CN113544302A - 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及其制造方法，该高强度钢板的延展性、拉伸凸缘性、弯曲性和耐LME性优异，能以高尺寸精度制造部件，拉伸强度为980MPa以上。上述高强度钢板具有如下的成分组成和钢组织：含有C、Si、Mn、P、S、Al、N、Mo、Cr、Ca和Sb，且[％Si]、[％Mn]、[％P]、[％Mo]和[％Cr]满足规定的关系，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成；该钢组织具有铁素体、硬质相、残余奥氏体，残余奥氏体中的碳浓度为0.55％～1.10％，钢板中的扩散氢量为0.80质量ppm以下，表层软化厚度为5μm～150μm，并且，高温拉伸试验后的钢板表层的对应晶界频率为0.45以下；该高强度钢板的拉伸强度为980MPa以上。

Description

高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及高强度钢板及其制造方法。
背景技术
为了兼顾通过车辆的轻量化来减少CO2排放量、以及通过车身的高强度化来提高耐碰撞性能，正在尝试在对汽车用薄钢板进行高强度化后，进行薄板化。例如，出于增加车身强度的目的，在形成汽车车厢的骨架的主要结构部件中应用拉伸强度(TS)980MPa以上的高强度钢板的事例正在增加。
用于汽车的加强部件和骨架结构部件的高强度钢板要求优异的成型性。例如，防撞箱等部件具有冲裁端面、弯曲加工部，因此从成型性的观点出发，优选具有高延展性、拉伸凸缘性和弯曲性的钢板。
另外，对于用于汽车的加强部件和骨架结构部件的高强度钢板，还要求能以高尺寸精度来制造部件。为了以高尺寸精度来制造部件，重要的是将钢板的屈服比(YR＝屈服强度YS/拉伸强度TS)控制在一定范围内。通过将钢板的屈服比(YR)控制在一定范围内，能够抑制钢板成型后的回弹，提高成型时的尺寸精度。进而，通过增加钢板的屈服比(YR)，能够提高碰撞时的部件的冲击吸收能。
为了提高高强度钢板在汽车部件中的应用比率，要求综合满足上述特性的高强度钢板。
一直以来，以对汽车部件的应用为目的，开发了各种各样的高强度钢板。例如，在专利文献1中，公开了一种扩孔性和成型性优异的高强度钢板及其制造方法，该高强度钢板以体积分数计，含有40％以上的铁素体、5％以上的回火马氏体，铁素体的硬度(DHTF)与马氏体的硬度(DHTM)之比(DHTM/DHTF)为1.5～3.0，剩余部分组织由铁素体和贝氏体组织形成，最大拉伸强度(TS)为590MPa以上。
专利文献2中，公开了一种能够得到高强度、且提高伸长特性和弯曲性的镀覆钢板及其制造方法，在距钢板的表面的深度为上述钢板的厚度的1/4的位置中，以体积分数表示，具有以回火马氏体：3.0％以上、铁素体：4.0％以上、且残余奥氏体：5.0％以上的组织；母材中的回火马氏体的平均硬度为5GPa～10GPa，母材中的回火马氏体和残余奥氏体的一部分或全部形成M-A，脱碳铁素体层中的铁素体的体积分数为在距钢板的表面的深度为上述钢板的厚度的1/4的位置的母材的铁素体的体积分数的120％以上，脱碳铁素体层中的铁素体的平均粒径为20μm以下，脱碳铁素体层的厚度为5μm～200μm，脱碳铁素体层中的回火马氏体的体积分数为1.0体积％以上，脱碳铁素体层中的回火马氏体的个数密度为0.01个/μm2以上，脱碳铁素体层中的回火马氏体的平均硬度为8GPa以下。
进而，最近确认了在对高强度镀锌钢板进行点焊时，镀层的锌扩散侵入钢板表层的晶界，引起液态金属脆化(LME：Liquid Metal Embrittlement)，产生晶界裂纹(LME裂纹)。即使在没有镀锌层的高强度冷轧钢板中，只要焊接对象是镀锌钢板，就会产生LME裂纹，因此，即便在任一高强度钢板中，也需要将其视作问题。因此，在应用于高强度钢板的骨架部件时，要求耐LME特性优异的高强度钢板。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2007-302918号公报
专利文献2：国际公开第2016/171237号
发明内容
但是，在专利文献1中，没有对弯曲性和耐LME特性进行研究。另外，在专利文献2中，没有对扩孔性和耐LME特性进行研究。如此，能够综合满足强度、延展性、拉伸凸缘性、弯曲性和耐LME特性、且能以高尺寸精度制造部件的钢板尚不存在。
本发明正是鉴于这样的情况而完成的，其目的在于，提供一种延展性、拉伸凸缘性、弯曲性和耐LME性优异、能以高尺寸精度制造部件、拉伸强度为980MPa以上的高强度钢板及其制造方法。
应予说明，本发明中，能以高尺寸精度来制造部件(成型时的尺寸精度高)是指YR为50％～80％。应予说明，YR由下式(1)求出。
YR＝YS/TS····(1)
另外，延展性优异是指作为延展性的指标的总伸长率(El)的值为20％以上。
另外，拉伸凸缘性优异是指作为拉伸凸缘性的指标的扩孔率(λ)的值为20％以上。
另外，弯曲性优异是指将弯曲角度设为90°，利用V形块法进行弯曲试验，以40倍的显微镜观察弯曲顶点的棱线部，将看不到龟裂长度为200μm以上的龟裂的最小弯曲半径(R)除以板厚(t)而得的值(R/t)为2.0以下。
另外，对于耐LME特性，以与试验片的拉伸方向为平行的板厚截面(L截面)为观察面，将实施例中记载的高温拉伸试验后的试验片的断裂部切断，观察板厚截面，求出距拉伸断裂前端部400μm的位置的板厚t。将该板厚t代入下式(2)而求出的板厚减少量为0.20以上的情况下，判断为耐LME特性优异。
板厚减少率＝(t0-t)/t0···(2)
在此，t0为拉伸试验前的带切口的拉伸试验片的初期板厚，t为从拉伸断裂前端部朝向把持部侧400μm的位置的板厚。例如，在图1所示的断裂部的L截面中，t如图所示确定。
应予说明，在板厚减少率的数值大的情况下，即在拉伸试验时发生大幅收缩后断裂的情况下，判断为耐LME特性优异。
本发明人等为了实现上述课题而进行了深入研究，结果是得到了以下见解。
(1)通过制成以软质相即铁素体为主体的组织，使该组织中分散有硬质相即贝氏体铁素体、贝氏体、回火马氏体和淬火马氏体、以及残余奥氏体，能够实现部件的尺寸精度和延展性优异的、拉伸强度980MPa以上的高强度钢板。
(2)通过使钢板中的扩散氢量为0.80质量ppm以下，能够实现拉伸凸缘性优异的高强度钢板。
(3)通过减少Ca的含量和钢板中的扩散氢量，并且将表层软化厚度控制在5μm～150μm，能够实现弯曲性优异的高强度钢板。
(4)通过使高温拉伸试验后的钢板表层的对应晶界频率为0.45以下，并且将表层软化厚度控制在5μm～150μm，能够实现耐LME特性优异的高强度钢板。
本发明基于上述见解而完成。即，本发明的主旨构成如下。
[1]一种高强度钢板，具有下述的成分组成和下述的钢组织；所述成分组成是以质量％计含有C：0.120％～0.250％、Si：0.80％～2.00％、Mn：1.50％～2.45％、P：0.001％～0.100％、S：0.0200％以下、Al：0.010％～1.000％、N：0.0100％以下、Mo：0.500％以下、Cr：0.300％以下、Ca：0.0200％以下和Sb：0.200％以下，并且，根据下述式(1)求出的Mneq满足2.40％～3.40％的关系，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成；
所述钢组织中，铁素体的面积率为15％～55％，
硬质相的面积率为40％～85％，
残余奥氏体的体积率为4％～20％，
上述残余奥氏体中的碳浓度为0.55％～1.10％，
钢板中的扩散氢量为0.80质量ppm以下，
表层软化厚度为5μm～150μm，并且，
高温拉伸试验后的钢板表层的对应晶界频率为0.45以下；
该高强度钢板的拉伸强度为980MPa以上。
记
Mneq＝0.26×[％Si]+[％Mn]+3.5×[％P]+2.68×[％Mo]+1.29×[％Cr]···(1)
应予说明，式(1)中的[％X]表示钢中的元素X的含量(质量％)，在不含有元素X的情况下为0。
[2]根据上述[1]所述的高强度钢板，其中，上述残余奥氏体的平均短轴长度为2.0μm以下。
[3]根据上述[1]或[2]所述的高强度钢板，其中，上述成分组成以质量％计，进一步含有选自Ti：0.001％～0.100％、Nb：0.001％～0.100％、V：0.001％～0.100％、B：0.0001％～0.0100％、Cu：0.01％～1.00％、Ni：0.01％～0.50％、Sn：0.001％～0.200％、Ta：0.001％～0.100％、Mg：0.0001％～0.0200％、Zn：0.001％～0.020％、Co：0.001％～0.020％、Zr：0.001％～0.020％和REM：0.0001％～0.0200％中的至少1种。
[4]根据上述[1]～[3]中任1项所述的高强度钢板，其中，在表面具有镀层。
[5]一种高强度钢板的制造方法，对具有上述[1]或[3]所述的成分组成的钢坯实施热轧，制成热轧板，
接下来，对上述热轧板实施酸洗，
接下来，将上述热轧板在冷轧的最终道次的压下率为1％～5％、该最终道次的前一个道次的压下率为5％～30％的条件下实施冷轧，制成冷轧板，
接下来，进行如下退火工序：将上述冷轧板在露点为-35℃以上的气氛中加热到740℃～880℃的加热温度，接下来，在从该加热温度至500℃的平均冷却速度为10℃/s以上的条件下，冷却到150℃～300℃的冷却停止温度，
接下来，将上述冷轧板再加热到(冷却停止温度+50℃)～500℃的再加热温度，以该再加热温度保持10s以上。
[6]根据上述[5]所述的高强度钢板的制造方法，其中，在上述冷轧后且在上述退火工序之前，进一步进行如下预退火工序：将上述冷轧板加热到830℃以上的加热温度，在从该加热温度至500℃的平均冷却速度为5℃/s以上的条件下，进行冷却。
[7]根据上述[6]所述的高强度钢板的制造方法，其中，在上述预退火工序之后，将上述冷轧板冷却至50℃以下，以0.05％～1.00％的伸长率进行轧制，其后，进行上述退火工序。
根据本发明，能够提供一种延展性、拉伸凸缘性、弯曲性和耐LME性优异、且能以高尺寸精度制造部件、拉伸强度为980MPa以上的高强度钢板及其制造方法。
附图说明
图1是用于对板厚减少量的测定和对应晶界频率的观察位置进行说明的示意图。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式进行说明。应予说明，本发明不限定于以下的实施方式。
首先，对钢板的成分组成的适当范围及其限定理由进行说明。应予说明，以下的说明中，表示钢板的成分元素的含量的“％”只要没有特别说明，就是指“质量％”。
C：0.120％～0.250％
C是对生成规定的量的作为硬质相的贝氏体铁素体、贝氏体、回火马氏体和淬火马氏体、以及残余奥氏体，使TS为980MPa以上，在成型时得到优异的尺寸精度有效的元素。如果C含量小于0.120％，则硬质相的面积率、残余奥氏体的体积率降低，另外铁素体的面积率增加，难以使TS为980MPa以上，且延展性也会降低。另一方面，如果C含量大于0.250％，则硬质相中的碳浓度过度地增加，硬质相的硬度提高，结果作为软质相的铁素体与硬质相的硬度差变大，冲裁后的空隙的生成量增加，拉伸凸缘性降低。另外，弯曲性也会降低。因此，将C含量设为0.120％～0.250％。C含量优选为0.140％以上，更优选为0.150％以上。另外，C含量优选为0.230％以下，更优选为0.220％以下。
Si：0.80％～2.00％
Si是通过抑制退火中的碳化物生成、促进残余奥氏体的生成来影响残余奥氏体的体积率和残余奥氏体中的碳浓度的元素。另外，通过减少Si的含量，能够降低钢板表层的对应晶界频率，提高耐LME特性。如果Si的含量小于0.80％，则残余奥氏体的体积率减少，延展性降低。另一方面，如果Si的含量大于2.00％，则残余奥氏体中的碳浓度过度地增加，在冲裁时由残余奥氏体生成的马氏体的硬度大幅提高。结果会促进扩孔时的龟裂进展，拉伸凸缘性降低。另外，弯曲性也会降低。进而，对应晶界频率增大，因此耐LME特性降低。因此，将Si含量设为0.80％～2.00％。Si含量优选为0.90％以上，更优选为1.00％以上。另外，Si含量优选为1.80％以下，更优选为1.70％以下。
Mn：1.50％～2.45％
Mn是钢的重要基本成分之一，特别是本发明中，是影响硬质相的面积率的重要元素。如果Mn的含量小于1.50％，则硬质相的面积率降低，另外铁素体的面积率增加，难以使TS为980MPa以上。另一方面，如果Mn的含量大于2.45％，则硬质相的面积率增加，成型时的尺寸精度和延展性降低。因此，将Mn含量设为1.50％～2.45％。Mn含量优选为1.70％以上，更优选为1.80％以上。另外，Mn含量优选为2.40％以下，更优选为2.30％以下。
P：0.001％～0.100％
P是具有固溶强化的作用、能够提高钢板的强度的元素。为了得到这样的效果，将P含量设为0.001％以上。另一方面，如果P的含量大于0.100％，则在原奥氏体晶界偏析，使晶界脆化，因此，冲裁后的空隙的生成量增加，拉伸凸缘性降低。另外，弯曲性也会降低。因此，将P含量设为0.001％～0.100％。P含量优选为0.002％以上，更优选为0.003％以上。另外，P含量优选为0.050％以下，更优选为0.030％以下。
S：0.0200％以下
S在钢中作为硫化物而存在，如果含量大于0.0200％，则会使钢板的极限变形能力降低。其结果是，冲裁后的空隙的生成量增加，拉伸凸缘性降低。另外，弯曲性也会降低。因此，将S含量设为0.0200％以下。此外，S的含量的下限没有特别限定，由于生产技术上的制约，S含量优选设为0.0001％以上。此外，S含量优选设为0.0040％以下。
Al：0.010％～1.000％
Al是抑制退火中的碳化物生成、促进残余奥氏体的生成、影响残余奥氏体的体积率和残余奥氏体中的碳浓度的元素。为了得到这样的效果，将Al含量设为0.010％以上。另一方面，如果Al含量大于1.000％，则大量生成铁素体，成型时的尺寸精度降低。因此，将Al含量设为0.010％～1.000％。Al含量优选为0.015％以上，更优选为0.020％以上。另外，Al含量优选为0.100％以下，更优选为0.070％以下。
N：0.0100％以下
N在钢中作为氮化物而存在，如果含量大于0.0100％，则会使钢板的极限变形能力降低。其结果是，冲裁后的空隙的生成量增加，拉伸凸缘性降低。另外，弯曲性也会降低。因此，将N含量设为0.0100％以下。此外，N的含量的下限没有特别限定，由于生产技术上的制约，N含量优选设为0.0005％以上。此外，N含量优选设为0.0050％以下。
Mo：0.500％以下
Mo是提高淬透性的元素，是对硬质相生成有效的元素。如果Mo的含量大于0.500％，则硬质相的面积率增加，成型时的尺寸精度和延展性会降低。因此，将Mo的含量设为0.500％以下。应予说明，Mo的含量的下限也可以是0.000％，但从增大淬透性、使TS在更优选的范围内的观点出发，优选将Mo的含量设为0.010％以上。Mo含量优选为0.300％以下，更优选为0.100％以下。另外，Mo的含量更优选为0.030％以上。
Cr：0.300％以下
Cr是提高淬透性的元素，是对硬质相生成有效的元素。如果Cr的含量大于0.300％，则硬质相的面积率增加，成型时的尺寸精度和延展性降低。因此，将Cr的含量设为0.300％以下。应予说明，Cr的含量的下限也可以是0.000％，但从增大淬透性、使TS在更优选的范围内的观点出发，优选将Cr的含量设为0.010％以上。另外，Cr含量优选为0.250％以下，更优选为0.100％以下。
Ca：0.0200％以下
Ca在钢中作为夹杂物而存在。如果Ca的含量大于0.0200％，则在钢板中含有扩散性氢的情况下，上述夹杂物会在弯曲试验时成为龟裂的起点，因此弯曲性降低。因此，将Ca含量设为0.0200％以下。此外，Ca的含量的下限可以是0.0000％，但由于生产技术上的制约，Ca含量优选设为0.0001％以上。此外，Ca含量优选设为0.0020％以下。
Sb：0.200％以下
这是本发明中极其重要的发明构成要件。Sb是对抑制退火中的钢板表面的氧化、控制表层软化厚度有用的元素。另外，Sb是通过在退火中抑制钢板表层的氮化来降低钢板表层的对应晶界频率的元素。如果Sb的含量大于0.200％，则不能形成表层软化部，因此，弯曲性和耐LME特性会降低。因此，将Sb含量设为0.200％以下。应予说明，Sb的含量的下限可以是0.000％，但为了降低对应晶界频率、得到更良好的耐LME特性，优选将Sb的含量设为0.001％以上。Sb含量更优选为0.002％以上，进一步优选为0.005％以上。另外，Sb含量优选为0.050％以下，更优选为0.020％以下。
Mneq：2.40％～3.40％
这是本发明中极其重要的发明构成要件。Mneq是对控制硬质相的面积率、使TS为980MPa以上、在成型时得到优异的尺寸精度、以及得到优异的延展性有效的参数。如果Mneq小于2.40％，则硬质相的面积率降低，另外铁素体的面积率增加，难以使TS为980MPa以上。另一方面，如果Mneq大于3.40％，则硬质相的面积率增加，另外铁素体的面积率减少，成型时的尺寸精度和延展性会降低。因此，将Mneq设为2.40％～3.40％。Mneq优选为2.50％以上，更优选为2.55％以上。另外，Mneq优选为3.30％以下，更优选为3.20％以下。
在此，Mneq通过下式(1)算出。
Mneq＝0.26×[％Si]+[％Mn]+3.5×[％P]+2.68×[％Mo]+1.29×[％Cr]···(1)
应予说明，式(1)中的[％X]表示钢中的元素X的含量(质量％)，在不含有元素X的情况下为0。
[任意成分]
本发明的高强度钢板中，除上述的成分组成之外，优选以质量％计进一步单独或组合含有选自Ti：0.001％～0.100％、Nb：0.001％～0.100％、V：0.001％～0.100％、B：0.0001％～0.0100％、Cu：0.01％～1.00％、Ni：0.01％～0.50％、Sn：0.001％～0.200％、Ta：0.001％～0.100％、Mg：0.0001％～0.0200％、Zn：0.001％～0.020％、Co：0.001％～0.020％、Zr：0.001％～0.020％和REM：0.0001％～0.0200％中的至少1种。
Ti、Nb和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，从而提高TS。为了得到这样的效果，将Ti、Nb和V中至少1种的含量分别设为0.001％以上。另一方面，如果Ti、Nb和V中至少1种的含量分别大于0.100％，则大量生成粗大的析出物、夹杂物，在钢板中含有扩散性氢的情况下，在弯曲试验时会成为龟裂的起点，因此弯曲性降低。因此，在添加Ti、Nb和V中至少1种的情况下，将它们的含量分别设为0.001％～0.100％。在添加Ti、Nb和V中至少1种的情况下，优选将它们的含量分别设为0.005％以上。另外，在添加Ti、Nb和V中至少1种的情况下，优选将它们的含量分别设为0.060％以下。
B是通过在奥氏体晶界偏析而提高淬透性的元素，通过在钢中添加B，能够抑制退火冷却时的铁素体的生成和晶粒生长。为了得到这样的效果，将B含量设为0.0001％以上。另一方面，如果B的含量大于0.0100％，则热轧中在钢板内部会产生裂纹，使钢板的极限变形能力降低，因而冲裁后的总空隙数密度增加，拉伸凸缘性降低。另外，弯曲性也会降低。因此，在添加B的情况下，将其含量设为0.0001％～0.0100％。在添加B的情况下，其含量优选为0.0002％以上。另外，在添加B的情况下，其含量优选为0.0050％以下。
Cu是增大淬透性的元素，是对使硬质相的面积率在更优选的范围内、使TS在更优选的范围内、以及进一步提高成型时的尺寸精度有效的元素。为了得到这样的效果，将Cu含量设为0.01％以上。另一方面，如果Cu的含量大于1.00％，则硬质相的面积率增加，成型时的尺寸精度和延展性降低。另外，粗大的析出物、夹杂物增加，在钢板中含有扩散性氢的情况下，在弯曲试验时会成为龟裂的起点，因此弯曲性降低。因此，在添加Cu的情况下，将其含量设为0.01％～1.00％。在添加Cu的情况下，其含量优选为0.02％以上。另外，在添加Cu的情况下，其含量优选为0.20％以下。
Ni是增大淬透性的元素，是对使硬质相的面积率在更优选的范围内、使TS在更优选的范围内、以及进一步提高成型时的尺寸精度有效的元素。为了得到这样的效果，将Ni含量设为0.01％以上。另一方面，如果Ni的含量大于0.50％，则硬质相的面积率增加，成型时的尺寸精度和延展性降低。另外，粗大的析出物、夹杂物增加，在钢板中含有扩散性氢的情况下，在弯曲试验时会成为龟裂的起点，因此弯曲性降低。因此，在添加Ni的情况下，将其含量设为0.01％～0.50％。在添加Ni的情况下，其含量优选为0.02％以上。另外，在添加Ni的情况下，其含量优选为0.20％以下。
Sn是对抑制退火中的钢板表面的氧化、更好地控制表层软化厚度有用的元素。为了得到这样的效果，将Sn含量设为0.001％以上。另一方面，如果Sn的含量大于0.200％，则粗大的析出物、夹杂物增加，在钢板中含有扩散性氢的情况下，该析出物、夹杂物在弯曲试验时会成为龟裂的起点，因此弯曲性降低。因此，在添加Sn的情况下，将其含量设为0.001％～0.200％。在添加Sn的情况下，其含量优选为0.005％以上。另外，在添加Sn的情况下，其含量优选为0.050％以下。
Ta与Ti、Nb和V同样在热轧时或退火时形成微细的碳化物、氮化物或碳氮化物，从而提高TS。除此之外，对于Ta，还认为其具有如下效果：在Nb碳化物、Nb碳氮化物中固溶一部分，生成(Nb,Ta)(C,N)这样的复合析出物，显著地抑制析出物的粗大化，使析出强化稳定化，从而提高钢板的强度。为了得到这样的效果，将Ta含量设为0.001％。另一方面，如果Ta的含量大于0.100％，则粗大的析出物、夹杂物会大量生成，在钢板中含有扩散性氢的情况下，该析出物、夹杂物在弯曲试验时会成为龟裂的起点，因此弯曲性降低。因此，在添加Ta的情况下，将其含量设为0.001％～0.100％。在添加Ta的情况下，其含量优选为0.005％以上。另外，在添加Ta的情况下，其含量优选为0.020％以下。
Mg是对使硫化物、氧化物等夹杂物的形状球状化、提高钢板的极限变形能力、提高拉伸凸缘性有效的元素。为了得到这样的效果，将Mg含量设为0.0001％以上。另一方面，如果Mg的含量大于0.0200％，则大量生成粗大的析出物、夹杂物，在钢板中含有扩散性氢的情况下，该析出物、夹杂物在弯曲试验时会成为龟裂的起点，因此弯曲性降低。因此，在添加Mg的情况下，将其含量设为0.0001％～0.0200％。在添加Mg的情况下，其含量优选为0.0005％以上。另外，在添加Mg的情况下，其含量优选为0.0050％以下。
Zn、Co和Zr均为对使硫化物、氧化物等夹杂物的形状球状化、提高钢板的极限变形能力、提高拉伸凸缘性有效的元素。为了得到这样的效果，将Zn、Co和Zr中1种或2种以上的含量分别设为0.001％以上。另一方面，Zn、Co和Zr的1种或2种以上的含量分别大于0.020％，则大量生成粗大的析出物、夹杂物，在钢板中含有扩散性氢的情况下，该析出物、夹杂物在弯曲试验时会成为龟裂的起点，因此弯曲性降低。因此，在添加Zn、Co和Zr的1种或2种以上的情况下，将Zn、Co和Zr的1种或2种以上的含量分别设为0.0001％～0.020％。在添加Zn、Co和Zr的1种或2种以上的情况下，Zn、Co和Zr的1种或2种以上的含量分别优选设为0.002％以上。另外，在添加Zn、Co和Zr的1种或2种以上的情况下，Zn、Co和Zr的1种或2种以上的含量分别优选设为0.010％以下。
REM是对使硫化物、氧化物等夹杂物的形状球状化、提高钢板的极限变形能力、提高拉伸凸缘性有效的元素。为了得到这样的效果，将REM含量设为0.0001％以上。另一方面，如果REM的含量大于0.0200％，则大量生成粗大的析出物、夹杂物，在钢板中含有扩散性氢的情况下，该析出物、夹杂物在弯曲试验时会成为龟裂的起点，因此弯曲性降低。因此，在添加REM的情况下，将其含量设为0.0001％～0.0200％。在添加REM的情况下，其含量优选为0.0010％以上。另外，在添加REM的情况下，其含量优选为0.0100％以下。
上述成分以外的剩余部分为Fe和不可避免的杂质。应予说明，对于上述任意成分，在含量小于下限值的情况下不会损害本发明的效果，因此，在包含小于下限值的任意元素的情况下，可以将它们视为不可避免的杂质。
接下来，对本发明的高强度钢板的钢组织进行说明。
铁素体的面积率：15％～55％
通过形成以作为软质相的铁素体为主体的组织，能够将YR控制在期望的范围，因此，可以在成型时得到优异的尺寸精度，且得到优异的延展性。另外，由于铁素体的氢的固溶度低，因此，通过形成以铁素体为主体的组织，能够减少钢板中的扩散氢量，其结果是，能够减少冲裁后的空隙的生成量，拉伸凸缘性提高。另外，弯曲性也会提高。为了得到这样的效果，将铁素体的面积率设为15％以上。另一方面，如果铁素体的面积率大于55％，则难以使TS为980MPa以上。因此，将铁素体的面积率设为15％～55％。铁素体的面积率优选为19％以上，更优选为22％以上。另外，铁素体的面积率优选为51％以下，更优选为48％以下。
硬质相的面积率：40％～85％
通过含有合计40％以上的作为硬质相的贝氏体铁素体、贝氏体、回火马氏体和淬火马氏体，能够使TS为980MPa以上，且在成型时得到优异的尺寸精度。另一方面，如果硬质相的面积率大于85％，则成型时的尺寸精度和延展性降低。另外，钢板中的扩散氢量增加，拉伸凸缘性降低。另外，弯曲性也会降低。因此，将硬质相的面积率设为40％～85％。硬质相的面积率优选为45％以上，更优选为49％以上，进一步优选为52％以上。另外，硬质相的面积率优选为81％以下，更优选为78％以下。
在此，铁素体的面积率和硬质相的面积率的测定方法如下。
以与钢板的轧制方向平行的板厚截面(L截面)为观察面的方式切出试样后，用金刚石膏研磨观察面。接下来，使用氧化铝对观察面实施精研磨。使用电子探针微量分析仪(EPMA；Electron Probe Micro Analyzer)，设为加速电压7kV、测定区域45μm×45μm，对观察面的4个视野进行测定。通过使用标准试样的校准曲线法，将测定后的数据变换为碳浓度。将4个视野的数据合计，将钢中的碳浓度设为[％C]，将含有0.5×[％C]以下的碳浓度的区域定义为铁素体，将含有大于0.5×[％C]且小于3.2×[％C]的碳浓度的区域定义为硬质相，从而算出各自的面积率。
残余奥氏体的体积率：4％～20％
通过含有4％以上的残余奥氏体，能够得到优异的延展性。另一方面，如果残余奥氏体的体积率大于20％，则由于残余奥氏体具有高的氢浓度，在冲裁时或弯曲试验时受到加工而产生马氏体转变时，在马氏体内部会产生空隙。由此，冲裁后的空隙的生成量增加，拉伸凸缘性降低。另外，弯曲试验时在马氏体内部产生的空隙会成为龟裂的起点，因此弯曲性也降低。因此，将残余奥氏体的体积率设为4％～20％。残余奥氏体的体积率优选为5％以上，更优选为6％以上。另外，残余奥氏体的体积率优选为18％以下，更优选为16％以下。
残余奥氏体中的碳浓度：0.55％～1.10％
通过使残余奥氏体中的碳浓度为0.55％以上，能够得到优异的延展性，且在成型时得到优异的尺寸精度。另一方面，如果残余奥氏体中的碳浓度大于1.10％，则在冲裁时由残余奥氏体生成的马氏体的硬度大幅提高，因此，会促进扩孔时的龟裂进展，拉伸凸缘性降低。另外，弯曲性也降低。因此，将残余奥氏体中的碳浓度设为0.55％～1.10％。残余奥氏体中的碳浓度优选为0.60％以上，更优选为0.65％以上。另外，残余奥氏体中的碳浓度优选为1.00％以下，更优选为0.95％以下，进一步优选为0.90％以下。
在此，残余奥氏体的体积率的测定方法如下。将钢板在板厚方向(深度方向)上机械研磨至板厚的1/4后，使用草酸进行化学研磨，制成观察面。通过X射线衍射法对该观察面进行观察。作为入射X射线，使用Co的Kα射线源，求出fcc铁(奥氏体)的(200)、(220)、(311)各面的衍射强度与bcc铁的(200)、(211)、(220)各面的衍射强度的比，将其作为残余奥氏体的体积率。
另外，残余奥氏体中的碳浓度的测定方法如下。
首先，根据奥氏体的(220)面的衍射峰的位移量，按照下述式(3)算出残余奥氏体的晶格常数。
a＝1.79021√2/sinθ···(3)
将得到的残余奥氏体的晶格常数a和元素M在钢总体中所占的含量(质量％)代入下述式(4)，从而算出残余奥氏体中的碳浓度[％C]。
a＝3.578+0.00095[％Mn]+0.022[％N]+0.0006[％Cr]+0.0031[％Mo]+0.0051[％Nb]+0.0039[％Ti]+0.0056[％Al]+0.033[％C]···(4)
在此，a为残余奥氏体的晶格常数
Figure BDA0003254138450000131
θ为(220)面的衍射峰角度除以2而得的值(rad)，[％C]为残余奥氏体中的C的质量％。[％C]以外的[％M]为元素M在钢总体中所占的含量(质量％)。
残余奥氏体的平均短轴长度：2.0μm以下
上述残余奥氏体的平均短轴长度优选设为2.0μm以下。通过使残余奥氏体的平均短轴长度为2.0μm以下，能够减少冲裁后的空隙的生成量，进一步提高拉伸凸缘性。应予说明，残余奥氏体的平均短轴长度的下限没有特别限定，如果残余奥氏体的平均短轴长度小于0.2μm，则即使在拉伸形变后期的时点，残余奥氏体也不会发生马氏体转变，因此，对延展性的贡献变小。因此，残余奥氏体的平均短轴长度优选设为0.2μm以上。另外，残余奥氏体的平均短轴长度更优选为1.9μm以下，进一步优选为1.6μm以下、1.0μm以下。
在此，残余奥氏体的平均短轴长度的测定方法如下。
以与钢板的轧制方向平行的板厚截面(L截面)为观察面的方式切出试样后，用金刚石膏研磨观察面。其后，使用氧化铝对观察面实施精研磨。接下来，用1vol.％硝酸酒精溶液(nital)腐蚀观察面。对钢板的板厚1/4位置(从钢板表面起在深度方向上相当于板厚的1/4的位置)，使用扫描电子显微镜(SEM；Scanning Electron Microscope)以5000倍的倍率观察3个视野。使用Adobe Systems公司的Adobe Photoshop对得到的组织图像进行解析，算出3个视野的残余奥氏体的短轴长度。将3个视野的残余奥氏体的短轴长度进行平均，作为残余奥氏体的平均短轴长度。应予说明，上述的组织图像中，残余奥氏体呈现平均结晶粒径为5.0μm以下的微细的白色的组织，因此，可以识别和测定短轴长度。
另外，遵循本发明的钢组织中，除了上述铁素体、贝氏体铁素体、贝氏体、回火马氏体、淬火马氏体和残余奥氏体以外，珠光体、渗碳体等碳化物或作为其他钢板组织而公知的物质，只要在以面积率计为3％以下的范围，则即使包含也不会损害本发明的效果。应予说明，其他钢板组织(剩余部分组织)例如可以用SEM观察来确认、判定。
钢板中的扩散氢量：0.80质量ppm以下
这是本发明中极其重要的发明构成要件。本发明人等为了实现拉伸凸缘性优异的高强度钢板而进行了深入研究，结果发现钢板中的扩散氢量与拉伸凸缘性和弯曲性相关。进一步研究，结果发现通过使钢板中的扩散氢量降低为0.80质量ppm以下，能够得到优异的拉伸凸缘性和弯曲性，从而完成了本发明。应予说明，钢板中的扩散氢量的下限没有特别限定，由于生产技术上的制约，钢板中的扩散氢量优选设为0.01质量ppm以上。钢板中的扩散氢量更优选为0.05质量ppm以上。另外，钢板中的扩散氢量优选为0.60质量ppm以下，更优选为0.35质量ppm以下。应予说明，测定扩散氢量的钢板除了镀覆处理前的高强度钢板之外，也可以是镀覆处理后且加工前的高强度热浸镀锌钢板的母材钢板。另外，还可以是在镀覆处理后实施了冲裁加工、拉伸凸缘成型和弯曲加工等加工的钢板的母材钢板，此外还可以是将加工后的钢板焊接而制造的产品的母材钢板部分。
在此，钢板中的扩散氢量的测定方法如下。在钢板是没有镀层的高强度钢板的情况下，采取长度30mm、宽度5mm的试验片。另外，在钢板是高强度热浸镀锌钢板的情况下，采取长度30mm、宽度5mm的试验片，将热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层进行碱除去。其后，用热脱附分析方法测定从试验片放出的氢量。具体而言，以升温速度200℃/h从室温连续加热到300℃后，冷却至室温，测定从室温至210℃由试验片放出的累积氢量，作为钢板中的扩散氢量。
表层软化厚度：5μm～150μm
与板厚1/4位置相比，通过使钢板的表层部软化，可以得到优异的弯曲性和耐LME特性。为了得到这样的效果，将表层软化部的厚度(表层软化厚度)设为5μm以上。另一方面，为了使TS为980MPa以上，将表层软化厚度设为150μm以下。因此，将表层软化厚度设为5μm～150μm。表层软化厚度优选为10μm以上，更优选为15μm以上。另外，表层软化厚度优选为110μm以下，更优选为80μm以下。
在此，表层软化厚度的测定方法如下所述。
通过湿式研磨将与钢板的轧制方向平行的板厚截面(L截面)平滑化后，使用维氏硬度计，以荷重10gf，距板厚表面从板厚方向5μm的位置直至板厚方向100μm的位置为止，以5μm间隔进行测定。其后，直至板厚中心为止以20μm间隔进行测定。将硬度与板厚1/4位置的硬度相比降低到95％以下的区域定义为软化区域，将从钢板表层至软化区域为止的板厚方向的厚度定义为表层软化厚度。
高温拉伸试验后的钢板表层的对应晶界频率：0.45以下
这是本发明中极其重要的发明构成要件。通过将高温拉伸试验后的钢板表层的对应晶界频率减少至0.45以下，能够减少LME裂纹优先进行的对应晶界的数量，得到优异的耐LME特性。应予说明，高温拉伸试验后的钢板表层的对应晶界频率的下限没有特别限定，高温拉伸试验后的钢板表层的对应晶界频率通常为0.05以上。高温拉伸试验后的钢板表层的对应晶界频率优选为0.15以上。另外，高温拉伸试验后的钢板表层的对应晶界频率优选为0.40以下，更优选为0.35以下。
在此，高温拉伸试验后的钢板表层的对应晶界频率如下计算。
以包含实施例中记载的高温拉伸试验后的试验片的断裂部的方式，以与试验片的拉伸方向平行的板厚截面(L截面)为观察面，通过切断而采取对应晶界频率测定用样品。接下来，通过使用金刚石膏和氧化铝膏的抛光研磨，将对应晶界频率测定用样品的板厚截面进行平滑化后，用离子铣将加工层完全除去。接下来，使用FE-SEM/EBSD(JSM7100F：日本电子株式会社制，OIM：株式会社TSL制)，在供试钢为冷轧钢板的情况下，对与镀覆钢板接合的一侧的钢板表层测定结晶方位，在供试钢为镀覆钢板的情况下，对镀层侧的钢板表层测定结晶方位。EBSD测定是在足以通过结晶方位来评价马氏体的下部组织的测定条件(观察位置：LME裂纹发生部附近，测定视野：60μm(拉伸方向)×40μm(龟裂进展方向)，测定点间隔：40nm)下进行。在此，LME裂纹发生部附近是指在高温拉伸试验后钢板表面产生的多个龟裂(LME裂纹)的中间区域。图1的例子中，龟裂a与b的中间区域A和龟裂b与c的中间区域B分别在LME裂纹发生部附近。应予说明，如图1的例子那样，存在多个LME裂纹发生部附近的情况下，对应晶界频率的观察可以在任一处中进行。对得到的EBSD观察结果，调查测定视野内的钢板表层的所有晶界的特性。接下来，根据测定视野内的具有钢板表层的对应晶界的关系的晶界的数量和测定视野内的钢板表层的晶界的总数，根据下式算出钢板表层的对应晶界频率。
[高温拉伸试验后的钢板表层的对应晶界频率]＝[测定视野内的具有钢板表层的对应晶界的关系晶界的数量]/[测定视野内的钢板表层的晶界的总数]
在此，对应晶界定义为Σ23以下的低ΣCSL(Coincident Site Lattice)晶界。
本发明涉及的高强度钢板的拉伸强度(TS)为980MPa以上。
应予说明，TS的测定依据JIS Z 2241如下进行。以长边方向与钢板的轧制方向成直角的方式，从高强度钢板采取JIS5号试验片。使用该试验片，以十字头位移速度Vc为1.67×10-1mm/s的条件进行拉伸试验，测定TS。
本发明涉及的高强度钢板可以在表面具有镀层。镀层的组成没有特别限定，可以是一般的组成。镀层可通过任意的方法形成，例如可以是热浸镀层、或电镀层。另外，镀层可以合金化。
镀层优选为热浸镀锌层。热浸镀锌层的组成没有特别限定。在一个例子中，镀层具有如下组成：含有Fe：20质量％以下，Al：0.001质量％～1.0质量％；进而含有合计0质量％～3.5质量％的选自Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi和REM中的1种或2种以上；剩余部分由Zn和不可避免的杂质构成。在镀层为热浸镀锌层的情况下，镀层中的Fe含量小于7质量％，为合金化热浸镀锌层的情况下，镀层中的Fe含量为7～15质量％，更优选为8～13质量％。
另外，作为镀层，优选热浸镀锌-铝-镁合金(Zn-Al-Mg镀层)。Zn-Al-Mg镀层的组成没有特别限定，优选为含有1质量％～22质量％的Al、0.1质量％～10质量％的Mg、剩余部分由Zn和不可避免的杂质构成的组成。另外，Zn-Al-Mg镀层除Zn、Al、Mg以外，还可以含有合计1质量％以下的选自Si、Ni、Ce和La中的1种或2种以上。另外，镀层可以以任意金属为主体，例如可以是Al镀层等。
镀覆的附着量没有特别限定，优选每母材钢板单面的镀覆附着量为20～80g/m2。
镀层优选具有裂纹。通过使镀层具有裂纹，能够使母材钢板中的扩散氢量减少到更优选的范围。其结果是拉伸凸缘性和弯曲性提高。
在此，镀层是否存在裂纹如下进行判定。对于形成在母材钢板表面的镀层，使用SEM以1500倍的倍率对母材钢板的表面和背面的各面的各2个视野、合计4个视野进行观察，在上述4个视野中任一个中存在1个以上的具有10μm以上的长度的裂纹的情况下，判定为存在裂纹。
应予说明，本发明涉及的高强度钢板的板厚没有特别限定，通常为0.3mm～2.8mm。
接下来，对本发明的一个实施方式涉及的高强度钢板的制造方法进行说明。
[实施方式1]
首先，制造具有上述成分组成的钢坯。首先，将钢坯材熔炼，制成具有上述成分组成的钢水。熔炼方法没有特别限定，可以使用转炉熔炼、电炉熔炼等公知的熔炼方法中的任一种。将得到的钢水固化，制造钢坯(板坯)。由钢水制造钢坯的方法没有特别限定，可以使用连续铸造法、铸锭法或薄板坯铸造法等。为了防止宏观偏析，钢坯优选通过连续铸造法进行制造。
接下来，对制造的钢坯实施包含粗轧和精轧的热轧，制成热轧板。
在一个例子中，将如上述那样制造的钢坯暂时冷却至室温，其后对板坯加热后进行轧制。从碳化物的熔解、降低轧制荷重的观点出发，板坯加热温度优选设为1100℃以上。另外，为了防止氧化皮损失的增大，板坯加热温度优选设为1300℃以下。应予说明，板坯加热温度以加热时的板坯表面的温度为基准。
此外，热轧也可以应用节能工艺进行。作为节能工艺，可举出不将制造的钢坯冷却至室温，而直接将温片装入加热炉进行热轧的直送轧制；或在将制造的钢坯进行少许保温后，直接进行轧制的直接轧制等。
接下来，对钢坯以通常的条件实施粗轧，制成薄板坯。对该薄板坯实施精轧，制成热轧板。应予说明，在降低板坯的加热温度的情况下，从防止精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。为了降低轧制负荷，另外从奥氏体的未再结晶状态下的压下率变高时，在轧制方向上伸长的异常的组织发育，有使退火板的加工性降低的风险的方面考虑，精轧温度优选为Ar3转变点以上。精轧后，将热轧板卷绕并回收。从退火板的成型性的观点出发，卷绕温度优选为300℃～700℃。
应予说明，可以在热轧时将粗轧板彼此接合，连续地进行精轧。另外，也可在精轧前将粗轧板(薄板坯)卷绕一次。另外，为了降低热轧时的轧制荷重，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和材质的均匀化的观点出发，进行润滑轧制也是有效的。应予说明，润滑轧制时的摩擦系数优选为0.10～0.25的范围。
接下来，对热轧板实施酸洗。通过酸洗可以除去钢板表面的氧化物，因此，对于确保最终产品的高强度钢板中的良好的化成处理性、镀覆品质是重要的。应予说明，酸洗可以仅进行一次，也可以分多次进行。
接下来，对酸洗后的热轧板实施冷轧，制成冷轧板。本实施方式中，通过串列式多机架轧制或反向轧制等需要2道次以上的道次数的多道次轧制来实施冷轧。此时，将最终道次的压下率设为1％～5％、且将该最终道次的前一个道次的压下率设为5％～30％，这是本实施方式中极其重要的发明构成要件。
应予说明，热轧后，可以不进行热处理而实施冷轧，也可以在实施热处理后，实施冷轧。应予说明，在实施热处理后实施冷轧的情况下，优选在450℃～800℃的保持温度保持900s～36000s。
冷轧的最终道次的压下率：1％～5％
这是本实施方式中极其重要的发明构成要件。通过适当地控制最终道次的压下率，制作钢板表层的冷轧组织，接着进行退火，能够控制钢板表层的对应晶界频率，得到优异的耐LME特性。如果冷轧的最终道次的压下率小于1％，则无法制作钢板表层的冷轧组织，在退火后钢板表层的对应晶界频率增大，耐LME特性降低。另一方面，如果冷轧的最终道次的压下率大于5％，则在冷轧时钢板表层的加工形变量增大，在退火后钢板表层的对应晶界频率增大，耐LME特性降低。因此，将冷轧的最终道次的压下率设为1％～5％。冷轧的最终道次的压下率优选为2％以上，更优选为3％以上。另外，冷轧的最终道次的压下率优选为4％以下。
最终道次的前一个道次的压下率：5％～30％
这是本实施方式中极其重要的发明构成要件。通过适当地控制最终道次的前一个道次的压下率，能够适当地控制退火后的硬质相的面积率，能够使TS为980MPa以上，且在成型时得到优异的尺寸精度，进而能够得到优异的延展性。如果最终道次的前一个道次的压下率小于5％，则硬质相的面积率降低，且铁素体的面积率增加，难以使TS为980MPa以上。另一方面，如果最终道次的前的道次的压下率大于30％，则退火后的铁素体的面积率减少，成型时的尺寸精度和延展性降低。因此，将最终道次的前一个道次的压下率设为5％～30％。最终道次的前一个道次的压下率优选为6％以上，更优选为7％以上。另外，最终道次的前一个道次的压下率优选为28％以下，更优选为25％以下。
应予说明，冷轧的累积压下率没有特别限定，从能够将硬质相的面积率控制在优选的范围内且能够使TS在更优选的范围内的方面出发，冷轧的累积压下率优选为30％以上。应予说明，冷轧的累积压下率的上限没有特别限定，为了提高成型时的尺寸精度，优选为80％以下，更优选为70％以下。因此，冷轧的累积压下率优选为30％以上，更优选为35％以上，进一步优选为40％以上。另外，冷轧的累积压下率优选为80％以下，更优选为70％以下。应予说明，对于冷轧的轧制道次的次数、以及最终道次和最终道次的前一个道次以外的道次的压下率，没有特别限定。
接下来，对如上述那样得到的冷轧板进行退火。退火可以进行一次，也可以进行两次。以下，将进行两次退火的情况下的第一次退火工序称为预退火工序，将进行两次退火的情况下的第二次退火工序和进行一次退火的情况下的第一次退火工序简称为退火工序。通过进行两次退火，能够生成微细的残余奥氏体，提高延展性和拉伸凸缘性。首先，说明实施两次退火的情况下的预退火工序。
进行两次退火的情况下，预退火的加热温度、即在上述冷轧后、后述退火工序前的加热温度优选为830℃以上。
预退火的加热温度：830℃以上
通过使预退火的加热温度为830℃以上，能够将第二次退火后的组织中的铁素体的面积率和残余奥氏体的体积率控制在更优选的范围内，提高延展性。另外，可以进一步降低淬火马氏体的面积率，进一步提高成型时的尺寸精度。进而，进一步降低淬火马氏体的面积率，减少钢板中的扩散氢量，使冲裁后的空隙的生成量在更优选的范围内，进一步提高拉伸凸缘性。另外，弯曲性也进一步提高。应予说明，第一次退火的加热温度的上限没有特别限定，为了提高成型时的尺寸精度，优选为950℃以下，更优选为920℃以下。另外，第一次退火的加热温度更优选为850℃以上，进一步优选为870℃以上。
应予说明，预退火的加热处理的保温时间没有特别限定，优选为10s～1000s的范围。
接下来，优选将加热至830℃以上的加热温度的冷轧板在从该加热温度至500℃为止的平均冷却速度为5℃/s以上的条件下进行冷却。
从830℃以上的加热温度到500℃的平均冷却速度：5℃/s以上
通过使从830℃以上的加热温度到500℃的平均冷却速度为5℃/s以上，能够在预退火的冷却中抑制铁素体的生成量，使退火工序后得到的组织中的铁素体的面积率在更优选的范围内，且将残余奥氏体的体积率控制在更优选的范围内，因此，可以使延展性在更优选的范围内。另外，可以使淬火马氏体的面积率在更优选的范围内，因此，可以使成型时的尺寸精度在更优选的范围内。另外，通过使淬火马氏体的面积率在更优选的范围内，可以使钢板中的扩散氢量在更优选的范围内，因此，能够降低冲裁后的空隙的生成量，进一步提高拉伸凸缘性。另外，还能够使弯曲性在更优选的范围内。应予说明，从830℃以上的加热温度到500℃的平均冷却速度的上限没有特别限定，由于生产技术上的制约，优选为1000℃/s以下。另外，从830℃以上的加热温度到500℃的平均冷却速度更优选为8℃/s以上。应予说明，从830℃以上的加热温度起的冷却方法没有特别限定，可以应用气体喷射冷却、雾冷、水冷和风冷等冷却方法。
在上述冷却到500℃后，从小于500℃开始的平均冷却速度、冷却停止温度和冷却方法没有特别限定。作为冷却方法，可以应用气体喷射冷却、雾冷、水冷和风冷等。另外，在一个例子中，可以从小于500℃冷却到450℃以下室温左右的冷却停止温度。在一个例子中，从小于500℃到冷却停止温度的平均冷却速度为5℃/s～1000℃/s。应予说明，在冷却停止温度为450℃以下到150℃左右的范围的情况下，可以在冷却停止温度保温10s～1000s后，冷却至50℃以下室温左右的温度。另外，在上述冷却停止温度为250℃左右以下到室温左右的范围的情况下，可以冷却停止后，以比冷却停止温度高的温度保温10s～1000s后，冷却至50℃以下室温左右的温度。
优选在上述预退火工序之后，将冷轧板冷却至50℃以下后，以0.05％～1.00％的伸长率进行轧制。
预退火后，冷却至50℃以下后的轧制的伸长率：0.05％～1.00％
通过在预退火后冷却至50℃以下后实施轧制，能够降低退火后的钢板表层的对应晶界频率，提高耐LME特性。为了得到这样的效果，优选将在预退火后冷却至50℃以下后的轧制的伸长率设为0.05％以上。另一方面，如果在预退火后冷却至50℃以下后的轧制的伸长率大于1.00％，则退火后的铁素体和硬质相的粒径变小，因此，YR增大，成型时的尺寸精度降低。因此，在预退火后冷却至50℃以下后的轧制的伸长率优选为1.00％以下，更优选为0.70％以下。在预退火后冷却至50℃以下后的轧制的伸长率更优选为0.10％以上。
冷却至50℃以下后的轧制可以在与用于进行上述预退火工序的退火装置连续的装置上(在线)进行，也可以在与用于进行上述预退火工序的退火装置不连续的装置上(离线)进行。另外，可以通过一次轧制就实现目的伸长率，也可以进行多次轧制，实现合计0.05％～1.00％的伸长率。应予说明，这里记载的轧制通常是指调质轧制，但是，只要能赋予与调质轧制同等的伸长率，也可以是通过利用矫直机的加工等方法进行的轧制。
接下来，对进行两次退火情况下的第二次退火条件或仅进行一次退火的情况下的退火条件进行说明。退火工序中，在露点为-35℃以上的气氛中，将冷轧板加热到740℃～880℃的加热温度，在从该加热温度到500℃的平均冷却速度为10℃/s以上的条件下，冷却到150℃～300℃的冷却停止温度。
首先，对于冷轧后或进一步实施预退火后的冷轧板，在露点为-35℃以上的气氛中，加热到740℃～880℃。
退火工序的加热温度：740℃～880℃
如果退火工序的加热温度小于740℃，在铁素体和奥氏体的两相区的加热中，奥氏体的生成比例不充分，因此，退火后的硬质相的面积率和残余奥氏体的体积率降低，另外铁素体的面积率会增加，TS和延展性降低。另一方面，如果加热温度大于900℃，则成为在奥氏体单相区的加热，因此，退火后的铁素体的面积率降低，另外硬质相的面积率增加，成型时的尺寸精度和延展性降低。因此，将加热温度设为740℃～880℃。加热温度优选为760℃以上，更优选为770℃以上，进一步优选为780℃以上。另外，加热温度优选为860℃以下。更优选为850℃以下。
应予说明，在上述加热温度的保持时间没有特别限定，优选为10s～600s。
在上述加热温度的气氛的露点：-35℃以上
通过使加热温度下的气氛的露点为-35℃以上，能够介由空气中的水分进行脱碳，在钢板表层部形成软化层。其结果是，能够得到优异的弯曲性和耐LME特性。应予说明，加热温度区域内的露点的上限没有特别限定，为了使TS在优选的范围内，优选为15℃以下，更优选为5℃以下。上述加热温度下的露点优选为-30℃以上，更优选为-25℃以上。应予说明，上述加热温度区域的温度以钢板的表面温度为基准。即，在钢板的表面温度为上述加热温度的情况下，将气氛的露点调节为上述范围内。
接下来，以到500℃为止的平均冷却速度为10℃/s以上的条件，将冷轧板冷却至150℃～300℃的冷却停止温度。
从加热温度到500℃的平均冷却速度：10℃/s以上
通过使从740℃～880℃的上述加热温度到500℃的平均冷却速度为10℃/s以上，能够将硬质相和铁素体的面积率控制在期望的范围内，能够使TS为980MPa以上，且在成型时得到优异的尺寸精度。应予说明，从加热温度到500℃的平均冷却速度的上限没有特别限定，如果从加热温度到500℃的平均冷却速度大于50℃/s，则退火后的铁素体的面积率降低。因此，从成型时的尺寸精度和提高延展性观点出发，从加热温度到500℃的平均冷却速度的上限优选为50℃/s以下，更优选为35℃/s以下。另外，从加热温度到500℃的平均冷却速度优选为12℃/s以上，更优选为15℃/s以上，进一步优选为20℃/s以上。
退火工序的冷却停止温度：150℃～300℃
通过使冷却停止温度为马氏体转变开始温度以下进行冷却，能够使后述的再加热后的保温工序中生成的贝氏体铁素体的面积率增加，使残余奥氏体的体积率在期望的范围内。另外，通过在冷却停止时点使一部分奥氏体进行马氏体转变，能够减少钢板中的扩散氢量，其结果是，能够减少冲裁后的空隙的生成量，提高拉伸凸缘性。另外，能够得到优异的弯曲性。如果冷却停止温度小于150℃，则冷却中存在的未转变奥氏体在冷却停止时点几乎全部转变为马氏体，因此，贝氏体铁素体的面积率降低，无法确保残余奥氏体的体积率在期望的范围内，延展性降低。另外，回火马氏体的面积率增加，因此YR增大，成型时的尺寸精度降低。另外，无法使残余奥氏体中的碳浓度在期望的范围内，难以确保延展性和成型时的尺寸精度。另一方面，如果冷却停止温度大于300℃，则贝氏体铁素体的面积率降低，残余奥氏体的体积率不能在期望的范围内，延展性降低。另外，淬火马氏体的面积率增加，因此YR减小，成型时的尺寸精度降低。另外，无法使残余奥氏体中的碳浓度在期望的范围内，难以确保延展性和成型时的尺寸精度。另外，伴随淬火马氏体的面积率的增加，钢板中的扩散氢量也会增加，因此冲裁后的空隙的生成量增加，拉伸凸缘性降低。另外，弯曲性也会降低。因此，将冷却停止温度设为150℃～300℃。冷却停止温度优选为170℃以上，更优选为180℃以上。另外，冷却停止温度优选为270℃以下，更优选为240℃以下。
应予说明，上述冷却中从小于500℃到上述冷却停止温度的平均冷却速度没有特别限定，通常为1℃/s～50℃/s。
接下来，将退火工序后的冷轧板再加热到(冷却停止温度+50℃)～500℃的再加热温度，以该再加热温度保持10s以上。
再加热温度：(冷却停止温度+50℃)～500℃
通过在退火工序后以高于冷却停止温度的温度进行再加热，从而使冷却停止时存在的马氏体回火，且使马氏体中过饱和地固溶的C扩散到奥氏体，能够生成室温下稳定的奥氏体、即残余奥氏体。如果再加热温度小于(冷却停止温度+50℃)，则处于比贝氏体转变的鼻尖位置更低温的一侧，因此，贝氏体铁素体的面积率降低，无法使残余奥氏体的体积率在期望的范围内，延展性降低。另外，无法使残余奥氏体中的碳浓度在期望的范围内，难以确保延展性和成型时的尺寸精度。另外，难以减少钢板中的扩散氢量，拉伸凸缘性和弯曲性降低。另外，淬火马氏体的面积率增加，因此YR减小，成型时的尺寸精度降低。另外，伴随淬火马氏体的面积率的增加，冲裁后的空隙的生成量增加，拉伸凸缘性降低。另外，弯曲性也会降低。如果再加热温度大于500℃，则会处于比贝氏体转变的鼻尖位置更高温的一侧，因此，贝氏体铁素体的面积率降低，无法使残余奥氏体的体积率在期望的范围内，延展性降低。另外，无法使残余奥氏体中的碳浓度在期望的范围内，难以确保延展性和成型时的尺寸精度。另外，淬火马氏体的面积率增加，因此YR减小，成型时的尺寸精度降低。另外，伴随淬火马氏体的面积率的增加，冲裁后的空隙的生成量增加，拉伸凸缘性降低。另外，弯曲性也会降低。因此，将再加热温度设为(冷却停止温度+50℃)～500℃。再加热温度优选为(冷却停止温度+80℃)以上，更优选为(冷却停止温度+100℃)以上。另外，(第二次退火的)再加热温度优选为450℃以下。
再加热温度下的保温时间：10s以上
通过在再加热温度下进行保温，从而使贝氏体铁素体的面积率增加，实现残余奥氏体的体积率在期望的范围内。在再加热温度下的保温时间小于10s的情况下，贝氏体铁素体的面积率降低，无法确保残余奥氏体的体积率在期望的范围内，延展性降低。另外，无法使残余奥氏体中的碳浓度在期望的范围内，难以确保延展性和成型时的尺寸精度。另外，难以减少钢板中的扩散氢量，拉伸凸缘性和弯曲性降低。另外，淬火马氏体的面积率增加，因此YR减小，成型时的尺寸精度降低。另外，伴随淬火马氏体的面积率的增加，冲裁后的空隙的生成量增加，拉伸凸缘性降低。另外，弯曲性也会降低。因此，将再加热温度下的保温时间设为10s以上。应予说明，再加热温度下的保温时间的上限没有特别限定，由于生产技术上的制约，优选为1000s以下。再加热温度下的保温时间优选为13s以上，更优选为16s以上。另外，再加热温度下的保温时间优选为1000s以下，更优选为200s以下。
以再加热温度保温后的平均冷却速度、冷却停止温度和冷却方法，没有特别限定。作为冷却方法，可以应用气体喷射冷却、雾冷、水冷和风冷等。另外，从防止钢板表面氧化的观点出发，以再加热温度保温后，优选冷却至50℃以下，更优选冷却至室温左右。该冷却的平均冷却速度通常为1℃/s～50℃/s。应予说明，在高强度钢板为牵引对象的情况下，通常在冷却至室温后，作为牵引对象。
另外，可以对上述的高强度钢板实施调质轧制。调质轧制的压下率如果大于1.50％，则钢的屈服应力提高，成型时的尺寸精度降低，因此优选为1.50％以下。应予说明，调质轧制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0.05％以上。另外，调质轧制可以在与用于上述预退火工序的退火装置连续的装置上(在线)进行，也可以在与用于进行上述预退火工序的退火装置不连续的装置上(离线)进行。另外，可以通过一次轧制就实现目的压下率，也可以通过进行多次轧制，实现合计0.05％～1.00％的压下率。应予说明，这里记载的轧制通常是指调质轧制，但是，只要能赋予与调质轧制同等的伸长率，则也可以是利用矫直机等的轧制。
应予说明，为了制作奥氏体的短轴长度为2.0μm以下的高强度钢板，进一步适当地调节上述退火工序的冷却停止温度和再加热温度是有效的。具体而言，通过使退火工序的冷却停止温度为160℃～250℃且使再加热温度为300℃～450℃，能够使奥氏体的短轴长度为2.0μm以下。
在退火工序后，可以对高强度钢板实施镀覆处理。镀覆金属的种类没有特别限定，在一个例子中为锌。作为镀锌处理，可以例示在热浸镀锌处理和热浸镀锌处理后进行合金化处理的合金化热浸镀锌处理。应予说明，可以使用以能连续进行退火和热浸镀锌处理的方式构成的装置(1线式)，来实施退火和热浸镀锌处理。此外，也可以实施热浸镀锌-铝-镁合金处理。
应予说明，在实施热浸镀锌处理时，在将高强度钢板浸渍于440℃～500℃的镀锌浴中而实施热浸镀锌处理后，通过气体擦拭等来调节镀覆附着量。作为热浸镀锌，优选使用如下组成的锌镀覆浴：Al含量为0.10质量％～0.23质量％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。另外，在实施镀锌的合金化处理时，在热浸镀锌后，在460℃～600℃的温度区域实施镀锌的合金化处理。如果合金化温度小于460℃，则Zn-Fe合金化速度过慢，合金化变得极其困难。另一方面，如果合金化温度大于600℃，则未转变奥氏体转变为珠光体，TS和延展性降低。因此，在进行镀锌的合金化处理时，优选在460℃～600℃的温度区域实施合金化处理，更优选为470℃～560℃，进一步优选为470℃～530℃。
另外，热浸镀锌钢板(GI)和合金化热浸镀锌钢板(GA)的镀覆附着量优选每单面为20～80g/m2(双面镀覆)。镀覆的附着量可以通过在镀锌后进行气体擦拭等进行调节。
应予说明，上述是以热浸镀锌的情况为中心进行了说明，但也可以通过电镀形成镀Zn、电镀Zn-Ni合金、或镀Al等镀层。在一个例子中，镀层为电镀锌层。在形成电镀锌层的情况下，作为镀覆液，例如可以使用如下含有Ni：9质量％～25质量％、剩余部分由Zn和不可避免的杂质构成的镀覆液。另外，优选使用室温～100℃的镀覆浴。应予说明，电镀锌钢板(EG)的镀覆附着量优选每单面为15～100g/m2(双面镀覆)。
如上所述，可以将实施了镀覆处理的高强度钢板冷却至50℃以下后，以0.05％～1.00％的伸长率进行轧制。通过使在冷却至50℃以下后实施的轧制的伸长率为0.05％以上，从而在镀层中导入裂纹。通过在镀层中导入裂纹，能够减少钢板中的扩散氢量，其结果是能够进一步提高拉伸凸缘性。另一方面，如果冷却至50℃以下后的轧制的伸长率大于1.00％，则YS增大，成型时的尺寸精度降低。因此，冷却至50℃以下后的轧制的伸长率优选为1.00％以下，更优选为0.70％以下。另外，冷却至50℃以下后的轧制的伸长率更优选为0.10％以上。
冷却至50℃以下后的轧制可以在与用于进行上述镀覆处理的镀覆装置连续的装置上(在线)进行，也可以在与用于进行上述镀覆处理的镀覆装置不连续的装置上(离线)进行。另外，可以通过一次轧制就实现目的伸长率，也可以进行多次轧制，实现合计0.05％～1.00％的伸长率。应予说明，这里记载的轧制通常是指调质轧制，但是，只要能赋予与调质轧制同等的伸长率，也可以是通过利用矫直机的加工等方法进行的轧制。
可以在上述冷却至50℃以下后的轧制之后，在室温～300℃的温度区域进行保温。通过在室温～300℃的温度区域进行保温，能够进一步减少钢板中的扩散氢量，其结果是，冲裁后的空隙的生成量降低，拉伸凸缘性和弯曲性提高。保温时间通常为3～7天左右，最长可以保温6个月左右。
应予说明，上述条件以外的制造条件可以按照常规方法进行。
[实施方式2]
以下，对本发明涉及的高强度钢板的另一个实施方式涉及的制造方法进行说明。本发明涉及的高强度钢板中，可以代替将冷轧的压下率设为1％～5％、和将最终道次的前一个道次的压下率设为5％～30％，而是通过将热轧后的热轧板以350℃～600℃的卷绕温度进行卷绕，其后，在300℃以上的温度区域滞留5000s以上后进行冷却来制造。
即，本实施方式涉及的高强度钢板的制造方法中：
对具有上述成分组成的钢坯实施热轧，制成热轧板，
接下来，将上述热轧板在350℃～600℃的卷绕温度进行卷绕，
其后，在300℃以上的温度区域滞留5000s以上后，进行冷却，
接下来，对上述热轧板实施酸洗，
接下来，以冷轧的累积压下率为30％～75％的条件，对上述热轧板实施冷轧，制成冷轧板，
接下来，进行退火工序，即，将上述冷轧板在露点为-35℃以上的气氛中加热到740℃～880℃的加热温度，接下来，在从该加热温度到500℃的平均冷却速度为10℃/s以上的条件下，冷却到150℃～300℃的冷却停止温度，
接下来，将上述冷轧板再加热到(冷却停止温度+50℃)～500℃的再加热温度，以该再加热温度保持10s以上。
首先，对具有上述成分组成的钢坯实施热轧，制成热轧板。对于热轧的详细内容，与实施方式1相同。
热轧后的卷绕温度：350℃～600℃
精轧后，将热轧板卷绕并回收。此时，通过使卷绕温度为350℃以上，从而C在热轧时生成的氧化皮膜中扩散，即，能够促进钢板表层的脱碳，将退火板的表层软化厚度和钢板表层的对应晶界频率控制在期望的范围内。其结果是，能够得到优异的弯曲性和耐LME特性。另一方面，如果热轧后的卷绕温度大于600℃，则退火板的表层软化厚度增大，难以实现980MPa以上的TS。因此，将热轧后的卷绕温度设为350℃～600℃。从将钢板的表层的C强度与钢板的板厚的1/4位置的C强度的比控制在0.7以下的观点出发，热轧后的卷绕温度优选为380℃以上，更优选为410℃以上。另外，热轧后的卷绕温度优选为570℃以下，更优选为550℃以下。
卷绕后在300℃以上的温度区域的滞留时间：5000s以上
这是本实施方式中极其重要的发明构成要件。将热轧板卷绕而得到热轧卷后，将该热轧卷在300℃以上的温度区域，以滞留时间为5000s以上进行滞留。应予说明，滞留时间从热轧板成为热轧卷的时刻开始测定。由此，C在热轧时生成的氧化皮膜中扩散，即，可以促进钢板表层的脱碳，将退火板的表层软化厚度和钢板表层的对应晶界频率控制在期望的范围内。其结果是，能够得到优异的弯曲性和耐LME特性。应予说明，将热轧板卷绕后，能够以从该卷绕温度起在300℃以上的温度区域的滞留时间为5000s以上的方式进行保温或冷却，也可以从卷绕温度起冷却至一端小于300℃后，再加热至300℃以上，在300℃以上的温度区域滞留5000s以上。另一方面，卷绕后在300℃以上的温度区域的滞留时间的上限没有特别限定，为了使TS在优选的范围内，卷绕后在300℃以上的温度区域的滞留时间优选为100000s以下。因此，将卷绕后在300℃以上的温度区域的滞留时间设为5000s以上。从将钢板的表层的C强度与钢板的板厚的1/4位置的C强度的比控制在0.7以下的观点出发，卷绕后在300℃以上的温度区域的滞留时间优选为7000s以上，更优选为9000s以上。另外，卷绕后在300℃以上的温度区域的滞留时间优选为80000s以下，更优选为40000s以下。另外，使热轧卷滞留的温度只要是300℃以上的温度区域，就没有特别限定，优选为600℃以下。另外，热轧卷滞留的温度优选为350℃以上。
在300℃以上的温度区域滞留5000s以上后，将热轧板冷却。此时的冷却速度没有特别限定，例如为0.001℃/s～1℃/s。冷却停止温度没有特别限定，例如可以是20℃～200℃。
接下来，对热轧板实施酸洗。通过酸洗可以除去钢板表面的氧化物，因此，对确保最终产品的高强度钢板的良好的化成处理性、镀覆品质是重要的。应予说明，酸洗可以仅进行一次，也可以分多次进行。
在酸洗前或酸洗后，可以对热轧板实施热处理。通过在酸洗前或酸洗后对热轧板实施热处理，能够促进钢板表层的脱碳，使退火板的表层软化厚度在更优选的范围内。另外，能够将钢板的表层的C强度与钢板的板厚的1/4位置的C强度的比控制在期望的范围内。应予说明，在酸洗前或酸洗后的热处理条件优选为在450℃～650℃的温度区域保持900s以上。热处理的保持时间的上限没有特别限定，优选保持36000s以下。
接下来，对酸洗后的热轧板或对在酸洗后实施了上述热处理的热轧板(热处理板)实施冷轧，制成冷轧板。本实施方式中，通过串列式多机架轧制或反向轧制等需要2道次以上的道次数的多道次轧制而实施冷轧。
冷轧的累积压下率：30％～75％
通过使冷轧的累积压下率为30％以上，能够使铁素体的面积率为25％以下。其结果是，能够将YR控制在期望的范围内，在成型时得到优异的尺寸精度。另一方面，如果冷轧的累积压下率大于75％，则在冷轧时钢板表层的加工形变量增大，在退火后钢板表层的对应晶界频率增大，耐LME特性降低。因此，将冷轧的累积压下率设为30％～75％。冷轧的累积压下率优选为40％以上，更优选为45％以上。另外，冷轧的累积压下率优选为70％以下，更优选为65％以下。
本实施方式中，与上述实施方式1不同，对冷轧的最终道次的压下率和最终道次的前一个道次的压下率没有特别限定，但优选与实施方式1同样地将最终道次的压下率设为1％～5％、并将该最终道次的前一个道次的压下率设为5％～30％。
冷轧的最终道次的压下率：1％～5％
适当地控制最终道次的压下率，制作钢板表层的冷轧组织，接下来进行退火，能够将钢板表层的对应晶界频率控制在更优选的范围内，得到更优异的耐LME特性。通过使冷轧的最终道次的压下率为1％以上，能够更适当地制作钢板表层的冷轧组织，将退火后的钢板表层的对应晶界频率控制在更优选的范围，得到更优异的耐LME特性。另外，通过使冷轧的最终道次的压下率为5％以下，能够使冷轧时的钢板表层的加工形变量在优选的范围内，将退火后的钢板表层的对应晶界频率控制在更优选的范围，得到更优异的耐LME特性。因此，冷轧的最终道次的压下率优选为1％～5％。冷轧的最终道次的压下率更优选为2％以上，进一步优选为3％以上。另外，冷轧的最终道次的压下率更优选为4％以下。
最终道次的前一个道次的压下率：5％～30％
通过适当地控制最终道次的前一个道次的压下率，能够将退火后的硬质相的面积率控制在更优选的范围内，使TS在更优选的范围内，且在成型时得到更优异的尺寸精度，进而，得到更优异的延展性。通过使最终道次的前一个道次的压下率为5％以上，能够使硬质相和铁素体的面积率在更优选的范围内，使TS在更优选的范围内。另外，使最终道次的前一个道次的压下率为30％以下，能够使退火后的铁素体的面积率在更优选的范围内，在成型时得到更优异的尺寸精度和延展性。因此，最终道次的前一个道次的压下率优选为5％～30％。最终道次的前一个道次的压下率更优选为6％以上，进一步优选为7％以上。另外，最终道次的前一个道次的压下率更优选为28％以下，进一步优选为25％以下。
应予说明，对于冷轧的轧制道次的次数、以及最终道次和最终道次的前一个道次以外的道次的压下率，没有特别限定。
接下来，对如上述那样得到的冷轧板进行退火。接下来，对退火后的冷轧板进行再加热，在再加热温度保持10s以上，得到本实施方式涉及的高强度钢板。对于退火工序和退火后的再加热的详细内容，与上述实施方式1相同，因此，此处省略说明。
实施例
将具有表1所示的成分组成、剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成的钢板坯在转炉中熔炼，以连续铸造法制成钢坯。将得到的钢坯加热至1250℃，进行粗轧。接下来，在精轧温度900℃实施精轧，以卷绕温度450℃进行卷绕，制成热轧板。在对该热轧板实施酸洗处理后，实施冷轧。冷轧的最终道次和最终道次的前一个道次的压下率如表2-1和表2-2所示。冷轧后的冷轧板的板厚为1.2mm。
接下来，以表2-1和表2-2所示的条件实施退火处理，得到冷轧钢板(CR)。应予说明，预退火工序中，将加热温度下的保持时间设为140～210s。另外，退火工序中，将加热温度下的保持时间设为50～120s。预退火工序中，将从小于500℃起的平均冷却速度设为3～100℃/s。退火工序中，将从小于500℃到冷却停止温度的平均冷却速度设为5～25℃/s。对于一部分的冷轧板进一步实施镀覆处理，得到热浸镀锌钢板(GI)、合金化热浸镀锌钢板(GA)和电镀锌钢板(EG)。作为热浸镀锌浴，在制造GI的情况下，使用含有Al：0.20质量％、剩余部分由Zn和不可避免的杂质构成的锌浴。另外，在制造GA的情况下，使用含有Al：0.14质量％、剩余部分由Zn和不可避免的杂质构成的锌浴。在制造GI、GA中任一者的情况下，浴温均设为470℃。另外，在制造EG的情况下，作为镀覆液，可以使用如下镀覆液：含有Ni：9质量％～25质量％，剩余部分由Zn和不可避免的杂质构成。对于镀覆附着量，在制造GI的情况下，为每单面45～72g/m2(双面镀覆)左右，在制造GA的情况下，为每单面45g/m2(双面镀覆)左右。在制造EG的情况下，为每单面60g/m2(双面镀覆)左右。在制造GA的情况下的合金化处理是在550℃左右实施的。另外，GI的镀层的组成为含有Fe：0.1～1.0质量％、Al：0.2～1.0质量％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。GA的镀层的组成为含有Fe：7～15质量％、Al：0.1～1.0质量％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。
Figure BDA0003254138450000311
Figure BDA0003254138450000321
Figure BDA0003254138450000331
将如上述那样得到的冷轧钢板和各镀覆钢板作为供试钢，按照以下的试验方法，评价拉伸特性、拉伸凸缘性、弯曲性和耐LME特性。
拉伸试验依据JIS Z 2241进行。以长边方向与钢板的轧制方向为直角的方式，从得到的钢板采取JIS5号试验片。使用该试验片，以十字头位移速度Vc为1.67×10-1mm/s的条件进行拉伸试验，测定YS、TS和El。应予说明，本发明中，将TS：980MPa以上判断为合格。另外，在作为成型时的尺寸精度的指标的YR为50％～80％的情况下，判断为成型时的尺寸精度良好。应予说明，YR是基于上述式(1)算出的。进而，如果El为20％以上，则判断为延展性优异。
拉伸凸缘性是通过扩孔试验进行评价的。扩孔试验依据JIS Z 2256进行。从得到的钢板剪切并采取100mm×100mm的样品。在该样品上，以间隙为12.5％，冲裁出直径10mm的孔。使用内径75mm的模头，在抗皱力9ton(88.26kN)来抑制孔周围的状态下，将顶角60°的圆锥冲头压入孔内，测定龟裂发生极限的孔径。根据下述式，求出极限扩孔率：λ(％)，根据该极限扩孔率的值评价扩孔性。
极限扩孔率：λ(％)＝{(Df-D0)/D0}×100
其中，上式中，Df为龟裂发生时的孔径(mm)，D0为初期孔径(mm)。与钢板的强度无关，在λ的值为20％以上的情况下，判断为拉伸凸缘性良好。
弯曲试验依据JIS Z 2248进行。以与钢板的轧制方向平行的方向为弯曲试验的轴向的方式，从得到的钢板采取宽度30mm、长度100mm的长条状的试验片。其后，在推压荷重为100kN、推压保持时间5s的条件下，以弯曲角度为90°，通过V形块法进行弯曲试验。应予说明，本发明中，进行90°V弯曲试验，用40倍的显微镜(RH-2000：Hirox Co.,Ltd.制)观察弯曲顶点的棱线部，将确认不到龟裂长度为200μm以上的龟裂时的弯曲半径作为最小弯曲半径(R)。将R除以板厚(t)的值(R/t)为2.0以下的情况判断为弯曲试验良好。
耐LME特性通过高温拉伸试验进行判断。如以下说明，在供试钢为镀覆钢板的情况下，以包含镀层的方式切出钢板，制作拉伸试验片，供给高温拉伸试验。另一方面，在供试钢为没有镀层的冷轧钢板的情况下，为了判断焊接对象是镀覆钢板的情况下的耐LME特性，在冷轧钢板上重叠镀覆钢板进行点焊，制作拉伸试验片，供给高温拉伸试验。然后，在拉伸断裂后的试验片中，对于与镀覆钢板接合的一侧的钢板表层，求出对应晶界频率。
首先，以与钢板的轧制方向成直角的方向为高温拉伸试验的拉伸方向的方式，从供试钢采取宽度105mm、长度25mm的长条状的样品。在将冷轧钢板作为供试钢的情况下，在得到的长条状的样品上，重叠以相同尺寸剪断的板厚0.6mm的270MPa级GA钢板，在样品的两端实施点焊，从而使冷轧钢板与270MPa级GA钢板接合。对于与270MPa级GA钢板接合的冷轧钢板和各镀覆钢板(GI、GA、EG)，以成为宽度99mm、长度为20mm的方式进行端面研磨。接下来，以肩部的半径20mm、平行部的宽度5mm、平行部的长度20mm的方式进行加工，进而，以缺口间隔为3mm的方式在镀层侧的平行部的中央加工出半径2mm的缺口，制作带切口的拉伸试验片。应予说明，从确保与电极的接触性的观点出发，将带切口的拉伸试验片的板厚调节为1.0mm。在供试钢为冷轧钢板的情况下，使与270MPa级GA钢板的接合面残留并将270MPa级GA钢板研磨0.55mm，将冷轧钢板研磨0.25mm，将拉伸试验片的板厚调节为1.0mm。在供试钢为各镀覆钢板的情况下，通过单侧研磨将板厚调节为1.0mm，制作在单面具有镀层的带切口的拉伸试验片。使用得到的带切口的拉伸试验片，使用热轧加工再现装置(Thermec MasterZ)，进行高温拉伸试验。在以100℃/s升温至900℃后，立即以40℃/s进行风冷，在达到700℃后，立即以50mm/s的十字头速度进行拉伸试验，直至断裂，从而产生LME裂纹。在试验片断裂后，以100℃/s风冷至200℃以下。
对于上述那样的供给高温拉伸试验的试验片的断裂部，以与试验片的拉伸方向平行的板厚截面(L截面)为观察面的方式，通过切断采取板厚减少率测定用样品，求出上述式(2)所示的板厚减少率。应予说明，本发明中，在板厚减少率为0.20以上的情况下，判断为耐LME特性优异。
另外，按照上述方法求出铁素体和硬质相的面积率、残余奥氏体的体积率、残余奥氏体中的碳浓度、钢板表层的对应晶界频率、钢板中的扩散氢量、表层软化厚度和残余奥氏体的短轴长度。另外，对于剩余部分组织，也通过组织观察进行确认。进而，对镀层的裂纹的有无进行调查。
将结果示于表3-1和表3-2。
Figure BDA0003254138450000361
Figure BDA0003254138450000371
如表3-1和表3-2所示，本发明例中，TS为980MPa以上，成型时的尺寸精度、延展性、拉伸凸缘性、弯曲性和耐LME特性优异。另一方面，在比较例中，拉伸强度(TS)、成型时的尺寸精度(YR)、延展性(El)、拉伸凸缘性(λ)、弯曲性(R/t)和耐LME特性(板厚减少率)中的任一者以上差。
产业上的可利用性
通过将本发明涉及的高强度钢板应用于例如汽车部件等结构部件，能够期待由车身轻量化带来的燃油经济性提高。

Claims (7)

1.一种高强度钢板，具有下述的成分组成和下述的钢组织；所述成分组成以质量计含有C：0.120％～0.250％、Si：0.80％～2.00％、Mn：1.50％～2.45％、P：0.001％～0.100％、S：0.0200％以下、Al：0.010％～1.000％、N：0.0100％以下、Mo：0.500％以下、Cr：0.300％以下、Ca：0.0200％以下和Sb：0.200％以下，并且，由下述式(1)求出的Mneq满足2.40％～3.40％的关系，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成；
所述钢组织中，铁素体的面积率为15％～55％，
硬质相的面积率为40％～85％，
残余奥氏体的体积率为4％～20％，
所述残余奥氏体中的碳浓度为0.55％～1.10％，
钢板中的扩散氢量为0.80质量ppm以下，
表层软化厚度为5μm～150μm，并且，
高温拉伸试验后的钢板表层的对应晶界频率为0.45以下；
该高强度钢板的拉伸强度为980MPa以上；
Mneq＝0.26×[％Si]+[％Mn]+3.5×[％P]+2.68×[％Mo]+1.29×[％Cr]···(1)
式(1)中的[％X]表示钢中的元素X的含量，单位为质量％，不含有元素X的情况下为0。
2.根据权利要求1所述的高强度钢板，其中，所述残余奥氏体的平均短轴长度为2.0μm以下。
3.根据权利要求1或2所述的高强度钢板，其中，所述成分组成进一步以质量％计含有选自Ti：0.001％～0.100％、Nb：0.001％～0.100％、V：0.001％～0.100％、B：0.0001％～0.0100％、Cu：0.01％～1.00％、Ni：0.01％～0.50％、Sn：0.001％～0.200％、Ta：0.001％～0.100％、Mg：0.0001％～0.0200％、Zn：0.001％～0.020％、Co：0.001％～0.020％、Zr：0.001％～0.020％和REM：0.0001％～0.0200％中的至少1种。
4.根据权利要求1～3中任1项所述的高强度钢板，其中，在表面具有镀层。
5.一种高强度钢板的制造方法，对具有权利要求1或3所述的成分组成的钢坯实施热轧，制成热轧板，
接下来，对所述热轧板实施酸洗，
接下来，在冷轧的最终道次的压下率为1％～5％，该最终道次的前一个道次的压下率为5％～30％的条件下，对所述热轧板实施冷轧，制成冷轧板，
接下来，进行如下退火工序：将所述冷轧板在露点为-35℃以上的气氛中加热到740℃～880℃的加热温度，接下来，在从该加热温度到500℃的平均冷却速度为10℃/s以上的条件下，冷却到150℃～300℃的冷却停止温度，
接下来，将所述冷轧板再加热到(冷却停止温度+50℃)～500℃的再加热温度，以该再加热温度保持10s以上。
6.根据权利要求5所述的高强度钢板的制造方法，其中，在所述冷轧后且在所述退火工序之前，进一步进行如下预退火工序：将所述冷轧板加热到830℃以上的加热温度，在从该加热温度至500℃的平均冷却速度为5℃/s以上的条件下进行冷却。
7.根据权利要求6所述的高强度钢板的制造方法，其中，在所述预退火工序之后，将所述冷轧板冷却至50℃以下，以0.05％～1.00％的伸长率进行轧制，其后，进行所述退火工序。
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