CN104011242A - 高强度薄钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

根据本发明能够得到一种高强度薄钢板，其拉伸强度(TS)具有980MPa以上的高值且钢板整体上稳定地弯曲性优异，是通过使钢板由规定的钢板成分组成构成，并在钢板组织中，铁素体相的平均结晶粒径为10μm以下，铁素体相的体积率为30％～70％，且马氏体相和残余奥氏体相的体积率总计为10％以下地含有，并且使邻接的各异相间的纳米硬度之差为4GPa以内的邻接相的比例为90％以上而得到的。

Description

高强度薄钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及在成型汽车部件等时适合的、弯曲性优异且拉伸强度(TS)为980MPa以上的高强度薄钢板及其制造方法。
应予说明，本发明中的高强度薄钢板包括热浸镀锌钢板等实施过镀覆的钢板。另外，热浸镀锌钢板包括在镀锌后实施合金化热处理的、所谓的合金化热浸镀锌钢板。
背景技术
用于汽车部件等的高强度薄钢板在其用途特征上，高强度以外还要求加工性优异。并且，最近，从车体轻型化而提高燃油效率以及确保碰撞安全性的观点考虑，要求汽车车体用高强度的钢板，其应用在扩大。
然而，一般，随着钢板高强度化，有加工性下降的趋势。因此，将高强度钢板用于汽车部件等时最严峻的课题是在压制成型时钢板会断裂。尤其是对于980MPa以上的高强度钢而言，由于大多部件通过弯曲成型而进行加工，因此弯曲成型性特别重要。
为了满足上述要求，例如，在专利文献1～4中，公开了通过使从钢板表层部到距其10μm的范围进行软质化，从而提高钢板的弯曲特性的技术。
另外，在专利文献5中，公开了通过在铁素体分率为60％以上的条件下，使铁素体相的纳米硬Hnf与低温转变相的纳米硬Hnm的硬度比Hnm/Hnf为3.0以上，或在铁素体分率为20～50％的情况下，使上述硬度比为2.0以下，从而改善钢板的弯曲性的技术。应予说明，以下也将纳米硬(nano-hardness)称为纳米硬度(nano-hardness degree)。
此外，在专利文献6中，公开了加工性和焊接性优异的高强度热浸镀锌钢板的制造技术。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平2－175839号公报
专利文献2：日本特开平5－195149号公报
专利文献3：日本特开平10－130782号公报
专利文献4：日本特开2005－273002号公报
专利文献5：日本特开2009－167467号公报
专利文献6：日本特开2008－280608号公报
发明内容
然而，对于专利文献1～4中记载的技术而言，不仅预料到钢板的疲劳特性会下降，软质相的稳定生成上也存在问题。另外，在专利文献5记载的技术中，由于根据制造时的成分和退火条件而铁素体分率变化，所以在制造中需要把握铁素体分率。另外，根据该铁素体分率将钢板组织的硬质相与软质相的硬度比在钢板整体上控制成规定值是极其困难的。因此，对于专利文献5中记载的技术而言，制造成品率下降的可能性大，成本高的可能性大。并且，在专利文献6记载的技术中，为了将高强度钢更好地用于汽车车体而制成薄钢板时，不能说其弯曲特性是充分的。
在此，现有的弯曲性的评价是将试验片的n数设为3个左右，求出不发生断裂的最小的弯曲半径，将其规定为极限弯曲半径。但是，如果增加n数，则即便为极限弯曲半径以上，有时也发生断裂。另外，由于压制成型部件要以数十厘米以上的长度进行成型，所以钢板整体的弯曲性必须优异。
因此，为了进行钢板整体的弯曲性的评价，需测定用比以往更多的试验片来评价的极限弯曲半径。
本发明是鉴于上述现状开发的，其目的在于同时提出拉伸强度(TS)具有980MPa以上的高值且钢板整体上稳定的、弯曲性优异的高强度薄钢板及其制造方法。
于是本发明人等为了解决上述课题进行了深入研究。其结果，得到了如下的见解：通过制成规定了邻接的相的纳米硬度差的组织，能够在钢板整体上稳定地得到良好的弯曲性。
本发明基于上述见解。
即，本发明的主旨构成如下。
1.一种高强度薄钢板，以质量％计，含有C：0.05～0.3％、Si：0.01～2％、Mn：1.0～3.5％、P：0.040％以下、S：0.0050％以下、Al：0.001～1％以及N：0.0060％以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质的成分组成构成，钢板组织中，铁素体相的平均结晶粒径为10μm以下，铁素体相的体积率为30％～70％，且马氏体相和残余奥氏体相的体积率总计为10％以下，并且，邻接的各异相间的纳米硬度之差为4GPa以内的邻接相的比例为90％以上。
2.根据上述1所述的超高强度薄钢板，在上述成分组成的基础上，以质量％计进一步含有选自Cr：2.0％以下、Mo：0.50％以下、Ni：1.0％以下、Cu：1.0％以下以及B：0.02％以下中的1种或2种以上。
3.根据上述1或2所述的高强度薄钢板，在上述成分组成的基础上，以质量％计进一步含有选自Ti：0.10％以下、Nb：0.10％以下以及V：0.10％以下中的1种或2种以上。
4.根据上述1～3中任一项所述的高强度薄钢板，在上述成分组成的基础上，以质量％计，进一步含有选自Ca：0.01％以下和REM：0.01％以下中的1种或2种。
5.根据上述1～4中任一项所述的高强度薄钢板，在钢板表面具有热浸镀锌层。
6.一种高强度薄钢板的制造方法，是由对由上述1～4中任一项所述的成分构成的钢板坯进行热轧后，卷取成钢卷，接着冷轧后，实施退火的一系列工序构成，其中，
在板坯加热温度：1000～1300℃、热精轧温度：850～950℃的条件下进行上述热轧，接着将热精轧温度～(热精轧温度－100℃)的温度区域以平均冷却速度：5～200℃/秒进行冷却，在400～650℃的温度卷取成钢卷后，实施冷轧，接着加热到730～900℃，在该退火温度区域保持10～500秒后，以1～50℃/秒的平均冷却速度控制冷却到500℃，进一步冷却到300℃以下后，再加热到600℃以下，在由下述式(1)定义的回火参数λ成为13000以上的条件下实施回火；
λ＝(T+273)×(log(t)+20)······(1)
其中，T：再加热温度(℃)，t：在再加热温度保持的时间(秒)。
7.一种高强度薄钢板的制造方法，在上述6所述的高强度薄钢板的制造方法中，代替上述以1～50℃/秒的平均冷却速度控制冷却到500℃，进一步冷却到300℃以下的步骤，以1～50℃/秒的平均冷却速度控制冷却到500℃，接着实施热浸镀锌处理或者进一步实施合金化处理之后，冷却到300℃以下。
根据本发明，能够制造弯曲性优异的高强度薄钢板，能够得到特别适合要求弯曲成型性的汽车部件用的钢板的高强度薄钢板。
应予说明，本发明中，高强度是指拉伸强度(以下，称为TS)为980MPa以上。另外，弯曲性优异是指用相当于钢板的宽度：900mm部分的30个试验片(各试验片的宽度：30mm)评价以90°V弯曲时的极限弯曲半径时，全部试验片满足极限弯曲半径≤1.5t(t：板厚)的关系。
附图说明
图1是表示求出邻接相间的硬度差的要点的示意图。
图2是表示求出邻接相间的硬度差的要点的另一个示意图。
具体实施方式
以下，对本发明进行具体说明。
邻接的各异相间的纳米硬度之差为4GPa以内的邻接相的比例为90％以上
首先，本发明中，对限定邻接的各异相(以下，简称为邻接相)间的纳米硬度之差的理由进行说明。
任意相与其邻接相的纳米硬度之差大时，因该二相间的塑性变形能之差容易产生空隙(缺陷)是根据现有知识能够预测的。然而，没有进行过关于何种程度的硬度之差容易产生空隙的定量评价。
本发明人等对上述定量评价进行了深入研究。其结果，明确了该二相间的纳米硬度之差超过4GPa时，在该二相间产生空隙的概率极高。然而，试验片的断裂、即钢板的破裂是由于上述空隙连结而开始发生的，因此若只是简单将邻接相之间的纳米硬度之差规定成不可超过4GPa，从而试图对其进行控制是不现实的。
因此，本发明人等进一步深入研究了邻接相间的纳米硬度之差超过4GPa的相的存在比例为多少时会发生上述空隙的连结。其结果，明确了邻接相间的纳米硬度之差超过4GPa的相的比例以相对于任意相的邻接相中的边界长度的比率计超过10％时，相间发生龟裂。在此所说的边界长度的导出方法如下。
首先，通过纳米压痕试验测定距表层50～500μm之间的规定范围的纳米硬度。作为测定间隔，优选设为2～3μm间隔，测定点需为50点以上，优选测定300点以上。例如，在距钢板表面50～500μm之间，于在板厚方向以2～3μm间隔形成20点部分、在与其正交的方向形成20点部分的区域内，呈棋盘状测定，测定400点。
接下来，计算邻接的测定点间的硬度差，求出邻接相间的硬度差为4GPa以内的部分的边界长度，计算其相对于测定部的边界长度的比例。在此将相间的边界考虑为在测定点间的中央呈直线状存在。应予说明，在相同组织的粒内测定多点时，求出平均值定义该相的纳米硬度。
图1和图2中示出表示求出邻接相间的硬度差的要点的示意图。应予说明，图1中所示的数据参照了以下所示的实施例的试验No.1的试验结果，图2中所示的数据参照了No.20的试验结果。
由此，本发明中，通过求出邻接相间的纳米硬度之差为4GPa以内的比例，将该比例规定为90％以上，从而能够得到所希望的性能的薄钢板。
本发明中的纳米硬度的测定方法可以是以往公知的测定方法，例如，可以使用日本特开2006－52458号公报中记载的方法等。另外，可以使用Hysitron公司制TRIBO SCOPE等。
具体而言，在以下所述的测定位置，在钢板的宽度取900mm情况下，采样30个试验片(各试验片的宽度：30mm)，对于每个试验片在10mm×10mm的范围选择以下所述的测定位置中的3个位置，确定该位置中的组织。接着，使用上述纳米硬度计测定已确定的各相的纳米硬度，使用该结果求出邻接的各相间的纳米硬度之差。
应予说明，由于本发明的钢板是在板厚方向没有硬度变化的均质钢板，所以本发明中的纳米硬度的测定位置是在容易受到弯曲成型影响的钢板表面附近，在距表面50～500μm之间的区域进行测定，代表钢板的纳米硬度。
接下来，对本发明中将钢板的成分组成限定在上述范围的理由进行说明。应予说明，与成分组成相关的“％”标号在没有特殊限定的情况下是指质量％。
C：0.05～0.3％
C是对提高组织的硬度有用的元素，为了得到980MPa以上的TS需要0.05％以上的C。另一方面，如果C量超过0.3％则点焊性明显劣化，因此限定在0.3％以下。更优选低于0.2％。另外，从稳定确保980MPa以上的TS的观点考虑，优选的C量为0.08％以上。
Si：0.01～2％
Si是通过固溶强化和增加加工固化能而有助于提高强度的元素。该效果在含有0.01％以上时呈现。另一方面，如果含量超过2％，则在钢板表面作为氧化物稠化，成为冷轧钢板的化成处理不良、镀锌钢板不镀覆的原因。因此，Si量限定在0.01～2％。另外，由于Si阻碍硬质相生成后的软质化，所以越低越好，优选为1.5％以下，更优选为0.5％以下。
Mn：1.0～3.5％
Mn有效地帮助强度提高，该效果通过含有1.0％以上而呈现。另一方面，如果超过3.5％而过度含有，则因Mn的偏析等成为部分相变点不同的组织，成为铁素体相和马氏体相呈带状存在的不均匀组织。其结果，不只钢板的弯曲性(以下，简称为弯曲性)下降，由于在钢板表面作为氧化物稠化，也成为化成处理不良、不镀覆的原因。因此，Mn量限定在3.5％以下。优选为3.0％以下。另外，从稳定确保强度的观点考虑优选为1.5％以上。
P：0.040％以下
P是有助于强度提高的元素，另一方面也是使焊接性劣化的元素。如果P量超多0.040％，则焊接性劣化的影响显著呈现。另一方面，P量的下限没有特别限制，但过度的P减少导致制钢工序中的制造成本的增加。因此，优选为0.001％以上。另外，优选的上限为0.025％，更优选为0.015％以下。
S：0.0050％以下
S增加则成为热脆性(hot red shortness)的原因，另外形成夹杂物MnS，在冷轧后成为板状的夹杂物，从而使材料的极限变形能下降，使延伸凸缘性等成型性下降。因此，优选S量尽量少，允许0.0050％以下。另一方面，过度的减少导致制钢工序中的脱硫成本的增加。因此，优选为0.0001％以上。另外，优选的上限为0.0030％。
Al：0.001～1％
Al在制钢工序中作为脱酸剂有效，另外在将降低弯曲性的非金属夹杂物在炉渣中分离的方面也是有用的元素。并且，Al在退火时抑制阻碍镀覆性的表层的Mn、Si系氧化物的形成，具有提高镀覆表面外观的效果。为了得到该效果需添加0.001％以上。另一方面，如果添加超过1％，则不仅导致钢成分成本的增加，也使焊接性下降。因此，Al量限定在0.001～1％的范围。优选为0.01～0.06％的范围。
N：0.0060％以下
组织强化钢中，N对材料特性的影响不怎么大，只要在0.0060％以下就不损害本发明的效果。另一方面，从净化铁素体而提高延展性的观点考虑N量越少越好，但制钢上的成本也会增加，因此下限优选为0.0001％左右。
本发明中，在上述基本成分的基础上，可以适当地添加以下所述的任意成分。
Cr：2.0％以下
Cr是对钢的淬火强化有效的元素，能够提高奥氏体的淬透性，容易得到高强度，并且还能通过使硬质相均匀微小分散而有效地帮助成型性的提高。为了得到这些效果，优选添加0.01％以上。另一方面，如果超过2.0％则这些效果饱和，反而使表面品质明显劣化。因此，添加Cr时使其为2.0％以下，优选0.01～2.0％的范围。更优选0.2～1.0％的范围。
Mo：0.50％以下
Mo是对钢的淬火强化有效的元素，容易在低碳成分体系中确保强度，还提高焊接性。为了得到这些效果，优选添加0.01％以上。另一方面，如果Mo量超过0.50％，则这些效果饱和，成为成本上升的重要因素。因此，添加Mo时使其为0.50％以下，优选0.01～0.50％的范围。更优选0.01～0.35％的范围。
Ni：1.0％以下
Ni是对钢的淬火强化有效的元素，容易在低碳成分体系中确保强度，另外还提高焊接性。为了得到这些效果，优选添加0.01％以上。另一方面，如果Ni量超过1.0％，则这些效果饱和，成为成本上升的重要因素。因此，添加Ni时使其为1.0％以下，优选0.01～1.0％的范围。更优选0.01～0.5％的范围。
Cu：1.0％以下
Cu是对钢的淬火强化有效的元素，容易在低碳成分体系中确保强度，另外还提高焊接性。为了得到这些效果，优选添加0.01％以上。另一方面，如果Cu量超过1.0％，则这些效果饱和，成为成本上升的重要因素。因此，添加Cu时使其为1.0％以下，优选0.01～1.0％的范围。更优选0.01～0.5％的范围。
B：0.02％以下
B提高淬透性，抑制退火冷却过程中发生的铁素体的生成，有助于得到所希望的马氏体量。为了得到该效果，B量优选含有0.0001％以上。另一方面，如果B量超过0.02％则上述效果饱和。因此，添加B时使其为0.02％以下，优选0.0001～0.02％。更优选0.0005～0.0030％的范围。
Ti：0.10％以下
Ti通过在钢中与C或N形成微小碳化物、微小氮化物，从而对热轧板的组织和退火后的钢板组织的细粒化、析出强化有效发挥作用。组织的细粒化尤其与钢板的弯曲性和延伸性的提高有关。为了得到这些效果，优选添加0.010％以上的Ti。然而，如果Ti量超过0.10％，则不仅上述效果饱和，还可能在铁素体中过量生成微小碳化物、微小氮化物的析出物，使铁素体的延展性下降。因此，添加Ti时使其为0.10％以下，优选0.010～0.10％的范围。更优选0.010～0.060％的范围。
Nb：0.10％以下
Nb是通过固溶强化或析出强化而有助于强度提高的元素。另外，有助于铁素体粒和贝氏体、马氏体区域的粒子的微小化，改善弯曲性和延伸性。通过使Nb的添加量为0.010％以上能简便地得到这样的效果。然而，如果超过0.10％过量含有，则热轧板硬质化，不仅导致热轧、冷轧时的轧制负荷的增大，还使铁素体的延展性下降，弯曲性劣化。因此，添加Nb时使其为0.10％以下，优选0.010～0.10％的范围。应予说明，从强度和加工性的观点考虑，更优选使Nb量为0.030～0.070％的范围。
V：0.10％以下
V通过在钢中与C或N形成微小碳化物、微小氮化物，从而对热轧板组织和退火后的钢板组织的细粒化和析出强化的赋予进行有效作用。组织的细粒化尤其与钢板的弯曲性和延伸性的提高有关。为了得到这些效果，优选添加0.001％以上的V。然而，如果V量超过0.10％则不仅该效果饱和，在铁素体中也过量生成析出物，使铁素体的延展性下降。因此，添加V时使其为0.10％以下，优选0.001～0.10％的范围。更优选0.010～0.060％的范围。
Ca：0.01％以下
Ca具有通过控制MnS等硫化物的形状而提高弯曲性的效果，为了得到该效果，优选添加0.0001％以上。另一方面，即便大量含有其效果也趋近饱和。因此，含有Ca时，使其为0.01％以下，优选0.0001～0.01％的范围，更优选0.0001～0.0050％的范围，进一步优选0.0001～0.0020％的范围。
REM：0.01％以下
REM具有通过控制MnS等硫化物的形状而提高弯曲性的效果，即便大量含有其效果也趋近饱和。因此，含有REM时，使其为0.01％以下，优选0.0001％～0.01％的范围，更优选0.0001％～0.0020％的范围。
对于本发明的钢板而言，在得到所希望的弯曲性和焊接性方面，除上述成分组成之外，剩余部分由Fe和不可避免的杂质的组成构成，但根据需要可以适当含有以下的元素。
可以在0.0001～0.1％的范围内含有Sb，Sb具有在不大幅变化镀覆性的情况下调节钢板表层的晶粒的作用。
另外，优选形成析出物的Zr、Mg等的含量尽量少，不需要积极添加，优选各自低于0.020％，更优选低于0.002％的范围内含有。
接下来，对本发明中的钢组织的限定范围和限定理由进行说明。
铁素体相的平均结晶粒径为10μm以下，且体积率为30％～70％
由于在结晶粒径超过10μm的粗大铁素体相中应变极度集中，所以如果铁素体相的平均粒径超过10μm则钢板的弯曲性下降。并且铁素体相的体积率低于30％时，即便使邻接相间的纳米硬度之差为4GPa以内的比例为90％以上，由于向铁素体相部分的应变的集中大，仍得不到规定的弯曲性。另一方面，如果铁素体相的体积率超过70％则难以确保TS为980MPa。因此，使铁素体相的平均结晶粒径为10μm以下，且使铁素体相的体积率为30％～70％。优选铁素体相的平均结晶粒径为5μm以下，另一方面铁素体相的体积率优选为40％以上。
应予说明，本发明中，钢板组织中的各相的体积率是指相对于钢板组织整体的该相的体积比率。
马氏体相和残余奥氏体相的总计体积率为10％以下
马氏体相极硬，随着体积率的增加弯曲性下降。另外，残余奥氏体相比马氏体相软，但在弯曲变形中会转变成马氏体相，所以还是使弯曲性下降。因此，本发明中，通过使这两者的总计体积率为10％以下，能够实现规定的弯曲性。优选为5％以下，更优选为3％以下，也可以为0％。应予说明，本发明中马氏体相是指未回火的硬质马氏体相，可通过SEM观察确定。
本发明中，钢板组织中的马氏体相和残余奥氏体相的结晶粒径没有特别限定，优选微小，均优选为5μm左右以下。
本发明中，作为除上述铁素体相、马氏体相和残余奥氏体相以外可含有的某种相，可举出回火马氏体相、贝氏体相、珠光体相和渗碳体相等，这些除上述铁素体、马氏体和残余奥氏体以外的相总计可含有30～70％。
另外，本发明的高强度薄钢板可以是在钢板表面具有热浸镀锌层等镀覆层的热浸镀锌钢板等镀覆钢板。
接下来，对本发明的制造方法进行说明。
首先，用连续铸造法或铸锭－开坯法由制备成上述优选成分组成的钢液制造板坯。接着，将得到的板坯冷却后，再加热之后，或者不经过铸造后的加热处理而直接进行热轧。此时，使板坯加热温度为1000～1300℃，为了使热轧板均匀组织化，并且提高延伸性、延伸凸缘性等加工性使精轧温度为850～950℃，抑制由铁素体相和珠光体相这2相构成的带状组织的生成，从而使热轧板均匀组织化。
此外，使热精轧温度～(热精轧温度－100℃)间的平均冷却速度为5～200℃/秒的范围，为了提高表面性状和冷轧性，使卷取成钢卷的卷取温度为400～650℃，在热轧结束、酸洗后，通过冷轧制成所希望的板厚。为了通过促进铁素体相的重结晶来提高弯曲性，此时的冷轧压下率优选为30％以上。应予说明，本发明中的钢板的板厚设为0.6～3.6mm左右的范围。
并且，根据本发明制造冷轧钢板时，接着上述工序，加热到730～900℃的退火温度，在该退火温度区域保持10～500秒之后，以1～50℃/秒的平均冷却速度控制冷却到500℃，进一步冷却到300℃以下后，再加热至600℃以下，在由以下式(1)定义的回火参数λ为13000以上的条件下进行回火。
λ＝(T+273)×(log(t)+20)······(1)
其中，T：再加热温度(℃)，t：在再加热温度保持的时间(秒)
本发明中，包含在钢板表面具有热浸镀锌层的，所谓的热浸镀锌钢板，而制造该热浸镀锌钢板时，可以接着上述工序利用通常公知的方法实施热浸镀锌。
此时，最优选以上述平均冷却速度进行控制冷却达到500℃，接着实施热浸镀锌处理或者根据需要进一步实施合金化处理之后，冷却到300℃以下，其后，再加热到600℃以下的范围，在上述回火参数λ为13000以上的条件下进行回火工序。
这样得到所希望的高强度热浸镀锌钢板，并且也可以对回火后的钢板进一步实施表皮光轧。
接下来，对上述制造条件的限定范围和限定理由进行具体说明。
板坯加热温度：1000～1300℃
如果板坯加热温度不满1000℃，则因热轧中的脱皮得到的减少板坯表层的气泡、偏析等缺陷、钢板表面的龟裂以及表面凹凸等的效果变小。另一方面，如果加热温度超过1300℃，则上述效果饱和，成本变高。因此，板坯加热温度限定在1000～1300℃的范围。
精轧温度：850～950℃
通过使热轧中的精轧温度为850℃以上，能够提高弯曲性。这是由于精轧温度低于850℃时，热轧后的钢板成为结晶伸展的加工组织，在铸片内作为奥氏体稳定化元素的Mn容易偏析，其偏析区域的Ar3相变点下降。
如果这样Ar3相变温度下降，则未重结晶温度区域成为与轧制结束温度相同的温度区域，结果在热轧后的组织中生成未重结晶的奥氏体。成为这样的含有未重结晶的奥氏体的不均匀组织的情况下，材料加工时阻碍均匀的变形，极难得到优异的弯曲性。
另一方面，精轧温度超过950℃时，氧化物(热轧氧化皮)的生成量急剧增大，钢基体(steel substrate)与氧化物的界面变粗糙。其结果，酸洗、冷轧后的表面品质劣化。另外，如果在酸洗后仍存在一部分上述未脱落的热轧氧化皮等，则对电阻点焊性造成不良影响。并且，结晶粒径变得过度粗大，也成为发生压制时的表面粗糙的原因。因此，精轧温度设为850～950℃，优选为880℃～930℃的范围。
精轧温度～(精轧温度－100℃)的平均冷却速度：5～200℃/秒
在刚精轧完之后的高温区域[以下称为精轧温度～(精轧温度－100℃)的温度区域]中，如果其冷却速度不满5℃/秒，则在热轧后，发生重结晶、粒子生长，热轧板组织的结晶粒径粗大化，并且成为铁素体和珠光体形成为层状的所谓的带状组织。在退火前形成这样的带状组织时，由于在发生成分浓度不均的状态下进行热处理，所以在退火工序中的热处理中难以消除由浓度不均产生的组织的不均匀，弯曲性下降。因此，使上述高温区域的平均冷却速度为5℃/秒以上。另一方面，即便上述高温区域的平均冷却速度超过200℃/秒，其效果也趋于饱和，因此该温度区域的平均冷却速度设为5～200℃/秒的范围。
卷取温度：400～650℃
如果卷取温度超过650℃，则热轧氧化皮的厚度增加，酸洗和冷轧后的表面粗糙，形成凹凸，而且由于铁素体粒径粗大化还导致弯曲性下降。另外，如果酸洗后还残留热轧氧化皮则对电阻点焊性造成不良影响。另一方面，卷取温度低于400℃时热轧板强度上升，冷轧中的轧制负荷增大，生产率下降。因此，卷取温度设为400～650℃的范围。
退火温度：730～900℃，保持时间：10～500秒
退火温度低于730℃时，在退火时不能生成足够的奥氏体，所以无法确保钢板的强度。另一方面，退火温度高于900℃时，在加热中奥氏体粗大化，在其后的冷却过程中生成的铁素体相的量减少，弯曲性下降，因此，退火温度设为730～900℃的范围。
另外，在该退火的保持温度区域的保持时间低于10秒时，退火中的奥氏体相的生成变少，难以确保钢板的强度。另一方面，长时间退火有晶粒生长而粗大化的趋势，即便在上述退火温度区域的保持时间超过500秒其效果也饱和，成本升高。因此，保持时间设为10～500秒的范围。优选的保持时间为20～200秒的范围。
退火温度～500℃的平均冷却速度：1～50℃/秒(制造冷轧钢板的情况)
退火后到500℃的平均冷却速度，对进行铁素体相的体积分率控制以及确保TS：980MPa级以上的强度起到至关重要的作用。本发明中，将退火后的控制冷却速度的冷却称为控制冷却。如果该控制冷却的平均冷却速度比1℃/秒慢，则在冷却过程中生成的铁素体相量变多，珠光体也增加，无法确保TS。另一方面，如果平均冷却速度超过50℃/秒，则钢板整体的均匀冷却变得困难，容易发生弯曲性的偏差。因此，设为1～50℃/秒。平均冷却速度的优选范围为5～30℃/秒。
应予说明，此时的冷却优选气冷，也可以使用炉冷、喷雾冷却、辊冷、水冷等或者组合进行。
在退火温度～500℃的范围以1～50℃/秒的平均冷却速度进行控制冷却，接着实施热浸镀锌处理或者进一步实施合金化处理(制造热浸镀锌钢板的情况)
退火后，到500℃的范围的平均冷却速度与制造上述冷轧钢板的情况相同，从确保镀覆性的观点考虑，该情况下的控制冷却优选气冷。
在上述冷却停止后，实施一般的热浸镀锌处理形成热浸镀锌。或者根据需要在上述热浸镀锌处理后，实施使用感应加热装置等进行再加热的合金化处理，形成合金化热浸镀锌钢板。应予说明，进行热浸镀锌处理时的处理条件依据常法即可，例如镀浴温度为450℃～460℃左右，合金化处理的温度例如为500℃左右。
在此，热浸镀锌的附着量优选为每单面20～150g/m2左右。这是由于镀覆附着量低于20g/m2时，难以确保耐腐蚀性，另一方面即便超过150g/m2，耐腐蚀效果也饱和，反而导致成本上升。
冷却到300℃以下后，再加热到600℃以下，在回火参数λ成为13000以上的条件下回火
在包含上述退火后的控制冷却在内的冷却中，由于在超过300℃的温度区域，钢板中残留大量未转变的奥氏体，所以奥氏体容易分解成铁素体和渗碳体，难以通过再加热确保TS：980MPa。因此，上述退火后冷却到300℃以下。优选冷却到50℃以下，将奥氏体已极力减少，由该状态开始再加热。
另外，即便使退火后的冷却控制为300℃以下时，如果上述回火参数λ(以下，简记为λ)小，则在冷却后也可能残留大量的马氏体。
上述冷却后的再加热以硬质的马氏体或贝氏体软化到规定的硬度的方式进行，即便超过600℃进行加热其效果也饱和，成本升高。另外为热浸镀锌钢板的情况下，锌和铁的合金化将会过度进行，所以压制成型时容易发生镀覆剥离。因此，使再加热设为600℃以下。再加热的最低温度没有特别规定，但即便超过冷却停止温度，在温度过低的情况下，保持时间变长而导致生产率下降。因此，优选为350℃左右以上。
另外，在上述λ成为小于13000的条件下，由于硬质相的软化不充分，所以得不到足够的弯曲特性。这是由于越是λ大的条件硬质相越变软，弯曲性变高。优选为14000以上，更优选为15000以上。应予说明，从确保TS的观点考虑，λ的上限优选为17000左右。
应予说明，连续退火后，从矫正形状、调整表面粗糙度的目的出发，可以对最终得到的钢板进行调质轧制，然而如果过度进行表皮光轧，则有时过多导入应变，形成晶粒伸展的轧制加工组织，弯曲性下降，因此表皮光轧的压下率优选为0.1～1.5％左右的范围。
实施例1
将表1所示的成分组成的钢熔炼，制成板坯后，按表2所示的各种条件分别实施热轧、酸洗、压下率：50％的冷轧、连续退火或进一步实施镀覆处理，制成板厚为1.4mm的钢板。镀覆处理是制成每单面的镀料附着量为45g/m2的热浸镀锌钢板或合金化热浸镀锌钢板。另外，镀浴温度设为460℃，合金化处理温度设为500℃。
对上述得到的各种钢板进行以下所示的材料试验，考察材料特性。
将得到的结果示于表3。应予说明，表3所示的铁素体相、马氏体相和残余奥氏体相以外的相是贝氏体或回火马氏体。
应予说明，材料试验和材料特性的评价方法如下。
(1)钢板的组织
由于本发明的钢板在板厚方向是均质的，所以在1000～3000倍的范围的倍率下，从与钢板的轧制方向平行的截面拍摄钢板表层部的SEM照片，在钢板内层侧距钢板表面或钢板与镀锌的界面50～200μm左右的区域，进行钢板组织的观察，用由该观察结果求出的铁素体或未回火的马氏体(以下简记为马氏体)的体积率代表钢板的体积率。即，铁素体和马氏体的体积分率如下求出：使用倍率：1000倍～3000倍的截面组织照片，通过目视判定来确认铁素体和马氏体，通过图像解析，求出铁素体和马氏体的占有面积，将其作为铁素体相的体积分率。
应予说明，残余奥氏体量如下测定：对在上述截面方向研削至距钢板表面0.1mm位置后，通过化学研磨进一步研磨0.1mm而成的面，用X射线衍射装置使用Mo的Kα线，测定fcc铁的(200)、(220)、(311)面和bcc铁的(200)、(211)、(220)面的积分强度，由它们求出残余奥氏体的体积分率，作为残余奥氏体的体积分率。另外，对观察视野中的铁素体相求出平均结晶粒径，在表3中记载为结晶粒径。
(2)拉伸特性
使用在以C方向即与轧制方向成90°的方向为长边方向(拉伸方向)的JIS Z 2201中记载的5号试验片，基于JIS Z 2241进行拉伸试验，分别评价耐力(YP)、TS和延伸率(El)。
(3)极限弯曲半径
基于JIS Z2248的V型块弯曲法实施测定。通过目视确认判定弯曲部的外侧有无龟裂，将没有发生龟裂的最小弯曲半径作为极限弯曲半径。使试验片宽度为30mm，对每种钢进行30片的试验。试验片如下制成，即，剪切成长边：100mm、宽度：32mm的矩形，然后以每单侧1mm地机械研削而制成宽度：30mm的试验片。使试验片的长边方向为C方向，试验片在钢板的宽度方向连续采样。应予说明，由于无法在与C方向成直角的方向沿1列采取30个试验片，所以沿数列采取。另外，将30个全部没有发生断裂的最小弯曲半径定义为极限弯曲半径，将满足极限弯曲半径≤1.5t(t：板厚)的关系的情况判定为弯曲特性良好。
(4)纳米硬度
纳米压痕试验使用Hysitron公司制Tribo Scope，以负荷：1000μN、按2～3μm间隔，在距钢板表面50～500μm之间测定纳米硬度。测定点选择50点～400点。由测定的硬度计算邻接的测定点间的硬度差，求出邻接相间的硬度差为4GPa以内的部分的边界长度，计算其相对于测定部的边界长度的比例。在此，相间的边界在测定点间的中央呈直线状存在。
如表3所示，可知基于发明例的钢板均成为满足TS≥980MPa且满足极限弯曲半径/板厚≤1.5的关系的弯曲性优异的高强度薄钢板。
产业上的可利用性
本发明的超高强度薄钢板由于具有高拉伸强度和高弯曲性，所以可适用于以汽车部件为代表的建筑和家电领域等需要弯曲成型的部件的领域。

Claims (7)

1.一种高强度薄钢板，以质量％计含有C：0.05～0.3％、Si：0.01～2％、Mn：1.0～3.5％、P：0.040％以下、S：0.0050％以下、Al：0.001～1％以及N：0.0060％以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质的成分组成来构成，钢板组织中，铁素体相的平均结晶粒径为10μm以下，铁素体相的体积率为30％～70％，且马氏体相和残余奥氏体相的体积率总计为10％以下，并且，邻接的各异相间的纳米硬度之差为4GPa以内的邻接相的比例为90％以上。
2.根据权利要求1所述的高强度薄钢板，在所述成分组成的基础上，以质量％计进一步含有选自Cr：2.0％以下、Mo：0.50％以下、Ni：1.0％以下、Cu：1.0％以下以及B：0.02％以下中的1种或2种以上。
3.根据权利要求1或2所述的高强度薄钢板，在所述成分组成的基础上，以质量％计进一步含有选自Ti：0.10％以下、Nb：0.10％以下以及V：0.10％以下中的1种或2种以上。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的高强度薄钢板，在所述成分组成的基础上，以质量％计进一步含有选自Ca：0.01％以下和REM：0.01％以下中的1种或2种。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的高强度薄钢板，在钢板表面具有热浸镀锌层。
6.一种高强度薄钢板的制造方法，是由下述一系列工序构成：对由权利要求1～4中任一项所述的成分构成的钢板坯进行热轧后，卷取成钢卷，接着进行冷轧后，实施退火，其中，
在板坯加热温度：1000～1300℃、热精轧温度：850～950℃的条件下进行所述热轧，接着将热精轧温度～(热精轧温度－100℃)的温度区域以平均冷却速度：5～200℃/秒冷却，在400～650℃的温度卷取成钢卷之后，实施冷轧，接着加热到730～900℃，在该退火温度区域保持10～500秒之后，以1～50℃/秒的平均冷却速度控制冷却到500℃，进一步冷却到300℃以下后，再加热到600℃以下，在由下述式(1)定义的回火参数λ成为13000以上的条件下实施回火；
λ＝(T+273)×(log(t)+20)······(1)
其中，T：再加热温度，单位是℃，t：在再加热温度的保持时间，单位是秒。
7.一种高强度薄钢板的制造方法，在权利要求6所述的高强度薄钢板的制造方法中，代替所述以1～50℃/秒的平均冷却速度控制冷却到500℃，进一步冷却到300℃以下的步骤，以1～50℃/秒的平均冷却速度控制冷却到500℃，接着实施热浸镀锌处理或者进一步实施合金化处理之后，冷却到300℃以下。
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