０００℃近傍以下の温度に加熱した後、７００℃近傍の低温域で大圧下圧延を行うことによって、１〜３μｍの超微細フェライト組織が得られる。しかし、この方法は、工業的に実現し難いばかりか、微細フェライト組織が熱処理によって粒成長し易いので、溶接を行うと溶接部が軟化する、あるいは溶融Ｚｎめっきを施すと所期の機械特性を失うなどの問題を有している。

（ii）制御圧延法は、一般的に８００℃近傍以上の温度で、圧延１パス当たりの圧下率を２０〜４０％以下として、多パスの圧延を施した後、冷却する方法である。圧延温度をＡｒ_３点近傍の狭い温度域にする方法、圧延のパス間の時間を短縮する方法、また、歪み速度と温度を制御してオーステナイトを動的再結晶させる方法などの多くの方法が開示されている。しかし、圧延後の冷却に関する検討は十分には行われていない。圧延の直後から水冷するほうが好ましいとされているが、直後冷却といっても圧延後０．２秒以上経過してからの冷却開始であり、冷却速度もせいぜい２５０℃／秒程度である。このような方法では、単純組成の低炭素鋼のフェライト結晶粒径は５μｍ程度にしかならない。したがって、機械特性を十分に高めることができない。

（iii）合金元素添加法は、オーステナイトの再結晶化や回復を抑制する合金元素の微量の添加によってフェライト結晶粒の微細化を促進するものである。Ｎｂ、Ｔｉ等の合金元素は、炭化物を形成したり、粒界に偏析したりして、オーステナイトの回復と再結晶を抑制するため、熱間圧延後のオーステナイト粒が微細化して、オーステナイトからの変態で得られるフェライト結晶粒も微細化する。この（iii）の合金元素添加法は、上記の（i）の大圧下圧延法や（ii）の制御圧延法と組み合わせて用いる場合が多い。この（iii）の合金元素添加法は、熱処理の際にもフェライトの粒成長を抑制する効果も持っている。しかし、フェライトの結晶粒径を小さくはするもののフェライトの体積率を低下させるという問題があり、また、超微細フェライト結晶粒の溶接や溶融Ｚｎめっき工程での粒成長を抑制するには不十分である。したがって、適用できる鋼種が限定される。また、添加する合金元素の分だけ、原料コストが嵩む。

しかしながら、これらの方法で微細な結晶組織の鋼板を得ても、その組織の熱的安定性は低い。従って、組織を微細化して鋼板の機械特性を高めたとしても、その後の溶接時に加えられる熱や溶融めっき工程で加えられる熱によって溶接熱影響部における結晶粒が容易に粗大化して強度を損なうという問題がある。

溶接時の熱により、溶接熱影響部における結晶粒粗大化にともなう溶接熱影響部軟化が生じた場合、テーラードブランクを成形する際に熱影響部での破断を招き、成形性を低下させる原因となる。

本発明者らは、微細フェライト結晶粒組織の機械特性と熱的安定性に対して種々の検討と実験を行った結果、機械的特性と熱的安定性をともに優れたものとするためには、(a)フェライトの平均結晶粒径を一定の範囲にとどめることに加えて、(b)Ａ_１点直下の７００℃近傍の温度におけるフェライトの平均結晶粒径Ｄ（μｍ）の増加速度Ｘ（μｍ／ｍｉｎ）と、この平均結晶粒径Ｄ（μｍ）の積Ｄ・Ｘ（μｍ^２／ｍｉｎ）に上限を設けることが重要であることを見出した。また、より良好な熱的安定性を得るためには、(c)フェライトの結晶粒径の分布を一定の範囲にとどめ、かつフェライト結晶粒内に圧延による歪を残さないようにすることが好ましいことを見出した。

また、優れた成形性を持つ溶接ビードを得るためには、(d)溶接金属および熱影響部の硬化抑制を図ることと、(e)溶接熱影響部の軟化を抑制することが重要であることを見出した。

以下、(a)〜(f)において、本発明にかかる知見と検討・実験結果を詳述する。

(a) フェライトの平均結晶粒径を一定の範囲にとどめることについて
フェライトの結晶粒径は小さくなるほど強度が増加するが、結晶粒径が小さくなりすぎると粒界エネルギーによる粒成長の駆動力が増加するため、高温における粒成長が促進されてしまうことがわかった。具体的には、平均結晶粒径が１．２μｍを下回るようになると、高温での粒成長を抑止することが困難になり、逆に、平均結晶粒径が２．７＋５０００／（５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ）^２μｍおよび７μｍのいずれかを上回ると、微細化による機械的特性の向上が十分に期待できなくなることが判明した。したがって、機械的特性と熱的安定性を両立するためには、フェライトの平均結晶粒径の下限として１．２μｍを採用し、そして、上限として２．７＋５０００／（５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ）^２μｍおよび７μｍのうちの小さい方の値を採用する必要がある。

(b) Ａ_１点直下の７００℃近傍の温度におけるフェライトの平均結晶粒径Ｄ（μｍ）の増加速度Ｘ（μｍ／ｍｉｎ）と、この平均結晶粒径Ｄ（μｍ）の積Ｄ・Ｘ（μｍ^２／ｍｉｎ）に上限を設けることについて
高温におけるフェライト結晶粒の粒成長速度は、温度の上昇とともに増加する。一方、一般に溶接や溶融めっき工程でフェライトの粒成長が問題となり得る温度域はＡ_１点（７３０℃近傍）直下からＡ_３点近傍までの高温域であり、この温度範囲でフェライトの粒成長速度は大きく変化する。しかし、フェライトの平均結晶粒径が上記の範囲内にある鋼板の粒成長速度の温度特性は、７００℃近傍の温度におけるフェライトの粒成長速度、すなわち、フェライトの平均結晶粒径Ｄ（μｍ）の増加速度Ｘ（μｍ／ｍｉｎ）と、この平均結晶粒径Ｄ（μｍ）の積Ｄ・Ｘ（μｍ^２／ｍｉｎ）に上限を設ければ、溶接や溶融めっき工程でより高い温度に過熱された場合においても問題が発生しないことを見出した。そして、実験の結果、積Ｄ・Ｘを０．１μｍ^２／ｍｉｎ以下に設定することが必要であることも判明した。なお、好ましくは、積Ｄ・Ｘは０．０７μｍ^２／ｍｉｎ以下であり、さらに好ましくは積Ｄ・Ｘは０．０５μｍ^２／ｍｉｎ以下である。

なお、さらに粒成長速度を低下させるためには、フェライト結晶粒内の転位密度を１０^９／ｃｍ^２以下、より好ましくは１０^８／ｃｍ^２以下とすることが好ましい。

(c)フェライトの結晶粒径の分布を一定の範囲にとどめることについて
さらに鋼板の熱的安定性を高めるためには、フェライトの結晶粒径の分布を一定の範囲にとどめるのが好ましい。高温での粒成長が生じる一因は、粒界のエネルギーに基づく駆動力であり、微細なフェライト組織の中に比較的大きなフェライト結晶粒が混在していると、大きなフェライト結晶粒が粒界を駆動力として周囲の微細なフェライト結晶粒と容易に一体化し、粒成長が急速に進展する。このため、高温でのフェライト結晶粒の粒成長速度を抑制するためには、フェライト結晶粒を微細化してその平均結晶粒径Ｄ（μｍ）を前記の(1)式及び(2)式を満足する一定の範囲にとどめることに加えて、鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトのうち、面積割合でフェライト結晶粒の８０％以上が、平均結晶粒径Ｄ（μｍ）の１／３から３倍の範囲に収まるような粒径分布となることが好ましい。すなわち、結晶粒径ｄ（μｍ）が下記の(5)式を満足する結晶粒の占める面積割合が８０％以上であることが好ましい。
Ｄ／３≦ｄ≦３Ｄ・・・・・・・・・・・・・・・・(5)式
ここで、Ｄは鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径（μｍ）を示す。

なお、より好ましくは９０％以上のフェライト結晶粒が平均結晶粒径Ｄ（μｍ）の１／３から３倍の範囲に収まるような粒径分布となることである。

(d) 溶接金属および熱影響部の硬化抑制を図ることについて
溶接金属および熱影響部の著しい硬化により、溶接部の伸びは著しく低下し、この結果、溶接部を含む鋼板のテーラードブランク成形性は低下する。その効果は、部材または成形部分全体に占める溶接部の割合が大きいほど、すなわち溶接ビード幅が広いほど顕著となり、特にビード幅が板厚よりも広くなるような溶接部では、溶接金属および熱影響部硬化部（ＨＡＺ硬化部）の伸び低下に起因した成形不均一や溶接金属での割れを引き起こし易い。
一般に、溶接金属および熱影響部は、材料の焼入れ性が高いほど硬化しやすくなる。従って、焼入れ性の指標である(4)式に示すＣ当量（Ｃｅｑ）を０．３３以下とすることにより、溶接金属および熱影響部の硬化を抑制することが効果的である。

なお、溶接金属とは、ワイヤなどの溶接材（溶接補助剤などの添加剤を含んでもよい）と被溶接材が、溶接の過程において溶融し凝固した部分を指す。

(e) 溶接熱影響部での軟化を抑制することについて
溶接熱影響部に母材よりも低強度の領域であるＨＡＺ軟化部が存在する場合には、テーラードブランク成形時に、軟化部での割れを生じ、テーラードブランク成形性低下の原因となる。したがって、良好なテーラードブランク成形性を得るためには、溶接部での硬化を抑制すると同時に、熱影響部の軟化も抑制する必要がある。溶接熱影響部の軟化は、溶接入熱が大きいほど、すなわち溶接ビード幅が広いほど問題となりやすい。

マルテンサイトは、低Ｃ量の成分系で材料強度を向上するためには有効な組織であるが、その強化は溶接熱サイクルに伴う相変態で消失しやすいため、これらの組織で材料を強化した場合には、熱影響部における軟化を引き起こし易い。従って、材料強度は結晶粒の微細化によってその向上を図ることとし、マルテンサイトによる強度向上手段は用いないことが必要となる。そのため、材料母材におけるマルテンサイト体積率を５％以下とすることによって、熱影響部の軟化を抑制し、溶接部のテーラードブランク成形性低下を防ぐこととする。

同様に、ベイナイトによる強化も溶接熱サイクルに伴う総変態で消失し易いため、ベイナイトによる母材強度向上を抑えるのが好ましい。そのため、材料母材におけるベイナイト体積率を５０％以下にとどめることによって、熱影響部の軟化を抑制し、溶接部のテーラードブランクの成形性低下を防ぐことが好ましい。より好ましくは３０％以下であり、さらに好ましくは２０％以下である。

また、結晶粒の微細化による強度向上を図る場合でも、溶接入熱により熱影響部のフェライト結晶粒が粗大化すれば軟化が生じ、成形性が低下することになる。これを抑制するためには、前述の(a)〜(c)に示す方法で結晶粒の熱的安定性を確保することが必要である。

溶接熱影響部においては、母材との境界から溶融境界まで、融点までの高温が連続的に分布している。このため、上記のようにして軟化原因を低減した場合にも、ある温度領域においては母材が有していた強化組織の消失は免れない。良好なテーラードブランク溶接性を得るためには、このような強化組織消失部において、強度低下を抑制することも肝要である。この領域では材料が高温にまで加熱されていることから、ある一定以上の焼入れ性を確保することにより、新たなマルテンサイトやベイナイトが出現する。これらの組織による強化を得ることで、母材が有していた強化相の消失に伴う強度低下分を補うことが出来る。種々の検討の結果、上記の効果を得るためには、焼入れ性の指標であるＣ当量（Ｃｅｑ）を０．１０以上とすることが必要である。好ましくは０．１３以上、より好ましくは０．１５以上であり、さらに好ましくは０．１７以上である。

本発明は、このような知見と検討・実験結果に基づいて完成したものである。本発明の要旨とするところは、次の(1)〜(3)のテーラードブランク用熱延鋼板及び(4)〜(5)のテーラードブランクである。以下、それぞれ、本発明(1)〜本発明(5)という。本発明(1)〜(5)を総称して、本発明ということがある。

(1) Ｃ含有量が０．０６５〜０．１４８質量％、Ｓ含有量が０．００３質量％以下であり、フェライトを主相とし、マルテンサイトの体積率が５％以下の炭素鋼または低合金鋼からなる鋼板であって、鋼板表面から板厚の１／４の深さにおけるフェライトの平均結晶粒径Ｄ（μｍ）が下記の(1)式および(2)式を満足するとともに、鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径の７００℃における増加速度Ｘ（μｍ／ｍｉｎ）と前記平均結晶粒径Ｄ（μｍ）が下記の(3)式を満足し、下記の(4)式で定義されるＣ当量（Ｃｅｑ）が０．１０〜０．３０８であることを特徴とする、テーラードブランク用熱延鋼板。

１．２≦Ｄ≦７・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・(1)式
Ｄ≦２．７＋５０００／（５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ）^２・・・(2)式
Ｄ・Ｘ≦０．１・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・(3)式
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／９＋Ｓｉ／２４＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｎｉ／４０＋Ｖ／１４
・・・・・・・・・(4)式
ここで、Ｄは鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径（μｍ）を、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＮｉおよびＶは、それぞれ、鋼中の各元素の含有量（質量％）を、そして、Ｘは鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径Ｄ（μｍ）の７００℃における増加速度（μｍ／ｍｉｎ）を示す。

(2) Ｃ含有量が０．０６５〜０．１４８質量％、Ｓ含有量が０．００３質量％以下であり、フェライトを主相とし、マルテンサイトの体積率が５％以下かつベイナイトの体積率が５０％以下の炭素鋼または低合金鋼からなる鋼板であって、鋼板表面から板厚の１／４の深さにおけるフェライトの平均結晶粒径Ｄ（μｍ）が下記の(1)式および(2)式を満足するとともに、鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径の７００℃における増加速度Ｘ（μｍ／ｍｉｎ）と前記平均結晶粒径Ｄ（μｍ）が下記の(3)式を満足し、下記の(4)式で定義されるＣ当量（Ｃｅｑ）が０．１０〜０．３０８であることを特徴とする、テーラードブランク用熱延鋼板。

１．２≦Ｄ≦７・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・(1)式
Ｄ≦２．７＋５０００／（５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ）２・・・(2)式
Ｄ・Ｘ≦０．１・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・(3)式
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／９＋Ｓｉ／２４＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｎｉ／４０＋Ｖ／１４
・・・・・・・・・(4)式
ここで、Ｄは鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径（μｍ）を、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＮｉおよびＶは、それぞれ、鋼中の各元素の含有量（質量％）を、そして、Ｘは鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径Ｄ（μｍ）の７００℃における増加速度（μｍ／ｍｉｎ）を示す。

(3) 鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置において、フェライトの結晶粒径ｄ（μｍ）が下記の(5)式を満足するフェライト結晶粒のフェライトに占める面積割合が８０％以上であることを特徴とする、上記(1)又は(2)のテーラードブランク用熱延鋼板。

Ｄ／３≦ｄ≦３Ｄ・・・・・・・・・・・・・・・・(5)式
ここで、ｄはフェライトの結晶粒径（μｍ）、Ｄは鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径（μｍ）を示す。

(4) 上記(1)〜(3)のいずれかのテーラードブランク用熱延鋼板からなる母材を少なくとも片側の一部又は全部に有し、溶接ビード幅（ｍｍ）の板厚（ｍｍ）に対する比が１．０以上である溶接部を有することを特徴とするテーラードブランク。

(5) 熱延鋼板からなる母材の表面から板厚の１/４の深さにおける平均ビッカース硬さＨｖ_ＢＭと、同じ深さにおける溶接金属の平均ビッカース硬さＨｖ_ＷＭの差Ｈｖ_{（ＷＭ−ＢＭ）}が下記の(6)式を満足することを特徴とする、請求項３に記載のテーラードブランク。

Ｈｖ_{（ＷＭ−ＢＭ）}≦８０・・・・・・・・・・・・・・・・(6)式
ここで、Ｈｖ_ＢＭは母材の表面から板厚の１/４の深さにおける平均ビッカース硬さを、そして、Ｈｖ_ＷＭはこれと同じ深さにおける溶接金属の平均ビッカース硬さを示す。

本発明によれば、溶接工程を含む用途に用いられる素材として好適な熱的安定性に優れる熱延鋼板およびテーラードブランクを提供することができる。

以下に、本発明にかかるテーラードブランク用熱延鋼板およびテーラードブランクについて説明する。以下、各化学成分の含有量の「％」表示は、「質量％」を意味する。

（Ａ）化学組成について
Ｃ：
Ｃは、オーステナイトからフェライトへの変態温度を低下させて、熱延の仕上げ温度を低下させることができるので、フェライト結晶粒の微細化を促進するのに有用な元素である。また、強度を確保するための元素である。このため、０．０１％以上含有させることが好ましい。また、フェライト結晶粒の微細化をより促進するためには、０．０３％以上含有させるのが好ましい。ただし、過度に含有させると、熱延後のフェライト変態が遅延し、フェライトの体積率が低下するため、また溶接性が劣化するため０．１５％以下とすることが必要である。溶接部の加工性を向上させるためには、Ｃ含有量を０．１１％以下とするのがより好ましい。

Ｓｉ：
Ｓｉは、強度向上を目的として含有させることが好ましい。ただし、過剰に含有させると、延性の劣化が著しくなるうえに、熱間圧延時の表面酸化の問題が生じるので、Ｓｉの含有量を２．５％以下とすることが好ましい。より好ましくは２．０％以下であり、さらに好ましくは１．５以下である。１．０％以下にすると、さらに一層好ましい。下限は不純物レベルでもよいが、体積率で３％以上の残留オーステナイトを生成させる場合には、Ｓｉ＋Ａｌの総量で１％以上含有させることが好ましい。

Ｍｎ：
Ｍｎは、強度確保のため、含有させることが好ましい。また、オーステナイトからフェライトへの変態温度を低下させて、熱間圧延における仕上げ温度を低下させることを可能にするので、フェライト結晶粒の微細化を促進するため、含有させることが好ましい。ただし、過度に含有させると、熱間圧延後のフェライト変態が遅延し、フェライトの体積率が低下するため、Ｍｎの含有量を２．５％以下とすることが好ましい。より好ましくは２．２％以下であり、さらに好ましくは１．８％以下である。下限は不純物レベルでもよいが、強度向上を目的として添加する場合には、０．５％以上含有させることが好ましい。また、体積率で３％以上の残留オーステナイトを生成させる場合には、０．８％以上含有させることが好ましく、１．０％以上含有させることがより好ましい。

Ａｌ：
Ａｌは、延性を向上させるため含有させてもよい。しかし、過度に含有させると、高温でのオーステナイトが不安定化し熱間圧延における仕上げ温度を過度に上昇させる必要が生じること、また、安定した連続鋳造を困難にすることから、Ａｌの含有量を３％以下とすることが好ましい。下限は不純物レベルでもよいが、体積率で３％以上の残留オーステナイトを生成させる場合には、Ｓｉ＋Ａｌの総量で１％以上含有させることが好ましい。より好ましくは１．２％以上、さらに好ましくは１．４％以上である。

Ｐ：
Ｐは、強度を増加させるため、含有させても良い。しかし、過度に含有させると、粒界偏析による脆化が生じるので、含有させる場合には、含有量を０．５％以下とすることが好ましい。また、溶接性の観点から、より好ましくは０．０５％以下がのぞましい。通常、製鋼段階で０．０１％程度混入してくる。

Ｔｉ：
Ｔｉは、炭化物又は窒化物として析出し強度を増加させるため、また、この析出物がオーステナイトやフェライトの粗大化を抑制して、熱延時の結晶粒の微細化を促進し、熱処理の際には粒成長を抑制するため、含有させても良い。ただし、過度に含有させると、熱延以前の加熱時に粗大なＴｉ炭化物又は窒化物が多量に発生して、延性や加工性を阻害するので、含有量を０．３％以下とすることが好ましい。フェライトの生成を容易にするため、好ましくは［Ｔｉ＋Ｎｂ］の総量で０．１％以下、より好ましくは０．０３％以下、さらに好ましくは０．０１％以下である。なお、下限は不純物レベルでもよい。製鋼上、一般に０．００１％程度は混入する。

Ｎｂ：
Ｎｂは、炭化物又は窒化物として析出し強度を増加させるため、また、この析出物がオーステナイトやフェライトの粗大化を抑制して、熱延時の結晶粒の微細化を促進し、熱処理の際には粒成長を抑制するため、含有させても良い。ただし、過度に含有させると、熱延以前の加熱時に粗大なＮｂＣが多量に発生して、延性や加工性を阻害するので、含有量を０．１％以下とすることが好ましい。フェライトの生成を容易にするため、好ましくは［Ｔｉ＋Ｎｂ］の総量で０．１％以下、より好ましくは０．０３％以下、さらに好ましくは０．０１％である。なお、下限は不純物レベルでもよい。製鋼上、一般に０．００１％程度は混入する。

Ｖ：
Ｖは炭化物として析出し強度を増加させるため、また、この析出物がフェライトの粗大化を抑制して、結晶粒の微細化を促進するため、含有させても良い。ただし、Ｔｉ、Ｎｂと同様な理由で、延性や加工性を阻害するので、含有量を１％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．５％以下であり、さらに好ましくは０．３％以下である。なお、下限は不純物レベルでもよい。製鋼上、一般に０．００１％程度は混入する。

Ｃｒ：
Ｃｒは、焼き入れ性を増加させ、フェライト組織中にベイナイトを生成させ、強度を増加させる作用を有するため、この作用を目的として含有させても良い。ただし、多量に含有させるとフェライトの生成が抑制されるため、含有量を１％以下とすることが好ましい。なお、下限は不純物レベルでもよい。製鋼上、一般に０．０２％程度は混入する。

Ｃｕ：
Ｃｕは、低温で析出して強度を増加させる作用を有するため、これらの作用を目的として含有させても良い。ただし、スラブの粒界割れなどを引き起こすおそれがあるため、含有量を３％以下とすることが好ましい。より好ましくは２％以下である。なお、含有させる場合は、含有量０．１％以上とすることが好ましい。なお、下限は不純物レベルでもよい。製鋼上、一般に０．０２％程度は混入する。

Ｎｉ：
Ｎｉは、高温でのオーステナイトの安定度を増加する目的で含有させても良い。また、Ｃｕを含有させる場合はスラブの粒界脆化を防止するために含有させても良い。ただし、過度に含有させると、フェライトの生成が抑制されるため、含有量を１％以下とすることが好ましい。なお、下限は不純物レベルでもよい。製鋼上、一般に０．０２％程度は混入する。

Ｍｏ：
Ｍｏは、ＭｏＣを析出し強度を増加させるため、また、この析出物がフェライトの粗大化を抑制して、結晶粒の微細化を促進するため、含有させても良い。ただし、Ｔｉ、Ｎｂと同様な理由で、延性や加工性を阻害するので、含有量を１％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．５％以下であり、さらに好ましくは０．３％以下である。なお、下限は不純物レベルでもよい。製鋼上、一般に０．００１％程度は混入する。

Ｃａ、ＲＥＭ、Ｂ:
Ｃａ、希土類元素（ＲＥＭ）やＢは凝固中に析出する酸化物や窒化物を微細化して、鋳片の健全性を保つため、その１種又は２種以上を含有させても良い。ただし、高価であるため、総含有量で０．００５％以下とすることが好ましい。下限は不純物レベルでもよい。ここで、希土類元素（ＲＥＭ）とは、ランタニドの１５元素とＹおよびＳｃを合わせた１７元素を意味する。

なお、鋼中に混入する「不純物」としてはＳ、Ｎ、Ｓｎ等が挙げられる。Ｓ、Ｎについては、できればその含有量を以下のように規制するのが望ましい。

Ｓ：
Ｓは硫化物系介在物を形成して加工性を低下させる不純物元素であるため、その含有量は０.０５％以下に抑えるのが望ましい。そして、一段と優れた加工性を確保したい場合には、０．００８％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００３％以下である。

Ｎ：
Ｎは加工性を低下させる不純物元素であり、その含有量は０.０１％以下に抑えることが望ましい。より好ましくは、０.００６％以下である。

（Ｂ）本発明に係るテーラードブランク用熱延鋼板の組織について
本発明に係るテーラードブランク用熱延鋼板は、フェライトを主相とし、主相とフェライト以外の第２相とからなる組織を有する鋼板である。ここで、「主相」とは組織を構成する相のうち当該組織に占める割合が最大となる相であるという意味である。主相のフェライトは、体積率で少なくとも５０％以上であることが好ましく、より好ましくは６０％以上である。フェライトの体積率が５０％未満では、鋼板の延性や加工性が損なわれる場合がある。

フェライトの結晶粒径（直径）は、テーラードブランク用熱延鋼板の機械特性と熱的安定性、さらには加工性に大きく影響する。したがって、本発明に係るテーラードブランク用熱延鋼板において、十分な強度と延性や熱的安定性さらには加工性を確保するために、鋼板表面から板厚の１／４の深さにおけるフェライトの平均結晶粒径Ｄ（μｍ）を、下記の(1)式及び(2)式を満足する一定の範囲にとどめる必要がある。

１．２≦Ｄ≦７・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・(1)式
Ｄ≦２．７＋５０００／（５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ）^２・・・(2)式
すなわち、その一定の範囲とは、１．２μｍを下限とし、そして、２．７＋５０００／（５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ）^２μｍ及び７μｍのうちの小さい方の値を上限とする範囲のことである。なお、(2)式中で、ＣおよびＭｎは、それぞれ、鋼中の各元素の含有量（質量％）を示す。

ここで、フェライトの平均結晶粒径Ｄの下限を１．２μｍとするのは、１．２μｍ未満では、加工硬化係数が極端に減少して延性や加工性が劣化するだけでなく、微細フェライト組織の熱的安定性も劣化して、高温下で容易に粒成長するからである。より優れた延性や加工性や熱的安定性を得るためには、フェライトの平均結晶粒径Ｄの下限を１．５μｍとするのが好ましい。一方、フェライトの平均結晶粒径Ｄの上限を２．７＋５０００／（５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ）^２μｍ及び７μｍのうちの小さい方の値とするのは、これらのいずれかの値を超えると、十分な強度が得られなくなるからである。より優れた強度を得るためには、フェライトの平均結晶粒径Ｄの上限を、２．４＋５０００／（５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ）^２μｍ及び５．５μｍのうちの小さい方の値を上限とするのが好ましい。なお、ここでは、１５°以上の結晶方位差を持つ大角の粒界で囲まれた領域を１つの結晶粒と定義し、１５°未満の小角の粒界は無視する。

さらに、テーラードブランク用鋼板の熱的安定性を高めるためには、フェライトの結晶粒径の分布を一定の範囲にとどめるのが好ましい。高温での粒成長が生じる一因は、粒界のエネルギーに基づく駆動力であり、微細なフェライト組織の中に比較的大きなフェライト結晶粒が混在していると、大きなフェライト結晶粒が粒界を駆動力として周囲の微細なフェライト結晶粒と容易に一体化し、粒成長が急速に進展する。このため、高温でのフェライト結晶粒の粒成長速度を抑制するためには、フェライト結晶粒を微細化してその平均結晶粒径Ｄ（μｍ）を上記の(1)式及び(2)式を満足する一定の範囲にとどめることに加えて、鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトのうち、結晶粒径ｄ（μｍ）が下記の(5)式を満足する結晶粒の占める面積割合が８０％以上であることが好ましい。
Ｄ／３≦ｄ≦３Ｄ・・・・・・・・・・・・・・・・(5)式
すなわち、面積割合でフェライト結晶粒の８０％以上が、平均結晶粒径Ｄ（μｍ）の１／３から３倍の範囲に収まるような粒径分布となることが好ましい。好ましくは８５％以上のフェライト結晶粒が平均結晶粒径Ｄ（μｍ）の１／３から３倍の範囲に収まるような粒径分布となることであり、より好ましくは９０％以上のフェライト結晶粒が平均結晶粒径Ｄ（μｍ）の１／３から３倍の範囲に収まるような粒径分布となることである。

フェライトの結晶粒径とその分布を表面から板厚の１／４の深さで定義する理由は、熱延鋼板のフェライト結晶粒径は一般に板厚方向に変化するためである。本発明に係る鋼板は、この深さのフェライト結晶粒組織を上記の範囲にすることで、所望の機械特性と熱的安定性を確保することができる。特に粒径の熱的安定性は、板の表面から内部に渡る広い範囲で統計を取ったときの粒径分布で決まるのではなく、特定の深さで統計を取ったときの粒径分布で決まる。従って、板厚の１／４の深さで表面に平行な断面で組織観察を行うか、もしくは、表面に垂直な断面で観察するのであれば、板厚の１／４の深さから１００μｍ以内の領域で観察を行い、統計を取る。

フェライト以外の第２相は、パーライト、セメンタイト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトやＦｅ以外の元素の炭窒化物など、一般に低炭素鉄鋼材料中に生成することが知られる相であれば良い。

引張強度ＴＳと全伸びＥｌの積が１８０００以上の伸び特性に特に優れ、かつ熱的安定性にも優れる鋼板を効率的に製造するには、第２相として残留オーステナイトを体積率で３〜３０％含有させるとよい。残留オーステナイトの体積率が３％を下回ると伸び特性が阻害されるおそれがあり、３０％を超えると熱的安定性が阻害されるおそれがある。第２相として含有させる残留オーステナイトの体積率は、５〜２５％とするのが好ましい。

なお、フェライト以外の第２相としては、上記したものの外に、体積率で１％以下の微量の炭化物、窒化物、酸化物を含有させることもできる。これらには、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏの炭窒化物等がある。

（Ｃ）高温での粒成長速度について
フェライトの平均結晶粒径が上記の(1)式及び(2)式を満足する一定の範囲内にある鋼板の粒成長速度の温度特性は、７００℃近傍の温度におけるフェライトの粒成長速度によって決定される。

したがって、溶接工程でより高い温度に加熱される場合には、鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径Ｄ（μｍ）の７００℃における増加速度Ｘ（μｍ／ｍｉｎ）と当該平均結晶粒径Ｄ（μｍ）が下記の(3)式を満足することが必要となる。

Ｄ・Ｘ≦０．１・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・(3)式
ここで、Ｄは鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径（μｍ）を示す。

すなわち、フェライトの平均結晶粒径の増加速度Ｘ（μｍ／ｍｉｎ）と平均結晶粒径Ｄ（μｍ）の積Ｄ・Ｘ（μｍ^２／ｍｉｎ）を、０．１μｍ^２／ｍｉｎ以下に保つことで、溶接や溶融めっき工程における主要な熱履歴に対して安定となり、良好な熱的安定性が得られる。より優れた熱安定性を得るためには、積Ｄ・Ｘを０．０７μｍ^２／ｍｉｎ以下にするのが好ましく、０．０５μｍ^２／ｍｉｎ以下にするのがさらに好ましい。

なお、後掲する実施例２及び３に示すように、フェライトの平均結晶粒径の増加速度Ｘ（μｍ／ｍｉｎ）と平均結晶粒径Ｄ（μｍ）の積Ｄ・Ｘ（μｍ^２／ｍｉｎ）が、０．１μｍ^２／ｍｉｎ以下である鋼板のフェライト結晶粒組織は、８５０℃で数十秒熱処理しても、殆ど粒径の変化を示さない。本発明に係る鋼板のフェライトの結晶粒径（直径）は、時間の平方根に比例する通常の粒成長とは異なり、７００℃ではほぼ時間に比例して増加する。したがって、フェライトの平均結晶粒径の増加速度Ｘ（μｍ／ｍｉｎ）は、７００℃で１時間程度の間の粒径変化を測定して、その変化率を平均することによって、求めることとする。

また、さらに粒成長速度を低下させるためには、フェライト結晶粒内の転位密度を１０^９／ｃｍ^２以下、より好ましくは１０^８／ｃｍ^２以下とすることが好ましい。

（Ｄ）溶接部のテーラードブランク成形性について
溶接金属および熱影響部の著しい硬化により、溶接部の伸びは著しく低下し、この結果、溶接部を含む鋼板のテーラードブランク成形性は低下する。

一般に、溶接金属および熱影響部は、材料の焼入れ性が高いほど硬化しやすくなる。従って、焼入れ性の指標であるＣ当量（Ｃｅｑ）を０．３３以下とすることにより、溶接金属および熱影響部の硬化を抑制することが効果的である。Ｃ当量が０．３３を超えるような成分系では、溶接金属および熱影響部における焼入れ性が高すぎるために、広範囲にわたり高体積率でマルテンサイトが出現し、溶接部の著しい硬化を引き起こし、テーラードブランクの成形時に十分な成形特性得られない、または溶接金属内あるいは熱影響部での破断を起こす。

なお、組成の異なる２種の材料を溶接する場合には、溶接金属の硬さは、溶接金属の組成と溶接条件により、ほぼ決定される。そして、これらのうち溶接金属の成分は、接合される２種の材料各々の組成と、その溶融量の割合により決定される。したがって、被溶接材の一方又は両方の組成とＣ当量を上記の範囲に納める事により、結果的に溶接金属の硬化量を低減することができる。

一方、溶接熱影響部に母材よりも低強度の領域であるＨＡＺ軟化部が存在する場合にも、テーラードブランク成形時に、軟化部での割れを生じ、テーラードブランク成形性低下の原因となる。したがって、良好なテーラードブランク成形性を得るためには、溶接部での硬化を抑制すると同時に、軟化も抑制する必要がある。溶接熱影響部の軟化は、溶接入熱が大きいほど、すなわち溶接ビード幅が広いほど問題となりやすい。

マルテンサイトは、低Ｃ量の成分系で材料強度を向上するためには有効な組織であるが、その強化は溶接熱サイクルに伴う相変態で消失しやすいため、これらの組織で材料を強化した場合には、熱影響部における軟化を引き起こし易い。従って、材料母材におけるマルテンサイト体積率を５％以下とし、マルテンサイトによる強化量をあらかじめ抑制することにより、熱影響部の軟化を抑制し、溶接部のテーラードブランク成形性低下を防ぐことが出来る。母材組織に体積率５％を超えるマルテンサイトが存在する場合、溶接後のマルテンサイト消失領域における強度低下量が大きく、成形時に強度低下部での破断を生じる。

また、結晶粒微細化による強化でも、熱的安定性が十分に確保されていない超微細粒鋼板においては、溶接熱影響部で結晶粒の粗大化に伴う軟化が生じ、成形時に軟化部での破断を生じる。

溶接熱影響部においては、母材との境界から溶融境界まで、融点までの高温が連続的に分布している。このため、上記のようにして軟化原因を低減した場合にも、ある温度領域においては母材が有していた強化組織の消失は免れない。良好なテーラードブランク溶接性を得るためには、このような強化組織消失部において、強度低下を抑制することも肝要である。この領域では材料が高温にまで加熱されていることから、ある一定以上の焼入れ性を確保することにより、新たなマルテンサイトやベイナイトが出現する。これらの組織による強化を得ることで、母材が有していた強化相の消失に伴う強度低下分を補うことが出来る。種々の検討の結果、上記の効果を得るためには、焼入れ性の指標であるＣ当量（Ｃｅｑ）を０．１０以上とすることが好ましい。Ｃ当量（Ｃｅｑ）を０．１０未満の材料では、溶接部に強化組織の消失による強度低下領域が生じ、成形時の熱影響部破断を引き起こす場合がある。さらにＣ当量（Ｃｅｑ）が低い材料系においては、溶接金属においても焼入れ組織が得られず、母材より溶接部の強度が低いアンダーマッチ継手となるため、成形時に溶接金属での破断を生じることもある。

以上のように、溶接金属の過度の硬化と溶接熱影響部の軟化を抑えることに加え、均一な成形を得るためには、溶接部の硬さ分布を平滑にすることが好ましい。

発明者らは、種々の検討の結果、熱延鋼板からなる母材の表面から板厚の１/４の深さにおける平均ビッカース硬さＨｖ_ＢＭと、同じ深さの溶接金属のビッカース硬さＨｖ_ＷＭの差Ｈｖ_{（ＷＭ−ＢＭ）}を一定範囲に規定することによって、均一な成形が得られることを見出した。

この差Ｈｖ_{（ＷＭ−ＢＭ）}が８０を超えると、溶接部各所の材料特性差異が大きいため、成形時に不均一な伸びが生じ、目標とする形状を得がたい場合があるだけでなく、材料特性の差異が大きい場合には、低強度部位や硬さ遷移部に応力集中が生じやすく、成形の早い段階で破断が生じ、十分な成形が得られなくなる危険性がある。したがって、熱延鋼板からなる母材の表面から板厚の１/４の深さにおける平均ビッカース硬さＨｖ_ＢＭと、同じ深さにおける溶接金属のビッカース硬さＨｖ_ＷＭの差Ｈｖ_{（ＷＭ−ＢＭ）}が下記の(6)式を満足するテーラードブランクとするのが好ましい。なお、より好ましくは、Ｈｖ_{（ＷＭ−ＢＭ）}が７０以内、さらに好ましくは５０以内である。

Ｈｖ_{（ＷＭ−ＢＭ）}≦８０・・・・・・・・・・・・・・・・(6)式
ここで、Ｈｖ_ＢＭは母材の表面から板厚の１/４の深さにおける平均ビッカース硬さを、そして、Ｈｖ_ＷＭはこれと同じ深さにおける溶接金属の平均ビッカース硬さを示す。

なお、板厚または強度の異なる材料を組み合わせて溶接する場合における、表面より板厚の１/４の深さの測定位置としては、図２に示す試験片(2)の形状で成形試験を行った際に破断した側の材料における表面より板厚の１/４の深さを採用する。

図１に、板厚の異なる材料を組み合わせて溶接する場合におけるビッカース硬さの測定位置と測定値の例を示す。(a)が表面より板厚の１/４の深さの測定位置の決定方法であり、(b)が表面から板厚の１/４の深さにおける平均ビッカース硬さの測定値の例である。

（Ｅ）圧延について
圧延は、１０００℃を超える温度から、レバースミルもしくはタンデムミルを用いて、オーステナイト温度域で行う。工業的生産性の観点からは、少なくとも最終の数段はタンデムミルを用いるのが好ましい。

連続鋳造や鋳造・分塊により得たスラブ、ストリップキャスティングにより得た鋼板などや、必要によってはそれらに一度、熱間又は冷間加工を加えたものを用い、それらが冷片であれば１０００℃を超える温度に再加熱して圧延する。圧延の開始温度が１０００℃以下になると、圧延荷重が過大になり、十分な圧延率を得ることが困難になるばかりか、十分な圧延率の圧延をＡｒ_３点以上の温度で終了することも困難となり、所望の機械特性や熱的安定性を得られなくなる。好ましくは１０２５℃以上、より好ましくは１０５０℃以上の温度から圧延を開始する。上限は、オーステナイト粒の粗大化を抑制するため、また、設備費用や加熱燃料費を抑制するため、１３５０℃以下、好ましくは１２５０℃以下とする。初期のオーステナイト結晶粒が微細化し、最終のフェライト結晶粒も微細化し易くなるためである。

圧延仕上げ温度は、圧延後にオーステナイトからフェライトへと変態させるためにＡｒ_３点以上かつ７８０℃以上の温度範囲とする。仕上げ温度が、Ａｒ_３点を下回ると、圧延中にフェライトが発生する。また７８０℃未満の温度では、圧延荷重が増大し、十分な圧下を加えることが困難となるばかりか、圧延中に板表層部でフェライト変態が生じる場合がある。好ましくは、Ａｒ_３点以上かつ８００℃以上の温度で圧延を終了する。

なお、圧延を終了する温度は、Ａｒ_３点以上かつ７８０℃以上の温度範囲であれば低い程良い。これは、圧延によってオーステナイトに導入された加工歪みの蓄積効果が大きくなり、結晶粒の微細化が促進されるためである。本発明で用いる鋼種のＡｒ_３点は、概ね７８０〜９００℃である。

総圧下量は、フェライトの微細化を促進するため板厚減少率で９０％以上、好ましくは９２％、より好ましくは９４％以上である。圧延終了温度から［圧延終了温度＋１００℃］までの温度範囲における板厚減少率で４０％以上とすることが好ましい。より好ましくは、圧延終了温度から［圧延終了温度＋８０℃］までの温度範囲における板厚減少率で６０％以上である。圧延は、連続した複数パスの圧延とする。１パス当たりの圧下量は、好ましくは１５〜６０％である。１パス当たりの圧下量を大きく取る方がオーステナイトへの歪みを蓄積させ、変態によって生成するフェライトの結晶粒径を微細化する意味からは好ましいが、圧延荷重の増大が必要となるので、圧延設備が大型化するだけでなく、板形状の制御も困難になる。本発明の方法では、１パス当たりの圧下量を４０％以下とした複数パスの圧延でも微細なフェライト結晶粒を得ることができる。したがって、特に板形状の制御を容易にしたいときには、最終の２パスの圧下率を４０％／パス以下とすることが好ましい。

（Ｆ）圧延後の冷却について
圧延を終了後、オーステナイトに導入された加工歪みを解放することなく、これを駆動力としてオーステナイトからフェライトへと変態させ、微細なフェライト結晶粒組織を生成させるために、圧延終了から０．４秒以内に７２０℃以下の温度まで冷却する。好ましくは圧延終了から０．２秒以内に７２０℃以下の温度まで冷却する。冷却は、水冷を用いるのが望ましく、そして、その冷却速度は、空冷期間を除外し強制冷却を行っている期間の平均冷却速度として、４００℃／秒以上とするのが、好ましい。

ここで、７２０℃以下の温度に冷却されるまでの時間を規定する理由は、７２０℃を超える温度で、冷却を停止もしくは鈍化させると、微細なフェライトが生成する以前に、加工によって導入された歪みが解放されて、又は、歪みの存在形態が変化して、フェライトの核生成に有効ではなくなり、フェライト結晶粒が顕著に粗大化するためである。

温度が７２０℃以下に達すると、フェライト変態が活発化する変態温度域に入る。上記のフェライト組織が得られるフェライト変態温度域は、この温度から６００℃までの間の温度域である。したがって、７２０℃以下に達した後、冷却を一次停止、もしくはその速度を鈍化させて、この温度域で２〜３０秒保持させることによって、上記の熱的に安定なフェライト結晶粒組織の形成を確実にすることができる。この温度域での保持時間が短いと上記の熱的に安定なフェライト結晶粒組織の形成が阻害されるおそれがある。より好ましくは、６２０〜７００℃の温度域で２〜２５秒滞留させるのがよい。

体積率で３％以上の残留オーステナイトが分散した複相組織とする場合は、上述の冷却および保持の後、２０℃/s以上の冷却速度で３５０〜５００℃の温度域まで冷却し、その後、６０℃/ｈｒ以下の冷却速度で徐冷することが好ましい。この徐冷は鋼板をコイル状に巻取ることによって行ってもよい。４００〜５００℃の温度域での冷却速度を５０℃/s以上とすることがより好ましい。

（Ｇ）冷却設備について
本発明において、上記の冷却を行う設備は限定されない。工業的には、水量密度の高い水スプレー装置を用いることが好適である。例えば、圧延板搬送ローラーの間に水スプレーヘッダーを配置し、板の上下から十分な水量密度の高圧水を噴射することで冷却することができる。

表１に示す化学組成を有する鋼種Ａ〜Ｄ及びＦ〜Ｕの鋼を溶製し、熱間鍛造によって３０ｍｍ厚さにした。その後、１０５０℃以上に再加熱した後、試験用小型タンデムミルにて圧延を実施し、２ｍｍの板厚に仕上げた。

表２に、その圧延仕上げ温度と冷却条件を示す。すべての圧延において、圧延の仕上げ温度は、各鋼種のＡｒ_３点よりも高い温度とし、さらに、仕上げ温度〜［仕上げ温度＋１００℃］の温度域内で３パス以上の多パス圧延を行った。最終の２パスの圧延は、試験番号５を除いて３５％／パス以下の軽圧下圧延とした。試験番号５については最終の２パスを５０〜６０％の大圧下圧延とした。圧延仕上げ後は、表２に記載したとおり、水冷によって、室温（ＲＴ）〜６００℃の温度域内の所定の温度まで冷却した。なお、水冷後に空冷時間を設けることで６００〜７２０℃における保持時間を設けた。表２には、７２０〜６００℃の温度域における保持時間に加えて、そのうちの６２０〜７００℃の温度域における保持時間をも示した。その後、表２に記載した冷却速度で、室温までの水冷を行うか、又は、６００℃以下の所定の温度までの水冷後に巻取り相当の熱履歴の模擬として炉中で２０℃／ｈｒの冷却速度で炉冷を行うことによって、種々の第２相の組織を有する鋼板を作製した。

このようにして得られた熱延鋼板の組織について、走査電子顕微鏡を用いることによって鋼板板厚の断面を観察した。

フェライトの結晶粒径およびその粒径分布については、板表面から板厚の１／４の深さにて、ＥＢＳＰ（Electron Back Scattering Pattern）法を用いて結晶方位解析を行うことで求めた。各相の体積率の測定は、板表面から板厚の１／４の深さにて、ナイタール又はピクリン酸で腐食した組織を走査型電子顕微鏡または光学顕微鏡を用いて観察することで行った。なお、本実施例で製造した鋼板のフェライト相以外の第２相の組織は、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト、そして、粒状セメンタイトであった。

機械的性質については、引張特性をＪＩＳ５号引張試験片にて行い、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）、降伏比ＹＲ及び全伸びＥｌ（％）を評価した。

熱的安定性については、７００℃の塩浴に１０、３０又は６０分間浸した後、急冷し、上記と同じ方法で粒径を測定し、焼鈍前粒径ｄ₀（μｍ）と焼鈍後粒径ｄ₁（μｍ）の差を、焼鈍時間（ｍｉｎ）で割り算をすることによって、平均結晶粒径の増加速度Ｘ（μｍ／ｍｉｎ）を算出した。

表３に、このようにして得られた熱延鋼板の組織とその性質および引張試験結果を示す。

表４に示すとおり、試験番号本発明品を含む種々の材料にメルトラン溶接を行い、溶接部を含む試験片の成形試験を行った。ここで、メルトラン溶接とは、材料を突合せず、一枚板にビームやアークを照射して溶接を行うことである。なお、この試験では溶接用ワイヤは用いず、被溶接材料のみを溶融することで溶接を行った。また、試験番号１、２および８〜１１が本発明鋼であり、本発明鋼のうち、試験番号７、８および１３に使用した供試材は引張強度ＴＳが４４０ＭＰａ級、１〜６、９〜１１、１５および１７は５９０ＭＰａ級、その他は６５０ＭＰａ級以上の鋼種である。

得られた溶接部の特性評価は、板厚２．０ｍｍ、板幅５０ｍｍ、板長１００ｍｍの試験片により、直径５０ｍｍの球頭張り出し試験を用いて実施した。球頭張り出し試験体１の形状を図２に示す。(a)が長手方向に溶接ビード２を配置した試験片(1)であり、そして、(b)が板幅方向に溶接ビード２を配置した試験片(2)である。試験は、これらの２つの形状で行った。試験片は、いずれも、圧延方向と溶接方向が直交となるよう溶接を施しており、溶接の始終端部は通り抜けとした。球頭張り出し試験体１を、溶接部からそれぞれ切り出して、その形状を◎〜×で評価するとともに、破断位置を観察した。

なお、形状の評価基準は、試験片(1)及び(2)とで、×を除いて同じであり、次に示すとおりである。
◎：２０ｍｍ以上、
○：１８ｍｍ以上２０ｍｍ未満、
△：１５ｍｍ以上１８ｍｍ未満、
×：１５ｍｍ未満。ただし、試験片(2)においては、溶接金属およびＨＡＺ軟化部で破断が生じた場合には、成形高さにかかわらず×とした。

試験片(1)での試験の結果は、全ての試験番号において、溶接金属での破断となった。試験片(1)では、どの鋼種においても、溶接金属への負荷が大きいため、溶接金属での破断となったものである。これは、溶接金属の伸び特性が母材と比較して劣るためであり、溶接金属の伸び特性が部材の成形性に対し支配的な要因となることは明白である。

溶接金属の硬さ測定結果を同じく表４に示す。強度レベル５９０ＭＰａ級の鋼種のうち、試験番号１、２、５、９〜１１、１５および１７は、それぞれ同強度の他の鋼種と比べ、溶接金属の硬化が低いレベルに抑えられている。これら６つの鋼種では、成形高さが１８〜２０ｍｍ程度得られたのに対し、試験番号３、４および６の成形高さは１５〜１７ｍｍであった。同様に、強度レベル４４０ＭＰａ級4の鋼板を供試材とした試験番号７、８および１３を比較した場合にも、試験番号８および１３に示す発明鋼の方が溶接金属の硬化が少なく、成形高さも得ることができた。試験番号１２、１４、１６および１８に示す母材強度６５０ＭＰa以上の材料については、一般に母材強度が上昇する事により、成形高さは得られ難くなるところ、これらの材料はいずれも、強度レベルに対して十分な成形高さが得られた。特に発明鋼１６は、溶接金属の硬化が少なく、良好な成形特性を示した。

これに対して、試験片(2)での試験の結果は、試験番号５および１３を除いて、いずれも母材または加工フランジ部で破断した。したがって、試験番号５および１３以外の鋼種では、成形性は主として母材特性に支配されているものと推測される。なお、試験番号５および１３の鋼種だけが溶接金属内で破断し、成形高さも他の材料と比較して劣っていたが、溶接ビードに直交する断面を切出し、溶接部の硬さ分布を測定した結果、試験番号５および１３の鋼種においては、溶接金属の平均硬さが母材の平均硬さを大きく下回る継手となっていた。また、試験番号１３についても同様の方法で溶接部の硬さ分布を測定した結果、試験番号８の鋼種においては、成形試験における破断位置近傍では、溶接熱影響部軟化が生じていることがわかった。

実施例１および２に示した強度レベルが５９０ＭＰａ級の鋼種に対して、種々の厚さおよび強度を持つ材料を付き合わせ溶接し、図２に示す試験片(1)および試験片(2)の両方で溶接部の成形試験を行った。結果を表５に示す。

なお、ここで、溶接の相手材は、ａがＳＰＣＣ(JIS G 3141参照)である。

試験片(1)の場合には、すべての組合せにおいて、溶接金属内での破断が生じた。このうち、試験番号１、３、５〜７および９は、同一の材料を組み合わせてなる例であり、板厚のみが異なる。本発明例に係る試験番号１および３は、比較例に係る試験番号５〜７および９と比べて高く成形できた。溶接ビードに直行する断面を切り出し、溶接部の硬さ分布を測定した結果、試験番号１および３の溶接金属の平均硬さＨｖ_ＷＭと母材の平均硬さＨｖ_ＢＭの差Ｈｖ_{（ＷＭ−ＢＭ）}が５０以下であった。これに対して、試験番号５、６および９の溶接金属のＨｖ_{（ＷＭ−ＢＭ）}は大きく、試験番号７に示す材料においては、溶接金属の硬さＨｖ_ＷＭが母材の平均硬さＨＶ_ＢＭを大きく下回っていた。

試験番号２、４および８は、低強度かつ板厚の大きい材料と組み合わせた例であり、本発明例に係る試験番号２および４の成形高さは、比較例に係る試験番号８と比べて大きかった。上記と同様の手法で溶接部の硬さ分布を測定した結果、試験番号８は溶接金属の硬さＨｖ_ＷＭが母材の平均硬さＨＶ_ＢＭを大きく下回っていた。

次に、試験片(2)を用いた溶接部の成形試験の結果について説明する。すべての条件の中で、比較鋼Ｆ同士の２．０ｍｍと２．３ｍｍを組み合わせてなる試験番号７だけが溶接金属での破断となった。この材料については、溶接金属の硬さＨｖ_ＷＭが母材の平均硬さＨＶ_ＢＭを大きく下回っていた。

上記の試験番号７を除いては、すべての材料において母材１側で破断が生じた。このうち、本発明例に係る試験番号１〜４、５および８は、他と比較して溶接金属の硬さＨｖ_ＷＭが小さく、良好な成形高さを示した。

本発明に係るテーラードブランク用熱延鋼板およびテーラードブランクは、自動車用、家電用、機械構造用、建築用などの溶接工程を含む用途に好適である。

板厚の異なる材料を組み合わせて溶接する場合におけるビッカース硬さの測定位置と測定値の例を示す。(a)が表面より板厚の１/４の深さの測定位置の決定方法であり、(b)が表面から板厚の１/４の深さにおける平均ビッカース硬さの測定値の例である。 球頭張り出し試験体の形状を示す。(a)が長手方向に溶接ビード２を配置した試験片(1)であり、(b)が板幅方向に溶接ビード２を配置した試験片(2)である。いずれも、左側が試験前であり、右側が試験後である。

符号の説明

１ 球頭張り出し試験体
２ 溶接線

Claims (5)

1. Ｃ含有量が０．０６５〜０．１４８質量％、Ｓ含有量が０．００３質量％以下であり、フェライトを主相とし、マルテンサイトの体積率が５％以下の炭素鋼または低合金鋼からなる鋼板であって、鋼板表面から板厚の１／４の深さにおけるフェライトの平均結晶粒径Ｄ（μｍ）が下記の(1)式および(2)式を満足するとともに、鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径の７００℃における増加速度Ｘ（μｍ／ｍｉｎ）と前記平均結晶粒径Ｄ（μｍ）が下記の(3)式を満足し、下記の(4)式で定義されるＣ当量（Ｃｅｑ）が０．１０〜０．３０８であることを特徴とする、テーラードブランク用熱延鋼板。
   １．２≦Ｄ≦７・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・(1)式
   Ｄ≦２．７＋５０００／（５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ）^２・・・(2)式
   Ｄ・Ｘ≦０．１・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・(3)式
   Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／９＋Ｓｉ／２４＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｎｉ／４０＋Ｖ／１４
   ・・・・・・・・・(4)式
   ここで、Ｄは鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径（μｍ）を、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＮｉおよびＶは、それぞれ、鋼中の各元素の含有量（質量％）を、そして、Ｘは鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径Ｄ（μｍ）の７００℃における増加速度（μｍ／ｍｉｎ）を示す。
2. Ｃ含有量が０．０６５〜０．１４８質量％、Ｓ含有量が０．００３質量％以下であり、フェライトを主相とし、マルテンサイトの体積率が５％以下かつベイナイトの体積率が５０％以下の炭素鋼または低合金鋼からなる鋼板であって、鋼板表面から板厚の１／４の深さにおけるフェライトの平均結晶粒径Ｄ（μｍ）が下記の(1)式および(2)式を満足するとともに、鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径の７００℃における増加速度Ｘ（μｍ／ｍｉｎ）と前記平均結晶粒径Ｄ（μｍ）が下記の(3)式を満足し、下記の(4)式で定義されるＣ当量（Ｃｅｑ）が０．１０〜０．３０８であることを特徴とする、テーラードブランク用熱延鋼板。
   １．２≦Ｄ≦７・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・(1)式
   Ｄ≦２．７＋５０００／（５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ）^２・・・(2)式
   Ｄ・Ｘ≦０．１・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・(3)式
   Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／９＋Ｓｉ／２４＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｎｉ／４０＋Ｖ／１４
   ・・・・・・・・・(4)式
   ここで、Ｄは鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径（μｍ）を、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＮｉおよびＶは、それぞれ、鋼中の各元素の含有量（質量％）を、そして、Ｘは鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径Ｄ（μｍ）の７００℃における増加速度（μｍ／ｍｉｎ）を示す。
3. 鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置において、フェライトの結晶粒径ｄ（μｍ）が下記の(5)式を満足するフェライト結晶粒のフェライトに占める面積割合が８０％以上であることを特徴とする、請求項１又は２に記載のテーラードブランク用熱延鋼板。
   Ｄ／３≦ｄ≦３Ｄ・・・・・・・・・・・・・・・・(5)式
   ここで、ｄはフェライトの結晶粒径（μｍ）、Ｄは鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径（μｍ）を示す。
4. 請求項１から３までのいずれかに記載のテーラードブランク用熱延鋼板からなる母材を少なくとも片側の一部又は全部に有し、溶接ビード幅（ｍｍ）の板厚（ｍｍ）に対する比が１．０以上である溶接部を有することを特徴とするテーラードブランク。
5. 熱延鋼板からなる母材の表面から板厚の１/４の深さにおける平均ビッカース硬さＨｖ_ＢＭと、同じ深さにおける溶接金属の平均ビッカース硬さＨｖ_ＷＭの差Ｈｖ_{（ＷＭ−ＢＭ）}が下記の(6)式を満足することを特徴とする、請求項４に記載のテーラードブランク。
   Ｈｖ_{（ＷＭ−ＢＭ）}≦８０・・・・・・・・・・・・・・・・(6)式
   ここで、Ｈｖ_ＢＭは母材の表面から板厚の１/４の深さにおける平均ビッカース硬さを、そして、Ｈｖ_ＷＭはこれと同じ深さにおける溶接金属の平均ビッカース硬さを示す。

Images