CN101649415B - 加工性优异的高强度钢板 - Google Patents

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Abstract

一种高强度钢板，其满足规定的成分组成，组织具有铁素体的母相组织，以及贝氏体和马氏体的第二相组织，全部组织中所占的比率为，铁素体：50～86面积％、贝氏体：10～30面积％、马氏体：4～20面积％，并且满足(贝氏体面积率)＞(马氏体面积率)的关系，铁素体的平均粒径为2.0～5.0μm，且满足铁素体的平均硬度(Hv)/钢板的抗拉强度(MPa)≥0.25。该钢板在590～780MPa级的高强度区域的TS-EL平衡和TS-λ平衡这两方均优异。

Description

加工性优异的高强度钢板
技术领域
本发明涉及延伸率和延伸凸缘性等加工性高，抗拉强度为590～780MPa级的高强度钢板。本发明的高强度钢板作为构成熔融镀锌钢板和合金化熔融镀锌钢板的母材(原材)的高强度钢板有用，适用于例如要求有高加工性的汽车用结构构件(例如柱、骨架件、加强件等车体骨骼构件，保险杠、车门防撞条、板部件、车底部件等强度构件)和家电用构件等。
背景技术
从碰撞安全性和地球环境保护(提高燃油效率)的观点出发，汽车等所使用的构件，不仅要求高强度和高延性(延伸率)，而且还要求延伸凸缘性也优异。具体来说，就是期望提供一种高强度钢板，作为加工性的指标，其强度和延伸率的平衡(以下有称为“TS-EL平衡”或“TS×EL”的情况。)，以及强度和延伸凸缘性的平衡(以下，有称为“TS-λ平衡”或“TS×λ”的情况。)这两方均优异。
作为加工性优异的高强度钢板，已知有以铁素体为母相(主相)，作为第二相组织含有马氏体和贝氏体等奥氏体低温相变生成相的复合组织钢板。第二相组织的构成各种各样，例如在特开2006-342373号中，公开有一种强度-延性平衡等优异的高张力熔融镀锌钢板，其含有马氏体、贝氏体、残留奥氏体或它们的混合物，在特别2007-009317号中，公开有一种延伸凸缘性优异的高强度冷轧钢板，其含有马氏体、贝氏体、珠光体的奥氏体低温相变相。另外，在特开2003-193188号中，公开有一种高张力合金化熔融镀锌钢板，其作为第二相组织主要含有贝氏体或珠光体。另外，在特开2004-211126号中，公开有一种延伸凸缘性等加工性优异的熔融镀锌钢板，其没有通常的马氏体组织，而是在第二相组织中含有回火的回火马氏体。
发明内容
本发明的目的在于，提供一种高强度复合组织钢板及其制造方法，其是以铁素体为主相，作为第二相组织含有贝氏体和马氏体的低温相变生成相的复合组织钢板，590～780MPa级的高强度区域的TS-EL平衡和TS-λ平衡这两方均优异。
能够解决上述课题的本发明的钢板，含有C：0.03～0.13％(质量％的意思。以下在化学成分组成中均相同。)、Si：0.02～0.8％、Mn：1.0～2.5％、P：0.03％以下、S：0.01％以下、Al：0.01～0.1％、N：0.01％以下以及从Ti：0.004～0.1％和Nb：0.004～0.07％中选出的至少一种，余量是铁和不可避免的杂质，组织具有铁素体的母相组织，以及贝氏体和马氏体的第二相组织，全部组织中所占的比率为，铁素体：50～86面积％、贝氏体：10～30面积％、马氏体：4～20面积％，并且满足(贝氏体面积率)＞(马氏体面积率)的关系，所述铁素体的平均粒径为2.0～5.0μm，且满足铁素体的平均硬度(Hv)/钢板的抗拉强度(MPa)≥0.25。
本发明的高强度钢板，还可以含有(a)Cr：0.01～1％和Mo：0.01～0.5％的至少一种；(b)B：0.0001～0.003％；(c)Ca：0.0005～0.003％。
另外，在本发明的高强度钢板中，除了冷轧钢板以外，还包括实施过熔融镀锌的熔融镀锌钢板、实施过合金化熔融镀锌的合金化熔融镀锌钢板。
另外，能够解决上述课题的本发明的钢板的制造方法，包括如下工序：准备满足上述成分组成的冷轧钢板的工序；退火工序，以5℃/s以上的平均升温速度加热至Ac3点以上的温度区域(T1)，在该温度区域(T1)保持10～300秒后，以2℃/s以上的平均冷却速度从该温度区域(T1)冷却到400～600℃的温度区域(T2)，在400～600℃的温度区域(T2)保持后再进行冷却，所述退火工序中的400～600℃的温度区域的停留时间(t3)为40～400秒。
本发明的高强度钢板，因为钢中成分和组织得到适当控制，所以TS-EL平衡和TS-λ平衡这两方均优异。本发明钢板也可以适用于成形困难的地方，作为汽车用结构构件有用。
附图说明
图1(a)是表示制造本申请发明的冷轧钢板时的加热曲线的概略图，图1(b)、(c)分别是表示制造熔融镀锌钢板、合金化熔融镀锌钢板时的加热曲线的概略图。
具体实施方式
本发明涉及590～780MPa级的复合组织钢板的加工性改善技术，其作为母相含有铁素体，作为第二相组织含有马氏体(M)和贝氏体(B)等硬质相(低温相变相)。
具体来说就是能够得到如下这种高强度钢板，其对于组织，特别是适当地进行如下控制：第二相组织的构成和比率的控制；母相组织的硬度控制(详细地说，是将铁素体的平均硬度相对于钢板的抗拉强度而控制在规定以上，使作为母相的铁素体的平均硬度与作为第二相组织的贝氏体和马氏体的平均硬度之差比现有的小)；母相组织的微细化(铁素体的平均粒径控制)，对于钢中成分，因为还积极地添加有Ti/Nb，所以具有与现有复合组织钢板同等程度或者在其之上的TS-EL平衡和TS-λ平衡。
在本说明书中所谓“加工性优异的高强度钢板”，意思是在抗拉强度为590～780MPa级的高强度钢板中，TS-EL平衡和TS-λ平衡优异。具体来说，在上述的高强度区域，满足抗拉强度(TS)×延伸率(EL)≥17000，且满足抗拉强度(TS)×扩孔率(λ)≥60000。详细地说，在强度590MPa级(590MPa以上、低于780MPa)的钢板中，优选满足延伸率(EL)约25％以上，延伸凸缘性(λ)约85％以上。另外，在780MPa级(780MPa以上、低于980MPa)的钢板中，优选满足延伸率(EL)约19％以上，延伸凸缘性(λ)约65％以上。
本发明的钢板不仅包括冷轧钢板，也包括熔融镀锌钢板(GI钢板)和合金化熔融镀锌钢板(GA钢板)。通过实施这些镀敷处理而使耐腐蚀性提高。
(钢中成分)
首先，对于本发明的钢中成分进行说明。
(C：0.03～0.13％)
C是确保钢板的强度，并且有助于低温相变生成相(贝氏体、马氏体)的生成的元素。C量低于0.03％时，不能有效地发挥上述效果。另一方面，若C量超过0.13％，则延性和焊接性降低。因此在本发明中，将C量定为0.03～0.13％。C量的优选下限为0.05％，优选上限为0.12％。
(Si：0.02～0.8％)
Si已知为固溶强化元素，且是对延性的提高有用的元素。Si量低于0.02％时，不能有效地发挥上述效果。另一方面，若Si量超过0.8％，则在表面形成氧化层，成为不镀的原因。另外，若Si量过剩，则由于铁素体相变促进而导致贝氏体相变延迟，延伸凸缘性降低。因此在本发明中，将Si量定为0.02～0.8％。Si量优选的下限为0.03，优选的上限为0.65％。
(Mn：1.0～2.5％)
Mn是奥氏体稳定化元素，不仅有助于低温相变生成相的生成，而且也是有助于铁素体的硬度提高的元素。另一方面，若Mn量过剩，则钢板内的铁素体量减少，且马氏体量增加，因此TS-EL平衡降低。因此在本发明中，使Mn量为1.0～2.5％。Mn量的优选下限为1.5％，优选上限为2.3％。
(P：0.03％以下)
P是不可避免地混入钢板中的元素。若P过剩，则招致不镀和焊接性的降低。因此使P量的上限为0.03％。P量的优选上限为0.02％。
(S：0.01％以下)
S是不可避免地混入钢板中的元素。S除了会成为热轧时的热裂纹的原因以外，还容易在钢板中形成MnS等夹杂物，招致延伸凸缘性的降低，因此使S量的上限为0.01％。S量以少为宜，其优选的上限为0.005％。
(Al：0.01～0.1％)
Al作为脱氧剂发挥作用。为了有效地发挥这样的效果，在本发明中使Al量的下限为0.01％。另一方面，若Al量过剩，则钢的洁净度恶化，因此使Al量的上限为0.1％。Al量的优选下限为0.02％，优选上限为0.07％。
(N：0.01％以下)
N若过剩地添加，则由于应变时效导致延性劣化，因此使N量的上限为0.01％。N量的优选的上限为0.005％。
(Ti：0.004～0.1％和/或Nb：0.004～0.07％)
Ti和Nb是本发明最富特征的钢中成分，如后述的实施例所示，不对这些元素的含量进行适当地控制，就得不到期望的TS×EL、TS×λ的机械的特性。另外，也有招致铁素体粒径的增大的情况。
详细地说，Ti和Nb均会与C和N结合而形成碳化物和氮化物，退火时在这些析出物的钉扎效应下，铁素体晶粒成长受到抑制，铁素体组织的微细化得到促进，上述的机械的特性提高。另一方面，若Ti和Nb的量过剩，则上述效果饱和，反之粗大的碳化物和氮化物形成，延伸凸缘性降低。因此在本发明中，将Ti量定为0.004～0.1％，将Nb量定为0.004～0.07％。Ti量的优选下限为0.01％，优选上限为0.08％。Nb量的优选下限为0.009％，优选上限为0.05％。在本发明中，可以含有Ti和Nb中的任意一种，也可以并用双者，但无论哪种情况都需要满足上述含量的范围。
本发明钢板的成分组织如上述，余量是铁和不可避免的杂质，但在不阻碍上述特性的范围内也可以含有其他元素(允许成分)，这样的钢板也包含在本发明的范围内。
例如在本发明中，以TS-EL平衡、TS-λ平衡的提高为目标，根据需要作为选择元素，含有(a)Cr：0.01～1％和/或Mo：0.01～0.5％；(b)B：0.0001～0.003％；(c)Ca：0.0005～0.003％等也有效。以下对于这些选择成分进行说明。
(Cr：0.01～1％和/或Mo：0.01～0.5％)
Cr和Mo均为奥氏体稳定化元素，会提高低温相变生成相的生成，主要有助于强度提高。另一方面，若Cr量过剩，则不仅TS-λ平衡降低，而且表面性状恶化。另外，若Mo量过剩，则不仅成本上升，而且招致延性的降低。因此在本发明中，优选使Cr量为0.01～1％，使Mo量为0.01～0.5％。Cr量更优选的下限为0.1％，更优选的上限为0.5％。Mo量更优选的下限为0.1％，更优选的上限为0.3％。
(B：0.0001～0.003％)
B提高淬火性，具有生成在高强度化上有效的低温相变生成相的作用。因此使B量的优选下限为0.0001％。另一方面，若B量过剩，则招致延性的降低。因此使B量的优选上限为0.003％。B量的更优选下限为0.001％，更优选上限为0.002％。
(Ca：0.0005～0.003％)
Ca是在MnS等的硫化物系夹杂物的形态控制上有效的元素，但若过剩地添加，则招致成本上升。因此在本发明中，优选将Ca量定为0.0005～0.003％。Ca量更优选的下限为0.001％，更优选的上限为0.002％。
本发明的高强度钢板，作为汽车钢板等的薄钢板有用，优选板厚为0.8～2.3mm左右。
(组织)
接下来对于本发明最富特征的组织进行说明。
如前述，本发明钢板是以铁素体为母相，作为第二相组织含有马氏体和贝氏体的低温相变生成相的复合组织钢板。所谓“母相”，意思是全部组织中所占的比率占到半数以上的组织(主相)，在本发明中为铁素体。另外所谓“第二相”，意思是除了上述的母相以外其余的相(构成第二相组织的组织的合计不满半数)，在本发明中意味着贝氏体和马氏体。本发明的钢板，贝氏体分率的一方比马氏体分率多，而马氏体的比率也多达4面积％以上，从而被定位为铁素体、贝氏体、马氏体的三相组织(triphase)钢板。
详细地说满足如下要件：全部组织中所占的铁素体的分率为50～86面积％、贝氏体分率为10～30面积％、马氏体分率为4～20面积％，且(贝氏体分率)＞(马氏体分率)，此外，铁素体的平均粒径为2.0～5.0μm，铁素体的平均硬度(Hv)/钢板的抗拉强度(MPa)≥0.25。
母相组织：铁素体分率：50～86面积％
所谓本发明的铁素体，意思是多边铁素体，即位错密度少的铁素体。铁素体作为有助于延伸特性的提高的组织很重要，为了确保延伸特性而需要为50面积％以上。另一方面，若铁素体分率超过86面积％，则招致强度降低。因此将铁素体分率定为50～86面积％。铁素体分率的优选范围为60～80面积％。
贝氏体分率：10～30面积％
贝氏体在变形时与铁素体一起变形，能够抑制孔隙(void)的发生，因此在管伸凸缘性的提高上极其有用。因此使贝氏体分率为10面积％以上。另一方面，若贝氏体分率过剩，则延性劣化，因此将其上限定为30面积％。由心氏体分率的优选下限为15面积％，优选上限为26面积％。
马氏体分率：4～20面积％
为了确保规定的强度和延伸凸缘性，马氏体需要控制在规定范围内。详细地说，马氏体使强度提高，因此是有助于TS-EL平衡的提高的组织，马氏体的下限为4面积％。另一方面，若马氏体分率过剩，则使延伸率和延伸凸缘性降低。因为马氏体为硬质，在加工时几乎不伴有变形，所以在马氏体附近会形成孔隙，该孔隙促进裂纹，被认为会招致延伸凸缘性的降低。因此在本发明中，将马氏体分率的上限定为20面积％。马氏体分率的优选下限为5面积％，优选上限为18面积％。
本发明的马氏体，与特开2004-211126号所述的回火马氏体不同，如稍后说明的，其是以保持温度T2保持后，或者在熔融镀锌或合金化之后进行冷却，由此而生成的马氏体。如此得到的马氏体是位错密度多的硬质组织，在这一点上与特开2004-211126号所述的回火马氏体不同。这些组织例如可通过透射型电子显微镜(TEM)观察等而得到明显地区分。
(贝氏体分率)＞(马氏体分率)
如上述，在本发明中不仅要分别单独控制马氏体和贝氏体的比率，而且根据与马氏体的关系而适当控制贝氏体的比率也很重要，由此能够使延伸凸缘裂纹的进行得到延迟。在本发明中，会使用贝氏体分率(B)和马氏体分率(M)的差(B-M)作为用于提高延伸凸缘性而确保TS-λ平衡的指标，为了发挥期望的特性，需要满足B＞M的关系，即B-M＞0的关系。(B-M)越大，越能够得到优异的特性。优选的(B-M)的值为2面积％以上。
本发明钢板可以只由铁素体、贝氏体和马氏体构成，但在不损害本发明的作用的限度内，也可以还含有其他组织。所谓“其他组织”就是例如在制造过程中不要避免地生成的组织，可列举退化珠光体、残留奥氏体等。“其他组织”的合计含量优选约3面积％以下。
铁素体的平均粒径为2.0～5.0μm
铁素体的平均粒径如后述的实施例所示，对TS-EL平衡和TS-λ平衡的提高造成影响。详细地说，若铁素体的平均粒径低于2.0μm，则TS-EL平衡降低。另外屈强比过度上升，在挤压成形时弹性后效(springback)增大，产生尺寸精度不良等问题。另一方面，若铁素体的平均粒径超过5.0μm，则TS-EL平衡和TS-λ平衡降低。因此铁素体的平均粒径为2.0～5.0μm。铁素体的平均粒径的优选上限为4.0μm。
铁素体的平均硬度(Hv)/钢板的抗拉强度(MPa)≥0.25
铁素体的平均硬度和钢板的抗拉强度的比，是有助于TS-λ平衡的提高的重要条件。在复合组织钢板中，相对于钢板强度而使铁素体硬度达到一定以上的硬度，据此可以降低与第二相的硬度差。优选的铁素体的平均硬度在590MPa级的钢板中为160Hv以上，在780MPa级的钢板中为200Hv以上。如前述，如果使铁素体变硬，则对钢板的抗拉强度的提高也有效。
从TS-λ平衡的提高这一观点出发，铁素体的硬度越大越好，但是如果还考虑到TS-EL平衡等，则铁素体的平均硬度(Hv)/钢板的抗拉强度(MPa)的值优选为0.30以下，更优选为0.28以下。
如上述，本发明的铁素体被控制得微细且高硬度，因此由铁素体和马氏体的硬度差引起的孔隙的发生也得到抑制。此外，因为马氏体分率控制得比贝氏体分率少，所以即使所述孔隙发生，对TS-λ平衡的影响也很小，反而是来自马氏体的强度提高效果对TS-EL平衡的帮助更大。
(制造方法)
接下来，对于制造上述的本发明钢板的方法进行说明。
为了制造满足上述要件的本发明钢板，适当地控制冷轧后的退火为工序特别有效。详细地说，冷轧后，在进行“均热→冷却→400～600℃的温度区域的保持→冷却」这样的一系列的退火工序(包括镀敷和合金化)”而制造规定的高强度钢板时，控制达到均热(T1)的平均升温速度(HR)、均热条件[均热温度(T1)和均热时间(t1)]、均热之后达到保持温度(T2)的冷却速度(CR)，并且将400～600℃的温度区域的停留时间(t3)控制在规定范围内很重要，由此，母相组织和第二相组织的比率得到适当地控制，并且能够确保硬度高的铁素体和微细的铁素体，其结果是能够得到期望的机械的特性优异的钢板(参照后述的实施例)。
以下，边参照图1边详细地说明本发明的制造方法最富特征的退火工序。在图1中显示，根据钢板的种类，制造冷轧钢板时的加热曲线[图1(a)]，制造熔融镀锌钢板(GI)时的加热曲线[图1(b)]，制造合金化熔融镀锌钢板(GA)时的加热曲线[图1(c)]，但GI和GA的情况是只对冷轧钢板附加镀敷和合金化的工序，但无论哪种钢板，在退火工序中应该控制的上述的各要件(HR、T1、t1、T2、CR、t3)都相同。
以下按顺序详细本发明富有特征的退火工序。
(1)以5℃/s以上的平均升温速度(HR)加热至Ac3点以上的温度区域(T1)
首先，将满足上述的成分组成的冷轧钢板以5℃/s以上的平均升温速度(图1中为HR)升温(加热)至Ac3点以上的均热温度区域(图1中T1)。如后述的实施例所证实的，HR对铁素体的平均硬度控制带来重要的影响，若HR低于5℃/s，则不能充分获得来自NbC和TiC等析出物的析出硬化带来的铁素体硬度提高效果。这被推测是由于，在加热中NbC和TiC等析出物粗大化，在奥氏体区域的退火中再固溶的Nb量和Ti量减少，因此在冷过程中在铁素体组织中析出的上述的析出物减少。另外，若HR低于5℃/s，则在二相域退火中铁素体中的Mn容易扩散到奥氏体中，因此铁素体软化，难以确保充分的铁素体硬度。因此在本发明中，平均升温速度HR为5℃/s以上。优选的平均升温速度为10℃/s以上，更优选为12℃/s以上。平均升温速度的上限没有特别限制，作业上优选大致20℃/s以下。
另外，加热温度(均热温度)T1是对铁素体粒径和铁素体硬度造成影响的要件，若T1低于Ac3点，则NbC等析出物和Mn在加热中无法充分再固溶，因此析出硬化带来的铁素体硬度的上升效果得不到有效发挥，TS-λ平衡降低。另外，若T1低于Ac3点，则钢板中残留加工组织，铁素体粒径变小，屈服强度过度上升，TS-EL平衡也降低。因此在本发明中，均热温度T1为Ac3点以上。均热温度的优选下限为Ac3点+30℃。均热温度的上限没有特别限定，但作业上优选大致950℃以下。
还有，在本发明中Ac3点基于下式计算。
Ac3点(℃)＝910-203[C]0.5+44.7[Si]+31.5[Mo]-30[Mn]-11[Cr]+700[P]+400[Al]+400[Ti]
式中，[(元素名)]表示各元素的含量(质量％)。
(2)以Ac3点以上的温度区域(T1)均热保持10～300秒(t1)
如上述这样进行升温而到达Ac3点以上的温度区域，在该温度区域均热保持规定时间(图1中t1)。在此所谓“该温度区域”意思是Ac3点以上的温度区域，只要满足该要件，未必以同温度进行保持(等温保持)。在本发明中，均热保持时间t1是影响铁素体硬度等的要件，若t1低于10秒，则NbC和Mn等没有充分再固溶，因此TS-λ平衡降低。因此在本发明中，使均热保持时间t1在10秒以上。优选的均热保持时间为30秒以上，更优选为40秒以上。另一方面，主要考虑到生产性和制造效率规定均热保持时间t1的上限，若t1超过300秒，则招致过度延长生产线，过度减缓生产速度这样的设计变更的负荷，因此在本发明中，使均热保持时间的上限为300秒。均热保持时间的优选上限为200秒。
(3)以2℃/s以上的平均冷却速度(CR)从均热温度区域(T1)冷却到400～600℃(T2)的温度区域(T1→T2)
以上述的条件进行均热后，以2℃/s以上的平均冷却速度(图1中CR)从均热温度区域T1冷却到400～600℃的温度区域(图1中T2)的范围(T1→T2)。平均冷却速度CR是为了抑制铁素体和珠光体的生成，得到贝氏体和马氏体的第二相组织而被加以控制的要件，若CR低于2℃/s，则除了铁素体量变得过多以外，还会生成珠光体，从而无法得到期望的第二相组织。另外若CR过慢，则还会产生生产性的降低和设备上的问题，因此在本发明中，使平均冷却速度CR为2℃/s以上。优选的平均冷却速度的下限为5℃/s。平均冷却速度的上限没有特别限制，但作业上优选大致在25℃/s以下。
(4)在400～600℃的温度区域(T2)保持后再进行冷却
如上述这样进行冷却直至T2的温度区域后，在400～600℃的温度区域T2保持规定时间(图1中t2)后，冷却至室温。关于保持温度T2，也不必以相同温度保持(等温保持)。关于T2下的保持时间t2，后述(5)详述。从T2到室温(T2→室温)的平均冷却速度优选大约3℃/s以上，由此能够确保期望的马氏体量。冷却方法遵循常规方法进行即可，例如可列举喷气冷却等。
(5)将400～600℃的温度区域的停留时间(t3)控制在40～400秒的范围内
本发明中，包括上述T2下的等温保持时间t2在内，适当控制400～600℃的温度区域的停留时间(图1中t3)极其重要，由此，能够确保作为低温相变相的贝氏体(B)和马氏体(M)为本发明规定的比率(B＞M≥4面积％，B：10～30面积％、M：4～20面积％)。这是由于贝氏体是在上述400～600℃的温度区域发生相变的低温相变相，根据通过(经由)该温度区域的时间，贝氏体和马氏体的占空系数会发生变化。
在此，所谓“400～600℃的温度区域的停留时间t3”，总之是通过400～600℃的温度区域的合计时间，意味着除了T2下的保持时间t2以外，还包括在冷却或加热的过程中，在上述的温度区域(400～600℃)停留的全部的时间。
以下，根据钢板的种类，具体地说明“t3”的计算方法。
例如，冷轧钢板的情况是，所图1(a)所示，“t3”由600℃→T2的温度区域的停留时间、T2下的保持时间t2、T2→400℃的温度区域的停留时间表示。例如，后述的实施例的表2的No.6是冷轧钢板的制造例，但No.6的“t3”的计算方法如下，(a)和(b)和(c)的合计时间(395秒)为“t3”。
(a)600℃→T2(＝480℃)的停留时间：10.9秒
(上述温度区域的平均冷却速度CR为11℃/s)
(b)T2(＝480℃)下的保持时间t2：380秒
(c)T2(＝480℃)→400℃的停留时间：4秒
(上述温度区域的平均冷却速度为20℃/s)
另外，熔融镀锌钢板(GI)的情况，多是在T2的等温保持后，立即被浸渍到镀液中，因此这种情况下“t3”的计算方法与上述的冷轧钢板的情况相同。还有，GI也是在T2的等温保持后，根据需要进行冷却直至规定温度之后浸渍在镀液中，但这种情况下，要根据该冷却的条件，加上上述的温度区域(400～600℃)的停留时间。例如，后述的实施例的表2的No.7为GI的制造例，No.7的“t3”的计算方法如下，(a)和(b)和(c)的合计时间(76秒)为t3。
(a)600℃→T2(＝430℃)的停留时间：24.2秒
(上述温度区域的平均冷却速度CR为7℃/s)
(b)T2(＝430℃)下的保持时间t2：50秒
(c)T2(＝430℃)→400℃的停留时间：1.5秒
(上述温度区域的平均冷却速度为20℃/s)
另一方面，合金化熔融镀锌钢板(GA)的情况，多是在T2下等温保持后，立即被浸渍到镀液中而进行用于合金化的加热(例如以约500～600℃进行约2～60秒)，因此这种情况下“t3”的计算方法是，在上述的冷轧钢板的计算方法中，加上伴随合金化条件的停留时间。例如，后述的实施例的表2的No.1为GA的制造例，No.1的“t3”的计算方法如下，(a)和(b)和(c)和(d)的合计时间(115秒)为t3。
(a)600℃→T2(＝440℃)的停留时间：12.3秒
(上述温度区域的平均冷却速度CR为13℃/s)
(b)T2(＝440℃)下的保持时间t2：75秒
(c)伴随合金化的时间：20秒
(d)合金化温度(＝550℃)→400℃的停留时间：7.5秒
(上述温度区域的平均冷却速度为20℃/s)
如此计算出“t3”如前述，在用于确保期望的组织(特别是贝氏体＞马氏体的分率)上极其重要，通过适当控制400～600℃下的停留时间t3，能够得到期望的面积比率的钢板。该温度区域(约400～600℃)与熔融镀锌和合金化熔融镀锌的温度区域大致重复，因此贝氏体和马氏体等的分率会受到镀敷和合金化的影响。因此，在制造熔融镀锌钢板和合金化熔融镀锌钢板时还要控制再加上镀敷和合金化所花费的时间的总的停留时间t3。如后述的实施例所证实的，无论有无镀敷和合金化，若停留时间t3被控制在40～400秒的范围内，则贝氏体相变促进，规定比率的贝氏体和马氏体生成。相对于此，若停留时间t3低于40秒，则贝氏体相变未充分进行，不能确保规定的贝氏本分率，因此TS-λ降低。另一方面，若停留时间t3超过400秒，则贝氏体分率过剩，马氏体分率降低，TS-EL平衡降低。优选的停留时间t3为50～380秒。
还有，T2下的优选的保持时间t2，无论有无镀敷和合金化，大致为20～350秒，更优选的保持时间大致为30～300秒。
还有，在本发明中，除了上述的停留时间t3以外，并没有限定镀敷和合金化的条件的宗旨，而是能够适宜采用通常所使用的条件。作为镀液的条件，例如优选镀液的温度为400～600℃(更优选为400～500℃)的温度范围。此外，进行合金化时以大约500～600℃进行约2～60秒合金化即可。进行合金化处理时的加热方法没有特别限定，能够采用惯用的各种方法(例如气体加热和电感加热器等)。
以上，对于赋予本发明以特征的退火工序进行了说明。
本发明的制造方法如上述，重要的是适当控制冷轧后的退火工序，其他工序，例如热轧、卷取、冷轧、熔融镀锌、合金化熔融镀锌(除上述停留时间的镀敷和合金化的条件)等遵循常规方法进行即可，能够采用通常所使用的方法而得到期望的复合组织钢板。
以下，说明本发明的优选的实施方式，但并没有限定于此的宗旨。
首先，以大约1200℃以上加热满足上述成分组成的钢板坯，以约Ac3点以上的温度进行热轧后，冷却至大约400～650℃的温度卷取，根据需要进行酸洗，接着进行冷轧后，进行上述的退火工序。
以此，热轧时的加热温度优选为大约1200℃以上(更优选为1250℃以上)，由此，钢中成分容易在奥氏体组织中均一地固溶。热轧的最终温度优选为Ac3点以上，更优选的终轧温度为Ac3点+(30～50)℃。卷取温度最大约650℃以下。若卷取温度超过上述温度而变高，则由于氧化皮瑕疵等的发生而使表面性状恶化。但是，若卷取温度过低，则强度过度增加，冷轧变得困难，因此优选使下限约为400℃。
如上述这样进行热轧后，根据需要进行酸洗，之后进行冷轧。冷轧率优选在20～60％的范围进行。在后述的退火工序中，为了使组织微细化，有效的是对热轧钢板赋予充分的应变，为此优选使冷轧率为20％以上。更优选为30％以上。另一方面，若考虑对设备的负担等，优选冷轧率约为65％以下。更优选为60％以下。
【实施例】
以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明当然不受下述实施例限制，在能够适合前后述的宗旨的范围当然也可以适当加以变更实施，这些均包含在本发明的技术的范围内。
熔炼表1所示的组成的钢后，得到铸造钢锭。将该钢锭加热到1250℃，以终轧温度880～900℃进行热轧，进行冷却，以550℃进行30分钟炉冷，得到热轧钢板(厚度：2.8mm)。接着，对该热轧钢板酸洗后进行冷轧，得到厚1.6mm的钢板。其后以表2所示的条件进行退火。从保持温度至室温的平均冷却速度为20℃/s。
此外，关于熔融镀锌钢板(表中GI)，是在表2所示的保持温度T2下保持后，浸渍到温度被调整到450℃的镀液中，关于合金化熔融镀锌钢板(表中GA)，是在前述熔融镀锌之后，以550℃进行20秒合金化处理。熔融镀锌后或者合金化后至室温的平均冷却速度为20℃/s。
Figure G2009101670086D00151
Figure G2009101670086D00161
对于如上述这样得到的各钢板，按下述的要领测定组织的分率、铁素体的平均粒径和铁素体的平均硬度、以及机械的特性。
(组织的分率)
切下1.6mm×20mm×20mm的试验片，研磨与轧制方向平行的截面，进行レペラ一(LePra)腐蚀后，以t/4位置作为测定对象。
关于各组织的分率，利用光学显微镜，以倍率1000倍观察约80μm×60μm的观察区域并进行图像分析。测定在任意的5个视野中进行，计算所得到的各组织的比率(面积率)的平均值。
(铁素体粒径)
在与上述的组织分率相同的测定区域中，利用图像分析装置，求得各个铁素体晶粒的当量圆直径，将其平均值定义为铁素体粒径。
(铁素体的硬度)
切下1.6mm×20mm×20mm的试验片，依照JIS Z 2242(维氏硬度试验-试验方法)，对于与轧制方向平行的截面的t/4位置附近存在的铁素体，以载荷1g测定铁素体的硬度。测定进行20点，计算除去最大值和最小值的18点的测定结果的平均值。
(抗拉强度、延伸率、屈服强度)
从钢板的轧制直角方向提取JIS5号试验片，遵循JIS Z 2241测定抗拉强度(TS)和总延伸率(EL)。另外也测定屈服强度(YS)。本实施例中，抗拉强度(TS)×延伸率(EL)≥17000为合格。
(伸率凸缘性)
依照日本钢铁联盟规格JFT1001，提取试验片，进行初期孔径的冲孔加工后，压入顶角60°的圆锥冲头扩张该冲孔。然后，求得在冲孔部分发生的裂纹贯通板厚时的孔径db，根据下式计算极限扩孔率λ(％)(本说明书中，在记述为“扩孔率λ”的情况。)。在本实施例中，抗拉强度(TS)×极限扩孔率λ(％)≥60000为合格。
极限扩孔率λ(％)＝{(db-di)/di}×100
这些结果显示在表3中。表3中，GI意思是熔融镀锌钢板，GA意思是合金化熔融镀锌钢板。
Figure G2009101670086D00181
钢板No.1～12，因为成分组成和退火条件都得到了适当地控制，所以铁素体粒径、铁素体硬度/钢板的抗拉强度和组织分率等满足本发明的要件，TS×EL和TS×λ这两方均优异。
相对于此，钢板No.13～21是退火条件不满足本发明的要件的例子，钢板No.22～29是成本组成不满足本发明的要件的例子。
No.13、15、20因为其到达均热温度(T1)的平均升温速度(HR)慢，所以铁素体硬度降低，铁素体与第二相组织的硬度差变大，因此是TS×λ降低的例子。
钢板No.14因为均热温度(T1)低，在组织内残留有加工组织，所以铁素体粒径变小，屈服强度过度上升，是TS×EL降低的例子。另外，因为Mn和Nb的再固溶不充分，所以TS×λ也降低。
钢板No.16因为均热时间(t1)短，所以奥氏体化未充分进行，Mn和Nb的再固溶不充分，其结果是铁素体硬度降低，铁素体和第二相组织的硬度差变大，TS×λ降低。
钢板No.17因为在400～600℃的温度区域的停留时间(t3)短，所以贝氏体相变未充分进行，不能满足B(贝氏体面积率)＞M(马氏体面积率)的要件，是TS×λ降低的例子。
钢板No.18因为保持温度(T2)高，所以贝氏体相变未充分进行，B＜M，是TS×λ降低的例子。
钢板No.19因为保持温度(T2)低，所以贝氏体相变未充分进行，贝氏体分率降低，并且B＜M，是TS×λ降低的例子。
钢板No.21因为在400～600℃的温度区域的停留时间(t3)长，所以无法充分获得马氏体，是TS×EL降低的例子。
钢板No.22因为使用了Si量多的钢种H，所以贝氏体要变受到抑制，贝氏体分率降低，结果是成为TS×λ降低的例子。
钢板No.23、25是Ti或Nb多的例子，形成Ti和Nb的粗大的碳化物，因此早期就发生断裂，TS×λ降低。
钢板No.24、26是Ti或Nb少的例子，Ti和Nb的碳化物未充分形成，钉扎效果得不到充分发挥，因此铁素体变粗大，TS×λ降低。
钢板No.27是C多的例子，因为贝氏体分率变多，所以TS×EL降低。
钢板No.28是Mn多的例子，因为铁素体分率减少，马氏体分率变得过剩，所以TS×EL降低。
钢板No.29是C少的例子，母材强度降低，铁素体硬度降低，另外贝氏体和马氏体的生成得不到促进，铁素体分率变多，TS×EL降低和TS×λ降低。

Claims (7)

1.一种钢板，其特征在于，以质量％计含有C：0.03～0.13％、Si：0.02～0.8％、Mn：1.0～2.5％、P：0.03％以下、S：0.01％以下、Al：0.01～0.1％、N：0.01％以下以及Ti：0.004～0.1％和/或Nb：0.004～0.07％，余量是铁和不可避免的杂质，
该钢板的组织具有作为母相组织的铁素体以及作为第二相组织的贝氏体和马氏体，且各组织在全部组织中所占的比率为，铁素体：50～86面积％、贝氏体：10～30面积％、马氏体：4～20面积％，并且满足贝氏体面积率＞马氏体面积率的关系，
所述铁素体的平均粒径为2.0～5.0μm，且满足铁素体的平均硬度/钢板的抗拉强度≥0.25，其中，所述平均硬度的单位是Hv，所述抗拉强度的单位是MPa。
2.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，以质量％计还含有Cr：0.01～1％和/或Mo：0.01～0.5％。
3.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，以质量％计还含有B：0.0001～0.003％。
4.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，以质量％计还含有Ca：0.0005～0.003％。
5.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，实施了熔融镀锌。
6.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，实施了合金化熔融镀锌。
7.一种制造权利要求1所述的钢板的方法，其特征在于，包括如下工序：
准备满足如下成分组成的冷轧钢板的工序，该冷轧钢板以质量％计含有C：0.03～0.13％、Si：0.02～0.8％、Mn：1.0～2.5％、P：0.03％以下、S：0.01％以下、Al：0.01～0.1％、N：0.01％以下以及Ti：0.004～0.1％和/或Nb：0.004～0.07％，余量是铁和不可避免的杂质；以及
退火工序，以5℃/s以上的平均升温速度加热至Ac3点以上的温度区域T1，在该温度区域T1保持10～300秒后，以2℃/s以上的平均冷却速度从该温度区域T1冷却到400～600℃的温度区域T2，在400～600℃的温度区域T2保持后进行冷却，
其中，所述退火工序中的400～600℃的温度区域的停留时间t3为40～400秒。
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