JP3874931B2 - 溶接部強度に優れた加工用鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Description

【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、自動車用，建材用等に使用される溶接部強度に優れた加工用鋼板及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車の車体や建材等に使用される鋼板には、プレス成形性，深絞り性を始めとして厳しい加工性が要求される。加工性は、Ｃ含有量の低減やＴｉ，Ｎｂ等の添加によって改善されるが、Ｃ含有量を低減すると溶接熱影響部が粗粒化し易く、アーク溶接，スポット溶接等で組み立てられた構造体の強度が低下する。
溶接熱影響部の粗粒化による強度低下を防止するため、特開昭６３−２０６４５１号公報では極低炭素冷延鋼板に含まれるＴｉ量を規制している。しかし、強度低下の防止には、非常に多量のＴｉ添加が必要とされ、製造コストの上昇を招く。多量のＴｉ添加は、却って延性を劣化させる原因にもなる。
溶接熱影響部の粗粒化自体は、Ｍｇを単独添加し、或いはＭｇ，Ｔｉを複合添加してＭｎ−Ｓｉ−Ｍｇ系酸化物やＴｉ−Ｍｇ系酸化物を鋼中に分散させるとき防止されることが特開平８−２３２０４４号公報，特開平９−３１０１１９号公報，特開平９−３１０１４７号公報等に紹介されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
特開平８−２３２０４４号公報の鋼材は、大型建造物等に使用される熱延鋼板を対象としたＣ含有量が比較的多い鋼種であり、微量のＭｇを含ませ、Ｍｎ−Ｓｉ−Ｍｇ系酸化物によって大入熱溶接時に熱影響部の粗粒化を抑制している。特開平９−３１０１４７号公報の鋼材も、同様に大型建造物等に使用される熱延鋼板を対象としたＣ含有量が比較的多い鋼種であり、Ｔｉ−Ｍｇ合金を溶鋼に添加してＴｉ−Ｍｇを主体とする粒径０．０５〜０．５μｍの複合酸化物を析出させることにより熱影響部の粗粒化を抑制している。
しかし、Ｔｉ−Ｍｇ系の酸化物は、単独での粒径が１μｍ以下であってもクラスターを生成し易い。クラスターが生成すると、結晶粒の粗大化を抑制する作用が弱くなる。この影響は、加工性改善のためにＣ含有量を低下した鋼種ほど顕著に現れ、スポット溶接やアーク溶接等の入熱量が少ない溶接による熱影響部を粗粒化し、溶接強度を低下させる原因となる。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
本発明は、このような問題を解消すべく案出されたものであり、微細なＭｇＯを鋼中に分散・析出させることにより、Ｃ含有量が低い鋼種にあっても溶接熱影響部の結晶粒の粗大化を防止し、溶接部強度，加工性等に優れた鋼板を提供することを目的とする。
本発明の加工用鋼板は、その目的を達成するため、Ｃ：０．０００５〜０．０１０重量％，Ｓｉ：０．０２〜１．０重量％，Ｍｎ：０．１〜２．５重量％，Ｐ：０．００５〜０．１重量％，Ｓ：０．０２重量％以下，Ｍｇ：０．００１重量％以上０．０１重量％未満，Ａｌ：０．０２重量％以下を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成で、１μｍ以下の微細なＭｇＯが均一に分散析出した組織をもつことを特徴とする。この加工用鋼板は、必要に応じＴｉ及び／又はＮｂを合計で０．０２〜０．１０重量％含むことができる。更には、Ｂ：０．０００５〜０．００５重量％を添加してもよい。
この加工用鋼板は、前掲した組成をもつスラブを仕上げ温度８５０℃以上，巻取り温度６００〜７５０℃で熱間圧延した熱延鋼帯として製造される。或いは、熱延鋼帯に酸洗，冷延率５０〜８５％の冷間圧延を施し、更に均熱温度６５０〜８８０℃で連続焼鈍することにより製造される。また、酸洗性を向上させるため、酸洗に先立って熱延鋼帯を高圧下冷延してもよい。この場合には、酸洗後の冷間圧延における冷延率と合わせた合計冷延率を５０〜８５％の範囲に調整する。
【０００５】
【作用】
本発明者等は、溶接時の熱影響による結晶粒の粗大化に及ぼす酸化物系介在物の影響を調査・研究した。その結果、前掲のＭｎ−Ｓｉ−Ｍｇ系やＴｉ−Ｍｇ系酸化物等は、比較的粗大な複合酸化物の形態をとり、Ｃ含有量を下げた鋼種では結晶粒の粗大化抑制に十分でないことが判明した。すなわち、本発明が対象としている薄鋼板をスポット溶接又はアーク溶接するとき、Ｃ含有量が０．０１重量％を超える鋼種にあっては固溶Ｃの影響や低いγ→α変態温度の影響を受け、酸化物が分散していなくても、溶接強度に悪影響を及ぼす粗粒化が発生しない。
ところが、結晶粒は一般にＣ含有量が低いものほど粗大化し易く、Ｃ含有量が０．０１重量％以下になると大入熱溶接だけでなく単純なスポット溶接やアーク溶接等によっても熱影響部の粗粒化が生じる。この粗粒化は、必然的に粗大な複合酸化物の形態をとるＭｎ−Ｓｉ−Ｍｇ系やＴｉ−Ｍｇ系酸化物等では十分に抑制できない。そこで、本発明者等は、鋼中に微細なＭｇＯを分散析出させることにより、入熱量が僅かな溶接法でみられる結晶粒の粗大化を防止することを検討した。その結果、各合金成分の含有量を特定し、更には製造条件を特定するとき、結晶粒の粗大化防止に有効に働く微細なＭｇＯが鋼中に均一分散することが判った。
【０００６】
以下、本発明の加工用鋼板に含まれる合金成分，含有量，製造条件等を説明する。
Ｃ：０．０００５〜０．０１０重量％
Ｃ含有量の低減に起因する溶接熱影響部の粗粒化は、０．０１０重量％を超えるＣを含む鋼種では発生しなくなる。しかし、本発明は、溶接熱影響部の粗粒化が問題となる低炭素鋼を対象としたものであることから、Ｃ含有量の条件を０．０１０重量％に設定した。Ｃ含有量の低減は、加工性を改善する上では有効である。しかし、Ｃ含有量を０．０００５重量％未満にすることは、大量生産ラインでは非常に困難であり、製造コストを上昇させる原因になる。
Ｓｉ：０．０２〜１．０重量％
高強度化に有効な合金成分であり、０．０２重量％以上の含有量でＳｉの作用が顕著になる。しかし、１．０重量％を超える多量のＳｉが含まれると、低温靭性を劣化させる傾向がみられる。
【０００７】
Ｍｎ：０．１〜２．５重量％
高強度化に有効な合金成分であり、０．１重量％以上の含有量でＭｎの作用が顕著になる。しかし、２．５重量％を超える多量のＭｎが含まれると、延性や低温靭性を劣化させる傾向がみられる。
Ｐ：０．００５〜０．１重量％
高強度化に有効な合金成分であり、０．００５重量％以上の含有量でＰの作用が顕著になる。しかし、０．１重量％を超える多量のＰが含まれると、低温靭性が大幅に低下する傾向がみられる。
Ｓ：０．０２重量％以下
熱間での延性を低下させる有害元素であり、低ければ低いほと好ましい。しかし、本発明の加工用鋼板にあっては、Ｓ含有量を０．０２重量％以下にするとき、Ｓ起因の悪影響が現れない。
【０００８】
Ｍｇ：０．００１〜０．０２重量％
１μｍ以下のＭｇＯとして鋼中に析出し、溶接熱影響部の粗粒化を防止する作用を呈する合金成分である。１μｍ以下の微細なＭｇＯを十分に析出させるためには、Ｍｇ添加量を０．００１重量％以上にする必要がある。０．００１重量％未満のＭｇ含有量では、ＭｇＯの析出量が不足し、ＭｇＯに比較して粗大なＭｎ−Ｓｉ−Ｍｇ系酸化物，Ａｌ₂ Ｏ₃ ，ＳｉＯ₂ 等の酸化物が析出するため、十分な粗粒化防止効果が得られない。Ｍｇの作用は含有量０．０２重量％で飽和し、それ以上添加しても却って鋼材コストを上昇させることになる。なお、本願では、０．０１重量％未満のＭｇを含有するものについてのみ、請求している。
Ｍｇの添加形態は特に拘束されるものではないが、金属ＭｇをＣａＯと混合して鉄皮に包んだＭｇ含有ワイヤを溶鋼中に連続投入するワイヤフィード法によるＭｇ脱酸で添加することができる。この場合、溶鋼中のフリー酸素が高い状態でＭｇが添加されるため、脱酸生成物としてＭｇＯが得られる。
或いは、Ａｌ，Ｍｎ，Ｓｉ等である程度脱酸した後、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｇ等の合金としてＭｇを添加することもできる。このＭｇ添加方法は、ワイヤフィード法等による溶鋼の直接Ｍｇ脱酸に比較してＭｇの歩留が良いためコスト的に有利であり、Ａｌ，Ｍｎ，Ｓｉ系酸化物として鋼中に存在していた酸化物のＭｇ還元によりＭｇＯが生成する。
何れの添加方法によっても、Ｍｇ添加量が本発明で規定した条件を満足するとき、約１μｍ以下の微細なＭｇＯが鋼中に分散・析出したスラブが得られる。微細なＭｇＯ析出物は、結晶粒界の移動を阻止するピン止め作用を呈し、溶接熱影響部の粗粒化が抑制されるものと推察される。
【０００９】
Ａｌ：０．０２重量％以下
脱酸剤として添加される合金成分であり、Ｍｇ添加による脱酸量を調整するため０．０２重量％以下の範囲で補足的に添加される。なお、Ｍｇ添加による脱酸が十分な場合には、Ａｌ添加を省略することも可能である。
Ｔｉ及び／又はＮｂ：合計で０．０２〜０．１０重量％
必要に応じて添加される合金成分であり、鋼中の固溶Ｃを固定して鋼板の延性を改善する作用を呈する。延性改善効果は、Ｔｉ及び／又はＮｂの合計添加量が０．０２重量％以上で顕著になる。しかし、０．１０重量％を超える合計添加量でＴｉ及び／又はＮｂを添加すると、延性の低下や鋼材コストの上昇等の原因となる。
Ｂ：０．０００５〜０．００５重量％
ＴｉやＮｂを添加して加工性を改善した鋼板にあっては、固溶Ｃの減少に伴って粒界強度が低下し、過酷な条件下でプレス加工される用途等では加工後の耐二次加工割れ性が劣化する虞れがある。耐二次加工割れ性は、更に微量のＢを添加することにより改善される。Ｂの添加効果は、０．０００５重量％以上で顕著になり、０．００５重量％で飽和する。Ｂを０．００５重量％を超えて添加しても、却って鋼材コストを上昇させる。
【００１０】
熱間圧延：仕上げ温度８５０℃以上，巻取り温度６００〜７５０℃
以上のように成分設計された鋼材を溶製した後、連続鋳造で得られたスラブを熱間圧延する。熱間圧延では、仕上げ温度が８５０℃以上となる条件が採用される。仕上げ温度が８５０℃を下回ると、熱間変形抵抗が大きく変動し、ゲージハンチング等の形状不良や、場合によっては板切れ等の製造上のトラブルが発生し易くなる。熱間圧延された鋼帯は、ＡｌＮを十分に析出させるため６００℃以上の温度で巻き取られる。巻取り温度が６００℃未満では、ＡｌＮの析出が十分でなく、また微細なＴｉＣ等の析出によって冷延鋼板の延性及びランクフォード値が低下する。逆に、７５０℃を超える温度で巻き取ると、自重によりコイルが変形する虞れがあり、酸洗性も劣化する。
【００１１】
冷間圧延：冷延率５０〜８５％
熱延鋼帯は、連続酸洗ラインで酸洗された後、冷間圧延される。或いは、酸洗に先立って熱延鋼帯を高圧下冷延するとき、酸洗工程の負荷が軽減される。
冷間圧延工程では、後続する焼鈍時に再結晶を促進させるため、冷延率が５０％以上に調整される。５０％未満の冷延率では、再結晶温度が上昇すると共に再結晶後の結晶粒が粗大化し、加工後の鋼板表面に肌荒れが発生し易くなる。
しかし、８５％を超える高冷延率の冷間圧延は、タンデム式の圧延機においても１パス通板では困難であり、複数パスが必要になるため製造コストを上昇させる。
【００１２】
連続焼鈍：均熱温度６５０〜８８０℃
冷延鋼帯は、連続焼鈍ラインに通板され、均熱温度６５０〜８８０℃で再結晶焼鈍される。均熱温度が６５０℃に達しないと、再結晶が十分に進行せず、得られた鋼板の延性が低下する。逆に、８８０℃を超える高温焼鈍では、極低炭素鋼であっても一旦はγ変態が生じるため、鋼板の延性が低下する。
焼鈍された鋼帯は、そのままでも使用されるが、溶融Ｚｎめっき，溶融Ａｌめっき等による防錆処理を施しても良い。
【００１３】
【実施例】
実施例１：
表１に示した組成のスラブを連続鋳造法で製造した。なお、Ｍｇは、Ｍｇ＋ＣａＯ含有ワイヤを取鍋中の溶鋼に連続投入するＭｇ脱酸法で添加した。一部のスラブについては、Ｍｇ＋ＣａＯ含有ワイヤの投入に先立ってＡｌで溶鋼を予備脱酸した。
【００１４】

【００１５】
各スラブを１１８０℃まで加熱し、仕上げ温度９００℃，巻取り温度６５０℃の条件で熱間圧延し、板厚２．３ｍｍの熱延鋼帯を得た。
熱延鋼帯を酸洗した後、ＭＡＧ溶接による突合せ溶接試験に供した。試験片の溶接部を中央にしてＪＩＳ５号引張試験片を切り出し、引張試験に供した。試験結果を溶接部のない素材鋼板の試験結果と比較することにより、溶接による強度低下の有無を調査し、引張試験による破断位置を調査した。
また、熱延鋼帯から圧延方向と平行にＪＩＳ３号サブサイズ衝撃試験片を切り出し、−１０℃のシャルピー衝撃試験に供した。試験後の破面を観察し、延性破面が８０％以上の場合を○，８０％未満の場合を×として低温靭性を評価した。
更に、Ｂ添加が耐二次加工割れ性に及ぼす影響を調査するため、鋼種番号２０〜２３については、熱延鋼帯を総絞り比２．１でカップ成形した後、カップの耳を切断してバリを研磨，除去し、−３０℃に冷却した冷媒中でカップを横方向から押し潰した。そして、カップが破壊することなく変形したものを○，カップの壁部が脆性破壊したものを×として、耐二次加工割れ性を評価した。
調査結果を、本発明の請求項１〜３に対応させて表２〜４にそれぞれ示す。
【００１６】

【００１７】
各合金成分が本発明で規定した範囲にある鋼種番号１〜７の鋼板は、突合せ溶接部の引張試験でも強度低下がみられず、破断位置が何れも母材部になっていた。また、低温靭性にも優れていた。
これに対し、Ｍｇを添加していない鋼種番号８では、引張試験の結果、母材部に比較して突合せ溶接部の強度が低下し、伸びも素材鋼板に比較して低い値を示した。破断位置も溶接熱影響部になっており、溶接時の入熱で結晶粒が粗大化した影響が窺われる。本発明で規定した範囲を超えるＣを含む鋼種番号９では、Ｍｇ添加していなくても引張試験で強度低下が検出されず、破断位置も母材部になっていた。Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐの強化元素を本発明で規定した範囲を超えて含有する鋼種番号１０〜１２では、延性及び低温靭性に劣っていた。
【００１８】

【００１９】
Ｔｉ，Ｎｂを添加した本発明の請求項２に対応する鋼種番号１３〜１６の鋼板は、Ｔｉ，Ｎｂ以外の合金成分をほぼ同量含む鋼種番号２と比較して延性に優れており、鋼中の固溶Ｃ，Ｎを固定するＴｉ，Ｎｂの添加効果が窺われる。しかも、引張試験では母材部で破断したことから突合せ溶接部の強度低下がみられず、ＭｇＯの微細分散が熱影響部の粗粒化を有効に抑制していることが窺われる。
これに対し、Ｍｇ無添加の鋼種番号１７では、Ｔｉ添加によって延性が良好となる傾向はみられるが、引張試験によって熱影響部が破断し、突合せ溶接部の強度が低下していた。Ｔｉ，Ｎｂを過剰に添加した鋼種番号１８，１９では、延性の更なる向上はみられず、却って延性が若干低下していた。
【００２０】

【００２１】
Ｂを添加した鋼種番号２０，２１では、優れた耐二次加工割れ性からＢ添加の効果が窺われる。また、突合せ溶接部も強度低下しておらず、低温靭性にも優れていた。
他方、Ｍｇ無添加の鋼種番号２２では、Ｂ添加によって耐二次加工割れ性は改善されているが、引張試験により熱影響部に破断が生じ、突合せ溶接部の強度が低下していた。また、Ｂ無添加の鋼種番号２３では、突合せ溶接部の強度低下はみられないが、耐二次加工割れ性に劣っていた。
【００２２】
実施例２：
表１に示した組成のスラブを連続鋳造法で製造した。なお、Ｍｇは、Ｍｇ＋ＣａＯ含有ワイヤを取鍋中の溶鋼に連続投入するＭｇ脱酸法で添加した。一部のスラブについては、Ｍｇ＋ＣａＯ含有ワイヤの投入に先立ってＡｌで溶鋼を予備脱酸した。
各スラブを１１８０℃まで加熱し、仕上げ温度９００℃，巻取り温度６５０℃の条件で熱間圧延し、板厚３．２ｍｍの熱延鋼帯を製造した。
熱延鋼帯を連続酸洗ラインに通板して酸洗した後、タンデム式の冷間圧延機を用いて圧下率７５％で冷間圧延し、板厚０．８ｍｍの冷延鋼帯にした。次いで、連続焼鈍ラインにおいて８３０℃×均熱６０秒で連続焼鈍した。焼鈍された鋼帯に、更に伸び率０．８％の調質圧延を施した。
【００２３】
調質圧延後の鋼帯から圧延方向と平行にＪＩＳ５号試験片を切り出し、引張試験により機械的性質を調査した。
また、同じ鋼帯から切り出された５０ｍｍ×２００ｍｍの短冊状試験片を２枚１組とし、電極チップ径５．５ｍｍ，加圧力２２０ｋｇ，電流７．６ｋＡ，溶接時間１０秒の条件下、４０ｍｍ間隔で５点スポット溶接した。そして、中間の３点について溶接部の断面を顕微鏡観察し、熱影響部の組織を調査した。調査の結果、熱影響部の粗粒化がみられなかったものを○，著しく粗粒化したものを×として粗粒化状況を評価した。
更に、冷延鋼板を総絞り比２．４でカップ成形し、カップの耳を切断してバリを研磨，除去した後、０℃に冷却した溶媒中で頂角６０℃の円錐ポンチでカップを押し広げ、素材鋼板の低温靭性を調査した。そして、カップが破壊することなく変形したものを○，カップの壁部が脆性破壊したものを×として低温靭性を評価した。
また、Ｂ添加が耐二次加工割れ性に及ぼす影響を調査するため、鋼種番号２０〜２３については、冷延鋼帯を総絞り比２．４でカップ成形した後、カップの耳を切断してバリを研磨，除去し、−３０℃に冷却した冷媒中でカップを横方向から押し潰した。そして、カップが破壊することなく変形したものを○，カップの壁部が脆性破壊したものを×として、耐二次加工割れ性を評価した。
調査結果を、本発明の請求項１〜３に対応させて表５〜７にそれぞれ示す。
【００２４】

【００２５】
各合金成分が本発明で規定した範囲にある鋼種番号１〜７の鋼板は、スポット溶接による熱影響部に粗粒化が観察されず、０℃の耐二次加工割れ性で評価した低温靭性にも優れていた。
これに対し、Ｍｇを添加していない鋼種番号８では、スポット溶接による熱影響部に著しい粗粒化が観察され、母材部に比較して突合せ溶接部の強度が低下していた。本発明で規定した範囲を超えるＣを含む鋼種番号９では、Ｍｇ添加していなくても熱影響部の粗粒化が観察されなかった。Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐの強化元素を本発明で規定した範囲を超えて含有する鋼種番号１０〜１２では、素材が延性に乏しく、０℃の耐二次加工割れ性で評価した低温靭性も劣っていた。
【００２６】

【００２７】
Ｔｉ，Ｎｂを添加した本発明の請求項２に対応する鋼種番号１３〜１６の鋼板は、Ｔｉ，Ｎｂ以外の合金成分をほぼ同量含む鋼種番号２と比較して延性に優れており、鋼中の固溶Ｃ，Ｎを固定するＴｉ，Ｎｂの添加効果が窺われる。しかも、引張試験では母材部で破断したことから突合せ溶接部の強度低下がみられず、ＭｇＯの微細分散が熱影響部の粗粒化を有効に抑制していることが窺われる。
これに対し、Ｍｇ無添加の鋼種番号１７では、Ｔｉ添加によって延性が良好となる傾向はみられるが、スポット溶接による熱影響部が著しく粗粒化しており、突合せ溶接部の強度が低下していた。Ｔｉ，Ｎｂを過剰に添加した鋼種番号１８，１９では、延性の更なる向上はみられず、却って延性が若干低下していた。
【００２８】

【００２９】
Ｂを添加した鋼種番号２０，２１では、スポット溶接による熱影響部が粗粒化しておらず、０℃及び−３０℃の耐二次加工割れ性で評価した低温靭性にも優れていた。
他方、Ｍｇ無添加の鋼種番号２２では、Ｂ添加によって−３０℃の耐二次加工割れ性は改善されているが、スポット溶接による熱影響部が粗粒化しており、突合せ溶接部の強度が低下していた。また、Ｂ無添加の鋼種番号２３では、熱影響部の粗粒化は観察されなかったが、−３０℃の耐二次加工割れ性に劣っていた。
【００３０】
実施例３：
表１に掲げた鋼種番号１，１４，２０の鋼材を用い、熱延巻取り温度を５５０〜７００℃の範囲で４水準変化させる以外は実施例２と同じ条件下で冷延鋼帯を製造した。得られた各冷延鋼帯から切り出された試験片を引張試験に供し、０．２％耐力，引張強さ，伸び及びランクフォード値を求めた。
表８の調査結果にみられるように、本発明で規定した巻取り温度よりも低い５５０℃で巻き取った鋼帯では、延性及びランクフォード値の双方が劣っていた。これに対し、本発明で規定した巻取り温度の条件を満足する鋼帯では、延性，伸び共に良好であった。また、延性，伸びは、巻取り温度が高くなるほど向上する傾向を示した。
【００３１】

【００３２】
実施例４：
表１に掲げた鋼種番号１，１４，２０の鋼材を用い、連続焼鈍時に均熱温度を６００〜９００℃の範囲で４水準変化させる以外は実施例２と同じ条件下で冷延鋼帯を製造した。得られた各冷延鋼帯から切り出された試験片を引張試験に供し、０．２％耐力，引張強さ，伸び及びランクフォード値を求めた。
表９の調査結果にみられるように、本発明で規定した均熱温度よりも低い６００℃で焼鈍した鋼帯では、再結晶が不十分なため、延性及びランクフォード値の双方が劣っていた。また、本発明で規定した均熱温度より高い９００℃では、鋼帯が一旦γ域まで加熱されるため、延性及びランクフォード値の双方が劣っていた。これに対し、本発明で規定した均熱温度の条件を満足する鋼帯では、延性，伸び共に良好であった。
【００３３】

【００３４】
【発明の効果】
以上に説明したように、本発明の加工用鋼板は、微細なＭｇＯを鋼中に分散させているので、加工性改善のためにＣ含有量を低減した鋼種であるにも拘らず、溶接熱影響部の結晶粒が粗大化することがなく、良好な溶接強度を呈する。また、橋梁等の大型構造材用の厚鋼板を大入熱溶接する場合にあっても熱影響部の粗粒化が防止され、良好な溶接強度をもつ溶接構造体が得られる。

Claims (5)

1. Ｃ：０．０００５〜０．０１０重量％，Ｓｉ：０．０２〜１．０重量％，Ｍｎ：０．１〜２．５重量％，Ｐ：０．００５〜０．１重量％，Ｓ：０．０２重量％以下，Ｍｇ：０．００１重量％以上０．０１重量％未満，Ａｌ：０．０２重量％以下を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成で、１μｍ以下の微細なＭｇＯが均一に分散析出した組織をもつ溶接部強度に優れた加工用鋼板。
2. 更にＴｉ及び／又はＮｂを合計で０．０２〜０．１０重量％含む請求項１記載の溶接部強度に優れた加工用鋼板。
3. 更にＢ：０．０００５〜０．００５重量％を含む請求項１又は２記載の溶接部強度に優れた加工用鋼板。
4. 請求項１〜３の何れかに記載の組成をもつスラブを仕上げ温度８５０℃以上，巻取り温度６００〜７５０℃で熱間圧延することを特徴とする溶接部強度に優れた加工用鋼板の製造方法。
5. 請求項１〜３の何れかに記載の組成をもつスラブを仕上げ温度８５０℃以上，巻取り温度６００〜７５０℃で熱間圧延した後、酸洗及び冷延率５０〜８５％の冷間圧延を施し、更に均熱温度６５０〜８８０℃で連続焼鈍することを特徴とする溶接部強度に優れた加工用鋼板の製造方法。