CN104762565A - 加工性优异的高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

加工性优异的高强度钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

提供一种改善了延伸率和局部变形能力这两方的加工性优异的高强度钢板及其制造方法。一种含有C、Si、Mn、Al、P、S，余量由铁和不可避免的杂质构成的钢板，该钢板的金属组织，含有多边铁素体、贝氏体、回火马氏体、和残留奥氏体，(1)以扫描型电子显微镜观察金属组织时，所述贝氏体，由邻接的残留奥氏体和/或碳化物的平均间隔在1μm以上的高温区域生成贝氏体，和邻接的残留奥氏体和/或碳化物的平均间隔低于1μm的低温区域生成贝氏体的复合组织构成，(2)以饱和磁化法测量的所述残留奥氏体的体积率相对于金属组织全体为5％以上。

Description

加工性优异的高强度钢板及其制造方法
本申请是申请号：201280015849.5，申请日：2012.03.21，发明名称：“加工性优异的高强度钢板及其制造方法”的申请(PCT/JP2012/057210)的分案申请。
技术领域
本发明涉及抗拉强度在780MPa以上或590MPa以上的加工性优异的高强度钢板及其制造方法。
背景技术
在汽车业界，CO2排放限制等面向地球环境问题的应对成为当务之急。另一方面，从确保乘客的安全性这一观点出发，汽车的碰撞安全标准被强化，能够充分确保乘车空间的安全性的构造设计推进。为了同时达成这些要求，有效的是，作为汽车的结构构件而使用抗拉强度在780MPa以上的高强度钢板，并使之更加薄壁化，以使车体轻量化。但是一般来说，若增大钢板的强度，则加工性劣化，因此为了将上述高强度钢板应用于汽车构件，加工性的改善就成为无法回避的课题。
作为兼备强度和加工性的钢板，已知有TRIP(TransformationInduced Plasticity：相变诱发塑性)钢板。作为TRIP钢板之一，已知有使母相为贝氏体铁素体，并含有残留奥氏体(以下，表述为残留γ。)的TBF钢板(专利文献1～4)。在TBF钢板中，能够利用硬质的贝氏体铁素体获得高强度，能够利用存在于贝氏体铁素体的边界的微细的残留γ获得良好的延伸率(EL)和延伸凸缘性(λ)。
作为提高延伸率和延伸凸缘性来改善加工性的技术，已知有专利文献5、6。其中在专利文献5中，通过活用马氏体组织来实现钢板的高强度化，并且以规定量生成残留奥氏体，从而改善加工性。在专利文献6中，通过活用下贝氏体组织和/或马氏体组织来实现钢板的高强度化，并且以规定量生成残留奥氏体和回火马氏体，从而改善加工性。在这些文献中，为了确保980MPa以上的抗拉强度而将多边铁素体的面积率抑制在10％以下。
为了同时达成上述要求，作为汽车的结构构件而使用抗拉强度为590MPa以上的高强度钢板，使之进一步薄壁化而使车体轻量化也有效。但是如上述，一般来说，若增大钢板的强度，则加工性劣化，因此为了将上述高强度钢板应用于汽车构件，加工性的改善是无法回避的课题。
作为兼备强度和加工性的钢板，已知有金属组织由铁素体和马氏体构成的DP(二相：Dual Phase)钢板，和利用了残留奥氏体(残留γ)的相变诱发塑性的TRIP(Transformation Induced Plasticity：相变诱发塑性)钢板。
其中，作为具备强度和加工性的TRIP钢板，例如已知有专利文献7的钢板。在此文献中公开有一种技术，其是通过使钢板的金属组织，成为在铁素体中混合有马氏体和残留γ的复合组织，从而改善钢板的强度和加工性(特别是延伸率)。
另外，在专利文献8中公开有一种技术，其是针对TRIP钢板，改善强度(TS)和延伸率(EL)的平衡(具体来说，TS×EL)，使挤压成形性提高。在此文献中，为了改善挤压成形性，使金属组织成为含有铁素体、残留γ、贝氏体和/或马氏体的组织。而且在此文献中记述，残留γ具有使钢板的延伸率提高的作用。
如上述专利文献7、8所公开的，通过使钢板的金属组织成为含有残留γ的组织，在提高钢板的强度基础上，还能够使延伸率特性提高。
先行技术文献
专利文献
专利文献1：特开2005－240178号公报
专利文献2：特开2006－274417号公报
专利文献3：特开2007－321236号公报
专利文献4：特开2007－321237号公报
专利文献5：特开2010－65272号公报
专利文献6：特开2010－65273号公报
专利文献7：特开平11－279691号公报
专利文献8：特开2007－126747号公报
最近对于钢板的加工性的要求特性越发严格，例如在用于柱和梁等的钢板中，要求在比以往任何时候都严格的条件下进行拉伸成形和拉深成形。为此，对于钢板来说，就希望在加工性之中，特别将延伸率进一步提高。但是一般已知，若提高延伸率，则延伸凸缘性(λ)和弯曲性(R)等的局部变形能力降低。因此在TRIP钢板中，就要求不使强度和延伸率劣化，而改善延伸凸缘性(λ)和弯曲性(R)等的局部变形能力。但是上述的TRIP钢板，因为残留γ在加工中相变为非常硬的马氏体，所以存在延伸凸缘性和弯曲性等的局部变形能力差这样的问题。
发明内容
本发明着眼于上述这样的情况而形成，其目的在于，提供一种对于抗拉强度为780MPa以上或590MPa以上的高强度钢板，改善了延伸率和局部变形能力这两方的、加工性优异的高强度钢板及其制造方法。
能够解决上述课题的所谓本发明的高强度钢板，是以质量％计，含有C：0.10～0.3％、Si：1.0～3.0％、Mn：1.5～3％、Al：0.005～3％，并且满足P：0.1％以下、S：0.05％以下，余量由铁和不可避免的杂质构成的钢板。而且该高强度钢板的金属组织，含有贝氏体、多边铁素体、残留奥氏体和回火马氏体，具有如下几点要旨：(1)以扫描型电子显微镜观察金属组织时，(1a)所述贝氏体，由邻接的残留奥氏体和/或碳化物的平均间隔为1μm以上的高温区域生成贝氏体，和邻接的残留奥氏体和/或碳化物的平均间隔低于1μm的低温区域生成贝氏体的复合组织构成，所述高温区域生成贝氏体的面积率a相对于金属组织全体满足10～80％，所述低温区域生成贝氏体和所述回火马氏体的合计面积率b相对于金属组织全体满足10～80％，(1b)所述多边铁素体的面积率c相对于金属组织全体满足10～50％，并且，(2)以饱和磁化法测量的所述残留奥氏体的体积率相对于金属组织全体为5％以上。以下，将这一高强度钢板称为第一高强度钢板，该第一高强度钢板满足抗拉强度为780MPa以上。
上述第一高强度钢板，以光学显微镜观察其金属组织时，在淬火马氏体和残留奥氏体复合的MA混合相存在的情况下，相对于MA混合相的总个数，满足观察截面中的当量圆直径d超过7μm的MA混合相的个数比例，优选低于15％(含0％)。
所述多边铁素体晶粒的平均当量圆直径D，优选为10μm以下(不含0μm)。
所述第一高强度钢板，作为其他的元素，也可以还含有如下等：
(a)Cr：1％以下(不含0％)和/或Mo：1％以下(不含0％)；
(b)从Ti：0.15％以下(不含0％)、Nb：0.15％以下(不含0％)和V：0.15％以下(不含0％)所构成的群中选择的一种以上的元素；
(c)Cu：1％以下(不含0％)和/或Ni：1％以下(不含0％)；
(d)B：0.005％以下(不含0％)；
(e)从Ca：0.01％以下(不含0％)、Mg：0.01％以下(不含0％)和稀土类元素：0.01％以下(不含0％)所构成的群中选择的一种以上的元素。
在本发明中，也包括在上述第一高强度钢板的表面具有熔融镀锌层的高强度熔融镀锌钢板，和在上述第一高强度钢板的表面具有合金化熔融镀锌层的高强度合金化熔融镀锌钢板。
本发明的第一高强度钢板，能够通过按顺序包括如下工序的方法制造：加热至{(Ac1点+Ac3点)/2}+20℃以上、Ac3点+20℃以下的温度区域的工序；在该温度区域保持50秒以上的工序；以2℃/秒以上的平均冷却速度冷却至满足下式(1)的任意的温度T的工序；在满足下式(1)的温度区域(T1温度区域)保持10～100秒的工序；在满足下式(2)的温度区域(T2温度区域)保持200秒以上的工序。
400℃≤T1(℃)≤540℃…(1)
200℃≤T2(℃)＜400℃…(2)
能够解决上述课题的所谓本发明的其他的高强度钢板，是以质量％计含有C：0.10～0.3％、Si：1.0～3％、Mn：1.0～2.5％、Al：0.005～3％，且满足P：0.1％以下、S：0.05％以下，余量由铁和不可避免的杂质构成的钢板。而且该高强度钢板的金属组织，含有多边铁素体、贝氏体、回火马氏体和残留奥氏体，并具有如下几点要旨：(1)以扫描型电子显微镜观察金属组织时，(1a)所述多边铁素体的面积率a相对于金属组织全体而超过50％，(1b)所述贝氏体，由邻接的残留奥氏体和/或碳化物的平均间隔在1μm以上的高温区域生成贝氏体，和邻接的残留奥氏体和/或碳化物的平均间隔低于1μm的低温区域生成贝氏体的复合组织构成，所述高温区域生成贝氏体的面积率b相对于金属组织全体满足5～40％，所述低温区域生成贝氏体和所述回火马氏体的合计面积率c相对于金属组织全体满足5～40％，(2)以饱和磁化法测量的所述残留奥氏体的体积率相对于金属组织全体为5％以上。以下，将这一高强度钢板称为第二高强度钢板，该第二高强度钢板其抗拉强度满足590MPa以上。
上述第二高强度钢板，以光学显微镜观察其金属组织时，在淬火马氏体和残留奥氏体复合的MA混合相存在的情况下，相对于MA混合相的总个数，满足观察截面中的当量圆直径d超过7μm的MA混合相的个数比例优选低于15％(含0％)。
所述多边铁素体晶粒的平均当量圆直径D，优选为10μm以下(不含0μm)。
所述第二高强度钢板，作为其他的元素，也可以还含有如下等：
(a)Cr：1％以下(不含0％)和/或Mo：1％以下(不含0％)；
(b)从Ti：0.15％以下(不含0％)、Nb：0.15％以下(不含0％)和V：0.15％以下(不含0％)所构成的群中选择的一种以上的元素；
(c)Cu：1％以下(不含0％)和/或Ni：1％以下(不含0％)；
(d)B：0.005％以下(不含0％)；
(e)从Ca：0.01％以下(不含0％)、Mg：0.01％以下(不含0％)和稀土类元素：0.01％以下(不含0％)所构成的群中选择的一种以上的元素。
在本发明中，也包括在上述第二高强度钢板的表面具有熔融镀锌层的高强度熔融镀锌钢板，和在上述第二高强度钢板的表面具有合金化熔融镀锌层的高强度合金化熔融镀锌钢板。
本发明的第二高强度钢板，能够通过按顺序包括如下工序的方法制造：加热至Ac1点+20℃以上、Ac3点+20℃以下的温度区域的工序；在该温度区域保持50秒以上的工序；以2～50℃/秒的平均冷却速度冷却至满足下式(1)的任意的温度T的工序；在满足下式(1)的温度区域保持10～100秒的工序；在满足下式(2)的温度区域保持200秒以上的工序。
400℃≤T1(℃)≤540℃…(1)
200℃≤T2(℃)＜400℃…(2)
还有，在本说明书中所谓“和/或”，意思是至少包括任意一方。
根据本发明，特别是作为贝氏体，通过使残留γ和碳化物的存在形态不同的两种贝氏体生成，即，使在400℃以上、540℃以下的高温区域生成的贝氏体(以下，表述为高温区域生成贝氏体。)，和在200℃以上、低于400℃的低温区域生成的贝氏体(以下，表述为低温区域生成贝氏体。)这两方生成，并且使规定量的多边铁素体生成，能够实现即使在780MPa以上的高强度域，延伸率和局部变形能力也良好的、加工性优异的第一高强度钢板。另外，根据本发明，能够提供这种高强度和良好的加工性并立的第一高强度钢板的制造方法。
另外，根据本发明，在相对于金属组织全体的面积率，以超过50％的方式而使多边铁素体生成之后，特别是作为贝氏体，通过使残留γ和碳化物的存在形态不同的两种贝氏体生成，即，使在400℃以上，540℃以下的高温区域生成的贝氏体(高温区域生成贝氏体)，和在200℃以上、低于400℃的低温区域生成的贝氏体(低温区域生成贝氏体)这两方生成，能够实现即使在590MPa以上的高强度域，延伸率和局部变形能力也良好的、加工性优异的第二高强度钢板。另外，根据本发明，能够提供这种高强度和良好的加工性并立的第二高强度钢板的制造方法。
附图说明
图1是表示邻接的残留奥氏体和/或碳化物的平均间隔的一例的模式图。
图2是模式化地表示高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等(低温区域生成贝氏体+回火马氏体)的分布状态的图。
图3是表示T1温度区域和T2温度区域中的加热曲线的一例的模式图。
图4是表示抗拉强度(TS)和延伸率(EL)的关系的标绘图。
图5是表示抗拉强度(TS)和延伸率(EL)的关系的标绘图。
具体实施方式
首先，对于本发明的第一高强度钢板进行说明。
本发明者们，为了改善抗拉强度为780MPa以上的第一高强度钢板的加工性，特别是延伸率和局部变形能力而反复研究。其结果发现，
(1)使钢板的金属组织成为含有在贝氏体、多边铁素体、残留γ和回火马氏体的混合组织，特别是作为贝氏体，
(1a)如果使邻接的残留γ之间、邻接的碳化物之间、或邻接的残留γ与邻接的碳化物(以下，将其统一表述为残留γ等。)的中心位置间距离的平均间隔为1μm以上的高温区域生成贝氏体，和
(1b)残留γ等的中心位置间距离的平均间隔低于1μm的低温区域生成贝氏体的两种贝氏体生成，则能够提供延伸率和局部变形能力得到改善的加工性优异的第一高强度钢板，
(2)具体来说，上述高温区域生成贝氏体有助于钢板的延伸率提高，上述低温区域生成贝氏体有助于钢板的局部变形能力提高，
(3)此外，作为上述金属组织，如果使规定量的多边铁素体生成，则不会使钢板的局部变形能力劣化而能够进一步提高延伸率，
(4)为了使规定量的多边铁素体生成，将钢板在铁素体和奥氏体的二相温度区域[具体来说，就是{(Ac1点+Ac3点)/2}+20℃以上，Ac3点+20℃以下的温度]加热即可，
(5)为了使规定量的两种贝氏体生成，在上述二相温度区域加热后，以2℃/秒以上的平均冷却速度，冷却至400℃以上、540℃以下的温度区域(以下，称为T1温度区域。)的任意的温度T，在此T1温度区域保持10～100秒而使高温区域生成贝氏体生成后，再冷却于200℃以上、低于400℃的温度区域(以下，称为T2温度区域。)，在此T2温度区域保持200秒以上即可，从而完成了本发明。
首先，对于赋予本发明的第一高强度钢板以特征的金属组织进行说明。
《关于金属组织》
本发明的第一高强度钢板的金属组织，是由贝氏体、多边铁素体、残留γ和回火马氏体构成的混合组织。
[贝氏体和回火马氏体]
首先，对于赋予本发明最显著特征的贝氏体进行说明。还有，在本发明中，贝氏体中也包含贝氏体铁素体。贝氏体是有碳化物析出的组织，贝氏体铁素体是没有碳化物析出的组织。
本发明的第一高强度钢板，其特征在于，贝氏体由高温区域生成贝氏体，和强度比高温区域生成贝氏体高的低温区域生成贝氏体的复合组织构成。高温区域生成贝氏体有助于钢板的延伸率提高，低温区域生成贝氏体有助于钢板的局部变形能力提高。然后通过含有这两种贝氏体组织，在确保良好的局部变形能力的基础上，能够提高延伸率，加工性全面提高。这被认为是由于，由于使强度水平不同的贝氏体组织复合化而产生不均匀变形，加工硬化能力上升。
所谓上述高温区域生成贝氏体，是在加热至{(Ac1点+Ac3点)/2}+20℃以上，Ac3点+20℃以下的温度(二相温度区域)之后的冷却过程中，在400℃以上、540℃以下的T1温度区域生成的贝氏体组织。高温区域生成贝氏体，是以扫描型电子显微镜(SEM)观察经过硝酸乙醇腐蚀的钢板截面时，残留γ等的平均间隔达到1μm以上的组织。
另一方面，上述所谓低温区域生成贝氏体，是在加热至上述二相温度区域之后的冷却过程中，在200℃以上、低于400℃的T2温度区域生成的贝氏体组织。低温区域生成贝氏体，是以扫描型电子显微镜(SEM)对于经过硝酸乙醇腐蚀的钢板截面进行观察时，残留γ等的平均间隔低于1μm的组织。
在此所谓“残留γ等的平均间隔”，是在对于钢板截面进行SEM观察时，测量邻接的残留γ之间的中心位置间距离，邻接的碳化物之间的中心位置间距离，或邻接的残留γ与邻接的碳化物的中心位置间距离，将其结果进行平均的值。上述中心位置间距离，意思是对于最为邻接的残留γ和/或碳化物进行测量时，在各残留γ或各碳化物中求得中心位置，该中心位置之间的距离。上述中心位置，在残留γ或碳化物中决定长径和短径，为长径与短径交叉的位置。
但是，残留γ或碳化物在板条的边界上析出时，许多的残留γ和碳化物相连，其形态成为针状或板状，因此中心位置间距离不必是残留γ和/或碳化物之间的距离，如图1所示，只要以残留γ和/或碳化物在长径方向连续而形成的线与线的间隔(板条间距离)为中心位置间距离即可。
另外，回火马氏体是与上述低温区域生成贝氏体具有同样的作用的组织，有助于钢板的局部变形能力提高。还有，上述低温区域生成贝氏体和回火马氏体，即使进行SEM观察也不能区别，因此在本发明中，将低温区域生成贝氏体和回火马氏体统称为“低温区域生成贝氏体等”。
在本发明中，通过成为含有高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等的复合贝氏体组织，能够实现加工性全面改善的第一高强度钢板。即，高温区域生成贝氏体，因为相比低温区域生成贝氏体等为软质，所以有助于提高钢板的延伸率(EL)而改善加工性。另一方面，低温区域生成贝氏体等，因为碳化物和残留γ小，在变形时应力集中减轻，所以有助于提高钢板的延伸凸缘性(λ)和弯曲性(R)，提高局部变形能力，改善加工性。而且在本发明中，因为使这样的高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等混合，所以加工硬化能力提高，延伸率提高而加工性得到改善。
在本发明中，将贝氏体以上述方式，根据生成温度区域的差异和残留γ等的平均间隔的差异而区分为“高温区域生成贝氏体”与“低温区域生成贝氏体等”理由，是由于在一般学术上的组织分类上，难以明了地区分贝氏体。例如，板条状的贝氏体和贝氏体铁素体，根据相变温度而分类为上贝氏体与下贝氏体。但是如本发明，在使Si大量含有达1.0％以上的钢种中，随着贝氏体相变的碳化物的析出受到抑制，因此在SEM观察中，也包含马氏体组织，将其加以区别有困难。因此在本发明中，没有由学术上的组织定义对于贝氏体进行分类，而依照的是如上述这样，基于生成温度区域的差异和残留γ等的平均间隔进行区别。
高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等的分布状态未特别限定，可以在旧γ晶粒内生成高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等这两方，也可以每个旧γ晶粒内分别生成高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等。
高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等的分布状态模式化地显示在图2中。在图2中，对高温区域生成贝氏体附加斜线，对低温区域生成贝氏体等附加细小的点。图2(a)表示在旧γ晶粒内混合生成高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等这两方的情况，图2(b)表示每个旧γ晶粒内分别生成高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等的情况。图2中所示示黑色圆点表示MA混合相。关于MA混合相后述。
在本发明中，设金属组织全体之中所占的高温区域生成贝氏体的面积率为a，金属组织全体之中所占的低温区域生成贝氏体等(低温区域生成贝氏体和回火马氏体)的合计面积率为b时，该面积率a和b均需要满足10～80％。在此，不规定低温区域生成贝氏体的面积率，而是规定低温区域生成贝氏体和回火马氏体的合计面积率的理由，如前述，是由于在SEM观察中不能区别这些组织。
上述面积率a为10～80％。若高温区域生成贝氏体的生成量过少，则钢板的延伸率降低，不能改善加工性。因此上述面积率a为10％以上，优选为15％以上，更优选为20％以上。但是，若高温区域生成贝氏体的生成量变得过剩，则低温区域生成贝氏体等的复合化带来的效果无法得到发挥。因此高温区域生成贝氏体的面积率a为80％以下，优选为70％以下，更优选为60％以下，进一步优选为50％以下。
另外，上述合计面积率b为10～80％。若低温区域生成贝氏体等的生成量过少，则钢板的局部变形能力降低，不能改善加工性。因此上述合计面积率b为10％以上，优选为15％以上，更优选为20％以上。但是，若低温区域生成贝氏体等的生成量为得过剩，则高温区域生成贝氏体的复合化带来的效果无法得到发挥。因此低温区域生成贝氏体等的面积率b为80％以下，优选为70％以下，更优选为60％以下，进一步优选为50％以下。
上述面积率a和上述合计面积率b的关系，只要各自的范围满足上述范围便没有特别限定，a＞b、a＜b、a＝b的任意一种形态都包括。
高温区域生成贝氏体与低温区域生成贝氏体等的混合比率，根据钢板所要求的特性决定即可。具体来说，钢板的加工性之中，为了使局部变形能力(特别是延伸凸缘性(λ))进一步提高，尽可能减小高温区域生成贝氏体的比率，尽可能增大低温区域生成贝氏体等的比率即可。另一方面，钢板的加工性之中，为了使延伸率进一步提高，尽可能增大高温区域生成贝氏体的比率，尽可能减小低温区域生成贝氏体等的比率即可。另外，为了进一步提高钢板的强度，尽可能增大低温区域生成贝氏体等的比率，尽可能减小高温区域生成贝氏体的比率即可。
[多边铁素体]
多边铁素体与贝氏体相比为软质，是对于提高钢板的延伸率改善加工性发挥作用的组织。为了发挥这样的作用，多边铁素体的面积率相对于金属组织全体为10％以上，优选为12％以上，更优选为15％以上。但是，若多边铁素体的生成量变得过剩，则强度变低。因此多边铁素体的面积率相对于金属组织全体为50％以下，优选为45％以下，更优选为40％以下。
优选上述多边铁素体晶粒的平均当量圆直径D为10μm以下(不含0μm)。通过减小多边铁素体晶粒的平均当量圆直径D，使之细小地分散，能够使钢板的延伸率进一步提高。其详细的机理虽然尚不明清楚，但被认为是通过使多边铁素体微细化，多边铁素体相对于金属组织全体的分散状态变得均匀，因此难以发生不均匀的变形，这有助于延伸率的进一步提高。即认为，本发明的第一高强度钢板的金属组织，因为由贝氏体、多边铁素体、残留γ和回火马氏体的混合组织构成，所以若多边铁素体晶粒的粒径大，则各个组织的大小产生偏差，因此不均匀的变形发生，应变局部性地集中而难以改善加工性(特别是多边铁素体生成带来的延伸率提高作用)。因此多边铁素体的平均当量圆直径D优选为10μm以下，更优选为8μm以下，进一步优选为5μm以下，特别优选为3μm以下。
上述多边铁素体的面积率和平均当量圆直径D能够通过SEM观察进行测量。
[贝氏体+回火马氏体+多边铁素体]
在本发明中，上述高温区域生成贝氏体的面积率a，上述低温区域生成贝氏体等(低温区域生成贝氏体+回火马氏体)的合计面积率b，和上述多边铁素体的面积率c的合计(a+b+c)，优选相对于金属组织全体而满足70％以上。若合计面积率(a+b+c)低于70％，则延伸率劣化。合计面积率(a+b+c)更优选为75％以上，进一步优选为80％以上。合计面积率(a+b+c)的上限，考虑由饱和磁化法所测量的残留γ的占积率而决定，例如为95％。
[残留γ]
残留γ通过在钢板受到应力而发生变形时相变为马氏体，促进变形部的硬化，具有防止应变集中的效果，据此，均匀变形能提高而发挥出良好的延伸率。这样的效果一般被称为TRIP效应。
为了发挥这些效果，相对于金属组织全体的残留γ的体积率，以饱和磁化法测量时，需要使之含有5％以上。残留γ优选为8体积％以上，更优选为10体积％以上。但是若残留γ的生成量过多，则后述的MA混合相也过剩地生成，MA混合相容易粗大化，因此使局部变形能力(延伸凸缘性和弯曲性)降低。因此残留γ的上限为30体积％左右，优选为25体积％。
残留γ主要在金属组织的板条间生成，但也会在板条状组织的集合体(例如，板条块和板条束等)和旧γ的晶界上，作为后述的MA混合相的一部分而呈块状存在。
[其他]
本发明的第一高强度钢板的金属组织，如上述，含有贝氏体、多边铁素体、残留γ和回火马氏体，可以只由这些构成，但在不损害本发明的效果的范围内，也可以存在(a)淬火马氏体和残留γ复合的MA混合相，和(b)珠光体等的余量组织。
(a)MA混合相
MA混合相，一般已知为淬火马氏体和残留γ的复合相，是通过如下方式生成的组织，即，至最终冷却前作为未相变的奥氏体存在的组织的一部分，在最终冷却时相变成马氏体，其余以奥氏体的状态残存。如此生成的MA混合相，在热处理(特别是等温淬火处理)的过程中碳高浓度稠化，而且一部分变成马氏体组织，因此是非常硬的组织。为此贝氏体和MA混合相的硬度差大，变形时应力集中，容易成为空隙发生的起点，因此若MA混合相过剩地生成，则延伸凸缘性和弯曲性降低，局部变形能力降低。另外，若MA混合相过剩在生成，则强度有过高的倾向。残留γ量越多，另外Si含量越多，MA混合相越容易生成，但优选其生成量尽可能少的方法。
上述MA混合相，以光学显微镜观察金属组织时，优选相对于金属组织全体为30面积％以下，更优选为25面积％以下，进一步优选为20面积％以下。
上述MA混合相，当量圆直径d超过7μm的MA混合相的个数比例，优选相对于MA混合相的总个数而低于15％(含0％)。当量圆直径d超过7μm的粗大的MA混合相，对局部变形能力造成不良影响。上述当量圆直径d超过7μm的MA混合相的个数比例，更优选相对于MA混合相的总个数而低于10％，进一步优选为低于5％。
上述当量圆直径d超过7μm的MA混合相的个数比例，以光学显微镜观察与轧制方向平行的截面表面并加以计算即可。
还有，上述MA混合相，其粒径越大，空隙越容易发生的倾向已由实验确认，因此推荐MA混合相尽可能地小。
(b)珠光体
上述珠光体，对于金属组织进行SEM观察时，优选相对于金属组织全体在20面积％以下。若珠光体的面积率超过20％，则延伸率劣化，难以改善加工性。珠光体的面积率，更优选相对于金属组织全体在15％以下，进一步优选为10％以下，特别优选为5％以下。
上述的金属组织能够按以下的步骤测量。
高温区域生成贝氏体、低温区域生成贝氏体等(低温区域生成贝氏体+回火马氏体)、多边铁素体和珠光体，只要在与钢板的轧制方向平行的截面之中，对于板厚的1/4位置进行硝酸乙醇腐蚀，以倍率3000倍左右进行SEM观察便能够识别。
高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等，观察到的组织为，主要观察到的是灰色，在晶粒之中分散有观察起来为白色或浅灰色的残留γ等。因此根据SEM观察，在高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等中，也包含残留γ和碳化物，因此作为也包含残留γ等的面积率加以计算。多边铁素体观察到的晶粒为，在晶粒的内部不含上述的观察起来为白色或浅灰色的残留γ等。珠光体观察到的组织为，碳化物和铁素体形成层状。
若对于钢板的截面进行硝酸乙醇腐蚀，则碳化物和残留γ均作为白色或浅灰色的组织被观察到，区别两者困难。其中碳化物(例如，渗碳体)，越在低温区域生成，越有相比板条间而向板条内析出的倾向，因此碳化物之间的间隔宽时，能够认为在高温区域生成，碳化物之间的间隔窄时，能够认为在低温区域生成。残留γ通常在板条间生成，但组织的生成温度越低，板条的尺寸越小，残留γ之间的间隔宽时，能够认为在高温区域生成，残留γ之间的间隔窄时，能够认为在低温区域生成。因此在本发明中，着眼于对经硝酸乙醇腐蚀的截面进行SEM观察，在观察视野内作为白色或浅灰色观察到的残留γ等，测量邻接的残留γ等间的中心位置间距离时，将其平均值(平均间隔)为1μm以上的组织作为高温区域生成贝氏体，将平均间隔低于1μm的组织作为低温区域生成贝氏体等。
因为残留γ不能通过SEM观察进行组织的鉴定，所以通过饱和磁化法测量体积率。该体积率的值能够直接读取为面积率。饱和磁化法的详细测量原理，参照“R&D神户制钢技报，Vol.52，No.3，2002年，p.43～46”即可。
如此残留γ的体积率(面积率)以饱和磁化法测量，相对于此，高温区域生成贝氏体等的面积率通过SEM观察，包含残留γ在内而进行测量，因此有其合计超过100％的情况。
MA混合相，只要在与钢板的轧制方向平行的截面之中，对于板厚的1/4位置进行lepera试剂腐蚀，以倍率1000倍左右进行光学显微镜观察，就可作为白色组织观察到。
接着，对于本发明的第一高强度钢板的化学成分组成进行说明。
《关于成分组成》
本发明的第一高强度钢板，含有C：0.10～0.3％、Si：1.0～3.0％、Mn：1.5～3％、Al：0.005～3％，并且满足P：0.1％以下(不含0％)、S：0.05％以下(不含0％)。规定这一范围的理由如下。
C是用于提高钢板的强度，并且使残留γ生成所需要的元素。因此C量为0.10％以上，优选为0.13％以上，更优选为0.15％以上。但是，若过剩地含有C，则焊接性降低。因此C量为0.3％以下，优选为0.25％以下，更优选为0.20％以下。
Si作为固溶强化元素，除了有助于钢板的高强度化以外，在后述的T1温度区域和T2温度区域下的保持中(等温淬火处理中)抑制碳化物析出，在有效地使残留γ生成上是非常重要的元素。因此Si量为1.0％以上，优选为1.2％以上，更优选为1.3％以上。但是，若过剩地含有Si，则退火中的加热/均热时，向γ相的逆相变不发生，多边铁素体大量残存，造成强度不足。另外，在热轧时钢板表面发生Si氧化皮而使钢板的表面性状恶化。因此Si量为3.0％以下，优选为2.5％以下，更优选为2.0％以下。
Mn是用于得到贝氏体和回火马氏体所需要的元素。另外Mn使γ稳定化，对于使残留γ生成也是有效发挥作用的元素。为了发挥这样的作用，Mn量为1.5％以上，优选为1.8％以上，更优选为2.0％以上。但是若过剩地含有Mn，则高温区域生成贝氏体的生成显著受到抑制。另外，Mn的过剩添加，招致焊接性的劣化和偏析造成的加工性的劣化。因此Mn量为3％以下，优选为2.8％以下，更优选为2.7％以下。
Al与Si同样，在等温淬火处理中抑制碳化物析出，是有助于残留γ生成的元素。另外Al在炼钢工序中是作为脱氧剂起作用的元素。因此Al量为0.005％以上，优选为0.01％以上，更优选为0.03％以上。但是若过剩地含有Al，则钢板中的夹杂物变得过多而延展性劣化。因此Al量为3％以下，优选为1.5％以下，更优选为1％以下，进一步优选为0.5％以下。
P是在钢中不可避免地含有的杂质元素，若P量变得过剩，则钢板的焊接性劣化。因此P量为0.1％以下，优选为0.08％以下，更优选为0.05％以下。P量以尽可能少的方面为宜，但达到0％在工业上有困难。
S是在钢不可避免地含有的杂质元素，与上述P同样，是使钢板的焊接性劣化的元素。另外S在钢板中形成硫化物系夹杂物，若其增大，则加工性降低。因此S量为0.05％以下，优选为0.01％以下，更优选为0.005％以下。S量以尽可能少的方面为宜，但达到0％在工业上有困难。
本发明的第一高强度钢板，满足上述成分组成，余量成分是铁和上述P、S以外的不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，例如，包含N、O(氧)、残余元素(例如，Pb、Bi、Sb、Sn等)等。不可避免的杂质之中，优选N量为0.01％以下(不含0％)，O量为0.01％以下(不含0％)。
N使氮化物在钢板中析出，是有助于钢板的强化的元素，但若过剩地含有N，则氮化物大量析出，引起延伸率、延伸凸缘性和弯曲性的劣化。因此N量优选为0.01％以下，更优选为0.008％以下，进一步优选为0.005％以下。
若O(氧)过剩地含有，则是招致延伸率、延伸凸缘性和弯曲性的降低的元素。因此O量优选为0.01％以下，更优选为0.005％以下，进一步优选为0.003％以下。
本发明的第一高强度钢板，作为其他元素，也可以还含有如下等：
(a)Cr：1％以下(不含0％)和/或Mo：1％以下(不含0％)；
(b)从Ti：0.15％以下(不含0％)，Nb：0.15％以下(不含0％)和V：0.15％以下(不含0％)所构成的群中选择的一种以上的元素；
(c)Cu：1％以下(不含0％)和/或Ni：1％以下(不含0％)；
(d)B：0.005％以下(不含0％)；
(e)从Ca：0.01％以下(不含0％)，Mg：0.01％以下(不含0％)和稀土类元素：0.01％以下(不含0％)所构成的群中选择的一种以上的元素。
(a)Cr和Mo，与上述Mn同样，是用于得到贝氏体和回火马氏体上是有效发挥作用的元素。这些元素能够单独使用或并用。为了有效地发挥这样的作用，优选使Cr和Mo分别单独地含有0.1％以上，更优选为0.2％以上。但是，若Cr和Mo的含量分别超过1％，则高温区域生成贝氏体的生成显著受到抑制。另外，过剩的添加造成高成本。因此优选Cr和Mo分别为1％以下，更优选为0.8％以下，进一步优选为0.5％以下。并且Cr和Mo时，推荐使合计量为1.5％以下。
(b)Ti、Nb和V在钢板中形成碳化物和氮化物等的析出物，使钢板强化，并且也是具有通过旧γ晶粒的微细化而使多边铁素体晶粒细小的作用的元素。为了有效地发挥这样的作用，Ti、Nb和V优选单独使之含有0.01％以上，更优选为0.02％以上。但是若过剩地含有，则在晶界有碳化物析出，钢板的延伸凸缘性和弯曲性劣化。因此Ti、Nb和V分别单独优选为0.15％以下，更优选为0.12％以下，进一步优选为0.1％以下。Ti、Nb和V可以使之单独含有，也可以任意选择的两种以上的元素含有。
(c)Cu和Ni对于使γ稳定化而使残留γ生成是有效发挥作用的元素。这些元素能够单独使用或并用。为了有效地发挥这样的作用，Cu和Ni优选分别单独使之含有0.05％以上，更优选为0.1％以上。但是若过剩地含有Cu和Ni，则热加工性劣化。因此Cu和Ni优选分别单独为1％以下，更优选为0.8％以下，进一步优选为0.5％以下。还有，若使Cu含有超过1％，则热加工性劣化，但如果添加Ni，则热加工性的劣化得到抑制，因此并且Cu和Ni时，虽然成本高，但可以超过1％而添加Cu。
(d)B与上述Mn、Cr和Mo同样，对于使贝氏体和回火马氏体生成上是有效发挥作用的元素。为了有效地发挥这样的作用，优选使B含有0.0005％以上，更优选为0.001％以上。但是，若过剩地含有B，则钢板中生成硼化物而使延展性劣化。另外若过剩地含有B，则与上述Cr和Mo同样，高温区域生成贝氏体的生成显著受到抑制。因此B量优选为0.005％以下，更优选为0.004％以下，进一步优选为0.003％以下。
(e)Ca、Mg和稀土类元素(REM)，是对于使钢板中的夹杂物微细分散发挥作用的元素。为了有效地发挥这样的作用，Ca、Mg和稀土类元素优选分别单独含有0.0005％以上，更优选为0.001％以上。但是，若过剩地含有，则使铸造性和热加工性等劣化，制造变难。另外，过剩添加成为使钢板的延展性劣化的原因。因此Ca、Mg和稀土类元素优选分别单独为0.01％以下，更优选为0.005％以下，进一步优选为0.003％以下。
上述所谓稀土类元素，是含有镧系元素(从La到Lu的15种元素)和Sc(钪)和Y(钇)的意思，这些元素之中，优选含有从La、Ce和Y所述的群中选择的至少一种元素，更优选含有La和/或Ce。
本发明的第一高强度钢板，抗拉强度在780MPa以上，局部变形能力优异，而且延伸率也良好，因此加工性优异。该第一高强度钢板，适合作为汽车的结构零部件的原材使用。作为汽车的结构零部件，例如，可列举以前和后部侧梁和碰撞吸能盒等的正面冲撞零件为首的柱类等的加强材(例如、中立柱加强件)、车顶纵梁的加强材、侧梁、底梁、踏板部等的车体构成零件、保险杆的加强材和车门防撞梁等的耐冲击吸收零件、座位零件等。
另外，上述第一高强度钢板，因为温态下的加工性良好，所以也能够适用为温成形用的原材。还有，所谓温加工，意思是在50～500℃左右的温度范围成形。
以上，对于本发明的第一高强度钢板的金属组织和成分组成进行了说明。
其次，对于能够制造上述第一高强度钢板的方法进行说明。上述第一高强度钢板，能够通过按顺序含有如下工序的方式制造：将满足上述成分组成的钢板加热至{(Ac1点+Ac3点)/2}+20℃以上，Ac3点+20℃以下的温度区域(二相温度区域)的工序；在该温度区域保持50秒以上的工序；以2℃/秒以上的平均冷却速度冷却至满足下式(1)的任意的温度T的工序；在满足下式(1)的温度区域保持10～100秒的工序；在满足下式(2)的温度区域保持200秒以上的工序。以下，对于各工序按顺序进行说明。
400℃≤T1(℃)≤540℃…(1)
200℃≤T2(℃)＜400℃…(2)
首先，作为加热到二相温度区域[{(Ac1点+Ac3点)/2}+20℃以上，Ac3点+20℃以下的温度区域]之前的高强度钢板，准备对板坯遵循常规方法进行热轧，对所得到的热轧钢板进行冷轧的。热轧使终轧温度例如为800℃以上，使卷取温度例如为700℃以下即可。冷轧中，使冷轧率例如为10～70％的范围进行轧制即可。
冷轧而得到的冷轧钢板，在连续退火线上，加热至{(Ac1点+Ac3点)/2}+20℃以上，Ac3点+20℃以下的温度区域，在该温度区域保持50秒以上而进行均热。
通过使加热温度为铁素体和奥氏体的二相温度区域，能够使规定量的多边铁素体生成。即，若加热温度过高，则成为奥氏体单相域，多边铁素体的生成受到抑制，因此不能改善钢板的延伸率，加工性劣化。因此加热温度为Ac3点+20℃以下，优选为Ac3点+10℃以下，更优选为低于Ac3点。还有，若加热至Ac3点以上，则虽然成为奥氏体单相的温度区域，但在本发明所规定的均热时间程度下，如果加热温度在Ac3点+20℃以下，则即使进行均热保持，也有少量的多边铁素体残存，因此如后述那样通过调整均热后的平均冷却速度，能够使规定量的多边铁素体生成。但是若加热温度低于{(Ac1点+Ac3点)/2}+20℃，则多边铁素体的生成量变得过剩，多边铁素体生成超过50面积％，因此不能确保希望的强度。因此加热温度为{(Ac1点+Ac3点)/2}+20℃以上，优选为{(Ac1点+Ac3点)/2}+30℃以上，更优选为{(Ac1点+Ac3点)/2}+50℃以上。
若上述二相温度区域下的均热时间低于50秒，则不能均匀地加热钢板，因此残留γ的生成受到抑制，延伸率和局部变形能力降低，不能改善加工性。因此均热时间为50秒以上，优选为100秒以上。但是，若均热时间过长，则奥氏体晶粒直径变大，随之而来的是多边铁素体晶粒也粗大化，延伸率和局部变形能力有变差的倾向。因此均热时间优选为500秒以下，更优选为450秒以下。
还有，将上述冷轧钢板加热至上述二相温度区域时的平均加热速度，例如为1℃/秒以上即可。
上述Ac1点、Ac3点，能够根据“レスリー铁钢材料科学”(丸善株式会社，1985年5月31日发行，P.273)所述下式(a)、式(b)计算。下式(a)、式(b)中，[]表示各元素的含量(质量％)，钢板不包含的元素的含量作为0质量％计算即可。
Ac1(℃)＝723－10.7×[Mn]－16.9×[Ni]+29.1×[Si]+16.9×[Cr]…(a)
Ac3(℃)＝910－203×[C]1/2+44.7×[Si]－30×[Mn]－11×[Cr]+31.5×[Mo]－20×[Cu]－15.2×[Ni]+400×[Ti]+104×[V]+700×[P]+400×[Al]…(b)
加热至上述二相温度区域，保持50秒以上而进行均热化之后，以2℃/秒以上的平均冷却速度冷却至满足上式(1)的任意的温度T。通过在规定的平均冷却速度以上冷却从二相温度区域至满足上式(1)的任意的温度T的范围，能够使规定量的多边铁素体生成，另外使高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等这两方生成。若该温度区域的平均冷却速度低于2℃/秒，则发生珠光体相变，珠光体过剩地生成，延伸率降低，加工性劣化。这一区间的平均冷却速度优选为5℃/秒以上，更优选为10℃/秒以上。上述区间的平均冷却速度的上限没有特别限定，但若平均冷却速度过大，则温度控制困难，因此上限例如为100℃/秒左右即可。
冷却至满足上式(1)的任意的温度T后，在满足上式(1)的T1温度区域保持10～100秒后，在满足上式(2)的T2温度区域保持200秒以上。通过分别适当控制在T1温度区域和T2温度区域保持的时间，能够使高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等各自按规定量生成。具体来说，通过在T1温度区域保持规定时间，能够控制高温区域生成贝氏体的生成量，通过在T2温度区域保持规定时间的等温淬火处理，能够使未相变奥氏体相变为低温区域生成贝氏体，或使之相变为马氏体，并且使碳向奥氏体稠化而使残留γ生成，从而能够使本发明所规定的金属组织生成。
另外，通过组合在T1温度区域的保持和在T2温度区域的保持，还发挥着能够抑制MA混合相的生成的效果。其机理被认为如下。一般来说，若添加Si和Al，则碳化物的析出受到抑制，因此钢中存在游离的碳，在等温淬火处理中可确认到，随着贝氏体相变一起，碳向未相变奥氏体稠化的现象。通过碳向未相变奥氏体稠化，能够大量生成残留γ。
在此对于碳向未相变奥氏体稠化的现象进行说明。碳的稠化量，可知被限制在铁素体与奥氏体的自由能相等的To线所示的浓度，因此贝氏体相变也停止。由于温度越高，该To线越处于低碳浓度侧，所以若以比较高的温度进行等温淬火处理，则即使延长处理时间，在贝氏体相变达到一定程度的地方也会停止。这时因为未相变的奥氏体的稳定性低，所以粗大的MA混合相生成。
因此在本发明中，在上述T1温度区域保持后，通过在上述T2温度区域保持，能够增多向未相变奥氏体的C浓度的允许量，相比高温区域为低温区域的一方，贝氏体相变进行，MA混合相变小。另外，相比在上述T1温度区域保持的情况，在上述T2温度区域保持时，因为板条状组织的尺寸变小，所以，即使存在MA混合相，MA混合相自身也被细分化，能够减小MA混合相。此外，因为在T1温度区域保持规定时间后，才在T2温度区域保持，所以在T2温度区域开始保持的时刻，高温区域生成贝氏体已经生成。因此在T2温度区域，高温区域生成贝氏体成为催化剂，使低温区域生成贝氏体的相变得到促进，从而也发挥着能够缩短等温淬火处理的时间这样的效果。
还有，即使从上述二相温度区域，不进行在上述T1温度区域的保持，而冷却至满足上式(2)的任意的温度，只在满足该式(2)的T2温度区域保持时(即，单纯的低温保持的等温淬火处理)，因为板条状组织的尺寸小，所以也能够减小MA混合相。但是这种情况下，因为没有在上述T1温度区域保持，所以高温区域生成贝氏体几乎不会生成，另外基体的板条状组织的位错密度变大，延伸率和局部变形能力降低，加工性劣化。
在本发明中，上式(1)所规定的T1温度区域，具体来说就是400℃以上，540℃以下。通过在此温度区域保持规定时间，能够使高温区域生成贝氏体生成。即，若在超过540℃的温度区域保持，则高温区域生成贝氏体的生成受到抑制，另一方面，多边铁素体过剩地生成，另外退化珠光体生成，因此得不到希望的特性。因此T1温度区域的上限为540℃，优选为520℃，更优选为500℃。另一方面，若保持温度低于400℃，则高温区域生成贝氏体不生成，因此延伸率降低，不能改善加工性。因此T1温度区域的下限为400℃，优选为420℃。
在上述T1温度区域保持的时间为10～100秒。若保持时间超过100秒，则高温区域生成贝氏体过剩地生成，因此如后述，即使在上述T2温度区域保持规定时间，也不能确保低温区域生成贝氏体等的生成量。因此不能使强度和加工性并立。另外，若在T1温度区域长时间保持，则碳在奥氏体中过度稠化，因此即使在T2温度区域进行等温淬火处理，仍会生成粗大的MA混合相，加工性劣化。因此保持时间为100秒以下，优选为90秒以下，更优选为80秒以下。但是若在T1温度区域的保持时间过短，则高温区域生成贝氏体的生成量变少，因此延伸率降低，不能改善加工性。因此在T1温度区域的保持时间为10秒以上，优选为15秒以上，更优选为20秒以上，进一步优选为30秒以上。
在本发明中，所谓在T1温度区域的保持时间，意思是钢板的表面温度，从到达T1温度区域的上限温度的时刻，至到达T1温度区域的下限温度的时间。即，钢板的表面温度，从到达540℃的时刻，至到达400℃的时间。
为了在满足上式(1)的T1温度区域保持，例如，采用图3的(i)～(iii)所示的加热曲线即可。
图3(i)是从二相温度区域急冷至满足上式(1)的任意的温度T之后，以此温度T进行规定时间恒温保持的例子，恒温保持后，冷却至满足上式(2)的任意的温度。在图3(i)中，显示的是关于进行了一个阶段的恒温保持的情况，但不限定于此，只要在T1温度区域的范围内，也可以进行保持温度不同的两个阶段以上的恒温保持。
图3(ii)是从二相温度区域急冷至满足上式(1)的任意的温度T后，变更冷却速度，在T1温度区域的范围内用规定时间进行冷却后，再度变更冷却速度而冷却至满足上式(2)的任意的温度的例子。在图3(ii)中，表示的是在T1温度区域的范围内用规定时间进行冷却的情况，但本发明不限定于此，只要在T1温度区域的范围内，也可以包含以规定时间进行加热的工序，也可以适宜反复冷却和加热。另外，也可以如图3(ii)所示，不进行一段冷却，而是进行冷却速度不同的二段以上的多段冷却。另外，也可以进行一段加热和二段以上的多段加热(未图示)。
图3(iii)是从二相温度区域急冷至满足上式(1)的任意的温度T后，变更冷却速度，以相同的冷却速度徐冷至满足上式(2)的任意的温度的例子。如此徐冷时，T1温度区域内的滞留时间也为10～100秒即可。
本发明没有限定为图3的(i)～(iii)所示的加热曲线意图，只要满足本发明的要件，也能够采用上述以外的加热曲线。
在本发明中，由上式(2)规定的T2温度区域，具体来说，就是200℃以上，低于400℃。通过在该温度区域保持规定时间，能够使在上述T1温度区域没有发生相变的未相变奥氏体，相变为低温区域生成贝氏体或马氏体。另外，通过确保充分的保持时间，贝氏体相变进行，最终生成残留γ，MA混合相也得到细分化。该马氏体在相变之后即刻作为淬火马氏体存在，但在T2温度区域保持期间发生回火，作为回火马氏体残留。该回火马氏体显示出与在发生马氏体相变的温度区域生成的低温区域生成贝氏体同等的特性。但是，若在400℃以上保持，则生成粗大的MA混合相，因此延伸率和局部变形能力降低，不能改善加工性。因此，T2温度区域低于400℃，优选为390℃以下，更优选为380℃以下。另一方面，在低于200℃的温度进行保持，也不会生成低温区域生成贝氏体，因此γ中的碳浓度变低，不能确保残留γ量，此外，因此淬火马氏体大量生成，所以强度变高，延伸率和局部变形能力变差。另外，γ中的碳浓度变低，不能确保残留γ量，因此不能提高延伸率。因此，T2温度区域的下限为200℃，优选为250℃，更优选为280℃。
在满足上式(2)的T2温度区域保持的时间为200秒以上。若保持时间低于200秒，则低温区域生成贝氏体等的生成量变少，γ中的碳浓度变低，不能确保残留γ量，此外因为淬火马氏体大量生成，所以强度变高，延伸率和局部变形能力变差。另外，因为碳的稠化没有得到促进，所以残留γ量变少，不能改善延伸率。另外，因为不能使在上述T1温度区域生成的MA混合相微细化，所以不能改善局部变形能力。因此保持时间为200秒以上，优选为250秒以上，更优选为300秒以上。保持时间的上限没有特别限定，但若长时间保持，则除了生产率降低以外，稠化的碳作为碳化物析出而不能使残留γ生成，招致延伸率的降低，加工性劣化。因此保持时间的上限例如为1800秒即可。
在本发明中，所谓在T2温度区域的保持时间，意思是钢板的表面温度，从到达T2温度区域的上限温度的时刻，至到达T2温度区域的下限温度的时间。即，从到达低于400℃的时刻，至到达200℃的时间。
在上述T2温度区域保持的方法，只要是在T2温度区域的滞留时间为200秒以上便没有特别限定，如上述T1温度区域内的加热曲线，可以为恒温保持，也可以在T2温度区域内冷却或加热。另外，也可以在不同的保持温度下进行多阶段保持。
在上述T2温度区域保持规定时间之后，通过冷却至室温，能够制造本发明的第一高强度钢板。
在上述第一高强度钢板的表面，也可以形成熔融镀锌层和合金化熔融镀锌层。
形成熔融镀锌层和合金化熔融镀锌层时的条件没有特别限定，能够采用公知的条件。
例如优选使镀浴温度为400～500℃而形成熔融镀锌层，更优选为440～470℃。镀浴的组成没有特别限定，采用公知的熔融镀锌浴即可。
对于形成了熔融镀锌层的熔融镀锌钢板，实施常规方法的合金化处理，由此能够制造合金化熔融镀锌钢板。合金化处理，其进行例如在450～600℃左右(特别优选480～570℃左右)，保持5～30秒左右(特别优选10～25秒左右)即可。合金化处理，例如使用加热炉、直火或红外线加热炉等进行即可。加热手段也没有特别限定，例如能够采用煤气加热、电感加热器加热(由高频感应加热装置进行的加热)等惯用的手段。
本发明的技术，特别适合板厚在3mm以下的薄钢板采用。
以上，对于本发明的第一高强度钢板进行了说明。
接下来，对于本发明的第二高强度钢板进行说明。
本发明者们，为了改善抗拉强度为590MPa以上的第二高强度钢板的加工性，特别是延伸率和局部变形能力而反复研究。其结果发现，
(1)在使钢板的金属组织成为多边铁素体主体(具体来说，相对于金属组织全体的面积率超过50％)的基础上，再使之成为含有贝氏体、回火马氏体和残留γ的混合组织，特别是作为贝氏体，
(1a)如果使邻接的残留γ之间、邻接的碳化物之间、或邻接的残留γ和邻接的碳化物(以下，将其统一表述为残留γ等。)的中心位置间距离的平均间隔为1μm以上高温区域生成贝氏体，和
(1b)残留γ等的中心位置间距离的平均间隔低于1μm的低温区域生成贝氏体这两种贝氏体生成，则能够提供不会使延伸率劣化，而改善了局部变形能力的加工性优异的第二高强度钢板，
(2)具体来说，上述高温区域生成贝氏体有助于钢板的延伸率提高，上述低温区域生成贝氏体有助于钢板的局部变形能力提高，
(3)为了使两种贝氏体以规定量生成，在上述二相温度区域加热之后，以2℃/秒以上的平均冷却速度冷却至400℃以上、540℃以下的温度区域(以下，称为T1温度区域。)的任意的温度T，在此T1温度区域保持10～100秒而使高温区域生成贝氏体生成后，冷却至200℃以上，低于400℃的温度区域(以下，称为T2温度区域。)，在此T2温度区域保持200秒以上即可，从而完成了本发明。
首先，对于赋予本发明的第二高强度钢板以特征的金属组织进行说明。
《关于金属组织》
本发明的第二高强度钢板的金属组织，是由多边铁素体、贝氏体、回火马氏体和残留γ构成的混合组织。
[多边铁素体]
本发明的第二高强度钢板的金属组织，以多边铁素体为主体。所谓主体，意思就是相对于金属组织全体的面积率超过50％。多边铁素体与贝氏体相比为软质，是对于提高钢板的延伸率改善加工性发挥作用的组织。为了发挥这样的作用，多边铁素体的面积率，相对于金属组织全体超过50％，优选为55％以上，更优选为60％以上。多边铁素体的面积率的上限，考虑饱和磁化法所测量的残留γ的占积率而决定，例如为85％。
上述多边铁素体晶粒的平均当量圆直径D优选为10μm以下(不含0μm)。通过减小多边铁素体晶粒的平均当量圆直径D，使之细小地分散，能够使钢板的延伸率进一步提高。其详细的机理虽尚不清楚，但认为是由于通过使多边铁素体微细化，相对于金属组织全体的多边铁素体的分散状态变得均匀，因此难以发生不均匀的变形，这有助于延伸率的进一步提高。即认为，因为本发明的第二高强度钢板的金属组织，由多边铁素体、贝氏体、回火马氏体和残留γ的混合组织构成，所以若多边铁素体晶粒的粒径变大，则各个组织的大小产生偏差，因此发生不均匀的变形，应变局部性地集中而难以改善加工性(特别是由多边铁素体生成带来的延伸率提高作用)。因此多边铁素体的平均当量圆直径D优选为10μm以下，更优选为8μm以下，进一步优选为5μm以下，特别优选为4μm以下。
上述多边铁素体的面积率和平均当量圆直径D，能够通过用扫描型电子显微镜(SEM)进行观察来测量。
[贝氏体和回火马氏体]
本发明的第二高强度钢板，其特征在于，贝氏体由高温区域生成贝氏体，和强度比高温区域生成贝氏体高的低温区域生成贝氏体的复合组织构成。高温区域生成贝氏体有助于钢板的延伸率提高，低温区域生成贝氏体有助于钢板的局部变形能力提高。而且通过含有这两种贝氏体组织，不会使钢板的延伸率劣化，而能够使局部变形能力提高，能够全部提高钢板的加工性。这被认为是由于，使强度水平不同的贝氏体组织复合化导致不均匀变形发生，因此加工硬化能力上升。
上述所谓高温区域生成贝氏体，是在加热到Ac1点+20℃以上、Ac3点+20℃以下的温度(二相温度区域)之后的冷却过程中，在400℃以上、540℃以下的T1温度区域生成的贝氏体组织。高温区域生成贝氏体，是对于经过硝酸乙醇腐蚀的钢板截面进行SEM观察时，残留γ等的平均间隔达到1μm以上的组织。
另一方面，上述所谓低温区域生成贝氏体，是在加热到上述二相温度区域之后的冷却过程中，在200℃以上、低于400℃的T2温度区域生成的贝氏体组织。低温区域生成贝氏体，是对于经过硝酸乙醇腐蚀的钢板截面进行SEM观察时，残留γ等的平均间隔低于1μm的组织。
在此“残留γ等的平均间隔”的意思与上述第一高强度钢板的情况相同。
另外，回火马氏体，是具有与上述低温区域生成贝氏体同样的作用的组织，有助于钢板的局部变形能力提高。还有，上述低温区域生成贝氏体和回火马氏体，即使进行SEM观察也不能区别，因此在本发明中，将低温区域生成贝氏体和回火马氏体统称为“低温区域生成贝氏体等”。
在本发明中，通过使贝氏体成为含有高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等的复合贝氏体组织，能够实现全面改善了加工性的第二高强度钢板。即，高温区域生成贝氏体相比低温区域生成贝氏体等为软质，所以有助于提高钢板的延伸率(EL)，改善加工性。另一方面，低温区域生成贝氏体等，因为碳化物和残留γ小，在变形时应力集中减轻，所以有助于提高钢板的延伸凸缘性(λ)和弯曲性(R)，提高局部变形能力，改善加工性。而且在本发明中，因为使这样的高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等混合，所以加工硬化能力提高，不会使延伸率劣化而能够改善局部变形能力。
在本发明中，如上述这样根据生成温度区域的差异和残留γ等的平均间隔的差异，将贝氏体区分为“高温区域生成贝氏体”与“低温区域生成贝氏体等”的理由，是由于在一般性的学术的组织分类中，难以明了地区别贝氏体。例如，板条状的贝氏体和贝氏体铁素体，根据相变温度而分类为上贝氏体和下贝氏体。但是如本发明这样大量含有Si达1.0％以上的钢种中，随着贝氏体相变，碳化物的析出受到抑制，因此在SEM观察中，也包含马氏体组织，对其加以区分有困难。因此在本发明中，没有根据学术上的组织定义来分类贝氏体，而依据的是如上述这样，基于生成温度区域的差异和残留γ等的平均间隔来加以区别。
高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等的分布状态没有特别限定，可以在旧γ晶内生成高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等这两方，也可以是每个旧γ晶粒分别生成高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等。
高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等的分布状态，如上述图2模式化地显示。
在本发明中，设金属组织全体之中所占的高温区域生成贝氏体的面积率为b，金属组织全体之中所占的低温区域生成贝氏体等(低温区域生成贝氏体和回火马氏体)的合计面积率为c时，该面积率b和c均需要满足5～40％。在此，不规定低温区域生成贝氏体的面积率，而是规定低温区域生成贝氏体和回火马氏体的合计面积率的理由，如前述，是由于在SEM观察中不能对这些组织进行区别。
上述面积率b为5～40％。若高温区域生成贝氏体的生成量过少，则钢板的延伸率降低，不能改善加工性。因此上述面积率b为5％以上，优选为8％以上，更优选为10％以上。但是，若高温区域生成贝氏体的生成量变得过剩，则与低温区域生成贝氏体等的生成量的平衡变差，高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等的复合化带来的效果无法发挥。因此高温区域生成贝氏体的面积率b为40％以下，优选为35％以下，更优选为30％以下，进一步优选为25％以下。
另外，上述合计面积率c为5～40％。若低温区域生成贝氏体等的生成量过少，则钢板的局部变形能力降低，不能改善加工性。因此上述合计面积率c为5％以上，优选为8％以上，更优选为10％以上。但是，若低温区域生成贝氏体等的生成量变得过剩，则与高温区域生成贝氏体的生成量的平衡变差，低温区域生成贝氏体等和高温区域生成贝氏体的复合化带来的效果无法发挥。因此低温区域生成贝氏体等的面积率c为40％以下，优选为35％以下，更优选为30％以下，进一步优选为25％以下。
上述面积率b和上述合计面积率c的关系，只要各自的范围满足上述范围则没有特别限定，b＞c、b＜c、b＝c的任意一种形态都包括。
高温区域生成贝氏体与低温区域生成贝氏体等的混合比率，根据钢板所要求的特性决定即可。具体来说，钢板的加工性之中，为了使局部变形能力(特别是延伸凸缘性(λ))进一步提高，尽可能地减小高温区域生成贝氏体的比率，尽可能地增大低温区域生成贝氏体等的比率即可。另一方面，钢板的加工性之中，为了使延伸率进一步提高，尽可能地增大高温区域生成贝氏体的比率，尽可能地减小低温区域生成贝氏体等的比率即可。另外，为了进一步提高钢板的强度，尽可能地增大低温区域生成贝氏体等的比率，尽可能地减小高温区域生成贝氏体的比率即可。
还有，在本发明中，贝氏体中也包含贝氏体铁素体。贝氏体是有碳化物析出的组织，贝氏体铁素体是没有碳化物析出的组织。
[多边铁素体+贝氏体+回火马氏体]
在本发明中，优选上述多边铁素体的面积率a、上述高温区域生成贝氏体的面积率b、和上述低温区域生成贝氏体等(低温区域生成贝氏体+回火马氏体)的合计面积率c的合计(a+b+c)相对于金属组织全体满足70％以上。若合计面积率(a+b+c)低于70％，则延伸率劣化。合计面积率(a+b+c)更优选为75％以上，进一步优选为80％以上。合计面积率(a+b+c)的上限，考虑饱和磁化法所测量的残留γ的占积率而决定，例如为95％。
[残留γ]
关于残留γ的规定内容，因为与上述第一高强度钢板相同，所以省略说明。
[其他]
本发明的第二高强度钢板的金属组织，如上述，含有多边铁素体、贝氏体、回火马氏体和残留γ，虽然也可以只由这些构成，但在不损害本发明的效果的范围内，也可以存在(a)淬火马氏体和残留γ复合的MA混合相，和(b)珠光体等的余量组织。
(a)关于MA混合相和(b)珠光体的规定内容，与上述第一高强度钢板相同，因此省略说明。
上述金属组织的测量步骤，与上述第一高强度钢板中说明的步骤相同，因此省略说明。
接下来，对于本发明的第二高强度钢板的化学成分组成进行说明。
《关于成分组成》
本发明的第二高强度钢板，含有C：0.10～0.3％、Si：1.0～3％、Mn：1.0～2.5％、Al：0.005～3％，且满足P：0.1％以下(不含0％)、S：0.05％以下(不含0％)。规定这样的范围的理由，除了Si和Mn以外，均与上述第一高强度钢板相同，因此省略说明，以下，只对于Si和Mn进行说明。
Si作为固溶强化元素而有助于钢板的高强度化，除此之外，在后述的T1温度区域和T2温度区域下的保持中(等温淬火处理中)抑制碳化物析出，在有效地使残留γ生成上是非常重要的元素。因此Si量为1.0％以上，优选为1.2％以上，更优选为1.3％以上。但是，若过剩地含有Si，则在退火中的加热/均热时向γ相的逆相变不发生，多边铁素体大量残存，导致强度不足。另外，在热轧时钢板表面发生Si氧化皮而使钢板的表面性状恶化。因此Si量为3％以下，优选为2.50％以下，更优选为2.0％以下。
Mn是用于得到贝氏体和回火马氏体所需要的元素。另外Mn使γ稳定化，是对于使残留γ生成也有效发挥作用的元素。为了发挥这样的作用，Mn量为1.0％以上，优选为1.5％以上，更优选为1.8％以上。但是若过剩的含有Mn，则高温区域生成贝氏体的生成显著受到抑制。另外，Mn的过剩添加，招致焊接性的劣化和偏析引起的加工性的劣化。因此Mn量为2.5％以下，优选为2.4％以下，更优选为2.3％以下。
在本发明的第二高强度钢板中，也与上述第一高强度钢板同样，作为其他的元素，也可以还含有如下等：
(a)Cr：1％以下(不含0％)和/或Mo：1％以下(不含0％)；
(b)从Ti：0.15％以下(不含0％)、Nb：0.15％以下(不含0％)和V：0.15％以下(不含0％)所构成的群中选择的一种以上的元素；
(c)Cu：1％以下(不含0％)和/或Ni：1％以下(不含0％)；
(d)B：0.005％以下(不含0％)；
(e)从Ca：0.01％以下(不含0％)、Mg：0.01％以下(不含0％)和稀土类元素：0.01％以下(不含0％)所构成的群中选择的一种以上的元素。规定这样的范围的理由，因为与上述第一高强度钢板相同，所以省略说明。
本发明的第二高强度钢板，因为抗拉强度在590MPa以上，延伸率优异，而且局部变形能力也良好，所以加工性优异。该第二高强度钢板，与上述第一高强度钢板同样，适合作为汽车的结构零部件的原材使用。
另外，上述第二高强度钢板，因为温态下的加工性良好，所以也适合作为温成形用的原材使用。还有，所谓温加工，意思是在50～500℃左右的温度范围进行成形。
以上，对于本发明的第二高强度钢板的金属组织和成分组成进行了说明。
接着，对于能够制造上述第二高强度钢板的方法进行说明。上述第二高强度钢板，能够通过按顺序包括如下工序的方法制造：将满足上述成分组成的钢板加热到Ac1点+20℃以上、Ac3点+20℃以下的温度区域(二相温度区域)的工序；在该温度区域保持50秒以上的工序；以2～50℃/秒的平均冷却速度冷却至满足下式(1)的任意的温度T的工序；在满足下式(1)的温度区域保持10～100秒的工序；在满足下式(2)的温度区域保持200秒以上的工序。以下，对于各工序按顺序进行说明。
400℃≤T1(℃)≤540℃…(1)
200℃≤T2(℃)＜400℃…(2)
首先，作为加热至二相温度区域[Ac1点+20℃以上，Ac3点+20℃以下的温度区域]之前的高强度钢板，准备遵循常规方法对板坯进行热轧，对于所得到的热轧钢板进行冷轧的钢板。热轧，使终轧温度例如为800℃以上，使卷取温度例如为700℃以下即可。在冷轧中，使冷轧率例如为10～70％的范围而进行轧制即可。
冷轧而得到的冷轧钢板，在连续退火线上，加热至Ac1点+20℃以上、Ac3点+20℃以下的温度区域，在此温度区域保持50秒以上而进行均热。
通过使加热温度处于铁素体与奥氏体的二相温度区域，能够使规定量的多边铁素体生成。即，若加热温度过高，则成为奥氏体单相域，多边铁素体的生成受到抑制，因此不能改善钢板的延伸率，加工性劣化。因此加热温度为Ac3点+20℃以下，优选为Ac3点+10℃以下，更优选为低于Ac3点。还有，若加热至Ac3点以上，则虽然成为奥氏体单相的温度区域，但在本发明所规定的均热时间程度下，如果加热温度为Ac3点+20℃以下，则即使进行均热保持仍有少量的多边铁素体残存，因此如后述通过调整均热后的平均冷却速度，能够使规定量的多边铁素体生成。但是若加热温度低于Ac1点+20℃，则多边铁素体的生成量变得过剩，得不到规定量的高温区域生成贝氏体、低温区域生成贝氏体等和残留γ，所以加工性劣化。因此加热温度为Ac1点+20℃以上，优选为Ac1点+30℃以上，更优选为Ac1点+50℃以上。
若上述二相温度区域的均热时间低于50秒，则不能均匀地加热钢板，因此残留γ的生成受到抑制，延伸率和局部变形能力降低，不改善加工性。因此均热时间为50秒以上，优选为100秒以上。但是若均热时间过长，则奥氏体晶粒直径变大，随之而来的是多边铁素体晶粒也粗大化，延伸率和局部变形能力有变恶的倾向。因此均热时间优选为500秒以下，更优选为450秒以下。
还有，将上述冷轧钢板加热到上述二相温度区域时的平均加热速度，例如为1℃/秒以上即可。
上述Ac1点、Ac3点与上述第一高强度钢板同样，能够根据“レスリー铁钢材料科学”(丸善株式会社，1985年5月31日发行，P.273)所述的式(a)、式(b)计算。
加热到上述二相温度区域并保持50秒以上而进行均热化后，以平均冷却速度2～50℃/秒冷却至满足上式(1)的任意的温度T。通过在规定的平均冷却速度以上冷却二相温度区域至满足上式(1)的任意的温度T的范围，能够使规定量的多边铁素体生成，另外高能够使温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等这两方生成。若该温度区域的平均冷却速度低于2℃/秒，则发生珠光体相变，珠光体过剩地生成，延伸率降低，加工性劣化。这一区间的平均冷却速度优选为5℃/秒以上，更优选为10℃/秒以上。但是若上述区间的平均冷却速度过大，则不能确保规定量的多边铁素体。因此平均冷却速度为50℃/秒以下，优选为40℃/秒以下，更优选为30℃/秒以下。
冷却至满足上式(1)的任意的温度T后，在满足上式(1)的T1温度区域保持10～100秒后，再在满足上式(2)的T2温度区域保持200秒以上。通过分别适当地控制保持在T1温度区域和T2温度区域的时间，能够使高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等各自以规定量生成。
关于保持在T1温度区域和T2温度区域时的具体的条件，与上述第一高强度钢板中说明的条件相同，因此省略说明。
在上述T2温度区域保持规定时间之后，冷却至室温，由此能够制造本发明的第二高强度钢板。
在上述第一高强度钢板的表面，与上述第一高强度钢板同样，也可以形成熔融镀锌层和合金化熔融镀锌层。
形成熔融镀锌层和合金化熔融镀锌层时的条件没有特别限定，能够采用公知的条件。具体的条件与上述第一高强度钢板相同，因此省略说明。
本发明的技术，特别能够适合在板厚3mm以下的薄钢板上采用。
以上，对于本本发明的第二高强度钢板进行了说明。
本申请基于2011年3月31日所申请的日本专利申请第2011－080953号、2011年3月31日所申请的日本专利申请第2011－080954号、2011年9月9日所申请的日本专利申请第2011－197670号、和2011年9月9日所申请的日本专利申请第2011－197671号主张优先的利益。2011年3月31日所申请的日本专利申请第2011－080953号、2011年3月31日所申请的日本专利申请第2011－080954号、2011年9月9日所申请的日本专利申请第2011－197670号、和2011年9月9日所申请的日本专利申请第2011－197671号的说明书的全部内容，在申请中用于参考并援引。
实施例
以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明不受下述实施例限制，在能够符合前、后述的宗旨的范围内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范围内。还有，下述实施例1是关于上述第一高强度钢板的实施例，下述实施例2是关于上述第二高强度钢板的实施例。
[实施例1]
真空熔炼下述表1或表2所示的化学成分组成的钢(余量是铁和P、S、N、O以外的不可避免的杂质)，制造实验用板坯。在下述表1或表2中，REM使用含有La为50％左右，Ce为30％左右的混合稀土。
基于下述表1或表2所示的化学成分和上式(a)计算Ac1点，并基于上式(b)计算Ac3点，其结果显示在下述表3～表5中。
对于所得到的实验用板坯进行热轧之后再进行冷轧，接着进行连续退火而制造供试材。具体的条件如下。
以1250℃加热保持实验用板坯30分钟后，使压下率为大约90％，使终轧温度为920℃而进行热轧，从这一温度以30℃/秒的均冷却速度冷却至卷取温度500℃而进行卷取。卷取之后，以此卷取温度(500℃)保持30分钟，接着炉冷至室温，制造板厚2.6mm的热轧钢板。
对于所得到的热轧钢板进行酸洗，除去表面氧化皮之后，以冷轧率46％进行冷轧，制造板厚1.4mm的冷轧钢板。
将得到的冷轧钢板加热至下述表3～表5所示的温度(℃)，保持下述表3～表5所示的时间而进行均热后，遵循以下所示的4个之中的任意一个方式进行冷却，连续退火而制造供试材。
(冷却方式i；对应上述图3的(i))
均热后，以下述表3～表5所示的平均冷却速度(℃/秒)，冷却至下述表3～表5所示的开始温度T(℃)后，以此开始温度T(℃)保持，接着冷却至下述表3～表5所示的T2温度区域中的开始温度(℃)，以此开始温度保持。在下述表3～表5中，显示T1温度区域中的停留时间(秒)和T2温度区域中的停留时间(秒)。另外，还显示从在T1温度区域保持完毕的时刻，至到达T2温度区域中的开始温度的时间(秒)。
(冷却方式ii；对应上述图3的(ii))
均热后，以下述表3～表5所示的平均冷却速度(℃/秒)冷却到下述表3～表5所示的开始温度T(℃)之后，再冷却至下述表3～表5所示的结束温度(℃)，接着冷却至下述表3～表5所示的T2温度区域中的开始温度(℃)，以此开始温度保持下述表3～表5所示的时间(秒)。在下述表3～表5中，显示T1温度区域中的停留时间(秒)和T2温度区域中的停留时间(秒)。另外，还显示从T1温度区域保持完毕的时刻，至到达T2温度区域中的开始温度的时间(秒)。
(冷却方式iii；对应上述图3的(iii))
均热后，以下述表3、表4所示的平均冷却速度(℃/秒)，冷却至下述表3、表4所示的开始温度T(℃)之后，冷却至下述表3、表4所示的T2温度区域中的开始温度(℃)，以此开始温度保持。在下述表3、表4中，显示T1温度区域中的停留时间(秒)和T2温度区域中的停留时间(秒)。
(冷却方式iv)
均热后，冷却至下述表3所示的T1温度区域中的开始温度(℃)或T2温度区域中的开始温度(℃)，以任意一个开始温度保持。即，下述表3的No.8，不是在均热后，以420℃保持450秒之后再保持至室温，而是一气呵成地进行冷却(平均冷却速度为5℃/秒)的例子，下述表3所示的T2温度区域中的停留时间，表示通过T2温度区域所需要的时间。下述表3的No.15，不是在均热后，以380℃保持450秒之后再保持至室温，而是一气呵成地进行冷却(平均冷却速度为5℃/秒)的例子，下述表3所示的T1温度区域中的停留时间，表示通过T1温度区域所需要的时间。在下述表3中，显示T1温度区域中的停留时间(秒)和T2温度区域中的停留时间(秒)。
还有，在表3～表5所示的T1温度区域中的开始温度、结束温度、T2温度区域中的开始温度之中，附加※号的值，其脱离了本发明所规定的T1温度区域或T2温度区域，但为了便于说明，表示加热曲线，所以在各栏中记述温度。
对于所得到的供试材，按以下的步骤进行金属组织的观察和机械特性的评价。
《金属组织的观察》
金属组织之中，高温区域生成贝氏体、低温区域生成贝氏体等(即，低温区域生成贝氏体+回火马氏体)、和多边铁素体的面积率，基于扫描型电子显微镜(SEM)观察的结果计算，残留γ的体积率由饱和磁化法测量。
[(1)高温区域生成贝氏体，低温区域生成贝氏体等，多边铁素体的面积率]
在与供试材的轧制方向平行的截面中，对于表面进行研磨，再进行电解研磨之后，进行硝酸乙醇腐蚀，用SEM，以倍率3000倍对于板厚的1/4位置进行5个视野的观察。观察视野约50μm×约50μm。
其次，在观察视野内，作为白色或浅灰色被观察到的残留γ与碳化物的平均间隔，基于前述的方法进行测量。根据其平均间隔区别的高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等的面积率，通过点算法测量。
高温区域生成贝氏体的面积率a(％)、低温区域生成贝氏体主回火马氏体的合计面积率b(％)、多边铁素体的面积率c(％)显示在下述表6～表8中。另外，也一并显示上述面积率a、合计面积率b、和面积率c的合计面积率(a+b+c)。
另外，测量在观察视野内确认到的多边铁素体晶粒的当量圆直径，求得平均值。结果显示在下述表6～表8中。另外，多边铁素体晶粒的平均当量圆直径D在10μm以下时为评价○，超过10μm时为评价△，评价结果显示在下述表6～表8中。
[(2)残留γ的体积率]
金属组织之中，残留γ的体积率以饱和磁化法测量。具体来说，测量供试材的饱和磁化(I)，和以400℃进行了15小时热处理的标准试料的饱和磁化(Is)，根据下式求得残留γ的体积率(Vγr)。饱和磁化的测量，使用理研电子制的直流磁化B－H特性自动记录装置“model BHS－40”，使最大外加磁化为5000(Oe)，在室温下进行测量。
Vγr＝(1－I/Is)×100
另外，对于与供试材的轧制方向平行的截面的表面进行研磨，使用光学显微镜，以观察倍率1000倍在5个视野中进行观察，测量残留γ和淬火马氏体复合的MA混合相的当量圆直径d。计算相对于MA混合相的总个数，观察截面中的当量圆直径d超过7μm的MA混合相的个数比例。个数比例低于15％时为合格(○)，在15％以上时为不合格(×)，评价结果显示在下述表6～表8中。
《机械的特性的评价》
供试材的机械的特性，基于抗拉强度(TS)、延伸率(EL)、扩孔率(λ)、临界弯曲半径(R)、埃氏杯突深度值进行评价。
(1)抗拉强度(TS)和延伸率(EL)，基于JIS Z2241进行拉伸试验而测量。试验片使用的是，使相对于供试材的轧制方向垂直的方向为纵长方向，如此从供试材上切下从JIS Z2201所规定的5号试验片。测量结果显示在下述表6～表8中。
(2)延伸凸缘性，通过扩孔率进行评价。扩孔率(λ)，基于铁钢联盟规格JFST 1001进行扩孔率试验而测量。测量结果显示在下述表6～表8中。
(3)临界弯曲半径(R)，基于JIS Z2248进行V形弯曲试验而测量。试验片使用的是，使相对于供试材的轧制方向垂直的方向为纵长方向(弯曲脊线与轧制方向一致)，如此从供试材上切下JIS Z2204所规定的1号试验片(板厚：1.4mm)。还有，V形变曲试验，其在以龟裂不发生的方式，对试验片的纵长方向的端面实施机械磨削之后再进行。
冲模和冲头的角度为90°，以单位0.5mm改变冲头的前端半径而进行V形弯曲试验，求得不会使龟裂发生而能够弯曲的冲头前端半径作为临界弯曲半径(R)。测量结果显示在下述表6～表8中。还有，使用放大镜观察有无龟裂发生，以无发丝裂发生为标准进行判定。
(4)埃氏杯突深度值，基于JIS Z2247进行杯突试验而测量。试验片使用从供试材上切下的90mm×90mm×厚1.4mm的试验片。杯突试验使用直径为20mm的冲头进行。测量结果显示在下述表6～表8中。还有，根据杯突试验，能够评价钢板的总延伸率特性和局部延展性这两方的复合效果。
供试材的机械的特性，遵循抗拉强度(TS)所对应的延伸率(EL)、扩孔率(λ)、临界弯曲半径(R)、埃氏杯突深度值的标准进行评价。即，因为钢板的TS所要求的EL、λ、R、埃氏杯突深度值不同，所以根据TS级别，遵循下述标准评价机械的特性。
基于下述评价标准，满足EL、λ、R、埃氏杯突深度值全部特性的情况为合格(○)，任意一种特性不满足标准值的情况为不合格(×)，评价结果显示在下述表6～表8中。
(1)780MPa级的情况
TS：780MPa以上，低于980MPa
EL：25％以上
λ：30％以上
R：1.0mm以下
埃氏杯突深度值：10.4mm以上
(2)980MPa级的情况
TS：980MPa以上，低于1180MPa
EL：19％以上
λ：20％以上
R：3.0mm以下
埃氏杯突深度值：10.0mm以上
(3)1180MPa级的情况
TS：1180MPa以上，低于1270MPa
EL：15％以上
λ：20％以上
R：4.5mm以下
埃氏杯突深度值：9.6mm以上
(4)1270MPa级的情况
TS：1270MPa以上，低于1370MPa
EL：14％以上
λ：20％以上
R：5.5mm以下
埃氏杯突深度值：9.4mm以上
还有，在第一高强度钢板中，以TS在780MPa以上、低于1370MPa为前提，TS低于780MPa或在1370MPa以上时，即使EL、λ、R、埃氏杯突深度值良好，也作为对象之外处理。
根据下述表1～表8能够进行如下考察。下述表6～表8所示的No.1～70之中，No.4、29、31、38、55、65、67是以上述方式i冷却的例子，No.7、11、14、33是以上述方式iii冷却的例子，No.8、15是以上述方式iv冷却的例，其余是以上述方式ii冷却的例子。
在下述表6～表8中，综合评价中附加有○的例子，均是满足本发明中规定的要件的钢板，满足对应各TS而确定的机械的特性(EL、λ、R、埃氏杯突深度值)的标准值。因此可知，本发明的高强度钢板加工性全面良好。
另一方面，综合评价中附加有×的例子(表6～表8所示的No.8、13、15、29、31、34、37、41、46、48、52、60～63)，是不满足本发明中规定的某一要件的钢板。详情如下。
表6的No.8，是T1温度区域下的保持时间过长，而且在T2温度区域未保持而进行冷却的例子，低温区域生成贝氏体等的生成受到抑制。另外，粗大的MA混合相大量生成。因此λ变小，加工性劣化。表6的No.13，是在二相温度区域加热保持后，至满足上式(1)的任意的温度T的平均冷却速度过小的例子，珠光体相变发生，无法确保残留γ量，延伸率降低，加工性劣化。表6的No.15是在均热处理之后，未在T1温度区域保持，一下子冷却至T2温度区域，并在此温度区域保持的例子。因为只在T2温度区域保持，所以高温区域生成贝氏体几乎没有生成，延伸率和局部变形能力(埃氏杯突深度值)降低，加工性劣化。表6的No.29是在均热处理后，没有在T1温度区域保持，而是一下子冷却至T2温度区域，并在此温度区域以两种温度保持的例子。因为只在T2温度区域保持，所以高温区域生成贝氏体几乎没有生成，延伸率降低，加工性劣化。
表6的No.31是T1温度区域下的保持时间过短的例子，因为高温区域生成贝氏体的生成量过少，所以延伸率降低，加工性劣化。表7的No.34，是T1温度区域下的保持时间长，没有在T2温度区域保持的例子，低温区域生成贝氏体等的生成受到抑制。另外，粗大的MA混合相大量生成。因此埃氏杯突深度值变小，局部变形能力降低，不能改善加工性。表7的No.37因为加热温度过高，所以未生成多边铁素体，延伸率降低。因此不能改善钢板的加工性。表7的No.41因为加热温度过低，所以多边铁素体过剩地生成，强度降低。
表7的No.46是二相温度区域中的保持时间过短的例子，残留γ的生成受到抑制，因此延伸率降低。另外，埃氏杯突深度值小，局部变形能力降低。因此不能改善钢板的加工性。表7的No.48是在均热处理后，以超过本发明中规定的T1温度区域的温度的温度进行保持，在T1温度区域未进行保持，冷却至T2温度区域并在此温度区域保持的例子。因为多边铁素体过剩地生成，并且高温区域生成贝氏体的生成量少，所以延伸率降低，不能改善加工性。表7的No.52是在T1温度区域保持后，冷却至低于T2温度区域的温度，在T2温度区域未进行保持的例子，低温区域生成贝氏体几乎没有生成，通过SEM观察可确认到粗大的MA混合相大量存在，淬火马氏体大量存在，强度变得过高。
表8的No.60是C量过少的例子，因为残留γ的生成量过少，所以延伸率和埃氏杯突深度值变小，加工性劣化。表8的No.61是Si量过多的例子，多边铁素体过剩地生成，高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等的生成被抑制。因此不能确保希望的强度。表8的No.62是Si量过少的例子，不能确保残留γ的生成量。因此延伸率降低，加工性劣化。表8的No.63是Mn量过少的例子，淬火未充分地进行，因此冷却中多边铁素体过剩地生成，另一方面，低温区域生成贝氏体等的生成被抑制。因此延伸率和扩孔率小，埃氏杯突深度值也小，加工性劣化。
由以上的结果可知，根据本发明，能够提供改善了加工性的高强度钢板。
接下来，在上述表6、表7所示的980MPa级的钢板之中，关于满足本发明所规定的要件的例子(No.3～7、9～12、14、16～27、30、32、33、35、36、38～40、42)，将其抗拉强度(TS)与延伸率(EL)的关系显示在图4中。在图4中，●表示多边铁素体晶粒的平均当量圆直径D在10μm以下的结果，■表示多边铁素体晶粒的平均当量圆直径D超过10μm的结果。
由图4可知，验抗拉强度(TS)相同，通过将多边铁素体晶粒的平均当量圆直径D抑制在10μm以下，也能够增大延伸率(EL)，能够进一步改善加工性。
[表1]
[表2]
[表3]
[表4]
[表5]
[表6]
[表7]
[表8]
[实施例2]
真空熔炼下述表9所示的化学成分组成的钢(余量是铁和P、S、N、O以外的不可避免的杂质)，制造实验用板坯。在下述表9中，REM使用含有La为50％左右，Ce为30％左右的混合稀土。
基于下述表9所示的化学成分和上式(a)计算Ac1点，并基于上式(b)计算Ac3点，结果显示在下述表10、表11中。
热轧所得到的实验用板坯之后再进行冷轧，接着连续退火，制造供试材。具体的条件如下。
以1250℃对实验用板坯加热保持30分钟后，使压下率为大约90％，使终轧温度为920℃而进行热轧，从这一温度以平均冷却速度30℃/秒冷却至卷取温度500℃而进行卷取。卷取之后，以此卷取温度(500℃)保持30分钟，接着炉冷至室温，制造板厚2.6mm的热轧钢板。
对于所得到的热轧钢板酸洗而除去表面氧化皮之后，以冷轧率46％进行冷轧，制造板厚1.4mm的冷轧钢板。
将所得到的冷轧钢板加热至下述表10、表11所示的温度(℃)，保持下述表10、表11所示的时间而进行均热后，遵循以下所示的4个之中的任意一个方式进行冷却，连续退火，制造供试材。
(冷却方式i；对应上述图3的(i))
均热后，以下述表10、表11所示的平均冷却速度(℃/秒)冷却至下述表10、表11所示的开始温度T(℃)后，以此开始温度T(℃)保持，接着冷却至下述表10、表11所示的T2温度区域中的开始温度(℃)，以此开始温度保持。在下述表10、表11中，显示T1温度区域中的停留时间(秒)和T2温度区域中的停留时间(秒)。另外，还显示从在T1温度区域保持完毕的时刻，至到达T2温度区域中的开始温度的时间(秒)。
(冷却方式ii；对应上述图3的(ii))
均热后，以下述表10、表11所示的平均冷却速度(℃/秒)冷却至下述表10、表11所示的开始温度T(℃)后，冷却至下述表10、表11所示的结束温度(℃)，接着冷却至下述表10、表11所示的T2温度区域中的开始温度(℃)，在此开始温度保持下述表10、表11所示的时间(秒)保持。在下述表10、表11中，显示T1温度区域中的停留时间(秒)和T2温度区域中的停留时间(秒)。另外，还显示了从在T1温度区域保持完毕的时刻，至到达T2温度区域中的开始温度的时间(秒)。
(冷却方式iii；对应上述图3的(iii))
均热后，以下述表10、表11所示的平均冷却速度(℃/秒)冷却至下述表10、表11所示的开始温度T(℃)后，冷却至下述表10、表11所示的T2温度区域中的开始温度(℃)，以此开始温度保持。在下述表10、表11中，显示在T1温度区域中的停留时间(秒)和T2温度区域中的停留时间(秒)。
(冷却方式iv)
均热后，冷却至下述表10所示的T1温度区域中的开始温度(℃)，以此开始温度保持。即，下述表10的No.19，不是在均热后，以420℃保持450秒之后再保持至室温，而是一气呵成地进行冷却(平均冷却速度为5℃/秒)的例子，下述表10所示的T2温度区域中的停留时间，表示通过T2温度区域所需要的时间。在下述表10中，显示T1温度区域中的停留时间(秒)和T2温度区域中的停留时间(秒)。
还有，表10所示的T1温度区域中的开始温度、结束温度、T2温度区域中的开始温度之中，附加※号的值，其脱离了本发明所规定的T1温度区域或T2温度区域，但为了便于说明，表示加热曲线，而在各栏中记述温度。
对于所得到的供试材，按照以下的步骤进行金属组织的观察和机械特性的评价。
《金属组织的观察》
金属组织之中、多边铁素体、高温区域生成贝氏体、和低温区域生成贝氏体等(即，低温区域生成贝氏体+回火马氏体)的面积率，基于扫描型电子显微镜(SEM)观察的结果计算，残留γ的体积率以饱和磁化法测量。
[(1)多边铁素体，高温区域生成贝氏体，和低温区域生成贝氏体等的面积率]
在与供试材的轧制方向平行的截面中，对其表面进行研磨，再进行电解研磨之后，使之进行硝酸乙醇腐蚀，用SEM，以倍率3000倍对于板厚的1/4位置进行5个视野的观察。观察视野约50μm×约50μm。
其次，在观察视野内，作为白色或浅灰色被观察到的残留γ和碳化物的平均间隔，基于前述方法测量。根据其平均间隔区别的高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等的面积率，通过点算法测量。
多边铁素体的面积率a(％)、高温区域生成贝氏体的面积率b(％)、低温区域生成贝氏体和回火马氏体的合计面积率c(％)显示在下述表12、表13中。另外，也一并显示上述面积率a、面积率b、和合计面积率c的合计面积率(a+b+c)。
另外，测量在观察视野内确认到的多边铁素体晶粒的当量圆直径，求得平均值。结果显示在下述表12、表13中。另外，多边铁素体晶粒的平均当量圆直径D为10μm以下时为评价○，超过10μm时为评价△，评价结果显示在下述表12、表13中。
[(2)残留γ的体积率]
金属组织之中，残留γ的体积率以饱和磁化法测量。具体来说，是测量供试材的饱和磁化(I)，和以400℃进行15小时热处理的标准试料的饱和磁化(Is)，根据下式求得残留γ的体积率(Vγr)。饱和磁化的测量，使用理研电子制的直流磁化B－H特性自动记录装置“model BHS－40”，使最大外加磁化为5000(Oe)，在室温下测量。
Vγr＝(1－I/Is)×100
另外，对于与供试材的轧制方向平行的截面的表面进行研磨，使用光学显微镜以观察倍率1000倍对于5个视野进行观察，测量残留γ和淬火马氏体复合的MA混合相的当量圆直径d。计算相对于MA混合相的总个数，观察截面中的当量圆直径d超过7μm的MA混合相的个数比例。个数比例低于15％时为合格(○)，在15％以上时为不合格(×)，评价结果显示在下述表12、表13中。
《机械的特性的评价》
供试材的机械的特性，基于抗拉强度(TS)、延伸率(EL)、扩孔率(λ)、临界弯曲半径(R)、埃氏杯突深度值评价。
(1)抗拉强度(TS)和延伸率(EL)，基于JIS Z2241进行拉伸试验测量。试验片使用的是，使相对于供试材的轧制方向垂直的方向为纵长方向，如此从供试材切下JIS Z2201所规定的5号试验片。测量结果显示在下述表12、表13中。
(2)延伸凸缘性通过扩孔率评价。扩孔率(λ)，基于铁钢联盟规格JFST 1001进行扩孔率试验而测量。测量结果显示在下述表12、表13中。
(3)临界弯曲半径(R)，基于JIS Z2248进行V形弯曲试验而测量。试验片使用的是，使相对于供试材的轧制方向垂直的方向为纵长方向(弯曲脊线与轧制方向一致)，如此从供试材上切下JIS Z2204所规定的1号试验片(板厚：1.4mm)。还有，V形弯曲试验，以不使龟裂发生的方式对试验片的纵长方向的端面实施机械磨削之后进行。
冲模与冲头的角度为90°，以单位0.5mm改变冲头的前端半径而进行V形弯曲试验，求得龟裂未发生而能够进行弯曲的冲头前端半径作为临界弯曲半径(R)。测量结果显示在下述表12、表13中。还有，使用放大镜观察有无龟裂发生，以未发生发丝裂为标准进行判定。
(4)埃氏杯突深度值，基于JIS Z2247进行杯突试验而测量。试验片使用从供试材上切下的90mm×90mm×厚1.4mm的试验片。杯突试验使用直径为20mm的冲头进行。测量结果显示在下述表12、表13中。还有，根据杯突试验，能够评价钢板的总延伸率特性和局部延展性这两方的复合效果。
供试材的机械的特性，遵循抗拉强度(TS)所对应的延伸率(EL)、扩孔率(λ)、临界弯曲半径(R)、埃氏杯突深度值的标准评价。即，因为钢板的TS所要求的EL、λ、R、埃氏杯突深度值不同，所以对应TS级别遵循下述标准评价机械的特性。
基于下述评价标准，满足EL、λ、R、埃氏杯突深度值全部特性的情况为合格(○)，任意一种特性不满足标准值的情况为不合格(×)，评价结果显示在下述表12、表13中。
(1)590MPa级的情况
TS：590MPa以上，低于780MPa
EL：34％以上
λ：30％以上
R：0.5mm以下
埃氏杯突深度值：10.8mm以上
(2)780MPa级的情况
TS：780MPa以上，低于980MPa
EL：25％以上
λ：30％以上
R：1.0mm以下
埃氏杯突深度值：10.4mm以上
(3)980MPa级的情况
TS：980MPa以上，低于1180MPa
EL：19％以上
λ：20％以上
R：3.0mm以下
埃氏杯突深度值：10.0mm以上
(4)1180MPa级的情况
TS：1180MPa以上，低于1270MPa
EL：15％以上
λ：20％以上
R：4.5mm以下
埃氏杯突深度值：9.6mm以上
还有，在第二高强度钢板中，以TS在590MPa以上，低于1270MPa为前提，TS低于590MPa或在1270MPa以上的情况，即使EL、λ、R、埃氏杯突深度值良好，也作为对象之外处理。
由下述表9～表13能够进行如下考察。下述表12、表13所示的No.1～43之中，No.1、3、4、11、14、15、20、28是由上述方式i冷却的例子，No.2、6是由上述方式iii冷却的例子，No.19是由上述方式iv冷却的例子，其余是由上述方式ii冷却的例子。
在下述表12、表13中，综合评价中附加有○的例子，均是满足本发明所规定的要件的钢板，满足根据各TS而确定的机械的特性(EL、λ、R、埃氏杯突深度值)的标准值。因此可知本发明的高强度钢板，延伸率和局部变形能力优异，加工性全面良好。
另一方面，综合评价中附加有×的例子(表12、表13所示的No.4、8、9、12、15、18～20、31、34～36)，是不满足本发明所规定的某一要件的钢板。详情如下。
表12的No.4，是在二相温度区域加热保持后，冷却至满足上式(1)的任意的温度T时的平均冷却速度过小的例子，发生珠光体相变，得不到希望的残留γ量。因此强度不足。表12的No.8是二相温度区域中的保持时间过短的例子，不能确保残留γ的生成量，因此强度不足。表12的No.9，是在均热处理后，以超过本发明所规定的T1温度区域的温度的温度保持，在T1温度区域未保持，而是冷却至T2温度区域并在此温度区域保持的例子。多边铁素体大量生成，从而导致高温区域生成贝氏体的生成量少，残留γ的生成量也少，因此延伸率和埃氏杯突深度值降低，不能改善加工性。
表12的No.12，是在T1温度区域保持后，冷却至低于T2温度区域的温度，因此没有在T2温度区域保持的例子，低温区域生成贝氏体几乎没有生成，通过SEM观察确认到有粗大的MA混合相大量存在，淬火马氏体大量存在。因此延伸率、扩孔率、临界弯曲半径、埃氏杯突深度值全都不满足本发明所规定的合格标准，不能改善加工性。表12的No.15，是在T1温度区域下的保持时间长，在T2温度区域没有保持的例子，低温区域生成贝氏体等的生成被抑制。另外，粗大的MA混合相大量生成。因此扩孔率、临界弯曲半径小，埃氏杯突深度值也小，局部变形能力降低，不能改善钢板的加工性。
表12的No.18因为加热温度过高，所以多边铁素体几乎没有生成，另外高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等的生成量变得过剩。因此延伸率降低，不能改善钢板的加工性。表12的No.19是T1温度区域的保持时间过长，而且在T2温度区域未保持就进行冷却的例子，低温区域生成贝氏体等的生成被抑制。另外，粗大的MA混合相大量生成。因此扩孔率小，另外埃氏杯突深度值变小，局部变形能力降低，加工性劣化。表12的No.20，是均热处理后，在T1温度区域未保持，一下子冷却至T2温度，在此温度区域以两种温度保持的例子。因为只在T2温度区域保持，所以高温区域生成贝氏体几乎没有生成，另外残留γ也几乎没有生成。因此延伸率和埃氏杯突深度值降低，加工性劣化。表13的No.31是加热温度过低例子，多边铁素体的生成量变多，高温区域生成贝氏体、低温区域生成贝氏体等、和残留γ全都没有生成。因此延伸率降低，不能改善加工性。
表13的No.34是C量过少的例子，因为残留γ的生成量过少，所以延伸率和埃氏杯突深度值变小，加工性劣化。表13的No.35是Si量过少的例子，因为残留γ的生成量过少，所以延伸率降低，加工性劣化。表13的No.36是Mn量过少的例子，淬火未充分进行，因此冷却中多边铁素体的生成被促进，另一方面，低温区域生成贝氏体等的生成被抑制。因此延伸率、扩孔率、临界弯曲半径变小，加工性劣化。
由以上的结果可知，根据本发明，能够提供改善了加工性的高强度钢板。
接着，在上述表12、表13所示的780MPa级的钢板之中，关于满足本发明所规定的要件的例子(No.3、5～7、11、14、16、17、23～26、30、32、37～43)，将其抗拉强度(TS)与延伸率(EL)的关系显示在图5中。在图5中，●表示多边铁素体晶粒的平均当量圆直径D在10μm以下的结果，■表示多边铁素体晶粒的平均当量圆直径D超过10μm的结果。
由图5可知，即使抗拉强度(TS)相同，通过将多边铁素体晶粒的平均当量圆直径D抑制在10μm以下，也能够加大延伸率(EL)，进一步改善加工性。
[表9]
[表10]
[表11]
[表12]
[表13]

Claims (6)

1.一种加工性优异的高强度钢板，其特征在于，以质量％计含有：
C：0.10～0.3％、
Si：1.0～3.0％、
Mn：1.5～3％、
Al：0.005～3％，
并且，满足：
P：0.1％以下、
S：0.05％以下，
余量由铁和不可避免的杂质构成，
该钢板的金属组织包括贝氏体、多边铁素体、残留奥氏体和回火马氏体，
(1)以扫描型电子显微镜观察金属组织时，
(1a)所述贝氏体由邻接的残留奥氏体和/或碳化物的平均间隔在1μm以上的高温区域生成贝氏体，和邻接的残留奥氏体和/或碳化物的平均间隔低于1μm的低温区域生成贝氏体的复合组织构成，
所述高温区域生成贝氏体的面积率a相对于金属组织全体满足10～80％，
所述低温区域生成贝氏体和所述回火马氏体的合计面积率b相对于金属组织全体满足10～80％，
(1b)所述多边铁素体的面积率c相对于金属组织全体满足10～50％，并且，
(2)以饱和磁化法测量的所述残留奥氏体的体积率相对于金属组织全体为5％以上。
2.根据权利要求1所述的高强度钢板，其中，以光学显微镜观察所述金属组织时，在淬火马氏体和残留奥氏体复合而成的MA混合相存在时，相对于MA混合相的总个数，满足观察截面中的当量圆直径d超过7μm的MA混合相的个数比例低于15％(含0％)。
3.根据权利要求1所述的高强度钢板，其中，所述多边铁素体晶粒的平均当量圆直径D在10μm以下(不含0μm)。
4.根据权利要求1所述的高强度钢板，其中，所述钢板还含有以下的(a)～(e)中的一种以上作为其他的元素：
(a)Cr：1％以下(不含0％)和Mo：1％以下(不含0％)中的一种或两种的元素；
(b)从由Ti：0.15％以下(不含0％)、Nb：0.15％以下(不含0％)和V：0.15％以下(不含0％)所构成的群中选择的一种以上的元素；
(c)Cu：1％以下(不含0％)和Ni：1％以下(不含0％)中的一种或两种的元素，
(d)B：0.005％以下(不含0％)；
(e)从由Ca：0.01％以下(不含0％)、Mg：0.01％以下(不含0％)和稀土类元素：0.01％以下(不含0％)所构成的群中选择的一种以上的元素。
5.根据权利要求1所述的高强度钢板，其中，在所述钢板的表面具有熔融镀锌层或合金化熔融镀锌层。
6.一种加工性优异的高强度钢板的制造方法，其特征在于，是制造权利要求1～5中的任意一项所述的高强度钢板的方法，其中，按顺序包括如下工序：
加热至{(Ac1点+Ac3点)/2}+20℃以上、Ac3点+20℃以下的温度区域的工序；
在该温度区域保持50秒以上的工序；
以2℃/秒以上的平均冷却速度冷却至满足下式(1)的任意的温度T工序；
在满足下式(1)的温度区域保持10～100秒的工序；
在满足下式(2)的温度区域保持200秒以上的工序；
400℃≤T1(℃)≤540℃…(1)
200℃≤T2(℃)＜400℃…(2)。
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