CN117916398A

CN117916398A - 冷轧钢板及其制造方法以及焊接接头

Info

Publication number: CN117916398A
Application number: CN202280060025.3A
Authority: CN
Inventors: 长谷川亚梨纱
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2021-10-13
Filing date: 2022-10-11
Publication date: 2024-04-19
Also published as: EP4417726A1; WO2023063288A1; JPWO2023063288A1; KR20240046196A; US20240344161A1; MX2024002702A

Abstract

该冷轧钢板具有规定的化学组成，距离表面在板厚方向上为板厚的1/4～3/4的位置的金属组织以体积率计包含：0％～10.0％的残余奥氏体；和90.0％～100％的马氏体和回火马氏体中的一种或两种，在上述位置的上述金属组织中，原γ晶界处的P含量为10.0质量％以下，并且上述原γ晶界处的Mn含量为10.0质量％以下，所述冷轧钢板的抗拉强度为1310MPa以上。

Description

冷轧钢板及其制造方法以及焊接接头

技术领域

本发明涉及冷轧钢板及其制造方法以及焊接接头。

本申请基于2021年10月13日在日本申请的特愿2021-168157号而主张优先权，并将其内容援用于此。

背景技术

在产业技术领域高度分工化的今天，对于在各技术领域中使用的材料，要求特殊且高度的性能。例如关于汽车用钢板，从对地球环境的考虑出发，为了提高由车体轻质化带来的燃油效率，要求高强度。在将高强度钢板应用于汽车的车体的情况下，能够在将钢板的板厚变薄而使车体轻质化的同时将所期望的强度赋予车体。

近年来，对于汽车用钢板的要求进一步高度化，在汽车用钢板中特别是对于在车体骨架部件中所使用的冷轧钢板，变得要求高强度，要求具有1310MPa以上的抗拉强度的钢板。

对于这样的要求，例如在专利文献1中，作为汽车部件等中使用的高强度钢板，公开了一种耐延迟断裂特性优异的抗拉强度为1470MPa以上的高强度钢板，其具有规定的成分组成，具有以马氏体和贝氏体为主的规定的钢板组织，位于与轧制方向垂直的截面中的平均粒径为5μm以上的夹杂物的平均个数为5.0个/mm²以下。

另外，在专利文献2中公开了一种薄钢板，其具有如下的钢组织：铁素体面积率为30％以下(包含0％)，贝氏体面积率为5％以下(包含0％)，马氏体和回火马氏体面积率为70％以上(包含100％)，残余奥氏体面积率为2.0％以下(包含0％)，距离钢板表面为0～20μm的范围内的位错密度相对于板厚中央部的位错密度的比例为90％～110％，从钢板表面到深度100μm为止的渗碳体粒径的上位10％以内的平均为300nm以下，在钢板长度方向上以长度为1m进行剪切时的钢板的最大翘曲量为15mm以下。在专利文献2中示出了：该薄钢板具有980MPa以上的抗拉强度，也能够得到2000MPa以上的抗拉强度。

另外，在专利文献3中公开了一种耐延迟断裂性优异的高强度钢板，其化学成分组成(C、Si、Mn、Al、P、S)满足规定的范围，剩余部分包含铁和不可避免的杂质，在全部组织中所占的马氏体为95面积％以上，并且从距离钢板表面在板厚方向上为深度10μm的位置至板厚的1/4深度的位置为止的组织满足规定的关系式，并且该高强度钢板的抗拉强度为1180MPa以上。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本专利第6729835号公报

专利文献2：国际公开第2020/026838号

专利文献3：日本特开2013-104081号公报

发明内容

发明所要解决的课题

如上所述，以往以来，对于抗拉强度为1310MPa以上的高强度钢板，提出了方案。这样的高强度钢板一般而言Mn等合金元素的含量多，在钢板内观察到Mn等合金元素的偏析。另外，已知作为杂质含有的P也与Mn一起在钢板内发生偏析。Mn、P的偏析由于在从钢水的凝固时的枝晶生长时在固相与液相之间引起元素的分配而产生。这些元素在钢中的扩散慢，因此以凝固后的热轧、退火等时的加热程度，不会消除凝固时的偏析。

本发明的发明者们进行了研究，其结果是，获知：在将具有这样的偏析的钢板进行焊接的情况下，在焊接部的热影响部处，由于钢板所具有的偏析，有时会引起接头强度降低。但是，在专利文献1～3中，对于焊接后的接头强度并没有考虑。

因此，本发明以抗拉强度为1310MPa以上的超高强度钢板作为前提，课题在于提供焊接后可获得充分高的接头强度的钢板。另外，课题在于提供使用了该钢板的焊接接头。

用于解决课题的手段

本发明的发明者们调查了由于Mn、P的偏析而使接头强度降低的原因。其结果是，认识到原因在于：由于Mn的含量之差(浓度差)而在焊接热影响部处在马氏体的硬度上产生差异；和由于Mn和P发生共偏析，从而变得容易产生开裂。另外，还获知：Mn和P容易在原γ(奥氏体)晶界处发生偏析。

因此，本发明的发明者们对于用于抑制Mn和P向原γ晶界的偏析的手段进行了研究。

其结果是，发现了：通过对所铸造的板坯，在热轧之前进行开坯(BD)和高温加热处理(SP处理)，进而在热轧中进行大压下，从而能够抑制Mn和P向原γ晶界的偏析。

另外，发现了：在使用了抑制了这样的偏析的钢板的情况下，能够抑制焊接后的接头特性的降低。

本发明鉴于上述的认识而完成。本发明将以下内容作为主旨。

[1]本发明的一个方案的冷轧钢板具有下述化学组成：以质量％计包含C：0.200％～0.450％、Si：0.01％～2.50％、Mn：0.6％～3.5％、Al：0.001％～0.100％、Ti：0.001％～0.100％、N：0.0100％以下、P：0.0400％以下、S：0.0100％以下、O：0.0060％以下、B：0％～0.0100％、Mo：0％～0.500％、Nb：0％～0.200％、Cr：0％～2.00％、V：0％～0.500％、Co：0％～0.500％、Ni：0％～1.000％、Cu：0％～1.000％、W：0％～0.100％、Ta：0％～0.100％、Sn：0％～0.050％、Sb：0％～0.050％、As：0％～0.050％、Mg：0％～0.050％、Ca：0％～0.040％、Y：0％～0.050％、Zr：0％～0.050％、La：0％～0.050％、Ce：0％～0.050％和剩余部分：Fe和杂质，距离表面在板厚方向上为板厚的1/4～3/4的位置的金属组织以体积率计包含：0％～10.0％的残余奥氏体；和90.0％～100％的马氏体和回火马氏体中的一种或两种，在上述位置的上述金属组织中，原γ晶界处的P含量为10.0质量％以下，并且上述原γ晶界处的Mn含量为10.0质量％以下，所述冷轧钢板的抗拉强度为1310MPa以上。

[2]本发明的另一个方案的冷轧钢板的制造方法包括下述工序：连续铸造工序，其采用连续铸造来得到具有[1]中所述的上述化学组成的板坯；开坯工序，其将上述板坯在850～1000℃的温度范围内以30～60％的压下率进行压下来进行减厚；高温加热处理工序，其将上述开坯工序后的上述板坯加热到1000℃～1300℃，保持5～20小时后，进行冷却；热轧工序，其将上述高温加热处理工序后的上述板坯进行热轧来得到热轧钢板；卷取工序，其将上述热轧钢板在400～650℃的温度范围内进行卷取；冷轧工序，其将上述卷取工序后的上述热轧钢板进行酸洗，以20～80％的压下率进行冷轧来得到冷轧钢板；退火工序，其将上述冷轧钢板以2℃/秒以上的平均升温速度加热到超过Ac3℃的退火温度，在上述退火温度下保持60～300秒，以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却到250℃以下；和保持工序，其将上述退火工序后的上述冷轧钢板以150～400℃保持500秒以下，在上述热轧工序中，使用具有4个以上机架的轧机进行精轧，在将最初的机架设定为第一机架，将最终的机架设定为第n机架的情况下，使从第n-3机架到第n机架为止的各机架中的板厚减少率分别为30％以上，使上述第n机架中的轧制温度为900℃以下。

[3]根据[2]所述的冷轧钢板的制造方法，其中，在上述退火工序中，也可以在钢板的表面、背面形成包含锌、铝、镁或它们的合金的被膜层。

[4]本发明的另一个方案的焊接接头的制造方法是将多个钢板接合的焊接接头，至少一个钢板为[1]所述的冷轧钢板。

发明效果

根据本发明的上述方案，能够提供抗拉强度为1310MPa以上的超高强度钢板、且焊接后可获得充分高的接头强度的钢板以及焊接接头。

附图说明

图1为表示俄歇试验用的试验片的形状的图。

具体实施方式

对于本发明的一个实施方式的冷轧钢板(本实施方式的冷轧钢板)、其制造方法和使用本实施方式的冷轧钢板而得到的焊接接头进行说明。

[冷轧钢板]

本实施方式的冷轧钢板具有规定的化学组成，距离表面在板厚方向上为板厚的1/4～3/4的位置的金属组织以体积率计包含：0％～10.0％的残余奥氏体；和90.0％～100％的马氏体和回火马氏体中的一种或两种，在上述位置的上述金属组织中，原γ晶界处的P含量为10.0质量％以下，并且上述原γ晶界处的Mn含量为10.0质量％以下，钢板的抗拉强度为1310MPa以上。

＜化学组成＞

首先，对于化学组成进行说明。在本实施方式中，各元素的含量的“％”是指“质量％”。

C：0.200％～0.450％

C是与马氏体和回火马氏体的硬度有关、为了提高钢板的强度以及焊接后的接头强度所必需的元素。为了获得1310MPa以上的抗拉强度，使C含量为0.200％以上。C含量优选为0.210％以上，更优选为0.220％以上。

另一方面，如果C含量超过0.450％，焊接性劣化并且成形性劣化。因此，使C含量为0.450％以下。C含量优选为0.350％以下，更优选为0.300％以下。

Si：0.01％～2.50％

Si为固溶强化元素，是对钢板的高强度化有效的元素。为了获得该效果，使Si含量为0.01％以上。Si含量优选设定为0.10％以上，更优选设定为0.20％以上。

另一方面，如果Si含量过剩，则成形性降低，并且与镀层的润湿性降低。因此，使Si含量为2.50％以下。Si含量优选为2.00％以下，更优选为1.80％以下。

Mn：0.6％～3.5％

Mn是在原γ晶界处偏析而提高钢的淬透性的元素，是促进马氏体的生成的元素。如果Mn含量低于0.6％，则得到目标的显微组织变得困难。因此，使Mn含量为0.6％以上。Mn含量优选为1.0％以上。

另一方面，如果Mn含量变得过剩，则镀覆性、加工性和焊接性有可能降低。特别是对于焊接性的降低，起因于Mn在原γ晶界处偏析。因此，使Mn含量为3.5％以下。Mn含量优选为3.0％以下。

Al：0.001％～0.100％

Al是具有对钢水进行脱氧的作用的元素。为了脱氧，使Al含量为0.001％以上。另外，Al与Si同样地具有提高奥氏体的稳定性的作用，因此为了获得残余奥氏体，也可以含有Al。

另一方面，如果Al含量过高，则不仅因氧化铝而变得容易产生表面瑕疵，而且相变点大幅上升，铁素体的体积率增多。这种情况下，得到所期望的金属组织变得困难，变得无法获得充分的抗拉强度。因此，使Al含量为0.100％以下。Al含量优选为0.050％以下，更优选为0.040％以下，进一步优选为0.030％以下。

Ti：0.001％～0.100％

Ti为与N结合而形成TiN、有助于γ的细粒化的元素。通过γ细粒化，能够抑制γ晶界处的P含量。为了获得该效果，使Ti含量为0.001％以上。Ti含量优选为0.005％以上。

另一方面，如果Ti含量变得过剩，则再结晶温度上升，冷轧钢板的金属组织不均匀化，成形性受损。因此，使Ti含量为0.100％以下。

N：0.0001％以上且0.0100％以下

N为与Ti结合而形成TiN的元素。为了形成TiN，使N含量为0.0001％以上。

另一方面，如果N含量多，则生成粗大的析出物从而成形性劣化。因此，使N含量为0.0100％以下。N含量优选为0.0080％以下，更优选为0.0060％以下。

P：0.0400％以下

P是作为杂质而在钢中含有的元素，是在晶界处偏析而使钢脆化的元素。因此，P含量越少越优选，也可以为0％，但也考虑P的除去时间、成本，使P含量为0.0400％以下。P含量优选为0.0200％以下，更优选为0.0150％以下。

从精炼等成本的观点出发，也可以使P含量为0.0001％以上。

S：0.0100％以下

S是作为杂质而在钢中含有的元素，是形成硫化物系夹杂物而使钢板的成形性劣化的元素。因此，S含量越少越优选，也可以为0％，但也考虑S的除去时间、成本，使S含量为0.0100％以下。S含量优选为0.0050％以下，更优选为0.0040％以下，进一步优选为0.0030％以下。

从精炼等成本的观点出发，也可以使S含量为0.0001％以上。

O：0.0060％以下

O是会作为杂质被含有的元素。如果O含量超过0.0060％，则在钢中形成粗大的氧化物从而成形性降低。因此，使O含量为0.0060％以下。O含量优选为0.0050％以下，更优选为0.0030％以下。O含量也可以为0％，但从精炼等成本的观点出发，也可以使O含量为0.0005％以上，也可以设定为0.0010％以上。

在本实施方式的冷轧钢板的化学组成中，除了上述元素的剩余部分以Fe和杂质作为基本。杂质是指从钢原料和/或在炼钢过程中混入、在不使本实施方式的冷轧钢板的特性明确地发生劣化的范围内被容许含有的元素。

另一方面，以提高各种特性为目的，本实施方式的冷轧钢板的化学组成也可以在后述的范围内含有选自B、Mo、Nb、Cr、V、Co、Ni、Cu、W、Ta、Sn、Sb、As、Mg、Ca、Y、Zr、La、Ce中的一种或两种以上。由于也可以不含有上述这些元素，因此下限为0％。另外，只要为后述的范围内的含量，即使这些元素作为杂质被含有，也不阻碍本实施方式的冷轧钢板的效果。

B：0％～0.0100％

Mo：0％～0.500％

Cr：0％～2.000％

Ni：0％～1.000％

As：0％～0.050％

B、Mo、Cr、Ni、As为提高淬透性、有助于钢板的高强度化的元素。因此，也可以含有这些元素。为了充分地获得上述的效果，优选使B含量为0.0001％以上，使Mo含量、Cr含量、Ni含量各自为0.010％以上，使As含量为0.001％以上。更优选的是，B含量为0.0010％以上，Mo含量、Cr含量各自为0.100％以上，As含量为0.005％以上。获得上述效果不是必需的。因此，没有必要特别限制B含量、Mo含量、Cr含量、Ni含量、As含量的下限，下限为0％。

另一方面，即使过量地含有B、Mo、Cr、Ni、As，由上述作用产生的效果也饱和，而且变得不经济。因此，在含有这些元素的情况下，B含量为0.0100％以下，Mo含量为0.500％以下，Cr含量为2.000％以下，Ni含量为1.000％以下，As含量为0.050％以下。B含量优选为0.0030％以下，Mo含量优选为0.300％以下，Cr含量优选为1.000％以下，Ni含量为0.500％以下，As含量优选为0.030％以下。

Nb：0％～0.200％

V：0％～0.500％

Cu：0％～1.000％

W：0％～0.100％

Ta：0％～0.100％

Nb、V、Cu、W、Ta是具有通过析出硬化来提高钢板强度的作用的元素。因此，也可以含有这些元素。为了充分地获得上述的效果，优选Nb含量、V含量、Cu含量、W含量和/或Ta含量各自为0.001％以上。

另一方面，如果过量地含有这些元素，则再结晶温度上升，冷轧钢板的金属组织不均匀化，成形性受损。因此，使Nb含量为0.200％以下，使V含量为0.500％以下，使Cu含量为1.000％以下，使W含量、Ta含量各自为0.100％以下。

Co：0％～0.500％

Co为对钢板强度的提高有效的元素。Co含量也可以为0％，但为了获得上述效果，Co含量优选为0.010％以上，更优选为0.100％以上。

另一方面，如果Co含量过多，则有可能钢板的伸长率降低从而成形性降低。因此，使Co含量为0.500％以下。

Ca：0％～0.040％

Mg：0％～0.050％

La：0％～0.050％

Ce：0％～0.050％

Y：0％～0.050％

Zr：0％～0.050％

Sb：0％～0.050％

Ca、Mg、La、Ce、Y、Zr、Sb为有助于钢中夹杂物的微细分散化的元素，是通过该微细分散化而有助于钢板成形性提高的元素。因此，也可以含有这些元素。为了获得上述效果，优选的是，含有Ca、Mg、La、Ce、Y、Zr、Sb中的1种以上，使各自的含量为0.001％以上。

另一方面，如果过度含有这些元素，则延展性劣化。因此，使Ca含量为0.040％以下，使Mg含量、La含量、Ce含量、Y含量、Zr含量、Sb含量的含量各自为0.050％以下。

Sn：0％～0.050％

Sn为抑制晶粒的粗大化、有助于钢板强度提高的元素。因此，也可以含有Sn。

另一方面，Sn为有可能因铁素体的脆化而引起钢板的冷成形性降低的元素。如果Sn含量超过0.050％，则不良影响变得显著，因此使Sn含量为0.050％以下。Sn含量优选为0.040％以下。

本实施方式的冷轧钢板的化学组成可以采用以下的方法来求出。

例如，按照JISG1201(2014)，使用针对切屑的ICP-AES(电感耦合等离子体-原子发射光谱法；Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry)进行测定即可。这种情况下，化学组成为整个板厚上的平均含量。无法通过ICP-AES进行测定的C和S使用燃烧-红外线吸收法进行测定即可，N使用不活泼气体熔融-热传导率法进行测定即可，O使用不活泼气体熔融-非分散型红外线吸收法进行测定即可。

在钢板在表面具备被膜层的情况下，采用机械磨削等将被膜层除去后进行化学组成的分析即可。在被膜层为镀层的情况下，也可以通过在加入有抑炼钢板腐蚀的抑制剂的酸溶液中将镀层溶解来除去。

＜金属组织(显微组织)＞

在本实施方式的冷轧钢板中，距离表面在板厚方向上为板厚的1/4～3/4的位置(如果将板厚设定为t，则为t/4～3t/4的范围)的金属组织以体积率计包含：0％～10.0％的残余奥氏体；和90.0％～100％的马氏体和回火马氏体中的一种或两种。

残余奥氏体通过利用TRIP效应而使钢板的均匀伸长率提高，有助于钢板成形性的提高。因此，也可以含有残余奥氏体(残留γ)。在要获得上述效果的情况下，残余奥氏体的体积率优选设定为1.0％以上。残余奥氏体的体积率更优选为2.0％以上，进一步优选为3.0％以上。

另一方面，如果残余奥氏体的体积率变得过剩，则残余奥氏体的粒径变大。这样的粒径大的残余奥氏体在变形后成为粗大且硬质的马氏体。这种情况下，变得容易产生开裂的起点，冷轧钢板的成形性降低。因此，使残余奥氏体的体积率为10.0％以下。残余奥氏体的体积率优选为8.0％以下，更优选为7.0％以下。

作为残余奥氏体以外的组织，包含马氏体和回火马氏体中的一种或两种。

马氏体(所谓的初生马氏体)和回火马氏体为板条状的晶粒的集合，大幅地有助于强度提高。因此，在本实施方式的冷轧钢板中，以合计体积率计包含90.0～100％的马氏体和回火马氏体。

回火马氏体与马氏体不同，是通过回火而在内部包含微细的铁系碳化物的硬质的组织。回火马氏体与马氏体相比，对强度提高的贡献小，但由于是不脆且具有延展性的组织，因此在想要进一步提高成形性的情况下，优选提高回火马氏体的体积率。例如，回火马氏体的体积率为85.0％以上。

另一方面，在想要获得高强度的情况下，优选提高马氏体的体积率。

显微组织除了残余奥氏体、马氏体和回火马氏体以外，也可以包含铁素体、贝氏体。

铁素体为软质的组织，是提高冷轧钢板的均匀伸长率、结果有助于加工性提高的组织，因此在包含铁素体的情况下，可以按照使残余奥氏体和铁素体的合计成为5％以上或超过5％的方式来含有。另一方面，如果铁素体的体积率超过3％，则有时钢板的抗拉强度会降低，因此铁素体的体积率优选为3％以下。

珠光体是具有马氏体和铁素体的中间强度的组织，但是缺乏变形能力、使加工性劣化的组织，因此优选实质上不包含珠光体。

对以距离表面在板厚方向上为板厚的1/2的位置为中心的距离表面为板厚的1/4～3/4的位置的金属组织进行规定的原因在于：在本实施方式的冷轧钢板中，该位置的金属组织为钢板的代表性组织，与特性的相关性强。

本实施方式的冷轧钢板的距离表面在板厚方向上为板厚的1/4～3/4的位置的金属组织(显微组织)中的各组织的体积率如下述那样进行测定。

即，关于铁素体、贝氏体、马氏体、回火马氏体、珠光体的体积率，对于钢板的轧制方向、宽度方向，从任意位置采集试验片，对与轧制方向平行的纵截面进行研磨，在距离表面在板厚方向上为板厚的1/4～3/4的范围中，使用SEM观察通过硝酸乙醇蚀刻而显现出的组织。在SEM观察中以3000倍的倍率观察5个30μm×50μm的视场，由所观察的图像，测定各组织的面积率，计算出其平均值。在与轧制方向垂直的方向(钢板宽度方向)上没有组织变化，与轧制方向平行的纵截面的面积率视为与体积率相等，将组织观察中得到的面积率作为各自的体积率。

在各组织的面积率的测定时，将没有显现出下部组织并且亮度低的区域设定为铁素体。另外，将没有显现出下部组织并且亮度高的区域设定为马氏体或残余奥氏体。另外，将显现出了下部组织的区域设定为回火马氏体或贝氏体。

贝氏体和回火马氏体能够通过进一步仔细观察晶粒内的碳化物来进行区别。

具体而言，回火马氏体由马氏体板条和在板条内部生成的渗碳体构成。此时，马氏体板条和渗碳体的晶体取向关系存在2种以上，因此构成回火马氏体的渗碳体具有多个变体。另一方面，贝氏体被分为上贝氏体和下贝氏体。上贝氏体由板条状的贝氏体铁素体和在板条界面生成的渗碳体构成，因此能够与回火马氏体容易地进行区别。下贝氏体由板条状的贝氏体铁素体和在板条内部生成的渗碳体构成。此时，贝氏体铁素体和渗碳体的晶体取向关系与回火马氏体不同，为1种，构成下贝氏体的渗碳体具有同一变体。因此，下贝氏体与回火马氏体能够基于渗碳体的变体进行区别。

另一方面，马氏体和残余奥氏体通过SEM观察无法明确地进行区别。因此，马氏体的体积率通过从被判断为马氏体或残余奥氏体的组织的体积率中减去采用后述的方法算出的残余奥氏体的体积率来算出。

关于残余奥氏体的体积率，从钢板的任意位置采集试验片，将轧制面从钢板表面进行化学研磨直至板厚的1/4的位置，由采用MoKα射线得到的铁素体的(200)、(210)面积分强度和奥氏体的(200)、(220)和(311)面积分强度进行定量化。

另外，在本实施方式的冷轧钢板中，在距离表面在板厚方向上为板厚的1/4～3/4的位置的金属组织中，原γ晶界处的P含量为10.0质量％以下，并且原γ晶界处的Mn含量为10.0质量％以下。

Mn、P通常由于在连续铸造工序中的凝固时的枝晶生长时在固相与液相之间引起元素的分配而产生偏析。如果对具有偏析的钢板进行焊接，则在焊接部的热影响部处，由于Mn的含量之差(浓度差)而导致局部地在马氏体的硬度上产生差异(局部变硬)，在焊接后的接头强度上产生差异。据推定这是因为：由于Mn含量之差而使Ms点发生改变。此外，由于Mn和P的共偏析而变得容易产生裂纹。因此，为了提高焊接后的接头强度，需要使Mn和P的偏析变小。因此，在本实施方式的冷轧钢板中，抑制Mn和P的偏析。更具体而言，使原γ晶界处的P含量为10.0质量％以下、并且使原γ晶界处的Mn含量为10.0质量％以下。

在原γ晶界处，如果P含量超过10.0质量％或Mn含量超过10.0质量％，则由于硬度的差异、裂纹，导致焊接得到的焊接接头的强度降低。

原γ晶界的P含量、Mn含量分别优选为8.0质量％以下，更优选为6.0质量％以下。

另外，原γ晶界处的P含量、Mn含量的下限没有限定，但由于P和Mn都为在晶界处发生偏析的元素，因此如果是P，设定为母材的P含量的80倍以下的含量是不容易的，如果是Mn，则抑制为母材的Mn含量的1.01倍以下在原理上是困难的。因此，考虑这些内容，原γ晶界的P含量、Mn含量也可以分别为3.6％以上。

通过以距离表面在板厚方向上为板厚的1/2的位置为中心的距离表面在板厚方向上为板厚的1/4～3/4的位置的金属组织来规定偏析度的原因在于：该位置的偏析度比其他位置大，对包含该部位的区域中的偏析缓和的效果进行评价。

以往以来，P、Mn都对于宏观和半宏观的偏析的影响进行了评价，但上述那样的对于向原γ晶界的偏析的影响尚不明确。通过控制原γ晶界处的P含量和Mn含量来获得接头强度高的接头是本发明的发明者们获得的新认识。

原γ晶界处的P含量和Mn含量采用以下的方法来测定。

从以距离钢板的表面为板厚的1/2的位置为中心的距离表面为板厚的1/4～3/4的位置，切取出图1所示的尺寸的俄歇试验用的试验片。将该试验片在浓度为20质量％的硫氰酸铵水溶液中浸渍48小时。对浸渍后的试验片进行冲击试验，得到断面。在冲击试验中，将试验片用液氮冷却后，在真空中用锤子敲击而使其发生断裂。由此，断面成为晶界(原γ晶界)断面，因此对于该断面进行俄歇电子分光分析，测定P含量、Mn含量。由此，得到原γ晶界处的P含量和Mn含量。

测定装置并无特别限定，但例如使用日本电子制JAMP-9500F来进行。另外，在测定时，在晶界断面上，对不存在析出物的部分测定至少3次，测定P和Mn的AES峰。参考非专利文献(分析化学、vol.35(1986))，对该AES峰强度通过各自的相对灵敏度因子(RSF)进行灵敏度校正，求出晶界偏析浓度。

上述的原γ晶界处的P含量、Mn含量的降低(向原γ晶界的偏析的降低)通过如后述那样在热轧中进行大压下、使晶粒微细化也是有效的。因此，在本实施方式的冷轧钢板中，优选原γ粒径(平均粒径)为15μm以下。

上述的原γ粒径可以采用以下的方法来测定。

对于钢板的轧制方向、宽度方向，从任意位置采集试验片，对与轧制方向平行的纵截面进行研磨，在距离表面在板厚方向上为板厚的1/4～3/4的范围中，使用光学显微镜来观察使用苦味酸饱和水溶液而显现出的组织。在用苦味酸饱和水溶液而显现出的组织中，将以网眼状呈现出黑色的线判断为原γ晶界。在用苦味酸饱和水溶液而没有显现出网眼状的黑色线的情况下，通过添加表面活性剂、或者使浸渍于苦味酸饱和水溶液中的温度变化为20～80℃左右，从而能够显现。在光学显微镜的观察中，选择200～1000倍中的任意倍率，取得组织的图像。拍摄3张至少包含200个以上晶粒的图像，对于所拍摄的图像，使用点算法测定原γ(奥氏体)粒径的平均粒径。

原γ粒径的测定方法并不限于上述内容，作为其他方法，采用使用了SEM-EBSD而进行的原奥氏体的逆解析也能够进行测定。

上述的本实施方式的冷轧钢板也可以在表面具有包含锌、铝、镁或它们的合金的被膜层。被膜层也可以实质上由锌、铝、镁或它们的合金形成。通过在钢板表面存在被膜层，从而耐蚀性提高。被膜层也可以为公知的被膜层。

例如，当在腐蚀钢板的环境下进行使用的情况下，由于担心穿孔等，因此有可能即使进行高强度化也无法减薄到某一定板厚以下。钢板的高强度化的目的之一是由减薄带来的轻质化，因此即使开发高强度钢板，但如果耐蚀性低，则应用部位也有限。当在表面具有包含锌、铝、镁或它们的合金的被膜层的情况下，耐蚀性提高，可应用的范围扩大，因此是优选的。

在钢板在表面具有被膜层(例如镀层)的情况下，所谓“距离钢板的表面为1/4～3/4厚的位置”中的“表面”是指除去被膜层以外的基底金属表面。

本实施方式的冷轧钢板的板厚并不限于特定的范围，但如果考虑强度、通用性、制造性，则优选1.0～2.0mm。

＜抗拉强度＞

就本实施方式的冷轧钢板而言，作为有助于汽车的车体轻质化的强度，使抗拉强度(TS)为1310MPa以上。从冲击吸收性的观点出发，抗拉强度优选为1400MPa以上，更优选为1470MPa以上。

不需要限定上限，但如果抗拉强度上升，则有时成形性会降低，因此也可以使抗拉强度为2000MPa以下。

[焊接接头]

本实施方式的焊接接头通过下述方式来得到：将本实施方式的冷轧钢板与其他钢板(也可以是本实施方式的冷轧钢板)通过焊接进行接合。因此，本实施方式的焊接接头为将多个钢板接合的焊接接头，至少一个钢板为上述的本实施方式的冷轧钢板。

关于本实施方式的焊接接头，钢板介由焊接部进行接合，如果焊接为点焊，则介由点焊部进行接合。

[制造方法]

本实施方式的冷轧钢板不取决于制造方法，只要具有上述的特征，则可获得其效果，当根据以下的制造方法，能够稳定地进行制造。

具体而言，本实施方式的冷轧钢板能够采用包含以下的工序(I)～(VIII)的制造方法来制造。

(I)连续铸造工序，其采用连续铸造来得到具有规定的化学组成的板坯；

(II)开坯工序，其将上述板坯在850～1000℃的温度范围内以30～60％的压下率进行压下来进行减厚；

(III)高温加热处理工序，其将上述开坯工序后的上述板坯加热到1000℃～1300℃，保持5～20小时后，进行冷却；

(IV)热轧工序，其将上述高温加热处理工序后的上述板坯进行热轧来得到热轧钢板；

(V)卷取工序，其将上述热轧钢板在400～650℃的温度范围内进行卷取；

(VI)冷轧工序，其将上述卷取工序后的上述热轧钢板进行酸洗，以20～80％的压下率进行冷轧来得到冷轧钢板；

(VII)退火工序，其将上述冷轧钢板以2℃/秒以上的平均升温速度加热到超过Ac3℃的退火温度，在上述退火温度下保持60～300秒，以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却到250℃以下；和

(VIII)保持工序，其将上述退火工序后的上述冷轧钢板以150～400℃保持500秒以下。

另外，本实施方式的焊接接头可以进一步采用包含以下的工序的制造方法来得到。

(IX)焊接工序，其将上述保持工序后的上述冷轧钢板与其他钢板进行焊接。

以下对于各工序的优选的条件进行说明。

＜连续铸造工序＞

在连续铸造工序中，采用连续铸造来得到具有规定的化学组成(在其之后的工序中实质上化学组成不会变化，因此是与本实施方式的冷轧钢板相同的化学组成)的板坯。

＜开坯(BD)工序＞

＜高温加热处理(SP处理)工序＞

在开坯工序中，将连续铸造工序中得到的板坯在850～1000℃的温度范围内以30～60％的压下率进行压下(BD)来进行减厚。如果连续铸造工序中得到的板坯为比850℃低的温度，则在加热后进行压下。只要板坯的温度在850～1000℃的范围内，则也可以不进行加热。

然后，在高温加热处理工序中，将开坯工序后的板坯加热到1000～1300℃，在该温度下保持5～20小时(SP处理)后，进行冷却。

通过SP处理来缓和Mn和P的偏析。但是，即使想要仅以SP处理来缓和Mn和P的偏析，也变得显著地需要高温或长时间的处理。因此，在本实施方式的冷轧钢板的制造方法中，通过在SP处理之前进行BD，从而实现充分的偏析的缓和。

通过进行BD，可获得扩散常数增大和偏析带厚减少这样的效果。因此，通过在进行了BD的基础上进行SP处理，能够以实用上可能的范围内的温度、时间来缓和Mn和P的偏析。如果任一者在上述的条件以外，则得不到充分的效果。

以往以来，为了降低宏观偏析、半宏观偏析，有时单独进行BD工序或SP工序。但是，对于通过BD工序或SP工序使原γ晶界的P含量或Mn含量降低的效果并不明确。另外，尚不知晓下述事项：通过将BD工序与SP工序组合，进而如后述那样在热轧中进行大压下，从而与单独进行BD工序或SP工序的情况相比，能够将原γ晶界的P含量、Mn含量降低到规定的范围。因此，将上述这些工序组合这一事项通常并没有进行。

＜热轧工序＞

在热轧工序中，将上述BD和SP处理后的板坯进行加热，进行热轧来得到热轧钢板。

热轧之前的加热温度并无限定，但如果变得低于1100℃，在从铸造时到SP处理工序为止之间所生成的碳化物、硫化物不会固溶而发生粗大化，有可能在退火时粒径变得粗大，因此加热温度优选为1100℃以上。加热温度的上限值并无特别规定，但一般为1300℃以下。

在热轧工序中，有效利用再结晶，使γ细粒化，抑制向晶界的P偏析。

因此，在热轧工序中，通常进行粗轧和精轧，但在该精轧中，使用具有4个以上机架的轧机来进行，在将最初的机架设定为第一机架，将最终的机架设定为第n机架的情况下，使从第n-3机架到第n机架为止的各机架中的板厚减少率分别为30％以上，使上述最终机架(第n机架)中的轧制温度为900℃以下。即，例如如果为具有7个机架的轧机，则使第四机架、第五机架、第六机架、第七机架中的板厚减少率分别为30％以上，与此同时使第七机架中的轧制温度为900℃以下。在该精轧中，通过轧制时的再结晶使奥氏体粒径变得微细，与此同时将该微细化后的晶体晶界用作扩散通路，由此促进Mn、P等的扩散，使偏析缓和。

如果各个机架中的板厚减少率即使一个低于30％，或第n机架中的轧制温度超过900℃，则热轧组织变得粗大且成为混晶，后述的退火工序后的组织也粗大化。如果热轧的完成温度低于830℃，则轧制反作用力提高，变得难以稳定地获得目标板厚。因此，最终机架中的轧制温度优选为830℃以上。另外，即使使压下率大于50％，不仅细粒化的效果也饱和，而且还因轧制载荷的增加而使设备负荷过度提高。因此，第n-3机架～第n机架中的板厚减少率优选各自设定为50％以下。

另外，为了设定为轧制的最终4道次的道次间时间短的连续轧制，精轧使用具有4个以上机架的轧机来进行。原因在于：如果道次间时间长，则即使以大的板厚减少率进行压下，在道次间应变也会回复，应变不会充分地蓄积。

＜卷取工序＞

在卷取工序中，将热轧工序后的热轧钢板在400℃～650℃的卷取温度下进行卷取。

如果卷取温度超过650℃，则形成内部氧化层，酸洗性劣化。

另一方面，如果卷取温度低于400℃，则钢板的强度变得过大，冷轧载荷变得过大，生产率劣化。

＜冷轧工序＞

在冷轧工序中，对卷取工序后的热轧钢板在公知的条件下进行了酸洗后，以20～80％的压下率(板厚减少率)进行冷轧来得到冷轧钢板。

如果板厚减少率低于20％，则钢板中的应变蓄积变得不充分，奥氏体的核生成位点变得不均匀，原γ晶界处的Mn、P的偏析度提高。

另一方面，如果板厚减少率超过80％，则冷轧载荷变得过大，生产率劣化。

因此，使板厚减少率为20％～80％。板厚减少率优选为30％～80％。对冷轧的方法并无制约，适当地设定轧制道次的次数、每道次的压下率即可。

＜退火工序＞

在退火工序中，将冷轧工序中得到的冷轧钢板以2℃/秒以上的平均升温速度加热到超过Ac3℃的退火温度，在该退火温度下保持60～300秒，在保持后，以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却到250℃以下。

如果平均升温速度低于2℃/秒，则生产率降低，并且粒径发生粗大化，原γ晶界处的Mn、P的偏析度提高，因此是不优选的。

如果退火温度为Ac3℃以下或者保持时间低于60秒，则有可能γ相变不充分，在退火工序后得不到目标组织。另一方面，如果退火时间超过300秒，则生产率降低。

如果平均冷却速度低于10℃/秒或者冷却停止温度超过250℃，则有可能生成铁素体、贝氏体，得不到目标的金属组织。另一方面，为了使冷却停止温度低于150℃，不仅需要大幅的设备投资，而且还因为即使设定为低于150℃，其效果也饱和。因此，优选使冷却停止温度为150℃以上。

Ac3点的温度(℃)可以采用以下的方法来求出。

Ac3＝910-(203×C^1/2)+44.7×Si-30×Mn+700×P-20×Cu-15.2×Ni-11×Cr+3

1.5×Mo+400×Ti+104×V+120×Al

在退火工序中，从提高钢板的耐蚀性的观点出发，也可以在钢板的表面形成包含锌、铝、镁或它们的合金的被膜层。例如，也可以在保持后的冷却的中途，在能够满足上述的平均冷却速度的范围内，将钢板浸渍于镀浴中来形成热浸镀层。另外，也可将该热浸镀层加热到规定的温度而使其合金化来制成合金化热浸镀层。另外，在镀层中，也可以进一步含有Fe、Al、Mg、Mn、Si、Cr、Ni、Cu等。作为为了提高耐蚀性的镀层，可以采用上述方法中的任一个。镀覆条件、合金化条件只要根据镀层的组成，应用公知的条件即可。

＜保持工序＞

在保持工序中，将退火工序后的冷轧钢板以150～400℃保持500秒以下。

采用保持工序，将马氏体的一部分或全部进行回火而成为回火马氏体。如果保持温度低于150℃，则马氏体不会充分地被回火，无法充分地获得其效果。

如果保持温度超过400℃，则有可能回火马氏体中的位错密度降低，导致抗拉强度的降低。另外，如果保持时间超过500秒，则抗拉强度降低，而且生产率降低。

保持时间的下限并无限定，但在要使金属组织成为以回火马氏体为主体的情况下，优选使保持时间为100秒以上。

当在保持工序前冷轧钢板的温度降低至低于150℃时，也可以根据需要来进行加热。

＜焊接工序＞

在焊接工序中，将保持工序后的冷轧钢板与其他钢板进行焊接。其他钢板并无限定，可以为本实施方式的冷轧钢板，也可以不同。另外，也可以进行多次焊接，按照将3个以上的钢板进行接合的方式来进行焊接。

对于焊接方法并无限定，但在考虑应用于汽车部件的情况下，优选为点焊。

实施例

通过连续铸造制造了具有表1-1～表1-2所示的化学组成(单位为质量％，剩余部分为Fe和杂质)的板坯(钢种A～X)。

将这些板坯加热到表2-1的温度，以表2-1的压下率进行压下来进行减厚，进行了开坯。然后，加热到表2-1的温度，进行保持来进行了SP处理。

将SP处理后的板坯加热到1100～1300℃，进行热轧，在表2-2的卷取温度下进行卷取，得到了热轧钢板。在热轧时，精轧使用具有7个机架的热轧机，使最终之前第3个机架～最终机架的压下率、最终机架中的轧制温度为如表2-2所示。

对于该热轧钢板，采用公知的条件进行了酸洗后，以表2-2的压下率进行冷轧，得到了板厚为1.0～2.0mm的冷轧钢板。不过，一部分热轧钢板的强度高，未能进行冷轧。

对于所得到的冷轧钢板，在表2-3的条件下进行退火，然后在表2-3的条件下进行了保持。

进而，对于一部分冷轧钢板，在退火的中途(冷却阶段)，加热或冷却到(锌镀浴温度-40)℃～(锌镀浴温度+50)℃，浸渍于锌镀浴中，进行了镀锌(表中，镀覆实施的有无一栏标记为有的例子)。另外，对于进行了镀锌的冷轧钢板的一部分，进一步加热到470～550℃的温度范围来进行了合金化(表中，合金化的有无一栏标记为有的例子)。

[表1-1]

[表1-2]

[表2-1]

[表2-2]

[表2-3]

对于所得到的冷轧钢板，采用上述的要领，观察t/4～3t/4的位置处的金属组织，求出了其马氏体、回火马氏体的合计体积率、残余奥氏体、铁素体、贝氏体、珠光体的体积率。

另外，采用上述的要领，在t/4～3t/4的位置的金属组织中，测定了原γ晶界处的P含量、Mn含量。

另外，由所得到的冷轧钢板，沿与轧制方向成直角地采集JIS5号试验片，依据JISZ2241：2011测定了抗拉强度。

另外，对于将2块所得到的冷轧钢板进行重叠的板组，进行点焊，评价了接头特性。

在焊接中，使用伺服马达加压式单相交流焊接机(电源频率为50Hz)，对于电极，使用了前端曲率半径为40mm、前端直径为6mm的Cr-Cu制的DR型电极。

焊接条件设定为：加压力为440kgf、通电时间为0.28秒、保持时间为0.1秒。焊接电流设定为作为熔核直径而言可得到5√t的条件。

然后，对于所制作的接头，依据JISZ3137(1999)，实施了十字拉伸试验(各条件以n＝2实施)。

与没有进行偏析缓和的现有的钢板(对于各个钢板，化学组成同等，除了开坯工序、高温加热处理工序、热轧工序以外应用了同等的制造条件的钢板)相比，将接头特性提高了5％以上者评价为△(可)，将提高了10％以上者评价为〇(良)，将提高了20％以上者评价为◎(优)，将没有提高者评价为×(差)。

[表3]

由表1-1～表3可知，就本发明的实施例(本发明例)即No.1～30而言，化学组成、金属组织、原γ晶界处的Mn含量、P含量(偏析度)处于本发明范围内，其结果是，具有1310MPa以上的高强度，并且具有充分的接头强度。

另一方面，就化学组成或制造方法在本发明范围外的比较例即No.31～47而言，化学组成、金属组织、原γ晶界处的Mn含量、P含量(偏析度)中的至少一个在本发明范围外，抗拉强度、接头强度中的某一个不充分。

产业上的可利用性

根据本发明，能够提供抗拉强度为1310MPa以上的超高强度钢板、且焊接后可获得充分高的接头强度的钢板以及焊接接头。该钢板和焊接接头有助于汽车车体的轻质化等，因此产业上的可利用性高。

Claims

1.一种冷轧钢板，其特征在于，

具有下述化学组成：以质量％计包含：C：0.200％～0.450％、

Si：0.01％～2.50％、

Mn：0.6％～3.5％、

Al：0.001％～0.100％、

Ti：0.001％～0.100％、

N：0.0100％以下、

P：0.0400％以下、

S：0.0100％以下、

O：0.0060％以下、

B：0％～0.0100％、

Mo：0％～0.500％、

Nb：0％～0.200％、

Cr：0％～2.00％、

V：0％～0.500％、

Co：0％～0.500％、

Ni：0％～1.000％、

Cu：0％～1.000％、

W：0％～0.100％、

Ta：0％～0.100％、

Sn：0％～0.050％、

Sb：0％～0.050％、

As：0％～0.050％、

Mg：0％～0.050％、

Ca：0％～0.040％、

Y：0％～0.050％、

Zr：0％～0.050％、

La：0％～0.050％、

Ce：0％～0.050％、和

剩余部分：Fe和杂质，

距离表面在板厚方向上为板厚的1/4～3/4的位置的金属组织以体积率计包含：0％～10.0％的残余奥氏体；和90.0％～100％的马氏体和回火马氏体中的一种或两种，

在所述位置的所述金属组织中，原γ晶界处的P含量为10.0质量％以下，并且所述原γ晶界处的Mn含量为10.0质量％以下，

所述冷轧钢板的抗拉强度为1310MPa以上。

2.一种冷轧钢板的制造方法，其特征在于，包括下述工序：

连续铸造工序，其采用连续铸造来得到具有权利要求1中所述的所述化学组成的板坯；

开坯工序，其将所述板坯在850～1000℃的温度范围内以30～60％的压下率进行压下来进行减厚；

高温加热处理工序，其将所述开坯工序后的所述板坯加热到1000℃～1300℃，保持5～20小时后，进行冷却；

热轧工序，其将所述高温加热处理工序后的所述板坯进行热轧来得到热轧钢板；

卷取工序，其将所述热轧钢板在400～650℃的温度范围内进行卷取；

冷轧工序，其将所述卷取工序后的所述热轧钢板进行酸洗，以20～80％的压下率进行冷轧来得到冷轧钢板；

退火工序，其将所述冷轧钢板以2℃/秒以上的平均升温速度加热到超过Ac3℃的退火温度，在所述退火温度下保持60～300秒，以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却到250℃以下；和

保持工序，其将所述退火工序后的所述冷轧钢板以150～400℃保持500秒以下，

在所述热轧工序中，使用具有4个以上机架的轧机进行精轧，在将最初的机架设定为第一机架，将最终的机架设定为第n机架的情况下，使从第n-3机架到第n机架为止的各机架中的板厚减少率分别为30％以上，使所述第n机架中的轧制温度为900℃以下。

3.根据权利要求2所述的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述退火工序中，在钢板的表面、背面形成包含锌、铝、镁或它们的合金的被膜层。

4.一种焊接接头，其特征在于，其是将多个钢板接合的焊接接头，至少一个钢板为权利要求1所述的冷轧钢板。