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薄 钢板及其制造方法

阅读：145发布：2020-05-11

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950MPa以上的拉伸强度并且具有良好的韧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；和铁素体面积率为30％以下(包括0％)、回火后的马氏体的面积率为70％以上(包括100％)、残余奥氏体的面积率为4.5％以下(包括0％)、在回火后的马氏体晶粒内析出的铁系碳化物的粒径排前10％大的铁系碳化物的平均长径比为3.5以上的金相组织。，下面是薄钢板及其制造方法专利的具体信息内容。

权利要求

1.一种薄钢板，其具有：
以质量％计C：0.07％以上且0.20％以下、Si：0.01％以上且2.0％以下、Mn：1.8％以上且3.5％以下、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.01％以上且2.0％以下、N：0.0060％以下、Si+Al：0.7％以上、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成；和
 铁素体面积率为30％以下(包括0％)、回火后的马氏体面积率为70％以上(包括
100％)、残余奥氏体面积率为4.5％以下(包括0％)、在回火后的马氏体晶粒内析出的铁系碳化物的粒径排前10％大的铁系碳化物的平均长径比为3.5以上的金相组织。
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。
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、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，所述镀层的组成含有Fe：20.0％以下、Al：0.001％以上且3.5％以下、合计为0％以上且3.5％以下的选自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。
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，其中，在将具有权利要求1至4中任一项所述的成分组成的钢原材在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，在820℃以上结束精轧，然后在350℃以上且680℃以下进行卷取，实施冷轧，在820℃以上进行退火后，在从冷却开始温度到Ms点的平均冷却速度为20℃/秒以上的条件下进行冷却，在平均冷却速度为12℃/秒以下的条件下从300℃冷却至作为冷却停止温度的220℃以下，然后进行加热，在250℃以上且440℃以下停留30秒以上。
9.如权利要求8所述的薄钢板的制造方法，其中，所述停留后，实施镀覆处理。
10.如权利要求9所述的薄钢板的制造方法，其中，所述镀覆处理是使所述停留后的钢板浸渍于镀浴中并根据需要实施500℃以上且600℃以下的合金化处理的处理。

说明书全文

薄钢板及其制造方法

技术领域

[0001] 本发明涉及薄钢板及其制造方法。本发明的薄钢板兼具拉伸强度(TS)为950MPa以上的强度和优良的韧性。因此，本发明的薄钢板适合于汽车用骨架构件的原材料。

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的使用量一直在增加。

[0003] 另一方面，钢板的韧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还兼具韧性的钢板。对于不满足这些特性的钢板而言，在汽车构件成形时产生裂纹这样的缺陷，或者成形后的耐冲击性显著降低，因此，不能应用于汽车部件等。在使汽车部件等轻量化的方面，需要开发兼具高强度和韧性的钢板，迄今为止，关于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，通过以质量％计满足C：0.10～0.5％、Si：1.0～3.0％、Mn：1.5～3％、Al：0.005～1.0％、P：大于0％且0.1％以下以及S：大于0％且0.05％以下，多边形铁素体为10～50％，残余奥氏体为5％以上，并控制由EBSD得到的IQ分布，由此得到低温韧性优良的高强度钢板。

[0005] 在专利文献2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％的金相组织，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，并规定沿板厚方向距表面为100μm的位置与20μm的位置的硬度差，由此得到耐冲击性以及弯曲加工性优良的高强度热镀锌钢板。

[0006] 现有技术文献

[0007] 专利文献

[0008] 专利文献1：日本特开2015-200006号公报

[0009] 专利文献2：日本专利5858199号公报

发明内容

[0010] 发明所要解决的问题

[0011] 在专利文献1中提出的技术中，含有大量残余奥氏体，弯曲加工时残余奥氏体发生加工诱发相变而变化为马氏体。该马氏体使得弯曲加工后的韧性降低，因此，在专利文献1中提出的技术中，无法得到本发明中要求的弯曲加工后的韧性。

[0012] 在专利文献2中提出的技术中，利用以马氏体为主体的组织得到了强度。马氏体使得弯曲加工后的韧性降低，因此，在专利文献2中提出的技术中，无法得到所要求的钢板。

[0013] 本发明是鉴于上述情况而完成的，其目的在于提供具有950MPa以上的拉伸强度并且具有良好的韧性的薄钢板及其制造方法。

[0014] 用于解决问题的方法

[0015] 本发明人为了解决上述问题，对拉伸强度为950MPa且兼具良好的韧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。实际的汽车用构件大多进行弯曲加工。对该弯曲加工部的韧性反复进行深入研究，结果是，存在一定量淬火状态的马氏体以及残余奥氏体时，得到了韧性发生劣化的结果。特别是由残余奥氏体通过弯曲加工发生塑性诱发相变而得到的马氏体硬度非常高，因此，认为对韧性带来的不良影响显著。因此，在以回火后的马氏体为主体的基础上，减少了残余奥氏体，结果得到了良好的韧性。除此以外发现，对于粗大的夹杂物而言与球状相比偏平的夹杂物更适合。粗大的夹杂物主要是铁系的碳化物(渗碳体(Fe3C)、η碳化物(Fe2C)、χ碳化物(Fe2.2C)、ε碳化物(Fe2.4C))，发现为了进行它们的形态控制而在低温范围内促进析出是有效的。

[0016] 本发明是基于上述见解而完成的，其主旨如下所述。

[0017] [1]一种薄钢板，其具有：以质量％计C：0.07％以上且0.20％以下、Si：0.01％以上且2.0％以下、Mn：1.8％以上且3.5％以下、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.01％以上且2.0％以下、N：0.0060％以下、Si+Al：0.7％以上、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成；和铁素体面积率为30％以下(包括0％)、回火后的马氏体面积率为70％以上(包括100％)、残余奥氏体面积率为4.5％以下(包括0％)、在回火后的马氏体晶粒内析出的铁系碳化物的粒径排前10％大的铁系碳化物的平均长径比为3.5以上的金相组织。

[0018] [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。

[0019] [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。

[0020] [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、Mg、Ca中的任意一种或两种以上。

[0021] [5]如[1]～[4]中任一项所述的薄钢板，其中，在表面具备镀层。

[0022] [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、合计为0％以上且3.5％以下的选自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。

[0023] [7]如[5]或[6]所述的薄钢板，其中，上述镀层为合金化热镀层。

[0024] [8]一种薄钢板的制造方法，其中，在将具有[1]至[4]中任一项所述的成分组成的钢原材在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，在820℃以上结束精轧，然后在350℃以上且680℃以下进行卷取，实施冷轧，在820℃以上进行退火后，在从冷却开始温度到Ms点的平均冷却速度为20℃/秒以上的条件下进行冷却，在平均冷却速度为12℃/秒以下的条件下从300℃冷却至作为冷却停止温度的220℃以下，然后进行加热，在250℃以上且440℃以下停留30秒以上。

[0025] [9]如[8]所述的薄钢板的制造方法，其中，上述停留后，实施镀覆处理。

[0026] [10]如[9]所述的薄钢板的制造方法，其中，上述镀覆处理是使上述停留后的钢板浸渍于镀浴中并根据需要实施500℃以上且600℃以下的合金化处理的处理。

[0027] 发明效果

[0028] 根据本发明，本发明的薄钢板兼具拉伸强度(TS)为950MPa以上的高强度和优良的韧性。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

[0029] 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。

[0030] <薄钢板>

[0031] 本发明的薄钢板具有特定的成分组成和特定的金相组织。以下，按照成分组成、金相组织的顺序进行说明。

[0032] 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：0.01％以上且2.0％以下、Mn：1.8％以上且3.5％以下、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：
0.01％以上且2.0％以下、N：0.0060％以下、Si+Al：0.7％以上。

[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] 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] 上述成分组成以质量％计还可以含有合计为0.0001％以上且0.1％以下的REM、Mg、Ca中的任意一种或两种以上。

[0036] 上述以外的余量由Fe和不可避免的杂质构成。以下，对各成分进行说明。在以下的说明中，作为成分的含量的单位的“％”是指“质量％”。

[0037] C：0.07％以上且0.20％以下

[0038] C与作为本发明钢的主要金相组织的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950MPa以上的拉伸强度，需要至少将C含量设定为0.07％以上。另一方面，C含量超过0.20％时，生成残余奥氏体，韧性降低。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0.12％以上。关于上限，优选的C含量为0.19％以下。更优选为0.17％以下，进一步优选为0.15％以下。最优选为0.14％以下。

[0039] Si：0.01％以上且2.0％以下

[0040] Si是对于抑制铁系碳化物的粗大化而言具有效果的元素。通过抑制铁系碳化物的粗大化能够使韧性良好。为了得到该效果，需要至少将Si含量设定为0.01％以上。另一方面，Si含量超过2.0％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0.01％以上且2.0％以下。关于下限，优选的Si含量为0.05％以上。更优选为0.10％以上，进一步优选为0.20％以上。关于上限，优选的Si含量为1.65％以下。更优选为1.60％以下，进一步优选为1.55％以下。

[0041] Mn：1.8％以上且3.5％以下

[0042] Mn是使从铁素体向奥氏体的相变点降低、促进生成作为本发明钢的主要金相组织的回火马氏体的元素。为了得到由Mn带来的期望效果，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，残余奥氏体过度生成，因此，韧性劣化。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3.0％以下。更优选为2.9％以下，进一步优选为2.8％以下。

[0043] P：0.05％以下

[0044] P是产生低温脆性的元素。因此，从韧性的观点出发，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。进一步优选为0.02％以下。优选尽可能减少P含量，但是在制造上有时不可避免地混入0.002％。

[0045] S：0.005％以下

[0046] 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，由此对韧性带来不良影响。因此，S含量优选尽可能减少。在本发明中，S含量可以允许不到0.005％，因此，将S含量的上限设定为0.005％。优选为0.003％以下。进一步优选为0.002％以下。S含量优选尽可能减少，但是在制造上有时不可避免地混入不到0.0002％。

[0047] Al：0.01％以上且2.0％以下

[0048] 与Si同样，Al是抑制铁系碳化物的粗大化、对于韧性改善具有效果的元素。另一方面，超过2.0％时，因粗大的氧化物生成而对韧性带来不良影响。出于上述原因，Al含量设定为0.01％以上且2.0％以下。关于下限，优选的Al含量为0.03％以上。更优选为0.04％以上，进一步优选为0.05％以上。关于上限，优选的Al含量为1.60％以下。更优选为1.40％以下，进一步优选为1.20％以下。另外，从得到期望的平均长径比的观点出发，Si和Al需要合计含有0.7％以上。优选上述合计为0.8％以上。更优选上述合计为1.0％以上，进一步优选为1.2％以上。另外，关于上限，上述合计优选为2.0％以下，更优选为1.8％以下，进一步优选为1.6％以下。

[0049] N：0.0060％以下

[0050] N使常温时效性劣化，在弯曲加工时产生未予期的裂纹。因此，N含量优选尽可能地减少，但是，在本发明中可以允许不到0.0060％。优选为0.0050％以下。进一步优选为0.0040％以下。N含量优选尽可能减少，但是在制造上有时不可避免地混入0.0005％。

[0051] 以上是本发明的薄钢板的成分组成的基本成分，但是，可以还含有以下成分。

[0052] 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

[0053] 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，使得韧性劣化。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0.050％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0.1％以下。更优选为0.08％以下，进一步优选为
0.06％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0.1％以下。更优选为0.08％以下，进一步优选为0.04％以下。

[0054] 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

[0055] Cr、Mo以及Ni是有助于钢板的高强度化的元素。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金相组织，韧性劣化。B是使得退火后的马氏体相变以外的铁素体相变或贝氏体相变进行延迟、对为了稳定地得到期望的金相组织具有效果的元素。Sb是具有通过在表层发生偏析而抑制脱碳、防止表层组织的变质的效果的元素。B、Sb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0.030％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0.030％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0.3％以下，进一步优选为0.1％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0.0009％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0.006％以上，进一步优选为0.007％以上。关于上限，优选的Sb含量为0.030％以下。更优选为0.020％以下，进一步优选为0.010％以下。

[0056] 合计为0.0001％以上且0.1％以下的REM、Mg、Ca中的任意一种或两种以上

[0057] REM、Mg以及Ca是使钢中的硫化物球状化而使韧性提高的元素。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。从以上观点出发，将REM、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，优选的合计含量为0.0005％以上。更优选为0.0010％以上。关于上限，优选的合计含量为0.02％以下。更优选为0.0050％以下。

[0058] 上述成分以外的余量为Fe和不可避免的杂质。需要说明的是，上述任选成分的含量小于下限值的情况下，设定成以不可避免的杂质的方式含有该任选元素。

[0059] 接着，对本发明的薄钢板的金相组织进行说明。本发明的薄钢板的金相组织中，铁素体面积率为30％以下(包括0％)，回火马后的氏体(回火马氏体)面积率为70％以上(包括100％)，残余奥氏体面积率为4.5％以下(包括0％)，在回火后的马氏体晶粒内析出的铁系碳化物的粒径排前10％大的铁系碳化物的平均长径比为3.5以上。关于面积率、粒径、平均长径比，采用通过实施例所记载的方法测定得到的值。

[0060] 铁素体面积率为30％以下(包括0％)

[0061] 由于铁素体的生成而Ms点降低，由此未回火的马氏体(淬火状态的马氏体)、残余奥氏体增加，对韧性带来不良影响。在本发明钢中，铁素体面积率不到30％是可以允许的，因此将上限设定为30％。优选为25％以下。更优选为22％以下，进一步优选为17％以下。另外，铁素体面积率可以为0％，但多数情况下含有1％以上。另外，也有时含有3％以上。

[0062] 回火后的马氏体面积率为70％以上(包括100％)

[0063] 回火后的马氏体(回火马氏体)是在具有板条结构的显微组织内部中析出铁系的碳化物而得到的组织。与未回火的马氏体相比，回火马氏体的强度以及韧性的平衡更优良。因此，在本发明中，选择回火马氏体作为主要的金相组织。为了得到950MPa以上的拉伸强度，回火马氏体需要设定为70％以上。优选为75％以上。更优选为80％以上，进一步优选为
85％以上。另外，回火马氏体面积率可以为100％。回火马氏体多数情况下为98％以下。

[0064] 从韧性的观点出发，回火后的马氏体的板条束的平均粒径优选设定为3.5μm以下。更优选为3.3μm以下，进一步优选为3.1μm以下。板条束以共有大致平行的惯习面的板条的集团作为一个单位，因此，在回火后的马氏体的情况下，将碳化物的取向相同的晶粒设定为板条束尺寸即可。上述平均粒径的下限没有特别限定，通常为1.5μm以上。另外，多数情况下为2.0μm以上。

[0065] 在回火后的马氏体晶粒内析出的铁系碳化物的粒径排前10％大的平均长径比为3.5以上

[0066] 粗大的碳化物对韧性带来不良影响。对生成的铁系碳化物的各自的粒径进行测定，粒径为前10％的碳化物的长径比(平均长径比)对韧性的影响大。该铁系碳化物的长径比为3.5以上时，可以得到期望的特性。优选的上述长径比为4.0以上。更优选为4.5以上。长径比的上限没有特别限定，多数情况下为10.0以下、9.0以下。另外，前10％的平均碳化物粒径优选设定为0.4μm以下、更优选为0.3μm以下。上述平均碳化物粒径的下限没有特别限定，多数情况下为0.05μm以上、0.1μm以上。

[0067] 残余奥氏体面积率为4.5％以下

[0068] 残余奥氏体使得弯曲加工后的韧性显著降低，因此，需要尽可能地减少。在本发明钢中，残余奥氏体不到4.5％是可以允许的。优选为3.8％以下。更优选为4.0％以下，进一步优选为3.5％以下。下限包括一直到0％，但是实际上多数情况下生成0.2％。

[0069] 可以含有上述铁素体、回火后的马氏体、残余奥氏体以外的相。作为上述以外的其它相，可以例示淬火状态的马氏体、贝氏体、珠光体等。这些相的合计面积率优选为5％以下。

[0070] 在本发明中，从韧性的观点出发，尽可能减少残余奥氏体、未回火的马氏体(淬火状态的马氏体)。残余奥氏体、未回火的马氏体具有因马氏体相变开始温度(Ms点)的低温化而增加的倾向。因此，Ms点优选设定为350℃以上。上限没有特别限定，多数情况下为500℃以下。Ms点可以通过(1)式来计算。(1)式是参考文献1(William C.Leslie著、幸田成康监译、莱斯利钢铁材料学、丸善、东京、1987年、231页)中考虑了退火中的C分配的影响的Ms点的预测公式。在此，[M](M＝C、Mn、Ni、Cr、Mo)为各元素的含量(质量％)，Vf为退火中的铁素体的面积率。退火中的铁素体面积率通过热膨胀测定装置求出。计算时，在实施模拟了升温速度以及退火温度以及退火时的保持时间的热处理的基础上，进行骤冷即可。骤冷速度优选尽可能高，从冷却开始到Ms点的平均冷却速度更优选为50℃/秒以上。

[0071] Ms点(℃)＝561-474×[C]/(1-Vf/100)-33×[Mn]-17×[Ni]-17×[Cr]-21×[Mo]·······························(1)

[0072] 需要说明的是，(1)式中的元素符号是指各元素的含量(质量％)。

[0073] 接着，对镀层进行说明。本发明的薄钢板可以是在表面具有镀层的薄钢板。构成镀层的成分(镀层的组成)没有特别限定，为一般的成分即可。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％以上且3.5％以下的选自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，镀层可以为合金化后的镀层(合金化热镀层)。

[0074] 对于本发明的薄钢板而言，通过实施例中记载的方法测定的拉伸强度为950MPa以上。另外，通常，本发明的薄钢板的拉伸强度为1300MPa以下。另外，对于本发明而言，通过实施例所记载的方法测定的屈服强度多数情况下为600MPa以上且1000MPa以下，虽然这不是为了解决问题所必须的。另外，对于本发明而言，通过实施例所记载的方法测定的伸长率多数情况下为10％以上且20％以下，虽然这不是为了解决问题所必须的。

[0075] <薄钢板的制造方法>

[0076] 接着，对本发明的高强度镀覆钢板的制造方法进行说明。本发明的薄钢板的制造方法是在将钢原材在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，在820℃以上结束精轧，然后在350℃以上且680℃以下进行卷取(热轧工序)，实施冷轧(冷轧工序)，在820℃以上进行退火后，在从冷却开始温度到Ms点的平均冷却速度为20℃/秒以上的条件下进行冷却，在平均冷却速度为12℃/秒以下的条件下从300℃冷却至作为冷却停止温度的220℃以下，然后进行加热，在250℃以上且440℃以下停留30秒以上(退火工序)。

[0077] 热轧工序是指如下所述的工序：在将具有上述成分组成的钢原材在1150℃以上且1350℃以下进行加热并实施由粗轧和精轧组成的热轧时，在820℃以上结束精轧，然后在
350℃以上且680℃以下进行卷取。

[0078] 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。

[0079] 钢原材的加热温度：1150℃以上且1350℃以下

[0080] 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金相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。优选为1180℃以上且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。

[0081] 精轧温度：820℃以上

[0082] 精轧温度低于820℃时，在轧制中从奥氏体向铁素体的相变开始，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，精轧温度设定为820℃以上。优选为840℃以上。精轧温度的上限没有特别限定，通常为1060℃以下。

[0083] 卷取温度：350℃以上且680℃以下

[0084] 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，在热轧板表面生成通过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。优选的下限为380℃以上。优选的上限为650℃以下。

[0085] 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。通常，在酸洗后进行冷轧，酸洗条件为通常的条件即可。

[0086] 上述冷轧中的轧制率没有特别限定，通常为20～80％。

[0087] 接着进行的退火工序是指如下工序：在冷轧工序后，在820℃以上进行退火后，在从冷却开始温度到Ms点的平均冷却速度为20℃/秒以上的条件下进行冷却，在平均冷却速度为12℃/秒以下的条件下从300℃冷却至作为冷却停止温度的220℃以下，然后进行加热，在250℃以上且440℃以下停留30秒以上。

[0088] 在820℃以上进行退火

[0089] 根据(1)式，处于退火时残留大量铁素体的状态时，Ms点降低而无法得到期望的钢板组织(金相组织)。从使由铁素体向奥氏体的相变进行的观点出发，需要在820℃以上进行退火。优选为830℃以上。上限没有特别设定，实质为900℃以下。另外，从减小回火马氏体的板条束尺寸的观点出发，优选在抑制加热中位错的恢复的同时从铁素体向奥氏体相变。因此，恢复的影响变得显著的400℃到700℃的平均加热速度优选设定为50℃/秒以上。从400℃到700℃的平均加热速度的上限没有特别限定，通常为100℃/秒以下。另外，从抑制奥氏体的晶粒生长而使上述板条束微细化、同时促进从铁素体向奥氏体的相变的观点出发，从700℃到最高到达温度的平均加热温度设定为7℃/秒以上，最高到达温度设定为退火温度+
10℃以上，最高到达温度之后，在直到以20℃/秒以上进行的冷却为止的平均冷却速度为
0.05℃/秒以上的条件下进行冷却是优选的。另外，从700℃到最高到达温度的平均加热温度通常为20℃/秒以下。另外，最高到达温度通常为退火温度+15℃以下。另外，直到以20℃/秒以上进行的冷却为止的平均冷却速度通常为2.0℃/秒以下。在此，退火温度是指退火刚结束后的温度。关于温度计的位置，优选在距退火炉出口3m以内设置有温度计。另外，作为冷轧后的加热条件的、从加热开始的平均加热速度等没有特别限定，适当设定即可。

[0090] 在从冷却开始温度到Ms点的平均冷却速度为20℃/秒以上的条件下进行冷却

[0091] 由于需要从奥氏体发生马氏体相变，在下一工序之后生成期望的回火马氏体，因此，在本工序中的冷却中需要抑制铁素体相变、贝氏体相变。因此，需要在从冷却开始温度到Ms点的平均冷却速度为20℃/秒以上的条件下进行冷却。优选为30℃/秒以上。另外，上述平均冷却速度通常为300℃/秒以下。在此，冷却开始温度是指退火刚结束后的温度。另外，在本冷却中，冷却停止温度为Ms点以下即可，通常为140℃以上且280℃以下。

[0092] 在从300℃到冷却停止为止的平均冷却速度为12℃/秒以下的条件下进行冷却[0093] 从300℃到140℃的温度范围是铁系碳化物在马氏体中显著析出的温度范围。本冷却中析出的铁系碳化物是本发明中要求的长径比大的铁系碳化物，因此，为了提高低温韧性成为重要的工序。为了得到期望的组织，需要在从300℃到冷却停止为止的平均冷却速度为12℃/秒以下的条件下进行冷却，优选为9℃/秒以下。另外，上述平均冷却速度通常为1℃/秒以上。

[0094] 冷却停止温度220℃以下

[0095] 在上述冷却中，为了使马氏体相变基本完成、不产生残余奥氏体，冷却停止温度需要设定为220℃以下。优选为200℃以下。下限温度没有特别设定，但是，由于生产设备的制约，约120℃为下限。

[0096] 在250℃以上且440℃以下停留30秒以上

[0097] 上述冷却后，进行加热，在250℃以上且440℃以下停留30秒以上。具有通过控制碳化物的长径比等而提高韧性的效果。为了得到期望的钢板组织，需要在250℃以上且440℃以下停留30秒以上。优选的停留时间为250秒以下。更优选在330℃以上且430℃以下停留45秒以上且200秒以下。

[0098] 在制造镀覆钢板(具有镀层的薄钢板)以及合金化镀覆钢板(具有合金化镀层的薄钢板)的情况下，上述工序后，在镀浴中进行浸渍等而制成镀覆钢板，或者进一步实施合金化镀覆处理而形成合金化镀覆钢板。需要说明的是，合金化处理温度设定为500℃以上且600℃以下。

[0099] 实施例

[0100] 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28％以上且65％以下的冷轧工序而制成冷轧板，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。Vf通过(2)式计算、或者使用热膨胀测定装置进行测量。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。

[0101]

[0102]

[0103] 从通过上述得到的冷轧钢板(CR材)、热镀覆钢板或合金化热镀覆钢板裁取试验片，通过以下方法进行评价。

[0104] (i)组织观察

[0105] 各相的面积率通过以下方法进行评价。从钢板以与轧制方向平行的截面为观察面的方式切下，利用1％硝酸乙醇溶液对板厚中心部进行腐蚀显现，利用扫描电子显微镜放大至2000倍对沿板厚方向距钢板表面为1/4t(t为厚度)位置拍摄10个视野。铁素体相为具有在晶粒内没有观察到腐蚀痕、渗碳体的形态的组织，回火马氏体为在晶粒内发现大量具有取向性的微细的渗碳体以及腐蚀痕的组织。求出铁素体相、回火马氏体和除此以外的淬火状态的马氏体、贝氏体这样的组织的面积率，将结果示于表3中。

[0106] 残余奥氏体面积率是以将钢板磨削加工板厚方向的1/4并实施200μm以上的化学研磨而得到的板面作为对象通过X射线衍射强度进行定量的。入射线源使用MoKα射线，由(200)α、(211)α、(200)γ、(220)γ、(311)γ的峰进行测定。

[0107] 回火马氏体的板条束粒径如下求出：使用图像分析软件(Image-Pro Plus ver.7.0，株式会社日本Roper制造)确定板条束晶界后，通过图像分析求出等效圆直径。表3中示出了粒径的平均值。板条束是具有大致相同的惯习面的变体的集团(参考文献2：宫本吾郎，金下武士，知场三周，古原忠，日本金属学会志，vol.79，p.339(2015).)。回火马氏体中的铁系碳化物的粒径也同样地使用图像分析软件(Image-Pro Plus ver.7.0，株式会社日本Roper制造)确定碳化物的轮廓后通过图像分析求出等效圆直径。制作出各个等效圆直径的直方图，以粒径排前10％大的碳化物组作为对象求出平均粒径以及平均长径比。长径比由(长轴长度)/(短轴长度)求出。需要说明的是，上述图像分析中，将拍摄数量、倍率设定为与面积率测定条件相同，使用通过电子束背散射衍射法(EBSD法)拍摄的图像(扫描显微镜图像)。

[0108] (ii)拉伸试验

[0109] 从所得到的钢板沿与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(E1)。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950MPa以上设定为本发明钢要求的钢板的机械性能。

[0110] (iii)韧性评价

[0111] 在韧性的评价中，使用宽度100mm、长度35mm的进行了端面磨削加工的试验片，进行(冲头半径)/(板厚)为3.0的V型弯曲试验。冲程速度设定为50mm/分钟，将最大载荷设定为80kN、将最大载荷保持时间设定为5秒。通过目视考察弯曲脊线的缺陷有无。通过目视观察发现了裂纹的试样作为不合格，记为“×”。需要说明的是，在该弯曲试验的时刻发现了裂纹的试样为No.27。使用该弯曲试验后样品，在-120℃或-80℃的不冻液中浸渍5分钟，在冲头半径为1.0mm条件下立即进行U型弯曲试验。在冲头与样品接触后压入5mm的时刻没有产生裂纹(通过目视观察来判断)的样品作为具有本发明要求的韧性的钢板，记为“○”，将脆性断裂的钢板作为不合格，记为“×”，将结果示于表3中。

[0112]

[0113] 可知本发明例均拉伸强度TS为950MPa以上并且得到了良好的韧性。另一方面，在本发明的范围以外的比较例，没有达到950MPa的拉伸强度，或者在韧性评价中没有得到良好的结果。

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