本發明涉及一種高強度薄鋼板及其制造方法，特別是涉及適合作為汽車等結構部件的部件的高強度薄鋼板及其制造方法。

　　背景技術

　　近年來，從提高環境問題意識的問題出發，CO2排放限制嚴格化，在汽車領域，面向提高油耗效率，車體的輕型化成為課題。因此，對汽車部件應用高強度鋼板的結構部件的薄壁化正在進行，特別是進行了應用拉伸強度(TS)為1180MPa以上的高強度薄鋼板。

　　對用于汽車的結構用部件、加強用部件的高強度鋼板要求加工性優異。特別是為了將具有復雜形狀的部件成型，要求不僅伸長率、擴孔性等各特性優異，而且還要求所有特性都優異的高強度鋼板。

　　另外，TS為1180MPa以上的高強度鋼板因從使用環境侵入的氫而發生延遲破壞(氫脆化)。因此，為了將高強度薄鋼板應用于汽車領域，要求高強度薄鋼板具有高成型性，并且要求耐延遲破壞特性優異。

　　并且，汽車的車體大部分通過電阻點焊組裝，但電阻點焊機的焊槍不能進入的部分采用螺栓焊接組裝。另外，在組裝不同種類材料時，大多使用螺栓焊接。這樣，在使用螺栓焊接的情況下，首先，通過將具有突出部的螺母凸焊在鋼板上，然后螺栓穿過該螺母進行組裝。如此在使用螺栓焊接進行制造的汽車中，為了保持車體整體的剛性，對凸焊部施加應力。因此，凸焊部的特性也很重要。

　　以往，作為提高鋼板的加工性和母材鋼板的耐延遲破壞特性的手段，例如如專利文獻1所記載，已知有控制馬氏體和貝氏體形狀的方法。另外，作為提高凸焊部的剝離強度的手段，例如如專利文獻2所記載，公開了通過控制焊接條件來改善剝離強度的技術。

　　現有技術文獻

　　專利文獻

　　專利文獻1：日本特許第6032173號

　　專利文獻2：日本特開2012－157900號公報。

　　技術實現要素：

　　本發明人等認識到不僅提高母材鋼板的耐延遲破壞特性，而且提高凸焊部的耐延遲破壞特性的新課題。以往，沒有開發出綜合滿足加工性、母材鋼板的耐延遲破壞特性、以及凸焊部的耐延遲破壞特性全部的高強度薄鋼板。

　　本發明是鑒于該情況而完成的，目的在于提供一種加工性、母材鋼板的耐延遲破壞特性和凸焊部的耐延遲破壞特性優異的拉伸強度為1180MPa以上的高強度薄鋼板及其制造方法。

　　應予說明，在本發明中，“薄鋼板”是指厚度為0.6mm～2.8mm的鋼板。

　　另外，加工性優異是指兼具優異的伸長率和擴孔性。伸長率優異是指伸長率(EL)為14％以上。另外，擴孔性優異是指擴孔率(λ)為50％以上。

　　另外，母材鋼板的耐延遲破壞特性優異是指將鋼板整體供于恒定載荷試驗，即使電解充電100小時，也不產生破裂。

　　另外，凸焊部的耐延遲破壞特性優異是指將凸焊部供于恒定載荷試驗，即使電解充電100小時也不產生破裂。應予說明，以下，有時將母材鋼板的耐延遲破壞特性和凸焊部的耐延遲破壞特性統一簡稱為“耐延遲破壞特性”。

　　本發明人等為了實現上述課題反復深入研究，其結果發現通過將鋼板中的鐵素體、回火馬氏體以及貝氏體的體積分率控制在特定的比率，并且使各鋼板組織的平均晶體粒徑微細化，將有可能使加工性和延遲破壞特性劣化的硬質的馬氏體軟化，進而減少鋼板表層部的C和Mn的濃度，能夠得到綜合滿足加工性、母材鋼板的耐延遲破壞特性、以及凸焊部的耐延遲破壞特性全部的高強度薄鋼板。即，本發明人等得到以下見解。

　　(1)擴孔試驗時穿孔時，如果軟質的鐵素體與硬質的馬氏體的硬度差大，則在界面生成空隙，如果該空隙數增加，則擴孔性劣化。與此相對，本發明人等發現了通過使馬氏體回火軟化，能夠減少鐵素體與回火馬氏體的硬度差，由此減少空隙生成，能夠提高鋼板的加工性。

　　(2)氫侵入鋼中，從而生成裂紋并在鋼中傳播，產生所謂的延遲破壞。本發明人等反復深入研究，結果發現在復合組織鋼中產生裂紋的部位為硬質的馬氏體。并且發現通過使馬氏體回火可降低裂紋生成。

　　(3)并且，本發明人等發現為了確保強度而增加鋼中的合金成分時，凸焊時的電阻變高，在熔敷界面產生微小空隙。另外，發現在具有微小空隙的狀態下負載應力，而且因氫侵入，裂紋從微小空隙傳播。本發明人等反復深入研究，結果得知通過適當規定退火時的600℃以上的溫度區域的露點、以及鋼中的C和Mn含量，降低鋼板表層部的C和Mn的濃度，能夠增加凸焊時的初始的電流效率，消除如前所述的微小空隙。發現由此提高凸焊部的耐延遲破壞特性。

　　(4)進而發現通過使鋼中的碳化物作為氫捕獲位點，能夠抑制氫從鋼板表面擴散，能夠顯著提高母材鋼板和凸焊部的耐延遲破壞特性。在加熱階段、熱軋工序中生成的碳化物的一部分在最終退火后也以粗大的碳化物的形式存在。本發明人等發現粗大的碳化物對耐延遲破壞特性的幫助較小，因此進一步提高耐延遲破壞特性需要規定量的可成為氫捕獲位點的碳化物。并且發現為了得到規定量的微小的碳化物，需要適當地控制退火工序，使馬氏體回火，并且生成規定量的貝氏體。應予說明，根據本發明人等的見解，成為氫的捕獲位點的碳化物主要存在于C量比鐵素體多的回火馬氏體晶粒和貝氏體晶粒，在C量少的鐵素體晶粒內的析出量少。因此，本發明人等發現為了確保成為氫的捕獲位點的碳化物，提高耐延遲破壞特性，重要的是控制在晶粒內具有規定量的碳化物的回火馬氏體晶粒和貝氏體晶粒的合計相對于鋼板中的回火馬氏體晶粒和貝氏體晶粒的合計的體積分率。

　　本發明鑒于上述情況而完成。即，本發明的主旨構成如下。

　　[1]一種高強度薄鋼板，具有如下的成分組成和復合組織：

　　所述成分組成以質量％計含有C：0.10％～0.22％、Si：0.5％～1.5％、Mn：1.2％～2.5％、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.01％～0.10％和N：0.010％以下，并且剩余部分由Fe和不可避免的雜質構成，

　　所述復合組織包括：

　　以體積分率計5％～35％的鐵素體，

　　以體積分率計50％～85％的回火馬氏體，

　　以體積分率計0％～20％的貝氏體，

　　上述鐵素體的平均晶體粒徑為5μm以下，

　　上述回火馬氏體的平均晶體粒徑為5μm以下，

　　相對于上述回火馬氏體和上述貝氏體的合計，在晶粒內包含5個以上粒徑0.1μm～1.0μm的碳化物的回火馬氏體和貝氏體的合計以體積分率計為85％以上，

　　并且，距鋼板表面在板厚方向上20μm以下的區域中的C質量％和Mn質量％相對于距鋼板表面100μm～200μm的區域中的C質量％和Mn質量％分別為20％以下。

　　[2]根據上述[1]所述的高強度薄鋼板，其中，上述成分組成以質量％計進一步含有選自Ti：0.05％以下、V：0.05％以下和Nb：0.05％以下中的一種以上。

　　[3]根據上述[1]或[2]所述的高強度薄鋼板，其中，上述成分組成以質量％計進一步含有選自Mo:0.50％以下、Cr：0.50％以下、Cu:0.50％以下、Ni:0.50％以下、B:0.0030％以下、Ca:0.0050％以下、REM：0.0050％以下、Ta：0.100％以下、W：0.500％以下、Sn：0.200％以下、Sb：0.200％以下、Mg：0.0050％以下、Zr：0.1000％以下、Co：0.020％以下和Zn：0.020％以下中的一種以上。

　　[4]一種高強度薄鋼板的制造方法，對具有上述[1]～[3]中任一項所述的成分組成的鋼坯，在精軋結束溫度為850℃～950℃的條件下實施熱軋，制成熱軋板，

　　接著，將上述熱軋板以30℃/s以上的第一平均冷卻速度冷卻至550℃以下的卷繞溫度后，在該卷繞溫度進行卷繞，

　　接著，對上述熱軋板實施酸洗，

　　接著，對酸洗后的上述熱軋板以30％以上的壓下率實施冷軋，制成冷軋板，

　　接著，將上述冷軋板以600℃以上的溫度區域的露點為－40℃～10℃，以3℃/s～30℃/s的平均加熱速度加熱到800℃～900℃的第一均熱溫度，在該第一均熱溫度保持30s～800s，

　　接著，將上述冷軋板從上述第一均熱溫度以10℃/s以上的第二平均冷卻速度冷卻到350℃～475℃的第二均熱溫度，在該第二均熱溫度保持300s以下，

　　接著，將上述冷軋板以100℃/s以上的第三平均冷卻速度冷卻到室溫，

　　接著，將上述冷軋板再加熱到200℃～400℃的第三均熱溫度，以該第三均熱溫度保持180s～1800s，

　　接著，對上述冷軋板進行酸洗。

　　根據本發明，能夠提供加工性、母材鋼板的耐延遲破壞特性、進而凸焊部的耐延遲破壞特性優異的拉伸強度為1180MPa以上的高強度薄鋼板及其制造方法。

　　具體實施方式

　　以下，對本發明的實施方式進行說明。應予說明，本發明并不限于以下的實施方式。首先，對母材鋼板的成分組成的適當范圍及其限定理由進行說明。應予說明，在以下的說明中，表示鋼板的成分元素的含量的“％”只要沒有特別說明就是指“質量％”。

　　C：0.10％～0.22％

　　C是對鋼板的高強度化有效的元素，也有助于作為第二相的馬氏體和貝氏體的形成。應予說明，以下，“第二相”只要沒有特別說明，就是指“馬氏體和貝氏體”。若C的含量小于0.10％，則鐵素體的體積分率增加，因此難以確保拉伸強度。另外，若C的含量小于0.10％，則擴孔性劣化。C的含量優選為0.12％以上。另一方面，如果C的含量超過0.22％，則凸焊部的熔敷界面的硬度變得過高，因此凸焊部的耐延遲破壞特性劣化。另外，母材鋼板的耐延遲破壞特性劣化。并且，如果C的含量超過0.22％，則鐵素體的體積分率減少。另外，伸長率和擴孔性劣化。優選C的含量為0.21％以下，更優選為0.20％以下。

　　Si：0.5％～1.5％

　　Si是固溶強化鐵素體而有助于鋼板的高強度化的元素。若Si的含量小于0.5％，則不僅無法確保需要的強度，而且鐵素體與馬氏體的硬度差變大，擴孔率劣化。并且若Si的含量小于0.5％，則鐵素體的體積分率上升，另外，母材鋼板和凸焊部的耐延遲破壞特性劣化。因此，Si的含量為0.5％以上。Si的含量優選為0.6％以上。另一方面，Si的過度添加使凸焊部的熔敷界面的韌性降低，使凸焊部的耐延遲破壞特性劣化。另外，Si的過量添加使鐵素體的體積分率增加，使鐵素體的平均粒徑增加，使回火馬氏體的體積分率降低。并且，Si的過量添加使微小碳化物的比例、拉伸強度、擴孔性以及母材鋼板的耐延遲破壞特性劣化。因此，Si的含量為1.5％以下。Si的含量優選為1.4％以下。

　　Mn：1.2％～2.5％

　　Mn是促進固溶強化和第二相的生成而有助于鋼板的高強度化的元素。另外，Mn也起到在退火中使奧氏體穩定化的效果。為了得到這些效果，含有Mn 1.2％以上。Mn的含量優選為1.4％以上。另一方面，在過量含有的情況下，產生帶狀的微偏析(Mn帶)，因此，伸長率、擴孔性和耐延遲破壞特性劣化。因此，Mn的含量為2.5％以下。Mn的含量優選為2.4％以下。

　　P：0.05％以下

　　P通過固溶強化有助于鋼板的高強度化，但過量添加時，向晶界的偏析顯著而使晶界脆化，使耐延遲破壞特性劣化。因此，將P的含量設為0.05％以下。P的含量優選為0.04％以下。P的含量的下限沒有特別規定，但如果將P的含量設為極低量，則制造成本上升，因此P的含量優選為0.0005％以上。

　　S：0.005％以下

　　在S的含量多的情況下，大量生成MnS等硫化物，從該硫化物的周邊產生延遲破壞，因此，耐延遲破壞特性劣化。因此，S的含量為0.005％以下。S的含量優選為0.0045％以下。S的含量的下限沒有特別規定，如果將S的含量設為極低量，則制造成本上升，因此，S的含量優選為0.0002％以上。

　　Al：0.01％～0.10％

　　Al是脫氧所需要的元素，為了得到該效果，需要含有0.01％以上，即使含有超過0.10％，則效果飽和，因此，Al的含量為0.10％以下。Al的含量優選為0.06％以下。

　　N：0.010％以下

　　N形成粗大的氮化物而使擴孔性和耐延遲破壞特性劣化，因此優選將含量設為0.010％以下。N的含量優選為0.008％以下。N的含量的下限沒有特別規定，從生產技術上的制約考慮，優選為0.0005％以上。

　　[任意成分]

　　本發明的高強度薄鋼板除了上述成分，還可以以質量％計進一步含有選自Ti：0.05％以下、V：0.05％以下和Nb：0.05％以下中的1種以上。

　　Ti：0.05％以下

　　Ti是通過形成微細的碳化物、氮化物或碳氮化物而使鋼板的強度進一步提高的元素。通過添加Ti，能夠適宜地控制微細的碳氮化物的退火中的晶粒生長，因此可以根據需要進行添加。為了得到這樣的效果，Ti的含量優選為0.001％以上，更優選為0.01％以上。另一方面，由于得到更加良好的伸長率，因此在添加Ti的情況下，其含量優選為0.05％以下。Ti的含量更優選為0.04％以下。

　　V：0.05％以下

　　V通過形成微細的碳氮化物而進一步提高鋼板的強度。為了得到這樣的效果，V的含量優選為0.001％以上，更優選為0.01％以上。另一方面，由于使凸焊部的熔敷界面的韌性更加良好，使凸焊部的耐延遲破壞特性更加良好，因此，在添加V的情況下，其含量優選為0.05％以下。V的含量更優選為0.03％以下。

　　Nb：0.05％以下

　　Nb與V同樣地也形成微細的碳氮化物，從而使鋼板的強度進一步提高。為了得到這樣的效果，Nb的含量優選為0.001％以上，更優選為0.01％以上。另一方面，為了使凸焊部的熔敷界面的韌性更加良好，使凸焊部的耐延遲破壞特性更加良好，在添加Nb的情況下，其含量優選為0.50％以下。Nb的含量更優選為0.05％以下。

　　另外，本發明的高強度薄鋼板除了上述的成分組成，還可以以質量％計進一步含有選自Mo:0.50％以下、Cr：0.50％以下、Cu:0.50％以下、Ni:0.50％以下、B:0.0030％以下、Ca:0.0050％以下、REM：0.0050％以下、Ta：0.100％以下、W：0.500％以下、Sn：0.200％以下、Sb：0.200％以下、Mg：0.0050％以下、Zr：0.1000％以下、Co：0.020％以下和Zn：0.020％以下中的一種以上。

　　Mo:0.50％以下

　　Mo促進第二相的生成而使鋼板的強度進一步提高。另外，是在退火中使奧氏體穩定化的元素，是控制第二相的體積分率所需要的元素。為了得到這樣的效果，Mo的含量優選為0.010％以上，更優選為0.05％以上。另一方面，為了防止第二相的過量生成，使伸長率和擴孔性更加良好，在添加Mo的情況下，優選將其含量設為0.50％以下。Mo的含量更優選為0.3％以下。

　　Cr：0.50％以下

　　Cr通過促進第二相的生成而使鋼板的強度進一步提高。為了得到這樣的效果，Cr的含量優選為0.010％以上，更優選為0.1％以上。另一方面，為了防止第二相的過量生成，使伸長率和彎曲加工性更加良好，進一步防止表面氧化物的過量生成而使化成處理性更加良好，在添加Cr的情況下，其含量優選為0.50％以下。Cr的含量更優選為0.3％以下。

　　Cu:0.50％以下

　　Cu是通過固溶強化、并且生成第二相而使鋼板的強度進一步提高的元素，可以根據需要進行添加。為了得到這樣的效果，Cu的含量優選為0.05％以上，更優選為0.1％以上。另一方面，即使含有超過0.50％，效果也飽和，因此在添加Cu的情況下，其含量優選為0.50％以下。Cu的含量更優選為0.3％以下。

　　Ni:0.50％以下

　　Ni與Cu同樣地也是通過固溶強化，并且促進第二相的生成而使鋼板的強度進一步提高的元素，可以根據需要進行添加。為了得到這樣的效果，Ni的含量優選為0.05％以上，更優選為0.1％以上。另外，如果與Cu同時添加，則具有抑制由Cu引起的表面缺陷的效果，因此，優選與Cu組合添加。另一方面，為了使凸焊部的熔敷界面的韌性良好，使凸焊部的耐延遲破壞特性更加良好，在添加Ni的情況下，其含量優選為0.50％以下。Ni的含量更優選為0.3％以下。

　　B:0.0030％以下

　　B通過促進第二相的生成而使鋼板的強度進一步提高。另外，是不降低馬氏體轉變起點就能夠確保淬透性的元素。并且，由于通過在晶界偏析而提高晶界強度，因此對進一步提高耐延遲破壞特性有效。為了得到這樣的效果，B的含量優選為0.0002％以上，更優選為0.0005％以上。另一方面，使韌性良好，使耐延遲破壞特性更加良好，因此在添加B的情況下，優選將其含量設為0.0030％以下。B的含量更優選為0.0025％以下。

　　Ca:0.0050％以下

　　Ca是使硫化物的形狀球狀化而降低對擴孔性的負面影響的元素，可以根據需要進行添加。為了得到這樣的效果，Ca的含量優選為0.0005％以上。另一方面，即使含有超過0.0050％，效果飽和，因此在添加Ca的情況下，優選將其含量設為0.0050％以下。Ca的含量更優選為0.003％以下。

　　REM：0.0050％以下

　　REM是與Ca同樣地使硫化物的形狀球狀化而降低對擴孔性的負面影響的元素，可以根據需要進行添加。為了得到這樣的效果，REM的含量優選為0.0005％以上。另一方面，由于即使含有超過0.0050％，效果飽和，在添加REM的情況下，優選將其含量設為0.0050％以下。REM的含量更優選為0.0015％以下。

　　Ta：0.100％以下

　　Ta是通過形成微細的碳氮化物而進一步使鋼板的強度提高。為了得到這樣的效果，Ta的含量優選為0.001％以上，更優選為0.010％以上。另一方面，由于使凸焊部的熔敷界面的韌性更加良好，使凸焊部的耐延遲破壞特性更加良好，因此在添加Ta的情況下，其含量優選為0.100％以下。Ta的含量更優選為0.050％以下。

　　W：0.500％以下

　　W通過形成微細的碳氮化物而使鋼板的強度進一步提高。為了得到這樣的效果，W的含量優選為0.001％以上，更優選為0.010％以上。另一方面，由于使凸焊部的熔敷界面的韌性更加良好，使凸焊部的耐延遲破壞特性更加良好，因此在添加W的情況下，其含量優選為0.500％以下。W的含量更優選為0.300％以下。

　　Sn：0.200％以下

　　Sn是抑制退火中的鋼板表面的氧化，更適當地控制表層軟化厚度，降低對擴孔性的負面影響的元素，可以根據需要進行添加。為了得到這樣的效果，Sn的含量優選為0.001％以上，更優選為0.005％以上。另一方面，由于使凸焊部的熔敷界面的韌性更加良好，使凸焊部的耐延遲破壞特性更加良好，因此，在添加Sn的情況下，其含量優選為0.200％以下。Sn的含量更優選為0.050％以下。

　　Sb：0.200％以下

　　Sb是抑制退火中的鋼板表面的氧化，更適當地控制表層軟化厚度，降低對擴孔性的負面影響的元素，可以根據需要進行添加。為了得到這樣的效果，Sb的含量優選為0.001％以上，更優選為0.005％以上。另一方面，為了使凸焊部的熔敷界面的韌性更加良好，使凸焊部的耐延遲破壞特性更加良好，因此，在添加Sb的情況下，其含量優選為0.200％以下。Sb的含量更優選為0.050％以下。

　　Mg：0.0050％以下

　　Mg是使硫化物的形狀球狀化而降低對擴孔性的負面影響的元素，可以根據需要進行添加。為了得到這樣的效果，Mg的含量優選為0.0005％以上。另一方面，即使含有超過0.0050％，效果飽和，因此在添加Mg的情況下，優選將其含量設為0.0050％以下。Mg的含量更優選為0.0030％以下。

　　Zr：0.1000％以下

　　Zr是使夾雜物的形狀球狀化而降低對擴孔性的負面影響的元素，可以根據需要進行添加。為了得到這樣的效果，Zr的含量優選為0.001％以上。另一方面，即使含有超過0.1000％，效果也飽和，因此在添加Zr的情況下，優選將其含量設為0.1000％以下。Zr的含量更優選為0.0030％以下。

　　Co：0.020％以下

　　Co是使夾雜物的形狀球狀化而降低對擴孔性的負面影響的元素，可以根據需要進行添加。為了得到這樣的效果，Co的含量優選為0.001％以上。另一方面，即使含有超過0.020％，效果也飽和，因此在添加Co的情況下，優選將其含量設為0.020％以下。Co的含量更優選為0.010％以下。

　　Zn：0.020％以下

　　Zn是使夾雜物的形狀球狀化而降低對擴孔性的負面影響的元素，可以根據需要進行添加。為了得到這樣的效果，Zn的含量優選為0.001％以上。另一方面，即使含有超過0.020％，效果也飽和，因此在添加Zn的情況下，優選將其含量設為0.020％以下。Zn的含量更優選為0.010％以下。

　　上述成分以外的剩余部分為Fe和不可避免的雜質。

　　接下來，對本發明的高強度薄鋼板的微觀組織進行說明。本發明的高強度薄鋼板的微觀組織是包括以體積分率計5％～35％的鐵素體、以體積分率計50％～85％的回火馬氏體、以體積分率計20％以下的貝氏體的復合組織。另外，鐵素體的平均晶體粒徑為5μm以下，回火馬氏體的平均晶體粒徑為5μm以下。應予說明，這里所說的體積分率是相對于鋼板的整體的體積分率，以下相同。另外，這里所說的平均晶體粒徑是指與圓形相當的晶體粒徑。

　　鐵素體的體積分率：5％～35％

　　在鐵素體的體積分率超過35％的組織中，難以獲得1180MPa以上的拉伸強度。鐵素體的體積分率優選為30％以下。另一方面，如果鐵素體的體積分率小于5％，則過量生成第二相，因此伸長率劣化。因此，鐵素體的體積分率為5％以上。鐵素體的體積分率優選為10％以上，更優選為15％以上。另外，鐵素體的體積分率優選為30％以下，更優選為28％以下。

　　鐵素體的平均晶體粒徑：5μm以下

　　如果鐵素體的平均晶體粒徑超過5μm，則在凸焊時使晶粒進一步粗大化而熔敷界面的韌性劣化，因此耐延遲破壞特性劣化。因此，鐵素體的晶粒徑為5μm以下。鐵素體的平均晶體粒徑優選為4μm以下。

　　回火馬氏體的體積分率：50％～85％

　　為了確保1180MPa以上的拉伸強度，回火馬氏體的體積分率為50％以上。另一方面，如果回火馬氏體的體積分率超過85％，則延遲破壞時的裂紋生成部位增大，因此母材鋼板和凸焊部的耐延遲破壞特性劣化。因此，回火馬氏體的體積分率的上限為85％以下。回火馬氏體的體積分率優選為75％以下。另外，回火馬氏體的體積分率優選為60％以下。

　　回火馬氏體的平均晶體粒徑：5μm以下

　　如果回火馬氏體的平均晶體粒徑超過5μm，則在凸焊時晶粒進一步粗大化而凸焊部的韌性劣化，凸焊部的耐延遲破壞特性劣化。另外，在馬氏體與鐵素體的界面生成的空隙容易連接，擴孔性劣化。因此，其上限為5μm。回火馬氏體的平均晶體粒徑優選為4.5μm以下，更優選為4μm以下。

　　貝氏體：以體積分率計為0％～20％

　　貝氏體進一步提高鋼板的強度，因此可以以體積分率計為20％以下含有。然而，貝氏體含有高位錯密度，因此如果體積分率超過20％，則在擴孔試驗時穿孔后過度地生成空隙，因此擴孔性劣化。因此，貝氏體的體積分率為20％以下。另外，貝氏體的體積分率可以為0％。貝氏體的體積分率優選為15％以下。

　　這里，鐵素體、回火馬氏體和貝氏體的體積分率的測定方法如下。首先，以與鋼板的軋制方向平行的板厚截面(L截面)為觀察位置的方式進行切斷，將截面研磨后，利用3vol.％硝酸酒精進行腐蝕，得到觀察面。使用SEM(掃描式電子顯微鏡)和FE-SEM(場發射掃描電子顯微鏡)，以3000倍的倍率觀察觀察面，得到組織照片。利用點計數法(基于ASTM E562－83(1988))測定各相的面積率，將該面積率視為體積分率。

　　另外，鐵素體和回火馬氏體的平均晶體粒徑將由上述SEM、FE-SEM的組織照片而預先識別鐵素體粒和回火馬氏體晶粒的數據獲取到Media Cybernetics公司的Image－Pro，計算照片中的全部鐵素體粒和回火馬氏體晶粒的圓當量直徑，使這些值平均進行計算。

　　另外，本發明的高強度薄鋼板的微觀組織中，相對于回火馬氏體和貝氏體的合計，在晶粒內包含5個以上粒徑0.1μm和1.0μm的碳化物的回火馬氏體和貝氏體的合計以體積分率計為85％以上。根據該構成，粒徑0.1μm～1.0μm的微細的碳化物作為侵入到鋼中的氫的捕獲位點發揮功能，能夠提高母材鋼板和凸焊部的耐延遲破壞特性。應予說明，如上所述，貝氏體的體積分率可以為0％，在該情況下，包含5個以上粒徑0.1μm～1.0μm的碳化物的回火馬氏體的合計相對于全部回火馬氏體以體積分率計為85％以上即可。應予說明，由于在鐵素體中碳化物幾乎不析出，在測定碳化物時不考慮鐵素體。

　　相對于回火馬氏體和貝氏體的合計，包含5個以上粒徑0.1μm～1.0μm的碳化物的回火馬氏體和貝氏體的合計以體積分率計小于85％時，成為捕獲位點的碳化物的量并不充分，因此母材鋼板和凸焊部的耐延遲破壞特性劣化。另外，如果碳化物的粒徑小于0.1μm，則成為捕獲位點的碳化物的總表面積變小，因此捕獲的氫量不足，耐延遲破壞特性劣化。另一方面，如果碳化物的粒徑超過1.0μm，則作為捕獲位點的穩定的部位受限，即使暫時被捕獲，氫也會擴散，因此耐延遲破壞特性劣化。并且，如果回火馬氏體和貝氏體的晶粒內的碳化物的個數小于5個，則成為捕獲位點的碳化物的量并不充分，因此耐延遲破壞特性劣化。相對于回火馬氏體和貝氏體的合計，包含5個以上的粒徑0.1μm～1.0μm的碳化物的回火馬氏體和貝氏體的合計優選以體積分率計為88％以上，更優選以體積分率計為90％以上。

　　另外，包含粒徑0.1μm～1.0μm的碳化物的回火馬氏體晶粒和貝氏體晶粒相對于全部回火馬氏體和貝氏體的合計的體積分率如下進行測定。首先，使用TEM(透射式電子顯微鏡)，在距鋼板表面板厚1/4的位置，以20000倍觀察鋼板組織，計算在視場中的全部回火馬氏體晶粒和貝氏體晶粒內存在的碳化物的粒徑和個數。碳化物的粒徑通過將預先識別碳化物的數據獲取到Media Cybernetics公司的Image－Pro，計算圓當量直徑而求出。計算在晶粒內包含5個以上的粒徑0.1μm～1.0μm的碳化物的回火馬氏體晶粒和貝氏體晶粒的合計的體積。另外，還計算全部回火馬氏體和貝氏體的合計的體積。晶粒內包含5個以上粒徑0.1μm～1.0μm的碳化物的回火馬氏體晶粒和貝氏體晶粒的合計的體積除以全部回火馬氏體和貝氏體的合計的體積，計算包含粒徑0.1μm～1.0μm的碳化物的回火馬氏體晶粒和貝氏體晶粒相對于全部回火馬氏體和貝氏體的合計的體積分率。

　　并且，在本發明的高強度薄鋼板中，以距鋼板表面在板厚方向上20μm以下的區域中的C質量％和Mn質量％相對于距鋼板表面100μm～200μm的區域中的C質量％和Mn質量％分別為20％以下。通過減少在距鋼板表面板厚方向上20μm以下的區域中、即鋼板表層部的C質量％和Mn質量％，能夠增加凸焊時的初始的電流效率，抑制微小空隙的產生。如果距鋼板表面在板厚方向上20μm以下的區域中的C質量％和Mn質量％超過距鋼板表面100μm～200μm的區域中的C質量％和Mn質量％的20％，則在凸焊時在熔敷界面存在微小空隙，因此凸焊部的耐延遲破壞特性劣化。優選距鋼板表面在板厚方向上20μm以下的區域中的C質量％為距鋼板表面100μm～200μm的區域中的C質量％的15％以下，更優選為10％以下。并且，距鋼板表面在板厚方向上20μm以下的區域中的Mn質量％為距鋼板表面100μm～200μm的區域中的Mn質量％的15％以下，更優選為10％以下。距鋼板表面板厚方向上20μm以下的區域中的C質量％相對于距鋼板表面100μm～200μm的區域中的C質量％的比例的下限沒有特別規定，優選為1％以上。另外，距鋼板表面在板厚方向上20μm以下的區域中的Mn質量％的比例相對于距鋼板表面為100μm～200μm的區域中的Mn質量％的下限沒有特別規定，優選為1％以上。

　　距鋼板表面在板厚方向上20μm以下的區域中的C質量％和Mn質量％相對于距鋼板表面100μm～200μm的區域中的C質量％和Mn質量％的比例可以如下測定。首先，以與鋼板的軋制方向平行的板厚截面(L截面)成為觀察面的方式切出試樣，用金剛石膏對觀察面進行研磨。接著，使用氧化鋁對觀察面實施精研磨。使用電子射線纖維分析儀(EPMA；Electron Probe Micro Analyzer)對觀察面的距鋼板表面在板厚方向上200μm以下的范圍在3個視場實施線分析，對于各視場，計算距鋼板表面在板厚方向上20μm以下的區域中的C質量％和Mn質量％相對于距鋼板表面100μm～200μm的區域中的C質量％和Mn質量％的比例，求出3個視場的平均值。

　　應予說明，本發明的高強度薄鋼板的微觀組織除了鐵素體、回火馬氏體、貝氏體以外，還可以包括殘余奧氏體、珠光體和未結晶鐵素體。其中，殘余奧氏體的體積分率優選為10％以下，更優選為5％以下。珠光體的體積分率優選為10％以下，更優選為5％以下。未結晶鐵素體的體積分率優選為10％以下，更優選為5％以下。

　　應予說明，殘余奧氏體的體積分率如下進行測定。首先，對鋼板在板厚方向(深度方向)研磨至板厚的1/4，得到觀察面。通過X射線衍射法觀察該觀察面。以Mo的Kα射線為射線源，在加速電壓50keV，使用X射線衍射裝置(Rigaku公司制RINT2200)，測定鐵的鐵素體的[200]面、[211]面、[220]面和奧氏體的[200]面、[220]面、[311]面的X射線衍射線的積分強度。使用這些測定值，由“X射線衍射手冊”(2000年)理學電機株式會社，根據p.26，62－64所述的計算式，求出殘余奧氏體的體積分率。

　　珠光體和未再結晶鐵素體的體積分率的測定方法如下。首先，以與鋼板的軋制方向平行的板厚截面(L截面)成為觀察位置的方式進行切斷，研磨截面后，利用3vol.％硝酸酒精進行腐蝕，得到觀察面。使用SEM(掃描式電子顯微鏡)和FE-SEM(場發射掃描電子顯微鏡)，以3000倍的倍率觀察觀察面，得到組織照片。根據點計數法(ASTM E562－83(1988))，測定各相的面積率，將該面積率視為體積分率。

　　另外，本發明的高強度薄鋼板可以具備鍍層。鍍層的組成沒有特別限定，可以為一般的組成。鍍層可以根據任意方法形成，例如可以為熱浸鍍層或電鍍層。另外，鍍層可以進行合金化。鍍覆金屬沒有特別限定，可以為鍍Zn、鍍Al等。

　　接下來，對本發明的高強度薄鋼板的制造方法進行說明。應予說明，對于高強度薄鋼板的制造方法，各溫度范圍只要沒有特別說明，就是鋼坯或鋼板的表面溫度。

　　在本發明的高強度薄鋼板的制造方法中，對具有上述成分組成的鋼坯，在精軋結束溫度為850℃～950℃的條件下實施熱軋，制成熱軋板，

　　接著，將上述熱軋板以30℃/s以上的第一平均冷卻速度冷卻到550℃以下的卷繞溫度后，在該卷繞溫度進行卷繞，

　　接著，對上述熱軋板實施酸洗，

　　接著，對酸洗后的上述熱軋板以30％以上的壓下率實施冷軋，制成冷軋板，

　　接著，將上述冷軋板以600℃以上的溫度區域的露點為－40℃～10℃、以3℃/s～30℃/s的平均加熱速度加熱到800℃～900℃的第一均熱溫度，在該第一均熱溫度保持30s～800s，

　　接著，將上述冷軋板以從上述第一均熱溫度到10℃/s以上的第二平均冷卻速度冷卻至350℃～475℃的第二均熱溫度，在該第二均熱溫度保持300s以下，

　　接著，將上述冷軋板以100℃/s以上的第三平均冷卻速度冷卻至室溫，

　　接著，將上述冷軋板再加熱到200℃～400℃的第三均熱溫度，在該第三均熱溫度保持180s～1800s，

　　接著，對上述冷軋板進行酸洗。

　　首先，制造具有上述成分組成的鋼坯。首先，熔煉鋼坯材，制成具有上述成分組成的鋼水。熔煉方法沒有特別限定，適用轉爐熔煉、電爐熔煉等公知的熔煉方法中任一方法。使得到的鋼水凝固，制造鋼坯(板坯)。由鋼水制造鋼坯的方法沒有特別限定，可以使用連續鑄造法、開坯法或薄板坯鑄造法等。為了防止宏觀偏析，鋼坯優選由連續鑄造法進行制造。

　　接著，對制成的鋼坯在精軋結束溫度為850℃～950℃的條件下實施熱軋，制成熱軋板。在一個例子中，如上述那樣將制造的鋼坯暫時冷卻到室溫，其后，板坯加熱后進行軋制。板坯加熱溫度從碳化物的熔解、降低軋制載荷的觀點考慮，優選為1100℃以上。另外，為了防止氧化皮損耗的增大，優選將板坯加熱溫度設在1300℃以下。

　　另外，熱軋可以應用節能工藝進行。作為節能工序，可以舉出不將所制造的鋼坯冷卻至室溫，直接將溫片裝入加熱爐，進行熱軋的直送軋制；或者將制成的鋼坯進行略微保熱后立即進行軋制的直接軋制等。

　　熱軋的精軋結束溫度為850℃～950℃

　　通過鋼板內的組織均勻微細化和材質的各向異性降低，提高退火后的母材鋼板和凸焊部的耐延遲破壞特性，因此，熱軋的精軋需要在奧氏體單相區域結束。因此，熱軋的精軋結束溫度為850℃以上。另一方面，如果精軋結束溫度超過950℃，則熱軋板的組織變得粗大，退火后的晶粒也粗大化，擴孔性以及母材鋼板和凸焊部的耐延遲破壞特性劣化。因此，熱軋的精軋結束溫度為850℃～950℃。熱軋的精軋結束溫度優選為880℃以上。另外，熱軋的精軋結束溫度優選為920℃以下。

　　30℃/s以上的第一平均冷卻速度

　　接著，將熱軋板以30℃/s以上的第一平均冷卻速度冷卻至550℃以下的卷繞溫度。熱軋結束后在冷卻過程中奧氏體發生鐵素體轉變，如果冷卻速度變慢，則鐵素體粗大化，因此熱軋結束后實施快速冷卻，使組織均質化。因此，熱軋結束后的熱軋板以30℃/s以上的第一平均冷卻速度冷卻至550℃以下。熱軋結束后的熱軋板優選以35℃/s以上的第一平均冷卻速度冷卻至550℃以下。如果第一平均冷卻速度小于30℃/s，則鐵素體粗大化，因此熱軋板的鋼板組織變得不均質，擴孔性以及母材鋼板和凸焊部的耐延遲破壞特性劣化。第一平均冷卻速度的上限沒有特別規定，從生產技術上的制約考慮，優選為250℃/s，更優選為100℃/s以下。

　　550℃以下的卷繞溫度

　　接著，將冷卻至550℃以上的卷繞溫度的熱軋板以550℃以下的卷繞溫度進行卷繞。如果卷繞溫度超過550℃，則在熱軋板的鋼板組織中過量地生成鐵素體和珠光體，得不到均勻微細的組織，在最終得到的高強度薄鋼板的組織中鐵素體和回火馬氏體的平均晶體粒徑粗大化，組織不均質，擴孔性、母材鋼板的耐延遲破壞特性和凸焊部的耐延遲破壞特性劣化。卷繞溫度優選為500℃以下。卷繞溫度的下限沒有特別規定，如果卷繞溫度變成低溫，則過量地生成硬質的馬氏體，冷軋負荷增大，因此卷繞溫度優選為300℃以上。

　　接著，在卷繞后、冷軋前，出于除去熱軋板表面的氧化皮的目的，對熱軋板實施酸洗。酸洗條件可以適當地進行設定。

　　接著，對酸洗后的熱軋板以30％以上的壓下率實施冷軋，制成冷軋板。在本發明中，以30％以上的壓下率實施冷軋。如果壓下率小于30％，則鐵素體的再結晶沒有被促進，鐵素體和馬氏體粗大化，擴孔性、耐延遲破壞特性和伸長率劣化。應予說明，壓下率的上限沒有特別規定，從生產技術上的制約考慮，優選為95％以下。

　　接著，為了使再結晶進行，并且在鋼板組織中形成微細的鐵素體、馬氏體和貝氏體，使鋼板高強度化，對冷軋板實施退火。具體而言，將冷軋板以600℃以上的溫度區域的露點為－40℃～10℃、以3℃/s～30℃/s的平均加熱速度加熱到800℃～900℃的第一均熱溫度，在該第一均熱溫度保持30s～800s，接著，從上述第一均熱溫度以10℃/s以上的第二平均冷卻速度冷卻至350℃～475℃的第二均熱溫度，在該第二均熱溫度保持300s以下，接著，以100℃/s以上的第三平均冷卻速度冷卻至室溫，接著，再加熱到200℃～400℃的第三均熱溫度，以該第三均熱溫度保持180s～1800s。

　　首先，將冷軋板以600℃以上的溫度區域的露點為－40℃～10℃、以3℃/s～30℃/s的平均加熱速度加熱至800℃～900℃的第一均熱溫度，在該第一均熱溫度保持30s～800s。以下，也將在800℃～900℃的第一均熱溫度保持30s～800s稱為“第一均熱”。

　　平均加熱速度：3℃/s～30℃/s

　　通過將冷軋板以3℃/s～30℃/s的平均加熱速度加熱到800℃～900℃的第一均熱溫度，從而能夠使退火后得到的晶粒微細化。如果迅速地加熱冷軋板，則再結晶不易進行，進一步產生具有各向異性的晶粒。另外，鐵素體的體積分率增加，另一方面，回火馬氏體的體積分率降低，難以形成1180MPa以上的拉伸強度，伸長率、擴孔性以及母材鋼板和凸焊部的耐延遲破壞特性劣化，因此平均加熱速度為30℃/s以下。另外，如果加熱速度過小，則鐵素體、馬氏體粒粗大化，不形成規定的平均晶體粒徑，擴孔性、母材鋼板和凸焊部的耐延遲破壞特性劣化，因此平均加熱速度為3℃/s以上。到冷軋板的800℃～900℃的第一均熱溫度為止的平均加熱速度優選為5℃/s以上。

　　600℃以上的溫度區域的露點：－40℃～10℃

　　為了減少退火后的鋼板表層部的C質量％和Mn質量％，在到第一均熱溫度為止的加熱和第一均熱中，600℃以上的溫度區域的露點為－40℃～10℃。應予說明，在退火爐內，如果鋼板的表面溫度為600℃以上的區域的露點為－40℃～10℃，則600℃以上的溫度區域的露點為－40℃～10℃。則露點小于－40℃，表層部的C質量％和Mn質量％增加，凸焊部的耐延遲破壞特性劣化。600℃以上的溫度區域的露點優選為－30℃以上。通過將露點設為－30℃以上，則距鋼板表面板厚方向上20μm以下的區域中的C質量％小于距鋼板表面100μm～200μm的區域中的C質量％的10％，耐延遲破壞特性進一步提高。另一方面，如果露點超過10℃，則退火后的鋼板表層部的Mn質量％增加，凸焊部的耐延遲破壞特性劣化。600℃以上的溫度區域的露點優選為5℃以下。

　　第一均熱溫度：800℃～900℃

　　第一均熱溫度為鐵素體和奧氏體這2相域的溫度區域的規定的溫度。如果第一均熱溫度小于800℃，鐵素體分率增加，回火馬氏體的體積分率減少，因此難以確保強度。因此，第一均熱溫度為800℃以上。另一方面，如果均熱溫度過高，則為奧氏體單相區域的均熱，奧氏體的晶粒生長顯著，晶粒粗大化，從而最終得到的回火馬氏體的平均晶體粒徑變大，并且回火馬氏體的體積分率增加，伸長率、擴孔性以及母材鋼板和凸焊部的耐延遲破壞特性劣化。因此，第一均熱溫度為900℃以下。第一均熱溫度優選為880℃以下。

　　第一均熱溫度下的保持時間：30s～800s

　　為了使再結晶進行，并且使一部分的組織發生奧氏體轉變，在第一均熱溫度保持30s以上。如果第一均熱溫度下的保持時間小于30s，則鐵素體的體積分率增加，回火馬氏體的體積分率降低，拉伸強度劣化。另一方面，如果第一均熱溫度下的保持時間超過800s，則有助于Mn的宏觀偏析，因此擴孔性、母材鋼板和凸焊部的耐延遲破壞特性劣化。因此，第一均熱溫度下的保持時間為800s以下。保持時間優選為600s以下。通過將保持時間設在600s以下，從而距鋼板表面板厚方向上20μm以下的區域中的Mn質量％小于距鋼板表面100μm～200μm的區域中的Mn質量％的10％，耐延遲破壞特性提高。

　　接著，將冷軋板從第一均熱溫度以10℃/s以上的第二平均冷卻速度冷卻至350℃～475℃的第二均熱溫度，在該第二均熱溫度保持300s以下后，以100℃/s以上的第三平均冷卻速度冷卻至室溫。以下，也將在第二均熱溫度保持300s以下稱為“第二均熱”。

　　第二平均冷卻速度：10℃/s以上

　　第一均熱后，從第一均熱溫度到室溫以10℃/s以上的第二平均冷卻速度進行冷卻。如果平均冷卻速度小于10℃/s，則冷卻中進行鐵素體轉變，鐵素體的體積分率增加，另外，拉伸強度和擴孔性劣化。第二平均冷卻速度的上限沒有特別限定，從生產技術上制約考慮，優選為200℃/s以下，更優選為100℃/s以下，進一步更優選為50℃/s以下。

　　第二均熱溫度：350℃～475℃

　　如果均熱后的冷卻停止溫度小于350℃，則一部分奧氏體晶粒發生馬氏體轉變，通過其后的回火處理使碳化物粗大化，因此成為氫捕獲位點的碳化物變得不充分，耐延遲破壞特性劣化。另外，如果均熱后的冷卻停止溫度超過475℃，則珠光體過量地生成，因此回火馬氏體的體積分率降低，并且鐵素體的體積分率增加，拉伸強度和擴孔性劣化。第二均熱溫度優選為450℃以下。

　　第二均熱溫度的保持時間：300s以下

　　上述冷卻后，為了生成貝氏體，在350℃～475℃的規定的第二均熱溫度保持300s以下。如果保持時間超過300s，則貝氏體的體積分率增加，擴孔性劣化。另外，回火馬氏體晶粒和貝氏體晶粒中包含的粒徑0.1μm～1.0μm的碳化物的個數減少，母材鋼板和凸焊部的耐延遲破壞特性劣化。因此，第二均熱溫度下的保持時間為300s以下。第二均熱溫度下的保持時間優選為200s以下。第二均熱溫度下的保持時間的下限沒有特別限制，可以為0s。

　　第三平均冷卻速度：100℃/s以上

　　在本發明中是極重要的發明構成要件。第二均熱后，為了使殘存的奧氏體進行馬氏體轉變，將冷軋板以100℃/s以上的第三平均冷卻速度進行冷卻。如果第三平均冷卻速度小于100℃/s，則通過其后的回火處理，使碳化物粗大化，因此成為氫捕獲位點的微細的碳化物的量變得不充分，母材鋼板和凸焊部的耐延遲破壞特性劣化。第三平均冷卻速度優選為150℃/s以上，更優選為200℃/s以上。應予說明，冷卻方法只要得到100℃/s以上的第三平均冷卻速度即可，例如可以舉出氣冷、霧冷和水冷等。從成為低成本的觀點考慮，優選以水冷進行冷卻。第三平均冷卻速度的上限沒有特別限定，從生產技術上的制約考慮，優選為2000℃/s以下，更優選為1200℃/s以下。

　　接著，將冷卻至室溫的冷軋板再加熱到200℃～400℃的第三均熱溫度，在該第三均熱溫度保持180s～1800s。通過該回火處理，馬氏體被回火，耐延遲破壞特性提高。

　　第三均熱溫度：200℃～400℃

　　如果第三均熱溫度小于200℃或超過400℃，則無法充分得到粒徑0.1μm～1.0μm的微細的碳化物，因此不充分得到成為氫捕獲位點的碳化物，母材鋼板和凸焊部的耐延遲破壞特性劣化。

　　第三均熱溫度下的保持時間：180s～1800s

　　同樣，如果第三均熱溫度小于180s或超過1800s，則無法充分得到粒徑0.1μm～1.0μm的微細的碳化物，成為氫捕獲位點的碳化物不足，母材鋼板和凸焊部的耐延遲破壞特性劣化。第三均熱溫度下的保持時間優選為1500s以下。

　　酸洗處理

　　接著，對回火處理后的冷軋板進行酸洗。酸洗為了除去在鋼板表層濃化的Si和Mn等的氧化物而實施。如果不進行酸洗，則無法除去這些氧化物，Si和Mn等合金元素在鋼板表面過度地濃化，凸焊部的耐延遲破壞特性劣化。應予說明，酸洗條件沒有特別限定，鹽酸、硫酸等常用的酸洗方法均可應用，優選在pH為1.0～4.0、溫度為10℃～100℃、浸漬時間為5s～200s的條件下進行酸洗。

　　可以在酸洗后對高強度薄鋼板實施鍍覆處理。鍍覆金屬的種類沒有特別限定，在一個例子中為鋅。作為鍍鋅處理，可以例示在熱浸鍍鋅處理和熱浸鍍鋅處理后進行合金化處理的合金化熱浸鍍鋅處理。在實施熱浸鍍鋅的情況下，浸漬于鍍鋅浴的高強度薄鋼板的溫度優選為(熱浸鍍鋅浴溫度－40)℃～(熱浸鍍鋅浴溫度+50)℃。如果浸漬在鍍浴的高強度薄鋼板的溫度為(熱浸鍍鋅浴溫度－40)℃以上，則在鋼板浸漬于鍍浴時，能夠更適宜地防止熔融鋅的凝固，提高鍍覆外觀。另外，如果浸漬于鍍覆浴的高強度薄鋼板的溫度在(熱浸鍍鋅浴溫度+50)℃以下，則量產率更加良好。

　　另外，熱浸鍍鋅后，可以在450℃～600℃的溫度區域對鍍鋅實施合金化處理。通過在450℃～600℃的溫度區域實施合金化處理，從而鍍鋅中的Fe濃度為7％～15％，熱浸鍍鋅的密合性、涂裝后的耐腐蝕性提高。

　　熱浸鍍鋅優選使用含有0.10％～0.20％的Al的鍍鋅浴。另外，鍍覆后，為了調整鍍覆的單位面積重量，可以進行擦拭。

　　另外，可以對酸洗后的高強度薄鋼板實施調質軋制。在對酸洗后的高強度薄鋼板實施調質軋制的情況下，調質軋制的伸長率優選為0.05％～2.0％。

　　實施例

　　以下，對本發明的實施例進行說明。但是，本發明并不受下述實施例限制，也可以適合本發明的范圍內適當地變更實施，這些均包含于本發明的技術范圍內。

　　對具有表1所示的化學組成的鋼坯材進行熔煉，進行連續鑄造，制造鋼坯。接著，將熱軋加熱溫度設為1250℃、將精軋結束溫度(FDT)設為表2所示的條件，對鋼坯實施熱軋，得到熱軋板。接著，將熱軋板以表2所示的第一平均冷卻速度(冷速1)冷卻至卷繞溫度(CT)，以該卷繞溫度進行卷繞。接著，對熱軋板進行酸洗后，以表2所示的壓下率實施冷軋，制造冷軋板(板厚：1.4mm)。將如此得到的冷軋板供給于連續退火爐(CAL)，實施以下的退火。首先，將冷軋板以表2所示的平均加熱速度進行加熱，在表2所示的第一均熱溫度和均熱時間(第一保持時間)下進行退火。接著，將冷軋板以表2所示的第二平均冷卻速度(冷速2)冷卻至第二均熱溫度。接著，將冷軋板在該第二均熱溫度保持表2所示的時間(第二保持時間)后，以第三平均冷卻速度(冷速3)冷卻至室溫。接著，作為回火處理，將冷軋板再加熱到第三均熱溫度，在該第三均熱溫度保持表2所示的時間(第三保持時間)后，進行酸洗，得到鋼板。

　　從制成的鋼板以軋制直角方向成為長邊方向(拉伸方向)的方式采取JIS5號拉伸試驗片，通過基于JIS Z2241(1998)的拉伸試驗，測定拉伸強度(TS)和伸長率(EL)。

　　擴孔率按照JIS Z2256(2010)進行測定。在間隙12.5％下，沖裁的孔，以毛刺在模具側的方式安裝于試驗機。接著，利用60°的錐形沖頭沖孔，將在孔的邊緣產生的裂紋至少在1個位置在厚度方向貫通時的孔的直徑的擴孔量以貫通時的孔的直徑相對于初始的孔的直徑的比表示，得到擴孔率(λ)。將具有λ(％)為50％以上的鋼板制成具有良好的擴孔性的鋼板。

　　母材鋼板的耐延遲破壞特性如下測定。首先，從制造的鋼板以軋制方向作為長邊方向，切出30mm×100mm的鋼片。對該鋼片的端面進行研削加工。進一步將鋼片在長邊方向進行U字彎曲加工時在對置的位置設置2個螺栓孔，制成試驗片。對試驗片，使用沖壓成型機，將沖孔前端部的曲率半徑設為10mm實施180°的U字彎曲加工。U字彎曲加工后，試驗片通過回彈(彈性恢復)變形，從而使對置的面彼此偏離(U字向外側開口)。這樣，向引起回彈的試驗片的螺栓孔插入螺栓，以對置的面彼此的間隔成為20mm或25mm的方式進行螺栓緊固，對試驗片負載應力。將進行了螺栓緊固的試驗片浸漬在25℃的3.0％NaCl+0.3％NH4SCN水溶液中，進行將該試驗片作為陰極的電解充電，在試驗片的鋼中侵入氫。電流密度為1.0mA/cm2，對極為鉑。對置的面彼此的間隔為25mm的試驗片從浸漬開始100小時后也沒有斷裂的情況評價為母材鋼板的耐延遲破壞特性良好(○)，將對置的面彼此的間隔為20mm的試驗片從浸漬開始起100小時后也沒有斷裂的情況也評價為母材鋼板的耐延遲破壞特性特別良好(◎)。

　　凸焊部的耐延遲破壞特性如下進行了測定。首先，從所制造的鋼板采取50mm×150mm的試驗片，對中央部開一個直徑10mm的孔。將該試驗片和具有4點突出部的M6焊接用螺母以試驗片的孔的中心和螺母的孔的中心一致的方式安裝于交流焊接機。使用安裝于該交流焊接機的伺服馬達加壓式單相交流(50Hz)的焊槍，使試驗片與焊接用螺母進行凸焊，制成具有凸焊部的試驗片。應予說明，焊槍中具備使用的一對電極芯片成為平型的電極。焊接條件是加壓力為3000N，通電時間為7次循環(50Hz)，焊接電流為12kA，保持時間為10次循環(50Hz)。在具有凸焊部的試驗片的螺母孔中固定螺栓，置于墊片上。接著，基于JIS B 1196(2001)的壓痕剝離試驗，將螺栓擰入焊接的螺母，以載荷中心盡可能與螺栓的中心一致的方式在螺栓的頭部緩緩施加壓縮載荷，測定螺母從鋼板剝離時的載荷。將此時的剝離強度設為PS。利用與上述相同的方法制成固定了螺栓的試驗片，負載0.5×PS和0.7×PS的載荷。其后，在室溫下浸漬鹽酸水溶液(pH＝2.2)，評價螺母從鋼板剝離的時間。在負載了0.5×PS的載荷的情況下，將100小時后也沒有斷裂的情況評價為凸焊部的耐延遲破壞特性良好(○)，在負載了0.7×PS的載荷的情況下，將100小時后也沒有斷裂的情況評價為凸焊部的耐延遲破壞特性特別良好(◎)。

　　根據上述方法，算出制造的鋼板中的鐵素體、回火馬氏體和貝氏體的體積分率、鐵素體和回火馬氏體的平均晶體粒徑。另外，根據上述的方法，計算殘余奧氏體、珠光體和未結晶鐵素體的體積分率。

　　另外，根據上述的方法，計算包含粒徑0.1μm～1.0μm的碳化物的回火馬氏體晶粒和貝氏體晶粒相對于全部回火馬氏體和貝氏體的合計的體積分率。并且，根據上述方法，測定距鋼板表面板厚方向上為20μm以下的區域中的C質量％和Mn質量％相對于距鋼板表面100μm～200μm的區域中的C質量％和Mn質量％的比例。

　　將鋼板組織、拉伸強度、伸長率、擴孔性以及母材鋼板和凸焊部的耐延遲破壞特性的測定結果示于表3。

　　[表1]

　　下劃線表示本發明的適當范圍外。

　　發明例的拉伸強度、伸長率、擴孔率、母材鋼板的耐延遲破壞特性以及凸焊部的耐延遲破壞特性均優異。與此相對，比較例的拉伸強度、伸長率、擴孔率、母材鋼板的耐延遲破壞特性以及凸焊部的耐延遲破壞特性中的任一個以上劣化。

　　技術特征：

　　1.一種高強度薄鋼板，具有如下的成分組成和復合組織：

　　所述成分組成以質量％計含有C：0.10％～0.22％、Si：0.5％～1.5％、Mn：1.2％～2.5％、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.01％～0.10％和N：0.010％以下，并且剩余部分由Fe和不可避免的雜質構成，

　　所述復合組織包含以體積分率計5％～35％的鐵素體，以體積分率計50％～85％的回火馬氏體，以體積分率計0％～20％的貝氏體，

　　所述鐵素體的平均晶體粒徑為5μm以下，

　　所述回火馬氏體的平均晶體粒徑為5μm以下，

　　相對于所述回火馬氏體和所述貝氏體的合計，在晶粒內包含5個以上粒徑0.1μm～1.0μm的碳化物的回火馬氏體和貝氏體的合計以體積分率計為85％以上，

　　并且，距鋼板表面在板厚方向上為20μm以下的區域中的C質量％和Mn質量％相對于距鋼板表面100μm～200μm的區域中的C質量％和Mn質量％分別為20％以下。

　　2.根據權利要求1所述的高強度薄鋼板，其中，所述成分組成以質量％計進一步含有選自Ti：0.05％以下、V：0.05％以下和Nb：0.05％以下中的一種以上。

　　3.根據權利要求1或2所述的高強度薄鋼板，其中，所述成分組成進一步以質量％計含有選自Mo:0.50％以下、Cr：0.50％以下、Cu:0.50％以下、Ni:0.50％以下、B:0.0030％以下、Ca:0.0050％以下、REM：0.0050％以下、Ta：0.100％以下、W：0.500％以下、Sn：0.200％以下、Sb：0.200％以下、Mg：0.0050％以下、Zr：0.1000％以下、Co：0.020％以下和Zn：0.020％以下中的一種以上。

　　4.一種高強度薄鋼板的制造方法，對具有權利要求1～3中任一項所述的成分組成的鋼坯，在精軋結束溫度為850℃～950℃的條件下實施熱軋，制成熱軋板，

　　接著，將所述熱軋板以30℃/s以上的第一平均冷卻速度冷卻到550℃以下的卷繞溫度后，以該卷繞溫度進行卷繞，

　　接著，對所述熱軋板實施酸洗，

　　接著，對酸洗后的所述熱軋板以30％以上的壓下率實施冷軋，制成冷軋板，

　　接著，將所述冷軋板以600℃以上的溫度區域的露點為－40℃～10℃、以3℃/s～30℃/s的平均加熱速度加熱到800℃～900℃的第一均熱溫度，在該第一均熱溫度保持30s～800s，

　　接著，將所述冷軋板從所述第一均熱溫度以10℃/s以上的第二平均冷卻速度冷卻到350℃～475℃的第二均熱溫度，在該第二均熱溫度保持300s以下，

　　接著，將所述冷軋板以100℃/s以上的第三平均冷卻速度冷卻到室溫，

　　接著，將所述冷軋板再加熱到200℃～400℃的第三均熱溫度，在該第三均熱溫度保持180s～1800s，

　　接著，對所述冷軋板進行酸洗。

　　技術總結

　　本發明提供一種加工性、母材鋼板的耐延遲破壞特性進而凸焊部的耐延遲破壞特性優異的、拉伸強度為1180MPa以上的高強度薄鋼板及其制造方法。上述高強度薄鋼板具有如下的成分組織，含有C、Si、Mn、P、S、Al和N，并且剩余部分由Fe和不可避免的雜質構成，具有包括鐵素體、回火馬氏體、貝氏體的復合組織，相對于上述回火馬氏體和上述貝氏體的合計，在晶粒內包含5個以上的粒徑0.1μm～1.0μm的碳化物的回火馬氏體和貝氏體的合計以體積分率計為85％以上，并且距鋼板表面板厚方向上20μm以下的區域中的C質量％和Mn質量％相對于距鋼板表面100μm～200μm的區域中的C質量％和Mn質量％分別為20％以下。

　　技術研發人員：高島克利;橫田毅;

　　受保護的技術使用者：杰富意鋼鐵株式會社;

　　技術研發日：2020.07.16

　　技術公布日：2022.03.18