CN116917518A - 钢板及焊接接头 - Google Patents

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percent
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铃木裕也
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Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
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Abstract

该钢板具有规定的化学组成，在将板厚设定为t时，板厚方向截面的距离表面为t/4的位置即t/4位置处的金属组织以体积率计包含：铁素体：20％以上、贝氏体及马氏体：合计为40％以上，剩余部分为选自残余奥氏体、珠光体中的1种以上，在上述板厚方向截面的以上述t/4位置为中心且一边的长度为t/4的正方形区域中，以1μm间隔在多个测定点测定Mn浓度时，相对于所有的上述多个测定点的Mn浓度的平均值，Mn浓度为1.1倍以上的测定点的比例小于10.0％，所述钢板的抗拉强度为980MPa以上，抗拉强度与总伸长率之积为10500MPa·％以上。

Description

钢板及焊接接头
技术领域
本发明涉及钢板及焊接接头。
本申请基于2021年03月25日在日本申请的日本特愿2021-051017号主张优先权，并将其内容援引于此。
背景技术
近年来，从伴随全球变暖对策而进行的温室效应气体排放量限制的观点出发，要求汽车的燃料效率提高，为了确保车身的轻量化和碰撞安全性，高强度钢板的应用正在逐渐扩大。特别是在最近，抗拉强度为980MPa以上的高强度钢板的需求正在提高。
对于供于汽车部件的高强度钢板，不仅要求强度，还要求用于压制成形性等部件成形所需的特性。作为压制成形性所需的特性，例如有延展性(伸长率)。因此，对具有高强度且优异的延展性的钢板的需求在提高。
作为可得到优异的延展性的钢板，已知有主要由软质的铁素体相与硬质的马氏体相的复合组织构成的双相(Dual Phase)钢板(以下为DP钢)(例如专利文献1及专利文献2)。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平6-128688号公报
专利文献2：日本专利第5305149号公报
发明内容
发明所要解决的课题
如上所述，在汽车领域中，在应用高强度钢板时，特别是在最近，成形性优异的高强度钢板的需求正在提高。然而，近年来，抗拉强度为980MPa以上的DP钢存在进行焊接时的焊接接头的强度变低的情况成为课题。
针对这样的课题，虽然在专利文献1、2中公开了DP钢，但是并没有考虑到焊接接头强度。这样一来，以往并没有提出抗拉强度为980MPa以上的DP钢的焊接接头的强度改善的技术。
本发明的课题在于，提供成形性优异的抗拉强度为980MPa以上、并且在焊接后可得到充分的焊接接头强度的钢板、以及由该钢板得到的可得到充分的焊接接头强度的焊接接头。
用于解决课题的手段
本发明的发明者们对在抗拉强度为980MPa以上的DP钢中进行焊接时、焊接接头的强度变低的原因进行了研究。其结果得知：当在热影响部存在粗大的马氏体的情况下，在板厚方向上产生残余应力，在其附近容易发生开裂。另外，本发明的发明者们进一步进行了研究，其结果得知：为了抑制热影响部处的原γ粒径的粗大化，Mn偏析的抑制是有效的。
本发明是鉴于上述的见解而成的。本发明的主旨如下。
[1]本发明的一个方案的钢板具有下述化学组成：以质量％计C：0.05％～0.25％、Si：0.05％～2.00％、Mn：1.50％～3.00％、Al：0.005％～1.500％、P：0％～0.040％、S：0％～0.010％、N：0％～0.0100％、O：0％～0.0060％、Cr：0％～0.50％、Ni：0％～1.00％、Cu：0％～1.00％、Mo：0％～0.50％、Ti：0％～0.200％、Nb：0％～0.200％、V：0％～0.500％、B：0％～0.0100％、W：0％～0.1000％、Ta：0％～0.1000％、Sn：0％～0.0500％、Co：0％～0.5000％、Sb：0％～0.0500％、As：0％～0.0500％、Mg：0％～0.0500％、Ca：0％～0.0400％、Y：0％～0.0500％、La：0％～0.0500％、Ce：0％～0.0500％、Zr：0％～0.0500％以及剩余部分：包含Fe和杂质，在将板厚设定为t时，板厚方向截面的距离表面为t/4的位置即t/4位置处的金属组织以体积率计包含：铁素体：20％以上、贝氏体及马氏体：合计为40％以上，剩余部分为选自残余奥氏体、珠光体中的1种以上，在上述板厚方向截面的以上述t/4位置为中心且一边的长度为t/4的正方形区域中，以1μm间隔在多个测定点测定Mn浓度时，相对于所有的上述多个测定点的Mn浓度的平均值，Mn浓度为1.1倍以上的测定点的比例小于10.0％，所述钢板的抗拉强度为980MPa以上，抗拉强度与总伸长率之积为10500MPa·％以上。
[2]根据上述[1]的钢板，其中，上述化学组成以质量％计也可以含有选自下述元素中的1种以上：Cr：0.01％～0.50％、Ni：0.01％～1.00％、Cu：0.01％～1.00％、Mo：0.01％～0.50％、Ti：0.001％～0.200％、Nb：0.001％～0.200％、V：0.001％～0.500％、B：0.0001％～0.0100％、W：0.0005％～0.1000％、Ta：0.0005％～0.1000％、Sn：0.0010％～0.0500％、Co：0.0010％～0.5000％、Sb：0.0010％～0.0500％、As：0.0010％～0.0500％、Mg：0.0001％～0.0500％、Ca：0.0001％～0.0400％、Y：0.0001％～0.0500％、La：0.0001％～0.0500％、Ce：0.0001％～0.0500％以及Zr：0.0001％～0.0500％。
[3]根据上述[1]或[2]所述的钢板，其在上述表面也可以具有热浸镀锌层。
[4]根据上述[3]所述的钢板，其中，上述热浸镀锌层也可以为合金化热浸镀锌层。
[5]本发明的另一个方案的焊接接头具有下述化学组成：以质量％计C：0.05％～0.25％、Si：0.05％～2.00％、Mn：1.50％～3.00％、Al：0.005％～1.500％、P：0％～0.040％、S：0％～0.010％、N：0％～0.0100％、O：0％～0.0060％、Cr：0％～0.50％、Ni：0％～1.00％、Cu：0％～1.00％、Mo：0％～0.50％、Ti：0％～0.200％、Nb：0％～0.200％、V：0％～0.500％、B：0％～0.0100％、W：0％～0.1000％、Ta：0％～0.1000％、Sn：0％～0.0500％、Co：0％～0.5000％、Sb：0％～0.0500％、As：0％～0.0500％、Mg：0％～0.0500％、Ca：0％～0.0400％、Y：0％～0.0500％、La：0％～0.0500％、Ce：0％～0.0500％、Zr：0％～0.0500％以及剩余部分：包含Fe和杂质，上述热影响部中的原γ粒径的最大值小于30μm。
发明效果
根据本发明的上述方案，可以提供成形性优异的抗拉强度为980MPa以上、并且在焊接后可得到充分的焊接接头强度的钢板、以及由该钢板得到的可得到充分的焊接接头强度的焊接接头。
附图说明
图1是对板厚方向截面的组织的观察区域及Mn浓度的测定区域进行说明的图。
图2是对焊接接头的热影响部进行说明的示意图。
图3是示出在第1偏析工序中未进行1300℃下的保持的情况(0h)、以及进行了10小时的保持的情况(10h)下的Mn浓度分布的例子的直方图。
具体实施方式
就本发明的一个实施方式的钢板(本实施方式的钢板)而言，(a)具有规定的化学组成，(b)在将板厚设定为t时，板厚方向截面的距离表面为t/4的位置即t/4位置处的金属组织以体积率计包含：铁素体：20％以上、贝氏体及马氏体：合计为40％以上，剩余部分为选自残余奥氏体、珠光体中的1种以上，(c)在上述板厚方向截面的以上述t/4位置为中心且一边的长度为t/4的正方形区域中，以1μm间隔在多个测定点测定Mn浓度时，相对于所有的上述多个测定点的Mn浓度的平均值，Mn浓度为1.1倍以上的测定点的比例小于10.0％，(d)所述钢板的抗拉强度为980MPa以上，抗拉强度与总伸长率之积为10500MPa·％以上。
另外，就本实施方式的焊接接头而言，(A)具有规定的化学组成，(B)热影响部中的原γ粒径的最大值小于30μm。
以下，分别进行说明。
1.钢板
首先，对本实施方式的钢板进行说明。
＜化学组成＞
对本实施方式的钢板的化学组成进行说明。各元素的含量的“％”只要没有特别说明，则均表示“质量％”。
C：0.05％～0.25％
C(碳)是为了确保钢板的强度所必需的元素。通过将C含量设定为0.05％以上，能够得到所期望的高强度。C含量可以为0.07％以上或0.08％以上。
另一方面，为了确保加工性、焊接性，C含量设定为0.25％以下。C含量可以为0.23％以下、0.22％以下或0.20％以下。
Si：0.05％～2.00％
Si(硅)是使铁素体稳定化的元素。即，Si使Ac3点(Ac3相变点)增加，因此能够在广泛的退火温度范围内形成大量的铁素体，从钢板的组织控制性提高的观点考虑，可含有Si。为了得到这样的效果，Si含量设定为0.05％以上。
另一方面，为了确保钢板的焊接性，Si含量设定为2.00％以下。Si含量可以为1.80％以下、1.70％以下或1.50％以下。
Mn：1.50％～3.00％
Mn(锰)是强力的奥氏体稳定化元素，是对于钢板的高强度化而言有效的元素。为了得到这些效果，Mn含量设定为1.50％以上。Mn含量可以为1.60％以上或1.70％以上。
另一方面，为了确保焊接性、低温韧性，Mn含量设定为3.00％以下。Mn含量可以为2.80％以下、2.70％以下或2.50％以下。
Al：0.005％～1.500％
Al(铝)是用于钢的脱氧的元素。为了得到该效果，Al含量设定为0.005％以上。
另一方面，即使过量含有Al，效果也会饱和，不仅会徒招成本上升，而且钢的相变温度也上升，热轧时的负荷增大。因此，Al含量设定为1.500％以下。Al含量优选为1.200％以下、1.000％以下或0.800％以下。
P：0％～0.040％
P(磷)是固溶强化元素，是对于钢板的高强度化而言有效的元素，但是过量的含有会使焊接性及韧性劣化。因此，P含量设定为0.040％以下。P含量优选为0.035％以下、0.030％以下或0.020％以下。P含量也可以为0％，但为了极度降低P含量，脱P成本变高。因此，从经济性的观点考虑，可以将P含量设定为0.001％以上。
S：0％～0.010％
S(硫)是作为杂质而被含有的元素，是在钢中形成MnS而使韧性、扩孔性劣化的元素。因此，作为韧性、扩孔性的劣化不显著的范围，将S含量设定为0.010％以下。S含量优选为0.005％以下、0.004％以下或0.003％以下。S含量也可以为0％，但为了极度降低S含量，脱硫成本变高。因此，从经济性的观点考虑，可以将S含量设定为0.0001％以上。
N：0％～0.0100％
N(氮)是作为杂质而被含有的元素，是下述元素：如果其含量超过0.0100％，则在钢中形成粗大的氮化物而使弯曲性、扩孔性劣化。因此，N含量设定为0.0100％以下。N含量优选为0.0080％以下、0.0060％以下或0.0050％以下。N含量也可以为0％，但为了极度降低N含量，脱N成本变高。因此，从经济性的观点考虑，可以将N含量设定为0.00010％以上。
O：0％～0.0060％
O(氧)是作为杂质而被含有的元素，是下述元素：如果其含量超过0.0060％，则在钢中形成粗大的氧化物而使弯曲性、扩孔性劣化。因此，O含量设定为0.0060％以下。O含量优选为0.0050％以下或0.0040％以下。O含量也可以为0％，但从制造成本的观点考虑，可以将O含量设定为0.0001％以上。
本实施方式的钢板的基本化学组成包含上述的元素(基本元素)，剩余部分包含Fe和杂质。这里，“杂质”是指在工业上制造钢板时，由于矿石、废料等原料、制造工序的各种原因而混入的成分，在不对本发明造成不良影响的范围内可被容许。
然而，该钢板也可以根据需要含有以下的元素(任选元素)来代替Fe的一部分。这些元素也可以未必含有，因此下限为0％。另外，以下的元素也有时会从原料的废料等中混入，但只要为后述的上限值以下的含量，则也可以作为杂质而被含有。
Cr：0％～0.50％
Ni：0％～1.00％
Cu：0％～1.00％
Cr(铬)、Ni(镍)及Cu(铜)均为有助于强度提高的元素。因此，可以根据需要含有选自上述这些元素中的1种以上。在想要得到上述的效果的情况下，选自Cr、Ni及Cu中的1种以上的含量优选为0.01％以上，更优选为0.10％以上。
另一方面，含量超过0.50％的Cr、超过1.00％的Ni或超过1.00％的Cu有可能会使酸洗性、焊接性及热加工性降低。因此，Cr含量设定为0.50％以下，Ni含量设定为1.00％以下，Cu含量设定为1.00％以下。Cr含量可以为0.40％以下、0.30％以下或0.10％以下。Ni含量可以为0.80％以下、0.60％以下或0.20％以下。Cu含量可以为0.80％以下、0.60％以下或0.20％以下。
Mo：0％～0.50％
Mo(钼)与Mn同样地是提高钢的淬透性、有助于强度提高的元素。因此，可以根据需要含有Mo。在想要得到上述的效果的情况下，Mo含量优选为0.01％以上，优选为0.10％以上。
另一方面，如果Mo含量超过0.50％，则有可能热加工性降低、生产率降低。因此，Mo含量设定为0.50％以下。Mo含量优选为0.40％以下、0.30％以下或0.10％以下。
Ti：0％～0.200％
Nb：0％～0.200％
V：0％～0.500％
Ti(钛)、Nb(镍)及V(钒)均为下述元素：通过析出强化、由晶粒的生长抑制带来的细粒强化及通过再结晶的抑制带来的位错强化，从而有助于钢板强度的提高。因此，可以根据需要含有选自上述这些元素中的1种以上。在想要得到上述的效果的情况下，优选在钢板中含有选自0.001％以上的Ti、0.0001％以上的Nb以及0.001％以上的V中的1种以上。
另一方面，含量超过0.200％的Ti、超过0.200％的Nb或超过0.500％的V有可能会使粗大的碳氮化物析出、使成形性降低。因此，将Ti含量设定为0.200％以下，将Nb含量设定为0.200％以下，将V含量设定为0.500％以下。可以将Ti含量设定为0.180％以下、0.150％以下或0.100％以下。可以将Nb含量设定为0.180％以下、0.150％以下或0.100％以下。可以将V含量设定为0.400％以下、0.300％以下或0.100％以下。
B：0％～0.0100％
B(硼)是在焊接时在奥氏体晶界偏析、使晶界强化、且有助于耐熔融金属脆化开裂性的提高的元素。因此，可以根据需要含有B。在想要得到上述的效果的情况下，B含量优选为0.0001％以上，更优选为0.0005％以上或0.0008％以上。
另一方面，如果B含量超过0.0100％，则生成碳化物及氮化物，上述的效果饱和，而且热加工性降低。因此，B含量设定为0.0100％以下。B含量优选为0.0080％以下、0.0050％以下或0.0030％以下。
W：0％～0.1000％
Ta：0％～0.1000％
Sn：0％～0.0500％
Co：0％～0.5000％
As：0％～0.0500％
W(钨)、Ta(钽)、Sn(锡)、Co(钴)以及As(砷)是通过析出强化、晶粒的粗大化的抑制而有助于钢板强度提高的元素。因此，可以含有这些元素。在要得到效果的情况下，可以将W含量设定为0.0005％以上、0.0010％以上、0.0050％以上或0.0100％以上。可以将Ta含量设定为0.0005％以上、0.0010％以上、0.0050％以上或0.0100％以上。可以将Sn含量设定为0.0010％以上、0.0020％以上或0.0050％以上。可以将Co含量设定为0.0010％以上、0.0100％以上或0.0300％以上。可以将As含量设定为0.0010％以上、0.0020％以上或0.0050％以上。
另一方面，如果上述这些元素为大量，则有可能钢板的各种特性会受损。因此，将W含量设定为0.1000％以下，将Ta含量设定为0.1000％以下，将Sn含量设定为0.0500％以下，将Co含量设定为0.5000％以下，将Sb含量设定为0.0500％以下，将As含量设定为0.0500％以下。可以将W含量设定为0.0800％以下、0.0500％以下或0.0300％以下。可以将Ta含量设定为0.080％以下、0.050％以下或0.0300％以下。可以将Sn含量设定为0.0400％以下、0.0300％以下或0.0100％以下。可以将Co含量设定为0.4000％以下、0.3000％以下或0.1000％以下。可以将As含量设定为0.0400％以下、0.0300％以下或0.0100％以下。
Mg：0％～0.0500％
Ca：0％～0.0400％
Y：0％～0.0500％
La：0％～0.0500％
Ce：0％～0.0500％
Zr：0％～0.0500％
Sb：0％～0.0500％
Ca(钙)、Mg(镁)、Y(钇)、La(镧)、Ce(铈)以及Zr(锆)、Sb(锑)均为有助于成形性提高的元素。因此，可以根据需要含有选自上述这些元素中的1种以上。在想要得到上述的效果的情况下，选自Mg、Ca、Y、La、Ce、Zr、Sb中的1种以上的含量更优选为0.0001％以上或0.0010％以上。Sb含量更优选为0.0020％以上或0.0050％以上。
另一方面，超过0.050％的含量的Mg、Y、La、Ce、Zr、Sb或超过0.040％的含量的Ca有可能会使酸洗性、焊接性及热加工性降低。因此，Mg、Y、La、Ce、Zr以及Sb的含量均设定为0.0500％以下，Ca含量设定为0.0400％以下。Mg、Ca、Y、La、Ce、Zr以及Sb各自的含量优选为0.0350％以下、0.0300％以下或0.0100％以下。
如上所述，本实施方式的钢板的化学组成包含基本元素，剩余部分包含Fe和杂质，或者包含基本元素，还包含任选元素中的1种以上，剩余部分包含Fe和杂质。
＜在将板厚设定为t时，板厚方向截面的距离表面为t/4的位置即t/4位置处的金属组织＞
[铁素体：20体积％以上]
铁素体是延展性优异，但软质的组织。为了确保钢板的伸长率，将铁素体的体积率设定为20％以上。
另一方面，如果铁素体的体积率变得过量，则含有时变得难以确保所期望的钢板强度。因此，将铁素体的体积率设定为60％以下。铁素体体积率可以为50％以下。
[贝氏体及马氏体：合计为40体积％以上]
贝氏体及马氏体为了强度的提高，将体积率合计设定为40％以上。只要满足本要件，则不需要个别地规定马氏体及贝氏体的体积率，但回火马氏体含量以体积率计可以为10％以上、15％以上或20％以上。
为了确保20％以上的铁素体，贝氏体及马氏体的体积率设定为80％以下。
在本实施方式的钢板中，马氏体包含初生马氏体及回火马氏体。
[剩余部分：选自残余奥氏体、珠光体中的1种以上]
作为除铁素体、贝氏体、马氏体以外的剩余部分，可以包含选自残余奥氏体、珠光体中的1种以上。剩余部分的体积率例如为10％以下或5％以下。剩余部分的体积率也可以为0％。
t/4位置处的马氏体的体积率通过以下的方法求出。
用硝酸乙醇液对试样的观察面进行蚀刻，在如图1的A中所示那样的以板厚方向截面的距离表面为板厚的1/4的位置为中心的距离表面为板厚的1/8～3/8的范围内，使用FE-SEM以3000倍的倍率对100μm×100μm的区域进行观察。在硝酸乙醇腐蚀中，马氏体及残余奥氏体不会被腐蚀，因此未被腐蚀的区域的面积率是马氏体及残余奥氏体的合计面积率。另外，在本实施方式中，马氏体及残余奥氏体的合计面积率视为它们的合计体积率。从该未被腐蚀的区域的面积率(即体积率)中减去通过后述的方法测定的残余奥氏体的体积率来算出马氏体的体积率。
残余奥氏体的体积率可以通过使用了X射线衍射装置的测定来算出。在使用了X射线衍射装置的测定中，首先通过机械研磨及化学研磨将从试样的板面(轧制面)至板厚的1/4的深度的面为止的区域除去。接着，在板厚t的1/4的深度的面中，使用MoKα射线作为特征X射线，求出bcc相的(200)、(211)及fcc相的(200)、(220)、(311)的衍射峰的积分强度比，基于这些积分强度比，能够算出残余奥氏体的体积率。
t/4位置处的铁素体、贝氏体、珠光体的体积率通过以下的方法求出。
用硝酸乙醇液对试样的观察面进行蚀刻，在如图1的A中所示那样的以板厚方向截面的距离表面为板厚的1/4的位置为中心的距离表面为板厚的1/8～3/8的范围内，使用FE-SEM以3000倍的倍率对100μm×100μm的区域进行观察。将晶体中不含渗碳体的区域判断为铁素体，将晶体中包含渗碳体、且渗碳体以层状排列的区域判断为珠光体，将晶体中包含渗碳体、且渗碳体具有多个变体的区域判断为贝氏体，通过点计数法(基于ASTM E562)求出面积率。根据面积率与体积率同等，将各组织所得到的面积率作为体积率。
＜在板厚方向截面的以t/4位置为中心且一边的长度为t/4的正方形区域中，以1μm间隔在多个测定点测定Mn浓度时，相对于多个测定点(全部测定点)的Mn浓度的平均值，Mn浓度为1.1倍以上的测定点的比例：小于10.0％＞
如上所述，如果在热影响部中存在粗大的残余奥氏体或初生马氏体，则它们成为开裂的起点而容易发生开裂。
为了抑制这样的开裂，残余奥氏体(γ)的微细化是有效的，但由于粗大的残余γ在Mn偏析部生成，因此Mn偏析的抑制是有效。
具体而言，在如图1的B中所示那样的板厚方向截面的以t/4位置为中心且一边的长度为t/4的正方形区域中，以1μm间隔在多个测定点使用EPMA(电子探针显微分析仪；Electron Probe Micro Analyzer)对Mn浓度进行测定时，相对于全部测定点(多个测定点)的Mn浓度的平均值，Mn浓度为1.1倍以上(在将平均值设定为1.0时为1.1以上)的测定点的比例(个数比例)需要小于10.0％。即，在将“各测定点浓度/测定区域中的全部测定点平均浓度”定义为偏析度时，该偏析度成为1.1以上的比例需要小于10.0％。
＜机械特性＞
考虑有助于汽车车身的轻量化，将本实施方式的钢板的抗拉强度设定为980MPa以上。另外，在本实施方式的钢板中，抗拉强度×总伸长率(TS×tEl)设定为10500MPa·％以上。
抗拉强度(TS)及总伸长率(tEl)通过下述方式来求出：从钢板中沿与轧制方向垂直的方向采集JIS5号拉伸试验片，依据JIS Z 2241：2011进行拉伸试验。
[镀层]
上述的本实施方式的钢板可以在表面具有热浸镀锌层。通过在表面存在热浸镀锌层，耐蚀性提高。
例如，当在腐蚀钢板的环境下进行使用的情况下，存在开孔等担忧，因此有时即使进行高强度化，也无法减薄化至某一定板厚以下。钢板的高强度化的目的之一是通过减薄化来实现轻量化，因此即使开发高强度钢板，如果耐蚀性低，则应用部位也会受限。因此，考虑对钢板实施耐蚀性高的热浸镀锌等镀覆。镀层例如为像热浸镀锌层或电镀锌层那样的锌镀层。另外，锌镀层也可以是除了Zn以外还包含Si、Al和/或Mg的镀层。
另外，热浸镀锌层可以是经合金化的合金化热浸镀锌层。在经合金化的热浸镀锌层中，通过合金化处理，Fe被摄入至热浸镀锌层中，因此可得到优异的焊接性及涂装性。
另外，出于改善涂装性及焊接性的目的，也可以在锌镀层上实施上层镀覆。另外，就本实施方式的冷轧钢板而言，可以在热浸镀锌层上实施各种处理、例如铬酸盐处理、磷酸盐处理、润滑性提高处理、焊接性提高处理等。
2.焊接接头
接下来，对本实施方式的焊接接头进行说明。
本实施方式的焊接接头是对上述的本实施方式的钢板进行焊接而得到的焊接接头。因此，具有母材部、通过焊接形成的熔核部和形成于熔核部周围的热影响部。本实施方式的钢板与其它钢板(也可以是本实施方式的钢板)介由熔核部被接合。
关于母材部(除热影响部及熔核部以外的部分)，具有与本实施方式的钢板同样的化学组成、金属组织。关于热影响部，就化学组成而言，与本实施方式的钢板是同样的，但就金属组织而言，主要为马氏体，具有以下的特征。
＜热影响部中的原γ粒径的最大值：小于30μm＞
在焊接接头中，为了减少热影响部中的残余应力，如果是马氏体组织，则与其板条块尺寸(block size)相当的原γ粒径的最大值小于30μm即可。如果原γ(奥氏体)粒径为30μm以上，则在板厚方向上产生残余应力，在其附近容易发生开裂。
在本实施方式的焊接接头中，热影响部如下所述地定义。
如图2中所示的那样，在具有钢板S和与钢板S进行接合的熔核(熔核部)N的焊接接头中，对在钢板重合面侧在板厚方向上距离钢板的重合面SF(在图中，钢板S与钢板S之间存在间隙，但也可以密合)仅离开板厚的1/4的位置、并且在与板厚方向垂直的方向(纸面左右方向)上距离点焊的熔核中心O为8mm的范围的硬度(以负载为0.1kgf的维氏硬度：按照JISZ 2244实施)进行测定，将该硬度与熔核部的硬度和母材部的硬度(与焊接前的钢板的硬度相同)均不同的过渡区域作为热影响部(HAZ)。
对于原γ粒径，在钢板重合面侧距离钢板表面仅离开板厚1/4的位置、并且与热影响部的板厚垂直的方向(纸面左右方向)的中心处，通过以下的方法进行测定。对试样的观察面进行研磨后，用硝酸乙醇试剂进行腐蚀，使用FE-SEM，以1000倍的倍率，将500μm×500μm作为1个视场，对3个视场进行观察。使用所得到的组织照片，通过线段法算出原γ粒径。
将所观察的3个视场各自的视场中的最大的原γ粒径进行平均，将所得到值作为热影响部中的原γ粒径的最大值。
[接头强度]
考虑汽车车身的组装中的焊接性，本实施方式的钢板优选接头强度超过6.0kN。
接头强度通过下述方式来求出：从钢板中沿与轧制方向垂直的方向采集JIS Z3137：1999中记载的试验片，使用伺服电动机加压式单相交流点焊机(电源频率为50Hz)实施焊接，然后按照JIS Z 3137：1999进行十字拉伸力试验。
＜制造方法＞
本实施方式的钢板可以通过包含以下的工序的制造方法来制造。
(I)第一Mn偏析降低工序，其将通过连续铸造等而得到的板坯在1300℃以上保持5.0小时以上，以20℃/小时～80℃/小时的平均冷却速度冷却至200℃以下；
(II)第二Mn偏析工序，对上述板坯进行加热，在1200℃以上保持1.0小时以上；
(III)热轧工序，其对上述第二Mn偏析降低工序后的上述板坯进行热轧来制成热轧钢板；
(IV)卷取工序，其对上述热轧钢板进行卷取；
(V)冷轧工序，其对上述卷取工序后的上述热轧钢板实施冷轧来制成冷轧钢板；以及
(VI)退火工序，其对上述冷轧钢板实施退火。
另外，本实施方式的焊接接头可以通过对由包含(I)～(VI)的制造方法得到的本实施方式的钢板进一步进行以下的工序来制造。
(VII)焊接工序，其对钢板进行焊接。
以下，对各工序进行说明。
[第一Mn偏析降低工序]
在第一Mn偏析降低工序中，将通过连续铸造等而得到的板坯在热轧工序前，在1300℃以上保持5.0小时以上，以20℃/小时～80℃/小时的平均冷却速度冷却至200℃以下。
通过将板坯在1300℃以上的高温下保持5.0小时以上，从而提高Mn的扩散速度，降低Mn的偏析。然而，仅通过该保持，Mn偏析的降低并不充分。需要进一步以20℃/小时以上的平均冷却速度冷却至200℃以下。通过以20℃/小时以上的平均冷却速度冷却至200℃以下，从而导入由热收缩差产生的位错。该位错在下一工序的第二Mn偏析降低工序中的加热时成为Mn的高速扩散路径，因此能够高效地使Mn扩散，降低Mn偏析度。
平均冷却速度越快，则越能够导入位错，但如果冷却速度过快，则热收缩差变得过剩，板坯开裂的风险变高，因此平均冷却速度设定为80℃/小时以下。
如果过度提高加热温度，则制造成本增加，如果将加热时间长时间化，则生产率恶化。从这些观点考虑，板坯的加热温度设定为1400℃以下，在1300℃以上的保持时间也可以设定为50.0小时以下。
[第二Mn偏析降低工序]
在第二Mn偏析降低工序中，将第一Mn偏析降低工序后的板坯在加热炉中加热至1200℃以上，在该温度范围内保持1.0小时以上。
在进行了第一Mn偏析工序的基础上，通过在1200℃以上进行1.0小时以上保持，能够将导入至板坯中的位错用作高速扩散路径而使Mn扩散。由此，可进一步降低Mn偏析。
如果过度提高加热温度，则制造成本增加，如果将加热时间长时间化，则生产率恶化。从这些观点考虑，板坯的加热温度设定为1300℃以下，在1200℃以上的保持时间也可以设定为5.0小时以下。
该第二Mn偏析降低工序也可以作为用于热轧的加热而在热轧加热炉中进行。
[热轧工序]
在热轧工序中，对在第二Mn偏析降低工序中在热轧加热炉中加热至1200℃以上并保持了1.0小时以上的板坯进行热轧，得到热轧钢板。
热轧条件没有特别限定。例如，可以在800℃～980℃结束精轧工序，然后以平均冷却速度为2.5℃/秒以上冷却至600℃～750℃的温度，并冷却至600℃以下的卷取温度。
[卷取工序]
[冷轧工序]
热轧工序后的热轧钢板在公知的条件下进行卷取来制成热轧卷，然后在公知的条件下进行冷轧，成为冷轧钢板。例如，可以将压下率的合计设定为20％～85％。
[退火工序]
在退火工序中，为了在退火工序后将抗拉强度设定为980MPa以上，将金属组织在铁素体体积率成为20％以上、贝氏体体积率与马氏体体积率的合计成为40％以上的条件下进行退火。
具体而言，使用连续退火炉等，将冷轧钢板加热至(Ac3-100)℃以上且小于900℃的均热温度，在均热温度下保持5～600秒钟，按照使500℃～750℃的温度范围的平均冷却速度成为2.5℃/秒～30.0℃/秒的方式进行冷却。在500℃以下的温度范围内的冷却速度没有特别指定，只要是500℃以下，则也可以实施再加热、等温保持。
如果均热温度低，则无法得到奥氏体，无法通过之后的冷却来充分地得到贝氏体及马氏体的体积率。因此，将均热温度设定为(Ac3-100)℃以上。另一方面，如果均热温度过高，则制造成本变高，因此均热温度优选为900℃以下。
均热时间没有限定，但如果均热时间小于5秒钟，则有可能奥氏体化不会充分地进行。因此，均热时间优选为5秒钟以上。另一方面，如果均热时间超过600秒钟，则生产率降低，因此均热时间优选为600秒钟以下。
另外，500～750℃的平均冷却速度为2.5℃/秒以下时，铁素体的体积率变得过多，无法充分地得到贝氏体及马氏体的体积率。另一方面，如果平均冷却速度超过50.0℃/秒，则无法充分地得到铁素体的体积率。
Ac3点通过以下的方法求出。
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]
其中，[C]、[Si]、[Mn]、[P]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[Ti]、[V]及[Al]是板坯中所含的各元素的含量(质量％)。
[热浸镀锌工序]
[合金化工序]
退火工序后的冷轧钢板也可以浸渍于热浸镀锌浴中来制成在表面具有热浸镀锌层的热浸镀锌钢板。另外，也可以对热浸镀锌钢板进行合金化处理，制成合金化热浸镀锌钢板。在该情况下，可以在热浸镀锌及合金化时利用对钢板施加的热，进行上述的钢板的温度保持。任何条件都可以应用公知的条件。
[焊接工序]
本实施方式的焊接接头通过对由上述的工序得到的本实施方式的钢板进行焊接来得到。
焊接条件可以是公知的条件，但可示例出下述条件：使用伺服电动机加压式单相交流点焊机(电源频率为50Hz)，将电极的直径设定为6mm，将焊接时的加压力设定为4kN，将焊接电流设定为6.0kA～9.0kA，将通电时间设定为0.4秒钟，将保持时间设定为0.1秒钟，按照使熔核直径成为5√t(t：板厚)的方式进行焊接。
实施例
通过连续铸造来制造具有表1-1、表1-2中所示的化学组成(单位为质量％，剩余部分为Fe和杂质)的板坯(钢No.A～Z)。
对于这些板坯，如表2-1、表2-2中所示的那样进行加热、保持，冷却至200℃以下。
然后，进一步将该板坯如表2-1、表2-2中所示的那样再次进行加热、保持，然后按照使精轧在800～980℃结束的方式进行热轧，然后按照直至600℃～750℃的温度为止的平均冷却速度成为2.5℃/秒以上的方式冷却至600℃以下的卷取温度，在600℃以下进行卷取，由此得到2.0～4.0mm的热轧钢板。
另外，通过对这些热轧钢板进行20～85％的压下率的冷轧，得到0.8～2.0mm的冷轧钢板。
对于这些冷轧钢板，在表2-1、表2-2中所示的条件下进行退火。(但是，对板坯开裂的例子未进行热轧以后的工序)。
另外，如表2-1、表2-2中所示的那样，对一部分冷轧钢板进行热浸镀锌，进而对一部分冷轧钢板进行合金化处理。
从所得到的冷轧钢板(包含镀覆钢板)中按照上述的要领采集样品，进行显微组织的观察，求出铁素体的体积率、马氏体与贝氏体的合计体积率、其它(残余奥氏体和/或珠光体)的体积率。
另外，按照上述的要领使用EPMA，测定Mn浓度，求出(测定点浓度)/(测定区域中的全部测定点平均浓度)(即偏析度)成为1.1以上的测定点的比例。
将结果示于表3-1、表3-2中。
另外，从所得到的冷轧钢板中沿与轧制方向垂直的方向采集JIS5号拉伸试验片，按照JIS Z 2241：2011进行拉伸试验，求出抗拉强度及总伸长率。
如果抗拉强度(TS)为980MPa以上、并且抗拉强度×总伸长率(TS×tEl)为10500MPa·％以上，则判断为高强度并且成形性优异。
将结果示于表4-1、表4-2中。
另外，从退火后的冷轧钢板中沿与轧制方向垂直的方向采集JIS Z 3137：1999中记载的试验片，使用伺服电动机加压式单相交流点焊机(电源频率为50Hz)，将电极的直径设定为6mm，将焊接时的加压力设定为4kN，将焊接电流设定为6.0kA～9.0kA，将通电时间设定为0.4秒钟，将保持时间设定为0.1秒钟，按照使熔核直径成为5√t(t：板厚)的方式实施焊接，然后按照JIS Z 3137：1999进行十字拉伸力试验，由此求出接头强度。
如果接头强度超过6.0kN，则判断为焊接接头强度优异。
另外，按照上述的要领求出该焊接接头的热影响部中的原γ粒径的最大值。
将结果示于表3-1、表3-2、表4-1、表4-2中。
[表1-1]
[表1-2]
[表2-1]
[表2-2]
[表3-1]
[表3-2]
[表4-1]
[表4-2]
根据表1-1～表4-2可知，本发明例均为成形性优异的抗拉强度为980MPa以上的钢板。另外，在对该钢板进行焊接而得到的焊接接头中，热影响部中的原γ粒径的最大值小于30μm，焊接接头强度也高。
另一方面，关于在钢板中化学组成、显微组织的各相的体积率、残余奥氏体的最大粒径、偏析度成为1.1以上的测定点的比例中的至少一者不满足本发明范围的比较例，抗拉强度、成形性中的1个以上不满足目标值，或者在使用该钢板而得到的焊接接头中，原γ粒径的最大值大，焊接接头强度低。
产业上的可利用性
根据本发明，可以提供成形性优异的抗拉强度为980MPa以上、且在焊接后可得到充分的焊接接头强度的钢板、以及由该钢板得到的可得到充分的焊接接头强度的焊接接头。因此，产业上的可利用性高。
符号说明
A组织的观察区域(以t/4位置为中心在t/8～3t/8的范围内为100μm×100μm的区域)
B Mn浓度的测定区域(以t/4位置为中心且一边的长度为t/4的正方形区域
t板厚
O熔核中心
N熔核
S钢钣(母材钢板)
SF重合面

Claims (5)

1.一种钢板，其具有下述化学组成：以质量％计：C：0.05％～0.25％、
Si：0.05％～2.00％、
Mn：1.50％～3.00％、
Al：0.005％～1.500％、
P：0％～0.040％、
S：0％～0.010％、
N：0％～0.0100％、
O：0％～0.0060％、
Cr：0％～0.50％、
Ni：0％～1.00％、
Cu：0％～1.00％、
Mo：0％～0.50％、
Ti：0％～0.200％、
Nb：0％～0.200％、
V：0％～0.500％、
B：0％～0.0100％、
W：0％～0.1000％、
Ta：0％～0.1000％、
Sn：0％～0.0500％、
Co：0％～0.5000％、
Sb：0％～0.0500％、
As：0％～0.0500％、
Mg：0％～0.0500％、
Ca：0％～0.0400％、
Y：0％～0.0500％、
La：0％～0.0500％、
Ce：0％～0.0500％、
Zr：0％～0.0500％、以及
剩余部分：包含Fe和杂质，
在将板厚设定为t时，板厚方向截面的距离表面为t/4的位置即t/4位置处的金属组织以体积率计包含：
铁素体：20％以上、
贝氏体及马氏体：合计为40％以上，
剩余部分为选自残余奥氏体、珠光体中的1种以上，
在所述板厚方向截面的以所述t/4位置为中心且一边的长度为t/4的正方形区域中，以1μm间隔在多个测定点测定Mn浓度时，相对于所有的所述多个测定点的Mn浓度的平均值，Mn浓度为1.1倍以上的测定点的比例小于10.0％，
所述钢板的抗拉强度为980MPa以上，
抗拉强度与总伸长率之积为10500MPa·％以上。
2.根据权利要求1所述的钢板，其中，所述化学组成以质量％计含有选自下述元素中的1种以上：
Cr：0.01％～0.50％、
Ni：0.01％～1.00％、
Cu：0.01％～1.00％、
Mo：0.01％～0.50％、
Ti：0.001％～0.200％、
Nb：0.001％～0.200％、
V：0.001％～0.500％、
B：0.0001％～0.0100％、
W：0.0005％～0.1000％、
Ta：0.0005％～0.1000％、
Sn：0.0010％～0.0500％、
Co：0.0010％～0.5000％、
Sb：0.0010％～0.0500％、
As：0.0010％～0.0500％、
Mg：0.0001％～0.0500％、
Ca：0.0001％～0.0400％、
Y：0.0001％～0.0500％、
La：0.0001％～0.0500％、
Ce：0.0001％～0.0500％、以及
Zr：0.0001％～0.0500％。
3.根据权利要求1或2所述的钢板，其在所述表面具有热浸镀锌层。
4.根据权利要求3所述的钢板，其中，所述热浸镀锌层为合金化热浸镀锌层。
5.一种焊接接头，其具有母材部、熔核部以及热影响部，
所述母材部具有下述化学组成：以质量％计：
C：0.05％～0.25％、
Si：0.05％～2.00％、
Mn：1.50％～3.00％、
Al：0.005％～1.500％、
P：0％～0.040％、
S：0％～0.010％、
N：0％～0.0100％、
O：0％～0.0060％、
Cr：0％～0.50％、
Ni：0％～1.00％、
Cu：0％～1.00％、
Mo：0％～0.50％、
Ti：0％～0.200％、
Nb：0％～0.200％、
V：0％～0.500％、
B：0％～0.0100％、
W：0％～0.1000％、
Ta：0％～0.1000％、
Sn：0％～0.0500％、
Co：0％～0.5000％、
Sb：0％～0.0500％、
As：0％～0.0500％、
Mg：0％～0.0500％、
Ca：0％～0.0400％、
Y：0％～0.0500％、
La：0％～0.0500％、
Ce：0％～0.0500％、
Zr：0％～0.0500％、以及
剩余部分：包含Fe和杂质，
所述热影响部中的原γ粒径的最大值小于30μm。
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