薄钢板及其制造方法
阅读：986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和钢组织，所述钢组织中，含有以面积率计为25％以上且65％以下的 铁 素体、以面积率计为35％以上且75％以下的在 马 氏体晶粒内析出有铁系 碳 化物的马氏体、以合计面积率计为20％以下(包括0％)的作为剩余组织的上述铁素体以及上述马氏体以外的组织，上述铁素体以及上述马氏体的平均粒径分别为5μm以下，上述铁素体与上述马氏体的界面上的Si以及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。，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和钢组织，
所述成分组成为：以质量％计，C：0.05％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、A1：0.08％以下、N：
0.0060％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成，
所述钢组织中，含有以面积率计为25％以上且65％以下的铁素体、以面积率计为35％以上且75％以下的在马氏体晶粒内析出有铁系碳化物的马氏体、以合计面积率计为20％以下(包括0％)的作为剩余组织的所述铁素体以及所述马氏体以外的组织，
所述铁素体以及所述马氏体的平均粒径分别为5μm以下，
所述铁素体与所述马氏体的界面上的Si以及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。
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，
所述铁素体与所述马氏体的界面上的Cr、Mo、Ni、B以及Sb的原子浓度合计为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，在表面具有镀层。
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以及REM中的一种或两种以上、余量由Zn和不可避免的杂质构成。
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，
在将钢原材在1150℃以上且1350℃以下进行加热并实施由粗轧和精轧组成的热轧时，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，
冷轧后进行加热，在840℃以上停留20秒以上且180秒以下后，进行冷却，在770℃以上且820℃以下停留10秒以上，在从冷却开始温度到450℃的平均冷却速度为35℃/秒以上、
150℃以上且250℃以下的停留时间为20秒以上的条件下进行冷却。
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，
在将钢原材在1150℃以上且1350℃以下进行加热并实施由粗轧和精轧组成的热轧时，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，
冷轧后进行加热，在840℃以上停留20秒以上且180秒以下后，进行冷却，在770℃以上且820℃以下停留10秒以上，在从冷却开始温度到450℃的平均冷却速度为35℃/秒以上的条件下进行冷却，然后，通过浸渍于镀浴中进行镀覆处理或者进行该镀覆处理并进一步进行合金化处理，镀覆处理或者合金化处理后在150℃以上且250℃以下的停留时间为20秒以上的条件下进行冷却。
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出发，以限制CO2排放量为目的，在整个汽车行业中以改善汽车的燃料效率为方针。对于改善汽车的燃料效率而言，由使用部件的薄壁化带来的汽车的轻量化最有效，因此，近年来，作为汽车部件用原材料的高强度钢板(高强度化后的薄钢板)的使用量一直在增加。
[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，期望在高强度的基础上焊接性也优良的钢板。对于不满足焊接性的钢板而言，在通过焊接进行接合时产生裂纹等不良情况，因此，不能作为汽车部件等利用。在使汽车部件等轻量化的方面，需要开发兼具高强度和焊接性的钢板，迄今为止，关于着眼于焊接性的高强度的冷轧钢板以及热镀覆钢板，提出了各种技术。
[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以及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％、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)，在此基础上，使只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，并规定距表面
100μm和20μm的硬度差，由此得到点焊性、耐冲击性以及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以及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％、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)，在此基础上，使只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，并规定距表面
100μm和20μm的硬度差，由此得到点焊性、耐冲击性以及弯曲加工性优良的高强度热镀锌钢板。
[0005] 在专利文献2中，通过以质量％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％以及N：0.0005～0.0065％，使钢中的Ti中的70％以上析出，使Nb以固溶状态残留15％以上，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，得到了拉伸强度为980MPa以上且0.2％耐力小于700MPa的延展性、延伸凸缘性以及焊接性优良的冷轧钢板、热镀锌钢板以及合金化热镀锌钢板，其以质量％计含有C：0.07～0.15％、Si：1.1～1.6％、Mn：2.0～2.8％、P：大于0％且0.015％以下、S：大于0％且0.005％以下、Al：0.015～0.06％、Ti：0.010～0.03％以及B：0.0010～0.004％，在钢板的板厚的1/4位置，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：大于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％以下以及残余奥氏体：0面积％以上且4面积％以下。
[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] 在专利文献1提出的技术中存在如下情况：作为用于使点焊性良好的必要条件，仅规定了C、Si、P以及S含量，无法说点焊性是充分的。
[0014] 在专利文献2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系结晶物熔化，但是，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稳定地残留15％。
[0015] 在专利文献3提出的技术中也存在如下情况：用于改善焊接性的指标只有低C化，与专利文献1同样，无法说点焊性是充分的。
[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、伸长率也良好的薄钢板及其制造方法。
[0017] 用于解决问题的手段
[0018] 本发明人为了解决上述问题，对拉伸强度为900MPa以上且兼具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。点焊时，因条件而发生在焊接后产生裂纹的现象。对产生了裂纹的焊接条件、钢板的钢组织进行了深入调査，结果发现，使镀锌钢板与冷轧钢板焊接时或者使镀覆钢板彼此焊接时，因锌的晶间腐蚀而促进了裂纹，为了改善加工性良好的铁素体与马氏体的焊接性，减少点焊时成为应力集中源的软质的铁素体与硬质的马氏体的硬度差，在防止了锌的晶间腐蚀的基础上为了抑制裂纹而使铁素体与马氏体的表面能升高是有效的。本发明是基于上述见解而完成，其主旨如下所述。
[0019] [1]一种薄钢板，其具有：以质量％计，C：0.05％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的成分组成；和含有以面积率计为25％以上且65％以下的铁素体、以面积率计为35％以上且75％以下的在马氏体晶粒内析出有铁系碳化物的马氏体、以合计面积率计为20％以下(包括0％)的作为剩余组织的上述铁素体以及上述马氏体以外，上述铁素体以及上述马氏体的平均粒径分别为5μm以下，上述铁素体与上述马氏体的界面上的Si以及Mn的合计以原子浓度计为5％以上的钢组织，所述薄钢板的拉伸强度为900MPa以上。
[0020] [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。
[0021] [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，上述铁素体与上述马氏体的界面上的Cr、Mo、Ni、B以及Sb的原子浓度合计为5％以上。
[0022] [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。
[0023] [5]如[1]～[4]中任一项所述的薄钢板，其中，在表面具有镀层。
[0024] [6]如[5]所述的薄钢板，其中，上述镀层的组成含有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以及REM中的一种或两种以上、余量由Zn和不可避免的杂质构成。
[0025] [7]如[5]或[6]所述的薄钢板，其中，上述镀层为合金化热镀层。
[0026] [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，实施由粗轧和精轧组成的热轧时，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，冷轧后进行加热，在840℃以上停留20秒以上且180秒以下后，进行冷却，在770℃以上且820℃以下停留10秒以上，在从冷却开始温度到450℃的平均冷却速度为35℃/秒以上、150℃以上且250℃以下的停留时间为20秒以上的条件下进行冷却。
[0027] [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，实施由粗轧和精轧组成的热轧时，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，冷轧后进行加热，在840℃以上停留20秒以上且180秒以下后，进行冷却，在770℃以上且820℃以下停留10秒以上，以从冷却开始温度到450℃的平均冷却速度为35℃/秒以上进行冷却，然后，通过浸渍于镀浴中进行镀覆处理或者进行该镀覆处理并进一步进行合金化处理，镀覆处理或者合金化处理后在150℃以上且250℃以下的停留时间为20秒以上的条件下进行冷却。
[0028] 发明效果
[0029] 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，此外，示出良好的伸长率。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
[0030] 以下，对本发明的实施方式进行说明。需要说明的是，本发明并非限定于以下实施方式。
[0031] <成分组成>
[0032] 本发明的薄钢板的成分组成是以质量％计C：0.05％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。
[0033] 上述成分组成以质量％计还可以含有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。
[0034] 另外，上述成分组成以质量％计还可以含有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。
[0035] 以下，对各成分具体地进行说明。在以下说明中，表示成分的含量的“％”是指“质量％”。
[0036] C：0.05％以上且0.20％以下
[0037] C与回火马氏体的硬度相关，为了提高钢板的强度是有效的元素。为了得到900MPa以上的拉伸强度，需要至少将C含量设定为0.05％以上。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，产生与热影响区(HAZ部)的硬度差由此使得点焊性下降。因此，将C含量的范围设定为0.05％以上且0.20％以下。关于下限，优选的C含量为0.07％以上。更优选为0.08％以上，进一步优选为0.09％以上。关于上限，优选的C含量为
0.17％以下。更优选为0.15％以下，进一步优选为0.13％以下。
0.17％以下。更优选为0.15％以下，进一步优选为0.13％以下。
[0038] Si：0.60％以上且1.65％以下
[0039] Si是具有在界面上发生偏析而使得晶界的润湿性降低、通过抑制点焊中的锌的晶间腐蚀而抑制裂纹产生的效果的元素。为了得到该效果，需要至少含有0.60％的Si。另一方面，Si含量超过1.65％时，对化学转化处理性、镀覆性的不良影响明显，难以用作汽车用构件。出于上述原因，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0.90％以上，进一步优选为1.10％以上。关于上限，优选的Si含量为1.60％以下。更优选为1.50％以下，进一步优选为1.40％以下。
[0040] Mn：1.8％以上且3.5％以下
[0041] Mn也与Si同样是具有通过在界面上发生偏析来抑制点焊中的晶间腐蚀的效果的元素。为了得到该效果，Mn含量需要设定为1.8％以上。另一方面，Mn含量超过3.5％时，化学转化处理性、镀覆性劣化。因此，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2.8％以下。
[0042] P：0.05％以下
[0043] P是产生低温脆性的元素，因此是在焊接时的冷却时产生裂纹的元素。因此，从焊接性的观点出发，P含量优选尽可能减少，在本发明中，P含量可以允许不到0.05％。优选为0.03％以下。P含量优选尽可能减少，也可以为无添加，但是在制造上有时不可避免地混入
0.002％。
0.002％。
[0044] S：0.005％以下
[0045] S在钢中形成粗大的硫化物，其在热轧时伸展而形成楔状的夹杂物，由此对焊接性带来不良影响。因此，S含量优选尽可能减少。在本发明中，可以允许不到0.005％，因此，将S含有上限量设定为0.005％。优选为0.003％以下。S含量优选尽可能减少，也可以为无添加，但是在制造上有时不可避免地混入0.0002％。
[0046] Al：0.08％以下
[0047] Al在炼钢的阶段作为脱氧剂添加时优选使Al含量含有0.02％以上。更优选为0.03％以上。另一方面，Al形成使焊接性劣化的粗大的氧化物。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。
0.08％。优选为0.07％以下。更优选为0.06％以下。
[0048] N：0.0060％以下
[0049] N是使常温时效性劣化并产生未预期的裂纹、或者点焊时导致微小的空隙生成使焊接性劣化的有害的元素。因此，N含量优选尽可能减少，但是，在本发明中可以允许不到0.0060％。优选为0.0050％以下。更优选为0.0040％以下。N含量优选尽可能减少，也可以为无添加，但是在制造上有时不可避免地混入0.0005％。
[0050] 以上是本发明的基本构成，但是，可以还含有以下成分(任选成分)。
[0051] 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
[0052] V、Ti以及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，使得焊接性劣化。从以上观点出发，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0.010％以上，进一步优选为
0.050％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0.1％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0.030％以上。关于上限，优选的Nb含量为0.15％以下。更优选为0.10％以下，进一步优选为0.08％以下。
0.3％以下。关于下限，优选的V含量为0.005％以上。更优选为0.010％以上，进一步优选为
0.050％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0.1％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0.030％以上。关于上限，优选的Nb含量为0.15％以下。更优选为0.10％以下，进一步优选为0.08％以下。
[0053] 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
[0054] Cr、Mo以及Ni是具有有助于钢板的高强度化、通过在界面上发生偏析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，相变点大幅变化而无法得到期望的钢组织，化学转化处理性、镀覆性劣化。B以及Sb通过在界面发生偏析使得裂纹产生所需的表面能升高，是对于抑制点焊中的裂纹产生具有效果的元素。即使过度添加而效果也饱和，因此，导致添加元素的浪费。从以上观点出发，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
0.0006％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0.0020％以下，进一步优选为0.0015％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。
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
0.0006％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0.0020％以下，进一步优选为0.0015％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。
[0055] 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[0056] REM、Sn、Mg以及Ca是使夹杂物球状化而使点焊性提高的元素。另一方面，即使过度添加而效果也饱和，因此，导致添加元素的浪费。从以上观点出发，将REM、Sn、Mg、Ca中的任意一种或两种以上设定成合计为0.0001％以上且0.1％以下。关于下限，优选将REM、Sn、Mg、Ca中的任意一种或两种以上设定成合计为0.0005％以上。关于上限，优选将REM、Sn、Mg、Ca中的任意一种或两种以上设定成合计为0.02％以下。
[0057] 上述成分以外的成分为Fe和不可避免的杂质。需要说明的是，以小于下限值含有上述任选成分的情况下，设定成以不可避免的杂质的方式含有该任选元素。
[0058] <钢组织>
[0059] 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含有以面积率计为25％以上且65％以下的铁素体、以面积率计为35％以上且75％以下的在马氏体晶粒内析出有铁系碳化物的马氏体、以合计面积率计为20％以下(包括0％)的作为剩余组织的上述铁素体以及上述马氏体以外，上述铁素体以及上述马氏体的平均粒径分别为5μm以下，上述铁素体与上述马氏体的界面上的Si以及Mn的合计以原子浓度计为5原子％以上。需要说明的是，作为原子浓度的单位的“原子％”有时简记为“％”。
[0060] 铁素体面积率为25％以上且65％以下
[0061] 为了用作汽车构件，需要延展性，为了得到期望的伸长率，铁素体的面积率需要设定为25％以上。另一方面，铁素体为软质组织，因此，超过65％时无法得到900MPa以上的拉伸强度。因此，铁素体面积率设定为25％以上且65％以下。关于下限，优选的面积率为35％以上。更优选为40％以上。关于上限，优选的面积率为60％以下。更优选为58％以下。
[0062] 在马氏体晶粒内析出有铁系碳化物的马氏体的面积率为35％以上且75％以下[0063] 在马氏体晶粒内析出有铁系碳化物的马氏体是实质上使本发明钢的强度升高的组织。为了得到900MPa以上的拉伸强度，该马氏体的面积率需要设定为35％以上。另一方面，该马氏体的面积率超过75％时，不能得到期望的伸长率。出于上述原因，在马氏体晶粒内析出有铁系碳化物的马氏体的面积率设定为35％以上且75％以下。关于下限，优选的上述面积率为37％以上。更优选为40％以上。关于上限，优选的上述面积率为70％以下。更优选为60％以下。需要说明的是，铁系碳化物是指渗碳体、η碳化物、χ碳化物、ε碳化物等。
[0064] 上述马氏体是在退火中的冷却过程中得到的组织，为Ms点高的状态时，在从250℃冷却至150℃的过程中生成。因此，在退火后的冷却过程中需要在从250℃冷却至150℃时的停留时间为20秒以上的条件下进行冷却。此时，析出的铁系碳化物的平均粒径为0.2μm以下。在此，没有选择未析出碳化物的马氏体是因为，铁素体与未析出碳化物的马氏体的硬度差大，焊接时因应力集中而产生裂纹的可能性高。
[0065] 铁素体以及马氏体以外的合计面积率为20％以下(包括0％)
[0066] 作为铁素体以及在马氏体晶粒内析出有铁系碳化物的马氏体以外的组织，可以列举贝氏体、在晶粒内未析出碳化物的马氏体、残余奥氏体、珠光体。这些组织使强度降低、或者使焊接性劣化，因此，优选尽可能减少。特别是在发生贝氏体相变的低温下铁素体与马氏体界面移动时，Si、Mn的偏析量减少，因此优选尽可能抑制贝氏体。在本发明中，铁素体以及在马氏体晶粒内析出有铁系碳化物的马氏体以外的组织的合计面积率可以允许不到20％。优选为小于15％，更优选为8％以下。上述其它组织可以为0％，含有1％以上、2％以上的情况也不少。
[0067] 铁素体以及在马氏体晶粒内析出有铁系碳化物的马氏体的平均粒径分别为5μm以下
[0068] 焊接时的裂纹在硬度差大的、铁素体与析出有铁系碳化物的马氏体的界面产生。因此，为了使裂纹产生时的表面能增大由此抑制裂纹，需要减小铁素体以及析出有铁系碳化物的马氏体的粒径。因此，需要将铁素体以及析出有铁系碳化物的马氏体的平均粒径分别设定为5μm以下。优选为4μm以下。在本发明中，通常多数情况下可以得到1μm以上的平均粒径。
[0069] 在铁素体与在马氏体晶粒内析出有铁系碳化物的马氏体的界面上偏析的Si以及Mn的合计以原子浓度计为5％以上
[0070] 对于点焊时的锌晶间腐蚀所引起的裂纹而言，如果妨碍晶间腐蚀则得以改善。因此，使晶界的润湿性降低是有效的。为了得到该效果，需要将铁素体与在马氏体晶粒内析出有铁系碳化物的马氏体的界面上的Si以及Mn的原子浓度的合计设定为5％以上。优选为7％以上。上限没有特别限定，实质上25％为上限。另外，大多为20％以下、15％以下。
[0071] 在铁素体与马氏体的界面上偏析的Cr、Mo、Ni、B以及Sb的合计以原子浓度计为5％以上
[0072] 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，需要将铁素体与在马氏体晶粒内析出有铁系碳化物的马氏体的界面上的Cr、Mo、Ni、B以及Sb的原子浓度设定成合计为5％以上。为了使晶界的润湿性降低、妨碍锌的晶间腐蚀，Cr、Ni是有效的元素。Mo、B以及Sb具有使裂纹产生时的表面能增大、抑制裂纹产生的效果。优选将Cr、Mo、Ni、B以及Sb的原子浓度设定成合计为7％以上。需要说明的是，上述原子浓度的上限没有特别限定，实质上35％为上限。另外，大多为25％以下、20％以下。
[0073] <镀层>
[0074] 接着，对镀层进行说明。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，可以例示出热镀层、电镀层等。另外，镀层的组成也没有特别限定，为一般的组成即可。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，镀层可以为合金化的镀层。需要说明的是，合金化的镀层的情况下，镀层中的Fe含量通常为5.0％以上且20％以下。
[0075] <薄钢板的制造方法>
[0076] 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和具有镀层的薄钢板的制造方法是指在将钢板浸渍于镀浴方面制造条件略有不同。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。
[0077] 本发明的薄钢板(具有镀层的薄钢板)的制造方法是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，实施由粗轧和精轧组成的热轧时，将精轧结束温度设定为820℃以上，在350℃以上680℃以下进行卷取(热轧工序)。接着，实施冷轧(冷轧工序)。接着，冷轧后进行加热，在840℃以上停留20秒以上且180秒以下后，进行冷却，在770℃以上且820℃以下停留10秒以上，在从冷却开始温度到450℃的平均冷却速度为35℃/秒以上、150℃以上且250℃以下的停留时间为20秒以上的条件下进行冷却。
[0078] 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，实施由粗轧和精轧组成的热轧时，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。
[0079] 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，可以利用真空脱气炉进行二次精炼。然后，从生产率、品质上的问题出发，优选通过连铸法制成钢坯(钢原材)。另外，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。
[0080] 钢原材的加热温度：1150℃以上且1350℃以下
[0081] 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实质上为均质的奥氏体相。另外，为了抑制粗大的夹杂物的生成，加热温度的控制很重要。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，对于上述加热后的粗轧的粗轧条件没有特别限定。
[0082] 钢坯加热时，存在在铸造时发生的偏析，对其进行轧制时，形成相对于板厚方向为带状的不均匀的组织。这有时对焊接性带来不良影响，因此，为了减小偏析的影响，更优选满足(1)式。
[0083]
[0084] 在此，t为加热时间(单位为秒)，T为加热温度(单位为℃)。(1)式是在钢坯加热中用于减轻带状的不均匀的组织所导致的Mn偏析的不良影响而实验性求出的条件式。(1)式左边为0以上时，在钢坯加热中Mn扩散而减轻因带状的不均匀的组织形成所导致的对焊接性的不良影响。
[0085] 精轧结束温度：820℃以上
[0086] 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，下个工序的冷轧的板厚精度劣化。因此，精轧结束温度设定为820℃以上。优选为840℃以上。需要说明的是，精轧结束温度的上限没有特别限定，从生产设备的制约出发实质上1020℃为上限。
[0087] 卷取温度：350℃以上且680℃以下
[0088] 卷取温度低于350℃时，热轧板的形状劣化，冷轧后的板厚精度劣化。卷取温度超过680℃时，在热轧板表面生成利用酸洗无法完全除去的氧化皮膜，损害冷轧后的表面外观。出于上述原因，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。关于上限，优选的卷取温度为650℃以下。
[0089] 接着进行的冷轧工序是指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。也可以在酸洗后进行冷轧。
[0090] 上述冷轧中的轧制率没有特别限定，通常为20～80％。
[0091] 接着进行的退火工序是指如下工序：在冷轧工序后，在840℃以上停留20秒以上且180秒以下后，进行冷却，在770℃以上且820℃以下停留10秒以上，在从冷却开始温度到450℃的平均冷却速度为35℃/秒以上、150℃以上且250℃以下的停留时间为20秒以上的条件下进行冷却的工序。
[0092] 在840℃以上停留20秒以上且180秒以下
[0093] 本工序以及下个工序是需要对铁素体与在马氏体晶粒内析出有铁系碳化物的马氏体的界面上的元素浓度(原子浓度)进行控制的工序。在界面上不仅扩散速度快，而且遵循铁素体和奥氏体的溶解度而进行分配，因此，从双相区退火进行制造的情况下无法得到期望的元素浓度分布。为此，在退火过程中，使从铁素体向奥氏体的相变基本完成，使元素浓度变得均匀，在此基础上，在下个工序中利用从奥氏体向铁素体发生相变时与界面移动相伴的元素分配来控制元素浓度分布。因此，为了使从铁素体向奥氏体的相变基本完成，需要在840℃以上停留20秒以上。另一方面，停留时间超过180秒时，铁素体、在马氏体晶粒内析出有铁系碳化物的马氏体的粒径粗大化，因此，焊接性劣化。关于下限，优选在840℃以上为30秒以上。关于上限，优选为160秒以下。更优选为100秒以下，进一步优选为50秒以下。另外，加热温度的上限通常为900℃以下。
[0094] 在770℃以上且820℃以下停留10秒以上
[0095] 在本工序中从奥氏体向铁素体发生相变，随着界面移动得到期望的元素浓度分布，在此基础上得到期望的钢组织的面积率。从上述观点出发，需要在770℃以上且820℃以下停留10秒以上。优选在780℃以上且810℃以下为20秒以上。另外，停留时间的上限没有特别限定，由于生产设备的制约实质上为60秒以下。优选为50秒以下。需要说明的是，上述840℃以上的加热停留后，为了在770℃以上且820℃以下进行10秒以上停留，上述840℃以上的加热停留后进行冷却，但冷却条件没有特别限定。另外，该冷却可以是自然冷却等不特别地进行条件调整的冷却。
[0096] 从冷却开始温度到450℃的平均冷却速度为35℃/秒以上
[0097] 在低温下奥氏体与铁素体的界面发生移动的情况下，置换型元素难以扩散，因此，无法得到期望的元素浓度分布。因此，要求冷却速度快。奥氏体与铁素体的界面的迁移率大是指超过450℃的温度范围。因此，从冷却开始温度到450℃的平均冷却速度设定为35℃/秒以上。优选为35℃/秒以上。关于上限，通常为100℃/秒以下。冷却开始温度优选设定为770℃以上。需要说明的是，本冷却开始前的“在770℃以上且820℃以下停留10秒以上”的停留温度与冷却开始温度可以一致，也可以冷却开始温度较低。冷却开始温度较低的情况下，从停留温度到冷却开始温度的冷却的条件没有特别限定。另外，冷却停止温度为450℃以下即可。需要说明的是，上述冷却停止温度为以上述平均冷却速度进行的冷却的冷却停止温度，该冷却后适当进行自然冷却等冷却，因此，存在350℃以上且450℃以下的温度范围内的停留时间、150℃以上且250℃以下的温度范围内的停留时间。
[0098] 冷却至450℃以下后，为了抑制贝氏体相变，优选控制保持时间。具体而言，作为贝氏体相变进行的温度范围的350℃以上且450℃以下的停留时间为120秒以下。超过120秒以上时，有时贝氏体相变进行，无法得到期望的偏析量。没有优选的下限时间，但操作上实质上停留2秒以上。停留时间大多为20秒以上。
[0099] 在150℃以上且250℃以下停留20秒以上
[0100] 在本条件下防止奥氏体的相变，同时将马氏体相变后的金属组织通过自回火得到析出有铁系碳化物的马氏体。另一方面，超过250℃时或者低于150℃时，不能使有效钢基系碳化物析出。此外，150℃以上且250℃以下的停留时间小于20秒时，也无法得到析出有铁系碳化物的马氏体。出于上述原因，在150℃以上且250℃以下设定为20秒以上。优选在150℃以上且250℃以下为30秒以上。上限没有特别设置，但是由于设备制约实质上90秒为上限。但是，大多为60秒以下。
[0101] 接着，对具有镀层的薄钢板的制造方法进行说明。针对一直到冷轧，由于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，冷轧工序后在840℃以上停留20秒以上且180秒以下后，进行冷却，在770℃以上且820℃以下停留10秒以上，以从冷却开始温度到450℃的平均冷却速度为35℃/秒以上进行冷却，然后，通过浸渍于镀浴进行镀覆处理或者进行该镀覆处理并进一步进行合金化处理，镀覆处理或者合金化处理后，在150℃以上且250℃以下的停留时间为20秒以上的条件下进行冷却。需要说明的是，合金化处理条件没有特别限定，合金化处理温度优选为490～580℃，合金化处理时间优选为0.1～10秒。
[0102] 在840℃以上停留20秒以上且180秒以下
[0103] 本工序以及下个工序是为了控制铁素体与在马氏体晶粒内析出有铁系渗碳体的马氏体的界面上的元素浓度(原子浓度)所需的工序。界面上不仅扩散速度快，而且遵循铁素体和奥氏体的溶解度进行分配，从双相区退火进行制造的情况下无法得到期望的元素浓度分布。为此，在退火过程中，使从铁素体向奥氏体的相变基本完成，使元素浓度变得均匀，在此基础上，在下个工序中利用从奥氏体向铁素体发生相变时与界面移动相伴的元素分配来控制元素浓度分布。因此，为了使从铁素体向奥氏体的相变基本完成，需要在840℃以上停留20秒以上。另一方面，停留时间超过180秒时，铁素体、在马氏体晶粒内析出有铁系渗碳体的马氏体的粒径粗大化，因此，焊接性劣化。关于下限，优选在840℃以上为30秒以上。关于上限，优选为160秒以下。更优选为100秒以下，进一步优选为50秒以下。另外，加热温度的上限通常为900℃以下。
[0104] 在770℃以上且820℃以下停留10秒以上
[0105] 在本工序中从奥氏体向铁素体发生相变，随着界面移动得到期望的元素浓度分布，在此基础上得到期望的钢组织的面积率。从上述观点出发，需要在770℃以上且820℃以下停留10秒以上。优选在770℃以上且820℃以下为20秒以上。另外，停留时间的上限没有特别限定，由于生产设备的制约实质上为60秒以下。优选为50秒以下。需要说明的是，上述840℃以上的加热停留后，为了在770℃以上且820℃以下进行10秒以上停留，上述840℃以上的加热停留后进行冷却，但冷却条件没有特别限定。另外，该冷却可以是自然冷却等不特别地进行条件调整的冷却。
[0106] 从冷却开始温度到450℃的平均冷却速度为35℃/秒以上
[0107] 在低温下奥氏体与铁素体的界面发生移动的情况下，置换型元素难以扩散，因此，无法得到期望的元素浓度分布。因此，要求冷却速度快。奥氏体与铁素体的界面迁移率大是指超过450℃的温度范围。因此，从冷却开始温度到450℃的平均冷却速度设定为35℃/秒以上。优选为35℃/秒以上。关于上限，通常为100℃/秒以下。冷却开始温度优选设定为760℃以上。需要说明的是，本冷却开始前的“在770℃以上且820℃以下停留10秒以上”的停留温度与冷却开始温度可以一致，也可以冷却开始温度较低。冷却开始温度较低的情况下，从停留温度到冷却开始温度的冷却的条件没有特别限定。另外，冷却停止温度为450℃以下即可。
[0108] 上述冷却后，进行镀覆。由此可以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，可以为热镀覆、电镀覆中的任一者。另外，热镀覆的情况下，可以实施合金化处理。
[0109] 在150℃以上且250℃以下停留20秒以上
[0110] 在本条件防止奥氏体的相变，同时将马氏体相变后的金属组织通过自回火得到析出有铁系碳化物的马氏体。另一方面，超过250℃时或者低于150℃时，不能使有效钢基系碳化物析出。此外，150℃以上且250℃以下的停留时间小于20秒时，也无法得到析出有铁系碳化物的马氏体。出于上述原因，在150℃以上且250℃以下设定为20秒以上。优选在150℃以上且250℃以下为30秒以上。上限没有特别设置，但是由于设备制约实质上90秒为上限。但是，大多为60秒以下。
[0111] 实施例
[0112] 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制成热轧板，实施冷轧率为28％以上且68％以下的冷轧工序制成冷轧板，通过连续退火生产线或连续热镀覆生产线实施表2所示条件的退火。然后，实施镀覆处理、根据需要的合金化处理。在此，连续热镀覆生产线中进行浸渍的镀浴(镀层组成：Zn-0.13质量％Al)的温度为460℃，镀层附着量对于GI材(热镀覆钢板)、GA材(合金化热镀覆钢板)而言都是每单面设定为45～65g/m2，GA材的镀层中所含有的Fe量设定为6～14质量％的范围。在此，合金化的情况下，合金化处理温度设定为540℃，合金化处理时间设定为4秒。需要说明的是，板厚均为0.4mm以上且3.2mm以下的范围。
[0113]
[0114] [表2]
[0115]
[0116] *1)从冷却开始温度到450℃的平均冷却速度
[0117] 下划线是指在本发明范围外
[0118] 从通过上述得到的冷轧钢板(CR材)、热镀覆钢板(GI材)或合金化热镀覆钢板(GA材)裁取试验片，通过以下方法进行评价。
[0119] 组织观察
[0120] 各相的面积率通过以下方法进行评价。以与轧制方向平行的截面为观察面的方式从钢板切割，利用1％硝酸乙醇溶液对板厚中心部进行腐蚀显现，利用扫描型电子显微镜放大2000倍对板厚1/4t部(t为板厚)拍摄10个视野。铁素体相为具有在晶粒内没有观察到腐蚀痕、铁系碳化物的形态的组织，在马氏体晶粒内析出有铁系碳化物的马氏体为在晶粒内发现大量具有取向性的微细的铁系碳化物以及腐蚀痕的组织。求出铁素体相、上述马氏体和除此以外的组织的面积率，将结果示于表3中。
[0121] 铁素体以及在马氏体晶粒内析出有铁系碳化物的马氏体晶粒径是使用图像解析软件(Image-Pro Plus ver.7.0，株式会社日本Roper制造)通过图像解析求出。表3中示出粒径的平均值。需要说明的是，作为图像，使用在上述面积率的测定中所拍摄的10个视野。另外，以与各晶粒(铁素体晶粒、上述马氏体晶粒)的面积相同面积的圆的直径作为粒径而计算出平均值。求粒径时，确定铁素体晶粒或马氏体晶粒的晶界作为金属组织的轮廓。
[0122] 在铁素体与在马氏体晶粒内析出有铁系碳化物的马氏体的界面上的元素的偏析浓度的调査中，从板厚中央部在横跨铁素体与在马氏体晶粒内析出有铁系碳化物的马氏体的界面的位置相对于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在晶界(界面)存在的元素浓度进行分析。晶界设定为自元素浓度最大的位置起±0.25nm，求出Si、Mn、Cr、Mo、Ni、B以及Sb的原子浓度。需要说明的是，另外，晶界的特定通过对C进行分析并以C浓度最高的部分作为晶界的方法进行。
[0123] 拉伸试验
[0124] 从所得到的钢板沿相对于轧制方向垂直的方向制作出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。在表3中，将拉伸强度为900MPa以上、总伸长率为13％以上设定为本发明钢要求的钢板的机械性能。
[0125] 点焊评价
[0126] 在焊接性的评价中，利用两片本发明钢或比较钢夹住依据日本钢铁连盟标准JFS A 3011：2014的板厚1.0mm的JAC270C的镀覆钢板，实施点焊。焊接条件是使用前端直径为的圆顶半径型的铬铜电极，设定成焊接时间为25循环(60Hz)、加压力为300kgf、焊点直径为6mm。使钢板的法线方向与电极的角度变为10°以及15°进行焊接后，对焊接部的截面组织进行观察，观察裂纹的有无。产生10μm以上的裂纹的情况下，作为不合格设定为“×”，否则作为合格设定为“○”，将结果示于表3中。
[0127] 可知本发明例均是拉伸强度TS为900MPa以上并且得到了良好的焊接性。另一方面，在本发明的范围以外的比较例没有达到900MPa的拉伸强度，或者在焊接性评价中没有得到良好的结果。
[0128] [表3]
[0129]
[0130] ※1)铁素体以及回火马氏体以外的金属组织的总面积率
[0131] ※2)M原子(Cr、Mo、Ni、B以及Sb)的总浓度
[0132] ※3)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
[0133] ※4)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
[0134] 下划线是指在本发明范围外
[0135] 本发明例均满足焊接性评价1。另一方面，作为更严格的条件的焊接条件2是在控制Cr、Mo、Ni、B以及Sb的晶界原子浓度的基础上钢坯加热条件处于适当范围的水准良好的结果。
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