CN110199045A - 高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种作为汽车部件用原材料优选的、具有弯曲加工性的含有大量Mn的高强度钢板及其制造方法。所述高强度钢板的特征在于：其是包含板厚中心部、和在该板厚中心部的单面或两面形成的表层软化部的弯曲性优良的高强度钢板，所述板厚中心部的平均Mn浓度超过4.0质量％且低于10.0质量％，各表层软化部具有板厚的0.1％至30％的厚度，所述表层软化部的Mn浓度为2.5质量％以下，所述表层软化部的再结晶率为90％以上。

Description

高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及弯曲性优良且Mn含有浓度高的高强度钢板及其制造方法。
背景技术
为了实现汽车的车体以及部件等的轻量化和安全性这两者，正在推进这些原材料即钢板的高强度化。一般地说，如果使钢板高强度化，则拉伸率降低，从而损害钢板的成形性。因此，作为汽车用构件，为了使用高强度钢板，需要提高作为相反的特性的强度和成形性这两者。
为了提高拉伸率，迄今为止提出了利用残余奥氏体(残余γ)的相变诱导塑性的所谓TRIP钢(例如专利文献1)。
另外，作为残余奥氏体量比上述TRIP钢更多、且延展性超过上述TRIP钢的钢板，人们提出了添加有超过4.0％的Mn的钢(例如非专利文献1)。上述钢由于含有大量的Mn，因而对于其使用构件的轻量化效果也显著。
然而，上述钢由于含有大量的Mn，因而凝固时的Mn偏析变得显著。当Mn偏析为明显的组织时，在Mn浓化区域形成硬质的组织集中存在的带状组织。
如果形成带状组织，则在与弯曲加工之类的局部变形相伴的成形中，为人所知的是容易发生变形的定域化，这些变形集中部成为开裂的起点，因而成形性显著劣化。
因此，为了实现弯曲加工性优良且含有大量Mn的钢，重要的是降低Mn的偏析。
例如在专利文献2中，公开了一种钢板，其如实施例所示，使用含有20％以上的马氏体分数的钢板，将冷轧、酸洗后的钢板暂且加热至750℃以上的温度区域，使在带状组织中浓化的Mn分散，从而减薄带状组织的厚度，使其微细分散，由此便得到成形性优良的钢板。
可是，在钢板的弯曲加工中，向弯曲外周表层部的圆周方向施加较大的拉伸应力，另一方面，向弯曲内周表层部施加较大的压缩应力，因而表层部的状态对超高强度冷轧钢板的弯曲性产生较大的影响。
于是，提出了通过改善表层的Mn偏析，缓和弯曲加工时在钢板表面产生的拉伸应力、压缩应力，从而可以改善弯曲性的假说。
在此，作为对表层进行改质的手段，可以考虑包覆钢板的利用。
在专利文献3中，公开了可以降低翘曲，而且由母材钢、和选自不锈钢、Ni以及Ni合金之中的一种构成的包覆钢板的制造方法。
另外，作为对表层进行改质的手段，还提出了冷喷涂法的利用。在专利文献4中，公开了一种具有含Mn的基板部、和在基板部的至少一侧上采用冷喷涂法形成的Mn浓度低的沉积层(表层)的冷轧钢板。
发明人基于上述的假说，制作出使表层的平均Mn浓度比中心层的平均Mn浓度有所降低的包覆钢板，并对包覆钢板进行冷轧、退火而得到钢板，然后对该钢板的弯曲性进行了调查。
另外，正如专利文献4的几个实施例中记载的那样，在形成沉积层(表层)前，对平均Mn浓度较高的基板部进行热轧，并在热轧过的基板部上采用冷喷涂法形成平均Mn浓度低的沉积层(表层)，继而进行冷轧、退火而得到钢板，然后对该钢板的弯曲性进行了调查。另外，正如专利文献4的其它实施例中记载的那样，将平均Mn浓度较高的冷轧板用作基板部，在冷轧板上采用冷喷涂法形成平均Mn浓度低的沉积层(表层)，继而进行退火而得到钢板，然后也对该钢板的弯曲性进行了调查。
然而，尽管表层的Mn偏析得以缓和，但很显然，弯曲性并未得到改善。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平5-59429号公报
专利文献2：日本特开2002-88447号公报
专利文献3：日本特开平1-192404号公报
专利文献4：日本特开2015-193892号公报
非专利文献
非专利文献1：古川敬、松村理著，“实施过单纯的热处理的低碳钢中的残余奥氏体的形成和机械性质”(“熱処理”，日本熱処理協会，平成9年，第37号卷、第4号)，p.204
发明内容
发明所要解决的课题
本发明的目的在于：提供有利地解决了上述现有技术所存在的问题，作为汽车部件用原材料优选的、具有弯曲加工性且含有大量Mn的钢板及其制造方法。
用于解决课题的手段
本发明人为解决与超高强度钢板的弯曲性相关联的问题而进行了潜心的研究。首先，本发明人对于尽管采用使表层的平均Mn浓度比中心层的平均Mn浓度有所降低的包覆钢板但弯曲性并未得到改善的主要原因进行了调查。
其结果是，为了提高含有大量Mn的中心层的延展性，发现需要使冷轧后的退火温度成为低温，但另一方面，在低温下的退火中，表层的再结晶不会充分进行，硬质的未再结晶组织成为开裂的起点是弯曲性劣化的主要原因。
本发明人还对于尽管采用使由冷喷涂法形成的沉积层(表层)的平均Mn浓度比基板部的平均Mn浓度有所降低的冷轧钢板但弯曲性并未得到改善的主要原因进行了调查。
结果可知：当在形成沉积层(表层)前，对平均Mn浓度较高的基板部进行热轧，并在热轧过的基板部上采用冷喷涂法形成平均Mn浓度低的沉积层(表层)，然后进行冷轧、退火而得到钢板时，由于沉积层(表层)的再结晶率较差，因而弯曲性并未得到提高。
另外，还可知在将平均Mn浓度较高的冷轧板用作基板部，并在冷轧板上采用冷喷涂法形成平均Mn浓度低的沉积层(表层)，然后进行退火而得到钢板的情况下，由于在沉积层(表层)中产生气孔，因而弯曲性并未得到提高。再者，还很显然，由于沉积层(表层)的结晶粒径粗大化，因而不能确保充分的弯曲性。
于是，本发明人进一步进行了详细的研究。结果可知：将具有某一特征的钢板焊接在母材的两面，对在特定的条件下实施过热轧和冷轧的冷轧板于特定的条件下进行退火，由此可以一面保持中心层的延展性，一面最大改善弯曲性。
可以认为该效果的机理是：多层钢板的表层的Mn浓度降低而抑制Mn偏析，而且充分地进行再结晶，从而在弯曲表面的变形的局部化受到抑制，而且通过表层延展性的提高而能够抑制开裂的发生。再者，还可以认为由于表层的再结晶粒径(铁素体粒径)变得微细，因而弯曲性得以进一步提高。
这样得到的本发明的要旨如下所述。
(1)一种高强度钢板，其特征在于，其包含板厚中心部、和在该板厚中心部的单面或两面形成的表层软化部，其中，
所述板厚中心部的平均Mn浓度超过4.0质量％且低于10.0质量％，
各表层软化部具有板厚的0.1％至30％的厚度，
所述表层软化部的平均Mn浓度为2.5质量％以下，
所述表层软化部的表层的再结晶率为90％以上，
所述表层软化部的再结晶组织的平均结晶粒径为0.1μm～40μm。
(2)根据上述(1)所述的高强度钢板，其特征在于：所述板厚中心部以质量％计，含有：
C：超过0.05％且低于0.80％、
Si：0.001％以上且低于3.50％、
Mn：超过4.0％且低于10.0％、
P：0.10％以下、
S：0.010％以下、
sol.Al：0.001％以上且低于3.00％、以及
N：低于0.050％，
剩余部分包括Fe和不可避免的杂质。
(3)根据上述(2)所述的高强度钢板，其特征在于：所述板厚中心部以质量％计，进一步含有选自：
Cr：0.01％～2.00％、
Mo：0.01％～2.00％、
Cu：0.01％～2.00％、以及
Ni：0.01％～2.00％之中的至少一种。
(4)根据上述(2)或(3)所述的高强度钢板，其特征在于：所述板厚中心部以质量％计，进一步含有选自：
Ti：0.005％～0.30％
Nb：0.005％～0.30％、
V：0.005％～0.30％、以及
W：0.005％～0.30％之中的至少一种。
(5)根据上述(2)～(4)中任一项所述的高强度钢板，其特征在于：所述板厚中心部以质量％计，进一步含有选自：
B：0.0001％～0.010％、
Ca：0.0001％～0.010％、
Mg：0.0001％～0.010％、
Zr：0.0001％～0.010％、以及
REM：0.0001％～0.010％之中的至少一种。
(6)根据上述(2)～(5)中任一项所述的高强度钢板，其特征在于：所述板厚中心部以质量％计，进一步含有选自：
Sb：0.0005％～0.050％、
Sn：0.0005％～0.050％、以及
Bi：0.0005％～0.050％之中的至少一种。
(7)根据上述(2)～(6)中任一项所述的高强度钢板，其特征在于：所述表层软化部的C量在所述板厚中心部的C量的0.9倍以下。
(8)根据上述(3)～(7)中任一项所述的高强度钢板，其特征在于：所述表层软化部的Cr量和Mo量的总和在所述板厚中心部的Cr量和Mo量的总和的0.9倍以下。
(9)根据上述(3)～(8)中任一项所述的高强度钢板，其特征在于：所述表层软化部的Cu量和Ni量的总和在所述板厚中心部的Cu量和Ni量的总和的0.9倍以下。
(10)根据上述(4)～(9)中任一项所述的高强度钢板，其特征在于：所述表层软化部的Ti量和Nb量的总和在所述板厚中心部的Ti量和Nb量的总和的0.9倍以下。
(11)根据上述(4)～(10)中任一项所述的高强度钢板，其特征在于：所述表层软化部的V量和W量的总和在所述板厚中心部的V量和W量的总和的0.9倍以下。
(12)根据上述(5)～(11)中任一项所述的高强度钢板，其特征在于：所述表层软化部的B量在所述板厚中心部的B量的0.9倍以下。
(13)根据上述(1)～(12)中任一项所述的高强度钢板，其特征在于：在所述表层软化部的表面进一步包含热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层或者电镀锌层。
(14)一种高强度钢板的制造方法，其是制造上述(1)～(13)中任一项所述的高强度钢板的方法，其包括以下工序：
在构成所述板厚中心部的母材钢板的单面或两面层叠构成所述表层软化部的表层软化部用钢板而形成多层钢板；
将所述多层钢板加热至1080℃～1300℃的加热温度，并在精轧开始温度为800℃～1000℃的条件下进行热轧；
在所述精轧结束后2秒钟以内将进行过所述热轧的多层钢板冷却至500℃～700℃；
在将所述多层钢板冷却至所述500℃～700℃的温度后保持3秒钟以上；
对在所述500℃～700℃的温度下保持3秒钟以上的多层钢板进行酸洗，接着以20％～70％的压下率进行冷轧；以及
在600℃～750℃的温度下将进行过所述冷轧的多层钢板保持5秒钟以上，接着进行冷却。
(15)根据上述(14)所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于：在600℃以下的卷取温度下对在所述500℃～700℃的温度下保持过3秒钟以上的多层钢板进行卷取。
(16)根据上述(15)所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于：在所述冷轧前，对进行过所述卷取的多层钢板于300℃～550℃的温度下保持而进行回火。
发明的效果
根据本发明，可以提供一种在具有优良的强度-延展性平衡的同时，还具有优良的弯曲特性的Mn含有浓度高的高强度钢板。
具体实施方式
下面就本发明的实施方式进行说明。此外，本发明并不局限于以下的实施方式。
1.表层软化部的构成
下面就如上述那样规定本发明的钢板构成的理由进行说明。在以下的说明中，表示各元素的含量的“％”只要没有特别说明，就意味着质量％。
本发明的钢板需要使具有板厚的0.1％至30％的厚度的表层软化部的平均Mn浓度为2.5质量％以下，而且再结晶率为90％以上。
(表层软化部的厚度为0.1％～30％)
在表层软化部的厚度低于板厚的0.1％时，不能获得充分的弯曲性的改善，如果大于30％，则抗拉强度的劣化变得显著。表层软化部的厚度更优选为板厚的20％以下，进一步优选为10％以下。
“表层软化部”采用如下的方法进行决定。首先，采用硝酸乙醇腐蚀呈现出钢板的断面组织，然后基于由光学显微镜或者扫描型电子显微镜观察得到的组织图像而算出钢板的总厚度。于钢板的板厚方向的中心，在相对于板厚方向垂直的方向上以压痕互不干涉的打刻间隔，用100g重量的压痕载荷对5点进行维氏硬度的测定，并将它们的平均值设定为板厚方向的中心位置的平均维氏硬度。接着，从板厚方向的中心朝向表面，将打刻间隔设定为钢板的总厚度5％的恒定间隔，在各自的板厚方向位置与上述同样地进行了5点的维氏硬度试验。当某一板厚方向位置的平均维氏硬度为板厚方向的中心位置的平均维氏硬度的0.6倍以下时，将该位置的表面侧定义为表层软化部。在以5％间隔的打刻不能获得平均维氏硬度的0.6倍以下的值而无法定义表层软化部的情况下，通过以比首次打刻的间隔短的任意恒定间隔对表层的2打刻点间进行打刻而定义表层软化部。
(表层软化部的平均Mn浓度为2.5质量％以下)
Mn是助长带状组织的形成的元素。如果表层软化部的平均Mn浓度超过2.5质量％，则表层软化部形成带状组织，从而不能获得良好的弯曲性。因此，表层软化部的平均Mn浓度设定为2.5质量％以下，优选设定为2.0质量％以下，更优选设定为1.5质量％以下。Mn量越少，带状组织越难以形成，因而平均Mn浓度的下限并没有特别的限定。此外，“表层软化部的平均Mn浓度”是在组织断面的板厚方向中心，沿着与板厚方向垂直的方向的线上，以50μm的间隔对20点的Mn浓度进行EPMA测定，并从其平均值而求出。
(表层软化部的再结晶率为90％以上)
如果表层的再结晶不充分而存在未再结晶组织，则由于未再结晶组织缺乏延展性，因而在弯曲变形时成为开裂的起点。如果表层软化部的再结晶率低于90％，则不能获得良好的弯曲性，因而表层软化部的再结晶率设定为90％以上。优选为95％以上。
(表层软化部的平均结晶粒径为0.1μm～40μm)
如果表层的再结晶组织(铁素体)的平均结晶粒径粗大化，则弯曲变形时助长变形的不均匀化，因而成为弯曲性劣化的主要原因。因此，表层软化部的平均结晶粒径设定为40μm以下。表层软化部的平均结晶粒径更优选为30μm以下，进一步优选为25μm以下。另一方面，如果平均结晶粒径达到0.1μm以下，则表层软化部的延展性显著劣化，因而表层软化部的平均结晶粒径设定为0.1μm以上。表层软化部的平均结晶粒径更优选为0.5μm以上，进一步优选为1μm以上。
“再结晶率”采用如下的方法进行决定。在基于SEM/EBSD法的再结晶率测定试验中，对钢板表面实施镜面研磨以及胶体研磨，从而使由上述的方法定义的表层软化部的厚度方向的中央位置成为测定面，使用场致发射型扫描电子显微镜(FE-SEM)以及OIM结晶方位分析装置，对于测定面100平方μm区域，以0.2μm的间隔取得结晶方位数据群。采用分析软件(TSL OIM Analysis)对得到的结晶方位数据群进行分析，将第一邻近测量点间的KernelAverage Misorientation(KAM值)为1.0°以下的区域定义为再结晶组织，从而算出相对于该区域的整个区域的面积率。
表层软化部的平均结晶粒径采用如下的方法进行决定。在基于SEM/EBSD法的平均结晶粒径测定试验中，采用分析软件(TSL OIM Analysis)对由上述的方法得到的结晶方位数据群进行分析，将被具有结晶方位差为15°以上的方位差的晶界所包围的区域定义为一个晶粒时，采用Area Fraction法算出该晶粒的粒径，从而算出整个观察区域的平均粒径。
2.板厚中心部的化学组成
接着，就为获得本发明的效果而优选的板厚中心部(中心层)的化学组成进行叙述。此外，与元素的含量有关的“％”只要没有特别说明，就意味着“质量％”。
(C：超过0.05％且低于0.80％)
C是为提高钢的强度、确保残余奥氏体而极其重要的元素。为了保持充分的强度，同时获得残余奥氏体量，需要超过0.05％以上的C含量。另一方面，如果过剩地含有C，则损害钢板的焊接性，因而将C含量的上限设定为低于0.80％。C的含量优选为0.60％以下的范围，更优选为0.50％以下的范围。
(Si：0.001％以上且低于3.50％)
Si是在强化回火马氏体、使组织均匀化、且改善加工性方面有效的元素。另外，Si也具有抑制渗碳体的析出、促进奥氏体的残余的作用。为了得到上述效果，需要0.001％以上的Si含量。另一方面，如果过剩地含有Si，则损害钢板的低温韧性，因而将Si含量的上限值设定为低于3.50％。Si的下限值优选为0.01％，更优选为0.30％，进一步优选为0.50％。通过将Si含量的下限值设定在上述范围，则可以进一步提高钢板的均匀拉伸率特性。Si含量的上限值优选为3.00％，更优选为2.50％。
(Mn：超过4.0％且低于10.0％)
Mn是使奥氏体稳定化、且提高淬透性的元素。另外，在本发明的钢板中，将Mn分配于奥氏体中，从而使奥氏体更加稳定化。为了使奥氏体在室温下稳定化，需要超过4.00％的Mn。另一方面，如果钢板过剩地含有Mn，则损害低温韧性，因而将Mn含量的上限设定为低于10.0％。Mn含量的下限值优选为4.30％，更优选为4.80％。Mn含量的上限值优选为8.00％，更优选为7.50％。通过将Mn含量的下限值以及上限值设定在上述范围，可以进一步稳定获得延展性。此外，“板厚中心部的平均Mn浓度”是在组织断面的板厚中心部的板厚方向中心，沿着与板厚方向垂直的方向的线上，以50μm的间隔对20点的Mn浓度进行EPMA测定，并从其平均值而求出。
(sol.Al：0.001％以上且低于3.00％)
Al为脱氧剂，需要含有0.001％以上。另外，Al由于使退火时的双相温度区域扩展，因而也具有提高材质稳定性的作用。Al的含量越多，其效果越是增大，但如果过剩地含有Al，则招致表面性状、涂装性以及焊接性等的劣化，因而将sol.Al的上限设定为低于3.00％。sol.Al含量的下限值优选为0.005％，更优选为0.01％，进一步优选为0.02％。sol.Al含量的上限值优选为2.50％，更优选为1.80％。通过将sol.Al含量的下限值以及上限值设定在上述范围，便使脱氧效果以及材质稳定提高效果、与表面性状、涂装性以及焊接性的平衡变得更加良好。
(P：0.10％以下)
P为杂质，如果钢板过剩地含有P，则损害韧性和焊接性。因此，将P含量的上限设定为0.10％以下。P含量的上限值优选为0.050％，更优选为0.030％，进一步优选为0.020％。本实施方式的钢板由于不需要P，因而P含量的下限值为0.000％。P含量的下限值也可以超过0.000％或者为0.001％，但P含量越少越优选。
(S：0.010％以下)
S为杂质，如果钢板过剩地含有S，则生成因热轧而伸长的MnS，从而招致弯曲性以及扩孔性等成形性的劣化。因此，将S含量的上限设定为0.010％以下。S含量的上限值优选为0.007％，更优选为0.003％。本实施方式的钢板由于不需要S，因而S含量的下限值为0.000％。也可以将S含量的下限值设定为超过0.000％或者为0.0001％，但S含量越少越优选。
(N：低于0.050％)
N为杂质，如果钢板含有0.050％以上的N，则招致韧性的劣化。因此，将N含量的上限设定为低于0.050％。N含量的上限值优选为0.010％，更优选为0.006％。本实施方式的钢板由于不需要N，因而N含量的下限值为0.000％。也可以将N含量的下限值设定为超过0.000％或者为0.0003％，但N含量越少越优选。
(Cr：0.01％～2.00％、Mo：0.01％～2.00％、Cu：0.01％～2.00％、以及Ni：0.01％～2.00％)
Cr、Mo、Cu以及Ni各自在本实施方式的钢板中不是必须元素。然而，Cr、Mo、Cu以及Ni由于是提高钢板强度的元素，因而也可以含有。为了获得钢板的强度提高效果，钢板也可以分别含有0.01％以上的选自Cr、Mo、Cu以及Ni之中的1种或2种以上的元素。然而，如果钢板过剩地含有这些元素，则热轧时的表面缺陷变得容易生成，进而热轧钢板的强度过于提高，从而冷轧性有时降低。因此，将选自Cr、Mo、Cu以及Ni之中的1种或2种以上的元素各自的含量的上限值设定为2.00％。
(Ti：0.005％～0.30％、Nb：0.005％～0.30％、V：0.005％～0.30％、以及W：0.005％～0.30％)
Ti、Nb、V以及W在本实施方式的钢板中不是必须元素。但是，Ti、Nb、V以及W由于是生成微细的碳化物、氮化物或者碳氮化物的元素，因而对钢板的强度提高是有效的。因此，钢板也可以含有选自Ti、Nb、V以及W之中的1种或2种以上的元素。为了获得钢板的强度提高效果，优选将选自Ti、Nb、V以及W之中的1种或2种以上的元素各自的含量的下限值设定为0.005％。另一方面，如果过剩地含有这些元素，则热轧钢板的强度过于上升，从而冷轧性有时降低。因此，将选自Ti、Nb、V以及W之中的1种或2种以上的元素各自的含量的上限值设定为0.30％。
(B：0.0001％～0.010％、Ca：0.0001％～0.010％、Mg：0.0001％～0.010％、Zr：0.0001％～0.010％、以及REM：0.0001％～0.010％)
B、Ca、Mg、Zr以及REM不是必须元素。然而，B、Ca、Mg、Zr以及REM提高钢板的局部延展性以及扩孔性。为了获得该效果，将选自B、Ca、Mg、Zr以及REM之中的1种或2种以上的元素各自的下限值优选设定为0.0001％，更优选设定为0.001％。但是，过剩量的这些元素由于使钢板的加工性劣化，因而将这些元素各自的含量的上限设定为0.010％，将选自B、Ca、Mg、Zr以及REM之中的1种或2种以上的元素的合计含量优选设定为0.030％以下。
(Sb：0.0005％～0.050％、Sn：0.0005％～0.050％、以及Bi：0.0005％～0.050％)
Sb、Sn以及Bi不是必须元素。然而，Sb、Sn以及Bi抑制钢板中的Mn、Si和/或Al等易氧化性元素向钢板表面扩散而形成氧化物，从而提高钢板的表面性状和镀覆性。为了获得该效果，将选自Sb、Sn以及Bi之中的1种或2种以上的元素各自的含量的下限值优选设定为0.0005％，更优选设定为0.001％。另一方面，这些元素各自的含量如果超过0.050％，则其效果达到饱和，因而将这些元素各自的含量的上限值设定为0.050％。
3.表层软化部的化学组成
本发明的钢板对于除Mn以外的元素，化学组成在表层软化部和板厚中心部有时也有所不同。在这样的情况下，表层软化部优选的化学组成如下所述。
(C：板厚中心部的C量的0.9倍以下)
C是提高钢板强度的元素，为提高高强度钢板的强度而添加。表层软化部的C量优选为板厚中心部的C量的0.9倍以下。这是为了使表层软化部的硬度低于板厚中心部的硬度。如果大于0.9倍，则有时不能获得优良的弯曲性。表层软化部的C量更优选为板厚中心部的C量的0.7倍以下，进一步优选为0.5倍以下，最优选为0.3倍以下。板厚中心部优选的C含量低于0.80％，因而表层软化部优选的C含量低于0.72％。优选为低于0.5％，进一步优选为低于0.3％，最优选为低于0.1％。C量的下限并没有特别的限定。在使用工业用极低C钢的情况下，0.001％左右为实质性的下限，但从固溶C量的角度考虑，也可以采用使用Ti或Nb等而完全排除了固溶C的Interstitial Free钢。
(Si：0.001％以上且低于3.50％)
Si为铁素体稳定化元素，使Ac3相变点增加，因而在宽退火温度下能够形成大量的铁素体，从组织控制性提高的角度考虑是可以添加的。为了获得这样的效果，需要将Si量设定为0.001％以上。但是，3.50％以上的添加使钢板的表面性状劣化，因而设定为低于3.50％。
(P：0.10％以下)
P使焊接区脆化。如果超过0.10％，则焊接区的脆化变得明显，因而将其适当范围限定为0.10％以下。P的含量的下限并没有规定，但设定为低于0.001％在经济上是不利的。
(S：0.010％以下)
S对焊接性以及铸造时和热轧时的制造性产生不良影响。因此，将其上限值设定为0.010％以下。S的含量的下限并没有规定，但设定为低于0.0001％在经济上是不利的。
(sol.Al：0.001％以上且低于3.00％)
Al作为脱氧剂发挥作用，优选在脱氧工序中添加。为了获得这样的效果，需要将sol.Al含量设定为0.001％以上。另一方面，如果sol.Al含量为3.00％以上，则连续铸造时板坯开裂的危险性提高，因而设定为低于3.00％。
(N：0.050％以下)
N形成粗大的氮化物，使弯曲性劣化，因而需要抑制添加量。这是因为如果N超过0.050％，则该倾向变得显著，因而将N含量的范围设定为0.050％以下。除此以外，N可能导致焊接时气孔的发生，因而以较少为好。N的含量的下限值不特别规定而可以发挥本发明的效果，但将N的含量设定为低于0.0005％招致制造成本的大幅度增加。
表层软化部以质量％计，优选具有如下的组成：
含有C：低于0.72％、
Si：0.001％以上且低于3.50％、
Mn：2.5％以下
P：0.10％以下、
S：0.010％以下、
sol.Al：0.001％以上且低于3.00％、以及
N：低于0.050％，
剩余部分包括Fe和不可避免的杂质。表层软化部可以进一步含有下述的成分。
(Cr：0.01％～2.00％、Mo：0.01％～2.00％、Cu：0.01％～2.00％、以及Ni：0.01％～2.00％)
Cr、Mo、Cu以及Ni由于是提高钢板强度的元素，因而也可以含有。钢板也可以分别含有0.01％以上的选自Cr、Mo、Cu以及Ni之中的1种或2种以上的元素。然而，如果钢板过剩地含有这些元素，则钢板的强度过于提高，从而轧制时的表面缺陷有时变得容易生成。因此，将选自Cr、Mo、Cu以及Ni之中的1种或2种以上的元素各自的含量的上限值设定为2.00％。
另外，表层软化部的Cr量和Mo量的总和优选设定为板厚中心部的Cr量和Mo量的总和的0.9倍以下。使碳化物稳定化的Cr量和Mo量的总和如果大于板厚中心部的Cr量和Mo量的0.9倍，则粗大碳化物容易残存下来，从而可能导致表面性状的劣化。更优选为0.7倍以下，进一步优选为0.5倍以下，最优选为0.3倍以下。
另外，表层软化部的Cu量和Ni量的总和优选设定为板厚中心部的Cu量和Ni量的总和的0.9倍以下。使淬透性提高的Cu量和Ni量的总和如果大于板厚中心部的Cu量和Ni量的0.9倍，则容易产生低温相变组织，从而可能导致弯曲性的劣化。更优选为0.7倍以下，进一步优选为0.5倍以下，最优选为0.3倍以下。
(Ti：0.005％～0.30％、Nb：0.005％～0.30％、V：0.005％～0.30％、以及W：0.005％～0.30％)
Ti、Nb、V以及W由于是生成微细的碳化物、氮化物或者碳氮化物的元素，因而对钢板的强度提高是有效的。因此，钢板也可以含有选自Ti、Nb、V以及W之中的1种或2种以上的元素。为了获得钢板的强度提高效果，优选将选自Ti、Nb、V以及W之中的1种或2种以上的元素各自的含量的下限值设定为0.005％。另一方面，如果过剩地含有这些元素，则热轧钢板的强度过于上升，从而冷轧时有可能产生开裂。因此，将选自Ti、Nb、V以及W之中的1种或2种以上的元素各自的含量的上限值设定为0.30％。
另外，表层软化部的Ti量和Nb量的总和优选设定为板厚中心部的Ti量和Nb量的总和的0.9倍以下。Ti量和Nb量的总和如果大于板厚中心部的Ti量和Nb量的0.9倍，则表层容易硬质化，从而可能导致弯曲性的劣化。更优选为0.7倍以下，进一步优选为0.5倍以下，最优选为0.3倍以下。
另外，表层软化部的W量和V量的总和优选设定为板厚中心部的W量和V量的总和的0.9倍以下。W和V是容易形成碳化物的元素，因而W量和V量的总和如果大于板厚中心部的W量和V量的0.9倍，则在表层形成粗大碳化物，从而成为弯曲性劣化的主要原因。更优选为0.7倍以下，进一步优选为0.5倍以下，最优选为0.3倍以下。
(B：0.0001％～0.010％、Ca：0.0001％～0.010％、Mg：0.0001％～0.010％、Zr：0.0001％～0.010％、以及REM：0.0001％～0.010％)
B、Ca、Mg、Zr以及REM提高钢板的局部延展性以及扩孔性。为了获得该效果，将选自B、Ca、Mg、Zr以及REM之中的1种或2种以上的元素各自的下限值优选设定为0.0001％，更优选设定为0.001％。另一方面，B、Ca、Mg、Zr以及REM量如果大于板厚中心部的0.9倍，则表层过于硬质化，从而有时使表面性状劣化。因此，将选自B、Ca、Mg、Zr以及REM之中的1种或2种以上的元素的上限值设定为0.009％，优选设定为0.006％以下。
另外，表层软化部的B量优选设定为所述板厚中心部的B量的0.9倍以下。B是容易形成低温相变相的元素，因而如果大于板厚中心部的B量的0.9倍，则表层变得硬质，从而可能导致不能获得优良的弯曲性。更优选为0.7倍以下，进一步优选为0.5倍以下，最优选为0.3倍以下。各自的下限值并没有规定。
4.钢板的组织
下面就本实施方式的钢板的组织进行说明。
板厚中心部的组织优选具有由铁素体、马氏体或贝氏体、以及残余奥氏体构成的组织，更优选具有由铁素体、回火马氏体或贝氏体、淬火态马氏体、以及残余奥氏体构成的组织。
表层软化部的组织优选具有实质上由铁素体构成的组织。
表层软化部的气孔率较少，以面积率计优选为1％以下，更优选的是实质上为0％。
5.钢板的机械特性
下面就本实施方式的钢板的机械特性进行说明。
本实施方式的钢板的抗拉强度优选为780MPa以上，更优选为1180MPa。这是因为在将钢板用作汽车的原材料时，通过高强度化而使板厚减少，从而有助于轻量化。另外，为了将本实施方式的钢板供给压力成形，优选的是均匀拉伸率(uEL)优良。TS×uEL优选为12000MPa·％以上，更优选为14000MPa·％以上。
另外，关于弯曲性，对于强度在780MPa以上且低于1180MPa的钢种，在以垂直于轧制方向的方向成为长度方向(弯曲棱线与轧制方向一致)的方式按照JIS Z2248而进行V弯曲试验时，极限弯曲半径R优选为1.0mm以下，更优选为0.8mm以下。对于强度在1180MPa以上的钢种，上述V弯曲试验的极限弯曲半径优选为2.0mm以下，更优选为1.5mm以下。
6.制造方法
接着，就本实施方式的钢板的制造方法进行说明。以下的说明只不过意图例示出用于获得本发明的高强度钢板的制法，并不意图将本发明的高强度钢板限定为下面将要说明的由2种钢板层叠而成的多层钢板。例如，也可以采用冷喷涂法在母材钢板上形成表层软化部以代替下述中记载的层叠法。
本实施方式的钢板采用如下的方法进行制造：在构成具有上述化学组成的板厚中心部的母材钢板的单面或两面，层叠平均Mn浓度为2.5质量％以下、且上述表层软化部用钢板而形成多层钢板，对将其周围实施过焊接的多层钢板进行热轧，轧制后，即时冷却而在高温下保持，然后对冷却过的热轧钢板进行酸洗，之后实施冷轧和退火。
(多层钢板的形成：在对构成板厚中心部的表面实施过脱脂的母材钢板的单面或两面，层叠满足表层软化部的化学组成的钢板，并对其周围进行焊接)
在满足上述板厚中心部的化学组成的母材钢板上，在其表面层叠满足表层软化部的化学组成的钢板，并将其周围进行焊接，从而形成多层钢板。这些钢板只要满足上述化学组成，则无论采用怎样的制法进行制造均可。
(多层钢板的加热温度：1080℃～1300℃)
当热轧前的加热温度低于1080℃时，热加工时的变形阻力升高，从而操作困难。另一方面，如果加热温度超过1300℃，则因氧化皮损耗而使成品率降低。因此，加热温度设定为1080℃～1300℃。热轧前，在1080℃～1300℃的温度区域保持的时间并没有特别的限定，但为了提高扩孔性，优选设定为30分钟以上，进一步优选设定为1小时以上。另外，为了抑制过度的氧化皮损耗，优选设定为10小时以下，进一步优选设定为5小时以下。此外，在进行直接进料轧制或者直接轧制的情况下，也可以一边保持在上述温度范围一边供给热轧。在本说明书中，温度是在钢板表面的中央位置测得的温度。
(精轧开始温度：800℃～1000℃)
精轧开始温度优选设定为800℃～1000℃。通过将精轧开始温度设定为800℃以上，可以减小轧制时的变形阻力。另一方面，通过将精轧开始温度设定为1000℃以下，可以抑制因晶界氧化引起的钢板的表面性状的劣化。
(轧制后的冷却：在2秒钟以内冷却至500℃～700℃)
精轧结束后，在2秒钟以内冷却至500℃～700℃。这在本发明中为重要的条件，它可以使表层软化部的原γ晶粒变得微细，使冷却时生成的铁素体晶粒均匀微细地生成，从而在之后的退火工序中，可以使表层软化部充分再结晶。
如果从精轧结束后到冷却至500℃～700℃的时间超过2秒钟，则原奥氏体粒径变得粗大，从而在之后的退火工序中，表层软化部不会充分地再结晶。因此，从精轧结束后到冷却至500℃～700℃的时间设定为2秒钟以内。优选为1.8秒钟以内，更优选为1.5秒钟以内。到冷却的时间越短，原γ粒径越细粒化，越容易再结晶，因而下限并没有设定，但由于受到制造工序的制约，0.1秒钟成为实质性的下限。
冷却速度只要满足上述条件，就可以是任何速度，但冷却速度越快，越容易得到原γ粒径的细粒化效果。因此，冷却速度优选为20℃/s以上，进一步优选为50℃/s以上。
如果轧制后的冷却停止温度低于500℃，则表层软化部的一部分成为低温相变组织。如果具有铁素体和低温相变组织的复相组织，则在冷轧时不均匀地导入变形，因而不会均匀地产生再结晶，从而未再结晶组织容易残存下来。在冷却停止温度为700℃以上时，表层软化部的铁素体相变由于延迟，因而在之后的冷轧工序中，表层软化部无法积蓄充分的应变。因此，冷却停止温度设定为500℃～700℃。
(冷却至500℃～700℃的温度后的保持时间：3秒钟以上)
如果在500℃～700℃的温度下的保持时间低于3秒钟，则不会充分生成表层软化部的铁素体。保持时间优选为5秒钟以上，更优选为10秒钟以上。
(卷取温度：600℃以下)
优选以600℃以下的卷取温度进行卷取。通过将卷取温度设定为600℃以下而进行卷取，在板厚中心部便容易形成低温相变相，在卷取后的冷轧工序中向表层的应变分配量增加，因而表层软化部容易再结晶，且容易使结晶粒径更加细粒化。另外，通过将卷取温度设定为600℃以下，在卷取后的酸洗中，氧化皮的除去变得更加容易。卷取温度更优选为500℃以下，进一步优选为400℃以下。
为了抑制冷轧时的断裂，也可以在冷却至室温后，在300℃～600℃下对热轧板进行回火。
(冷轧的压下率：20％～70％)
热轧钢板在采用常规方法实施酸洗后进行冷轧。如果冷轧的压下率低于20％，则表层软化部不会导入充分的应变，在之后的退火工序中，表层软化部不会充分地再结晶。另一方面，如果冷轧的压下率超过70％，则在轧制中钢板有时发生断裂，因而冷轧的压下率设定为20％～70％。
(冷轧后的退火热处理：将轧制过的多层钢板在600℃～750℃的温度下保持5秒钟以上，然后冷却至室温)
将冷轧过的多层钢板加热至600℃～750℃的温度而进行退火。如果加热保持温度低于600℃，则表层软化部不会充分地再结晶，而且板厚中心部的渗碳体不会充分溶解，从而不能获得稳定的残余γ分数。如果超过750℃，则在板厚中心部难以生成铁素体。因此，加热保持温度设定为600℃～750℃。
如果保持时间低于5秒钟，则表层软化部的未再结晶组织不会充分地再结晶。为了完全除去未再结晶组织，将退火时间优选设定为10秒钟以上，更优选设定为15秒钟以上。从生产率的角度考虑，将退火时间优选设定为3600秒钟以下。
为了在板厚中心部生成低温相变组织，上述加热保持后的冷却停止温度优选为550℃以下，更优选为300℃以下，最优选为100℃以下。
在上述冷却后，为了低温相变组织的软质化以及残余奥氏体的稳定化，也可以在300℃～550℃的温度下进行回火。
在对钢板表面实施热浸镀锌而制造热浸镀锌钢板的情况下，使上述600℃～750℃的温度下的退火后的冷却在430～500℃的温度范围停止，接着将冷轧钢板浸渍于热浸镀锌浴中而进行热浸镀锌处理。镀浴的条件可以设定在通常的范围内。镀覆处理后可以冷却至室温。
在对钢板表面实施合金化热浸镀锌而制造合金化热浸镀锌钢板的情况下，在对钢板实施热浸镀锌处理之后且在将钢板冷却至室温之前，在450～620℃的温度下对钢板进行热浸镀锌的合金化处理。合金化处理条件可以设定在通常的范围内。
通过如上述那样制造钢板，便可以得到本实施方式的钢板。
实施例
下面参照例子，就本发明的钢板进行更具体的说明。不过，以下的例子为本发明的钢板的例子，本发明的钢板并不局限于以下的例子的方式。
1.评价用钢板的制造
表2中记载的多层钢板的制造方法为包覆法的试料按照下述的方法进行制作。对于具有表1所示的化学组成且板厚为20mm的连续铸造板坯(板厚中心部用钢板)，在磨削表面而除去表面氧化物后，采用电弧焊在其单面或两面层叠具有表1所示的化学组成的表层用钢板(表层软化部)。在表2所示的加热温度、热轧前的保持时间、精轧开始温度、冷却结束时间、冷却停止温度、冷却后保持时间以及卷取温度下，对其加热、加热后保持、热轧、冷却、冷却后保持以及卷取成卷材而得到层叠热轧钢板。然后，采用常规方法进行酸洗，并在表2所示的回火温度、冷轧率、退火温度以及退火时间下进行回火、冷轧以及退火，然后冷却至室温。
表2中记载的多层钢板的制造方法为冷喷涂法的试料按照下述的方法进行制作。
在将基板设定为热轧板的情况下，对于具有表1所示的化学组成且板厚为20mm的连续铸造板坯(板厚中心部用钢板)，在表2所示的加热温度、热轧前的保持时间、精轧开始温度、冷却结束时间、冷却停止温度、冷却后保持时间以及卷取温度下，进行加热、加热后保持、热轧、冷却、冷却后保持以及卷取成卷材，从而制作出热轧板，在磨削表面而除去表面氧化物后，制作出采用冷喷涂法在其单面或两面的表层形成沉积层(表层)的钢板。然后，在表2所示的回火温度、冷轧率、退火温度以及退火时间下进行回火、冷轧以及退火，然后冷却至室温。
另一方面，在将基板设定为冷轧板的情况下，对由上述方法制作的热轧板采用常规方法进行酸洗，以表2所示的回火温度以及冷轧率进行回火以及冷轧而制作出冷轧板，接着采用冷喷涂法在冷轧板的至少单面形成沉积层(表层)，然后以表2所示的退火温度以及退火时间进行退火，继而冷却至室温。
在冷喷涂法中使用的铁基粒子使用表4所示的成分以及粒径。在冷喷涂法中使用的粒子使用按照现有技术反复进行粉砕、基于筛分的分级而被调整为规定粒径的粒子。再者，使用氮气作为工作气体。采用加热器将工作气体加热至700℃，从粒子供给装置供给铁基粒子并与其混合，然后采用喷射喷嘴向基板喷吹，从而得到多层钢板。此外，工作气体压力设定为恒定的3MPa。另外，喷嘴的扫描速度采用机械控制进行调整。
对于一部分的退火冷轧钢板，在进行最终的退火后，在460℃下使退火后的冷却停止，然后将冷轧钢板在460℃的热浸镀锌浴中浸渍2小时而进行热浸镀锌处理。镀浴的条件与以前的相同。在不实施后述的合金化处理的情况下，在460℃的保持后，以10℃/秒钟的平均冷却速度冷却至室温。
对于一部分的退火冷轧钢板，在进行热浸镀锌处理后，不冷却至室温而接着实施合金化处理。加热至520℃，在520℃下保持5秒钟而进行合金化处理，然后以10℃/秒钟的平均冷却速度冷却至室温。
对这样得到的退火冷轧钢板以0.1％的拉伸率进行调质轧制，从而准备出各种评价用钢板。
2.评价方法
对于得到的退火冷轧钢板，实施板厚测定、组织观察、表层软化部的气孔率测定、维氏硬度试验、基于SEM/EBSD法的再结晶率测定试验、表层软化部的平均结晶粒径测定、拉伸试验、均匀拉伸率试验以及V弯曲试验。
板厚中心部的组织的观察方法采用如下的方法进行。以板厚中心部成为测定面的方式对钢板表面实施镜面研磨以及胶体研磨，使用场致发射型扫描电子显微镜(FE-SEM)以及OIM结晶方位分析装置，对于测定面100平方μm区域，以0.2μm的间隔取得结晶方位数据群。采用分析软件(TSL OIM Analysis)对得到的结晶方位数据群进行分析，并将组织进行分类。在Phase-MAP中，将判别为奥氏体相的区域判别成残余奥氏体。在Phase-MAP中，对于判别为除奥氏体相以外的包含回火马氏体、贝氏体、淬火态马氏体以及铁素体的铁素体相的区域的组织，基于以3000倍的放大倍数观察得到的二次电子图像，进一步如以下那样进行判别。在铁素体相中，在晶粒内具有下部组织的相内，内部含有渗碳体的组织判别为回火马氏体或者贝氏体。在铁素体相中，在晶粒内具有下部组织的相内，内部不含渗碳体的组织判别为淬火态马氏体。在铁素体相中，将晶粒内不含下部组织的区域判别为铁素体。
采用上述方法进行组织观察，板厚中心部的组织可分类为铁素体、回火马氏体或贝氏体、淬火态马氏体、以及残余奥氏体。
对于表层软化部的组织观察，除使表层软化部成为测定面以外，采用与板厚中心部的组织观察同样的方法进行。表层软化部的组织实质上为铁素体。
表层软化部的气孔率通过对上述研磨面的气孔部进行鉴定、采用图像处理而以面积率的方式算出。表层软化部的气孔率通过用扫描电子显微镜以1000倍的放大倍数进行观察、采用图像处理检测出直径为0.01μm以上的气孔而算出其合计的面积率。
维氏硬度试验如上所述，为定义表层软化部而进行。首先，采用硝酸乙醇腐蚀呈现出钢板的断面组织，然后基于由光学显微镜或者扫描型电子显微镜观察得到的组织图像而算出钢板的总厚度。于钢板的板厚方向的中心，在相对于板厚方向垂直的方向上以压痕互不干涉的打刻间隔，用100g重量的压痕载荷对5点进行维氏硬度的测定，并将它们的平均值设定为板厚方向的中心位置的平均维氏硬度。接着，从板厚方向的中心朝向表面，将打刻间隔设定为钢板的总厚度5％的恒定间隔，在各自的板厚方向位置与上述同样地进行了5点的维氏硬度试验。当某一板厚方向位置的平均维氏硬度为板厚方向的中心位置的平均维氏硬度的0.6倍以下时，将该位置的表面侧定义为表层软化部。在以5％间隔的打刻不能获得平均维氏硬度的0.6倍以下的值而无法定义表层软化部的情况下，通过以比首次打刻的间隔短的任意恒定间隔对表层的2打刻点间进行打刻而定义表层软化部。表层软化部用钢板的厚度相对于板厚中心部用钢板的板厚的比例如表3的“表层软化部(单侧)的比例(％)”所示。
在基于SEM/EBSD法的再结晶率测定试验中，对钢板表面实施镜面研磨以及胶体研磨，从而使由上述的方法定义的表层软化部的中央位置成为测定面，使用场致发射型扫描电子显微镜(FE-SEM)以及OIM结晶方位分析装置，对于测定面100平方μm区域，以0.2μm的间隔取得结晶方位数据群。采用分析软件(TSL OIM Analysis)对得到的结晶方位数据群进行分析，将第一邻近测量点间的Kernel Average Misorientation(KAM值)为1.0°以下的区域定义为再结晶组织，从而算出相对于该区域的整个区域的面积率。
表层软化部的平均结晶粒径采用如下的方法进行测定。在基于SEM/EBSD法的平均结晶粒径测定试验中，采用分析软件(TSL OIM Analysis)对由上述的方法得到的结晶方位数据群进行分析，将被具有结晶方位差为15°以上的方位差的晶界所包围的区域定义为一个晶粒时，采用Area Fraction法算出该晶粒的粒径，从而算出整个观察区域的平均粒径。
在与钢板的轧制方向成直角的方向取长轴而采集JIS5号5号试验片，对抗拉强度(TS)以及均匀拉伸率(uEL)进行了测定。拉伸试验按照使用JIS5号拉伸试验片的JIS Z2241中规定的方法进行。均匀拉伸率试验按照使用平行部长度为50mm的JIS5号试验片的JIS-Z2201中规定的方法进行。
关于极限弯曲半径R，以与轧制方向垂直的方向成为长度方向(弯曲棱线与轧制方向一致)的方式制作出JIS Z2204中记载的1号试验片，并按照JIS Z2248而进行V弯曲试验。对于仅在单面具有表层软化部的样品，以具有表层软化部的面成为弯曲外侧的方式进行弯曲。模具和冲头的角度设定为60°，以0.1mm为单位改变冲头的顶端半径而进行弯曲试验，将不发生龟裂而可以弯曲的冲头顶端半径作为极限弯曲半径R求出。对于强度在780MPa以上且低于1180MPa的钢种，将极限弯曲半径R超过1.0mm者设定为不可弯曲(符号×)，将1.0mm以下者设定为弯曲性良(符号○)，将0.8mm以下者设定为弯曲性优(◎)。对于强度在1180MPa以上的钢种，将极限弯曲半径R超过2.0mm者评价为不可弯曲(符号×)，将2.0mm以下者评价为弯曲性良好(符号○)，将1.5mm以下者评价为弯曲性优(◎)。
对于得到的钢板，实测了由上述定义的表层软化部的板厚方向的中央位置的化学组成、和板厚方向的中心位置的化学组成，结果分别与表1所示的表层软化部用钢板以及母材钢板的化学组成大致相同。
平均Mn浓度是在组织断面的板厚中心部以及表层软化部各自的板厚方向中心，沿着与板厚方向垂直的方向的线上，以50μm的间隔对20点的Mn浓度进行EPMA测定，并从其平均值而求出。其结果是，板厚中心部的平均Mn浓度、以及表层软化部的平均Mn浓度分别与表1所示的母材钢板、以及表层软化部用钢板的Mn浓度大致相同。
3.评价结果
上述的评价结果如表3所示。
表3-1
表3-2
表4
在表1～3中，带下划线的数值表示由其数值所示的含量、条件或者机械特性处在优选的范围外。
表2和表3中的实施例的钢板具有板厚中心部的平均Mn浓度超过4.0质量％且低于10.0质量％，表层软化部具有钢板的0.1％至30％的厚度、平均Mn浓度为2.5％以下、所述表层软化部的再结晶率为90％以上，且具有优良的TS×uEL平衡这一Mn含有浓度高的钢板的特征，同时也具有优良的弯曲性。
另一方面，关于表2和表3中的试验材料No.2、3、6、16、18、22、24、46、49、50以及52，其表层软化部的再结晶率偏离本发明所规定的范围，从而不能获得优良的弯曲性。
试验材料No.14的板厚中心部的平均Mn浓度低，从而不能获得优良的TS×uEL平衡。
试验材料No.32的退火温度高，从而不能获得优良的TS×uEL平衡。
试验材料No.33的表层软化部的平均Mn浓度高，从而不能获得优良的弯曲性。
试验材料No.38的表层软化部的厚度小，从而不能获得优良的弯曲性。
试验材料No.39的表层软化部的厚度大，从而强度低。
试验材料No.46、49、50以及52是以热轧板为基板、并采用冷喷涂法而制作的多层钢板，但沉积层(表层)的再结晶率低，从而不能获得优良的弯曲性。
试验材料No.47、48以及51是以冷轧板为基板、并采用冷喷涂法而制作的多层钢板，但在沉积层(表层)产生气孔，从而不能获得良好的弯曲性。另外，表层软化部的再结晶组织的平均结晶粒径大，从而不能获得优良的弯曲性。
产业上的可利用性
根据本发明，能够以良好的生产效率获得适合作为汽车用原材料的弯曲加工性优良的高Mn含量的高强度钢板，在产业上具有很大的优点。

Claims (16)

1.一种高强度钢板，其特征在于，其包含：
板厚中心部，和
在该板厚中心部的单面或两面形成的表层软化部；其中，
所述板厚中心部的平均Mn浓度超过4.0质量％且低于10.0质量％，
各表层软化部具有板厚的0.1％至30％的厚度，
所述表层软化部的平均Mn浓度为2.5质量％以下，
所述表层软化部的再结晶率为90％以上，
所述表层软化部的再结晶组织的平均结晶粒径为0.1μm～40μm。
2.根据权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，所述板厚中心部以质量％计，含有：
C：超过0.05％且低于0.80％、
Si：0.001％以上且低于3.50％、
Mn：超过4.0％且低于10.0％、
P：0.10％以下、
S：0.010％以下、
sol.Al：0.001％以上且低于3.00％、以及
N：低于0.050％，
剩余部分包括Fe和不可避免的杂质。
3.根据权利要求2所述的高强度钢板，其特征在于，所述板厚中心部以质量％计，进一步含有选自：
Cr：0.01％～2.00％、
Mo：0.01％～2.00％、
Cu：0.01％～2.00％、以及
Ni：0.01％～2.00％之中的至少一种。
4.根据权利要求2或3所述的高强度钢板，其特征在于，所述板厚中心部以质量％计，进一步含有选自：
Ti：0.005％～0.30％、
Nb：0.005％～0.30％、
V：0.005％～0.30％、以及
W：0.005％～0.30％之中的至少一种。
5.根据权利要求2～4中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，所述板厚中心部以质量％计，进一步含有选自：
B：0.0001％～0.010％、
Ca：0.0001％～0.010％、
Mg：0.0001％～0.010％、
Zr：0.0001％～0.010％、以及
REM：0.0001％～0.010％之中的至少一种。
6.根据权利要求2～5中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，所述板厚中心部以质量％计，进一步含有选自：
Sb：0.0005％～0.050％、
Sn：0.0005％～0.050％、以及
Bi：0.0005％～0.050％之中的至少一种。
7.根据权利要求2～6中任一项所述的高强度钢板，其特征在于：所述表层软化部的C量在所述板厚中心部的C量的0.9倍以下。
8.根据权利要求3～7中任一项所述的高强度钢板，其特征在于：所述表层软化部的Cr量和Mo量的总和在所述板厚中心部的Cr量和Mo量的总和的0.9倍以下。
9.根据权利要求3～8中任一项所述的高强度钢板，其特征在于：所述表层软化部的Cu量和Ni量的总和在所述板厚中心部的Cu量和Ni量的总和的0.9倍以下。
10.根据权利要求4～9中任一项所述的高强度钢板，其特征在于：所述表层软化部的Ti量和Nb量的总和在所述板厚中心部的Ti量和Nb量的总和的0.9倍以下。
11.根据权利要求4～10中任一项所述的高强度钢板，其特征在于：所述表层软化部的V量和W量的总和在所述板厚中心部的V量和W量的总和的0.9倍以下。
12.根据权利要求5～11中任一项所述的高强度钢板，其特征在于：所述表层软化部的B量在所述板厚中心部的B量的0.9倍以下。
13.根据权利要求1～12中任一项所述的高强度钢板，其特征在于：在所述表层软化部的表面进一步包含热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层或者电镀锌层。
14.一种高强度钢板的制造方法，其是制造权利要求1～13中任一项所述的高强度钢板的方法，其包括以下工序：
在构成所述板厚中心部的母材钢板的单面或两面层叠构成所述表层软化部的表层软化部用钢板而形成多层钢板；
将所述多层钢板加热至1080℃～1300℃，并在精轧开始温度为800℃～1000℃的条件下进行热轧；
在所述精轧结束后2秒钟以内将进行过所述热轧的多层钢板冷却至500℃～700℃；
在将所述多层钢板冷却至所述500℃～700℃的温度后保持3秒钟以上；
对在所述500℃～700℃的温度下保持3秒钟以上的多层钢板进行酸洗，接着以20％～70％的压下率进行冷轧；以及
在600℃～750℃的温度下将进行过所述冷轧的多层钢板保持5秒钟以上，接着进行冷却。
15.根据权利要求14所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于：在600℃以下的卷取温度下对在所述500℃～700℃的温度下保持过3秒钟以上的多层钢板进行卷取。
16.根据权利要求15所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于：在所述冷轧前，对进行过所述卷取的多层钢板于300℃～550℃的温度下保持而进行回火。
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