JP6958036B2 - 高強度鋼板とその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、成形性および耐衝撃性に優れた高強度鋼板とその製造方法と、その製造方法に関する。

近年、自動車には、車体を軽量化して燃費を高め、炭酸ガスの排出量を低減するため、また、衝突時、衝突エネルギーを吸収して、搭乗者の保護・安全を確保するため、高強度鋼板が多く使用されている。しかし、一般に、鋼板を高強度化すると、成形性（延性、穴拡げ性等）が低下し、複雑な形状への加工が困難になるので、強度と成形性（延性、穴拡げ性等）の両立を図ることは簡単ではなく、これまで、種々の技術が提案されている。

例えば、非特許文献１には、板厚、強度、あるいはめっきの種類の異なる鋼板を溶接し、溶接後の鋼板を成形する「テーラードブランク溶接」が紹介されている。この工法を採用することで、強度が必要な部位には板厚の薄い高強度鋼板を配置し、成形性が必要な部位には軟鋼板を配置することで、高強度化と複雑な形状を両立し、軽量化と衝突安全性を両立することができる。

しかしながら、高強度鋼板にテーラードブランク溶接を適用すると、溶接時に溶接部は高温に加熱された後に急冷されて硬質化するため、溶接部における成形性の劣化および溶接部における耐衝撃性の劣化が課題となる。また、溶接部周辺は溶接時に加熱される溶接熱影響部（ＨＡＺ：Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ）となるが、ＨＡＺの軟化によるＨＡＺへのひずみ集中による成形性の劣化やＨＡＺの硬質化による耐衝撃性および／または成形性の劣化も課題である。

それに対し、例えば特許文献１ではプレス成形方法を制限することで、溶接部近傍での割れの発生を回避する手段が提案されている。また、特許文献２では、溶接条件を制限し、溶接熱影響部の範囲を制御することで、高強度鋼板において成形性に優れた溶接部を得る手法が提案されている。しかしながら、これらの技術では成形方法や溶接方法が限定されるため、適用できる部品、材料が制約され、適正な形状や材料を選択できない場合がある。また、これら技術を適用するために、特殊な設備を要するため、生産上のコストも大きくなる。

溶接部の成形性を改善するため、例えば特許文献３および特許文献４では溶接の前あるいは後に溶接部周辺に熱処理を加えることで溶接部の硬度を抑える手法が提案されている。しかしながら、溶接部に熱を加える際、周辺の鋼板も同様に加熱されてしまい特性が劣化し、成形時の破壊や形状不良を起こす場合がある。また、溶接および／または後熱処理によるＨＡＺの成形性、耐衝撃性が劣化する場合がある。

特許文献５、６では、鋼板の化学組成を制限した、ＨＡＺ軟化の小さい高強度鋼板が提案されている。しかしながら、ＨＡＺの耐衝撃性の劣化、あるいは溶接部の成形性および耐衝撃性の劣化については触れられていない。

特許文献７〜９では、鋼板の化学組成を制限し、かつ、ミクロ組織を制御した溶接部およびＨＡＺの成形性に優れた鋼板が提案されている。しかしながら、溶接部およびＨＡＺにおける耐衝撃性の劣化については触れられていない。

特開２００６−２１８５０１号公報 特開２００６−２１８５００号公報 特開２００９−７２１号公報 特開平５−９５６１号公報 特開２０００−８７１７５号公報 特開２０００−１７８６５４号公報 特開２０００−２９０７４９号公報 特開２００３−２３１９４１号公報 特開２００７−２７７７２９号公報

鉄と鉄鋼がわかる本、ＩＳＢＮ ４−５３４−０３８３５−６

本発明は、引張強度が７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板において、成形性−強度バランスの向上に加え、耐衝撃性の向上が求められていることに鑑み、引張強度が７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板を含む降伏強度および／または板厚の異なる鋼板からなる、突き合わせ溶接継手を有する、成形性と耐衝撃特性に優れ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。

本発明者らは、上記課題を解決する手法について、図１に示されるような鋼板１、鋼板２とを突き合わせ溶接して形成した突き合わせ溶接部及びその近傍における硬度、板厚及び結晶粒径が、突き合わせ溶接継手の成形性と耐衝撃特性に与える影響を鋭意研究した。その結果、以下の要件によって、突き合わせ溶接継手の成形性と耐衝撃特性を向上できることが分かった。
（１）鋼板１、鋼板２と、これら鋼板１、２の突き合わせ溶接部からなる範囲における硬度と板厚の積ＨＴの分布において、溶接部およびＨＡＺにかけてのＨＴと鋼板１および鋼板２におけるＨＴとの比を１に近づけ、かつ、当該範囲における最大硬度と上記鋼板１、鋼板２のより硬い側の硬度との硬度差を小さくすること；
（２）さらに、鋼板１、鋼板２と、これら鋼板１、２の突き合わせ溶接部からなる範囲の有効結晶粒径の分布において、溶接部およびＨＡＺにかけての有効結晶粒径の最大値と、上記鋼板１、鋼板２の有効結晶粒径の平均値のうち粗大な方の有効結晶粒径の平均値との比を小さくすること。

また、当該鋼板を得るにあたり、鋼板の製造工程における半製品である熱延鋼板および／または冷延鋼板を突き合わせ溶接した後に、溶接部およびＨＡＺを含む鋼板全体を適正に熱処理することで、成形性および耐衝撃性に優れた高強度鋼板を製造できることが分かった。

本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下のとおりである。

（１）異なる鋼板およびそれらの突き合わせ溶接部からなり、
前記異なる鋼板のうち少なくとも１種の鋼板の最大引張強度が７８０ＭＰａ以上であり、
前記突き合わせ溶接部及び溶接熱影響部を含む領域の硬度と板厚の積ＨＴの分布における最小値ＨＴ_ｍｉｎが、前記異なる鋼板のうち１つの鋼板における平均値ＨＴ_１と前記異なる鋼板のうち他の鋼板における平均値ＨＴ_２のうち小さい値の０．８０倍以上であり、
前記ＨＴの分布における最大値ＨＴ_ｍａｘが前記ＨＴ_１とＨＴ_２のうち大きい値の１．５０倍以下であり、
前記突き合わせ溶接部及び溶接熱影響部を含む領域の硬度の最大値Ｈ_ｍａｘと前記１つの鋼板における硬度Ｈ_１と前記他の鋼板における硬度Ｈ_２のうち大きい値との差ΔＨが１００Ｈｖ以下であり、
前記突き合わせ溶接部及び溶接熱影響部を含む領域の有効結晶粒径の分布において、前記１つの鋼板の有効結晶粒径の平均値と前記他の鋼板の有効結晶粒径の平均値のうち大きい有効結晶粒径ｄと、前記有効結晶粒径の最大値ｄ_ｍａｘとの比（ｄ_ｍａｘ／ｄ）が５．０以下であることを特徴とする高強度鋼板。
（２）突き合わせ溶接部及び溶接熱影響部を含む領域の残留オーステナイトの体積率の分布において残留オーステナイトの多い側の鋼板における残留オーステナイト体積率Ｖと前記１つの鋼板から前記他の鋼板にかけての最大残留オーステナイト体積率Ｖ_ｍａｘの差が５．０％以下であることを特徴とする（１）に記載の高強度鋼板。
（３）質量％で、
Ｃ：０．０２０％以上０．８００％以下、
Ｓｉ：０．００１％以上３．０００％以下、
Ｍｎ：０．０１％以上２５．００％以下、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．００１％〜２．５００％、
Ｎ：０．０１５０％以下、
Ｏ：０．００５０％以下、
を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる１つの鋼板と、
前記鋼板とは化学組成および／または板厚の異なる他の鋼板とを、溶接部における板厚比を３．０以下として突き合わせ溶接し、
前記鋼板のうち少なくとも１つの鋼板のＡ_ｃ１温度を上回る温度まで加熱する熱処理を行い、
加熱開始後、鋼板の温度がＴ^＊［℃］に到達してから冷却を開始するまでの温度履歴が式（１）を満たすことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。

但し、式（１）は、鋼板の温度がＴ^＊［℃］に到達してから冷却を開始するまでの時間を１０ステップに等分に分割し、分割した各ステップにおける式Ｆ_n(T_n, T^*, r, t_n, C^*, Si^*, Mn^*, Cr^*, Mo^*)の計算値を合計するものである。Ｔ_ｎ［℃］はｎステップ目における到達温度を、ｔ_ｎ［秒］はＴ^＊に到達してからｎステップ目までの総経過時間をそれぞれ表わす。Ｃ^＊、Ｓｉ^＊、Ｍｎ^＊、Ｃｒ^＊およびＭｏ^＊は、前記２種の鋼板の化学組成のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏのそれぞれの含有量［質量％］の単純平均を示し、当該元素が含まれないときは、０を代入する。ｒは前記２種の鋼板の板厚比であり、板厚の薄い鋼板の板厚に対する板厚の厚い鋼板の比率であり、鋼板の板厚が等しい場合、ｒ＝１とする。α、β、γはそれぞれ定数項であり、それぞれ２．２５×１０^６、２．２０×１０^０、２．４１×１０^４とする。また、Ｔ^＊は下記の式（２）によって得られる。

ここで、元素の右肩に記載のかっこ内の添え字１および２は前記２種の鋼板をそれぞれ表わし、Ｔ^＊は各鋼におけるＡ_ｃ１［℃］、各鋼板の化学組成におけるＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏのそれぞれの含有量［質量％］、および板厚比ｒから求められる。但し、当該元素が含まれないときは、０を代入する。
（４）前記１つの鋼板の化学組成が、
Ｆｅの一部に替えて、更に質量％で、
Ｃｒ：０．０３〜５．００％
Ｍｏ：０．０３〜５．００％
Ｎｉ：０．０３〜５．００％
Ｃｕ：０．０３〜５．００％
Ｗ：０．０３〜５．００％
Ｂ：０．０００４〜０．０１００％
Ｎｂ：０．００５〜０．２００％
Ｔｉ：０．０１０〜０．５００％
Ｖ：０．０５〜２．００％
Ｓｂ：０．００３〜１．０００％
Ｓｎ：０．００５〜０．５００％
Ｃａ：０．００１０〜０．０１００％
Ｃｅ：０．００１０〜０．０１００％
Ｍｇ：０．００１０〜０．０１００％
Ｚｒ：０．００１０〜０．０１００％
Ｌａ：０．００１０〜０．０１００％
Ｈｆ：０．００１０〜０．０１００％
ＲＥＭ：０．００１０〜０．０１００％
のいずれか１種以上を含むことを特徴とする（３）に記載の高強度鋼板の製造方法。
（５）突き合わせ溶接後に溶接部を研削することを特徴とする（３）または（４）に記載の高強度鋼板の製造方法。
（６）突き合わせ溶接後、前記熱処理前に、前記１つの鋼板及び他の鋼板のうち少なくともいずれかのＡ_ｃ３温度以上の温度を最高加熱温度とする予備熱処理を１回以上施すことを特徴とする（３）〜（５）のうちいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法。
（７）前記１つの鋼板及び他の鋼板のうち１種以上が下記式（３）を満たす化学組成を有することを特徴とする（３）〜（６）のうちいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法。

但し、式（３）中の元素記号は前記１つの鋼板及び他の鋼板における各元素の含有量［質量％］を示し、当該元素が含まれないときは、０を代入する。
（８）前記１つの鋼板及び他の鋼板のうち少なくともいずれかの鋼板が、熱延鋼板に０．０１〜８５％の冷間圧延を施した冷延鋼板であることを特徴とする（３）〜（７）のうちいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法。
（９）前記予備熱処理が、前記１つの鋼板及び他の鋼板のうち少なくともいずれかのＡ_ｃ３以上の温度まで加熱した後に１．０℃／秒以上の速度で冷却する熱処理であることを特徴とする（８）に記載の高強度鋼板の製造方法。

本発明によれば、成形性および耐衝撃性に優れた高強度鋼板を提供することができる。

一般的な突き合わせ溶接部における板厚、硬さ分布の例を示すグラフである。 本発明の高強度鋼板における溶接部における板厚、硬さ分布の例を示すグラフである。 溶接部における硬さの分布の測定方法を示す説明図である。 本発明の高強度鋼板における溶接部周辺の有効結晶粒径の分布を示すグラフである。 ノッチ付き試験片の模式図である。 実験例７５〜７８の構造を示す概略斜視図である。

以下、本発明鋼板とその製造方法について説明する。
本発明鋼板は、降伏強度および／または板厚の異なる鋼板およびそれらの突き合わせ溶接部からなり、当該鋼板の少なくとも１種以上の最大引張強度が７８０ＭＰａ以上であることを特徴とする。

最大引張強度が７８０ＭＰａ以上の鋼板を含む突き合わせ溶接部について、突き合わせ溶接される鋼板１、鋼板２、溶接継手および鋼板１と鋼板２におけるＨＡＺの限定理由について説明する。

［硬度と板厚の積ＨＴ］
成形時の割れにはひずみ集中による割れと靭性不足による割れがあり、溶接部およびＨＡＺにおいて、ひずみ集中による割れの発生しやすさは、当該箇所における硬度と板厚の積ＨＴによって整理できる。ＨＴは当該箇所における耐荷重に相当するので、鋼板に変形を加えると、周辺と比べてＨＴの低い箇所、すなわち耐荷重の低い箇所には変形が集中しやすい。そのため、溶接影響を受けない鋼板部分に比べて溶接部あるいはＨＡＺにおけるＨＴが著しく小さい場合、プレス成形時にＨＴの小さい箇所にひずみが集中し、割れる場合がある。

このようなひずみの集中を避けるため、溶接部およびＨＡＺにおけるＨＴは、突き合わせ溶接された鋼板のうちＨＴの小さい側に対して、過度に小さい値であってはならない。具体的には、図１に示される突き合わせ溶接のような場合、ひずみの集中を避けるため、溶接部及びＨＡＺを含む領域におけるＨＴの分布における最小値ＨＴ_ｍｉｎが、鋼板１における平均値ＨＴ_１と鋼板２における平均値ＨＴ_２のうち小さい値の０．８０倍以上である必要がある。両者の関係は０．８５倍以上であることが好ましく、０．９０倍以上であることが更に好ましく、両者が等しいことが最も好ましい。尚、鋼板１における平均値ＨＴ_１と鋼板２における平均値ＨＴ_２は、溶接部及びＨＡＺを含まない鋼板領域における硬度の平均値である。

一方、ＨＴが周辺と比べて極端に高い箇所では、荷重を加えても容易に変形しないため、変形時にその周辺にひずみが集中し、割れる場合がある。これを避けるため、溶接部およびＨＡＺにおけるＨＴは、突き合わせ溶接された鋼板のうちＨＴの大きい側に対して、過度に大きい値であってはならない。具体的には、図１に示される突き合わせ溶接のような場合、ひずみの集中を避けるため、溶接部及びＨＡＺを含む領域の鋼板１から鋼板２におけるＨＴの分布における最大値ＨＴ_ｍａｘが、鋼板１における平均値ＨＴ_１と鋼板２における平均値ＨＴ_２のうち大きい値の１．５０倍以下である必要がある。両者の関係は１．４０倍以下であることが好ましく、１．３０倍以下であることが更に好ましく、両者が等しいことが最も好ましい。

［最大硬度Ｈ_ｍａｘ］
一方、靭性不足による成形時の割れの発生しやすさは、硬度によって整理できる。溶接部およびＨＡＺにおける硬度が周辺の鋼板と比べて極端に高い場合、当該箇所は鋼板に比べて大きく脆化している危険性が有り、成形時に割れる場合がある。具体的には、図１に示される突き合わせ溶接のような場合、突き合わせ溶接部及びＨＡＺを含む領域の鋼板１から鋼板２にかけての硬度の最大値Ｈ_ｍａｘと鋼板１における硬度Ｈ_１と鋼板２における硬度Ｈ_２のうち大きい値との差ΔＨが１００［Ｈｖ］を超えると、プレス成形時に割れが発生する場合があるため、ΔＨの上限を１００［Ｈｖ］とする。ΔＨは小さいほど好ましく、５０［Ｈｖ］以下とすることが好ましく、３０［Ｈｖ］以下とすることが更に好ましい。

鋼板および溶接部の硬さの測定方法について説明する。硬さは、溶接部および板面に垂直な断面において、ＪＩＳ Ｚ ２２４４に記載のマイクロビッカース試験を行って測定する。測定は、突き合わせ溶接された鋼板のうち薄い側の鋼板における板厚の１／４を通る板面に平行な直線上において硬さを測定する。まず、溶接部の中央で硬さを測定し、そこから各鋼板側へ０．１〜０．２ｍｍごとに硬さを測定する。各鋼板における測定は、それぞれ連続する１０点の硬さ測定値の変動が、１０点の平均値の±１０％以内に収まるまで続け、その平均値を持って各鋼板の平均硬さＨ_１およびＨ_２とする。測定荷重は１０〜１００ｇｆの範囲で、圧痕の大きさが１００μｍ以下となるように調整し、設定する。

［有効結晶粒径の最大値ｄ_ｍａｘ］
成形した部品の耐衝撃性を高めるには、破壊の発生に寄与する硬さを上記の通り制御するとともに、破壊の伝播を抑制するために結晶粒径を細かくする必要がある。特にＨＡＺでは、溶接時にミクロ組織が粗大化し、有効結晶粒径が周辺の鋼材と比べて著しく大きくなる場合があり、耐衝撃性が劣化しやすい。具体的には、図１に示される突き合わせ溶接のような場合、突き合わせ溶接部及びＨＡＺを含む領域における有効結晶粒径の最大値ｄ_ｍａｘと鋼板１における有効結晶粒径の平均値ｄ_１と鋼板２における有効結晶粒径の平均値ｄ_２のうち大きい値ｄとの成す比を５．０以下とすることで、耐衝撃特性は改善する。この比は４．０以下とすることが好ましく、３．０以下とすることが更に好ましく、両者が等しいことが最も好ましい。尚、鋼板１における有効結晶粒径の平均値ｄ_１と鋼板２における有効結晶粒径の平均値ｄ_２は、溶接部及びＨＡＺを含まないそれぞれの鋼板領域における平均有効結晶粒径の平均値である。以下、「有効結晶粒径の平均値」を単に「平均有効結晶粒径」という。

［最大残留オーステナイト体積率Ｖ_ｍａｘ］
ミクロ組織に含まれる残留オーステナイトは、成形性を改善するため、鋼板、ＨＡＺおよび溶接部に含まれていても構わない。しかしながら、残留オーステナイトは成形によって硬質なマルテンサイトとなり、衝撃時に破壊の基点として働くため、特にＨＡＺおよび溶接部において鋼板よりも多量に残留オーステナイトが存在する場合、耐衝撃性が著しく劣化する。

具体的には、図１に示される突き合わせ溶接のような場合、突き合わせ溶接部及びＨＡＺを含む領域の残留オーステナイトの体積率の分布において、最大残留オーステナイト体積率Ｖ_ｍａｘと残留オーステナイトの多い側の鋼板における残留オーステナイト体積率Ｖとの差が５．０％を超えると、耐衝撃性が劣化する場合がある。そのため、両者の差は５．０％以下とすることが好ましく、３．５％以下とすることが更に好ましく、２．０％以下とすることがより一層好ましい。両者の差は小さいほど好ましく、両者が等しいことが最も好ましい。

有効結晶粒径および残留オーステナイト分率の測定手法について説明する。両者は硬さ測定を行った面と同一の平面において、硬さ測定点の中間点を中心に結晶方位解析を行い、測定する。結晶方位の測定は、電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用い、電子線後方散乱回折図形を得るＥＢＳＤ法（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）によって行う。１点当たりの測定面積は１．０×１０^−８ｍ^２以上とし、測定点の大きさは０．１〜０．３μｍとする。

有効結晶粒径は、ＥＢＳＤ法によって得られた結晶方位の情報を解析し、１０°以上の方位差を有する境界をマッピングし、切断法によって境界の平均間隔を測定し、測定値を有効結晶粒径とみなす。一方、ＥＢＳＤ法によって得られた結晶方位の情報を解析し、結晶構造がＦＣＣである点の占める面積率を求め、当該領域における残留オーステナイトの体積率と見なす。

また、ＨＡＺを除く各鋼板における平均有効結晶粒径および残留オーステナイト分率は、硬さの測定において各鋼板の平均硬さを求める際に用いた１０点の測定点からなる９点の中間点の任意の２点以上において結晶方位の測定を行い、得られた値の平均値をもって各鋼板における平均有効結晶粒径および残留オーステナイトの体積率とみなす。なお、ＥＢＳＤ法により得られたデータの解析には、ＴＳＬ社製の「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｙｓ ７．０」を用いて行う。

（化学組成）
本発明の高強度鋼板を構成する母材としての鋼板（以下、「母材鋼板」ともいう。）の少なくとも１種以上は、本発明の鋼板の強度を７８０ＭＰａ以上とするため、下記の化学組成を有する鋼板を用いることが好ましい。なお、化学組成に関して％は質量％を表わす。

（Ｃ：０．０２０〜０．８００％）
Ｃは、強度の向上に寄与する元素である。Ｃ含有量が０．０２０％未満であると、添加効果が十分に得られないので、含有量は０．０２０％以上とすることが好ましい。Ｃは０．０５０％以上含有することが好ましく、０．１００％以上含有することがより好ましい。 一方、Ｃ含有量が０．８００％を超えると、鋳造スラブが脆化して割れやすくなるため、含有量は０．８００％以下とすることが好ましい。また、突き合わせ溶接における溶接性が劣化するため、Ｃの含有量は０．６００％以下とすることが好ましい。部材の溶接性を確保するため、Ｃの含有量は０．３００％以下とすることがより一層好ましい。

（Ｓｉ：０．００１〜３．００％）
Ｓｉは、鉄系炭化物を微細化し、強度と成形性の向上に寄与する元素であるが、鋼を脆化する元素でもある。Ｓｉ含有量が３．００％を超えると、鋳造スラブが脆化して割れ易くなり、また、溶接性が低下するので、Ｓｉ含有量は３．００％以下とすることが好ましい。耐衝撃性を確保する点で、２．５０％以下が好ましく、２．００％以下がより好ましい。一方、Ｓｉの含有量を０．００１％未満に低減するには特別な処理が必要となるため、Ｓｉ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。鋼を強化するには、Ｓｉの含有量は０．０１０％以上が好ましく、０．０３０％以上とすることがより好ましい。

（Ｍｎ：０．０１〜２５．００％）
Ｍｎは、焼入れ性を高めて、強度の向上に寄与する元素であるが、鋼を脆化する元素でもある。Ｍｎの含有量が２５．００％を超えると、鋳造スラブが脆化して割れ易くなり、また、溶接性が劣化するため、Ｍｎは２５．００％以下とすることが好ましい。鋳造スラブの脆化を防ぐには、Ｍｎ含有量は１２．００％以下とすることが好ましく、７．００％以下とすることが更に好ましい。一方、Ｍｎの含有量を０．０１％未満とするには特殊な処理が必要となるため、Ｍｎの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。鋼を強化するには、Ｍｎは０．１０％以上含有することが好ましく、０．５０％以上添加することが更に好ましい。

（Ａｌ：０．００１〜２．５００％）
Ａｌは、脱酸材として機能するが、一方で、鋼を脆化する元素でもある。Ａｌ含有量が０．００１％未満であると、脱酸効果が十分に得られないので、Ａｌ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。一方、Ａｌの含有量が２．５００％を超えると、粗大な酸化物が生成し、鋳造スラブが割れ易くなるため、Ａｌ含有量は２．５００％以下とすることが好ましい。良好なスポット溶接性を確保する点で、Ａｌの含有量は２．０００％以下が好ましい。

本発明の鋼板を製造するにあたり、母材鋼板の成分組成は、上記元素の他、特性向上のため、以下の元素を含んでもよい。

（Ｃｒ：０．０３〜５．００％以下）
Ｃｒは、焼入れ性を高め、鋼板強度の向上に寄与する元素であり、Ｃ及び／又はＭｎの一部に替わり得る元素である。Ｃｒ含有量が５．００％を超えると、熱間加工性が低下して生産性が低下するので、Ｃｒ含有量は５．００％以下が好ましい。下限は０％を含むが、Ｃｒの強度向上効果を十分に得るには、０．０３％以上含有することが好ましい。

（Ｍｏ：０．０３〜５．００％以下）
Ｍｏは、高温での相変態を抑制し、鋼板強度の向上に寄与する元素であり、Ｃ及び／又はＭｎの一部に替わり得る元素である。Ｍｏ含有量が５．００％を超えると、熱間加工性が低下して生産性が低下するので、Ｍｏ含有量は５．００％以下が好ましい。下限は０％を含むが、Ｍｏの強度向上効果を十分に得るたには、０．０３％以上含有することが好ましい。

（Ｎｉ：０．０３〜５．００％）
Ｎｉは、高温での相変態を抑制し、鋼板強度の向上に寄与する元素であり、Ｃ及び／又はＭｎの一部に替わり得る元素である。Ｎｉが５．００％を超えると、溶接性が低下するので、Ｎｉ含有量は５．００％以下が好ましい。下限は０％を含むが、Ｎｉの強度向上効果を十分に得るには、０．０３％以上含有することが好ましい。

（Ｃｕ：０．０３〜５．００％以下）
Ｃｕは、微細な粒子で鋼中に存在し、鋼板強度の向上に寄与する元素であり、Ｃ及び／又はＭｎの一部に替わり得る元素である。Ｃｕが５．００％を超えると、溶接性が低下するので、Ｃｕ含有量は５．００％以下が好ましい。下限は０％を含むが、Ｃｕの強度向上効果を十分に得るには、０．０３％以上含有することが好ましい。

（Ｗ：０．０３〜５．００％以下）
Ｗは、高温での相変態を抑制し、鋼板強度の向上に寄与する元素であり、Ｃ及び／又はＭｎの一部に替わり得る元素である。Ｗが５．００％を超えると、熱間加工性が低下して生産性が低下するので、Ｗ含有量は５．００％以下が好ましい。下限は０％を含むが、Ｗの強度向上効果を十分に得るには、０．０３％以上含有することが好ましい。

（Ｂ：０．０００４〜０．０１００％以下）
Ｂは、高温での相変態を抑制し、鋼板強度の向上に寄与する元素であり、Ｃ及び／又はＭｎの一部に替わり得る元素である。Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、熱間加工性が低下して生産性が低下するので、Ｂ含有量は０．０１００％以下が好ましい。下限は０％を含むが、Ｂの強度向上効果を十分に得るには、０．０００４％以上含有することが好ましい。

（Ｎｂ：０．００５〜０．２００％以下）
Ｎｂは、析出物による強化と結晶粒の成長抑制による靭性の向上に寄与する元素であり、０．２００％を上限として含有しても構わない。Ｎｂの含有量が０．２００％を超えると、炭窒化物が多量に析出して、成形性が低下するため、好ましくない。下限は０％を含むが、ＨＡＺにおける有効結晶粒の微細化効果を得るには、０．００５％以上含有することが好ましい。

（Ｔｉ：０．０１０〜０．５００％以下）
Ｔｉは、析出物による強化と結晶粒の成長抑制による靭性の向上に寄与する元素であり、０．５００％を上限として含有しても構わない。Ｔｉの含有量が０．５００％を超えると、炭窒化物が多量に析出して、成形性が低下するため、好ましくない。下限は０％を含むが、ＨＡＺにおける有効結晶粒の微細化効果を得るには、０．０１０％以上含有することが好ましい。

（Ｖ：０．０５〜２．００％以下）
Ｖは、析出物による強化と結晶粒の成長抑制による靭性の向上に寄与する元素であり、２．００％を上限として含有しても構わない。Ｖの含有量が２．００％を超えると、炭窒化物が多量に析出して、成形性が低下するため、好ましくない。下限は０％を含むが、ＨＡＺにおける有効結晶粒の微細化効果を得るには、０．０５％以上含有することが好ましい。

（Ｓｂ：０．００３〜１．０００％以下）
Ｓｂは、結晶粒の粗大化を抑制し、鋼板強度の向上に寄与する元素である。Ｓｂ含有量が１．０００％を超えると、鋼板が脆化し、圧延時に破断することがあるので、Ｓｂ含有量は１．０００％以下が好ましい。下限は０％を含むが、Ｓｂの添加効果を十分に得るには、０．００３％以上含有することが好ましい。

（Ｓｎ：０．００５〜０．５００％以下）
Ｓｎは、結晶粒の粗大化を抑制し、鋼板強度の向上に寄与する元素である。Ｓｎ含有量が０．５００％を超えると、鋼板が脆化し、圧延時に破断することがあるので、Ｓｎ含有量は０．５００％以下が好ましい。下限は０．０００％を含むが、Ｓｎの添加効果を十分に得るには、Ｓｎ含有量は０．００５％以上が好ましい。

本発明鋼板の成分組成は、必要に応じて、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、Ｈｆ、ＲＥＭの１種又は２種以上を合計で０．０１００％以下となるように含んでもよい。Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＨｆおよびＲＥＭは、介在物のサイズを微細化し、成形性の向上に寄与する元素である。しかしながら、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、Ｈｆおよび／またはＲＥＭの１種又は２種以上を、合計で０．０１００％を超えて含有すると、却って介在物の生成が助長され、成形性が劣化する恐れがあるので、上記元素の含有量は、合計で０．０１００％以下とすることが好ましく、０．００７０％以下とすることがより好ましい。Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、Ｈｆ、ＲＥＭの１種又は２種以上の合計の下限は０％を含むが、成形性向上効果を十分に得るには、合計で０．００１０％以上が好ましい。

なお、ＲＥＭ（Rare Earth Metal）は、ランタノイド系列に属する元素を意味する。ＬａやＣｅは、多くの場合、ミッシュメタルの形態で添加するが、Ｌａ、Ｃｅの他に、ランタノイド系列の元素を不可避的に含有していてもよい。

（不可避的不純物）
本発明鋼板の成分組成において、上記元素を除く残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。不可避的不純物は、鋼原料から及び／又は製鋼過程で不可避的に混入する元素である。本発明において、不可避的不純物のうち、Ｐ、Ｓ、Ｎ及びＯの含有量は、下記のように規定される。

（Ｐ：０．１００％以下）
Ｐは、鋼を脆化する元素である。Ｐが０．１００％を超えると、鋳造スラブが脆化して割れ易くなるので、Ｐは０．１００％以下とする。下限は０％を含むが、Ｐを０．０００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、実用鋼板上、０．０００１％が実質的な下限である。

（Ｓ：０．０１００％以下）
Ｓは、ＭｎＳを形成し、延性、穴拡げ性、伸びフランジ性、及び、曲げ性などの成形性を損なう元素である。Ｓ含有量が０．０１００％を超えると、溶接部およびＨＡＺの成形性が著しく低下するため、Ｓ含有量は０．０１００％以下とする。
下限は０％を含むが、０．０００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、実用鋼板上、０．０００１％が実質的な下限である。

（Ｎ：０．０１５０％以下）
Ｎは、窒化物を形成し、延性、穴拡げ性、伸びフランジ性、及び、曲げ性などの成形性を阻害する元素であり、また、溶接時、ブローホール発生の原因になり、溶接性を阻害する元素である。Ｎ含有量が０．０１５０％を超えると、成形性と溶接性が低下するので、Ｎ含有量は０．０１５０％以下とする。Ｎ含有量は０．０１００％以下とすることが好ましく、０．００７５％以下とすることがより好ましい。Ｎ含有量の下限は０％を含むが、０．０００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、実用鋼板上、０．０００１％が実質的な下限である。

（Ｏ：０．００５０％以下）
Ｏは、酸化物を形成し、延性、穴拡げ性、伸びフランジ性、及び、曲げ性などの成形性を阻害する元素である。Ｏ含有量が０．００５０％を超えると、成形性が著しく低下するので、Ｏ含有量は０．００５０％以下とする。下限は０％を含むが、Ｏを０．０００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、実用鋼板上、０．０００１％が実質的な下限である。

また、不可避的不純物として、Ｈ、Ｎａ、Ｃｌ、Ｓｃ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｙ、Ｚｒ、Ｔｃ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔｅ、Ｃｓ、Ｔａ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂを、合計で０．０１００％以下含んでもよい。

（製造方法）
母材鋼板の製造方法については特に規定しないが、生産コストの観点からは、鋳造スラブを熱間圧延し、必要に応じて冷間圧延して製造することが好ましい。熱間圧延に供するスラブは、連続鋳造スラブや薄スラブキャスターなどで製造したものを用いることができる。鋳造後のスラブは、一旦常温まで冷却しても構わないが、高温のまま直接熱間圧延に供することが、加熱に必要なエネルギーを削減できるため、より好ましい。

熱間圧延工程において、スラブの加熱温度は１１５０℃以上とすることが好ましい。これは、鋳造時に生成する粗大な炭化物を溶解するためである。一方、加熱温度を１３００℃超としても特性の改善効果は無いため、生産コストの観点から、加熱温度は１３００℃以下とすることが好ましい。

熱間圧延の開始温度が低下すると、スラブの強度が上がり、所定の板厚精度が得られない可能性があるため、熱間圧延の開始温度は１０３０℃以上とすることが好ましい。一方、熱間圧延の完了温度が１０００℃を上回ると、組織が過度に粗大化し、最終製品の組織も粗大化する可能性が有り、熱間圧延の完了温度は１０００℃以下とすることが好ましい。一方、熱間圧延の完了温度が８３０℃未満となると、圧延時の荷重が過度に高まり、所定の板厚精度が得られない可能性があるため、熱間圧延の完了温度は８３０℃以上とすることが好ましい。

熱間圧延完了後、組織の粗大化を防ぐため、圧延完了から５．０秒以内に冷却処理を開始することが好ましい。また、組織の粗大化を防ぐため、冷却処理における平均冷却速度は１０℃／秒以上とすることが好ましく、かつ、冷却停止温度は６８０℃以下とすることが好ましい。

得られた熱延鋼板には酸洗処理を施すことが好ましい。

例えば上記のように製造した熱延鋼板をもって、本発明の高強度鋼板を製造するための母材鋼板とすることができる。母材鋼板として、化学組成および／または板厚の異なる鋼板を用い、そのうち１種以上は、当該鋼板の強度を７８０ＭＰａ以上とするため、上記の化学組成を有する鋼板を用いる。

母材鋼板には、鋼板を平坦として突き合わせ溶接を容易とするため、形状矯正処理を施しても構わない。平坦度を高めるため、鋼板に与える塑性変形量は０．０１％以上とすることが好ましく、０．０５％以上とすることが更に好ましい。

また、形状矯正のほか、製品に要求される板厚を容易に得るために、母材鋼板に冷間圧延を施しても構わない。しかしながら、冷延率が８５％を超えると圧延中に鋼板が破断する可能性があるため、冷延率は８５％以下とすることが好ましく、７５％以下とすることが更に好ましい。

上記冷間圧延は、複数の母材鋼板において、それぞれ個別の条件で施して構わない。例えば、冷間圧延を施す鋼板と施さない鋼板が母材鋼板として混在しても構わない。

更に、後述する溶接処理に先立って、母材鋼板に予備熱処理を施しても構わない。予備熱処理における最高加熱温度をＡ_ｃ１温度以上とすることで、母材鋼板中の粗大炭化物を低減させることができ、後述する熱処理後の組織が均質化し、特性が改善する。

また、予備熱処理における最高加熱温度をＡ_ｃ３温度以上とし、加熱後の冷却工程における最高加熱温度から４００℃までの平均冷却速度１．０℃／秒以上とすることで、母材鋼板中のミクロ組織を均質微細な組織とすることができ、後述する熱処理後の組織が均質化・微細化し、特性が改善する。前記予備熱処理は、複数の母材鋼板において、それぞれ個別の条件で施して構わない。例えば、予備熱処理を施す鋼板と施さない鋼板が母材鋼板として混在しても構わない。

化学組成および／または板厚の異なる鋼板に、突き合わせ溶接処理を施し、１枚の板とする。溶接に先立って、安定した溶接ができるよう、突き合わせ部は切断し、必要に応じてテーパー加工を施すことが好ましい。

鋼板は鋼帯コイルの長手方向に渡って突き合わせ溶接処理を施し、溶接処理済み鋼帯コイルを製造し、後述する熱処理を施しても構わない。あるいは、適当なサイズに切断した鋼板を溶接し、後述する熱処理を施しても構わない。

突き合わせ溶接は、溶接異常の少ない溶接部が得られるのであれば、手法は問わない。例えば、レーザー溶接のほか、マッシュシーム溶接で行っても構わない。突き合わせ溶接部及びＨＡＺを挟む２枚の鋼板の板組において、両者の板厚が過度に異なると、後述する熱処理において、鋼板および溶接部の温度変動が生じ、安定した特性が得られない場合がある。そのため、前記２枚の鋼板の板組は、母材鋼板の板厚比が３．０以下となるように選定することが好ましい。鋼板全体で温度を安定化し、優れた衝撃特性を得るには、母材鋼板の板厚比は２．６以下であることが好ましい。

突き合わせ溶接後、熱処理後の製品の外観品位を向上するため、溶接部および周辺部において、表面を研削しても構わない。表面を研削することで、溶接ビードが目立たなくなり、外観が向上する。研削の手段は問わないが、例えばブラシロールによって、溶接ビードの長さ方向に連続して研削することが好ましい。あるいはグラインダー等を用いて研削を行っても構わない。

突き合わせ溶接後、熱処理を施す前に予備熱処理を施しても構わない。特に予備熱処理の最高加熱温度を、母材鋼板の１種以上におけるＡ_ｃ３温度以上とすることで、当該母材鋼板、その母材鋼板からなるＨＡＺおよび溶接部のミクロ組織を均質微細とすることができ、鋼板の特性が向上する。

突き合せ溶接後、溶接部および周辺部の放射率を安定化し、熱処理における温度制御精度を向上させるため、熱処理を施す前に酸洗処理を施しても構わない。

突き合せ溶接後、溶接部および周辺部の放射率を安定化し、熱処理における温度制御精度を向上させるため、熱処理を施す前にショットピーニング処理を施しても構わない。

続いて、熱処理を施し、鋼板、ＨＡＺおよび溶接部のミクロ組織を作り込み、本発明の鋼板を製造する。熱処理は、後述する条件が達成できる任意の熱処理装置において施せばよい。例えば、十分に加熱した還元雰囲気の炉に鋼板を挿入して熱処理を施せばよい。あるいは誘導加熱法、通電加熱法により熱処理を施しても構わない。

特に、突き合わせ溶接を施した溶接処理済み鋼帯コイルを製造した場合、当該コイルを連続熱処理炉によって処理することで、本発明の鋼板を低コストで製造することができる。

熱処理を施すにあたり、７８０ＭＰａ以上の最大引張強度を得るため、前述の化学組成を有する母材鋼板の最高加熱温度を溶接後の鋼板を構成する全ての母材鋼板のうち１つのＡ_ｃ１温度を上回る温度とする。これは、炭化物を溶解し、炭素により鋼板を高強度化するためである。炭化物を十分に溶解するため、当該母材鋼板に対する最高加熱温度は（Ａ_ｃ１＋３０）℃以上とすることが好ましく、（Ａ_ｃ１＋４５）℃以上とすることが更に好ましい。最高加熱温度の上限は特に設定しないが、加熱温度が１０００℃を超えると特性の改善効果は見られないため、製造コストの観点から最高加熱温度は１０００℃以下とすることが好ましい。

また、前記熱処理のうち、加熱を開始してから冷却を開始するまでの加熱工程において、母材鋼板における温度履歴は下記の式（１）を満たす必要がある。式（１）は母材鋼板周辺のＨＡＺおよび溶接部における炭化物の溶け具合を表わす指標であり、式（１）が満たされない場合、ＨＡＺおよび溶接部において低強度の部位が生じ、成形時のひずみが集中しやすくなる。

式（１）は、炭化物の溶け始める目安となる温度Ｔ^＊［℃］に到達してから冷却を開始するまでの時間を１０ステップに等分に分割し、分割した各ステップにおける炭化物の溶け具合をＴ_ｎ、Ｔ^＊、鋼１と鋼２の化学組成のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏのそれぞれの含有量の単純平均及び鋼１の板厚tk₁に対する鋼２の板厚tk₂の比率（tk₂/tk₁；但し、tk₂≧tk₁）をパラメータとして含む関数Ｆ_n(T_n, T^*, r, t_n, C^*, Si^*, Mn^*, Cr^*, Mo^*)にて計算し、合計するものである。Ｔ_ｎ［℃］はｎステップ目における到達温度を、ｔ_ｎ［秒］はＴ^＊に到達してからｎステップ目までの総経過時間をそれぞれ表わす。Ｃ^＊、Ｓｉ^＊、Ｍｎ^＊、Ｃｒ^＊およびＭｏ^＊［質量％］は、溶接される鋼１と鋼２の化学組成のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏのそれぞれの含有量の単純平均を示し、当該元素が含まれないときは、０を代入する。ｒは溶接される鋼１と鋼２の板厚比であり、鋼２の板厚を鋼１の板厚で除した値とする。α、β、γはそれぞれ定数項であり、それぞれ２．２５×１０^６、２．２０×１０^０、２．４１×１０^４とする。なお、加熱温度がＴ^＊よりも低い場合、左辺の値を０とし、式（１）は満たされないものとする。

また、Ｔ^＊は下記の式（２）によって得られる。

ここで、かっこ内の添え字は溶接される鋼１、鋼２をそれぞれ表わす。すなわち、式（２）は各鋼におけるＡ_ｃ１［℃］、化学組成におけるＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏのそれぞれの含有量［質量％］、および式（１）に示した板厚比ｒからなる式である。なお、鋼２がＡ_ｃ１を持たない場合、Ｔ^＊は鋼１のＡ_ｃ１と等しいとする。但し、当該元素が含まれないときは、０を代入する。

前記加熱工程における温度履歴が式（１）を満たす場合、ＨＡＺおよび溶接部における炭化物の溶解は十分に進行するため、母材鋼板と近しい強度を有する溶接部が得られる。この観点から、式（１）の左辺は１．１０以上であることが好ましく、１．２０以上であることが更に好ましい。

鋼板のＡ_ｃ１点およびＡ_ｃ３点は、それぞれ加熱工程におけるオーステナイトへの逆変態の開始点と完了点であり、具体的には、熱処理に先だって熱間圧延後の鋼板から小片を切り出し、１０℃／秒で１２００℃まで加熱し、その間の体積膨張を測定することで得られる。

本発明の高強度鋼板において、母材鋼板からなる部位の強度を高めるには、最高加熱温度から６００℃までの平均冷却速度を１℃／秒以上とすることが好ましい。これは、冷却中の軟質組織および粗大炭化物の生成を抑制するためであり、この観点から、平均冷却速度は５℃／秒以上とすることが好ましい。

残留オーステナイトによる成形性の改善を図るには、オーステナイトへの炭素の濃縮を進めるため、４５０〜３００℃の温度域における滞留時間を１０秒以上とすることが好ましい。オーステナイトの体積率を高め、成形性をより向上させるには、当該温度域における滞留時間は３０秒以上とすることが更に好ましい。

なお、滞留時間とは当該温度域に滞在する時間の合計を指し、当該温度域であれば適宜冷却および／または加熱を行っても構わない。また、冷却終点温度が１００℃以上あるいは加熱終点温度が６００℃以下であれば、滞留の途中で当該温度域４５０〜３００℃から一度逸脱してから再び当該温度域に戻って滞留しても構わない。

特に、鋼板が残留オーステナイトを含むミクロ組織とし、成形性を改善する場合、鋼板の化学組成は下記（式（３））を満たすことが好ましい。式（３）は鋼板におけるオーステナイトの残存しやすさを表す指標であり、式（３）の値が大きいほど、熱処理後にオーステナイトが残りやすく、残留オーステナイトが得やすい。

但し、元素記号は各元素の母材鋼板における含有量［質量％］を示し、当該元素が含まれないときは、０を代入する。

熱処理後の鋼板を、特性を更に改善するため、焼戻処理を施しても構わない。焼戻処理温度が６００℃を超えると、高強度鋼板からなる部位の最大引張強度が７８０ＭＰａを下回る場合があり、焼戻処理温度は６００℃以下とすることが好ましい。また、焼戻処理温度が１５０℃を下回ると、十分な効果が得られないため、焼戻処理温度は１５０℃以上とすることが好ましい。焼戻処理時間は特に指定せず、処理温度および目的の特性に応じて、適宜設定して構わない。

熱処理後の鋼板に、形状の矯正を目的として、最大圧下率２．００％のスキンパス圧延を施しても構わない。

本発明の鋼板は、耐食性や成形性を改善するため、突き合わせ溶接部およびＨＡＺを含めた鋼板の全面において、リン酸化物および／またはリンを含む複合酸化物からなる皮膜を有しても構わない。

次に、本発明の実施例について説明する。
表１−１〜１−５に示すＡ〜ＢＭの化学組成を有するスラブを鋳造し、表２−１〜２−４に示すスラブ加熱温度に加熱し、表２−１〜２−４に示す圧延開始温度から圧延完了温度までの温度域において熱間圧延を行う。その後、表２−１〜２−４に示す冷却開始時間まで放冷し、表２−１〜２−４に示す平均冷却速度で冷却停止温度まで冷却し、コイルとして巻き取る。

その後、熱延鋼板を酸洗し、表２−１〜２−４に示す「冷延率（％）」を合計の圧下率とする冷間圧延を行い、溶接に供する鋼板を得る。表２−１〜２−４における鋼板１は、溶接される鋼板のうち、板厚が最も薄い鋼板とする。なお、冷延率が０％の条件の鋼板は、冷間圧延を行わず熱延鋼板を溶接に供する。また、溶接に供する熱延鋼板の一部では、形状矯正のため、張力を付与して塑性変形させる。

次いで、表２−１〜２−４に示す組み合わせで鋼板を溶接する。溶接に先だって、突き合わせ部は切断し、直線性に優れた端部を得る。特に、実験例４〜８、３８〜４１、５２〜５８、７４〜７７は、切断後の端部にテーパー加工を施す例である。実験例７５〜７８は３種類の鋼板を溶接する例である。いずれも、鋼板１の長手方向の両端を切断し、一端に鋼板２Ａを先に突き合わせ溶接し、その後、鋼板１の他端に鋼板２Ｂを突き合わせ溶接する。実験例７５〜７８の鋼板の概略的な構造を図６に示す。

実験例２、２１および６２は、後述する熱処理の後に溶接を行う比較例である。実験例６８，６９，７３，７４はマッシュシーム溶接法によって溶接する。その他の実験例はレーザー溶接法によって溶接する。

溶接後、熱処理の前に、実験例３〜１０、２２〜２６、６８〜７２においては溶接部の表面を研削する。

また、実験例６３〜６６は、熱処理の前に溶接後の鋼板に再度酸洗処理を施す例である。

実験例２０は、突き合わせ溶接後、熱処理の前に８５０℃まで加熱し、室温まで平均冷却速度０．４℃／秒で冷却する予備熱処理を施す例である。なお、母材Ｏおよび母材ＷのＡ_ｃ３は、それぞれ７９３℃、９０８℃である。

また、実験例１４は、突き合わせ溶接後、熱処理の前に９００℃まで加熱し、室温まで平均冷却速度５．０℃／秒で急冷する予備熱処理を施す例である。なお、母材Ｉおよび母材ＷのＡ_ｃ３は、それぞれ８６５℃、９０８℃である。

次いで、溶接後の鋼板に表３−１、３−２に示す条件の熱処理を施す。鋼板を、表３−１、３−２に示す加熱温度まで加熱し、表３−１、３−２に示す平均冷却速度で６００℃まで冷却し、４５０〜３００℃において表３−１、３−２に示す滞留時間だけ滞留させ、１００℃未満の温度域まで冷却する。その後、一部の鋼板においては、焼戻処理および／またはスキンパス圧延処理を施す。

熱処理の後、比較例である実験例２、２１および６２では溶接を行なった。特に実験例２１は、溶接後にレーザーによって溶接部を５５０℃まで加熱する後処理を施す例である。その後、得られる鋼板において、硬さおよびミクロ組織の分布の評価と引張特性の評価を行った。表４−１〜表４−４、表５−１及び表５−２に評価結果を示す。尚、表４−１〜表４−４の項目「比（１）」は、溶接された鋼板の硬さＨＴ_１及びＨＴ_２に対するＨＴの最大値ＨＴ_maxの割合、すなわち、ＨＴ_max／ＨＴ_１及びＨＴ_max／ＨＴ₂のうち、大きい方の値である。また、項目「比（２）」は、溶接された鋼板の硬さＨＴ_１及びＨＴ_２に対するＨＴの最小値ＨＴ_minの割合、すなわち、ＨＴ_min／ＨＴ_１及びＨＴ_min／ＨＴ₂のうち、小さい方の値である。また、「比（３）」は、溶接された鋼板の有効結晶粒径の平均値のうち大きい方の有効結晶粒径ｄと、有効結晶粒径の最大値ｄ_ｍａｘとの比（ｄ_ｍａ／ｄ）の値である。

図１は一般的な突き合わせ溶接部における板厚、硬さ分布の例であり、実験例２の鋼板における溶接部およびその周辺から得た。また、図２は本発明の高強度鋼板における溶接部における板厚、硬さ分布の例であり、実験例１の鋼板における溶接部およびその周辺から得た。また、図４は本発明の高強度鋼板および一般的な突き合せ溶接部における溶接部周辺の有効結晶粒径の分布であり、図３に示す測定方法にて実験例１および２から得た。

鋼板の特性は引張試験によって評価した。母材部の降伏強度（ＹＳ)、引張強度（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ)は、溶接線に垂直な方向を引張軸とする、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載のＪＩＳ５号試験片を用いて評価した。その他の条件は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に記載の引張試験方法に準じた。

溶接部の特性は２種類の引張試験片によって評価した。１つ目はＪＩＳ５号試験片であり、溶接線に垂直な方向を引張軸として、溶接線を試験片中央に配して試験片を作成し、評価した。この試験結果を表５−１及び表５−２の項目「溶接線直行」の欄に示す。この引張試験における最大荷重は静的な変形に伴う溶接部周辺へのひずみ集中の起こりやすさの指標となる。同最大荷重が母材部の引張試験における最大荷重の０．８０倍以上である場合、静的な変形に伴う溶接部周辺へのひずみ集中が起こりづらいと判断でき、同鋼板には母材部相当の成形性が期待できる。表５−１及び表５−２の項目「比（４）」は、この引張試験における母材部の前記最大荷重に対する「溶接線直行」の欄の荷重の割合を示す。

２つめは図５に示すノッチ付き試験片であり、溶接線に垂直な方向を引張軸として、溶接線を試験片中央に配し、溶接線中心とノッチ底とを揃えた試験片を作成し、評価した。ノッチ底半径は１．５ｍｍとし、ノッチ底の間隔は２５ｍｍとした。この試験結果を表５−１及び表５−２の項目「切欠試験」の欄に示す。この引張試験における最大荷重は衝撃時の動的な変形に伴う溶接部周辺の破壊耐力を表す指標となる。同最大荷重が母材部の引張試験における最大荷重の０．８０倍以上である場合、溶接部は衝撃時に脆性破壊しづらいと判断でき、同鋼板には母材部相当の耐衝撃特性が期待できる。表５−１及び表５−２の項目「比（５）」は、この引張試験における母材部の前記最大荷重に対する「切欠試験」の欄の荷重の割合を示す。

実験例２および６２は、熱処理後の鋼板を溶接する、一般的なテーラードブランク溶接によって得られる鋼板の例であり、成形性および耐衝撃性が劣位である。

実験例２１は、テーラードブランク溶接後に溶接部に後熱処理を加える例であり、成形性は改善するが、耐衝撃性が劣位である。

実験例１１および４２は、溶接する板の板厚比が大きく、熱処理が安定して施せない例であり、溶接部およびその周辺で温度ムラに起因する局所的な硬度ムラが発生し、成形性および耐衝撃性が劣化する例である。

実験例２７および６７は、熱処理における加熱温度が低い例であり、母材の強度および成形性が十分に得られない例である。

実験例３７、４８および７３は、熱処理における加熱条件が本発明の範囲を逸脱する例であり、溶接部および周辺で炭化物が溶け残り、成形性および耐衝撃性が劣化する例である。

他の実験例は本発明に準じており、成形性および耐衝撃性に優れた高強度鋼板が得られる例である。

特に、実験例７５〜７８は、３枚の母材からなり、２つの溶接部を有する例であり、いずれの溶接部においても優れた成形性および耐衝撃性を示す例である。

また、実験例１、３〜５、１２、１４、１６、１８〜２０、２２〜２６、３０〜３２、３４、３６、３８〜４１、４３〜４７、５０、５３、５４、５６〜５８、６０、６１、６３〜６６、６８、７０〜７２、７５〜７８は、化学組成が式（２）を満たす母材からなり、熱処理中に４５０〜３００℃の温度範囲に十分に滞留する例であり、母材および溶接部は２．０％以上の残留オーステナイトを含み、かつ両者の分率の差が小さいため、優れた母材特性と溶接部特性を両立した鋼板が得られる例である。

以上、本発明の各実施形態について詳細に説明したが、上記実施形態は、何れも本発明を実施するにあたっての具体化の例を示したものに過ぎない。本発明は、これらの実施形態によって技術的範囲が限定的に解釈されてはならないものである。すなわち、本発明は、その技術思想またはその主要な特徴から逸脱することなく、さまざまな形で実施することができる。

本発明の高強度鋼板は成形性および耐衝撃性に優れており、自動車の車体への適用に好適である。

Claims (2)

1. 異なる鋼板およびそれらの突き合わせ溶接部からなり、
   前記異なる鋼板のうち少なくとも１種の鋼板の最大引張強度が７８０ＭＰａ以上であり、
   前記突き合わせ溶接部及び溶接熱影響部を含む領域の硬度と板厚の積ＨＴの分布における最小値ＨＴ_ｍｉｎが、前記異なる鋼板のうち１つの鋼板における平均値ＨＴ_１と前記異なる鋼板のうち他の鋼板における平均値ＨＴ_２のうち小さい値の０．８０倍以上であり、
   前記ＨＴの分布における最大値ＨＴ_ｍａｘが前記ＨＴ_１とＨＴ_２のうち大きい値の１．５０倍以下であり、
   前記突き合わせ溶接部及び溶接熱影響部を含む領域の硬度の最大値Ｈ_ｍａｘと前記１つの鋼板における硬度Ｈ_１と前記他の鋼板における硬度Ｈ_２のうち大きい値との差ΔＨが１００Ｈｖ以下であり、
   前記突き合わせ溶接部及び溶接熱影響部を含む領域の有効結晶粒径の分布において、前記１つの鋼板の有効結晶粒径の平均値と前記他の鋼板の有効結晶粒径の平均値のうち大きい方の有効結晶粒径ｄと、前記有効結晶粒径の最大値ｄ_ｍａｘとの比（ｄ_ｍａｘ／ｄ）が５．０以下であることを特徴とする高強度鋼板。
2. 突き合わせ溶接部及び溶接熱影響部を含む領域の残留オーステナイトの体積率の分布において残留オーステナイトの多い側の鋼板における残留オーステナイト体積率Ｖと前記１つの鋼板から前記他の鋼板にかけての最大残留オーステナイト体積率Ｖ_ｍａｘの差が５．０％以下であることを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼板。

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