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CN111936657B - 高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

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CN111936657B
CN111936657B CN201980023782.1A CN201980023782A CN111936657B CN 111936657 B CN111936657 B CN 111936657B CN 201980023782 A CN201980023782 A CN 201980023782A CN 111936657 B CN111936657 B CN 111936657B
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CN
China
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less
seconds
transformation point
steel sheet
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川崎由康
远藤一辉
田路勇树
船川义正
前田聪
青山麻衣
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JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
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Abstract

本发明提供一种高强度钢板，其具有以下钢组织：以面积率计，铁素体为60.0％以上且低于90.0％、未再结晶铁素体为0％以上且低于5.0％、马氏体为2.0％以上且25.0％以下、碳化物为0％以上且5.0％以下、贝氏体为0％以上且3.0％以下，以体积率计，残留奥氏体超过7.0％，在100μm×100μm的截面视场中，将与结晶位向不同的残留奥氏体不邻接的残留奥氏体的个数除以全部残留奥氏体的个数而得到的值低于0.80，铁素体的平均结晶粒径为6.0μm以下，残留奥氏体的平均结晶粒径为3.0μm以下，将残留奥氏体中的Mn的平均含量除以钢中的Mn的平均含量而得到的值为1.50以上。

Description

高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适用于汽车领域中使用的骨架构件、能量吸收构件的高强度钢板及其制造方法，特别是涉及具有690MPa以上且低于980MPa的拉伸强度(TS)、不仅成型性优异而且压扁特性也优异的高强度钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，从全球环境保护的观点出发，改善汽车的油耗已成为重要的课题。因此，正在活跃地进行通过车身材料的高强度化来实现车身材料的薄壁化，使车身本身轻质化的研究。然而，作为车身材料之一的钢板的高强度化会导致成型性(延展性、深冲性、扩孔性)降低，因此期望开发出兼具高强度和高成型性的钢板。另外，对于改善汽车的撞击安全性的社会需求也进一步增高。因此，除了高强度和高成型性以外，还期望开发出在行驶中发生撞击时的耐冲击特性也优异的钢板。
这里，作为高强度且高延展性的钢板，提出了利用残留奥氏体的加工诱导相变而成的高强度钢板。该高强度钢板呈现出具有残留奥氏体的组织，在成型时因残留奥氏体而容易成型，另一方面，在成型后残留奥氏体相变为马氏体，因此具备高强度。例如，专利文献1中记载了一种拉伸强度为1000MPa以上、总伸长率(EL)为30％以上的利用了残留奥氏体的加工诱导相变的具有非常高延展性的高强度钢板。另外，专利文献2中记载了如下发明：通过使用高Mn钢并实施铁素体和奥氏体的二相区域的热处理，从而实现高强度-延展性平衡。另外，专利文献3中记载了如下发明：用高Mn钢进行热轧后，使组织为包含贝氏体、马氏体的组织，通过退火和回火而形成微细的残留奥氏体，进一步形成包含回火贝氏体、回火马氏体的组织，由此来改善局部延展性。此外，专利文献4中记载了如下发明：通过使用中Mn钢并实施铁素体和奥氏体的二相区域的热处理，从而使Mn富集于奥氏体中，由此形成稳定的残留奥氏体、使总伸长率提高。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开昭61-157625号公报
专利文献2：日本特开平1-259120号公报
专利文献3：日本特开2003-138345号公报
专利文献4：日本专利第6179674号公报
发明内容
发明所要解决的课题
专利文献1中记载的高强度钢板通过进行如下所谓的等温淬火处理而制造，所述等温淬火处理是在将以C、Si、Mn作为基本成分的钢板发生奥氏体化后在贝氏体相变温度范围内进行淬火并等温保持。通过由该等温淬火处理引起的C向奥氏体的富集而生成残留奥氏体，但为了得到大量的残留奥氏体，需要添加含量超过0.3％的大量的C。然而，钢中的C量增高时，点焊性降低，特别是在含量超过0.3％的C量的情况下，其降低变得明显。因此，难以将专利文献1中记载的高强度钢板作为汽车用钢板而实用化。另外，专利文献1中记载的发明的主要目的在于改善高强度钢板的延展性，因此并未考虑深冲性、扩孔性及压扁特性。
另外，在专利文献2所记载的发明中，未研究由Mn向未相变奥氏体中的富集所带来的延展性的改善，在成型性方面存在改善的余地。另外，专利文献3中记载的钢板是大量包含在高温下经回火的贝氏体或马氏体的组织，因此难以确保强度，另外，为了改善局部延展性而限制残留奥氏体量，总伸长率也不足。此外，在专利文献4所记载的发明中，热处理时间短时，Mn向奥氏体中的扩散速度慢，因此可以认为Mn的富集并不充分。
本发明是鉴于上述课题而完成的，其目的在于提供具有690MPa以上且低于980MPa的拉伸强度、且具有优异的成型性和压扁特性的高强度钢板及其制造方法。
用于解决课题的方法
本发明的发明人等为了实现上述的课题、制造具有优异的成型性(延展性、深冲性、扩孔性)和压扁特性的高强度钢板，从钢板的成分组成及制造方法的观点出发进行了深入研究，结果得到以下的见解。即，本发明的发明人等认识到，通过含有2.00质量％以上且低于3.10质量％的Mn，并适当地调整Ti等其它合金元素的成分组成，对具有给定的成分组成的钢坯进行再加热后，将精轧出口侧温度设为750℃以上且1000℃以下的温度范围内进行热轧，在300℃以上且750℃以下的温度范围内进行卷取，接着，进行酸洗处理，在Ac1相变点以上且Ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持超过21600秒钟且259200秒钟以下后，在550℃至400℃的温度范围内以-5℃/小时以上且-200℃/小时以下的平均冷却速度冷却，进行冷轧，然后，在Ac1相变点+30℃以上且Ac1相变点+130℃以下的温度范围内保持20秒钟以上且900秒钟以下后，冷却至室温，进行酸洗处理，然后，在400℃至Ac1相变点的温度范围内以0.5℃/秒以上且50℃/秒以下的平均升温速度进行升温，在Ac1相变点以上且Ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持20秒钟以上且900秒钟以下后，冷却至室温，进一步，在50℃以上且300℃以下的温度范围内保持1800秒钟以上且259200秒钟以下后，冷却至室温，由此能够制造高强度钢板，所述高强度钢板以面积率计，铁素体为60.0％以上且低于90.0％、未再结晶铁素体为0％以上且低于5.0％、马氏体为2.0％以上且25.0％以下、碳化物为0％以上且5.0％以下、贝氏体为0％以上且3.0％以下，以体积率计，残留奥氏体超过7.0％，另外，在100μm×100μm的截面视场中，将与结晶位向不同的残留奥氏体不邻接的残留奥氏体的个数除以全部残留奥氏体的个数而得到的值为0.80以上，而且，铁素体的平均结晶粒径为6.0μm以下，残留奥氏体的平均结晶粒径为3.0μm以下，将残留奥氏体中的Mn的平均含量(质量％)除以钢中的Mn的平均含量(质量％)而得到的值为1.50以上。
本发明是基于以上的见解而完成的，其主旨如下。
本发明的高强度钢板具有以下成分组成：以质量％计，含有C：0.030％以上且0.250％以下、Si：0.01％以上且2.00％以下、Mn：2.00％以上且低于3.10％、P：0.001％以上且0.100％以下、S：0.0001％以上且0.0200％以下、N：0.0005％以上且0.0100％以下、Al：0.001％以上且1.200％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成，所述高强度钢板具有以下钢组织：以面积率计，铁素体为60.0％以上且低于90.0％、未再结晶铁素体为0％以上且低于5.0％、马氏体为2.0％以上且25.0％以下、碳化物为0％以上且5.0％以下、贝氏体为0％以上且3.0％以下，以体积率计，残留奥氏体超过7.0％，另外，在100μm×100μm的截面视场中，将与结晶位向不同的残留奥氏体不邻接的残留奥氏体的个数除以全部残留奥氏体的个数而得到的值低于0.80，而且，所述铁素体的平均结晶粒径为6.0μm以下，所述残留奥氏体的平均结晶粒径为3.0μm以下，将所述残留奥氏体中的Mn的平均含量(质量％)除以钢中的Mn的平均含量(质量％)而得到的值为1.50以上。
在上述发明中，本发明的高强度钢板的成分组成还含有选自以下的至少1种元素：以质量％计，Ti：0.002％以上且0.200％以下、Nb：0.005％以上且0.200％以下、V：0.005％以上且0.500％以下、W：0.0005％以上且0.500％以下、B：0.0003％以上且0.0050％以下、Cr：0.005％以上且1.000％以下、Ni：0.005％以上且1.000％以下、Mo：0.005％以上且1.000％以下、Cu：0.005％以上且1.000％以下、Sn：0.002％以上且0.200％以下、Sb：0.002％以上且0.200％以下、Ta：0.001％以上且0.100％以下、Zr：0.0005％以上且0.0050％以下、Ca：0.0005％以上且0.0050％以下、Mg：0.0005％以上且0.0050％以下、REM：0.0005％以上且0.0050％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成。
在上述发明中，本发明的高强度钢板的钢中扩散性氢为0.50质量ppm以下。
本发明的高强度钢板的制造方法包括如下工序：对具有本发明的高强度钢板的成分组成的钢坯进行再加热后，将精轧出口侧温度设为750℃以上且1000℃以下的温度范围内进行热轧，在300℃以上且750℃以下的温度范围内进行卷取，接着，进行酸洗处理，在Ac1相变点以上且Ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持超过21600秒钟且259200秒钟以下后，在550℃至400℃的温度范围内以5℃/小时以上且200℃/小时以下的平均冷却速度冷却，进行冷轧，然后，在Ac1相变点+30℃以上且Ac1相变点+130℃以下的温度范围内保持20秒钟以上且900秒钟以下后，冷却至室温，进行酸洗处理，然后，在400℃至Ac1相变点的温度范围内以0.5℃/秒以上且50℃/秒以下的平均升温速度进行升温，在Ac1相变点以上且Ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持20秒钟以上且900秒钟以下后，冷却至室温，进一步，在50℃以上且300℃以下的温度范围内保持1800秒钟以上且259200秒钟以下后，冷却至室温。
本发明的高强度钢板的制造方法包括如下工序：对具有本发明的高强度钢板的成分组成的钢坯进行再加热后，将精轧出口侧温度设为750℃以上且1000℃以下的温度范围内进行热轧，在300℃以上且750℃以下的温度范围内进行卷取，接着，进行酸洗处理，在Ac1相变点以上且Ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持超过21600秒钟且259200秒钟以下后，在550℃至400℃的温度范围内以5℃/小时以上且200℃/小时以下的平均冷却速度冷却，进行冷轧，然后，在Ac1相变点+30℃以上且Ac1相变点+130℃以下的温度范围内保持20秒钟以上且900秒钟以下后，冷却至室温，进行酸洗处理，然后，在400℃至Ac1相变点的温度范围内以0.5℃/秒以上且50℃/秒以下的平均升温速度进行升温，在Ac1相变点以上且Ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持20秒钟以上且900秒钟以下后，进行冷却，实施镀锌处理，进一步，在50℃以上且300℃以下的温度范围内保持1800秒钟以上且259200秒钟以下后，冷却至室温。
本发明的高强度钢板的制造方法包括如下工序：对具有本发明的高强度钢板的成分组成的钢坯进行再加热后，将精轧出口侧温度设为750℃以上且1000℃以下的温度范围内进行热轧，在300℃以上且750℃以下的温度范围内进行卷取，接着，进行酸洗处理，在Ac1相变点以上且Ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持超过21600秒钟且259200秒钟以下后，在550℃至400℃的温度范围内以5℃/小时以上且200℃/小时以下的平均冷却速度冷却，进行冷轧，然后，在Ac1相变点+30℃以上且Ac1相变点+130℃以下的温度范围内保持20秒钟以上且900秒钟以下后，冷却至室温，进行酸洗处理，然后，在400℃至Ac1相变点的温度范围内以0.5℃/秒以上且50℃/秒以下的平均升温速度进行升温，在Ac1相变点以上且Ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持20秒钟以上且900秒钟以下后，进行冷却，实施镀锌处理，进一步，在450℃以上且600℃以下的温度范围内实施合金化处理，进一步，在50℃以上且300℃以下的温度范围内保持1800秒钟以上且259200秒钟以下后，冷却至室温。
本发明的高强度钢板的制造方法包括如下工序：对具有本发明的高强度钢板的成分组成的钢坯进行再加热后，将精轧出口侧温度设为750℃以上且1000℃以下的温度范围内进行热轧，在300℃以上且750℃以下的温度范围内进行卷取，接着，进行酸洗处理，在Ac1相变点以上且Ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持超过21600秒钟且259200秒钟以下后，在550℃至400℃的温度范围内以5℃/小时以上且200℃/小时以下的平均冷却速度冷却，进行冷轧，然后，在Ac1相变点+30℃以上且Ac1相变点+130℃以下的温度范围内保持20秒钟以上且900秒钟以下后，冷却至室温，进行酸洗处理，然后，在400℃至Ac1相变点的温度范围内以0.5℃/秒以上且50℃/秒以下的平均升温速度进行升温，在Ac1相变点以上且Ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持20秒钟以上且900秒钟以下后，冷却至室温。
本发明的高强度钢板的制造方法包括如下工序：对具有本发明的高强度钢板的成分组成的钢坯进行再加热后，将精轧出口侧温度设为750℃以上且1000℃以下的温度范围内进行热轧，在300℃以上且750℃以下的温度范围内进行卷取，接着，进行酸洗处理，在Ac1相变点以上且Ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持超过21600秒钟且259200秒钟以下后，在550℃至400℃的温度范围内以5℃/小时以上且200℃/小时以下的平均冷却速度冷却，进行冷轧，然后，在Ac1相变点+30℃以上且Ac1相变点+130℃以下的温度范围内保持20秒钟以上且900秒钟以下后，冷却至室温，进行酸洗处理，然后，在400℃至Ac1相变点的温度范围内以0.5℃/秒以上且50℃/秒以下的平均升温速度进行升温，在Ac1相变点以上且Ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持20秒钟以上且900秒钟以下后，进行冷却，实施镀锌处理，冷却至室温。
本发明的高强度钢板的制造方法包括如下工序：对具有本发明的高强度钢板的成分组成的钢坯进行再加热后，将精轧出口侧温度设为750℃以上且1000℃以下的温度范围内进行热轧，在300℃以上且750℃以下的温度范围内进行卷取，接着，进行酸洗处理，在Ac1相变点以上且Ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持超过21600秒钟且259200秒钟以下后，在550℃至400℃的温度范围内以5℃/小时以上且200℃/小时以下的平均冷却速度冷却，进行冷轧，然后，在Ac1相变点+30℃以上且Ac1相变点+130℃以下的温度范围内保持20秒钟以上且900秒钟以下后，冷却至室温，进行酸洗处理，然后，在400℃至Ac1相变点的温度范围内以0.5℃/秒以上且50℃/秒以下的平均升温速度进行升温，在Ac1相变点以上且Ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持20秒钟以上且900秒钟以下后，进行冷却，实施镀锌处理，进一步，在450℃以上且600℃以下的温度范围内实施合金化处理，冷却至室温。
发明的效果
根据本发明的高强度钢板及其制造方法，可以得到具有690MPa以上且低于980MPa的拉伸强度、不仅成型性优异、而且压扁特性也优异的高强度钢板。
附图说明
图1是示出本发明例的钢组织的SEM照片图。
具体实施方式
以下，对本发明的高强度钢板及其制造方法进行说明。
(1)首先，对将本发明的高强度钢板中钢的成分组成限定为上述范围内的原因进行说明。
〔C：0.030％以上且0.250％以下〕
C(碳)是生成马氏体等低温相变相、使钢的拉伸强度升高所必须的元素。另外，C是对于提高残留奥氏体的稳定性、提高钢的延展性有效的元素。C的含量低于0.030％时，难以确保希望的马氏体的面积率，无法得到希望的拉伸强度。另外，难以确保足够的残留奥氏体的体积率，无法获得良好的延展性。另一方面，将C过量添加而含量超过0.250％时，硬质的马氏体的面积率变得过大，不仅钢的延展性降低，而且在扩孔试验时，马氏体的晶界的微孔增加，进一步进行裂纹的扩展，钢的扩孔性降低。另外，焊接部及热影响部的硬化明显，焊接部的机械特性降低，因此点焊性、电弧焊接性等变差。从这样的观点出发，C的含量设为0.030％以上且0.250％以下、优选设为0.080％以上且0.200％以下的范围内。
〔Si：0.01％以上且2.00％以下〕
Si(硅)是通过铁素体的固溶强化而使钢的拉伸强度升高所必须的元素。另外，Si改善铁素体的加工硬化能力，因此对确保良好的延展性是有效的。Si的含量小于0.01％时，该添加效果不足，因此将Si的含量的下限设为0.01％。但是，过量添加Si而含量超过2.00％时，引起镀敷品质的降低。因此，Si的含量设为0.01％以上且2.00％以下、优选设为0.10％以上且0.75％以下的范围内。
〔Mn：2.00％以上且低于3.10％〕
Mn(锰)是本发明中极其重要的添加元素。Mn是确保马氏体的面积率、使残留奥氏体稳定化的元素，对确保良好的强度、延展性和深冲性是有效的，另外，是通过固溶强化而使钢的拉伸强度升高的元素。这样的作用在Mn的含量为2.00％以上时得到确认。但是，过量添加Mn而含量为3.10％以上时，使镀敷品质变差。从这样的观点出发，Mn的含量设为2.00％以上且低于3.10％、优选设为2.40％以上且3.00％以下的范围内。
〔P：0.001％以上且0.100％以下〕
P(磷)具有固溶强化的作用，是可以根据希望的拉伸强度而添加的元素。另外，P是为了促进铁素体相变而对复合组织化也有效的元素。为了获得这样的效果，需要将P的含量设为0.001％以上。另一方面，P的含量超过0.100％时，导致焊接性的变差，而且在对熔融镀锌进行合金化处理的情况下，会使合金化速度降低，损害熔融镀锌的品质。因此，P的含量设为0.001％以上且0.100％以下、优选设为0.005％以上且0.050％以下的范围内。
〔S：0.0001％以上且0.0200％以下〕
S(硫)偏析于晶界且在热加工时使钢脆化，并且以硫化物的形式存在，使钢的局部延展性、扩孔性降低。因此，S的含量需要设为0.0200％以下、优选设为0.0100％以下，更优选设为0.0050％以下。然而，从生产技术上的限制的方面考虑，S的含量需要设为0.0001％以上。因此，S的含量设为0.0001％以上且0.0200％以下、优选设为0.0001％以上且0.0100％以下，更优选设为0.0001％以上且0.0050％以下的范围内。
〔N：0.0005％以上且0.0100％以下〕
N(氮)是使钢的耐时效性变差的元素。特别是在N的含量超过0.0100％时，耐时效性的变差变得明显。N的含量越少越好，但由于生产技术上的限制，N的含量需要设为0.0005％以上。因此，N的含量设为0.0005％以上且0.0100％以下、优选设为0.0010％以上且0.0070％以下的范围内。
〔Al：0.001％以上且1.200％以下〕
Al(铝)使铁素体和奥氏体的二相区域扩大，是对于机械特性的退火温度依赖性降低、即材质稳定性有效的元素。Al的含量低于0.001％时，其添加效果不足，因此将下限设为0.001％。另外，Al作为脱氧剂发挥作用，是对钢的清洁度有效的元素，优选在脱氧工序中添加。然而，大量添加Al而含量超过1.200％时，连续铸造时产生钢片裂纹的危险性增高，制造性降低。从这样的观点出发，Al的含量设为0.001％以上且1.200％以下、优选设为0.020％以上且1.000％以下、更优选设为0.030％以上且0.800％以下的范围内。
另外，除了上述的成分以外，还可以含有选自以下的至少1种元素：以质量％计，Ti：0.002％以上且0.200％以下、Nb：0.005％以上且0.200％以下、V：0.005％以上且0.500％以下、W：0.0005％以上且0.500％以下、B：0.0003％以上且0.0050％以下、Ni：0.005％以上且1.000％以下、Cr：0.005％以上且1.000％以下、Mo：0.005％以上且1.000％以下、Cu：0.005％以上且1.000％以下、Sn：0.002％以上且0.200％以下、Sb：0.002％以上且0.200％以下、Ta：0.001％以上且0.1000％以下、Ca：0.0005％以上且0.0050％以下、Mg：0.0005％以上且0.0050％以下、REM：0.0005％以上且0.0050％以下，余量为Fe及不可避免的杂质。
〔Ti：0.002％以上且0.200％以下〕
Ti(钛)是本发明中极其重要的添加元素。Ti对钢的析出强化有效，通过提高铁素体的强度而能够降低与硬质第2相(马氏体或残留奥氏体)的硬度差，可以确保良好的扩孔性。另外，将铁素体、残留奥氏体的晶粒微细化，可以获得良好的疲劳特性。其效果通过使含量为0.002％以上可以得到。然而，含量超过0.200％时，硬质的马氏体的面积率变得过大，在扩孔试验时，马氏体的晶界的微孔增加，进一步进行裂纹的扩展，钢的扩孔性降低。因此，在添加Ti的情况下，Ti的含量设为0.002％以上且0.200％以下、优选设为0.005％以上且0.100％以下的范围内。
〔Nb：0.005％以上且0.200％以下、V：0.005％以上且0.500％以下、W：0.005％以上且0.500％以下〕
Nb(铌)、V(钒)、W(钨)对钢的析出强化有效，其效果通过使各自的含量为0.005％以上可以得到。另外，通过提高铁素体的强度而能够降低与硬质第2相(马氏体或残留奥氏体)的硬度差，可以确保良好的扩孔性。另外，将铁素体、残留奥氏体的晶粒微细化，可以获得良好的疲劳特性。其效果通过使Nb、W、V均为0.005％以上的含量可以得到。然而，Nb含量超过0.200％、V、W含量超过0.500％时，硬质的马氏体的面积率变得过大，在扩孔试验时，马氏体的晶界的微孔增加，进一步进行裂纹的扩展，钢的扩孔性降低。因此，在添加Nb的情况下，Nb的含量设为0.005％以上且0.200％以下、优选设为0.010％以上且0.100％以下的范围内。另外，在添加V、W的情况下，V、W的含量均设为0.005％以上且0.500％以下、优选设为0.010％以上且0.100％以下的范围内。
〔B：0.0003％以上且0.0050％以下〕
B(硼)抑制铁素体由奥氏体晶界的生成和生长，通过铁素体的晶粒微细化效果而提高钢的扩孔性和疲劳特性。其效果通过使含量为0.0003％以上可以得到。然而，B的含量超过0.0050％时，钢的延展性降低。因此，在添加B的情况下，B的含量设为0.0003％以上且0.0050％以下、优选设为0.0005％以上且0.0030％以下的范围内。
〔Ni：0.005％以上且1.000％以下〕
Ni(镍)是使残留奥氏体稳定化的元素，对确保良好的延展性和深冲性是有效的，另外，是通过固溶强化而使钢的强度升高的元素。其效果通过使含量为0.005％以上可以得到。另一方面，添加超过1.000％的含量时，硬质的马氏体的面积率变得过大，在扩孔试验时，马氏体的晶界的微孔增加，进一步进行裂纹的扩展，钢的扩孔性降低。因此，在添加Ni的情况下，Ni的含量设为0.005％以上且1.00％以下的范围内。
〔Cr：0.005％以上且1.000％以下、Mo：0.005％以上且1.000％以下〕
Cr(铬)、Mo(钼)具有改善钢的强度与延展性的平衡的作用，因此可以根据需要进行添加。该效果通过使其含量分别为0.005％以上而得到。然而，过量添加而使含量超过1.000％时，硬质的马氏体的面积率变得过大，在扩孔试验时，马氏体的晶界的微孔增加，进一步进行裂纹的扩展，钢的扩孔性降低。因此，在添加这些元素的情况下，其含量分别设为0.005％以上且1.000％以下的范围内。
〔Cu：0.005％以上且1.000％以下〕
Cu(铜)是对钢的强化有效的元素，只要在本发明中给定的范围内就可以用于钢的强化。该效果通过使Cu的含量为0.005％以上而得到。另一方面，添加Cu而使含量超过1.000％时，硬质的马氏体的面积率变得过大，在扩孔试验时，马氏体的晶界的微孔增加，进一步进行裂纹的扩展，钢的扩孔性降低。因此，在添加Cu的情况下，Cu的含量设为0.005％以上且1.000％以下的范围内。
〔Sn：0.002％以上且0.200％以下、Sb：0.002％以上且0.200％以下〕
从抑制因钢板表面的氮化、氧化而产生的钢板表层的数十μm左右的区域的脱炭的观点出发，根据需要添加Sn(锡)和Sb(锑)。通过抑制这样的氮化、氧化，可以抑制钢板表面中马氏体的面积率减少，因此对于确保钢的强度、材质稳定性是有效的。另一方面，对于这些任一种元素，在均过量添加而使含量超过0.200％时，会导致韧性降低。因此，在添加Sn及Sb的情况下，其含量分别设为0.002％以上且0.200％以下的范围内。
〔Ta：0.001％以上且0.100％以下〕
Ta(钽)与Ti、Nb同样地生成合金碳化物、合金碳氮化物而有助于钢的高强度化。另外，Ta部分固溶于Nb碳化物、Nb碳氮化物，生成(Nb,Ta)(C,N)这样的复合析出物，从而显著抑制析出物的粗大化，可以认为具有使析出强化所带来的对钢板强度提高的贡献稳定化的效果。因此，优选含有Ta。这里，上述的析出物稳定化的效果通过使Ta的含量为0.001％以上而得到。另一方面，即使过量添加Ta，析出物稳定化效果也饱和，而且合金成本也增加。因此，在添加Ta的情况下，Ta的含量设为0.001％以上且0.100％以下的范围内。
〔Ca：0.0005％以上且0.0050％以下、Mg：0.0005％以上且0.0050％以下、Zr：0.0005％以上且0.0050％以下、REM：0.0005％以上且0.0050％以下〕
Ca(钙)、Mg(镁)、Zr(锆)及REM(稀土元素)是用于使硫化物的形状球状化、改善硫化物对钢的扩孔性的不良影响的有效的元素。为了获得该效果，需要含量分别为0.0005％以上。然而，过量添加而使含量分别超过0.0050％时，引起夹杂物等的增加，引起表面和内部缺陷等。因此，在添加Ca、Mg、Zr及REM的情况下，其含量分别设为0.0005％以上且0.0050％以下的范围内。
(2)接下来，对本发明的高强度钢板的微观组织进行说明。
〔铁素体的面积率：60.0％以上且低于90.0％〕
为了确保良好的延展性，需要将铁素体的面积率设为60.0％以上。另外，为了确保690MPa以上的拉伸强度，需要将软质的铁素体的面积率设为90.0％以下。铁素体的面积率优选设为70％以上且85％以下的范围内。
〔未再结晶铁素体的面积率：0％以上且低于5.0％〕
为了确保良好的深冲性，需要将未再结晶铁素体的面积率设为低于5.0％。需要说明的是，未再结晶铁素体的面积率优选尽可能小。
〔马氏体的面积率：2.0％以上且25.0％以下〕
为了确保690MPa以上的拉伸强度，需要将硬质的马氏体的面积率设为2.0％以上。另外，为了确保良好的延展性，需要将硬质的马氏体的面积率设为25.0％以下。马氏体的面积率优选设为3.0％以上且20.0％以下的范围内。
〔渗碳体等碳化物的面积率：0％以上且5.0％以下〕
由于难以确保足够体积率的马氏体和残留奥氏体，不仅拉伸强度降低，而且难以确保良好的扩孔性，因此需要将渗碳体等碳化物的面积率设为5.0％以下。需要说明的是，渗碳体等碳化物的面积率优选尽可能小。渗碳体等碳化物的面积率优选设为3.0％以下的范围内。
〔贝氏体的面积率：0％以上且3.0％以下〕
由于难以确保足够体积率的马氏体和残留奥氏体，拉伸强度降低，因此需要将贝氏体的面积率设为3.0％以下。需要说明的是，贝氏体的面积率优选尽可能小。另外，铁素体、马氏体、渗碳体等碳化物、以及贝氏体的面积率可以通过以下方式求出：对钢板的与轧制方向平行的板厚截面(L截面)进行抛光后，用3体积％硝酸乙醇液进行腐蚀，使用SEM(扫描电子显微镜)以2000倍的倍率对60μm×45μm范围的视场的板厚1/4的位置(从钢板表面起沿深宽方向相当于板厚的1/4的位置)观察10个视场，使用得到的组织图像，利用MediaCybernetics公司的Image-Pro计算出10个视场量的各组织(铁素体、马氏体、渗碳体等碳化物、以及贝氏体)的面积率，对这些值进行平均而求出。另外，在上述的组织图像中，铁素体呈现为灰色的组织(基底组织)，马氏体呈现为白色的组织，渗碳体等碳化物呈现为微细且纯白的组织，贝氏体呈现为以灰色作为基底且具有内部结构的组织。另外，通过电子背散射衍射(Electron Back-Scattered Diffraction：EBSD)法测定与上述的组织图像(SEM照片)相同的视场，将晶体位向差为2度以上且低于15度的边界作为亚晶界，将铁素体中包含亚晶界的铁素体区分为未再结晶铁素体。
〔残留奥氏体的体积率：7％以上〕
为了确保良好的延展性和深冲性，需要将残留奥氏体的体积率设为7％以上。残留奥氏体的体积率优选设为12％以上。
〔铁素体的平均结晶粒径：6μm以下〕
铁素体晶粒的微细化有助于改善钢的扩孔性。因此，为了确保良好的扩孔性，需要使铁素体的平均结晶粒径为6μm以下。铁素体的平均结晶粒径优选为5μm以下。
〔残留奥氏体的平均结晶粒径：3μm以下〕
残留奥氏体结晶粒的微细化有助于改善钢的延展性及扩孔性。因此，为了确保良好的延展性、扩孔性及压扁特性，需要使残留奥氏体的平均结晶粒径为3μm以下。残留奥氏体的平均结晶粒径优选为2.5μm以下。需要说明的是，铁素体及残留奥氏体的平均结晶粒径可以通过如下方式求出：使用上述的Image-Pro，求出铁素体晶粒和残留奥氏体晶粒各自的面积，计算出等效圆直径，对这些值进行平均而求出。残留奥氏体和马氏体通过EBSD(Electron Backscattered Diffraction；电子背散射衍射)的相图(Phase Map)来识别。
〔在100μm×100μm的截面视场中，将与结晶位向不同的残留奥氏体不邻接的残留奥氏体的个数除以全部残留奥氏体的个数而得到的值：低于0.80〕
与结晶位向不同的残留奥氏体不邻接的残留奥氏体的个数少时，有助于提高钢的压扁特性。因此，需要使与结晶位向不同的残留奥氏体不邻接的残留奥氏体的个数除以全部残留奥氏体的个数而得到的值为低于0.80。将与结晶位向不同的残留奥氏体不邻接的残留奥氏体的个数除以全部残留奥氏体的个数而得到的值优选为0.70以下。需要说明的是，为了识别残留奥氏体的结晶位向，使用了EBSD的IPF(Inverse Pole Figure)Map。另外，将具有15°以上的位向差的大角度晶界判断为结晶位向不同的残留奥氏体的晶界。
〔将残留奥氏体中的Mn的平均含量(质量％)除以钢中的Mn的平均含量(质量％)而得到的值：1.50以上〕
将残留奥氏体中的Mn的平均含量(质量％)除以钢中的Mn的平均含量(质量％)而得到的值为1.50以上是本发明中极其重要的构成要件。为了确保良好的延展性和深冲性，需要使富集了Mn的稳定的残留奥氏体的体积率多。将残留奥氏体中的Mn的平均含量(质量％)除以钢中的Mn的平均含量(质量％)而得到的值优选为1.70以上。需要说明的是，残留奥氏体中的Mn的平均含量可以通过如下方式求出：使用FE-EPMA(Field Emission-Electron Probe Micro Analyzer；场发射电子探针显微分析仪)，对Mn在板厚1/4的位置的轧制方向截面的各相中的分布状态进行定量化，通过30个残留奥氏体晶粒和30个铁素体晶粒的Mn量的分析结果的平均值而求出。
〔钢中扩散性氢量：0.50质量ppm以下〕
为了确保良好的扩孔性，钢中扩散性氢量优选为0.50质量ppm以下。钢中扩散性氢量更优选为0.30质量ppm以下的范围内。从退火板上采集长度为30mm、宽度为5mm的试验片，磨削去除镀敷层后，测定钢中的扩散性氢量及扩散性氢的释放峰。释放峰利用热解吸光谱法(Thermal Desorption Spectrometry；TDS)进行测定，升温速度设为200℃/小时。需要说明的是，将以300℃以下检测出的氢作为扩散性氢。
本发明的高强度钢板的微观组织中除了铁素体、未再结晶铁素体、马氏体、渗碳体等碳化物、贝氏体、残留奥氏体以外，以面积率计为8％以下的范围包含回火马氏体、回火贝氏体、珠光体，也不会损害本发明的效果。
(3)接下来，对本发明的高强度钢板的制造条件进行说明。
〔钢坯的加热温度〕
钢坯的加热温度优选设为1100℃以上且1300℃以下的温度范围内，没有特别限定。在钢坯的加热阶段中存在的析出物在最终得到的钢板内以粗大的析出物的形式存在，对于钢的强度没有帮助，因此需要使铸造时析出的Ti、Nb类析出物再溶解。在钢坯的加热温度低于1100℃时，碳化物难以充分固溶，产生由于轧制负荷增大而在热轧时发生不良情况的危险增大等问题。因此，需要将钢坯的加热温度设为1100℃以上。另外，从消除钢坯表层的气泡、偏析等的缺陷、减少钢板表面的裂纹、凹凸而实现平滑的钢板表面的观点出发，也需要将钢坯的加热温度设为1100℃以上。另一方面，钢坯的加热温度超过1300℃时，随着氧化量的增加，氧化皮损失增大，因此需要将钢坯的加热温度设为1300℃以下。钢坯的加热温度更优选设为1150℃以上且1250℃以下的温度范围内。
为了防止宏观偏析，钢坯优选通过连续铸造法来制造，但也可以通过铸锭法、薄钢坯铸造法等来制造。另外，除了在制造了钢坯之后暂时冷却至室温、然后进行再加热的现有方法以外，还可以没有问题地应用不冷却至室温而将热片直接装入加热炉、或者在稍作保热后立即进行热轧的直送轧制/直接轧制等节能工艺。另外，钢坯在通常的条件下通过粗轧制成板料，但在降低了加热温度的情况下，从防止热轧时的不良情况的观点出发，优选在精轧前使用板带加热器等对板料进行加热。
〔热轧的精轧出口侧温度：750℃以上且1000℃以下〕
加热后的钢坯通过粗轧及精轧进行热轧而制成热轧钢板。此时，精轧出口侧温度超过1000℃时，氧化物(氧化皮)的生成量急剧增多，基础钢板与氧化物的界面变粗糙，存在酸洗、冷轧后的表面品质(镀敷品质)变差的倾向。另外，酸洗后在局部存在热轧氧化皮的残留等时，对钢的延展性、扩孔性造成不良影响。另外，结晶粒径变得过度粗大，有时会在加工时发生压产品表面粗糙。另一方面，精轧出口侧温度低于750℃时，轧制负载增大，轧制负担变大。另外，奥氏体在未再结晶状态下的压下率增高，未再结晶铁素体的面积率增加，异常的集合组织发达，最终产品的面内各向异性变得明显，不仅损害材质的均匀性(材质稳定性)，而且钢的延展性、深冲性、压扁特性也降低。因此，需要将热轧的精轧出口侧温度设为750℃以上且1000℃以下的温度范围内。热轧的精轧出口侧温度优选设为800℃以上且950℃以下的温度范围内。
〔热轧后的钢卷内平均卷取温度：300℃以上且750℃以下〕
热轧后的钢卷内平均卷取温度是指热轧钢卷总长度的卷取温度的平均值。热轧后的钢卷内平均卷取温度超过750℃时，热延钢板组织的铁素体的结晶粒径变大，难以确保最终退火板的良好的扩孔性。另外，最终材料的化学转化处理性及镀敷性降低。另一方面，热轧后的钢卷内平均卷取温度低于300℃时，热轧钢板强度升高，冷轧中的轧制负担增大、发生板形状不良，因此生产性降低。因此，需要将热轧后的钢卷内平均卷取温度设为300℃以上且750℃以下的温度范围内。热轧后的钢卷内平均卷取温度优选设为400℃以上且650℃以下的温度范围内。需要说明的是，也可以在热轧时将粗轧钢板彼此接合而连续地进行精轧。另外，还可以将粗轧钢板暂时卷取。此外，为了降低热轧时的轧制负载，可以将精轧的一部分或全部设为润滑轧制。从钢板形状及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，润滑轧制时的摩擦系数优选设为0.10以上且0.25以下的范围内。对这样制造的热轧钢板进行酸洗。由于酸洗可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的良好的化学转化处理性、镀敷品质是很重要的。另外，可以进行一次酸洗，也可以分为多次进行酸洗。
〔第1次热处理：在Ac1相变点以上且Ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持超过21600秒钟且259200秒钟以下〕
在Ac1相变点以上且Ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持超过21600秒钟是本发明中极其重要的发明构成要件。低于Ac1相变点的温度范围、超过Ac1相变点+150℃的温度范围、以及以21600秒钟以下进行保持的情况下，Mn向奥氏体中的富集未充分地进行，最终退火后难以确保足够的残留奥氏体的体积率，钢的延展性、深冲性降低。需要说明的是，第1次热处理温度优选为Ac1相变点+30℃以上且Ac1相变点+130℃以下的温度范围内。另外，保持时间优选为259200秒钟以下，保持超过该时间时，Mn向奥氏体中的富集饱和，不仅对最终退火后的延展性及深冲性的影响变小，而且还可能导致成本增加。
〔第1次热处理后的550℃至400℃的温度范围内的平均冷却速度：5℃/小时以上且200℃/小时以下〕
对于在第1次热处理中富集了Mn的奥氏体而言，通过长时间保持而粗大化的奥氏体在550℃至400℃的温度范围内的平均冷却速度超过200℃/小时的情况下，抑制珠光体相变。该珠光体通过冷轧后的热处理而成为微细的铁素体及微细的残留奥氏体，因此提高钢的延展性及扩孔性。另外，在该珠光体多的情况下，使最终组织的与结晶位向不同的残留奥氏体不邻接的残留奥氏体的个数减少，因此提高压扁特性。在550℃至400℃的温度范围内的平均冷却速度低于5℃/小时的情况下，铁素体及残留奥氏体的结晶粒径增大，钢的延展性及扩孔性降低。550℃至400℃的温度范围内的平均冷却速度优选设为10℃/小时以上且170℃/小时以下的范围内。平均冷却速度是将550℃至400℃的温度降低量150℃除以降低150℃温度所需要的时间而得到的值。在上述热轧后，经热处理的钢板可根据需要按照通常方法进行酸洗处理，实施冷轧而制成冷轧钢板。冷轧的压下率优选为30％以上且85％以下的范围内，没有特别限定。压下率低于30％时，铁素体的{111}再结晶集合组织未充分发达，可能无法获得良好的深冲性。另一方面，压下率超过85％时，冷轧中的负担增大，可能发生板通过不良的情况。
〔第2次热处理：在Ac1相变点+30℃以上且Ac1相变点+130℃以下的温度范围内保持20秒钟以上且900秒钟以下〕
在低于Ac1相变点的温度范围和以低于20秒钟进行保持的情况下，再结晶未充分地进行，未再结晶铁素体残留的可能性高，因此有时钢的延展性降低。另一方面，在保持超过900秒钟的情况下，再结晶结束，因此对最终退火后的延展性的影响小。第2次热处理结束后的钢板冷却至室温后，进行酸洗处理。
〔第2次热处理后的400℃至Ac1相变点的温度范围内的平均升温速度：0.5℃/秒以上且50℃/秒以下〕
第2次热处理后的400℃至Ac1相变点的温度范围内的平均升温速度低于0.5℃/秒的情况下，铁素体及残留奥氏体的平均结晶粒径变得粗大，无法得到足够的延展性及扩孔性。另一方面，第2次热处理后的400℃至Ac1相变点的温度范围内的平均升温速度超过50℃/秒的情况下，铁素体及残留奥氏体的平均结晶粒径的微细化程度达到饱和。
〔第3次热处理：在Ac1相变点以上且Ac1相变点+150℃以下的温度范围保持20秒钟以上且900秒钟以下〕
在Ac1相变点以上且Ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持20秒钟以上且900秒钟以下是本发明中极其重要的发明构成要件。在低于Ac1相变点的温度范围和以低于20秒钟进行保持的情况下，升温中所形成的碳化物未溶解而残留，难以确保足够体积率的马氏体和残留奥氏体，钢的强度降低。另外，在超过Ac1相变点+150℃的温度范围，不仅马氏体的面积率过大、难以确保铁素体的面积率及残留奥氏体的体积分率以外，而且铁素体及残留奥氏体的平均结晶粒径变得粗大，无法获得足够的延展性及扩孔性。另外，化学转化处理性及镀敷性也降低。进行保持的温度范围优选为Ac1相变点以上且Ac1相变点+130℃以下的范围内。此外，在保持超过900秒钟的情况下，铁素体及残留奥氏体的平均结晶粒径变得粗大，无法获得足够的延展性及扩孔性。而且，化学转化处理性及镀敷性也降低。
〔实施镀敷处理〕
实施熔融镀锌处理时，将实施了退火处理的钢板浸渍于440℃以上且500℃以下的温度范围内的熔融镀锌浴中，实施熔融镀锌处理，然后，通过气体吹扫等调整镀敷附着量。需要说明的是，作为熔融镀锌浴，优选使用Al含量为0.08％以上且0.18％以下的范围内的熔融镀锌浴。实施熔融镀锌的合金化处理时，在熔融镀锌处理后，在450℃以上且600℃以下的温度范围内实施熔融镀锌的合金化处理。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，无法确保希望的残留奥氏体的体积率，有时钢的延展性及深冲性降低。因此，在进行熔融镀锌的合金化处理时，优选在450℃以上且600℃以下的温度范围内实施熔融镀锌的合金化处理。
需要说明的是，在制造高强度熔融镀锌钢板及高强度合金化熔融镀锌钢板时，通过在即将进行镀敷的热处理之前(例如，热轧卷取后与第1次热处理之间、即将进行镀敷的热处理(第3次热处理)与其前一个热处理(第2次热处理)之间)实施酸洗处理，从而最终可以获得良好的镀敷品质。其原因在于，可以抑制存在于即将进行镀敷处理之前的表面的氧化物，能够抑制由该氧化物导致的未镀敷。更具体而言，这是由于，在热处理时易氧化元素(Mn、Cr、Si等)在钢板表面产生氧化物并富集，因此，在热处理后的钢板表面(氧化物正下方)形成易氧化元素欠缺层，通过随后的酸洗处理去除由易氧化元素产生的氧化物时，在钢板表面显现出易氧化元素欠缺层，在随后的第3次热处理时易氧化元素的表面氧化被抑制。
〔第4次热处理：在50℃以上且300℃以下的温度范围内保持1800秒钟以上且259200秒钟以下〕
根据需要进行第4次热处理作为最后的热处理。在实施了熔融镀锌处理或合金化熔融镀锌处理的情况下，在实施了该镀敷处理后进行该第4次热处理。在低于50℃的温度范围或以低于1800秒钟进行保持的情况下，钢中扩散性氢未从钢板中释放，因此钢的扩孔性可能降低。另一方面，在超过300℃的温度范围或以超过259200秒钟进行保持的情况下，由于残留奥氏体的分解而无法得到足够体积率的残留奥氏体，钢的延展性降低。
其它制造方法的条件没有特别限定，从生产性的观点出发，上述的退火优选通过连续退火设备来进行。另外，退火、熔融镀锌、熔融镀锌的合金化处理等一系列处理优选利用熔融镀锌线CGL(Continuous Galvanizing Line)来进行。需要说明的是，为了对上述的“高强度熔融镀锌钢板”进行形状矫正、表面粗糙度的调整等，可以进行表面光轧。表面光轧的压下率优选设为0.1％以上且2.0％以下的范围内。低于0.1％的压下率时，效果小，也困以进行控制，因此将其设为良好范围的下限。另外，压下率超过2.0％时，生产性明显降低，因此将其设为良好范围的上限。需要说明的是，表面光轧可以在线进行，也可以离线进行。另外，可以一次性进行目标压下率的表面光轧，也可以分成多次进行。另外，还可以实施树脂、油脂涂层等各种涂装处理。
实施例
在转炉中熔炼具有表1所示的成分组成、且余量由Fe及不可避免的杂质构成的钢，通过连续铸造法制成钢坯。在表2所示的条件下对得到的钢坯进行热轧、酸洗、第1次热处理、冷轧、在各条件下的退火后，得到高强度冷轧钢板(CR)，进一步实施熔融镀锌处理，得到了熔融镀锌钢板(GI)、合金化熔融镀锌钢板(GA)。对于熔融镀锌浴而言，在熔融镀锌钢板(GI)的情况下，使用含有Al：0.19质量％的锌浴，在合金化熔融镀锌钢板(GA)的情况下，使用含有Al：0.14质量％的锌浴，将浴温设为465℃。镀敷附着量设为相当于一面45g/m2(双面镀敷)，GA的镀敷层中的Fe浓度调整为9质量％以上且12质量％以下的范围内。对得到的钢板的截面微观组织、拉伸特性、深冲性、扩孔性、压扁特性、化学转化处理性、以及镀敷性进行了评价。将评价结果示于以下的表3。
Figure GDA0003233519780000201
Figure GDA0003233519780000211
Figure GDA0003233519780000221
Ac1相变点和Ac3相变点使用下式求出。
Ac1相变点(℃)＝751－16×(％C)+11×(％Si)－28×(％Mn)－5.5×(％Cu)－16×(％Ni)+13×(％Cr)+3.4×(％Mo)
Ac3相变点(℃)＝910－203√(％C)+45×(％Si)－30×(％Mn)－20×(％Cu)－15×(％Ni)+11×(％Cr)+32×(％Mo)+104×(％V)+400×(％Ti)+200×(％Al)
这里，(％C)、(％Si)、(％Mn)、(％Ni)、(％Cu)、(％Cr)、(％Mo)、(％V)、(％Ti)、(％Al)为各元素的含量(质量％)。
拉伸试验使用以使拉伸方向为与钢板的轧制方向成直角方向的方式采集到的样品的JIS5号试验片，按照JIS Z 2241(2011年)进行，测定了TS(拉伸强度)、EL(总伸长率)。另外，机械特性将下述情况判断为良好。
·TS690MPa以上且低于780MPa EL≥27％
·TS780MPa以上且低于880MPa EL≥24％
·TS880MPa以上且低于980MPa EL≥21％
深冲试验进行圆筒拉深试验，通过极限拉深比(LDR)评价了深冲性。在圆筒深冲试验中，使用直径33mmφ的圆筒冲头，例如，在板厚1.2mm材料的情况下，使用冲模直径为36.6mmφ的模具(其它板厚的情况在后面说明)。试验以1.5吨(14.71kN)的压边力(しわ押さえ力)进行。由于表面的滑动状态随镀敷状态等而改变，因此，在样品与冲模之间放置聚乙烯片而在高润滑条件下进行了试验，以便表面的滑动状态不对试验产生影响。以1mm间距改变坯料直径，将未断裂而挤出的坯料直径D与冲头直径d之比(D/d)作为LDR。需要说明的是，LDR≥2.00时，判定为深冲性良好。另外，根据钢板的板厚，深冲成型试验(圆筒拉深试验)中使用的模具的冲模直径如下所述。
·板厚0.8mm材料···模具的冲模直径：35.4mm
·板厚1.0mm材料···模具的冲模直径：36.0mm
·板厚1.2mm材料···模具的冲模直径：36.6mm
·板厚1.4mm材料···模具的冲模直径：37.2mm
·板厚1.6mm材料···模具的冲模直径：37.8mm
·板厚1.8mm材料···模具的冲模直径：38.4mm
·板厚2.0mm材料···模具的冲模直径：39.0mm
·板厚2.3mm材料···模具的冲模直径：39.9mm
扩孔性按照JIS Z 2256(2010年)进行了评价。将得到的各钢板切成100mm×100mm后，在以间隙12％±1％冲出直径10mm的孔、或通过铰孔加工扩削成直径10mm的孔后，使用内径75mm的冲模在以9吨的压边力(しわ押さえ力)按压的状态下，将60°圆锥的冲头压入孔中，测定裂纹产生极限的孔直径，根据下式求出极限扩孔率λ(％)，根据该极限扩孔率的值评价了扩孔性。这里，铰孔加工是指，将通过钻头加工成的内径使用切削刃部扩削成给定的孔尺寸，并进一步对加工面用边缘部一边摩损一边进行精加工。
极限扩孔率λ(％)＝{(Df－D0)/D0}×100
其中，Df为裂纹产生时的孔径(mm)，D0为初始孔径(mm)。需要说明的是，在本发明中，在各TS范围，将下述情况判断为良好。
·TS690MPa以上且低于780MPa (冲孔)λ≥25％、(铰孔加工)λ≥45％
·TS780MPa以上且低于880MPa (冲孔)λ≥20％、(铰孔加工)λ≥40％
·TS880MPa以上且低于980MPa (冲孔)λ≥15％、(铰孔加工)λ≥35％
如下所述实施轴向压扁试验，通过其变形状况来判定压扁特性。即，首先，通过弯曲加工成型为帽型的截面形状，将相同种类的钢板作为背板通过点焊进行接合。接着，将100kgf的重物沿轴向以相当于时速60km的速度撞击、压扁。然后，通过肉眼观察构件的变形状况，将没有断裂且压扁为蛇腹状的情况判定为◎，将没有断裂但蛇腹状稍微变形的情况判定为○，将稍微发生断裂且蛇腹状也稍微变形的情况判定为△，将发生断裂且未压扁为蛇腹状的情况判定为×。
化学转化处理性通过如下方式进行了评价：使用Nihon Parkerizing公司制造的化学转化处理液(Palbond L3080(注册商标))，通过下述方法对得到的冷轧钢板进行化学转化处理，由此形成化学转化被膜。首先，使用Nihon Parkerizing公司制造的脱脂液FineCleaner(注册商标)将得到的冷轧钢板脱脂，然后进行水洗，接着，使用Nihon Parkerizing公司制造的表面调整液PREPALENE Z(注册商标)进行了30秒钟的表面调整。将经表面调整的冷轧钢板在43℃的化学转化处理液(Palbond L3080)中浸渍120秒钟，然后进行水洗，用热风进行干燥。由此，对冷轧钢板实施了化学转化处理。对于化学转化处理后的冷轧钢板的表面，使用SEM以倍率500倍随机观察了5个视场。通过图像处理求出未生成化学转化被膜的区域(透过)的面积率[％]，通过求出的面积率进行了以下的评价。在评分4或评分5的情况下，可以认为化学转化处理性良好。其中，优选为评分5。
评分5：5％以下
评分4：超过5％且为10％以下
评分3：超过10％且为25％以下
评分2：超过25％且为40％以下
评分1：超过40％
通过外观评价了镀敷性。将没有出现未镀敷、合金化不均、其它损害表面品质的缺陷等外观不良、且确保了适合的表面品质的情况判定为○，将可观察到一部分轻微的缺陷的情况判定为△，将可观察到大量表面缺陷的情况判定为×。
本发明例的钢板均具有690MPa以上且低于980MPa的TS，不仅成型性(延展性、深冲性、扩孔性)优异，而且压扁特性也优异。需要说明的是，图1是示出本发明例20的钢组织的SEM照片图。相比之下，在比较例中，TS、EL、LDR、λ、压扁形态、以及化学转化处理性或镀敷品质中的至少一种特性差。
工业实用性
根据本发明，可以提供具有690MPa以上且低于980MPa的TS(拉伸强度)、而且具有优异的成型性和压扁特性的高强度钢板及其制造方法。

Claims (9)

1.一种高强度钢板，其具有以下成分组成：以质量％计，含有C：0.030％以上且0.250％以下、Si：0.01％以上且2.00％以下、Mn：2.00％以上且低于3.10％、P：0.001％以上且0.100％以下、S：0.0001％以上且0.0200％以下、N：0.0005％以上且0.0100％以下、Al：0.001％以上且1.200％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成，
所述高强度钢板具有以下钢组织：以面积率计，铁素体为60.0％以上且低于90.0％、未再结晶铁素体为0％以上且低于5.0％、马氏体为2.0％以上且25.0％以下、碳化物为0％以上且5.0％以下、贝氏体为0％以上且3.0％以下，以体积率计，残留奥氏体超过7.0％，另外，在100μm×100μm的截面视场中，将与结晶位向不同的残留奥氏体不邻接的残留奥氏体的个数除以全部残留奥氏体的个数而得到的值低于0.80，而且，所述铁素体的平均结晶粒径为6.0μm以下，所述残留奥氏体的平均结晶粒径为3.0μm以下，将所述残留奥氏体中的Mn的平均质量％含量除以钢中的Mn的平均质量％含量而得到的值为1.50以上，
所述结晶位向不同的残留奥氏体是指具有15°以上的位向差的大角度晶界。
2.根据权利要求1所述的高强度钢板，其成分组成还含有选自以下的至少1种的元素：以质量％计，Ti：0.002％以上且0.200％以下、Nb：0.005％以上且0.200％以下、V：0.005％以上且0.500％以下、W：0.0005％以上且0.500％以下、B：0.0003％以上且0.0050％以下、Cr：0.005％以上且1.000％以下、Ni：0.005％以上且1.000％以下、Mo：0.005％以上且1.000％以下、Cu：0.005％以上且1.000％以下、Sn：0.002％以上且0.200％以下、Sb：0.002％以上且0.200％以下、Ta：0.001％以上且0.100％以下、Zr：0.0005％以上且0.0050％以下、Ca：0.0005％以上且0.0050％以下、Mg：0.0005％以上且0.0050％以下、REM：0.0005％以上且0.0050％以下。
3.根据权利要求1或2所述的高强度钢板，其中，钢中扩散性氢为0.50质量ppm以下。
4.一种高强度钢板的制造方法，该方法包括如下工序：对具有权利要求1～3中任一项所述的高强度钢板的成分组成的钢坯进行再加热后，将精轧出口侧温度设为750℃以上且1000℃以下的温度范围内进行热轧，在300℃以上且750℃以下的温度范围内进行卷取，接着，进行酸洗处理，在Ac1相变点以上且Ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持超过21600秒钟且259200秒钟以下后，在550℃至400℃的温度范围内以5℃/小时以上且200℃/小时以下的平均冷却速度冷却，进行冷轧，然后，在Ac1相变点+30℃以上且Ac1相变点+130℃以下的温度范围内保持20秒钟以上且900秒钟以下后，冷却至室温，进行酸洗处理，然后，在400℃至Ac1相变点的温度范围内以0.5℃/秒以上且50℃/秒以下的平均升温速度进行升温，在Ac1相变点以上且Ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持20秒钟以上且900秒钟以下后，冷却至室温，进一步，在50℃以上且300℃以下的温度范围内保持1800秒钟以上且259200秒钟以下后，冷却至室温。
5.一种高强度钢板的制造方法，该方法包括如下工序：对具有权利要求1～3中任一项所述的高强度钢板的成分组成的钢坯进行再加热后，将精轧出口侧温度设为750℃以上且1000℃以下的温度范围内进行热轧，在300℃以上且750℃以下的温度范围内进行卷取，接着，进行酸洗处理，在Ac1相变点以上且Ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持超过21600秒钟且259200秒钟以下后，在550℃至400℃的温度范围内以5℃/小时以上且200℃/小时以下的平均冷却速度冷却，进行冷轧，然后，在Ac1相变点+30℃以上且Ac1相变点+130℃以下的温度范围内保持20秒钟以上且900秒钟以下后，冷却至室温，进行酸洗处理，然后，在400℃至Ac1相变点的温度范围内以0.5℃/秒以上且50℃/秒以下的平均升温速度进行升温，在Ac1相变点以上且Ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持20秒钟以上且900秒钟以下后，进行冷却，实施镀锌处理，进一步，在50℃以上且300℃以下的温度范围内保持1800秒钟以上且259200秒钟以下后，冷却至室温。
6.一种高强度钢板的制造方法，该方法包括如下工序：对具有权利要求1～3中任一项所述的高强度钢板的成分组成的钢坯进行再加热后，将精轧出口侧温度设为750℃以上且1000℃以下的温度范围内进行热轧，在300℃以上且750℃以下的温度范围内进行卷取，接着，进行酸洗处理，在Ac1相变点以上且Ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持超过21600秒钟且259200秒钟以下后，在550℃至400℃的温度范围内以5℃/小时以上且200℃/小时以下的平均冷却速度冷却，进行冷轧，然后，在Ac1相变点+30℃以上且Ac1相变点+130℃以下的温度范围内保持20秒钟以上且900秒钟以下后，冷却至室温，进行酸洗处理，然后，在400℃至Ac1相变点的温度范围内以0.5℃/秒以上且50℃/秒以下的平均升温速度进行升温，在Ac1相变点以上且Ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持20秒钟以上且900秒钟以下后，进行冷却，实施镀锌处理，进一步，在450℃以上且600℃以下的温度范围内实施合金化处理，进一步，在50℃以上且300℃以下的温度范围内保持1800秒钟以上且259200秒钟以下后，冷却至室温。
7.一种高强度钢板的制造方法，该方法包括如下工序：对具有权利要求1～3中任一项所述的高强度钢板的成分组成的钢坯进行再加热后，将精轧出口侧温度设为750℃以上且1000℃以下的温度范围内进行热轧，在300℃以上且750℃以下的温度范围内进行卷取，接着，进行酸洗处理，在Ac1相变点以上且Ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持超过21600秒钟且259200秒钟以下后，在550℃至400℃的温度范围内以5℃/小时以上且200℃/小时以下的平均冷却速度冷却，进行冷轧，然后，在Ac1相变点+30℃以上且Ac1相变点+130℃以下的温度范围内保持20秒钟以上且900秒钟以下后，冷却至室温，进行酸洗处理，然后，在400℃至Ac1相变点的温度范围内以0.5℃/秒以上且50℃/秒以下的平均升温速度进行升温，在Ac1相变点以上且Ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持20秒钟以上且900秒钟以下后，冷却至室温。
8.一种高强度钢板的制造方法，该方法包括如下工序：对具有权利要求1～3中任一项所述的高强度钢板的成分组成的钢坯进行再加热后，将精轧出口侧温度设为750℃以上且1000℃以下的温度范围内进行热轧，在300℃以上且750℃以下的温度范围内进行卷取，接着，进行酸洗处理，在Ac1相变点以上且Ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持超过21600秒钟且259200秒钟以下后，在550℃至400℃的温度范围内以5℃/小时以上且200℃/小时以下的平均冷却速度冷却，进行冷轧，然后，在Ac1相变点+30℃以上且Ac1相变点+130℃以下的温度范围内保持20秒钟以上且900秒钟以下后，冷却至室温，进行酸洗处理，然后，在400℃至Ac1相变点的温度范围内以0.5℃/秒以上且50℃/秒以下的平均升温速度进行升温，在Ac1相变点以上且Ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持20秒钟以上且900秒钟以下后，进行冷却，实施镀锌处理，冷却至室温。
9.一种高强度钢板的制造方法，该方法包括如下工序：对具有权利要求1～3中任一项所述的高强度钢板的成分组成的钢坯进行再加热后，将精轧出口侧温度设为750℃以上且1000℃以下的温度范围内进行热轧，在300℃以上且750℃以下的温度范围内进行卷取，接着，进行酸洗处理，在Ac1相变点以上且Ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持超过21600秒钟且259200秒钟以下后，在550℃至400℃的温度范围内以5℃/小时以上且200℃/小时以下的平均冷却速度冷却，进行冷轧，然后，在Ac1相变点+30℃以上且Ac1相变点+130℃以下的温度范围内保持20秒钟以上且900秒钟以下后，冷却至室温，进行酸洗处理，然后，在400℃至Ac1相变点的温度范围内以0.5℃/秒以上且50℃/秒以下的平均升温速度进行升温，在Ac1相变点以上且Ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持20秒钟以上且900秒钟以下后，进行冷却，实施镀锌处理，进一步，在450℃以上且600℃以下的温度范围内实施合金化处理，冷却至室温。
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