本發(fā)明涉及主要適合供于汽車車身的結構部件的高強度鋼板及其制造方法。特別是，本發(fā)明要得到具有780mpa以上的拉伸強度(ts)和高剛性(高楊氏模量)并且深拉深性和延伸凸緣性優(yōu)良的高強度鋼板。
背景技術：
近年來，鑒于對地球環(huán)境問題的關心增高，要求汽車中的廢氣限制等，汽車中的車身的輕量化成為極其重要的課題。
在此，對于車身輕量化，通過鋼板的高強度化來減小鋼板的板厚的方法(薄壁化)是有效的方法。最近，鋼板的高強度化顯著發(fā)展的結果，有即使ts為780mpa以上也要積極地應用板厚小于2.0mm的薄鋼板這樣的動向。但是，薄壁化所引起的車身剛性的降低也同時成為問題，汽車的結構部件的剛性的進一步提高成為課題。關于結構部件的剛性，如果斷面形狀相同則由鋼板的板厚和楊氏模量來決定。因此，為了兼顧輕量化和結構部件的剛性，提高鋼板的楊氏模量是有效的。
鋼板的楊氏模量大大受到鋼板的織構所支配，在作為體心立方晶格的鐵的情況下，已知在作為原子的密排方向的<111>方向上楊氏模量高，相反，在原子密度小的<100>方向上楊氏模量低。在此，已知結晶取向沒有各向異性的通常的鐵的楊氏模量為約206gpa。另外，通過使結晶取向具有各向異性并提高特定方向的原子密度，能夠提高該方向的楊氏模量。但是，在考慮汽車車身的剛性的情況下，從各個方向施加載荷，因此，需要不僅在特定方向上具有高楊氏模量，而且在各方向上具有高楊氏模量。
另一方面，鋼板的高強度化會導致成形性的降低。因此，難以兼顧鋼板的高強度化和優(yōu)良的成形性，也期望兼具高強度和優(yōu)良的成形性的鋼板。
針對該期望，例如，在專利文獻1中提出了“一種剛性優(yōu)良的高強度薄鋼板的制造方法，其特征在于，將以質量％計含有c：0.02～0.15％、si：0.3％以下、mn：1.0～3.5％、p：0.05％以下、s：0.01％以下、al：1.0％以下、n：0.01％以下和ti：0.1～1.0％、余量由fe和不可避免的雜質構成的板坯進行熱軋，以20～85％的壓下率進行冷軋后，進行再結晶退火，由此，具有鐵素體單相的顯微組織，ts為590mpa以上，并且相對于軋制方向為90°的方向的楊氏模量為230gpa以上、相對于軋制方向為0°、45°、90°的方向的平均楊氏模量為215gpa以上”。
在專利文獻2中提出了“一種加工性優(yōu)良的高剛性高強度鋼板的制造方法，其特征在于，將以質量％計含有c：0.05～0.15％、si：1.5％以下、mn：1.5～3.0％、p：0.05％以下、s：0.01％以下、al：0.5％以下、n：0.01％以下、nb：0.02～0.15％和ti：0.01～0.15％、余量由fe和不可避免的雜質構成的板坯進行熱軋，以40～70％的壓下率進行冷軋后，進行再結晶退火，由此，具有鐵素體與馬氏體的混合組織，ts為590mpa以上，并且相對于軋制方向成直角的方向的楊氏模量為230gpa以上”。
在專利文獻3中提出了“一種高強度鋼板的制造方法，其特征在于，將以質量％計含有c：0.010～0.050％、si：1.0％以下、mn：1.0～3.0％、p：0.005～0.1％、s：0.01％以下、al：0.005～0.5％、n：0.01％以下和nb：0.03～0.3％、余量由fe和不可避免的雜質構成的板坯進行熱軋后進行冷軋，進行再結晶退火，由此，具有鐵素體相的面積率為50％以上和馬氏體相的面積率為1％以上的鋼組織，軋制直角方向的楊氏模量為225gpa以上、平均r值為1.3以上”。
在專利文獻4中提出了“一種擴孔性優(yōu)良的高剛性高強度鋼板的制造方法，其特征在于，將以質量％計含有c：0.05～0.15％、si：1.5％以下、mn：1.5～3.0％、p：0.05％以下、s：0.01％以下、al：0.5％以下、n：0.01％以下、nb：0.02～0.15％和ti：0.01～0.15％、余量由fe和不可避免的雜質構成的板坯進行熱軋，以40～75％的壓下率進行冷軋后，進行再結晶退火，由此，具有鐵素體相的面積率為50％以上的顯微組織，ts為590mpa以上、ts×擴孔率λ的積ts×λ≥23000mpa·％，并且相對于軋制方向成直角的方向的楊氏模量為235gpa以上”。
現(xiàn)有技術文獻
專利文獻
專利文獻1：日本特開2007-092130號公報
專利文獻2：日本特開2008-240125號公報
專利文獻3：日本特開2005-120472號公報
專利文獻4：日本特開2008-240123號公報
技術實現(xiàn)要素：
發(fā)明所要解決的問題
但是，專利文獻1中記載的技術中，為了達到拉伸強度780mpa以上，例如，參考其實施例，需要添加0.4質量％的v、0.5質量％的w這樣的昂貴的元素。另外，該技術中，為了實現(xiàn)進一步的高強度化，cr、mo等昂貴的元素的活用是更加必不可少的，因此，存在合金成本增加的問題。
專利文獻2中記載的技術對于僅提高鋼板的一個方向的楊氏模量是有效的。但是，該技術無法適用于需要在各方向上具有高楊氏模量的鋼板的汽車的結構部件的剛性提高。
專利文獻3中記載的技術中，公開了剛性和加工性優(yōu)良，公開了加工性中特別是深拉深性優(yōu)良。但是，該技術中，ts低至約660mpa。
專利文獻4中記載的技術中，公開了剛性和加工性優(yōu)良，公開了加工性中特別是擴孔性優(yōu)良。但是，該技術中，為了達到拉伸強度780mpa以上，例如，參考其實施例，單獨或復合地添加v、w、cr、mo、ni、cu這樣的昂貴的元素是不可缺少的。因此，仍然存在合金成本增加的問題。另外，就楊氏模量而言，僅規(guī)定了相對于軋制方向成直角的方向的楊氏模量，可以認為對于僅提高鋼板的一個方向的楊氏模量是有效的。但是，該技術無法適用于需要在各方向上具有高楊氏模量的鋼板的汽車的結構部件的剛性提高。
此外，專利文獻1～4中記載的技術未必考慮到深拉深性和延伸凸緣性(擴孔性)優(yōu)良這一點。
本發(fā)明是鑒于上述情況而開發(fā)的，其目的在于提供具有780mpa以上的拉伸強度(ts)和高楊氏模量、并且加工性、特別是深拉深性和延伸凸緣性優(yōu)良的高強度鋼板及其制造方法。
需要說明的是，“高楊氏模量”是指，軋制方向和相對于軋制方向為45°的方向的楊氏模量為205gpa以上、并且相對于軋制方向成直角的方向的楊氏模量為220gpa以上。
另外，“深拉深性優(yōu)良”是指平均r值≥1.05。此外，“延伸凸緣性(擴孔性)優(yōu)良”是指極限擴孔率：λ≥20％。
此外，本發(fā)明的高強度鋼板包含作為冷軋鋼板的高強度冷軋鋼板、作為在表面具有鍍覆覆膜的鍍覆鋼板的高強度鍍覆鋼板、作為在表面具有鍍鋅覆膜的鍍鋅鋼板的高強度鍍鋅鋼板等。需要說明的是，作為鍍鋅覆膜，可以列舉例如熱鍍鋅覆膜、合金化熱鍍鋅覆膜等。
用于解決問題的方法
發(fā)明人對具有780mpa以上的ts和高楊氏模量、深拉深性和延伸凸緣性優(yōu)良的高強度鋼板及其制造方法反復進行了深入研究，結果發(fā)現(xiàn)了以下事項。
即發(fā)現(xiàn)，重要的是：對添加有ti和nb中的任意一種或兩種元素并將其他合金元素的成分組成控制為適當?shù)匿撆鬟M行加熱，接著對該鋼坯實施熱軋。此時，使熱軋的卷取溫度(ct)為比較高的溫度。由此，利用添加的ti和/或nb的析出促進效果，使作為侵入型元素的c和n的大部分以碳化物、氮化物的形式析出，由此盡可能地減少固溶c和n。
另外，同時發(fā)現(xiàn)：在熱軋后的冷軋工序中，盡可能地提高壓下率而使α-纖維(<110>軸與軋制方向平行的纖維織構)和γ-纖維(<111>軸與軋制面法線方向平行的纖維織構)的織構發(fā)達是重要的。
這樣，通過使退火處理前的鋼板組織為盡可能地減少了固溶c和n并且使α-纖維和γ-纖維的織構發(fā)達的組織，在之后的退火時，控制退火溫度而使α-纖維和γ-纖維的織構、特別是γ-纖維的織構發(fā)達，能夠提高所有方向的楊氏模量。另外，通過使鐵素體、馬氏體和回火馬氏體以一定的比例以上生成，能夠確保期望的強度。
結果發(fā)現(xiàn)，能夠制造具有780mpa以上的ts和高楊氏模量并且深拉深性和延伸凸緣性優(yōu)良的高強度鋼板。
本發(fā)明是基于上述的見解而完成的。
即，本發(fā)明的主旨構成如下所述。
1.一種高強度鋼板，其特征在于，
具有如下成分組成：以質量％計，含有c：0.060％以上且0.200％以下、si：0.50％以上且2.20％以下、mn：1.00％以上且3.00％以下、p：0.100％以下、s：0.0100％以下、al：0.010％以上且2.500％以下和n：0.0100％以下，進一步含有ti：0.001％以上且0.200％以下和nb：0.001％以上且0.200％以下中的任意一種或兩種，并且由下述(1)式或(2)式求出的c*滿足500≤c*≤1300的關系，余量由fe和不可避免的雜質構成，
具有如下顯微組織：鐵素體的面積率為20％以上、馬氏體的面積率為5％以上、回火馬氏體的面積率為5％以上，上述鐵素體的平均結晶粒徑為20.0μm以下，并且上述鐵素體和包含上述回火馬氏體的上述馬氏體中的γ-纖維相對于α-纖維的逆強度比分別為1.00以上，
在鋼板僅含有ti和nb中的ti、或者含有ti和nb這兩者的情況下，
c*＝(c-(12.0/47.9)×(ti-(47.9/14.0)×n-(47.9/32.1)×s)-(12.0/92.9)×nb)×10000…(1)
在鋼板僅含有ti和nb中的nb的情況下，
c*＝(c-(12.0/92.9)×nb)×10000…(2)
另外，式中的各元素符號(c、n、s、ti和nb)表示各元素的鋼板中含量(質量％)，c*的單位為質量ppm。
2.如上述1所述的高強度鋼板，其中，上述成分組成進一步以質量％計含有選自cr：0.05％以上且1.00％以下、mo：0.05％以上且1.00％以下、ni：0.05％以上且1.00％以下和cu：0.05％以上且1.00％以下中的至少一種元素。
3.如上述1或2所述的高強度鋼板，其中，上述成分組成進一步以質量％計含有b：0.0003％以上且0.0050％以下。
4.如上述1～3中任一項所述的高強度鋼板，其中，上述成分組成進一步以質量％計含有選自ca：0.0010％以上且0.0050％以下、mg：0.0005％以上且0.0100％以下和rem：0.0003％以上且0.0050％以下中的至少一種元素。
5.如上述1～4中任一項所述的高強度鋼板，其中，上述成分組成進一步以質量％計含有選自sn：0.0020％以上且0.2000％以下和sb：0.0020％以上且0.2000％以下中的至少一種元素。
6.如上述1～5中任一項所述的高強度鋼板，其中，上述成分組成進一步以質量％計含有ta：0.0010％以上且0.1000％以下，在含有ta的情況下，由下述(3)式或(4)式求出的c*滿足500≤c*≤1300的關系，
在鋼板僅含有ti和nb中的ti、或者含有ti和nb這兩者的情況下，
c*＝(c-(12.0/47.9)×(ti-(47.9/14.0)×n-(47.9/32.1)×s)-(12.0/92.9)×nb-(12.0/180.9)×ta)×10000…(3)
在鋼板僅含有ti和nb中的nb的情況下，
c*＝(c-(12.0/92.9)×nb-(12.0/180.9)×ta)×10000…(4)
另外，式中的各元素符號(c、n、s、ti、nb和ta)表示各元素的鋼板中含量(質量％)，c*的單位為質量ppm。
7.如上述1～6中任一項所述的高強度鋼板，其中，上述高強度鋼板為冷軋鋼板。
8.如上述1～6中任一項所述的高強度鋼板，其中，在上述高強度鋼板的表面具有鍍覆覆膜。
9.如上述8所述的高強度鋼板，其中，上述鍍覆覆膜為鍍鋅覆膜。
10.一種高強度鋼板的制造方法，其為制造上述1～6中任一項所述的高強度鋼板的方法，其具備：
將具有上述1～6中任一項所述的成分組成的鋼坯加熱至1150℃以上且1300℃以下的溫度范圍的鋼坯的加熱工序；
將上述鋼坯在850℃以上且1000℃以下的溫度范圍的精軋溫度下進行熱軋而制成熱軋鋼板的熱軋工序；
將上述熱軋鋼板在500℃以上且800℃以下的溫度范圍內進行卷取的卷取工序；
將上述熱軋鋼板以40％以上的冷軋壓下率進行冷軋而制成冷軋鋼板的冷軋工序；
將上述冷軋鋼板加熱至450℃以上且750℃以下的溫度范圍將具有該溫度范圍內保持300s以上的第一熱處理工序；
接著，將上述冷軋鋼板加熱至750℃以上且950℃以下后，將至少到500℃為止的平均冷卻速度設定為10℃/s以上，冷卻至50℃以上且250℃以下的冷卻停止溫度的第二熱處理工序；和
接著，將上述冷軋鋼板加熱至超過250℃且在600℃以下的溫度范圍后，在該溫度范圍內保持10s以上的時間的第三熱處理工序。
11.如上述10所述的高強度鋼板的制造方法，其中，具備對上述第三熱處理工序后的冷軋鋼板進一步實施鍍覆處理的工序。
12.如上述11所述的高強度鋼板的制造方法，其中，上述鍍覆處理為熱鍍鋅處理。
13.如上述11所述的高強度鋼板的制造方法，其中，上述鍍覆處理為熱鍍鋅處理，在該熱鍍鋅處理后進一步具備在470℃以上且600℃以下的溫度范圍內實施熱鍍鋅層的合金化處理。
發(fā)明效果
根據本發(fā)明，能夠生產率良好地得到具有780mpa以上的ts和高楊氏模量并且深拉深性和延伸凸緣性優(yōu)良的高強度鋼板。另外，通過將本發(fā)明的高強度鋼板應用于例如汽車結構構件中，能夠實現(xiàn)車身輕量化所帶來的燃料效率改善，產業(yè)上的利用價值極大。
具體實施方式
以下，對本發(fā)明具體地進行說明。
在本發(fā)明的高強度鋼板的制造時，重要的是：對添加有ti和nb中的任意一種或兩種元素并同時將其他合金元素的成分組成控制為適當?shù)匿撆鬟M行加熱，接著對該鋼坯實施熱軋。此時，使熱軋的卷取溫度(ct)為比較高的溫度。由此，利用添加的ti和/或nb的析出促進效果，使作為侵入型元素的c和n的大部分以碳化物、氮化物的形式析出，由此，盡可能地減少固溶c和n。
另外，熱軋后的冷軋工序中，盡可能地提高壓下率而使α-纖維(<110>軸與軋制方向平行的纖維織構)和γ-纖維(<111>軸與軋制面法線方向平行的纖維織構)的織構發(fā)達是重要的。
這樣得到的退火處理前的鋼板組織成為盡可能地減少了固溶c和n并且使α-纖維和γ-纖維的織構發(fā)達的組織。因此，通過之后的退火，控制退火溫度而使α-纖維和γ-纖維的織構、特別是γ-纖維的織構發(fā)達，提高所有方向的楊氏模量，并且使鐵素體、馬氏體和回火馬氏體以一定的比例以上生成，由此，能夠確保期望的強度。
其結果，能夠制造具有780mpa以上的ts和高楊氏模量并且深拉深性和延伸凸緣性優(yōu)良的高強度鋼板。
因此，以下分為其成分組成、顯微組織和制造方法，對本發(fā)明的高強度鋼板等及其制造方法進行詳細說明。
首先，對成分組成進行說明。需要說明的是，在以下的說明中，只要沒有特別說明，則表示鋼的成分元素的含量的“％”是指“質量％”。
[c：0.060％以上且0.200％以下]
c與ti和/或nb形成析出物，由此控制熱軋時和退火時的晶粒生長而有助于高楊氏模量化。另外，c是在利用馬氏體和回火馬氏體所帶來的組織強化時用于調整其面積率、硬度所必不可少的元素。c量低于0.060％時，鐵素體晶粒粗大化，另外難以得到所需面積率的馬氏體和回火馬氏體，并且馬氏體不會硬化。因此，得不到充分的強度。另一方面，c量超過0.200％時，需要與此相應地增加ti和/或nb的添加量。但是，這種情況下，碳化物的析出效果飽和，并且合金成本增加。因此，c量設定為0.060％以上且0.200％以下，優(yōu)選設定為0.080％以上且0.130％以下。
[si：0.50％以上且2.20％以下]
si在本發(fā)明中是重要的元素之一。作為鐵素體穩(wěn)定化元素的si是在鐵素體中具有高固溶強化能力的元素，提高鐵素體自身的強度，并且提高加工硬化能力而提高鐵素體自身的延展性。另外，在退火時生成奧氏體的情況下，si從鐵素體向奧氏體排出固溶c而使鐵素體潔凈化。由此，能夠在退火中一直維持具有對剛性和深拉深性有利的織構的鐵素體。此外，在退火時生成奧氏體的情況下，si通過在奧氏體中使c富集而使奧氏體穩(wěn)定化，促進馬氏體和貝氏體等低溫相變相的生成。由此，能夠根據需要提高鋼的強度。為了得到這樣的效果，si量需要設定為0.50％以上。另一方面，si量超過2.20％時，使鋼板的焊接性劣化。另外，在熱軋前的加熱時在板坯表面促進鐵橄欖石的生成，助長被稱為所謂紅銹的熱軋鋼板的表面缺陷的產生。此外，在作為冷軋鋼板使用的情況下，在表面生成的si氧化物會使化學轉化處理性劣化。此外，在制成熱鍍鋅鋼板的情況下，在表面生成的si氧化物會誘發(fā)不上鍍。因此，si量設定為0.50％以上且2.20％以下，優(yōu)選設定為0.80％以上且2.10％以下。
[mn：1.00％以上且3.00％以下]
mn在退火時的冷卻過程中提高淬透性，促進馬氏體和貝氏體等低溫相變相的生成，由此大大有助于高強度化。另外，mn也作為固溶強化元素而有助于高強度化。為了得到這樣的效果，需要將mn量設定為1.00％以上。另一方面，mn量超過3.00％時，在退火時的冷卻過程中，對于提高剛性和深拉深性所需的鐵素體的生成受到顯著抑制。另外，馬氏體和貝氏體等低溫相變相增加，由此使鋼極端地高強度化，加工性劣化。此外，這樣大量的mn也會使鋼板的焊接性劣化。因此，mn量設定為1.00％以上且3.00％以下，優(yōu)選設定為1.50％以上且2.80％以下。
[p：0.100％以下]
p具有固溶強化的作用，可以根據期望的強度進行添加。另外，p促進鐵素體相變，因此是對復合組織化也有效的元素。但是，p量超過0.100％時，導致點焊性的劣化。另外，在實施鋅鍍層的合金化處理的情況下，使合金化速度降低，損害鍍覆性。因此，p量需要設定為0.100％以下。p量優(yōu)選設定為0.001％以上且0.100％以下。
[s：0.0100％以下]
s除了導致引起熱軋時的熱裂以外，還以硫化物的形式存在而使局部變形能力降低。因此，需要盡可能地降低s量。因此，s量設定為0.0100％以下，優(yōu)選抑制為0.0050％以下。另一方面，將s量抑制為低于0.0001％時，制造成本增加。因此，優(yōu)選將0.0001％設定為s量的下限值。因此，s量設定為0.0100％以下，優(yōu)選設定為0.0001％以上且0.0100％以下，更優(yōu)選設定為0.0001％以上且0.0050％以下。
[al：0.010％以上且2.500％以下]
al作為鋼的脫氧元素有用。因此，al量需要設定為0.010％以上。此外，作為鐵素體生成元素的al在退火時的冷卻過程中促進鐵素體生成，通過在奧氏體中使c富集而使奧氏體穩(wěn)定化，促進馬氏體和貝氏體等低溫相變相的生成。由此，能夠根據需要提高鋼的強度。為了得到這樣的效果，al量優(yōu)選設定為0.020％以上。另一方面，al量超過2.500％時，使ar3相變點大幅升高，奧氏體單相區(qū)消失，無法在奧氏體區(qū)結束熱軋。因此，al量設定為0.010％以上且2.500％以下，優(yōu)選設定為0.020％以上且2.500％以下。
[n：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。因此，n量設定為0.0100％以下，優(yōu)選抑制為0.0060％以下。另外，由于生產技術上的制約，可以容許約0.0005％作為n量的下限值。
在本發(fā)明中，除了上述成分組成以外，為了得到對楊氏模量的提高有利的取向發(fā)達的鐵素體，需要進一步含有ti：0.001％以上且0.200％以下和nb：0.001％以上且0.200％以下中的任意一種或兩種。
[ti：0.001％以上且0.200％以下]
ti與c、s和n形成析出物，在退火時生成對剛性和深拉深性的提高有利的取向發(fā)達的鐵素體。另外，ti抑制再結晶晶粒的粗大化，有效地有助于強度的提高。另外，在添加有b的情況下，使n以tin的形式析出，因此，bn的析出得到抑制，有效地表現(xiàn)出后述的b的效果。為了得到這樣的效果，需要將ti量設定為0.001％以上。另一方面，ti量超過0.200％時，在通常的鋼坯的再加熱時無法使碳氮化物全固溶，殘留粗大的碳氮化物，因此，得不到高強度化、再結晶抑制的效果。另外，即使在將連鑄得到的鋼坯不經過先冷卻后再進行再加熱的工序而直接進行熱軋的情況下，ti量超過0.200％的部分的再結晶抑制效果的貢獻度也小，還會導致合金成本的增加。因此，ti量設定為0.001％以上且0.200％以下，優(yōu)選設定為0.005％以上且0.200％以下，進一步優(yōu)選設定為0.010％以上且0.200％以下。
[nb：0.001％以上且0.200％以下]
nb在熱軋時或退火時形成微細的析出物，在退火時生成對剛性和深拉深性的提高有利的取向發(fā)達的鐵素體。另外，nb抑制再結晶晶粒的粗大化，有效地有助于強度的提高。特別是，通過將nb的添加量設定為適當量，在退火時使逆相變中生成的奧氏體相微細化，因此，退火后的顯微組織也微細化，使強度升高。為了得到這樣的效果，需要將nb量設定為0.001％以上。另一方面，nb量超過0.200％時，在通常的鋼坯的再加熱時無法使碳氮化物全固溶，殘留粗大的碳氮化物，因此，得不到高強度化、再結晶抑制的效果。另外，即使在將連鑄得到的鋼坯不經過先冷卻后再進行再加熱的工序而直接進行熱軋的情況下，nb量超過0.200％的部分的再結晶抑制效果的貢獻度也小，還會導致合金成本的增加。因此，nb量設定為0.001％以上且0.200％以下，優(yōu)選設定為0.005％以上且0.200％以下，進一步優(yōu)選設定為0.010％以上且0.200％以下。
另外，使用上述的c、n、s、ti和nb的含量，由以下的(1)式或(2)式求出的c*需要滿足500≤c*≤1300的關系。
在此，在鋼板僅含有ti和nb中的ti、或者含有ti和nb這兩者的情況下，
c*＝(c-(12.0/47.9)×(ti-(47.9/14.0)×n-(47.9/32.1)×s)-(12.0/92.9)×nb)×10000…(1)。
另外，在鋼板僅含有ti和nb中的nb的情況下，
c*＝(c-(12.0/92.9)×nb)×10000…(2)。
需要說明的是，式中的各元素符號(c、n、s、ti和nb)表示各元素的鋼板中含量(質量％)，c*的單位為質量ppm。
即，通過將表示剩余c量的c*控制為500質量ppm以上且1300質量ppm以下的范圍，能夠在冷軋和退火時使對剛性和深拉深性有利的取向發(fā)達，并且能夠確保強度。因此，將由上述(1)式或(2)式求出的c*設定為500質量ppm以上且1300質量ppm以下。
需要說明的是，鋼中的c與ti和nb形成tic、nbc這樣的析出物。另外，鋼中的ti比c優(yōu)先地與n、s結合而形成tin、tis這樣的析出物。因此，考慮到這樣的析出，可以通過上述的(1)式或(2)式求出鋼中的剩余c量。
本發(fā)明的高強度鋼板中，除了上述的基本成分以外，可以進一步單獨或組合地含有：選自cr：0.05％以上且1.00％以下、mo：0.05％以上且1.00％以下、ni：0.05％以上且1.00％以下和cu：0.05％以上且1.00％以下中的至少一種元素；b：0.0003％以上且0.0050％以下；選自ca：0.0010％以上且0.0050％以下、mg：0.0005％以上且0.0100％以下和rem：0.0003％以上且0.0050％以下中的至少一種元素；選自sn：0.0020％以上且0.2000％以下和sb：0.0020％以上且0.2000％以下中的至少一種元素；ta：0.0010％以上且0.1000％以下。
cr、mo、ni和cu不僅發(fā)揮作為固溶強化元素的作用，而且在退火時的冷卻過程中使奧氏體穩(wěn)定化，容易形成復合組織。為了得到這樣的效果，cr量、mo量、ni量和cu量需要分別設定為0.05％以上。另一方面，cr量、mo量、ni量和cu量分別超過1.00％時，成形性、點焊性降低。因此，在添加cr、mo、ni和cu的情況下，其量分別設定為0.05％以上且1.00％以下。
b抑制由奧氏體生成珠光體、貝氏體，使奧氏體穩(wěn)定化，促進馬氏體的生成。因此，b對強度的確保是有效的。該效果在b量為0.0003％以上時得到。另一方面，即使添加超過0.0050％的b，效果也飽和，而且導致熱軋時的制造性降低。因此，在添加b的情況下，其量設定為0.0003％以上且0.0050％以下。
ca、mg和rem是用于脫氧的元素，并且是用于使硫化物的形狀球狀化而改善硫化物對局部延展性的不利影響的有效元素。為了得到該效果，需要ca量設定為0.0010％以上、mg量設定為0.0005％以上、rem量設定為0.0003％以上。但是，ca量和rem量分別超過0.0050％、另外mg量超過0.0100％而過量添加時，引起夾雜物等的增加而引起表面和內部缺陷等。因此，在添加ca、mg和rem的情況下，ca量設定為0.0010％以上且0.0050％以下、mg量設定為0.0005％以上且0.0100％以下、rem量設定為0.0003％以上且0.0050％以下。
從抑制由于鋼板表面的氮化、氧化而產生的鋼板表層的約數(shù)十μm的區(qū)域的脫碳的觀點考慮，sn和sb可以根據需要進行添加。隨著抑制這樣的氮化、氧化，能夠防止鋼板表面中馬氏體的生成量減少，進而改善疲勞特性和耐時效性。為了得到這樣的效果，sn量和sb量需要分別設定為0.0020％以上。另一方面，對于上述任意一種元素，超過0.2000％而過量添加時，都會導致韌性的降低。因此，在添加sn和sb的情況下，其量分別設定為0.0020％以上且0.2000％以下。
ta與ti和nb同樣地，生成合金碳化物、合金碳氮化物而有助于高強度化。此外認為，ta部分固溶于nb碳化物、nb碳氮化物中，生成(nb,ta)-(c,n)這樣的復合析出物，由此具有抑制析出物的粗大化、使析出強化對強度的貢獻穩(wěn)定化的效果。因此，優(yōu)選含有ta。在此，前述的析出物穩(wěn)定化的效果通過將ta量設定為0.0010％以上而得到。另一方面，即使過量添加ta，析出物穩(wěn)定化效果也飽和，而且合金成本也增加。因此，在添加ta的情況下，ta量設定為0.0010％以上且0.1000％以下。
另外，在添加ta的情況下，使用上述的c、n、s、ti、nb和ta的含量，由以下的(3)式或(4)式求出的c*需要滿足500≤c*≤1300的關系。
在此，在鋼板僅含有ti和nb中的ti、或者含有ti和nb這兩者的情況下，
c*＝(c-(12.0/47.9)×(ti-(47.9/14.0)×n-(47.9/32.1)×s)-(12.0/92.9)×nb-(12.0/180.9)×ta)×10000…(3)。
另外，在鋼板僅含有ti和nb中的nb的情況下，
c*＝(c-(12.0/92.9)×nb-(12.0/180.9)×ta)×10000…(4)。
需要說明的是，式中的各元素符號(c、n、s、ti、nb和ta)表示各元素的含量(質量％)，c*的單位為質量ppm。
即，通過將表示剩余c量的c*控制為500質量ppm以上且1300質量ppm以下的范圍，能夠在冷軋和退火時使對剛性和深拉深性的提高有利的取向發(fā)達，并且能夠確保強度。因此，表示剩余c量的c*設定為500質量ppm以上且1300質量ppm以下。
需要說明的是，鋼中的c與ti、nb和ta形成析出物。另外，鋼中的ti比c優(yōu)先地與n、s結合而形成tin、tis這樣的析出物。因此，考慮到這樣的析出，可以通過上述的(3)式或(4)式求出添加ta時的鋼中的剩余c量。
上述成分以外的余量由fe和不可避免的雜質構成。需要說明的是，只要是不損害本發(fā)明效果的范圍，并不排斥上述以外的其他成分的含有。但是，關于氧(o)，生成非金屬夾雜物而對鋼板品質產生不利影響。因此，o量優(yōu)選抑制為0.003％以下。
接著，對鋼板的顯微組織進行說明。
[鐵素體的面積率：20％以上]
鐵素體具有對剛性和深拉深性的提高有利的織構的發(fā)達效果。為了得到這樣的效果，鐵素體的面積率需要設定為20％以上。為了得到更良好的剛性和深拉深性，鐵素體的面積率優(yōu)選設定為30％以上。需要說明的是，在此所述的鐵素體除了所謂的鐵素體以外，還包含不含碳化物的析出的貝氏體鐵素體、多邊形鐵素體和針狀鐵素體。另外，雖然不需要特別限定，但上述的鐵素體的面積率超過80％時，難以確保期望的拉伸強度ts。因此，鐵素體的面積率設定為20％以上，優(yōu)選設定為30％以上，更優(yōu)選設定為30％以上且80％以下。
[馬氏體的面積率：5％以上]
通過使鋼板的顯微組織含有馬氏體，強度和強度-伸長率平衡提高。馬氏體的面積率低于5％時，難以確保所需的ts、具體為780mpa以上的ts。因此，馬氏體的面積率需要設定為5％以上。另外，馬氏體的面積率的上限沒有特別限定，為約60％。
[回火馬氏體的面積率：5％以上]
回火馬氏體是指將馬氏體加熱至ac1相變點以下的溫度而得到的位錯密度高的鐵素體與滲碳體的復合組織，對鋼的強化有效地發(fā)揮作用。另外，回火馬氏體與殘余奧氏體、馬氏體相比，對擴孔性的不利影響小，是不顯著降低擴孔性地對確保強度有效的金屬相。此外，通過使回火馬氏體與馬氏體共存，馬氏體所引起的延伸凸緣性的降低也得到抑制?；鼗瘃R氏體的面積率低于5％時，不能充分地得到如上所述的效果。另外，雖然不需要特別限定，但上述的回火馬氏體的面積率超過60％時，難以確保期望的拉伸強度ts。因此，回火馬氏體的面積率設定為5％以上，優(yōu)選設定為5％以上且60％以下。
需要說明的是，鐵素體、馬氏體和回火馬氏體的面積率可以以下述方式求出。
對與鋼板的軋制方向平行的板厚斷面(l斷面)進行研磨后，用3體積％硝酸乙醇溶液腐蝕，使用sem(scanningelectronmicroscope；掃描電子顯微鏡)，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于板厚的1/4的位置)觀察3個視野。由所得到的組織圖像，使用adobesystems公司的adobephotoshop算出3個視野的構成相(鐵素體、馬氏體和回火馬氏體)的面積率，將這些值進行平均，分別求出鐵素體、馬氏體和回火馬氏體各自的面積率。
另外，上述的組織圖像中，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，回火馬氏體呈現(xiàn)在灰色的基底中析出有微細的白色碳化物的組織，因此，可以進行識別和面積率的測定。
[鐵素體的平均結晶粒徑：20.0μm以下]
鐵素體的平均結晶粒徑超過20.0μm時，無法實現(xiàn)高強度化。因此，為了使鐵素體的結晶粒徑微細化而實現(xiàn)強度的提高，將鐵素體的平均結晶粒徑設定為20.0μm以下。另外，鐵素體的平均結晶粒徑的下限不需要特別限定，但小于1μm時，延展性有降低的傾向。因此，鐵素體的平均結晶粒徑優(yōu)選為1μm以上。
需要說明的是，關于鐵素體的平均結晶粒徑，使用上述的adobephotoshop，用將組織圖像上劃出的線段的長度修正為實際的長度而得到的值除以圖像上劃出的線段所穿過的晶粒的數(shù)量，由此算出平均結晶粒徑。
另外，本發(fā)明的高強度鋼板的顯微組織中，優(yōu)選將上述的鐵素體、馬氏體和回火馬氏體的合計面積率設定為90％以上。
需要說明的是，顯微組織中，除了鐵素體、馬氏體和回火馬氏體以外，即使以面積率為10％以下的范圍包含貝氏體、回火貝氏體、珠光體、滲碳體等鋼板中公知的相，也不會損害本發(fā)明的效果。
[鐵素體和包含回火馬氏體的馬氏體中的γ-纖維相對于α-纖維的逆強度比：分別為1.00以上]
α-纖維是<110>軸與軋制方向平行的纖維織構，另外，γ-纖維是<111>軸與軋制面的法線方向平行的纖維織構。在體心立方金屬中具有如下特征：α-纖維和γ-纖維由于軋制變形而較強地發(fā)達，即使再結晶也會形成屬于這些纖維的織構。
為了提高鋼板的剛性和楊氏模量、具體而言為了提高各方向的楊氏模量和平均r值，需要使特別是鐵素體和包含回火馬氏體的馬氏體中的γ-纖維發(fā)達，使鋼板的1/4板厚位置處的鐵素體和包含回火馬氏體的馬氏體中的γ-纖維相對于α-纖維的逆強度比為1.00以上。
需要說明的是，鐵素體和包含回火馬氏體的馬氏體中的γ-纖維相對于α-纖維的逆強度比的上限沒有特別限定，分別為約3.00。
在此，鐵素體和包含回火馬氏體的馬氏體中的γ-纖維相對于α-纖維的逆強度比可以以下述方式算出。
首先，將與作為試樣的鋼板的軋制方向平行的板厚斷面(l斷面)利用濕式研磨和使用膠態(tài)二氧化硅溶液的拋光研磨對表面進行平滑化。然后，將試樣表面用0.1體積％的硝酸乙醇溶液腐蝕，由此，盡可能地減少試樣表面的凹凸并且將加工變質層完全除去。接著，對于鋼板的板厚1/4位置(從鋼板表面起在深度方向上相當于板厚的1/4的位置)，使用sem-ebsd(electronback-scatterdiffraction；電子背散射衍射)法測定結晶取向。將所得到的數(shù)據使用ametekedax公司的oim分析儀，首先利用高亮度的晶粒功能選擇出包含類似取向的鄰接鐵素體的馬氏體(包含回火馬氏體)，接著，利用圖表功能僅提取出馬氏體(包含回火馬氏體)的取向信息。由此，對各相(鐵素體、包含回火馬氏體的馬氏體)的織構信息獨立地進行評價，求出各相的α-纖維和γ-纖維的逆強度比，由此，可以分別算出鐵素體和包含回火馬氏體的馬氏體中的γ-纖維相對于α-纖維的逆強度比。
在本發(fā)明中，通過將上述成分組成的鋼控制為上述顯微組織，能夠得到具有高楊氏模量并且深拉深性和延伸凸緣性優(yōu)良的高強度鋼板。另外，本發(fā)明的高強度鋼板可以制成冷軋鋼板，另外，也可以是在表面具有熱鍍鋅覆膜、合金化熱鍍鋅覆膜、電鍍鋅覆膜、鍍al覆膜等公知公用的鍍覆覆膜的鍍覆鋼板。
接著，對本發(fā)明的高強度鋼板的制造方法進行說明。
首先，在制成cr：冷軋鋼板(無鍍層)的情況下，例如，將通過連鑄法得到的上述成分組成的鋼坯加熱至1150℃以上且1300℃以下的溫度范圍(鋼坯的加熱工序)，接著，將鋼坯在850℃以上且1000℃以下的溫度范圍的精軋溫度下進行熱軋而制成熱軋鋼板(熱軋工序)，接著，將熱軋鋼板在500℃以上且800℃以下的溫度范圍內進行卷取(卷取工序)，根據需要進行酸洗處理后(酸洗工序)，將熱軋鋼板以40％以上的冷軋壓下率進行冷軋而制成冷軋鋼板(冷軋工序)，將該冷軋鋼板進一步加熱至450℃以上且750℃以下的溫度范圍，在該溫度范圍內保持300s以上(第一熱處理工序)，接著，加熱至750℃以上且950℃以下，接著，在到500℃為止的平均冷卻速度為10℃/s以上的條件下冷卻至50℃以上且250℃以下的冷卻停止溫度范圍后(第二熱處理工序)，加熱至超過250℃且600℃以下，在該溫度范圍內保持10s以上(第三熱處理工序)。
另外，在制成鍍覆鋼板的情況下，對以上述方式得到的鋼板(第三熱處理工序后的冷軋鋼板)進一步實施鍍覆處理。例如，通過對以上述方式得到的鋼板實施熱鍍鋅處理，可以得到高強度熱鍍鋅鋼板。通過在實施熱鍍鋅后實施熱鍍鋅層的合金化處理，可以得到高強度合金化熱鍍鋅鋼板。
以下，對各工序進一步詳細進行說明。
[鋼坯的加熱工序]
在對鑄造得到的鋼坯進行加熱的階段中存在的ti和nb系的析出物原樣地以粗大析出物的形式殘留在最終得到的鋼板內，對強度、楊氏模量、平均r值和擴孔性等鋼板的各特性的提高沒有幫助。因此，需要在鋼坯的加熱時使鑄造時析出的ti和nb系析出物再溶解。由此帶來的對各特性的貢獻在1150℃以上的加熱中被觀察到。另外，為了將板坯表層的氣泡、偏析等缺陷刮掉而得到裂紋、凹凸少的平滑的鋼板表面，也優(yōu)選加熱至1150℃以上。另一方面，加熱溫度超過1300℃時，引起奧氏體晶粒的粗大化，結果，最終組織粗大化而導致強度和延展性的降低。因此，將鋼坯加熱至1150℃以上且1300℃以下的溫度范圍。即，將板坯加熱溫度設定為1150℃以上且1300℃以下。
[熱軋工序]
熱軋工序由粗軋和精軋構成，加熱后的鋼坯經過該粗軋和精軋而形成熱軋鋼板。該熱軋的精軋溫度超過1000℃時，氧化物(熱軋氧化皮)的生成量急劇增加，鋼基與氧化物的界面變粗，因此，后段的酸洗工序后、冷軋工序后的表面品質劣化。另一方面，熱軋的精軋溫度低于850℃時，軋制載荷增大而使軋制負荷增大，此外，導致奧氏體的未再結晶狀態(tài)下的壓下率的升高、存在有成核后的鐵素體的狀態(tài)下的軋制所引起的異?？棙嫷陌l(fā)達。其結果，最終制品中的面內各向異性增大，不僅材質的均勻性受損，而且導致楊氏模量和平均r值本身的降低。因此，熱軋的精軋溫度設定為850℃以上且1000℃以下，優(yōu)選設定為850℃以上且950℃以下。
需要說明的是，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考慮，優(yōu)選在精軋前使用板帶加熱器等對薄板坯進行加熱。另外，也可以在熱軋時將粗軋板彼此接合而連續(xù)地進行精軋。另外，先對粗軋板進行卷取也沒有關系。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定為潤滑軋制。從鋼板形狀的均勻化、材質的均勻化的觀點考慮，進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)選設定為0.10以上且0.25以下的范圍。
[卷取工序]
將熱軋后的熱軋鋼板卷取時的卷取溫度超過800℃時，鐵素體晶粒粗大化，妨礙冷軋中的取向的聚集。另外，ti、nb的碳氮化物粗大化，抑制退火時的鐵素體的再結晶的效果、抑制奧氏體晶粒的粗大化的效果變小。另一方面，卷取溫度低于500℃時，除了生成鐵素體以外，還生成硬質的貝氏體、馬氏體。這種情況下，在再結晶退火時阻礙織構的發(fā)達的固溶c量增大，另外，冷軋時的晶粒內的取向分散變大。其結果，退火后的織構不會發(fā)達為α-纖維和γ-纖維、特別是γ-纖維，楊氏模量和平均r值不會提高。因此，卷取溫度設定為500℃以上且800℃以下。即，熱軋后，在500℃以上且800℃以下的溫度范圍內對熱軋鋼板進行卷取。
[酸洗工序]
在對以上述方式得到的熱軋鋼板實施冷軋的情況下，優(yōu)選通過酸洗將熱軋鋼板表面的氧化皮除去后供于冷軋而制成預定板厚的冷軋鋼板。通過酸洗能夠進行鋼板表面的氧化物(氧化皮)的除去，因此，為了確保最終制品的高強度鋼板的良好的化學轉化處理性、鍍層品質，優(yōu)選進行酸洗。另外，可以進行一次酸洗，也可以分為多次進行酸洗。
[冷軋工序]
在熱軋工序后進行冷軋，使對楊氏模量和平均r值的提高有效的α-纖維和γ-纖維聚集。即，通過冷軋使α-纖維和γ-纖維發(fā)達，由此，即使在之后的退火工序后的組織中，也會使具有α-纖維和γ-纖維、特別是γ-纖維的鐵素體增加，從而提高楊氏模量和平均r值。
為了得到這樣的效果，需要將冷軋時的冷軋壓下率設定為40％以上。此外，從提高楊氏模量和平均r值的觀點考慮，優(yōu)選將冷軋壓下率設定為50％以上。另一方面，冷軋壓下率增大時，軋制載荷增大，難以進行制造。因此，優(yōu)選將冷軋壓下率設定為80％以下。因此，冷軋壓下率設定為40％以上，優(yōu)選設定為40％以上且80％以下，更優(yōu)選設定為50％以上且80％以下。需要說明的是，關于軋制道次的次數(shù)、每道次的冷軋壓下率沒有特別規(guī)定，使本發(fā)明的效果發(fā)揮即可。
[第一熱處理(退火)工序]
■第一加熱
第一加熱中的退火溫度(加熱溫度)是重要的制造因素之一。即，需要將第一加熱中的退火溫度設定為450℃以上且750℃以下而使鐵素體的織構聚集成α-纖維和γ-纖維、特別是γ-纖維。第一加熱中的退火溫度低時，未再結晶組織大量殘留，向鐵素體的再結晶時形成的γ-纖維的聚集變得困難，其結果，各方向的楊氏模量和平均r值降低。因此，退火溫度設定為450℃以上。此外，從提高楊氏模量和平均r值的觀點考慮，將退火溫度設定為500℃以上，更優(yōu)選設定為550℃以上。另一方面，退火溫度超過750℃時，退火中生成的奧氏體的體積率增加，聚集成α-纖維和γ-纖維、特別是γ-纖維的鐵素體的體積率減少，因此，各方向的楊氏模量和平均r值降低。
另外，在第一加熱和保持后進行冷卻的情況下，在冷卻時奧氏體發(fā)生相變而生成的鐵素體、馬氏體、回火馬氏體、貝氏體、回火貝氏體、或者珠光體、滲碳體等碳化物等具有與第一加熱中控制的鐵素體的織構不同的織構。其結果，難以聚集成α-纖維和γ-纖維、特別是γ-纖維。因此，第一加熱中的退火溫度設定為750℃以下。即，在第一熱處理工序中，加熱至450℃以上且750℃以下的溫度范圍。優(yōu)選加熱至500℃以上且750℃以下、更優(yōu)選550℃以上且750℃以下的溫度范圍。
■第一加熱后的保持
第一加熱后的保持中的保持時間是重要的制造因素之一。即，需要將第一加熱后的保持中的保持時間設定為300s以上而使鐵素體的織構聚集成α-纖維和γ-纖維、特別是γ-纖維。上述的450℃以上且750℃以下的溫度范圍內的保持時間少于300s時，未再結晶組織殘留，由此，向γ-纖維的聚集變得困難，各方向的楊氏模量和平均r值降低。因此，保持時間設定為300s以上。另外，雖然不需要特別限定，但第一加熱后的保持中的保持時間超過100000s時，再結晶鐵素體晶粒粗大化，難以確保期望的拉伸強度ts。因此，保持時間優(yōu)選為100000s以下。因此，保持時間設定為300s以上，優(yōu)選設定為300s以上且100000s以下，更優(yōu)選設定為300s以上且36000s以下，進一步優(yōu)選設定為300s以上且21600s以下。
需要說明的是，在本發(fā)明的制造方法中，將第一加熱與第一加熱后的保持合并稱為第一熱處理工序。
另外，熱處理可以通過連續(xù)退火、分批退火中的任意一種退火方法來進行。另外，在上述的保持后進行冷卻的情況下，可以冷卻至室溫，另外，也可以實施從過時效區(qū)通過的處理。需要說明的是，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、水冷等中的任意一種冷卻。另外，酸洗根據常規(guī)方法進行即可。需要說明的是，雖然不需要特別限定，但至室溫或過時效區(qū)為止的平均冷卻速度超過80℃/s時，鋼板形狀可能變差，因此，在進行冷卻的情況下，平均冷卻速度優(yōu)選為80℃/s以下。
[第二熱處理(退火)工序]
■第二加熱
第二加熱中的退火溫度(加熱溫度)在本發(fā)明中是重要的制造因素之一。即，需要將第二加熱中的退火溫度設定為750℃以上且950℃以下而使鐵素體、馬氏體和回火馬氏體以一定的比例以上生成。第二加熱中的退火溫度低于750℃時，奧氏體的生成變得不充分，結果，在加熱后的冷卻中得不到充分量的馬氏體，難以確保期望的拉伸強度ts。另外，未再結晶組織殘留，使延展性降低。因此，退火溫度設定為750℃以上。另外，第二加熱中的退火溫度超過950℃時，成為奧氏體單相區(qū)中的退火，第二加熱和加熱后的保持中形成的鐵素體的織構變得無序，最終得到的鋼板的楊氏模量和平均r值降低。因此，退火溫度設定為950℃以下。即，在第二熱處理(退火)工序中，加熱至750℃以上且950℃以下的溫度范圍。優(yōu)選加熱至750℃以上且920℃以下、更優(yōu)選750℃以上且890℃以下的溫度范圍。
需要說明的是，在將第一加熱中的退火溫度設定為750℃并且將第二加熱中的退火溫度設定為750℃的情況下，可以設定為連續(xù)進行第一熱處理工序和第二熱處理工序的處理。
■第二加熱后的冷卻
在上述的第二加熱后的冷卻時，到500℃為止的平均冷卻速度小于10℃/s時，未相變奧氏體相變?yōu)橹楣怏w，無法確保期望的馬氏體和回火馬氏體的面積率，難以確保期望的拉伸強度ts。另外，雖然不需要特別限定，但上述的平均冷卻速度超過200℃/s時，存在鋼板形狀變差、難以控制冷卻到達溫度的可能性。因此，上述的平均冷卻速度優(yōu)選為200℃/s以下。因此，第二加熱后的冷卻中的到500℃為止的平均冷卻速度設定為10℃/s以上，優(yōu)選設定為10℃/s以上且200℃/s以下，更優(yōu)選設定為10℃/s以上且80℃/s以下。
另外，上述冷卻工序中的冷卻停止溫度在本發(fā)明中是重要的制造因素之一。即，需要將冷卻停止溫度設定為50℃以上且250℃以下而使回火馬氏體以一定的比例以上生成。在冷卻停止時，奧氏體的一部分相變?yōu)轳R氏體，其余部分變成未相變的奧氏體。從上述冷卻停止溫度起加熱后(進一步根據需要進行鍍覆處理或鍍覆-合金化處理后)冷卻至室溫，由此，馬氏體變成回火馬氏體，未相變奧氏體變成馬氏體。即，第二加熱后的冷卻中的冷卻停止溫度越低，則冷卻中生成的馬氏體量越增加，未相變奧氏體量越減少。因此，通過冷卻停止溫度的控制，能夠控制最終的馬氏體和回火馬氏體的量(面積率或體積率)。
在此，冷卻停止溫度超過250℃時，冷卻停止時的馬氏體相變不充分，未相變奧氏體量增多。其結果，最終的馬氏體過量地生成，使擴孔性降低。另一方面，冷卻停止溫度低于50℃時，在冷卻中奧氏體幾乎都相變?yōu)轳R氏體。其結果，在之后的再加熱(第三加熱)時回火馬氏體的量增大，難以確保期望的ts。因此，第二加熱后的冷卻中的冷卻停止溫度設定為50℃以上且250℃以下，優(yōu)選設定為50℃以上且200℃以下。
需要說明的是，在本發(fā)明的制造方法中，將第二加熱與第二加熱后的冷卻合并稱為第二熱處理工序。
[第三熱處理(再加熱)工序]
■第三加熱
在上述的第二熱處理工序后進行的第三加熱中的加熱溫度為250℃以下時，馬氏體的回火變得不充分，擴孔性降低。另一方面，第三加熱中的加熱溫度超過600℃時，第二加熱后的冷卻停止時殘留的未相變奧氏體相變?yōu)橹楣怏w，難以確保期望的拉伸強度ts。因此，第三加熱中的加熱溫度設定為超過250℃且600℃以下。
■第三加熱后的保持
第三加熱后的保持時的超過250℃且600℃以下的溫度范圍內的保持時間少于10s時，上述第二加熱后的冷卻中生成的馬氏體無法充分地回火，擴孔性降低。需要說明的是，雖然不需要特別限定，但第三加熱后的保持中的保持時間超過600s時，第二加熱后的冷卻停止時殘留的未相變奧氏體相變?yōu)樨愂象w，馬氏體的生成量減少，難以確保期望的拉伸強度ts。因此，第三加熱后的保持中的保持時間設定為10s以上，優(yōu)選設定為10s以上且600s以下。
需要說明的是，在本發(fā)明的制造方法中，將第三加熱與第三加熱后的保持合并稱為第三熱處理工序。
在此，在制成冷軋鋼板的情況下，可以在上述的第三加熱后的保持時實施從過時效區(qū)通過的處理。
另外，在制成鍍覆鋼板的情況下，對以上述方式得到的鋼板(第三熱處理工序后的冷軋鋼板)進一步實施鍍覆處理。作為鍍覆，可以列舉熱鍍鋅、合金化熱鍍鋅和電鍍鋅等鍍鋅、鍍al等。在此，在制成熱鍍鋅鋼板的情況下，例如，將上述的第三熱處理工序后的冷軋鋼板在熔融鋅中進行通板來進行熱鍍鋅處理即可。另外，在制成合金化熱鍍鋅鋼板的情況下，在熱鍍鋅處理后進一步進行熱鍍鋅層的合金化處理即可。
以下，對熱鍍鋅處理和合金化處理進行說明。
[熱鍍鋅處理]
在實施熱鍍鋅的情況下，優(yōu)選在420℃以上且550℃以下的溫度范圍內實施，例如，可以在退火(第三熱處理工序)后的冷卻中進行。關于熱鍍鋅浴，優(yōu)選在gi(熱鍍鋅鋼板)中使用含有al：0.15～0.23質量％的鋅浴，在ga(合金化熱鍍鋅鋼板)中使用含有al：0.12～0.20質量％的鋅浴。另外，鍍層附著量優(yōu)選為每單面20～70g/m2(兩面鍍層)。需要說明的是，在ga的情況下，優(yōu)選通過實施后述的合金化處理而使鍍層中的fe濃度為7～15質量％。
[合金化處理]
合金化處理時的合金化處理溫度低于470℃時，產生合金化不進行這樣的問題。另一方面，合金化處理溫度超過600℃時，第二加熱后的冷卻停止時殘留的未相變奧氏體相變?yōu)橹楣怏w，無法確保期望的強度。因此，合金化處理溫度設定為470℃以上且600℃以下。即，鋅鍍層的合金化處理在470℃以上且600℃以下的溫度范圍內實施。
如上所述，在本發(fā)明的制造方法中，在第一熱處理工序中加熱至450℃以上且750℃以下的溫度范圍后進行保持，由此使未再結晶鐵素體充分地再結晶，使對楊氏模量和平均r值的提高有利的織構、特別是γ-纖維發(fā)達。另外，如果在第一熱處理工序中使鐵素體的織構向特別是γ-纖維高度地聚集，則在之后的第二熱處理工序中，即使由于鐵素體+奧氏體兩相區(qū)中的退火而在鐵素體基底中分散有馬氏體和回火馬氏體，第一熱處理工序中形成的織構也不會大幅變化。即，即使在最終得到的鋼板中，也會形成特別是向γ-纖維的聚集度高的鐵素體和馬氏體和回火馬氏體，因此，不會使楊氏模量和平均r值降低，能夠有效地提高強度。
需要說明的是，如上所述實施熱處理、進一步實施鍍覆處理、合金化處理而制成冷軋鋼板、熱鍍鋅鋼板、合金化熱鍍鋅鋼板等后，可以實施表皮光軋。在上述的熱處理和鍍覆處理后實施表皮光軋的情況下，表皮光軋的伸長率優(yōu)選為0.1％以上且1.5％以下的范圍。表皮光軋的伸長率小于0.1％時，形狀矯正的效果小，還難以控制，因此，0.1％成為良好范圍的下限。另外，表皮光軋的伸長率超過1.5％時，生產率顯著降低，因此，將1.5％設定為良好范圍的上限。另外，表皮光軋可以在線進行，也可以離線進行。另外，可以一次性進行目標壓下率的表皮光軋，也可以分為多次進行。
實施例
接著，對實施例進行說明。需要說明的是，本發(fā)明不僅僅限定于這些實施例。
將具有表1所示的成分組成且余量由fe和不可避免的雜質構成的鋼利用轉爐進行熔煉，通過連鑄法制成鋼坯。將所得到的鋼坯在表2所示的條件下進行熱軋后，對所得到的熱軋鋼板進行卷取、酸洗。接著，在表2所示的條件下將熱軋鋼板進行冷軋而制成冷軋鋼板，然后，在表2所示的條件下進行熱處理(第一熱處理工序～第三熱處理工序)(cr：冷軋鋼板(無鍍層))。對于一部分鋼板，在第三熱處理工序后進一步實施熱鍍鋅處理(gi：熱鍍鋅鋼板)。另外，對于一部分鋼板，在實施熱鍍鋅處理后進一步實施合金化處理(ga：合金化熱鍍鋅鋼板)。
需要說明的是，關于熱鍍鋅浴，在gi中使用含有al：0.18質量％的鋅浴，在ga中使用含有al：0.15質量％的鋅浴，浴溫設定為470℃。鍍層附著量設定為每單面45g/m2(兩面鍍層)，ga的鍍層中的fe濃度設定為9～12質量％。
將經過以上的工序得到的各鋼板作為供試材料，對機械特性進行評價。關于機械特性，以下述方式進行拉伸試驗和楊氏模量測定、平均r值測定和擴孔試驗，對各自的供試材料進行評價。
將其評價結果示于表3中。另外，將作為供試材料的各鋼板的板厚一并記載于表3中。
[拉伸試驗]
拉伸試驗中，使用從實施了伸長率0.5％的表皮光軋(平整軋制)的鋼板以使拉伸方向為與鋼板的軋制方向成直角的方向的方式裁取的jis5號試驗片，依據jisz2241(2011年)來進行，測定拉伸強度ts、總伸長率el。
[楊氏模量測定]
楊氏模量測定中，從鋼板的軋制方向(l方向)、相對于鋼板的軋制方向為45°的方向(d方向)、相對于鋼板的軋制方向成直角的方向(c方向)這三個方向切下10mm×50mm的試驗片，使用橫向振動型的共振頻率測定裝置，依據美國材料試驗協(xié)會(americansocietytotestingmaterials)的基準(c1259)測定楊氏模量。
需要說明的是，將軋制方向(l方向)和相對于軋制方向為45°的方向(d方向)的楊氏模量為205gpa以上、并且相對于軋制方向成直角的方向(c方向)的楊氏模量為220gpa以上的情況判定為楊氏模量高。
[平均r值測定]
平均r值測定中，使用從鋼板的軋制方向(l方向)、相對于鋼板的軋制方向為45°的方向(d方向)、相對于鋼板的軋制方向成直角的方向(c方向)這三個方向分別裁取的jisz2201(1998年)中規(guī)定的jis5號試驗片，依據jisz2254的規(guī)定求出各自的塑性應變比rl、rd、rc，通過下式算出平均r值。
平均r值＝(rl+2rd+rc)/4
需要說明的是，將平均r值≥1.05的情況判定為平均r值良好。
[擴孔試驗]
擴孔性依據jisz2256(2010年)來進行。即，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，在使用內徑75mm的沖模以9噸(88.26kn)的按壓力按壓的狀態(tài)下，將60°圓錐的沖頭壓入孔中，測定裂紋產生極限的孔直徑。然后，由下式求出極限擴孔率：λ(％)，根據該極限擴孔率的值對擴孔性進行評價。
極限擴孔率：λ(％)＝{(df-d0)/d0}×100
其中，df為裂紋產生時的孔徑(mm)、d0為初始孔徑(mm)。需要說明的是，將極限擴孔率：λ≥20％的情況判定為擴孔性良好。
另外，依照前述的方法，分別求出鐵素體的面積率、馬氏體的面積率和回火馬氏體的面積率、以及鋼板的板厚1/4位置處的鐵素體和包含回火馬氏體的馬氏體中的γ-纖維相對于α-纖維的逆強度比。將結果示于表3中。
如表3所示，發(fā)明例均是拉伸強度ts為780mpa以上，軋制方向和相對于軋制方向為45°的方向的楊氏模量分別為205gpa以上并且相對于軋制方向成直角的方向的楊氏模量為220gpa以上而為良好，進一步具有平均r值為1.05以上且極限擴孔率：λ為20％以上的優(yōu)良的深拉深性和延伸凸緣性，得到了期望的機械特性。另一方面，比較例中，ts、各方向的楊氏模量、平均r值和λ中的至少一項以上的特性較差。
以上，對本發(fā)明的實施方式進行了說明，但本發(fā)明不受本實施方式的作為本發(fā)明的公開內容的一部分的記述所限定。即，本領域技術人員基于本實施方式完成的其他實施方式、實施例和運用技術等全都包含在本發(fā)明的范疇內。例如，在上述制造方法中的一系列熱處理中，只要滿足熱歷程條件，則對鋼板實施熱處理的設備等沒有特別限定。
另外，本發(fā)明也可以適用于電鍍鋅鋼板等鋼板來制成高強度鋼板，可以期待同樣的效果。
產業(yè)上的可利用性
通過將本發(fā)明的高強度鋼板應用于例如汽車結構構件中，能夠實現(xiàn)車身輕量化所帶來的燃料效率改善，產業(yè)上的利用價值極大。