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WO2018030500A1 - 高強度薄鋼板およびその製造方法 - Google Patents

高強度薄鋼板およびその製造方法 Download PDF

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WO2018030500A1
WO2018030500A1 PCT/JP2017/029034 JP2017029034W WO2018030500A1 WO 2018030500 A1 WO2018030500 A1 WO 2018030500A1 JP 2017029034 W JP2017029034 W JP 2017029034W WO 2018030500 A1 WO2018030500 A1 WO 2018030500A1
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WO
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less
steel sheet
temperature
thin steel
rolling
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PCT/JP2017/029034
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English (en)
French (fr)
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克利 ▲高▼島
公一 谷口
崇 小林
松田　広志
池田　倫正
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JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
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    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength thin steel sheet and a method for producing the same.
  • Patent Document 1 discloses a DP steel sheet (duplex steel sheet) that is excellent in elongation and bendability by controlling the crystal grain size, volume fraction, and nanohardness of ferrite.
  • Patent Document 2 discloses a technique for improving surface cracks during resistance welding by controlling the addition amounts of Si, Al, and Mn.
  • Patent Document 1 cannot be said to have sufficient workability because the elongation is insufficient for a strength of 980 MPa or more. Also, it is difficult to achieve a high strength of 980 MPa or more with respect to Patent Document 2, and it cannot be said that sufficient strength and workability are ensured.
  • the present invention has high tensile strength, high elongation, hole expansibility and bending workability, and further has high resistance weld cracking characteristics that do not cause cracking during resistance welding. It aims at providing a strength thin steel plate and its manufacturing method.
  • the tensile strength is 980 MPa or more
  • the elongation is 16.5% or more
  • the hole expansion rate is 35% or more
  • the bending workability R / t in the direction perpendicular to the rolling direction R is the tip block radius, t Provides a high-strength thin steel sheet having resistance weld cracking characteristics that does not cause resistance weld cracking even when welded with an electrode having an angle with the steel sheet, and a method for producing the same For the purpose.
  • the thin steel plate of the present invention is a steel plate having a thickness of 0.4 to 2.4 mm.
  • the high-strength thin steel sheet referred to in the present invention includes a high-strength plated thin steel sheet having a plating layer on the surface.
  • the plating layer includes an alloying plating layer.
  • the present inventors have controlled the volume fraction of ferrite and the like in a steel sheet structure (composite structure of a steel sheet) at a specific ratio in order to improve workability and resistance weld cracking characteristics,
  • a steel sheet structure composite structure of a steel sheet
  • the hardness distribution in the thickness direction excellent elongation, hole expansibility, bending workability, and resistance weld cracking characteristics can be achieved in high-strength thin steel sheets. It was found that they can be obtained together.
  • the present invention is based on the above findings.
  • Mn is added at a low cost to ensure hardenability, so it is added to increase the strength.
  • segregation of Mn is a band shape parallel to the rolling surface in the steel sheet. Will exist.
  • this Mn band exists it becomes easy to produce
  • cracks due to liquid metal embrittlement during resistance welding occur in the heat-affected zone (HAZ) near the nugget due to the generation of Zn and internal stress dissolved during welding. Even in an appropriate current range where spatter does not occur, cracking may occur when the tensile strength becomes high to 980 MPa class. In particular, when the welding electrode is welded at an angle to the steel plate, the internal stress increases and cracks are generated. When this crack occurs, there is a concern that the fatigue strength of the welded portion is particularly reduced, and therefore it is necessary to avoid this crack when used for automobiles or the like. Observation of the cracked part revealed that grain boundary fracture occurred at a place where a martensite single phase was formed after welding of the heat affected zone (HAZ).
  • the inventors controlled the amount of Mn added effective for increasing the strength and controlled the conditions of hot rolling and cold rolling, thereby generating Mn bands as much as possible.
  • the present inventors have found that the sensitivity of liquid metal embrittlement can be improved by controlling the microhardness distribution during resistance welding while suppressing the resistance and improving the workability. That is, the present invention provides the following [1] to [7].
  • the component composition further includes, by mass%, V: 0.05% or less, Nb: 0.50% or less, Cu: 0.30% or less, Ni: 0.05% or less, and Ca and / or Or REM: The high-strength thin steel plate as described in [1] containing 1 or more types selected from 0.0050% or less.
  • a steel material having the composition described in [1] or [2] is finished with a rolling reduction of 12% or more in the final pass of finish rolling and a rolling reduction of 15% or more in the pass before the final pass.
  • Hot rolling is performed under conditions where the inlet temperature is 1000 to 1150 ° C. and the finish rolling finish temperature is 850 to 950 ° C.
  • the first average cooling rate to the cooling stop temperature is 75 ° C./s or higher.
  • the primary cooling is performed at a stop temperature of 700 ° C. or lower.
  • the secondary cooling is performed under the condition that the second average cooling rate up to the coiling temperature is 5 to 50 ° C./s.
  • Winding at the coiling temperature pickling the hot-rolled steel sheet after the coiling, followed by cold rolling.
  • annealing is performed at an average heating rate of 3 to 30 ° C./s. Heat to a temperature range of 760 to 900 ° C and hold for 15 seconds or more in the temperature range of 760 to 900 ° C as the soaking temperature.
  • the average cooling rate is 3 ⁇ 30 °C / s to a cooling stop temperature
  • method for producing a high strength thin steel sheet cooling stop temperature is cooled under the following conditions 600 ° C..
  • a high-strength thin steel sheet having extremely high tensile strength, high elongation, hole expansibility and bending workability, and excellent resistance weld cracking characteristics that do not cause cracking during resistance welding.
  • the tensile strength is 980 MPa or more
  • the elongation is 16.5% or more
  • the hole expansion ratio is 35% or more
  • the bending workability R / t in the direction perpendicular to the rolling direction R is the tip block radius, t Has a thickness of 1.5 or less, and resistance weld cracking does not occur even when welded with an angled electrode with a steel sheet.
  • Strength, elongation, hole expandability, bending workability, and resistance weld crack resistance Can be obtained.
  • No resistance welding crack occurs even when welding with an electrode angled with a steel sheet means that a crack of 0.1 mm or more is not observed when evaluated by the evaluation method described in the Examples. To do. Specifically, it is as follows. One test piece cut to 50 ⁇ 150 mm with the direction perpendicular to the rolling direction of the cold rolled steel sheet as the longitudinal direction is used, and the other is resistance welded (spot welding) using a 590 MPa class hot dip galvanized steel sheet.
  • the welding machine is a resistance spot welding of a plate assembly in which two steel plates are stacked with a servo motor pressurization type single-phase alternating current (50 Hz) resistance welder attached to a welding gun and tilting the plate assembly by 4 °. To implement.
  • the welding conditions are a pressure of 3.8 kN and a hold time of 0.2 seconds.
  • the welding current and welding time are adjusted so that the nugget diameter is 5.9 mm.
  • After welding cut the test piece in half and observe the cross-section with an optical microscope. The fact that cracks of 0.1 mm or more are not observed indicates that “resistance weld cracking occurs even when welding with an electrode with an angle to the steel plate. Does not occur ".
  • the tensile strength is often 1100 MPa or less
  • the elongation is 20.0% or less
  • the hole expansion rate is often 50% or less.
  • R / t is often 0.3 or more.
  • the composition of the high-strength thin steel sheet of the present invention is, by mass%, C: 0.05 to 0.15%, Si: 1.6% or less, Mn: 1.3 to 2.4%, P: 0.00. 05% or less, S: 0.0050% or less, Al: 0.01-0.10%, N: 0.010% or less, Ti: 0.005-0.10%, B: 0.0002-0. 004%, further containing one or two selected from Mo: 0.005 to 0.50%, Cr: 0.005 to 1.0%, with the balance being Fe and inevitable impurities become.
  • the above component composition is further, in mass%, V: 0.05% or less, Nb: 0.50% or less, Cu: 0.30% or less, Ni: 0.05% or less, and Ca and / or REM: You may contain 1 or more types selected from 0.0050% or less.
  • % representing the content of a component means “% by mass”.
  • C 0.05 to 0.15% C is an element effective for increasing the strength of the steel sheet, and contributes also to the second phase formation of bainite, martensite and retained austenite in the present invention. If the C content is less than 0.05%, it is difficult to secure the required bainite, martensite, and retained austenite volume fraction, and thus it is difficult to ensure strength. Therefore, the C content is 0.05% or more. Preferably it is 0.06% or more. More preferably, it is 0.07% or more, More preferably, it is 0.09% or more. On the other hand, if added excessively, the hardness after resistance welding becomes hard, the toughness during resistance welding decreases, and the resistance weld cracking characteristics deteriorate, so the content is made 0.15% or less. Preferably it is 0.14% or less, More preferably, it is 0.13% or less. More preferably, it is 0.11% or less.
  • Si 1.6% or less
  • Si is an element that strengthens the solid solution of ferrite and is effective in increasing the strength.
  • the content is made 1.6% or less.
  • it is 1.5% or less.
  • it is 1.4% or less, More preferably, it is 1.3% or less.
  • Most preferably it is less than 0.8%.
  • a minimum is not prescribed
  • Mn 1.3 to 2.4%
  • Mn is an element that contributes to increasing the strength by promoting solid solution strengthening and the formation of the second phase. Moreover, it is an element which stabilizes austenite, and is an element necessary for fraction control of the second phase. In order to acquire the effect, it is necessary to contain 1.3% or more. Preferably it is 1.5% or more. More preferably, it is 1.6% or more, More preferably, it is 1.8% or more.
  • the content is 2.4% or less. Preferably it is 2.2% or less. More preferably, it is 2.1% or less, More preferably, it is 2.0% or less.
  • P 0.05% or less P contributes to high strength by solid solution strengthening, but when added excessively, segregation to the grain boundary becomes remarkable and the grain boundary becomes brittle, so resistance welding is performed. Cracking properties are reduced. Therefore, the content is made 0.05% or less. Preferably it is 0.04% or less. More preferably, it is 0.02% or less, More preferably, it is 0.01% or less. Although there is no particular lower limit, it is preferable to contain 0.0005% or more because extremely low P increases steelmaking costs.
  • the upper limit of the content is 0.0050%.
  • it is 0.0045% or less. More preferably, it is 0.0020% or less, More preferably, it is 0.0010% or less.
  • the extremely low S content is preferably 0.0002% or more because the steelmaking cost increases in the same manner as P.
  • Al 0.01 to 0.10%
  • Al is an element necessary for deoxidation, and in order to obtain this effect, it is necessary to contain 0.01% or more. Preferably it is 0.02% or more, More preferably, it is 0.03% or more. Even if the content exceeds 0.10%, the effect is saturated, so the content is made 0.10% or less. Preferably it is 0.08% or less, More preferably, it is 0.06% or less.
  • N 0.010% or less Since N forms coarse nitrides and deteriorates the hole expandability, it is necessary to suppress the content. This is because when N exceeds 0.010%, this tendency becomes remarkable, so the N content is set to 0.010% or less. Preferably it is 0.008% or less. More preferably, it is 0.006% or less, More preferably, it is 0.004% or less. In addition, although the minimum of N content is not specifically limited, Since very cost starts for extremely low N reduction, 0.0002% or more is preferable.
  • Ti 0.005 to 0.10%
  • Ti is an element that can contribute to an increase in strength by forming fine carbonitrides. Furthermore, it is necessary to prevent B, which is an essential element in the present invention, from reacting with N. In order to exert such an effect, the lower limit of the Ti content is set to 0.005%. Preferably it is 0.010% or more, More preferably, it is 0.015% or more, More preferably, it is 0.020% or more. On the other hand, when Ti is added in a large amount, the elongation is remarkably lowered, so the content is made 0.10% or less. Preferably it is 0.08% or less. More preferably, it is 0.06% or less, More preferably, it is 0.04% or less.
  • B 0.0002% to 0.004% B contributes to high strength by improving hardenability and promoting the formation of the second phase.
  • B is an element effective for ensuring hardenability.
  • B is an element that does not lower the martensitic transformation start point.
  • B segregates at the grain boundaries, the grain boundary strength is improved, and therefore B is effective for delayed fracture resistance. In order to exhibit this effect, it is made to contain 0.0002% or more.
  • it is 0.0005% or more, More preferably, it is 0.0010% or more, More preferably, it is 0.0015% or more.
  • the content is made 0.004% or less.
  • it is 0.0035% or less. More preferably, it is 0.0030% or less, More preferably, it is 0.0025% or less.
  • Mo 0.005 to 0.50% Mo contributes to high strength by promoting the formation of the second phase. Moreover, it is an element which stabilizes austenite during annealing, and is an element necessary for controlling the fraction of the second phase. In order to acquire the effect, it is necessary to contain 0.005% or more. Preferably it is 0.010% or more. More preferably, it is 0.080% or more, More preferably, it is 0.100% or more. On the other hand, when Mo is excessively contained, the second phase is excessively generated, and elongation and bending workability are deteriorated. Therefore, the content is made 0.50% or less. Preferably it is 0.40% or less, More preferably, it is 0.35% or less, More preferably, it is 0.30% or less.
  • Cr 0.005 to 1.0% Cr contributes to high strength by promoting the formation of the second phase. Moreover, it is an element which stabilizes austenite during annealing, and is an element necessary for controlling the fraction of the second phase. In order to acquire the effect, it is necessary to contain 0.005% or more. Preferably it is 0.01% or more. More preferably, it is 0.10% or more, More preferably, it is 0.15% or more. On the other hand, when it is contained excessively, the second phase is excessively generated, the elongation and bending workability are deteriorated, and the surface oxide is excessively generated, and the galvanizing property and the chemical conversion treatment property are deteriorated. Therefore, it greatly affects the bending workability. Therefore, the content is made 1.0% or less. Preferably it is 0.8% or less, More preferably, it is 0.7% or less, More preferably, it is 0.6% or less.
  • the following components may contain one or more of the following components.
  • V 0.05% or less V can contribute to an increase in strength by forming fine carbonitrides.
  • the V content is preferably 0.01% or more.
  • the content is set to 0.05% or less. Preferably it is 0.03% or less.
  • Nb 0.50% or less Nb, like V, can contribute to an increase in strength by forming fine carbonitrides.
  • the lower limit of the Nb content is preferably set to 0.005%. More preferably, it is 0.01% or more, More preferably, it is 0.10% or more.
  • the content is made 0.50% or less. Preferably it is 0.30% or less.
  • Cu is an element that contributes to strengthening by solid solution strengthening and contributes to strengthening by generating a second phase, and can be added as necessary. In order to exhibit these effects, it is preferable to make it contain 0.05% or more. More preferably, it is 0.10% or more, More preferably, it is 0.15% or more. On the other hand, even if it contains more than 0.30%, the effect is saturated, and surface defects caused by Cu are likely to occur. Therefore, the content is made 0.30% or less. Preferably it is 0.25% or less.
  • Ni 0.05% or less
  • Ni is an element that contributes to strengthening by solid solution strengthening and also contributes to strengthening by promoting the formation of the second phase. Can be added.
  • the Ni content is preferably 0.002% or more. More preferably, it is 0.010% or more, More preferably, it is 0.020% or more.
  • the content is made 0.05% or less. Preferably it is 0.04% or less.
  • Ca and / or REM are elements that reduce the adverse effect on bending workability by spheroidizing the shape of the sulfide, and can be added as necessary.
  • the total content (the content of the component when only one of them is included) is preferably 0.0005% or more. More preferably, it is 0.0010% or more.
  • the total content is set to 0.0050% or less. Preferably it is 0.0030% or less.
  • Inevitable impurities include, for example, Sb, Zn, Co, Sn, Zr, etc.
  • the allowable ranges of these contents are Sb: 0.01% or less, Zn: 0.01% or less, Co: It is 0.10% or less, Sn: 0.10% or less, Zr: 0.10% or less.
  • Sb 0.01% or less
  • Zn 0.01% or less
  • Co It is 0.10% or less
  • Zr 0.10% or less.
  • the effect will not be lost. “Within the range of normal steel composition” means 0.01% or less.
  • the composite structure of the high-strength thin steel sheet of the present invention contains ferrite and martensite. Moreover, residual austenite and bainite may be included. Further, the remainder may include other tissues. Details are as follows. In addition, in the following description, a volume fraction is a volume fraction with respect to the whole steel plate.
  • the composite structure of the high-strength thin steel sheet of the present invention contains 35 to 65% ferrite by volume fraction.
  • the volume fraction of ferrite exceeds 65%, it is difficult to achieve a tensile strength of 980 MPa.
  • it is 60% or less or less than 60%. More preferably, it is 55% or less, More preferably, it is less than 50%.
  • the volume fraction of ferrite is set to 35% or more.
  • it is 37% or more, More preferably, it is 40% or more.
  • the average crystal grain size of the ferrite is 8 ⁇ m or less. If the average crystal grain size of ferrite exceeds 8 ⁇ m, the crystal grains are further coarsened during resistance welding, so that the toughness is deteriorated and cracks occur. Therefore, the average crystal grain size of ferrite is 8 ⁇ m or less. Preferably it is 6 micrometers or less, More preferably, it is 5 micrometers or less, More preferably, it is 4 micrometers or less. The lower limit is not particularly limited, but is usually 0.5 ⁇ m or more in many cases.
  • the average aspect ratio of the ferrite is 3.5 or less.
  • the average aspect ratio of ferrite exceeds 3.5, voids generated at the time of punching in the hole expansion test are easily connected at the time of hole expansion, so that the hole expansion property deteriorates. Therefore, the average aspect ratio of ferrite is 3.5 or less. Preferably it is 3.0 or less. More preferably, it is 2.5 or less.
  • the aspect ratio is a value (major axis / minor axis) obtained by converting a crystal grain into an ellipse and dividing a major axis by a minor axis. As is apparent from this definition, the aspect ratio is 1.0 or more. Usually, the aspect ratio is often 1.3 or more.
  • Residual austenite The composite structure of the high-strength thin steel sheet of the present invention may not contain retained austenite. Residual austenite improves the balance between strength and elongation by transformation-induced martensite transformation. In order to obtain this effect, it is preferable to contain 1% or more of retained austenite by volume fraction. However, since retained austenite is hardened by martensitic transformation, voids are likely to be generated during punching in the hole expansion test. Therefore, the volume fraction of retained austenite is 7% or less. Preferably it is 5% or less. More preferably, it is 3% or less. The volume fraction of retained austenite may be 0%.
  • the composite structure of the high-strength thin steel sheet of the present invention contains 20 to 60% martensite in terms of volume fraction.
  • the volume fraction of martensite is set to 20% or more. Preferably it is 30% or more, more preferably more than 35%, still more preferably 40% or more. Most preferably it is above 45%.
  • the upper limit of the martensite volume fraction is 60%. Preferably it is 56% or less, More preferably, it is 52% or less.
  • the martensite referred to here is martensite formed after annealing, but it undergoes martensite transformation during cooling of the annealing, and is self-tempered (autotempered) martensite or tempered martensite that has been tempered after martensite transformation.
  • Site including fresh martensite transformed from austenite to martensite without tempering.
  • the average crystal grain size of martensite is 3 ⁇ m or less.
  • the average crystal grain size of martensite exceeds 3 ⁇ m, the crystal grains are further coarsened during resistance welding, so that the toughness is deteriorated and cracking occurs. Therefore, the average grain size of martensite is 3 ⁇ m or less.
  • the average crystal grain size of martensite is more than 3 ⁇ m, voids generated at the interface between martensite and ferrite are liable to be connected, and the hole expandability deteriorates. Therefore, the upper limit is 3 ⁇ m.
  • a preferable average crystal grain size is 2 ⁇ m or less.
  • it is preferable that the average crystal grain size of martensite is smaller.
  • the average crystal grain size of martensite is often 0.5 ⁇ m or more.
  • Bainite The composite structure of the high-strength thin steel sheet of the present invention may include bainite. Bainite contributes to high strength. In order to obtain this effect, it is preferable to set the volume fraction of bainite to 1% or more. More preferably, it is 2% or more, and further preferably 3% or more. On the other hand, since bainite contains a high dislocation density, if the volume fraction exceeds 20%, void formation after punching during the hole expansion test increases excessively, and the hole expansion property deteriorates. Therefore, the volume fraction of bainite is 20% or less. Preferably it is 15% or less, More preferably, it is 10% or less. The volume fraction of bainite may be 0%.
  • the total of martensite and bainite is preferably 45% or more, more preferably 50% or more.
  • the average crystal grain size of bainite is set to 3 ⁇ m or less.
  • the average crystal grain size of bainite is preferably as small as possible.
  • the average crystal grain size of bainite is often 0.5 ⁇ m or more.
  • the composite structure of the high-strength thin steel sheet of the present invention may contain pearlite, non-recrystallized ferrite, and spherical cementite in addition to ferrite, bainite, martensite, and retained austenite. Even if these remaining structures are included, the effects of the present invention can be obtained if the above-mentioned component composition, composite structure, and standard deviation of Vickers hardness described later are satisfied.
  • the volume fraction of pearlite is preferably 5% or less, and more preferably 3% or less.
  • the total volume fraction of ferrite, bainite, martensite and retained austenite is preferably 90% or more, the remaining structure is preferably 10% or less.
  • the standard deviation of the Vickers hardness in the present invention means a standard deviation in Vickers hardness measured from the position of 100 ⁇ m in the plate thickness direction from the surface to the center of the plate thickness every 200 ⁇ m in the plate thickness direction. In the present invention, the standard deviation is 30 or less. This standard deviation suggests a Mn band. When the standard deviation exceeds 30, the micro hardness difference becomes large, and the bending workability and the hole expansibility deteriorate.
  • the standard deviation when the standard deviation is more than 30, during resistance welding, the Mn-concentrated part locally lowers the freezing point, further promoting segregation at the end of the nugget, resulting in a hardness difference, and resistance welding cracking. Become prominent.
  • the standard deviation is often 5 or more and 15 or more.
  • the type of the plating layer is not particularly limited, and may be, for example, a hot dipping layer or an electroplating layer.
  • the plating layer may be an alloyed plating layer.
  • a plating metal is not specifically limited, Al plating etc. may be sufficient besides the above Zn plating.
  • Preferable plating layers in the present invention are, for example, a hot dip galvanized layer having a plating adhesion amount of 20 to 120 g / m 2 per one surface, and an alloyed hot dip galvanized layer obtained by further alloying this.
  • adhesion amount if it is less than 20 g / m ⁇ 2 >, ensuring of corrosion resistance may become difficult. On the other hand, if it exceeds 120 g / m 2 , the plating peel resistance may deteriorate. Therefore, the adhesion amount is preferably within the above range.
  • the method for producing a high-strength thin steel sheet according to the present invention comprises a steel material having a rolling reduction of 12% or more in the final pass of finish rolling, a rolling reduction of 15% or more in the pass before the final pass, and a finish entry temperature of 1000.
  • Hot rolling is performed under conditions of ⁇ 1150 ° C. and finish rolling finish temperature of 850 ° C. to 950 ° C.
  • the first average cooling rate to the cooling stop temperature is 75 ° C./s or more, and the cooling stop temperature is 700 ° C.
  • the hot-rolled steel sheet after winding is pickled and subsequently cold-rolled.
  • annealing is performed at an average heating rate of 3 to 30 ° C./s at 760 to 900 ° C.
  • the average cooling rate to retirement stop temperature is 3 ⁇ 30 °C / s, the cooling stop temperature is cooled under the following conditions 600 ° C..
  • Hot rolling process For example, a steel slab obtained by casting may be hot rolled at 1150 to 1270 ° C. without being reheated, or after being reheated to 1150 to 1270 ° C., hot rolling may be started. preferable.
  • the hot rolling start temperature is not particularly limited, but is preferably 1150 to 1270 ° C.
  • after manufacturing the steel slab in addition to the conventional method of once cooling to room temperature and then reheating, it was charged into a heating furnace as it was without cooling, or heat was retained. Energy saving processes such as direct feed rolling and direct rolling in which rolling is performed immediately after casting or rolling after casting can be applied without any problem.
  • Making the rolling reduction in the final pass of finish rolling 12% or more introduces many shear bands in the austenite grains, increases the nucleation sites of ferrite transformation after hot rolling, and refines the structure of the hot rolled sheet It is necessary from the viewpoint that the Mn band can be eliminated. Preferably it is 13% or more. Moreover, although an upper limit is not specifically limited, 30% or less is preferable for the reason that the plate thickness fluctuation
  • the reduction ratio of the pass before the final pass increases the strain accumulation effect, introduces many shear bands in the austenite grains, further increases the nucleation sites of ferrite transformation, and This is necessary from the viewpoint that the Mn band is eliminated by making the structure finer.
  • it is 18% or more. More preferably, it is 20% or more.
  • an upper limit is not specifically limited, 30% or less is preferable for the reason that the plate thickness fluctuation
  • Finish finish rolling temperature is 850-950 ° C. Hot rolling needs to be finished in the austenite single-phase region in order to improve resistance weld cracking characteristics after annealing by homogenizing the structure in the steel sheet and reducing the anisotropy of the material. Therefore, the finish rolling end temperature is set to 850 ° C. or higher. On the other hand, when the finish rolling end temperature exceeds 950 ° C., the hot-rolled structure becomes coarse and the crystal grains after annealing also become coarse, so the finish rolling end temperature is set to 950 ° C. or less.
  • Cooling after finish rolling Specifically, after cooling to 700 ° C. or less at a first average cooling rate of 75 ° C./s or more as primary cooling, to 600 ° C. or less at a second average cooling rate of 5 to 50 ° C./s as secondary cooling. Cooling.
  • the primary cooling stop temperature is preferably 580 ° C. or higher and 670 ° C. or lower in consideration of the necessity of secondary cooling.
  • Subsequent secondary cooling is performed to a coiling temperature of 600 ° C. or less at a second average cooling rate of 5 to 50 ° C./s.
  • the secondary cooling start temperature is preferably 580 ° C. or more and 670 ° C. or less.
  • the winding temperature is 600 ° C or less. If the coiling temperature exceeds 600 ° C., ferrite and pearlite are excessively generated in the steel sheet structure of the hot-rolled steel sheet, the final steel sheet structure becomes inhomogeneous, and bending workability deteriorates. Furthermore, since the crystal grain size becomes coarse, the resistance weld cracking characteristics also deteriorate, so the upper limit of the temperature is 600 ° C. Preferably it is 550 degrees C or less.
  • the lower limit of the coiling temperature is not particularly defined, but if the coiling temperature becomes too low, hard martensite is excessively generated and the cold rolling load increases, so that the temperature is preferably 300 ° C. or higher.
  • the pickling step is performed to remove the scale of the surface layer of the hot rolled sheet (hot rolled sheet steel).
  • the pickling step is not particularly limited, and may be performed according to a conventional method.
  • Cold rolling step A cold rolling step of rolling into a cold-rolled sheet having a predetermined thickness is performed.
  • a cold rolling process is not specifically limited, What is necessary is just to implement by a conventional method.
  • the rolling reduction during cold rolling is preferably 25% or more and 85% or less.
  • Annealing Step Annealing is performed to advance recrystallization and to form fine bainite, retained austenite, and martensite in the steel sheet structure for high strength. Therefore, in the annealing process, the steel sheet is heated to a temperature range of 760 to 900 ° C. at an average heating rate of 3 to 30 ° C./s, and is maintained at a temperature range of 760 to 900 ° C. for 15 seconds or more. Thereafter, the cooling is performed under the condition that the average cooling rate to the cooling stop temperature is 3 to 30 ° C./s and the cooling stop temperature is 600 ° C. or less.
  • the cold-rolled steel sheet is heated at an average heating rate of 3 to 30 ° C./s.
  • the upper limit of the average heating rate is 30 ° C./s.
  • an average heating rate of 3 ° C./s or more is necessary.
  • it is 5 degrees C / s or more. Heating to 760 to 900 ° C. by this heating. Usually, it heats to soaking temperature here.
  • the soaking temperature (holding temperature) is 760 to 900 ° C.
  • the soaking temperature is soaked in a temperature range that is a two-phase region of ferrite and austenite or a single phase region of austenite. If it is less than 760 ° C., the ferrite fraction increases, so that it is difficult to ensure the strength, and the lower limit of the soaking temperature is 760 ° C. If the soaking temperature is too high, the crystal grain growth of austenite becomes remarkable, and the resistance of the resistance weld cracking characteristics decreases due to the coarsening of the crystal grains. Therefore, the upper limit of the soaking temperature is set to 900 ° C. Preferably it is 880 degrees C or less.
  • Soaking time should be 15 seconds or more. At the soaking temperature described above, the soaking time needs to be 15 seconds or more because of the progress of recrystallization and the austenite transformation of a part or all of the structure.
  • the upper limit is not particularly limited, but if the soaking time is excessively long, micro segregation of Mn is promoted, and bending workability deteriorates, so that it is preferably 1200 seconds or less.
  • the lower limit of the cooling stop temperature is not particularly limited, but is usually 500 ° C. or higher.
  • plating such as hot dip galvanization may be performed, or cold rolled annealed steel sheets may be used without plating. If a predetermined volume fraction or the like is obtained, workability and resistance weld cracking characteristics can be ensured. Hereinafter, the plating process will be described.
  • hot dip galvanization may be performed under normal conditions.
  • the temperature of the steel sheet immersed in the plating bath is preferably (hot dip galvanizing bath temperature ⁇ 40) ° C. to (hot dip galvanizing bath temperature + 50) ° C. If the temperature of the steel sheet immersed in the plating bath is below (hot dip galvanizing bath temperature ⁇ 40) ° C., when the steel plate is immersed in the plating bath, a part of the molten zinc solidifies and deteriorates the plating appearance. Therefore, the lower limit is set to (hot dip galvanizing bath temperature ⁇ 40) ° C. Further, when the temperature of the steel sheet immersed in the plating bath exceeds (hot dip galvanizing bath temperature +50) ° C., the temperature of the plating bath rises, which causes a problem in mass productivity.
  • galvanizing can be alloyed in a temperature range of 450 to 600 ° C.
  • the Fe concentration during plating becomes 7 to 15%, and adhesion of plating and corrosion resistance after coating are improved. If the temperature is lower than 450 ° C., alloying does not proceed sufficiently, leading to a decrease in sacrificial anticorrosive action and a decrease in slidability. At temperatures higher than 600 ° C., the progress of alloying becomes remarkable, and the powdering resistance decreases. .
  • a galvanizing bath containing 0.10 to 0.20% by mass of Al for hot dip galvanizing. After plating, wiping can be performed to adjust the amount of plating.
  • temper rolling may be performed after annealing or after plating.
  • a preferred range of elongation is 0.05% to 2.0%.
  • the heating temperature in hot rolling is 1250 ° C.
  • the finishing entry temperature is the conditions shown in Table 2
  • the finishing rolling finish temperature (FDT) ) Is subjected to hot rolling under the conditions shown in Table 2 and the reduction ratio shown in Table 2 to form a hot-rolled steel sheet, and after cooling to the first cooling temperature at the first average cooling rate shown in Table 2, 2 It cooled to coiling temperature with the average cooling rate, and wound up by coiling temperature (CT).
  • CT coiling temperature
  • the obtained hot-rolled sheet was pickled and then cold-rolled at the rolling reduction shown in Table 2 to produce a cold-rolled sheet (sheet thickness: 1.4 mm).
  • the cold-rolled steel sheet thus obtained was subjected to an annealing treatment according to the production conditions shown in Table 2 in a continuous annealing line (CAL) or a continuous hot-dip galvanizing line (CGL) to obtain a cold-rolled steel sheet (CR).
  • CAL continuous annealing line
  • CGL continuous hot-dip galvanizing line
  • GI hot-dip galvanized steel sheets
  • GA galvannealed steel sheets
  • the plating treatment is performed by galvanizing bath temperature: 460 ° C., zinc plating bath Al concentration: 0.14 mass% (when alloying treatment is performed), 0.18 mass% (when alloying treatment is not performed), one side
  • the per-plating adhesion amount was 45 g / m 2 (double-sided plating). Note that some steel sheets were made of non-alloy hot-dip galvanized steel sheets (GI) without being alloyed by galvanization.
  • JIS No. 5 tensile test piece was taken so as to be in the longitudinal direction (tensile direction) perpendicular to the rolling direction, and tensile strength (TS) and elongation (EL) were determined by a tensile test (JIS Z2241 (1998)). was measured.
  • a 30 mm ⁇ 100 mm bending test specimen having a longitudinal direction perpendicular to the rolling direction is taken from each annealed plate, and 90 ° V bending by the V block method in accordance with the provisions of JIS Z2248 (1996).
  • the welding machine is a resistance spot welding of a plate assembly in which two steel plates are stacked with a servo motor pressurization type single-phase alternating current (50 Hz) resistance welder attached to a welding gun and tilting the plate assembly by 4 °. Carried out.
  • the welding conditions were a pressure of 3.8 kN and a hold time of 0.2 seconds. The welding current and welding time were adjusted so that the nugget diameter was 5.9 mm.
  • Resistance weld cracking resistance is good (O) when no crack of 0.1 mm or more is observed, and crack of 0.1 mm or more is observed. What was recognized was made inferior in resistance weld cracking property (x).
  • the volume fraction of ferrite and martensite in the steel plate is 3 vol. After polishing the plate thickness section parallel to the rolling direction of the steel plate. % Nital, corroded with SEM (scanning electron microscope), and observed any structure at both magnifications of 2000 times and 5000 times. By point counting method (according to ASTM E562-83 (1988)), The area ratio was measured and the area ratio was defined as the volume fraction.
  • the average crystal grain size of ferrite and martensite is the area of each phase by taking a picture in which each ferrite and martensite crystal grain is identified in advance from a steel sheet structure picture using Image-Pro of Media Cybernetics. The circle equivalent diameter was calculated and the values were averaged.
  • the aspect ratio of the ferrite was determined by determining the aspect ratio (major axis / minor axis) of each grain based on the above photograph and averaging them.
  • the volume fraction of retained austenite was determined by polishing the steel plate to a 1 ⁇ 4 plane in the thickness direction and diffracting X-ray intensity on this 1 ⁇ 4 plane.
  • a K ⁇ ray of Mo as a radiation source and an acceleration voltage of 50 keV
  • an X-ray diffraction method (apparatus: RINT2200 manufactured by Rigaku) and a ferrite ferrite ⁇ 200 ⁇ plane, ⁇ 211 ⁇ plane, ⁇ 220 ⁇ plane, and austenite
  • the integrated intensity of X-ray diffraction lines on the ⁇ 200 ⁇ plane, ⁇ 220 ⁇ plane, and ⁇ 311 ⁇ plane is measured, and using these measured values, “X-ray diffraction handbook” (2000) Rigaku Denki Co., Ltd., p. 26, 62-64, the volume fraction of retained austenite was determined.
  • bainite was observed to determine the volume fraction in the same manner as described above. Asked.
  • the average crystal grain size of bainite was also obtained by calculating the equivalent circle diameter from the steel sheet structure photograph using the above-mentioned Image-Pro and averaging these values.
  • the standard deviation of the Vickers hardness was measured by measuring 5 rows of Vickers hardness every 200 ⁇ m from the surface 100 ⁇ m in the plate thickness direction, and obtaining the average standard deviation.
  • the test force for the measurement conditions of Vickers hardness was 2.942 N, and the holding time was 15 seconds.
  • Table 3 shows the measurement results of the measured steel plate structure, tensile properties, bending workability, resistance weld cracking properties, and the like.
  • the tensile strength is 980 MPa or more
  • the elongation is 16.5% or more
  • the hole expansion ratio is 35% or more
  • the rolling direction B / R bending workability R / t (R is the tip radius of the V block, t is the plate thickness) is 1.5 or less, and resistance welding cracking occurs even when welding with an angled electrode with the steel plate. It was confirmed that a high-strength thin steel sheet excellent in strength, elongation, hole expansibility, bending workability and resistance weld cracking characteristics can be obtained.

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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

高強度薄鋼板およびその製造方法
　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 JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
  
　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 JPOXMLDOC01-appb-T000003
　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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