高强度钢板及其制造方法与流程

本发明涉及主要作为汽车的部件用原料使用的高强度钢板及其制造方法。详细而言，涉及高强度(屈服强度为550mpa以上)、且焊接性优异的高强度钢板及其制造方法。

背景技术：

近年来，在例如汽车行业中，从保全地球环境的观点考虑，为了削减二氧化碳(co2)排放量而改善汽车的燃料效率一直是重要的课题。对于提高汽车的燃料效率而言，实现汽车车体的轻质化是有效的，但需要在维持汽车车体的强度的同时实现车体的轻质化。若能够将作为汽车部件用原料的钢板高强度化、简化结构从而削减部件件数、或将原料减薄，则能够达成轻质化。

然而，屈服强度为550mpa以上的高强度钢板中，通常含有大量高强度化所需要的合金元素，因此，焊接部的韧性、尤其是电阻点焊中被称为熔核的熔融凝固部周边的热影响部的韧性不足，频繁发生焊接部在汽车碰撞时断裂、无法维持汽车整体的碰撞强度的情况。虽然迄今为止提出了各种技术，但并未将改善该焊接部的焊缝强度作为直接目的。

例如，专利文献1中公开了ts为980mpa以上、成型性及耐冲击性优异的高强度热浸镀钢板及其制造方法。另外，专利文献2中公开了具有优异的加工性的、ts：590mpa以上的高强度热浸镀钢板及其制造方法。另外，专利文献3中公开了780mpa以上、成型性优异的高强度热浸镀钢板及其制造方法。另外，专利文献4中公开了具有优异的成型加工性及焊接性的高张力冷轧钢板及其制造方法。另外，专利文献5中公开了ts为800mpa以上、耐氢脆化、焊接性、扩孔性及延展性优异的高强度薄钢板及其制造方法。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2011-225915号公报

专利文献2：日本特开2009-209451号公报

专利文献3：日本特开2010-209392号公报

专利文献4：日本特开2006-219738号公报

专利文献5：日本特开2004-332099号公报

技术实现要素：

发明所要解决的课题

对于专利文献1中记载的高强度热浸镀钢板而言，难以得到屈服强度为550mpa以上的高强度，并且热影响部的韧性低，高速变形时的扭转强度存在改善的余地。

专利文献2中记载的高强度热浸镀钢板中，具有以面积率计为30％以上且90％以下的铁素体相、3％以上且30％以下的贝氏体相、和5％以上且40％以下的马氏体相，因此，难以得到屈服强度为550mpa以上的高强度，并且热影响部的韧性低，高速变形时的扭转强度存在改善的余地。

对于专利文献3中记载的高强度热浸镀钢板而言，难以得到屈服强度为550mpa以上的高强度，并且热影响部的韧性低、热影响部的韧性劣化，因此，高速变形时的扭转强度存在改善的余地。

对于专利文献4中记载的高强度热浸镀钢板而言，通过使ceq值为0.25以下从而得到了焊接性优异的钢板。然而，虽然对于以往的静态拉伸剪切、剥离强度是有效的，但考虑涉及铁素体相的构成时，韧性不能说是充分的，高速变形时的扭转强度存在改善的余地。

专利文献5中提出的显微组织中，贝氏体、贝氏体铁素体中的一者或二者以面积率计合计为34～97％，对于高速变形时的扭转强度而言，存在改善的余地。

如上所述，现有技术中均在高速变形时的扭转强度方面存在课题，现状是，存在实用上使用增强构件来回避所述课题的情况等，轻质化效果不能说是充分的。

本发明有利地解决上述的现有技术所存在的问题，其目的在于，提供能够形成高速变形时的扭转强度高的电阻点焊部、具有屈服强度为550mpa以上的强度的高强度钢板及其制造方法。需要说明的是，本发明中所谓“优异的焊接性”，是指高速变形时的扭转强度高。所谓“高速变形时的扭转强度高”，是指下述情况：将2片以与轧制方向呈90°的方向作为长度方向的宽10mm、长80mm、板厚1.6mm的钢板在宽度方向上重叠，以熔核直径成为7mm的方式进行点焊从而制作试验片，竖立固定，在成型载荷10kn、载荷速度100mm/分钟的条件下施加试验力，以上述点焊部为中心，以使得上述2片的钢板间的角度成为170°的方式使其变形后，为了确认有无焊接部的裂纹，对轧制方向的板厚截面进行镜面研磨，在未经蚀刻的情况下使用光学显微镜放大至400倍，观察裂纹，结果为未产生裂纹，或者即使产生裂纹，该裂纹的长度也为50μm以下的情况。

用于解决课题的手段

为了达成上述目的，本申请发明人对电阻点焊部的高速变形时的扭转强度进行了深入研究，结果，为了提高热影响部的韧性而使受到焊接的热影响前的组织变化从而得到了如下所示的见解。

(1)进行高速变形时的扭转试验的情况下，热影响部的裂纹在熔核处沿与轧制方向垂直的方向(板厚方向)产生。

(2)该方向的裂纹可通过将沿与轧制方向垂直的方向切割时的板厚截面的组织控制为下述显微组织而得到抑制：以体积分率计含有50～80％的马氏体相，铁素体相的平均粒径为13μm以下，铁素体相整体中的纵横比为2.0以下的铁素体晶粒的体积率为70％以上，铁素体晶粒的长度方向的平均长度为20μm以下。

(3)热影响部中，母相中存在大量沿板宽度方向伸长的铁素体晶粒时，应力集中于沿板宽度方向伸长的晶粒的前端，因此，晶粒的前端与硬质的马氏体等邻接时，容易产生空隙。并且，空隙通过连结而容易在熔核周围产生裂纹。若如此，则在高速变形时的扭转试验中，在熔核中与轧制方向铅垂的方向(板厚方向)上产生裂纹，强度降低。

本发明是基于以上的见解完成的，更具体而言，本发明提供以下方案。

[1]高强度钢板，其具有下述成分组成和显微组织，所述成分组成以质量％计含有c：0.05～0.15％、si：0.010～1.80％、mn：1.8～3.2％、p：0.05％以下，s：0.02％以下，al：0.01～2.0％，且含有b：0.0001～0.005％、ti：0.005～0.04％、mo：0.03～0.50％中的一种以上，余量为铁及不可避免的杂质，所述显微组织在轧制垂直方向的板厚截面的观察中以体积分率计含有50～80％的马氏体相，铁素体相的平均粒径为13μm以下，铁素体相整体中的纵横比为2.0以下的铁素体晶粒的体积率为70％以上，铁素体晶粒的长度方向(在钢板宽度方向上)的平均长度为20μm以下，所述高强度钢板的屈服强度(yp)为550mpa以上。

[2]如[1]所述的高强度钢板，其还具有在轧制垂直方向的板厚截面的观察中、马氏体的平均粒径为2～8μm的显微组织。

[3]如[1]或[2]所述的高强度钢板，其中，所述成分组成进一步以质量％计含有cr：1.0％以下。

[4]如[1]～[3]中任一项所述的高强度钢板，其中，所述成分组成进一步以质量％计含有合计为1％以下的cu、ni、sn、as、sb、ca、mg、pb、co、ta、w、rem、zn、nb、v、cs、hf中的任意一种以上。

[5]如[1]～[4]中任一项所述的高强度钢板，其在表面具有镀层。

[6]如[5]所述的高强度钢板，其特征在于，所述镀层为热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层。

[7]高强度钢板的制造方法，其包括：

热轧工序，将具有[1]、[3]或[4]中任一项所述的成分组成的钢板坯进行热轧后，在平均冷却速度为10～30℃/s的条件下冷却，在卷取温度为470～700℃的条件下卷取；冷轧工序，对所述热轧工序中得到的热轧钢板进行冷轧；和退火工序，将所述冷轧工序中得到的冷轧钢板加热至750～900℃的退火温度范围，在所述退火温度范围内保持30～200秒，在所述保持的过程中，使用半径为200mm以上的辊将弯曲回弯实施合计为8次以上，所述保持后，在平均冷却速度为10℃/s以上、冷却停止温度为400～600℃的条件下冷却。

[8]如[7]所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在所述退火工序后具有实施镀覆处理的镀覆工序。

[9]如[8]所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，所述镀覆处理为形成热浸镀锌层的处理或形成合金化热浸镀锌层的镀覆处理。

发明效果

本发明的高强度钢板的屈服强度为550mpa以上，电阻点焊焊缝的高速扭转强度优异。

附图说明

[图1]为表示高速变形时的扭转试验的试验方法的示意图。

具体实施方式

以下，对本发明的实施方式进行说明。需要说明的是，本发明不限于以下的实施方式。

本发明的高强度钢板的成分组成以质量计含有c：0.05～0.15％、si：0.010～1.80％、mn：1.8～3.2％、p：0.05％以下，s：0.02％以下，al：0.01～2.0％，且含有b：0.0001～0.005％、ti：0.005～0.04％、mo：0.03～0.50％中的一种以上，余量为铁及不可避免的杂质。

另外，上述成分组成可进一步以质量％计含有cr：1.0％以下。

另外，上述成分组成可进一步以质量％计含有合计为1％以下的cu、ni、sn、as、sb、ca、mg、pb、co、ta、w、rem、zn、nb、v、cs、hf中的任意一种以上。

以下，对本发明的成分组成的各成分进行说明。表示成分含量的“％”的含义为“质量％”。

c：0.05～0.15％

c是使马氏体生成、并使强度上升所需要的元素。c含量小于0.05％时，马氏体带来的强度上升效果不充分，屈服强度无法达到550mpa以上。另一方面，c含量大于0.15％时，在热影响部中大量地生成渗碳体，从而使热影响部中成为马氏体的部分的韧性使降低，高速变形时的扭转试验中强度降低。因此，c含量设为0.05～0.15％。对于下限而言，优选的c含量为0.06％以上。更优选为0.07％以上，进一步优选为0.08％以上。对于上限而言，优选的c含量为0.12％以下。更优选为0.11％以下，进一步优选为0.10％以下。

si：0.010～1.80％

si是具有通过固溶强化来提高钢板强度的作用的元素。为了稳定地确保屈服强度，si含量需设为0.010％以上。另一方面，si含量大于1.80％时，渗碳体微细地析出至马氏体中，高速变形时的扭转强度降低。另外，从抑制热影响部的裂纹产生的观点考虑，将其上限设为1.80％。对于下限而言，优选的si含量为0.50％以上。更优选为0.80％以上，进一步优选为1.00％以上。对于上限而言，优选的si含量为1.70％以下。更优选为1.60％以下，进一步优选为1.50％以下。

mn：1.8～3.2％

mn是具有通过固溶强化来提高钢板强度的作用的元素。mn是抑制铁素体相变、贝氏体相变等而使马氏体生成、并使原料的强度上升的元素。为了稳定地确保屈服强度，mn含量必须为1.8％以上。优选为2.0％以上，更优选为2.1％以上。另一方面，mn含量增多时，则通过回火而生成渗碳体、并且热影响部的韧性降低、高速变形时的扭转强度降低。因此，mn含量设为3.2％以下。对于上限而言，优选的mn含量为2.8％以下。更优选为2.6％以下。

p：0.05％以下

p向晶界偏析，从而使韧性降低。因此，p含量设为0.05％以下。优选为0.03％以下，进一步优选为0.02％以下。需要说明的是，p含量越少越好，即使不含有p也能够得到本发明的效果，但从制造成本的观点考虑，p含量优选为0.0001％以上。

s：0.02％以下

s与mn键合而形成粗大的mns，并使韧性降低。因此，降低s含量是优选的。本发明中，s含量为0.02％以下即可。优选为0.01％以下，进一步优选为0.002％以下。需要说明的是，s含量越少越好，即使不含有s也能够得到本发明的效果，但从制造成本的观点考虑，s含量优选为0.0001％以上。

al：0.01～2.0％

从钢中存在大量氧化物时韧性降低的观点考虑，脱氧是重要的。另外，al具有抑制渗碳体析出的效果，为了得到该效果，需要含有0.01％以上。另一方面，al含量大于2.0％时，氧化物、氮化物聚集粗大化从而使韧性降低，因此，al含量设为2.0％以下。对于下限而言，优选的al含量为0.02％以上。更优选为0.03％以上。对于上限而言，优选的al含量为0.1％以下。更优选为0.08％以下。

如上所述，上述成分组成含有b：0.0001～0.005％、ti：0.005～0.04％、mo：0.03～0.50％中的一种以上。

b：0.0001～0.005％

b是强化晶界、提高韧性所需要的元素。为了得到该效果，需要使b的含量为0.0001％以上。另一方面，大于0.005％时，b形成fe23(cb)6而使韧性劣化。因此，b含量限定为0.0001～0.005％的范围。对于下限而言，优选的b含量为0.0010％以上。更优选为0.0012％以上。对于上限而言，优选为0.004％以下。

ti：0.005～0.04％

ti通过与n键合、形成氮化物来抑制bn的形成、发挥b的效果，并且使tin形成、将晶粒微细化从而使韧性提高。为了得到该效果，需要使ti的含量为0.005％以上。另一方面，ti含量大于0.04％时，不仅该效果饱和，而且会提高轧制负荷，因此稳定的钢板制造变得困难。因此，ti含量限定为0.005～0.04％的范围。对于下限而言，优选的ti含量为0.010％以上。更优选为0.015％以上。对于上限而言，优选为0.03％以下。

mo：0.03～0.50％

mo是使本发明的效果进一步提高的元素。mo促进奥氏体的核生成，使马氏体微细化。另外，mo防止渗碳体的形成、热影响部的晶粒的粗大化，从而使热影响部的韧性提高。mo的含量需要为0.03％以上。另一方面，mo含量大于0.50％时，mo碳化物析出，韧性反而会劣化。因此，mo含量限定为0.03～0.50％的范围。另外，当以上述范围含有mo时，能够抑制焊接焊缝的液体金属脆性降低，并能够提高焊缝的强度。对于下限而言，优选的mo含量为0.08％以上。更优选为0.09％以上。对于上限而言，优选为0.40％以下，更优选为0.30％以下。

如上所述，本发明的成分组成可含有以下的成分作为任选成分。

cr：1.0％以下

cr是具有抑制回火脆化的效果的元素。因此，通过添加cr，本发明的效果进一步增大。然而，含有大于1.0％的cr会导致cr碳化物的形成，从而导致热影响部的韧性劣化。

另外，可含有合计为1％以下的cu、ni、sn、as、sb、ca、mg、pb、co、ta、w、rem、zn、nb、v、cs、hf中的任意一种以上。优选为0.1％以下，更优选为0.03％以下。需要说明的是，上述总含量的下限值没有特别限定，优选为0.0001％以上。

另外，上述以外的成分为fe及不可避免的杂质。

余量为fe及不可避免的杂质。例如，n：0.0040％以下、b：小于0.0001％、ti：小于0.005％、mo：小于0.03％的情况下，它们作为不可避免的杂质而被含有。

以上，对成分组成进行了说明，但本发明中，为了得到期待的效果，仅将成分组成调节为上述的范围是不充分的，控制钢组织(显微组织)也是重要的。以下，对其条件进行说明。需要说明的是，以下中说明的组织是观察沿相对于轧制方向而言的垂直方向进行切割而得到的板厚截面时的组织。

马氏体相的体积分率：50～80％

马氏体相为硬质相，具有通过相变组织强化来增加钢板强度的作用。另外，为了使屈服强度为550mpa以上，马氏体相的体积分率需要设为50％以上。优选为55％以上，更优选为60％以上。另一方面，大于80％时，在马氏体与其他组织的界面处产生的空隙变得局域性地集中，热影响部的韧性降低。因此，马氏体体积分率为50～80％。对于上限而言，优选为70％以下，更优选为65％以下。

马氏体相的平均粒径：2～8μm

为了进一步改善屈服强度，优选使马氏体相的平均粒径为2μm以上。更优选为5μm以上。另一方面，通过使马氏体相的平均粒径为8μm以下，热影响部的韧性进一步提高，高速变形时的扭转强度进一步提高。更优选为6μm以下。

本发明的钢组织中，除了马氏体相以外，还包含铁素体相。为了抑制空隙在马氏体周边局域性集中、提高热影响部的韧性，铁素体相的体积分率优选为25％以上。更优选为30％以上。进一步优选为31％以上。另外，为了能够得到屈服强度，优选为50％以下，更优选的体积分率为49％以下。进一步优选为45％以下。

另外，除了马氏体相、铁素体相以外，也可包含渗碳体、珠光体、贝氏体相、残余奥氏体相等的其他相。其他相的以合计体积率计为8％以下即可。

铁素体相的平均粒径：13μm以下

铁素体相的平均粒径大于13μm时，钢板的强度降低，并且由于热影响而发生时效的、韧性低的铁素体导致韧性劣化。另外，热影响部(haz部)的晶粒生长导致焊接部的强度降低。因此，将铁素体相的平均粒径设为13μm以下。粒径变小时，延展性变差，因此，对于下限而言，优选的平均粒径为3μm以上。更优选为5μm以上、更优选的平均粒径为7μm以上。最优选为8μm以上。对于上限而言，优选的平均粒径为12μm以下。

此处，上述铁素体相的平均粒径如下求出：针对与轧制方向垂直的截面(c截面)的距板表面在板厚方向上为1/4的位置，使用扫描电子显微镜(sem)将利用1％硝酸乙醇溶液进行腐蚀而呈现出的组织放大至1000倍，拍摄10个视野的量，利用按照astme112-10的切剖法求出。

铁素体相整体中纵横比为2.0以下的铁素体晶粒占据的体积率：70％以上

纵横比大于2.0的铁素体晶粒较多的情况下，板厚方向的晶粒生长被析出物钉扎，因此由于热影响而扁平化，从而韧性降低。需要说明的是，本发明中得到的铁素体晶粒的纵横比的下限实质为0.8。本发明中，为了提高韧性，使铁素体相整体中纵横比为2.0以下的铁素体晶粒占据的体积率为70％以上。优选为75％以上。对于上限而言，优选为90％以下，更优选为85％以下。

测定铁素体晶粒的纵横比方法如下：针对与轧制方向垂直的截面(c截面)的距板表面在板厚方向上为1/4的位置，使用扫描电子显微镜(sem)将利用1％硝酸乙醇溶液进行腐蚀而呈现出的组织放大至1000倍，拍摄10个视野的量，将宽度方向(c方向)的长度与板厚方向的长度之比作为纵横比。

铁素体晶粒的长度方向的平均长度为20μm以下

铁素体晶粒的长度方向的平均长度大于20μm时，伸长的铁素体晶粒的端部处的应力集中部成为热影响部处的裂纹产生的起点，高速变形时的扭转强度降低。因此，使铁素体晶粒的长度方向的平均长度为20μm以下。优选为18μm以下，更优选为16μm以下。对于下限而言，没有特别限定，优选为5μm以上，更优选为8μm以上，进一步优选为10μm以上。

具有上述的成分组成、显微组织的本发明的高强度钢板也可以是在表面具有镀层的高强度钢板。作为镀层，优选为镀锌层，进一步优选为热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层。需要说明的是，也可以是锌以外的金属的镀层。

接下来，对本发明的热轧钢板的制造方法进行说明。

以下，对本发明的高强度钢板的制造方法进行说明。本发明的高强度钢板的制造方法包括热轧工序、冷轧工序、退火工序。根据需要，也可具有镀覆工序。以下，对上述各工序进行说明。

热轧工序是将具有成分组成的钢板坯进行热轧后在平均冷却速度为10～30℃/s的条件下冷却、在卷取温度为470～700℃的条件下卷取的工序。

本发明中，钢原料(钢板坯)的熔炼方法没有特别限定，可采用转炉、电炉等已知的熔炼方法。另外，熔炼后，考虑偏析等问题而优选利用连续铸造法制成钢板坯，但也可使用铸锭-开坯轧制法、薄板坯连铸法等已知的铸造方法制成板坯。需要说明的是，在铸造后将板坯进行热轧的过程中，可以使用加热炉将板坯再加热后进行轧制，在保持规定温度以上的温度时，可以不加热板坯而进行直送轧制。

对上述钢原料施以包含粗轧及精轧的热轧。本发明中，优选在粗轧前将钢原料中的碳化物熔解。加热板坯的情况下，为了使碳化物熔解、或防止轧制荷重的增大，优选加热至1100℃以上。另外，为了防止氧化皮损耗的增大，板坯的加热温度优选设为1300℃以下。另外，如上所述，粗轧前的钢原料保持规定温度以上的温度，钢原料中的碳化物熔解时，可省略加热粗轧前的钢原料的工序。需要说明的是，对于粗轧条件、精轧条件无需进行特别限定。

热轧后的冷却的平均冷却速度：10～30℃/s

热轧后、至卷取温度为止的平均冷却速度小于10℃/s时，铁素体晶粒不生长、纵横比变得容易大于2.0，上述“铁素体相整体中纵横比为2.0以下的铁素体晶粒占据的体积率”降低，热影响部的韧性降低。另一方面，大于30℃/s时，铁素体晶粒过度生长，强度降低。因此，平均冷却速度为10～30℃/s。对于下限而言，优选的上述平均冷却速度为15℃/s以上。对于上限而言，优选的上述平均冷却速度为25℃/s以下。需要说明的是，冷却开始温度即精轧结束温度为850～980℃是优选的，其理由在于，使热轧钢板的铁素体粒径均匀地生长，能够得到所期望的纵横比。

卷取温度：470～700℃

卷取温度低于470℃时，生成贝氏体等低温相变相，在热影响部处发生软化。另一方面，卷取温度大于700℃时，铁素体粒径变得粗大，热影响部的韧性降低。因此，卷取温度为470～700℃。对于下限而言，优选的卷取温度为500℃以上。对于上限而言，优选的卷取温度为600℃以下。

冷轧工序中，对上述的热轧工序中得到的热轧钢板施以冷轧。冷轧的轧制率没有特别限定，通常为30～60％。需要说明的是，也可在酸洗后进行冷轧，这种情况下，酸洗的条件没有特别限定。

在上述冷轧工序后实施退火工序。退火工序的具体条件如下。

退火条件：750～900℃，30～200秒

为了制成铁素体相的平均粒径为13μm以下、纵横比为2.0以下的铁素体晶粒在整体的铁素体相中占据的体积率为70％以上的显微组织，需要将冷轧后的钢板于750～900℃的退火温度保持30～200秒进行退火。退火温度小于750℃、保持时间小于30秒的情况下，恢复的进程变慢，无法得到所期望的纵横比。另一方面，退火温度大于900℃时，马氏体分率升高，热影响部的韧性降低。另外，退火时间大于200秒时，存在由于析出大量铁碳化物而导致延展性降低的情况。因此，退火温度为750～900℃，更优选为800～900℃。另外，保持时间为30～200秒，更优选为50～150秒。需要说明的是，直至上述退火温度范围为止的加热条件没有特别限定。

使用半径为200mm以上的辊将弯曲回弯实施合计为8次以上

当许多铁素体晶粒的纵横比大于2.0、上述“铁素体相整体中纵横比为2.0以下的铁素体晶粒占据的体积率”无法达到所期望的范围时，韧性劣化。为了使上述“铁素体相整体中纵横比为2.0以下的铁素体晶粒占据的体积率”成为所期望的范围，需要在退火中使晶粒生长。为此，需要在上述退火温度范围内的保持过程中，使用半径为200mm以上的辊实施8次以上的弯曲回弯。就半径小于200mm的辊而言，认为其弯曲应变量变大，钢板被进一步拉伸，结果，铁素体晶粒的纵横比容易变得大于2.0。因此，辊半径设为200mm以上。辊半径的上限没有特别限定，优选为1400mm以下。更优选为900mm以下。另外，小于8次时，铁素体晶粒的纵横比容易大于2.0，因此，设为8次以上。优选为9次以上。需要说明的是，由于若弯曲应变量的量较大则热影响部的韧性劣化，因此优选为15次以下。需要说明的是，所谓弯曲回弯合计为8次以上，是指弯曲的次数和回弯的次数的合计为8次以上。

在退火温度范围内保持后的冷却的平均冷却速度：10℃/s以上

平均冷却速度小于10℃/s时，铁素体晶粒粗大化，强度及热影响部的韧性降低。因此，将平均冷却速度设为10℃/s以上。冷却速度过快时，无法得到所期望的纵横比，因此，优选为30℃/s以下。

在退火温度范围内保持后的冷却的冷却停止温度：400～600℃

将冷却停止温度设为低于400℃时，无法得到所期望的马氏体相的体积分率，因此强度降低。另一方面，冷却停止温度高于600℃时，铁素体晶粒生长进展，强度及热影响部的韧性降低。因此，将上述冷却停止温度设为400～600℃。

在上述退火工序后，也可进行施以镀覆处理的镀覆工序。镀覆处理的种类没有特别限定，可以是电镀处理、热浸镀处理中的任一者。也可在热浸镀处理后实施合金化处理。

需要说明的是，本发明的高强度钢板的钢组织(显微组织)可根据制造条件进行调节。因此，上述热轧工序、冷轧工序及退火工序成为一体，有助于调节本发明的高强度钢板的钢组织。

实施例

在表2所示的条件下，对表1所示的成分组成的板坯实施热轧、冷轧、退火从而制造钢板。调查方法如下。

[表1]

*下划线表示本发明范围外。

[表2]

*下划线表示本发明范围外。

*1：热轧后、至卷取温度为止的平均冷却速度

*2：在退火温度范围内保持后的冷却的平均冷却速度

(1)组织观察

本申请中，为了区分马氏体和残余奥氏体，使用x射线衍射装置测定了残余奥氏体的面积率。测定方法如下。将钢板研磨至板厚的1/4位置后，利用化学研磨进一步研磨0.1mm，针对由此形成的面，在x射线衍射装置中使用mo的kα射线，测定fcc铁的(200)、(220)、(311)面和bcc铁的(200)、(211)、(220)面的积分强度，求出来自fcc铁各面的积分反射强度在来自bcc铁各面的积分反射强度中占据的强度比，将其作为残余奥氏体的面积率。

对于铁素体及马氏体的面积率而言，对沿所得钢板的与轧制方向垂直的方向切割而得到的板厚截面进行研磨，利用1％硝酸乙醇溶液进行腐蚀而使其显露。使用扫描电子显微镜放大至1000倍，在从表面到板厚1/4t部为止的区域内拍摄10个视野的量。t为钢板的厚度(板厚)。基于上述拍摄图像，测定各相的面积率，将面积率视为体积分率。铁素体相是具有在晶粒内观察不到腐蚀痕迹、铁系碳化物的形态的组织。马氏体相是以白色对比度观察到的组织。此外，还包括下述组织，其中，可在晶粒内观察到具有取向性的许多微细的铁系碳化物及腐蚀痕迹。由于残余奥氏体以白色对比度而被观察到，因此，马氏体的面积率为减去使用x射线衍射装置测得的残余奥氏体面积率而得到的面积率。将上述的马氏体相面积率视为体积分率。需要说明的是，作为其他相，确认了贝氏体、珠光体、残余奥氏体相。

马氏体相的平均粒径及铁素体相的平均粒径分别如下求出：使用上述体积分率的测定中所用的试样，使用扫描电子显微镜(sem)放大至1000倍，拍摄10个视野的量，利用按照astme112-10的切剖法而分别求出。算出的马氏体相及铁素体相的平均粒径示于表3。

对于铁素体晶粒的纵横比而言，使用上述体积分率的测定中所用的试样，将利用1％硝酸乙醇溶液进行腐蚀而呈现出的组织使用扫描电子显微镜(sem)放大至1000倍，拍摄10个视野的量，将宽度方向(c方向)的长度与板厚方向的长度之比作为纵横比。算出纵横比为2.0的铁素体晶粒的合计体积率，使用上述中求出的铁素体相的体积分率，算出铁素体相整体中的纵横比为2.0的铁素体晶粒的体积分率。

另外，基于计算纵横比所用的图像，将铁素体晶粒的板宽度方向的长度取平均，得到铁素体晶粒的长度方向的平均长度。

(2)拉伸特性

使用将与轧制方向呈90°的方向作为长度方向(拉伸方向)的jisz2201中记载的5号试验片，实施5次按照jisz2241的拉伸试验，求出平均的屈服强度(yp)、拉伸强度(ts)、对接伸长率(el)。结果示于表3。

(3)高速变形时的扭转试验

将2片以与轧制方向呈90°的方向作为长度方向的宽10mm、长80mm、板厚1.6mm的钢板如图1(a)所示地在宽度方向上重叠，以熔核直径成为7mm的方式进行点焊，制作试验片。将制得的试验片如图1(b)所示地在专用的模具中竖立固定，用推压件以成型载荷10kn、载荷速度100mm/分钟的条件施加试验力，如图1(c)所示地以成为170°的方式使其变形。然后，为了确认有无焊接部的裂纹，对轧制方向的板厚截面进行镜面研磨，在未经蚀刻的情况下使用光学显微镜放大至400倍，观察裂纹(图1(d))。将未产生裂纹的情况判定为“◎”，将产生裂纹、裂纹的长度为50μm以下的情况判定为“○”，将裂纹的长度大于50μm且小于100μm的情况判定为“△”，将裂纹的长度为100μm以上的情况判定为“×”。这些结果统一示于表3。需要说明的是，本试验中评价为“◎”或“○”表示焊接性优异、高速变形时的扭转强度高、韧性优异。

[表3]

*下划线表示本发明范围外。