CN108699653A

CN108699653A - 高强度钢板以及其制造方法

Info

Publication number: CN108699653A
Application number: CN201780013822.5A
Authority: CN
Inventors: 池田宗朗; 粕谷康二; 村田忠夫; 齐藤贤司; 村上俊夫; 二村裕; 二村裕一
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2016-02-29
Filing date: 2017-02-08
Publication date: 2018-10-23
Anticipated expiration: 2037-02-08
Also published as: EP3412786A4; CN108699653B; JP2017155327A; US20190085426A1; MX2018010446A; EP3412786B1; KR20180120712A; EP3412786A1; KR102174562B1; JP6749818B2

Abstract

本发明一个方面涉及一种高强度钢板，其为具有指定的成分组成的钢板，该钢板的金属组织包含多边形铁素体、贝氏体、回火马氏体和残留奥氏体，以扫描型电子显微镜观察所述金属组织时，相对于金属组织整体，满足多边形铁素体：10～50面积％、贝氏体：10～50面积％、和回火马氏体：10～80面积％，以X射线衍射法对所述金属组织进行测定时，相对于金属组织整体，满足残留奥氏体：5.0体积％以上、碳浓度为1.0质量％以下的残留奥氏体：3.5体积％以上、和碳浓度为0.8质量％以下的残留奥氏体：2.4体积％以下。

Description

高强度钢板以及其制造方法

技术领域

本发明涉及高强度钢板、以及其制造方法。详细而言，涉及室温下的加工性优异并且在100～350℃的温热下进行加工时的成型负荷与在室温下进行加工时的成型负荷相比格外降低的拉伸强度为980MPa以上的高强度钢板、以及其制造方法。

背景技术

对于汽车的结构部件等中所使用的钢板，为了实现乘客的碰撞安全性和油耗改善而要求980MPa以上的高强度。另一方面，钢板通常在室温下成型为部件形状，为了该成型而实施冲压加工。因此，对于钢板而言，要求冲压加工性(以下有时简称为加工性。)良好。

作为兼具强度和加工性的钢板，已知有TRIP(Transformation InducedPlasticity；相变感生塑性)钢板(例如专利文献1)。TRIP钢板是含有准稳态奥氏体(以下有时称为残留奥氏体，有时记作残留γ。)的钢板，当钢板承受应力而变形时相变为马氏体，由此具有促进变形部的硬化并防止应变集中的效果，据此均匀变形能力提高，发挥良好的延伸率。如此，TRIP钢板的延伸率良好，但是由于钢板本身的强度高，因此冲压加工时的成型负荷大，对冲压机的负荷变得过大。因此，根据部件形状，有时不能采用TRIP钢板。故此，期望降低对冲压机的负荷，减小冲压加工时的成型负荷。即推荐以下方式：冲压加工时为低强度，在冲压加工后的使用中变为高强度。

作为减小冲压加工时的成型负荷的方法，可以想到：将钢板加热到例如100℃～A₁点左右并进行冲压成型的方法。通常，通过加热钢板可以减小变形阻力，因此能够减小冲压加工时的成型负荷。

作为通过加热钢板并进行成型来减小冲压加工时的成型负荷的技术，已知有专利文献2、3中记载的技术。

专利文献2中记载了一种高张力薄钢板，温成型性以及形状固定性优异，拉伸强度为450MPa以上，并且适合于加热到350℃～A₁点的温度范围并进行冲压成型的加工方法。该高张力薄钢板满足：指定的成分组成；450℃时的拉伸强度与室温时的拉伸强度之比为0.7以下；钢的晶体组织的马氏体相的体积率为10％以上且80％以下；分散状态的马氏体相各自的平均直径为8μm以下；而且，在马氏体以外的组织中，铁素体相的体积率最大。上述专利文献2中记载的高张力薄钢板在150℃时的拉伸强度的降低程度小，为了得到充分的成型时负荷降低效果，结果需要加热到350℃～A₁点的温度范围之后进行冲压成型。但是，当加热到如此高的温度时，钢板的表面状态因氧化而受损，并且用于加热钢板的能量增大。

专利文献3中记载了一种高强度钢板，其在150～250℃下的温成型时强度充分下降，另一方面，成型后在室温下使用时，能够确保980MPa以上的高强度。该高强度钢板以相对于全部组织的面积率计含有5～20％的残留奥氏体，该残留奥氏体的C浓度(Cγ_R)被控制在0.5～1.0质量％。

但是，根据上述结构部件等的形状，有时不仅实施温冲压，除了温热下的冲压成型以外还在室温下实施冲压成型。因此，对于上述部件等中所使用的钢板，还要求室温下的加工性优异。

上述专利文献3中记载的高强度钢板的加热温度为150～250℃，因此不会产生上述专利文献2中记载的高张力薄钢板所发生的问题，但上述专利文献3中并未考虑室温下的加工性。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本专利公报第5728115号

专利文献2：日本专利公开公报特开2003-113442号

专利文献3：日本专利公开公报特开2013-181184号

发明内容

本发明是鉴于上述问题而作出的发明，其目的在于提供一种在室温下的加工性(尤其，延伸率和扩孔性)优异并且能够降低在100～350℃的温热下进行加工时的成型负荷的拉伸强度为980MPa以上的高强度钢板、以及该高强度钢板的制造方法。

本发明一个方面涉及高强度钢板，其为以质量％计满足C：0.10～0.5％、Si：1.0～3％、Mn：1.5～3％、P：超过0％且0.1％以下、S：超过0％且0.05％以下、Al：0.005～1％、和N：超过0％且0.01％以下，并且余部由铁和不可避免的杂质构成的钢板，其中，(1)该钢板的金属组织包含多边形铁素体、贝氏体、回火马氏体和残留奥氏体，(2)以扫描型电子显微镜观察所述金属组织时，相对于金属组织整体，满足多边形铁素体：10～50面积％、贝氏体：10～50面积％、和回火马氏体：10～80面积％，(3)以X射线衍射法对所述金属组织进行测定时，相对于金属组织整体，满足残留奥氏体：5.0体积％以上、碳浓度为1.0质量％以下的残留奥氏体：3.5体积％以上、和碳浓度为0.8质量％以下的残留奥氏体：2.4体积％以下。

本发明的上述目的、特征以及其它的目的、特征及优点通过以下的详细记载以及附图将变得更为明了。

附图说明

图1是示意性示出通过X射线衍射法测定出的残留γ的衍射峰的图。

图2是用于说明选自由残留奥氏体和碳化物构成的组中的至少1种相连的形态的示意图。

图3A是用于说明贝氏体和回火马氏体的分布状态的示意图。

图3B是用于说明贝氏体和回火马氏体的分布状态的示意图。

图4是示出制造本发明的高强度钢板时的退火模式的示意图。

具体实施方式

以下对本发明的实施方式进行说明，但本发明不受这些实施方式限定。

首先，对本发明的实施方式的高强度钢板的金属组织进行说明。

上述高强度钢板的金属组织为含有多边形铁素体、贝氏体、回火马氏体和残留奥氏体的混合组织。

并且，就上述高强度钢板的金属组织而言，重要的是，

(A)用扫描型电子显微镜观察上述金属组织时，相对于金属组织整体，满足

多边形铁素体：10～50面积％、

贝氏体：10～50面积％、和

回火马氏体：10～80面积％，

(B)用X射线衍射法对上述金属组织进行测定时，相对于金属组织整体，满足

残留奥氏体：5.0体积％以上、

碳浓度为1.0质量％以下的残留奥氏体：3.5体积％以上、和

碳浓度为0.8质量％以下的残留奥氏体：2.4体积％以下。

首先对表征本发明的上述(B)的要件进行说明，然后对上述(A)的要件进行说明。

[残留γ]

残留γ是通过TRIP效应提高均匀变形能力，从而确保良好的延伸率所需要的组织。另外，残留γ是为了确保强度也需要的组织。

为了使上述高强度钢板发挥这样的效果，相对于金属组织整体，将残留γ的体积率(以下有时记作Vγ_R。)设为5.0％以上，优选设为8％以上，更优选设为10％以上。但是，当残留γ的生成量过多时，扩孔率λ下降，不能够改善室温下的加工性。因此，就上述高强度钢板而言，残留γ的体积率Vγ_R相对于金属组织整体优选设为30％以下，更优选设为25％以下。

上述残留γ有时在板条之间生成，有时也在板条状组织的集合体，例如在板条块或板条束等或者旧γ晶界上作为新鲜马氏体与残留γ复合成的MA混合相的一部分呈块状存在。MA是马氏体-奥氏体结构(Martensite-Austenite Constituen)之略。

上述残留γ的体积率Vγ_R为用X射线衍射法测定出的值。

就上述高强度钢板而言，特别重要的是，当用X射线衍射法对金属组织进行测定时，相对于金属组织整体，满足：碳浓度为1.0质量％以下的残留奥氏体的体积率[以下有时记作Vγ_R(C≦1.0％)。]为3.5％以上；碳浓度为0.8质量％以下的残留奥氏体的体积率[以下有时记作Vγ_R(C≦0.8％)。]为2.4％以下。即，如以下所说明那样，重要的是合适地生成碳浓度超过0.8质量％且1.0质量％以下的残留γ。

首先，对通过将碳浓度为1.0质量％以下的残留γ的体积率设为指定值以上来能够充分降低温热下的负荷这一点，进行说明。

作为温成型时的负荷降低的指标，如上述专利文献3所示那样可以使用ΔTS，即室温下的拉伸强度(以下有时记作室温TS。)减去温热下的拉伸强度(以下有时记作温TS。)而得的值(室温TS－温TS)。可以说：ΔTS越大，则温热下的负荷越充分降低。

为了增大上述ΔTS的值，可以想到利用如下内容的方法，即：

(1)通过提高加工温度，来降低变形阻力；以及

(2)残留γ在室温下不稳定因而会使拉伸强度TS提高，但是，在温热下稳定，从而不会使拉伸强度TS提高。

并且本发明人发现：上述(1)与材料无关，因此，为了得到ΔTS更大的钢板，使上述(2)所示的残留γ存在的方法是有效的；以及，为此可以积极地生成碳浓度低的残留γ，具体而言，使碳浓度为1.0质量％以下的残留γ的体积率Vγ_R(C≦1.0％)相对于金属组织整体为3.5质量％以上。Vγ_R(C≦1.0％)优选为4.0体积％以上，更优选为4.5体积％以上。Vγ_R(C≦1.0％)的上限没有特别限定，Vγ_R(C≦1.0％)的最大值与钢板所包含的残留γ的体积率相等。Vγ_R(C≦1.0％)优选为10体积％以下，更优选为8体积％以下。

如上所述，本发明人获知：通过积极地生成碳浓度为1.0质量％以下的残留γ，来能够降低温热下的成型负荷。但是，本发明人还获知：若生成较多的碳浓度过低的残留γ，则在室温下进行扩孔加工时，残留γ会在初期相变为硬质的新鲜马氏体(FM)，形成应变集中的位置，扩孔率λ显著下降，室温下的加工性劣化。因此，为了通过提高扩孔率λ来改善室温下的加工性时，需要抑制碳浓度过低的残留γ的生成。

基于这样的观点，本发明人对残留γ的碳浓度与室温下的加工性的关系进行了研究，结果发现：将碳浓度为0.8质量％以下的残留γ的体积率Vγ_R(C≦0.8％)相对于金属组织整体设为2.4体积％以下即可。Vγ_R(C≦0.8％)优选为2.3体积％以下，更优选为2.2体积％以下，进一步优选为2.1体积％以下。Vγ_R(C≦0.8％)优选尽量少，最优选为0体积％。

如上所述，通过将Vγ_R(C≦1.0％)设为3.5体积％以上，来能够增大ΔTS，从而能够使温热下的成型负荷与室温下的成型负荷相比降低，此外，通过将Vγ_R(C≦0.8％)控制为2.4体积％以下，来能够使室温下进行扩孔加工时的扩孔率λ增大，从而能够改善室温下的加工性。

需要说明的是，本发明人已经确认：碳浓度超过1.0质量％的残留γ在室温和温热下均稳定，因此对ΔTS和室温下的扩孔率λ的影响小。

在此，对现有技术与本发明的关系进行说明。

将残留γ的稳定度由残留γ的碳浓度来控制之想法是此前已知的。并且，例如上述专利文献3所示，通过将残留γ的碳浓度的平均值控制在指定的范围来降低在150～250℃下成型时的强度的技术也是已知的。

与此相对，本发明在并非着眼于残留γ的平均碳浓度而是着眼于各个残留γ的碳浓度、并且积极地生成碳浓度超过0.8质量％且1.0质量％以下的残留γ方面，与现有技术是截然不同的。即，本发明人发现了如下见解：即使残留γ的生成量相同并且残留γ的碳浓度的平均值也相同，如果碳浓度为0.8质量％以下的残留γ的生成量和碳浓度为1.0质量％以下的残留γ的生成量不同则所得到的特性也会大幅变化。

对上述专利文献3再附带说一句，上述专利文献3所公开的钢板所包含的残留γ的碳浓度的平均值非常低，因此预测碳浓度为0.8质量％以下的残留γ的生成量相当多，在此基础上所构成的组织也不同。

其次，对相对于金属组织整体的残留γ的体积率(Vγ_R)、残留γ的平均碳浓度(以下有时记作％C_avg。)以及残留γ的碳浓度分布各自的测定方法，进行说明。

关于残留γ的体积率和残留γ的平均碳浓度而言，在磨削到钢板的1/4厚度后进行化学研磨，然后利用X射线衍射法进行测定。测定原理可以参照ISIJ Int.第.33卷，1933年，第7号，第776页。需要说明的是，该X射线衍射法使用了株式会社理学(RigakuCorporation)制X射线衍射装置(RINT-1500)作为X射线衍射装置，并且使用了Co-Kα射线作为X射线。

关于残留γ的碳浓度的分布而言，使用由上述X射线衍射装置测定出的(200)_γ、(220)_γ以及(311)_γ这3个衍射峰以如下方式来求出了。

首先，如图1的示意图所示，分别对(200)_γ、(220)_γ以及(311)_γ这3个衍射峰求出了衍射强度达到最大的2θ(2θ_avg(hkl))和其半值宽度Δ2θ(hkl)。在此，(hkl)是指(200)、(220)或(311)(以下同样。)。需要说明的是，图1是示意性示出利用X射线衍射法测定出的残留γ的衍射峰的图。

接着，采用布拉格条件：λ_B＝2dsinθ(d：晶格面间隔；λ_B：Co-Kα射线的波长)由上述2θ_avg(hkl)通过下述式(1)求出了d(hkl)。

d(hkl)＝λ_B/{2sin(2θ_avg(hkl)/2)} (1)

其后，通过下述式(2)求出晶格常数a₀(hkl)，对它们3个的晶格常数a₀(hkl)进行算术平均，求出了晶格常数a₀。

a₀(hkl)＝d(hkl)√(h²+k²+l²) (2)

然后，使用下述式(3)求出了碳浓度％C_avg(单位：质量％)。

％C_avg＝(1/0.033)×(a₀－3.572) (3)

其次，通过以下步骤求出了残留γ的碳浓度分布的半值宽度Δ％C。

首先，用下述式(4)和式(5)求出了各峰的衍射角度2θ(hkl)的半值宽度Δ2θ(hkl)的上下限处的衍射角度(参照图1)。

2θ_L(hkl)＝2θ_avg(hkl)－Δ2θ(hkl)/2 (4)

2θ_H(hkl)＝2θ_avg(hkl)+Δ2θ(hkl)/2 (5)

在此，分别使用上述2θ_L(hkl)和2θ_H(hkl)，通过与上述同样的步骤并采用布拉格条件和上述式(1)～式(3)来求出了碳浓度分布的半值宽度的上下限值％C_L和％C_H。其后，用下述式(6)求出了碳浓度分布的半值宽度Δ％C。

Δ％C＝％C_H－％C_L (6)

其后，假设碳浓度分布为正态分布，按照以下方式，由上述半值宽度Δ％C来计算了标准偏差σ％C。即，正态分布的概率密度函数f(x)通过用平均值u和标准偏差σ由下述式(7)来可以表示。

f(x)＝{1/√(2πσ²)}×exp{-(x－u)²/(2σ²)} (7)

平均值的概率f(u)通过将x＝u代入上述式(7)中从而由下述式(8)来可以求出。

f(u)＝1/√(2πσ²) (8)

其后，从平均值u＝％C_avg上下移动半值宽度Δ％C的1/2而得的值(％C_avg±Δ％C/2)处的概率密度f(％C_avg±Δ％C/2)为平均值u＝％C_avg处的概率密度f(u)＝f(％C_avg)的1/2，因此由上述式(7)和上述式(8)得到下述式(9)的关系。

{1/√(2πσ％C²)}×exp{-(Δ％C/2)²/(2σ％C²)}＝1/{2√(2πσ％C²)} (9)

将上述式(9)变形而导出由半值宽度Δ％C求出标准偏差σ％C的式子、即下述式(10)，因此将半值宽度Δ％C代入该式(10)中来计算了标准偏差σ％C。

σ％C＝√{(Δ％C/2)²/(2ln2)} (10)

然后，使用如此求出的残留γ中的碳浓度分布的平均值％C_avg和标准偏差σ％C，通过下述式(11)所示的累积分布函数g(x)导出用于求出碳浓度为1.0质量％以下的残留γ相对于金属组织整体的体积率Vγ_R(C≦1.0％)的式子、即下述式(12)，使用该式(12)计算了Vγ_R(C≦1.0％)。

g(x)＝(1/2)×[1+erf{(x－u)/√(2σ²)}] (11)

Vγ_R(C≦1.0％)＝Vγ_R×g(1.0)

＝Vγ_R×(1/2)×[1+erf{(1.0－％C_avg)/√(2σ％C²)}] (12)

另外，使用如上述那样求出的残留γ中的碳浓度分布的平均值％C_avg和标准偏差σ％C，通过上述式(11)所示的累积分布函数g(x)导出用于求出碳浓度为0.8质量％以下的残留γ相对于金属组织整体的体积率Vγ_R(C≦0.8％)的式子、即下述式(13)，使用该式(13)计算了Vγ_R(C≦0.8％)。

Vγ_R(C≦0.8％)＝Vγ_R×g(0.8)

＝Vγ_R×(1/2)×[1+erf{(0.8－％C_avg)/√(2σ％C²)}] (13)

在上述式(12)和式(13)中，Vγ_R为残留γ相对于金属组织整体的合计体积率。

其次，对上述(A)的要件进行说明。

[多边形铁素体]

多边形铁素体是，与贝氏体相比较软并且通过提高钢板的延伸率来改善室温下的加工性而起作用的组织。为了发挥这样的作用，多边形铁素体的面积率相对于金属组织整体设为10％以上，优选设为20％以上，更优选设为25％以上。但是，当多边形铁素体的生成量过多时，强度下降，因此多边形铁素体的面积率相对于金属组织整体设为50％以下，优选设为45％以下，更优选设为40％以下。

上述多边形铁素体的面积率可以利用扫描型电子显微镜来测定。

[贝氏体]

贝氏体通过贝氏体相变而生成，其是通过使C在奥氏体中浓集而对得到残留γ有效地起作用的组织。另外，贝氏体具有多边形铁素体和回火马氏体之间的强度，因此是均衡地提高强度和延伸率这两者的组织。为了发挥这样的效果，贝氏体的面积率相对于金属组织整体设为10％以上，优选设为15％以上，更优选设为20％以上。但是，当贝氏体的生成量过多时，强度下降，因此贝氏体的面积率相对于金属组织整体设为50％以下，优选设为40％以下，更优选设为30％以下。

上述贝氏体是将钢板的切断面用硝酸乙醇腐蚀后用扫描型电子显微镜观察时，选自由残留γ和碳化物构成的组中的至少1种彼此的平均间隔为1μm以上的组织，除了包含无碳化物析出的贝氏体铁素体以外，还包含碳化物发生部分析出的贝氏体。

[回火马氏体]

回火马氏体是对于均衡地提高强度和扩孔率λ这两者起作用的组织。为了发挥这样的效果，回火马氏体的面积率相对于金属组织整体设为10％以上，优选设为15％以上，更优选设为20％以上。但是，如果回火马氏体的生成量过多，则残留γ的生成量的下降变得显著，导致延伸率下降，因此回火马氏体的面积率相对于金属组织整体设为80％以下，优选设为70％以下，更优选设为60％以下。

上述回火马氏体是指：将钢板的切断面用硝酸乙醇腐蚀后用扫描型电子显微镜观察时，选自由残留γ和碳化物构成的组中的至少1种彼此的平均间隔小于1μm的组织。

在此，对“选自由残留γ和碳化物构成的组中的至少1种的平均间隔”进行说明。该平均是指：将钢板的切断面用硝酸乙醇腐蚀后用扫描型电子显微镜观察时，针对相邻的残留γ彼此的中心位置间距离、相邻的碳化物彼此的中心位置间距离、或者某个残留γ与和该某个残留γ相邻的碳化物的中心位置间距离进行测定，并对于测定结果取平均而得的值。上述中心位置间距离是指：求出各残留γ或各碳化物的中心位置，对于最相邻的残留γ彼此、碳化物彼此、或者残留γ与碳化物测定出的中心位置间的距离。确定残留γ或碳化物的长径和短径后，将长径和短径交叉的位置作为上述中心位置。

应予说明，当残留γ或碳化物在板条的边界上析出时，多个残留γ和碳化物相连，其形态为针状或板状。在这种情况下，中心位置间距离不是选自由残留γ和碳化物构成的组中的至少1种彼此的距离，而是如图2所示那样，设为选自由残留γ和碳化物构成的组中的至少1种沿着长径方向相连形成的线11与线11的间隔，即，将板条间距离设为中心位置间距离12。需要说明的是，图2是用于说明选自残留奥氏体和碳化物构成的组中的至少1种相连的形态的示意图。

对贝氏体和回火马氏体的分布状态没有特别限定，既可以在旧奥氏体晶粒内生成贝氏体和回火马氏体两者，也可以在每个旧奥氏体晶粒分别生成贝氏体和回火马氏体。

将贝氏体和回火马氏体的分布状态示意性示于图3A和图3B。图3A示出在旧奥氏体晶粒23内混合生成有贝氏体21和回火马氏体22两者的情况，图3B示出在每个旧奥氏体晶粒23分别生成贝氏体21和回火马氏体22的情况。各图中所示出的黑色圆形24表示MA混合相。需要说明的是，图3A和图3B是用于说明贝氏体和回火马氏体的分布状态的示意图。

[其它]

上述高强度钢板的金属组织可以由多边形铁素体、贝氏体、回火马氏体和残留γ构成，也可以在不损害本发明的作用的范围内包含作为其它组织的MA混合相、珠光体或新鲜马氏体等余部组织。任一余部组织均会成为破裂起点，会使室温下的加工性劣化，因此优选尽量少。在将钢板的切断面用硝酸乙醇腐蚀后用扫描型电子显微镜观察时，余部组织以合计计优选为25面积％以下。

需要说明的是，多边形铁素体、贝氏体、回火马氏体的面积率是用扫描型电子显微镜测定的，而残留γ的体积率是用X射线衍射法测定的，由于测定方法不同，因此将这些组织的面积率以及体积率相加时有时会超过100％。

其次，对本实施方式的高强度钢板的成分组成进行说明。以下，成分组成中的％是指质量％。

上述高强度钢板满足C：0.10～0.5％、Si：1.0～3％、Mn：1.5～3％、P：超过0％且0.1％以下、S：超过0％且0.05％以下、Al：0.005～1％、和N：超过0％且0.01％以下。

C是提高钢板强度的元素，此外，也是稳定奥氏体从而确保残留γ所需要的元素。为了发挥这样的效果，C量设为0.10％以上。C量优选为0.13％以上，更优选为0.15％以上。但是，如果过量含有C，则焊接性劣化，因此C量设为0.5％以下。C量优选为0.30％以下，更优选为0.25％以下。

Si是固溶强化元素，是有助于钢板的高强度化的元素。另外，Si是抑制碳化物析出而使C在奥氏体中凝集从而进行稳定化，由此对于确保残留γ重要的元素。为了发挥这样的效果，Si量设为1.0％以上。Si量优选为1.2％以上，更优选为1.3％以上。但是，如果过量含有Si，则在退火中的加热或均热时不发生多边形铁素体向奥氏体的逆相变，多边形铁素体过量残留，导致变得强度不足。另外，在热轧时显著形成氧化皮，使钢板表面带有氧化皮痕迹，致使表面性状恶化。由于这些原因，Si量设为3％以下。Si量优选为2.5％以下，更优选为2.0％以下。

Mn作为淬火性提高元素起作用，是抑制在冷却中过量生成多边形铁素体从而提高钢板强度的元素。另外，Mn也有助于稳定残留γ。为了发挥这样的效果，Mn量设为1.5％以上。Mn量优选为1.8％以上，更优选为2.0％以上。但是，如果过量含有Mn，则贝氏体的生成被显著抑制，无法确保期望的贝氏体量，强度和延伸率的均衡性变差。另外，会产生不良影响，如发生铸片破裂等。由于这些原因，Mn量设为3％以下。Mn量优选为2.8％以下，更优选为2.7％以下。

P是不可避免的杂质，当过量含有时，会加剧由晶界偏析导致的晶界脆化，导致室温下的加工性劣化，因此P量设为0.1％以下。P量优选为0.08％以下，更优选为0.05％以下。P量优选为尽量少，通常含有0.001％左右。

S是不可避免的杂质，当过量含有时，会形成MnS等硫化物系夹杂物而成为破裂的起点，导致室温下的加工性劣化，因此S量设为0.05％以下。S量优选为0.01％以下，更优选为0.005％以下。S量优选为尽量少，通常含有0.0001％左右。

Al是与Si同样地对于抑制碳化物的析出而确保残留γ重要的元素。另外，Al是还作为脱氧材料起作用的元素。为了发挥这样的效果，Al量设为0.005％以上。Al量优选为0.010％以上，更优选为0.03％以上。但是，如果过量含有Al，则夹杂物在钢板中较多析出，导致室温下的加工性劣化，因此Al量设为1％以下。Al量优选为0.8％以下，更优选为0.5％以下。

N是不可避免的杂质，当过量含有时，氮化物较多地析出而成为破裂的起点，导致室温下的加工性劣化，因此N量设为0.01％以下。N量优选为0.008％以下，更优选为0.005％以下。N量优选为尽量少，通常含有0.001％左右。

上述高强度钢板的基本成分如上所述，余部为铁和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，在不损害本发明的效果的范围内，允许混入由于原料、物资、制造设备等的状况而带入的元素。

上述高强度钢板作为其它元素还可以含有属于下述(a)～(e)的至少1种。另外，属于下述(a)～(e)的元素既可以单独含有，也可以组合含有属于下述(a)～(e)的元素中的多种。

(a)选自由Cr：超过0％且1％以下和Mo：超过0％且1％以下构成的组中的至少1种。

(b)选自由Ti：超过0％且0.15％以下、Nb：超过0％且0.15％以下、和V：超过0％且0.15％以下构成的组中的至少1种。

(c)选自由Cu：超过0％且1％以下和Ni：超过0％且1％以下构成的组中的至少1种。

(d)B：超过0％且0.005％以下。

(e)选自由Ca：超过0％且0.01％以下、Mg：超过0％且0.01％以下、和稀土元素：超过0％且0.01％以下构成的组中的至少1种。

(a)Cr和Mo是抑制在冷却中过量生成多边形铁素体，从而防止强度下降的元素。为了有效发挥这样的效果，Cr量优选为0.02％以上，更优选为0.1％以上，进一步优选为0.2％以上。Mo量优选为0.02％以上，更优选为0.1％以上，进一步优选为0.2％以上。但是，如果过量含有Cr和Mo，则与Mn同样地显著抑制贝氏体的生成，无法确保期望的贝氏体量，有时强度和延伸率的均衡性变差，因此Cr量优选设为1％以下，更优选为0.8％以下，进一步优选为0.5％以下。Mo量优选设为1％以下，更优选为0.8％以下，进一步优选为0.5％以下。既可以含有Cr和Mo中的任一种，也可以含有两种。

(b)Ti、Nb和V都是使金属组织微细化，从而对提高钢板的强度和韧性起作用的元素。为了有效发挥这样的效果，Ti量优选为0.01％以上，更优选为0.015％以上，进一步优选为0.020％以上。Nb量优选为0.01％以上，更优选为0.015％以上，进一步优选为0.020％以上。V量优选为0.01％以上，更优选为0.015％以上，进一步优选为0.020％以上。但是，即使过量含有Ti、Nb和V，效果也饱和。另外，有时碳化物在晶界处析出，导致室温下的加工性劣化。由于这些原因，Ti量优选设为0.15％以下，更优选为0.12％以下，进一步优选为0.10％以下。Nb量优选设为0.15％以下，更优选为0.12％以下，进一步优选为0.10％以下。V量优选设为0.15％以下，更优选为0.12％以下，进一步优选为0.10％以下。既可以含有Ti、Nb和V中的任意1种，也可以含有任意选择的两种以上。

(c)Cu和Ni是对提高钢板的耐腐蚀性起作用的元素。为了有效发挥这样的效果，Cu量优选为0.01％以上，更优选为0.05％以上，进一步优选为0.10％以上。Ni量优选为0.01％以上，更优选为0.05％以上，进一步优选为0.10％以上。但是，即使过量含有Cu和Ni，效果也饱和。另外有时热加工性劣化。由于这些原因，Cu量优选设为1％以下，更优选为0.8％以下，进一步优选为0.5％以下。Ni量优选设为1％以下，更优选为0.8％以下，进一步优选为0.5％以下。既可以含有Cu和Ni中的任一种，也可以含有两种。

(d)B是与Cr以及Mn同样地抑制在冷却中过量生成多边形铁素体，从而防止强度下降的元素。为了有效发挥这样的效果，B量优选为0.0001％以上，更优选为0.0005％以上，进一步优选为0.0010％以上。但是，如果过量含有B，则与Cr以及Mn同样地贝氏体的生成受到显著抑制，无法确保期望的贝氏体量，有时强度和延伸率的均衡性变差。由于这些原因，B量优选设为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和稀土元素(Rare Earth Metal；REM)都是具有使钢板中的夹杂物微细分散的作用的元素。为了有效发挥这样的效果，Ca量优选为0.0001％以上，更优选为0.0005％以上，进一步优选为0.0010％以上。Mg量优选为0.0001％以上，更优选为0.0005％以上，进一步优选为0.0010％以上。稀土元素量优选为0.0001％以上，更优选为0.0005％以上，进一步优选为0.0010％以上。但是，如果过量含有Ca、Mg和稀土元素，则有时锻造性或热加工性变差。由于这些原因，Ca量优选设为0.01％以下，更优选为0.005％以下，进一步优选为0.003％以下。Mg量优选设为0.01％以下，更优选为0.005％以下，进一步优选为0.003％以下。稀土元素量优选设为0.01％以下，更优选为0.005％以下，进一步优选为0.003％以下。既可以含有Ca、Mg和稀土元素中的任意1种，也可以含有任意选择的两种以上。

需要说明的是，就上述高强度钢板而言，稀土元素是包含镧系元素(从La到Lu的15种元素)、Sc(钪)和Y(钇)的意思。

上述高强度钢板在其表面可以具有电镀镀锌(EG：Electro-Galvanized)层、热浸镀锌(GI：Hot Dip Galvanized)层或合金化热浸镀锌(GA：Hot Dip Galvannealed)层。即，本发明还包含高强度电镀镀锌钢板、高强度热浸镀锌钢板、以及高强度合金化热浸镀锌钢板。

其次，使用图4对本实施方式的高强度钢板的制造方法进行说明。图4是示出制造上述高强度钢板时的退火模式的示意图，横轴表示时间(秒)，纵轴表示温度(℃)。

[均热工序]

首先，将满足上述成分组成的钢板加热到800℃以上且Ac₃点以下的T1温度范围，并在该T1温度范围保持40秒以上以便进行均热(均热工序)。上述钢板既可以为热轧钢板，也可以为冷轧钢板。需要说明的是，以下有时将T1温度范围内的均热温度记作“T1”，以下有时将该T1温度范围内的均热时间记作“t1”。另外，就保持而言，除了包含恒温保持的方式以外，也包含在该T1温度范围内温度有变动的方式。

通过在多边形铁素体和奥氏体的二相温度范围进行均热，可以生成指定量的多边形铁素体。如果上述T1温度范围内的均热温度T1过低，则多边形铁素体过量生成，导致强度下降。另外，如果均热温度T1过低，则在冷轧时所生成的延展组织会残存，导致延伸率下降，从而不能够改善室温下的加工性。因此，上述均热温度T1设为800℃以上。上述均热温度T1优选为810℃以上，更优选为820℃以上。但是，如果均热温度T1过高，则成为奥氏体单相区域，会引起多边形铁素体的生成量不足，导致延伸率下降，从而不能够改善室温下的加工性。因此，上述均热温度T1设为Ac₃点以下。均热温度T1优选为Ac₃点－10℃以下，更优选为Ac₃点－20℃以下。

如果在上述T1温度范围内的均热时间t1过短，则不能够均匀地加热钢板，导致碳化物以未固溶状态残存，从而残留γ的生成受到抑制。其结果，延伸率下降，不能够改善室温下的加工性。因此，上述均热时间t1设为40秒以上。均热时间t1优选为50秒以上，更优选为80秒以上。对均热时间t1的上限没有特别限定，但是，如果均热时间t1过长，则生产率变差。因此，均热时间t1优选设为500秒以下，更优选为450秒以下。

上述钢板的Ac₃点的温度可以通过在“莱斯利铁钢材料科学”(丸善株式会社发行，William C.Leslie著，1985年5月31日发行，第273页)中记载的下述式(II)来计算。在下述式(II)中，[]表示各元素的含量(质量％)，并且将钢板不含有的元素的含量设为0质量％来计算即可。

Ac₃点(℃)＝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] (II)

[第一冷却工序]

上述均热后冷却到冷却停止温度T2，其中，当下述式(I)所示的Ms点为350℃以上时，所述冷却停止温度T2是满足350℃以下且100℃以上的任意的温度，另一方面，当下述式(I)所示的Ms点小于350℃时，所述冷却停止温度T2是满足Ms点以下且100℃以上的任意的温度(第一冷却工序)。并且，在上述第一冷却工序中，以平均冷却速度5℃/秒以上从700℃冷却到300℃和上述冷却停止温度T2中的相对高的温度。

均热后，通过控制在从700℃到300℃和上述冷却停止温度T2中的相对高的温度的区间内的平均冷却速度(以下有时记作CR1。)，来可以生成指定量的较软的多边形铁素体。即，如果上述区间内的平均冷却速度CR1低于5℃/秒，则多边形铁素体过量生成，导致强度下降。因此，上述区间内的平均冷却速度CR1需要控制为5℃/秒以上，优选为10℃/秒以上，更优选为15℃/秒以上。对上述区间内的平均冷却速度CR1的上限没有特别限定，但是，如果平均冷却速度CR1过度变大，则温度控制变得困难。因此，上述区间内的平均冷却速度CR1优选为80℃/秒以下，更优选为60℃/秒以下。

上述冷却停止温度T2设为100～350℃。但是，当通过下述式(I)计算出的Ms点小于350℃，则上述冷却停止温度T2设为100℃～Ms点。

如果冷却停止温度T2过低，则回火马氏体过量生成，残留γ量变少，因此延伸率下降，不能够改善室温下的加工性。另外，如果冷却停止温度T2过低，则碳浓度超过1.0质量％的残留γ较多地生成，碳浓度为1.0质量％以下的残留γ量相对变少，导致ΔTS下降，不能够使温热下的成型负荷与室温下的成型负荷相比充分降低。其理由可认为：较多地生成碳浓度超过1.0质量％的残留γ是由于在回火马氏体内的板条间残存有膜状的残留γ，该残留γ的碳浓度高。因此，上述冷却停止温度T2设为100℃以上。上述冷却停止温度T2优选为110℃以上，更优选为120℃以上。但是，如果冷却停止温度T2过高，则回火马氏体的生成量变少，因此之后的贝氏体相变难以进行，C向奥氏体中的富集难以进行。其结果，碳浓度为0.8质量％以下的残留γ变多，扩孔率λ下降，不能够改善室温下的加工性。因此，当上述Ms点为350℃以上时，上述冷却停止温度T2设为350℃以下。上述冷却停止温度T2优选为330℃以下，更优选为300℃以下。另一方面，当上述Ms点低于350℃时，上述冷却停止温度T2设为Ms点以下。上述冷却停止温度T2优选为Ms点－20℃以下，更优选为Ms点－50℃以下。

上述Ms点的温度可以通过在上述“莱斯利铁钢材料科学”(第231页)中记载的式子中考虑了多边形铁素体百分率(Vf)的下述式(I)来计算。在下述式(I)中，[]表示各元素的含量(质量％)，并且将钢板不含有的元素的含量设为0质量％来计算即可。Vf表示多边形铁素体百分率(面积％)，由于在制造中难以直接测定多边形铁素体百分率，因此可以另外通过与上述高强度钢板的制造条件相同的条件进行上述均热工序后，以与上述第一冷却工序中的上述高强度钢板的制造条件相同的平均冷却速度冷却到室温，由此得到的样品的多边形铁素体百分率设为Vf。

Ms点(℃)＝561－474×[C]/(1－Vf/100)－33×[Mn]－17×[Ni]－17×[Cr]

－21×[Mo] (I)

[再加热工序]

冷却到上述冷却停止温度T2后，再加热到超过350℃且540℃以下的T3温度范围，并在该T3温度范围保持50秒以上(再加热工序)。需要说明的是，以下有时将T3温度范围内的再加热温度记作“T3”，以下有时将该T3温度范围内的保持时间记作“t3”。另外，就保持而言，除了包含恒温保持以外，也包含在该T3温度范围内温度有变动的方式。

通过在上述T3温度范围内保持50秒以上，来能够生成碳浓度超过0.8质量％且1.0质量％以下的残留γ，因此能够实现在室温下的加工性保持良好并且降低了温热下的成型负荷的高强度钢板。

如果再加热温度T3过低，则碳浓度为1.0质量％以下的残留γ的生成量变少，导致ΔTS下降，从而不能够降低温热下的成型负荷。因此，再加热温度T3设为超过350℃。再加热温度T3优选为360℃以上，更优选为370℃以上。但是，如果再加热温度T3过高，则贝氏体相变未充分进行，残留γ量减少，导致延伸率EL下降。另外，残留γ中的碳浓度为0.8质量％以下的残留γ量变多，导致扩孔率λ下降。其结果，不能够改善室温下的加工性。因此，再加热温度T3设为540℃以下。再加热温度T3优选为520℃以下，更优选为500℃以下。

另外，如果保持时间t3过短，则贝氏体相变未充分进行，因此C向奥氏体中的富集未充分进行，导致残留γ的生成量减少。其结果，延伸率EL下降。另外，各奥氏体中的C的富集长度产生偏差，碳浓度为0.8质量％以下的残留γ量变多，导致扩孔率λ下降。其结果，室温下的加工性劣化。因此，保持时间t3设为50秒以上。保持时间t3优选为80秒以上，更优选为100秒以上。对保持时间t3的上限没有特别限定，考虑到生产率，优选为例如20分钟以下。

[第二冷却工序]

在上述再加热工序中进行保持后，以平均冷却速度10℃/秒以上从上述T3温度范围冷却到300℃，并且以平均冷却速度超过0℃/秒且小于10℃/秒从300℃冷却到150℃(第二冷却工序)。上述保持后，在从上述T3温度范围冷却到150℃时以300℃为分界线进行两阶段冷却很重要，在截止300℃的高温侧，通过急冷能够增大ΔTS，因此能够降低温热下的成型负荷；在300℃起的低温侧，通过缓慢冷却能够增大扩孔率λ，因此能够改善室温下的加工性。

即，再加热后，如果截止到300℃的平均冷却速度(以下有时记作CR2。)过小，则在冷却中进行贝氏体相变并且C向未相变奥氏体中的富集，碳浓度超过1.0质量％的残留γ量变多，而碳浓度为1.0质量％以下的残留γ量减少。其结果，ΔTS下降，不能够降低温热下的成型负荷。因此，上述平均冷却速度CR2需要控制为10℃/秒以上，优选为15℃/秒以上，更优选为20℃/秒以上。对上述平均冷却速度CR2的上限没有特别限定，但是，如果平均冷却速度CR2过度变大，则温度控制变困难。因此，上述平均冷却速度CR2优选为80℃/秒以下，更优选为60℃/秒以下。

另一方面，在300℃至150℃的冷却中，不进行贝氏体相变而是进行C扩散。因此，通过减小该温度范围的平均冷却速度(以下有时记作CR3。)，来能够降低碳浓度为0.8质量％以下的残留γ的生成量。其原因不明，但可认为如下：在各残留γ中产生的C浓度偏差中，C在冷却中向比原来的C浓度低的残留γ中扩散，因此能够降低碳浓度低的残留γ的生成量。可认为：C的供给源为回火马氏体等。另外，由γ相变而成的新鲜马氏体(FM)会不可避免地在冷却中进行自回火。其结果，扩孔率λ变大，室温下的加工性提高。因此，上述区间内的平均冷却速度CR3需要控制在小于10℃/秒，优选为5℃/秒以下，更优选为2℃/秒以下。

冷却到150℃后，按照常规方法冷却到室温即可。

[镀敷]

在上述高强度钢板的表面可以形成电镀镀锌层、热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层。

对电镀镀锌层、热浸镀锌层以及合金化热浸镀锌层的形成条件没有特别限定，可以采用常规方法的电镀镀锌(EG)处理、热浸镀锌(GI)处理、以及合金化热浸镀锌(GA)处理。由此可以得到电镀镀锌钢板(以下有时称为“EG钢板”)、热浸镀锌钢板(以下有时称为“GI钢板”)以及合金化热浸镀锌钢板(以下有时称为“GA钢板”)。

作为制造EG钢板的方法，可列举：在上述第二冷却工序后，将上述钢板浸渍在例如55℃的锌溶液中并通电，进行电镀镀锌处理。

作为制造GI钢板的方法，可以在上述再加热工序中同时进行热浸镀锌处理。即，再加热到上述T3温度范围后，在调整成该T3温度范围的温度的镀敷浴中浸渍而实施热浸镀锌，从而同时进行热浸镀锌和在T3温度范围中的保持。此时，在上述T3温度范围内的停留时间满足上述保持时间t3的要件即可。

作为制造GA钢板的方法，可以以上述T3温度范围的温度热浸镀锌后，在该T3温度范围内继续实施合金化处理。此时，在上述T3温度范围内的停留时间满足上述保持时间t3的要件即可。

对于镀锌层附着量没有特别限定，可列举例如：每一面设为10～100g/m²左右。

对上述高强度钢板的板厚没有特别限定，可以为例如板厚为3mm以下的薄钢板。

上述高强度钢板的拉伸强度(TS)为980MPa以上，优选为1100MPa以上。

另外，上述高强度钢板的室温下的加工性(TS×EL、λ)优异。具体而言，上述高强度钢板的TS×延伸率(EL)优选为16000MPa·％以上，更优选为18000MPa·％以上。另外，上述高强度钢板的扩孔率λ优选为20％以上，更优选为25％以上。

另外，如上所述，上述高强度钢板的室温下的加工性(TS×EL、λ)优异，并且温热下的成型负荷被充分降低。具体而言，上述高强度钢板的ΔTS优选为150MPa以上，更优选为180MPa以上。该温加工是指以100～350℃左右的温度进行成型。

上述高强度钢板优选作为汽车结构部件的原材料而使用。作为汽车结构部件，可列举例如：以前部或后部的纵梁、碰撞吸能盒等碰撞部件；支柱类等的增强件(例如承、中柱加强件等)；车顶轨道的增强件；侧梁、地板横梁、脚踏部等车身构成部件；减震器的增强件；车门防撞加强梁等耐冲击吸收部件；片状部件等。

本说明书公开了如上所述的各种实施方式，其主要技术总结如下。

本发明一个方面涉及一种高强度钢板，其为以质量％计满足C：0.10～0.5％、Si：1.0～3％、Mn：1.5～3％、P：超过0％且0.1％以下、S：超过0％且0.05％以下、Al：0.005～1％、和N：超过0％且0.01％以下，并且余部由铁和不可避免的杂质构成的钢板，其中，(1)该钢板的金属组织包含多边形铁素体、贝氏体、回火马氏体和残留奥氏体，(2)以扫描型电子显微镜观察所述金属组织时，相对于金属组织整体，满足多边形铁素体：10～50面积％、贝氏体：10～50面积％、和回火马氏体：10～80面积％，(3)以X射线衍射法对所述金属组织进行测定时，相对于金属组织整体，满足残留奥氏体：5.0体积％以上、碳浓度为1.0质量％以下的残留奥氏体：3.5体积％以上、和碳浓度为0.8质量％以下的残留奥氏体：2.4体积％以下。

根据该构成，可以提供室温下的延伸率和扩孔性良好并且在100～350℃的温热下进行加工时的成型负荷与在室温下进行加工时的成型负荷相比格外降低的拉伸强度为980MPa以上的高强度钢板。

此外，所述高强度钢板，作为其它元素，以质量％计可以进一步含有选自由Cr：超过0％且1％以下和Mo：超过0％且1％以下构成的组中的至少1种。

此外，所述高强度钢板，作为其它元素，以质量％计可以进一步含有选自由Ti：超过0％且0.15％以下、Nb：超过0％且0.15％以下、和V：超过0％且0.15％以下构成的组中的至少1种。

此外，所述高强度钢板，作为其它元素，以质量％计可以进一步含有选自由Cu：超过0％且1％以下和Ni：超过0％且1％以下构成的组中的至少1种。

此外，所述高强度钢板，作为其它元素，以质量％计可以进一步含有B：超过0％且0.005％以下。

此外，所述高强度钢板，作为其它元素，以质量％计可以进一步含有选自由Ca：超过0％且0.01％以下、Mg：超过0％且0.01％以下、和稀土元素：超过0％且0.01％以下构成的组中的至少1种。

此外，所述高强度钢板还包含在其表面具有电镀镀锌层、热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层的高强度钢板。

此外，本发明另一个方面涉及一种高强度钢板的制造方法，其包括：均热工序，将满足所述成分组成的钢板加热到800℃以上且Ac₃点以下的T1温度范围，并在该T1温度范围保持40秒以上以便进行均热；第一冷却工序，均热后冷却到冷却停止温度T2，其中，当下述式(I)所示的Ms点为350℃以上时，所述冷却停止温度T2是满足350℃以下且100℃以上的任意的温度，另一方面，当下述式(I)所示的Ms点小于350℃时，所述冷却停止温度T2是满足Ms点以下且100℃以上的任意的温度，并且，以平均冷却速度5℃/秒以上从700℃冷却到300℃和所述冷却停止温度T2中的相对高的温度；再加热工序，再加热到超过350℃且540℃以下的T3温度范围，并在该T3温度范围保持50秒以上；以及，第二冷却工序，在所述T3温度范围保持后，以平均冷却速度10℃/秒以上从所述T3温度范围冷却到300℃，并且以平均冷却速度超过0℃/秒且小于10℃/秒从300℃冷却到150℃。

Ms点(℃)＝561－474×[C]/(1－Vf/100)－33×[Mn]－17×[Ni]－17×[Cr]

－21×[Mo] (I)

在所述式(I)中，Vf是指，另外通过与所述高强度钢板的制造条件相同的条件进行所述均热工序后，以与所述第一冷却工序中的所述高强度钢板的制造条件相同的平均冷却速度冷却到室温，由此得到的样品的多边形铁素体百分率(面积％)。并且，在所述式(I)中，[]表示各元素的含量(质量％)，而且将钢板不含有的元素的含量设为0质量％来计算。

此外，所述高强度钢板的制造方法，还可以在所述第二冷却工序后，进行电镀镀锌。

此外，所述的高强度钢板的制造方法，还可以在所述再加热工序中，进行热浸镀锌或合金化热浸镀锌。

根据本发明，由于合适地控制了钢板的成分组成和金属组织(尤其，严格地控制了残留γ的碳浓度)，因此可以提供室温下的延伸率和扩孔性良好并且在100～350℃的温热下进行加工时的成型负荷与在室温下进行加工时的成型负荷相比格外降低的拉伸强度为980MPa以上的高强度钢板，以及其制造方法。

以下通过实施例更详细地描述本发明，但下述实施例并不限制本发明，当然可以在不脱离本发明主旨的范围内进行变更来实施，所有的这些全部包含在本发明的保护范围内。

实施例

对于含有下述表1所示的成分并且余部由铁和不可避免的杂质构成的钢进行熔炼，从而制造了钢材。将得到的钢材在1250℃下加热保持30分钟后，将压下率设为约90％，按照精轧温度为920℃的方式进行热轧，以平均冷却速度30℃/秒从该温度冷却到卷取温度600℃并进行了卷取。卷取后冷却到室温，制造了板厚2.6mm的热轧钢板。

对得到的热轧钢板进行酸洗而除去表面氧化皮，然后以冷轧率46％进行冷轧，制造了板厚1.4mm的冷轧钢板。

对得到的冷轧钢板进行连续退火，从而制造了供试材料。即，将得到的冷轧钢板加热到下述表2-1以及表2-2所示的均热温度T1(℃)，并保持下述表2-1以及表2-2所示的均热时间t1(秒)以便进行均热后，冷却到下述表2-1以及表2-2所示的冷却停止温度T2(℃)。将从700℃到300℃和上述冷却停止温度T2中的相对高的温度的平均冷却速度CR1(℃/秒)示于下述表2-1以及表2-2。

另外，在下述表2-1和表2-2中一并示出下述表1所示的成分组成以及基于上述式(I)计算出的Ms点(℃)。

其后，从上述冷却停止温度T2(℃)加热到下述表2-1以及表2-2所示的再加热温度T3(℃)，并在该温度下保持了下述表2-1以及表2-2所示的保持时间t3(秒)。

保持后，冷却到室温。此时，以下述表2-1以及表2-2所示的平均冷却速度CR2(℃/秒)从上述再加热温度T3(℃)冷却到300℃，并且以下述表2-1以及表2-2所示的平均冷却速度CR3(℃/秒)从300℃冷却到150℃。

对于连续退火后得到的供试材料的一部分，实施下述镀敷处理来制造了EG钢板、GI钢板、以及GA钢板。

[电镀镀锌(EG)处理]

连续退火后冷却到室温，其后将供试材料在55℃的镀锌层浴中浸渍，以电流密度30～50A/dm²实施电镀镀锌处理后，水洗、干燥，从而制造了EG钢板。每一面的电镀镀锌的附着量设为10～100g/m²。

[热浸镀锌(GI)处理]

从上述冷却停止温度T2(℃)加热到下述表2-1以及表2-2所示的再加热温度T3(℃)后，在温度460℃的热浸镀锌浴中浸渍而实施镀敷处理，然后冷却到室温，从而了制造GI钢板。将在上述T3温度范围内的停留时间示于下述表2-1以及表2-2所示的保持时间t3(秒)一栏。每一面的热浸镀锌的附着量设为10～100g/m²。

[合金化热浸镀锌(GA)处理]

在上述热浸镀锌浴中浸渍后，进一步以下述表2-1以及表2-2所示的温度进行合金化处理，然后冷却到室温，由此制造了GA钢板。将上述T3温度范围内的停留时间示于下述表2-1以及表2-2所示的保持时间t3(秒)一栏。每一面的合金化热浸镀锌的附着量设为10～100g/m²。

将得到的供试材料的区分示于下述表2-1以及表2-2。表中，冷轧表示冷轧钢板，EG表示EG钢板，GI表示GI钢板，GA表示GA钢板。

对于得到的供试材料(包括冷轧钢板、EG钢板、GI钢板、GA钢板的意思。以下同样。)，按照以下步骤进行了金属组织的观察和机械特性的评价。

《金属组织的观察》

基于用扫描型电子显微镜观察的结果对金属组织中的多边形铁素体、贝氏体以及回火马氏体的各面积率进行了计算，通过X射线衍射法测定了残留γ的体积率。

[多边形铁素体、贝氏体、回火马氏体]

对供试材料的平行于轧制方向的切断面进行研磨后，用硝酸乙醇腐蚀，用扫描型电子显微镜以倍率3000倍对板厚的1/4位置进行了5个视野的观察。观察视野设为约40μm×约30μm。多边形铁素体的面积率可以通过该扫描型电子显微镜观察来测定。另外，关于贝氏体和回火马氏体的面积率，基于上述方法测定了观察视野内作为白色或浅灰色被观察到的选自由残留γ和碳化物构成的组中的至少1种的彼此的平均间隔(平均间隔)，通过测定出的平均间隔来区分贝氏体和回火马氏体，通过点算法来测定了。

将测定结果示于下述表3-1以及表3-2。在下述表3-1和表3-2中，F表示多边形铁素体的面积率，B表示贝氏体的面积率，TM表示回火马氏体的面积率。余部为：残留γ；新鲜马氏体与残留γ复合而成的MA混合相；珠光体；或者新鲜马氏体。

[残留γ]

磨削到供试材料的板厚的1/4位置后，对磨削面进行化学研磨，然后通过X射线衍射法测定了残留γ相对于金属组织整体的体积率(ISIJ Int.第33，1933年，第7号，第776页)。

另外，通过上述步骤测定残留γ中的碳浓度，计算了碳浓度为1.0质量％以下的残留γ相对于金属组织整体的体积率[Vγ_R(C≦1.0％)]、以及碳浓度为0.8质量％以下的残留γ相对于金属组织整体的体积率[Vγ_R(C≦0.8％)]。

需要说明的是，作为参考数据，将残留γ中的碳浓度分布的平均值％C_avg以及标准偏差σ％C一并示于下述表3-1以及表3-2。

《机械特性的评价》

[室温下的拉伸强度(TS)、延伸率(EL)]

室温(25℃)下的拉伸强度(TS)和延伸率(EL)基于JIS Z2241进行拉伸试验来测定了。将按照与供试材料的轧制方向垂直的方向为长度方向的方式从供试材料切出JISZ2201所规定的5号试验片作为试验片而使用了。拉伸试验的拉伸速度设为10mm/分钟。

将室温下测定出的TS以及EL的结果示于下述表3-1以及表3-2。

另外，计算了室温下测定出的TS与EL之积(TS×EL)，将结果示于下述表3-1以及表3-2。

[ΔTS]

为了评价温成型时的负荷降低程度，计算了从室温(25℃)下的拉伸强度(室温TS)中减去温热(200℃)下的拉伸强度(温TS)而得的值(室温TS-温TS＝ΔTS)。拉伸试验除了为了模拟冲压加工时的速度而将拉伸速度设为1000mm/分钟、以室温和200℃这两个水平来进行以外，按照与上述相同的条件来进行了。将计算出的ΔTS示于下述表3-1以及表3-2。

[扩孔性]

扩孔性通过基于JIS Z2256进行扩孔试验而测定出的扩孔率(λ)来进行了评价。将测定结果示于下述表3-1以及表3-2的“λ(％)”一栏。

在本发明中，将TS为980MPa以上的情况评价为高强度。另外，将TS×EL为16000MPa·％以上且λ为20％以上的情况评价为室温下的加工性优异。另外，将ΔTS为150MPa以上的情况评价为温热下的成型负荷降低。并且，将TS、TS×EL、λ以及ΔTS均满足基准值的情况设为合格。另一方面，将TS、TS×EL、λ和ΔTS中的任一者不满足基准值的情况作为不合格。

根据下述表1、表2-1、表2-2、表3-1、表3-2，可以考察如下。

No.1、7、8、10、13、15、17、20、22、23、26～31、33、37、38、40以及42均为满足本发明所规定的要件的例子，室温下测定出的TS为980MPa以上，评价为高强度。另外，TS×EL以及λ满足本发明的合格基准，室温下的加工性良好。另外，ΔTS满足本发明的合格基准，因此能够降低温热下的成型负荷。

另一方面，No.2～6、9、11、12、14、16、18、19、21、24、25、32、34～36、39以及41为不满足本发明所规定的任一要件的例子，强度、室温下的加工性以及温热下的成型负荷降低中的至少一种特性劣化。

以下进行详细说明。

No.2、6、12以及41是再加热工序中的保持后，从300℃到150℃的平均冷却速度CR3过大，从而生成了较多的碳浓度为0.8质量％以下的残留γ的例子，λ变小，不能够改善室温下的加工性。

No.3、5以及39是从再加热温度(再加热工序中的保持温度)到300℃的平均冷却速度CR2过小，从而不能够确保碳浓度为1.0质量％以下的残留γ量的例子，ΔTS变小，不能够降低温热下的成型负荷。需要说明的是，No.3是模拟上述专利文献1的例子，如上述专利文献1的段落[0128]所述那样，保持后冷却至室温的平均冷却速度设为5℃/秒。

No.4、19以及32是均热后的冷却停止温度T2过高的例子。No.4、19以及32由于未生成回火马氏体或者生成量少，因此室温下的TS变低，不能够确保强度。另外，No.4、19以及32由于生成了较多的碳浓度为0.8质量％以下的残留γ，因此λ变小，不能够改善室温下的加工性。需要说明的是，本发明人认为：No.19的保持时间t3比较长，多边形铁素体的生成量比较少，因此过量地生成了贝氏体。即，本发明人认为：多边形铁素体的生成量越少则C越难以在周围的奥氏体中富集，因此贝氏体相变快速地发生。

No.9是均热后从700℃到300℃的区间内的平均冷却速度CR1过小，从而过量生成了多边形铁素体的例子。其结果是，No.9不能够确保期望的TS。

No.11是均热温度T1过高，因此几乎未生成多边形铁素体的例子。其结果是，No.11的TS×EL变低，不能够改善室温下的加工性。

No.14是均热后的冷却停止温度T2过低的的例子。No.14由于未生成贝氏体而过量生成了回火马氏体，因此不能够确保残留γ的生成量。其结果是，No.14的TS×EL变低，不能够改善室温下的加工性。另外，No.14不能够确保碳浓度为1.0质量％以下的残留γ量，因此ΔTS变小，不能够降低温热下的成型负荷。

No.16是均热温度T1过低，因此过量生成了多边形铁素体的例子。其结果是，No.16不能够确保期望的TS。另外，No.16的TS×EL下降，不能够改善室温下的加工性。本发明人认为：其原因在于残留了冷轧时所导入的加工组织。

No.18是再加热温度T3过高的例子。No.18几乎未生成贝氏体，不能够确保残留γ的生成量，因此TS×EL下降，不能够改善室温下的加工性。另外，No.18过量生成了碳浓度为0.8质量％以下的残留γ，因此λ变小，不能够改善室温下的加工性。

No.21是再加热温度T3过低，因此不能够确保碳浓度为1.0质量％以下的残留γ量的例子。其结果是，No.21的ΔTS变小，不能够降低温热下的成型负荷。

No.24是均热时间t1过短，因此不能够确保期望的残留γ量的例子。其结果是，No.24的TS×EL下降，不能够改善室温下的加工性。

No.25是保持时间t3过短的例子。No.25由于不能够确保贝氏体以及残留γ的生成量从而TS×EL下降，另外，由于过量生成了碳浓度为0.8质量％以下的残留γ，因此λ变小，不能够改善室温下的加工性。

No.34～36是成分组成不满足本发明所规定的要件的例子。

No.34由于Si量过少而TS下降，因此不能够确保强度。另外，No.34由于不能够确保残留γ的生成量而TS×EL下降，因此不能够改善室温下的加工性。另外，No.34是不能够确保碳浓度为1.0质量％以下的残留γ量的例子，ΔTS变小，不能够降低温热下的成型负荷。

No.35由于C量过少而TS下降，因此不能够确保强度。另外，No.35由于不能够确保残留γ的生成量而TS×EL下降，因此不能够改善室温下的加工性。另外，No.35是不能够确保碳浓度为1.0质量％以下的残留γ量的例子，ΔTS变小，不能够降低温热下的成型负荷。

No.36由于Mn量过少而过量生成多边形铁素体，TS下降，因此不能够确保强度。另外，No.36由于不能够确保残留γ的生成量而TS×EL下降，因此不能够改善室温下的加工性。另外，No.36是不能够确保碳浓度为1.0质量％以下的残留γ量的例子，ΔTS变小，不能够降低温热下的成型负荷。

本申请以2016年2月29日申请的日本专利申请日本特愿2016-038304以及2016年9月20日申请的日本专利申请日本特愿2016-182966为基础，其内容包含在本申请中。

为了展现本发明，上文中参照附图并通过实施方式对本发明进行了适当且充分的说明，但应认识到，本领域技术人员能够容易地对上述实施方式进行变更和/或改良。因此，只要本领域技术人员所实施的变更方式或改良方式为没有脱离权利要求书中记载的权利要求的保护范围的水平，则应解释为该变更方式或该改良方式包含在该权利要求的保护范围内。

产业上的可利用性

根据本发明，由于合适地控制了钢板的成分组成以及金属组织(尤其，严格地控制了残留γ的碳浓度)，因此可以提供室温下的延伸率和扩孔性良好并且在100～350℃的温热下进行加工时的成型负荷与在室温下进行加工时的成型负荷相比格外降低的拉伸强度为980MPa以上的高强度钢板、以及其制造方法。

Claims

1.一种高强度钢板，其特征是，以质量％计满足

C：0.10～0.5％、

Si：1.0～3％、

Mn：1.5～3％、

P：超过0％且0.1％以下、

S：超过0％且0.05％以下、

Al：0.005～1％、和

N：超过0％且0.01％以下，

并且余部由铁和不可避免的杂质构成的钢板，其中，

(1)该钢板的金属组织包含多边形铁素体、贝氏体、回火马氏体和残留奥氏体，

(2)以扫描型电子显微镜观察所述金属组织时，相对于金属组织整体，满足

多边形铁素体：10～50面积％、

贝氏体：10～50面积％、和

回火马氏体：10～80面积％，

(3)以X射线衍射法对所述金属组织进行测定时，相对于金属组织整体，满足

残留奥氏体：5.0体积％以上、

碳浓度为1.0质量％以下的残留奥氏体：3.5体积％以上、和

碳浓度为0.8质量％以下的残留奥氏体：2.4体积％以下。

2.根据权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，作为其它元素，以质量％计进一步含有选自由

Cr：超过0％且1％以下、

Mo：超过0％且1％以下、

Ti：超过0％且0.15％以下、

Nb：超过0％且0.15％以下、

V：超过0％且0.15％以下、

Cu：超过0％且1％以下、

Ni：超过0％且1％以下、

B：超过0％且0.005％以下、

Ca：超过0％且0.01％以下、

Mg：超过0％且0.01％以下、和

稀土元素：超过0％且0.01％以下

构成的组中的至少1种。

3.根据权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，

在所述钢板的表面具有电镀镀锌层、热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层。

4.一种高强度钢板的制造方法，其特征是，制造权利要求1或权利要求2所述的高强度钢板的方法，并且包括：

均热工序，将满足所述成分组成的钢板加热到800℃以上且Ac₃点以下的T1温度范围，并在该T1温度范围保持40秒以上以便进行均热；

第一冷却工序，均热后冷却到冷却停止温度T2，其中，

当下述式(I)所示的Ms点为350℃以上时，所述冷却停止温度T2是满足350℃以下且100℃以上的任意的温度，另一方面，

当下述式(I)所示的Ms点小于350℃时，所述冷却停止温度T2是满足Ms点以下且100℃以上的任意的温度，

并且，以平均冷却速度5℃/秒以上从700℃冷却到300℃和所述冷却停止温度T2中的相对高的温度；

再加热工序，再加热到超过350℃且540℃以下的T3温度范围，并在该T3温度范围保持50秒以上；以及，

第二冷却工序，在所述T3温度范围保持后，以平均冷却速度10℃/秒以上从所述T3温度范围冷却到300℃，并且以平均冷却速度超过0℃/秒且小于10℃/秒从300℃冷却到150℃，

Ms点＝561－474×[C]/(1－Vf/100)－33×[Mn]－17×[Ni]－17×[Cr]－21×[Mo] (I)

其中Ms点的单位是℃，

在所述式(I)中，Vf是指，另外通过与所述高强度钢板的制造条件相同的条件进行所述均热工序后，以与所述第一冷却工序中的所述高强度钢板的制造条件相同的平均冷却速度冷却到室温，由此得到的样品的多边形铁素体百分率，单位为面积％，

并且，在所述式(I)中，[]表示各元素的含量，单位为质量％，而且将钢板不含有的元素的含量设为0质量％来计算。

5.根据权利要求4所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在所述第二冷却工序后，进行电镀镀锌。

6.根据权利要求4所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在所述再加热工序中，进行热浸镀锌或合金化热浸镀锌。