CN111699273A - 高强度钢板及高强度镀锌钢板、以及它们的制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及高强度钢板，其满足指定的化学成分组成；以扫描型电子显微镜观察金属组织时，多边形铁素体为30～60面积％；以光学显微镜观察金属组织时，MA混合组织为21面积％以下；以X射线衍射法对金属组织进行测定时，残留奥氏体为8体积％以上；所述多边形铁素体中，圆当量直径为35.0μm以上的多边形铁素体的面积率为0％，圆当量直径为10.0μm以上且小于35.0μm的多边形铁素体的面积率为10％以下；并且指定的关系式所规定的连结度为10％以上。

Description

高强度钢板及高强度镀锌钢板、以及它们的制造方法
技术领域
本发明涉及高强度钢板及高强度镀锌钢板、以及它们的制造方法。详细而言，涉及抗拉强度TS(tensile strength)为980MPa以上的高强度且加工性优异的钢板、及在其表面具有镀锌层的高强度镀锌钢板、以及它们的制造方法。
背景技术
为了实现燃耗改善，对用于汽车的结构部件等中的钢板要求980MPa以上的高强度。随着钢板的高强度化，延展性、扩孔性等加工性下降，从而难以冲压加工复杂形状的部件。因此，对于高强度钢板，也要求延展性(延伸率)、扩孔性等加工性优异。
作为兼顾了强度和加工性的钢板，已知利用了TRIP(Transformation InducedPlasticity；相变感生塑性)现象的钢板(以下称为“TRIP钢板”)。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，从而均匀变形能力提高，发挥良好的延伸率。
另外，当将强度980MPa级的TRIP钢板用于汽车的结构部件等中时，考虑部件成型时的尺寸精度、针对乘客及人员的碰撞安全性而进行设计、使得钢板的屈服应力YS(yieldstress)处于指定的范围(例如530～800MPa左右)这一点也很重要。
作为应用TRIP钢板的技术，还提出了专利文献1之类的技术。该技术表示：通过控制回火马氏体、铁素体、贝氏体、残留γ、珠光体、马氏体的比率，来改善了强度-延展性-YS平衡。
但是，该技术对于在评价加工性时很重要的特性、即“扩孔性”则完全没有考虑。
作为考虑了扩孔性的技术，还提出了例如专利文献2之类的技术。该技术表示：通过在TRIP钢板中控制指定的晶体取向的极密度且控制钢板的铁素体、贝氏体、残留γ、马氏体、珠光体、回火马氏体等显微组织，而使强度、延展性、扩孔性变得良好。
但是，该技术中，为了满足上述要件，需要热轧的精密控制，另外，不能说充分进行了认为对扩孔性会造成影响的铁素体的粒径、形状的控制。
本发明鉴于上述情况作出，其目的在于，提供延伸率及扩孔性等加工性优异、抗拉强度TS为980MPa以上的高强度、屈服应力YS处于530～800MPa的范围的高强度钢板；及在其表面具有镀锌层的高强度镀锌钢板；以及它们的制造方法。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利公开公报特开2012-122093号
专利文献2：日本专利公报第5408383号
发明内容
本发明一个方面涉及一种高强度钢板，其特征在于，
以质量％计满足
C：0.10～0.30％、
Si：1.0～3.0％、
Mn：1.5～3.0％、
P：超过0％～0.1％、
S：超过0％～0.05％、
Al：0.005～1％、和
N：超过0％～0.01％，
余部由铁和不可避免的杂质构成，
(1)所述钢板的金属组织包含多边形铁素体、MA混合组织、及残留奥氏体，
(2)以扫描型电子显微镜观察所述金属组织时，相对于所述金属组织整体，所述多边形铁素体为30～60面积％，
(3)以光学显微镜观察所述金属组织时，相对于所述金属组织整体，所述MA混合组织为21面积％以下，
(4)以X射线衍射法对所述金属组织进行测定时，相对于所述金属组织整体，所述残留奥氏体为8体积％以上，
(5)所述多边形铁素体中，圆当量直径为35.0μm以上的多边形铁素体的面积率为0％，圆当量直径为10.0μm以上且小于35.0μm的多边形铁素体的面积率为10％以下，并且
(6)所述金属组织中，由下述式(I)规定的连结度为10％以上。
连结度(％)＝(铁素体彼此之间的界面长度/铁素体与硬质组织之间的界面长度)×100 (I)
另外，本发明还包含一种高强度镀锌钢板，其在所述高强度钢板的表面具有热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层。
此外，本发明还包含一种高强度钢板的制造方法，其依次包括：
一次加热工序，将满足所述化学成分组成的热轧钢板进行酸洗及冷轧后，以10℃/秒以上且小于20℃/秒的平均加热速度加热到Ac1点；
二次加热工序，加热到Ac3点-100℃～Ac3点-30℃；
一次冷却工序，以小于20℃/秒的平均冷却速度从所述Ac3点-100℃～Ac3点-30℃的加热温度冷却到650℃；
二次冷却工序，将650～300℃的温度范围的平均冷却速度设为20℃/秒以上，并且冷却到100℃以上且小于300℃；以及
再加热工序，再加热到350℃以上且550℃以下后，在该温度区域保持30秒以上且1000秒以下。
附图说明
图1是表示制造本实施方式的高强度钢板时的退火模式的示意图。
具体实施方式
本发明人们为了实现上述目的从各种角度进行了研究。其结果，发现：通过将TRIP钢板的化学成分组成及金属组织控制为合适、尤其是严格规定多边形铁素体的形态，由此，可以使延伸率及扩孔性良好，并且可以使抗拉强度TS为980MPa以上、使屈服应力YS在530～800MPa的范围，从而完成了本发明。
根据本发明，将钢板的化学成分组成及金属组织规定为合适、尤其是严格规定了多边形铁素体的形态，因此可以实现延伸率及扩孔性良好、抗拉强度TS为980MPa以上、屈服应力YS处于530～800MPa的范围的高强度钢板及其制造方法。
以下，对本发明的实施方式进行详细说明。
首先，对本实施方式的高度强度钢板的金属组织进行说明。本实施方式的高强度钢板的金属组织为包含多边形铁素体、MA混合组织及残留奥氏体(残留γ)的混合组织。
并且重要的是：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，多边形铁素体为30～60面积％，用光学显微镜观察上述金属组织时，相对于金属组织整体，MA混合组织为21面积％以下，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，残留γ为8体积％以上。
对这些金属组织的要件进行说明。
(多边形铁素体：30～60面积％)
多边形铁素体是比贝氏体软，并且在提高钢板的延伸率、改善加工性方面起作用的组织。为了发挥这样的作用，多边形铁素体相对于金属组织整体为30面积％以上。优选为35面积％以上，更优选为40面积％以上。但是，多边形铁素体的生成量如果过量，则抗拉强度TS、屈服应力YS下降。因此，本实施方式中，多边形铁素体相对于金属组织整体为60面积％以下，优选为55面积％以下，更优选为50面积％以下。
(MA混合组织：21面积％以下)
已知MA混合组织(Martensite Austenite constituent，马氏体-奥氏体组元)为新鲜马氏体与残留γ的混合组织。该MA组织是在将钢板从加热温度冷却到室温的过程中，通过以未相变的奥氏体形式存在的组织中的一部分相变为马氏体、并且其余的以奥氏体形态残留而生成的组织，与回火马氏体不同。通过使该MA混合组织存在，来可以提高强度、延伸率(延展性)。
但是，MA混合组织如果过多，则扩孔性下降且屈服应力YS也变低。因此，本实施方式中，MA混合组织相对于金属组织整体为21面积％以下。优选为19面积％以下，更优选为17面积％以下。对于下限值没有特别限定，从提高强度-延展性平衡的观点出发，MA混合组织相对于金属组织整体优选设为10面积％以上，更优选13面积％以上。
本实施方式中，在进行莱佩拉(LePera)试剂腐蚀并进行光学显微镜观察时，将白色化的部位作为MA混合组织。需要说明的是，构成MA混合组织的新鲜马氏体和残留γ在光学显微镜观察下难以区别，因此测定新鲜马氏体和残留γ的复合组织作为MA混合组织。
(残留奥氏体：8体积％以上)
残留奥氏体(残留γ)主要存在于金属组织的板条之间，也有时在板条状组织的聚集体(例如块、束)及旧γ的晶界上以块状存在。该残留γ的体积率可以通过X射线衍射法来测定。当钢板承受应变而变形时，残留γ相变为马氏体而发挥良好的延伸率。即，通过包含残留γ，促进承受应变而变形的部分的硬化，可以防止应变集中。这些效果一般被称为TRIP效果。
为了发挥TRIP效果，残留γ相对于金属组织整体为8体积％以上。残留γ优选为10体积％以上，更优选为12体积％以上。残留γ的体积率如果过度变高，则成型时会以粗大的加工感生马氏体形式来生成，从而扩孔性下降。因此，残留γ优选为20体积％以下，更优选为18体积％以下。
本实施方式的钢板中，需要如下规定多边形铁素体的形态。
(圆当量直径为35.0μm以上的多边形铁素体的面积率为0％，圆当量直径为10.0μm以上且小于35μm的多边形铁素体的面积率为10％以下)
多边形铁素体的晶粒越粗大则应力越集中，因此屈服应力YS下降，扩孔性也劣化。因此，圆当量直径为35.0μm以上的多边形铁素体的面积率为0％，圆当量直径为10.0μm以上且小于35μm的多边形铁素体的面积率为10％以下。后者的面积率优选为7％以下，更优选为4％以下。需要说明的是，“圆当量直径”是指：着眼于多边形铁素体的晶粒的大小(面积)，换算为面积相同的圆时的直径(相当直径)。
本实施方式的钢板的金属组织中，在将“铁素体彼此之间的界面长度”相对于“铁素体与硬质组织之间的界面长度”的比例设为连结度，并且由如下述式(I)那样规定时，该连结度为10％以上。
连结度(％)＝(铁素体彼此之间的界面长度/铁素体与硬质组织之间的界面长度)×100 (I)
通过将上述连结度设为10％以上，可以提高强度和加工性的平衡。该连结度如果小于10％，则加工时，硬质组织中的应变量增大，加剧孔隙的发生或龟裂的生长，延伸率、扩孔性会劣化。另外，由于抑制应变向铁素体中集中，屈服应力YS会过度提高。因此，连结度设为10％以上。优选设为14％以上，更优选设为18％以上。需要说明的是，上述式(I)中的“硬质组织”基本上为铁素体以外的组织，包括MA混合组织、贝氏体、回火马氏体、珠光体等。
如上所述，本实施方式的金属组织规定了多边形铁素体的分布、连结度，根据需要，优选还使多边形铁素体的平均圆当量直径、及多边形铁素体的圆当量直径的标准偏差处于合适范围。
(多边形铁素体的平均圆当量直径：10.0μm以下，多边形铁素体的圆当量直径的标准偏差：3.5μm以下)
多边形铁素体的平均圆当量直径、及多边形铁素体的圆当量直径的标准偏差如果变大，则粗大粒子的面积比率增加，应力集中，因此屈服应力YS下降，扩孔性也劣化。故此，多边形铁素体的平均圆当量直径优选设为10.0μm以下。该平均圆当量直径更优选为8.0μm以下，进一步优选为6.0μm以下。另外，多边形铁素体的圆当量直径的标准偏差优选为3.5μm以下，更优选为3.0μm以下，进一步优选为2.5μm以下。
(其它组织)
本实施方式的高强度钢板的金属组织可以由多边形铁素体、MA混合组织、及残留γ构成，也可以在不损害本发明的作用的范围内，作为上述组织以外的其它组织，还包含贝氏体、回火马氏体、珠光体等组织(以下有时称为“余部组织”)。其中，珠光体会使强度及屈服应力YS下降，因此在对钢板的切断面进行硝酸乙醇腐蚀后用扫描型电子显微镜观察时，优选为5面积％以下。
接着，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％表示质量％。
上述高强度钢板满足C：0.10～0.30％、Si：1.0～3.0％、Mn：1.5～3.0％、P：超过0％且0.1％以下、S：超过0％且0.05％以下、Al：0.005～1％、及N：超过0％且0.01％以下。
(C：0.10～0.30％)
C为提高钢板的强度的元素，另外为稳定奥氏体而确保残留γ所需要的元素。为了发挥该效果，本实施方式中，C量为0.10％以上。C量优选为0.13％以上，更优选为0.15％以上。但是，C量如果过量，则扩孔性、焊接性劣化。因此，本实施方式中，C量为0.30％以下。C量优选为0.28％以下，更优选为0.25％以下。
(Si：1.0～3.0％)
Si为固溶强化元素，并且为有助于钢板的高强度化的元素。另外，Si为对于：抑制碳化物的析出；使C聚集在奥氏体中而稳定化；确保残留γ；改善延伸率而言重要的元素。为了发挥该效果，本实施方式中，Si量为1.0％以上。Si量优选为1.2％以上，更优选为1.3％以上。但是，Si量如果过量，则在退火中的加热、均热时不发生多边形铁素体向奥氏体的逆相变，多边形铁素体过度残留，变得强度不足。另外，热轧时显著形成氧化皮，钢板表面带有氧化皮痕迹，使表面性状变差。因此，本实施方式中，Si量为3.0％以下。Si量优选为2.6％以下，更优选为2.3％以下。
(Mn：1.5～3.0％)
Mn是作为淬火性提高元素起作用，并且在冷却中抑制过度生成多边形铁素体、提高钢板的强度的元素。另外，Mn还有助于稳定残留γ。为了发挥该效果，本实施方式中，Mn量为1.5％以上。Mn量优选为1.7％以上，更优选为1.9％以上。但是，若过度含有Mn，则显著抑制贝氏体的生成，MA混合组织量变得过多，发生扩孔性劣化、屈服应力YS下降。另外，产生发生板坯破裂等不良影响。因此，本实施方式中，Mn量设为3.0％以下。Mn量优选为2.8％以下，更优选为2.7％以下。
(P：超过0％且0.1％以下)
P为不可避免的杂质，若过量含有则会助长由晶界偏析导致的晶界脆化，室温下的加工性劣化。因此，本实施方式中，P量为0.1％以下。P量优选为0.08％以下，更优选为0.05％以下。P量优选尽量少，通常含有0.001％左右。
(S：超过0％且0.05％以下)
S为不可避免的杂质，若过量含有则形成MnS等硫化物系夹杂物，成为破裂的起点，室温下的加工性劣化。因此，本实施方式中，S量为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：0.005～1％)
Al是与Si同样地，对于抑制碳化物的析出、确保残留γ而言重要的元素。另外，Al而且是作为脱氧材料起作用的元素。为了发挥该效果，Al量为0.005％以上。Al量优选为0.010％以上，更优选为0.03％以上。但是，Al量如果过多，则钢板中析出较多夹杂物，室温下的加工性劣化。因此，本实施方式中，Al量为1％以下。Al量优选为0.8％以下，更优选为0.5％以下。
(N：超过0％且0.01％以下)
N为不可避免的杂质，若过量含有则大量析出氮化物、成为破裂的起点，室温下的加工性劣化。因此，本实施方式中，N量为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。
本实施方式的高强度钢板的基本成分如上所述，余部为铁和上述P、S、N以外的不可避免的杂质。作为该不可避免的杂质，允许以不损害本实施方式的效果的范围混入根据原料、材料、制造设备等的状况而带入的元素。
本实施方式的高强度钢板中，作为其它元素，还可以含有属于下述(a)～(d)中的至少1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。
(a)Cr及Mo为在冷却中抑制过度生成多边形铁素体、防止强度下降的元素。为了有效地发挥该效果，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，若过量含有Cr及Mo则与Mn同样地会显著抑制贝氏体的生成，MA混合组织变得过多，发生扩孔性劣化、屈服应力YS下降。因此，本实施方式中，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。关于Cr及Mo而言，可以含有任一者，也可以含有两者。
(b)Ti、Nb及V均为在使金属组织微细化、提高钢板的强度和屈服应力YS、扩孔性方面起作用的元素。为了有效地发挥该效果，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、及V，效果也饱和。另外，有时会在晶界处析出碳化物、使室温下的加工性劣化。因此，本实施方式中，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。关于Ti、Nb及V而言，可以含有任一种，也可以含有任意选择的两种以上。
(e)Cu及Ni为在提高钢板的耐腐蚀性方面起作用的元素。为了有效地发挥该效果，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及Ni，效果也饱和。另外，有时热间加工性会劣化。因此，本实施方式中，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。关于Cu及Ni而言，可以含有任一者，也可以含有两者。
(d)B是与Cr及Mn同样地，在冷却中抑制过度生成多边形铁素体、防止强度下降的元素。为了有效地发挥该效果，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，若过量含有B则与Cr及Mn同样地显著抑制贝氏体的生成，MA量变得过量，发生扩孔性劣化、屈服应力YS下降。因此，本实施方式中，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。
在上述高强度钢板的表面上，可以设置热浸镀锌层(GI：Hot Dip-Galvanized)或合金化热浸镀锌层(GA：Alloyed Hot Dip-Galvanized)。即，在高强度钢板的表面具有热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层的高强度热浸镀锌钢板、高强度合金化热浸镀锌钢板也包含在本发明中。
接着，参照附图对本实施方式的高强度钢板的制造方法进行说明。图1是表示制造本实施方式的高强度钢板时的退火模式的示意图，横向表示时间(秒)，纵向表示温度(℃)。
图1所示的模式表示退火后的工序，这之前的工序没有任何限定，按照通常所进行的条件即可。例如，将用连续铸造法、铸锭法、薄带连铸法等铸造的板坯再加热到1150～1300℃左右并且粗轧后，为了避免形成会抑制加工性的聚集组织而以850～950℃左右的精轧温度进行精轧，并且在500～700℃左右进行卷取，由此制得热轧板即可。然后，根据需要进行酸洗后，进行冷轧。需要说明的是，可以将热轧后卷取的钢带放入例如具有绝热性的装置中进行保温。在酸洗之前或之后，可以用加热炉实施退火等。
[一次加热工序]
首先，将满足如上所述的化学成分组成的热轧钢板酸洗及冷轧后，以10℃/秒以上且小于20℃/秒的平均加热速度加热到Ac1点[图1的(A)的工序]。该一次加热工序中加热到Ac1点时，进行再结晶，实现金属组织的均匀化。若此时的平均加热速度小于10℃/秒，则过度进行再结晶而生成粗大铁素体，从而屈服应力YS下降，扩孔性也劣化。另一方面，若平均加热速度比20℃/秒更快，则不进行再结晶，冷轧时的应变残留，从而铁素体的变形能力下降，延伸率、扩孔性劣化。
上述Ac1点可以由“莱斯利铁钢材料学”(丸善株式会社发行、Willian 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。需要说明的是，下述式(II)中，[]表示各元素的含量(质量％)，钢板中所不含的元素的含量按照0质量％来计算即可。
Ac1点(℃)＝723-10.7×[Mn]-16.9×[Ni]+29.1×[Si]+16.9×[Cr] (II)
[二次加热工序]
在按照上述的条件进行一次加热后，加热到钢板的Ac3点-100℃～Ac3点-30℃的温度范围[图1的(B)的工序]。该二次加热工序中，进行由作为热轧组织的铁素体向奥氏体的逆相变，抑制多边形铁素体的粗大化且调整多边形铁素体比率。该工序中的加热温度低于Ac3点-100℃时，逆相变变得不充分，过度生成多边形铁素体。加热温度如果高于Ac3点-30℃，则过度进行向奥氏体的逆相变，多边形铁素体比率变得过少。
上述Ac3点可以基于“莱斯利铁钢材料学”(丸善株式会社发行、William C.Leslie著、第273页)中记载的下述式(III)来计算。需要说明的是，下述式(III)中的[]表示各元素的含量(质量％)，钢板中所不含的元素按照0％来计算。
Ac3点(℃)＝910-203×[C]1/2-15.2×[Ni]+44.7×[Si]+104×[V]+31.5×[Mo]+13.1×[W]-{30×[Mn]+11×[Cr]+20×[Cu]-700×[P]-400×[Al]-120×[As]-400×[Ti]} (III)
[一次冷却工序]
从上述二次加热工序中的加热温度，以小于20℃/秒的平均冷却速度冷却到650℃[图1的(C)的工序]。该工序中，使铁素体生长，提高多边形铁素体的连结度，调整多边形铁素体比率。若此时的平均冷却速度达到20℃/秒以上，则铁素体的成长变得不充分，连结度降低，多边形铁素体的生成变得不充分。此时的平均冷却速度优选为15℃/秒以下。
[二次冷却工序]
上述一次冷却后，将650～300℃的温度范围的平均冷却速度设为20℃/秒以上，并且冷却到100℃以上且小于300℃[图1的(D)的工序]。该二次冷却工序中，以临界冷却速度以上的平均冷却速度冷却到马氏体相变起始温度Ms点以下的温度，从而使钢板组织中生成马氏体，通过利用之后的加热而进行回火，从而确保屈服应力YS。若此时的冷却速度过慢、或冷却停止温度过高，则不能够充分生成马氏体，结果MA混合组织增加。若冷却停止温度过低，则过度生成马氏体，残留γ变得过少。此时的平均冷却速度优选为25℃/秒以上，其上限大约为100℃/秒以下。
上述Ms点的温度基于上述“莱斯利铁钢材料学”(丸善株式会社发行、WilliamC.Leslie著、第231页)中记载的下述式(IV)来计算。需要说明的是，下述式式(IV)中的[]表示各元素的含量(质量％)，钢板中所不含的元素按照0％来计算。
Ms点(℃)＝561-474×[C]-33×[Mn]-17×[Ni]-17×[Cr]-21×[Mo] (IV)
[再加热工序]
上述二次冷却工序后，再加热到350℃以上且550℃以下，之后在该温度区域保持30秒以上且1000秒以下[图1的(E)的工序]。该再加热工序中，进行贝氏体相变，促进C向未相变奥氏体中浓集，从而确保残留γ量。若再加热温度偏离上述温度范围、或保持时间比30秒短，则不能够充分生成贝氏体，残留γ量变少。该保持时间优选为50秒以上。但是，即使该保持时间过度变长，其效果也饱和，因此设为1000秒以下。优选为500秒以下。
[镀敷处理]
如上所述地制造的高强度钢板的表面上，可以形成热浸镀锌层(GI)或合金化热浸镀锌层(GA)。
热浸镀锌层、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热浸镀锌处理、合金化热浸镀锌处理。由此得到热浸镀锌钢板(以下有时称为“GI钢板”)及合金化热浸镀锌钢板(以下有时称为“GA钢板”)。
作为制造GI钢板的方法，可以在上述再加热工序中对上述钢板也进行热浸镀锌处理。即，在上述350℃以上且550℃以下的温度区域中进行再加热后，浸渍在调整为该温度范围的镀敷浴中实施热浸镀锌，可以同时进行热浸镀锌处理和再加热工序中的在指定温度下保持。此时，上述温度范围内的停留时间满足上述保持时间要件(30秒以上且1000秒以下)即可。
作为制造GA钢板的方法，在上述350℃以上且550℃以下的温度区域中对上述钢板进行再加热后，在该温度区域的炉内接着实施合金化处理即可。此时，上述温度范围内的停留时间(热浸镀锌处理和合金化处理的合计停留时间)满足上述保持时间要件(30秒以上且1000秒以下)即可。
镀锌附着量没有特别限定，例如以单面计，可列举10～100g/m2左右。
本实施方式的高强度钢板的板厚没有特别限定，可以是例如板厚为3mm以下的薄钢板。
本实施方式的高强度钢板的抗拉强度为980MPa以上，加工性优异。该高强度钢板可以优选作为汽车的结构部件的材料使用。作为汽车的结构部件，首先可列举：例如前部或后部的纵梁、碰撞吸能盒等部件，还可列举：柱类增强材料(例如支撑件、中柱加强件等)；车顶边梁加强件、侧梁、地板部件、脚踩部等车体结构部件；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。
针对满足如上所述的化学成分组成的热轧钢板，通过实施依次包含上述的一次加热工序、二次加热工序、一次冷却工序、二次冷却工序及再加热工序的方法，来可以得到如下的高强度钢板：在用扫描型电子显微镜观察金属组织时，多边形铁素体为30～60面积％；在用光学显微镜观察金属组织时，MA混合组织为21面积％以下；在用X射线衍射法测定金属组织时，残留奥氏体为8体积％以上；上述多边形铁素体中，圆当量直径为35.0μm以上的多边形铁素体的面积率为0％，圆当量直径为10.0μm以上且小于35.0μm的多边形铁素体的面积率为10％以下；并且由上述式(I)规定的连结度为10％以上。
这样的本实施方式的高强度钢板是延伸率及扩孔性等加工性优异、抗拉强度TS为980MPa以上的高强度、屈服应力YS处于530～800MPa的范围的钢板。
本说明书如上所述公开了各种实施方式的技术，其主要技术总结如下。
即，本发明一个方面涉及一种高强度钢板，其特征在于，
以质量％计满足
C：0.10～0.30％、
Si：1.0～3.0％、
Mn：1.5～3.0％、
P：超过0％～0.1％、
S：超过0％～0.05％、
Al：0.005～1％、和
N：超过0％～0.01％，
余部由铁和不可避免的杂质构成，
(1)所述钢板的金属组织包含多边形铁素体、MA混合组织及残留奥氏体，
(2)以扫描型电子显微镜观察所述金属组织时，相对于所述金属组织整体，所述多边形铁素体为30～60面积％，
(3)以光学显微镜观察所述金属组织时，相对于所述金属组织整体，所述MA混合组织为21面积％以下，
(4)以X射线衍射法对所述金属组织进行测定时，相对于所述金属组织整体，所述残留奥氏体为8体积％以上，
(5)所述多边形铁素体中，圆当量直径为35.0μm以上的多边形铁素体的面积率为0％，圆当量直径为10.0μm以上且小于35.0μm的多边形铁素体的面积率为10％以下，并且
(6)所述金属组织中，由下述式(I)规定的连结度为10％以上。
连结度(％)＝(铁素体彼此之间的界面长度/铁素体与硬质组织之间的界面长度)×100 (I)
根据该构成，可以得到延伸率及扩孔性良好、抗拉强度TS为980MPa以上、屈服应力YS处于530～800MPa的范围的高强度钢板。
所述高强度钢板中，优选：所述多边形铁素体中的平均圆当量直径为10.0μm以下、且标准偏差为3.5μm以下。认为由此可以更切实地得到所述效果。
本发明另一个方面涉及一种高强度镀锌钢板，其特征在于，在所述高强度钢板的表面具有热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层。
本发明又一个方面涉及一种高强度钢板的制造方法，其特征在于，依次包括：
一次加热工序，将满足所述化学成分组成的热轧钢板进行酸洗及冷轧后，以10℃/秒以上且小于20℃/秒的平均加热速度加热到Ac1点；
二次加热工序，加热到Ac3点-100℃～Ac3点-30℃；
一次冷却工序，以小于20℃/秒的平均冷却速度从所述Ac3点-100℃～Ac3点-30℃的加热温度冷却到650℃；
二次冷却工序，将650～300℃的温度范围的平均冷却速度设为20℃/秒以上，并且冷却到100℃以上且小于300℃；以及
再加热工序，再加热到350℃以上且550℃以下后，在该温度区域保持30秒以上且1000秒以下。
根据该制造方法，可以制造如上所述的优异的本发明的高强度钢板。
所述制造方法中，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。
下面，列举实施例，更具体地说明本发明，但本发明并不受下述实施例限制，可以在符合前述及后述的主旨的范围内加以变更来实施，这一点是不言自明的，这些也都包含在本发明的技术范围内。
实施例
对具有下述表1所示的成分组成且余部为铁和不可避免的杂质的钢(钢种A1、B1)进行熔炼而制作了板坯，将该板坯加热到1250℃，按照精轧温度为920℃的方式进行了热轧，在600℃下进行了卷取。卷取后冷却到室温，由此制造了板厚2.3mm的热轧钢板。
对得到的热轧钢板的表面进行酸洗而除去了附着于热轧钢板表面的氧化皮。然后，对该热轧钢板进行冷轧而制作了板厚1.4mm的钢板。需要说明的是，下述表1中的“相变温度”栏所示的Ac1点、Ac3点及Ms点为基于上述的式(II)～(IV)计算的值。
表1
Figure BDA0002622672210000131
按照下述表2所示的退火条件制造了上述中得到的钢板。在表2所示的二次加热的加热温度下均热80秒后实施了冷却(一次冷却、二次冷却)及再加热。在板宽方向的中央部测定了此时的板温。另外，在再加热的阶段实施热浸镀锌、最终加热到500℃并保持20秒，由此实现镀锌层的合金化而制作了GA钢板。钢板的每一面的镀敷附着量为50g/m2。
Figure BDA0002622672210000141
对于得到的GA钢板，按照下述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》
关于金属组织中的多边形铁素体及余部组织(贝氏体、回火马氏体、珠光体等)的面积率而言，基于使用扫描型电子显微镜(SEM：Scanning Electron Microscope)观察的结果来进行了测定；关于MA混合组织的面积率而言，基于用光学显微镜观察的结果来进行了测定；关于残留γ的体积率而言，通过X射线衍射法来进行了测定。
[多边形铁素体、MA混合组织、余部组织(贝氏体、回火马氏体、珠光体等)]
以平行于钢板的轧制方向的方式，从板宽中央部采取了试验片，对其切断面进行了研磨，进一步进行了电解研磨，由此使钢板板厚的1/4的位置处露出平行于轧制方向的切断面。关于构成钢板的金属组织中的多边形铁素体以及贝氏体、回火马氏体及珠光体等余部组织而言，用SEM观察了钢板的切断面并且计算了在金属组织整体中所占的面积率。
需要说明的是，试样的测定位置设为：将垂直于轧制的方向的长度设为W时的W/4部、且将板厚设为t时的t/4部，测定切断面设为平行于轧制方向和板厚方向的面，对1个视野实施了测定。
另外，关于MA混合组织而言，在对上述露出的切断面进行莱佩拉试剂腐蚀后用光学显微镜进行了观察(倍率：400倍、100μm×100μm的观察视野、1个视野)。
[残留γ的体积率]
关于构成钢板的金属组织中的残留γ的体积率而言，用X射线衍射法进行了测定。具体而言，将钢板磨削到板厚1/4位置后，对磨削面进行化学研磨，然后，利用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。作为入射X射线，使用了Co-Kα，并且使用α-Fe的衍射峰(110)、(200)、(211)及γ-Fe的衍射峰(111)、(200)、(220)、(311)来计算了残留γ量。
另外，按照下述条件观察了多边形铁素体的形态。
[多边形铁素体的形态]
关于多边形铁素体的形态而言，按照下述测定条件，利用SEM/EBSP(ElectronBack Scattered Diffraction Pattern，电子背散射衍射)法来进行了测定。
(测定条件)
Confedence Index(可信度)＞0.1
晶界：方位差5°以上
加速电压：20kV
测定范围：50μm×50μm
步进：0.125μm
Minimun Grain Size(最小晶粒尺寸)：4点
按照上述条件测定了Grain Average IQ(晶粒平均IQ)图(Image Quality Map，花样质量图)。应变量低的多边形铁素体的IQ值高，因此设定Average IQ(平均IQ)的阈值而使其成为由SEM照片测定的多边形铁素体比率，将阈值以上设为多边形铁素体，将低于阈值设为多边形铁素体以外的硬质组织。测定了通过设定Average IQ的阈值而提取的各多边形铁素体粒的圆当量直径，求出了平均圆当量直径，并且测定了多边形铁素体的圆当量直径的标准偏差。
另外，由上述式(I)规定的连结度设为使多边形铁素体彼此之间的界面长度(L1)除以多边形铁素体与硬质组织之间的界面长度(L2)而得的值(L1/L2)。此时的测定步骤如下所述。
(i)在晶界图中测定了组织整体的晶界长(L0)。
(ii)仅提取多边形铁素体，测定了多边形铁素体彼此之间的界面长度(L1)。
(iii)仅提取硬质组织，测定了硬质组织彼此之间的界面长度(L3)，以(L0-L1-L3)形式来求出了多边形铁素体与硬质组织之间的界面长度(L2)。
Figure BDA0002622672210000171
基于抗拉强度TS、延伸率EL及扩孔率λ来评价了得到的各高强度钢板(试验No.1～4)的强度及加工性。各评价方法如下所述。
(抗拉强度TS及延伸率EL)
以垂直于试验No.1～4的钢板的轧制方向的方向为长度方向的方式，切出了JISZ2241：2011所规定的5号试验片。使用该试验片，基于JIS Z2241：2011进行拉伸试验，由此测定了试验片的抗拉强度TS及延伸率EL。将该测定结果示于下述表4的“抗拉强度TS”及“延伸率EL”栏。抗拉强度TS的值越高表示钢板的强度越高。另外，延伸率EL的值越高表示钢板的加工性越优异。EL为20％以上时，判断为钢板的加工性良好。
(扩孔率λ)
基于JIS Z2256进行扩孔试验而测定了扩孔率λ。将该结果结果示于下述4的“扩孔率λ”。扩孔率λ越高表示钢板的扩孔性越优异，扩孔率λ为25％以上时判断为加工性良好。
表4
Figure BDA0002622672210000181
根据这些结果，可以如下进行考察。首先，试验No.1、4的钢板是在合适的制造条件下制造的，均为满足本发明所规定的要件的例子，抗拉强度为980MPa以上的高强度，屈服应力YS处于530～800MPa的合适范围内，可知为高强度且碰撞安全性优异。另外，延伸率EL为20％以上，扩孔率λ也确保为25％以上，可以判断为加工性均良好。
与此相对地，试验No.2、3的钢板为偏离了本发明中规定的某要件的例子，某特性变差。
具体而言，试验No.2的二次加热温度提高(表2)，因此多边形铁素体量及残留γ量变少，连结度也显示低值。其结果：屈服应力YS过度变高，碰撞安全性劣化，并且延伸率EL变为13％，加工性变差。
另外，在试验No.3中，由于一次加热速度慢(表2)，因此多边形铁素体的再结晶得到过度促进，圆当量直径为10～35μm的多边形铁素体增加，MA混合组织也变得过量。其结果：屈服应力YS过度变低，碰撞安全性劣化，并且扩孔率λ变低，加工性劣化。
本申请以2018年2月21日申请的日本国专利申请特愿2018-28597为基础，其内容包含在本申请中。
为了表述本发明，上文中通过上述实施方式对本发明进行了适当并充分的说明，但应该认识到本领域技术人员容易对上述实施方式进行变更和/或改良。因此，本领域技术人员实施的变形实施方式或改良实施方式，只要是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，该变形实施方式或改良实施方式可解释为被包含在该权利要求的保护范围内。
产业上的可利用性
本发明在钢板、镀锌钢板及它们的制造方法、以及汽车等的结构部件等技术领域中，具有广泛的产业上的可利用性。

Claims (5)

1.一种高强度钢板，其特征在于，
以质量％计满足
C：0.10～0.30％、
Si：1.0～3.0％、
Mn：1.5～3.0％、
P：超过0％～0.1％、
S：超过0％～0.05％、
Al：0.005～1％、和
N：超过0％～0.01％，
余部由铁和不可避免的杂质构成，
(1)所述钢板的金属组织包含多边形铁素体、MA混合组织及残留奥氏体，
(2)以扫描型电子显微镜观察所述金属组织时，相对于所述金属组织整体，所述多边形铁素体为30～60面积％，
(3)以光学显微镜观察所述金属组织时，相对于所述金属组织整体，所述MA混合组织为21面积％以下，
(4)以X射线衍射法对所述金属组织进行测定时，相对于所述金属组织整体，所述残留奥氏体为8体积％以上，
(5)所述多边形铁素体中，圆当量直径为35.0μm以上的多边形铁素体的面积率为0％，圆当量直径为10.0μm以上且小于35.0μm的多边形铁素体的面积率为10％以下，并且
(6)所述金属组织中，由下述式(I)规定的连结度为10％以上，
连结度(％)＝(铁素体彼此之间的界面长度/铁素体与硬质组织之间的界面长度)×100 (I)。
2.根据权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，
所述多边形铁素体中的平均圆当量直径为10.0μm以下、且标准偏差为3.5μm以下。
3.一种高强度镀锌钢板，其特征在于，
在权利要求1或2所述的高强度钢板的表面具有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2所述的高强度钢板的方法，并且依次包括：
一次加热工序，将满足权利要求1所述的化学成分组成的热轧钢板进行酸洗及冷轧后，以10℃/秒以上且小于20℃/秒的平均加热速度加热到Ac1点；
二次加热工序，加热到Ac3点-100℃～Ac3点-30℃；
一次冷却工序，以小于20℃/秒的平均冷却速度从所述Ac3点-100℃～Ac3点-30℃的加热温度冷却到650℃；
二次冷却工序，将650～300℃的温度范围的平均冷却速度设为20℃/秒以上，并且冷却到100℃以上且小于300℃；以及
再加热工序，再加热到350℃以上且550℃以下后，在该温度区域保持30秒以上且1000秒以下。
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，
在所述再加热工序中，进行热浸镀锌或合金化热浸镀锌。
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