本發(fā)明涉及適合作為在汽車、電氣等產(chǎn)業(yè)領(lǐng)域中使用的構(gòu)件的、成形性優(yōu)良并且具有低屈服比的高強(qiáng)度鋼板及其制造方法。

背景技術(shù)：

近年來，從地球環(huán)境的保全的觀點(diǎn)出發(fā)，汽車的燃料效率提高成為重要的課題。因此，想要通過車身材料的高強(qiáng)度化來實(shí)現(xiàn)薄壁化、使車身本身輕量化的動態(tài)變得活躍。

但是，一般而言，鋼板的高強(qiáng)度化會導(dǎo)致成形性的降低，因此，若要實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度化，則鋼板的成形性降低，產(chǎn)生成形時的裂紋等問題。因此，無法單純地實(shí)現(xiàn)鋼板的薄壁化。因此，期望開發(fā)出兼具高強(qiáng)度和高成形性的材料。另外，ts(拉伸強(qiáng)度)為590mpa以上的鋼板在汽車的制造工序中在沖壓加工后通過電弧焊、點(diǎn)焊等進(jìn)行組裝而模塊化，因此，在組裝時要求高尺寸精度。

因此，對于這樣的鋼板而言，除了成形性以外，還需要在加工后不易產(chǎn)生回彈等，為此，在加工前yr(屈服比)低變得重要。

例如，在專利文獻(xiàn)1中提出了一種具有非常高的延展性的鋼板，其拉伸強(qiáng)度為1000mpa以上、總伸長率(el)為30％以上，利用了殘余奧氏體的加工誘發(fā)相變。

另外，在專利文獻(xiàn)2中提出了一種鋼板，其中，使用高mn鋼實(shí)施鐵素體與奧氏體的雙相區(qū)的熱處理，由此得到高的強(qiáng)度-延展性平衡。

此外，在專利文獻(xiàn)3中提出了一種鋼板，其中，在高mn鋼中使熱軋后的組織為包含貝氏體、馬氏體的組織，進(jìn)一步通過實(shí)施退火和回火而形成微細(xì)的殘余奧氏體后，形成包含回火貝氏體或回火馬氏體的組織，由此改善局部延展性。

現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)

專利文獻(xiàn)

專利文獻(xiàn)1：日本特開昭61-157625號公報

專利文獻(xiàn)2：日本特開平1-259120號公報

專利文獻(xiàn)3：日本特開2003-138345號公報

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：

發(fā)明所要解決的問題

在此，專利文獻(xiàn)1中記載的鋼板通過將以c、si和mn作為基本成分的鋼板奧氏體化后進(jìn)行淬火至貝氏體相變溫度范圍并等溫保持的、所謂奧氏體回火處理來制造。而且，在實(shí)施該奧氏體回火處理時，通過c向奧氏體的富集而生成殘余奧氏體。

但是，為了得到大量的殘余奧氏體，需要超過0.3質(zhì)量％的大量的c，但在超過0.3質(zhì)量％的c濃度時，點(diǎn)焊性的降低顯著，難以作為汽車用鋼板來實(shí)用化。

此外，專利文獻(xiàn)1中記載的鋼板中，以延展性的提高作為主要目的，并未考慮擴(kuò)孔性、彎曲性、屈服比。

而且，專利文獻(xiàn)2和3中記載的鋼板中，從成形性的觀點(diǎn)考慮對延展性的提高進(jìn)行了說明，但并未考慮其彎曲性、屈服比。

本發(fā)明是鑒于上述情況而開發(fā)的，其目的在于提供成形性優(yōu)良并且具有低屈服比的高強(qiáng)度鋼板、具體而言yr(屈服比)小于68％并且ts(拉伸強(qiáng)度)為590mpa以上的高強(qiáng)度鋼板、以及其有利的制造方法。

需要說明的是，本發(fā)明中所述的高強(qiáng)度鋼板包括在表面具備熱鍍鋅層的高強(qiáng)度鋼板(高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板)、在表面具備熱鍍鋁層的高強(qiáng)度鋼板(高強(qiáng)度熱鍍鋁鋼板)、在表面具備電鍍鋅層的高強(qiáng)度鋼板(高強(qiáng)度電鍍鋅鋼板)。

用于解決問題的方法

發(fā)明人為了開發(fā)成形性優(yōu)良且具有低屈服比的高強(qiáng)度鋼板而反復(fù)進(jìn)行了深入研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)了下述內(nèi)容。

(1)為了得到延展性、彎曲性、擴(kuò)孔性等成形性優(yōu)良、yr小于68％并且ts為590mpa以上的高強(qiáng)度鋼板，以下方面是重要的。

·以2.60質(zhì)量％以上且4.20質(zhì)量％以下的范圍含有mn，并且將其他的成分組成調(diào)整至預(yù)定的范圍。

·使鋼組織為包含適當(dāng)量的多邊形鐵素體和馬氏體、殘余奧氏體的組織，并使這些構(gòu)成相微細(xì)化。另外，對這些構(gòu)成相的晶粒的平均長徑比、殘余奧氏體中的mn量(質(zhì)量％)除以多邊形鐵素體中的mn量(質(zhì)量％)而得到的值進(jìn)行優(yōu)化。

(2)此外，為了形成如上所述的組織，將成分組成調(diào)整至預(yù)定的范圍并且適當(dāng)控制制造條件、特別是熱軋后的熱處理(熱軋板退火)條件和冷軋后的熱處理(冷軋板退火)條件是重要的。

本發(fā)明是基于上述見解并進(jìn)一步進(jìn)行研究而完成的。

即，本發(fā)明的主旨構(gòu)成如下所述。

1.一種高強(qiáng)度鋼板，其中，

成分組成以質(zhì)量％計(jì)含有c：0.030％以上且0.250％以下、si：0.01％以上且3.00％以下、mn：2.60％以上且4.20％以下、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％以下和ti：0.003％以上且0.200％以下，余量由fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，

鋼組織以面積率計(jì)多邊形鐵素體為35％以上且80％以下、馬氏體為5％以上且25％以下，以體積率計(jì)殘余奧氏體為8％以上，

并且，上述多邊形鐵素體的平均結(jié)晶粒徑為6μm以下、上述馬氏體的平均結(jié)晶粒徑為3μm以下、上述殘余奧氏體的平均結(jié)晶粒徑為3μm以下，并且上述多邊形鐵素體、上述馬氏體和上述殘余奧氏體的晶粒的平均長徑比分別為2.0以下，

進(jìn)而，上述殘余奧氏體中的mn量(質(zhì)量％)除以上述多邊形鐵素體中的mn量(質(zhì)量％)而得到的值為2.0以上。

2.如上述1所述的高強(qiáng)度鋼板，其中，上述成分組成進(jìn)一步以質(zhì)量％計(jì)含有選自al：0.01％以上且2.00％以下、nb：0.005％以上且0.200％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、v：0.005％以上且0.500％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0.010％以下、ca：0.0005％以上且0.0050％以下、mg：0.0005％以上且0.0050％以下和rem：0.0005％以上且0.0050％以下中的至少一種元素。

3.如上述1或2所述的高強(qiáng)度鋼板，其中，上述殘余奧氏體中的c量以與上述殘余奧氏體中的mn量的關(guān)系計(jì)滿足下式，

0.09×[mn量]-0.130-0.140≤[c量]≤0.09×[mn量]-0.130+0.140

[c量]：殘余奧氏體中的c量(質(zhì)量％)

[mn量]：殘余奧氏體中的mn量(質(zhì)量％)。

4.如上述1～3中任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度鋼板，其中，賦予以伸長率值計(jì)為10％的拉伸加工后的殘余奧氏體的體積率除以該拉伸加工前的殘余奧氏體的體積率而得到的值為0.3以上。

5.如上述1～4中任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度鋼板，其進(jìn)一步具備熱鍍鋅層。

6.如上述1～4中任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度鋼板，其進(jìn)一步具備熱鍍鋁層。

7.如上述1～4中任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度鋼板，其進(jìn)一步具備電鍍鋅層。

8.一種高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其為上述1～7中任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其具備：

將具有上述1或2所述的成分組成的鋼坯加熱至1100℃以上且1300℃以下、在750℃以上且1000℃以下的精軋出口側(cè)溫度下進(jìn)行熱軋、在300℃以上且750℃以下的平均卷取溫度下進(jìn)行卷取而制成熱軋板的熱軋工序；

對上述熱軋板實(shí)施酸洗而除去氧化皮的酸洗工序；

將上述熱軋板在ac1相變點(diǎn)+20℃以上且ac1相變點(diǎn)+120℃以下的溫度范圍內(nèi)保持600s以上且21600s以下的熱軋板退火工序；

將上述熱軋板以30％以上的壓下率進(jìn)行冷軋而制成冷軋板的冷軋工序；和

將上述冷軋板在ac1相變點(diǎn)以上且ac1相變點(diǎn)+100℃以下的溫度范圍內(nèi)保持超過900s且21600s以下后進(jìn)行冷卻的冷軋板退火工序。

9.如上述8所述的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其中，在上述冷軋板退火工序后進(jìn)一步具備如下工序：對上述冷軋板實(shí)施鍍鋅處理，或者在實(shí)施熱鍍鋅處理后在450℃以上且600℃以下的溫度范圍內(nèi)實(shí)施合金化處理。

10.如上述8所述的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其中，在上述冷軋板退火工序后進(jìn)一步具備對上述冷軋板實(shí)施熱鍍鋁處理的工序。

11.如上述8所述的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其中，在上述冷軋板退火工序后進(jìn)一步具備對上述冷軋板實(shí)施電鍍鋅處理的工序。

發(fā)明效果

根據(jù)本發(fā)明，可以得到成形性優(yōu)良、并且yr(屈服比)小于68％且具有590mpa以上的ts(拉伸強(qiáng)度)的高強(qiáng)度鋼板。

另外，通過將本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板應(yīng)用于例如汽車結(jié)構(gòu)構(gòu)件中，能夠?qū)崿F(xiàn)車身輕量化所帶來的燃料效率改善，產(chǎn)業(yè)上的利用價值極大。

附圖說明

圖1是表示拉伸加工的加工度與殘余奧氏體的體積率的關(guān)系的圖。

圖2是表示賦予以伸長率值計(jì)為10％的拉伸加工后的殘余奧氏體的體積率除以拉伸加工前的殘余奧氏體體積率而得到的值與鋼板的伸長率的關(guān)系的圖。

具體實(shí)施方式

以下，對本發(fā)明具體地進(jìn)行說明。首先，對本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板的成分組成進(jìn)行說明。

需要說明的是，成分組成中的單位均為“質(zhì)量％”，但以下只要沒有特別說明，則僅用“％”表示。

c：0.030％以上且0.250％以下

c是用于使馬氏體等低溫相變相生成而使強(qiáng)度升高的必要元素。另外，c是對于提高殘余奧氏體的穩(wěn)定性、提高鋼的延展性有效的元素。

在此，c量低于0.030％時，難以確保期望的馬氏體的面積率，得不到期望的強(qiáng)度。另外，難以確保充分的殘余奧氏體的體積率，得不到良好的延展性。另一方面，使c超過0.250％而過量添加時，硬質(zhì)的馬氏體的面積率變得過大，馬氏體的晶界處的微孔增加。因此，在彎曲試驗(yàn)時和擴(kuò)孔試驗(yàn)時裂紋的傳播容易發(fā)展，彎曲性、延伸凸緣性降低。另外，焊接部和熱影響部的硬化變得顯著，焊接部的機(jī)械特性降低，因此，點(diǎn)焊性、電弧焊性等也劣化。

從這樣的觀點(diǎn)考慮，c量設(shè)定為0.030％以上且0.250％以下的范圍。優(yōu)選為0.080％以上且0.200％以下的范圍。

si：0.01％以上且3.00％以下

si使鐵素體的加工硬化能力提高，因此是對于確保良好的延展性有效的元素。但是，si量低于0.01％時，其添加效果變得不足，因此，其下限設(shè)定為0.01％。另一方面，超過3.00％的si的過量添加不僅引起鋼的脆化，而且因紅色氧化皮等的產(chǎn)生而引起表面性狀的劣化。因此，si量設(shè)定為0.01％以上且3.00％以下的范圍。優(yōu)選為0.20％以上且2.00％以下的范圍。

mn：2.60％以上且4.20％以下

mn在本發(fā)明中是極其重要的元素。即，mn是使殘余奧氏體穩(wěn)定化的元素，是對于確保良好的延展性有效、并且通過固溶強(qiáng)化使鋼的強(qiáng)度升高的元素。這樣的效果在鋼的mn量為2.60％以上時觀察到。另一方面，mn量超過4.20％的過量添加成為成本升高的主要原因。從這樣的觀點(diǎn)考慮，mn量設(shè)定為2.60％以上且4.20％以下的范圍。優(yōu)選為3.00％以上。

p：0.001％以上且0.100％以下

p是具有固溶強(qiáng)化的作用、可以根據(jù)期望的強(qiáng)度進(jìn)行添加的元素。另外，p是促進(jìn)鐵素體相變、對于鋼板的復(fù)合組織化也有效的元素。為了得到這樣的效果，需要使p量為0.001％以上。另一方面，p量超過0.100％時，會導(dǎo)致焊接性的劣化。另外，在對鋅鍍層進(jìn)行合金化處理的情況下，會使合金化速度降低而損害鋅鍍層的品質(zhì)。因此，p量設(shè)定為0.001％以上且0.100％以下的范圍。優(yōu)選為0.005％以上且0.050％以下的范圍。

s：0.0001％以上且0.0200％以下

s在晶界偏析而在熱加工時使鋼脆化，并且以硫化物的形式存在而使鋼板的局部變形能力降低。因此，s量需要設(shè)定為0.0200％以下、優(yōu)選為0.0100％以下、更優(yōu)選為0.0050％以下。但是，從生產(chǎn)技術(shù)上的制約考慮，s量設(shè)定為0.0001％以上。因此，s量設(shè)定為0.0001％以上且0.0200％以下的范圍。優(yōu)選為0.0001％以上且0.0100％以下的范圍、更優(yōu)選為0.0001％以上且0.0050％以下的范圍。

n：0.0005％以上且0.0100％以下

n是使鋼的耐時效性劣化的元素。特別是，n量超過0.0100％時，耐時效性的劣化變得顯著。n量越少越優(yōu)選，但從生產(chǎn)技術(shù)上的制約考慮，n量設(shè)定為0.0005％以上。因此，n量設(shè)定為0.0005％以上且0.0100％以下的范圍。優(yōu)選為0.0010％以上且0.0070％以下的范圍。

ti：0.003％以上且0.200％以下

ti在本發(fā)明中是極其重要的元素。即，ti對于鋼的析出強(qiáng)化有效，其效果通過添加0.003％以上的ti而得到。但是，ti量超過0.200％時，硬質(zhì)的馬氏體的面積率變得過大，馬氏體的晶界處的微孔增加。因此，在彎曲試驗(yàn)時和擴(kuò)孔試驗(yàn)時裂紋的傳播容易發(fā)展，彎曲性、延伸凸緣性降低。因此，ti量設(shè)定為0.003％以上且0.200％以下的范圍。優(yōu)選為0.010％以上且0.100％以下的范圍。

另外，除上述的成分以外，還可以含有選自al：0.01％以上且2.00％以下、nb：0.005％以上且0.200％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、v：0.005％以上且0.500％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0.010％以下、ca：0.0005％以上且0.0050％以下、mg：0.0005％以上且0.0050％以下和rem：0.0005％以上且0.0050％以下中的至少一種元素。

al：0.01％以上且2.00％以下

al是使鐵素體與奧氏體的雙相區(qū)擴(kuò)大、對于退火溫度依賴性的降低、即材質(zhì)穩(wěn)定性有效的元素。另外，al還是作為脫氧劑發(fā)揮作用、對于鋼的潔凈度有效的元素。但是，al量低于0.01％時，其添加效果不足，因此，其下限設(shè)定為0.01％。另一方面，al的超過2.00％的大量添加會使連鑄時的鋼片裂紋產(chǎn)生的危險性增高，使制造性降低。因此，在添加al的情況下，其量設(shè)定為0.01％以上且2.00％以下的范圍。優(yōu)選為0.20％以上且1.20％以下的范圍。

nb：0.005％以上且0.200％以下

nb對于鋼的析出強(qiáng)化有效，其添加效果在0.005％以上時得到。但是，nb量超過0.200％時，硬質(zhì)的馬氏體的面積率變得過大，馬氏體的晶界處的微孔增加。因此，在彎曲試驗(yàn)時和擴(kuò)孔試驗(yàn)時裂紋的傳播容易發(fā)展，彎曲性、延伸凸緣性降低。另外，也成為成本升高的主要原因。因此，在添加nb的情況下，其量設(shè)定為0.005％以上且0.200％以下的范圍。優(yōu)選為0.010％以上且0.100％以下的范圍。

b：0.0003％以上且0.0050％以下

b具有抑制鐵素體從奧氏體晶界的生成和生長的作用，能夠進(jìn)行隨機(jī)應(yīng)變的組織控制，因此，可以根據(jù)需要添加。其添加效果在0.0003％以上時得到。另一方面，b量超過0.0050％時，成形性降低。因此，在添加b的情況下，其量設(shè)定為0.0003％以上且0.0050％以下的范圍。優(yōu)選為0.0005％以上且0.0030％以下的范圍。

ni：0.005％以上且1.000％以下

ni是使殘余奧氏體穩(wěn)定化的元素，是對于確保良好的延展性有效、并且通過固溶強(qiáng)化使鋼的強(qiáng)度升高的元素。其添加效果在0.005％以上時得到。另一方面，ni量超過1.000％時，硬質(zhì)的馬氏體的面積率變得過大，馬氏體的晶界處的微孔增加。因此，在彎曲試驗(yàn)時和擴(kuò)孔試驗(yàn)時裂紋的傳播容易發(fā)展，彎曲性、延伸凸緣性降低。另外，也成為成本升高的主要原因。因此，在添加ni的情況下，其量設(shè)定為0.005％以上且1.000％以下的范圍。

cr：0.005％以上且1.000％以下、v：0.005％以上且0.500％以下、mo：0.005％以上且1.000％以下

cr、v和mo具有使強(qiáng)度與延展性的平衡提高的作用，因此是可以根據(jù)需要進(jìn)行添加的元素。其添加效果在cr：0.005％以上、v：0.005％以上和mo：0.005％以上時得到。但是，使cr、v和mo分別超過cr：1.000％、v：0.500％和mo：1.000％而過量添加時，硬質(zhì)的馬氏體的面積率變得過大，馬氏體的晶界處的微孔增加。因此，在彎曲試驗(yàn)時和擴(kuò)孔試驗(yàn)時裂紋的傳播容易發(fā)展，彎曲性、延伸凸緣性降低。另外，也成為成本升高的主要原因。因此，在添加這些元素的情況下，其量分別設(shè)定為cr：0.005％以上且1.000％以下、v：0.005％以上且0.500％以下和mo：0.005％以上且1.000％以下的范圍。

cu：0.005％以上且1.000％以下

cu是對于鋼的強(qiáng)化有效的元素，在上述的范圍內(nèi)時，沒有障礙地用于鋼的強(qiáng)化。另外，其添加效果在0.005％以上時得到。另一方面，cu量超過1.000％時，硬質(zhì)的馬氏體的面積率變得過大，馬氏體的晶界處的微孔增加。因此，在彎曲試驗(yàn)時和擴(kuò)孔試驗(yàn)時裂紋的傳播容易發(fā)展，彎曲性、延伸凸緣性降低。因此，在添加cu的情況下，其量設(shè)定為0.005％以上且1.000％以下的范圍。

sn：0.002％以上且0.200％以下、sb：0.002％以上且0.200％以下

從抑制由于鋼板表面的氮化、氧化而產(chǎn)生的鋼板表層的約數(shù)十微米的厚度區(qū)域的脫碳的觀點(diǎn)考慮，sn和sb是可以根據(jù)需要添加的元素。通過抑制這樣的氮化、氧化，能夠防止鋼板表面的馬氏體的面積率減少，因此，sn和sb對于確保強(qiáng)度、材質(zhì)穩(wěn)定性有效。另一方面，使sn和sb分別超過0.200％而過量添加時，會導(dǎo)致韌性的降低。因此，在添加sn、sb的情況下，其量分別設(shè)定為0.002％以上且0.200％以下的范圍。

ta：0.001％以上且0.010％以下

ta與ti、nb同樣地，生成合金碳化物、合金碳氮化物而有助于高強(qiáng)度化。此外認(rèn)為，ta部分固溶于nb碳化物、nb碳氮化物中，生成(nb,ta)(c,n)這樣的復(fù)合析出物，由此具有抑制析出物的粗大化、使析出強(qiáng)化對強(qiáng)度提高的貢獻(xiàn)穩(wěn)定化的效果。因此，優(yōu)選含有ta。在此，前述的析出物穩(wěn)定化的效果通過使ta的含量為0.001％以上而得到。另一方面，即使過量添加ta，其添加效果也飽和，而且合金成本也增加。因此，在添加ta的情況下，其量設(shè)定為0.001％以上且0.010％以下的范圍。

ca：0.0005％以上且0.0050％以下、mg：0.0005％以上且0.0050％以下和rem：0.0005％以上且0.0050％以下

ca、mg和rem是用于使硫化物的形狀球化、改善硫化物對擴(kuò)孔性(延伸凸緣性)的不利影響的有效元素。為了得到該效果，分別需要0.0005％以上的添加。另一方面，ca、mg和rem各自超過0.0050％的過量添加會引起夾雜物等的增加而產(chǎn)生表面和內(nèi)部缺陷等。因此，在添加ca、mg和rem的情況下，其量分別設(shè)定為0.0005％以上且0.0050％以下的范圍。

需要說明的是，上述以外的成分為fe和不可避免的雜質(zhì)。

接著，對本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板的顯微組織進(jìn)行說明。

多邊形鐵素體的面積率：35％以上且80％以下

本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板中，為了確保充分的延展性，需要使多邊形鐵素體的面積率為35％以上。另一方面，為了確保590mpa以上的ts，需要使軟質(zhì)的多邊形鐵素體的面積率為80％以下。優(yōu)選為40％以上且75％以下的范圍。需要說明的是，在此所述的多邊形鐵素體是指比較軟質(zhì)且富有延展性的鐵素體。

馬氏體的面積率：5％以上且25％以下

另外，為了達(dá)到590mpa以上的ts，需要使馬氏體的面積率為5％以上。另一方面，為了確保良好的延展性，需要使馬氏體的面積率為25％以下。優(yōu)選為8％以上且20％以下的范圍。

在此，多邊形鐵素體和馬氏體的面積率可以以下述方式求出。

即，對與鋼板的軋制方向平行的板厚斷面(l斷面)進(jìn)行研磨后，用3體積％硝酸乙醇溶液腐蝕，使用sem(掃描型電子顯微鏡)以2000倍的倍率對板厚1/4位置(從鋼板表面起在深度方向上相當(dāng)于板厚的1/4的位置)觀察10個視野，得到組織圖像。使用該得到的組織圖像，利用mediacybernetics公司的image-pro分算出10個視野的各組織(多邊形鐵素體、馬氏體)的面積率，可以將這些值進(jìn)行平均來求出。另外，上述的組織圖像中，多邊形鐵素體呈現(xiàn)灰色的組織(基底組織)，馬氏體呈現(xiàn)白色的組織，由此進(jìn)行識別。

殘余奧氏體的體積率：8％以上

本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板中，為了確保充分的延展性，需要使殘余奧氏體的體積率為8％以上。優(yōu)選為10％以上。另外，殘余奧氏體的體積率的上限沒有特別限定，延展性提高的效果小的殘余奧氏體、即c和mn等成分稀薄的所謂不穩(wěn)定的殘余奧氏體增加，因此，優(yōu)選設(shè)定為約60％。更優(yōu)選為50％以下。

殘余奧氏體的體積率通過將鋼板研磨至板厚方向的1/4面(從鋼板表面起在深度方向上相當(dāng)于板厚的1/4的面)、并測定該板厚1/4面的衍射x射線強(qiáng)度來求出。入射x射線使用mokα射線，求出殘余奧氏體的{111}、{200}、{220}、{311}面的峰的積分強(qiáng)度相對于鐵素體的{110}、{200}、{211}面的峰的積分強(qiáng)度的12種全部組合的強(qiáng)度比，將它們的平均值作為殘余奧氏體的體積率。

多邊形鐵素體的平均結(jié)晶粒徑：6μm以下

多邊形鐵素體的晶粒的微細(xì)化有助于ts(拉伸強(qiáng)度)的提高、彎曲性和延伸凸緣性(擴(kuò)孔性)的提高。在此，為了確保期望的ts、確保高彎曲性、高延伸凸緣性(高擴(kuò)孔性)，需要使多邊形鐵素體的平均結(jié)晶粒徑為6μm以下。優(yōu)選為5μm以下。

需要說明的是，多邊形鐵素體的平均結(jié)晶粒徑的下限值沒有特別限定，在工業(yè)上優(yōu)選設(shè)定為約0.3μm。

馬氏體的平均結(jié)晶粒徑：3μm以下

馬氏體的晶粒的微細(xì)化有助于彎曲性和延伸凸緣性(擴(kuò)孔性)的提高。在此，為了確保高彎曲性、高延伸凸緣性(高擴(kuò)孔性)，需要使馬氏體的平均結(jié)晶粒徑為3μm以下。優(yōu)選為2.5μm以下。

需要說明的是，馬氏體的平均結(jié)晶粒徑的下限值沒有特別限定，在工業(yè)上優(yōu)選設(shè)定為約0.1μm。

殘余奧氏體的平均結(jié)晶粒徑：3μm以下

殘余奧氏體的晶粒的微細(xì)化有助于延展性的提高、彎曲性和延伸凸緣性(擴(kuò)孔性)的提高。在此，為了確保良好的延展性、彎曲性、延伸凸緣性(擴(kuò)孔性)，需要使殘余奧氏體的平均結(jié)晶粒徑為3μm以下。優(yōu)選為2.5μm以下。

需要說明的是，殘余奧氏體的平均結(jié)晶粒徑的下限值沒有特別限定，在工業(yè)上優(yōu)選設(shè)定為約0.1μm。

另外，關(guān)于多邊形鐵素體、馬氏體和殘余奧氏體的平均結(jié)晶粒徑，使用上述的image-pro，由與面積率的測定同樣地得到的組織圖像求出多邊形鐵素體晶粒、馬氏體晶粒和殘余奧氏體晶粒各自的面積，算出圓當(dāng)量直徑，將這些值進(jìn)行平均來求出。需要說明的是，馬氏體和殘余奧氏體可以通過ebsd(electronbackscatterdiffraction；電子背散射衍射法)的相圖來識別。

需要說明的是，在求算上述的平均結(jié)晶粒徑時，均對粒徑為0.01μm以上的晶粒進(jìn)行測定。

多邊形鐵素體、馬氏體和殘余奧氏體的晶粒的平均長徑比：2.0以下

將多邊形鐵素體、馬氏體和殘余奧氏體的晶粒的平均長徑比設(shè)定為2.0以下在本發(fā)明中是極其重要的。

即，晶粒的長徑比小意味著，在冷軋后的熱處理(冷軋板退火)中的保持中，鐵素體和奧氏體發(fā)生回復(fù)和再結(jié)晶后進(jìn)行晶粒生長，生成與等軸晶粒接近的晶粒。這樣的低長徑比的晶粒大大有助于yr(屈服比)的降低。另外，由這樣的晶粒構(gòu)成的組織中，不易產(chǎn)生微孔，在彎曲試驗(yàn)時和擴(kuò)孔試驗(yàn)時使裂紋的傳播方向分散，由此抑制裂紋的發(fā)展。其結(jié)果，還有助于彎曲性、延伸凸緣性的提高。

因此，多邊形鐵素體、馬氏體和殘余奧氏體的晶粒的平均長徑比設(shè)定為2.0以下。優(yōu)選為1.8以下，進(jìn)一步優(yōu)選為1.6以下。

需要說明的是，多邊形鐵素體、馬氏體和殘余奧氏體的晶粒的平均長徑比的下限值沒有特別限定，優(yōu)選設(shè)定為約1.1。

另外，在此所述的晶粒的長徑比是指晶粒的長軸長度除以短軸長度而得到的值，各晶粒的平均長徑比可以以下述方式求出。

即，可以使用上述的image-pro，由與面積率的測定同樣地得到的組織圖像，算出多邊形鐵素體晶粒、馬氏體晶粒和殘余奧氏體晶粒各自中30個晶粒的長軸長度和短軸長度，對每個晶粒用長軸長度除以短軸長度，將這些值進(jìn)行平均，求出平均長徑比。

殘余奧氏體中的mn量(質(zhì)量％)除以多邊形鐵素體中的mn量(質(zhì)量％)而得到的值：2.0以上

殘余奧氏體中的mn量(質(zhì)量％)除以多邊形鐵素體中的mn量(質(zhì)量％)而得到的值為2.0以上在本發(fā)明中是極其重要的。這是因?yàn)?，為了確保良好的延展性，需要使富集有mn的穩(wěn)定的殘余奧氏體增多。

需要說明的是，殘余奧氏體中的mn量(質(zhì)量％)除以多邊形鐵素體中的mn量(質(zhì)量％)而得到的值的上限值沒有特別限定，從延伸凸緣性的觀點(diǎn)考慮，優(yōu)選設(shè)定為約16.0。

另外，殘余奧氏體和多邊形鐵素體中的mn量可以以下述方式求出。

即，可以通過如下方法求出：使用epma(electronprobemicroanalyzer；電子探針顯微分析儀)，對板厚1/4位置處的軋制方向斷面的mn在各相中的分布狀態(tài)進(jìn)行定量化，接著，對30個殘余奧氏體晶粒和30個多邊形鐵素體晶粒的mn量進(jìn)行分析，將由分析結(jié)果得到的各殘余奧氏體晶粒和多邊形鐵素體晶粒的mn量分別進(jìn)行平均。

需要說明的是，本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板的顯微組織中，除了多邊形鐵素體、馬氏體和殘余奧氏體以外，有時還包含粒狀鐵素體、針狀鐵素體、貝氏體鐵素體、回火馬氏體、珠光體和滲碳體等碳化物(除珠光體中的滲碳體以外)。這些組織合計(jì)在面積率為10％以下的范圍時，即使含有也不會損害本發(fā)明的效果。

另外，本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板中，優(yōu)選使殘余奧氏體中的c量以與殘余奧氏體中的mn量的關(guān)系計(jì)滿足下式：

0.09×[mn量]-0.130-0.140≤[c量]≤0.09×[mn量]-0.130+0.140

[c量]：殘余奧氏體中的c量質(zhì)量％)

[mn量]：殘余奧氏體中的mn量(質(zhì)量％)

在此，施加加工時，殘余奧氏體由于trip現(xiàn)象而相變?yōu)轳R氏體，但通過該相變，能夠確保良好的伸長率。即，trip現(xiàn)象中，必須在沖壓成形、加工前存在有殘余奧氏體。需要說明的是，殘余奧氏體是在由鋼的組織中含有的成分元素確定的ms點(diǎn)(馬氏體相變開始點(diǎn))低時(例如，低至約15℃以下時)容易殘留的組織。

發(fā)明人為了更詳細(xì)地考察該殘余奧氏體的trip現(xiàn)象所引起的相變行為，對于對鋼板施加沖壓成形、加工后的鋼組織進(jìn)行了深入考察。

結(jié)果發(fā)現(xiàn)，鋼中存在的殘余奧氏體有：在施加沖壓成形、加工時立即發(fā)生馬氏體相變的殘余奧氏體(所謂不穩(wěn)定的殘余奧氏體)和以殘余奧氏體的形式存在至加工量增大、加工量增大后發(fā)生馬氏體相變而產(chǎn)生trip現(xiàn)象的殘余奧氏體(所謂穩(wěn)定的殘余奧氏體)。然后查明了：加工量增大后發(fā)生馬氏體相變的所謂穩(wěn)定的殘余奧氏體多時，特別有效地得到良好的伸長率。

即，從各種鋼板中選擇伸長率良好的鋼板和伸長率低的鋼板，對這些鋼板以0～20％的各種加工度實(shí)施拉伸加工，測定拉伸加工后的鋼板中殘留的殘余奧氏體的體積率。然后，對鋼板的加工度與拉伸加工后的鋼板的殘余奧氏體的體積率的關(guān)系進(jìn)行了考察，結(jié)果，在兩者之間觀察到如圖1所示的傾向。

如圖1所示可知，伸長率良好的鋼板中，提高加工度時的殘余奧氏體的減少的方式平緩。需要說明的是，在此所述的加工度是指，使用以使拉伸方向?yàn)榕c鋼板的軋制方向成直角的方向的方式裁取的jis5號試驗(yàn)片進(jìn)行拉伸試驗(yàn)時的伸長率值。

因此，發(fā)明人準(zhǔn)備了ts為780mpa級的各種鋼板，對這些鋼板賦予以伸長率值計(jì)為10％的拉伸加工，在拉伸加工后的鋼板中測定殘余奧氏體的體積率。需要說明的是，殘余奧氏體的體積率的測定方法通過上述的方法來進(jìn)行。

然后，對賦予以伸長率值計(jì)為10％的拉伸加工后的殘余奧氏體的體積率除以拉伸加工前的殘余奧氏體的體積率而得到的值(即，[賦予以伸長率值計(jì)為10％的拉伸加工后的殘余奧氏體的體積率]/[拉伸加工前的殘余奧氏體的體積率])給鋼板的伸長率帶來的影響進(jìn)行了考察。將其結(jié)果示于圖2中。

需要說明的是，對上述的賦予以伸長率值計(jì)為10％的拉伸加工時的條件具體地進(jìn)行說明時，如下所述。

即，使用以使拉伸方向?yàn)榕c鋼板的軋制方向成直角的方向的方式裁取的jis5號試驗(yàn)片來進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，在該試驗(yàn)片的伸長率值為10％時中斷試驗(yàn)，由此賦予以伸長率值計(jì)為10％的拉伸加工。

另外，圖2的鋼板的伸長率是指，對拉伸加工前的鋼板進(jìn)行與后述的實(shí)施例同樣的拉伸試驗(yàn)而求出的總伸長率。

如圖2所示，在賦予以伸長率值計(jì)為10％的拉伸加工后的殘余奧氏體的體積率除以拉伸加工前的殘余奧氏體的體積率而得到的值為0.3以上時，可以得到高伸長率，另一方面，偏離該范圍的鋼板的伸長率低。

因此，優(yōu)選使賦予以伸長率值計(jì)為10％的拉伸加工后的殘余奧氏體的體積率除以拉伸加工前的殘余奧氏體的體積率而得到的值為0.3以上。

另外，對滿足上述的條件的鋼板的拉伸加工前的鋼組織進(jìn)一步詳細(xì)地進(jìn)行了調(diào)查，結(jié)果獲知，在殘余奧氏體中的c量以與殘余奧氏體中的mn量的關(guān)系計(jì)滿足下式的情況下，施加加工時發(fā)生顯示高加工硬化能力的trip現(xiàn)象，顯示更良好的伸長率。

0.09×[mn量]-0.130-0.140≤[c量]≤0.09×[mn量]-0.130+0.140

[c量]：殘余奧氏體中的c量(質(zhì)量％)

[mn量]：殘余奧氏體中的mn量(質(zhì)量％)

即，通過將上述的殘余奧氏體中的c量以與殘余奧氏體中的mn量的關(guān)系進(jìn)行適當(dāng)控制，可以得到大量的使作為延展性提高的主要因素的加工誘發(fā)相變(trip)現(xiàn)象斷續(xù)地表現(xiàn)至鋼板的加工最后階段為止的、所謂穩(wěn)定的殘余奧氏體，由此，能夠?qū)崿F(xiàn)高強(qiáng)度以及更良好的伸長率。

另外，殘余奧氏體中的c量(質(zhì)量％)可以與上述的殘余奧氏體中的mn量同樣地通過以下的步驟求出。

即，使用上述的epma，對板厚1/4位置處的軋制方向斷面的c在各相中的分布狀態(tài)進(jìn)行定量化。接著，對30個殘余奧氏體晶粒的c量進(jìn)行分析，將由分析結(jié)果得到的各殘余奧氏體晶粒的c量分別進(jìn)行平均，由此，可以求出殘余奧氏體中的c量。

接著，對本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板的制造方法進(jìn)行說明。

本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板的制造方法具備：將具有上述的成分組成的鋼坯加熱至1100℃以上且1300℃以下、在750℃以上且1000℃以下的精軋出口側(cè)溫度進(jìn)行熱軋、在300℃以上且750℃以下的平均卷取溫度下進(jìn)行卷取而制成熱軋板的熱軋工序；對上述熱軋板實(shí)施酸洗而除去氧化皮的酸洗工序；將上述熱軋板在ac1相變點(diǎn)+20℃以上且ac1相變點(diǎn)+120℃以下的溫度范圍內(nèi)保持600s以上且21600s以下的熱軋板退火工序；將上述熱軋板以30％以上的壓下率進(jìn)行冷軋而制成冷軋板的冷軋工序；和將上述冷軋板在ac1相變點(diǎn)以上且ac1相變點(diǎn)+100℃以下的溫度范圍內(nèi)保持超過900s且21600s以下后進(jìn)行冷卻的冷軋板退火工序。

以下，對這些制造條件的限定理由進(jìn)行說明。

鋼坯的加熱溫度：1100℃以上且1300℃以下

鋼坯的加熱階段中存在的析出物在最終得到的鋼板內(nèi)以粗大的析出物的形式存在，對強(qiáng)度沒有貢獻(xiàn)，因此，需要使鑄造時析出的ti、nb系析出物再溶解。

在此，鋼坯的加熱溫度低于1100℃時，碳化物的充分溶解是困難的，并且產(chǎn)生因軋制載荷的增大引起的熱軋時的故障發(fā)生的危險增大等問題。因此，鋼坯的加熱溫度需要設(shè)定為1100℃以上。

另外，從將板坯表層的氣泡、偏析等缺陷刮掉、減少鋼板表面的裂紋、凹凸從而實(shí)現(xiàn)平滑的鋼板表面的觀點(diǎn)考慮，也需要將鋼坯的加熱溫度設(shè)定為1100℃以上。

另一方面，鋼坯的加熱溫度超過1300℃時，氧化皮損失隨著氧化量的增加而增大。因此，鋼坯的加熱溫度需要設(shè)定為1300℃以下。

因此，鋼坯的加熱溫度設(shè)定為1100℃以上且1300℃以下的范圍。優(yōu)選為1150℃以上且1250℃以下的范圍。

需要說明的是，為了防止宏觀偏析，鋼坯優(yōu)選通過連鑄法來制造，但也可以通過鑄錠法、薄板坯鑄造法等來制造。另外，可以應(yīng)用制造鋼坯后、先冷卻至室溫、然后再次加熱的現(xiàn)有方法。此外，也可以沒有問題地應(yīng)用在制造鋼坯后不冷卻至室溫而以溫片的狀態(tài)裝入到加熱爐中、或者稍微進(jìn)行保熱后直接進(jìn)行軋制等的、直送軋制/直接軋制等節(jié)能工藝。另外，將鋼坯在通常的條件下利用粗軋制成薄板坯，但在使加熱溫度較低的情況下，從防止熱軋時的故障的觀點(diǎn)考慮，優(yōu)選在精軋前使用板帶加熱器等對薄板坯進(jìn)行加熱。

熱軋的精軋出口側(cè)溫度：750℃以上且1000℃以下

將加熱后的鋼坯通過粗軋和精軋進(jìn)行熱軋而形成熱軋鋼板。此時，精軋出口側(cè)溫度超過1000℃時，氧化物(氧化皮)的生成量急劇增加，鋼基與氧化物的界面變粗，酸洗、冷軋后的鋼板的表面品質(zhì)有劣化的傾向。另外，在酸洗后，在局部存在熱軋氧化皮的殘留等時，對延展性、延伸凸緣性產(chǎn)生不利影響。此外，結(jié)晶粒徑變得過度粗大，有時會在加工時產(chǎn)生沖壓品表面粗糙。

另一方面，精軋出口側(cè)溫度低于750℃時，軋制載荷增大，軋制負(fù)荷增大，奧氏體在未再結(jié)晶狀態(tài)下的壓下率變高。其結(jié)果，異常的織構(gòu)發(fā)達(dá)，最終制品中的面內(nèi)各向異性變得顯著，會損害材質(zhì)的均勻性，不僅如此，延展性本身也降低。

因此，需要將熱軋的精軋出口側(cè)溫度設(shè)定為750℃以上且1000℃以下的范圍。優(yōu)選為800℃以上且950℃以下的范圍。

熱軋后的平均卷取溫度：300℃以上且750℃以下

熱軋后的平均卷取溫度超過750℃時，熱軋板組織的鐵素體的結(jié)晶粒徑增大，難以確保期望的強(qiáng)度。另一方面，熱軋后的平均卷取溫度低于300℃時，熱軋板強(qiáng)度升高，冷軋中的軋制負(fù)荷增大，或者產(chǎn)生板形狀的不良，因此，生產(chǎn)率降低。因此，需要將熱軋后的平均卷取溫度設(shè)定為300℃以上且750℃以下的范圍。優(yōu)選為400℃以上且650℃以下的范圍。

需要說明的是，也可以在熱軋時將粗軋板彼此接合而連續(xù)地進(jìn)行精軋。另外，先對粗軋板進(jìn)行卷取也沒有關(guān)系。另外，為了降低熱軋時的軋制載荷，可以將精軋的一部分或全部設(shè)定為潤滑軋制。從鋼板形狀的均勻化、材質(zhì)的均勻化的觀點(diǎn)考慮，進(jìn)行潤滑軋制也是有效的。需要說明的是，潤滑軋制時的摩擦系數(shù)優(yōu)選設(shè)定為0.10以上且0.25以下的范圍。

對這樣制造的熱軋鋼板進(jìn)行酸洗。酸洗能夠除去鋼板表面的氧化物(氧化皮)，因此，對于確保最終制品的高強(qiáng)度鋼板的良好的化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性、鍍層品質(zhì)是重要的。另外，可以進(jìn)行一次酸洗，也可以分為多次進(jìn)行酸洗。

熱軋板退火(熱處理)條件：在ac1相變點(diǎn)+20℃以上且ac1相變點(diǎn)+120℃以下的溫度范圍內(nèi)保持600s以上且21600s以下

在熱軋板退火中在ac1相變點(diǎn)+20℃以上且ac1相變點(diǎn)+120℃以下的溫度范圍內(nèi)保持600s以上且21600s以下在本發(fā)明中是極其重要的。

即，在熱軋板退火的退火溫度(保持溫度)低于ac1相變點(diǎn)+20℃或超過ac1相變點(diǎn)+120℃時、保持時間少于600s時，mn向奧氏體的富集不會進(jìn)行，并且在最終退火(冷軋板退火)后難以確保充分量的殘余奧氏體，延展性降低。另一方面，保持時間超過21600s時，mn向奧氏體的富集飽和，對最終退火后得到的鋼板的延展性的效力減小，不僅如此，也成為成本升高的主要原因。

另外，在ac1相變點(diǎn)+20℃以上且ac1相變點(diǎn)+120℃以下的溫度范圍內(nèi)保持600s以上且21600s以下對于使鋼組織中的殘余奧氏體中的c量以與殘余奧氏體中的mn量的關(guān)系計(jì)滿足下式也是重要的。

0.09×[mn量]-0.130-0.140≤[c量]≤0.09×[mn量]-0.130+0.140

[c量]：殘余奧氏體中的c量(質(zhì)量％)

[mn量]：殘余奧氏體中的mn量(質(zhì)量％)

因此，熱軋板退火中，在ac1相變點(diǎn)+20℃以上且ac1相變點(diǎn)+120℃以下(優(yōu)選為ac1相變點(diǎn)+30℃以上且ac1相變點(diǎn)+100℃以下)的溫度范圍內(nèi)保持600s以上且21600s以下(優(yōu)選為1000s以上且18000s以下)的時間。

需要說明的是，熱處理方法可以為連續(xù)退火、分批退火中的任意一種退火方法。另外，上述的熱處理后冷卻至室溫，但其冷卻方法和冷卻速度沒有特別規(guī)定，可以為分批退火中的爐冷、空冷和連續(xù)退火中的噴氣冷卻、噴霧冷卻和水冷等中的任意一種冷卻。另外，酸洗根據(jù)常規(guī)方法進(jìn)行即可。

冷軋的壓下率：30％以上

在冷軋中，將壓下率設(shè)定為30％以上。通過以30％以上的壓下率實(shí)施冷軋，在熱處理時微細(xì)地生成奧氏體。其結(jié)果，可以得到微細(xì)的殘余奧氏體和馬氏體，強(qiáng)度-延展性平衡提高，不僅如此，彎曲性和延伸凸緣性(擴(kuò)孔性)也提高。

需要說明的是，冷軋的壓下率的上限值沒有特別限定，從冷軋的載荷負(fù)荷的觀點(diǎn)考慮，優(yōu)選設(shè)定為約85％。

冷軋板退火(熱處理)條件：在ac1相變點(diǎn)以上且ac1相變點(diǎn)+100℃以下的溫度范圍內(nèi)保持超過900s且21600s以下

在冷軋板退火中在ac1相變點(diǎn)以上且ac1相變點(diǎn)+100℃以下的溫度范圍內(nèi)保持超過900s且21600s以下在本發(fā)明中是極其重要的。

即，冷軋板退火的退火溫度(保持溫度)低于ac1相變點(diǎn)或超過ac1相變點(diǎn)+100℃時，mn向奧氏體的富集不會進(jìn)行，并且難以確保充分量的殘余奧氏體，延展性降低。

此外，保持時間為900s以下時，未再結(jié)晶鐵素體殘留，鐵素體與硬質(zhì)第二相(馬氏體和殘余奧氏體)的異相界面量減少，另外，各構(gòu)成相中的晶粒的平均長徑比也增大。其結(jié)果，yp(屈服強(qiáng)度)升高，yr(屈服比)增高。另一方面，保持時間超過21600s時，mn向奧氏體的富集飽和，對最終退火(冷軋板退火)后得到的鋼板的延展性的效力減小，不僅如此，也成為成本升高的主要原因。

因此，在冷軋板退火中，在ac1相變點(diǎn)以上且ac1相變點(diǎn)+100℃以下(優(yōu)選為ac1相變點(diǎn)+20℃以上且ac1相變點(diǎn)+80℃以下)的溫度范圍內(nèi)保持超過900s且21600s以下(優(yōu)選為1200s以上且18000s以下)的時間。

需要說明的是，為了使鋼組織中的殘余奧氏體中的c量以與殘余奧氏體中的mn量的關(guān)系計(jì)滿足下式，上述的冷軋板退火條件也是重要的，特別優(yōu)選在ac1相變點(diǎn)+20℃以上且ac1相變點(diǎn)+80℃以下的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行保持。

0.09×[mn量]-0.130-0.140≤[c量]≤0.09×[mn量]-0.130+0.140

[c量]：殘余奧氏體中的c量(質(zhì)量％)

[mn量]：殘余奧氏體中的mn量(質(zhì)量％)

另外，對以上述方式得到的冷軋板實(shí)施熱鍍鋅處理、熱鍍鋁處理、電鍍鋅處理等鍍覆處理，由此，能夠得到在表面具備熱鍍鋅層、熱鍍鋁層、電鍍鋅層的高強(qiáng)度鋼板。需要說明的是，“熱鍍鋅”也包含合金化熱鍍鋅。

例如，在實(shí)施熱鍍鋅處理時，將實(shí)施上述冷軋板退火而得到的冷軋板浸漬到440℃以上且500℃以下的鋅鍍浴中而實(shí)施熱鍍鋅處理，然后，通過氣體擦拭等調(diào)整鍍層附著量。需要說明的是，熱鍍鋅優(yōu)選使用al量為0.10質(zhì)量％以上且0.22質(zhì)量％以下的鋅鍍浴。另外，在實(shí)施鋅鍍層的合金化處理時，在熱鍍鋅處理后，在450℃以上且600℃以下的溫度范圍內(nèi)實(shí)施熱鍍鋅層的合金化處理。在超過600℃的溫度下進(jìn)行合金化處理時，未相變奧氏體相變?yōu)橹楣怏w，無法確保期望的殘余奧氏體的體積率，延展性有時降低。另一方面，合金化處理溫度低于450℃時，合金化不會進(jìn)行，難以生成合金層。因此，在進(jìn)行鋅鍍層的合金化處理時，優(yōu)選在450℃以上且600℃以下的溫度范圍內(nèi)實(shí)施熱鍍鋅層的合金化處理。

需要說明的是，其他的制造方法的條件沒有特別限定，從生產(chǎn)率的觀點(diǎn)考慮，上述的退火、熱鍍鋅層、鋅鍍層的合金化處理等的一系列處理優(yōu)選在作為熱鍍鋅線的cgl(continuousgalvanizingline，連續(xù)鍍鋅線)中進(jìn)行。

另外，在實(shí)施熱鍍鋁處理時，將實(shí)施上述冷軋板退火而得到的冷軋板浸漬到660～730℃的鋁鍍浴中而實(shí)施熱鍍鋁處理，然后，通過氣體擦拭等調(diào)整鍍層附著量。另外，鋁鍍浴溫度符合ac1相變點(diǎn)以上且ac1相變點(diǎn)+100℃以下的溫度范圍的鋼通過熱鍍鋁處理而進(jìn)一步生成微細(xì)且穩(wěn)定的殘余奧氏體，因此，能夠進(jìn)一步提高延展性。

此外，在實(shí)施電鍍鋅處理時，沒有特別限定，優(yōu)選使覆膜厚度為5μm～15μm的范圍。

需要說明的是，對于以上述方式制造的高強(qiáng)度鋼板，可以以形狀矯正、表面粗糙度的調(diào)整等為目的而進(jìn)行表面光軋。表面光軋的壓下率優(yōu)選為0.1％以上且2.0％以下的范圍。小于0.1％時，效果小，還難以控制，因此，0.1％成為良好范圍的下限。另外，超過2.0％時，生產(chǎn)率顯著降低，因此，將2.0％設(shè)定為良好范圍的上限。

另外，表皮光軋可以在線進(jìn)行，也可以離線進(jìn)行。另外，可以一次性進(jìn)行目標(biāo)壓下率的表皮光軋，也可以分為多次。此外，也可以對以上述方式制造的高強(qiáng)度鋼板進(jìn)一步實(shí)施樹脂、油脂涂覆等各種涂裝處理。

實(shí)施例

將具有表1所示的成分組成、余量由fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的鋼利用轉(zhuǎn)爐進(jìn)行熔煉，通過連鑄法制成鋼坯。將所得到的鋼坯在表2所示的條件下進(jìn)行熱軋，酸洗后，實(shí)施熱軋板退火，接著進(jìn)行冷軋，然后實(shí)施冷軋板退火，由此得到冷軋板(cr)。另外，對于一部分冷軋板，進(jìn)一步實(shí)施熱鍍鋅處理(也包含在熱鍍鋅處理后進(jìn)行合金化處理的處理)、熱鍍鋁處理或電鍍鋅處理，制成熱鍍鋅鋼板(gi)、合金化熱鍍鋅鋼板(ga)、熱鍍鋁鋼板(al)、電鍍鋅鋼板(eg)。

需要說明的是，關(guān)于熱鍍鋅浴，在gi中使用含有0.19質(zhì)量％的al的鋅浴，在ga中使用含有0.14質(zhì)量％的al的鋅浴，浴溫均設(shè)定為465℃。另外，鍍層附著量設(shè)定為每單面45g/m²(兩面鍍層)，ga中，將鍍層中的fe濃度設(shè)定為9質(zhì)量％以上且12質(zhì)量％以下。此外，熱鍍鋁鋼板用的熱鍍鋁浴的浴溫設(shè)定為700℃。

需要說明的是，表1中的ac1相變點(diǎn)(℃)使用以下的公式來求出。

ac1相變點(diǎn)(℃)

＝751-16×(％c)+11×(％si)-28×(％mn)-5.5×(％cu)-16×(％ni)+13×(％cr)+3.4×(％mo)

在此，(％c)、(％si)、(％mn)、(％cu)、(％ni)、(％cr)、(％mo)為各元素的鋼中含量(質(zhì)量％)。

[表2]

下劃線部：表示適當(dāng)范圍外。

*cr：冷軋板(未鍍覆)、gi：熱鍍鋅鋼板(未進(jìn)行鋅鍍層的合金化處理)、

ga：合金化熱鍍鋅鋼板、al：熱鍍鋁鋼板、eg：電鍍鋅鋼板

對于這樣得到的鋼板，通過前述的方法考察斷面顯微組織。另外，利用前述的條件對各鋼板實(shí)施以伸長率值計(jì)為10％的拉伸加工，通過前述的方法求出拉伸加工后的鋼板中的殘余奧氏體的體積率。將這些結(jié)果示于表3-1和表3-2中。

[表3-1]

下劃線部：表示適當(dāng)范圍外。

f：多邊形鐵素體、f′：未再結(jié)晶鐵素體、bf：貝氏體鐵素體、ra：殘余奧氏體、

m：馬氏體、p：珠光體、θ：碳化物(滲碳體等)

[表3-2]

下劃線部：表示適當(dāng)范圍外。

f：多邊形鐵素體、f′：未再結(jié)晶鐵素體、bf：貝氏體鐵素體、ra：殘余奧氏體

m：馬氏體、p：珠光體、θ：碳化物(滲碳體等)

另外，對于以上述方式得到的鋼板，進(jìn)行拉伸試驗(yàn)、彎曲試驗(yàn)和擴(kuò)孔試驗(yàn)，以下述方式對拉伸特性、彎曲性和擴(kuò)孔性進(jìn)行評價。

拉伸試驗(yàn)中，使用以使拉伸方向?yàn)榕c鋼板的軋制方向成直角的方向的方式裁取樣品而得到的jis5號試驗(yàn)片，依據(jù)jisz2241(2011年)來進(jìn)行，測定yp(屈服應(yīng)力)、yr(屈服比)、ts(拉伸強(qiáng)度)和el(總伸長率)。在此，yr是yp除以ts并用百分率表示的值。

需要說明的是，將yr＜68％、ts≥590mpa以上且ts×el≥24000mpa·％、并且在ts590mpa級下為el≥34％、在ts780mpa級下為el≥30％、在ts980mpa級以上為el≥24％的情況判斷為良好。

需要說明的是，ts：590mpa級是指ts為590mpa以上且低于780mpa的鋼板，ts：780mpa級是指ts為780mpa以上且低于980mpa的鋼板，ts：980mpa級是指ts為980mpa以上且低于1180mpa的鋼板。

另外，彎曲試驗(yàn)基于jisz2248(1996年)的v形塊法來實(shí)施。對于彎曲部外側(cè)，利用實(shí)體顯微鏡判定裂紋的有無，將未產(chǎn)生裂紋的最小的彎曲半徑作為極限彎曲半徑r。

需要說明的是，將90°v彎曲中滿足r/t≤1.5(t：鋼板的板厚)的情況判定為彎曲性良好。

此外，擴(kuò)孔試驗(yàn)依據(jù)jisz2256(2010年)來進(jìn)行。將所得到的各鋼板切割成100mm×100mm后，以12％±1％的間隙沖裁出直徑10mm的孔，然后，在使用內(nèi)徑75mm的沖模以9ton(88.26kn)的按壓力按壓的狀態(tài)下，將60°圓錐的沖頭壓入孔中，測定裂紋產(chǎn)生極限的孔直徑。然后，由下式求出極限擴(kuò)孔率λ(％)，根據(jù)該極限擴(kuò)孔率的值對擴(kuò)孔性進(jìn)行評價。

極限擴(kuò)孔率λ(％)＝{(df-d0)/d0}×100

其中，df為裂紋產(chǎn)生時的孔徑(mm)、d0為初始孔徑(mm)。

需要說明的是，將ts590mpa級下為λ≥30％、ts780mpa級下為λ≥25％、ts980mpa級下為λ≥20％的情況判斷為良好。

此外，在鋼板的制造時，對生產(chǎn)率、以及熱軋和冷軋時的通板性、最終退火板(冷軋板退火后的鋼板)的表面性狀進(jìn)行評價。

在此，關(guān)于生產(chǎn)率，對(1)產(chǎn)生熱軋板的形狀不良、(2)為了進(jìn)入下一工序而需要熱軋板的形狀矯正時、(3)退火處理的保持時間長時等的生產(chǎn)周期成本進(jìn)行評價。而且，將不屬于(1)～(3)中的任意一種的情況判斷為“良好”，將屬于(1)～(3)中的任意一種的情況判斷為“不良”。

另外，關(guān)于熱軋的通板性，將因軋制載荷的增大而使軋制時的故障發(fā)生的危險增大的情況判斷為不良。

同樣地，關(guān)于冷軋的通板性，也將因軋制載荷的增大而使軋制時的故障發(fā)生的危險增大的情況判斷為不良。

此外，關(guān)于最終退火板的表面性狀，將無法將板坯表層的氣泡、偏析等缺陷刮掉、鋼板表面的裂紋、凹凸增大、得不到平滑的鋼板表面的情況判斷為不良。另外，將氧化物(氧化皮)的生成量急劇增加、鋼基與氧化物的界面變粗、酸洗、冷軋后的表面品質(zhì)劣化的情況、在酸洗后在局部存在熱軋氧化皮的殘留等的情況也判斷為不良。

將這些評價結(jié)果示于表4中。

[表4]

可知，本發(fā)明例中，均能夠制造拉伸強(qiáng)度(ts)為590mpa以上且屈服比(yr)小于68％并且具有良好的延展性和強(qiáng)度與延展性的平衡、進(jìn)而彎曲性和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板。另外，本發(fā)明例中，生產(chǎn)率、熱軋和冷軋的通板性、以及最終退火板的表面性狀均優(yōu)良。

另一方面，比較例中，拉伸強(qiáng)度、屈服比、延展性、強(qiáng)度與延展性的平衡、彎曲性、擴(kuò)孔性中的任意一項(xiàng)以上沒有得到期望的特性。

產(chǎn)業(yè)上的可利用性

根據(jù)本發(fā)明，能夠制造yr(屈服比)小于68％且具有590mpa以上的ts(拉伸強(qiáng)度)的成形性優(yōu)良并且具有低屈服比的高強(qiáng)度鋼板。另外，通過將本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板應(yīng)用于例如汽車結(jié)構(gòu)構(gòu)件中，能夠?qū)崿F(xiàn)車身輕量化所帶來的燃料效率改善，產(chǎn)業(yè)上的利用價值非常大。