CN109072371A - 温加工用高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供具有优异的温加工性以及温加工后的高屈强比的温加工用高强度钢板及其制造方法。温加工用高强度钢板，其具有下述成分组成并且具有下述钢板组织，所述成分组成以质量％计含有：C：0.05～0.20％、Si：3.0％以下、Mn：3.5～8.0％、P：0.100％以下、S：0.02％以下、Al：0.01～3.0％、N：0.010％以下，并且含有选自Nb：0.005～0.20％、Ti：0.005～0.20％、Mo：0.005～1.0％、V：0.005～1.0％中的1种以上，余量由Fe及不可避免的杂质组成，所述钢板组织中，以面积率计含有10～60％的残余奥氏体、10～80％的铁素体、10～50％的马氏体、0～5％的贝氏体，并且残余奥氏体中的C量小于0.40质量％，并且残余奥氏体、马氏体及铁素体的平均晶体粒径分别为2.0μm以下，并且在晶界处具有碳化物，所述碳化物包含选自Nb、Ti、Mo、V中的至少一种。

Description

温加工用高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及温加工性及温加工后屈强比优异的温加工用高强度钢板以及其制造方法。
背景技术
从改善汽车的碰撞安全性、和通过减轻重量而提高燃料效率的观点考虑，对于汽车用零件中使用的钢板而言，要求高强度化。然而，钢板等材料的高强度化通常会导致加工性的降低，因此，需要开发强度和加工性这两者均优异的钢板。另外，从碰撞时等的乘员安全性的观点考虑，还期望在耐变形性、耐冲击性方面也优异。
在上述这样的背景下，已经进行了具有各种特性的钢板的开发。专利文献1中公开了关于灵活利用残余奥氏体、并提高了冲击吸收功及伸长率(以下记为EL)的TRIP钢板的技术。在非专利文献1中，公开了通过在加热至形成奥氏体单相后进行加工从而确保高加工性，并且利用该加工后的骤冷从而以低C量获得高强度的技术。在专利文献2中，公开了即使将加热温度降低至300℃也仍能够同时实现优异的伸长率和强度的含有残余奥氏体的钢板。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2001-11565号公报
专利文献2：日本特开2014-62286号公报
非专利文献
非专利文献1：H.Karbasian，A.E.Tekkaya：Journal of Materials ProcessingTechnology，210(2010)，p.2103-2118.
发明内容
发明要解决的课题
然而，上述专利文献1中记载的钢板在冲击能量吸收方面优异的情况为10％以上的高应变变形，而对于侧面碰撞部位等这样的从确保乘员空间的观点出发需要不发生变形的部位则无法应用。此外，为了得到在室温下稳定的残余奥氏体，残余奥氏体中的C量变大，由于加工后产生的高C量的马氏体而使得屈强比降低。
在非专利文献1公开的技术中，存在下述课题：由于是高温加热，因此晶粒发生粗大化，此外，由于新鲜马氏体(fresh martensite)的残留等而使得屈强比不足。另外，由于需要用于对钢板进行高温加热的设备、且其运行成本也高，因此，期望加热温度的低温化。
对于专利文献2中记载的钢板而言，残余奥氏体中的C量为0.5质量％以上，依然较高，因此，在加工后屈强比方面存在课题，且温加热温度的低温化也不充分。
由以上可知，并没有即使在50～200℃左右的低加热温度下也具有优异的加工性、而且在加工后具有高强度、高屈强比的温加工用高强度钢板的先例，因此，期望开发出这种钢板。
本发明的目的在于，提供具有优异的温加工性和温加工后的高屈强比的温加工用高强度钢板及其制造方法。
用于解决课题的手段
本申请的发明人为了解决上述课题而进行了深入研究，结果发现了以下方案。
通过下述手段，能够实现高强度以及优异的温加工性及温加工后的高屈强比，所述手段中，使钢板具有下述成分组成，所述成分组成以质量％计含有：C：0.05～0.20％、Si：3.0％以下、Mn：3.5～8.0％、P：0.100％以下、S：0.02％以下、Al：0.01～3.0％、N：0.010％以下，并且含有选自Nb：0.005～0.20％、Ti：0.005～0.20％、Mo：0.005～1.0％、V：0.005～1.0％中的1种以上，余量由Fe及不可避免的杂质组成；并且使组织成为：以面积率计含有10～60％的残余奥氏体、10～80％的铁素体、10～50％的马氏体、0～5％的贝氏体，并且残余奥氏体中的C量小于0.40质量％，并且残余奥氏体、马氏体及铁素体的平均晶体粒径分别为2.0μm以下，并且在晶界处具有包含选自Nb、Ti、Mo、V中的至少一种的碳化物。
以往，这种低C量的残余奥氏体是伴随着奥氏体等温淬火(austempering)不充分的情况而随之产生的相，由于存在室温的加工特性不良、另外缺乏稳定性并且易于经时变化等问题，因此是被认为应该避免的相。因此，几乎没有研究过大量生成低C量的残余奥氏体的方法，对其的认知缺乏。另外，即使生成了残余奥氏体，其大部分的C量为0.7％以上左右。但是，本申请的发明人想到了通过使残余奥氏体的C量比以往更低、并且以稳定的状态大量地使其生成，从而在显著提高温加工性的同时、在另一方面于室温下也能够得到高强度，此外，通过与在晶界处配置碳化物相组合从而还能够实现屈强比的提高。另外，本申请的发明人发现了通过精细地控制C量、Mn量与其他合金元素及退火条件，能够实现上述方案。
需要说明的是，在本发明中，高强度是指室温时的抗拉强度(以下，也称为TS)为1180MPa以上并且温加工后室温时的维氏硬度HV为400以上，高屈强比是指温加工后的室温时的屈强比为60％以上，优异的温加工性是指150℃时的EL为27％以上。另外，钢板包括冷轧钢板及热轧钢板，还包括它们的热浸镀锌钢板、合金化热浸镀锌钢板。在说明中需要对钢板进行区分的情况下，区分称呼。
本发明的主旨如下所述。
[1]温加工用高强度钢板，其具有下述成分组成并且具有下述钢板组织，所述成分组成以质量％计含有：C：0.05～0.20％、Si：3.0％以下、Mn：3.5～8.0％、P：0.100％以下、S：0.02％以下、Al：0.01～3.0％、N：0.010％以下，并且含有选自Nb：0.005～0.20％、Ti：0.005～0.20％、Mo：0.005～1.0％、V：0.005～1.0％中的1种以上，余量由Fe及不可避免的杂质组成，所述钢板组织中，以面积率计含有10～60％的残余奥氏体、10～80％的铁素体、10～50％的马氏体、0～5％的贝氏体，并且残余奥氏体中的C量小于0.40质量％，并且残余奥氏体、马氏体及铁素体的平均晶体粒径分别为2.0μm以下，并且在晶界处具有碳化物，所述碳化物包含选自Nb、Ti、Mo、V中的至少一种。
[2]根据[1]所述的温加工用高强度钢板，其中，包含选自Nb、Ti、Mo、V中的至少一种的所述碳化物的平均粒径为200nm以下。
[3]根据[1]或[2]所述的温加工用高强度钢板，其具有还以质量％计含有选自下述成分中的一种以上的成分组成：Cr：0.005～2.0％、Ni：0.005～2.0％、Cu：0.005～2.0％、B：0.0001～0.0050％、Ca：0.0001～0.0050％、REM：0.0001～0.0050％、Sn：0.01～0.50％、Sb：0.0010～0.10％。
[4]根据[1]～[3]中任一项所述的温加工用高强度钢板，其进一步在表面具有镀锌层或合金化镀锌层。
[5]温加工用高强度钢板的制造方法，其具有下述工序：热轧工序，对具有[1]或[3]所述的成分组成的钢实施热轧从而制成热轧钢板；酸洗工序，对热轧钢板实施酸洗；退火加热工序，以10℃/s以上的平均加热速度在300～500℃的温度范围内对实施了所述酸洗的钢板进行加热；退火保持工序，进一步加热从而达到高于680℃、且720℃以下，并在该温度区间内保持1～30s；和退火冷却工序，从Ms点至室温以大于10℃/s的平均冷却速度进行冷却。
[6]根据[5]所述的温加工用高强度钢板的制造方法，其中，还具有在所述酸洗工序后实施冷轧从而制成冷轧钢板的冷轧工序，将所述冷轧钢板供于所述退火加热工序。
[7]根据[5]或[6]所述的温加工用高强度钢板的制造方法，其中，在所述退火保持工序后、所述退火冷却工序前实施镀锌。
[8]根据[7]所述的温加工用高强度钢板的制造方法，进一步在所述镀锌后、所述退火冷却工序前实施合金化处理。
[9]温加工用高强度钢板的制造方法，其具有下述工序：退火加热工序，以10℃/s以上的平均加热速度在300～500℃的温度范围内对具有[1]或[3]所述的成分组成的热轧钢板或冷轧钢板进行加热；退火保持工序，进一步加热从而达到高于680℃、且720℃以下，并在该温度区间内保持1～30s；和退火冷却工序，从Ms点至室温以大于10℃/s的平均冷却速度进行冷却。
发明效果
通过本发明，能够得到温加工性及温加工后屈强比优异的温加工用高强度钢板。
具体实施方式
以下，说明本发明的实施方式。需要说明的是，除非另有说明，否则表示成分元素的含量(有时简记为“量”)的“％”意思是“质量％”。
1)成分组成
C：0.05～0.20％
C是对于生成马氏体、残余奥氏体并使温加工后的HV、温加工时的EL(相当于温加工的150℃的条件下的EL)上升而言有效的元素。当C量小于0.05％时，不能充分得到上述效果。另一方面，若C量超过0.20％，则残余奥氏体中的C量变高，温加工后的屈强比降低。因此，C量设为0.05～0.20％。C量的下限侧优选为0.10％以上。上限侧优选为0.20％以下。
Si：3.0％以下
Si是对于使钢固溶强化并使TS、温加工后的HV上升而言有效的元素。为了得到这种效果，Si量优选设为0.01质量％以上。另一方面，若Si量超过3.0％，则温加工后的屈强比降低。因此，Si量设为3.0％以下，优选为2.5％以下，更优选为2.0％以下。
Mn：3.5～8.0％
Mn是对于生成马氏体、残余奥氏体并使温加工后的HV、温加工时的EL上升而言有效的元素。另外，其还是对于降低残余奥氏体中的C量而言有效的元素。当Mn量小于3.5％时，无法充分地得到这种效果，而且易于生成对于本发明而言不期望的贝氏体。另一方面，若Mn量超过8.0％，则温加工后的屈强比降低。因此，Mn量设为3.5～8.0％，优选为3.5～7.0％。另外，对于Mn含量的下限而言，优选大于3.5％。更优选大于4.0％。进一步优选为4.5％以上。
P：0.100％以下
P使钢变脆并使温加工性变差，因此，期望尽可能降低P的量，在本发明中，P量为0.100％以下是允许的。P量优选为0.02％以下。P量的下限没有特别规定，但当小于0.001％时，将导致生产效率降低，故优选为0.001％以上。
S：0.02％以下
S使钢变脆并使温加工性变差，因此，优选尽可能降低S的量，在本发明中，S量为0.02％以下是允许的。S量优选为0.005％以下。S量的下限没有特别规定，但当小于0.0005％时，将导致生产效率降低，故优选为0.0005％以上。
Al：0.01～3.0％
Al是对于促进铁素体的生成从而得到铁素体而言有效的元素。当Al量大于3.0％时，温加工后的屈强比降低。因此，Al量设为3.0％以下，优选为1.5％以下，更优选为1.0％以下。另一方面，从制钢工序中的脱酸的观点考虑，Al量设为0.01％以上，优选为0.02％以上。
N：0.010％以下
N使马氏体变硬、导致温加工后的屈强比降低，因此优选尽可能降低N的量，在本发明中，N量为0.010％以下是允许的。N量优选为0.007％以下。下限没有特别规定，但当小于0.0005％时，易于导致生产效率降低，故优选为0.0005％以上。
选自Nb：0.005～0.20％、Ti：0.005～0.20％、Mo：0.005～1.0％、V：0.005～1.0％中的1种以上
Nb、Ti、Mo、V形成微细组织及微细晶界碳化物、并改善温加工后的屈强比。即，将Mn提高至本发明水平从而降低界面移动速度、并且利用该微细晶界碳化物的钉扎效应来抑制退火时的晶粒生长，由此能够在形成微细组织的同时在晶界处配置该微细晶界碳化物，从而使得温加工后的屈强比显著提高。在Nb、Ti、Mo、V的含量分别小于上述下限的情况下，无法得到上述效果。另一方面，若Nb、Ti、Mo、V的含量分别大于上述上限，则奥氏体中的C量降低，从而将无法得到本发明的残余奥氏体量。因而，选自Nb、Ti、Mo、V中的至少1种的各自的含量设为Nb：0.005～0.20％、Ti：0.005～0.20％、Mo：0.005～1.0％、V：0.005～1.0％。关于下限，Ti量优选为0.010％以上。Nb量优选为0.010％以上。Mo量优选为0.02％以上。V量优选为0.05％以上。关于上限，Ti量优选为0.050％以下。Nb量优选为0.030％以下。Mo量优选为0.30％以下。V量优选为0.2％以下。
余量为Fe及不可避免的杂质。需要说明的是，根据需要，可适当含有以下元素(任选元素)中的1种以上。
选自Cr：0.005～2.0％、Ni：0.005～2.0％、Cu：0.005～2.0％、B：0.0001～0.0050％、Ca：0.0001～0.0050％、REM：0.0001～0.0050％、Sn：0.01～0.50％、Sb：0.0010～0.10％中的1种以上
Cr、Ni、Cu是对于生成马氏体、高强度化而言有效的元素。从得到上述效果的观点考虑，Cr、Ni、Cu各自的量优选为0.005％以上。更优选为0.05％以上。若Cr、Ni、Cu各自的含量大于2.0％，则温加工后的屈强比可能降低。更优选为1.0％以下。
B是对于生成马氏体、高强度化而言有效的元素。从得到上述效果的观点考虑，B的量优选为0.0001％以上。更优选为0.0005％以上。若B的量大于0.0050％，则夹杂物可能增加并使得温加工性变差。B的量更优选为0.0040％以下。
Ca、REM是对于利用夹杂物的形态控制而使得温加工性提高而言有效的元素。从得到上述效果的观点考虑，Ca、REM各自的量优选为0.0001％以上。Ca、REM各自的量更优选为0.0005％以上。若Ca、REM各自的量大于0.0050％，则夹杂物量可能增加并使得温加工性变差。Ca、REM各自的量更优选为0.0040％以下。
Sn、Sb是对于抑制脱碳、脱氮、脱硼等从而抑制钢的强度降低而言有效的元素。从得到上述效果的观点考虑，Sn的量设为0.01％以上，更优选为0.03％以上。另外，Sb的量优选为0.0010％以上。更优选为0.01％以上。若Sn的量大于0.50％、Sb的量大于0.10％，则钢可能变脆并且使得温加工性变差。另外，对于上限而言，Sn量更优选为0.05％以下。Sb量更优选为0.05％以下。
因此，Cr、Ni、Cu、B、Ca、REM、Sn、Sb的含量分别优选为Cr：0.005～2.0％、Ni：0.005～2.0％、Cu：0.005～2.0％、B：0.0001～0.0050％、Ca：0.0001～0.0050％、REM：0.0001～0.0050％、Sn：0.01～0.50％、Sb：0.0010～0.10％。
另外，作为其他元素，在本发明中，也可以合计含有0.002％以下的Zr、Mg、La、Ce。
另外，在以小于下限值的量含有上述任选元素的情况下，将以小于下限值的量含有的任选元素认为是作为不可避免的杂质而含有的元素。
2)钢板组织
在以下说明中，将钢板组织的面积率简单表示为“％”。在具有镀锌层或合金化镀锌层的情况下，意思是不包含它们的基底钢板。
残余奥氏体：10～60％
当残余奥氏体的面积率小于10％时，则温加工时无法得到27％以上的EL。另一方面，若超过60％，则温加工后的屈强比降低。因此，残余奥氏体的面积率设为10～60％。面积率的下限侧优选为15％以上，更优选为20％以上或大于20％。更优选为30％以上或大于30％。进一步优选为35％以上。面积率的上限侧优选为55％以下。
铁素体：10～80％
当铁素体的面积率小于10％时，则无法同时具有温加工时27％以上的EL和温加工后的屈强比。另一方面，若超过80％，则无法得到本发明的高强度。因而，铁素体的面积率设为10～80％。优选为10～60％，更优选为10～50％。
马氏体：10～50％
当马氏体的面积率小于10％时，无法于室温得到1180MPa以上的TS。另一方面，若超过50％，则温加工时无法得到27％以上的EL。因而，马氏体的面积率设为10～50％。面积率的下限侧优选为15％以上。更优选大于20％，进一步优选为25％以上。面积率的上限侧优选为45％以下。
贝氏体：0～5％
本发明中，贝氏体并不优选，但允许为5％以下。若超过5％，则温加工后的屈强比降低。因而，贝氏体设为0～5％，优选为0～3％，更优选为0～1％。
本发明的钢板组织由残余奥氏体、铁素体、马氏体(还可含有的是贝氏体)构成，不含其他相。残余奥氏体、铁素体、马氏体的合计为95％以上。例如，不含珠光体。
残余奥氏体中的C量：小于0.40质量％
如后文所述，残余奥氏体中的C量由下述(1)式、(2)式确定。残余奥氏体中的C量为0.40质量％以上时，无法得到本发明的温加工后的高屈强比。因此，残余奥氏体中的C量设为小于0.40质量％，优选小于0.3质量％，更优选小于0.2质量％。
残余奥氏体、马氏体、铁素体的平均晶体粒径：分别为2.0μm以下
残余奥氏体、马氏体、铁素体中的任一者的平均晶体粒径超过2.0μm时，无法得到本发明的温加工后的高屈强比。因而，残余奥氏体、马氏体、铁素体各自的平均晶体粒径设为2.0μm以下，优选为1.0μm以下。
存在于晶界处的、包含选自Nb、Ti、Mo、V中的至少1种的碳化物
通过将Nb、Ti、Mo、V系的微细碳化物配置于晶界处，可抑制晶界近旁的位错的移动并使得温加工后的屈强比提高。
通过将所述碳化物的平均粒径设为200nm以下，能够进一步改善温加工后的屈强比。下限没有特别规定，但平均粒径小于10nm时，上述效果变小，因此优选为10nm以上。
本发明中，对于上述碳化物的平均粒径而言，使用透射型电子显微镜(TEM)以10万倍观察10个视野，将在上述视野中确认到的所有碳化物的粒径的平均值作为上述碳化物的平均粒径。
本发明中，铁素体、马氏体、贝氏体的面积率是指各组织的面积占观察面积的比例。对于它们的面积率而言，从钢板切出样品，在将平行于轧制方向的板厚剖面研磨后，用3％硝酸乙醇溶液(nital)进行腐蚀，用SEM(扫描型电子显微镜)以1500倍的倍率对板厚1/4位置分别拍摄3个视野，使用Media Cybernetics公司制的Image-Pro由所得图像数据确定各组织的面积率，将视野中的平均面积率作为各组织的面积率。在所述图像数据中，铁素体为黑色，马氏体以及残余奥氏体为白色，贝氏体为包含取向一致的碳化物或岛状马氏体的暗灰色，由此得以区分。马氏体的面积率通过从上述白色组织的面积率减去后述的残余奥氏体的面积率而求出。需要说明的是，本发明中，马氏体也可以是包含取向不一致的碳化物的自回火马氏体(auto-tempered martensite)、回火马氏体。另外，虽然在本发明中没有含有，但珠光体作为黑色和白色的层状组织能够进行区分。
另外，对于铁素体、马氏体以及残余奥氏体的晶体粒径而言，利用切剖法针对测定过面积率的图像进行测定，将其平均值作为上述组织的平均晶体粒径。切剖法中所用的线的数量以纵向上10条、横向上10条从而将图像分别等分为11份的方式画出。马氏体与残余奥氏体不做区分，采用相同粒径。需要说明的是，本发明中，板条束边界、板条块边界不包括在晶界中。
对于残余奥氏体的体积率而言，将钢板研磨至板厚的1/4位置，然后，利用化学研磨进一步研磨0.1mm，针对由此得到的面利用X射线衍射装置使用Mo的Kα线测定fcc铁(奥氏体)的(200)面、(220)面、(311)面、以及bcc铁(铁素体)的(200)面、(211)面、(220)面的积分反射强度，由来自于fcc铁的各面的积分反射强度相对于来自于bcc铁的各面的积分反射强度的强度比来求出体积率。在本发明中，将该体积率的值用作面积率的值。
另外，利用X射线衍射装置使用Co的Kα线由(220)面的衍射峰位移量利用(1)式计算残余奥氏体的晶格常数a，进一步利用(2)式计算残余奥氏体中的C量。
[数学式1]
此处，a为残余奥氏体的晶格常数(nm)，θ为(200)面的衍射峰角度除以2得到的值(rad)。
a＝0.3578+0.0033[C]+0.000095[Mn]+0.00006[Cr]+0.0022[N]+0.00056[Al]+0.00015[Cu]+0.00031[Mo]···(2)
此处，a为残余奥氏体的晶格常数(nm)，[M]为奥氏体中的元素M的质量％。
本发明中，残余奥氏体中的元素M(C以外)的质量％为在钢整体中所占的质量％。将a和C以外的元素含量代入(2)式，可算出残余奥氏体中的C量。
本发明钢板可在表面上具有镀锌层或合金化镀锌层。镀锌层的组成例如可以是Al：0.05～0.25％、余量为Zn及不可避免的杂质。
3)制造条件
本发明的温加工用高强度钢板例如可通过具有下述工序的制造方法来制造：例如，以10℃/s以上的平均加热速度在300～500℃的温度范围内对热轧钢板或冷轧钢板(其是对具有上述成分组成的板坯等钢实施热轧或进一步实施冷轧而制作的)进行加热的退火加热工序；退火保持工序，进一步加热从而达到高于680℃、且720℃以下，并在该温度区间内保持1～30s；和退火冷却工序，从Ms点至室温以大于10℃/s的平均冷却速度进行冷却。在退火过程中，在最初的升温过程中，在使Fe系碳化物溶解的同时，生成包含Nb、Ti、Mo、V中的至少1种的碳化物，并且利用基于所述碳化物的钉扎效应来抑制再结晶铁素体的晶粒生长，同时生成奥氏体，由此得到在晶界处配置有微细碳化物的、包含微细的铁素体和奥氏体的组织。接下来，通过优化铁素体与奥氏体的2相区退火时的保持时间从而控制元素分配。进一步在此后的冷却过程中，通过使Ms点以下的平均冷却速度大于10℃/s，抑制了从先生成的马氏体向相邻的残余奥氏体的C的扩散，从而能够得到包含本发明的C量低的残余奥氏体、和铁素体以及马氏体的微细的微组织(钢板组织)。以下，详细说明。需要说明的是，在制造条件的说明中，表示时间的“s”意思是秒。
首先，对包括退火加热工序、退火保持工序、退火冷却工序的退火工序进行说明。将热轧钢板或冷轧钢板供于退火工序。
300～500℃：以10℃/s以上的平均加热速度进行加热
当300～500℃的平均加热速度小于10℃/s时，铁素体晶粒发生粗大化而无法得到本发明的钢板组织。因而，300～500℃的平均加热速度设为10℃/s以上。上限没有特别规定，从操作稳定性的观点考虑，优选为2000℃/s以下。另外，300～500℃的平均加热速度更优选为1000℃/s以下。关于以10℃/s以上的平均加热速度进行的加热，若加热开始温度超过300℃，则有时铁素体晶粒发生粗大化而无法得到本发明的钢板组织。需要说明的是，500℃至下述退火温度的平均加热速度没有特别限定。
退火温度：高于680℃、且720℃以下
当退火温度为680℃以下时，奥氏体无法生成，或者即使生成也会由于C、Mn的过度富集而无法得到本发明的温加工性、温加工后的高屈强比。另一方面，若超过720℃，则铁素体、残余奥氏体减少，温加工性变得不充分。因此，退火温度设为高于680℃、且720℃以下。
退火保持时间：1～30s
当退火时间短于1s时，奥氏体的生成变得不充分、无法得到本发明的钢板组织。另一方面，若超过30s，则晶粒发生粗大化、无法得到本发明的钢板组织。因此，退火保持时间设为1～30s。
镀锌处理
可在退火保持工序后、退火冷却工序前对钢板实施镀锌处理。用于镀锌的镀浴的组成优选为Al为0.10～0.25％、余量由锌和不可避免的杂质组成。也可以进一步实施合金化处理。合金化条件优选为于460～600℃保持1～60s。
另外，在实施镀覆处理的情况下，该处理应当在上述退火保持工序后至Ms点的冷却的途中。若在冷却至Ms点以下之后来实施镀覆，则无法得到本发明的钢板组织，无法得到本发明的温加工性、温加工后的温加工后的高屈强比。
在本发明中，Ms点(℃)利用Formaster求出。
从Ms点至室温以大于10℃/s的平均冷却速度进行冷却
在以上处理或退火保持工序之后，冷却至Ms点。此后，进一步从Ms点至室温以大于10℃/s的平均冷却速度进行冷却。当从Ms点至室温的平均冷却速度为10℃/s以下时，由于C的扩散而使得残余奥氏体中的C量增加从而使得温加工性、温加工后的屈强比降低。因此，将从Ms点至室温的平均冷却速度设为大于10℃/s。需要说明的是，在Ms点以下的冷却途中伴随着再加热的情况下，由于C的扩散而使得残余奥氏体中的C量增加，因此，在从Ms点至室温的冷却中不应加热。平均冷却速度的上限没有特别规定，但若其超过1000℃/s，则需要过多的冷却设备从而导致成本上升，因此，平均冷却速度的上限优选为1000℃/s以下。需要说明的是，所谓室温，意思是0～50℃。
对于直至上述退火工序前的制造方法的条件而言，没有特别限定，例如优选在以下的条件下进行。
对于板坯而言，为了防止宏观偏析，优选通过连续铸造法制造，另外，也可以通过铸锭法、薄板坯铸造法来制造。对于将板坯热轧而言，可以暂时将板坯冷却至室温、然后进行再加热从而进行热轧，也可以不将板坯冷却至室温而将其装入加热炉并进行热轧。或者，还可以应用在稍微进行保温后立即进行热轧的节能工艺。在加热板坯的情况下，为了将碳化物溶解、防止轧制负荷的增大，优选加热至1100℃以上。另外，为了防止氧化皮损失的增大，板坯的加热温度优选设为1300℃以下。需要说明的是，板坯温度为板坯表面的温度。当将板坯热轧时，也可以加热粗轧后的薄板坯料(sheet bar)。另外，可以应用将薄板坯料彼此接合、并连续地进行精轧的、所谓连续轧制工艺。对于精轧而言，由于存在使各向异性增大、使冷轧、退火后的加工性降低的情况，因此优选于800℃以上的精轧温度进行。另外，为了减轻轧制负荷、使形状、材质变得均匀，优选于精轧的所有道次或者一部分道次中，实施摩擦系数为0.10～0.25的润滑轧制。
卷绕后的钢板通过酸洗等将氧化皮除去。根据情况，进一步实施热处理、冷轧，之后进一步实施退火、镀锌等。
上述冷轧按照常规方法实施即可。另外，冷轧的压下率没有特别规定，但当小于30％时，有时会通过其后的退火而导致粗粒等不均匀组织、未再结晶组织，因此，优选为30％以上。另外，若超过90％，则有时导致板形状的劣化，因此优选为90％以下。需要说明的是，本发明中，也可以在冷轧前实施热处理。另外，若其最高到达温度超过600℃，则会导致奥氏体的生成等组织变化，因此，最高到达温度优选为600℃以下。
4)其他
另外，本发明中，温加工用高强度钢板优选用于50～200℃下的加工。
实施例
以下，基于实施例具体说明本发明。本发明的技术的范围不限于以下的实施例。
利用实验室的真空溶解炉将表1所示成分组成的钢(余量为Fe及不可避免的杂质)熔炼、进行轧制从而制成钢板坯。将上述钢板坯加热至1200℃后，进行粗轧、精轧从而制成厚度3.0mm的热轧板。热轧的精轧温度设为900℃，卷绕温度设为500℃。卷绕后，实施酸洗。对于一部分而言，接下来，为了软化，而于600℃实施1小时的退火(热处理)，然后进行冷轧至1.4mm，从而制成冷轧钢板(CR)。将所得热轧钢板及冷轧钢板供于退火。
对于退火，在实验室中使用热处理及镀覆处理装置在表2所示条件下进行，从而制备了将热轧钢板退火而形成的温加工用高强度钢板(HR)、将冷轧钢板退火而形成的温加工用高强度钢板(CR)、热浸镀锌钢板(GI)以及合金化热浸镀锌钢板(GA)1～25。将钢板浸渍在460℃的镀浴中并形成附着量为35～45g/m2的镀覆层，从而制造镀锌钢板；镀覆层形成后通过实施于550℃保持1～60s的合金化处理，从而制作合金化镀锌钢板。表2中的No.8由于在退火后的冷却中暂时冷却至低于Ms点的温度，因此，没有记载“Ms～室温的平均冷却速度”。表2中的No.18在退火后冷却至室温。
对将所得热轧钢板退火而成的温加工用高强度钢板、将冷轧钢板退火而形成的温加工用高强度钢板、热浸镀锌钢板以及合金化热浸镀锌钢板实施伸长率为0.3％的平整轧制，然后，按照以下的试验方法，评价室温的拉伸特性、温间(warm temperature range)的拉伸特性以及拉伸后的耐冲击性。将结果示于表3。另外，通过上述方法测定的相的面积率等也示于表3。
<室温拉伸试验>
从退火板(在实施了镀锌处理、合金化镀锌处理的情况下，意思是基底钢板。下同。)中，在相对于轧制方向而言的平行方向上采集JIS5号拉伸试验片(JIS Z 2201)，通过于室温以10-3/s的应变速率按照JIS Z 2241的规定实施拉伸试验，从而求出TS。需要说明的是，将1180MPa以上评价为合格。另外，通过与后述的温间拉伸试验相同的方法赋予27％的拉伸应变后，冷却至室温，接下来于室温以10-3/s的应变速率按照JIS Z 2241的规定实施拉伸试验，将室温时的屈服强度除以抗拉强度，从而求出温加工后的屈强比。
<温间拉伸试验(Warm tensile test)>
从退火板中在相对于轧制方向而言的平行方向上采集JIS5号拉伸试验片(JIS Z2201)，实施试验温度为80℃或150℃、应变速率为10-3/s的拉伸试验，求出EL。需要说明的是，本发明中，将温间拉伸试验的EL为27％以上评价为温加工性良好。
<温加工后室温维氏硬度试验>
通过与上述温间拉伸试验相同的方法对试验片赋予27％的拉伸应变后，冷却至室温，在上述拉伸试验片的中央部的与拉伸方向平行的板厚剖面中，针对板厚的1/4位置，在负荷为1kgf的条件下实施5处维氏硬度试验，求出除去最大值和最小值后的3处的平均维氏硬度HV。需要说明的是，本发明中，将HV：400以上评价为高强度。
发明例中，均为室温时的TS为1180MPa以上且温加工后室温时的维氏硬度HV为400以上、并且温加工后屈强比为60％以上且温间条件下的EL为27％以上的、温加工后的屈强比优异的温加工用高强度钢板。需要说明的是，对于钢板No.14而言，在将温间拉伸试验的温度设为150℃的情况下，温间条件下的EL成为29％，温加工后的HV为400以上，温加工后的屈强比也为60％以上。
另一方面，不在本发明的范围内的比较例得不到所期望的强度、或者得不到温间条件下的EL、或者得不到温加工后的高屈强比。
产业上的可利用性
根据本发明，能够得到室温时的TS为1180MPa以上、温间条件下的EL为27％以上、并且具有优异的温加工后的高屈强比的温加工用高强度钢板。

Claims (9)

1.温加工用高强度钢板，其具有下述成分组成并且具有下述钢板组织，
所述成分组成以质量％计含有：
C：0.05～0.20％、
Si：3.0％以下、
Mn：3.5～8.0％、
P：0.100％以下、
S：0.02％以下、
Al：0.01～3.0％、
N：0.010％以下，
并且含有选自
Nb：0.005～0.20％、
Ti：0.005～0.20％、
Mo：0.005～1.0％、
V：0.005～1.0％中的1种以上，余量由Fe及不可避免的杂质组成，
所述钢板组织中，以面积率计含有10～60％的残余奥氏体、10～80％的铁素体、10～50％的马氏体、0～5％的贝氏体，并且残余奥氏体中的C量小于0.40质量％，并且残余奥氏体、马氏体及铁素体的平均晶体粒径分别为2.0μm以下，并且在晶界处具有碳化物，所述碳化物包含选自Nb、Ti、Mo、V中的至少一种。
2.根据权利要求1所述的温加工用高强度钢板，其中，包含选自Nb、Ti、Mo、V中的至少一种的所述碳化物的平均粒径为200nm以下。
3.根据权利要求1或2所述的温加工用高强度钢板，其具有还以质量％计含有选自下述成分中的一种以上的成分组成，
Cr：0.005～2.0％、
Ni：0.005～2.0％、
Cu：0.005～2.0％、
B：0.0001～0.0050％、
Ca：0.0001～0.0050％、
REM：0.0001～0.0050％、
Sn：0.01～0.50％、
Sb：0.0010～0.10％。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的温加工用高强度钢板，其进一步在表面具有镀锌层或合金化镀锌层。
5.温加工用高强度钢板的制造方法，其具有下述工序：
热轧工序，对具有权利要求1或3所述的成分组成的钢实施热轧从而制成热轧钢板；
酸洗工序，对热轧钢板实施酸洗；
退火加热工序，以10℃/s以上的平均加热速度在300～500℃的温度范围内对实施了所述酸洗的钢板进行加热；
退火保持工序，进一步加热从而达到高于680℃、且720℃以下，并在该温度区间内保持1～30s；和
退火冷却工序，从Ms点至室温以大于10℃/s的平均冷却速度进行冷却。
6.根据权利要求5所述的温加工用高强度钢板的制造方法，其中，
还具有在所述酸洗工序后实施冷轧从而制成冷轧钢板的冷轧工序，
将所述冷轧钢板供于所述退火加热工序。
7.根据权利要求5或6所述的温加工用高强度钢板的制造方法，其中，在所述退火保持工序后、所述退火冷却工序前实施镀锌。
8.根据权利要求7所述的温加工用高强度钢板的制造方法，其中，进一步在所述镀锌后、所述退火冷却工序前实施合金化处理。
9.温加工用高强度钢板的制造方法，其具有下述工序：
退火加热工序，以10℃/s以上的平均加热速度在300～500℃的温度范围内对具有权利要求1或3所述的成分组成的热轧钢板或冷轧钢板进行加热；
退火保持工序，进一步加热从而达到高于680℃、且720℃以下，并在该温度区间内保持1～30s；和
退火冷却工序，从Ms点至室温以大于10℃/s的平均冷却速度进行冷却。
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