JP2005154808A - プレス成形性に優れた溶接継手用高強度薄鋼板およびこれを用いた溶接継手 - Google Patents

Abstract

【課題】 高強度でありながらプレス成形性に優れた溶接継手用高強度薄鋼板と、この高強度薄鋼板を用いた溶接継手を提供する
【解決手段】 高強度薄鋼板は、質量％で、0.06％＜C＜0.1％、Si≦0.5％、Mn≦1.8％、P≦0.03％、S≦0.01％、Al≦0.1％、N≦0.006％、0.12％＜Ti≦0.20％、0.3％＜Mo≦0.6％を含有し、下記（Ｉ）・（II）式の関係を満たし、残部Feおよび不可避的不純物からなり、実質的にフェライト単相組織であり、平均粒径が10nm未満の炭化物が析出し、引張強度が900MPa以上1100MPa以下である。
0.5≦〔｛Ti−(48／32)S−(48／14)N｝／48〕／(Mo／96)≦1.5 …（Ｉ）
（但し、Ti、S、N、Moは質量％）
Ceq＝C＋Mn／6＋Si／24＋Mo／4≦0.4 …（II）
（但し、C、Mn、Si、Moは質量％）
【選択図】 なし

Description

本発明は、自動車のプレス構造部品に適したプレス成形性に優れた溶接継手用高強度薄鋼板と、この溶接継手用高強度薄鋼板を用いてなるプレス成形性に優れた溶接継手に関する。

自動車においては、軽量化のために高強度薄鋼板（所謂、ハイテン）の使用比率が拡大している。しかし、単なる高強度薄鋼板使用による板厚の低減は車体剛性を著しく低下させてしまう。このため、衝突安全性を考慮して、乗員用キャビンより前の部分は衝突時に変形することで衝突エネルギーを吸収し、乗員用キャビンの形は変えないようにするという構造が採られつつある。

そこでは、乗員用キャビンには板厚の厚い鋼板を、乗員用キャビン前の衝突時に変形する部位には板厚の薄い高強度薄鋼板が使用される。このとき、例えば、乗員用キャビンには４４０ＭＰａ級（Ｃを０．１％含有する）鋼板が用いられ、乗員用キャビン前には５９０ＭＰａ級〜７８０ＭＰａ級鋼板が使用されることから、これら２種類の鋼板をレーザ溶接で接合した鋼板、所謂、ＴＷＢ（Tailor Welded Blank）が使用されている。この溶接部を含むＴＷＢをプレス成形し、所望の部品形状に加工する。

ところが、従来の鋼板では、溶接金属のＣ量が極めて高く、高強度薄鋼板側の熱影響部（ＨＡＺ）が硬化しやすいため、溶接部を含む鋼板（以下「溶接継手」と称す）をプレス成形すると、溶接金属またはＨＡＺで破断してしまい、十分なプレス成形性が得られないという問題があった。

高強度かつ高加工性の鋼板を得るための技術が特許文献１〜４に提案されている。

特許文献１には、Ｓｉ添加で炭化物生成を抑制し、Ｃｒ添加量制限により低温変態相生成を抑制して組織をベイニティックフェライトととし、さらにＮｉやＭｏを固溶強化元素として添加したＴｉ添加高伸びフランジ加工性高強度鋼板が開示されている。しかしながら、この技術の根幹をなすラス間に炭化物析出を伴わないラス状組織であるベイニティックフェライト組織は、転位密度を高めて強度を補償しているため、溶接部のＨＡＺ軟化が著しく、溶接継手のプレス成形性は良いものとは言えない。

特許文献２には、Ｃと結合するＴｉ、ＮｂをＣに対して原子比で０．５以上添加し、固溶Ｔｉ、固溶Ｎｂで熱間圧延後のフェライト核生成を抑制することによって、組織をアシキュラーフェライトとし、さらにＣｒ、Ｍｏの固溶強化で強度を調整した高伸びフランジ性熱延鋼板が開示されている。しかしながら、アシキュラーフェライトは多くの転位を含んでおり、溶接の熱影響で組織が破壊され、著しく軟化するために、溶接継手のプレス成形性は良いものではない。また、プレス加工性に重要なＥＬも１５％と低く、プレス成形そのものが困難である。

特許文献３には、高加工性と高強度化をＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏの結晶粒微細化効果で実現する方法が開示されている。しかしながら、この技術では、平均のフェライト粒径を２μｍ以下とするために、伸びの劣化と溶接時のフェライト粒の粗大化は避けられない。このため、溶接部のＨＡＺ軟化が著しく、溶接継手のプレス成形性は良好とは言えない。

特許文献４では、ポリゴナルフェライトに対するパーライトや低温変態相の面積比が１５％以下のポリゴナルフェライト中にＴｉＣが分散した組織を有し、Ｍｏを固溶強化元素として固溶させた伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板が開示されている。しかしながら、このＴｉＣは溶接時の熱影響で粗大化しやすく、また、ＴｉＣは１０ｎｍ未満の微細粒とならないため、高強度化が難しい。さらに、ＴｉＣとならないＣがセメンタイトとなって大量にフェライト粒界に析出するため、溶接継手のプレス成形性は良好とは言えない。

このように、従来の技術では、溶接継手のプレス成形性に優れた鋼板は製造することができない。
特開平６−１７２９２４号公報 特開平７−１１３８２号公報 特開平１１−１５２５４４号公報 特開平６−２００３５１号公報

本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、高強度でありながらプレス成形性に優れた溶接継手用高強度薄鋼板と、この溶接継手用高強度薄鋼板を用いてなるプレス成形に優れた溶接継手を提供することを目的とする。

本発明者らは、溶接金属の硬化を防止し、同時にＨＡＺの軟化を防止することができる鋼板について鋭意研究を行った。プレス成形する溶接継手は溶接部の幅を狭くするためにレーザ溶接、マッシュシーム溶接等のエネルギー密度の高い低入熱溶接が行われるが、このような低入熱溶接では溶接部の冷却が極めて速いため、溶接金属の硬さは焼入性に支配される。すなわち、焼入性が低いほど溶接金属は軟質であり、プレス成形時に変形しやすい。しかし、溶接金属の焼入性を低くするために低合金成分設計を行うと、十分な強度が得られない。さらには著しいＨＡＺ軟化が起こり、プレス成形時にＨＡＺ破壊する。そこで、本発明者らは、低合金成分で十分な強度が得られ、かつ、レーザ溶接熱サイクルでＨＡＺ軟化しない高強度薄鋼板とするために、レーザ溶接熱サイクルで粗大化しにくい析出物について研究した結果、ＴｉとＭｏを含む炭化物でフェライト単相組織を析出強化することにより、プレス成形性に優れた溶接継手用高強度薄鋼板およびこれを用いた溶接継手が得られることを見出し、本発明を完成するに至った。

なお、本発明における溶接継手とは、プレス成形前に溶接接合された鋼板であり、所謂、ＴＷＢと称するものに相当する。溶接後に溶接部を含んだままプレス成形に供されるものであり、プレス成形後に溶接される通常の溶接部品とは異なる。

すなわち本発明は以下の（１）〜（６）を提供するものである。
（１）質量％で、０．０６％＜Ｃ＜０．１％、Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ≦１．８％、Ｐ≦０．０３％、Ｓ≦０．０１％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、０．１２％＜Ｔｉ≦０．２０％、０．３％＜Ｍｏ≦０．６％を含有し、かつ、以下の（Ｉ）式および（II）式の関係を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、実質的にフェライト単相組織であり、平均粒径が１０ｎｍ未満の炭化物が析出し、９００ＭＰａ以上１１００ＭＰａ以下の引張強度を有することを特徴とするプレス成形性に優れた溶接継手用高強度薄鋼板。
0.5≦〔｛Ti−(48／32)S−(48／14)N｝／48〕／(Mo／96)≦1.5 …（Ｉ）
（但し、Ti、S、N、Moは質量％）
Ceq＝C＋Mn／6＋Si／24＋Mo／4≦0.4 …（II）
（但し、C、Mn、Si、Moは質量％）
（２）薄鋼板どうしを溶接してなる溶接継手であって、前記薄鋼板のうちの少なくとも一方が、上記（１）の溶接継手用高強度薄鋼板であることを特徴とするプレス成形性に優れた溶接継手。
（３）上記（１）の溶接継手用高強度薄鋼板どうしを溶接してなる溶接継手であって、前記溶接継手用高強度薄鋼板の板厚の差が１０％以上あることを特徴とするプレス成形性に優れた溶接継手。
（４）上記（１）の溶接継手用高強度薄鋼板と、Ｃ≧０．１０％含む被溶接鋼板とを溶接してなることを特徴とするプレス成形性に優れた溶接継手。
（５）上記（４）の溶接継手において、前記溶接継手用高強度薄鋼板の板厚と被溶接鋼板の板厚の差が１０％以上である。
（６）上記（２）〜（５）の溶接継手において、前記溶接継手用高強度薄鋼板と前記被溶接鋼板との溶接線が曲線部を含む。

本発明の溶接継手用高強度薄鋼板およびこれを用いてなる溶接継手は、高強度でありながらプレス成形性が良好である。

以下、本発明について詳細に説明する。
本発明の溶接継手用高強度薄鋼板は、質量％で、０．０６％＜Ｃ＜０．１％、Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ≦１．８％、Ｐ≦０．０３％、Ｓ≦０．０１％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、０．１２％＜Ｔｉ≦０．２０％、０．３％＜Ｍｏ≦０．６％を含有し、かつ、以下の（Ｉ）式および（II）式の関係を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、実質的にフェライト単相組織であり、平均粒径が１０ｎｍ未満の炭化物が析出して、高強度化されている。
0.5≦〔｛Ti−(48／32)S−(48／14)N｝／48〕／(Mo／96)≦1.5 …（Ｉ）
（但し、Ti、S、N、Moは質量％）
Ceq＝C＋Mn／6＋Si／24＋Mo／4≦0.4 …（II）
（但し、C、Mn、Si、Moは質量％）

このような組織とすることにより、９００ＭＰａ以上１１００ＭＰａ以下の高い引張強度を有しながらプレス成形性が良好であり、しかも溶接時のＨＡＺ軟化も抑制される。このため、この溶接継手用高強度薄鋼板を用いた溶接継手は、プレス成形時にＨＡＺ破壊し難く、良好なプレス成形性を示す。以下、各成分等について説明する。

Ｃ：
Ｃは鋼を高強度化する炭化物を形成する。Ｃ含有量が０．１％以上となると、引張強度が１１００ＭＰａを超えやすくなり、プレス成形性が低下する。このため、Ｃ含有量を０．１％未満とした。また、９００ＭＰａ以上の引張強度を得るために、Ｃ含有量を０．０６％超とした。

Ｓｉ：
Ｓｉは従来鋼の延性を劣化させずに強度を上昇できる成分として積極的に添加されてきた。しかし、Ｓｉは鋼の焼入性を増し、かつ、表面性状も赤スケールで劣化することから、本発明ではＳｉを極力添加せず、Ｓｉ含有量の上限を０．５％とした。Ｓｉ含有量は好ましくは０．２％以下である。

Ｍｎ：
Ｍｎは固溶強化元素である。高強度を得るために添加するが、１．８％を超えて添加すると、鋼板内部に偏析組織を形成して、溶接継手のプレス成形性を劣化させる。そこで、Ｍｎ含有量を１．８％以下とした。高強度化の観点からはＭｎ含有量は０．５％以上が好ましい。

Ｐ：
Ｐは鋼中に偏析する不純物元素であるから、できる限り低減することが好ましい。このため、Ｐ含有量を０．０３％以下とした。

Ｓ：
ＳはＴｉと結合して鋼中に硫化物を形成する。そのため、Ｓ含有量の増加は鋼を析出強化するＴｉとＭｏを含む微細炭化物の析出量の低減をもたらし、さらにプレス成形性を劣化させることから、Ｓ含有量は可能な限り低減することが好ましい。このため、Ｓ含有量を０．０１％以下とした。

Ａｌ：
Ａｌは脱酸剤であり、鋼中にある程度含まれる。しかし、Ａｌ含有量が０．１％を超えると鋼が酸化しやすくなって延性が低下してしまう。そこで、Ａｌ含有量を０．１％以下とした。

Ｎ：
ＮはＴｉと結合して鋼中にＴｉＮとして析出する。このＴｉＮは粗大なため強度向上に寄与しない。また、Ｔｉを浪費して鋼の高強度化に寄与するＴｉとＭｏを含む微細炭化物の析出量を減らすことから、Ｎの含有量は少ない方がよい。そのため、本発明においては、Ｎ含有量を０．００６％以下とした。

Ｔｉ：
Ｔｉは鋼板を析出強化するために極めて重要である。Ｔｉ含有量が０．１２％以下ではＴｉとＭｏを含む微細炭化物による９００ＭＰａを超える高強度化が困難であり、０．２０％超では強度が著しく高くなってプレス成形性が低下する。このため、Ｔｉ含有量を０．１２％超０．２０％以下とした。

Ｍｏ：
ＭｏはＴｉとともに微細炭化物を形成し、鋼を強化するために、本発明において極めて重要である。Ｍｏ含有量が０．３％以下ではＴｉとＭｏを含有する炭化物が形成され難く、０．６％を超えるとベイナイトが出やすくなり、組織をフェライト単相化し難くなる。そこで本発明においては、Ｍｏ含有量を０．３％超０．６％以下とした。

0.5≦〔｛Ti−(48／32)S−(48／14)N｝／48〕／(Mo／96)≦1.5 （但し、Ti、S、N、Moは質量％）：
上述したように、ＴｉはＳ、Ｎと結合し、これらと結合しなかったＴｉが微細炭化物を形成し、鋼板の高強度化に寄与する。このＳおよびＮと結合しないＴｉ量とＭｏ量の比は、本発明において極めて重要である。これは、ＴｉとＭｏが結合した炭化物が熱的に安定で、溶接入熱で粗大化しにくいからである。式：〔｛Ti−(48／32)S−(48／14)N｝／48〕／(Mo／96)の値が１．５を超えると（つまり、Ｔｉ量が多くなると）、鋼板を高強度化する微細析出物の熱的安定性が失われて、ＨＡＺ軟化が著しく起こる。一方、この式の値が０．５未満となる（つまり、Ｍｏが多くなる）と、Ｔｉと結合しないＭｏが炭化物を形成できないことから、炭化物が減少して十分な引張強度が得られなくなる。このため、この式の値を０．５以上１．５以下とした。

Ceq＝C＋Mn／6＋Si／24＋Mo／4≦0.4 （但し、C、Mn、Si、Moは質量％）：
Ｃｅｑは溶接金属の硬さを示す指標である。Ｃｅｑが０．４を超えると、引張強度に対して溶接金属の硬さが著しく高くなる。このため、溶接継手をプレス成形すると溶接金属と鋼板との境界に応力集中が生じ、溶接金属と鋼板との境界が破壊する。そこで、Ｃｅｑの上限を０．４とした。

従来の高強度鋼板は複合組織鋼板であり、フェライトにベイナイトやマルテンサイト等の第二相を分散させたものである。この第二相には転位が多量に存在するため、溶接を行うと焼鈍効果により引張強度が著しく低下する。そこで本発明の溶接継手用高強度薄鋼板では、鋼板組織を実質的にフェライト単相とする。本発明において「実質的にフェライト単相である」とは、断面組織写真で９０％以上、好ましくは９５％以上、さらに好ましくは９８％以上、がフェライト相であることを言う。

このように、本発明の溶接継手用高強度薄鋼板では第二相を用いないことから、鋼板の強化には析出強化を用いる。析出強化量は析出物量の増加と析出物の微細化で著しく上昇する。このうち、炭化物量（すなわち、析出物量）を多くする従来の析出強化法ではＣ量の増大が不可避であり、良好なプレス成形性を有する溶接継手の製造は極めて困難である。このため、炭化物量を抑制し、炭化物を微細化して引張強度を補う必要がある。平均粒径が１０ｎｍ以上の炭化物では２００ＭＰａ以上の析出強化量を得難いことから、本発明においては炭化物の平均粒径を１０ｎｍ未満とし、５ｎｍ未満とすることが好ましい。なお、ＴｉとＭｏとＣの含有量によっては微量のセメンタイトが析出する場合もあるが、微量のセメンタイトが析出していても構わない。

上述してきたように、薄鋼板どうしを溶接してなる溶接継手の少なくとも一方の薄鋼板に本発明の溶接継手用高強度薄鋼板を用いることにより、プレス成形性の優れた溶接継手とすることができる。

上述した本発明の溶接継手用高強度薄鋼板どうし、または本発明の溶接継手用高強度薄鋼板と他の鋼板とを溶接して溶接継手を製造する場合において、これらの鋼板の板厚が異なると、製造される溶接継手には必ず段差が生ずる。この段差は硬化した溶接金属と母材との界面におけるプレス成形時の応力集中を促進することから、従来はできるだけ板厚差を設けない設計がされていた。しかし、本発明はこのような差厚継手において顕著な効果を発揮する。すなわち、本発明の溶接継手用高強度薄鋼板を用いて得られる溶接継手では、これらの板厚差が１０％以上の場合にも良好なプレス成形性が得られる。

一般に成分の異なる鋼板を溶接すると、溶接金属の組成はこれらの鋼板の成分の平均値となる。このことから、溶接する鋼板の一方がＣを多く含む場合には、溶接金属の硬化は避けられない。しかし、本発明の溶接継手用高強度薄鋼板とその他の被溶接鋼板とを溶接した場合には、この被溶接鋼板がＣを多量に含んでいても、プレス成形性に優れた溶接継手を得ることができる。この効果は本発明の溶接継手用高強度薄鋼板とＣ含有量が０．１％以上の被溶接鋼板とを溶接して得られる溶接継手において顕著である。

従来、プレス成形に用いる溶接継手は、その溶接線が直線であった。これは溶接線が曲がっていると、この曲がりに対応してプレス時に応力集中が生じ、溶接継手が破壊してしまうためである。本発明では、溶接継手の溶接線が曲線部を含んでいる場合でも、溶接金属の硬さが低いことから、応力集中が起こり難い。すなわち、本発明の溶接継手は、溶接線が曲線部を含んでいる場合においても良好なプレス成形性を示す。

以上の構成を含んでいれば、本発明の効果を阻害しない範囲で、上記元素以外の元素を含んでいてもよい。例えば、耐食性を考慮したＣｕ、Ｎｉの添加、耐二次加工脆性を考慮したＢ、Ｓｂの添加、伸びフランジ性を考慮したＣａの添加、表面性状を考慮したＣｒの添加、フェライト細粒化を考慮したＶ、Ｎｂ、Ｚｒの添加、が挙げられる。但し、これらの元素の添加量はそれぞれ１％以下とすることが好ましく、０．５％以下とすることがより好ましい。また、これら元素の合計の添加量は２％以下とすることが好ましく、１．５％以下とすることがより好ましい。また、Ｎｉ，Ｃｒ、Ｖのいずれか一種以上を含有する場合には、（II）式は、Ceq＝C＋Mn／6＋Si／24＋Ni／40＋Cr／5＋Mo／4＋V／14と定義され、この式の値が０．４以下となるようにする。

本発明の溶接継手用高強度薄鋼板は、常法の製造方法によって製造することができる。そして、熱延鋼板である場合と冷延鋼板である場合とで得られる効果に差はない。熱間圧延に際しては、加熱はオーステナイト単相域であれば十分であるが、仕上温度の観点から、１２００℃以上とすることが好ましく、１２５０℃以上とすることがより好ましい。仕上温度は８４０℃以上が好ましく、９００℃以上がより好ましい。これは、８４０℃未満では圧延荷重が高くなるために、鋼板形状をフラットに保てなくなるからである。巻取温度は６７５℃以下であればよいが、５５０℃以上とすることが好ましい。これは、巻取温度が６７５℃を超えると鋼板中の炭化物が粗大化して、９００ＭＰａ以上の引張強度を得ることが困難となるからである。一方、巻取温度が５５０℃未満の場合にはフェライト単相が得られ難くなる。本発明の溶接継手用高強度薄鋼板は、溶融Ｚｎめっき、電気めっきしたものであってもよい。

本発明の溶接継手用高強度薄鋼板の溶製は、転炉、電気炉でも可能であり、鋳造−分塊圧延、連続鋳造のいずれの工程でも製造可能である。また、熱間粗圧延省略（簡略）化を目的とした薄スラブ鋳造も可能である。

表１に示す成分の鋼を溶製し、熱間圧延することで、板厚２．０ｍｍの鋼板を作製した。このときスラブの加熱温度は１２７０℃、仕上圧延温度は９２０℃（Ｎｏ．５のみ８７０℃）、巻取温度は６２０℃（Ｎｏ．５のみ５００℃）とした。得られた鋼板から、その圧延方向と垂直な方向が引張方向となるように引張試験片ＪＩＳ５号を切り出して引張試験を行い、引張特性を調べた。また、作製した鋼板の圧延方向に平行な断面の組織をＳＥＭにより観察した。さらに、板厚中央より薄膜を作製し、析出物をＴＥＭ観察した。また、得られた鋼板をＣＯ_２レーザ溶接して、溶接継手を作製した。さらにまた、作製された溶接継手の溶接ビードを中心にエリクセン試験を行い、その張り出し高さ（エリクセン値）を測定した。

表１に示した組成の鋼から作製された鋼板の機械的特性、組織、析出物の平均粒径、作製された溶接継手のエリクセン値を表２に示す。Ｎｏ．１〜４は９８０ＭＰａ級の本発明例であり、Ｎｏ．５は本発明の構成要件を満たさない比較例である。Ｎｏ．５の比較例に対してＮｏ．１〜４の本発明例は７ｍｍ以上の高いエリクセン値を有しており、プレス成形性が良好であることがわかる。

次に、表３に示す成分の鋼を溶製し、熱間圧延することで、鋼板を作製した。このときスラブの加熱温度は１２５０℃、仕上圧延温度は９１０℃（Ｎｏ．７とＮｏ．８は８６０℃）、巻取温度は６２０℃（Ｎｏ．７とＮｏ．８は５００℃）とした。Ｎｏ．６とＮｏ。７の板厚は２．３ｍｍで、Ｎｏ．８の板厚は２．０ｍｍである。上記試験と同様にして、引張試験片ＪＩＳ５号を用いた引張試験、ＳＥＭ観察、ＴＥＭ観察を行った。

表３に示した組成の鋼から作製された鋼板の機械的特性、組織、析出物の平均粒径を表４に示す。Ｎｏ．６は９８０ＭＰａ級の本発明例であり、Ｎｏ．７（７８０ＭＰａ級）とＮｏ．８（４４０ＭＰａ級）は比較例である。

表５は、Ｎｏ．６とＮｏ．８の鋼板を、Ｎｏ．７とＮｏ．８の鋼板を、それぞれＹＡＧ溶接して作製された各溶接継手についてエリクセン試験を行った結果を示している。表５から、本発明例のＮｏ．６と比較例のＮｏ．８の組合せではエリクセン値が７．５ｍｍとなり良好であった。これに対し比較例どうしであるＮｏ．７とＮｏ．８の組合せではエリクセン値は５．１ｍｍと小さく、本発明例の鋼板を用いることによってプレス成形性に優れた溶接継手が得られることが確認された。

本発明の溶接継手用高強度薄鋼板およびこれを用いた溶接継手は、例えば、自動車用のプレス構造部品に好適である。

Claims (6)

1. 質量％で、０．０６％＜Ｃ＜０．１％、Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ≦１．８％、Ｐ≦０．０３％、Ｓ≦０．０１％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、０．１２％＜Ｔｉ≦０．２０％、０．３％＜Ｍｏ≦０．６％を含有し、かつ、以下の（Ｉ）式および（II）式の関係を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、実質的にフェライト単相組織であり、平均粒径が１０ｎｍ未満の炭化物が析出し、９００ＭＰａ以上１１００ＭＰａ以下の引張強度を有することを特徴とするプレス成形性に優れた溶接継手用高強度薄鋼板。
   0.5≦〔｛Ti−(48／32)S−(48／14)N｝／48〕／(Mo／96)≦1.5 …（Ｉ）
   （但し、Ti、S、N、Moは質量％）
   Ceq＝C＋Mn／6＋Si／24＋Mo／4≦0.4 …（II）
   （但し、C、Mn、Si、Moは質量％）
2. 薄鋼板どうしを溶接してなる溶接継手であって、前記薄鋼板のうちの少なくとも一方が、請求項１に記載の溶接継手用高強度薄鋼板であることを特徴とするプレス成形性に優れた溶接継手。
3. 請求項１に記載の溶接継手用高強度薄鋼板どうしを溶接してなる溶接継手であって、
   前記溶接継手用高強度薄鋼板の板厚の差が１０％以上あることを特徴とするプレス成形性に優れた溶接継手。
4. 請求項１に記載の溶接継手用高強度薄鋼板とＣ≧０．１０％含む被溶接鋼板とを溶接してなることを特徴とするプレス成形性に優れた溶接継手。
5. 前記溶接継手用高強度薄鋼板の板厚と前記被溶接鋼板の板厚の差が１０％以上あることを特徴とする請求項４に記載のプレス成形性に優れた溶接継手。
6. 前記溶接継手用高強度薄鋼板と前記被溶接鋼板との溶接線が曲線部を含むことを特徴とする請求項２から請求項５のいずれか１項に記載のプレス成形性に優れた溶接継手。