高强度钢板的制作方法

本发明涉及一种高强度钢板，特别是成形性优异的高强度钢板。

背景技术：

为了兼顾汽车的车身、零件等的轻量化和安全性，正在推进坯料即钢板的高强度化。通常，使钢板高强度化时，均匀伸长率、局部伸长率和扩孔性降低，成形性受损。因此，为了使用高强度钢板作为汽车用部件，需要适当地平衡强度(拉伸强度、屈服应力)与成形性。

针对均匀伸长率的要求，迄今为止已经提出了利用残留奥氏体的相变诱导塑性的所谓的trip钢板(例如参见专利文献1和2)。此外，例如，专利文献3和4提出为了提高trip钢板的扩孔性和局部伸长率，以贝氏体或回火马氏体作为主要组织。

进而，作为残留奥氏体比trip钢多，且延性超过trip钢的高延性钢板，例如，非专利文献1提出了mn的添加量超过3.0％的钢。

另外，专利文献5公开了利用回火处理来提高扩孔性。由于马氏体比其他组织硬，因此与周围组织的硬度差异大，局部伸长率和扩孔性劣化。通过在500℃以下的低温下对马氏体进行回火，从而扩孔性提高。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开昭61-217529号公报

专利文献2：日本特开平05-059429号公报

专利文献3：日本特开2005-330584号公报

专利文献4：日本特开2011-241474号公报

专利文献5：日本特开2012-237054号公报

非专利文献

非专利文献1：古川敬、松村理：热处理37号卷4号第204页(1997年)

技术实现要素：

发明要解决的问题

可以通过使c和mn在奥氏体中富集，即使在室温下也使奥氏体稳定，从而获得残留奥氏体。特别是，添加si、al等抑制碳化物析出的元素时，在贝氏体相变时c在奥氏体中富集，可以进一步稳定奥氏体。

专利文献1和2中描述的技术是基于上述构思的技术。如果添加的c量增加，则可以增加残留奥氏体，其结果是能够获得强度和均匀伸长率良好平衡的钢板。但是，由于是以软质的铁素体作为主相并且包含硬质组织的钢板，因此硬度差变大，容易产生空隙，不能提高局部伸长率。

另外，在专利文献3公开的钢板中，由于使用延性低的贝氏体作为主相，因此存在钢板整体的均匀伸长率变低，无法制作形状复杂的汽车用部件的问题。

另外，使用专利文献4公开的方法时，难以在所得的钢板中确保规定量的残留奥氏体量，因此均匀伸长率变得不足。

另外，非专利文献1中公开的钢板也是软质的回火马氏体与硬质组织的复合组织，因此与专利文献1和2的钢板一样，难以提高扩孔性。此外，由于是由软质的回火马氏体和奥氏体组成，因此屈服应力低也是一个问题。

另外，专利文献5记载的方法中，难以增加可经低温回火的马氏体的分率。专利文献5的方法仅包括：在ac3点以下进行退火的退火工序，冷却至室温的冷却工序，以及进行回火的回火工序。为了增加经低温回火的马氏体，需要通过上述冷却来增加马氏体。

但是，为了增加马氏体，需要使退火工序中的奥氏体不稳定。因此，由于奥氏体变得不稳定，因此会出现残留奥氏体分率降低，或者即使能够确保分率但是稳定性降低，el(伸长率)显着降低的问题。

另外，如后所述，由于不能充分减小高温回火马氏体中的残留奥氏体的尺寸，因此无法实现本发明中的目标即高均匀伸长率和局部伸长率、以及高屈服应力和高强度。

如上所述，在以往的钢中，难以兼顾拉伸强度与局部伸长率的乘积、以及屈服应力与均匀伸长率的乘积。

本发明人等在pct/jp2016/067448中提出了一种均匀变形性和局部变形性优异的合金化热浸镀锌钢板。然而，尽管pct/jp2016/067448中能够兼顾拉伸强度与局部伸长率的乘积、以及屈服应力与均匀伸长率的乘积，但c含量较高，因此有时点焊性变差，需要设计点焊的电流图案。

因此，在本发明中，对在限制c含量的同时确保残留奥氏体的分率为规定量以上的方法进行了研究。

本发明的目的在于，提供一种具有高均匀伸长率和局部伸长率的高强度钢板，所述高强度钢板含有残留奥氏体(以下有时称为“残留γ”)、mn：3.50质量％以上、c：0.24质量％以下。

用于解决问题的方案

本发明是为了解决上述技术问题而完成的发明，以下述高强度钢板为宗旨。

(1)一种高强度钢板，其化学组成以质量％计为

c：0.10～0.24％、

mn：3.50～12.00％、

si：0.005～5.00％、

al：0.005～5.00％、

p：0.15％以下、

s：0.030％以下、

n：0.020％以下、

o：0.010％以下、

cr：0～5.00％、

mo：0～5.00％、

ni：0～5.00％、

cu：0～5.00％、

nb：0～0.50％、

ti：0～0.50％、

w：0～0.50％、

b：0～0.010％、

ca：0～0.05％、

mg：0～0.05％、

zr：0～0.05％、

rem：0～0.05％、

sb：0～0.50％、

sn：0～0.50％、

as：0～0.05％、

v：0～2.0％、

余量：fe和杂质，

板厚1/4位置处的金相组织以面积％计为

残留奥氏体：10.0～55.0％、

高温回火马氏体：30.0～75.0％、

低温回火马氏体：15.0～60.0％，

余量为

新生马氏体：0～10.0％、

珠光体：0～5.0％、

贝氏体：0～5.0％。

(2)根据上述(1)所述的高强度钢板，其中，在所述金相组织中，新生马氏体、珠光体以及贝氏体的总面积率以面积％计为0～5.0％。

(3)根据上述(1)或(2)所述的高强度钢板，其中，在所述金相组织中，珠光体和贝氏体的面积率为0％。

(4)根据上述(1)至(3)中的任一项所述的高强度钢板，其中，所述钢板的拉伸强度为1180mpa以上，板厚为0.8～3.2mm。

(5)根据上述(1)至(4)中的任一项所述的高强度钢板，其中，所述化学组成以质量％计c：0.13～0.21％。

(6)根据上述(1)至(5)中的任一项所述的高强度钢板，其中，所述化学组成以质量％计mn：4.0～7.0％。

(7)根据上述(1)至(6)中的任一项所述的高强度钢板，其中，所述化学组成以质量％计cr：0～1.50％

(8)根据上述(1)至(7)中的任一项所述的高强度钢板，其中，所述化学组成以质量％计mo：0～1.00％。

(9)根据上述(1)至(8)中的任一项所述的高强度钢板，其中，所述化学组成以质量％计ni：0～1.50％

(10)根据上述(1)至(9)中的任一项所述的高强度钢板，其中，所述化学组成以质量％计cu：0～1.50％。

(11)根据上述(1)至(10)中的任一项所述的高强度钢板，其中，所述化学组成以质量％计b：0～0.003％。

(12)根据上述(1)至(11)中的任一项所述的高强度钢板，其中，在所述钢板的表面具有热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层、或zn-ni合金镀层。

发明的效果

根据本发明，能够获得具有高均匀伸长率和局部伸长率的高强度钢板。

附图说明

图1是示出低温回火马氏体的面积率与ys×uel的关系的图。

图2是示出低温回火马氏体的面积率与yr的关系的图。

图3是示出残留奥氏体的面积率与ys×uel的关系的图。

图4是示出残留奥氏体的面积率与ts×iel的关系的图。

图5是示出高温回火马氏体的面积率与ys×uel的关系的图。

图6是示出新生马氏体的面积率与ts×iel的关系的图。

具体实施方式

本发明人等针对解决上述技术问题的方法进行了深入研究。结果发现，在钢板中分散一定量以上的残留γ，进一步使经高温回火的高温回火马氏体、经低温回火的低温回火马氏体分别以所需量复合存在时，能够实现高均匀伸长率(uel)和局部伸长率(iel)、以及高屈服应力(ys)和拉伸强度(ts)。

在以往的trip钢中，虽然通过使残留奥氏体存在于钢中来提高均匀伸长率，但由于铁素体的存在，屈服应力降低。为了提高ys，虽然有以贝氏体或回火马氏体为主相的方法，但由于主相的延性低，因此该方法不能提高均匀伸长率。

本发明人等发现，通过使延性与硬度的平衡优异的高温回火马氏体、和低温回火马氏体存在，以提高ys；进一步，通过使残留奥氏体存在，能够提高ys×uel以及ts×iel。

本发明是基于上述见解完成的。以下，对本发明的各条件进行详细说明。

(a)化学组成

限定各元素的理由如下。需要说明的是，以下说明中关于含量的“％”是指“质量％”。

c：0.10～0.24％

c是提高钢板强度、确保残留奥氏体所需的元素。另外，c还是有助于提高低温回火马氏体的强度的元素。c含量小于0.10％时，难以获得充分的钢板强度和充足量的残留奥氏体。另一方面，c含量超过0.24％时，珠光体和渗碳体大量析出，局部延性显著下降。因此，将c含量设定为0.10～0.24％。c含量优选为0.12％以上或0.13％以上，更优选为0.15％以上或0.17％以上。另外，c含量优选为0.24％以下或0.23％以下，更优选为0.22％以下或0.21％以下。

mn：3.50～12.00％

mn与c一样，是确保残留奥氏体所需的元素。mn含量小于3.50％时，添加效果发挥不充分。另一方面，mn含量超过12.00％时，奥氏体量增加过多，不能得到低温回火马氏体，拉伸强度和屈服应力下降。mn含量优选为3.80％以上或4.00％以上，更优选为4.40％以上、4.80％以上或5.10％以上。另外，mn含量优选为11.00％以下或10.00％以下，更优选为9.00％以下、8.00％以下或7.00％以下。

si：0.005～5.00％

al：0.005～5.00％

si和al是脱氧剂，也是发挥在退火时稳定铁素体、抑制渗碳体析出的作用的元素。si和al都是在其含量小于0.005％时，添加效果发挥不充分。另一方面，si和al中的任一者的含量超过5.00％时，表面性状、涂装性、以及焊接性下降。因此，将si和al的含量均设定为0.005～5.00％。

这两个元素的含量均优选为0.010％以上，更优选为0.020％以上，进一步优选为0.030％以上。特别是对于si，也可以设为0.50％以上、0.90％以上或1.05％以上。另外，这两个元素的含量均优选为3.50％以下，更优选为2.50％以下，进一步优选为2.10％以下。特别是对于al，也可以设为1.00％以下。

需要说明的是，al含量超过5.00％时，在室温下δ铁素体残留。δ铁素体通过热轧变为拉伸的铁素体。然后，在拉伸试验时和压制成形时，应力集中在该铁素体上，导致试验片或钢板容易破裂。在这方面，al设为5.00％以下。在进一步提高钢板的材质的情况下，优选设定si+al：0.80％以上，更优选设为1.00％以上。

p：0.15％以下

p是不可避免地从钢原料混入的杂质元素。p含量超过0.15％时，延性和焊接性下降。因此，将p含量设为0.15％以下。p含量优选为0.10％以下、0.05％以下或0.020％以下。下限设为0％，但是将p含量减少至小于0.0001％时，制造成本大幅上升，因此下限可以设为0.0001％。

s：0.030％以下

s是不可避免地从钢原料混入的杂质元素。s含量超过0.030％时，通过热轧生成拉伸的mns，延性和扩孔性等成形性下降。因此，将s含量设定为0.030％以下。s含量优选为0.015％以下或0.009％以下。下限设为0％，但是将s含量减少至小于0.0001％时，制造成本大幅上升，因此下限可以设为0.0001％。

n：0.020％以下

n是不可避免地从钢原料或制钢过程混入的杂质元素。n含量超过0.020％时，延性下降。因此，将n含量设定为0.020％以下。n含量优选为0.015％以下、0.010％以下、0.0070％以下或0.0050％以下。下限设为0％，但是将n含量减少至小于0.0001％时，制造成本大幅上升，因此下限可以设为0.0001％。

o：0.010％以下

o是脱氧后不可避免残留的杂质元素。o含量超过0.010％时，延性下降。因此，将o含量设定为0.010％以下。o含量优选为0.007％以下、0.004％以下或0.0025％以下。下限设为0％，但是将o含量减少至小于0.0001％时，制造成本大幅上升，因此下限可以设为0.0001％。

除了上述元素，本发明的合金化热浸镀锌钢板还含有下述量的选自cr、mo、ni、cu、nb、ti、w、b、ca、mg、zr、rem、sb、sn、as以及v中的1种以上元素。

cr：0～5.00％

mo：0～5.00％

ni：0～5.00％

cu：0～5.00％

cr、mo、ni和cu是有助于提高钢板强度的元素，因此可以根据需要含有。但是，cr、mo、ni和cu中的任一者超过5.00％时，强度过度提高，延性下降。因此，将cr、mo、ni和cu的含量均设定为5.00％以下。

这些元素的含量均优选为4.00％以下或3.00％，更优选为2.00％以下或1.00％以下，进一步优选为0.80％以下或0.50％以下。需要说明的是，这些元素的下限为0％，但是为了获得上述效果，可以将选自上述元素中的1种以上的含量设为0.01％以上，也可以设为0.02％以上。为了削减合金成本，可以将它们的总量设为2.00％以下、1.50％以下、1.10％以下、0.7％以下或0.40％以下。

nb：0～0.50％

ti：0～0.50％

w：0～0.50％

nb、ti和w是形成微细碳化物、氮化物、或碳氮化物，有助于提高钢板强度的元素，因此可以根据需要含有。但是，nb、ti和w中的任一者超过0.50％时，强度过度提高，延性下降。因此，将nb、ti和w的含量均设为0.50％以下。

这些元素的含量均优选为0.40％以下或0.20％以下，更优选为0.10％以下或0.05％以下。需要说明的是，这些元素的下限为0％，但是为了获得上述效果，可以将选自上述元素中的1种以上的含量设为0.005％以上，也可以设为0.008％以上。为了削减合金成本，可以将它们的总量设为0.50％以下、0.20％以下、0.10％以下或0.05％以下。

b：0～0.010％

b是延迟相变而有助于提高钢板强度的元素，并且是在晶界处偏析从而有助于强化晶界的元素，因此可以根据需要含有。但是，b含量超过0.010％时，b化合物大量析出，钢板脆化。因此，将b含量设定为0.010％以下。b含量优选为0.005％以下或0.0030％以下，更优选为0.0020％以下或0.0016％以下。需要说明的是，b的下限为0％，但是为了获得上述效果，可以将b含量设为0.0002％以上，也可以设为0.0003％以上。

ca：0～0.05％

mg：0～0.05％

zr：0～0.05％

rem：0～0.05％

ca、mg、zr和rem(稀土元素)是控制硫化物和氧化物的形状从而有助于提高局部延性和扩孔性的元素，因此可以根据需要含有。但是，当ca、mg、zr和rem中的任一者超过0.05％时，加工性降低。因此，ca、mg、zr和rem的含量均设为0.05％以下。

这些元素的含量均优选为0.03％以下或0.01％以下，更优选为0.0060％以下或0.0040％以下。另外，在复合含有选自ca、mg、zr和rem中的2种以上的情况下，优选将它们的总含量设为0.05％以下或0.02％以下，更优选设为0.01％以下或0.0060％以下。需要说明的是，这些元素的下限为0％，但是为了获得上述效果，可以将选自上述元素中的1种以上的含量设为0.0001％以上，也可以设为0.0002％以上。

这里，在本发明中，rem是指sc、y和镧系元素的总共17种元素，所述rem的含量是指这些元素的总含量。需要说明的是，镧系元素在工业上以混合稀土合金的形式添加。

sb：0～0.50％

sn：0～0.50％

sb和sn是发挥抑制钢板中的mn、si和/或al等易氧化性元素向表面扩散而形成氧化物，提高表面性状和镀覆性的作用的元素，因此可以根据需要含有。但是，sb和sn中的任一者超过0.50％时，添加效果饱和。因此，sb和sn的含量均设为0.50％以下。

这些元素的含量均优选为0.35％以下或0.15％以下，更优选为0.08％以下或0.03％以下。需要说明的是，这些元素的下限为0％，但是为了获得上述效果，可以将选自上述元素中的1种以上的含量设为0.010％以上。

as：0～0.05％

as与sb和sn一样，是发挥抑制钢板中的mn、si和/或al等易氧化性元素向表面扩散而形成氧化物，提高表面性状和镀覆性的作用的元素，因此可以根据需要含有。但是，as含量超过0.05％时，添加效果饱和。因此，将as含量设为0.05％以下。as含量优选为0.02％以下，更优选为0.01％以下。需要说明的是，as的下限为0％，但是为了获得上述效果，可以将as含量设为0.005％以上。根据需要，可以将sb、sn和as的总量设为0.05％以下、0.03％以下或0.01％以下。

v：0～2.0％

v是形成析出物从而使晶粒微细化，有助于提高强度和韧性的元素，因此可以根据需要含有。但是，v含量超过0.50％时，上述效果饱和且制造成本增加。因此，将v含量设为2.0％以下或1.0％以下。v含量优选为0.50％以下或0.30％％以下，更优选为0.10％以下，进一步优选为0.06％以下。需要说明的是，v的下限为0％，但是为了获得上述效果，可以将v含量设为0.001％以上或0.005％以上。

在本发明的钢板的化学组成中，余量为fe和杂质。

这里，“杂质”是在工业生产钢板时由于矿石、废料等原料、制造工序的各种因素而混入的成分，在不对本发明产生不利影响的范围内允许含有。

(b)钢板的金相组织

对本发明的钢板的板厚1/4位置处的金相组织进行说明。各组织的面积率会根据退火条件而变化，影响强度、均匀伸长率、局部伸长率等机械特性。由于所需的机械特性例如会根据汽车用零件而变化，因此根据需要选择退火条件，控制各组织的面积率。需要说明的是，以下说明中的“％”是指“面积％”。

残留奥氏体：10.0～55.0％

残留奥氏体(以下也称为“残留γ”。)是通过相变诱导塑性而提高延性、特别是均匀伸长率的组织。为了使本发明的钢板获得优异的均匀伸长率，需要将残留γ的面积率设为10.0％以上。另一方面，残留γ的面积率超过55.0％时，屈服应力降低，因此残留γ的面积率设为55.0％以下。残留γ的面积率优选为13.0％以上、15.0％以上或18.0％以上，更优选为20.0％以上。另外，残留γ的面积率优选为50.0％以下，更优选为45.0％以下、40.0％以下、35.0％以下或31.0％以下。

本发明的金相组织的残留γ的主体是像马氏体板条那样的细长形态。其厚度为1μm以下，大多数约为0.02～0.1μm。在以往的方法中很难使该板条状的残留γ与后述的低温回火马氏体共存，而采用后述的制造方法可以实现这一点。需要说明的是，以往的方法为如下方法：制备奥氏体单相后，冷却至室温，从而基本成为马氏体，然后在两相区域加热以使c和mn在奥氏体中富集，获得残留γ(例如参见非专利文献1和专利文献4)。

在本发明中，如后所述，在第2冷却工序中，需要形成存在奥氏体和马氏体的组织状态。然后，在第2退火工序中由马氏体生成奥氏体，使该奥氏体成为板条状的细长组织。奥氏体周围的组织是高温回火马氏体。该奥氏体在冷却至室温的过程中变成残留奥氏体。

第2冷却工序后的奥氏体是较粗大的组织，其在第3冷却工序中变成马氏体。经过上述工序，可以使板条状的奥氏体与低温回火马氏体共存。

高温回火马氏体：30.0～75.0％

高温回火马氏体是主要在约550～700℃的温度下经回火的马氏体，其测定方法将在后面描述。为了提高成形性，将高温回火马氏体的面积率设为30.0％～75.0％。高温回火马氏体的面积率优选为33.0％以上、36.0％以上或38.0％以上，优选为70.0％以下、65.0％以下、60.0％以下或55.0％以下。

低温回火马氏体：15.0～60.0％

低温回火马氏体是后述的第3冷却工序中生成的新生马氏体主要在250～480℃的温度下经回火的组织，其测定方法将在后面描述。

虽然低温回火马氏体的均匀伸长率低，但是与后述的新生马氏体相比，局部伸长率不易降低，屈服应力和拉伸强度优异。因此，将低温回火马氏体的面积率设为15.0％以上。可以根据所需的强度水平来设定低温回火马氏体的面积率，但是面积率过高时均匀伸长率降低，因此设为60.0％以下。为了提高成形性，可以将低温回火马氏体的下限设为20.0％、25.0％、30.0％、34.0％或38.0％。为了提高均匀伸长率，可以将其上限设为55.0％、50.0％、46.0％或42.0％。

本发明的钢板的板厚1/4位置处的金相组织中，余量为新生马氏体、珠光体和贝氏体。

新生马氏体：0～10.0％

在回火工序中，渗碳体从奥氏体中略微析出，奥氏体变得不稳定，在回火工序后的冷却工序中，有时生成新生马氏体。新生马氏体的面积率超过10.0％时，不仅ys和局部伸长率降低，而且残留γ的面积率减少，均匀伸长率也降低。因此，将新生马氏体的面积率设为10.0％以下。新生马氏体的面积率优选为5.0％以下，更优选为3.0％以下，最优选为0％、也就是说不存在新生马氏体的组织。

珠光体：0～5.0％

珠光体有时会在退火时的冷却途中、或者镀层的合金化处理中由奥氏体生成。珠光体的面积率超过5.0％时，残留γ的面积率减少，使强度和延性大大降低。因此，将珠光体的面积率设为5.0％以下。珠光体的面积率优选尽可能低，优选为3.0％以下，最优选为0％。

贝氏体：0～5.0％

本发明的金相组织中可以含有贝氏体。在本发明的钢板的mn含量的情况下，贝氏体相变难以进行，因此将贝氏体的面积率设为5.0％以下。贝氏体的面积率优选为3.0％以下，最优选为0％。

需要说明的是，可以将新生马氏体、珠光体和贝氏体的总面积率设为5.0％以下、3.0％以下、1.0％以下。这些余量金相组织的总面积率更优选为0％。

以下对在本发明中求出上述各组织的面积率的方法进行说明。

首先，切割出平行于轧制方向的截面，并进行镜面研磨，然后对经过电解研磨的样品，通过sem-ebsd以0.1μm的间隔测定距离表面仅板厚1/4位置(以下称为“板厚1/4位置”)处的100μm×100μm以上的区域。然后，使用tslsolutions,ltd.的分析软件，计算每个晶粒中的晶粒内的imagequality的平均值(晶粒平均图像质量，grainaverageimagequality：gaiq值)。然后将判定为fcc的区域的面积率作为残留奥氏体的面积率。

接着，通过f.s.lepera:journalofmetals32，no.3，(1980)38-39所述的方法，腐蚀平行于轧制方向的截面，从而使新生马氏体和残留奥氏体出现。然后，在板厚1/4位置处，使用光学显微镜以1000倍的倍率进行观察，并对组织照片进行图像处理以测定新生马氏体和残留奥氏体的总面积率(％)。其中，腐蚀液是将4％的na2s2o5溶解在蒸馏水中的溶液和将4％的[c6h2(no)3oh]溶解在乙醇中的溶液以1：1混合的混合物。

然后，通过从新生马氏体和残留奥氏体的总面积率的值中减去通过上述方法测定的残留奥氏体的面积率，求出新生马氏体的面积率。

然后，将板厚1/4位置处的gaiq值为5000以下的晶粒的分率作为低温回火马氏体和新生马氏体的总面积率。通过从该值中减去新生马氏体的面积率来求出低温回火马氏体的面积率。

另外，切割出垂直于轧制方向的截面，并进行镜面研磨，然后用硝酸乙醇进行腐蚀。对该样品进行sem观察。sem观察以5000倍的倍率进行，测定区域是4个视场以上的板厚1/4位置的25μm×20μm的区域。在进行硝酸乙醇腐蚀后，通过sem观察，将没有亚结构的且凹陷的组织视为铁素体或高温回火马氏体。其中，将长轴与短轴的比为2以上的组织视为高温回火马氏体。按照以下方式求出长轴和短轴。首先，在上面拍摄的照片中，着眼于一个晶粒时，将连结晶界与其它晶界的线中最长的线作为长轴。然后，将二等分该长轴的连结晶界与其它晶界的线中距离最短的线作为短轴。也就是说，在没有亚结构的且凹陷的组织中，将长轴与短轴的比为2以上的组织的分率作为高温回火马氏体的面积率，将长轴与短轴的比小于2的组织的分率作为铁素体的面积率。

对于珠光体，在进行硝酸乙醇腐蚀后，通过sem观察4个视场以上的板厚1/4位置的25μm×20μm的区域，将看似片层组织的组织的分率作为珠光体的面积率。另外，对于贝氏体，同样进行硝酸乙醇腐蚀后，通过sem观察4个视场以上的板厚1/4位置的25μm×20μm的区域，将长轴与短轴的比为2以上且通过5000倍的sem确认到渗碳体的组织的分率作为贝氏体的面积率。

(c)机械特性

拉伸强度(ts)越高越好，设为1180mpa以上。例如，使用钢板作为汽车的坯料时，通过高强度化，可以减小钢板的板厚，使汽车轻量化。拉伸强度的下限可以设为250mpa。对于拉伸强度的上限没有必要设定特别限制，但优选设为1650mpa以下或1600mpa以下。为了获得上述轻量化效果，优选钢板的屈服应力(ys)和加工后(屈服后)的加工硬化量高。随着屈服应力(ys)增加且加工硬化量增加，基于变形的硬度增加。

加工硬化量可以使用n值作为指标来表示，但是n值和uel是类似的值。因此，在本发明钢板中，将屈服应力(ys)×均匀伸长率(uel)作为指标。在本发明的钢板中，设定ys×uel≥10000mpa％。其中，拉伸试验片采用jisz2241的5号试验片(平行部的宽度为25mm、计量标点间距离为50mm的板状试验片)。

为了将钢板压制成形，优异的均匀伸长率(uel)和局部伸长率(iel)是理想的。由于钢板局部变形时，钢板强度达到拉伸强度(ts)，因此采用拉伸强度(ts)×局部伸长率(iel)作为显示该状态的指标。在本发明钢板中，设定ts×iel≥6000mpa％。

由于屈服应力是保证成形后的钢板硬度的指标，因此屈服比(屈服应力/拉伸强度)越高越好。屈服比优选为0.70以上。更优选为0.71以上或0.72以上。

需要说明的是，在本发明中，作为拉伸强度和屈服应力，采用在轧制直角方向的拉伸试验中求出的值。轧制直角方向是指垂直于钢板的轧制方向和厚度方向的方向，即宽度方向。

(d)制造方法

本发明的钢板例如可以通过采用以下所示的制造方法来制造。以下的制造方法中，依次进行下述从(a)至(m)的工序。对各工序进行详细说明。

(a)熔炼工序

将具有上述化学组成的钢锭或板坯熔炼。对熔炼工序中的条件没有特别限制，可以使用常规方法。

(b)热轧工序

将钢锭或板坯加热而实施热轧，制成热轧钢板。优选将热轧前的加热温度设定为1100～1170℃，将热轧的最终温度设定为880～970℃。优选在热轧最后的1个道次至6个道次之间，至少进行3次以上的以每一道次10％以上的高压下的轧制。

加热温度低于1100℃时，在送去热轧的过程中温度降低，可能无法在所需温度下结束精轧。另一方面，加热温度超过1170℃时，可能加热时的奥氏体粗大化，并且轧制后的钢板的晶体变得粗大，因此加热温度优选为1170℃以下。

另外，由于具有本发明限定的化学组成的钢较硬，因此如果最终温度低于880℃，则会给轧机带来较大负载，可能难以进行热轧。另一方面，最终温度超过970℃时，轧制后的钢板的晶体有可能变得粗大。

(c)第1冷却工序

精轧结束后冷却热轧钢板。对于第1冷却工序中的冷却条件不特别限制，优选以20℃/秒以上的平均冷却速度冷却，并在550～650℃的温度范围内停止冷却。如果是上述范围，则容易满足卷取工序中的温度范围。

(d)卷取工序

对冷却停止后的热轧钢板进行卷取。卷取温度优选为450～600℃。卷取温度低于450℃时，板形状变差。另外，如本发明这样mn含量高的情况下，卷取温度超过600℃时，氧化皮变厚，变得难以酸洗。

(e)冷轧工序

将卷取的热轧钢板再次退卷并酸洗，然后实施冷轧，制成冷轧钢板。优选将压下率设为40～65％。压下率小于40％时，板厚变厚。因此，在制成汽车零件时，重量容易变重。另一方面，压下率超过65％时，难以在短时间内结束冷轧。另外，有时退火后的延性变低。优选将冷轧钢板的厚度设为0.8～3.0mm的范围。

(f)第1退火工序

冷轧工序后，对冷轧钢板实施在850～970℃的温度区域下保持90秒以上的退火。通过保持在上述温度区域下，使金相组织成为奥氏体单相组织。退火温度低于850℃或者保持时间小于90秒时，奥氏体量减少，最终不能确保所需量的低温回火马氏体，屈服应力降低。

退火温度超过970℃时，不仅加热炉可能会受损，而且在钢板表面产生大量氧化皮，导致酸洗后在钢板表面留下凹凸，作为汽车用钢板是不优选的。需要说明的是，保持时间超过180秒时，钢板表面也会产生大量的氧化皮，导致酸洗后在钢板表面留下凹凸，作为汽车用钢板是不优选的。因此，优选将第1退火工序中的保持时间设为180秒以下。

(g)第2冷却工序

第1退火工序后，将钢板冷却至150～250℃的温度区域。在该温度区域内，很难发生相变。冷却速度优选平均为1～100℃/秒。在第2冷却工序中生成马氏体，该马氏体在后述的第2退火工序中变为高温回火马氏体和逆相变的奥氏体。可以根据所需的强度或特性，适当选择冷却温度，从而调整高温回火马氏体的面积率。

另外，该冷却工序时，使奥氏体和马氏体共存是重要的。该冷却工序时的大部分奥氏体经过第2退火工序～第3冷却工序成为马氏体，通过之后的回火工序变为低温回火马氏体。另一方面，如上所述，该冷却工序时的一部分马氏体通过第2退火工序变为高温回火马氏体。因此，通过利用该冷却工序温度来调整奥氏体量和马氏体量，可以将最终组织的低温回火马氏体量和高温回火马氏体量控制在本发明的范围。

冷却停止温度低于150℃时，冷却工序中的奥氏体减少，因此最终组织中的低温回火马氏体减少。另一方面，冷却温度超过250℃时，马氏体量减少，最终难以确保高温回火马氏体为30.0％以上。冷却停止温度优选为180℃以上，优选为230℃以下，更优选为220℃以下。

(h)第2退火工序

第2冷却工序后，对钢板实施在550℃以上且低于ac1点的温度区域内保持120秒以上的退火。退火温度低于550℃时，渗碳体和珠光体大量析出，残留奥氏体减少。退火温度优选为580℃以上。

另一方面，退火温度为ac1点以上时，获得的残留奥氏体量减少。推测其原因如下。认为向奥氏体的逆相变过度进行，加热时的奥氏体过剩。如此，奥氏体中的c和mn含量降低，因此奥氏体变得不稳定。然后，在第2冷却工序时成为马氏体，残留奥氏体减少。

需要说明的是，ac1点由下式求出。

ac1＝723+29.1×si-10.7×mn+16.9×cr-16.9×ni

其中，上式中的各元素符号表示各元素的含量(质量％)。

将上述退火温度下的保持时间设为120秒以上。保持时间小于120秒时，不能进行向奥氏体的逆相变，残留奥氏体减少。保持时间可以根据与退火温度的关系而适当确定，但即使退火8小时以上，也没有显着变化，只是使工业上成本变高，因此上限设为约8小时。

在第2退火工序中，可以投入预热的炉中进行加热，也可以通过ih等进行加热。加热速度低于10℃/秒时，残留奥氏体量减少。推测原因是在加热过程中，发生大量渗碳体析出，在之后的加热时也不熔化，结果是残留奥氏体中的c减少。另一方面，为了控制第2退火工序的温度，实际加热速度的上限设为约25℃/秒。

(i)第3冷却工序

第2退火工序后，将钢板冷却至室温。如果不将钢板冷却至室温，则在后述回火工序中生成新生马氏体，ys可能降低。优选将平均冷却速度设为8℃/秒以上。平均冷却速度低于8℃/秒时，容易生成贝氏体，并且yr和ys×uel降低。

(j)回火工序

第3冷却工序后，对钢板实施在250～480℃的温度区域下保持1秒以上的回火。在回火工序中，生成低温回火马氏体。回火温度低于250℃时，无法充分获得回火效果，大量的新生马氏体残留。其结果，ys降低，ts升高，屈服比下降。回火温度优选为200℃以上。

另一方面，回火温度超过480℃时，低温回火马氏体变得过软，ys和ts极度降低，并且残留奥氏体相变为珠光体，uel也降低，因此将回火工序的温度区域设为480℃以下。优选为460℃或400℃以下。需要说明的是，如果保持时间超过1小时，则残留奥氏体减少，因此优选将保持时间设为1小时以下。

钢板的(si+al)量为0.8质量％以上时，通过回火，ts×uel进一步提高。虽然其原因尚不清楚，但推测是由于马氏体中的c不会分解成渗碳体，而是在残留奥氏体中富集。(si+al)量更优选为1.0质量％以上。

(k)第4冷却工序

回火工序后，将钢板冷却至室温。对于第4冷却工序中的冷却速度，如果是空气冷却以上的冷却速度，则金相组织的变化小，因此没有特别限制。但是，冷却速度低于5℃/秒时，与第3冷却工序一样，有贝氏体增多的可能性。另一方面，以超过80℃/秒的冷却速度冷却的情况下，容易发生冷却不均匀，板形状变差。因此，优选将冷却速度设为5℃/秒以上且80℃/秒以下。

(l)镀覆工序

回火工序后，可以对在第4冷却工序中冷却至室温的钢板进行热浸镀锌、合金化热浸镀锌或者zn-ni合金镀覆。zn-ni合金镀覆通过电镀进行。对于热浸镀锌，将在第4冷却工序中冷却至室温的钢板浸渍在460℃的镀锌浴中即可。另外，第3冷却工序后，可以将钢板浸渍在热浸镀锌浴中，并在回火工序时实施镀覆。

(m)合金化工序

对于合金化热浸镀锌，将实施了热浸镀锌的钢板加热至480～500℃进行合金化处理即可。也可以与热浸镀锌钢板的情况一样，在回火工序时进行合金化处理。

需要说明的是，本发明的对象钢板的板厚主要为0.8～3.0mm。根据需要，可以将板厚的上限设为2.8mm或2.5mm。

以下通过实施例对本发明进行更具体的说明，但是本发明不限于这些实施例。

实施例

制造具有表1所示化学组成且厚度240mm的板坯。在表2和3所示的条件下对该板坯进行热轧，制成热轧钢板。此过程中，至少进行3次以上的以每一道次10％以上的高压下的轧制。通过喷水将热轧钢板冷却至卷取温度并卷取。对制造的热轧钢板进行酸洗从而除去氧化皮后，在表2和3所示的条件下进行冷轧，制备厚度1.2mm的冷轧钢板。

[表1]

表1

^＊表示不在本发明的限定内。

[表2]

[表3]

从所得的冷轧钢板中採取试验材料，对试验材料进行加热至表2和3所示的最高退火温度，并实施以表2和3所示时间进行保持的退火(第1退火工序)，接着，以表2和表3所示的平均冷却速度冷却至冷却停止温度(第2冷却工序)。

第2冷却工后的第2退火工序通过以表2和3所示的平均加热速度加热至表2和3所示的最高退火温度，并保持表2和3所示的退火时间来进行。接着，以表2和3所示的平均冷却速度冷却至室温(第3冷却工序)。

对于回火工序，以5℃/秒的平均加热速度加热至表2和3所示的温度，并保持表2和3所示的时间。之后，以10℃/秒冷却至室温(第4冷却工序)。

对于试验no.57～59，对表面进行镀覆处理。试验no.57中，回火工序结束后，通过电镀附着zn-ni。试验no.58中，第3冷却工序后，通过将钢浸渍在加热至460℃的zn的熔融锌浴中，制成热浸镀锌钢板。与以往一样，上述熔融锌中含有约0.01％的al。以该镀浴的温度进行的镀覆处理代替了回火工序。另外，试验no.59中，与试验no.58一样在第3冷却工序后，将钢浸入热浸镀锌浴中，然后进一步通过再加热并保持使zn和母材的fe合金化。需要说明的是，进行镀覆的时机不限于以上所述。例如，可以在第3冷却工序中浸入镀浴或者合金化。

对于通过上述顺序制造的各钢板，通过以下方法确定金相组织。对求出各组织的面积率的方法进行以下说明。

首先，切割出垂直于轧制方向的截面，并进行镜面研磨，然后对经过电解研磨的样品，通过sem-ebsd以0.1μm的间隔测定100μm×100μm以上的区域。然后，使用tslsolutions，ltd.的分析软件，计算每个晶粒中的晶粒内的imagequality的平均值(grainaverageimagequality：gaiq值)。然后，将板厚1/4位置处的判定为fcc的区域的面积率作为残留γ的面积率。

接着，通过f.s.lepera:journalofmetals32，no.3，(1980)38-39所述的方法，腐蚀轧制方向的截面，从而使新生马氏体和残留γ出现。然后，在板厚1/4位置处，使用光学显微镜以1000倍的倍率进行观察，并对组织照片进行图像处理以测定新生马氏体和残留奥氏体的总面积率(％)。其中，作为腐蚀液，使用将4％的na2s2o5溶解在蒸馏水中的溶液和将4％的[c6h2(no)3oh]溶解在乙醇中的溶液以1：1混合的混合物。

然后，通过从新生马氏体和残留奥氏体的总面积率的值中减去通过上述方法测定的残留奥氏体的面积率，求出新生马氏体的面积率。

然后，将gaiq值为5000以下的晶粒的分率(板厚1/4位置处)作为低温回火马氏体和新生马氏体的总面积率。通过从该值中减去新生马氏体的面积率来求出低温回火马氏体的面积率。

另外，切割出垂直于轧制方向的截面，并进行镜面研磨，然后用硝酸乙醇进行腐蚀。在板厚1/4位置处进行sem观察。sem观察以5000倍的倍率进行，测定区域是4个视场以上的25μm×20μm的区域。在进行硝酸乙醇腐蚀后，通过sem观察，将没有亚结构的且凹陷的组织视为铁素体或高温回火马氏体。其中，将长轴与短轴的比为2以上的组织的分率作为高温回火马氏体的面积率，将该比小于2的组织的分率作为铁素体的面积率。按照以下方式求出长轴和短轴。首先，在上面拍摄的照片中，着眼于一个晶粒时，将连结晶界与其它晶界的线中最长的线作为长轴。然后，将二等分该长轴的连结晶界与其它晶界的线中距离最短的线作为短轴。

对于珠光体，在进行硝酸乙醇腐蚀后，在板厚1/4位置处通过sem观察4个视场以上的25μm×20μm的区域，并将看似片层组织的组织的分率作为珠光体的面积率。另外，对于贝氏体，同样进行硝酸乙醇腐蚀后，在板厚1/4位置处通过sem观察4个视场以上的25μm×20μm的区域，将长轴与短轴的比为2以上且通过5000倍的sem确认到渗碳体的组织视为贝氏体。

将各组织的面积率的测定结果示于表4和5。

[表4]

表4

^＊表示不在本发明的限定内。

[表5]

表5

^＊表示不在本发明的限定内。

测定所得钢板的机械特性。从实施了热处理的试验材料中，以与轧制方向呈直角的方向为拉伸方向採取jis5号拉伸试验片，并测定屈服强度(ys)、拉伸强度(ts)、均匀伸长率(uel)、总伸长率(el)。将总伸长率与均匀伸长率的差作为局部伸长率(iel)。将测定的机械特性示于表6和7。

[表6]

表6

^＊表示不在本发明的限定内。

[表7]

表7

^＊表示不在本发明的限定内。

在满足本发明的所有限定的试验no.1～5、8、16～35、40～42、48～50、52～54以及57～59中，ts为1180mpa以上，ts×iel为6000mpa％以上且ys×uel为10000mpa％以上，结果显示出高强度和优异的成形性。

与此相对，试验no.6中，由于第1退火工序的退火温度低，因此低温回火马氏体少，强度低，而且ts×iel也低。试验no.7中，由于第1退火工序的退火时间短，因此低温回火马氏体少，与试验no.6一样，强度低，而且ts×iel也低。

试验no.9中，第2冷却工序的停止温度低，为20℃。冷却后，虽然进行第2退火工序，但其热处理条件与非专利文献1等中所述的以往的方法相同。在试验no.9中，低温回火马氏体为2.0％，低于本发明的范围，因此ts降低。试验no.45也是同样的。

试验no.10中，第2冷却工序的冷却停止温度高，为400℃。其结果，未发生相变，金相组织为奥氏体。在之后的加热中仅产生少量铁素体，由于量少，c和mn不会在奥氏体中富集。通过第3冷却工序和回火工序，生成大量的低温回火马氏体，成为残留γ少的金相组织。因此，ys×uel和ts×tel降低。试验no.51也是同样的。

试验no.11中，第2退火工序的最高退火温度高、为730℃，因此金相组织为奥氏体单相，c和mn未在奥氏体中富集，组织不稳定。因此，通过第3冷却工序和回火工序，生成大量的回火马氏体，残留γ的面积率减少。其结果，ts×iel和ys×uel降低。

试验no.12中，第2退火工序的最高加热温度低、为530℃，因此发生渗碳体析出和珠光体相变，残留γ的面积率大幅减少。其结果，ts×iel和ys×uel降低。

试验no.13中，第2退火工序的退火时间短、为60秒，因此c和mn没有时间在奥氏体中富集，奥氏体变得不稳定，残留γ的面积率降低。其结果，ts×iel和ys×uel降低。

试验no.14中，回火工序的温度低、为130℃，因此在第3冷却工序中生成的马氏体不进行回火，金相组织中的新生马氏体增多。其结果，ys和ys×uel降低。试验no.43和44也是同样的。

试验no.15中，回火工序的温度为600℃，高于本发明的范围，因此渗碳体析出，从而残留γ的面积率下降，另外，还生成珠光体，从而低温回火马氏体的面积率下降。其结果，ys、ts以及ts×iel降低。

试验no.46中，第2退火工序中的平均加热速度低、为3℃/秒，因此残留γ的面积率下降。其结果，ts×iel和ys×uel降低。

试验no.47中，由于回火工序中的保持时间长，因此残留γ的面积率下降。其结果，ts×iel和ys×uel降低。

试验no.55中，第2冷却工序中的处理条件不合适，因此高温回火马氏体和低温回火马氏体的面积率下降。其结果，ts×iel和ys×uel降低。

试验no.56中，第3冷却工序中的平均冷却速度低、为2℃/秒，因此铁素体析出，yr和ys×uel降低。

试验no.36中，c含量低于本发明的范围，残留γ的面积率不在本发明的范围内。其结果，均匀伸长率降低，ys×uel降低。强度也下降，但是推测强度的下降是由c含量下降导致回火马氏体软化从而引起的。

试验no.37中，c含量高于本发明的范围，金相组织中存在很多珠光体，另外，还观察到大量渗碳体。其结果，局部延性大幅下降，ts×iel降低。另外，由于很快就断裂了，因此均匀伸长率也低，ys×uel也低。

试验no.38中，mn含量低于本发明的范围，残留γ的面积率不在本发明的范围内。因此，均匀伸长率降低，ys×uel下降。试验no.39中，mn含量高于本发明的范围，奥氏体过于稳定，无法获得充足量的回火马氏体，ys和ts降低。

为了排除合金成分的影响，并理解金相组织与机械性质之间的关系，对于前述实施例中在多个制造条件下制造的钢种a和钢种e，描绘金相组织与机械性质之间的关系图，示于图1～6。从图1～6可以看出，通过将低温回火马氏体的面积率控制为15.0～60.0％的范围，将残留奥氏体的面积率控制为10.0～55.0％的范围，将高温回火马氏体的面积率控制为30.0～75.0％的范围，将新生马氏体的面积率控制为0～10.0％的范围，能够获得优异的机械特性。

产业上的可利用性

根据本发明，能够获得具有1180mpa以上的高拉伸强度，同时具有高均匀伸长率和局部伸长率的高强度钢板。