特許 7659207 鋼板及び溶接継手

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】特許公報(B2)

(11)【特許番号】

(24)【登録日】2025-04-01

(45)【発行日】2025-04-09

(54)【発明の名称】鋼板及び溶接継手

(51)【国際特許分類】

   C22C 38/00 20060101AFI20250402BHJP

   C22C 38/60 20060101ALI20250402BHJP

   C21D 9/00 20060101ALN20250402BHJP

   C21D 9/46 20060101ALN20250402BHJP

【ＦＩ】

C22C38/00 301S

C22C38/00 301T

C22C38/60

C21D9/00 101A

C21D9/00 101W

C21D9/46 G

C21D9/46 J

【請求項の数】 5

(21)【出願番号】P 2023508799

(86)(22)【出願日】2022-02-18

(86)【国際出願番号】 JP2022006706

(87)【国際公開番号】W WO2022202020

(87)【国際公開日】2022-09-29

【審査請求日】2023-07-07

(31)【優先権主張番号】P 2021051017

(32)【優先日】2021-03-25

(33)【優先権主張国・地域又は機関】JP

(73)【特許権者】

【識別番号】000006655

【氏名又は名称】日本製鉄株式会社

(74)【代理人】

【識別番号】100149548

【弁理士】

【氏名又は名称】松沼 泰史

(74)【代理人】

【識別番号】100140774

【弁理士】

【氏名又は名称】大浪 一徳

(74)【代理人】

【識別番号】100134359

【弁理士】

【氏名又は名称】勝俣 智夫

(74)【代理人】

【識別番号】100188592

【弁理士】

【氏名又は名称】山口 洋

(74)【代理人】

【識別番号】100217249

【弁理士】

【氏名又は名称】堀田 耕一郎

(74)【代理人】

【識別番号】100221279

【弁理士】

【氏名又は名称】山口 健吾

(74)【代理人】

【識別番号】100207686

【弁理士】

【氏名又は名称】飯田 恭宏

(74)【代理人】

【識別番号】100224812

【弁理士】

【氏名又は名称】井口 翔太

(72)【発明者】

【氏名】鈴木 裕也

【審査官】川口 由紀子

(56)【参考文献】

【文献】特許第７０２０５９７（ＪＰ，Ｂ１）

【文献】特開２００４－３００４５２（ＪＰ，Ａ）

【文献】特開２００９－２２１５１９（ＪＰ，Ａ）

【文献】特表２０１９－５０５６９３（ＪＰ，Ａ）

【文献】特表２０１９－５０５６９１（ＪＰ，Ａ）

【文献】特開２００９－２６３６８６（ＪＰ，Ａ）

【文献】特開２００４－２０４３４４（ＪＰ，Ａ）

(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)

Ｃ２２Ｃ ３８／００－３８／６０

Ｃ２１Ｄ ９／００

Ｃ２１Ｄ ９／４６

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

質量％で、
Ｃ：０．０５％以上、０．２５％以下、
Ｓｉ：０．０５％以上、２．００％以下、
Ｍｎ：１．５０％以上、３．００％以下、
Ａｌ：０．００５％以上、１．５００％以下、
Ｐ：０％以上、０．０４０％以下、
Ｓ：０％以上、０．０１０％以下、
Ｎ：０％以上、０．０１００％以下、
Ｏ：０％以上、０．００６０％以下、
Ｃｒ：０％以上、０．５０％以下、
Ｎｉ：０％以上、１．００％以下、
Ｃｕ：０％以上、１．００％以下、
Ｍｏ：０％以上、０．５０％以下、
Ｔｉ：０％以上、０．２００％以下、
Ｎｂ：０％以上、０．２００％以下、
Ｖ：０％以上、０．５００％以下、
Ｂ：０％以上、０．０１００％以下、
Ｗ：０％以上、０．１０００％以下、
Ｔａ：０％以上、０．１０００％以下、
Ｓｎ：０％以上、０．０５００％以下、
Ｃｏ：０％以上、０．５０００％以下、
Ｓｂ：０％以上、０．０５００％以下、
Ａｓ：０％以上、０．０５００％以下、
Ｍｇ：０％以上、０．０５００％以下、
Ｃａ：０％以上、０．０４００％以下、
Ｙ：０％以上、０．０５００％以下、
Ｌａ：０％以上、０．０５００％以下、
Ｃｅ：０％以上、０．０５００％以下、
Ｚｒ：０％以上、０．０５００％以下、及び
残部：Ｆｅ及び不純物
からなる化学組成を有し、
板厚をｔとしたとき、板厚方向断面の、表面からｔ／４の位置であるｔ／４位置における金属組織が、体積率で、
フェライト：２０％以上、
ベイナイト及びマルテンサイト：合計４０％以上、を含み、
残部が、残留オーステナイト、パーライトから選択される１種以上であり、
前記板厚方向断面の、前記ｔ／４位置を中心にして一辺の長さがｔ／４である正方形の領域において、１μｍ間隔で複数の測定点においてＭｎ濃度を測定したとき、全ての前記複数の測定点のＭｎ濃度の平均値に対して、Ｍｎ濃度が１．１倍以上である測定点の割合が１０．０％未満であり、
引張強さが９８０ＭＰａ以上であり、
引張強さと全伸びとの積が、１０５００ＭＰａ・％以上である、
鋼板。

【請求項2】

前記化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：０．０１％以上、０．５０％以下、
Ｎｉ：０．０１％以上、１．００％以下、
Ｃｕ：０．０１％以上、１．００％以下、
Ｍｏ：０．０１％以上、０．５０％以下、
Ｔｉ：０．００１％以上、０．２００％以下、
Ｎｂ：０．００１％以上、０．２００％以下、
Ｖ：０．００１％以上、０．５００％以下、
Ｂ：０．０００１％以上、０．０１００％以下、
Ｗ：０．０００５％以上、０．１０００％以下、
Ｔａ：０．０００５％以上、０．１０００％以下、
Ｓｎ：０．００１０％以上、０．０５００％以下、
Ｃｏ：０．００１０％以上、０．５０００％以下、
Ｓｂ：０．００１０％以上、０．０５００％以下、
Ａｓ：０．００１０％以上、０．０５００％以下、
Ｍｇ：０．０００１％以上、０．０５００％以下、
Ｃａ：０．０００１％以上、０．０４００％以下、
Ｙ：０．０００１％以上、０．０５００％以下、
Ｌａ：０．０００１％以上、０．０５００％以下、
Ｃｅ：０．０００１％以上、０．０５００％以下、及び
Ｚｒ：０．０００１％以上、０．０５００％以下、
からなる群から選択される１種以上を含有する、
請求項１に記載の鋼板。

【請求項3】

前記表面に、溶融亜鉛めっき層を有する、
請求項１または２に記載の鋼板。

【請求項4】

前記溶融亜鉛めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層である、
請求項３に記載の鋼板。

【請求項5】

母材部と、ナゲット部と、熱影響部とを有し、
前記母材部が、質量％で、
Ｃ：０．０５％以上、０．２５％以下、
Ｓｉ：０．０５％以上、２．００％以下、
Ｍｎ：１．５０％以上、３．００％以下、
Ａｌ：０．００５％以上、１．５００％以下、
Ｐ：０％以上、０．０４０％以下、
Ｓ：０％以上、０．０１０％以下、
Ｎ：０％以上、０．０１００％以下、
Ｏ：０％以上、０．００６０％以下、
Ｃｒ：０％以上、０．５０％以下、
Ｎｉ：０％以上、１．００％以下、
Ｃｕ：０％以上、１．００％以下、
Ｍｏ：０％以上、０．５０％以下、
Ｔｉ：０％以上、０．２００％以下、
Ｎｂ：０％以上、０．２００％以下、
Ｖ：０％以上、０．５００％以下、
Ｂ：０％以上、０．０１００％以下、
Ｗ：０％以上、０．１０００％以下、
Ｔａ：０％以上、０．１０００％以下、
Ｓｎ：０％以上、０．０５００％以下、
Ｃｏ：０％以上、０．５０００％以下、
Ｓｂ：０％以上、０．０５００％以下、
Ａｓ：０％以上、０．０５００％以下、
Ｍｇ：０％以上、０．０５００％以下、
Ｃａ：０％以上、０．０４００％以下、
Ｙ：０％以上、０．０５００％以下、
Ｌａ：０％以上、０．０５００％以下、
Ｃｅ：０％以上、０．０５００％以下、
Ｚｒ：０％以上、０．０５００％以下、及び
残部：Ｆｅ及び不純物
からなる化学組成を有し、
前記母材部において、
前記母材部の板厚をｔとしたとき、板厚方向断面の、表面からｔ／４の位置であるｔ／４位置における金属組織が、体積率で、フェライト：２０％以上、ベイナイト及びマルテンサイト：合計４０％以上、を含み、残部が、残留オーステナイト、パーライトから選択される１種以上であり、
前記板厚方向断面の、前記ｔ／４位置を中心にして一辺の長さがｔ／４である正方形の領域において、１μｍ間隔で複数の測定点においてＭｎ濃度を測定したとき、全ての前記複数の測定点のＭｎ濃度の平均値に対して、Ｍｎ濃度が１．１倍以上である測定点の割合が１０．０％未満であり、
前記熱影響部における旧γ粒径の最大値が３０μｍ未満である、
溶接継手。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は鋼板及び溶接継手に関する。
本願は、２０２１年０３月２５日に、日本に出願された特願２０２１－０５１０１７号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

【背景技術】

【0002】

近年、地球温暖化対策に伴う温室効果ガス排出量規制の観点から自動車の燃費向上が求められており、車体の軽量化と衝突安全性確保のために、高強度鋼板の適用がますます拡大しつつある。特に最近では、引張強さが９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板のニーズが高まりつつある。

【0003】

自動車部品に供する高強度鋼板には、強度だけでなく、プレス成形性等の部品成形のために必要な特性が、要求される。プレス成形性に必要な特性として、例えば延性（伸び）がある。そのため、高強度かつ優れた延性を有する鋼板に対するニーズが高まっている。

【0004】

優れた延性を得られる鋼板として、主に軟質なフェライト相と硬質なマルテンサイト相との複合組織で構成されるＤｕａｌ Ｐｈａｓｅ鋼板（以下ＤＰ鋼）が知られている（例えば特許文献１及び特許文献２）。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0005】

【文献】日本国特開平６－１２８６８８号公報

【文献】日本国特許第５３０５１４９号公報

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0006】

上述の通り、自動車分野では、高強度鋼板の適用に際し、特に最近では、成形性に優れた高強度鋼板のニーズが高まりつつある。しかしながら、近年、引張強さが９８０ＭＰａ以上のＤＰ鋼は、溶接した際の溶接継手の強度が低くなる場合があることが課題となっている。
このような課題に対し、特許文献１、２では、ＤＰ鋼について開示されているものの、溶接継手強度については考慮されていない。このように、従来、引張強さが９８０ＭＰａ以上のＤＰ鋼の溶接継手の強度の改善について提案された技術はなかった。

【0007】

本発明は、成形性に優れる引張強さが９８０ＭＰａ以上の鋼板であって、溶接後に十分な溶接継手強度が得られる鋼板、及びその鋼板から得られる、十分な溶接継手強度が得られる溶接継手を提供することを課題とする。

【課題を解決するための手段】

【0008】

本発明者らは、引張強さが９８０ＭＰａ以上のＤＰ鋼において、溶接を行った際、溶接継手の強度が低くなる原因について検討を行った。その結果、熱影響部に粗大なマルテンサイトが存在する場合、板厚方向へ残留応力が発生し、その近傍で容易に割れが発生することが分かった。また、本発明者らがさらに検討を行った結果、熱影響部での旧γ粒径の粗大化を抑制するためには、Ｍｎ偏析の抑制が有効であることを知見した。

【0009】

本発明は上記の知見に鑑みてなされた。本発明の要旨は以下の通りである。
［１］本発明の一態様に係る鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０５％以上、０．２５％以下、Ｓｉ：０．０５％以上、２．００％以下、Ｍｎ：１．５０％以上、３．００％以下、Ａｌ：０．００５％以上、１．５００％以下、Ｐ：０％以上、０．０４０％以下、Ｓ：０％以上、０．０１０％以下、Ｎ：０％以上、０．０１００％以下、Ｏ：０％以上、０．００６０％以下、Ｃｒ：０％以上、０．５０％以下、Ｎｉ：０％以上、１．００％以下、Ｃｕ：０％以上、１．００％以下、Ｍｏ：０％以上、０．５０％以下、Ｔｉ：０％以上、０．２００％以下、Ｎｂ：０％以上、０．２００％以下、Ｖ：０％以上、０．５００％以下、Ｂ：０％以上、０．０１００％以下、Ｗ：０％以上、０．１０００％以下、Ｔａ：０％以上、０．１０００％以下、Ｓｎ：０％以上、０．０５００％以下、Ｃｏ：０％以上、０．５０００％以下、Ｓｂ：０％以上、０．０５００％以下、Ａｓ：０％以上、０．０５００％以下、Ｍｇ：０％以上、０．０５００％以下、Ｃａ：０％以上、０．０４００％以下、Ｙ：０％以上、０．０５００％以下、Ｌａ：０％以上、０．０５００％以下、Ｃｅ：０％以上、０．０５００％以下、Ｚｒ：０％以上、０．０５００％以下、及び残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有し、板厚をｔとしたとき、板厚方向断面の、表面からｔ／４の位置であるｔ／４位置における金属組織が、体積率で、フェライト：２０％以上、ベイナイト及びマルテンサイト：合計４０％以上を含み、残部が、残留オーステナイト、パーライトから選択される１種以上であり、前記板厚方向断面の、前記ｔ／４位置を中心にして一辺の長さがｔ／４である正方形の領域において、１μｍ間隔で複数の測定点においてＭｎ濃度を測定したとき、全ての前記複数の測定点のＭｎ濃度の平均値に対して、Ｍｎ濃度が１．１倍以上である測定点の割合が１０．０％未満であり、引張強さが９８０ＭＰａ以上であり、引張強さと全伸びとの積が、１０５００ＭＰａ・％以上である。
［２］上記［１］の鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｃｒ：０．０１％以上、０．５０％以下、Ｎｉ：０．０１％以上、１．００％以下、Ｃｕ：０．０１％以上、１．００％以下、Ｍｏ：０．０１％以上、０．５０％以下、Ｔｉ：０．００１％以上、０．２００％以下、Ｎｂ：０．００１％以上、０．２００％以下、Ｖ：０．００１％以上、０．５００％以下、Ｂ：０．０００１％以上、０．０１００％以下、Ｗ：０．０００５％以上、０．１０００％以下、Ｔａ：０．０００５％以上、０．１０００％以下、Ｓｎ：０．００１０％以上、０．０５００％以下、Ｃｏ：０．００１０％以上、０．５０００％以下、Ｓｂ：０．００１０％以上、０．０５００％以下、Ａｓ：０．００１０％以上、０．０５００％以下、Ｍｇ：０．０００１％以上、０．０５００％以下、Ｃａ：０．０００１％以上、０．０４００％以下、Ｙ：０．０００１％以上、０．０５００％以下、Ｌａ：０．０００１％以上、０．０５００％以下、Ｃｅ：０．０００１％以上、０．０５００％以下、及びＺｒ：０．０００１％以上、０．０５００％以下、からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
［３］上記［１］または［２］に記載の鋼板は、前記表面に、溶融亜鉛めっき層を有してもよい。
［４］上記［３］に記載の鋼板は、前記溶融亜鉛めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層であってもよい。
［５］本発明の別の態様に係る溶接継手は、母材部と、ナゲット部と、熱影響部とを有し、前記母材部が、質量％で、Ｃ：０．０５％以上、０．２５％以下、Ｓｉ：０．０５％以上、２．００％以下、Ｍｎ：１．５０％以上、３．００％以下、Ａｌ：０．００５％以上、１．５００％以下、Ｐ：０％以上、０．０４０％以下、Ｓ：０％以上、０．０１０％以下、Ｎ：０％以上、０．０１００％以下、Ｏ：０％以上、０．００６０％以下、Ｃｒ：０％以上、０．５０％以下、Ｎｉ：０％以上、１．００％以下、Ｃｕ：０％以上、１．００％以下、Ｍｏ：０％以上、０．５０％以下、Ｔｉ：０％以上、０．２００％以下、Ｎｂ：０％以上、０．２００％以下、Ｖ：０％以上、０．５００％以下、Ｂ：０％以上、０．０１００％以下、Ｗ：０％以上、０．１０００％以下、Ｔａ：０％以上、０．１０００％以下、Ｓｎ：０％以上、０．０５００％以下、Ｃｏ：０％以上、０．５０００％以下、Ｓｂ：０％以上、０．０５００％以下、Ａｓ：０％以上、０．０５００％以下、Ｍｇ：０％以上、０．０５００％以下、Ｃａ：０％以上、０．０４００％以下、Ｙ：０％以上、０．０５００％以下、Ｌａ：０％以上、０．０５００％以下、Ｃｅ：０％以上、０．０５００％以下、Ｚｒ：０％以上、０．０５００％以下、及び残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有し、前記母材部において、前記母材部の板厚をｔとしたとき、板厚方向断面の、表面からｔ／４の位置であるｔ／４位置における金属組織が、体積率で、フェライト：２０％以上、ベイナイト及びマルテンサイト：合計４０％以上、を含み、残部が、残留オーステナイト、パーライトから選択される１種以上であり、前記板厚方向断面の、前記ｔ／４位置を中心にして一辺の長さがｔ／４である正方形の領域において、１μｍ間隔で複数の測定点においてＭｎ濃度を測定したとき、全ての前記複数の測定点のＭｎ濃度の平均値に対して、Ｍｎ濃度が１．１倍以上である測定点の割合が１０．０％未満であり、前記熱影響部における旧γ粒径の最大値が３０μｍ未満である。

【発明の効果】

【0010】

本発明の上記態様によれば、成形性に優れる引張強さが９８０ＭＰａ以上の鋼板であって、溶接後に十分な溶接継手強度が得られる鋼板、及びその鋼板から得られる、十分な溶接継手強度が得られる溶接継手を提供することができる。

【図面の簡単な説明】

【0011】

【図1】板厚方向断面の、組織の観察領域及びＭｎ濃度の測定領域を説明する図である。

【図2】溶接継手の熱影響部を説明する模式図である。

【図3】第１偏析工程で、１３００℃での保持を行わなかった場合（０ｈ）、及び１０時間保持を行った場合（１０ｈ）のＭｎ濃度分布の例を示すヒストグラムである。

【発明を実施するための形態】

【0012】

本発明の一実施形態に係る鋼板（本実施形態に係る鋼板）は、（ａ）所定の化学組成を有し、（ｂ）板厚をｔとしたとき、板厚方向断面の、表面からｔ／４の位置であるｔ／４位置における金属組織が、体積率で、フェライト：２０％以上、ベイナイト及びマルテンサイト：合計４０％以上、を含み、残部が、残留オーステナイト、パーライトから選択される１種以上であり、（ｃ）前記板厚方向断面の、前記ｔ／４位置を中心にして一辺の長さがｔ／４である正方形の領域において、１μｍ間隔で複数の測定点においてＭｎ濃度を測定したとき、全ての前記複数の測定点のＭｎ濃度の平均値に対して、Ｍｎ濃度が１．１倍以上である測定点の割合が１０．０％未満であり、（ｄ）引張強さが９８０ＭＰａ以上であり、引張強さと全伸びとの積が、１０５００ＭＰａ・％以上である。
また、本実施形態に係る溶接継手は、（Ａ）所定の化学組成を有し、（Ｂ）熱影響部における旧γ粒径の最大値が３０μｍ未満である。
以下、それぞれについて説明する。

【0013】

１．鋼板
まず、本実施形態に係る鋼板について説明する。
＜化学組成＞
本実施形態に係る鋼板の化学組成について説明する。各元素の含有量の％は、断りがない限りいずれも質量％を示す。

【0014】

Ｃ：０．０５％以上、０．２５％以下
Ｃ（炭素）は、鋼板の強度確保のために必須の元素である。Ｃ含有量を０．０５％以上とすることで所望の高強度を得ることができる。Ｃ含有量は、０．０７％以上または０．０８％以上であってもよい。
一方、加工性や溶接性を確保するために、Ｃ含有量は０．２５％以下とする。Ｃ含有量は、０．２３％以下、０．２２％以下または０．２０％以下であってもよい。

【0015】

Ｓｉ：０．０５％以上、２．００％以下
Ｓｉ（珪素）は、フェライトを安定化させる元素である。すなわち、Ｓｉは、Ａｃ３点（Ａｃ３変態点）を増加させるので広い焼鈍温度範囲にて多量のフェライトを形成させることが可能であり、鋼板の組織制御性向上の観点から含有させる。こうした効果を得るため、Ｓｉ含有量は０．０５％以上とする。
一方、鋼板の溶接性を確保するために、Ｓｉ含有量は２．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、１．８０％以下、１．７０％以下もしくは１．５０％以下であってもよい。

【0016】

Ｍｎ：１．５０％以上、３．００％以下
Ｍｎ（マンガン）は強力なオーステナイト安定化元素であり、鋼板の高強度化に有効な元素である。これらの効果を得るために、Ｍｎ含有量は１．５０％以上とする。Ｍｎ含有量は１．６０％以上もしくは１．７０％以上であってもよい。
一方、溶接性や低温靭性を確保するために、Ｍｎ含有量は３．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、２．８０％以下、２．７０％以下もしくは２．５０％以下であってもよい。

【0017】

Ａｌ：０．００５％以上、１．５００％以下
Ａｌ（アルミニウム）は、鋼の脱酸のために用いられる元素である。この効果を得るために、Ａｌ含有量は０．００５％以上とする。
一方、Ａｌを過剰に含有させても効果が飽和し徒にコスト上昇を招くばかりか、鋼の変態温度が上昇して熱間圧延時の負荷が増大する。そのため、Ａｌ含有量は１．５００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは１．２００％以下、１．０００％以下または０．８００％以下である。

【0018】

Ｐ：０％以上、０．０４０％以下
Ｐ（リン）は固溶強化元素であり、鋼板の高強度化に有効な元素であるが、過度の含有は溶接性および靱性を劣化させる。従って、Ｐ含有量は、０．０４０％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０３５％以下、０．０３０％以下または０．０２０％以下である。Ｐ含有量は０％でもよいが、Ｐ含有量を極度に低減させるには、脱Ｐコストが高くなる。そのため、経済性の観点からＰ含有量を０．００１％以上としてもよい。

【0019】

Ｓ：０％以上、０．０１０％以下
Ｓ（硫黄）は不純物として含有される元素であり、鋼中でＭｎＳを形成して靱性や穴広げ性を劣化させる元素である。したがって、靱性や穴広げ性の劣化が顕著でない範囲として、Ｓ含有量を０．０１０％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００５％以下、０．００４％以下または０．００３％以下である。Ｓ含有量は０％でもよいが、Ｓ含有量を極度に低減させるには、脱硫コストが高くなる。そのため、経済性の観点からＳ含有量を０．０００１％以上としてもよい。

【0020】

Ｎ：０％以上、０．０１００％以下
Ｎ（窒素）は不純物として含有される元素であり、その含有量が０．０１００％を超えると鋼中に粗大な窒化物を形成して曲げ性や穴広げ性を劣化させる元素である。したがって、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００８０％以下、０．００６０％以下または０．００５０％以下である。Ｎ含有量は０％でもよいが、Ｎ含有量を極度に低減させるには、脱Ｎコストが高くなる。そのため、経済性の観点からＮ含有量を０．０００１０％以上としてもよい。

【0021】

Ｏ：０％以上、０．００６０％以下
Ｏ（酸素）は不純物として含有される元素であり、その含有量が０．００６０％を超えると鋼中に粗大な酸化物を形成して曲げ性や穴広げ性を劣化させる元素である。従って、Ｏ含有量は０．００６０％以下とする。Ｏ含有量は、好ましくは０．００５０％以下または０．００４０％以下である。Ｏ含有量は０％でもよいが、製造コストの観点から、Ｏ含有量を０．０００１％以上としてもよい。

【0022】

本実施形態に係る鋼板の基本化学組成は上記の元素（基本元素）を含み、残部がＦｅ及び不純物からなる。ここで「不純物」とは、鋼板を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
しかしながら、当該鋼板は、必要に応じてＦｅの一部に代えて以下の元素（任意元素）を含有してもよい。これらの元素は必ずしも含有されなくてもよいので、下限は０％である。また、以下の元素は、原料のスクラップ等から混入する場合もあるが、後述する上限値以下の含有量であれば、不純物として含有されていてもよい。

【0023】

Ｃｒ：０％以上、０．５０％以下
Ｎｉ：０％以上、１．００％以下
Ｃｕ：０％以上、１．００％以下
Ｃｒ（クロム）、Ｎｉ（ニッケル）およびＣｕ（銅）は、いずれも、強度の向上に寄与する元素である。そのため、これらの元素から選択される１種以上を必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得たい場合には、Ｃｒ、ＮｉおよびＣｕから選択される１種以上の含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．１０％以上であるのがより好ましい。
一方、含有量が０．５０％超のＣｒ、１．００％超のＮｉ、又は１．００％超のＣｕは、酸洗性、溶接性および熱間加工性を低下させるおそれがある。したがって、Ｃｒ含有量は０．５０％以下とし、Ｎｉ含有量は、１．００％以下とし、Ｃｕ含有量は１．００％以下とする。Ｃｒ含有量は０．４０％以下、０．３０％以下、又は０．１０％以下であってもよい。Ｎｉ含有量は０．８０％以下、０．６０％以下、又は０．２０％以下であってもよい。Ｃｕ含有量は０．８０％以下、０．６０％以下、又は０．２０％以下であってもよい。

【0024】

Ｍｏ：０％以上、０．５０％以下
Ｍｏ（モリブデン）は、Ｍｎと同様に、鋼の焼入れ性を高め、強度の向上に寄与する元素である。そのため、Ｍｏを必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得たい場合には、Ｍｏ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．１０％以上であるのが好ましい。
一方、Ｍｏ含有量が０．５０％を超えると、熱間加工性が低下し、生産性が低下するおそれがある。したがって、Ｍｏ含有量は０．５０％以下とする。Ｍｏ含有量は０．４０％以下、０．３０％以下、又は０．１０％以下であるのが好ましい。

【0025】

Ｔｉ：０％以上、０．２００％以下
Ｎｂ：０％以上、０．２００％以下
Ｖ：０％以上、０．５００％以下
Ｔｉ（チタン）、Ｎｂ（ニオブ）およびＶ（バナジウム）は、いずれも、析出強化、結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化により、鋼板強度の向上に寄与する元素である。そのため、これらの元素から選択される１種以上を必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得たい場合には、０．００１％以上のＴｉ、０．０００１％以上のＮｂ、及びおよび０．００１％以上のＶから選択される１種以上を鋼板に含有させるのが好ましい。
一方、含有量が０．２００％超のＴｉ、０．２００％超のＮｂ、又は０．５００％超のＶは、粗大な炭窒化物を析出させて、成形性を低下させるおそれがある。したがって、Ｔｉ含有量を０．２００％以下とし、Ｎｂ含有量を０．２００％以下とし、Ｖ含有量を０．５００％以下とする。Ｔｉ含有量を０．１８０％以下、０．１５０％以下、又は０．１００％以下としてもよい。Ｎｂ含有量を０．１８０％以下、０．１５０％以下、又は０．１００％以下としてもよい。Ｖ含有量を０．４００％以下、０．３００％以下、又は０．１００％以下としてもよい。

【0026】

Ｂ：０％以上、０．０１００％以下
Ｂ（ホウ素）は、溶接時に、オーステナイト粒界に偏析して、結晶粒界を強化し、耐溶融金属脆化割れ性の向上に寄与する元素である。そのため、Ｂを必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得たい場合には、Ｂ含有量は０．０００１％以上であるのが好ましく、０．０００５％以上又は０．０００８％以上であるのがより好ましい。
一方、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、炭化物および窒化物が生成し、上記の効果が飽和するとともに、熱間加工性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。Ｂ含有量は０．００８０％以下、０．００５０％以下、又は０．００３０％以下であるのが好ましい。

【0027】

Ｗ：０％以上、０．１０００％以下
Ｔａ：０％以上、０．１０００％以下
Ｓｎ：０％以上、０．０５００％以下
Ｃｏ：０％以上、０．５０００％以下
Ａｓ：０％以上、０．０５００％以下
Ｗ（タングステン）、Ｔａ（タンタル）、Ｓｎ（スズ）、Ｃｏ（コバルト）、及びＡｓ（ヒ素）は、析出強化や結晶粒の粗大化の抑制によって、鋼板強度の向上に寄与する元素である。そのため、これらの元素を含有してもよい。効果を得る場合、Ｗ含有量を０．０００５％以上、０．００１０％以上、０．００５０％以上、又は０．０１００％以上としてもよい。Ｔａ含有量を０．０００５％以上、０．００１０％以上、０．００５０％以上、又は０．０１００％以上としてもよい。Ｓｎ含有量を０．００１０％以上、０．００２０％以上、又は０．００５０％以上としてもよい。Ｃｏ含有量を０．００１０％以上、０．０１００％以上、又は０．０３００％以上としてもよい。Ａｓ含有量を０．００１０％以上、０．００２０％以上、又は０．００５０％以上としてもよい。
一方、これらの元素が多量であると、鋼板の諸特性が損なわれる恐れがある。そのため、Ｗ含有量を０．１０００％以下とし、Ｔａ含有量を０．１０００％以下とし、Ｓｎ含有量を０．０５００％以下とし、Ｃｏ含有量を０．５０００％以下とし、Ｓｂ含有量を０．０５００％以下とし、Ａｓ含有量を０．０５００％以下とする。Ｗ含有量を０．０８００％以下、０．０５００％以下、又は０．０３００％以下としてもよい。Ｔａ含有量を０．０８０％以下、０．０５０％以下、又は０．０３００％以下としてもよい。Ｓｎ含有量を０．０４００％以下、０．０３００％以下、又は０．０１００％以下としてもよい。Ｃｏ含有量を０．４０００％以下、０．３０００％以下、又は０．１０００％以下としてもよい。Ａｓ含有量を０．０４００％以下、０．０３００％以下、又は０．０１００％以下としてもよい。

【0028】

Ｍｇ：０％以上、０．０５００％以下
Ｃａ：０％以上、０．０４００％以下
Ｙ：０％以上、０．０５００％以下
Ｌａ：０％以上、０．０５００％以下
Ｃｅ：０％以上、０．０５００％以下
Ｚｒ：０％以上、０．０５００％以下
Ｓｂ：０％以上、０．０５００％以下
Ｃａ（カルシウム）、Ｍｇ（マグネシウム）、Ｙ（イットリウム）、Ｌａ（ランタン）、Ｃｅ（セリウム）、及びＺｒ（ジルコニウム）、Ｓｂ（アンチモン）は、いずれも、成形性の向上に寄与する元素である。そのため、これらの元素から選択される１種以上を必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得たい場合には、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｚｒ、Ｓｂから選択される１種以上の含有量は０．０００１％以上、又は０．００１０％以上であるのがより好ましい。Ｓｂ含有量は、より好ましくは、０．００２０％以上、又は０．００５０％以上である。
一方、０．０５０％を超える含有量のＭｇ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｚｒ、Ｓｂ、又は０．０４０％を超える含有量のＣａは、酸洗性、溶接性および熱間加工性を低下させるおそれがある。したがって、Ｍｇ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｚｒ、及びＳｂの含有量はいずれも０．０５００％以下とし、Ｃａ含有量は０．０４００％以下とする。Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｚｒ、及びＳｂのそれぞれの含有量は０．０３５０％以下、０．０３００％以下、又は０．０１００％以下であるのが好ましい。

【0029】

上述の通り、本実施形態に係る鋼板の化学組成は、基本元素を含み、残部がＦｅ及び不純物からなる、または、基本元素を含み、さらに、任意元素の１種以上を含み、残部がＦｅ及び不純物からなる。

【0030】

＜板厚をｔとしたとき、板厚方向断面の、表面からｔ／４の位置であるｔ／４位置における金属組織＞
［フェライト：２０体積％以上］
フェライトは延性に優れるが軟質な組織である。鋼板の伸びを確保するために、フェライトの体積率を２０％以上とする。
一方、フェライトの体積率が過度になると、含有すると所望の鋼板強度を確保することが困難となる。従って、フェライトの体積率を６０％以下とする。フェライト体積率は、５０％以下であってもよい。

【0031】

［ベイナイト及びマルテンサイト：合計４０体積％以上］
ベイナイト及びマルテンサイトは強度の向上のため、体積率を合計で４０％以上とする。本要件が満たされる限り、マルテンサイト及びベイナイトの体積率を個別に規定する必要はないが、焼き戻しマルテンサイト含有量は体積率で１０％以上、１５％以上または２０％以上であってもよい。
ベイナイト及びマルテンサイトの体積率は、２０％以上のフェライトを確保するため、８０％以下とする。
本実施形態に係る鋼板において、マルテンサイトは、フレッシュマルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトを含む。

【0032】

［残部：残留オーステナイト、パーライトから選択される１種以上］
フェライト、ベイナイト、マルテンサイト以外の残部として、残留オーステナイト、パーライトから選択される１種以上を含んでもよい。残部の体積率は、例えば１０％以下、または５％以下である。残部の体積率は０％であってもよい。

【0033】

ｔ／４位置におけるマルテンサイトの体積率は、以下の手順で求める。
試料の観察面をレペラ液でエッチングし、図１のＡに示されるような板厚方向断面の表面から板厚の１／４の位置を中心とする表面から板厚の１／８～３／８の範囲内で、１００μｍ×１００μｍの領域を、ＦＥ－ＳＥＭを用いて３０００倍の倍率で観察する。レペラ腐食では、マルテンサイトおよび残留オーステナイトは腐食されないため、腐食されていない領域の面積率は、マルテンサイト及び残留オーステナイトの合計面積率である。また、本実施形態では、マルテンサイト及び残留オーステナイトの合計面積率は、これらの合計体積率であるとみなす。この腐食されていない領域の面積率（即ち体積率）から、後述する方法で測定した残留オーステナイトの体積率を引算して、マルテンサイトの体積率を算出する。

【0034】

残留オーステナイトの体積率は、Ｘ線回折装置を用いた測定によって算出することができる。Ｘ線回折装置を用いた測定では、まず試料の板面（圧延面）から板厚の１／４の深さの面までの領域を機械研磨および化学研磨により除去する。次に、板厚ｔの１／４の深さの面において、特性Ｘ線としてＭｏＫα線を用いて、ｂｃｃ相の（２００）、（２１１）およびｆｃｃ相の（２００）、（２２０）、（３１１）の回折ピークの積分強度比を求め、これら積分強度比に基づいて残留オーステナイトの体積率を算出することが可能である。

【0035】

ｔ／４位置におけるフェライト、ベイナイト、パーライトの体積率は、以下の手順で求める。
試料の観察面をレペラ液でエッチングし、図１のＡに示されるような板厚方向断面の表面から板厚の１／４の位置を中心とする表面から板厚の１／８～３／８の範囲内で、１００μｍ×１００μｍの領域を、ＦＥ－ＳＥＭを用いて、３０００倍の倍率で観察する。結晶中にセメンタイトを含まない領域をフェライト、結晶中にセメンタイトを含み、かつセメンタイトがラメラ状に配列する領域をパーライト、結晶中にセメンタイトを含み、かつセメンタイトが複数のバリアントを有する領域をベイナイトと判断し、ポイントカウンティング法（ＡＳＴＭ Ｅ５６２準拠）により面積率を求める。面積率と体積率は同等であるとして、各組織の得られた面積率を体積率とする。

【0036】

＜板厚方向断面の、ｔ／４位置を中心にして一辺の長さがｔ／４である正方形の領域において、１μｍ間隔で、複数の測定点においてＭｎ濃度を測定したとき、複数の測定点（全測定点）のＭｎ濃度の平均値に対して、Ｍｎ濃度が１．１倍以上である測定点の割合：１０．０％未満＞
上述の通り、熱影響部に粗大な残留オーステナイトまたはフレッシュマルテンサイトが存在すると、これらが割れの起点となって容易に割れが発生する。
こうした割れを抑制するためには、残留オーステナイト（γ）の微細化が有効であるが、粗大な残留γはＭｎ偏析部で生成されるため、Ｍｎ偏析の抑制が有効である。
具体的には、図１のＢで示すような、板厚方向断面の、ｔ／４位置を中心にして一辺の長さがｔ／４である正方形の領域において、１μｍ間隔で、複数の測定点においてＭｎ濃度をＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ）を用いて測定したとき、全測定点（複数の測定点）のＭｎ濃度の平均値に対して、Ｍｎ濃度が１．１倍以上（平均値を１．０としたときに１．１以上）である測定点の割合（個数割合）が１０．０％未満である必要がある。すなわち、“各測定点濃度／測定領域中の全測定点平均濃度”を偏析度と定義したとき、この偏析度が１．１以上となる割合が１０．０％未満であることが必要になる。

【0037】

＜機械的特性＞
本実施形態に係る鋼板は、自動車車体の軽量化に寄与することを考慮し、引張強さを９８０ＭＰａ以上とする。また、本実施形態に係る鋼板では、引張強さ×全伸び（ＴＳ×ｔＥｌ）は、１０５００ＭＰａ・％以上とする。
引張強さ（ＴＳ）および全伸び（ｔＥｌ）は、鋼板から、圧延方向に垂直方向にＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に沿って引張試験を行うことにより求める。

【0038】

［めっき層］
上述してきた本実施形態に係る鋼板は、表面に溶融亜鉛めっき層を有していてもよい。表面に溶融亜鉛めっき層が存在することで、耐食性が向上する。
例えば、鋼板を腐食する環境下で使用する場合、穴あき等の懸念があることから、高強度化してもある一定板厚以下に薄手化できない場合がある。鋼板の高強度化の目的の一つは、薄手化による軽量化であることから、高強度鋼板を開発しても、耐食性が低いと適用部位が限られる。そのため、耐食性の高い溶融亜鉛めっき等のめっきを鋼板に施すことが考えられる。めっき層は例えば、溶融亜鉛めっき層または電気亜鉛めっき層のような亜鉛めっき層である。また、亜鉛めっき層は、Ｚｎに加えてＳｉ、Ａｌ及び／またはＭｇを含むめっきであってもよい。
また、溶融亜鉛めっき層は、合金化された合金化溶融亜鉛めっき層であってもよい。合金化された溶融亜鉛めっき層では、合金化処理によって溶融亜鉛めっき層中にＦｅが取り込まれているため、優れた溶接性および塗装性が得られる。
また、亜鉛めっき層上に、塗装性および溶接性を改善する目的で、上層めっきを施してもよい。また、本実施形態に係る冷延鋼板では、溶融亜鉛めっき層上に、各種の処理、例えば、クロメート処理、りん酸塩処理、潤滑性向上処理、溶接性向上処理等を施してもよい。

【0039】

２．溶接継手
次に、本実施形態に係る溶接継手について説明する。
本実施形態に係る溶接継手は、上述した本実施形態に係る鋼板を溶接して得られる溶接継手である。そのため、母材部と、溶接によって形成されたナゲット部と、ナゲット部の周囲に形成される熱影響部とを有する。ナゲット部を介して、本実施形態に係る鋼板と、別の鋼板（本実施形態に係る鋼板であってもよい）が接合される。
母材部（熱影響部及びナゲット部、を除く部分）については、本実施形態に係る鋼板と同様の化学組成、金属組織を有している。熱影響部については、化学組成については、本実施形態にかかる鋼板と同様であるが、金属組織については、主としてマルテンサイトであり、以下の特徴を有している。

【0040】

＜熱影響部における旧γ粒径の最大値：３０μｍ未満＞
溶接継手において、熱影響部での残留応力を低減するためには、マルテンサイト組織であればそのブロックサイズに相当する、旧γ粒径の最大値が３０μｍ未満であれば良い。旧γ（オーステナイト）粒径が、３０μｍ以上であると、板厚方向へ残留応力が発生し、その近傍で容易に割れが発生する。

【0041】

本実施形態に係る溶接継手において、熱影響部は次のように定義する。
図２に示すように、鋼板Ｓと鋼板Ｓとを接合するナゲット（ナゲット部）Ｎとを有する溶接継手において、鋼板重ね合わせ面側で鋼板の重ね合わせ面ＳＦ（図では鋼板Ｓと鋼板Ｓとの間に隙間があるが、密着していてもよい）から板厚方向に板厚の１／４だけ離れた位置で、かつスポット溶接のナゲット中心Ｏから板厚方向と垂直方向（紙面左右方向）に８ｍｍの範囲の硬さ（荷重０．１ｋｇｆでのビッカース硬さ：ＪＩＳ Ｚ ２２４４に沿って実施）を測定し、その硬さがナゲット部の硬さとも母材部の硬さ（溶接前の鋼板の硬さと同じ）とも異なる遷移領域を、熱影響部（ＨＡＺ）とする。
旧γ粒径は、鋼板重ね合わせ面側で鋼板表面から板厚１／４だけ離れた位置、かつ、熱影響部の板厚と垂直方向（紙面左右方向）の中心において、以下の手順で測定する。試料の観察面を研磨した後にナイタール試薬で腐食し、ＦＥ－ＳＥＭを用いて、１０００倍の倍率で、５００μｍ×５００μｍを１視野として、３視野観察する。得られた組織写真を用いて、線分法により旧γ粒径を算出する。
観察する３視野のそれぞれの視野での最大の旧γ粒径を平均した値を、熱影響部における旧γ粒径の最大値とする。

【0042】

［継手強度］
本実施形態に係る鋼板は、自動車車体の組み立てにおける溶接性を考慮し、継手強度が６．０ｋＮ超であることが好ましい。
継手強度は、鋼板から、圧延方向に対して垂直方向に、ＪＩＳ Ｚ ３１３７：１９９９に記載の試験片を採取し、サーボモータ加圧式単相交流スポット溶接機（電源周波数５０Ｈｚ）を用いて溶接を施し、その後、ＪＩＳ Ｚ ３１３７：１９９９に従って十字引張力試験を行うことにより求める。

【0043】

＜製造方法＞
本実施形態に係る鋼板は、以下の工程を含む製造方法によって製造できる。
（Ｉ）連続鋳造等によって得られたスラブを、１３００℃以上で５．０時間以上保持し、２００℃以下まで２０℃／時以上８０℃／時以下の平均冷却速度で冷却する第一Ｍｎ偏析低減工程と；
（ＩＩ）前記スラブを加熱し、１２００℃以上で１．０時間以上保持する第二Ｍｎ偏析工程と；
（ＩＩＩ）前記第二Ｍｎ偏析低減工程後の前記スラブを、熱間圧延して熱延鋼板とする熱間圧延工程と；
（ＩＶ）前記熱延鋼板を巻き取る巻き取り工程と；
（Ｖ）前記巻き取り工程後の前記熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程と；
（ＶＩ）前記冷延鋼板に対して焼鈍を施す焼鈍工程。
また、本実施形態に係る溶接継手は、（Ｉ）～（ＶＩ）を含む製造方法で得られた本実施形態に係る鋼板に、さらに以下の工程を行うことで製造できる。
（ＶＩＩ）鋼板を溶接する溶接工程。
以下、各工程について説明する。

【0044】

［第一Ｍｎ偏析低減工程］
第一Ｍｎ偏析低減工程では、連続鋳造等によって得られたスラブを、熱間圧延工程前に、１３００℃以上で５．０時間以上保持し、２００℃以下まで２０℃／時以上８０℃／時以下の平均冷却速度で冷却する。
スラブを、１３００℃以上の高温で５．０時間以上保持することでＭｎの拡散速度を高め、Ｍｎの偏析を低減する。しかしながら、この保持だけでは、Ｍｎ偏析の低減は十分ではない。さらに、２００℃以下まで２０℃／時以上の平均冷却速度で冷却するする必要がある。２０℃／時以上の平均冷却速度で２００℃以下まで冷却することで、熱収縮差による転位が導入される。この転位は、次工程の第二Ｍｎ偏析低減工程での加熱の際に、Ｍｎの高速拡散経路となるので、効率的にＭｎを拡散させることができ、Ｍｎ偏析度が低減される。
平均冷却速度が速いほど転位は導入されるが、冷却速度が速すぎると熱収縮差が過剰になりスラブ割れのリスクが高まるので、平均冷却速度は８０℃／時以下とする。
加熱温度を過度に高めると製造コストが増加し、加熱時間を長時間化すると生産性が悪化する。これらの観点から、スラブの加熱温度は１４００℃以下とし、１３００℃以上での保持時間は５０．０時間以下としてもよい。

【0045】

［第二Ｍｎ偏析低減工程］
第二Ｍｎ偏析低減工程では、第一Ｍｎ偏析低減工程後のスラブを加熱炉にて１２００℃以上に加熱し、その温度域で１．０時間以上保持する。
第一Ｍｎ偏析工程を行った上で、１２００℃以上で１．０時間以上保持を行うことで、スラブに導入された転位を高速拡散経路として利用してＭｎを拡散させることができる。これにより、Ｍｎ偏析がさらに低減される。
加熱温度を過度に高めると製造コストが増加し、加熱時間を長時間化すると生産性が悪化する。これらの観点から、スラブの加熱温度は１３００℃以下とし、１２００℃以上での保持時間は５．０時間以下としてもよい。
この第二Ｍｎ偏析低減工程は、熱間圧延のための加熱として熱延加熱炉にて行ってもよい。

【0046】

［熱間圧延工程］
熱間圧延工程では、第二Ｍｎ偏析低減工程で熱延加熱炉にて１２００℃以上に加熱し、１．０時間以上保持したスラブに対し、熱間圧延を行い、熱延鋼板を得る。
熱間圧延条件は特に限定されない。例えば、仕上げ圧延工程を８００℃以上、９８０℃以下で終了し、その後６００℃以上７５０℃以下の温度まで平均冷却速度２．５℃／秒以上で、６００℃以下の巻き取り温度まで冷却してもよい。

【0047】

［巻き取り工程］
［冷間圧延工程］
熱間圧延工程後の熱延鋼板は、公知の条件で巻き取って熱延コイルとされた後、公知の条件で冷間圧延されて冷延鋼板となる。例えば、圧下率の合計を２０％以上８５％以下としても良い。

【0048】

［焼鈍工程］
焼鈍工程では、焼鈍工程後に引張強さを９８０ＭＰａ以上にするために、金属組織を、フェライト体積率が２０％以上、ベイナイト体積率とマルテンサイト体積率との合計が４０％以上となる条件で焼鈍を行う。
具体的には、連続焼鈍炉などを用い、冷延鋼板を（Ａｃ３－１００）℃以上９００℃未満の均熱温度に加熱し、均熱温度で５～６００秒保持し、５００℃～７５０℃の温度域の平均冷却速度が２．５℃／秒以上３０．０℃／秒以下となるように冷却する。５００℃以下での温度域での冷却速度は特に指定されず、５００℃以下であれば再加熱や等温保持を施しても良い。
均熱温度が低いとオーステナイトが得られず、その後の冷却で、ベイナイト及びマルテンサイトの体積率を十分に得られない。そのため、均熱温度を（Ａｃ３－１００）℃以上とする。一方、均熱温度が高過ぎると製造コストが高くなるので、均熱温度は９００℃以下が好ましい。
均熱時間は、限定されないが、均熱時間が５秒未満であると、オーステナイト化が十分に進行しない場合がある。そのため、均熱時間は５秒以上が好ましい。一方、均熱時間が６００秒を超えると、生産性が低下するので、均熱時間は６００秒以下が好ましい。
また、５００～７５０℃の平均冷却速度が２．５℃／秒以下では、フェライトの体積率が多くなりすぎ、ベイナイト及びマルテンサイトの体積率を十分に得られない。一方、平均冷却速度が５０．０℃／秒超であると、フェライトの体積率を十分に得られない。
Ａｃ３点は、以下の方法で求める。
Ａｃ３（℃）＝９１０－２０３×√［Ｃ］＋４４．７×［Ｓｉ］－３０×［Ｍｎ］＋７００×［Ｐ］－２０×［Ｃｕ］－１５．２×［Ｎｉ］－１１×［Ｃｒ］＋３１．５×［Ｍｏ］＋４００×［Ｔｉ］＋１０４×［Ｖ］＋１２０×［Ａｌ］
ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｐ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｔｉ］、［Ｖ］および［Ａｌ］はスラブに含まれる各元素の含有量（質量％）である。

【0049】

［溶融亜鉛めっき工程］
［合金化工程］
焼鈍工程後の冷延鋼板は、溶融亜鉛めっき浴に浸漬して表面に溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板としてもよい。また、溶融亜鉛めっき鋼板に合金化処理をして、合金化溶融亜鉛めっき鋼板としてもよい。この場合、溶融亜鉛めっき及び合金化の際に鋼板に加えられる熱を利用して、上述した鋼板の温度保持を行うことができる。いずれも条件は公知の条件を適用できる。

【0050】

［溶接工程］
本実施形態に係る溶接継手は、上記の工程で得られる本実施形態に係る鋼板を、溶接することによって得られる。
溶接条件は、公知の条件でよいが、サーボモータ加圧式単相交流スポット溶接機（電源周波数５０Ｈｚ）を用いて、電極の直径を６ｍｍ、溶接時の加圧力を４ｋＮ、溶接電流を６．０ｋＡ～９．０ｋＡ、通電時間を０．４秒、保持時間を０．１秒に設定し、ナゲット径が５√ｔ（ｔ：板厚）となるように溶接する条件が例示される。

【実施例】

【0051】

連続鋳造によって表１－１、表１－２に示す化学組成（単位は質量％、残部はＦｅ及び不純物）を有するスラブを製造した（鋼Ｎｏ．Ａ～Ｚ）。
これらのスラブに対し、表２－１、表２－２に示すように、加熱し、保持し、２００℃以下まで冷却した。
その後、さらにこのスラブを表２－１、表２－２に示すように、再度加熱し、保持したあと、仕上げ圧延が、８００～９８０℃で終了するように熱間圧延を行い、その後６００℃以上７５０℃以下の温度までの平均冷却速度２．５℃／秒以上となるように、６００℃以下の巻き取り温度まで冷却し、６００℃以下で巻き取ることで、２．０～４．０ｍｍの熱延鋼板を得た。
また、これらの熱延鋼板に２０～８５％の圧下率の冷間圧延を行うことで、０．８～２．０ｍｍの冷延鋼板を得た。
これらの冷延鋼板に対し、表２－１、表２－２に示す条件で、焼鈍を行った。（ただし、スラブが割れた例については熱間圧延以降の工程を行っていない）。
また、表２－１、表２－２に示すように、一部の冷延鋼板には溶融亜鉛めっきを行い、さらに一部の冷延鋼板には合金化処理を行った。

【0052】

得られた冷延鋼板（めっき鋼板を含む）から上述の要領でサンプルを採取し、ミクロ組織の観察を行い、フェライトの体積率、マルテンサイトとベイナイトとの合計体積率、その他（残留オーステナイト及び／またはパーライト）の体積率を求めた。
また、上述の要領でＥＰＭＡを用いて、Ｍｎ濃度を測定し、（測定点濃度）／（測定領域中の全測定点平均濃度）（すなわち偏析度）が１．１以上となる測定点の割合を求めた。
結果を表３－１、表３－２に示す。

【0053】

また、得られた冷延鋼板から、圧延方向に垂直方向にＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に沿って引張試験を行って、引張強さ及び全伸びを求めた。
引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上で、かつ、引張強さ×全伸び（ＴＳ×ｔＥｌ）が１０５００ＭＰａ・％以上であれば、高強度かつ成形性に優れると判断した。
結果を表４－１、表４－２に示す。

【0054】

また、焼鈍後の冷延鋼板から、圧延方向に対して垂直方向に、ＪＩＳ Ｚ ３１３７：１９９９に記載の試験片を採取し、サーボモータ加圧式単相交流スポット溶接機（電源周波数５０Ｈｚ）を用いて電極の直径を６ｍｍ、溶接時の加圧力を４ｋＮ、溶接電流を６．０ｋＡ～９．０ｋＡ、通電時間を０．４秒、保持時間を０．１秒に設定し、ナゲット径が５√ｔ（ｔ：板厚）となるように溶接を施し、その後、ＪＩＳ Ｚ ３１３７：１９９９に従って十字引張力試験を行うことによって、継手強度を求めた。
継手強度が６．０ｋＮ超であれば、溶接継手強度に優れると判断した。
また、この溶接継手の熱影響部における旧γ粒径の最大値を上述の要領で求めた。
結果を表３－１、表３－２、表４－１、表４－２に示す。

【0055】

【表1-1】

【0056】

【表1-2】

【0057】

【表2-1】

【0058】

【表2-2】

【0059】

【表3-1】

【0060】

【表3-2】

【0061】

【表4-1】

【0062】

【表4-2】

【0063】

表１－１～表４－２から分かるように、本発明例は、いずれも成形性に優れる引張強さが９８０ＭＰａ以上の鋼板であった。また、この鋼板に溶接を行って得られた溶接継手では、熱影響部における旧γ粒径の最大値が３０μｍ未満であり、溶接継手強度も高かった。
一方、鋼板において、化学組成、ミクロ組織の各相の体積率、残留オーステナイトの最大粒径、偏析度が１．１以上となる測定点の割合の少なくとも１つが本発明範囲を満足しない比較例については、引張強さ、成形性の１つ以上が目標値を満足していないか、この鋼板を用いて得られた溶接継手において、旧γ粒径の最大値が大きく、溶接継手強度が低かった。

【産業上の利用可能性】

【0064】

本発明によれば、成形性に優れる引張強さが９８０ＭＰａ以上の鋼板であって、溶接後に十分な溶接継手強度が得られる鋼板、及びその鋼板から得られる、十分な溶接継手強度が得られる溶接継手を提供することができる。そのため、産業上の利用可能性が高い。

【符号の説明】

【0065】

Ａ 組織の観察領域（ｔ／４位置を中心にしてｔ／８～３ｔ／８の範囲で１００μｍ×１００μｍの領域）
Ｂ Ｍｎ濃度の測定領域（ｔ／４位置を中心にして一辺の長さがｔ／４である正方形の領域
ｔ 板厚
Ｏ ナゲット中心
Ｎ ナゲット
Ｓ 鋼鈑（母材鋼板）
ＳＦ 重ね合わせ面

【図1】

【図2】

【図3】