CN115087754B - 高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明的目的在于提供一种具有1180MPa以上的拉伸强度且具有良好的弯曲加工性且在焊接时不易产生液体金属脆化的高强度钢板及其制造方法。一种高强度钢板，具有规定的成分组成，钢组织是铁素体的面积率为5％以下，马氏体的面积率为2％～10％，贝氏体的面积率为5％～37％，回火马氏体的面积率为42％～65％，残留奥氏体的体积率为3％～15％，铁素体和贝氏体的平均粒径为3μm以下，从钢板表面起向板厚方向50μm的区域的、旧奥氏体晶粒的平均粒径为10μm以下，旧奥氏体晶粒的板厚方向的平均粒径为轧制方向的平均粒径的0.9以下，旧奥氏体晶粒的晶界的80％以下是方位差为15°以上的大角晶界，从钢板表面起向板厚方向200μm的区域的、析出物的平均粒径为1.0μm以下，旧奥氏体晶粒的平均粒径为15μm以下，旧奥氏体晶粒的板厚方向的平均粒径为轧制方向的平均粒径的0.9以下，拉伸强度为1180MPa以上。

Description

高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种弯曲加工性和耐液体金属脆化优异的高强度钢板及其制造方法。
背景技术
以汽车作为代表的运输机中，为了保护地球环境，为了降低油耗或者降低运行时所消耗的能量，一直在推进提高燃油效率、轻型化。而为了轻型化，使用高强度钢板。高强度钢板的强度越高，轻型化效果越好，因此，以往使用拉伸强度980MPa级钢板的部件中也开始使用拉伸强度1180MPa级钢板。在将拉伸强度1180MPa级钢板用于车体结构的情况下，需要与拉伸强度980MPa级钢板同等的成型性。因此，作为拉伸强度1180MPa级钢板，在利用包含残留奥氏体的所谓的TRIP钢板。然而，TRIP钢板随着变形而生成硬质的马氏体，因其而在板厚方向急剧地生成形变梯度，在弯曲加工部产生裂纹，因此不易进行弯曲加工，适用范围受限。
另外，如果为了轻型化而减少高强度钢板的板厚，则对腐蚀的部件寿命变短，因此出于防锈目的在利用镀锌。因此，对钢板实施镀锌或者作为至少一方的钢板采用进行了镀锌的钢板并实施钢板相互的接合。其中，接合大多采用作业效率良好的电阻点焊，但是，电阻点焊时液体化的锌渗透到钢板的晶界后，在焊接热影响部产生拉伸方向的应力，因此存在在晶界产生破裂的问题。这就是所谓的液体金属脆化，而在拉伸强度1180MPa以上的高强度钢板中特别显著出现。由于该液体金属脆化，存在在焊接接头产生导致部件的强度降低的破裂的课题。
对于这样的状况，专利文献1中公开了一种超高强度钢板，其控制了从钢板的最表层部起向板厚方向30μm的表层部位和钢板内部的组织，延展性、弯曲加工性、拉伸凸缘性和耐延迟破坏特性优异，并且拉伸强度为1350MPa以上。
专利文献2中公开了一种高强度钢板，其控制了属于从表面起向厚度方向50μm的区域的表层和钢板内部的组织，弯曲加工性稳定地优异，并且拉伸强度为1180MPa以上。
专利文献3中公开了一种高强度钢板，其通过在表面形成脱碳组织而生成软质的组织，由此提高了弯曲加工性，其拉伸强度为900MPa以上。
专利文献4中作为避免液体金属脆化的技术，公开了一种GI TWIP钢板，其具有Mn量为10～30％且奥氏体的分率为90面积％以上的微细组织的基底钢板以及在上述基底钢板上包含形成于Fe－Zn合金层和Fe－Zn合金层上的Zn层，并且，Fe－Zn合金层具有规定以上的厚度，由此变得不易产生液体金属脆化。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特许第5671391号公报
专利文献2：日本特许第5958669号公报
专利文献3：日本特许第5780171号公报
专利文献4：日本特表2017－510702号公报
发明内容
然而，专利文献1、专利文献2和专利文献3中，对于表层的旧奥氏体组织没有研究，存在耐液体金属脆性的确保不充分的情况。另外，专利文献4中，通过以充分的厚度形成Fe－Zn合金层，使Zn与Fe优先反应，从而抑制Zn因焊接受到热影响而成为液体锌，但合金层并不均匀，因此抑制液体金属脆化的效果受限。另外，Mn量和硬质的奥氏体的分率变多，因此加工性、特别是拉伸凸缘性的确保存在课题。
本发明为了解决上述的课题而完成，目的在于提供一种具有1180MPa以上的拉伸强度，且具有良好的弯曲加工性，并且在焊接时不易产生液体金属脆化的高强度钢板及其制造方法。
本发明人等为了解决上述课题重复深入地进行了研究。其结果得到了以下的见解。
发现如果在从弯曲形变最严重的钢板表面起200μm的区域没有产生龟裂，则能够进行弯曲加工。发现在将扁平的旧奥氏体晶粒作为初始组织的情况下，在伴随着膨胀的马氏体相变中，与板面平行的方向的形变被缓和，不易产生龟裂，另外，如果板厚方向的形变梯度因马氏体相变而变得急剧，则在发生马氏体相变后的正下方容易产生龟裂。
并且发现粗大的析出物成为弯曲加工时的龟裂的起点。液体金属脆化因焊接时熔融的镀覆在钢板表层的晶界渗透而产生。其中，晶粒变细，晶界增加时镀覆容易渗透，容易产生液体金属脆化，液体金属在旧奥氏体晶粒的晶界的方位差为15°以上的情况下容易渗透。发现在具有晶界的方位差分布的情况下，尽管钢组织的晶粒变细，但也不易产生液体金属脆化。另一方面，如果要使钢组织的晶粒充分变细，则制造钢板时的热轧和冷轧的负荷变大，钢板的制造很困难。因此，进一步进行了研究，其结果发现如果从钢板表面起50μm的区域的钢组织的晶粒变细，则可有效地抑制液体金属脆化。另外，在旧奥氏体晶粒相对于轧制方向伸展的情况下，锌不会向厚度方向深入地渗透，并且在结晶方位差更小的晶界更不易发生锌渗透。即当在钢板表面形成钢组织的晶粒为很细且向轧制方向伸展的晶粒且结晶方位差小的组织的情况下，即使焊接时镀覆向晶界渗透，向板厚方向也不易渗透，存在在板面方向一边扩散一边渗透的趋势，液体金属脆化受到抑制。
本发明基于以上的情况而完成，其主旨如下。
[1]一种高强度钢板，具有如下的成分组成：以质量％计含有C：0.150％～0.350％、Si：2.0％以下、Mn：3.50％以下、P：0.040％以下、S：0.020％以下、Al：0.30％以上2.00％以下、N：0.010％以下、Ti：0.50％以下，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，钢组织是铁素体的面积率为5％以下，马氏体的面积率为2％～10％，贝氏体的面积率为5％～37％，回火马氏体的面积率为42％～65％，残留奥氏体的体积率为3％～15％，铁素体和贝氏体的平均粒径为3μm以下，从钢板表面起向板厚方向50μm的区域的、旧奥氏体晶粒的平均粒径为10μm以下，旧奥氏体晶粒的板厚方向的平均粒径为轧制方向的平均粒径的0.9以下，旧奥氏体晶粒的晶界的80％以下是方位差为15°以上的大角晶界，从钢板表面起向板厚方向200μm的区域的、析出物的平均粒径为1.0μm以下，旧奥氏体晶粒的平均粒径为15μm以下，旧奥氏体晶粒的板厚方向的平均粒径为轧制方向的平均粒径的0.9以下，拉伸强度为1180MPa以上。
[2]根据[1]所述的高强度钢板，其中，所述成分组成进一步以质量％计至少含有Nb：0.2％以下、Cr：0.50％以下、Mo：0.50％以下中的1种。
[3]根据[1]或[2]所述的高强度钢板，其中，上述成分组成进一步以质量％计含有B：0.0050％以下、Cu：1.000％以下、Ni：1.000％以下、Co：0.020％以下、W：0.500％以下、Sn：0.200％以下、Sb：0.200％以下、V：0.500％以下、Ca：0.0050％以下、Mg：0.0050％以下、REM：0.0050％以下中的至少1种。
[4]根据[1]～[3]中任一项所述的高强度钢板，其中，在钢板表面具有镀锌层。
[5]一种高强度钢板的制造方法，将具有[1]～[3]中任一项所述的成分组成的钢坯加热到奥氏体单相域，在精轧入侧温度950℃～1150℃、精轧出侧温度850℃～950℃、最终轧制道次的轧制速度600mpm以上进行热轧，在热轧结束后经过0.5秒以上后进行水冷，在卷绕温度400℃～650℃进行卷绕、酸洗后，在摩擦系数为0.25～0.45、冷轧率50％～65％进行冷轧，接着在退火温度750℃～900℃、保持时间5秒～500秒进行退火，其后冷却至550℃以下，接着在300℃～480℃实施保持10秒以上的热处理。
[6]根据[5]所述的高强度钢板的制造方法，其中，在上述热处理后，实施镀锌处理。
[7]根据[6]所述的高强度钢板的制造方法，其中，上述镀锌处理为热浸镀锌处理。
[8]根据[7]所述的高强度钢板的制造方法，其中，上述热浸镀锌处理为合金化热浸镀锌处理。
根据本发明，可得到具有1180MPa以上的拉伸强度，且具有良好的弯曲加工性，并且焊接时不易产生液体金属脆化的高强度钢板。
应予说明，本发明的高强度是指1180MPa以上的拉伸强度。
具体实施方式
以下，对本发明的高强度钢板的成分组成进行说明。应予说明，在以下的说明中，表示成分的含量的单位的“％”表示“质量％”。
C：0.150％～0.350％
C是提高钢的强度的重要的元素，是生成残留奥氏体的元素。在钢中一般而言随着变成高强度，成型性也降低，但是因由生成残留奥氏体导致的TRIP效果，即使在高强度下也能够提高成型性。因此，是对成型性提高重要的元素。若C含量小于0.150％，则强度的确保很困难。另外，若C含量小于0.150％，则从钢板表面起向板厚方向50μm的区域的旧奥氏体晶粒粗大化，容易产生液体金属脆化。因此，C含量为0.150％以上。另一方面，如果C含量超过0.350％，则作为软质相的铁素体与作为硬质相的马氏体的硬度差增大，弯曲加工性降低。因此，C含量为0.350％以下。优选地C含量为0.170％以上，优选C含量为0.300％以下。
Si：2.0％以下
Si是使钢固溶强化的元素，有助于强度提高。另外，Si抑制渗碳体的生成并提高弯曲加工性，并且抑制在晶界产生的渗碳体，因此具有抑制液体金属脆性的效果。然而，如果过度地含有Si，则容易生成铁素体，强度降低。另外，从钢板表面起向板厚方向200μm的区域的析出物粗大化，导致弯曲加工性降低。因此，Si含量为2.0％以下。Si含量优选为1.5％以下。应予说明，从抑制渗碳体的析出的观点考虑，Si含量优选为0.2％以上。Si含量更优选为0.4％以上。
Mn：3.50％以下
Mn是提高淬火性而提高钢的强度的元素，同时抑制在晶界产生的渗碳体，因此提高弯曲加工性。如果Mn含量超过3.50％，则容易产生偏析，弯曲加工性降低。因此，Mn含量为3.50％以下。Mn含量优选为1.0％以上。Mn含量优选为3.00％以下。
P：0.040％以下
P在晶界偏析，使弯曲加工性劣化，并且加速锌的渗透，促进液体金属脆化。另外，在导致焊接性的劣化，并且使镀锌合金化处理的情况下，使合金化速度降低，损害镀锌的品质。因此，将P含量设为0.040％以下。优选为0.020％以下。P优选极力减少，但在制造上存在不可避免地混入0.005％的情况。
S：0.020％以下
S容易形成硫化锰，使弯曲加工性劣化，并且使Mn的淬火固化性降低，因此如果S含量超过0.020％，则得不到所希望的强度。另外，使旧奥氏体晶粒的晶界脆化，锌容易渗透。因此，S含量为0.020％以下。优选为0.010％以下。S优选极力减少，制造上存在0.0004％不可避免地混入的情况。
Al：0.30％～2.00％
Al是脱氧所需要的元素。另外，由于是抑制碳化物的生成并容易形成残留奥氏体，因此是需要的元素。在Al含量小于0.30％的情况下，残留奥氏体在弯曲加工中容易向硬马氏体相变，因此弯曲加工性劣化。因此，Al含量优选为0.30％以上。优选Al含量为0.40％以上。另一方面，如果Al含量超过2.00％，则在旧奥氏体晶粒的晶界生成粗大的析出物，其结果是弯曲加工性劣化。因此，Al含量为2.00％以下。优选Al含量为1.50％以下。
N：0.010％以下
N与Al、Ti结合形成粗大的析出物，使弯曲加工性劣化。N量越少越优选，从生产技术上的制约考虑，N含量为0.010％以下。优选为0.005％以下。应予说明，从制造成本的观点考虑，优选为0.001％以上。
Ti：0.50％以下
Ti阻碍粗大的Al氮化物(粗大的析出物)的形成，使Al的效果显著。如果Ti含量超过0.50％，则产生粗大的析出物，使弯曲加工性劣化，因此Ti含量为0.50％以下。优选为0.30％以下，更优选为0.25％以下。应予说明，从制造成本的观点考虑，优选为0.01％以上。
本发明的基本成分如上所述。应予说明，根据目的，还可以含有Nb：0.2％以下、Cr：0.50％以下、Mo：0.50％以下中的至少1种。以下，对各元素的限定理由进行说明。
Nb：0.2％以下
Nb具有使晶粒微细化而提高弯曲加工性，并且抑制液体金属脆化的效果。为了得到上述效果，优选为含有0.005％以上。更优选为0.006％以上，进一步优选为0.007％以上。然而，如果超过0.2％，则产生粗大的析出物，弯曲加工性降低。因此，优选将Nb含量的上限设为0.2％。更优选为0.018％以下，进一步优选为0.016％以下。
Cr：0.50％～Mo：0.50％
Cr、Mo提高淬火性，并提高钢的强度。并且，容易产生残留奥氏体，同时提高强度和延展性。另一方面，如果过度地添加，则在晶界生成析出物，弯曲加工性劣化。因此，优选Cr的含量的上限为0.50％，Mo的含量的上限为0.50％。更优选Cr为0.45％以下，Mo为0.45％以下。应予说明，Cr优选为0.005％以上。Mo优选为0.005％以上。
在本发明中，进一步可以适宜地含有B、Cu、Ni、Co、W、Sn、Sb、V、Ca、Mg、REM的至少1种。
B：0.0050％以下
B是不仅降低马氏体相变开始温度，并且能够提高淬火性的元素，能够抑制铁素体的生成，因此能够进一步实现1180MPa以上的拉伸强度。如果B的含量超过0.0050％，则热轧中在钢板内部产生破裂，降低钢的极限变形能力，因此弯曲加工性降低。因此，在含有B的情况下，其含量优选为0.0050％以下。更优选为0.0001％以上。进一步优选为0.0002％以上，进一步优选为0.0030％以下。
Cu：1.000％以下
Cu不仅有作为固溶强化元素的作用，而且在连续退火时的冷却过程，能够使奥氏体稳定化，抑制铁素体的生成，因此能够进一步实现1180MPa以上的拉伸强度。如果Cu的含量超过1.000％，则大量地生成粗大的析出物、夹杂物，降低钢的极限变形能力，因此弯曲加工性降低。因此，在含有Cu的情况下，其含量优选为1.000％以下。更优选为0.005％以上。进一步优选为0.700％以下。
Ni：1.000％以下
Ni是提高淬火性的元素，由于能够抑制铁素体的生成，因此能够进一步实现1180MPa以上的拉伸强度。如果Ni的含量超过1.000％，则粗大的析出物、夹杂物增加，使钢的极限变形能力降低，弯曲加工性降低。因此，在含有Ni的情况下，其含量优选为1.000％以下。更优选为0.005％以上。进一步优选为0.450％以下。
Co：0.020％以下
Co是使夹杂物的形状球状化，提高钢板的极限变形能力有效的元素。如果Co的含量超过0.020％，则大量地生成粗大的析出物、夹杂物，使钢的极限变形能力降低，因此实现弯曲加工性变得更困难。因此，在含有Co的情况下，其含量优选为0.020％以下。更优选为0.001％以上。进一步优选为0.010％以下。
W：0.500％以下
W对钢的析出强化有效，可以根据需要含有。然而，如果W超过0.500％，则硬质的马氏体的面积率变得过大，弯曲试验时，马氏体的晶界的微空隙增加。并且，进行龟裂的传播，存在弯曲性降低的情况。因此，在含有W的情况下，其含量优选为0.500％以下。更优选为0.001％以上。进一步优选为0.300％以下。
Sn：0.200％以下、Sb：0.200％以下
Sn和Sb从抑制因钢板表面的氮化、氧化产生的钢板表层的数十μm左右的区域的脱碳的观点考虑根据需要进行添加。由于对抑制这样的氮化、氧化，防止在钢板表面减少马氏体的面积率，对拉伸强度的确保有效，因此可以根据需要含有。如果Sb和Sn的含量分别超过0.200％，则粗大的析出物、夹杂物增加，降低钢的极限变形能力，因此弯曲加工性的确保变得更困难。因此，在含有Sb和Sn的情况下，其含量优选分别为0.200％以下。更优选为0.001％以上。进一步优选为0.100％以下。
V：0.500％以下
V具有使晶粒微细化并提高弯曲加工性且抑制液体金属脆化的效果,从该观点考虑根据需要添加。如果V的含量超过0.500％，则产生粗大的析出物，弯曲加工性降低。因此，在含有V的情况下，优选将其含量的上限设为0.500％。更优选为0.001％以上。进一步优选为0.300％以下。
Ca：0.0050％以下，Mg：0.0050％以下
Ca和Mg是用于脱氧的元素，并且是使硫化物的形状球状化，提高钢板的极限变形能力有效的元素。如果Ca和Mg的含量分别超过0.0050％，则大量地生成粗大的析出物、夹杂物，降低钢的极限变形能力，因此确保弯曲加工性更困难。因此，在含有Ca和Mg的情况下，其含量优选分别为0.0050％以下。更优选为0.001％以上。进一步优选为0.0030％以下。
REM：0.0050％以下
REM是使夹杂物的形状球状化，提高钢板的极限变形能力有效的元素。如果REM的含量超过0.0050％，则大量地生成粗大的析出物、夹杂物，降低钢的极限变形能力，因此确保弯曲加工性更困难。因此，在含有REM的情况下，其含量优选为0.0050％以下。更优选为0.001％以上。进一步优选为0.0030％以下。
应予说明，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成。
接下来，对本发明的钢组织进行说明。
铁素体的面积率：5％以下
通过将铁素体的面积率设为5％以下，能够得到所希望的拉伸强度。另一方面，如果铁素体的面积率超过5％，则作为软质相的铁素体与作为硬质相的马氏体的硬度差增大，弯曲加工性降低。另外，如果作为软质相的铁素体的面积率过大，则难以确保所希望的拉伸强度。因此，铁素体的面积率为5％以下。另外，铁素体的面积率优选为4％以下，更优选为3％以下。应予说明，即使铁素体的面积率为0％，也可得到本发明的效果，但为了提高延展性，优选将铁素体的面积率设为1％以上。铁素体的面积率更优选为2％以上。
马氏体的面积率：2％～10％
为了实现所希望的拉伸强度，需要将马氏体的面积率设为2％以上。另外，为了确保良好的弯曲加工性，因此需要将马氏体的面积率设为10％以下。优选为3％以上。优选为8％以下。
贝氏体的面积率：5％～37％
贝氏体有助于高强度化，为了实现所希望的拉伸强度，需要将贝氏体的面积率设为5％以上。如果面积率超过37％，则拉伸强度过高，弯曲加工性劣化。因此，面积率为37％以下。优选为15％以上。优选为35％以下。
回火马氏体的面积率：42％～65％
为了实现良好的弯曲加工性，回火马氏体的面积率需要为42％以上。另外，如果回火马氏体的面积率过大，则无法实现1180MPa以上的拉伸强度。因此，需要将回火马氏体的面积率设为65％以下。优选为45％以上。优选为55％以下。
残留奥氏体的体积率：3％～15％
通过含有残留奥氏体3％以上，能够得到优异的弯曲加工性。另一方面，如果残留奥氏体的体积率超过15％，则残留奥氏体经过加工发生马氏体相变时，在马氏体内部，大量存在空隙。因此，由于空隙成为龟裂的起点，因此弯曲加工性降低。因此，残留奥氏体的体积率为3％～15％。优选为4％以上。优选为13％以下，更优选为5％以上。更优选为12％以下。
铁素体和贝氏体的平均粒径：3μm以下
铁素体和贝氏体的晶粒的微细化有助于弯曲加工性。为了得到弯曲加工性，因此需要将铁素体和贝氏体的平均晶粒径分别设为3μm以下。优选分别为2μm以下。下限没有特别规定，但铁素体和贝氏体的平均粒径分别优选为1μm以上。
铁素体、马氏体、贝氏体、回火马氏体、残留奥氏体的观察方法可以根据后述的实施例所示的方法进行鉴定。另外，这些组织的观察位置如后所述成为钢板的板厚的1/4位置。
从钢板表面向板厚方向50μm的区域的钢组织
在本发明中，为了抑制液体金属脆性，从钢板表面起向板厚方向50μm的区域的钢组织很重要。在本发明中，其特征在于，从钢板表面起向板厚方向50μm的区域中，旧奥氏体晶粒的平均粒径为10μm以下，旧奥氏体晶粒的板厚方向的平均粒径为轧制方向的平均粒径的0.9以下，旧奥氏体晶粒的晶界的80％以下是方位差为15°以上的大角晶界。液体金属所渗透仅是极表层，如果从钢板表面起向板厚方向50μm的区域形成有上述的组织，则能够得到所希望的强度，并且抑制液体金属脆性。以下对各组织的限定理由进行说明。
旧奥氏体晶粒的平均粒径：10μm以下
旧奥氏体晶粒的结晶粒径越微细，则即使焊接时镀覆向晶界渗透，向板厚方向也不易渗透，有在向板面方向扩散的同时渗透的趋势，液体金属的渗透受到抑制。因此，将上限设为10μm。下限没有特别规定，但旧奥氏体晶粒的平均粒径优选为7μm以上。
旧奥氏体晶粒的板厚方向的平均粒径为轧制方向的平均粒径的0.9以下
在与沿着轧制方向伸长的旧奥氏体晶粒相比，向板厚方向伸长的旧奥氏体晶粒中，大量存在相对于固/液界面垂直的晶界，因此液体金属容易在晶界渗透。因此，将板厚方向与轧制方向的平均粒径之比的上限设为0.9((板厚方向的平均粒径)/(轧制方向的平均粒径)≤0.9)。下限没有特别规定，板厚方向与轧制方向的平均粒径之比优选为0.70以上。
旧奥氏体晶粒的晶界的80％以下为方位差15°以上的大角晶界
晶界的方位差越大，晶界能量上升，晶界的结构不稳定，产生间隙。因此，液体金属在方位差大的晶界的一方更容易渗透。因此，为了抑制液体金属脆性，从钢板表面起向板厚方向50μm的区域的、方位差15°以上的大角晶界为旧奥氏体晶界的80％以下。下限没有特别规定，但从钢板表面起向板厚方向50μm的区域的、方位差15°以上的大角晶界优选为旧奥氏体晶粒的晶界的60％以上。
从钢板表面向板厚方向200μm的区域的钢组织
本发明的特征在于，从钢板表面向板厚方向200μm的区域的钢组织对提高弯曲加工性很重要。在本发明中，从钢板表面起向板厚方向200μm的区域的、析出物的平均粒径为1.0μm以下，旧奥氏体晶粒的平均粒径为15μm以下，旧奥氏体晶粒的板厚方向的平均粒径为轧制方向的平均粒径的0.9以下。由弯曲产生的龟裂在形变大的表层附近产生，但在从钢板表面起向板厚方向比200μm深的位置，其结果根据表层的形状约束不易产生龟裂。因此，为了提高弯曲加工性，从钢板表面起向板厚方向200μm的区域的组织控制很重要。即在从钢板表面起向板厚方向200μm的区域中，不生成粗大的析出物，通过形成为从钢板表面向板厚方向的形变梯度不陡峭的组织，从而弯曲加工性提高。以下，对各组织的限定理由进行说明。
析出物的平均粒径：1.0μm以下
粗大的析出物在弯曲加工时不引起形变的集中、裂缝的生成。因此，析出物的平均粒径为1.0μm以下。应予说明，本发明的析出物包含氮化物、碳化物、碳氮化物。下限没有特别规定，析出物的平均粒径优选为0.2μm以上。
旧奥氏体晶粒的平均粒径：15μm以下
旧奥氏体晶粒的平均粒径越微细，弯曲加工性越提高。如果超过15μm，则弯曲加工性降低，因此将上限设为15μm。下限没有特别规定，旧奥氏体晶粒的平均粒径优选为10μm以上。
旧奥氏体晶粒的板厚方向的平均粒径为轧制方向的平均粒径的0.9以下
在弯曲加工中，在龟裂不向板厚方向发展的位置不易产生龟裂。与向轧制方向伸长的旧奥氏体晶粒相比，向板厚方向伸长的旧奥氏体晶粒在旧奥氏体发生马氏体相变时容易产生裂缝，弯曲加工性显著降低。因此，将旧奥氏体晶粒的板厚方向与轧制方向的平均粒径之比的上限设为0.9((板厚方向的平均粒径)/(轧制方向的平均粒径)≤0.9)。下限没有特别规定，板厚方向与轧制方向的平均粒径之比优选为0.70以上。
应予说明，从钢板表面向板厚方向50μm的区域和从钢板表面向板厚方向200μm的区域的钢组织可以根据后述的实施例的方法求出。
另外，本发明的高强度钢板可以在钢板的表面具备镀锌层。
接着，对本发明的高强度钢板的制造方法进行说明。
首先，将具有上述成分组成的钢坯加热到奥氏体单相域，在精轧入侧温度950℃～1150℃、精轧出侧温度850℃～950℃、最终轧制道次的轧制速度600mpm以上进行热轧，在热轧结束后经过0.5秒以上后进行水冷，在卷绕温度400℃～650℃进行卷绕。
钢坯可以是在高炉、转炉、电炉中的任一者进行熔解而得到的。另外，钢坯可以不进行冷却而立即实施轧制，钢坯可以为薄板坯，可以采用利用以薄板坯铸造作为一端的铸造·轧制工序(所谓的小型磨机)的制造方法。
加热到奥氏体单相域
如果加热温度小于奥氏体单相域，则变得过低，在从钢板表面向板厚方向200μm的区域，容易生成粗大的析出物。应予说明，奥氏体单相域为Ac3相变点以上的温度，Ac3相变点使用以下的式子求出。
Ac3相变点
这里，(％C)、(％Si)、(％Mn)、(％Cr)、(％Mo)、(％Ti)、(％Al)为各元素的含量(质量％)。
精轧入侧温度：950℃～1150℃
在精轧入侧温度超过1150℃的情况下，从钢板表面向板厚方向50μm的区域的旧奥氏体晶粒的平均粒径、从钢板表面向板厚方向200μm的区域的旧奥氏体晶粒的平均粒径、母材的铁素体和贝氏体的平均粒径粗大化，弯曲加工性和耐液体金属脆性降低。因此，精轧入侧温度的上限为1150℃。另一方面，如果精轧入侧温度小于950℃，变得过低，则铁素体的面积率过大，在通过冷轧后的退火得到的钢板中，难以确保拉伸强度1180MPa以上。优选为1000℃以上，优选为1100℃以下。
精轧出侧温度：850℃～950℃
在精轧出侧温度超过950℃的情况下，从钢板表面向板厚方向50μm的区域的旧奥氏体晶粒的平均粒径粗大化，晶界的液体金属的渗透道次增大，因此锌渗透到钢板较深的位置，液体金属脆化被促进。因此，精轧出侧温度的上限为950℃。另一方面，如果精轧出侧温度小于850℃变得过低，则铁素体的面积率过大，在由冷轧后的退火得到的钢板中，难以确保拉伸强度1180MPa以上。因此，精轧出侧温度为850℃～950℃。优选为870℃以上，优选为950℃以下。
最终轧制道次的轧制速度：600mpm以上
如果最终轧制道次的轧制速度降低，则在铁素体的面积率过大、由冷轧后的退火得到的钢板中，拉伸强度1180MPa以上的确保很困难。因此，轧制速度为600mpm以上。优选为700mpm以上。
上限没有特别规定，但最终轧制道次的轧制速度优选为900mpm以下。
热轧结束后经过0.5秒以上后水冷
如果热轧结束后立刻开始冷却，则从未再结晶的轧制组织开始铁素体相变，从钢板表面起向板厚方向50μm的区域的旧奥氏体晶粒的平均粒径和从钢板表面起向板厚方向200μm的区域的旧奥氏体晶粒的平均粒径粗大化，并且从钢板表面起向板厚方向50μm的区域和从钢板表面向板厚方向200μm的区域的、旧奥氏体晶粒的板厚方向的平均粒径与轧制方向的平均粒径之比容易大于0.9。因此，为了促进再结晶，需要在热轧结束后经过0.5秒以上后开始冷却。上限没有特别规定，优选热轧结束后在2.0秒以内开始冷却。应予说明，涉及冷却速度，优选在15～100℃/s下进行冷却。
卷绕温度：400℃～650℃
卷绕温度低则组织具有微细化，抑制液体金属脆性的效果。然而，若卷绕温度小于400℃，则硬质的马氏体过度地生成，冷轧时的轧制负荷变大，所希望的冷轧率的确保困难。其结果是得不到从钢板表面向板厚方向50μm的区域的、旧奥氏体晶粒的板厚方向的平均粒径为轧制方向的平均粒径的0.9以下。另一方面，如果卷绕温度超过650℃，则氮化物容易粗大化，弯曲加工性降低。因此，卷绕温度为400℃～650℃。优选为450℃以上，优选为640℃以下。
热轧后进行酸洗。通过酸洗，能够除去钢板表面的氧化皮。酸洗条件没有特别限定，可以根据常法实施。
接下来，酸洗后在摩擦系数为0.25～0.45、冷轧率50％～65％进行冷轧。
摩擦系数：0.25～0.45
如果冷轧时的摩擦系数小于0.25，则退火时的核生成频度变小，从钢板表面起向板厚方向50μm的区域的旧奥氏体晶粒的平均粒径变得粗大。因此，液体金属容易渗透，容易产生液体金属脆性。另一方面，如果摩擦系数超过0.45，则积蓄在表层的形变过高，因此在后的退火过程中生成的旧奥氏体晶粒的晶界的方位差为15°以上的频度高涨。其结果是从钢板表面起向板厚方向50μm的区域的、方位差15°以上的旧奥氏体晶粒的晶界的比例不会为80％以下。并且，如果摩擦系数超过0.45，则在钢板表面产生粗糙，得不到所希望的拉伸强度和弯曲加工性。因此，摩擦系数为0.25～0.45。优选为0.27以上，优选为0.44以下。应予说明，摩擦系数是指冷轧时的钢板与辊的摩擦系数。摩擦系数是基于冷轧时的轧制载荷计算而求出的值。
冷轧率：50％～65％
若冷轧率小于50％，则在从钢板表面向板厚方向50μm的区域中，板厚方向的平均粒径与轧制方向的平均粒径之比变大，液体金属传输到晶界，容易向钢板的板厚方向浸润，因此容易产生液体金属脆性。另一方面，如果冷轧率超过65％，则在从钢板表面向板厚方向起200μm的区域中，容易生成粗大的析出物。因此，将冷轧率设为65％以下。因此，冷轧率为50％～65％。优选为55％以上，优选为60％以下。
冷轧后，在退火温度750℃～900℃的温度范围，保持时间5秒～500秒进行退火，其后冷却至550℃以下，接着，在300℃～480℃的温度范围内，实施保持10秒以上的热处理。
退火温度：750℃～900℃，保持时间：5秒～500秒
如果退火温度小于750℃，则退火时不易产生奥氏体相变，因此铁素体的面积率过大，得不到所希望的马氏体，拉伸强度1180MPa以上的确保困难。并且得不到规定的回火马氏体的面积率和残留奥氏体的体积率，弯曲加工性劣化。另一方面，在退火温度超过900℃的情况下，从钢板表面起向板厚方向50μm的区域的旧奥氏体晶粒的平均粒径变得粗大，因此热浸锌渗透到钢板的深处，促进液体金属脆性。因此，退火温度为750℃～900℃。另外，需要在750℃～900℃的退火温度区域，保持5秒～500秒。如果小于5秒，则退火时不易产生奥氏体相变。因此，铁素体的面积率过大，得不到所希望的马氏体，确保拉伸强度1180MPa以上变困难。并且，得不到规定的回火马氏体的面积率和残留奥氏体的体积率，弯曲加工性劣化。另一方面，如果保持时间超过500秒，则从钢板表面起向板厚方向50μm的区域和200μm的区域的旧奥氏体晶粒的平均粒径粗大化，与此同时，在晶界形成粗大的析出物，热浸锌的渗透被促进，有助于液体金属脆化。另外，弯曲加工性也降低。因此，上限为500秒。优选为50秒以上，优选为400秒以下。
冷却停止温度：550℃以下
退火后冷却至冷却停止温度550℃以下。如果超过550℃停止冷却，则得不到所希望的面积率的回火马氏体，弯曲加工性的确保很困难。因此，冷却停止温度为550℃以下。优选为500℃以下。下限没有特别规定，冷却停止温度优选为250℃以上。
热处理温度：300℃～480℃，保持时间：10秒以上
冷却至550℃以下后，在300℃～480℃的温度范围实施热处理。如果超过480℃，则所希望的残留奥氏体的确保困难，弯曲加工性降低。若热处理温度小于300℃，则马氏体的面积率过大，以及得不到所希望的面积率的回火马氏体，弯曲加工性劣化。因此，热处理温度为300℃～480℃。优选为350℃以上，优选为450℃以下。
另外，若热处理时的保持时间小于10秒，则马氏体的回火不充分，马氏体的面积率过度，以及得不到所希望的面积率的回火马氏体，弯曲加工性劣化。另外，焊接时再结晶，成为等轴晶粒，因此容易产生液体金属脆化。应予说明，保持时间优选为600秒以下。
可以对得到的钢板，进一步实施称为热浸镀锌处理、电镀锌处理这样的镀锌处理。作为热浸镀锌处理，例如优选使用常用的连续热浸镀锌生产线，将热处理后的钢板浸渍于热浸镀锌浴，在表面形成规定量的热浸镀锌层的处理。在浸渍于热浸镀锌浴时，优选通过再加热或冷却，将热处理后的钢板温度调整在430～480℃的范围内。热浸镀锌浴的温度优选为440℃～500℃。另外，可以在热浸镀锌浴中含有纯锌，也可以含有Al、Fe、Mg或者Si等。热浸镀锌层的附着量能够调整气体擦拭等而得到所希望的附着量，优选每单面为45g/m2左右。
通过热浸镀锌处理形成的镀锌层(热浸镀锌层)可以通过根据需要实施合金化处理而形成为合金化热浸镀锌层。合金化条件没有特别限制，合金化处理的温度优选为460℃～550℃。另外，在进行合金化处理的情况下，镀覆中的Fe浓度优选为9质量％～12质量％。另外，在为合金化热浸镀锌层的情况下，从确保所希望的镀覆外观的观点考虑，优选将热浸镀锌浴中的有效Al浓度调整为0.10质量％～0.22质量％的范围。
根据以上，可得到本发明的高强度钢板。
实施例
将具有表1所示的成分组成，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成的钢利用转炉进行熔炼，利用连续铸造法制成钢坯。接着，在表2所示的条件下，将得到的钢坯分别进行热轧、酸洗后的冷轧、冷轧后的退火和热处理，得到高强度冷轧钢板(CR)。另外，对于一部分的钢板，在热处理后实施热浸镀锌处理(也包括在热浸镀锌处理后进行合金化处理的步骤)，得到热浸镀锌钢板(GI)、合金化热浸镀锌钢板(GA)。热浸镀锌浴在热浸镀锌钢板(GI)中，使用含Al：0.19质量％的锌浴，在合金化热浸镀锌钢板(GA)中，使用含Al：0.14质量％的锌浴。另外，浴温为465℃。镀覆附着量是每单面为45g/m2(两面镀覆)，GA调整为将镀覆层中的Fe浓度设在9质量％～12质量％的范围内。
从得到的钢板采取试验片，组织观察评价拉伸试验、扩孔性、弯曲加工性、液体金属脆性。各评价方法如下所述。
(1)组织观察
各相的组织分率(面积率)通过使用EBSD的图像解析求出。以钢板的轧制方向截面(L截面)成为观察面的方式，研磨观察面，利用1～3vol.％硝酸乙醇腐蚀，在从钢板表面起向板厚方向相当于板厚4分之1的位置，在500倍的倍率下实施测定。应予说明，铁素体在EBSD的BCC－phase区域中，Confidence Index(CI)值被识别成0.79以上，马氏体以CI值被识别成0.38以下。贝氏体通过SEM观察被识别成纵横比为3以上的针状的组织，回火马氏体是指在EBSD中CI值被识别为0.39～0.78的BCC－phase。残留奥氏体由于通过EBSD以FCC－Phase的形式区别，因此与其它的组织区别。各组织的面积率以包含于相同区域内的测定点数算出，测定点间隔为0.1μm，测定时的加速电压为15keV。
残留奥氏体的体积率通过X射线衍射求出。将钢板从板厚1/4位置研磨至0.1mm的面后，进一步利用化学研磨研磨0.1mm，在板厚1/4位置的研磨面，利用X射线衍射装置使用CoKα射线，测定fcc铁的{200}、{220}、{311}面和bcc铁的{200}、{211}、{220}面的衍射峰的各积分强度比，使得到的9个积分强度比平均化，算出残留奥氏体的体积率。
铁素体和贝氏体的平均粒径通过SEM观察求出。对与钢板的轧制方向平行的板厚截面进行研磨后，利用1～3vol.％硝酸乙醇进行腐蚀，使用SEM(扫描式电子显微镜)，以1000倍的倍率，对从钢板表面起向板厚方向1/4的位置，观察10个视场(1个视场为50μm×40μm)。使用Media Cybernetics公司的Image－Pro，从钢板组织照片预先获取识别铁素体和贝氏体的晶粒的照片，能够算出各相的面积，针对铁素体和贝氏体的晶粒，算出圆相当直径，对于各个铁素体和贝氏体，通过使圆相当直径的值平均求出。
旧奥氏体晶粒的平均粒径通过使用EBSD的图像解析求出。从钢板采取组织观察用试验片，在轧制方向截面(L截面)，以从钢板表面向板厚方向与50μm、200μm相当的位置成为观察面的方式进行研磨，利用1～3vol.％硝酸乙醇进行腐蚀，通过使用EBSD的图像解析，求出各个粒径与晶粒的个数，算出圆相当直径，将这些值算术平均而得到平均粒径。
旧奥氏体晶粒的板厚方向与轧制方向的粒径比通过SEM观察求出。首先，从钢板采取组织观察用试验片，在轧制方向截面(L截面)，以从钢板表面向板厚方向与50μm、200μm相当的位置成为观察面的方式进行研磨，利用1～3vol.％硝酸乙醇进行腐蚀，使用SEM(扫描式电子显微镜：日本电子JSM7001F)，以1000倍的倍率，在从钢板表面起50μm和从钢板表面起200μm的范围内随机观察多个。旧奥氏体晶粒的晶界通过目视观察判定。对得到的SEM图像，通过使用与轧制方向平行或者垂直的直线的切断法，进行旧奥氏体晶粒的板厚方向与轧制方向的粒径比的测定。更详细而言，基于JIS G 0551：2013，在SEM图像上，在板厚方向和轧制方向测定500μm的直线上的直线与晶界的交点间距离，将使交点间距离单纯平均而得的值分别作为板厚方向和轧制方向的晶粒的长度，作为板厚方向与轧制方向的粒径比＝板厚方向的粒的长度/轧制方向的粒的长度求出。
从钢板表面起向板厚方向50μm的区域的旧奥氏体晶粒的方位差15°以上的大角晶界的晶界的比率如下测定。首先，从得到的钢板采取试验片，以钢板的轧制方向截面(L截面)成为观察面的方式进行了研磨。对观察面，通过EBSD法(电子射线的加速电压：15keV，测定间隔：0.1μm步骤，倍率：500倍)，在从表面起50μm的范围内，将50μm×50μm作为测定区域，随机测定多个。求出相对于通过EBSD识别的晶界的累计长的、方位差为15°以上的晶界的累计长的比率，将其用作旧奥氏体晶粒的方位差15°以上的大角晶界的晶界的比率的值。
对于析出物，通过光学显微镜观察求出。在轧制方向截面(L截面)中，以从钢板表面向板厚方向与200μm相当的位置成为观察面的方式，进行研磨，随机拍摄多个1000倍的光学显微镜照片，通过利用与轧制方向平行的直线得到的切断法来确定析出物的粒径，将在拍摄照片内观察的全部的析出物的粒径的平均值设为析出物的平均粒径。
(2)拉伸试验
从钢板以成为拉伸方向与轧制方向直角的方向(C方向)的方式采取JIS 5号拉伸试验片，基于JIS Z 2241(2011)的规定，实施拉伸试验，求出拉伸特性(屈服强度YS、拉伸强度TS、断裂伸长率El)。另外，对于拉伸特性，将下述的情况判断为良好。
YS≥950MPa，TS≥1180MPa，EL≥12％
(3)扩孔性
从钢板采取100mm×100mm尺寸的试验片，基于JIS Z 2256(2010)的规定，以间隙12±1％穿出10mmφ的孔，使60°的圆锥冲头上升，扩大孔时，裂纹贯通板厚方向，其结果停止冲头的上升，根据裂纹贯通后的孔径与试验前的孔径，测定扩孔率λ(％)。另外，将扩孔性为λ≥45％的情况判定为良好。
(4)弯曲加工性
弯曲加工性的评价基于由JIS Z 2248规定的V块法实施。这里，弯曲试验在轧制方向成为弯曲棱线的方向实施。评价用样品以钢板的宽度方向的板宽度(w)在1/8w、1/4w、1/2w、3/4w、7/8w这5个部位采取。在弯曲试验中，目视确认弯曲部的外侧裂纹的有无。将不产生裂纹的最小的弯曲半径作为极限弯曲半径，使5个部位的极限弯曲半径平均，得到钢板的极限弯曲半径。在本发明中将R/t为3.0以下判定为良好。
(5)液体金属脆性
从得到的钢板，采取1片板厚1.2mm×宽度150mm×长度50mm尺寸的试验片。对该试验片，重叠590MPa级热浸镀锌钢板，实施电阻焊接(点焊)。对于重叠2片钢板的板组，利用伺服马达加压式，使用单相交流(50Hz)的电阻焊接机，在使板组倾斜3°的状态下进行电阻点焊。焊接条件将加压力设为4.0kN，将保持时间设为0.2秒。焊接电流和焊接时间调整成熔核直径为4√tmm(t：高强度钢板的板厚)。焊接样品数为N＝2。焊接后半切熔核试验片，利用光学显微镜观察截面，没有0.1mm以上的裂纹的试验片在耐液体金属脆性良好的情况下，评价为“○”，超过0.1mm的裂纹的试验片评价为“×”。裂纹观察通过非蚀刻实施，观察倍率为150倍。
将评价结果示于表3。
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本发明的高强度钢板均具有1180MPa以上的拉伸强度和优异的弯曲加工性，并且液体金属脆性也优异。相对于此，比较例中某一个特性劣化。

Claims (8)

1.一种高强度钢板，具有如下的成分组成：以质量％计含有C：0.150％～0.350％、Si：2.0％以下、Mn：3.50％以下、P：0.040％以下、S：0.020％以下、Al：0.30％～2.00％、N：0.010％以下、Ti：0.50％以下，剩余部分为Fe及不可避免的杂质，
钢组织为铁素体的面积率为5％以下，马氏体的面积率为2％～10％，贝氏体的面积率为5％～37％，回火马氏体的面积率为42％～65％，残留奥氏体的体积率为3％～15％，铁素体和贝氏体的平均粒径为3μm以下，从钢板表面向板厚方向50μm的区域的、旧奥氏体晶粒的平均粒径为10μm以下，旧奥氏体晶粒的板厚方向的平均粒径为轧制方向的平均粒径的0.9以下，旧奥氏体晶粒的晶界的80％以下是方位差为15°以上的大角晶界，从钢板表面向板厚方向200μm的区域的、析出物的平均粒径为1.0μm以下，旧奥氏体晶粒的平均粒径为15μm以下，
旧奥氏体晶粒的板厚方向的平均粒径为轧制方向的平均粒径的0.9以下，拉伸强度为1180MPa以上。
2.根据权利要求1所述的高强度钢板，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有
Nb：0.2％以下、Cr：0.50％以下和Mo：0.50％以下
中的至少一种。
3.根据权利要求1或2所述的高强度钢板，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有
B：0.0050％以下、Cu：1.000％以下、Ni：1.000％以下、Co：0.020％以下、W：0.500％以下、Sn：0.200％以下、Sb：0.200％以下、V：0.500％以下、Ca：0.0050％以下、Mg：0.0050％以下、REM：0.0050％以下
中的至少1种。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的高强度钢板，其中，在钢板表面具有镀锌层。
5.一种高强度钢板的制造方法，将具有权利要求1～3中任一项所述的成分组成的钢坯加热到奥氏体单相域，以精轧入侧温度950℃～1150℃、精轧出侧温度850℃～950℃、最终轧制道次的轧制速度600mpm以上来进行热轧，热轧结束后经过0.5秒以上后进行水冷，在卷绕温度400℃～650℃进行卷绕、酸洗后，以摩擦系数为0.25～0.45、冷轧率50％～65％进行冷轧，接着以退火温度750℃～900℃、保持时间5秒～500秒进行退火，其后冷却至550℃以下，接着实施以300℃～480℃保持10秒以上的热处理。
6.根据权利要求5所述的高强度钢板的制造方法，其中，在所述热处理后，实施镀锌处理。
7.根据权利要求6所述的高强度钢板的制造方法，其中，所述镀锌处理为热浸镀锌处理。
8.根据权利要求7所述的高强度钢板的制造方法，其中，所述热浸镀锌处理为合金化热浸镀锌处理。
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