CN106574319B - 高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种高强度钢板的制造方法，具有如下工序：将规定成分组成的钢坯加热至1100℃～1300℃，在精轧出侧温度：800℃～1000℃进行热轧后，以平均卷取温度：200℃～500℃进行卷取，制成热轧钢板的热轧工序；对上述热轧钢板实施酸洗处理的酸洗处理工序；将上述热轧钢板以740℃～840℃的温度保持10秒～900秒后，以5℃/秒～30℃/秒的平均冷却速度冷却至150℃～350℃的冷却停止温度的退火工序；以及，将上述热轧钢板再加热至大于350℃且为550℃以下的温度，在该再加热温度下保持10秒以上的再加热处理工序。

Description

高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及主要适于汽车结构构件的成型性优异的高强度钢板及其制造方法，特别涉及以高的生产率得到具有780MPa以上的拉伸强度(TS)且不仅延展性优异而且伸长凸缘性、疲劳特性也优异的高强度钢板。
背景技术
近年来，以确保冲撞时的乘员的安全性以及利用车体轻量化改善燃料消耗为目的，正在积极地进行拉伸强度(TS)为780MPa以上且板厚薄的高强度钢板的汽车结构构件中的应用。
尤其是，最近还正在探讨具有980MPa级、1180MPa级的TS的强度极高的高强度钢板的应用。
然而，一般而言，钢板的高强度化会导致成型性的下降，因此难以兼具高强度和优异的成型性，期望兼具高强度和优异的成型性的钢板。
此外，汽车可行驶的距离(总行驶距离)也依赖于在汽车结构构件中应用的钢板的疲劳强度，因此也期望具有优异的疲劳特性的钢板。
针对这种期望，例如专利文献1中公开了“一种加工性和形状冻结性优异的高强度钢板，其特征在于各自以质量％计含有C：0.06～0.6％、Si+Al：0.5～3％、Mn：0.5～3％、P：0.15％以下(不含0％)、S：0.02％以下(包含0％)，并且，具有如下组织：回火马氏体相对于全部组织以面积率计为15％以上，铁素体相对于全部组织以面积率计为5～60％，残余奥氏体相对于全部组织以体积率计为5％以上，而且，也可以含有贝氏体和/或马氏体，且在上述残余奥氏体中，通过施加2％变形而相变为马氏体的残余奥氏体的比例为20～50％”。
此外，专利文献2中公开了“一种伸长率和扩孔性优异的高强度薄钢板，其特征在于，具有如下钢组成：以质量％计含有C：0.05～0.35％、Si：0.05％～2.0％、Mn：0.8％～3.0％、P：0.0010％～0.1％、S：0.0005％～0.05％、N：0.0010％～0.010％、Al：0.01％～2.0％，剩余部分由铁和不可避免的杂质构成；并且，金属组织以铁素体或贝氏体或回火马氏体为主体，在包含3％～30％的残余奥氏体相的钢板中，在上述奥氏体相与铁素体相、贝氏体相和马氏体相接触的相界面，上述奥氏体相中的平均C浓度为0.6％～1.2％，上述奥氏体相的中心浓度Cgc和奥氏体粒的晶界的浓度Cgb满足Cgb/Cgc＞1.3的范围的奥氏体粒为50％以上”。
专利文献3中公开了“一种高强度钢板，其特征在于，具有如下组成：以质量％计含有C：0.17％～0.73％、Si：3.0％以下、Mn：0.5％～3.0％、P：0.1％以下、S：0.07％以下、Al：3.0％以下和N：0.010％以下，且Si+Al满足0.7％以上，剩余部分由Fe和不可避免杂质构成；作为钢板组织，满足马氏体的相对于钢板组织全体的面积率为10％～90％，残余奥氏体量为5％～50％，上部贝氏体中的贝氏体铁素体相对于钢板组织全体的面积率为5％以上，上述马氏体中，25％以上为回火马氏体，上述马氏体相对于钢板组织全体的面积率、上述残余奥氏体量和上述上部贝氏体中的贝氏体铁素体相对于钢板组织全体的面积率的合计为65％以上，多边形铁素体相对于钢板组织全体的面积率为10％以下(包含0％)，且上述残余奥氏体中的平均C量为0.70％以上，拉伸强度为980MPa以上”。
专利文献4中公开了“一种拉伸强度为980MPa以上的高屈服比高强度冷轧钢板，其特征在于，具有如下成分组成：以质量％计含有C：大于0.06且0.24％以下、Si≤0.3％、Mn：0.5～2.0％、P≤0.06％、S≤0.005％、Al≤0.06％、N≤0.006％、Mo：0.05～0.5％、Ti：0.03～0.2％、V：大于0.15且1.2％以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，C、Ti、Mo、V含量满足0.8≤(C/12)/{(Ti/48)+(Mo/96)+(V/51)}≤1.5；且铁素体相以面积比率计为95％以上，包含平均粒径小于10nm的Ti、Mo和V的碳化物分散析出，并且该包含Ti、Mo和V的碳化物具有以原子％表示的Ti、Mo、V满足V/(Ti+Mo+V)≥0.3的平均组成”。
专利文献5中公开了“一种加工性优异的高强度钢板，其特征在于，具有如下成分组成：含有C：0.05～0.3质量％、Si：0.01～2.5质量％、Mn：0.5～3.5质量％、P：0.003～0.100质量％、S：0.02质量％以下、Al：0.010～1.5质量％，Si和Al的含量的合计为0.5～3.0质量％，剩余部分由铁和不可避免的杂质构成；该高强度钢板具有如下金属组织：以面积率计含有20％以上的铁素体、10～60％的回火马氏体、0～10％的马氏体，以体积率计含有3～10％的残余奥氏体，回火马氏体的维氏硬度(m)与铁素体的维氏硬度(f)的比(m)/(f)为3.0以下”。
专利文献6中公开了“一种拉伸强度为1180MPa以上的超高强度区域的伸长率以及耐氢脆化特性优异的超高强度钢板，其特征在于，以质量％计含有C：0.06～0.6％、Si+Al：0.5～3％、Mn：0.5～3％、P：0.15％以下(不含0％)、S：0.02％以下(包含0％)，剩余部分：铁和不可避免的杂质，且组织以相对于全部组织的面积率计，含有15～60％的回火马氏体、5～50％的铁素体、5％以上的残余奥氏体以及15～45％的长宽比为3以下的块状马氏体，该块状马氏体中，平均粒径为5μm以下的微细马氏体所占的面积率为30％以上”。
此外，该专利文献6中还公开了一种超高强度钢板的制造方法，是制造上述超高强度钢板的方法，其特征在于，包括如下工序：将满足上述成分的钢以A3点～1100℃的温度加热保持10秒以上后，以30℃/秒以上的平均冷却速度冷却至Ms点以下的温度的工序至少包括2次的工序：以及在(A3点-25℃)～A3点的温度加热保持120～600秒后，以3℃/秒以上的平均冷却速度冷却至Ms点以上且Bs点以下的温度，在该温度区域保持1秒以上的工序。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2004-218025号公报
专利文献2：日本特开2011-195956号公报
专利文献3：日本特开2010-90475号公报
专利文献4：日本特开2008-174802号公报
专利文献5：日本特开2010-275627号公报
专利文献6：专利第4268079号公报
发明内容
专利文献1所记载的高强度钢板中公开了加工性和形状冻结性优异，在专利文献2所记载的高强度薄钢板中公开了伸长率和扩孔性优异，在专利文献3所记载的高强度钢板中公开了在加工性中尤其是延展性和伸长凸缘性优异。然而，所有钢板中均未考虑疲劳特性。
在专利文献4所记载的高屈服比高强度冷轧钢板中，使用了昂贵的元素Mo、V，因此不仅成本高，而且伸长率(EL)低至19％左右。
专利文献5所记载的高强度钢板中例如示出980MPa以上的TS、TS×EL为24000MPa·％左右，与通用材料相比虽然高，但尚不足以应对最近的钢板的要求。
此外，专利文献6所记载的超高强度钢板在其制造工序中需要实施至少3次的退火处理，因此在实机制造中的生产率低。
鉴于上述情况，本发明的目的是提供一种通过铁素体和奥氏体的2相域中的1次的退火处理，构建含有适当量的铁素体和贝氏体铁素体、残余奥氏体的微细的组织，进而，以退火处理后的再加热处理制成含有适当量的回火马氏体的组织，从而能够以高的生产率制造具有780MPa以上的拉伸强度(TS)且不仅延展性优异而且伸长凸缘性、疲劳特性也优异的高强度钢板的方法。
此外，本发明的目的是提供一种通过上述制造方法制造的高强度钢板。
另外，这里所说的高强度钢板也包含表面实施了镀锌处理的高强度镀锌钢板。
此外，根据本发明得到的钢板中，目标特性如下。
·拉伸强度(TS)
780MPa以上
·延展性
TS780MPa级：EL≥34％
TS980MPa级：EL≥27％
TS1180MPa级：EL≥23％
·强度与延展性的平衡
TS×EL≥27000MPa·％
·伸长凸缘性
TS780MPa级：λ≥40％
TS980MPa级：λ≥30％
TS1180MPa级：λ≥20％
这里，极限扩孔率λ(％)＝{(Df-D0)/D0}×100，Df是龟裂产生时的孔径(mm)，D0是初期孔径(mm)。
·疲劳特性
疲劳极限强度≥400MPa且耐久比≥0.40
这里，耐久比是指将疲劳极限强度除以拉伸强度而得的值。
本发明的发明人等为了以高的生产率制造具有780MPa以上的TS且不仅延展性优异而且伸长凸缘性、疲劳特性也优异的钢板而反复进行了深入研究，其结果，发现以下内容。
(1)为了得到具有780MPa以上的拉伸强度(TS)且不仅延展性优异而且伸长凸缘性、疲劳特性也优异的钢板，重要的是适当地调整成分组成，并且含有适当量的铁素体和贝氏体铁素体、残余奥氏体，而且，构建使残余奥氏体和贝氏体铁素体微细地分散的组织。
(2)此外，对于构建这种组织，重要的是适当地控制退火处理条件，并且将退火处理前的钢板组织以马氏体单相组织、贝氏体单相组织或混合有马氏体和贝氏体的组织为主体。
这里，对于不另行进行退火处理而得到这样的退火处理前的钢板组织，重要的是进行适当的坯料加热，并且使热轧条件适当化，尤其是使热轧后的平均卷取温度(CT)低温化。
(3)而且，在热轧后实施冷轧时，重要的是通过降低压下率，不破坏热轧钢板中得到的以马氏体单相组织、贝氏体单相组织或混合有马氏体和贝氏体的组织为主体的组织，使其尽量残留。
(4)另外，对于伸长凸缘性的提高，重要的是制成含有适当量的回火马氏体的组织，为此，重要的是使退火后的冷却停止温度下降，并且在适当的条件下实施再加热处理。
本发明是基于上述发现进一步进行研究后完成的。
即，本发明的主旨构成如下。
1.一种高强度钢板的制造方法，其具有如下工序：
热轧工序，将以质量％计含有C：0.10％～0.35％、Si：0.50％～2.50％、Mn：2.00％以上且小于3.50％、P：0.001％～0.100％、S：0.0001％～0.0200％和N：0.0005％～0.0100％且剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成的钢坯加热至1100℃～1300℃，在精轧出侧温度：800℃～1000℃进行热轧后，以平均卷取温度：200℃～500℃进行卷取，制成热轧钢板；
酸洗处理工序，对上述热轧钢板实施酸洗处理；
退火工序，将上述热轧钢板以740℃～840℃的温度保持10秒～900秒后，以5℃/秒～30℃/秒的平均冷却速度冷却至150℃～350℃的冷却停止温度；以及
再加热处理工序，将上述热轧钢板再加热至大于350℃且550℃以下的温度，在该再加热温度下保持10秒以上。
2.如上述1所述的高强度钢板的制造方法，其进一步具有在上述退火工序前，将上述热轧钢板以小于30％的压下率冷轧而制成冷轧钢板的冷轧工序，
并且，在上述退火工序中，将上述冷轧钢板以740℃～840℃的温度保持10秒～900秒，以5℃/秒～30℃/秒的平均冷却速度冷却至150℃～350℃的冷却停止温度，
在上述再加热处理工序中，将上述冷轧钢板再加热至大于350℃且为550℃以下的温度，在该再加热温度下保持10秒以上。
3.如上述1或2所述的高强度钢板的制造方法，其进一步具有在上述再加热处理工序后，对上述热轧钢板或上述冷轧钢板实施镀锌处理的工序。
4.如上述1～3中任一项所述的高强度钢板的制造方法，其中，上述钢坯以质量％计进一步含有选自Ti：0.005％～0.100％和B：0.0001％～0.0050％中的至少1种。
5.如上述1～4中任一项所述的高强度钢板的制造方法，其中，上述钢坯以质量％计进一步含有选自Al：0.01％～1.00％、Nb：0.005％～0.100％、Cr：0.05％～1.00％、Cu：0.05％～1.00％、Sb：0.002％～0.200％、Sn：0.002％～0.200％、Ta：0.001％～0.100％、Ca：0.0005％～0.0050％、Mg：0.0005％～0.0050％和REM：0.0005％～0.0050％中的至少1种。
6.一种高强度钢板，其具有如下钢组成：以质量％计含有C：0.10％～0.35％、Si：0.50％～2.50％、Mn：2.00％以上且小于3.50％、P：0.001％～0.100％、S：0.0001％～0.0200％和N：0.0005％～0.0100％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成；
并且，具有如下钢组织：以面积率计铁素体和贝氏体铁素体的合计为30％～75％，以面积率计回火马氏体为5％～15％，且以体积率计残余奥氏体为8％以上；
上述残余奥氏体的平均结晶粒径为2μm以下，上述贝氏体铁素体的平均自由程为3μm以下。
7.如上述6所述的高强度钢板，其中，上述钢组成以质量％计进一步含有选自Ti：0.005％～0.100％和B：0.0001％～0.0050％中的至少1种。
8.如上述6或7所述的高强度钢板，其中，上述钢组成以质量％计进一步含有选自Al：0.01％～1.00％、Nb：0.005％～0.100％、Cr：0.05％～1.00％、Cu：0.05％～1.00％、Sb：0.002％～0.200％、Sn：0.002％～0.200％、Ta：0.001％～0.100％、Ca：0.0005％～0.0050％、Mg：0.0005％～0.0050％和REM：0.0005％～0.0050％中的至少1种。
根据本发明，能够以高的生产率制造具有780MPa以上的拉伸强度(TS)且不仅延展性优异而且伸长凸缘性、疲劳特性也优异的高强度钢板。
此外，通过将本发明的制造方法得到的高强度钢板例如应用于汽车结构构件，从而可以实现由车体轻量化所致的燃料消耗改善，产业上的利用价值极大。
具体实施方式
以下，具体地说明本发明。
本发明的制造方法中，将由规定的成分组成构成的钢坯加热，接着实施热轧。此时，重要的是通过使热轧的平均卷取温度(CT)低温化，将热轧板组织以马氏体单相组织、贝氏体单相组织或混合有马氏体和贝氏体的组织为主体。
此外，在热轧后实施冷轧时，通过将压下率控制为极低，不破坏热轧钢板中得到的上述组织而使其尽量残留也很重要。
通过以这种方式将退火处理前的钢板组织以马氏体单相组织、贝氏体单相组织或混合有马氏体和贝氏体的组织为主体，即使在将铁素体和奥氏体的2相域中的退火处理设为1次的情况下，也能含有适当量的铁素体和贝氏体铁素体、残余奥氏体，进而，能够构建使残余奥氏体和贝氏体铁素体微细地分散的组织。
此外，通过使退火后的冷却停止温度下降至350℃以下，在适当的条件下实施再加热处理，可以制成含有适当量回火马氏体的组织。
其结果，能够在高的生产率下制造具有780MPa以上的拉伸强度(TS)且不仅延展性优异而且伸长凸缘性、疲劳特性也优异的高强度钢板。
首先，在以下示出本发明制造方法中的钢的成分组成的限定理由。
另外，成分组成中的单位均为“质量％”，以下，只要没有特别说明则仅以“％”表示。
C：0.10％～0.35％
C是使钢强化时重要的元素，是具有高的固溶强化能力，并且对确保所需量的残余奥氏体而使延展性提高必不可少的元素。
这里，C量小于0.10％时，难以得到必要的量的残余奥氏体。另一方面，若C量大于0.35％，则有可能产生钢板的脆化、延迟破坏。
因此，C量设为0.10％～0.35％，优选设为0.15％～0.30％，更优选设为0.18％～0.26％。
Si：0.50％～2.50％
Si是对将残余奥氏体分解而抑制碳化物的生成有效的元素。此外，铁素体中具有高的固溶强化能力，并且具有从铁素体向奥氏体排出固溶C而使铁素体清洁化、使延展性提高的性质。进而，固溶至铁素体的Si使加工固化能力提高，提高铁素体自身的延展性。为了得到这样的效果，需要将Si量设为0.50％以上。另一方面，若Si量大于2.50％，则异常组织发达，延展性下降。
因此，Si量设为0.50％～2.50％，优选设为0.80％～2.00％，更优选设为1.20％～1.80％。
Mn：2.00％以上且小于3.50％
Mn对确保强度有效。此外，提高淬透性而容易复合组织化。同时，Mn是具有抑制热轧后的冷却过程中的铁素体、珠光体的生成的作用，对将热轧板组织作为低温相变相(贝氏体或马氏体)主体的组织有效的元素。为了得到这样的效果，需要将Mn量设为2.00％以上。另一方面，若将Mn量设为3.50％以上，则板厚方向的Mn偏析变得显著，导致疲劳特性的下降。
因此，Mn量设为2.00％以上且小于3.50％，优选设为2.00％～3.00％，更优选设为2.00％～2.80％。
P：0.001％～0.100％
P具有固溶强化的作用，是可根据所需的强度而添加的元素。此外，由于促进铁素体相变，因此是对复合组织化也有效的元素。为了得到这样的效果，需要将P量设为0.001％以上。另一方面，若P量大于0.100％，则导致焊接性的劣化，并且在对镀锌进行合金化处理时，使合金化速度下降而损害镀锌的品质。
因此，P量设为0.001％～0.100％，优选设为0.005％～0.050％。
S：0.0001％～0.0200％
S在晶界偏析而在热加工时使钢脆化，并且作为硫化物存在而使局部变形能力下降。因此，其量需要设为0.0200％以下。然而，从生产技术上的制约出发，S量需要设为0.0001％以上。
因此，S量设为0.0001％～0.0200％，优选设为0.0001％～0.0050％。
N：0.0005％～0.0100％
N是使钢的耐时效性劣化的元素。尤其是N量大于0.0100％，则耐时效性的劣化变得显著。其量越少越优选，但从生产技术上的制约出发，N量需要设为0.0005％以上。
因此，N量设为0.0005％～0.0100％，优选设为0.0005％～0.0070％。
以上，对基本成分进行了说明，除上述成分以外，可以进一步含有选自Ti和B中的至少1种。尤其是通过含有适当量的Ti和B这两者，可以将热轧板组织更有利地构建为以马氏体单相组织、贝氏体单相组织或混合有马氏体和贝氏体的组织为主体的组织。
Ti：0.005％～0.100％
Ti在热轧时或退火时形成微细的析出物而使强度提高。此外，Ti使N作为TiN析出，因此可以在添加B时抑制BN的析出，有效地体现接下来说明的B的效果。为了得到这样的效果，需要将Ti量设为0.005％以上。另一方面，若Ti量大于0.100％，则析出强化过度地作用，导致延展性的下降。
因此，Ti量优选设为0.005％～0.100％。更优选为0.010％～0.080％。
B：0.0001％～0.0050％
B在热轧后的冷却过程中抑制铁素体·珠光体相变，具有将热轧板组织设为低温相变相(贝氏体、马氏体)、尤其设为马氏体主体的组织的效果。此外，B是对钢的强化也有效的元素。为了得到这种效果，需要将B量设为0.0001％以上。然而，若B大于0.0050％而过量地添加，则马氏体的量变得过大，有可能产生因强度上升而导致的延展性下降。
因此，B量优选设为0.0001％～0.0050％。更优选为0.0005％～0.0030％。
将Mn量除以B量而得的值：2100以下
此外，尤其是在低Mn成分系中，在热轧后的冷却过程中，进行铁素体·珠光体相变，从而热轧板组织容易成为包含铁素体、珠光体的组织。因此，为了充分体现上述B的添加效果，优选将Mn量除以B量而得的值设为2100以下，更优选设为2000以下。另外，将Mn量除以B量而得的值的下限没有特别限定，优选为300左右。
此外，除上述成分组成以外，可以含有选自Al：0.01％～1.00％、Nb：0.005％～0.100％、Cr：0.05％～1.00％、Cu：0.05％～1.00％、Sb：0.002％～0.200％、Sn：0.002％～0.200％、Ta：0.001％～0.100％、Ca：0.0005％～0.0050％、Mg：0.0005％～0.0050％和REM：0.0005％～0.0050％中的至少1种的元素。
Al：0.01％～1.00％
Al是对生成铁素体而提高使强度与延展性的平衡有效的元素。为了得到这样的效果，需要将Al量设为0.01％以上。另一方面，若Al量大于1.00％，则导致表面性状的劣化。
因此，在添加Al时，其含量设为0.01％～1.00％。优选设为0.03％～0.50％。
Nb：0.005％～0.100％
Nb在热轧时或退火时形成微细的析出物而使强度上升。为了得到这样的效果，需要将Nb量设为0.005％以上。另一方面，若Nb量大于0.100％，则成型性下降。
因此，在添加Nb时，其含量设为0.005％～0.100％。
Cr：0.05％～1.00％、Cu：0.05％～1.00％
Cr和Cu不仅作为固溶强化元素发挥作用，而且在退火时的冷却过程中，使奥氏体稳定化，容易复合组织化。为了得到这样的效果，需要将Cr量和Cu量分别设为0.05％以上。另一方面，若Cr和Cu量分别大于1.00％，则成型性下降。
因此，在添加Cr和Cu时，其含量分别设为0.05％～1.00％。
Sb：0.002％～0.200％、Sn：0.002％～0.200％
从抑制因钢板表面的氮化、氧化而产生的钢板表层的数十μm左右的区域的脱碳的观点出发，可以根据需要添加Sb和Sn。若抑制这种氮化、氧化，则对防止钢板表面的马氏体生成量减少以及确保强度有效。为了得到这样的效果，需要将Sb量和Sn量分别设为0.002％以上。另一方面，对于这些任一元素，若大于0.200％而过量地添加，则还导致韧性的下降。
因此，在添加Sb和Sn时，其含量分别设为0.002％～0.200％。
Ta：0.001％～0.100％
Ta与Ti、Nb同样地生成合金碳化物、合金碳氮化物而有助于高强度化。另外，认为通过一部分固溶于Nb碳化物、Nb碳氮化物，生成如(Nb、Ta)(C、N)的复合析出物，可具有如下效果：显著抑制析出物的粗大化，使由析出强化所致的强度的贡献稳定化。这种析出物稳定化的效果可通过将Ta设为0.001％以上而得到。另一方面，即使大于0.100％而过量地添加Ta，析出物稳定化效果也会饱和，并且合金成本也增加。
因此，在添加Ta时，其含量设为0.001％～0.100％。
Ca：0.0005％～0.0050％、Mg：0.0005％～0.0050％、REM：0.0005％～0.0050％
Ca，Mg和REM是在脱氧中使用的元素，并且是对使硫化物的形状球状化、改善硫化物对局部延展性和伸长凸缘性的不良影响有效的元素。为了得到这种效果，需要分别添加0.0005％以上。然而，若Ca、Mg和REM大于0.0050％而过量地添加，则会引起夹杂物等的增加，在钢板表面和内部引起缺陷等。
因此，在添加Ca、Mg和REM时，其含量分别设为0.0005％～0.0050％。
另外，上述以外的成分是Fe和不可避免的杂质。
接着，对本发明的制造方法中的制造条件进行说明。
本发明的高强度钢板的制造方法具有如下工序：热轧工序，将具有上述成分组成的钢坯加热至1100℃～1300℃，在精轧出侧温度：800℃～1000℃进行热轧后，以平均卷取温度：200℃～500℃进行卷取，制成热轧钢板；酸洗处理工序，对热轧钢板实施酸洗处理；冷轧工序，根据需要将热轧钢板以小于30％的压下率冷轧而制成冷轧钢板；退火工序，将热轧钢板或冷轧钢板在740℃～840℃的温度下保持10秒～900秒后，以5℃/秒～30℃/秒的平均冷却速度冷却至150℃～350℃的冷却停止温度；以及再加热处理工序，将热轧钢板或冷轧钢板再加热至大于350℃且550℃以下的温度，在该再加热温度下保持10秒以上。
另外，上述各工序中的精轧温度、平均卷取温度等温度均为钢板表面的温度。此外，平均冷却速度也是基于钢板表面的温度算出的。
以下，对这些制造条件的限定理由进行说明。
钢坯的加热温度：1100℃～1300℃
在钢坯的加热阶段存在的析出物在最终得到的钢板内作为粗大的析出物存在，对强度没有帮助，因此需要使铸造时析出的Ti、Nb系析出物再溶解。
这里，钢坯的加热温度小于1100℃时，存在产生难以充分溶解碳化物，产生由轧制负荷的增大所致的热轧时的故障的危险增大等问题。此外，还需要将坯料表层的气泡、偏析等缺陷剥落，减少钢板表面的龟裂、凹凸，实现平滑的钢板表面。因此，钢坯的加热温度需要设为1100℃以上。
另一方面，在钢坯的加热温度大于1300℃时，伴随着氧化量的增加，氧化皮损失增大。因此，钢坯的加热温度需要设为1300℃以下。
因此，钢坯的加热温度设为1100℃～1300℃。优选为1150℃～1250℃以下。
另外，为了防止宏观偏析，钢坯优选以连续铸造法制造，也可以通过铸锭法、薄坯料铸造法等制造。此外，除了在制造钢坯后临时冷却至室温，其后再度加热的现有法以外，也可以应用不冷却至室温而直接以温片装入加热炉，或在仅进行保热后立即进行轧制的直送轧制·直接轧制等节能工艺。进而，钢坯在通常的条件下通过粗轧制成板料，但在降低加热温度时，从防止热轧时的故障的观点出发，优选在精轧前使用板带加热器等加热板料。
热轧的精轧出侧温度:800℃～1000℃
加热后的钢坯通过粗轧和精轧进行热轧而成为热轧钢板。此时，若精轧出侧温度大于1000℃，则氧化物(氧化皮)的生成量急剧增大，存在基底与氧化物的界面粗糙，酸洗、轧后的表面品质劣化的趋势。此外，若在酸洗后存在一部分热轧氧化皮的残留等，则对延展性产生不良影响。进而，结晶粒径变得过度粗大，疲劳特性下降。
另一方面，在精轧出侧温度小于800℃时，轧制负荷增大，轧制负荷变大或奥氏体的在未再结晶的状态下的压下率变高，异常的集合组织发达，其结果，最终制品中的面内各向异性变得显著，不仅损害材质的均匀性，而且延展性自身也下降。
因此，需要将热轧的精轧出侧温度设为800℃～1000℃。优选设为820℃～950℃。
热轧后的平均卷取温度：200℃～500℃
热轧后的平均卷取温度在本发明的制造方法中极其重要。
即，若热轧后的平均卷取温度大于500℃，则在热轧后的冷却和保持过程中，生成铁素体、珠光体，难以将热轧板组织设为以马氏体单相组织或贝氏体单相组织或混合有马氏体和贝氏体的组织为主体，在退火后得到的钢板中，难以确保所需的延展性和强度与延展性的平衡。另一方面，在热轧后的平均卷取温度小于200℃时，热轧钢板的形状变差，生产率下降。
因此，热轧后的平均卷取温度需要设为200℃～500℃。优选设为300℃～450℃，更优选设为350℃～450℃。
另外，可以在热轧时将粗轧板彼此接合而连续地进行精轧。此外，也可以将粗轧板临时卷取。此外，为了减少热轧时的轧制负荷，可以将精轧的一部分或全部设为润滑轧制。从钢板形状的均匀化、材质的均匀化的观点出发，进行润滑轧制也是有效的。另外，润滑轧制时的摩擦系数优选设为0.10～0.25。
对以这种方式制造的热轧钢板进行酸洗。酸洗能够除去钢板表面的氧化物，因此对确保最终制品的高强度钢板的良好的化成处理性、镀覆品质是重要的。此外，可以进行一次酸洗，也可以分开多次进行酸洗。
冷轧的压下率:小于30％
此外，也可以对热轧钢板实施冷轧，制成冷轧钢板。在实施冷轧时，冷轧的压下率极其重要。
即，压下率为30％以上时，热轧板组织的低温相变相被破坏，在退火后得到的钢板中，难以含有适当量的铁素体和贝氏体铁素体、残余奥氏体并构建微细地分散有残余奥氏体和贝氏体铁素体的组织，延展性、强度与延展性的平衡的确保和良好的疲劳特性的确保变难。
因此，冷轧的压下率设为小于30％。优选为25％以下，更优选为20％以下。此外，对冷轧的压下率的下限没有特别限定，只要大于0％即可。
另外，对轧制道次的次数和各道次的压下率没有特别限定的必要，不论是哪一种均可发挥本发明的效果。
退火温度：740℃～840℃
退火温度小于740℃时，退火中无法确保足够的量的奥氏体。因此，最终无法确保所需量的残余奥氏体而难以确保良好的延展性和强度与延展性的平衡。另一方面，若退火温度大于840℃，则成为奥氏体单相的温度区域，因此最终无法生成所需量的微细的残余奥氏体，仍然难以确保良好的延展性和强度与延展性的平衡。
因此，退火温度设为740℃～840℃。优选为750℃～830℃。
退火处理的保持时间：10秒～900秒
在退火处理的保持时间小于10秒时，在退火中无法确保足够的量的奥氏体。因此，最终无法确保所需量的残余奥氏体而难以确保良好的延展性和强度与延展性的平衡。另一方面，若退火处理的保持时间大于900秒，则由于晶粒的粗大化，最终无法生成所需量的微细的残余奥氏体，难以确保良好的延展性和强度与延展性的平衡。此外，也会阻碍生产率。
因此，退火处理的保持时间设为10秒～900秒。优选为30秒～750秒，更优选为60秒～600秒。
到150℃～350℃的冷却停止温度为止的平均冷却速度：5℃/秒～30℃/秒
到150℃～350℃的冷却停止温度为止的平均冷却速度小于5℃/秒时，在冷却中生成大量的铁素体，难以确保所需的强度。另一方面，若大于30℃/秒，则过度地生成低温相变相，延展性下降。
因此，到150℃～350℃的冷却停止温度为止的平均冷却速度设为5℃/秒～30℃/秒。优选为10℃/秒～30℃/秒。
另外，这种情况的冷却优选为气体冷却，但也可以组合使用炉冷、雾冷却、辊冷却、水冷等而进行。
此外，在冷却停止温度大于350℃时，该停止温度成为高于马氏体相变开始点(Ms点)的温度区域，因此即使进行其后的再加热处理，也无法生成回火马氏体，在最终组织中，残留硬质的新鲜马氏体(没有受到回火的马氏体)，其结果，扩孔性(伸长凸缘性)下降。另一方面，在冷却停止温度小于150℃时，大量的奥氏体相变为马氏体，最终无法确保所需量的残余奥氏体，难以确保良好的延展性和强度与延展性的平衡。
因此，冷却停止温度设为150℃～350℃。优选设为180℃～320℃。
再加热温度：大于350℃且为550℃以下
在再加热温度大于550℃时，产生残余奥氏体的分解，最终无法确保所需量的残余奥氏体，难以确保良好的延展性和强度与延展性的平衡。另一方面，在加热温度为350℃以下时，无法确保所需量的回火马氏体，难以确保扩孔性(伸长凸缘性)。
因此，再加热温度设为大于350℃且550℃以下。优选为370℃～530℃。
再加热温度下的保持时间：10秒以上
再加热温度下的保持时间小于10秒时，向奥氏体进行C浓化的时间变得不充分，最终难以确保所需量的残余奥氏体。因此，再加热温度下的保持时间设为10秒以上。
另一方面，即使使其滞留大于600秒，残余奥氏体量也不会增加，无法确认延展性的显著的提高而成为饱和趋势。因此，再加热温度下的保持时间优选为600秒以下。
更优选为30秒～500秒，进一步优选为60秒～400秒。
另外，保持后的冷却没有必要特别规定，通过任意的方法冷却至所需的温度即可。
此外，也可以对以上述方式得到的钢板实施熔融镀锌处理等镀锌处理。
例如，在实施熔融镀锌处理时，将实施了上述退火处理的钢板在440℃～500℃的镀锌浴中浸渍，实施熔融镀锌处理，其后，通过气体擦拭等来调整镀覆附着量。熔融镀锌优选使用Al量为0.10％～0.22％的镀锌浴。此外，在实施镀锌的合金化处理时，熔融镀锌处理后在470℃～600℃的温度区域实施镀锌的合金化处理。若在大于600℃的温度下进行合金化处理，则有时未相变奥氏体相变为珠光体，无法确保所需的残余奥氏体的体积率而延展性下降。因此，在进行镀锌的合金化处理时，优选在470℃～600℃的温度区域实施镀锌的合金化处理。此外，也可以实施电镀锌处理。
而且，在实施热处理后的表皮光轧时，其压下率优选为0.1％～1.0％的范围。在小于0.1％时效果小，控制也困难，因此其成为良好范围的下限。此外，若大于1.0％，则生产率显著下降，因此将其作为良好范围的上限。
另外，表皮光轧可以在线进行，也可以离线进行。此外，可以一次性进行目标压下率的表皮光轧，也可以分开数次进行。其它的制造方法的条件没有特别限定，从生产率的观点出发，上述的退火、熔融镀锌、镀锌的合金化处理等一连串的处理优选在作为熔融镀锌线的CGL(Continuous Galvanizing Line)进行。熔融镀锌后，为了调整镀覆的单位面积质量，可进行擦拭。
接着，对通过本发明的制造方法制造的钢板的微观组织进行说明。
铁素体和贝氏体铁素体的面积率的合计：30％～75％
通过本发明的制造方法制造的高强度钢板由在以延展性丰富的软质的铁素体为主体的组织中分散有主要承担延展性的残余奥氏体、进一步优选分散有承担强度的少量的马氏体的复合组织而构成。此外，贝氏体铁素体与铁素体和残余奥氏体/马氏体邻接而生成，缓和铁素体与残余奥氏体以及铁素体与马氏体的硬度差，抑制在扩孔试验时产生的龟裂、在疲劳试验时产生的疲劳龟裂。
这里，为了确保充分的延展性，需要将铁素体和贝氏体铁素体的面积率的合计设为30％以上。另一方面，为了确保强度，需要将铁素体和贝氏体铁素体的面积率的合计设为75％以下。为了确保更良好的延展性，铁素体和贝氏体铁素体的面积率的合计优选为35％～70％。
此外，如上所述，贝氏体铁素体与铁素体和残余奥氏体/马氏体邻接而生成，具有缓和铁素体与残余奥氏体以及铁素体与马氏体的硬度差，抑制在扩孔试验时产生的龟裂、在疲劳试验时产生的疲劳龟裂的效果，因此对确保更良好的扩孔性和疲劳特性是有效的。因此，贝氏体铁素体的面积率优选设为5％以上。另一方面，为了稳定地确保强度，贝氏体铁素体的面积率优选设为25％以下。
另外，这里所说的贝氏体铁素体是指在740℃～840℃的温度下的退火后向600℃以下冷却和保持过程中生成的铁素体，与通常的铁素体相比是位错密度高的铁素体。
此外，作为铁素体的形态，针状铁素体为主体，而且也可以包含多边形铁素体、未再结晶铁素体。然而，为了确保良好的延展性，多边形铁素体的面积率优选为20％以下，未再结晶铁素体的面积率优选为5％以下。另外，多边形铁素体和未再结晶铁素体的面积率也可以分别为0％。
此外，铁素体和贝氏体铁素体的面积率可以是在将与钢板的轧制方向平行的板厚断面(L断面)研磨后，以3vol.％硝酸乙醇腐蚀，对板厚1/4位置(相当于从钢板表面起在深度方向板厚的1/4的位置)使用SEM(扫描型电子显微镜)以2000倍的倍率观察10个视野，使用所得的组织图像，利用Media Cybernetics公司的Image-Pro算出10个视野的铁素体和贝氏体铁素体的面积率，将这些值平均而求出的。
另外，上述组织图像中，铁素体和贝氏体铁素体呈现灰色的组织(基底组织)，残余奥氏体、马氏体呈现白色的组织。
而且，铁素体和贝氏体铁素体的识别通过EBSD(电子射线后方散射衍射法)测定而进行。即，将包含晶界角度小于15°的亚晶界的晶粒(相)判断为贝氏体铁素体，求出其面积率而设为贝氏体铁素体的面积率。此外，铁素体的面积率可以通过从上述灰色的组织的面积率减去贝氏体铁素体的面积率而算出。
回火马氏体的面积率：5％～15％
为了确保良好的扩孔性(伸长凸缘性)，回火马氏体的面积率需要设为5％以上。为了确保更良好的扩孔性(伸长凸缘性)，回火马氏体的面积率优选为8％以上。另一方面，若回火马氏体的面积率大于15％，则难以确保足够的量的残余奥氏体。其结果，难以确保良好的延展性和强度与延展性的平衡，因此回火马氏体的面积率需要设为15％以下。
这里，回火马氏体能够通过马氏体内是否含有渗碳体或残余奥氏体来识别(马氏体内含有渗碳体或残余奥氏体的马氏体为回火马氏体)。此外，回火马氏体的面积率可以在将钢板的L断面研磨后，以3vol.％硝酸乙醇腐蚀，对板厚1/4位置使用SEM以2000倍的倍率观察10个视野，使用所得的组织图像使用Media Cybernetics公司的Image-Pro算出10个视野，将这些值平均而求出。
残余奥氏体的体积率：8％以上
为了确保良好的延展性和强度与延展性的平衡，残余奥氏体的体积率需要设为8％以上。为了确保更良好的延展性和强度与延展性的平衡，残余奥氏体的体积率优选为10％以上。另外，残余奥氏体的体积率的上限没有特别限定，为35％左右。
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，通过该板厚1/4面的衍射X射线强度而求出。入射X射线是使用MoKα射线，求出残余奥氏体的{111}、{200}、{220}、{311}面的峰的积分强度相对于铁素体的{110}、{200}、{211}面的峰的积分强度的全部12种组合的强度比，将这些平均值作为残余奥氏体的体积率。
残余奥氏体的平均结晶粒径：2μm以下
残余奥氏体的晶粒的微细化有助于钢板的延展性和疲劳特性的提高。因此，为了确保良好的延展性和疲劳特性，需要将残余奥氏体的平均结晶粒径设为2μm以下。为了确保更良好的延展性和疲劳特性，优选将残余奥氏体的平均结晶粒径设为1.5μm以下。此外，对下限没有特别限定，为0.1μm左右。
另外，残余奥氏体的平均结晶粒径可以是使用TEM(透射型电子显微镜)以15000倍的倍率观察20个视野，使用所得的组织图像利用上述Image-Pro求出各个残余奥氏体晶粒的面积，算出等效圆直径，将这些值平均而求出。
贝氏体铁素体的平均自由程：3μm以下
贝氏体铁素体的平均自由程极其重要。即，贝氏体铁素体是在740℃～840℃的温度区域的退火后的600℃以下的冷却和保持过程中生成的。这里，贝氏体铁素体与铁素体和残余奥氏体邻接而生成，具有缓和铁素体与残余奥氏体的硬度差而抑制疲劳龟裂的产生、龟裂传播的效果。因此，贝氏体铁素体为致密的分散状态，即，贝氏体铁素体的平均自由程小则有利。
这里，为了确保良好的疲劳特性，需要将贝氏体铁素体的平均自由程设为3μm以下。为了确保更良好的疲劳特性，优选将贝氏体铁素体的平均自由程设为2.5μm以下。此外，对下限没有特别限定，为0.5μm左右。
另外，贝氏体铁素体的平均自由程(LBF)可以通过下式算出。
LBF：贝氏体铁素体的平均自由程(μm)
dBF：贝氏体铁素体的平均结晶粒径(μm)
f：贝氏体铁素体的面积率(％)÷100
这里，贝氏体铁素体的平均结晶粒径可以通过将用EBSD(电子射线后方散射衍射法)测定而算出的测定范围内的贝氏体铁素体的面积除以测定范围内的贝氏体铁素体的晶粒的个数而求出晶粒的平均面积，算出等效圆直径而求出。
另外，在根据本发明的微观组织中，除了铁素体和贝氏体铁素体、回火马氏体、残余奥氏体以外，也可以含有马氏体、珠光体、渗碳体等碳化物以及其它作为钢板的组织而公知的组织，只要以面积率计为15％以下，则不会损害本发明的效果。
实施例
将具有表1所示的成分组成且剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成的钢以转炉熔炼，以连续铸造法制成钢坯。将所得的钢坯在表2所示的条件下加热而热轧后，实施酸洗处理，在表2所示的No.1、3～6、8、9、12、14、16～19、21、24、26、29、31、33、35、37、38、40、42、43、47、50、51、53、56、60中，不实施冷轧而在表2所示的条件下实施退火处理而得到高强度热轧钢板(HR)。此外，在表2所示的No.2、7、10、11、13、15、20、22、23、25、27、28、30、32、34、36、39、41、44～46、48、49、52、54、55、57～59、61中，在冷轧后在表2所示的条件下实施退火处理而得到高强度冷轧钢板(CR)。进而，对一部分钢板实施镀锌处理而制成熔融镀锌钢板(GI)、合金化熔融镀锌钢板(GA)、电镀锌钢板(EG)。
另外，作为熔融镀锌浴，在GI中使用含有Al：0.19质量％的锌浴，在GA中使用含有Al：0.14质量％的锌浴，浴温设为465℃。镀覆附着量设为每单面当中为45g/m2(两面镀覆)，GA中将镀覆层中的Fe浓度设为9质量％～12质量％。
另外，表1中的Ac1相变点(℃)使用以下式求出。
Ac1相变点(℃)＝751-16×(％C)+11×(％Si)-28×(％Mn)-5.5×(％Cu)+13×(％Cr)
其中，(％X)表示元素X的钢中含量(质量％)。
[表2-1]
下线部：表示适当范围外。
*HR：冷轧钢板(无镀覆)、CR：冷轧钢板(无镀覆)、
GI：熔融镀锌钢板(无镀锌的合金化处理)GA：合金化熔融镀锌钢板、EG：电镀锌钢板
[表2-2]
下线部：表示适当范围外。
*HR：冷轧钢板(无镀覆)、CR：冷轧钢板(无镀覆)、
GI：熔融镀锌钢板(无镀锌的合金化处理)GA：合金化熔融镀锌钢板、EG：电镀锌钢板
对如此得到的高强度热轧钢板(HR)、高强度冷轧钢板(CR)、熔融镀锌钢板(GI)、合金化熔融镀锌钢板(GA)、电镀锌钢板(EG)等进行组织观察、拉伸试验、扩孔试验和疲劳试验。
这里，拉伸试验是使用以拉伸试验片的长边与钢板的轧制方向垂直(C方向)的方式提取样品的JIS5号试验片，按照JIS Z 2241(2011年)进行，测定TS(拉伸强度)和EL(总伸长率)。
这里，将TS780MPa级：EL≥34％、TS980MPa级：EL≥27％、TS1180MPa级：EL≥23％且TS×EL≥27000MPa·％的情况判断为良好。
此外，扩孔试验按照JIS Z 2256(2010年)进行。将以上述方式得到的各钢板切断为100mm×100mm，以间隙12％±1％冲裁成直径10mm的孔。其后，利用内径75mm的模口以折皱压力：8ton(7.845kN)挤压这些钢板，在该状态下将60°圆锥的冲头压入穴中，测定龟裂产生时的孔径(龟裂产生极限中的孔直径)。由测定的龟裂产生时的孔径通过下式求出极限扩孔率λ(％)，评价扩孔性。
极限扩孔率λ(％)＝{(Df-D0)/D0}×100
这里，Df是龟裂产生时的孔径(mm)，D0是初期孔径(mm)。
另外，这里，将TS780MPa级：λ≥40％、TS980MPa级：λ≥30％、TS1180MPa级：λ≥20％的情况判定为良好。
而且，疲劳试验是以疲劳试验片的长边方向与钢板的轧制方向垂直的方式提取样品，按照JIS Z 2275(1978年)，在交变应力(应力比：-1)、频率：20Hz的条件下进行平面弯曲疲劳试验。
交变应力平面弯曲疲劳试验中，对直至107次循环为止未观察到断裂的应力进行测定，将该应力作为疲劳极限强度。
另外，算出将疲劳极限强度除以拉伸强度TS而得的值(耐久比)。另外，这里，将疲劳极限强度≥400MPa且耐久比≥0.40的情况判断为疲劳特性良好。
另外，在制造钢板时，对生产率以及热轧和冷轧时的通板性、最终的退火后得到的钢板(以下也称为最终退火板)的表面性状进行评价。
这里，对于生产率，根据
(1)产生热轧钢板的形状不良时、
(2)为了进行接下来的工序而需要热轧钢板的形状矫正时、
(3)退火处理的保持时间长时、
(4)等温淬火保持时间(退火处理的在再加热温度区域的保持时间)长时，
等准备时间成本，将不符合(1)～(4)中任一项的情况判断为“高”，将仅符合(4)的情况判断为“中”，将符合(1)～(3)中任一项的情况判断为“不良”。
此外，对于热轧的通板性，将由轧制负荷的增大所致的轧制时的故障产生的危险增大的情况判断为不良。
同样地，对于冷轧的通板性，也将由轧制负荷的增大所致的轧制时的故障产生的危险增大的情况判断为不良。
进而，对于最终退火板的表面性状，将不能消除坯料表层的气泡、偏析等缺陷，钢板表面的龟裂、凹凸增大，无法得到平滑的钢板表面的情况判断为不良。此外，对于氧化物(氧化皮)的生成量急剧增大，基底与氧化物的界面粗糙，酸洗、冷轧后的表面品质劣化的情况或酸洗后一部分存在热轧氧化皮的残留等的情况，也判断为不良。
另外，对于组织观察，通过上述方法进行。
将这些结果示于表3和表4。
[表3-1]
下线部：表示适当范围外。
F：铁素体、BF：贝氏体铁素体、RA：残留奥氏体、
M：马氏体、TM：回火马氏体、P：珠光体、θ：渗碳体
[表3-2]
下线部：表示适当范围外。
F：铁素体、BF：贝氏体铁素体、RA：残留奥氏体、
M：马氏体、TM：回火马氏体、P：珠光体、θ：渗碳体
[表4-1]
[表4-2]
在本发明例中，可知均能以高的生产率制造TS为780MPa以上且不仅延展性优异而且扩孔性(伸长凸缘性)、疲劳特性优异的高强度钢板。此外，本发明例中，热轧和冷轧的通板性以及最终退火板的表面性状也均优异。
另一方面，比较例中，拉伸强度、延展性、强度与延展性的平衡、扩孔性(伸长凸缘性)、疲劳特性、生产率中的至少一个以上变差。

Claims (3)

1.一种高强度钢板，具有如下钢组成：
以质量％计含有C：0.10％～0.35％、Si：0.50％～2.50％、Mn：2.00％以上且小于3.50％、P：0.001％～0.100％、S：0.0001％～0.0200％和N：0.0005％～0.0100％，剩余部分为Fe和不可避免的杂质；
并且，具有如下钢组织：
以面积率计铁素体和贝氏体铁素体的合计为30％～75％，以面积率计回火马氏体为5％～15％，且以体积率计残余奥氏体为8％以上；
所述残余奥氏体的平均结晶粒径为2μm以下，所述贝氏体铁素体的平均自由程为3μm以下。
2.如权利要求1所述的高强度钢板，其中，所述钢组成进一步以质量％计含有选自Ti：0.005％～0.100％和B：0.0001％～0.0050％中的至少1种。
3.如权利要求1或2所述的高强度钢板，其中，所述钢组成以质量％计进一步含有选自Al：0.01％～1.00％、Nb：0.005％～0.100％、Cr：0.05％～1.00％、Cu：0.05％～1.00％、Sb：0.002％～0.200％、Sn：0.002％～0.200％、Ta：0.001％～0.100％、Ca：0.0005％～0.0050％、Mg：0.0005％～0.0050％和REM：0.0005％～0.0050％中的至少1种。
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