薄钢板及其制造方法
阅读：867发布：2020-05-12
专利汇可以提供薄钢板及其制造方法专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本 发明 提供具有900MPa以上的拉伸强度并且具有良好的 焊接 性 的薄 钢 板及其制造方法。一种 薄钢板 ，其特征在于，具有特定的成分组成、以及含有以面积率计为30％以下(包括0％)的 铁 素体、以面积率计为70％以上(包括100％)的回火 马 氏体和以面积率的合计为10％以下(包括0％)的作为剩余组织的除铁素体和回火马氏体以外的组织、回火马氏体的平均粒径为5μm以下、在回火马氏体的 晶界 上析出的铁系 碳 化物的平均粒径为100nm以下、回火马氏体的晶界上的Si和Mn的合计以 原子 浓度计为5原子％以上的钢组织，拉伸强度为900MPa以上。，下面是薄钢板及其制造方法专利的具体信息内容。
1.一种薄钢板，
其具有如下成分组成：以质量％计含有C：0.07％以上且0.20％以下、Si：0.60％以上且
1.65％以下、Mn：1.8％以上且3.5％以下、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.08％以下、N：0.0060％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
并且具有如下钢组织：含有以面积率计为30％以下(包括0％)的铁素体、以面积率计为
70％以上(包括100％)的回火马氏体、以面积率的合计为10％以下(包括0％)的作为剩余组织的除铁素体和回火马氏体以外的组织，回火马氏体的平均粒径为5μm以下、在回火马氏体的晶界上析出的铁系碳化物的平均粒径为100nm以下、回火马氏体的晶界上的Si和Mn的合计以原子浓度计为5％以上，
所述薄钢板的拉伸强度为900MPa以上。
2.如权利要求1所述的薄钢板，其中，
所述成分组成以质量％计还含有V：0.001％以上且1％以下、Ti：0.001％以上且0.3％以下、Nb：0.001％以上且0.3％以下中的一种或两种以上，
所述钢组织中，含有V、Ti和Nb中的至少一种的碳化物的平均粒径为20nm以下。
3.如权利要求1或2所述的薄钢板，其中，
所述成分组成以质量％计还含有Cr：0.001％以上且1.0％以下、Mo：0.001％以上且
1.0％以下、Ni：0.001％以上且1.0％以下、B：0.0001％以上且0.0050％以下、Sb：0.001％以上且0.050％以下中的一种或两种以上，
所述钢组织中，回火马氏体的晶界上的Cr、Mo、Ni、B和Sb的合计以原子浓度计为5％以上。
4.如权利要求1～3中任一项所述的薄钢板，其中，所述成分组成以质量％计还含有合计为0.0001％以上且0.1％以下的REM、Sn、Mg、Ca中的任意一种或两种以上。
5.如权利要求1～4中任一项所述的薄钢板，其中，在表面具备镀层。
6.如权利要求5所述的薄钢板，其中，所述镀层的组成以质量％计含有Fe：20.0％以下、Al：0.001％以上且3.5％以下和合计为0％～3.5％的选自Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi和REM中的一种或两种以上，余量由Zn和不可避杂质构成。
7.如权利要求5或6所述的薄钢板，其中，所述镀层为合金化热镀层。
8.一种薄钢板的制造方法，其是权利要求1～4中任一项所述的薄钢板的制造方法，其中，
将钢原材在1150℃以上且1350℃以下进行加热，实施由粗轧和精轧构成的热轧时，将精轧结束温度设定为820℃以上，在350℃以上且680℃以下进行卷取，
实施冷轧，
在冷轧后加热，在840℃以上停留30秒以上后，在从冷却开始温度至Ms点的平均冷却速度为200℃/s以上的条件下冷却至100℃以下，然后再次加热，在840℃以上停留30秒以上后，在从冷却开始温度至(Ms点-100℃)的平均冷却速度为20℃/s以上的条件下冷却至(Ms点-100℃)以下，冷却后，根据需要进行加热或冷却，在200℃以上且400℃以下停留20秒以上且1800秒以下。
9.一种薄钢板的制造方法，其是权利要求5～7中任一项所述的薄钢板的制造方法，其中，
将钢原材在1150℃以上且1350℃以下进行加热，实施由粗轧和精轧构成的热轧时，将精轧结束温度设定为820℃以上，在350℃以上且680℃以下进行卷取，
实施冷轧，
在冷轧后加热，在840℃以上停留30秒以上后，在从冷却开始温度至200℃的平均冷却速度为200℃/s以上的条件下冷却至100℃以下，然后再次加热，在840℃以上停留10秒以上且150秒以下后，在从冷却开始温度至260℃的平均冷却速度为20℃/s以上的条件下冷却至
260℃以下，冷却后，根据需要进行加热或冷却，在200℃以上且400℃以下停留20秒以上且
150秒以下，然后，通过浸渍于镀浴中而进行镀覆处理，或者进行该镀覆处理后进一步进行合金化处理。
薄钢板及其制造方法
技术领域
背景技术
[0002] 近年来，从保护地球环境的观点考虑，以CO2排放量的限制为目的，在整个汽车业界志在改善汽车的燃料效率。汽车的燃料效率改善中，由使用部件的薄壁化带来的汽车的轻量化是最有效的，因此，近年来，作为汽车部件用原材的高强度钢板(高强度化后的薄钢板)的使用量不断增加。
[0003] 另一方面，钢板的焊接性具有随着高强度化而劣化的倾向。因此，期望除了高强度以外、焊接性也优良的钢板。对于不满足焊接性的钢板而言，在将汽车构件彼此利用焊接进行接合时，由于破裂等不良情况而无法应用于汽车部件等。为了使汽车部件等轻量化，需要开发兼具高强度和焊接性的钢板，到目前为止，对于着眼于焊接性的高强度的冷轧钢板和热镀钢板，提出了各种各样的技术。
[0004] 例如，在专利文献1中，以质量％计含有C：0.05～0.15％、Si：0.01～1.00％、Mn：1.5～4.0％、P：0.100％以下、S：0.02％以下、Al：0.01～0.50％、Cr：0.010～2.000％、Nb：
0.005～0.100％、Ti：0.005～0.100％、B：0.0005～0.0050％且使Si、Mn、Cr和B在规定的范围内含有，形成以面积率计含有铁素体：10％以下、贝氏体铁素体：2～30％、马氏体：60～
98％且通过X射线衍射法求出的残余奥氏体的比例小于2％的金属组织(钢组织)，而且使仅与贝氏体相邻的块状马氏体在全部组织中所占的比例为10％以下，对距离表面100μm与20μm的硬度差进行规定，由此得到点焊性、耐冲击性和弯曲加工性优良的高强度热镀锌钢板。
0.005～0.100％、Ti：0.005～0.100％、B：0.0005～0.0050％且使Si、Mn、Cr和B在规定的范围内含有，形成以面积率计含有铁素体：10％以下、贝氏体铁素体：2～30％、马氏体：60～
98％且通过X射线衍射法求出的残余奥氏体的比例小于2％的金属组织(钢组织)，而且使仅与贝氏体相邻的块状马氏体在全部组织中所占的比例为10％以下，对距离表面100μm与20μm的硬度差进行规定，由此得到点焊性、耐冲击性和弯曲加工性优良的高强度热镀锌钢板。
[0005] 在专利文献2中，以质量％计含有C：0.05～0.13％、Si：0.05～2.0％、Mn：1.5～4.0％、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.01～0.1％、Cr：0.05～1.0％、Nb：0.010～
0.070％、Ti：0.005～0.040％和N：0.0005～0.0065％，使钢中的Ti中70％以上析出，使15％以上的Nb以固溶状态残留，由此得到拉伸强度为980MPa以上的点焊性优良的冷轧钢板。
0.070％、Ti：0.005～0.040％和N：0.0005～0.0065％，使钢中的Ti中70％以上析出，使15％以上的Nb以固溶状态残留，由此得到拉伸强度为980MPa以上的点焊性优良的冷轧钢板。
[0006] 在专利文献3中得到一种延展性、延伸凸缘性和焊接性优良的冷轧钢板、热镀锌钢板和合金化热镀锌钢板，其以质量％计含有C：0.07～0.15％、Si：1.1～1.6％、Mn：2.0～2.8％、P：超过0％且0.015％以下、S：超过0％且0.005％以下、Al：0.015～0.06％、Ti：0.010～0.03％和B：0.0010～0.004％，在钢板的板厚的1/4位置处，下述金属组织的面积率满足回火马氏体：10面积％以上且小于30面积％、贝氏体：超过70面积％、回火马氏体与贝氏体的合计：90面积％以上、铁素体：0面积％以上且5面积％以下和残余奥氏体：0面积％以上且
4面积％以下，拉伸强度为980MPa以上、并且0.2％耐力低于700MPa。
4面积％以下，拉伸强度为980MPa以上、并且0.2％耐力低于700MPa。
[0007] 现有技术文献
[0008] 专利文献
[0009] 专利文献1：日本专利第5858199号公报
[0010] 专利文献2：日本特开2015-200013号公报
[0011] 专利文献3：日本特开2016-37650号公报
发明内容
[0012] 发明所要解决的问题
[0013] 专利文献1中提出的技术中，作为用于使点焊性良好的必要条件，仅对C、Si、P和S含量进行规定，点焊性在某些情况下不能说是充分的。
[0014] 专利文献2中提出的技术中，在热轧前的钢坯再加热工序中，在(Ts-50)℃以上进行加热，由此使Nb系结晶物溶解，但900℃以下的退火温度是Nb系碳化物不可避免地析出的温度范围，难以使固溶Nb稳定地以15％残留。
[0015] 专利文献3中提出的技术中，用于改善焊接性的指标仅为低C化，与专利文献1同样，点焊性在某些情况下不能说是充分的。
[0016] 本发明是鉴于上述情况而完成的，其目的在于提供具有900MPa以上的拉伸强度并且具有良好的焊接性的薄钢板及其制造方法。
[0017] 用于解决问题的方法
[0018] 为了解决上述问题，本发明人对兼具拉伸强度900MPa且良好的焊接性的薄钢板的必要条件进行了深入研究。本发明中作为对象的薄钢板的板厚为0.4mm以上且3.2mm以下。在点焊时，根据条件而产生在焊接后发生破裂的事件。对发生破裂的焊接条件、钢板的钢组织进行深入调查的结果查明：在将镀锌钢板与冷轧钢板焊接的情况下或者将镀覆钢板彼此焊接的情况下，由于锌的晶间腐蚀而促进破裂；对于锌的晶间腐蚀，在抑制与熔融金属部的硬度差的基础上控制晶界上的元素浓度是有效的；破裂还会被晶界上存在的粗大的析出物促进。本发明是基于上述的见解而完成的，其主旨如下所述。
[0019] [1]一种薄钢板，其具有如下成分组成：以质量％计含有C：0.07％以上且0.20％以下、Si：0.60％以上且1.65％以下、Mn：1.8％以上且3.5％以下、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.08％以下、N：0.0060％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
[0020] 并且具有如下钢组织：含有以面积率计为30％以下(包括0％)的铁素体、以面积率计为70％以上(包括100％)的回火马氏体、以面积率的合计为10％以下(包括0％)的作为剩余组织的除铁素体和回火马氏体以外的组织，回火马氏体的平均粒径为5μm以下、在回火马氏体的晶界上析出的铁系碳化物的平均粒径为100nm以下、回火马氏体的晶界上的Si和Mn的合计以原子浓度计为5％以上，
[0021] 所述薄钢板的拉伸强度为900MPa以上。
[0022] [2]如[1]所述的薄钢板，其中，上述成分组成以质量％计还含有V：0.001％以上且1％以下、Ti：0.001％以上且0.3％以下、Nb：0.001％以上且0.3％以下中的一种或两种以上，上述钢组织中，含有V、Ti和Nb中的至少一种的碳化物的平均粒径为20nm以下。
[0023] [3]如[1]或[2]所述的薄钢板，其中，上述成分组成以质量％计还含有Cr：0.001％以上且1.0％以下、Mo：0.001％以上且1.0％以下、Ni：0.001％以上且1.0％以下、B：0.0001％以上且0.0050％以下、Sb：0.001％以上且0.050％以下中的一种或两种以上，上述钢组织中，回火马氏体的晶界上的Cr、Mo、Ni、B和Sb的合计以原子浓度计为5％以上。
[0024] [4]如[1]～[3]中任一项所述的薄钢板，其中，上述成分组成以质量％计还含有合计为0.0001％以上且0.1％以下的REM、Sn、Mg、Ca中的任意一种或两种以上。
[0025] [5]如[1]～[4]中任一项所述的薄钢板，其中，在表面具备镀层。
[0026] [6]如[5]所述的薄钢板，其中，上述镀层的组成以质量％计含有Fe：20.0％以下、Al：0.001％以上且3.5％以下和合计为0％～3.5％的选自Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi和REM中的一种或两种以上，余量由Zn和不可避杂质构成。
[0027] [7]如[5]或[6]所述的薄钢板，其中，上述镀层为合金化热镀层。
[0028] [8]一种薄钢板的制造方法，其是[1]～[4]中任一项所述的薄钢板的制造方法，其中，将钢原材在1150℃以上且1350℃以下进行加热，实施由粗轧和精轧构成的热轧时，将精轧结束温度设定为820℃以上，在350℃以上且680℃以下进行卷取，实施冷轧，在冷轧后加热，在840℃以上停留30秒以上后，在从冷却开始温度至Ms点的平均冷却速度为200℃/s以上的条件下冷却至100℃以下，然后再次加热，在840℃以上停留30秒以上后，在从冷却开始温度至(Ms点-100)℃的平均冷却速度为20℃/s以上的条件下冷却至(Ms点-100℃)以下，冷却后，根据需要进行加热或冷却，在200℃以上且400℃以下停留20秒以上且1800秒以下。
[0029] [9]一种薄钢板的制造方法，其是[5]～[7]中任一项所述的薄钢板的制造方法，其中，将钢原材在1150℃以上且1350℃以下进行加热，实施由粗轧和精轧构成的热轧时，将精轧结束温度设定为820℃以上，在350℃以上且680℃以下进行卷取，实施冷轧，冷轧后加热，在840℃以上停留30秒以上后，在从840℃以上的冷却开始温度至200℃的平均冷却速度为200℃/s以上的条件下冷却至100℃以下，然后再次加热，在840℃以上停留10秒以上且150秒以下后，在从840℃以上的冷却开始温度至260℃的平均冷却速度为20℃/s以上的条件下冷却至260℃以下，在200℃以上且400℃以下停留20秒以上且150秒以下，然后，通过浸渍于镀浴中而进行镀覆处理，或者进行该镀覆处理后进一步进行合金化处理。
[0030] 发明效果
[0031] 本发明的薄钢板兼具拉伸强度(TS)为900MPa以上的高强度和优良的焊接性。将本发明的薄钢板应用于汽车部件时，可实现汽车部件的进一步轻量化。
具体实施方式
[0032] 以下，对本发明的实施方式进行说明。需要说明的是，本发明不限于以下的实施方式。
[0033] ＜成分组成＞
[0034] 本发明的薄钢板的成分组成以质量％计含有C：0.07％以上且0.20％以下、Si：0.60％以上且1.65％以下、Mn：1.8％以上且3.5％以下、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：
0.08％以下、N：0.0060％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成。
0.08％以下、N：0.0060％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成。
[0035] 上述成分组成可以以质量％计还含有V：0.001％以上且1％以下、Ti：0.001％以上且0.3％以下、Nb：0.001％以上且0.3％以下中的一种或两种以上。
[0036] 另外，上述成分组成可以以质量％计还含有Cr：0.001％以上且1.0％以下、Mo：0.001％以上且1.0％以下、Ni：0.001％以上且1.0％以下、B：0.0001％以上且0.0050％以下、Sb：0.001％以上且0.050％以下中的一种或两种以上。
[0037] 以下，对各成分具体地进行说明。在以下的说明中，表示成分的含量的“％”是指“质量％”。
[0038] C：0.07％以上且0.20％以下
[0039] C是关系到回火马氏体的硬度、用于使钢板的强度升高有效的元素。为了得到900MPa以上的拉伸强度，需要含有至少0.07％以上的C含量。另一方面，C含量超过0.20％时，点焊中的熔融金属部的硬度过度升高，由于产生与热影响区(HAZ区)的硬度差而使点焊性降低。此外，从在回火马氏体的晶界上析出的铁系碳化物的粒径增大的观点考虑，点焊性也变差。因此，将C含量的范围设定为0.07％以上且0.20％以下。关于下限，优选的C含量为
0.09％以上。更优选为0.10％以上，进一步优选为0.11％以上。关于上限，优选的C含量为
0.19％以下。更优选为0.18％以下，进一步优选为0.16％以下。
0.09％以上。更优选为0.10％以上，进一步优选为0.11％以上。关于上限，优选的C含量为
0.19％以下。更优选为0.18％以下，进一步优选为0.16％以下。
[0040] Si：0.60％以上且1.65％以下
[0041] Si是具有通过存在于晶界而使晶界的润湿性降低、通过抑制点焊中的锌的晶间腐蚀而抑制破裂发生的效果的元素。为了得到该效果，需要含有至少0.60％的Si。另一方面，Si含量超过1.65％时，对化学转化处理性、镀覆性的不良影响变得显著，难以作为汽车用构件应用。因此，将Si含量范围设定为0.60％以上且1.65％以下。关于下限，优选的Si含量为0.70％以上。更优选为0.80％以上，进一步优选为0.90％以上。关于上限，优选的Si含量为
1.60％以下。更优选为1.55％以下，进一步优选为1.50％以下。
1.60％以下。更优选为1.55％以下，进一步优选为1.50％以下。
[0042] Mn：1.8％以上且3.5％以下
[0043] Mn与Si同样，也是具有通过存在于回火马氏体的晶界上而抑制点焊中的晶间腐蚀的效果的元素。为了得到该效果，需要将Mn含量设定为1.8％以上。另一方面，Mn含量超过3.5％时，化学转化处理性、镀覆性变差。因此，将Mn含量设定为1.8％以上且3.5％以下。关于下限，优选的Mn含量为1.9％以上。更优选为2.1％以上，进一步优选为2.3％以上。关于上限，优选的Mn含量为3.2％以下。更优选为3.0％以下，进一步优选为2.9％以下。
[0044] P：0.05％以下
[0045] P是产生低温脆性的元素，因此是在焊接时的冷却时使破裂发生的元素。因此，从焊接性的观点考虑，优选尽量减少P含量，在本发明中，P含量可以允许至0.05％。优选为0.03％以下。优选尽量减少P含量而可以是无添加，但在制造上，有时会不可避免地混入
0.002％。
0.002％。
[0046] S：0.005％以下
[0047] S在钢中形成粗大的硫化物，其在热轧时伸长而形成楔状的夹杂物，由此给焊接性带来不良影响。因此，优选尽量减少S含量。在本发明中，可以允许至0.005％，因此，将S含有上限量设定为0.005％。优选0.003％以下。优选尽量减少S含量而可以是无添加，但在制造上，有时会不可避免地混入0.0002％。
[0048] Al：0.08％以下
[0049] 在炼钢的阶段中添加Al作为脱氧剂的情况下，优选含有0.02％以上的Al含量。更优选为0.03％以上。另一方面，Al形成使焊接性变差的粗大的氧化物。因此，将Al含量上限设定为0.08％。优选为0.07％以下。更优选为0.06％以下，进一步优选为0.05％以下。
[0050] N：0.0060％以下
[0051] N是使常温时效性变差而发生预料不到的破裂、或者导致点焊时的微小空隙生成而使焊接性变差的有害元素。因此，优选尽量减少N含量，但在本发明中可以允许至0.0060％。优选为0.0050％以下。更优选为0.0050％以下，进一步优选为0.0040％以下。优选尽量减少N含量而可以是无添加，但在制造上，有时会不可避免地混入0.0005％。
[0052] 以上是本发明的基本构成，但可以进一步含有以下的成分(任选成分)。
[0053] V：0.001％以上且1％以下、Ti：0.001％以上且0.3％以下、Nb：0.001％以上且0.3％以下中的一种或两种以上
[0054] V、Ti和Nb是通过与C结合形成微细的碳化物而有助于钢板的高强度化的元素。另一方面，过度含有时，以粗大的碳化物的形式析出，因此使焊接性变差。从以上的观点考虑，设定为V：0.001％以上且1％以下、Ti：0.001％以上且0.3％以下、Nb：0.001％以上且0.3％以下。关于下限，优选的V含量为0.005％以上。更优选为0.050％以上，进一步优选为0.100％以上。关于上限，优选的V含量为0.6％以下。更优选为0.5％以下，进一步优选为
0.4％以下。关于下限，优选的Ti含量为0.005％以上。更优选为0.010％以上，进一步优选为
0.020％以上。关于上限，优选的Ti含量为0.2％以下。更优选为0.15％以下，进一步优选为
0.12％以下。关于下限，优选的Nb含量为0.005％以上。更优选为0.010％以上，进一步优选为0.020％以上。关于上限，优选的Nb含量为0.15％以下。更优选为0.12％以下，进一步优选为0.08％以下。
0.4％以下。关于下限，优选的Ti含量为0.005％以上。更优选为0.010％以上，进一步优选为
0.020％以上。关于上限，优选的Ti含量为0.2％以下。更优选为0.15％以下，进一步优选为
0.12％以下。关于下限，优选的Nb含量为0.005％以上。更优选为0.010％以上，进一步优选为0.020％以上。关于上限，优选的Nb含量为0.15％以下。更优选为0.12％以下，进一步优选为0.08％以下。
[0055] Cr：0.001％以上且1.0％以下、Mo：0.001％以上且1.0％以下、Ni：0.001％以上且1.0％以下、B：0.0001％以上且0.0050％以下、Sb：0.001％以上且0.050％以下中的一种或两种以上
[0056] Cr、Mo和Ni是具有有助于钢板的高强度化、通过使回火马氏体的晶界上的原子浓度升高而改善点焊性的效果的元素。另一方面，过度添加这些元素时，相变点显著变化，由此得不到期望的钢组织，化学转化处理性、镀覆性变差。B和Sb是通过存在于晶界而使破裂发生所需的表面能升高、对抑制点焊中的破裂发生有效的元素。即使过度添加，效果也饱和，因此导致添加元素的浪费。从以上的观点考虑，设定为Cr：0.001％以上且1.0％以下、Mo：0.001％以上且1.0％以下、Ni：0.001％以上且1.0％以下、B：0.0001％以上且0.0050％以下、Sb：0.001％以上且0.050％以下。关于下限，优选的Cr含量为0.010％以上。更优选为0.050％以上，进一步优选为0.100％以上。关于上限，优选的Cr含量为0.8％以下。更优选为
0.7％以下，进一步优选为0.6％以下。关于下限，优选的Mo含量为0.010％以上。更优选为
0.050％以上，进一步优选为0.100％以上。关于上限，优选的Mo含量为0.6％以下。更优选为
0.5％以下，进一步优选为0.4％以下。关于下限，优选的Ni含量为0.010％以上。更优选为
0.020％以上，进一步优选为0.030％以上。关于上限，优选的Ni含量为0.5％以下。更优选为
0.4％以下，进一步优选为0.3％以下。关于下限，优选的B含量为0.0003％以上。更优选为
0.0007％以上，进一步优选为0.0010％以上。关于上限，优选的B含量为0.0030％以下。更优选为0.0025％以下，进一步优选为0.0020％以下。关于下限，优选的Sb含量为0.005％以上。
更优选为0.008％以上，进一步优选为0.010％以上。关于上限，优选的Sb含量为0.040％以下。更优选为0.030％以下，进一步优选为0.020％以下。
0.7％以下，进一步优选为0.6％以下。关于下限，优选的Mo含量为0.010％以上。更优选为
0.050％以上，进一步优选为0.100％以上。关于上限，优选的Mo含量为0.6％以下。更优选为
0.5％以下，进一步优选为0.4％以下。关于下限，优选的Ni含量为0.010％以上。更优选为
0.020％以上，进一步优选为0.030％以上。关于上限，优选的Ni含量为0.5％以下。更优选为
0.4％以下，进一步优选为0.3％以下。关于下限，优选的B含量为0.0003％以上。更优选为
0.0007％以上，进一步优选为0.0010％以上。关于上限，优选的B含量为0.0030％以下。更优选为0.0025％以下，进一步优选为0.0020％以下。关于下限，优选的Sb含量为0.005％以上。
更优选为0.008％以上，进一步优选为0.010％以上。关于上限，优选的Sb含量为0.040％以下。更优选为0.030％以下，进一步优选为0.020％以下。
[0057] REM、Sn、Mg、Ca中的任意一种或两种以上：合计为0.0001％以上且0.1％以下[0058] REM、Sn、Sb、Mg和Ca是通过使夹杂物球状化而使点焊性提高的元素。另一方面，即使过度添加，效果也饱和，因此导致添加元素的浪费。从以上的观点考虑，设定为REM、Sn、Mg、Ca中的任意一种或两种以上合计为0.0001％以上且0.1％以下。关于下限，优选REM、Sn、Mg、Ca中的任意一种或两种以上合计为0.0005％以上。更优选为0.0010％以上，进一步优选为0.0020％以上。关于上限，优选REM、Sn、Mg、Ca中的任意一种或两种以上合计为0.05％以下。更优选为0.03％以下，进一步优选为0.02％以下。
[0059] 上述成分以外的成分是Fe和不可避免的杂质。需要说明的是，在以低于下限值来含有上述任选成分的情况下，该任选元素作为不可避免的杂质来含有。
[0060] ＜钢组织＞
[0061] 接着，对本发明的薄钢板的钢组织进行说明。本发明的薄钢板的钢组织中，铁素体面积率为30％以下(包括0％)，回火马氏体的面积率为70％以上(包括100％)，作为剩余组织的除铁素体和回火马氏体以外的组织的面积率合计为10％以下(包括0％)。另外，回火马氏体的平均粒径为5μm以下，在回火马氏体的晶界上析出的铁系碳化物的平均粒径为100nm以下，回火马氏体的晶界上的Si和Mn的合计以原子浓度计为5原子％以上。需要说明的是，原子浓度的单位有时仅表示为“％”。
[0062] 铁素体面积率为30％以下(包括0％)
[0063] 根据铁素体的生成温度，晶界上的元素浓度有时会降低，在铁素体的生成量多时，难以稳定地改善点焊性。另外，为了得到900MPa的拉伸强度，回火马氏体等硬质相是必不可少的，但作为软质相的铁素体大量生成时，在点焊中的HAZ区附近，在铁素体与回火马氏体的界面产生应力集中，成为破裂发生的主要原因。因此，铁素体面积率设定为30％以下。优选为25％以下。更优选为22％以下，进一步优选为20％以下。另外，铁素体面积率可以为0％。但是，包含铁素体的情况也较多，此时的铁素体面积率为1％以上、3％以上。
[0064] 回火马氏体的面积率为70％以上(包括100％)
[0065] 回火马氏体是在具有板条结构的显微组织内部析出有0.3μm以下的碳化物的组织。回火马氏体与未被回火的淬火状态的马氏体相比，因热引起的变质小，因此，HAZ区的软化变小。因此，在本发明中，选择回火马氏体作为主要的钢组织。为了得到兼具优良的焊接性的拉伸强度900MPa以上，需要使回火马氏体为70％以上。优选为75％以上。更优选为77％以上，进一步优选为80％以上。回火马氏体的面积率可以为100％，但包含回火马氏体以外的情况也较多，在该情况下，回火马氏体的面积率的上限为98％以下、96％以下。
[0066] 铁素体和回火马氏体以外的组织的面积率合计为10％以下(包括0％)
[0067] 作为铁素体和回火马氏体以外的组织，可以列举贝氏体、淬火状态的马氏体、残余奥氏体、珠光体等。这些组织会使强度降低、或者使焊接性变差，因此期望尽量减少。在本发明中，铁素体和回火马氏体以外的组织的合计面积率可以允许至10％。优选为7％以下，更优选为5％以下，进一步优选为4％以下。
[0068] 回火马氏体的平均粒径为5μm以下
[0069] 回火马氏体的晶界主要在点焊时被锌腐蚀。因此，回火马氏体的晶界面积小、即回火马氏体粗大时，破裂发生时的表面能变小，因此，容易发生破裂。为了使晶界的表面能增大，增大回火马氏体的表面能是有效的，为了得到该效果，需要使回火马氏体的平均粒径为5μm以下。优选4μm以下。更优选为3.5μm以下，进一步优选为3.0μm以下。平均粒径的下限没有特别限定，越小越优选，但本发明钢中，通常得到1μm以上的平均粒径。
[0070] 在回火马氏体的晶界上析出的铁系碳化物的平均粒径为100nm以下
[0071] 晶界也是铁系碳化物析出的优先位点，因此，存在粗大的铁系碳化物时，在铁系碳化物与基质的界面产生应力集中，在点焊时成为破裂发生的主要原因。碳化物尺寸(碳化物的平均粒径)为100nm以下时，不会给焊接性带来不良影响。优选80nm以下。更优选为70nm以下，进一步优选为65nm以下。在本发明中，上述平均粒径的下限没有限定，但析出平均粒径为10nm以上的铁系碳化物的情况较多。需要说明的是，铁系碳化物是指η碳化物、χ碳化物、ε碳化物等碳化物。
[0072] 含有V、Ti或Nb的碳化物的平均粒径为20nm以下
[0073] 在含有V、Ti或Nb中的一种或两种以上作为选择元素(任选元素)的情况下，与上述的铁系碳化物相比，含有V、Ti或Nb的碳化物的硬度更高，因此，含有V、Ti或Nb的碳化物在晶界析出时，与铁系碳化物同样地给点焊性带来不良影响。在本发明中，在含有这些元素的情况下，不仅是铁系碳化物，含有V、Ti或Nb的碳化物的平均粒径也需要进行调整。含有V、Ti或Nb的碳化物的平均粒径为20nm以下时是可以允许的。优选15nm以下。更优选为13nm以下。需要说明的是，下限没有特别限定，上述平均粒径多数情况下为0.8nm以上。
[0074] 回火马氏体的晶界上的Si和Mn的合计以原子浓度计为5％以上
[0075] 对于点焊时的锌晶间腐蚀所引起的破裂，若妨碍晶间腐蚀则可得到改善。为此，使晶界的润湿性降低是有效的。为了得到该效果，需要将回火马氏体的晶界上的Si和Mn的合计以原子浓度计设定为5％以上。优选为7％以上。更优选为8％以上。另外，上限没有特别限定，但实质上25％为上限。另外，上述合计原子浓度多数情况下为15％以下。
[0076] 回火马氏体的晶界上的Cr、Mo、Ni、B和Sb的合计以原子浓度计为5％以上[0077] 在含有Cr、Mo、Ni、B或Sb中的一种或两种以上作为选择元素(任选元素)的情况下，为了进一步改善点焊性，需要将回火马氏体的晶界上的Cr、Mo、Ni、B和Sb的合计以原子浓度计设定为5％以上。Cr、Ni是用于使晶界的润湿性降低、妨碍锌的晶间腐蚀有效的元素。Mo、B和Sb具有使破裂发生时的表面能增大、抑制破裂发生的效果。优选将Cr、Mo、Ni、B和Sb的合计以原子浓度计设定为7％以上。更优选为8％以上。另外，上限没有特别限定，但实质上35％为上限。另外，上述合计原子浓度多数情况下为20％以下。
[0078] ＜镀层＞
[0079] 接着，对镀层进行说明。在本发明的薄钢板为具有镀层的薄钢板的情况下，镀层的种类没有特别限定，可以例示热镀层、电镀层等。另外，镀层的组成也没有特别限定，可以为通常的组成。例如，镀层以质量％计含有Fe：20.0％以下、Al：0.001％以上且3.5％以下，进一步含有合计为0～3.5％的选自Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi、REM中的一种或两种以上，余量由Zn和不可避免的杂质构成。另外，镀层可以是合金化后的镀层。需要说明的是，在合金化后的镀层的情况下，镀层中的Fe含量通常为5.0％以上且20％以下。
[0080] 对本发明的薄钢板的性质进行说明。在此说明的性质的测定方法如实施例所记载的那样。本发明中，拉伸强度为900MPa以上。优选为980MPa以上。需要说明的是，在本发明的情况下，拉伸强度通常为1300MPa以下。另外，本发明的薄钢板的伸长率通常为9％以上、优选为11％以上。上限为约25％以下或约20％以下。屈服强度为600MPa以上、优选为700MPa以上。上限通常为1100MPa以下。另外，在通过实施例记载的方法对点焊性进行评价时，在本发明中，龟裂长度为0μm而未发生破裂、或者仅发生小于10μm的微小破裂。需要说明的是，El和YS是与本发明的课题没有直接关系的追加特性。
[0081] ＜薄钢板的制造方法＞
[0082] 接着，对本发明的薄钢板的制造方法进行说明。不具有镀层的薄钢板的制造方法与具有镀层的薄钢板的制造方法的制造条件稍有不同。这是因为，根据是否进行镀覆处理，可允许的制造条件的范围稍有不同。以下，按照不具有镀层的薄钢板的制造方法、具有镀层的薄钢板的制造方法的顺序进行说明。
[0083] 本发明的薄钢板(不具有镀层的薄钢板)的制造方法中，将具有上述的成分组成的钢原材在1150℃以上且1350℃以下进行加热，实施由粗轧和精轧构成的热轧时，将精轧结束温度设定为820℃以上，在350℃以上且680℃以下进行卷取(热轧工序)。接着，实施冷轧(冷轧工序)。接着，在冷轧后加热，在840℃以上停留30秒以上后，在从冷却开始温度至Ms点的平均冷却速度为200℃/s以上的条件下冷却至100℃以下，然后再次加热，在840℃以上停留30秒以上后，在从冷却开始温度至冷却停止温度的平均冷却速度为20℃/s以上的条件下冷却至(Ms点-100℃)以下，冷却后，根据需要进行加热或冷却，在200℃以上且400℃以下停留20秒以上且1800秒以下(退火工序)。需要说明的是，Ms点是指马氏体相变开始温度。
[0084] 热轧工序是指如下工序：将具有上述成分组成的钢原材在1150℃以上且1350℃以下进行加热，实施由粗轧和精轧构成的热轧时，将精轧结束温度设定为820℃以上，在350℃以上且680℃以下进行卷取。
[0085] 用于制造上述钢原材的熔炼方法没有特别限定，可以采用转炉、电炉等公知的熔炼方法。另外，也可以利用真空脱气炉进行二次精炼。然后，从生产率、品质上的问题考虑，优选通过连续铸造法制成钢坯(钢原材)。另外，也可以通过铸锭-开坯轧制法、薄板坯连铸法等公知的铸造方法制成钢坯。
[0086] 钢原材的加热温度：1150℃以上且1350℃以下
[0087] 在本发明中，需要在粗轧之前对钢原材进行加热而使钢原材的钢组织为实质上均质的奥氏体相。另外，为了抑制粗大的夹杂物的生成，加热温度的控制变得重要。加热温度低于1150℃时，无法得到期望的精轧结束温度。另一方面，加热温度超过1350℃时，氧化皮损失增大，对加热炉的炉体的损伤增大。因此，钢原材的加热温度设定为1150℃以上且1350℃以下。关于下限，优选的加热温度为1180℃以上。关于上限，优选的加热温度为1320℃以下。需要说明的是，关于上述加热后的粗轧的粗轧条件，没有特别限定。
[0088] 钢坯加热时，存在铸造时生成的偏析，其在被轧制时形成对于板厚方向为带状的不均匀组织。这有时会给焊接性带来不良影响，因此，为了减轻偏析的影响，更优选满足(1)式。
[0089]
[0090] 在此，t为加热时间(单位为秒)，T为加热温度(单位为℃)。(1)式是用于减轻钢坯加热中导致带状的不均匀组织的Mn偏析的不良影响的通过实验求出的条件式。(1)式左边为0以上时，在钢坯加热中Mn发生扩散，从而减轻带状的不均匀组织形成对焊接性的不良影响。需要说明的是，(1)式左边的上限没有特别限定，考虑到制造性，通常多数情况下为1.00以下。
[0091] 精轧结束温度：820℃以上
[0092] 精轧结束温度低于820℃时，在轧制中开始从奥氏体向铁素体的相变，钢板的局部强度发生变动，因此，下一工序的冷轧的板厚精度变差。因此，精轧结束温度设定为820℃以上。优选为840℃以上。更优选为850℃以上。需要说明的是，精轧结束温度的上限没有特别限定，从生产设备的制约考虑，实质上1020℃为上限。优选为1000℃以下。更优选为950℃以下。
[0093] 卷取温度：350℃以上且680℃以下
[0094] 卷取温度低于350℃时，热轧板的形状变差，冷轧后的板厚精度变差。卷取温度超过680℃时，在热轧板表面生成未被酸洗完全除去的氧化覆膜，损害冷轧后的表面外观。因此，将卷取温度的范围设定为350℃以上且680℃以下。关于下限，优选的卷取温度为380℃以上。更优选为400℃以上。关于上限，优选的卷取温度为650℃以下。更优选为630℃以下。在添加有V、Ti和Nb的情况下，为了使碳化物径为20nm以下，优选将卷取温度设定为520℃以下。
[0095] 接着进行的冷轧工序是在上述热轧工序后对热轧板进行冷轧的工序。为了得到期望的板厚，需要对热轧工序后的热轧板实施冷轧。通常在酸洗后进行冷轧，但酸洗条件为通常的条件即可。
[0096] 上述冷轧中的轧制率没有特别限定，通常为20～80％。下限优选为30％以上。上限优选为75％以下。
[0097] 接着进行的退火工序是指如下工序：冷轧工序后，在840℃以上停留30秒以上后，在从冷却开始温度至Ms点的平均冷却速度为200℃/s以上的条件下冷却至100℃以下，然后再次加热，在840℃以上停留30秒以上后，在从冷却开始温度至(Ms点-100)℃的平均冷却速度为20℃/s以上的条件下冷却至(Ms点-100)℃以下，冷却后，根据需要进行加热或冷却，在200℃以上且400℃以下停留20秒以上且1800秒以下。
[0098] 在840℃以上停留30秒以上
[0099] “在840℃以上停留30秒以上”对于排除由冷轧后的组织生成的再结晶组织的影响、在相当于回火马氏体晶界的原奥氏体晶界上使Si和Mn、以及Cr、Mo、Ni、B和Sb的浓度升高是重要的。为了在得到完全再结晶组织后使Si和Mn等的晶界上的浓度升高，需要在840℃以上停留30秒以上。在添加有V、Ti和Nb的情况下，为了使碳化物径为20nm以下，优选将停留时间设定为300秒以下。更优选在840℃以上为50秒以上且280秒以下。进一步优选在840℃以上为70秒以上且250秒以下。需要说明的是，加热温度通常为880℃以下。
[0100] 在从冷却开始温度至Ms点的平均冷却速度为200℃/s以上的条件下冷却至100℃以下
[0101] 在本工序中的冷却中，需要抑制奥氏体/铁素体界面的晶界迁移。为此，需要使从冷却开始温度至Ms点的平均冷却速度为200℃/s以上来冷却。为了抑制冷却过程中的铁素体生成，更优选将冷却开始温度设定为820℃以上并通过水冷冷却至室温。在此，室温是指0℃以上且50℃以下。另外，上述平均冷却速度通常为800℃/s以下。需要说明的是，在冷却前的加热中，加热至840℃以上，但加热温度与冷却开始温度可以一致也可以不一致。例如，作为不一致的情况，有在加热后至冷却之前温度降低的情况。另外，从Ms点至冷却停止温度的冷却速度没有特别限定。
[0102] 再次加热并在840℃以上停留30秒以上
[0103] 暂且退火至840℃以上后形成马氏体，再次加热至840℃以上，由此具有如下效果：使原奥氏体晶界上的Si和Mn等元素的浓度有效地提高，并且抑制原奥氏体晶粒的粗大化，使回火马氏体粒径微细化。退火完成后，需要形成奥氏体为主体的组织，因此，需要在840℃以上停留30秒以上。另一方面，上述停留时间的上限没有特别限定，在840℃以上的停留时间超过300秒时，奥氏体晶粒粗大化，有时得不到微细的回火马氏体。因此，优选在840℃以上停留280秒以下。优选在840℃以上为50秒以上且200秒以下。需要说明的是，加热温度通常为900℃以下。
[0104] 在从冷却开始温度至(Ms点-100℃)的平均冷却速度为20℃/s以上的条件下冷却至(Ms点-100℃)以下
[0105] 在本冷却工序中，需要使从奥氏体向马氏体的相变大致完成。平均冷却速度小时，在冷却过程生成贝氏体、铁素体，晶界的浓度因晶界迁移而减小，因此，需要对其尽可能地进行抑制。因此，需要使从冷却开始温度至(Ms点-100℃)的平均冷却速度为20℃/s以上来冷却。另外，冷却停止温度高时，在下一工序中不会生成回火马氏体，得不到期望的组织。从该观点考虑，需要至少冷却至(Ms点-100℃)以下。优选在从冷却开始温度至(Ms点-100℃)的平均冷却速度为30℃/s以上的条件下冷却至240℃以下，冷却开始温度为820℃以上。本冷却开始前的加热的加热温度与冷却开始温度可以不一致。例如，有时在加热后至冷却开始之前温度稍微降低。另外，上述平均冷却速度通常为60℃/s以下。
[0106] 在200℃以上且400℃以下停留20秒以上且1800秒以下
[0107] 为了对生成的马氏体进行回火，需要在预定的温度范围内停留。停留温度低于200℃时，回火不会进行，成形性变得不能实用。超过400℃时，在回火马氏体晶界上生成粗大的铁系碳化物，因此焊接性降低。因此，停留温度范围设定为200℃以上且400℃以下。停留时间少于20秒时，回火不会充分进行。超过1800秒时，铁系碳化物粗大化。因此，停留时间设定为20秒以上且1800秒以下。优选在200℃以上且400℃以下为50秒以上且1500秒以下。需要说明的是，上述停留之前的冷却中的冷却停止温度低于200℃时，需要进行加热。另外，即使上述冷却停止温度为200℃以上且400℃以下的范围，也可以根据需要适当进行加热或冷却。
[0108] 接着，对具有镀层的薄钢板的制造方法进行说明。关于至冷轧为止的工序，与不具有镀层的薄钢板的制造方法同样，因此省略说明。在具有镀层的薄钢板的制造方法中，在冷轧后加热，在840℃以上停留30秒以上后，在从冷却开始温度至200℃的平均冷却速度为200℃/s以上的条件下冷却至100℃以下，然后再次加热，在840℃以上停留10秒以上且150秒以下后，在从冷却开始温度至260℃的平均冷却速度为20℃/s以上的条件下冷却至260℃以下，冷却后，根据需要进行加热或冷却，在200℃以上且400℃以下停留20秒以上且150秒以下，然后，通过浸渍于镀浴中而进行镀覆处理，或者进行该镀覆处理后进一步进行合金化处理。
[0109] 在840℃以上停留30秒以上
[0110] “在840℃以上停留30秒以上”对于排除由冷轧后的组织生成的再结晶组织的影响、在相当于回火马氏体晶界的原奥氏体晶界上使Si和Mn、以及Cr、Mo、Ni、B和Sb的浓度升高是重要的。为了在得到完全再结晶组织后使Si和Mn等的晶界上的浓度升高，需要在840℃以上停留30秒以上。在添加有V、Ti和Nb的情况下，为了使碳化物径为20nm以下，优选将停留时间设定为300秒以下。更优选在840℃以上为50秒以上且280秒以下。需要说明的是，加热温度通常为880℃以下。
[0111] 在从冷却开始温度至200℃的平均冷却速度为200℃/s以上的条件下冷却至100℃以下
[0112] 通过由奥氏体形成以马氏体为主体的组织而使上述退火中生成的晶界上的元素分布的状态冻结，而且需要抑制粗大的铁系碳化物生成。为此，需要使从冷却开始温度至200℃的平均冷却速度为200℃/s以上来冷却。为了抑制铁素体生成，更优选将冷却开始温度设定为820℃以上并通过水冷冷却至室温。在此，室温是指0℃以上且50℃以下。另外，上述平均冷却速度通常为800℃/s以下。需要说明的是，在冷却前的加热中，加热至840℃以上，但加热温度与冷却开始温度可以一致也可以不一致。例如，作为不一致的情况，有在加热后至冷却之前温度降低的情况。另外，从200℃至冷却停止温度的冷却速度没有特别限定。
[0113] 再次加热并在840℃以上停留10秒以上且150秒以下
[0114] 暂且退火至840℃以上后形成马氏体，再次加热至840℃以上，由此具有如下效果：使原奥氏体晶界上的Si和Mn等元素的浓度有效地提高，并且抑制原奥氏体晶粒的粗大化，使回火马氏体粒径微细化。退火完成后，需要形成奥氏体为主体的组织，因此，需要在840℃以上停留10秒以上。另一方面，在840℃以上的停留时间超过150秒时，奥氏体晶粒粗大化，得不到微细的回火马氏体。因此，在840℃以上停留150秒以下。优选在840℃以上为20秒以上且130秒以下。需要说明的是，加热温度通常为900℃以下。
[0115] 在从冷却开始温度至260℃的平均冷却速度为20℃/s以上的条件下冷却至260℃以下
[0116] 在本冷却工序中，需要使从奥氏体向马氏体的相变大致完成。平均冷却速度小时，在冷却过程生成贝氏体、铁素体，晶界的浓度因晶界迁移而减小，因此，需要对其尽可能地进行抑制。因此，需要使从冷却开始温度至260℃的平均冷却速度为20℃/s以上来冷却。另外，冷却停止温度高时，在下一工序中不会生成回火马氏体，得不到期望的组织。从该观点考虑，需要至少冷却至260℃以下。优选在从冷却开始温度至260℃的平均冷却速度为30℃/s以上的条件下冷却至240℃以下，冷却开始温度为820℃以上。本冷却开始前的加热的加热温度与冷却开始温度可以不一致。例如，有时在加热后至冷却开始之前温度稍微降低。另外，上述平均冷却速度通常为60℃/s以下。
[0117] 在200℃以上且400℃以下停留20秒以上且150秒以下
[0118] 为了对生成的马氏体进行回火，需要在预定的温度范围内停留。停留温度低于200℃时，回火不会进行，成形性变得不能实用。超过400℃时，在回火马氏体晶界上生成粗大的铁系碳化物，因此焊接性降低。因此，停留温度范围设定为200℃以上且400℃以下。停留时间少于20秒时，回火不会充分进行。超过150秒时，铁系碳化物粗大化。因此，停留时间设定为20秒以上且150秒以下。优选在200℃以上且400℃以下为50秒以上且130秒以下。需要说明的是，上述停留之前的冷却中的冷却停止温度低于200℃时，需要进行加热。另外，即使上述冷却停止温度为200℃以上且400℃以下的范围，也可以根据需要适当进行加热或冷却。
[0119] 进行镀覆。由此，能够制造具有镀层的薄钢板。镀覆处理的具体方法没有特别限定，可以为热镀、电镀中的任意一种。
[0120] 在热镀的情况下，由于浸渍于镀浴中并根据需要进行合金化处理，因此，钢板被暂时暴露于高于400℃的温度下。考虑到该影响，需要对镀覆前的200℃以上且400℃以下的停留时间进行调整。因此，在制造具有镀层的薄钢板的情况下，将停留时间设定为20秒以上且150秒以下。优选为30秒以上且130秒以下。
[0121] 实施例
[0122] 对具有表1所示的成分组成的壁厚250mm的钢原材，在表2所示的热轧条件下实施热轧工序而制成热轧板，实施冷轧率为29％以上且68％以下的冷轧工序而制成冷轧板，在连续退火生产线或连续热镀生产线中实施表2所示的条件的退火。然后，实施镀覆处理，并根据需要实施合金化处理。在此，连续热镀生产线中浸渍的镀浴(镀层组成：Zn-0.13质量％Al)的温度为460℃，镀层附着量设定为GI材(热镀钢板)、GA材(合金化热镀钢板)均为每单面45～65g/m2，GA材的镀层中含有的Fe量设定为6～14质量％的范围。
[0123] Ms点通过(2)式求出。
[0124] Ms点(℃)＝561-474×[C]-33×[Mn]-17×[Ni]-17×[Cr]-21×[Mo] …(2)
[0125] 在此，[M](M＝C、Mn、Ni、Cr、Mo)为合金元素的重量浓度。
[0126]
[0127] [表2]
[0128]
[0129] 下划线表示本发明范围外。
[0130] *是指再加热后的冷却的条件。
[0131] ※1：在无镀层的情况下为从冷却开始温度至Ms点的平均冷却速度在有镀层的情况下为从冷却开始温度至200℃的平均冷却速度
[0132] ※2：在无镀层的情况下为从冷却开始温度至(Ms点-100℃)的平均冷却速度在有镀层的情况下为从冷却开始温度至260℃的平均冷却速度
[0133] 从通过上述步骤得到的冷轧钢板(CR材)、热镀钢板(GI材)或合金化热镀钢板(GA材)裁取试验片，通过以下的方法进行评价。
[0134] 组织观察
[0135] 各相的面积率通过以下的方法进行评价。从钢板以使与轧制方向平行的截面成为观察面的方式切下，利用1％硝酸乙醇溶液使板厚中心部腐蚀显现，利用扫描电子显微镜放大至2000倍，对板厚1/4t部(t为总厚)拍摄10个视野。铁素体相是具有在晶粒内观察不到腐蚀痕、铁系碳化物的形态的组织，回火马氏体是在晶粒内可确认到具有取向性的多个微细的铁系碳化物和腐蚀痕的组织。求出铁素体相、回火马氏体和除它们以外的组织的面积率，将结果示于表3中。
[0136] 关于回火马氏体粒径，使用图像分析软件(Image-Pro Plus ver.7.0，株式会社日本ローパー制造)，通过图像分析来求出。表3中示出粒径的平均值。需要说明的是，作为图像，使用上述面积率的测定中拍摄的10个视野。另外，将与马氏体晶粒的面积相同的面积的圆的直径作为马氏体粒径来求出粒径，算出平均值。
[0137] 关于碳化物(含有V、Ti和Nb的碳化物、铁系碳化物)的平均粒径，使用透射电子显微镜来测定碳化物的粒子数和比例。以钢板的板厚方向中央部作为观察对象，放大至300000倍，对于回火马氏体晶界上的碳化物，随机选择300个，求出平均粒径。碳化物的鉴定使用TEM附带的能量色散型X射线分析装置。另外，关于晶界的鉴定，以5000倍寻找回火马氏体彼此邻接的部分的晶界，通过上述方法拍摄其晶界部分。
[0138] 回火马氏体晶界上的元素浓度(原子浓度)的调查中，从板厚中央部在横跨回火马氏体的位置处与板厚方向平行地裁取0.5mm×0.5mm×25mm的棱柱试验片，通过电解研磨制成具有针状的前端的测定用试验片。使用三维原子探针场离子显微镜，对晶界上存在的元素浓度进行分析。晶界设定为从元素浓度最大的位置起±0.25nm，求出Si、Mn、Cr、Mo、Ni、B和Sb的原子浓度。另外，晶界的鉴定通过对C进行分析并以C浓度最高的部分作为晶界的方法来进行。
[0139] 拉伸试验
[0140] 从所得到的钢板沿与轧制方向垂直的方向制作JIS5号拉伸试验片，进行5次依据JIS Z 2241(2011)的规定的拉伸试验，求出平均的屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)、总伸长率(El)。拉伸试验的十字头速度设定为10mm/分钟。表3中，将拉伸强度：900MPa以上作为本发明钢中求出的钢板的机械性质。
[0141] 点焊评价
[0142] 为了进行焊接性的评价，将依据日本钢铁联盟标准JFS A 3011：2014的板厚1.0mm的JAC270C的镀覆钢板与本发明钢或比较钢重叠，实施点焊。关于焊接条件，使用前端直径7mmφ的圆顶半径型铬铜电极，设定为焊接时间25个循环(60Hz)、加压力300kgf、熔核径
6mm。使钢板的法线方向与电极的角度变化为10°和15°来焊接后，对焊接部的截面组织进行观察，观察破裂的有无。将发生10μm以上的破裂的情况记为不合格“×”，将除此以外的情况记为合格“○”，将结果示于表3中。
6mm。使钢板的法线方向与电极的角度变化为10°和15°来焊接后，对焊接部的截面组织进行观察，观察破裂的有无。将发生10μm以上的破裂的情况记为不合格“×”，将除此以外的情况记为合格“○”，将结果示于表3中。
[0143] 可知：本发明例均是拉伸强度TS为900MPa以上，得到了良好的焊接性。另一方面，偏离本发明范围的比较例没有达到拉伸强度900MPa、或者没有得到焊接性评价中为良好的结果。
[0144] [表3]
[0145]
[0146] ※1)铁素体和回火马氏体以外的金属组织的合计面积率
[0147] ※2)M原子(Cr、Mo、Ni、B和Sb)的原子浓度的合计
[0148] ※3)N原子(V、Ti和Nb)的碳化物的平均粒径
[0149] ※4)使钢板的法线方向与电极的角度为10°时的截面组织判定结果
[0150] ※5)使钢板的法线方向与电极的角度为15°时的截面组织判定结果
[0151] 下划线表示本发明范围外。
[0152] 本发明例均满足焊接性评价1。另一方面，在作为更严格条件的焊接条件2下，控制了Cr、Mo、Ni、B和Sb的晶界原子浓度、且处于钢坯加热条件的优选范围的水准为良好的结果。
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