CN117413084A - 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TS为1320MPa以上、YR为85％以上、且对延迟断裂的适当间隙范围优良的高强度钢板及其制造方法。一种高强度钢板，其含有特定的成分，具有特定的组织且组织满足以下的(1)和(2)所规定的公式。KAM(S)/KAM(C)＜1.00……(1)在此，KAM(S)表示钢板表层部的KAM(内核平均取向差)值，KAM(C)表示钢板中心部的KAM值。Hv(Q)‑Hv(S)≥8……(2)在此，Hv(Q)表示板厚1/4部的硬度，Hv(S)表示钢板表层部的硬度。

Description

高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及拉伸强度和耐延迟断裂特性优良的高强度钢板及其制造方法。本发明的高强度钢板能够适合用作汽车用部件等结构构件。
背景技术
以兼顾通过车辆的轻量化来削减CO2排放量和通过车身的轻量化来提高耐碰撞性能为目的，正在进行汽车用薄钢板的高强度化，也相继导入了新的法规。因此，以增加车身强度为目的，在形成汽车的主要结构部件中，拉伸强度(TS)为1320MPa级以上的高强度钢板的应用事例正在增加。
对于用于汽车的高强度钢板而言，从部件性能的观点出发，要求优良的钢板的屈服比(YR＝屈服强度YS/拉伸强度TS)。例如，对于汽车的保险杠等骨架部件而言，要求碰撞时冲击吸收性优良，因此，优选使用与冲击吸收性相关的的YR优良的钢板。
另外，在汽车的骨架部件存在大量通过剪切加工形成的端面。剪切端面的形态依赖于剪切间隙。剪切端面的形态影响耐延迟断裂特性。在此，延迟断裂是指如下现象：在成形后的部件置于氢侵入环境下时，氢侵入构成部件的钢板内，使原子间结合力降低、产生局部变形，由此生成微小龟裂，该微小龟裂进展而导致断裂。对于用于汽车的高强度钢板而言，要求对延迟断裂的适当间隙范围宽。
对于这些要求，例如，在专利文献1中提供了一种具有980MPa以上的拉伸强度、且弯曲加工性优良的高强度钢板及其制造方法。但是，在专利文献1记载的技术中，未考虑YR和对延迟断裂的适当间隙范围。另外，专利文献1中记载的钢板均未达到YR≥85％以上。
例如，在专利文献2中提供了一种具有1320MPa以上的拉伸强度、且剪切端面的耐延迟断裂特性优良的高强度钢板及其制造方法。但是，在专利文献2记载的技术中未考虑对延迟断裂的适当间隙范围。
例如，在专利文献3中提供了一种具有1100MPa以上的拉伸强度、且YR、表面性状和焊接性优良的高强度钢板及其制造方法。但是，在专利文献3记载的技术中未考虑对延迟断裂的适当间隙范围。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第6354909号公报
专利文献2：日本专利第6112261号公报
专利文献3：日本专利第6525114号公报
发明内容
发明所要解决的问题
本发明是鉴于上述情况而开发的，目的在于提供TS为1320MPa以上、YR为85％以上、且对延迟断裂的适当间隙范围优良的高强度钢板及其制造方法。
用于解决问题的方法
本发明人为了达成上述课题反复进行了深入研究，结果发现了以下见解。
(1)通过使回火马氏体为85％以上，能够实现1320MPa以上的TS。
(2)通过使残余奥氏体小于5％、使KAM(S)/KAM(C)小于1.00、并且使Hv(Q)-Hv(S)为8以上，能够实现85％以上的YR。
(3)通过使KAM(S)/KAM(C)小于1.00、并且使Hv(Q)-Hv(S)为8以上，能够实现优良的对延迟断裂的适当间隙范围。
本发明是基于上述见解而完成的。即，本发明的主旨构成如下所述。
[1]一种高强度钢板，其具有以质量％计含有C：0.15％以上且0.45％以下、Si：0.10％以上且2.00％以下、Mn：0.5％以上且3.5％以下、P：0.100％以下、S：0.0200％以下、Al：0.010％以上且1.000％以下、N：0.0100％以下、H：0.0020％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成；以及回火马氏体以面积分数计为85％以上、残余奥氏体以体积分数计小于5％、铁素体和贝氏体铁素体的合计以面积分数计为10％以下、满足以下的(1)和(2)所规定的公式的组织。
KAM(S)/KAM(C)＜1.00……(1)
在此，KAM(S)表示钢板表层部的KAM(内核平均取向差，Kernel AverageMisorientation)值，KAM(C)表示钢板中心部的KAM值。
Hv(Q)-Hv(S)≥8……(2)
在此，Hv(Q)表示板厚1/4部的硬度，Hv(S)表示钢板表层部的硬度。
[2]根据[1]所述的高强度钢板，其中，作为成分组成，以质量％计还含有选自Ti：0.100％以下、B：0.0100％以下、Nb：0.100％以下、Cu：1.00％以下、Cr：1.00％以下、V：0.100％以下、Mo：0.500％以下、Ni：0.50％以下、Sb：0.200％以下、Sn：0.200％以下、As：0.100％以下、Ta：0.100％以下、Ca：0.0200％以下、Mg：0.0200％以下、Zn：0.020％以下、Co：0.020％以下、Zr：0.020％以下、REM：0.0200％以下中的一种或两种以上的元素。
[3]根据[1]或[2]所述的高强度钢板，其中，在钢板表面具有镀层。
[4]一种高强度钢板的制造方法，其是上述[1]或[2]所述的高强度钢板的制造方法，其中，
将对钢坯实施热轧、酸洗和冷轧而制作的冷轧钢板在温度T1为850℃以上且1000℃以下、上述T1下的保持时间t1为10秒以上且1000秒以下的条件下进行退火，
然后，冷却至100℃以下，
从达到100℃的时刻起经过时间t2为1000秒以下时开始加工，
上述加工的开始温度T2为80℃以下，
在等效塑性应变为0.10％以上且5.00％以下的条件下实施加工，
然后，在温度T3为100℃以上且400℃以下、上述T3下的保持时间t3为1.0秒以上且1000.0秒以下的条件下进行回火，
在从上述T3到80℃的冷却速度θ1为100℃/秒以下的条件下进行冷却。
[5]根据[4]所述的高强度钢板的制造方法，其中，在上述回火前的加工工序中分成两次以上实施基于加工的应变赋予，在各加工的上述等效塑性应变的合计为0.10％以上的条件下实施加工。
[6]根据[4]或[5]所述的高强度钢板的制造方法，其中，在退火中或退火后，实施镀覆处理。
发明效果
根据本发明，可以得到TS为1320MPa以上、YR为85％以上、且对延迟断裂的适当间隙范围优良的高强度钢板。另外，通过将本发明的高强度钢板例如应用于汽车结构构件，能够实现通过车身轻量化来提高燃料效率。因此，产业上的利用价值极大。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式进行说明。
首先，对高强度钢板的成分组成的适当范围及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，表示钢的成分元素的含量的“％”是指“质量％”。
C：0.15％以上且0.45％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TS的重要元素。C的含量小于0.15％时，难以实现1320MPa以上的TS。因此，C含量设定为0.15％以上。C含量优选为0.16％以上。C含量更优选为0.17％以上。C含量进一步优选为0.18％以上。C含量最优选为0.19％以上。另一方面，C的含量超过0.45％时，使钢的极限变形能力降低，对延迟断裂的适当间隙范围降低。因此，C含量设定为0.45％以下。C含量优选为0.40％以下。C含量更优选为0.35％以下。C含量进一步优选为0.30％以下。C含量最优选为0.26％以下。
Si：0.10％以上且2.00％以下
Si是钢的重要的基本成分之一，特别是在本发明中，Si是影响TS和残余奥氏体的重要元素。Si的含量小于0.10％时，难以实现1320MPa以上的TS。因此，Si含量设定为0.10％以上。Si含量优选为0.15％以上。Si含量更优选为0.20％以上。Si含量进一步优选为0.30％以上。Si含量最优选为0.40％以上。另一方面，Si的含量超过2.00％时，残余奥氏体过度增加，难以实现85％以上的YR。因此，Si含量设定为2.00％以下。Si含量优选为1.80％以下。Si含量更优选为1.60％以下。Si含量进一步优选为1.50％以下。Si含量最优选为1.20％以下。
Mn：0.5％以上且3.5％以下
Mn是钢的重要的基本成分之一，特别是在本发明中，Mn是影响铁素体分数和贝氏体分数的重要元素。Mn的含量小于0.5％时，铁素体分数和贝氏体分数增加，难以实现1320MPa以上的TS，并且难以实现85％以上的YR。因此，Mn含量设定为0.5％以上。Mn含量优选为0.7％以上。Mn含量更优选为1.0％以上。Mn含量进一步优选为1.1％以上。Mn含量最优选为1.5％以上。另一方面，Mn的含量超过3.5％时，发生Mn的宏观偏析，使钢的极限变形能力降低，因此对延迟断裂的适当间隙范围降低。因此，Mn含量设定为3.5％以下。Mn含量优选为3.3％以下。Mn含量更优选为3.1％以下。Mn含量进一步优选为3.0％以下。Mn含量最优选为2.8％以下。
P：0.100％以下
P的含量超过0.100％时，P在晶界偏析而使钢板脆化，因此对延迟断裂的适当间隙范围降低。因此，P含量设定为0.100％以下。P含量优选为0.080％以下。P含量更优选为0.060％以下。需要说明的是，P的含量的下限没有特别限定，但由于生产技术上的制约，优选为0.001％以上。
S：0.0200％以下
S含量超过0.0200％时，以硫化物的形式存在而使钢的极限变形能力降低，因此对延迟断裂的适当间隙范围降低。因此，S含量设定为0.0200％以下。S含量优选为0.0100％以下。S含量更优选为0.0050％以下。需要说明的是，S的含量的下限没有特别限定，但由于生产技术上的制约，优选为0.0001％以上。
Al：0.010％以上且1.000％以下
通过含有Al，钢板的强度升高，容易实现1320MPa以上的TS。为了得到该效果，需要使Al含量为0.010％以上。因此，Al含量设定为0.010％以上。Al含量优选为0.012％以上。Al含量更优选为0.015％以上。Al含量进一步优选为0.020％以上。另一方面，Al含量超过1.000％时，铁素体分数和贝氏体分数增加，难以实现1320MPa以上的TS，并且难以实现85％以上的YR。因此，Al含量设定为1.000％以下。Al含量优选为0.500％以下。Al含量更优选为0.100％以下。
N：0.0100％以下
N含量超过0.0100％时，铸造钢坯脆化而容易开裂，生产率显著降低。因此，N含量设定为0.0100％以下。N含量优选为0.0080％以下。N含量更优选为0.0070％以下。N含量进一步优选为0.0060％以下。N含量最优选为0.0050％以下。需要说明的是，N的含量的下限没有特别限定，但由于生产技术上的制约，优选为0.0010％以上。
H：0.0020％以下
H含量超过0.0020％以下时，使钢的极限变形能力降低，对延迟断裂的适当间隙范围降低。因此，H含量设定为0.0020％以下。H含量优选为0.0015％以下。H含量更优选为0.0010％以下。需要说明的是，H的含量的下限没有特别限定，但H含量越少则对延迟断裂的适当间隙范围也越提高，因此可以为0％。
本发明的高强度钢板优选在上述成分组成的基础上以质量％计还含有选自Ti：0.100％以下、B：0.0100％以下、Nb：0.100％以下、Cu：1.00％以下、Cr：1.00％以下、V：0.100％以下、Mo：0.500％以下、Ni：0.50％以下、Sb：0.200％以下、Sn：0.200％以下、As：0.100％以下、Ta：0.100％以下、Ca：0.0200％以下、Mg：0.0200％以下、Zn：0.020％以下、Co：0.020％以下、Zr：0.020％以下、REM：0.0200％以下中的一种或两种以上的元素。
Ti：0.100％以下
Ti的含量超过0.100％时，铸造钢坯脆化而容易开裂，生产率显著降低。因此，在添加Ti的情况下，其含量设定为0.100％以下。Ti含量优选为0.075％以下。Ti含量更优选为0.050％以下。Ti含量进一步优选为小于0.050％。另一方面，通过含有Ti，钢板的强度升高，容易实现1320MPa以上的TS。为了得到该效果，Ti含量优选为0.001％以上。Ti含量更优选为0.005％以上。Ti含量进一步优选为0.010％以上。
B：0.0100％以下
B的含量超过0.0100％时，铸造钢坯脆化而容易开裂，生产率显著降低。因此，在添加B的情况下，其含量设定为0.0100％以下。B含量优选为0.0080％以下。B含量更优选为0.0050％以下。另一方面，通过含有B，钢板的强度升高，容易实现1320MPa以上的TS。为了得到该效果，B含量优选为0.0001％以上。B含量更优选为0.0002％以上。
Nb：0.100％以下
Nb的含量超过0.100％时，粗铸造钢坯脆化而容易开裂，生产率显著降低。因此，在添加Nb的情况下，其含量设定为0.100％以下。Nb含量优选为0.090％以下。Nb含量更优选为0.050％以下。Nb含量进一步优选为0.030％以下。另一方面，通过含有Nb，钢板的强度升高，容易实现1320MPa以上的TS。为了得到该效果，优选将Nb含量设定为0.001％以上。Nb含量更优选为0.002％以上。
Cu：1.00％以下
Cu的含量超过1.00％时，铸造钢坯脆化而容易开裂，生产率显著降低。因此，在添加Cu的情况下，Cu含量设定为1.00％以下。Cu含量优选为0.50％以下。另一方面，通过含有Cu，抑制氢向钢板的侵入，改善对延迟断裂的适当间隙范围。为了得到该效果，Cu含量优选为0.01％以上。Cu含量优选为0.03％以上。Cu含量更优选为0.10％以上。
Cr：1.00％以下
Cr的含量超过1.00％时，生成大量粗大的析出物、夹杂物，使钢的极限变形能力降低，因此对扩孔变形的适当间隙范围降低。因此，在添加Cr的情况下，其含量设定为1.00％以下。Cr含量优选为0.70％以下。Cr含量更优选为0.50％以下。另一方面，Cr不仅具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中使奥氏体稳定化，能够抑制铁素体的生成，因此使钢板的强度升高。为了得到这样的效果，Cr含量优选为0.01％以上。Cr含量更优选为0.02％以上。
V：0.100％以下
V的含量各自超过0.100％时，生成大量粗大的析出物、夹杂物，使钢的极限变形能力降低，因此对扩孔变形的适当间隙范围降低。因此，在添加V的情况下，其含量设定为0.100％以下。优选为0.060％以下。另一方面，V使钢板的强度升高。为了得到这样的效果，V含量优选为0.001％以上。V含量更优选为0.005％以上。V含量进一步优选为0.010％以上。
Mo：0.500％以下
Mo的含量超过0.500％时，生成大量粗大的析出物、夹杂物，使钢的极限变形能力降低，因此对扩孔变形的适当间隙范围降低。因此，在添加Mo的情况下，其含量设定为0.500％以下。Mo含量优选为0.450％以下。Mo含量更优选为0.400％以下。另一方面，Mo不仅具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中使奥氏体稳定化，能够抑制铁素体的生成，因此使钢板的强度升高。为了得到这样的效果，Mo含量优选为0.010％以上。Mo含量更优选为0.020％以上。
Ni：0.50％以下
Ni的含量超过0.50％时，生成大量粗大的析出物、夹杂物，使钢的极限变形能力降低，因此对扩孔变形的适当间隙范围降低。因此，在添加Ni的情况下，其含量设定为0.50％以下。Ni含量优选为0.45％以下。Ni含量更优选为0.30％以下。另一方面，Ni在连续退火时的冷却过程中使奥氏体稳定化，能够抑制铁素体的生成，因此使钢板的强度升高。为了得到这样的效果，Ni含量优选为0.01％以上。Ni含量更优选为0.02％以上。
Sb：0.200％以下
Sb的含量超过0.200％时，生成大量粗大的析出物、夹杂物，使钢的极限变形能力降低，因此对扩孔变形的适当间隙范围降低。因此，在添加Sb的情况下，其含量设定为0.200％以下。Sb含量优选为0.100％以下。Sb含量更优选为0.050％以下。另一方面，Sb抑制表层软化的形成，使钢板强度升高。为了得到这样的效果，Sb含量优选为0.001％以上。Sb含量更优选为0.005％以上。
Sn：0.200％以下
Sn的含量超过0.200％时，生成大量粗大的析出物、夹杂物，使钢的极限变形能力降低，因此对扩孔变形的适当间隙范围降低。因此，在添加Sn的情况下，其含量设定为0.200％以下。Sn含量优选为0.100％以下。Sn含量更优选为0.050％以下。另一方面，Sn抑制表层软化的形成，使钢板强度升高。为了得到这样的效果，Sn含量优选为0.001％以上。Sn含量更优选为0.005％以上。
As：0.100％以下
As的含量各自超过0.100％时，生成大量粗大的析出物、夹杂物，使钢的极限变形能力降低，因此对扩孔变形的适当间隙范围降低。因此，在添加As的情况下，其含量设定为0.100％以下。As含量优选为0.060％以下。As含量更优选为0.010％以下。As使钢板的强度升高。为了得到这样的效果，As的含量优选为0.001％以上。As含量更优选为0.005％以上。
Ta：0.100％以下
Ta的含量超过0.100％时，生成大量粗大的析出物、夹杂物，使钢的极限变形能力降低，因此对扩孔变形的适当间隙范围降低。因此，在添加Ta的情况下，其含量设定为0.100％以下。Ta含量优选为0.050％以下。Ta含量更优选为0.010％以下。另一方面，Ta使钢板的强度升高。为了得到这样的效果，Ta含量优选为0.001％以上。Ta含量更优选为0.005％以上。
Ca：0.0200％以下
Ca的含量超过0.0200％时，生成大量粗大的析出物、夹杂物，使钢的极限变形能力降低，因此对扩孔变形的适当间隙范围降低。因此，在添加Ca的情况下，其含量设定为0.0200％以下。Ca含量优选为0.0100％以下。另一方面，Ca是用于脱氧的元素，并且是对于使硫化物的形状球状化、提高钢板的极限变形能力、提高对延迟断裂的适当间隙范围有效的元素。为了得到这样的效果，Ca的含量优选为0.0001％以上。
Mg：0.0200％以下
Mg的含量超过0.0200％时，生成大量粗大的析出物、夹杂物，使钢的极限变形能力降低，因此对扩孔变形的适当间隙范围降低。因此，在添加Mg的情况下，其含量设定为0.0200％以下。另一方面，Mg是用于脱氧的元素，并且是对于使硫化物的形状球状化、提高钢板的极限变形能力、提高对延迟断裂的适当间隙范围有效的元素。为了得到这样的效果，Mg的含量优选为0.0001％以上。
Zn：0.020％以下、Co：0.020％以下、Zr：0.020％以下
Zn、Co和Zr的含量各自超过0.020％时，生成大量粗大的析出物、夹杂物，使钢的极限变形能力降低，因此对扩孔变形的适当间隙范围降低。因此，在添加Zn、Co和Zr的情况下，其含量各自设定为0.020％以下。另一方面，Zn、Co和Zr均是对于使夹杂物的形状球状化、提高钢板的极限变形能力、提高对延迟断裂的适当间隙范围有效的元素。为了得到这样的效果，Zn、Co和Zr的含量各自优选为0.0001％以上。
REM：0.0200％以下
REM的含量超过0.0200％时，生成大量粗大的析出物、夹杂物，使钢的极限变形能力降低，因此对扩孔变形的适当间隙范围降低。因此，在添加REM的情况下，其含量设定为0.0200％以下。另一方面，REM是对于使夹杂物的形状球状化、提高钢板的极限变形能力、提高对延迟断裂的适当间隙范围有效的元素。为了得到这样的效果，REM的含量优选为0.0001％以上。
上述成分以外的余量为Fe和不可避免的杂质。需要说明的是，对于上述任选成分，在含量小于下限值的情况下不损害本发明效果，因此，含有小于下限值的这些任选元素的情况下，包含这些任选元素作为不可避免的杂质。
接着，对本发明的高强度钢板的钢组织进行说明。
回火马氏体：以面积分数计为85％以上
在本发明中，其为极其重要的发明构成条件。通过使马氏体作为主相，能够实现1320MPa以上的TS。为了得到这样的效果，需要使回火马氏体以面积分数计为85％以上。因此，回火马氏体以面积分数计设定为85％以上。回火马氏体以面积分数计优选为90％以上。回火马氏体以面积分数计更优选为92％以上。进一步优选为95％以上。另一方面，上限没有特别限定，回火马氏体以面积分数计可以为100％。
在此，回火马氏体的测定方法如下所述。对钢板的L截面进行研磨后，用3体积％硝酸乙醇溶液进行腐蚀，使用SEM以2000倍的倍率对板厚1/4部(从钢板表面起在深度方向上相当于板厚的1/4的位置)观察10个视野。需要说明的是，在上述组织图像中，回火马氏体是组织内部具有微细的凹凸的组织，并且是在内部具有碳化物的组织。可以由这些值的平均值求出回火马氏体。
残余奥氏体：以体积分数计小于5％
在本发明中，其为极其重要的发明构成条件。残余奥氏体以体积分数计为5％以上的情况下，难以实现85％以上的YR。YR降低的原因是因为，由于残余奥氏体的增加，引起因残余奥氏体的加工诱发相变导致的YS降低。因此，残余奥氏体设定为小于5％。优选设定为4％以下。需要说明的是，残余奥氏体的下限没有特别限定，残余奥氏体越低越优选，可以为0％。
在此，残余奥氏体的测定方法如下所述。残余奥氏体如下求出：将钢板从板厚1/4部研磨至0.1mm的面后，通过化学研磨进一步研磨0.1mm，对于由此得到的面，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}面的衍射峰的各个积分强度比，将得到的9个积分强度比进行平均化，由此求出残余奥氏体。
铁素体和贝氏体铁素体的合计：以面积分数计为10％以下
在本发明中，其为极其重要的发明构成条件。铁素体和贝氏体铁素体的合计超过10％时，难以实现1320MPa以上的TS，并且难以实现85％以上的YR。YR降低的原因是因为，由于铁素体和贝氏体铁素体为软质的组织，因此早期发生屈服。因此，铁素体和贝氏体铁素体的合计设定为10％以下。优选设定为8％以下。更优选设定为5％以下。需要说明的是，铁素体和贝氏体铁素体的合计的下限没有特别限定，它们越少越优选，铁素体和贝氏体铁素体的合计的下限可以为0％。
在此，铁素体和贝氏体铁素体的合计的测定方法如下所述。对钢板的L截面进行研磨后，用3体积％硝酸乙醇溶液进行腐蚀，使用SEM以2000倍的倍率对板厚1/4部(从钢板表面起在深度方向上相当于板厚的1/4的位置)观察10个视野。需要说明的是，在上述组织图像中，铁素体和贝氏体铁素体是凹部且组织内部平坦的组织。可以由这些值的平均值求出铁素体和贝氏体铁素体的合计。
作为上述全部组织以外的组织，考虑了珠光体、新鲜马氏体、针状铁素体等。这些组织只要在不超过5％的范围就不会对特性带来影响，因此可以含有。
KAM(S)/KAM(C)＜1.00
KAM(S)表示钢板表层部的KAM(内核平均取向差)值、KAM(C)表示钢板中心部的KAM值
在本发明中，其为极其重要的发明构成条件。钢板表层部是指从钢板表面起向板厚中心部侧移动100μm的位置。钢板中心部是指板厚1/2部的位置。本发明人的调查结果确认到，为了改善YR和对延迟断裂的适当间隙范围，使位错分布状态从表层部到内部变化，使KAM(S)/KAM(C)小于1.00是有效的。因此，KAM(S)/KAM(C)设定为小于1.00。需要说明的是，KAM(S)/KAM(C)的下限没有特别限定，由于生产技术上的制约，优选设定为0.80以上。
在此，KAM值的测定方法如下所述。首先，从冷轧钢板裁取组织观察用试验片。接着，以轧制方向截面(L截面)为观察面的方式，通过胶态二氧化硅振动研磨对裁取的试验片进行研磨。使观察面成为镜面。接着，实施电子背散射衍射(EBSD)测定，得到局部晶体取向数据。此时，SEM倍率设为3000倍，步长设为0.05μm，测定区域设为20平方μm，WD设为15mm。分析软件使用OIM Analysis7，进行所得到的局部取向数据的分析。分析是针对目标板厚部各进行10个视野，使用其平均值。
在数据分析之前，依次各实施一次利用分析软件的Grain Dilation功能(晶粒公差角：5、最小晶粒尺寸：2、单次迭代：开)和Grain CI Standarization功能(晶粒公差角：5、最小晶粒尺寸：5)进行的清理处理。然后，只使用CI值＞0.1的测定点用于分析。示出KAM值的图表，求出bcc相的平均KAM值。此时的分析在以下条件下实施。
Nearest neighbor(最近邻)：1st
Maximum misorientation(最大取向差)：5
Perimeter only
勾选Set 0-point kernels to maximum misorientation
Hv(Q)-Hv(S)≥8
Hv(Q)表示板厚1/4部的硬度、Hv(S)表示钢板表层部的硬度
在本发明中，其为极其重要的发明构成条件。钢板表层部是指从钢板表面起向板厚中心部侧移动100μm的位置。本发明人的调查结果确认到，为了改善YR、对延迟断裂的适当间隙范围，使硬度从表层部到内部发生变化，使Hv(Q)-Hv(S)为8以上是有效的。因此，Hv(Q)-Hv(S)设定为8以上。Hv(Q)-Hv(S)的上限没有特别限定，由于生产技术上的制约，优选设定为30以下。需要说明的是，Hv(Q)和Hv(S)的优选范围分别为400～600、400～600。
在此，硬度的测定方法如下所述。首先，从冷轧钢板裁取组织观察用试验片。接着，以轧制方向截面(L截面)为观察面的方式对裁取的试验片进行研磨。使观察面成为镜面。接着，利用载荷1kg的维氏硬度试验机求出硬度。关于硬度，对于目标板厚部以20μm间隔测定各10点，使用除最大硬度和最小硬度以外的8点的平均值。
接着，对本发明的制造方法进行说明。
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。为了防止宏观偏析，钢坯(钢坯)优选通过连铸法来制造。
在本发明中，热轧中的钢坯加热温度、钢坯均热保持时间和卷取温度没有特别限定。作为对钢坯进行热轧的方法，可以列举将钢坯加热后进行轧制的方法、不对连续铸造后的钢坯进行加热而直接进行轧制的方法、对连续铸造后的钢坯实施短时间加热处理后进行轧制的方法等。热轧中的钢坯加热温度、钢坯均热保持时间、精轧温度和卷取温度没有特别限定，钢坯加热温度优选为1100℃以上。钢坯加热温度优选为1300℃以下。钢坯均热保持时间优选为30分钟以上。钢坯均热保持时间优选为250分钟以下。精轧温度优选为Ar3相变点以上。另外，卷取温度优选为350℃以上。卷取温度优选为650℃以下。
对如此制造的热轧钢板进行酸洗。酸洗能够除去钢板表面的氧化物，因此为了确保最终产品高强度钢板的良好的化学转化处理性、镀层品质是重要的。另外，酸洗可以为一次，也可以分成多次。另外，也可以在保持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。
冷轧中的压下率和轧制后的板厚没有特别限定，但冷轧中的压下率优选为30％以上。冷轧中的压下率优选设定为80％以下。需要说明的是，对于轧制道次的次数、各道次的压下率，可在不特别限定的情况下得到本发明效果。
对如上所述得到的冷轧钢板进行退火。退火条件如下所述。
退火温度T1：850℃以上且1000℃以下
在本发明中，其为极其重要的发明构成条件。退火温度T1低于850℃时，铁素体和贝氏体铁素体的合计以面积分数计超过10％，难以实现1320MPa以上的TS，并且难以实现85％以上的YR。因此，退火温度T1设定为850℃以上。T1优选为860℃以上。T1更优选为870℃以上。另一方面，退火温度T1超过1000℃时，原奥氏体粒径过度增大，对延迟断裂的适当间隙范围降低。因此，退火温度T1设定为1000℃以下。退火温度T1优选为970℃以下。T1更优选为950℃以下。
退火温度T1下的保持时间t1：10秒以上且1000秒以下
在本发明中，其为极其重要的发明构成条件。退火温度T1下的保持时间t1小于10秒时，奥氏体化不充分，铁素体和贝氏体铁素体的合计以面积分数计超过10％，难以实现1320MPa以上的TS，并且难以实现85％以上的YR。因此，退火温度T1下的保持时间t1设定为10秒以上。退火温度T1下的保持时间t1优选为30秒以上。t1更优选为45秒以上。t1进一步优选为60秒以上。t1最优选为100秒以上。另一方面，退火温度T1下的保持时间超过1000秒时，原奥氏体粒径过度增大，对延迟断裂的适当间隙范围降低。因此，退火温度T1下的保持时间t1设定为1000秒以下。退火温度T1下的保持时间t1优选为800秒以下。t1更优选为500秒以下。
退火后冷却至100℃以下
在至100℃以下的冷却工序中，使奥氏体发生马氏体相变。为了得到85％以上的马氏体，需要退火后冷却至100℃以下。因此，退火后冷却至100℃以下。冷却结束温度的下限没有特别限定，但由于生产技术上的制约，优选为0℃以上。
从达到100℃的时刻到加工开始的经过时间t2：1000秒以下
在本发明中，其为极其重要的发明构成条件。从达到100℃的时刻到加工开始的经过时间t2超过1000秒时，马氏体组织的时效进行，因加工而导入至钢板表层部和钢板中心部的应变量变化，因此，KAM(S)/KAM(C)为1.00以上，YR和对延迟断裂的适当间隙范围降低。因此，从达到100℃的时刻到加工开始的经过时间t2设定为1000秒以下。从达到100℃的时刻到加工开始的经过时间t2优选为900秒以下。t2更优选为800秒以下。需要说明的是，从达到100℃的时刻到加工开始的经过时间t2的下限没有特别限定，但由于生产技术上的制约，优选为5秒以上。需要说明的是，本发明人的调查结果发现，从达到100℃的时刻到加工结束的经过时间不影响由加工导入至钢板表层部和钢板中心部的应变量。
加工开始温度T2为80℃以下
在本发明中，其为极其重要的发明构成条件。加工开始温度T2超过80℃时，钢板软质，因此由加工导入至钢板表层部和钢板中心部的应变量变化，KAM(S)/KAM(C)为1.00以上，YR和对延迟断裂的适当间隙范围降低。因此，加工开始温度T2设定为80℃以下。加工开始温度T2优选为60℃以下。T2更优选为50℃以下。需要说明的是，加工开始温度T2的下限没有特别限定，但由于生产技术上的制约，优选为0℃以上。
等效塑性应变：0.10％以上且5.00％以下
在本发明中，其为极其重要的发明构成条件。等效塑性应变小于0.10％时，加工量不足，KAM(S)/KAM(C)为1.00以上，YR和对延迟断裂的适当间隙范围降低。因此，等效塑性应变设定为0.10％以上。塑性等效应变优选为0.15％以上。塑性等效应变更优选为0.20％以上。等效塑性应变超过5.00％时，加工的影响在钢板表层部和钢板中心部相等，KAM(S)/KAM(C)为1.00以上，YR和对延迟断裂的适当间隙范围降低。需要说明的是，由于生产技术上的制约，等效塑性应变的上限设定为5.00％以下。因此，等效塑性应变设定为5.00％以下。等效塑性应变优选为4.00％以下。等效塑性应变更优选为2.00％以下。等效塑性应变进一步优选为1.00％以下。
在上述回火前的加工工序中分成两次以上实施基于加工的应变赋予，优选在各加工的上述等效塑性应变的合计为0.10％以上的条件下实施。
在即使第一次加工的等效塑性应变小于0.10％、但通过第二次之后的加工使得等效塑性应变的合计为0.10％以上的情况下，KAM(S)/KAM(C)小于1.00，YR和对延迟断裂的适当间隙范围提高。因此，可以在上述回火前的加工工序中分成两次以上实施基于加工的应变赋予，各加工的等效塑性应变的合计为0.10％以上即可。需要说明的是，从达到100℃的时刻到第二次之后的加工开始时间的时间没有特别限定。这是因为，由于第一次加工使得马氏体内的位错的易动性降低。
在此，上述加工的代表性加工方法有表面光轧和张力整平。表面光轧中的等效塑性应变为钢板的伸长率，可以由加工前和加工后的钢板的长度变化求出。整平加工时的钢板的等效塑性应变的计算方法通过以下参考文献1的方法计算出。计算中，使用以下数据输入值，将材料的加工硬化行为设为直线硬化的弹塑性体，忽略瓦尔顿硬化，以及忽略由弯曲损耗引起的张力降低。另外，作为加工曲率式，使用美坂式。
·板厚分割数：31
·杨氏模量：21000kgf/mm2
·泊松比：0.3
·屈服应力：111kgf/mm2
·塑性系数：1757kgf/mm2
[参考文献1]美坂佳助、益居健：塑性和加工(塑性と加工)、17(1976)、988.
需要说明的是，上述加工只要为上述以外的一般的应变的赋予方法即可，例如可以实施连续式拉伸整平、辊式整平。
回火温度T3：100℃以上且400℃以下
在本发明中，其为极其重要的发明构成条件。回火温度T3低于100℃时，碳的扩散距离短，因此，钢板表面和钢板内部的硬度变小，Hv(Q)-Hv(S)小于8，YR和对延迟断裂的适当间隙范围降低。因此，回火温度T3设定为100℃以上。回火温度T3优选为150℃以上。T3更优选为170℃以上。T3进一步优选为200℃以上。另一方面，回火温度T3超过400℃的情况下，马氏体的回火进行，难以实现1320MPa以上的TS。因此，回火温度T3设定为400℃以下。回火温度T3优选为350℃以下。T3更优选为300℃以下。T3进一步优选为280℃以下。
回火温度T3下的保持时间t3：1.0秒以上且1000.0秒以下
在本发明中，其为极其重要的发明构成条件。回火温度T3下的保持时间t3小于1.0秒时，碳的扩散距离短，因此，钢板表面和钢板内部的硬度变小，Hv(Q)-Hv(S)小于8，YR和对延迟断裂的适当间隙范围降低。因此，回火温度T3下的保持时间t3设定为1.0秒以上。回火温度T3下的保持时间t3优选为5.0秒以上。t3更优选为50.0秒以上。t3进一步优选为100.0秒以上。另一方面，回火温度T3下的保持时间t3超过1000.0秒时，马氏体的回火进行，难以实现1320MPa以上的TS。因此，回火温度T3下的保持时间t3设定为1000.0秒以下。回火温度T3下的保持时间t3优选为800.0秒以下。t3更优选为600.0秒以下。t3进一步优选为500.0秒以下。
从回火温度T3到80℃的冷却速度θ1：100℃/秒以下
在本发明中，其为极其重要的发明构成条件。从回火温度T3到80℃的冷却速度θ1超过100℃/秒时，碳的扩散距离短，因此，钢板表面和钢板内部的硬度变小，Hv(Q)-Hv(S)小于8，YR和对延迟断裂的适当间隙范围降低。因此，从回火温度T3到80℃的冷却速度θ1设定为100℃/秒以下。从回火温度T3到80℃的冷却速度θ1优选为50℃/秒以下。需要说明的是，从回火温度T3到80℃的冷却速度θ1的下限没有特别限定，但由于生产技术上的制约，优选设定为10℃/秒以上。
低于80℃的冷却无需特别地规定，可以通过任选的方法冷却至期望的温度。需要说明的是，上述期望的温度优选约为室温。
另外，可以对上述高强度钢板再次在成为0.10％以上且5.00％以下的等效塑性应变量的条件下实施加工。另外，可以一次性地进行成为目标等效塑性应变量的加工，也可以分成多次进行。
需要说明的是，在高强度钢板成为交易对象的情况下，通常冷却至室温后成为交易对象。
可以在退火中或退火后对高强度钢板实施镀覆处理。退火中是指从退火温度T1下的t1保持结束后到回火温度T3下的t3保持结束后冷却至室温完成为止。退火后是指冷却至室温结束后。
作为退火中的镀覆处理，例如可以例示退火温度T1下的保持后冷却至100℃以下中进行热镀锌处理、热镀锌后进行合金化的处理。另外，作为退火后的镀覆处理，例如可以例示通过回火温度T3下的t3保持结束后冷却至室温而在冷却至室温结束后进行的Zn-Ni电镀合金处理或纯Zn电镀处理。通过电镀，可以形成镀层，也可以实施热浸镀锌-铝-镁合金。需要说明的是，在上述镀覆处理中，以镀锌的情况为中心进行了说明，镀Zn、镀Al等镀覆金属的种类没有特别限定。其他制造方法的条件没有特别限定，从生产率的观点出发，上述退火、热镀锌、镀锌的合金化处理等一系列处理优选通过作为热镀锌线的CGL(ContinuousGalvanizing Line)进行。热镀锌后，为了调整镀层的单位面积重量，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按照热镀锌的常规方法。
可以在退火中或退火后的镀覆处理后再次在成为0.10％以上且5.00以下的等效塑性应变量的条件下实施加工。另外，可以一次性地进行成为目标等效塑性应变量的加工，也可以分成多次进行。
实施例
将具有表1-1和表1-2所示的成分组成、余量由Fe和不可避免的杂质构成钢利用转炉熔炼，通过连铸法制成钢坯。接着，对得到的钢坯进行加热，热轧后实施酸洗处理，然后实施冷轧，实施表2-1、表2-2和表2-3所示的退火处理、加工和回火处理，得到板厚为0.6～2.2mm的高强度冷轧钢板。需要说明的是，对于一部分钢板，退火后实施镀覆处理来制造。
实施例No.77、82、85、88、91在铸造工序中钢坯断裂，因此中断试验。
将如上所述得到的高强度冷轧钢板作为供试钢，按照以下试验方法，对拉伸特性和耐延迟断裂特性进行评价。
(组织观察)
按照上述方法，求出回火马氏体面积分数、残余奥氏体体积分数、铁素体面积分数和贝氏体铁素体面积分数的合计。
(KAM值)
按照上述方法，求出钢板表层部的KAM值和钢板中心部的KAM值。
(硬度试验)
按照上述方法，求出板厚1/4部的硬度和钢板表层部的硬度。
(拉伸试验)
拉伸试验如下：以与轧制方向垂直的方向为试验片的长度方向的方式，裁取JIS5号试验片(标点距离50mm、平行部宽度25mm)，按照JIS Z 2241进行试验。在十字头速度为1.67×10-1mm/秒的条件下进行拉伸试验，测定YS和TS。需要说明的是，在本发明中，将TS为1320MPa以上判断为合格。将屈服比(YR)为85％以上判断为合格。需要说明的是，YR通过下式(3)求出。
YR＝100×YS/TS……(3)
(对延迟断裂的适当间隙范围)
对延迟断裂的适当间隙范围通过下述方法求出。将与轧制方向垂直的方向设为长度方向，剪切成16mm×75mm，制作试验片。剪切时的纵倾角统一为0°，剪切间隙变化为5％、10％、15％、20％、25％、30％、35％。按照ASTM(G39-99)进行四点弯曲，在弯曲顶点部负载1000MPa的应力。将负载有应力的状态的试验片于25℃在pH3的盐酸中浸渍100小时。将不产生裂纹的剪切间隙范围小于10％的试样评价为“×”、将不产生裂纹的剪切间隙范围为10％以上且小于15％的试样评价为“○”、将不产生裂纹的剪切间隙范围为15％以上的试样评价为“◎”，将不产生裂纹的剪切间隙范围为10％以上的试样判断为对延迟断裂的适当间隙范围优良。
如表3-1、表3-2和表3-3所示，在本发明例中，TS为1320MPa以上，YR为85％以上，并且对延迟断裂的适当间隙范围优良。另一方面，在比较例中，TS、YR或对延迟断裂的适当间隙范围中的任一者以上差。
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Claims (6)

1.一种高强度钢板，其具有：
以质量％计含有C：0.15％以上且0.45％以下、Si：0.10％以上且2.00％以下、Mn：0.5％以上且3.5％以下、P：0.100％以下、S：0.0200％以下、Al：0.010％以上且1.000％以下、N：0.0100％以下、H：0.0020％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成；以及
回火马氏体以面积分数计为85％以上、残余奥氏体以体积分数计小于5％、铁素体和贝氏体铁素体的合计以面积分数计为10％以下、满足以下的(1)和(2)所规定的公式的组织，
KAM(S)/KAM(C)＜1.00……(1)
在此，KAM(S)表示钢板表层部的KAM(内核平均取向差)值，KAM(C)表示钢板中心部的KAM值，
Hv(Q)-Hv(S)≥8……(2)
在此，Hv(Q)表示板厚1/4部的硬度，Hv(S)表示钢板表层部的硬度。
2.根据权利要求1所述的高强度钢板，其中，作为成分组成，以质量％计还含有选自Ti：0.100％以下、B：0.0100％以下、Nb：0.100％以下、Cu：1.00％以下、Cr：1.00％以下、V：0.100％以下、Mo：0.500％以下、Ni：0.50％以下、Sb：0.200％以下、Sn：0.200％以下、As：0.100％以下、Ta：0.100％以下、Ca：0.0200％以下、Mg：0.0200％以下、Zn：0.020％以下、Co：0.020％以下、Zr：0.020％以下、REM：0.0200％以下中的一种或两种以上的元素。
3.根据权利要求1或2所述的高强度钢板，其中，在钢板表面具有镀层。
4.一种高强度钢板的制造方法，其是权利要求1或2所述的高强度钢板的制造方法，其中，
将对钢坯实施热轧、酸洗和冷轧而制作的冷轧钢板在温度T1为850℃以上且1000℃以下、所述T1下的保持时间t1为10秒以上且1000秒以下的条件下进行退火，
然后，冷却至100℃以下，
从达到100℃的时刻起经过时间t2为1000秒以下时开始加工，
所述加工的开始温度T2为80℃以下，
在等效塑性应变为0.10％以上且5.00％以下的条件下实施加工，
然后，在温度T3为100℃以上且400℃以下、所述T3下的保持时间t3为1.0秒以上且1000.0秒以下的条件下进行回火，
在从所述T3到80℃的冷却速度θ1为100℃/秒以下的条件下进行冷却。
5.根据权利要求4所述的高强度钢板的制造方法，其中，在所述回火前的加工工序中分成两次以上实施基于加工的应变赋予，在各加工的所述等效塑性应变的合计为0.10％以上的条件下实施加工。
6.根据权利要求4或5所述的高强度钢板的制造方法，其中，在退火中或退火后，实施镀覆处理。
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