CN109477185A - 高强度薄钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供具有高拉伸强度、并且具有高伸长率与扩孔性和弯曲加工性、而且具有在电阻焊时也不产生裂纹的优异的耐电阻焊裂纹特性的高强度薄钢板及其制造方法。所述高强度薄钢板具有特定的成分组成和复合组织，所述复合组织以体积分率计，含有35～65％的铁素体、7％以下(包含0％)的残留奥氏体、20～60％的马氏体、以体积分率计20％以下(包含0％)的贝氏体，铁素体的平均晶粒直径为8μm以下且平均长宽比为3.5以下，马氏体的平均晶粒直径为3μm以下，含有贝氏体时，上述贝氏体的平均晶粒直径为3μm以下；从在板厚方向距表面100μm的位置到板厚中央部在板厚方向每200μm测定的维氏硬度的标准偏差为30以下。

Description

高强度薄钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及高强度薄钢板及其制造方法。

背景技术

近年来，因为环境问题日益严重，所以CO₂排出限制越来越严格，汽车领域中面向提高油耗效率的车体的轻型化成为课题。因此，正在推进高强度钢板在汽车部件中的应用所致的薄壁化，正在推进拉伸强度(TS)为980MPa以上的钢板的应用。但是，对于用于汽车的结构用部件、加强用部件的高强度钢板，要求成型性优异。特别是对具有复杂形状的部件的成型，不但要求伸长率、扩孔性、弯曲加工性之类的个别特性优异，还要求其全部优异。此外，冲压成型的部件大多通过电阻焊(点焊)组合。但是，该点焊时钢板表面的锌熔融，且焊接部附近产生残留应力，导致伴随着高强度化而担心会发生液体金属脆性而钢板产生裂纹。这是即便高强度钢板是非镀锌钢板，被焊接的另一边的钢板是镀锌钢板时，由于其锌会熔融，因此非镀锌钢板中也会发生的问题。因此，高强度薄钢板的应用需要加工性(伸长率、扩孔性、弯曲加工性)和耐电阻焊裂纹特性优异。

以往，进行了在TS为980MPa以上的高强度薄钢板中使加工性、耐电阻焊裂纹特性提高的报道。例如，专利文献1中公开了通过控制铁素体的晶粒直径、体积分率和纳米硬度而伸长率和弯曲性优异的DP钢板(二相钢板)。另外，专利文献2中公开了通过控制Si、Al、Mn添加量来改善电阻焊时的表面裂纹的技术。

现有技术文献

专利文献

专利文献1:日本特许4925611号公报

专利文献2:日本特许3758515号公报

发明内容

然而，专利文献1相对于980MPa以上的强度，伸长率不充分，不能说确保充分的加工性。另外，对于专利文献2也难以实现980MPa以上的高强度，不能说确保充分的强度和加工性。

这样，980MPa以上的高强度薄钢板中，难以改善加工性和耐电阻焊裂纹特性这两者，实际情况是也包括其它钢板在内，尚未开发出兼备这些特性的钢板。

本发明鉴于这些问题，目的在于提供具有高拉伸强度、并且具有高伸长率与扩孔性和弯曲加工性、而且具有在电阻焊时也不产生裂纹的优异的耐电阻焊裂纹特性的高强度薄钢板及其制造方法。具体而言，目的在于提供具有拉伸强度为980MPa以上，伸长率为16.5％以上，扩孔率为35％以上以及与轧制方向成直角的方向的弯曲加工性R/t(R为V形块的前端半径，t为板厚)为1.5以下，具有用与钢板成角度的电极进行焊接时也不产生电阻焊裂纹的耐电阻焊裂纹特性的高强度薄钢板及其制造方法。

应予说明，本发明的薄钢板是板厚0.4～2.4mm的钢板。

另外，本发明所说的高强度薄钢板中包含在表面具备镀层的高强度镀覆薄钢板。另外，镀层中包含合金化镀层。

本发明人等反复进行了深入研究，结果发现为了提高加工性和耐电阻焊裂纹特性，以特定的比率控制钢板组织(钢板的复合组织)中的铁素体等的体积分率，并且将铁素体等的平均晶粒直径微细化，进一步控制板厚方向的硬度分布，从而在高强度薄钢板中同时得到优异的伸长率、扩孔性、弯曲加工性和耐电阻焊裂纹特性。该发明立足于上述见解。

Mn能够以低成本确保淬透性，因此为了高强度化而添加，但是通过连续铸造生产薄钢板时，钢板中Mn的偏析以与轧制面平行的带状存在。存在该Mn带时，退火时在Mn带中容易生成第2相，最终的钢板组织也沿Mn带生成第2相。存在该显微偏析时，扩孔试验时进行冲孔时，在该位置会连续生成空隙，扩孔性劣化。此外，该Mn带在钢板表面也容易生成，因此弯曲加工中也同样产生显微硬度差而发生开裂，弯曲加工性也劣化。因此，需要尽可能地减少Mn带。

另外，由电阻焊时的液体金属脆性所致的裂纹由于焊接时溶解的Zn和内部应力的产生而在熔核附近的热影响区(HAZ)产生裂纹。即便在不发生溅射的适当的电流范围，当拉伸强度达到980MPa级而成为高强度时，也有时产生裂纹。特别是焊接用的电极与钢板成角度地进行焊接时内部应力增加而产生裂纹。如果产生该裂纹，则特别是担心降低焊接部的疲劳强度等，因此用于汽车用途等时需要避免该裂纹。观察裂纹部时，可知热影响区(HAZ)焊接后在成为马氏体单相的位置发生晶界破坏。

因此，发明人等反复进行了深入研究，结果发现通过控制对高强度化有效的Mn添加量并控制热轧和冷轧的条件，从而尽可能地抑制Mn带的生成，提高加工性，并且调整电阻焊时的显微硬度分布，改善液体金属脆性的敏感性。即，本发明提供以下的[1]～[7]。

[1]一种高强度薄钢板，以质量％计，具有如下成分组成和复合组织，上述成分组成含有C：0.05～0.15％、Si：1.6％以下、Mn：1.3～2.4％、P：0.05％以下、S：0.0050％以下、Al：0.01～0.10％、N：0.010％以下、Ti：0.005～0.10％、B：0.0002～0.004％，进而含有选自Mo：0.005～0.50％、Cr：0.005～1.0％中的1种或2种，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成；上述复合组织以体积分率计，含有35～65％的铁素体、7％以下(包含0％)的残留奥氏体、20～60％的马氏体、20％以下(包含0％)的贝氏体，上述铁素体的平均晶粒直径为8μm以下且平均长宽比为3.5以下，上述马氏体的平均晶粒直径为3μm以下，含有上述贝氏体时，上述贝氏体的平均晶粒直径为3μm以下，从在板厚方向距表面100μm的位置到板厚中央部在板厚方向每200μm测定的维氏硬度的标准偏差为30以下。

[2]根据[1]所述的高强度薄钢板，上述成分组成以质量％计，进一步含有选自V：0.05％以下、Nb：0.50％以下、Cu：0.30％以下、Ni:0.05％以下、以及Ca和/或REM：0.0050％以下中的一种以上。

[3]根据[1]或[2]所述的高强度薄钢板，其中，在表面具有镀层。

[4]根据[3]所述的高强度薄钢板，其中，上述镀层为热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层。

[5]一种高强度薄钢板的制造方法，将具有[1]或[2]所述的成分组成的钢坯材在精轧的最终道次的压下率为12％以上、该最终道次前的道次的压下率为15％以上、精轧输入侧温度为1000～1150℃、精轧结束温度为850～950℃的条件下进行热轧；该热轧后，进行到冷却停止温度为止的第1平均冷却速度为75℃/s以上、冷却停止温度为700℃以下的1次冷却；该1次冷却后，在到卷取温度为止的第2平均冷却速度为5～50℃/s的条件下进行2次冷却，以600℃以下的卷取温度进行卷取；对该卷取后的热轧钢板实施酸洗后，继续进行冷轧；该冷轧后，退火时，以3～30℃/s的平均加热速度加热到760～900℃的温度区域，在均热温度为760～900℃的温度区域保持15秒以上后，该保持后，在到冷却停止温度为止的平均冷却速度为3～30℃/s、冷却停止温度为600℃以下的条件下进行冷却。

[6]根据[5]所述的高强度薄钢板的制造方法，其中，上述退火中的冷却后实施镀覆处理。

[7]根据[6]所述的高强度薄钢板的制造方法，其中，上述镀覆处理是进行热浸镀锌，在450～600℃进行合金化的处理。

根据本发明，得到具有极高的拉伸强度、并具有高伸长率与扩孔性和弯曲加工性、进而具有在电阻焊时也不产生裂纹的优异的耐电阻焊裂纹特性的高强度薄钢板。具体而言，能够得到具有拉伸强度为980MPa以上、伸长率为16.5％以上、扩孔率为35％以上以及与轧制方向成直角的方向的弯曲加工性R/t(R为V形块的前端半径，t为板厚)为1.5以下、即便用与钢板成角度的电极进行焊接时也不产生电阻焊裂纹的强度、伸长率、扩孔性、弯曲加工性和耐电阻焊裂纹特性优异的高强度薄钢板。

“即便用与钢板成角度的电极进行焊接时也不产生电阻焊裂纹”是指用实施例中记载的评价方法进行评价时看不到0.1mm以上的开裂。具体如下所述。使用1张将与冷轧钢板的轧制方向成直角的方向作为长边而切割成50×150mm的试验片，另1张使用590MPa级热浸镀锌钢板，实施电阻焊(点焊)。焊接机对于重叠2张钢板而得的板组，使用被安装于焊枪的伺服马达加压式单相交流(50Hz)的电阻焊机以将板组倾斜4°的状态实施电阻点焊。焊接条件是加压力为3.8kN，保持时间为0.2秒。焊接电流和焊接时间以熔核直径成为5.9mm的方式进行调整。焊接后将试验片切成两半，用光学显微镜观察剖面，将看不到0.1mm以上的开裂的情况作为“即便用与钢板成角度的电极进行焊接时也不产生电阻焊裂纹”。

另外，本发明中，拉伸强度大多为1100MPa以下，伸长率大多为20.0％以下，扩孔率为50％以下。另外，R/t大多为0.3以上。

具体实施方式

以下，对本发明的实施方式具体进行说明。应予说明，本发明不受以下的实施方式限定。

本发明的高强度薄钢板的成分组成以质量％计，含有C：0.05～0.15％、Si：1.6％以下、Mn：1.3～2.4％、P：0.05％以下、S：0.0050％以下、Al：0.01～0.10％、N：0.010％以下、Ti：0.005～0.10％、B：0.0002～0.004％，进而含有选自Mo：0.005～0.50％，Cr：0.005～1.0％中的1种或2种，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。

上述成分组成以质量％计，可以进一步含有选自V：0.05％以下、Nb：0.50％以下、Cu：0.30％以下、Ni:0.05％以下、以及Ca和/或REM：0.0050％以下中的一种以上。

以下，对于成分组成进行说明。以下的说明中表示成分的含量的“％”是指“质量％”。

C：0.05～0.15％

C是对钢板的高强度化有效的元素，有助于本发明中的贝氏体、马氏体以及残留奥氏体的第2相形成。C含量低于0.05％时，难以确保必要的贝氏体、马氏体和残留奥氏体体积率，难以确保强度。因此，C含量为0.05％以上。优选为0.06％以上。更优选为0.07％以上，进一步优选为0.09％以上。另一方面，如果过量添加，则电阻焊后的硬度变硬，电阻焊时的韧性降低而耐电阻焊裂纹特性劣化，因此其含量为0.15％以下。优选为0.14％以下，更优选为0.13％以下。进一步优选为0.11％以下。

Si：1.6％以下

Si是将铁素体固溶强化而对高强度化有效的元素。然而，Si的过量添加会使电阻焊时的韧性降低，使耐电阻焊裂纹特性劣化。因此，其含量为1.6％以下。优选为1.5％以下。更优选为1.4％以下，进一步优选为1.3％以下。最优选小于0.8％。下限没有特别规定，但极低Si化会使成本增加，因此优选含有0.005％以上。更优选为0.01％以上，进一步优选为0.05％以上。

Mn：1.3～2.4％

Mn是因促进固溶强化和第2相的生成而有助于高强度化的元素。另外，是使奥氏体稳定化的元素，是控制第2相的分率所必需的元素。为了得到该效果，需要含有1.3％以上。优选为1.5％以上。更优选为1.6％以上，进一步优选为1.8％以上。另一方面，过量含有时，过度生成Mn带，因此扩孔性、弯曲加工性和耐电阻焊裂纹特性劣化。因此，其含量为2.4％以下。优选为2.2％以下。更优选为2.1％以下，进一步优选为2.0％以下。

P：0.05％以下

P通过固溶强化而有助于高强度化，但过量添加时，在晶界的偏析变的显著而使晶界脆化，因此耐电阻焊裂纹特性降低。因此，使其含量为0.05％以下。优选为0.04％以下。更优选为0.02％以下，进一步优选为0.01％以下。没有特别的下限，但极低P化会使制钢成本上升，因此优选含有0.0005％以上。

S：0.0050％以下

S的含量多时，生成大量MnS等硫化物，扩孔试验时的冲孔时成为空隙的起点，因此扩孔性降低。因此，使含量的上限为0.0050％。优选为0.0045％以下。更优选为0.0020％以下，进一步优选为0.0010％以下。没有特别的下限，但极低S化与P同样会使制钢成本上升，因此优选含有0.0002％以上。

Al：0.01～0.10％

Al是脱氧所必需的元素，为了得到该效果，需要含有0.01％以上。优选为0.02％以上，更优选为0.03％以上。即便超过0.10％而含有，效果也饱和，因此设为0.10％以下。优选为0.08％以下，更优选为0.06％以下。

N：0.010％以下

N形成粗大的氮化物而使扩孔性劣化，因此需要抑制含量。这是由于N超过0.010％时，该趋势变得显著，因此使N的含量为0.010％以下。优选为0.008％以下。更优选为0.006％以下，进一步优选为0.004％以下。应予说明，N含量的下限没有特别限定，但极低N化花费大量的成本，因此优选0.0002％以上。

Ti：0.005～0.10％

Ti是通过形成微细的碳氮化物而能够有助于提高强度的元素。此外，为了不使本发明所必需的元素的B与N反应，也是必需的。为了发挥这样的效果，使Ti的含量的下限为0.005％。优选为0.010％以上，更优选为0.015％以上，进一步优选为0.020％以上。另一方面，如果大量添加Ti，则伸长率明显降低，因此其含量为0.10％以下。优选为0.08％以下。更优选为0.06％以下，进一步优选为0.04％以下。

B：0.0002％～0.004％

B通过提高淬透性、促进第2相的生成而有助于高强度化。另外，B是对确保淬透性有效的元素。另外，B是降低马氏体转变起点的元素。另外，B通过在晶界偏析而提高晶界强度，因此B对抗延迟断裂特性有效。为了发挥该效果，含有0.0002％以上。优选为0.0005％以上，更优选为0.0010％以上，进一步优选为0.0015％以上。但是，过量添加使韧性劣化，因此使耐电阻焊裂纹特性降低，因此使其含量为0.004％以下。优选为0.0035％以下。更优选为0.0030％以下，进一步优选为0.0025％以下。

本发明中，除了上述的成分，还含有1种或2种的以下成分。应予说明，下述的Mo、Cr的含量分别低于下限值时，这些元素作为不可避免的杂质而含有。

Mo：0.005～0.50％

Mo通过促进第2相的生成而有助于高强度化。另外，是退火中使奥氏体稳定化的元素，是第2相的分率控制所必需的元素。为了得到该效果，需要含有0.005％以上。优选为0.010％以上。更优选为0.080％以上，进一步优选为0.100％以上。另一方面，过量含有Mo时，过量地生成第2相，伸长率和弯曲加工性劣化。因此，使其含量为0.50％以下。优选为0.40％以下，更优选为0.35％以下，进一步优选为0.30％以下。

Cr：0.005～1.0％

Cr通过促进第2相的生成而有助于高强度化。另外，是退火中使奥氏体稳定化的元素，是控制第2相的分率所必需的元素。为了得到该效果，需要含有0.005％以上。优选为0.01％以上。更优选为0.10％以上，进一步优选为0.15％以上。另一方面，过量含有时，过量地生成第2相，伸长率和弯曲加工性劣化，而且会过量地生成表面氧化物，镀锌性、化学转化处理性劣化，很大地影响弯曲加工性。因此，其含量为1.0％以下。优选为0.8％以下，更优选为0.7％以下，进一步优选为0.6％以下。

本发明中，除了上述的成分，还可以含有1种或2种以上的以下成分。

V：0.05％以下

V通过形成微细的碳氮化物而有助于强度上升。为了具有这样的作用，优选使V的含量为0.01％以上。另一方面，如果含有大量的V，则电阻焊时的韧性降低而耐电阻焊裂纹特性劣化，因此其含量为0.05％以下。优选为0.03％以下。

Nb：0.50％以下

Nb也与V同样通过形成微细的碳氮化物而能够有助于强度提高。为了发挥这样的效果，优选使Nb含量的下限为0.005％。更优选为0.01％以上，进一步优选为0.10％以上。另一方面，如果大量含有Nb，则不仅延展性显著降低，而且显著降低再结晶速度，因此未再结晶铁素体增加，得不到所希望的钢板组织。因此，其含量为0.50％以下。优选为0.30％以下。

Cu：0.30％以下

Cu是通过固溶强化而有助于高强度化、另外通过生成第2相而有助于高强度化的元素，可以根据需要添加。为了发挥这些效果，优选含有0.05％以上。更优选为0.10％以上，进一步优选为0.15％以上。另一方面，即便超过0.30％，效果也饱和，另外，容易产生由Cu引起的表面缺陷。因此，其含量为0.30％以下。优选为0.25％以下。

Ni：0.05％以下

Ni与Cu同样是通过固溶强化而有助于高强度化、另外通过促进第2相的生成而有助于高强度化的元素，可以根据需要进行添加。为了发挥这些效果，Ni含量优选为0.002％以上。更优选为0.010％以上，进一步优选为0.020％以上。另外，如果与Cu同时添加，则具有抑制由Cu引起的表面缺陷的效果，因此在Cu添加时进行添加是有效的。另一方面，如果添加大量的Ni，则电阻焊时的韧性降低而耐电阻焊裂纹特性劣化，因此其含量为0.05％以下。优选为0.04％以下。

Ca和/或REM：0.0050％以下

Ca和REM是将硫化物的形状球状化而减少对弯曲加工性的负面影响的元素，可以根据需要添加。为了发挥这些效果，合计含量(仅含有一方时为该成分的含量)优选为0.0005％以上。更优选为0.0010％以上。另一方面，即使合计含量超过0.0050％，效果也饱和，因此使其合计含量为0.0050％以下。优选为0.0030％以下。

上述以外的剩余部分是Fe和不可避杂质。作为不可避免的杂质，例如，可举出Sb、Zn、Co、Sn、Zr等，作为它们的含量的允许范围，为Sb:0.01％以下、Zn：0.01％以下、Co:0.10％以下、Sn:0.10％以下、Zr:0.10％以下。另外，本发明中，即便在通常的钢组成的范围内含有Ta、Mg，其效果也不会丧失。“通常的钢组成的范围内”是指0.01％以下。

接下来，对本发明的高强度薄钢板的复合组织详细进行说明。本发明的高强度薄钢板的复合组织中包含铁素体、马氏体。另外，可以含有残留奥氏体、贝氏体。并且，剩余部分还可以包含其它组织。详细如下。应予说明，以下的说明中，体积分率是相对于钢板整体的体积分率。

铁素体

本发明的高强度薄钢板的复合组织以体积分率计包含35～65％的铁素体。铁素体的体积分率超过65％的组织形成中，难以实现拉伸强度980MPa。优选为60％以下或者低于60％。更优选为55％以下，进一步优选为低于50％。另外，体积分率低于35％时，过量地生成第2相，因此扩孔试验时的冲孔时容易产生空隙，因此扩孔性劣化。因此，铁素体的体积分率为35％以上。优选为37％以上，更优选为40％以上。

另外，上述铁素体的平均晶粒直径为8μm以下。铁素体的平均晶粒直径超过8μm时，电阻焊时晶粒进一步粗大化而韧性劣化并产生裂纹。因此，铁素体的平均晶粒直径为8μm以下。优选为6μm以下，更优选为5μm以下，进一步优选为4μm以下。应予说明，下限没有特别限定，但通常大多为0.5μm以上。

另外，上述铁素体的平均长宽比为3.5以下。铁素体的平均长宽比超过3.5时，扩孔试验时的冲孔时生成的空隙在扩孔时容易连接，因此扩孔性劣化。因此，铁素体的平均长宽比为3.5以下。优选为3.0以下。更优选为2.5以下。应予说明，这里所说的长宽比是将晶粒换算为等效椭圆并将长径除以短径而得的值(长径/短径)。由该定义可知，上述长宽比为1.0以上。通常，上述长宽比大多为1.3以上。

残留奥氏体

本发明的高强度薄钢板的复合组织可以不含残留奥氏体。残留奥氏体通过加工诱导马氏体转变而提高强度和伸长率的平衡。为了得到该效果，优选含有体积分率1％以上的残留奥氏体。然而，残留奥氏体通过马氏体转变而固化，因此扩孔试验的冲孔时容易产生空隙。因此，残留奥氏体的体积分率为7％以下。优选为5％以下。更优选为3％以下。应予说明，残留奥氏体的体积分率可以为0％。

马氏体

本发明的高强度薄钢板的复合组织包含体积分率20～60％的马氏体。为了确保所希望的强度，使马氏体的体积分率为20％以上。优选为30％以上，更优选超过35％，进一步优选为40％以上。最优选超过45％。另一方面，马氏体的体积分率超过60％时，扩孔试验时的冲孔后的空隙生成过量地增加，因此扩孔性劣化。因此，马氏体的体积分率的上限为60％。优选为56％以下，更优选为52％以下。应予说明，这里所说的马氏体是退火后生成的马氏体，但是退火的冷却时发生马氏体转变，自回火(auto temper)的马氏体、马氏体转变后经回火处理的回火马氏体在不回火的状态下从奥氏体开始发生了马氏体转变的新鲜马氏体。

使马氏体的平均晶粒直径为3μm以下。马氏体的平均晶粒直径超过3μm时，电阻焊时晶粒进一步粗大化而韧性劣化并产生裂纹。因此，马氏体的平均晶粒直径为3μm以下。另外，马氏体的平均晶粒直径超过3μm时，在马氏体与铁素体的界面生成的空隙容易连接，扩孔性劣化。因此，其上限为3μm。优选的平均晶粒直径为2μm以下。应予说明，马氏体的平均晶粒直径越小越好。另外，通常，马氏体的平均晶粒直径大多为0.5μm以上。

贝氏体

本发明的高强度薄钢板的复合组织可以含有贝氏体。贝氏体有助于高强度化。为了得到该效果，优选贝氏体的体积分率为1％以上。更优选为2％以上，进一步优选为3％以上。另一方面，贝氏体因为具有高的位错密度而体积分率超过20％时，扩孔试验时的冲孔后的空隙生成过量地增加，扩孔性劣化。因此，贝氏体的体积分率为20％以下。优选为15％以下，更优选为10％以下。应予说明，贝氏体的体积分率可以为0％。

另外，马氏体和贝氏体的合计优选45％以上，更优选为50％以上。

含有述贝氏体时，如果贝氏体的平均晶粒直径超过3μm，则电阻焊时晶粒进一步粗大化而使韧性劣化并产生裂纹。因此，贝氏体的平均晶粒直径为3μm以下。应予说明，贝氏体的平均晶粒直径越小越好。另外，通常，贝氏体的平均晶粒直径大多为0.5μm以上。

剩余部分组织

本发明的高强度薄钢板的复合组织有时除了包含铁素体、贝氏体、马氏体以及残留奥氏体以外，还包含珠光体、未再结晶铁素体、球状渗碳体。即便含有这些剩余部分组织，只要满足上述成分组成、复合组织，后述的维氏硬度的标准偏差，就可得到本发明的效果。但是，珠光体的体积分率优选5％以下，进一步优选为3％以下。另外，铁素体、贝氏体、马氏体以及残留奥氏体的合计体积分率优选90％以上，因此剩余部分组织优选10％以下。

接下来，对作为本发明的高强度薄钢板的特性的维氏硬度的标准偏差进行说明。本发明中的维氏硬度的标准偏差是指从在板厚方向距表面100μm的位置到板厚中央部在板厚方向每200μm测定的维氏硬度的标准偏差。本发明中该标准偏差为30以下。该标准偏差暗示了Mn带，标准偏差超过30时，显微硬度差变大，弯曲加工性和扩孔性劣化。此外，标准偏差超过30时，电阻焊时，富Mn部局部地降低凝固点，因此进一步助长在熔核端部的偏析，产生硬度差，电阻焊裂纹变得显著。应予说明，本发明中，上述标准偏差大多为5以上、15以上。

接下来，对本发明的高强度薄钢板具有镀层的情况进行说明。

镀层的种类没有特别限定，例如，熔融镀层、电镀层均可。另外，镀层可以是被合金化的镀层。应予说明，镀覆金属没有特别限定，因此除了上述那样的镀Zn以外，可以是镀Al等。

本发明中优选的镀层例如为每单面的镀覆附着量为20～120g/m²的热浸镀锌层、该热浸镀锌层被进一步合金化的合金化热浸镀锌层。应予说明，附着量小于20g/m²时，有时难以确保耐腐蚀性。另一方面，如果超过120g/m²，则有时耐镀覆剥离性劣化。因此，附着量优选上述的范围。

接下来，对本发明的高强度薄钢板的制造方法进行说明。本发明的高强度薄钢板的制造方法中，将钢坯材在精轧的最终道次的压下率为12％以上、该最终道次前的道次的压下率为15％以上、精轧输入侧温度为1000～1150℃、精轧结束温度为850～950℃的条件下进行热轧，该热轧后，进行到冷却停止温度为止的第1平均冷却速度为75℃/s以上、冷却停止温度为700℃以下的1次冷却，该1次冷却后，在到卷取温度为止的第2平均冷却速度为5～50℃/s的条件下进行2次冷却，以600℃以下的卷取温度进行卷取，对该卷取后的热轧钢板实施酸洗后，继续进行冷轧，该冷轧后，退火时，以3～30℃/s的平均加热速度加热到760～900℃的温度区域，在均热温度为760～900℃的温度区域保持15秒以上后，该保持后，在到冷却停止温度为止的平均冷却速度为3～30℃/s、冷却停止温度为600℃以下的条件下进行冷却。上述中，分为到卷取为止的热轧工序、进行酸洗的酸洗工序、进行冷轧的冷轧工序、冷轧后的退火工序进行说明。

热轧工序

例如优选将由铸造得到的钢坯在不进行再加热的情况下在1150～1270℃开始热轧，或在1150～1270℃进行再加热后，开始热轧。热轧开始温度没有特别限定，但优选1150～1270℃。本发明中，除了制造钢坯后，暂时冷却到室温，其后再加热的以往法，还可以没有问题地应用不进行冷却而将温片直接装入加热炉、或进行保热后立即轧制、或铸造后直接轧制的直送轧制·直接轧制等节能工艺。

从在奥氏体晶粒内导入大量剪切带，增大热轧后的铁素体转变的成核位点而实现热轧板的组织的微细化，进而也能够消除Mn带的观点考虑，需要使精轧的最终道次的压下率为12％以上。优选为13％以上。另外，上限没有特别限定，但出于因热轧负荷负载增大而导致在板的宽度方向的板厚变动增大，耐电阻焊裂纹特性容易劣化的理由，优选30％以下。

从应变积累效应更高而在奥氏体晶粒内导入大量剪切带，铁素体转变的成核位点进一步增大而热轧板的组织更微细化，由此消除Mn带的观点考虑，需要使最终道次前的道次的压下率为15％以上。优选为18％以上。更优选为20％以上。另外，上限没有特别限定，但出于热轧负荷负载增大而导致在板的宽度方向的板厚变动变大，耐电阻焊裂纹特性容易劣化的理由，优选30％以下。

通过使精轧输入侧温度为1000℃以上而促进动态再结晶，因此通过均匀地再结晶而具有抑制Mn带的效果。另外，通过使精轧输入侧温度为1150℃以下，不会使γ粒径粗大，因此具有退火后的钢板组织微细化的效果。另外，通过使精轧输入侧温度在上述范围，耐电阻焊裂纹特性改善。

使精轧结束温度为850～950℃。对于热轧，为了通过钢板内的组织均匀化、材质的各向异性降低而提高退火后的耐电阻焊裂纹特性，需要在奥氏体单相区结束。因此，精轧结束温度为850℃以上。另一方面，精轧结束温度超过950℃时，热轧组织变得粗大，退火后的晶粒也粗大化，因此精轧结束温度设为950℃以下。

精轧后进行冷却。具体而言，作为1次冷却，以75℃/s以上的第1平均冷却速度冷却到700℃以下后，作为2次冷却，以5～50℃/s的第2平均冷却速度冷却到600℃以下。

通过热轧结束后的冷却而使奥氏体发生铁素体转变，但高温下该铁素体粗大化，因此热轧结束后实施快速冷却，使组织尽可能均质化，同时抑制析出物生成。因此，作为1次冷却，以75℃/s以上的第1平均冷却速度冷却到700℃以下。第1平均冷却速度小于75℃/s时，铁素体粗大化，因此热轧钢板的钢板组织变得不均质，弯曲加工性降低。另外，第1平均冷却速度的上限没有特别限定，但通常为300℃/s以下。另外，1次冷却中冷却的温度(冷却停止温度)超过700℃时，热轧钢板的钢板组织过量地生成珠光体，最终的钢板组织变得不均质，因此弯曲加工性降低。应予说明，考虑到需要2次冷却，1次冷却的停止温度优选580℃～670℃。

之后的2次冷却以5～50℃/s的第2平均冷却速度冷却到600℃以下的卷取温度。小于5℃/s的第2平均冷却速度或超过600℃的冷却时，热轧钢板的钢板组织中过量地生成铁素体或珠光体，退火后的钢板组织粗大化，进而容易生成Mn带，因此退火后的薄钢板的弯曲加工性降低，此外，晶粒直径也变得粗大，因此耐电阻焊裂纹也降低。应予说明，为了有效进行2次冷却，2次冷却的开始温度优选580℃～670℃。

卷取温度为600℃以下。卷取温度超过600℃时，热轧钢板的钢板组织中过量生成铁素体和珠光体，最终的钢板组织变得不均质，弯曲加工性劣化。此外，晶粒直径也变得粗大，因此耐电阻焊裂纹特性也降低，因此温度的上限为600℃。优选为550℃以下。卷取温度的下限没有特别规定，但卷取温度变得过低时，过量地生成硬质的马氏体，冷轧负荷增大，因此优选300℃以上。

酸洗工序

热轧工序后，实施酸洗工序，除去热轧板(热轧钢板)表层的氧化皮。酸洗工序没有特别限定，根据常规方法实施即可。

冷轧工序

进行轧制成规定的板厚的冷轧板的冷轧工序。冷轧工序没有特别限定，根据常规方法实施即可。冷轧时的压下率优选为25％～85％。

退火工序

退火是为了使再结晶进行，并且在钢板组织中形成微细的贝氏体、残留奥氏体、马氏体以实现高强度化而实施的。因此，退火工序是以3～30℃/s的平均加热速度加热到760～900℃的温度区域，在均热温度760～900℃的温度区域保持15秒以上后，该保持后，在到冷却停止温度为止的平均冷却速度为3～30℃/s、冷却停止温度为600℃以下的条件下进行冷却。

首先将冷轧钢板在平均加热速度为3～30℃/s的条件下加热。由此能够使退火后的晶粒微细化。如果迅速加热，则再结晶难以进行，因此平均加热速度的上限为30℃/s。另外，加热速度过小时，铁素体、马氏体粒粗大化而得不到规定的平均晶粒直径，因此需要3℃/s以上的平均加热速度。优选为5℃/s以上。通过该加热而加热到760～900℃。通常，这里加热到均热温度。

使均热温度(保持温度)为760～900℃。均热温度在作为铁素体和奥氏体的2相区或奥氏体单相区的温度区域均热。低于760℃时，铁素体分率增加，因此强度确保变得困难，均热温度的下限为760℃。均热温度过高时，奥氏体的晶粒生长变得显著，晶粒粗大化而导致耐电阻焊裂纹特性降低，因此均热温度的上限为900℃。优选为880℃以下。

使均热时间为15秒以上。上述的均热温度下，由于再结晶的进行和一部分或全部的组织的奥氏体转变，均热时间需要为15秒以上。上限没有特别限定，但如果均热时间过长，则助长Mn的显微偏析，弯曲加工性劣化，因此优选1200秒以下。

上述均热后，以3～30℃/s的平均冷却速度冷却到600℃以下的冷却停止温度。平均冷却速度低于3℃/s时，冷却中铁素体转变进行，第2相的体积分率降低，因此难以确保强度。另一方面，平均冷却速度超过30℃/s时，过量地生成马氏体，并且设备上也难以实现该速度。另外，冷却停止温度超过600℃时，过量地生成珠光体，得不到钢板的微观组织中的规定的体积分率，因此加工性、耐电阻焊裂纹特性降低。冷却停止温度的下限没有特别限定，但通常为500℃以上。

退火后可以实施热浸镀锌等镀覆，也可以不镀覆而直接为冷轧退火钢板，只要得到规定的体积分率等，就能够确保加工性、耐电阻焊裂纹特性。以下，对镀覆处理进行说明。

退火后，通常的条件下，例如，可以实施热浸镀锌。在镀浴中浸渍的钢板温度优选为(热浸镀锌浴温度-40)℃～(热浸镀锌浴温度+50)℃。镀浴中浸渍的钢板温度低于(热浸镀锌浴温度-40)℃时，钢板浸渍于镀浴时，熔融锌的一部分会凝固，有时使镀覆外观劣化，因此将下限设为(热浸镀锌浴温度-40)℃。另外，在镀浴中浸渍的钢板温度超过(热浸镀锌浴温度+50)℃时，镀浴的温度上升，因此存在量产性的问题。

另外，镀覆后，可以在450～600℃的温度区域将镀锌进行合金化处理。通过在450～600℃的温度区域进行合金化处理，镀覆中的Fe浓度变为7～15％，镀覆的密合性、涂装后的耐腐蚀性提高。低于450℃时，合金化不充分进行，导致牺牲防腐作用的降低、滑动性的降低，在比600℃更高温度下，合金化的进行变得显著，耐粉化性降低。

另外，热浸镀锌中优选使用含有0.10～0.20质量％的Al量的镀锌浴。镀覆后，为了调整镀覆的单位面积重量，可以进行擦拭。

另外，也可以在退火后、镀覆后实施调质轧制。伸长率的优选范围为0.05％～2.0％。

实施例

以下，对本发明的实施例进行说明。但是，本发明当然不受下述实施例限制，也可以在可适合本发明的主旨的范围加以适当变更而实施，这些都是包含在本发明的技术范围内。

将表1所示的成分组成的钢进行熔炼、铸造而制成板坯后，在热轧的加热温度为1250℃、精轧输入侧温度为表2所示的条件、精轧结束温度(FDT)为表2所示的条件、压下率为表2所示的条件下进行热轧，制成热轧钢板后，以表2中示出的第1平均冷却速度冷却到第1冷却温度后，以第2平均冷却速度冷却到卷取温度，以卷取温度(CT)进行卷取。接着，将得到的热轧板酸洗后，按表2所示的压下率实施冷轧，制造冷轧板(板厚：1.4mm)。将由此得到的冷轧钢板在连续退火生产线(CAL)或连续热浸镀锌生产线(CGL)上进行按照表2所示的制造条件的退火处理，得到冷轧钢板(CR)。应予说明，一部分实施熔融锌镀覆处理，制成热浸镀锌钢板(GI)，进一步对其中的一部分按表2所示的温度进行合金化处理，得到合金化热浸镀锌钢板(GA)。这里，镀覆处理中，镀锌浴温度：460℃，镀锌浴Al浓度：0.14质量％(合金化处理时)，0.18质量％(不实施合金化处理时)，每单面的镀覆附着量为45g/m ²(两面镀覆)。应予说明，一部分的钢板中不进行镀锌的合金化而制成非合金的热浸镀锌钢板(GI)。

[表1]

[表2]

从制成的钢板以成为轧制直角方向的长边方向(拉伸方向)的方式采取JIS5号拉伸试验片，利用拉伸试验(JIS Z2241(1998))，测定拉伸强度(TS)和伸长率(EL)。

对于弯曲加工性，从各退火板采取相对于轧制方向使直角方向为长边方向的30mm×100mm的弯曲试验片，根据按照JIS Z2248(1996)的规定的V形块法的90°V弯曲试验(弯曲棱线为轧制方向)调查弯曲性。裂纹的判定使用光学显微镜和SEM调查弯曲部的外侧表面和剖面，以不产生裂纹的最小弯曲半径R与板厚t(＝1.4mm)之比(R/t)表示结果。

对于扩孔性，根据JIS Z2256(2010)，按间隙12.5％冲出10mmφ的孔，以毛刺位于模具侧的方式安装于试验机后，用60°的圆锥形冲头成型，由此测定扩孔率(λ)。将具有λ(％)为35％以上的试样评价为具有良好的扩孔性的钢板。

对于电阻焊裂纹的试验，使用1张将与得到的冷轧钢板的轧制方向成直角的方向作为长边切割成50×150mm而得的试验片，另1张使用590MPa级热浸镀锌钢板，实施电阻焊(点焊)。焊接机对于重叠2张钢板而得的板组，使用被安装于焊枪的伺服马达加压式单相交流(50Hz)的电阻焊机以使板组倾斜4°的状态实施电阻点焊。焊接条件是加压力为3.8kN，保持时间为0.2秒。焊接电流和焊接时间以熔核直径成为5.9mm的方式进行调整。焊接后将试验片切成两半，用光学显微镜观察剖面，将看不到0.1mm以上的开裂的情况评价为耐电阻焊裂纹性良好(○)，将看到0.1mm以上的开裂的情况评价为耐电阻焊裂纹性差(×)。

关于钢板的铁素体、马氏体的体积分率，将与钢板的轧制方向平行的板厚剖面研磨后，用3vol.％硝酸酒精腐蚀，使用SEM(扫描式电子显微镜)，对于任何组织，均在2000倍、5000倍这两种倍率下观察，利用点数法(按照ASTM E562-83(1988))测定面积率，将该面积率作为体积分率。铁素体和马氏体的平均晶粒直径可以使用Media Cybernetics公司的Image-Pro，从钢板组织照片中取入预先识别出各铁素体和马氏体晶粒的照片，由此能够计算各相的面积，计算其圆当量直径，将这些值平均而求出。对于铁素体的长宽比，基于上述照片求出各粒的长宽比(长径/短径)，将这些值平均而求出。

残留奥氏体的体积分率通过将钢板研磨至板厚方向的1/4面，由该板厚1/4面的衍射X射线强度求出。将Mo的Kα射线作为射线源，在加速电压50keV下，利用X射线衍射法(装置：Rigaku公司制RINT2200)测定铁的铁素体的{200}面、{211}面、{220}面和奥氏体的{200}面、{220}面、{311}面的X射线衍射线的积分强度，使用这些测定值，根据“X射线衍射手册”(2000年)理学电机株式会社，p.26，62-64中记载的计算式，求出残留奥氏体的体积分率。

另外，利用SEM(扫描式电子显微镜)、TEM(透射式电子显微镜)、FE-SEM(场致发射式扫描电子显微镜)观察钢板组织，观察贝氏体，与上述同样地求出体积分率。贝氏体的平均晶粒直径也使用上述的Image-Pro从钢板组织照片计算圆当量直径，将这些值平均而求出。

维氏硬度的标准偏差是距表面100μm在板厚方向每200μm间隔测定5列维氏硬度而求出平均的标准偏差。维氏硬度的测定条件的试验力为2.942N，保持时间为15秒。

将测定的钢板组织、拉伸特性、弯曲加工性、耐电阻焊裂纹特性等的测定结果示于表3。

[表3]

由表3所示的结果确认了通过调整特定的成分组成、特定的钢板组织、表层的硬度，可得到具有拉伸强度为980MPa以上、伸长率为16.5％以上、扩孔率为35％以上和与轧制方向成直角的方向的弯曲加工性R/t(R为V形块的前端半径，t为板厚)为1.5以下且即便用与钢板成角度的电极进行焊接时也不产生电阻焊裂纹的强度、伸长率、扩孔性、弯曲加工性和耐电阻焊裂纹特性优异的高强度薄钢板。

Claims (7)

1.一种高强度薄钢板，具有如下成分组成和复合组织，

所述成分组成以质量％计，含有C：0.05～0.15％、Si：1.6％以下、Mn：1.3～2.4％、P：0.05％以下、S：0.0050％以下、Al：0.01～0.10％、N：0.010％以下、Ti：0.005～0.10％、B：0.0002～0.004％，进而，含有选自Mo：0.005～0.50％、Cr：0.005～1.0％中的1种或2种，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，

所述复合组织以体积分率计，含有35～65％的铁素体、7％以下且包含0％的残留奥氏体、20～60％的马氏体、20％以下且包含0％的贝氏体，

所述铁素体的平均晶粒直径为8μm以下且平均长宽比为3.5以下，

所述马氏体的平均晶粒直径为3μm以下，

含有所述贝氏体时，所述贝氏体的平均晶粒直径为3μm以下；

从在板厚方向距表面100μm的位置到板厚中央部在板厚方向每200μm测定的维氏硬度的标准偏差为30以下。

2.根据权利要求1所述的高强度薄钢板，其中，所述成分组成以质量％计，进一步含有选自V：0.05％以下、Nb：0.50％以下、Cu：0.30％以下、Ni:0.05％以下、以及Ca和/或REM：0.0050％以下中的一种以上。

3.根据权利要求1或2所述的高强度薄钢板，其中，在表面具有镀层。

4.根据权利要求3所述的高强度薄钢板，其中，所述镀层为热浸镀锌层或者合金化热浸镀锌层。

5.一种高强度薄钢板的制造方法，将具有权利要求1或2所述的成分组成的钢坯材在精轧的最终道次的压下率为12％以上、该最终道次前的道次的压下率为15％以上、精轧输入侧温度为1000～1150℃、精轧结束温度为850～950℃的条件下进行热轧，

该热轧后，进行到冷却停止温度为止的第1平均冷却速度为75℃/秒以上、冷却停止温度为700℃以下的1次冷却，

该1次冷却后，在到卷取温度为止的第2平均冷却速度为5～50℃/秒的条件下进行2次冷却，以600℃以下的卷取温度进行卷取，

对该卷取后的热轧钢板实施酸洗后，继续进行冷轧，

该冷轧后，退火时，以3～30℃/秒的平均加热速度加热到760～900℃的温度区域，在均热温度为760～900℃的温度区域保持15秒以上后，该保持后，在到冷却停止温度为止的平均冷却速度为3～30℃/秒、冷却停止温度为600℃以下的条件下进行冷却。

6.根据权利要求5所述的高强度薄钢板的制造方法，其中，所述退火中的冷却后，实施镀覆处理。

7.根据权利要求6所述的高强度薄钢板的制造方法，其中，所述镀覆处理是进行热浸镀锌，在450～600℃进行合金化的处理。