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JP6354075B1 - 高強度薄鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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JP6354075B1 JP2017562095A JP2017562095A JP6354075B1 JP 6354075 B1 JP6354075 B1 JP 6354075B1 JP 2017562095 A JP2017562095 A JP 2017562095A JP 2017562095 A JP2017562095 A JP 2017562095A JP 6354075 B1 JP6354075 B1 JP 6354075B1
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Abstract

高い引張強度を有するとともに、高い伸びと穴広げ性および曲げ加工性とを有し、さらに抵抗溶接時も割れが生じない、優れた耐抵抗溶接割れ特性を有する高強度薄鋼板およびその製造方法を提供する。特定の成分組成と、体積分率で、フェライトを３５〜６５％、残留オーステナイトを７％以下（０％含む）、マルテンサイトを２０〜６０％、ベイナイトを体積分率で２０％以下（０％含む）を含み、フェライトの平均結晶粒径が８μｍ以下かつ平均アスペクト比が３．５以下であり、マルテンサイトの平均結晶粒径が３μｍ以下であり、ベイナイトを含む場合は前記ベイナイトの平均結晶粒径が３μｍ以下である複合組織と、を有し、表面から板厚方向に１００μｍの位置から板厚方向に２００μｍ毎に板厚中央部まで測定したビッカース硬度の標準偏差が３０以下である高強度薄鋼板とする。

Description

本発明は、高強度薄鋼板およびその製造方法に関するものである。
近年、環境問題の高まりからＣＯ２排出規制が厳格化しており、自動車分野においては燃費向上に向けた車体の軽量化が課題となっている。そのために自動車部品への高強度鋼板の適用による薄肉化が進められており、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上の鋼板の適用が進められている。しかし、自動車の構造用部材や補強用部材に使用される高強度鋼板は成形性に優れることが要求される。特に、複雑形状を有する部品の成形には、伸び、穴広げ性や曲げ加工性といった個別の特性が優れているだけでなく、その全てが優れていることが求められる。さらに、プレス成型された部品は抵抗溶接（スポット溶接）により組み合わせることが多い。しかし、このスポット溶接時に鋼板表面の亜鉛が溶融することと、溶接部近傍に残留応力が生成することで、液体金属脆性が発生して鋼板に割れが生じてしまうことが、高強度化に伴い懸念される。これは高強度鋼板が非亜鉛めっき鋼板でも、溶接されるもう一方の鋼板が亜鉛めっき鋼板であると、その亜鉛が溶融してしまうため、非亜鉛めっき鋼板でも起こりうることが問題である。そのため、高強度薄鋼板の適用には加工性（伸び、穴広げ性、曲げ加工性）と耐抵抗溶接割れ特性に優れる事が必要である。
従来、ＴＳが９８０ＭＰａ以上の高強度薄鋼板において、加工性や耐抵抗溶接割れ特性を向上させる報告がされている。例えば、特許文献１では、フェライトの結晶粒径、体積分率およびナノ硬さを制御することで、伸びと曲げ性に優れたＤＰ鋼板（二相鋼板）が開示されている。また、特許文献２ではＳｉ、Ａｌ、Ｍｎ添加量を制御することで、抵抗溶接時の表面割れを改善する技術が開示されている。
特許４９２５６１１号公報 特許３７５８５１５号公報
しかしながら、特許文献１は９８０ＭＰａ以上の強度に対して、伸びが不十分であり、十分な加工性を確保しているとはいえない。また、特許文献２に対しても、９８０ＭＰａ以上の高強度を達成することは困難であり、十分な強度と加工性を確保しているとはいえない。
このように、９８０ＭＰａ以上の高強度薄鋼板において加工性と耐抵抗溶接割れ特性の双方を改善することは困難であり、その他の鋼板を含めても、これらの特性を兼備する鋼板は開発されていないのが実情である。
本発明は係る問題に鑑み、高い引張強度を有するとともに、高い伸びと穴広げ性および曲げ加工性とを有し、さらに抵抗溶接時も割れが生じない、優れた耐抵抗溶接割れ特性を有する高強度薄鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。具体的には、引張強さが９８０ＭＰａ以上、伸びが１６．５％以上、穴広げ率が３５％以上および圧延方向と直角方向の曲げ加工性Ｒ／ｔ（ＲはＶブロックの先端半径、tは板厚）が１．５以下を有し、鋼板と角度が付いた電極で溶接された場合も抵抗溶接割れが生じない耐抵抗溶接割れ特性を有する高強度薄鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
尚、本発明の薄鋼板とは、板厚０．４〜２．４ｍｍの鋼板のことである。
また、本発明でいう高強度薄鋼板には、表面にめっき層を備える高強度めっき薄鋼板が含まれる。また、めっき層には合金化めっき層を含む。
本発明者らは鋭意検討を重ねた結果、加工性および耐抵抗溶接割れ特性を向上させるためには、鋼板組織（鋼板の複合組織）におけるフェライト等の体積分率を特定の比率で制御し、かつ、フェライト等の平均結晶粒径を微細化し、さらに板厚方向の硬度分布を制御することで、高強度薄鋼板において、優れた伸び、穴広げ性、曲げ加工性および耐抵抗溶接割れ特性を合わせて得られることを見出した。この発明は、上記の知見に立脚するものである。
Ｍｎは低コストで焼入れ性が確保可能なため、高強度化のために添加されるが、連続鋳造にて薄鋼板を生産する場合、鋼板中にはＭｎの偏析が圧延面に平行なバンド状に存在してしまう。このＭｎバンドが存在すると、焼鈍時に第２相をＭｎバンドで生成しやすくなり、最終的な鋼板組織もＭｎバンドに沿って第２相が生成する。このミクロ的な偏析が存在すると、穴広げ試験時の打ち抜き時に、その箇所に連続的にボイドが生成してしまい、穴広げ性が劣化する。さらに、このＭｎバンドは鋼板表面にも生成しやすいため、曲げ加工においてもミクロ的な硬度差が生じてき裂が生成してしまい、曲げ加工性も劣化する。そのため、可能な限りＭｎバンドを軽減する必要がある。
また、抵抗溶接時の液体金属脆性による割れは、溶接時に溶解したＺｎと内部応力が発生することでナゲット近傍の熱影響部（ＨＡＺ）で割れが生じる。スパッタの出ない適正な電流範囲においても、引張強度が９８０ＭＰａ級まで高強度となると、割れが生じる場合がある。特に溶接用の電極が鋼板と角度がついて溶接されると内部応力が増加して割れが生成する。この割れが発生すると、特に溶接部の疲労強度の減少などが懸念されるため、自動車用等に使用される場合はこの割れを回避する必要がある。割れ部を観察すると、熱影響部（ＨＡＺ）の溶接後にマルテンサイト単相となる場所で粒界破壊していることが明らかとなった。
そこで、発明者らは鋭意検討を重ねた結果、高強度化に有効なＭｎ添加量を制御して、熱間圧延および冷間圧延の条件を制御することで、Ｍｎバンドの生成を可能な限り抑制し、加工性を向上させるとともに、抵抗溶接時のミクロ的な硬度分布を調整して、液体金属脆性の感受性を改善させることを見出した。すなわち、本発明は以下の［１］〜［７］を提供する。
［１］質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：１．６％以下、Ｍｎ：１．３〜２．４％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％、Ｂ：０．０００２〜０．００４％を含有し、さらに、Ｍｏ：０．００５〜０．５０％、Ｃｒ：０．００５〜１．０％から選択される１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、体積分率で、フェライトを３５〜６５％、残留オーステナイトを７％以下（０％含む）、マルテンサイトを２０〜６０％、ベイナイトを２０％以下（０％含む）含み、前記フェライトの平均結晶粒径が８μｍ以下かつ平均アスペクト比が３．５以下であり、前記マルテンサイトの平均結晶粒径が３μｍ以下であり、前記ベイナイトを含む場合は前記ベイナイトの平均結晶粒径が３μｍ以下である複合組織と、を有し、表面から板厚方向に１００μｍの位置から板厚方向に２００μｍ毎に板厚中央部まで測定したビッカース硬度の標準偏差が３０以下である高強度薄鋼板。
［２］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｖ：０．０５％以下、Ｎｂ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．３０％以下、Ｎｉ:０．０５％以下、並びにＣａ及び／又はＲＥＭ：０．００５０％以下から選択される一種以上を含有する［１］に記載の高強度薄鋼板。
［３］表面にめっき層を有する［１］又は［２］に記載の高強度薄鋼板。
［４］前記めっき層が溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層である［３］に記載の高強度薄鋼板。
［５］［１］または［２］に記載の成分組成を有する鋼素材を、仕上げ圧延の最終パスの圧下率が１２％以上、該最終パスの前のパスの圧下率が１５％以上、仕上げ入側温度が１０００〜１１５０℃、仕上げ圧延終了温度が８５０〜９５０℃の条件で熱間圧延し、該熱間圧延後、冷却停止温度までの第１平均冷却速度が７５℃／s以上、冷却停止温度が７００℃以下の１次冷却をし、該１次冷却後、巻取温度までの第２平均冷却速度が５〜５０℃／sの条件で２次冷却をし、６００℃以下の巻取温度で巻取り、該巻取後の熱延鋼板に酸洗を施した後、引き続き、冷間圧延を行い、該冷間圧延後、焼鈍に際し、３〜３０℃／sの平均加熱速度で７６０〜９００℃の温度域まで加熱し、均熱温度として７６０〜９００℃の温度域で１５秒以上保持した後、該保持後、冷却停止温度までの平均冷却速度が３〜３０℃／ｓ、冷却停止温度が６００℃以下の条件で冷却する高強度薄鋼板の製造方法。
［６］前記焼鈍における冷却後に、めっき処理を施す［５］に記載の高強度薄鋼板の製造方法。
［７］前記めっき処理は、溶融亜鉛めっきし、４５０〜６００℃で合金化する処理である［６］に記載の高強度薄鋼板の製造方法。
本発明によれば、極めて高い引張強度を有するとともに、高い伸びと穴広げ性および曲げ加工性を有し、さらに抵抗溶接時も割れが生じない優れた耐抵抗溶接割れ特性を有する高強度薄鋼板が得られる。具体的には、引張強さが９８０ＭＰａ以上、伸びが１６．５％以上、穴広げ率が３５％以上および圧延方向と直角方向の曲げ加工性Ｒ／ｔ（ＲはＶブロックの先端半径、ｔは板厚）が１．５以下を有し、鋼板と角度が付いた電極で溶接された場合も抵抗溶接割れが生じない、強度、伸び、穴広げ性、曲げ加工性および耐抵抗溶接割れ特性に優れた高強度薄鋼板を得ることができる。
「鋼板と角度が付いた電極で溶接された場合も抵抗溶接割れが生じない」とは、実施例に記載の評価方法で評価したときに０．１ｍｍ以上のき裂が認められないことを意味する。具体的には以下の通りである。冷延鋼板の圧延方向と直角の方向を長手として５０×１５０ｍｍに切断した試験片を１枚用いて、もう１枚は５９０ＭＰａ級溶融亜鉛めっき鋼板を用いて抵抗溶接（スポット溶接）を実施する。溶接機は２枚の鋼板を重ねた板組について、溶接ガンに取付けられたサーボモータ加圧式で単相交流（５０Ｈｚ）の抵抗溶接機を用いて板組を４°傾けた状態で抵抗スポット溶接を実施する。溶接条件は加圧力を３．８ｋＮ、ホールドタイムは０．２秒とする。溶接電流と溶接時間はナゲット径が５．９ｍｍになるように調整する。溶接後は試験片を半切して、断面を光学顕微鏡で観察し、０．１ｍｍ以上のき裂が認められないことを、「鋼板と角度が付いた電極で溶接された場合も抵抗溶接割れが生じない」とする。
また、本発明では、引張強度は１１００ＭＰａ以下、伸びは２０．０％以下、穴拡げ率は５０％以下であることが多い。また、Ｒ／ｔは０．３以上であることが多い。
以下、本発明の実施形態について具体的に説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
本発明の高強度薄鋼板の成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：１．６％以下、Ｍｎ：１．３〜２．４％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％、Ｂ：０．０００２〜０．００４％を含有し、さらに、Ｍｏ：０．００５〜０．５０％、Ｃｒ：０．００５〜１．０％から選択される１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。
上記成分組成は、さらに、質量％で、Ｖ：０．０５％以下、Ｎｂ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．３０％以下、Ｎｉ:０．０５％以下、並びにＣａ及び／又はＲＥＭ：０．００５０％以下から選択される一種以上を含有してもよい。
以下、成分組成について説明する。以下の説明において成分の含有量を表す「％」は「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０５〜０．１５％
Ｃは鋼板の高強度化に有効な元素であり、本発明におけるベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの第２相形成に関しても寄与する。Ｃ含有量が０．０５％未満では、必要なベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイト体積率の確保が難しいため、強度確保が困難である。よって、Ｃ含有量は０．０５％以上とする。好ましくは０．０６％以上である。より好ましくは０．０７％以上、さらに好ましくは０．０９％以上である。一方、過剰に添加すると抵抗溶接後の硬度が硬くなり、抵抗溶接時の靭性が低下して耐抵抗溶接割れ特性が劣化するため、その含有量は０．１５%以下とする。好ましくは０．１４％以下であり、より好ましくは０．１３％以下である。さらに好ましくは０．１１％以下である。
Ｓｉ：１．６％以下
Ｓｉはフェライトを固溶強化し、高強度化に有効な元素である。しかしながら、Ｓｉの過剰な添加は、抵抗溶接時における靭性を低下させ、耐抵抗溶接割れ特性を劣化させる。このため、その含有量は１．６％以下とする。好ましくは１．５％以下である。より好ましくは１．４％以下、さらに好ましくは１．３％以下である。最も好ましくは０．８％未満である。下限は特に規定されないが、極低Ｓｉ化はコストが増加するため、０．００５％以上含有することが好ましい。より好ましくは０．０１％以上、さらに好ましくは０．０５％以上である。
Ｍｎ：１．３〜２．４％
Ｍｎは固溶強化および第２相の生成を促進することで高強度化に寄与する元素である。また、オーステナイトを安定化させる元素であり、第２相の分率制御に必要な元素である。その効果を得るためには１．３％以上含有することが必要である。好ましくは１．５％以上である。より好ましくは１．６％以上、さらに好ましくは１．８％以上である。一方、過剰に含有した場合、Ｍｎバンドが過剰に生成するため、穴広げ性、曲げ加工性および耐抵抗溶接割れ特性が劣化する。そのため、その含有量は２．４％以下とする。好ましくは２．２％以下である。より好ましくは２．１％以下、さらに好ましくは２．０％以下である。
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは固溶強化により高強度化に寄与するが、過剰に添加された場合には、粒界への偏析が著しくなって粒界を脆化させるため、耐抵抗溶接割れ特性が低下する。そこで、その含有量を０．０５％以下とする。好ましくは０．０４％以下である。より好ましくは０．０２％以下、さらに好ましくは０．０１％以下である。特に下限は無いが、極低Ｐ化は製鋼コストが上昇するため、０．０００５％以上含有することが好ましい。
Ｓ：０．００５０％以下
Ｓの含有量が多い場合には、ＭｎＳなどの硫化物が多く生成し、穴広げ試験時の打ち抜き時にボイドの起点となるため穴広げ性が低下する。そのため、含有量の上限を０．００５０％とする。好ましくは、０．００４５％以下である。より好ましくは０．００２０％以下、さらに好ましくは０．００１０％以下である。特に下限は無いが、極低Ｓ化はＰと同様に製鋼コストが上昇するため、０．０００２％以上含有することが好ましい。
Ａｌ：０．０１〜０．１０％
Ａｌは脱酸に必要な元素であり、この効果を得るためには０．０１％以上含有することが必要である。好ましくは０．０２％以上、より好ましくは０．０３％以上である。０．１０％を超えて含有しても効果が飽和するため、０．１０％以下とする。好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０６％以下である。
Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは粗大な窒化物を形成して穴広げ性を劣化させることから、含有量を抑える必要がある。これは、Ｎが０．０１０％超では、この傾向が顕著となることからＮの含有量を０．０１０％以下とする。好ましくは０．００８％以下である。より好ましくは０．００６％以下、さらに好ましくは０．００４％以下である。なお、Ｎ含有量の下限は特に限定されないが極低Ｎ化には多大なコストがかかるため、０．０００２％以上が好ましい。
Ｔｉ：０．００５〜０．１０％
Ｔｉは微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与することができる元素である。さらに本発明に必須な元素であるＢをＮと反応させないためにも必要である。このような効果を発揮させるためには、Ｔｉの含有量の下限を０．００５％とする。好ましくは０．０１０％以上、より好ましくは０．０１５％以上、さらに好ましくは０．０２０％以上である。一方、多量にＴｉを添加すると、伸びが著しく低下するため、その含有量は０．１０％以下とする。好ましく０．０８％以下である。より好ましくは０．０６％以下、さらに好ましくは０．０４％以下である。
Ｂ：０．０００２％〜０．００４％
Ｂは焼入れ性を向上させ、第２相の生成を促進することで高強度化に寄与する。また、Ｂは、焼入れ性を確保するために有効な元素である。また、Ｂは、マルテンサイト変態開始点を低下させない元素である。また、Ｂが粒界に偏析することで粒界強度が向上するため、Ｂは耐遅れ破壊特性に有効である。この効果を発揮するために、０．０００２％以上含有させることである。好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．００１０％以上、さらに好ましくは０．００１５％以上である。しかし、過剰な添加は靭性を劣化させるために耐抵抗溶接割れ特性を低下させるため、その含有量を０．００４％以下とする。好ましくは０．００３５％以下である。より好ましくは０．００３０％以下、さらに好ましくは０．００２５％以下である。
本発明では、上記の成分に加え、以下の成分を１種又は２種を含有する。なお、下記のＭｏ、Ｃｒの含有量がそれぞれ下限値未満の場合には、これらの元素を不可避的不純物として含むものとする。
Ｍｏ：０．００５〜０．５０％
Ｍｏは第２相の生成を促進することで高強度化に寄与する。また、焼鈍中にオーステナイトを安定化させる元素であり、第２相の分率制御に必要な元素である。その効果を得るためには０．００５％以上含有することが必要である。好ましくは０．０１０％以上である。より好ましくは０．０８０％以上、さらに好ましくは０．１００％以上である。一方、Ｍｏを過剰に含有した場合、第２相が過剰に生成してしまい、伸びと曲げ加工性が劣化する。そのため、その含有量を０．５０％以下とする。好ましくは０．４０％以下、より好ましくは０．３５％以下、さらに好ましくは０．３０％以下である。
Ｃｒ：０．００５〜１．０％
Ｃｒは第２相の生成を促進することで高強度化に寄与する。また、焼鈍中にオーステナイトを安定化させる元素であり、第２相の分率制御に必要な元素である。その効果を得るためには０．００５％以上含有することが必要である。好ましくは０．０１％以上である。より好ましくは０．１０％以上、さらに好ましくは０．１５％以上である。一方、過剰に含有した場合、第２相が過剰に生成してしまい、伸びと曲げ加工性が劣化するうえに、表面酸化物が過剰に生成してしまい、亜鉛めっき性や化成処理性が劣化するため、曲げ加工性に大きく影響する。そのため、その含有量は１．０％以下とする。好ましくは０．８％以下、より好ましくは０．７％以下、さらに好ましくは０．６％以下である。
本発明では、上記の成分に加え、以下成分を１種又は２種以上を含有してもよい。
Ｖ：０．０５％以下
Ｖは微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与することができる。このような作用を有するために、Ｖの含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。一方、多量のＶを含有すると、抵抗溶接時における靭性が低下して耐抵抗溶接割れ特性が劣化するため、その含有量は０．０５％以下とする。好ましくは０．０３％以下である。
Ｎｂ：０．５０％以下
ＮｂもＶと同様に微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与することができる。このような効果を発揮させるためには、Ｎｂ含有量の下限を０．００５％とすることが好ましい。より好ましくは０．０１％以上、さらに好ましくは０．１０％以上である。一方、多量にＮｂを含有すると、延性が著しく低下するだけでなく、再結晶速度を著しく低下させるために未再結晶フェライトが増加し、所望の鋼板組織が得られない。そのため、その含有量は０．５０％以下とする。好ましくは０．３０％以下である。
Ｃｕ：０．３０％以下
Ｃｕは固溶強化により高強度化に寄与して、また第２相を生成することで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。これら効果を発揮するためには０．０５％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．１０％以上であり、さらに好ましくは０．１５％以上である。一方、０．３０％超含有させても効果が飽和し、また、Ｃｕに起因する表面欠陥が発生しやすくなる。そこで、その含有量は０．３０％以下とする。好ましくは０．２５％以下である。
Ｎｉ：０．０５％以下
ＮｉもＣｕと同様、固溶強化により高強度化に寄与して、また第２相の生成を促進することで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。これら効果を発揮させるためには、Ｎｉ含有量が０．００２％以上であることが好ましい。より好ましくは０．０１０％以上、さらに好ましくは０．０２０％以上である。また、Ｃｕと同時に添加すると、Ｃｕ起因の表面欠陥を抑制する効果があるため、Ｃｕ添加時に添加することが有効である。一方、多量のＮｉを添加すると、抵抗溶接時における靭性が低下して耐抵抗溶接割れ特性が劣化するため、その含有量は０．０５％以下とする。好ましくは０．０４％以下である。
Ｃａ及び／又はＲＥＭ：０．００５０％以下
ＣａおよびＲＥＭは、硫化物の形状を球状化して曲げ加工性への悪影響を低減する元素であり、必要に応じて添加することができる。これらの効果を発揮するためには合計含有量（一方のみ含む場合はその成分の含有量）は、好ましくは、０．０００５％以上である。より好ましくは０．００１０％以上である。一方、合計含有量が０．００５０％超でも効果が飽和するため、その合計含有量を０．００５０％以下とする。好ましくは０．００３０％以下である。
上記以外の残部はＦｅ及び不可避不純物とする。不可避的不純物としては、例えば、Ｓｂ、Ｚｎ、Ｃｏ、Ｓｎ、Ｚｒ等が挙げられ、これらの含有量の許容範囲としては、Ｓｂ:０．０１％以下、Ｚｎ：０．０１％以下、Ｃｏ:０．１０％以下、Ｓｎ:０．１０％以下、Ｚｒ:０．１０％以下である。また、本発明では、Ｔａ、Ｍｇを通常の鋼組成の範囲内で含有しても、その効果は失われない。「通常の鋼組成の範囲内」とは０．０１％以下を意味する。
次に、本発明の高強度薄鋼板の複合組織について詳細に説明する。本発明の高強度薄鋼板の複合組織には、フェライト、マルテンサイトを含む。また、残留オーステナイト、ベイナイトを含んでもよい。さらに、残部にはその他の組織を含んでもよい。詳しくは以下の通りである。なお、以下の説明において、体積分率は鋼板の全体に対する体積分率である。
フェライト
本発明の高強度薄鋼板の複合組織は、フェライトを体積分率で３５〜６５％含む。フェライトの体積分率が６５％超の組織形成では、引張強度が９８０ＭＰａを達成することが困難である。好ましくは６０％以下又は６０％未満である。より好ましくは５５％以下、さらに好ましくは５０％未満である。また、体積分率が３５％未満では第２相が過剰に生成しているため、穴広げ試験時の打ち抜き時にボイドが生成しやすいため、穴広げ性が劣化する。そのため、フェライトの体積分率は３５％以上とする。好ましくは３７％以上、より好ましくは４０％以上である。
また、上記フェライトの平均結晶粒径は８μｍ以下とする。フェライトの平均結晶粒径が８μｍ超では、抵抗溶接時に結晶粒がさらに粗大化することで靭性が劣化し割れが生じる。そのため、フェライトの平均結晶粒径は８μｍ以下とする。好ましくは６μｍ以下、より好ましくは５μｍ以下、さらに好ましくは４μｍ以下である。なお、下限については特に限定されないが、通常、０．５μｍ以上であることが多い。
また、上記フェライトの平均アスペクト比は３．５以下とする。フェライトの平均アスペクト比が３．５超では、穴広げ試験時の打ち抜き時に生成したボイドが、穴広げ時に連結しやすくなるため、穴広げ性が劣化する。そのため、フェライトの平均アスペクト比は３．５以下とする。好ましくは３．０以下である。より好ましくは２．５以下である。なお、ここでいうアスペクト比とは、結晶粒を楕円相当に換算し長径を短径で除した値（長径／短径）のことである。この定義から明らかなように、上記アスペクト比は１．０以上である。通常、上記アスペクト比は１．３以上であることが多い。
残留オーステナイト
本発明の高強度薄鋼板の複合組織は、残留オーステナイトを含まなくてもよい。残留オーステナイトは加工誘起マルテンサイト変態することで強度と伸びのバランスを向上させる。この効果を得るためには残留オーステナイトを体積分率で１％以上含むことが好ましい。しかしながら、残留オーステナイトは、マルテンサイト変態することで硬化するため、穴広げ試験の打ち抜き時にボイドを生成させやすい。そのため、残留オーステナイトの体積分率は７％以下とする。好ましくは５％以下である。より好ましくは３％以下である。なお、残留オーステナイトの体積分率は０％でもよい。
マルテンサイト
本発明の高強度薄鋼板の複合組織は、体積分率で、マルテンサイトを２０〜６０％含む。所望の強度を確保するために、マルテンサイトの体積分率を２０％以上とする。好ましくは３０％以上、より好ましくは３５％超、さらに好ましくは４０％以上である。最も好ましくは４５％超である。一方で、マルテンサイトの体積分率が６０％超では、穴広げ試験時の打ち抜き後のボイド生成が過剰に増加するため、穴広げ性が劣化する。そのため、マルテンサイトの体積分率の上限は６０％とする。好ましくは５６％以下、より好ましくは５２％以下である。なお、ここで云うマルテンサイトとは、焼鈍後に生成するマルテンサイトだが、焼鈍の冷却時にマルテンサイト変態して、自己焼戻し（オートテンパー）のマルテンサイトや、マルテンサイト変態した後に焼戻し処理された焼戻しマルテンサイト、焼戻しされずにオーステナイトからマルテンサイト変態したフレッシュマルテンサイトを含む。
マルテンサイトの平均結晶粒径を３μｍ以下とする。マルテンサイトの平均結晶粒径が３μｍ超では、抵抗溶接時に結晶粒がさらに粗大化することで靭性が劣化し割れが生じる。そのため、マルテンサイトの平均結晶粒径は３μｍ以下とする。また、マルテンサイトの平均結晶粒径が３μｍ超では、マルテンサイトとフェライトとの界面に生成するボイドが連結しやすくなり、穴広げ性が劣化する。そこで、その上限は３μｍとする。好ましい平均結晶粒径は２μｍ以下である。なお、マルテンサイトの平均結晶粒径は小さいほど好ましい。また、通常、マルテンサイトの平均結晶粒径は０．５μｍ以上であることが多い。
ベイナイト
本発明の高強度薄鋼板の複合組織は、ベイナイトを含んでもよい。ベイナイトは高強度化に寄与する。この効果を得るためにはベイナイトの体積分率を１％以上とすることが好ましい。より好ましくは２％以上、さらに好ましくは３％以上である。一方、ベイナイトは、高い転位密度を含むため体積分率が２０％超では、穴広げ試験時の打ち抜き後のボイド生成が過剰に増加し、穴広げ性が劣化する。そこで、ベイナイトの体積分率は２０％以下とする。好ましくは１５％以下、より好ましくは１０％以下である。なお、ベイナイトの体積分率は０％でもよい。
また、マルテンサイトとベイナイトの合計は４５％以上が好ましく、より好ましくは５０％以上である。
上記ベイナイトを含む場合、ベイナイトの平均結晶粒径が３μｍ超では、抵抗溶接時に結晶粒がさらに粗大化することで靭性が劣化し割れが生じる。そこで、ベイナイトの平均結晶粒径は３μｍ以下とする。なお、ベイナイトの平均結晶粒径は小さいほど好ましい。また、通常、ベイナイトの平均結晶粒径は０．５μｍ以上であることが多い。
残部組織
本発明の高強度薄鋼板の複合組織は、フェライト、ベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイト以外にパーライトや未再結晶フェライト、球状セメンタイトを含む場合がある。これらの残部組織が含まれても、上記成分組成、複合組織、後述するビッカース硬度の標準偏差を満たせば本発明の効果は得られる。ただし、パーライトの体積分率は５％以下が好ましく、さらに好ましくは３％以下である。また、フェライト、ベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計体積分率は９０％以上が好ましいため、残部組織は１０％以下が好ましい。
次に、本発明の高強度薄鋼板の特性であるビッカース硬度の標準偏差について説明する。本発明におけるビッカース硬度の標準偏差は、表面から板厚方向に１００μｍの位置から板厚方向に２００μｍ毎に板厚中央部まで測定したビッカース硬度における標準偏差を意味する。本発明ではこの標準偏差が３０以下とする。この標準偏差はＭｎバンドを示唆しているものであり、標準偏差が３０超ではミクロな硬度差が大きくなり、曲げ加工性および穴広げ性が劣化する。さらに、標準偏差が３０超では、抵抗溶接時においては、Ｍｎ濃化部が局所的に凝固点を低下させるため、ナゲットの端部での偏析がさらに助長し、硬度差が生じ、抵抗溶接割れが顕著になる。なお、本発明において、上記標準偏差は、５以上や１５以上であることが多い。
次に、本発明の高強度薄鋼板がめっき層を有する場合について説明する。
めっき層の種類は特に限定されず、例えば、溶融めっき層、電気めっき層のいずれでもよい。また、めっき層は合金化されためっき層でもよい。なお、めっき金属は特に限定されないため、上記のようなＺｎめっき以外に、Ａｌめっき等でもよい。
本発明において好ましいめっき層は、例えば、片面あたりのめっき付着量が２０〜１２０ｇ／ｍ２の溶融亜鉛めっき層、これがさらに合金化された合金化溶融亜鉛めっき層である。なお、付着量については、２０ｇ／ｍ２未満では耐食性の確保が困難になる場合がある。一方、１２０ｇ／ｍ２を超えると耐めっき剥離性が劣化する場合がある。そこで、付着量は上記の範囲が好ましい。
次に、本発明の高強度薄鋼板の製造方法について説明する。本発明の高強度薄鋼板の製造方法は、鋼素材を、仕上げ圧延の最終パスの圧下率が１２％以上、該最終パスの前のパスの圧下率が１５％以上、仕上げ入側温度が１０００〜１１５０℃、仕上げ圧延終了温度が８５０〜９５０℃の条件で熱間圧延し、該熱間圧延後、冷却停止温度までの第１平均冷却速度が７５℃／s以上、冷却停止温度が７００℃以下の１次冷却をし、該１次冷却後、巻取温度までの第２平均冷却速度が５〜５０℃／sの条件で２次冷却をし、６００℃以下の巻取温度で巻取り、該巻取後の熱延鋼板に酸洗を施した後、引き続き、冷間圧延を行い、該冷間圧延後、焼鈍に際し、３〜３０℃／sの平均加熱速度で７６０〜９００℃の温度域まで加熱し、均熱温度として７６０〜９００℃の温度域で１５秒以上保持した後、該保持後、冷却停止温度までの平均冷却速度が３〜３０℃／ｓ、冷却停止温度が６００℃以下の条件で冷却する。上記において、巻取りまでの熱間圧延工程、酸洗を行う酸洗工程、冷間圧延を行う冷間圧延工程、冷間圧延後の焼鈍工程に分けて説明する。
熱間圧延工程
例えば鋳造により得た鋼スラブを、再加熱することなく１１５０〜１２７０℃で熱間圧延を開始するか、もしくは１１５０〜１２７０℃に再加熱した後、熱間圧延を開始することが好ましい。熱間圧延開始温度は特に限定されないが、１１５０〜１２７０℃が好ましい。本発明では、鋼スラブを製造したのち、いったん室温まで冷却し、その後、再加熱する従来法に加え、冷却することなく、温片のままで加熱炉に装入する、あるいは保熱を行った後に直ちに圧延する、あるいは鋳造後そのまま圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
仕上げ圧延の最終パスの圧下率を１２％以上にすることはオーステナイト粒内にせん断帯を多数導入し、熱間圧延後のフェライト変態の核生成サイトを増大して熱延板の組織の微細化を図り、さらにＭｎバンドも解消できるという観点から必要である。好ましくは１３％以上である。また、上限は特に限定されないが熱延負荷荷重が増大することで、板の幅方向での板厚変動が大きくなり、耐抵抗溶接割れ特性が劣化しやすいという理由で３０％以下が好ましい。
最終パスの前のパスの圧下率を１５％以上にすることは歪蓄積効果がより高まってオーステナイト粒内にせん断帯が多数導入され、フェライト変態の核生成サイトがさらに増大して熱延板の組織がより微細化することで、Ｍｎバンドが解消されるという観点から必要である。好ましくは１８％以上である。より好ましくは２０％以上である。また、上限は特に限定されないが熱延負荷荷重が増大することで、板の幅方向での板厚変動が大きくなり、耐抵抗溶接割れ特性が劣化しやすいという理由で３０％以下が好ましい。
仕上げ入側温度を１０００℃以上にすることで動的再結晶を促進させるため、均一に再結晶することでＭｎバンドを抑制させるという効果がある。また、仕上げ入側温度を１１５０℃以下にすることでγ粒径を粗大にさせないため、焼鈍後の鋼板組織が微細化するという効果がある。また、仕上げ入側温度が上記範囲にあることで、耐抵抗溶接割れ特性が改善する。
仕上げ圧延終了温度を８５０〜９５０℃とする。熱間圧延は、鋼板内の組織均一化、材質の異方性低減により焼鈍後の耐抵抗溶接割れ特性を向上させるため、オーステナイト単相域にて終了する必要がある。そこで、仕上げ圧延終了温度は８５０℃以上とする。一方、仕上げ圧延終了温度が９５０℃超えでは、熱延組織が粗大になり、焼鈍後の結晶粒も粗大化するため、仕上げ圧延終了温度は９５０℃以下とする。
仕上げ圧延後に冷却を行う。具体的には、１次冷却として７５℃／s以上の第１平均冷却速度で７００℃以下まで冷却した後、２次冷却として５〜５０℃／sの第２平均冷却速度で６００℃以下まで冷却する。
熱間圧延終了後の冷却でオーステナイトがフェライト変態するが、高温ではそのフェライトが粗大化するため、熱間圧延終了後は急冷を実施することで、組織を出来るだけ均質化すると同時に、析出物生成を抑制する。そのため、1次冷却として７５℃／s以上の第1平均冷却速度で７００℃以下まで冷却する。第１平均冷却速度が７５℃／s未満ではフェライトが粗大化されるため、熱延鋼板の鋼板組織が不均質となり、曲げ加工性が低下する。また、第1平均冷却速度の上限は特に限定されないが、通常、３００℃／ｓ以下である。また、１次冷却で冷却する温度（冷却停止温度）が７００℃超えでは熱延鋼板の鋼板組織にパーライトが過剰に生成し、最終的な鋼板組織が不均質となるため曲げ加工性が低下する。なお、１次冷却の停止温度は、２次冷却が必要であることを考慮して、５８０℃以上６７０℃以下が好ましい。
その後の２次冷却は５〜５０℃／sの第２平均冷却速度で６００℃以下である巻取温度まで冷却する。５℃／s未満の第２平均冷却速度もしくは６００℃超までの冷却では熱延鋼板の鋼板組織にフェライトもしくはパーライトが過剰に生成して焼鈍後の鋼板組織が粗大化し、さらにＭｎバンドが生成しやすくなるため、焼鈍後の薄鋼板の曲げ加工性が低下し、さらに結晶粒径も粗大になることから耐抵抗溶接割れも低下する。なお、２次冷却を有効に行うためには、２次冷却の開始温度が、５８０℃以上６７０℃以下が好ましい。
巻取温度は６００℃以下とする。巻取温度が６００℃超では、熱延鋼板の鋼板組織にフェライトおよびパーライトが過剰に生成し、最終的な鋼板組織が不均質となり、曲げ加工性が劣化する。さらに、結晶粒径も粗大になることから耐抵抗溶接割れ特性も低下するため、温度の上限は６００℃とする。好ましくは５５０℃以下である。巻取温度の下限は特に規定はしないが、巻取温度が低温になりすぎると、硬質なマルテンサイトが過剰に生成し、冷間圧延負荷が増大するため、３００℃以上が好ましい。
酸洗工程
熱間圧延工程後、酸洗工程を実施し、熱延板（熱延鋼板）表層のスケールを除去する。酸洗工程は特に限定されず、常法に従って実施すればよい。
冷間圧延工程
所定の板厚の冷延板に圧延する冷間圧延工程を行う。冷間圧延工程は特に限定されず常法で実施すればよい。冷間圧延の際の圧下率は２５％以上８５％以下が好ましい。
焼鈍工程
焼鈍においては、再結晶を進行させるとともに、高強度化のため鋼板組織に微細なベイナイト、残留オーステナイトやマルテンサイトを形成するために実施する。そのために、焼鈍工程は、３〜３０℃／sの平均加熱速度で７６０〜９００℃の温度域まで加熱し、均熱温度として７６０〜９００℃の温度域で１５秒以上保持した後、該保持後、冷却停止温度までの平均冷却速度が３〜３０℃／ｓ、冷却停止温度が６００℃以下の条件で冷却する。
先ず冷延鋼板を平均加熱速度が３〜３０℃／sの条件で加熱する。これにより焼鈍後の結晶粒を微細化させることが可能である。急速に加熱すると再結晶が進行しにくくなるため、平均加熱速度の上限は３０℃／ｓとする。また、加熱速度が小さすぎるとフェライトやマルテンサイト粒が粗大化して所定の平均結晶粒径が得られないため、３℃／ｓ以上の平均加熱速度が必要である。好ましくは５℃／ｓ以上である。この加熱により７６０〜９００℃まで加熱する。通常、ここで均熱温度まで加熱する。
均熱温度（保持温度）を７６０〜９００℃とする。均熱温度はフェライトとオーステナイトの２相域もしくはオーステナイト単相域である温度域で均熱する。７６０℃未満ではフェライト分率が多くなるため、強度確保が困難になり、均熱温度の下限は７６０℃とする。均熱温度が高すぎると、オーステナイトの結晶粒成長が顕著となり、結晶粒が粗大化することで耐抵抗溶接割れ特性が低下するため、均熱温度の上限は９００℃とする。好ましくは８８０℃以下である。
均熱時間を１５秒以上とする。上記の均熱温度において、再結晶の進行および一部もしくは全ての組織のオーステナイト変態のため、均熱時間は１５秒以上必要である。上限は特に限定されないが、均熱時間が過剰に長いと、Ｍｎのミクロ偏析が助長されるため、曲げ加工性が劣化することから１２００秒以下が好ましい。
上記均熱後、３〜３０℃／ｓの平均冷却速度で６００℃以下の冷却停止温度まで冷却する。平均冷却速度が３℃／ｓ未満では、冷却中にフェライト変態が進行して、第２相の体積分率が減少するため、強度確保が困難である。一方、平均冷却速度が３０℃／ｓを超える場合には、マルテンサイトが過剰に生成するとともに、設備上これを実現することが困難でもある。また、冷却停止温度が６００℃を超える場合には、パーライトが過剰に生成するため、鋼板のミクロ組織における所定の体積分率を得られないため、加工性や耐抵抗溶接割れ特性が低下する。冷却停止温度の下限は特に限定されないが、通常、５００℃以上である。
焼鈍後は溶融亜鉛めっき等のめっきを施してもよいし、めっきをせずに冷延焼鈍鋼板ままでもよい。所定の体積分率等が得られれば、加工性や耐抵抗溶接割れ特性は確保できる。以下、めっき処理について説明する。
焼鈍後は、通常の条件で、例えば、溶融亜鉛めっきが施されてもよい。めっき浴に浸漬する鋼板温度は、（溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃〜（溶融亜鉛めっき浴温度＋５０）℃とすることが好ましい。めっき浴に浸漬する鋼板温度が（溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃を下回ると、鋼板がめっき浴に浸漬される際に、溶融亜鉛の一部が凝固してしまい、めっき外観を劣化させる場合があることから、下限を（溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃とする。また、めっき浴に浸漬する鋼板温度が（溶融亜鉛めっき浴温度＋５０）℃を超えると、めっき浴の温度が上昇するため、量産性に問題がある。
また、めっき後は、４５０〜６００℃の温度域で亜鉛めっきを合金化処理することができる。４５０〜６００℃の温度域で合金化処理することにより、めっき中のＦｅ濃度は７〜１５％になり、めっきの密着性や塗装後の耐食性が向上する。４５０℃未満では、合金化が十分に進行せず、犠牲防食作用の低下や摺動性の低下を招き、６００℃より高い温度では、合金化の進行が顕著となり、耐パウダリング性が低下する。
また、溶融亜鉛めっきには、Ａｌ量を０．１０〜０．２０質量％含む亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。めっき後は、めっきの目付け量を調整するために、ワイピングを行うことができる。
また、焼鈍後やめっき後に調質圧延を実施しても良い。伸長率の好ましい範囲は０．０５％〜２．０％である。
以下、本発明の実施例を説明する。ただし、本発明は、もとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
表１に示す成分組成の鋼を溶製し、鋳造してスラブを製造した後に、熱間圧延での加熱温度を１２５０℃、仕上げ入側温度を表２に示す条件、仕上げ圧延終了温度（ＦＤＴ）を表２に示す条件、圧下率を表２に示す条件で熱間圧延を行い、熱延鋼板とした後、表２で示す第１平均冷却速度で第１冷却温度まで冷却した後、第２平均冷却速度で巻取温度まで冷却し、巻取温度（ＣＴ）で巻取った。ついで、得られた熱延板を酸洗した後、表２に示す圧下率で冷間圧延を施し、冷延板（板厚：１．４ｍｍ）を製造した。かくして得られた冷延鋼板を連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）もしくは連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）において、表２に示す製造条件に従う、焼鈍処理を行い、冷延鋼板（ＣＲ）を得た。なお一部は溶融亜鉛めっき処理を施し溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）とし、さらにその中の一部については、表２に示す温度で合金化処理を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）を得た。ここで、めっき処理は、亜鉛めっき浴温度：４６０℃、亜鉛めっき浴Ａｌ濃度：０．１４質量％（合金化処理する場合）、０．１８質量％（合金化処理を施さない場合）、片面あたりのめっき付着量４５ｇ／ｍ２（両面めっき）とした。なお一部の鋼板においては亜鉛めっきの合金化をせずに非合金の溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）とした。
Figure 0006354075
Figure 0006354075
製造した鋼板から、ＪＩＳ５号引張試験片を圧延直角方向の長手方向（引張方向）となるように採取し、引張試験（ＪＩＳ Ｚ２２４１（１９９８））により、引張強さ（ＴＳ）および伸び（ＥＬ）を測定した。
曲げ加工性に関しては、各焼鈍板から圧延方向に対し直角方向を長手方向とする３０ｍｍ×１００ｍｍの曲げ試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４８（１９９６）の規定に準拠したＶブロック法による９０°Ｖ曲げ試験（曲げ稜線は圧延方向）により曲げ性を調査した。割れの判定は、光学顕微鏡およびＳＥＭを用いて曲げ部の外側表面および断面を調査し、割れを生じない最小曲げ半径Ｒと板厚ｔ（＝１．４ｍｍ）の比（Ｒ／ｔ）で結果を表示した。
穴広げ性に関しては、ＪＩＳ Ｚ２２５６ （２０１０）に準拠し、クリアランス１２．５％にて、１０ｍｍφの穴を打抜き、かえりがダイ側になるように試験機にセットした後、６０°の円錐ポンチで成形することにより穴広げ率（λ）を測定した。λ（％）が、３５％以上を有するものを良好な穴広げ性を有する鋼板とした。
抵抗溶接割れの試験に関しては、得られた冷延鋼板の圧延方向と直角の方向を長手として５０×１５０ｍｍに切断した試験片を１枚用いて、もう１枚は５９０ＭＰａ級溶融亜鉛めっき鋼板を用いて抵抗溶接（スポット溶接）を実施した。溶接機は２枚の鋼板を重ねた板組について、溶接ガンに取付けられたサーボモータ加圧式で単相交流（５０Ｈｚ）の抵抗溶接機を用いて板組を４°傾けた状態で抵抗スポット溶接を実施した。溶接条件は加圧力を３．８ｋＮ、ホールドタイムは０．２秒とした。溶接電流と溶接時間はナゲット径が５．９ｍｍになるように調整した。溶接後は試験片を半切して、断面を光学顕微鏡で観察し、０．１ｍｍ以上のき裂が認められないものを耐抵抗溶接割れ性が良好（○）、０．１ｍｍ以上のき裂が認められたものを耐抵抗溶接割れ性が劣（×）とした。
鋼板のフェライト、マルテンサイトの体積分率は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、３ｖｏｌ．％ナイタールで腐食し、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて、いずれの組織も２０００倍、５０００倍の両方の倍率で観察し、ポイントカウント法（ＡＳＴＭ Ｅ５６２−８３（１９８８）に準拠）により、面積率を測定し、その面積率を体積分率とした。フェライトおよびマルテンサイトの平均結晶粒径は、Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて、鋼板組織写真から予め各々のフェライトおよびマルテンサイト結晶粒を識別しておいた写真を取り込むことで各相の面積が算出可能であり、その円相当直径を算出し、それらの値を平均して求めた。フェライトのアスペクト比については、上記写真をもとに各粒でのアスペクト比（長径／短径）を求め、それらを平均して求めた。
残留オーステナイトの体積分率は、鋼板を板厚方向の１／４面まで研磨し、この板厚１／４面の回折Ｘ線強度により求めた。ＭｏのＫα線を線源として、加速電圧５０ｋｅＶにて、Ｘ線回折法（装置：Ｒｉｇａｋｕ社製ＲＩＮＴ２２００）によって、鉄のフェライトの｛２００｝面、｛２１１｝面、｛２２０｝面と、オーステナイトの｛２００｝面、｛２２０｝面、｛３１１｝面のＸ線回折線の積分強度を測定し、これらの測定値を用いて、「Ｘ線回折ハンドブック」（２０００年）理学電機株式会社、ｐ．２６、６２−６４に記載の計算式から残留オーステナイトの体積分率を求めた。
また、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）、ＦＥ−ＳＥＭ（電界放出形走査電子顕微鏡）により、鋼板組織を観察し、ベイナイトを観察して上記と同様に体積分率を求めた。ベイナイトの平均結晶粒径も、上述のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて、鋼板組織写真から円相当直径を算出し、それらの値を平均して求めた。
ビッカース硬さの標準偏差は表面１００μｍから板厚方向に２００μｍ毎にビッカース硬度を５列測定し、平均の標準偏差を求めた。ビッカース硬さの測定条件の試験力は２．９４２Ｎ、保持時間は１５秒とした。
測定した鋼板組織、引張特性、曲げ加工性、耐抵抗溶接割れ特性等の測定結果を表３に示す。
Figure 0006354075
表３に示す結果から、特定の成分組成、特定の鋼板組織、表層の硬さ調整により、引張強さが９８０ＭＰａ以上、伸びが１６．５％以上、穴広げ率が３５％以上および圧延方向と直角方向の曲げ加工性Ｒ／ｔ（ＲはＶブロックの先端半径、ｔは板厚）が１．５以下を有し、鋼板と角度が付いた電極で溶接された場合も抵抗溶接割れが生じない、強度、伸び、穴広げ性、曲げ加工性および耐抵抗溶接割れ特性が優れた高強度薄鋼板が得られることが確認された。

Claims (7)

  1. 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、
    Ｓｉ：１．６％以下、
    Ｍｎ：１．３〜２．４％、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｓ：０．００５０％以下、
    Ａｌ：０．０１〜０．１０％、
    Ｎ：０．０１０％以下、
    Ｔｉ：０．００５〜０．１０％、
    Ｂ：０．０００２〜０．００４％を含有し、
    さらに、Ｍｏ：０．００５〜０．５０％、Ｃｒ：０．００５〜１．０％から選択される１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
    体積分率で、フェライトを３５〜６５％、残留オーステナイトを７％以下（０％含む）、マルテンサイトを２０〜６０％、ベイナイトを２０％以下（０％含む）含み、
    前記フェライトの平均結晶粒径が８μｍ以下かつ平均アスペクト比が３．５以下であり、
    前記マルテンサイトの平均結晶粒径が３μｍ以下であり、
    前記ベイナイトを含む場合は前記ベイナイトの平均結晶粒径が３μｍ以下である複合組織と、を有し、
    表面から板厚方向に１００μｍの位置から板厚方向に２００μｍ毎に板厚中央部まで測定したビッカース硬度の標準偏差が３０以下である高強度薄鋼板。
  2. 前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｖ：０．０５％以下、
    Ｎｂ：０．５０％以下、
    Ｃｕ：０．３０％以下、
    Ｎｉ:０．０５％以下、
    並びにＣａ及び／又はＲＥＭ：０．００５０％以下から選択される一種以上を含有する請求項１に記載の高強度薄鋼板。
  3. 表面にめっき層を有する請求項１又は２に記載の高強度薄鋼板。
  4. 前記めっき層が溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層である請求項３に記載の高強度薄鋼板。
  5. 請求項１または２に記載の高強度薄鋼板の製造方法であって、
    請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼素材を、仕上げ圧延の最終パスの圧下率が１２％以上、該最終パスの前のパスの圧下率が１５％以上、仕上げ入側温度が１０００〜１１５０℃、仕上げ圧延終了温度が８５０〜９５０℃の条件で熱間圧延し、
    該熱間圧延後、冷却停止温度までの第１平均冷却速度が７５℃／s以上、冷却停止温度が７００℃以下の１次冷却をし、
    該１次冷却後、巻取温度までの第２平均冷却速度が５〜５０℃／sの条件で２次冷却をし、６００℃以下の巻取温度で巻取り、
    該巻取後の熱延鋼板に酸洗を施した後、引き続き、冷間圧延を行い、
    該冷間圧延後、焼鈍に際し、３〜３０℃／sの平均加熱速度で７６０〜９００℃の温度域まで加熱し、均熱温度として７６０〜９００℃の温度域で１５秒以上保持した後、該保持後、冷却停止温度までの平均冷却速度が３〜３０℃／ｓ、冷却停止温度が６００℃以下の条件で冷却する高強度薄鋼板の製造方法。
  6. 前記焼鈍における冷却後に、めっき処理を施す請求項５に記載の高強度薄鋼板の製造方法。
  7. 前記めっき処理は、溶融亜鉛めっきし、４５０〜６００℃で合金化する処理である請求項６に記載の高強度薄鋼板の製造方法。
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