CN110312813A - 高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

提供具有1180MPa以上的拉伸强度的高强度钢板及其制造方法。一种高强度钢板，其含有规定的成分组成，余量由Fe和不可避免的杂质构成。钢组织中，回火马氏体以面积率计为75.0％以上，淬火马氏体以面积率计为1.0％以上且20.0％以下，残余奥氏体以面积率计为5.0％以上且20.0％以下，淬火马氏体相对于回火马氏体的硬度比为1.5以上且3.0以下，回火马氏体与淬火马氏体的异相界面附近的回火马氏体侧的最大KAM值相对于回火马氏体的平均KAM值之比为1.5以上且30.0以下，原奥氏体晶粒的轧制方向的粒径相对于板厚方向的粒径之比的平均值为2.0以下。

Description

高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明主要涉及适合于汽车的结构构件的高强度钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，由于环境问题的加剧，CO2排放限制变得严格，在汽车领域，以提高燃料效率为目的的车身的轻量化成为课题。为此，在汽车部件中应用高强度钢板而带来的薄壁化正在推进，特别是以拉伸强度(TS)计为1180MPa以上的高强度钢板的应用正在推进。
对于用于汽车的结构用构件、增强用构件的高强度钢板，要求加工性优良。特别是对于用于具有复杂形状的部件的高强度钢板，不仅要求延展性(以下有时也称为伸长率)或拉伸凸缘性(以下有时也称为扩孔性)这样的特性优良，而且要求延展性和拉伸凸缘性这两者都优良。此外，对于结构用构件、增强用构件等汽车用部件，要求优良的碰撞吸收能特性。为了提高汽车用部件的碰撞吸收能特性，控制作为原材料的钢板的屈服比(YR＝YS/TS)是有效的。通过控制高强度钢板的屈服比(YR)，能够抑制钢板成形后的回弹，并且能够使碰撞时的碰撞吸收能升高。
另外，钢板因高强度化和薄壁化而形状固定性显著降低，为了应对此情况，广泛进行预测冲压成形时的脱模后的形状变化而设计预估了形状变化量的模具。但是，钢板的YS变化较大的情况下，将形状变化设定为恒定预估量的形状变化量与目标的偏差增大，诱发形状不良。并且，该形状不良的钢板在冲压成形后需要对一个一个的形状进行钣金加工等重新调整，使量产效率显著降低。因此，要求钢板的YS的偏差尽可能小。
对于这些要求，例如，在专利文献1中公开了一种高强度钢板，其具有以质量％计含有C：0.12～0.22％、Si：0.8～1.8％、Mn：1.8～2.8％、P：0.020％以下、S：0.0040％以下、Al：0.005～0.08％、N：0.008％以下、Ti：0.001～0.040％、B：0.0001～0.0020％和Ca：0.0001～0.0020％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，具有铁素体相和贝氏体相的合计面积比率为50～70％且平均结晶粒径为1～3μm、回火马氏体相的面积比率为25～45％且平均结晶粒径为1～3μm、残余奥氏体相的面积比率为2～10％的组织，所述高强度钢板的拉伸强度为1180MPa以上，具有优良的伸长率、拉伸凸缘性和弯曲性。
在专利文献2中公开了一种高强度钢板，其具有以质量％计含有C：0.15～0.27％、Si：0.8～2.4％、Mn：2.3～3.5％、P：0.08％以下、S：0.005％以下、Al：0.01～0.08％、N：0.010％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，具有铁素体的平均结晶粒径为5μm以下、铁素体的体积百分率为3～20％、残余奥氏体的体积百分率为5～20％、马氏体的体积百分率为5～20％、余量包含贝氏体和/或回火马氏体、并且与钢板的轧制方向平行的板厚截面内每2000μm2中的结晶粒径为2μm以下的残余奥氏体、马氏体或者它们的混合相的总个数为150个以上的显微组织，所述高强度钢板的拉伸强度为1180MPa以上，在确保高的屈服比的同时具有优良的伸长率和拉伸凸缘性。
在专利文献3中公开了一种高强度热镀锌钢板，其具有以质量％计含有C：0.120％以上且0.180％以下、Si：0.01％以上且1.00％以下、Mn：2.20％以上且3.50％以下、P：0.001％以上且0.050％以下、S：0.010％以下、sol.Al：0.005％以上且0.100％以下、N：0.0001％以上且0.0060％以下、Nb：0.010％以上且0.100％以下、Ti：0.010％以上且0.100％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，具有铁素体的面积率为10％以上且60％以下、马氏体的面积率为40％以上且90％以下的组织，所述高强度热镀锌钢板的拉伸强度为1180MPa以上，表面外观优良，并且材质的退火温度依赖性小，并且改善了拉伸凸缘性。
在专利文献4中公开了一种高强度冷轧钢板，其以质量％计含有C：0.13～0.25％、Si：1.2～2.2％、Mn：2.0～3.2％、P：0.08％以下、S：0.005％以下、Al：0.01～0.08％、N：0.008％以下、Ti：0.055～0.130％、余量由Fe和不可避免的杂质构成，具有含有以体积百分率计为2～15％的平均结晶粒径为2μm以下的铁素体、以体积百分率计为5～20％的平均结晶粒径为0.3～2.0μm的残余奥氏体、以体积百分率计为10％以下(包括0％)的平均结晶粒径为2μm以下的马氏体、余量含有贝氏体和回火马氏体、贝氏体和回火马氏体的平均结晶粒径为5μm以下的组织，所述高强度冷轧钢板的拉伸强度为1180MPa以上，伸长率、扩孔性、耐延迟断裂特性优良，具有高屈服比。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2014-80665号公报
专利文献2：日本特开2015-34327号公报
专利文献3：日本专利第5884210号公报
专利文献4：日本专利第5896086号公报
发明内容
发明所要解决的问题
但是，在专利文献1～4记载的技术中，公开了对于加工性中的尤其是伸长率、拉伸凸缘性、弯曲性有所改善，但是，在任一篇文献中都没有考虑过屈服应力(YS)的面内各向异性。
在专利文献1记载的技术中，如果如表1～3所公开的那样拉伸强度为1180MPa以上并且确保充分的延展性和拉伸凸缘性，则需要进行三次退火。在专利文献2记载的技术中，为了兼顾延展性和拉伸凸缘性，需要含有以体积率计为3～20％的铁素体，在冷轧后需要进行两次退火。在专利文献3记载的技术中，1180MPa以上的拉伸强度与TS×El的平衡不充分。在专利文献4记载的技术中，为了在1180MPa以上的拉伸强度下兼顾延展性和拉伸凸缘性，需要使铁素体的平均结晶粒径为2μm以下，需要含有价格昂贵的Ti。
鉴于上述情况，本发明的目的在于提供特别是具有1180MPa以上的拉伸强度(TS)、不仅延展性优良而且拉伸凸缘性也优良、进而屈服应力(YS)的控制性和面内各向异性优良的高强度钢板及其制造方法。
用于解决问题的方法
为了解决上述问题，本发明人为了得到具有1180MPa以上的拉伸强度、不仅延展性优良而且拉伸凸缘性也优良、进而屈服应力(YS)的控制性和面内各向异性优良的高强度钢板及其制造方法，反复进行了深入研究，结果发现了以下内容。
发现：(1)通过含有残余奥氏体，延展性提高；(2)通过制成以回火马氏体为主体的钢组织，拉伸凸缘性提高；(3)通过控制淬火马氏体与回火马氏体的硬度比、以及回火马氏体与淬火马氏体的异相界面附近的回火马氏体侧的最大KAM值相对于回火马氏体的平均KAM值之比，屈服应力(YS)的控制性提高、即能够将YR控制在宽范围内；(4)通过控制原奥氏体晶粒的轧制方向的粒径相对于板厚方向的粒径之比，能够减小屈服应力(YS)的面内各向异性。
本发明是基于上述见解而完成的，其主旨如下。
[1]一种高强度钢板，其中，成分组成以质量％计含有C：0.08％以上且0.35％以下、Si：0.50％以上且2.50％以下、Mn：2.00％以上且3.50％以下、P：0.001％以上且0.100％以下、S：0.0200％以下、Al：0.010％以上且1.000％以下、N：0.0005％以上且0.0100％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成，钢组织中，回火马氏体以面积率计为75.0％以上，淬火马氏体以面积率计为1.0％以上且20.0％以下，残余奥氏体以面积率计为5.0％以上且20.0％以下，淬火马氏体相对于回火马氏体的硬度比为1.5以上且3.0以下，回火马氏体与淬火马氏体的异相界面附近的回火马氏体侧的最大KAM值相对于回火马氏体的平均KAM值之比为1.5以上且30.0以下，原奥氏体晶粒的轧制方向的粒径相对于板厚方向的粒径之比的平均值为2.0以下。
[2]如[1]所述的高强度钢板，其中，上述钢组织还具有以面积率计为10.0％以下的贝氏体，上述残余奥氏体的平均结晶粒径为0.2μm以上且5.0μm以下。
[3]如[1]或[2]所述的高强度钢板，其中，在上述成分组成的基础上，以质量％计还含有选自Ti：0.001％以上且0.100％以下、Nb：0.001％以上且0.100％以下、V：0.001％以上且0.100％以下、B：0.0001％以上且0.0100％以下、Mo：0.01％以上且0.50％以下、Cr：0.01％以上且1.00％以下、Cu：0.01％以上且1.00％以下、Ni：0.01％以上且0.50％以下、As：0.001％以上且0.500％以下、Sb：0.001％以上且0.200％以下、Sn：0.001％以上且0.200％以下、Ta：0.001％以上且0.100％以下、Ca：0.0001％以上且0.0200％以下、Mg：0.0001％以上且0.0200％以下、Zn：0.001％以上且0.020％以下、Co：0.001％以上且0.020％以下、Zr：0.001％以上且0.020％以下、REM：0.0001％以上且0.0200％以下中的至少一种。
[4]如[1]～[3]中任一项所述的高强度钢板，其中，在钢板表面具有镀层。
[5]一种高强度钢板的制造方法，其是[1]～[3]中任一项所述的高强度钢板的制造方法，其中，对钢原材进行加热，接着，进行使精轧入口侧温度为1020℃以上且1180℃以下、精轧出口侧温度为800℃以上且1000℃以下的热轧，接着，以600℃以下的卷取温度进行卷取，接着，进行冷轧，接着，进行如下退火：将由(1)式定义的温度设为T1温度(℃)、将由(2)式定义的温度设为T2温度(℃)时，在T1温度以上的加热温度下保温10秒以上后，冷却至220℃以上且((220℃+T2温度)/2)以下的冷却停止温度，然后，从该冷却停止温度开始以10℃/秒以上的平均加热速度再加热至A以上且560℃以下的再加热温度(A为满足(T2温度+20℃)≤A≤530℃的任意温度(℃))，然后，在(T2温度+20℃)以上且530℃以下的保持温度(A)下保持10秒以上。
T1温度(℃)＝960-203×[％C]1/2+45×[％Si]-30×[％Mn]+150×[％A l]-20×[％Cu]+11×[％Cr]+400×[％Ti]···(1)
需要说明的是，[％X]表示钢中的成分元素X的含量(质量％)，不含有时设为0。
T2温度(℃)＝560-566×[％C]-150×[％C]×[％Mn]-7.5×[％Si]+15×[％Cr]-67.6×[％C]×[％Cr]···(2)
需要说明的是，[％X]表示钢中的成分元素X的含量(质量％)，不含有时设为0。
[6]如[5]所述的高强度钢板的制造方法，其中，上述热轧中，精轧的最终道次的前一个道次的压下率为15％以上且25％以下。
[7]如[5]或[6]所述的高强度钢板的制造方法，其中，在上述卷取后，进行从卷取温度冷却至200℃以下、然后进行加热并在450℃以上且650℃以下的温度范围内保持900秒以上的热处理，然后进行上述冷轧。
[8]如[5]～[7]中任一项所述的高强度钢板的制造方法，其中，在上述退火后，实施镀覆处理。
需要说明的是，在本发明中，高强度钢板是指拉伸强度(TS)为1180MPa以上的钢板，包括冷轧钢板、对冷轧钢板实施镀覆处理、合金化镀覆处理等表面处理后的钢板。另外，在本发明中，延展性、即El(总伸长率)优良是指TS×El的值为16500MPa·％以上。另外，在本发明中，拉伸凸缘性优良是指作为拉伸凸缘性的指标的扩孔率(λ)的值为30％以上。另外，在本发明中，屈服应力(YS)的控制性优良是指作为YS的控制性的指标的屈服比(YR)的值为65％以上且95％以下。需要说明的是，YR通过下述(3)式求出。
YR＝YS/TS····(3)
另外，在本发明中，屈服应力(YS)的面内各向异性优良是指作为YS的面内各向异性的指标的|ΔYS|的值为50MPa以下。需要说明的是，|ΔYS|通过下述(4)式求出。
|ΔYS|＝(YSL-2×YSD+YSC)/2····(4)
其中，YSL、YSD和YSC分别为使用从钢板的轧制方向(L方向)、相对于钢板的轧制方向为45°的方向(D方向)、相对于钢板的轧制方向为直角的方向(C方向)这三个方向裁取的JIS5号试验片依照JIS Z 2241(2011年)的规定以10mm/分钟的十字头速度进行拉伸试验而测定得到的YS的值。
发明效果
根据本发明，可以得到具有1180MPa以上的拉伸强度、不仅延展性优良而且拉伸凸缘性也优良、进而屈服应力的控制性和面内各向异性优良的高强度钢板。并且，通过将由本发明的制造方法得到的高强度钢板应用于例如汽车结构构件，大大有助于由汽车的车身轻量化带来的燃料效率提高，产业上的利用价值极大。
具体实施方式
以下，对本发明详细地进行说明。
首先，对本发明的高强度钢板的成分组成和其限定理由进行说明。需要说明的是，在以下的说明中，只要没有特别说明，表示钢的成分组成的％是指“质量％”。
C：0.08％以上且0.35％以下
C是钢的重要的基本成分之一。特别是在本发明中，C是影响退火后的回火马氏体和淬火马氏体的百分率(面积率)以及残余奥氏体的百分率(面积率)的重要元素。另外，所得到的钢板的强度等机械特性受到该回火马氏体和淬火马氏体的百分率(面积率)、硬度以及被导入它们周围的应变的很大影响。另外，延展性受到残余奥氏体的百分率(面积率)的很大影响。C含量小于0.08％时，回火马氏体的硬度减小，难以确保期望的强度。另外，残余奥氏体的百分率减少，钢板的延展性降低。此外，无法控制淬火马氏体与回火马氏体的硬度比，不能将作为YS的控制性的指标的YR控制在期望的范围。另一方面，C含量超过0.35％时，淬火马氏体的硬度增大，作为YS的控制性的指标的YR减小，同时λ减小。因此，C含量设定为0.08％以上且0.35％以下。优选设定为0.12％以上。优选设定为0.30％以下。更优选设定为0.15％以上。更优选设定为0.26％以下。进一步优选设定为0.16％以上。进一步优选设定为0.23％以下。
Si：0.50％以上且2.50％以下
Si对于通过抑制碳化物的生成、促进残余奥氏体的生成而使钢板的延展性提高而言是重要的元素。另外，Si对于残余奥氏体发生分解而抑制碳化物的生成而言也有效。Si含量小于0.50％时，不能确保期望的残余奥氏体的百分率，钢板的延展性降低。另外，不能确保期望的淬火马氏体的百分率，不能将作为YS的控制性的指标的YR控制在期望的范围。另一方面，Si含量超过2.50％时，淬火马氏体的硬度增大，作为YS的控制性的指标的YR减小，同时λ减小。因此，Si含量设定为0.50％以上且2.50％以下。优选设定为0.80％以上。优选设定为2.00％以下。更优选设定为1.00％以上。更优选设定为1.80％以下。进一步优选设定为1.20％以上。进一步优选设定为1.70％以下。
Mn：2.00％以上且3.50％以下
Mn用于确保钢板的强度是有效的。另外，Mn具有抑制退火时的冷却过程中的珠光体、贝氏体的生成的作用，使从奥氏体向马氏体的相变变得容易。Mn含量小于2.00％时，在退火时的冷却过程中生成铁素体、珠光体或贝氏体，不能确保期望的回火马氏体和淬火马氏体的百分率，TS降低。另一方面，Mn含量超过3.50％时，板厚方向的Mn偏析变得显著，退火时生成在轧制方向上伸长的奥氏体。其结果是，退火后的原奥氏体晶粒的平均长径比(原奥氏体晶粒的轧制方向的粒径相对于板厚方向的粒径之比的平均)增大，作为YS的面内各向异性的指标的|ΔYS|增大。另外，引起铸造性的降低。此外，损害点焊性和镀覆性。因此，Mn含量设定为2.00％以上且3.50％以下。优选设定为2.30％以上。优选设定为3.20％以下。更优选设定为2.50％以上。更优选设定为3.00％以下。
P：0.001％以上且0.100％以下
P具有固溶强化的作用，是根据期望的强度可以含有的元素。为了得到这样的效果，需要使P含量为0.001％以上。另一方面，P含量超过0.100％时，在原奥氏体晶界发生偏析而使晶界脆化，因此，局部伸长率降低，总伸长率(延展性)降低。另外，拉伸凸缘性也降低。进而导致焊接性的劣化。此外，对热镀锌层进行合金化处理的情况下，使合金化速度大幅延迟而损害镀层的品质。因此，P含量设定为0.001％以上且0.100％以下。优选设定为0.005％以上。优选设定为0.050％以下。
S：0.0200％以下
S在晶界发生偏析而在热轧时使钢脆化，并且以硫化物的形式存在而使局部变形能力降低，延展性降低。另外，拉伸凸缘性也降低。因此，S含量需要设定为0.0200％以下。因此，S含量设定为0.0200％以下。优选设定为0.0050％以下。需要说明的是，S含量的下限没有特别限定，从生产技术上的制约出发，S含量优选为0.0001％以上。
Al：0.010％以上且1.000％以下
Al是能够抑制退火时的冷却工序中的碳化物的生成、促进马氏体的生成的元素，用于确保钢板的强度是有效的。为了得到这样的效果，需要使Al含量为0.010％以上。另一方面，Al含量超过1.000％时，钢板中的夹杂物增多，局部变形能力降低，延展性降低。因此，Al含量设定为0.010％以上且1.000％以下。优选设定为0.020％以上。优选设定为0.500％以下。
N：0.0005％以上且0.0100％以下
N与Al结合而形成AlN。另外，N在含有B的情况下形成BN。N含量多时，生成大量粗大的氮化物，局部变形能力降低，延展性降低。另外，拉伸凸缘性也降低。因此，N含量设定为0.0100％以下。另一方面，从生产技术上的制约出发，N含量需要设定为0.0005％以上。因此，N含量设定为0.0005％以上且0.0100％以下。优选设定为0.0010％以上。优选设定为0.0070％以下。更优选设定为0.0015％以上。更优选设定为0.0050％以下。
余量为铁(Fe)和不可避免的杂质。但是，在不损害本发明效果的范围内，并不拒绝含有0.0100％以下的O。
通过以上的必须元素，本发明的钢板可以得到目标特性，但是，除了上述必须元素以外也可以根据需要含有下述元素。
选自Ti：0.001％以上且0.100％以下、Nb：0.001％以上且0.100％以下、V：0.001％以上且0.100％以下、B：0.0001％以上且0.0100％以下、Mo：0.01％以上且0.50％以下、Cr：0.01％以上且1.00％以下、Cu：0.01％以上且1.00％以下、Ni：0.01％以上且0.50％以下、As：0.001％以上且0.500％以下、Sb：0.001％以上且0.200％以下、Sn：0.001％以上且0.200％以下、Ta：0.001％以上且0.100％以下、Ca：0.0001％以上且0.0200％以下、Mg：0.0001％以上且0.0200％以下、Zn：0.001％以上且0.020％以下、Co：0.001％以上且0.020％以下、Zr：0.001％以上且0.020％以下、REM：0.0001％以上且0.0200％以下中的至少一种
Ti、Nb、V在热轧时或退火时形成微细的碳化物、氮化物或碳氮化物，由此使钢板的强度升高。为了得到这样的效果，Ti、Nb、V的含量需要分别设定为0.001％以上。另一方面，Ti、Nb、V的含量分别超过0.100％时，在作为母相的回火马氏体的亚组织或原奥氏体晶界析出大量粗大的碳化物、氮化物或碳氮化物，局部变形能力降低，延展性降低。另外，拉伸凸缘性也降低。因此，含有Ti、Nb、V的情况下，其含量优选分别设定为0.001％以上且0.100％以下。更优选Ti、Nb、V的含量分别设定为0.005％以上且0.050％以下。
B是能够在不使马氏体相变起始温度降低的情况下使淬透性提高的元素，能够抑制退火时的冷却过程中的珠光体、贝氏体的生成，能够使从奥氏体向马氏体的相变变得容易。为了得到这样的效果，B含量需要设定为0.0001％以上。另一方面，B含量超过0.0100％时，在热轧中在钢板内部产生裂纹，因此，延展性大幅降低。另外，拉伸凸缘性也降低。因此，含有B的情况下，其含量优选设定为0.0001％以上且0.0100％以下。更优选设定为0.0003％以上。更优选设定为0.0050％以下。进一步优选设定为0.0005％以上。进一步优选设定为0.0030以下。
Mo是能够使淬透性提高的元素。另外，对于生成回火马氏体和淬火马氏体而言是有效的元素。这样的效果可以通过使Mo含量为0.01％以上而得到。另一方面，即使Mo含量含有超过0.50％也难以得到进一步的效果。而且，引起夹杂物等的增加而导致在钢板的表面、内部产生缺陷等，使延展性大幅降低。因此，含有Mo的情况下，其含量优选设定为0.01％以上且0.50％以下。更优选设定为0.02％以上。更优选设定为0.35％以下。进一步优选设定为0.03％以上。进一步优选设定为0.25％以下。
Cr、Cu不仅具有作为固溶强化元素的作用，而且在退火时的冷却过程中、在针对冷轧钢板的加热和冷却处理时的冷却过程中，使奥氏体稳定，使回火马氏体和淬火马氏体的生成变得容易。为了得到这样的效果，Cr、Cu的含量需要分别设定为0.01％以上。另一方面，Cr、Cu的含量超过1.00％时，有可能在热轧中产生表层裂纹，而且引起夹杂物等的增加而在钢板的表面、内部产生缺陷等，延展性大幅降低。另外，拉伸凸缘性也降低。因此，含有Cr、Cu的情况下，其含量优选分别设定为0.01％以上且1.00％以下。更优选设定为0.05％以上。更优选设定为0.80％以下。
Ni是通过固溶强化和相变强化而有助于高强度化的元素。为了得到该效果，Ni需要含有0.01％以上。另一方面，过量含有Ni时，有可能在热轧中引起表层裂纹，而且引起夹杂物等的增加而在钢板的表面、内部产生缺陷等，延展性大幅降低。另外，拉伸凸缘性也降低。因此，含有Ni的情况下，其含量优选设定为0.01％以上且0.50％以下。更优选设定为0.05％以上。更优选设定为0.40％以下。
As是对于耐腐蚀性提高而言有效的元素。为了得到该效果，As需要含有0.001％以上。另一方面，过量含有As的情况下，促进红热脆性，而且引起夹杂物等的增加而在钢板的表面、内部产生缺陷等，延展性大幅降低。另外，拉伸凸缘性也降低。因此，含有As的情况下，其含量优选设定为0.001％以上且0.500％以下。更优选设定为0.003％以上。更优选设定为0.300％以下。
从抑制因钢板表面的氮化、氧化而产生的、在板厚方向上距钢板表面约几十μm的区域中的脱碳的观点出发，Sb、Sn可以根据需要而含有。如果抑制这样的氮化、氧化，则对于防止钢板表面的马氏体的生成量减少而确保钢板的强度而言是有效的。为了得到该效果，Sb、Sn的含量需要分别设定为0.001％以上。另一方面，Sb、Sn分别超过0.200％而过量含有时，导致延展性的降低。因此，含有Sb、Sn的情况下，其含量优选分别设定为0.001％以上且0.200％以下。更优选设定为0.002％以上。更优选设定为0.150％以下。
与Ti、Nb同样，Ta也是生成合金碳化物、合金碳氮化物而有助于高强度化的元素。除此以外，认为Ta还具有如下效果：一部分固溶于Nb碳化物、Nb碳氮化物中，生成(Nb,Ta)(C,N)这样的复合析出物，显著抑制析出物的粗大化，使对由析出强化带来的钢板的强度提高的贡献率稳定。因此，优选根据需要含有Ta。上述析出物稳定化的效果可以通过使Ta的含量为0.001％以上而得到。另一方面，即使过量地含有Ta，析出物稳定化的效果也饱和，而且引起夹杂物等的增加而在钢板的表面、内部产生缺陷等，延展性大幅降低。另外，拉伸凸缘性也降低。因此，含有Ta的情况下，其含量优选设定为0.001％以上且0.100％以下。更优选设定为0.002％以上。更优选设定为0.080％以下。
Ca、Mg是用于脱氧的元素，并且是用于使硫化物的形状球状化而改善硫化物对延展性、特别是局部延展性的不良影响的有效元素。为了得到这些效果，Ca、Mg的含量需要分别含有0.0001％以上。另一方面，Ca、Mg分别含有超过0.0200％时，引起夹杂物等的增加而在钢板的表面、内部产生缺陷等，延展性大幅降低。另外，拉伸凸缘性也降低。因此，含有Ca、Mg的情况下，其含量优选分别设定为0.0001％以上且0.0200％以下。更优选设定为0.0002％以上。更优选设定为0.0100％以下。
Zn、Co、Zr均是用于使硫化物的形状球状化而改善硫化物对局部延展性和拉伸凸缘性的不良影响的有效元素。为了得到该效果，Zn、Co、Zr的含量需要分别含有0.001％以上。另一方面，Zn、Co、Zr分别超过0.020％时，夹杂物等增加，在表面、内部产生缺陷等，因此，延展性降低。另外，拉伸凸缘性也降低。因此，含有Zn、Co、Zr的情况下，其含量优选分别设定为0.001％以上且0.020％以下。更优选设定为0.002％以上。更优选设定为0.015％以下。
REM是对于高强度化和耐腐蚀性的提高而言有效的元素。为了得到该效果，需要使REM的含量为0.0001％以上。但是，REM的含量超过0.0200％时，夹杂物等增加，在钢板的表面、内部产生缺陷等，因此，延展性降低。另外，拉伸凸缘性也降低。因此，含有REM的情况下，其含量优选设定为0.0001％以上且0.0200％以下。更优选设定为0.0005％以上。更优选设定为0.0150％以下。
接着，对作为本发明的高强度钢板的重要要件的钢组织进行说明。
回火马氏体的面积率：75.0％以上
在本发明中是极其重要的发明构成要件。为了确保在本发明中作为目标的期望的强度(拉伸强度)、并且确保期望的扩孔性，以回火马氏体作为主相是有效的。另外，可以使淬火马氏体与回火马氏体邻接，由此，能够控制YR。为了得到这些效果，需要使回火马氏体的面积率为75.0％以上。需要说明的是，回火马氏体的面积率的上限没有特别限定，为了确保淬火马氏体的面积率和残余奥氏体的面积率，回火马氏体的面积率优选为94.0％以下。因此，回火马氏体的面积率设定为75.0％以上。优选设定为76.0％以上。更优选设定为78.0％以上。优选设定为94.0％以下。更优选设定为92.0％以下。进一步优选设定为90.0％以下。需要说明的是，回火马氏体的面积率可以通过后述的实施例记载的方法进行测定。
淬火马氏体的面积率：1.0％以上且20.0％以下
在本发明中是极其重要的发明构成要件。通过使淬火马氏体与回火马氏体邻接，能够在确保期望的扩孔性的同时控制YR。为了得到该效果，需要使淬火马氏体的面积率为1.0％以上。另一方面，淬火马氏体的面积率超过20.0％时，残余奥氏体的面积率减少，延展性降低。另外，拉伸凸缘性也降低。因此，淬火马氏体的面积率设定为1.0％以上且20.0％以下。优选设定为1.0％以上且15.0％以下。需要说明的是，淬火马氏体的面积率可以通过后述的实施例记载的方法进行测定。
贝氏体的面积率：10.0％以下(优选条件)
为了使C富集在未相变奥氏体中而在加工时在高应变区域得到表现出TRIP效应的残余奥氏体，生成贝氏体是有效的。因此，贝氏体的面积率优选为10.0％以下。另外，需要确保用于控制YR所需的淬火马氏体的面积率，因此，贝氏体的面积率更优选设定为8.0％以下。但是，即使贝氏体的面积率为0％，也可以得到本发明的效果。需要说明的是，贝氏体的面积率可以通过后述的实施例记载的方法进行测定。
残余奥氏体的面积率：5.0％以上且20.0％以下
在本发明中是极其重要的发明构成要件。为了确保良好的延展性以及拉伸强度与延展性的平衡，需要使残余奥氏体的面积率为5.0％以上。另一方面，残余奥氏体的面积率超过20.0％时，残余奥氏体的粒径增大，扩孔性降低。因此，残余奥氏体的面积率设定为5.0％以上且20.0％以下。优选设定为6.0％以上。优选设定为18.0％以下。更优选设定为7.0％以上。更优选设定为16.0％以下。需要说明的是，残余奥氏体的面积率可以通过后述的实施例记载的方法进行测定。
残余奥氏体的平均结晶粒径：0.2μm以上且5.0μm以下(优选条件)
能够确保良好的延展性以及拉伸强度与延展性的平衡的残余奥氏体在冲裁加工时相变为淬火马氏体，由此，在与回火马氏体或贝氏体的界面产生裂纹，扩孔性降低。该问题通过使残余奥氏体的平均结晶粒径减小至5.0μm以下而能够改善。另外，残余奥氏体的平均结晶粒径超过5.0μm时，在拉伸变形时的加工硬化初期的时刻，残余奥氏体发生马氏体相变，延展性降低。另一方面，残余奥氏体的平均结晶粒径小于0.2μm时，即使在拉伸变形时的加工硬化后期的时刻，残余奥氏体也不发生马氏体相变，因此，对延展性的贡献小，难以确保期望的El。因此，残余奥氏体的平均结晶粒径优选为0.2μm以上且5.0μm以下。更优选设定为0.3μm以上。更优选设定为2.0μm以下。需要说明的是，残余奥氏体的平均结晶粒径可以通过后述的实施例记载的方法进行测定。
淬火马氏体相对于回火马氏体的硬度比：1.5以上且3.0以下
在本发明中是极其重要的发明构成要件。为了将作为YS的控制性的指标的YR控制在宽范围内，适当地控制作为主相的回火马氏体的硬度和与其相邻的硬质的淬火马氏体的硬度是有效的。由此，能够控制拉伸变形中的回火马氏体与淬火马氏体这两相间产生的内部应力分布，能够控制YR。淬火马氏体相对于回火马氏体的硬度比小于1.5时，由于回火马氏体与淬火马氏体的硬度差而产生的内部应力的分布不充分，YR增大。另一方面，淬火马氏体相对于回火马氏体的硬度比超过3.0时，由于回火马氏体与淬火马氏体的硬度差而产生的内部应力的分布增大，YR减小。另外，拉伸凸缘性也降低。因此，淬火马氏体相对于回火马氏体的硬度比设定为1.5以上且3.0以下。优选设定为1.5以上且2.8以下。需要说明的是，淬火马氏体相对于回火马氏体的硬度比可以通过后述的实施例记载的方法进行测定。
回火马氏体与淬火马氏体的异相界面附近的回火马氏体侧的最大KAM值相对于回火马氏体的平均KAM值之比：1.5以上且30.0以下
在本发明是极其重要的发明构成要件。为了将作为YS的控制性的指标的YR控制在宽范围内，适当地控制作为主相的回火马氏体的平均KAM值和回火马氏体与淬火马氏体的异相界面附近的回火马氏体侧的最大KAM值是有效的。由此，能够控制拉伸变形中的回火马氏体与淬火马氏体这两相间产生的塑性应变分布，能够控制YR。回火马氏体与淬火马氏体的异相界面附近的回火马氏体侧的最大KAM值相对于回火马氏体的平均KAM值之比小于1.5时，回火马氏体与淬火马氏体这两相间的塑性应变之差小，因此，YR增大。另一方面，回火马氏体与淬火马氏体的异相界面附近的回火马氏体侧的最大KAM值相对于回火马氏体的平均KAM值之比超过30.0时，回火马氏体与淬火马氏体这两相间的塑性应变之差大，因此，YR减小。因此，回火马氏体与淬火马氏体的异相界面附近的回火马氏体侧的最大KAM值相对于回火马氏体的平均KAM值之比设定为1.5以上且30.0以下。优选设定为1.6以上。优选设定为25.0以下。更优选设定为1.6以上且20.0以下。需要说明的是，回火马氏体的平均KAM值、回火马氏体与淬火马氏体的异相界面附近的回火马氏体侧的最大KAM值可以通过后述的实施例记载的方法进行测定。
原奥氏体晶粒的轧制方向的粒径相对于板厚方向的粒径之比：平均为2.0以下
在本发明中是极其重要的发明构成要件。为了控制YS的面内各向异性，适当地控制原奥氏体晶粒的轧制方向的粒径相对于板厚方向的粒径之比(原奥氏体晶粒的长径比)是有效的。通过使原奥氏体晶粒为近似等轴的形状，能够使由拉伸方向引起的YS的变化窄小化。为了得到该效果，需要使原奥氏体晶粒的轧制方向的粒径相对于板厚方向的粒径之比平均为2.0以下。需要说明的是，原奥氏体晶粒的轧制方向的粒径相对于板厚方向的粒径之比的下限没有特别限定，为了控制YS的面内各向异性，优选设定为平均0.5以上。因此，原奥氏体晶粒的轧制方向的粒径相对于板厚方向的粒径之比设定为平均2.0以下。优选设定为0.5以上。需要说明的是，原奥氏体晶粒的各方向的粒径可以通过后述的实施例记载的方法进行测定。
需要说明的是，在依照本发明的钢组织中，除了上述回火马氏体、淬火马氏体、贝氏体和残余奥氏体以外，如果铁素体、珠光体、渗碳体等碳化物或作为其它钢板组织公知的组织以它们的总面积率计为3.0％以下的范围时，即使含有也不会损害本发明效果。
接着，对本发明的高强度钢板的制造方法进行说明。
本发明的高强度钢板如下得到：对具有上述成分组成的钢原材进行加热，接着，进行使精轧入口侧温度为1020℃以上且1180℃以下、精轧出口侧温度为800℃以上且1000℃以下的热轧，接着，以600℃以下的卷取温度进行卷取，接着，进行冷轧，接着，进行如下退火：将后述的由(1)式定义的温度设为T1温度(℃)、将由(2)式定义的温度设为T2温度(℃)时，在T1温度以上的加热温度下保温10秒以上(以下也称为保持)后，冷却至220℃以上且((220℃+T2温度)/2)以下的冷却停止温度，然后，从该冷却停止温度开始以10℃/秒以上的平均加热速度再加热至A以上且560℃以下的再加热温度(A为满足(T2温度+20℃)≤A≤530℃的任意温度)，然后，在(T2温度+20℃)以上且530℃以下的保持温度(A)下保持10秒以上，由此得到本发明的高强度钢板。可以对通过以上得到的高强度钢板实施镀覆处理。
以下，详细地进行说明。需要说明的是，在说明中，关于温度的“℃”标示是指钢板的表面温度。在本发明中，高强度钢板的板厚没有特别限定，通常适合于0.3mm以上且2.8mm以下的高强度钢板。
在本发明中，钢原材(钢坯)的熔炼方法没有特别限定，转炉、电炉等公知的熔炼方法均适合。铸造方法也没有特别限定，连铸法是适合的。需要说明的是，为了防止宏观偏析，钢坯(钢坯)优选通过连铸法来制造，也可以通过铸锭法、薄板坯铸造法等来制造。
另外，在本发明中，制造出钢坯后，除了暂时冷却至室温然后再次进行加热的现有方法以外，也可以没有问题地应用不冷却至室温而在温片的状态下装入加热炉中或者略微进行保温后立即进行轧制的直送轧制/直接轧制等节能工艺。需要说明的是，对钢坯进行热轧时，可以在加热炉中将钢坯再加热至1100℃以上且1300℃以下后进行热轧，也可以在1100℃以上且1300℃以下的加热炉中进行短时间加热后供于热轧。需要说明的是，钢坯在通常的条件下通过粗轧被制成薄板坯，在降低加热温度的情况下，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对薄板坯进行加热。
对如上得到的钢原材实施热轧。该热轧可以是基于粗轧和精轧的轧制，也可以为省略粗轧而只有精轧的轧制，对于任一种轧制而言，控制精轧入口侧温度和精轧出口侧温度都很重要。
[精轧入口侧温度：1020℃以上且1180℃以下]
加热后的钢坯通过粗轧和精轧进行热轧，制成热轧钢板。此时，精轧入口侧温度超过1180℃时，氧化物(氧化皮)的生成量急剧增大，钢基与氧化物的界面变粗糙，去氧化皮时、酸洗时的氧化皮剥离性降低，退火后的钢板的表面品质劣化。另外，酸洗后在钢板表面的一部分中存在有热轧氧化皮的残留物等时，对延展性和扩孔性带来不良影响。此外，在精轧的出口侧，奥氏体的未再结晶状态下的压下率减小，奥氏体的结晶粒径变得过度粗大，因此，退火时无法控制原奥氏体粒径，最终制品的YS的面内各向异性增大。另一方面，精轧入口侧温度低于1020℃时，精轧出口侧温度降低，热轧中的轧制载荷增大，轧制负荷增大。另外，奥氏体的未再结晶状态下的压下率升高，在轧制方向上伸长的异常的组织发达，最终制品的YS的面内各向异性显著增大，材质的均匀性、材质稳定性受损。另外，导致延展性和扩孔性的降低。因此，热轧的精轧入口侧温度设定为1020℃以上且1180℃以下。优选设定为1020℃以上且1160℃以下。
[精轧的最终道次的前一个道次的压下率：15％以上且25％以下](优选条件)
在本发明中，通过使精轧的最终道次的前一个道次的压下率为15％以上且25％以下，能够更适当地控制强度以及YS的面内各向异性。最终道次的前一个道次的压下率小于15％时，即使在最终道次的前一个道次进行了轧制，轧制后的奥氏体晶粒也有可能变得非常粗大。因此，即使在最终道次进行轧制，有时最终道次后的冷却中生成的相的粒径也变得不整齐、形成所谓的混粒组织。其结果是，有可能在退火时无法控制原奥氏体粒径，最终制品板的YS的面内各向异性增大。另一方面，最终道次的前一个道次的压下率超过25％时，经过最终道次生成的热轧时的奥氏体的结晶粒径微细化，经过冷轧及其之后的退火而生成的最终制品板的结晶粒径变得微细，结果是有可能强度、特别是屈服强度升高、YR增加。此外，回火马氏体的结晶粒径减小时，回火马氏体与淬火马氏体这两相间的塑性应变之差减小，因此有可能YR增大。因此，精轧的最终道次的前一个道次的压下率设定为15％以上且25％以下。
[精轧的最终道次的压下率：5％以上且15％以下](优选条件)
另外，在本发明中，在适当地控制精轧的最终道次的前一个道次的压下率的基础上，进一步控制精轧的最终道次的压下率，由此，能够更适当地控制强度以及YS的面内各向异性，因此，优选控制精轧的最终道次的压下率。精轧的最终道次的压下率小于5％时，最终道次后的冷却中生成的相的粒径变得不整齐，形成所谓的混粒组织。其结果是，有可能在退火时无法控制原奥氏体粒径，最终制品板的YS的面内各向异性增大。另一方面，精轧的最终道次的压下率超过15％时，热轧时的奥氏体的结晶粒径微细化，经过冷轧及其之后的退火而生成的最终制品板的结晶粒径变得微细，结果是有可能强度、特别是屈服强度升高、YR增加。此外，回火马氏体的结晶粒径减小时，回火马氏体与淬火马氏体这两相间的塑性应变之差减小，因此有可能YR增大。因此，精轧的最终道次的压下率优选设定为5％以上且15％以下。更优选精轧的最终道次的压下率设定为6％以上且14％以下。
[精轧出口侧温度：800℃以上且1000℃以下]
加热后的钢坯通过粗轧和精轧进行热轧，制成热轧钢板。此时，精轧出口侧温度超过1000℃时，氧化物(氧化皮)的生成量急剧增大，钢基与氧化物的界面变粗糙，酸洗、冷轧后的钢板的表面品质劣化。另外，酸洗后在钢板表面的一部分中存在有热轧氧化皮的残留物等时，对延展性和扩孔性带来不良影响。此外，在精轧的出口侧，奥氏体的未再结晶状态下的压下率减小，奥氏体的结晶粒径变得过度粗大，因此，退火时无法控制原奥氏体粒径，最终制品的YS的面内各向异性增大。另一方面，精轧出口侧温度低于800℃时，轧制载荷增大，轧制负荷增大。另外，奥氏体的未再结晶状态下的压下率升高，在轧制方向上伸长的异常的组织发达，最终制品的YS的面内各向异性显著增大，材质的均匀性、材质稳定性受损。另外，导致延展性和扩孔性的降低。因此，热轧的精轧出口侧温度设定为800℃以上且1000℃以下。优选设定为820℃以上。优选设定为950℃以下。
需要说明的是，如上所述，该热轧既可以是基于粗轧和精轧的轧制，也可以是省略粗轧只有精轧的轧制。
[卷取温度：600℃以下]
热轧后的卷取温度超过600℃时，热轧板(热轧钢板)的钢组织变为铁素体和珠光体，退火中的奥氏体的逆相变优先从珠光体发生，因此，原奥氏体晶粒的粒径变得不均匀，最终制品的YS的面内各向异性增大。需要说明的是，卷取温度的下限没有特别限定，但是，热轧后的卷取温度低于300℃时，热轧板强度升高，冷轧中的轧制负荷增大，生产率降低。另外，对以马氏体为主体的硬质的热轧钢板实施冷轧时，容易产生沿着马氏体的原奥氏体晶界的微小的内部裂纹(脆性裂纹)，最终退火板的延展性和拉伸凸缘性有可能降低。因此，卷取温度设定为600℃以下。优选设定为300℃以上。优选设定为590℃以下。
需要说明的是，热轧时可以使粗轧板彼此接合而连续地进行精轧。另外，也可以对粗轧板暂时进行卷取。另外，为了减小热轧时的轧制载荷，可以使精轧的一部分或全部为润滑轧制。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。需要说明的是，进行润滑轧制的情况下，润滑轧制时的摩擦系数优选设定为0.10以上且0.25以下的范围。
可以对这样制造的热轧钢板进行酸洗。酸洗的方法没有特别限定。例如，可以列举盐酸酸洗、硫酸酸洗。酸洗能够除去钢板表面的氧化物，因此，对于用于确保最终制品高强度钢板的良好的化学转化处理性、镀层品质是有效的。需要说明的是，进行酸洗的情况下，酸洗可以进行一次，也可以分成多次进行。
对如上得到的热轧后的酸洗处理板进行冷轧。实施冷轧时，可以在热轧后酸洗处理板的状态下实施冷轧，也可以在实施热处理后实施冷轧。需要说明的是，热处理可以在下述条件下进行。
[热轧钢板的热处理：从卷取温度冷却至200℃以下，然后进行加热并在450℃以上且650℃以下的热处理温度范围内保持900秒以上](优选条件)
卷取后，从卷取温度冷却至200℃以下，然后进行加热，由此，能够适当地控制最终组织中的淬火马氏体的面积率，因此，能够确保期望的YR和扩孔性。在从该卷取温度开始的冷却温度超过200℃的状态下进行450℃以上且650℃以下的热处理时，最终组织中的淬火马氏体增加，结果YR减少，而且有可能难以确保期望的扩孔性。
热处理温度范围低于450℃或者热处理温度范围内的保持时间小于900秒的情况下，热轧后的回火变得不充分，因此，之后的冷轧中的轧制负荷增大，有可能无法轧制至期望的板厚。另外，由于回火在组织内不均匀地发生，因此，在冷轧后的退火中奥氏体的逆相变不均匀地发生，由此，原奥氏体晶粒的粒径变得不均匀，最终制品的YS的面内各向异性有可能增大。另一方面，热处理温度范围超过650℃的情况下，形成铁素体和马氏体或珠光体的不均匀组织，在冷轧后的退火中奥氏体的逆相变不均匀地发生。因此，原奥氏体晶粒的粒径变得不均匀，最终制品的YS的面内各向异性仍然有可能增大。因此，热轧钢板的酸洗处理后的热处理温度范围优选设定为450℃以上且650℃以下的温度范围，该温度范围内的保持时间优选设定为900秒以上。需要说明的是，保持时间的上限没有特别限定，从生产率的观点出发，优选为36000秒以下。更优选设定为34000秒以下。
冷轧的条件没有特别限定。例如，从生产率的观点出发，冷轧中的累积压下率设定为约30％～约80％是适合的。需要说明的是，对于轧制道次的次数、各道次的压下率，只要能够得到本发明效果则没有特别限定。
对所得到的冷轧钢板进行下述退火(热处理)。
[加热温度：T1温度以上]
退火工序中的加热温度低于T1温度的情况下，变为在铁素体与奥氏体的双相区中的退火处理，因此，最终组织中含有铁素体(多边形铁素体)，因而难以确保期望的扩孔性。另外，YS降低，因此，YR减小。需要说明的是，退火工序中的加热温度的上限没有特别限定，但是，加热温度超过950℃时，退火中的奥氏体的晶粒粗大化，最终没有生成微细的残余奥氏体，有可能难以确保期望的延展性和拉伸凸缘性(扩孔性)。因此，退火工序中的加热温度设定为T1温度以上。优选设定为T1温度以上且950℃以下。
在此，T1温度(℃)可以通过下式算出。
T1温度(℃)＝960-203×[％C]1/2+45×[％Si]-30×[％Mn]+150×[％Al]-20×[％Cu]+11×[％Cr]+400×[％Ti]…(1)
需要说明的是，[％X]表示钢中的成分元素X的含量(质量％)，不含有时设为0。
需要说明的是，到加热温度为止的平均加热速度没有特别限定，通常优选为0.5℃/秒以上且50.0℃/秒以下。
[加热温度下的保持时间：10秒以上]
退火工序中的保持时间小于10秒的情况下，在奥氏体的逆相变没有充分进行的状态下进行冷却，因此，形成原奥氏体晶粒在轧制方向上伸长的组织，YS的面内各向异性增大。另外，退火中残留有铁素体的情况下，冷却中铁素体生长，最终组织中含有铁素体(多边形铁素体)，因此，YR减小，并且难以确保期望的扩孔性。需要说明的是，退火工序中的加热温度下的保持时间的上限没有特别限定，从生产率的观点出发，优选为600秒以下。因此，加热温度下的保持时间设定为10秒以上。优选设定为30秒以上。优选设定为600秒以下。
[冷却停止温度：220℃以上且((220℃+T2温度)/2)以下]
冷却停止温度低于220℃时，冷却中存在的奥氏体的大部分相变为马氏体，在后续的再加热中变成回火马氏体。因此，构成相中无法含有淬火马氏体，因而YR增加，YS的控制性变得困难。另一方面，冷却停止温度超过((220℃+T2温度)/2)时，冷却中存在的奥氏体的大半在没有相变为马氏体的状态下被再加热，最终组织中的淬火马氏体增加。其结果是，YR减小，并且难以确保期望的扩孔性。因此，冷却停止温度设定为220℃以上且((220℃+T2温度)/2)以下。优选设定为240℃以上。但是，((220℃+T2温度)/2)为250℃以下的情况下，在冷却停止温度为220℃以上且250℃以下的范围内，可以得到适当的马氏体量。因此，((220℃+T2温度)/2)为250℃以下时，将冷却停止温度设定为220℃以上且250℃以下。在此，T2温度(℃)可以通过下式算出。
T2温度(℃)＝560-566×[％C]-150×[％C]×[％Mn]-7.5×[％Si]+15×[％Cr]-67.6×[％C]×[％Cr]…(2)
需要说明的是，[％X]表示钢中的成分元素X的含量(质量％)，不含有时设为0。
上述冷却中的平均冷却速度没有特别限定，通常为5℃/秒以上且100℃/秒以下。
[再加热温度：A以上且560℃以下(其中，A为保持温度，为满足(T2温度+20℃)≤A≤530℃的任意温度(℃))]
在本发明中是极其重要的控制因素。通过对冷却时存在的马氏体和奥氏体进行再加热，对马氏体进行回火，并且使过饱和地固溶在马氏体中的C向奥氏体扩散，由此，能够在室温下生成稳定的奥氏体。为了得到该效果，需要将退火工序中的再加热温度设定为后述的保持温度以上。再加热温度低于保持温度时，C没有富集到再加热时存在的未相变奥氏体中，在之后的保持中生成贝氏体，因此，YS升高，YR增加。
另一方面，再加热温度超过560℃时，奥氏体分解为珠光体，因此，没有生成残余奥氏体，YR增加，延展性降低。因此，再加热温度设定为后述的保持温度A以上且560℃以下。优选设定为保持温度A以上且530℃以下。
需要说明的是，再加热温度为后述的保持温度A以上的温度。再加热后进行保持时，马氏体被回火，同时C富集在冷却停止时存在的奥氏体中。通过使再加热温度为保持温度A以上，该C向奥氏体中的富集被促进，之后的再加热中的贝氏体相变延迟。其结果是，能够生成期望的百分率的淬火马氏体，能够控制YR。因此，上述再加热温度优选为400～560℃。更优选设定为430℃以上。更优选设定为520℃以下。进一步优选设定为440℃以上。进一步优选设定为500℃以下。
[从冷却停止温度到再加热温度的平均加热速度：10℃/秒以上]
在本发明中是极其重要的控制因素。冷却停止温度以上且再加热温度以下的平均加热速度小于10℃/秒时，在再加热中生成贝氏体，最终组织中的淬火马氏体减少。其结果是YR增加。需要说明的是，冷却停止温度以上且再加热温度以下的平均加热速度的上限没有特别限定，从生产率的观点出发优选为200℃/秒以下。因此，退火工序中的冷却停止温度以上且再加热温度以下的平均加热速度设定为10℃/秒以上。优选设定为10℃/秒以上且200℃/秒以下。更优选设定为10℃/秒以上且100℃/秒以下。
[保持温度(A)：(T2温度+20℃)以上且530℃以下]
在本发明中是极其重要的控制因素。通过使再加热时存在的马氏体充分地进行回火，能够确保期望的扩孔性。另外，通过控制回火马氏体的硬度和淬火马氏体的硬度，能够控制作为YS的控制性的指标的YR。为了得到该效果，需要使保持温度为(T2温度+20℃)以上。保持温度低于(T2温度+20℃)时，再加热时存在的马氏体没有充分地进行回火，TS升高，结果是延展性降低。另外，回火马氏体的硬度与淬火马氏体的硬度之差减小，因此，YR增加。另一方面，保持温度超过530℃时，马氏体的回火被促进，难以确保期望的强度。另外，发生奥氏体向珠光体的分解的情况下，有可能YR增加、延展性降低。因此，退火工序中的保持温度(A)设定为(T2温度+20℃)以上且530℃以下。优选设定为(T2温度+20℃)以上且500℃以下。
[保持温度下的保持时间：10秒以上]
退火工序中的保持温度下的保持时间小于10秒的情况下，在再加热时存在的马氏体的回火没有充分地进行的状态下进行冷却，因此，淬火马氏体与回火马氏体的硬度之差减小，YR增加。需要说明的是，保持温度下的保持时间的上限没有特别限定，从生产率的观点出发，优选为1000秒以下。因此，保持温度下的保持时间设定为10秒以上。优选设定为10秒以上且1000秒以下。更优选设定为10秒以上且700秒以下。
退火工序中的保持温度下保持后的冷却无需特别规定，可以通过任意的方法冷却至期望的温度。需要说明的是，从防止钢板表面的氧化的观点出发，上述期望的温度优选为约室温。该冷却的平均冷却速度优选为1～50℃/秒。
通过上述方法制造本发明的高强度钢板。
所得到的本发明的高强度钢板可以在材质不受锌系镀覆处理、镀浴的组成影响的情况下得到本发明效果。因此，可以实施后述的镀覆处理而得到镀覆钢板。
可以进一步对所得到的本发明的高强度钢板实施平整轧制(表皮光轧)。实施平整轧制的情况下，表皮光轧中的压下率超过2.0％时，钢的屈服应力升高，YR增加，因此，优选设定为2.0％以下。需要说明的是，表皮光轧中的压下率的下限没有特别限定，从生产率的观点出发，优选为0.1％以上。
需要说明的是，薄钢板作为制品的情况下，通常冷却至室温后成为制品。
[镀覆处理](优选条件)
本发明的镀覆钢板的制造方法是对冷轧钢板(薄钢板)实施镀覆的方法。作为镀覆处理，可以例示出在热镀锌处理、热镀锌后进行合金化的处理。另外，可以利用一条生产线连续进行退火和镀锌。此外，也可以通过镀Zn-Ni合金等电镀形成镀层。另外，也可以实施热镀锌-铝-镁合金。需要说明的是，虽然以镀锌的情况为中心进行说明，但镀Zn、镀Al等镀覆金属的种类没有特别限定。
例如，实施热镀锌处理的情况下，将薄钢板浸渍在440℃以上且500℃以下的镀锌浴中实施热镀锌处理后，通过气体擦拭等调整镀层附着量。低于440℃时，有时锌没有熔融。另一方面，超过500℃时，有时镀层的合金化过度地进行。热镀锌优选使用Al量为0.10质量％以上且0.23质量％以下的镀锌浴。Al量小于0.10质量％时，镀覆时在镀层/钢基界面生成硬而脆的Fe-Zn合金层，因此，有时镀层密合性降低、或者产生外观不均。Al量超过0.23质量％时，镀浴浸渍后立即在镀层/钢基界面形成较厚的Fe-Al合金层，因此，有时成为形成Fe-Zn合金层的障碍，合金化温度上升，延展性降低。另外，镀层附着量优选每单面为20～80g/m2。另外，设定为双面镀覆。
另外，实施镀锌层的合金化处理的情况下，热镀锌处理后在470℃以上且600℃以下的温度范围实施镀锌层的合金化处理。低于470℃时，Zn-Fe合金化速度变得过慢，生产率受损。另一方面，在超过600℃的温度下进行合金化处理时，未相变奥氏体相变为珠光体，有时TS降低。因此，进行镀锌层的合金化处理时，优选在470℃以上且600℃以下的温度范围实施合金化处理。更优选设定为470℃以上且560℃以下的温度范围。合金化热镀锌钢板(GA)优选通过实施上述合金化处理而使镀层中的Fe浓度为7～15质量％。
例如，实施电镀锌处理的情况下，优选使用室温以上且100℃以下的镀浴。每单面的镀层附着量优选为20～80g/m2。
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，优选利用作为热镀锌生产线的CGL(连续热镀锌生产线，Continuous Galvanizing Line)进行上述的退火、热镀锌、镀锌层的合金化处理等一系列处理。热镀锌后，为了调整镀层的每单位面积重量，可以进行擦拭。需要说明的是，上述条件以外的镀覆等的条件可以依照热镀锌的常规方法。
[平整轧制](优选条件)
进行平整轧制的情况下，镀覆处理后的表皮光轧中的压下率优选为0.1％以上且2.0％以下的范围。表皮光轧中的压下率小于0.1％时，效果小，也难以控制，因此，将其作为良好范围的下限。另外，表皮光轧中的压下率超过2.0％时，生产率显著降低，并且，YR增加，因此，将其作为良好范围的上限。表皮光轧可以在线进行，也可以离线进行。另外，可以一次性进行目标压下率的表皮光轧，也可以分成多次进行。
实施例
以下，使用实施例对本发明的高强度钢板及其制造方法的作用和效果进行说明。需要说明的是，本发明不限定于以下实施例。
将具有表1-1、表1-2所示的成分组成、余量由Fe和不可避免的杂质构成的钢利用转炉进行熔炼，通过连铸法制成钢坯。将所得到的钢坯在1250℃下进行加热，在表2-1、表2-2所示的条件下进行热轧后，对热轧钢板进行卷取，接着对热轧钢板实施酸洗处理，对于表2-1、表2-2所示的No.1～20、22、23、25、27、29、30、32～37、39、41～63、65～70，在表2-1、表2-2所示的条件下实施热轧板热处理。
接着，在压下率为50％的条件下进行冷轧，制成板厚为1.2mm的冷轧钢板。对所得到的冷轧钢板在表2-1、表2-2所示的条件下实施退火处理，得到高强度冷轧钢板(CR)。需要说明的是，退火处理中，将到加热温度为止的平均加热速度设定为1～10℃/秒，将到冷却停止温度为止的平均冷却速度设定为5～30℃/秒，将保持温度下保持后的冷却中的冷却停止温度设定为室温，将该冷却中的平均冷却速度设定为1～10℃/秒。
进而，对一部分高强度冷轧钢板(薄钢板)实施镀覆处理，得到热镀锌钢板(GI)、合金化热镀锌钢板(GA)、电镀锌钢板(EG)。关于热镀锌浴，对于GI而言使用含有0.14～0.19质量％Al的锌浴，另外，对于GA而言使用含有0.14质量％Al的锌浴，浴温分别设定为470℃。另外，关于镀层附着量，对于GI而言设定为每单面约45g/m2～约72g/m2，另外，对于GA而言设定为每单面约45g/m2，GI、GA中的任一者均设定为双面镀覆。此外，对于GA，将镀层中的Fe浓度设定为9质量％以上且12质量％以下。对于EG，制成镀层中的Ni含量为9质量％以上且25质量％以下的Zn-Ni合金镀层。
需要说明的是，表1-1、表1-2所示的T1温度(℃)使用下述(1)式求出。
T1温度(℃)＝960-203×[％C]1/2+45×[％Si]-30×[％Mn]+150×[％Al]-20×[％Cu]+11×[％Cr]+400×[％Ti]…(1)
另外，表1-1、表1-2所示的T2温度(℃)使用下述(2)式求出。
T2温度(℃)＝560-566×[％C]-150×[％C]×[％Mn]-7.5×[％Si]+15×[％Cr]-67.6×[％C]×[％Cr]…(2)
在此，[％X]表示钢中的成分元素X的含量(质量％)，不含有成分元素X时将[％X]设为0来计算。
将按照以上方式得到的高强度冷轧钢板和高强度镀覆钢板作为供试钢，对机械特性进行评价。关于机械特性，进行以下所示的钢板的构成组织的定量评价、拉伸试验并进行评价。将所得到的结果示于表3-1、表3-2中。
各组织在钢板的组织整体中所占的面积率
回火马氏体、淬火马氏体、贝氏体的面积率的测定方法如下所述。以与钢板的轧制方向平行的板厚截面为观察面的方式切割出试样后，使用金刚石研磨膏对观察面进行镜面研磨，然后，使用胶态二氧化硅实施抛光研磨，进而，利用3体积％硝酸乙醇溶液进行蚀刻，使组织显现出来。在加速电压为1kV的条件下，使用基于InLens检测器的SEM(ScanningElectron Microscope；扫描电子显微镜)，以5000倍的倍率在17μm×23μm的视野范围内观察3个视野，针对所得到的组织图像，使用Adobe Systems公司的Adobe Photoshop，算出3个视野的各构成组织(回火马氏体、淬火马氏体、贝氏体)的面积除以测定面积而得到的面积率，将它们的值取平均后作为各组织的面积率而求出。另外，在上述组织图像中，回火马氏体是凹部的基体组织且是包含微细的碳化物的组织，淬火马氏体是凸部且组织内部具有微细的凹凸的组织，贝氏体是凹部且组织内部平坦的组织。需要说明的是，将在此求出的回火马氏体的面积率设为TM的面积率、将淬火马氏体的面积率设为FM的面积率、将贝氏体的面积率设为B的面积率，分别示于表3-1、表3-2中。
残余奥氏体的面积率
残余奥氏体的面积率如下求出：将钢板在板厚方向上磨削/研磨至板厚的1/4，通过X射线衍射测定求出残余奥氏体的面积率。入射X射线使用Co-Kα，根据奥氏体的(200)、(220)、(311)各面的基于积分强度法的衍射强度相对于铁素体的(200)、(211)各面的基于积分强度法的衍射强度的强度比计算出残余奥氏体量。需要说明的是，将在此求出的残余奥氏体量作为RA的面积率示出在表3-1、表3-2中。
残余奥氏体的平均结晶粒径
残余奥氏体的平均结晶粒径的测定方法如下所述。以与钢板的轧制方向平行的板厚截面为观察面的方式切割出试样后，利用金刚石研磨膏对观察面进行镜面研磨，然后，使用胶态二氧化硅实施抛光研磨，进而，利用3体积％硝酸乙醇溶液进行蚀刻，使组织显现出来。在加速电压为1kV的条件下，使用基于InLens检测器的SEM，以5000倍的倍率在17μm×23μm的视野范围内观察3个视野，针对所得到的组织图像，使用Adobe Systems公司的AdobePhotoshop，算出3个视野的残余奥氏体的平均结晶粒径，将它们的值取平均，求出残余奥氏体的平均结晶粒径。另外，在上述组织图像中，残余奥氏体是凸部且组织内部平坦的组织。需要说明的是，将在此求出的残余奥氏体的平均结晶粒径作为RA的平均结晶粒径示出在表3-1、表3-2中。
淬火马氏体相对于回火马氏体的硬度比
淬火马氏体相对于回火马氏体的硬度比如下算出：对钢板的轧制面进行磨削后，进行镜面研磨后，对于利用高氯酸醇进行电解研磨后的板厚1/4位置(相当于自钢板表面起在深度方向为板厚的1/4的位置)，使用纳米压痕装置(Hysitron公司制造的TI-950TriboIndenter)，在载荷250μN的条件下，测定5个点的回火马氏体和淬火马氏体的硬度，求出各个组织的平均硬度。根据在此求出的各组织的平均硬度算出硬度比。需要说明的是，将在此求出的淬火马氏体的平均硬度相对于回火马氏体的平均硬度之比作为FM相对于TM的硬度比示出在表3-1、表3-2中。
KAM值
通过湿式研磨和使用了胶态二氧化硅溶液的磨具研磨使钢板的与轧制方向平行的板厚截面(L截面)表面平滑化后，利用0.1体积％硝酸乙醇溶液进行腐蚀，由此，尽可能地减少试样表面的凹凸，并且完全除去加工变质层，接着，针对板厚1/4位置(相当于自钢板表面起在深度方向为板厚的1/4的位置)，使用SEM-EBSD(Electron Back-ScatterDiffraction；电子束背散射衍射)法，在步幅尺寸0.05μm的条件下测定晶体取向。接着，使用AMETEK EDAX公司的OIM Analysis，使用Grain Dilation(晶粒膨胀)法(GrainTolerance Angle(晶粒公差角)：5、Minimum Grain Size(最小晶粒尺寸)：2)对上述晶体取向的原始数据进行一次清理处理后，将CI(Confidence Index，置信指数)＞0.1、GS(GrainSize，晶粒尺寸)＞0.2以及IQ＞200设定为阈值，求出KAM值。在此，KAM(Kernel平均取向差，Kernel Average Misorientation)值是指将测定的像素与其第一接近的像素之间的平均取向差数值化而得到的值。
回火马氏体的平均KAM值
回火马氏体的平均KAM值通过将与淬火马氏体相邻的回火马氏体内所具有的KAM值进行平均化而求出。
回火马氏体与淬火马氏体的异相界面附近的回火马氏体侧的最大KAM值
回火马氏体与淬火马氏体的异相界面附近的回火马氏体侧的最大KAM值是指自回火马氏体与和其相邻的淬火马氏体的异相界面起向回火马氏体侧0.2μm以内的范围内的KAM值的最大值。
通过上述方法求出回火马氏体的平均KAM值和回火马氏体与淬火马氏体的异相界面附近的回火马氏体侧的最大KAM值，将其比设为回火马氏体与淬火马氏体的异相界面附近的回火马氏体侧的最大KAM值相对于回火马氏体的平均KAM值之比。将其值示于表3-1、表3-2中。
原奥氏体晶粒的粒径
原奥氏体晶粒的粒径如下求出：以与钢板的轧制方向平行的板厚截面为观察面的方式切割出试样后，利用金刚石研磨膏对观察面进行镜面研磨，然后，利用在苦味酸饱和水溶液中添加了磺酸、草酸和氯化亚铁而成的腐蚀液进行蚀刻，使原奥氏体晶界显现出来。使用光学显微镜，以400倍的倍率在169μm×225μm的视野范围内观察3个视野，对于所得到的组织图像，使用Adobe Systems公司的Adobe Photoshop，算出3个视野部分的原奥氏体晶粒的轧制方向的粒径相对于板厚方向的粒径之比，将它们的值取平均，求出原奥氏体晶粒的粒径。需要说明的是，将在此求出的原奥氏体晶粒的轧制方向的粒径相对于板厚方向的粒径之比(长径比)作为原A晶粒的轧制方向的粒径相对于板厚方向的粒径之比示出在表3-1、表3-2中。
机械特性
机械特性(拉伸强度TS、屈服应力YS、总伸长率El)的测定方法如下所述。关于拉伸试验，使用以拉伸试验片的长边为钢板的轧制方向(L方向)、相对于钢板的轧制方向为45°的方向(D方向)、相对于钢板的轧制方向为直角的方向(C方向)这三个方向的方式裁取样品而得到的JIS5号试验片，依照JIS Z 2241(2011年)进行，测定YS(屈服应力)、TS(拉伸强度)和El(总伸长率)。算出拉伸强度与总伸长率的积(TS×El)，对强度与加工性(延展性)的平衡进行评价。需要说明的是，在本发明中，延展性即El(总伸长率)优良是指将TS×El的值为16500MPa·％以上的情况判断为良好。另外，YS的控制性优良是指将作为YS的控制性的指标的屈服比YR＝(YS/TS)×100的值为65％以上且95％以下的情况判断为良好。进一步，YS的面内各向异性优良是指将作为YS的面内各向异性的指标的|ΔYS|的值为50MPa以下的情况判断为良好。需要说明的是，表3-1、表3-2所示的YS、TS和El表示C方向的试验片的测定结果。|ΔYS|通过上述计算方法算出。
扩孔试验依照JIS Z 2256(2010年)进行。将所得到的各钢板切割成100mm×100mm后，以12％±1％的间隙冲裁出直径10mm的孔后，使用内径75mm的冲模在以9吨(88.26kN)的压边力按压的状态下，向孔中压入顶角60°的圆锥冲头，测定龟裂产生极限处的孔直径，根据下述公式求出极限扩孔率：λ(％)，根据该极限扩孔率的值来评价扩孔性。
极限扩孔率：λ(％)＝{(Df-D0)/D0}×100
其中，Df是龟裂产生时的孔径(mm)，D0为初始孔径(mm)。需要说明的是，在本发明中，拉伸凸缘性优良是指将作为拉伸凸缘性的指标的λ的值与钢板的强度无关地为30％以上的情况判断为良好。
另外，关于余量组织，也通过一般的方法进行确认，示于表3-1、表3-2中。
根据表3-1、表3-2明显可知，在本发明例中，TS为1180MPa以上，并且TS×El的值为16500MPa·％以上，λ的值为30％以上，YR的值为65％以上且95％以下，|ΔYS|的值为50MPa以下，得到了延展性、拉伸凸缘性、屈服应力的控制性、屈服应力的面内各向异性优良的高强度钢板。与此相对，对于在本发明的范围以外的比较例的钢板而言，根据实施例也明显可知，拉伸强度、延展性、拉伸凸缘性、屈服应力的控制性、屈服应力的面内各向异性中的任一项以上不能满足目标性能。
以上，对本发明的实施方式进行了说明，但本发明并不受基于本实施方式形成本发明的公开的一部分的记载所限定。即，基于本实施方式由本领域技术人员等能够实现的其它实施方式、实施例以及运用技术等也全部包含在本发明的范围内。例如，在上述制造方法中的一系列热处理中，只要满足热历程条件，则对钢板实施热处理的设备等没有特别限定。

Claims (8)

1.一种高强度钢板，其中，
成分组成以质量％计含有C：0.08％以上且0.35％以下、Si：0.50％以上且2.50％以下、Mn：2.00％以上且3.50％以下、P：0.001％以上且0.100％以下、S：0.0200％以下、Al：0.010％以上且1.000％以下、N：0.0005％以上且0.0100％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成，
钢组织中，回火马氏体以面积率计为75.0％以上，淬火马氏体以面积率计为1.0％以上且20.0％以下，残余奥氏体以面积率计为5.0％以上且20.0％以下，淬火马氏体相对于回火马氏体的硬度比为1.5以上且3.0以下，回火马氏体与淬火马氏体的异相界面附近的回火马氏体侧的最大KAM值相对于回火马氏体的平均KAM值之比为1.5以上且30.0以下，原奥氏体晶粒的轧制方向的粒径相对于板厚方向的粒径之比的平均值为2.0以下。
2.如权利要求1所述的高强度钢板，其中，所述钢组织还具有以面积率计为10.0％以下的贝氏体，所述残余奥氏体的平均结晶粒径为0.2μm以上且5.0μm以下。
3.如权利要求1或2所述的高强度钢板，其中，在所述成分组成的基础上，以质量％计还含有选自Ti：0.001％以上且0.100％以下、Nb：0.001％以上且0.100％以下、V：0.001％以上且0.100％以下、B：0.0001％以上且0.0100％以下、Mo：0.01％以上且0.50％以下、Cr：0.01％以上且1.00％以下、Cu：0.01％以上且1.00％以下、Ni：0.01％以上且0.50％以下、As：0.001％以上且0.500％以下、Sb：0.001％以上且0.200％以下、Sn：0.001％以上且0.200％以下、Ta：0.001％以上且0.100％以下、Ca：0.0001％以上且0.0200％以下、Mg：0.0001％以上且0.0200％以下、Zn：0.001％以上且0.020％以下、Co：0.001％以上且0.020％以下、Zr：0.001％以上且0.020％以下、REM：0.0001％以上且0.0200％以下中的至少一种。
4.如权利要求1～3中任一项所述的高强度钢板，其中，在钢板表面具有镀层。
5.一种高强度钢板的制造方法，其是权利要求1～3中任一项所述的高强度钢板的制造方法，其中，
对钢原材进行加热，
接着，进行使精轧入口侧温度为1020℃以上且1180℃以下、精轧出口侧温度为800℃以上且1000℃以下的热轧，
接着，以600℃以下的卷取温度进行卷取，
接着，进行冷轧，
接着，进行如下退火：将由(1)式定义的温度设为T1温度(℃)、将由(2)式定义的温度设为T2温度(℃)时，在T1温度以上的加热温度下保温10秒以上后，冷却至220℃以上且((220℃+T2温度)/2)以下的冷却停止温度，然后，从该冷却停止温度开始以10℃/秒以上的平均加热速度再加热至A以上且560℃以下的再加热温度(A为满足(T2温度+20℃)≤A≤530℃的任意温度(℃))，然后，在(T2温度+20℃)以上且530℃以下的保持温度(A)下保持10秒以上，
T1温度(℃)＝960-203×[％C]1/2+45×[％Si]-30×[％Mn]+150×[％Al]-20×[％Cu]+11×[％Cr]+400×[％Ti]···(1)
需要说明的是，[％X]表示钢中的成分元素X的含量(质量％)，不含有时设为0，
T2温度(℃)＝560-566×[％C]-150×[％C]×[％Mn]-7.5×[％Si]+15×[％Cr]-67.6×[％C]×[％Cr]···(2)
需要说明的是，[％X]表示钢中的成分元素X的含量(质量％)，不含有时设为0。
6.如权利要求5所述的高强度钢板的制造方法，其中，所述热轧中，精轧的最终道次的前一个道次的压下率为15％以上且25％以下。
7.如权利要求5或6所述的高强度钢板的制造方法，其中，在所述卷取后，进行从卷取温度冷却至200℃以下、然后进行加热并在450℃以上且650℃以下的温度范围内保持900秒以上的热处理，然后进行所述冷轧。
8.如权利要求5～7中任一项所述的高强度钢板的制造方法，其中，在所述退火后，实施镀覆处理。
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