CN103502496B - 加工性和材质稳定性优良的高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

加工性和材质稳定性优良的高强度钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供一种低C的钢组成、具有780MPa以上的TS、22000MPa·%以上的TS×EL、并且扩孔性和材质稳定性也优良的高强度钢板及其制造方法。一种加工性和材质稳定性优良的高强度钢板，其特征在于，作为成分组成，以质量%计含有C：0.03%以上且0.25%以下、Si：0.4%以上且2.5%以下、Mn：3.5%以上且10.0%以下、P：0.1%以下、S：0.01%以下、Al：0.01%以上且2.5%以下、N：0.008%以下、Si＋Al：1.0%以上，余量由Fe及不可避免的杂质构成，作为钢组织，具有以面积率计30%以上且80%以下的铁素体和0%以上且17%以下的马氏体，以及以体积率计8%以上的残余奥氏体，并且，残余奥氏体的平均结晶粒径满足2μm以下。

Description

加工性和材质稳定性优良的高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适合作为在汽车、电气等产业领域中使用的部件并且加工性和材质稳定性优良的高强度钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，从保护地球环境的观点出发，提高汽车的燃料效率成为重要的课题。因此，通过车身材料的高强度化来实现薄壁化，从而使车身本身轻量化的研究一直较为活跃。但是，由于钢板的高强度化导致加工性的降低，因此目前的现状是期望开发出同时具有高强度和高加工性的材料。此外，在将高强度钢板成型为汽车部件这种复杂的形状时，在突出部位或延伸凸缘部位产生裂纹或颈缩成为较大的问题。因此，需要一种可以克服产生裂纹或颈缩的问题的兼具有高延展性和高扩孔性的高强度钢板。此外，形状冻结性由于钢板的高强度化、薄壁化而显著下降。为了应对该问题，广泛采用的方法是，在冲压成型时，通过事先预测脱模后的形状变化，估计形状变化量来设计模具，但如果钢板的拉伸强度（TS）发生变化，则将其视为恒定的估计量的偏离变大，产生形状不良，冲压成型后必须对一个一个形状进行钣金加工等修整，量产效率显著下降。因此，要求尽可能地减小钢板TS的偏差。
例如，在专利文献1中，提出了一种拉伸强度为1000MPa以上、总伸长率（EL）为30%以上，利用残余奥氏体的加工诱发相变的具有非常高的延展性的高强度钢板。这种钢板是对以C、Si、Mn为基本成分的钢板进行奥氏体化，然后进行在贝氏体相变温度范围中淬火并等温保持的所谓等温淬火处理而制造的。该等温淬火处理使C向奥氏体富集，从而生成残余奥氏体，而为了得到大量的残余奥氏体，必须添加超过0.3%的大量的C。然而，如果钢中的C浓度变高，则点焊性下降，特别是在超过0.3%的C浓度的情况下，点焊性的下降变得显著，难以作为汽车用钢板实用化。此外，在上述专利文献中，以提高高强度薄钢板的延展性作为主要目的，因此没有考虑到扩孔性和材质稳定性。
此外，在专利文献2中，通过使用高Mn钢，并在铁素体和奥氏体的双相区实施热处理，由此可以得到较高的强度－延展性平衡。然而，在专利文献2中，对于由Mn向未相变的奥氏体中的富集所带来的延展性提高没有进行研究，还存在有改善加工性的余地。此外，在专利文献3中，使用高Mn钢，使热轧后的组织形成包含贝氏体、马氏体的组织，并通过退火和回火形成微细的残余奥氏体，再进一步形成包含回火贝氏体或回火马氏体的组织，由此改善局部延展性。然而，由于是含有很多在高温下回火的贝氏体或马氏体的组织，因此难以确保强度，并且为了改善局部延展性而限制了残余奥氏体量，因此总伸长率不足。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开昭61－157625号公报
专利文献2：日本特开平1－259120号公报
专利文献3：日本特开2003－138345号公报
发明内容
发明所要解决的问题
本发明是着眼于上述的问题点而完成的，其目的在于提供一种低C的钢组成、具有780MPa以上的TS、22000MPa·%以上的TS×EL、并且扩孔性和材质稳定性也优良的高强度钢板及其制造方法。
用于解决问题的方法
本发明人为了实现上述目的，制造低C浓度并且延展性优良的高强度钢板，从钢板组成和显微组织的观点出发进行了深入研究。结果发现，通过适当地调整合金元素，并实施在Ac1相变点＋10℃～Ac1相变点＋（Ac3相变点－Ac1相变点）/2的温度范围中保持30秒（s）以上的退火处理，然后冷却至室温，形成具有以面积率计30%以上且80%以下的铁素体和0%以上且17%以下的马氏体，以及以体积率计8%以上的残余奥氏体，并且残余奥氏体的平均结晶粒径满足2μm以下的组织，能够制造在低C的钢组成的情况下，具有780MPa以上的TS、22000MPa·%以上的TS×EL，并且扩孔性和材质稳定性也优良的高强度钢板。
本发明基于上述见解而完成，其要点如下所述。
（1）一种加工性和材质稳定性优良的高强度钢板，其特征在于，作为成分组成，以质量%计含有C：0.03%以上且0.25%以下、Si：0.4%以上且2.5%以下、Mn：3.5%以上且10.0%以下、P：0.1%以下、S：0.01%以下、Al：0.01%以上且2.5%以下、N：0.008%以下、Al＋Si：1.0%以上，余量由Fe及不可避免的杂质构成，作为钢组织，具有以面积率计30%以上且80%以下的铁素体和0%以上且17%以下的马氏体，以及以体积率计8%以上的残余奥氏体，并且，残余奥氏体的平均结晶粒径满足2μm以下。
（2）如（1）所述的加工性和材质稳定性优良的高强度钢板，其特征在于，钢组织还具有以面积率计5%以上的回火马氏体。
（3）如（1）或（2）所述的加工性和材质稳定性优良的高强度钢板，其特征在于，作为成分组成，以质量%计进一步含有选自Cr：0.05%以上且1.0%以下、V：0.005%以上且0.5%以下、Mo：0.005%以上且0.5%以下、Ni：0.05%以上且1.0%以下、Cu：0.05%以上且1.0%以下中的至少一种元素。
（4）如（1）～（3）中任一项所述的加工性和材质稳定性优良的高强度钢板，其特征在于，作为成分组成，以质量%计进一步含有选自Ti：0.01%以上且0.1%以下、Nb：0.01%以上且0.1%以下、B：0.0003%以上且0.0050%以下中的至少一种元素。
（5）如（1）～（4）中任一项所述的加工性和材质稳定性优良的高强度钢板，其特征在于，作为成分组成，以质量%计进一步含有选自Ca：0.001%以上且0.005%以下、REM：0.001%以上且0.005%以下中的至少一种元素。
（6）如（1）～（5）中任一项所述的加工性和材质稳定性优良的高强度镀锌钢板，其特征在于，在所述钢板的表面上具有镀锌系被膜。
（7）如（6）所述的加工性和材质稳定性优良的高强度镀锌钢板，其特征在于，所述镀锌系被膜是热镀锌被膜或合金化热镀锌被膜。
（8）如（1）～（5）中任一项所述的加工性和材质稳定性优良的高强度镀铝钢板，其特征在于，在所述钢板的表面上具有镀铝系被膜。
（9）一种加工性和材质稳定性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，对具有（1）、（3）、（4）、（5）中任一项所述的成分组成的钢坯进行热轧、酸洗，或者进一步进行冷轧，然后，在Ac1相变点＋10℃～Ac1相变点＋（Ac3相变点－Ac1相变点）/2的温度范围中保持30秒以上，冷却至室温，或者进一步在室温～500℃的温度范围中，在满足下式的条件下实施回火处理，
exp[160/（580－T）]×ln（t）≤20
其中，T：在室温～500℃的温度范围中的平均保持温度（℃）
t：在室温～500℃的温度范围中的保持时间（秒）
exp（X）、ln（X）分别表示X的指数函数、自然对数。
（10）一种加工性和材质稳定性优良的高强度镀锌钢板的制造方法，其特征在于，对具有（1）、（3）、（4）、（5）中任一项所述的成分组成的钢坯进行热轧、酸洗，或者进一步进行冷轧，然后，在Ac1相变点＋10℃～Ac1相变点＋（Ac3相变点－Ac1相变点）/2的温度范围中保持30秒以上后进行冷却，实施热镀锌处理。
（11）一种加工性和材质稳定性优良的高强度镀锌钢板的制造方法，其特征在于，对具有（1）、（3）、（4）、（5）中任一项所述的成分组成的钢坯进行热轧、酸洗，或者进一步进行冷轧，然后，在Ac1相变点＋10℃～Ac1相变点＋（Ac3相变点－Ac1相变点）/2的温度范围中保持30秒以上后进行冷却，实施热镀锌处理，然后在470～600℃的温度范围中实施锌镀层的合金化处理。
（12）一种加工性和材质稳定性优良的高强度镀铝钢板的制造方法，其特征在于，对具有（1）、（3）、（4）、（5）中任一项所述的成分组成的钢坯进行热轧、酸洗，或者进一步进行冷轧，然后，在Ac1相变点＋10℃～Ac1相变点＋（Ac3相变点－Ac1相变点）/2的温度范围中保持30秒以上后进行冷却，实施热镀铝处理。
需要说明的是，在本说明书中，表示钢成分的%均为质量%。此外，在本发明中，所谓“高强度钢板”是指拉伸强度TS为780MPa以上的钢板。
发明效果
根据本发明，能够得到低C的钢组成、具有780MPa以上的TS、22000MPa·%以上的TS×EL、并且扩孔性和材质稳定性也优良的高强度钢板。通过将本发明的高强度钢板应用于例如汽车结构部件，能够实现由车身轻量化带来的燃料效率的改善，因此在产业上的利用价值非常大。
附图说明
图1是表示退火温度（T1）与TS的关系的图。
具体实施方式
以下，对本发明进行具体说明。
1）对于在本发明中将钢的成分组成限定为上述范围的原因进行说明。
C：0.03%以上且0.25%以下
C是用于确保残余奥氏体相的必要元素。当C量不到0.03%时，难以获得希望的残余奥氏体。另一方面，如果以超过0.25%对C进行过量添加，则马氏体的面积率超过17%，扩孔性和材质稳定性下降。此外，焊接部和热影响部的硬化显著，焊接部的机械特性下降，因此点焊性、电弧焊接性等变差。从这种观点出发，将C量设定为0.03%以上且0.25%以下。优选为0.05%以上且0.20%以下。
Si：0.4%以上且2.5%以下
由于Si使残余奥氏体生成，进而提高铁素体的加工硬化能力，因此对确保良好的延展性是有效的。如果Si量不到0.4%，则其添加效果不足，因此将下限设定为0.4%。然而，超过2.5%的Si的过量添加，会引起由红氧化皮等的发生而导致的表面性状变差。因此，使Si为0.4%以上且2.5%以下。优选为0.5%以上且2.0%以下。
Mn：3.5%以上且10.0%以下
Mn是对于奥氏体的稳定化有效的元素，其促进了残余奥氏体的生成。这种作用在Mn量为3.5%以上时能够得以确认。然而，Mn量超过10.0%的过量添加抑制铁素体的生成，因此成形性降低。从这种观点出发，将Mn量设定为3.5%以上且10.0%以下。优选为4.0%以上且7.0%以下。
P：0.1%以下
P是对于钢的强化有效的元素，但以超过0.1%而过量添加时，会因晶界偏析而引起脆化，使耐冲击性变差。因此，使P为0.1%以下。
S：0.01%以下
S形成MnS等夹杂物，成为扩孔性、耐冲击性变差以及形成沿着焊接部的金属流线的裂纹的原因，因此优选尽量降低，但是从制造成本的方面考虑，将S设定为0.01%以下。
Al：0.01%以上且2.5%以下
Al是作为脱氧剂起作用，对钢的洁净度有效的元素，优选在脱氧工序中添加。如果Al量不到0.01%，则其添加效果不足，因此将下限设定为0.01%。然而，如果大量添加，则连铸时产生钢片裂纹的风险提高，制造性下降。从这种观点出发，将Al量设定为0.01%以上且2.5%以下。优选为0.5%以上且1.5%以下。
N：0.008%以下
N是使钢的耐时效性最大程度变差的元素，因此越少越好，如果其超过0.008%，则耐时效性显著变差。因此，使N为0.008%以下。
Si＋Al：1.0%以上
由于Si和Al使奥氏体和铁素体的双相区扩大，因此伴随退火温度的变化的、奥氏体和铁素体的晶相百分率的变化减小，因此对于减小材质偏差有效。从这种观点出发，将Si＋Al量设定为1.0%以上。优选为1.5%以上。
本发明的高强度钢板，以上述成分组成作为基本成分，余量由Fe及不可避免的杂质构成，并且根据所希望的特性，还可以适当含有下述成分。
选自Cr：0.05%以上且1.0%以下、V：0.005%以上且0.5%以下、Mo：0.005%以上且0.5%以下、Ni：0.05%以上且1.0%以下、Cu：0.05%以上且1.0%以下中的至少一种
由于Cr、V、Mo具有提高强度和延展性的平衡的作用，因此可以根据需要来添加。在Cr为0.05%以上、V为0.005%以上、Mo为0.005%以上时，可以得到该效果。然而，如果以Cr超过1.0%、V超过0.5%、Mo超过0.5%过量地添加，则第二相的百分率变得过大，担心伴随强度显著上升的延展性降低等的发生。此外，还成为成本增高的主要原因。因此，在添加这些元素时，将其含量分别设定为Cr：0.05%以上且1.0%以下、V：0.005%以上且0.5%以下、Mo：0.005%以上且0.5%以下。
Ni、Cu是对钢的强化有效的元素，并且只要在本发明规定的范围内，则可以用于钢的强化。为了获得该效果，各自必须为0.05%以上。另一方面，如果添加超过1.0%的Ni、Cu，则钢板的延展性下降。此外，还成为成本增高的主要原因。因此，在添加Ni、Cu时，将其添加量分别设定为0.05%以上且1.0%以下。
选自Ti：0.01%以上且0.1%以下、Nb：0.01%以上且0.1%以下、B：0.0003%以上且0.0050%以下中的至少一种
Ti、Nb对于钢的析出强化是有效的，当各自为0.01%以上时，可以获得该效果，只要在本发明规定的范围内，则可以用于钢的强化。但是，如果各自超过0.1%，则延展性和形状冻结性下降。此外，还成为成本增高的主要原因。因此，在添加Ti、Nb时，将其添加量设定为Ti：0.01%以上且0.1%以下、Nb：0.01%以上且0.1%以下。
由于B具有抑制铁素体从奥氏体晶界生成和生长的作用，因此可以根据需要来添加。当其为0.0003%以上时，可以获得该效果。但是，如果超过0.0050%，则加工性下降。此外，还成为成本增高的主要原因。因此，在添加B时，使其为0.0003%以上且0.0050%以下。
选自Ca：0.001%以上且0.005%以下、REM：0.001%以上且0.005%以下中的至少一种
Ca和REM是使硫化物的形状球形化从而改善硫化物对扩孔性的不良影响的有效元素。为了获得该效果，各自必须为0.001%以上。但是，如果各自超过0.005%而过量添加，则导致夹杂物等的增加，从而引起表面和内部缺陷等。因此，在添加Ca、REM时，其添加量分别设定为0.001%以上且0.005%以下。
2）接着对钢组织进行说明。
铁素体的面积率：30%以上且80%以下
当铁素体的面积率不到30%时，延展性下降，而如果超过80%，则难以确保780MPa以上的TS。因此，将铁素体的面积率设定为30%以上且80%以下。
马氏体的面积率：0%以上且17%以下
如果马氏体的面积率超过17%，则难以确保良好的扩孔性和材质稳定性。因此，将马氏体的面积率设定为0%以上且17%以下。
残余奥氏体的体积率：8%以上
残余奥氏体有效用于提高钢的延展性，而当其体积率不到8%时，无法获得目的延展性。因此，将残余奥氏体的体积率设定为8%以上。残余奥氏体的体积率的上限没有特别规定，在本成分范围中，上限为40%左右。
残余奥氏体的平均结晶粒径：2μm以下
如果残余奥氏体的平均结晶粒径超过2μm，则无法抑制扩孔加工时的裂缝传播，难以确保良好的扩孔性。因此，将残余奥氏体的平均结晶粒径设定为2μm以下。
回火马氏体的面积率：5%以上
回火马氏体通过缓和软质的铁素体和硬质的马氏体以及残余奥氏体的硬度差，从而有助于提高扩孔性，而当其体积率不到5%时，难以获得良好的扩孔性。此外，由于回火马氏体是将对TS具有较大影响的马氏体回火而使其软质化的组织，因此为了确保良好的材质稳定性，回火马氏体的面积率优选为5%以上。
需要说明的是，除了铁素体、残余奥氏体、回火马氏体、马氏体以外，有时还会生成渗碳体等碳化物、贝氏体、珠光体，但是只要满足上述铁素体、残余奥氏体、马氏体的比例，就能够实现本发明的目的。
本发明的高强度钢板，在钢板表面可以具有实施热镀锌处理所形成的热镀锌被膜、在热镀锌处理后实施锌镀层的合金化处理所形成的合金化热镀锌被膜等镀锌系被膜、实施热镀铝所形成的热镀铝被膜等镀铝系被膜。
3）接着对制造条件进行说明。
将调整至上述成分组成的钢在转炉等中进行熔炼，并采用连铸法等形成钢坯。将该钢原材进行热轧后，或者在热轧后实施冷轧后，进行退火处理。对于铸造、热轧、冷轧来说，制造条件没有特别限定，以下对于优选的制作条件进行说明。
<铸造条件>
为了防止成分的宏观偏析，使用的钢坯优选通过连铸法制造，但也可以通过铸锭法、薄板坯铸造法制造。此外，在制造钢坯后，除了暂时冷却至室温，然后再次加热的以往方法以外，还可以毫无问题地应用在不冷却至室温的情况下直接将温片插入到加热炉中，或者在稍稍进行保温后立即进行轧制的直送轧制和直接轧制等节能工艺。
<热轧条件>
钢坯加热温度：1100℃以上
对于钢坯加热温度来说，低温加热在节能方面是优选的，但是当加热温度不到1100℃时，碳化物难以充分固溶，产生因轧制负荷增大而导致热轧时出现故障的风险增大等问题。需要说明的是，由于随着氧化重量的增加，氧化皮损耗增大等，因此钢坯加热温度优选为1300℃以下。
另外，从即使降低钢坯加热温度、但也可以防止热轧时发生故障的观点出发，还可以利用加热薄板坯的所谓薄板坯加热器。
终轧结束温度：Ar3相变点以上
当终轧结束温度不到Ar3相变点时，材料特性产生各向异性，有时会成为加工性下降的原因。因此，终轧温度优选为Ar3相变点以上。
卷取温度：450℃以上且700℃以下
如果卷取温度不到450℃，则难以控制卷取温度，容易产生温度不均匀，结果有时会产生冷轧性下降等问题。此外，如果卷取温度超过700℃，则会引起钢基表层发生脱碳等问题。因此，卷取温度优选为450℃以上且700℃以下。
需要说明的是，在本发明的热轧工序中，为了减小热轧时的轧制负荷，可以使终轧的一部分或全部为润滑轧制。从钢板形状的均匀化、材质的均匀化的观点考虑，进行润滑轧制也是有效的。另外，优选使润滑轧制时的摩擦系数为0.25～0.10的范围。此外，将前后的薄板坯彼此连接，并且连续进行终轧的连续轧制工艺是优选的。从热轧的操作稳定性的观点考虑，也优选使用连续轧制工艺。在酸洗后，或者还进行冷轧时，实施冷轧，形成规定板厚的冷轧钢板。冷轧条件没有特别限定，按照常规方法即可。
<退火条件>
在Ac1相变点＋10℃～Ac1相变点＋（Ac3相变点－Ac1相变点）/2的温度范围中保持30秒以上
如果在奥氏体和铁素体的双相区实施退火处理，则Mn在奥氏体侧富集，奥氏体中的Mn浓度成为钢组成以上的浓度。当退火温度不到Ac1相变点＋10℃时，几乎未生成奥氏体，在退火后无法获得希望的残余奥氏体。此外，如果退火温度超过Ac1相变点＋（Ac3相变点－Ac1相变点）/2，则退火时Mn向奥氏体的富集不充分，无法获得希望的残余奥氏体量。此外，当保持时间不到30秒时，退火时Mn向奥氏体的富集不充分，无法获得希望的残余奥氏体量。而且，残存较多的未再结晶组织，无法获得希望的延展性和扩孔性。因此，使退火条件为：在Ac1相变点＋10℃～Ac1相变点＋（Ac3相变点－Ac1相变点）/2的温度范围中保持30秒以上。
需要说明的是，退火方法也可以是连续退火或分批退火中的任一种退火方法。此外，退火后冷却至室温，该冷却方法和冷却速度没有特别规定，可以是分批退火中的炉冷、空气冷却以及连续退火中的喷气冷却、雾冷、水冷等任一种冷却条件。
此外，在冷却至室温后，还可以实施以下的回火处理。
通过实施回火处理，将作为冷却后的部分构成组织的马氏体变为回火马氏体，缓和了软质的铁素体和（扩孔加工时相变为硬质的马氏体）残余奥氏体的硬度差，从而能够实现扩孔性的提高。此外，硬质的马氏体的面积率有助于材质变化，通过将该马氏体变为回火马氏体，可以稳定地将马氏体的面积率控制在低位，因此还可以期待材质稳定性的提高。
在室温～500℃的温度范围中，在满足exp[160/（580－T）]×ln（t）≤20的条件下的回火处理
T：在室温～500℃的温度范围中的平均保持温度（℃），t：在室温～500℃的温度范围中的保持时间（秒）。在超过500℃的温度范围中的回火处理，或者如果exp[160/（580－T）]×ln（t）超过20，则无法获得希望的残余奥氏体量，难以确保TS×EL≥22000MPa·%。因此，将回火条件设定为满足exp[160/（580－T）]×ln（t）≤20的条件。需要说明的是，为了确保更良好的扩孔性，T优选为150℃以上。
需要说明的是，对于退火后和回火处理后的钢板，也可以施加用于形状矫正、调整表面粗度等的表面光轧。此外，实施树脂或油脂涂敷、各种镀覆、涂装等处理，也没有任何问题。
在实施热镀锌处理时，将实施了所述退火处理的钢板浸渍到440～500℃的镀锌浴中，实施热镀锌处理，然后通过气体擦拭等调整镀层附着量。热镀锌优选使用Al量为0.08～0.18%的镀锌浴。
在470～600℃的温度范围中实施锌镀层的合金化处理
在实施锌镀层的合金化处理时，在热镀锌处理后，在470～600℃的温度范围中实施锌镀层的合金化处理。如果在超过600℃的温度下进行合金化处理，则未相变奥氏体向珠光体相变，无法确保所希望的残余奥氏体量，延展性下降。因此，在进行锌镀层的合金化处理时，在470～600℃的温度范围中实施锌镀层的合金化处理。
在实施热镀铝处理时，将实施了所述退火处理的钢板浸渍到660～730℃的镀铝浴中，实施热镀铝处理，然后通过气体擦拭等调整镀层附着量。此外，镀铝浴温度符合Ac1相变点＋10℃～Ac1相变点＋（Ac3相变点－Ac1相变点）/2的温度范围的钢，通过热镀铝处理能够生成微小并且稳定的残余奥氏体，因此延展性能够进一步提高，也就是说，TS×EL能够提高。
实施例
将具有表1所示成分组成并且余量由Fe及不可避免的杂质构成的钢在转炉中进行熔炼，并通过连铸法制成铸片。将所得的铸片加热至1250℃，并热轧至板厚为3.2mm。热轧在终轧温度为900℃、轧制后的冷却速度为10℃/秒、卷取温度为600℃的条件下进行。将热轧钢板酸洗后，冷轧至板厚为1.4mm，再在表2所示的制造条件下进行退火。一部分再进行热镀锌处理、热镀锌处理和热镀锌层的合金化处理、热镀铝处理。No.35、38、44为热镀锌钢板、No.36、39、41～43、47为合金化热镀锌钢板、No.37、40、46为热镀铝钢板。
用于热镀锌钢板的热镀锌浴使用含有Al：0.19%的锌浴，并且使浴温为460℃。用于合金化热镀锌钢板的热镀锌浴使用Al：0.14%的锌浴，并且使浴温为460℃。镀锌量调整至每一面为45g/m2（两面镀覆），合金化处理调整至被膜中Fe浓度为9～12质量%。用于热镀铝钢板的热镀铝浴的浴温为700℃。此外，将一部分热轧至板厚为2.0mm的钢板酸洗后，直接在表2所示的制造条件下进行退火。
对所得钢板的截面显微组织、拉伸特性、扩孔性进行研究，将其结果示于表3。
表1
Ac1相变点、Ac3相变点可以使用下式求出。
Ac1相变点（℃）=751－16×（%C）＋11×（%Si）－28×（%Mn）－5.5×（%Cu）－16×（%Ni）＋13×（%Cr）＋3.4×（%Mo）
Ac3相变点（℃）=910－203√（%C）＋45×（%Si）－30×（%Mn）－20×（%Cu）－15×（%Ni）＋11×（%Cr）＋32×（%Mo）＋104×（%V）＋400×（%Ti）＋200×（%Al）
表2
下划线部分:表示本发明范围之外。
表3
下划线部分:表示本发明范围之外。
F:铁素体、RA:残余奥氏体、M：马氏体、TM：回火马氏体
HR:热轧钢板、CR:冷轧钢板、GI:热镀锌钢板、GA:合金化热镀锌钢板、Al:热镀铝钢板
铁素体、回火马氏体的面积率如下求出：研磨与钢板的轧制方向平行的板厚截面，用3%硝酸乙醇腐蚀液进行腐蚀，并使用SEM（扫描电子显微镜）以2000倍的倍率观察10个视野，对透明的OHP片中各相进行染色，获取图像，再使用MediaCybernetics公司的Image－Pro求出对象各晶粒的面积，并由这些值合计的面积除以总面积而求出。此外，残余奥氏体的体积率，是将钢板研磨至板厚方向的1/4面，并由该板厚1/4面的衍射X射线强度求出。入射X射线使用MoKα射线，对于残余奥氏体相的{111}、{200}、{220}、{311}面与铁素体的{110}、{200}、{211}面的峰的积分强度的所有组合求出强度比，并将它们的平均值作为残余奥氏体的体积率。马氏体的面积率，是从整体中减去上述求出的铁素体、回火马氏体的面积率和残余奥氏体的体积率以及使用SEM能够识别的其它相（渗碳体等碳化物、贝氏体、珠光体）的面积率而求出的。残余奥氏体的平均结晶粒径，是通过TEM（透射电子显微镜）观察20个残余奥氏体，并使用上述的Image－Pro，求出各自的面积，计算出圆当量直径，再对这些值进行平均而求出的。
此外，拉伸试验，是使用使拉伸方向与钢板的轧制方向呈直角方向裁取样品的JIS5号试验片，并根据JISZ2241（1998年）进行试验，测定TS（拉伸强度）、EL（总伸长率）。需要说明的是，将TS×EL≥22000MPa·%的情况判定为延展性良好。
扩孔性（延伸凸缘性）是根据日本钢铁联盟标准JFST1001（2008年）进行测定的。将所得的各钢板切断为100mm×100mm后，使板厚为2.0mm以上的钢板的冲裁间隙为12%±1%，使板厚不到2.0mm的钢板的冲裁间隙为12%±2%，冲裁直径为10mm的孔，然后在使用内径为75mm的冲模以9ton的压边力进行挤压的状态下，将60°圆锥形冲头塞入到孔中，测定裂缝产生极限时的孔直径，由下述式求出极限扩孔率λ（%），并由该极限扩孔率值评价延伸凸缘性。
极限扩孔率λ（%）={（Df－D0）/D0}×100
其中，Df为产生裂缝时的孔径（mm），D0为初期孔径（mm）。需要说明的是，在本发明中，将λ≥30（%）的情况判定为良好。
此外，对于材质稳定性，是对除了退火温度T1以外的条件相同而仅仅退火温度T1不同的钢板，研究其TS的变化量，并由该TS的变化量求出每当退火温度变化20℃时的变化量（ΔTS），再使用该TS变化量（ΔTS）进行评价。将每20℃的TS变化量（ΔTS/Δ20℃）为80MPa以下的情况判定为良好。
图1是表示本实施例的No.1～3（本发明例，未进行回火处理）、No.4～6（本发明例，进行回火处理）以及No.20～22（比较例）的退火温度（T1）与TS的关系的图。No.20～22的TS变化量大，每20℃的TS变化量为165MPa。相反，No.1～3的TS变化量小，每20℃的TS变化量为55MPa，是No.20～22的TS变化量的一半以下。此外，实施了回火处理的No.4～6，TS变化量比No.1～3还小，每20℃的TS变化量为35MPa。
本发明例的高强度钢板均可以得到780MPa以上的TS、22000MPa·%以上的TS×EL、30%以上的λ、每20℃的TS变化量为80MPa以下，并且加工性和材质稳定性优良的高强度钢板。在冷却至室温后，通过本发明的方法实施回火处理后，可以得到λ和材质稳定性更加优良的高强度钢板。另一方面，在比较例中，虽然TS为780MPa以上，但TS×EL、λ、每20℃的TS变化量中的任意一种以上的特性较差。
No.37、40、46（热镀铝钢板），由于是镀铝浴温度符合Ac1相变点＋10℃～Ac1相变点＋（Ac3相变点－Ac1相变点）/2的温度范围的钢，因此可以得到比冷轧钢板、热镀锌钢板、合金化热镀锌钢板更高的TS×EL。No.47（合金化热镀锌钢板），由于钢成分落在本发明范围之外，为高C低Mn，因此在合金化时未相变的奥氏体相变为珠光体，无法确保所希望的残余奥氏体量，无法得到良好的TS×EL。
产业上的可利用性
本发明的高强度钢板，为低C的钢组成，具有780MPa以上的TS、22000MPa·%以上的TS×EL，延展性优良，并且扩孔性和材质稳定性也优良。通过将本发明的高强度钢板应用于例如汽车结构部件，能够实现由车身轻量化带来的燃料效率的改善，因此在产业上的利用价值非常大。

Claims (17)

1.一种加工性和材质稳定性优良的高强度钢板，其特征在于，作为成分组成，以质量％计含有C：0.03％以上且0.25％以下、Si：0.4％以上且2.5％以下、Mn：3.5％以上且10.0％以下、P：0.1％以下、S：0.01％以下、Al：0.01％以上且2.5％以下、N：0.008％以下、Si+Al：1.0％以上，余量由Fe及不可避免的杂质构成，作为钢组织，具有以面积率计30％以上且80％以下的铁素体和0％以上且17％以下的马氏体，以及以体积率计11％以上的残余奥氏体，并且，残余奥氏体的平均结晶粒径满足2μm以下，
所述钢板通过退火得到，所述退火中的每当退火温度变化20℃时的变化量ΔTS/Δ20℃为80MPa以下，其中，退火温度在Ac1相变点+10℃～Ac1相变点+(Ac3相变点－Ac1相变点)/2的范围内。
2.如权利要求1所述的加工性和材质稳定性优良的高强度钢板，其特征在于，钢组织还具有以面积率计5％以上的回火马氏体。
3.如权利要求1所述的加工性和材质稳定性优良的高强度钢板，其特征在于，作为成分组成，进一步含有选自下述A组～C组中的至少一种，
A组：以质量％计，选自Cr：0.05％以上且1.0％以下、V：0.005％以上且0.5％以下、Mo：0.005％以上且0.5％以下、Ni：0.05％以上且1.0％以下、Cu：0.05％以上且1.0％以下中的至少一种元素，
B组：以质量％计，选自Ti：0.01％以上且0.1％以下、Nb：0.01％以上且0.1％以下、B：0.0003％以上且0.0050％以下中的至少一种元素，
C组：以质量％计，选自Ca：0.001％以上且0.005％以下、REM：0.001％以上且0.005％以下中的至少一种元素。
4.如权利要求2所述的加工性和材质稳定性优良的高强度钢板，其特征在于，作为成分组成，进一步含有选自下述A组～C组中的至少一种，
A组：以质量％计，选自Cr：0.05％以上且1.0％以下、V：0.005％以上且0.5％以下、Mo：0.005％以上且0.5％以下、Ni：0.05％以上且1.0％以下、Cu：0.05％以上且1.0％以下中的至少一种元素，
B组：以质量％计，选自Ti：0.01％以上且0.1％以下、Nb：0.01％以上且0.1％以下、B：0.0003％以上且0.0050％以下中的至少一种元素，
C组：以质量％计，选自Ca：0.001％以上且0.005％以下、REM：0.001％以上且0.005％以下中的至少一种元素。
5.如权利要求1所述的加工性和材质稳定性优良的高强度钢板，其特征在于，所述每当退火温度变化20℃时的变化量ΔTS/Δ20℃为70MPa以下。
6.如权利要求5所述的加工性和材质稳定性优良的高强度钢板，其特征在于，含有0.5％以上的Al。
7.如权利要求1所述的加工性和材质稳定性优良的高强度钢板，其特征在于，所述每当退火温度变化20℃时的变化量ΔTS/Δ20℃为50MPa以下。
8.如权利要求1～4中任一项所述的加工性和材质稳定性优良的高强度钢板，其特征在于，在所述钢板的表面上具有镀锌系被膜。
9.如权利要求8所述的加工性和材质稳定性优良的高强度钢板，其特征在于，所述镀锌系被膜是热镀锌被膜。
10.如权利要求8所述的加工性和材质稳定性优良的高强度钢板，其特征在于，所述镀锌系被膜是合金化热镀锌被膜。
11.如权利要求1～4中任一项所述的加工性和材质稳定性优良的高强度钢板，其特征在于，在所述钢板的表面上具有镀铝系被膜。
12.一种加工性和材质稳定性优良的高强度钢板的制造方法，用于制造权利要求1～7中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，对具有权利要求1或3所述的成分组成的钢坯进行热轧、酸洗，或者进一步进行冷轧，然后，在Ac1相变点+10℃～Ac1相变点+(Ac3相变点－Ac1相变点)/2的温度范围中保持30秒以上，冷却至室温，或者进一步在室温～500℃的温度范围中，在满足下式的条件下实施回火处理，
exp[160/(580－T)]×ln(t)≤20
其中，T：在室温～500℃的温度范围中的平均保持温度(℃)
t：在室温～500℃的温度范围中的保持时间(秒)
exp(X)、ln(X)分别表示X的指数函数、自然对数。
13.如权利要求12所述的加工性和材质稳定性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，实施所述回火处理。
14.一种加工性和材质稳定性优良的高强度镀锌钢板的制造方法，用于制造权利要求8或9所述的高强度钢板，其特征在于，对具有权利要求1或3所述的成分组成的钢坯进行热轧、酸洗，或者进一步进行冷轧，然后，在Ac1相变点+10℃～Ac1相变点+(Ac3相变点－Ac1相变点)/2的温度范围中保持30秒以上后进行冷却，实施热镀锌处理。
15.一种加工性和材质稳定性优良的高强度镀锌钢板的制造方法，用于制造权利要求10所述的高强度钢板，其特征在于，对具有权利要求1或3所述的成分组成的钢坯进行热轧、酸洗，或者进一步进行冷轧，然后，在Ac1相变点+10℃～Ac1相变点+(Ac3相变点－Ac1相变点)/2的温度范围中保持30秒以上后进行冷却，实施热镀锌处理，然后在470～600℃的温度范围中实施锌镀层的合金化处理。
16.一种加工性和材质稳定性优良的高强度镀铝钢板的制造方法，用于制造权利要求11所述的高强度钢板，其特征在于，对具有权利要求1或3所述的成分组成的钢坯进行热轧、酸洗，或者进一步进行冷轧，然后，在Ac1相变点+10℃～Ac1相变点+(Ac3相变点－Ac1相变点)/2的温度范围中保持30秒以上后进行冷却，实施热镀铝处理。
17.如权利要求16所述的加工性和材质稳定性优良的高强度镀铝钢板的制造方法，其特征在于，在所述热镀铝处理中，将实施了所述退火处理的钢板浸渍到660～730℃的镀铝浴中，并且使用所述镀铝浴温度符合Ac1相变点+10℃～Ac1相变点+(Ac3相变点－Ac1相变点)/2的温度范围的钢。
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