本发明涉及适用于主要在汽车的领域中使用的部件的加工性和低温韧性优异的高强度钢板及其制造方法。
背景技术：
近年来，从地球环境保护的观点考虑，汽车的油耗改善成为重要的课题。与此相伴，利用车体材料的高强度化实现薄壁化，要使车体本身轻型化的活动正变得活跃。另外，上述用途中也要求防锈性，因此作为上述用途中使用的钢板，高强度钢板的需求越来越高。
然而，钢板的高强度化导致加工性和低温韧性这两者降低。因此，现状是希望开发兼具高强度、高加工性以及低温韧性的高强度钢板。
针对这样的要求，迄今为止开发了铁素体相、马氏体双相钢(dp钢)、利用了残留奥氏体的转变诱发塑性的trip钢等各种复合组织型高强度热浸镀锌钢板。
例如专利文献1中提出了加工性和耐冲击特性优异的高强度热浸镀锌钢板，具有如下的成分组成，即，以质量％计含有c：0.05～0.3％、si：0.01～2.5％、mn：0.5～3.5％、p：0.003～0.100％、s：0.02％以下、al：0.010～1.5％以及合计0.01～0.2％的选自ti、nb和v中的至少1种元素，剩余部分由fe和不可避免的杂质构成，并且具有如下的微观组织，即，以面积率计含有20～87％的铁素体相、合计3～10％的马氏体和残留奥氏体、10～60％的回火马氏体，由上述马氏体、残留奥氏体和回火马氏体构成的第二相的平均晶体粒径为3μm以下，并且所述高强度热浸镀锌钢板具有845mpa以上的拉伸强度。但是，用该技术制造的钢板的低温韧性低，实际上作为高强度钢板的使用受到限制。
专利文献2中，作为低温韧性优异的高强度热浸镀锌钢板，提出了耐冲击特性优异的高强度热浸镀锌钢板，其特征在于，在母材钢板的表面形成有热浸镀锌层，所述母材钢板以质量％计含有c：0.075～0.400％、si：0.01～2.00％、mn：0.80～3.50％、p：0.0001～0.100％、s：0.0001～0.0100％、al：0.001～2.00％、o：0.0001～0.0100％、n：0.0001～0.0100％，剩余部分由fe和不可避免的杂质构成，上述母材钢板中，以1/4厚为中心的距板厚的表面为1/8厚度～3/8厚度的范围中的钢板组织的残留奥氏体相以体积分数计为5％以下，铁素体相以体积分数计为60％以下，贝氏体相、贝氏体铁素体相、初生马氏体和回火马氏体相的合计以体积分数计为40％以上，以1/4厚为中心的距从板厚的表面为1/8厚度～3/8厚度的范围中的平均有效晶体粒径为5.0μm以下，最大有效晶体粒径为20μm以下，在表层部形成有厚度0.01μm～10.0μm的脱碳层，分散于上述脱碳层的氧化物的密度为1.0×1012～1.0×1016个/m2，上述氧化物的平均粒子径为500nm以下。但是，用该技术制造的钢板的延展性(加工性)低，实际上作为高强度钢板的使用受到限制。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2009-102715号公报
专利文献2：wo2013/047755号公报
技术实现要素：
如上所述，对高强度钢板要求优异的延展性(el)和低温韧性，但以往高强度钢板并不存在全部以高水平兼具这些特性的钢板。
本发明是为了解决上述课题而进行的，其目的在于，提供延展性和低温韧性优异的高强度钢板及其制造方法。
本发明人等为了解决上述课题而进行了深入研究。其结果，通过将合金成分和制造条件优化、控制铁素体相与硬质第二相界面的碳化物的尺寸，成功地制造了延展性和低温韧性优异的高强度钢板。其要旨如下。
[1]一种高强度钢板，其特征在于，具有如下的成分组成和钢组织，所述成分组成以质量％计含有c：0.05～0.30％、si：0.5～2.5％、mn：0.5～3.5％、p：0.003～0.100％、s：0.02％以下、al：0.010～1.5％以及n：0.01％以下，剩余部分由fe和不可避免的杂质构成，所述钢组织以面积率计含有10～70％的铁素体相和30～90％的硬质第二相，具有在铁素体相与硬质第二相的界面存在的平均当量圆直径为200nm以下的碳化物。
[2]根据[1]所述的高强度钢板，其特征在于，上述成分组成以质量％计进一步含有选自cr：0.005～2.00％，mo：0.005～2.00％，v：0.005～2.00％，ni：0.005～2.00％，cu：0.005～2.00％中的1种或2种以上的元素。
[3]根据[1]或[2]所述的高强度钢板，其特征在于，上述成分组成以质量％计进一步含有选自ti：0.01～0.20％，nb：0.01～0.20％中的1种或2种元素。
[4]根据[1]～[3]中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，上述成分组成以质量％计进一步含有b：0.0002～0.01％。
[5]根据[1]～[4]中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，上述成分组成以质量％计进一步含有选自sb：0.001～0.05％、sn：0.001～0.05％中的1种或2种元素。
[6]根据[1]～[5]中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，上述硬质第二相含有贝氏体和回火马氏体，以面积率的合计计含有10～90％的贝氏体和回火马氏体。
[7]根据[1]～[6]中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，上述硬质第二相含有淬火状态的马氏体，以面积率计含有10％以下的该淬火状态的马氏体。
[8]根据[1]～[7]中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，上述硬质第二相含有残留奥氏体，以面积率计含有10％以下的该残留奥氏体。
[9]根据[1]～[8]中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，上述硬质第二相含有珠光体，以面积率计含有3％以下的该珠光体。
[10]根据[1]～[9]中任一项所述的高强度钢板，其中，在表面具有镀锌层。
[11]一种高强度钢板的制造方法，其特征在于，具有如下工序：热轧工序，将具有[1]～[5]中任一项所述的成分组成的板坯在ar3转变点以上的终轧温度结束轧制后，以20℃/s以上的平均冷却速度冷却，在550℃以下进行卷绕，酸洗工序，通过酸洗将上述热轧工序中得到的热轧钢板的表面的氧化皮除去，冷轧工序，对上述酸洗工序后的酸洗板实施冷轧，以及退火工序，将上述冷轧工序中得到的冷轧钢板在500℃～ac1转变点的温度区域以10℃/s以上的平均加热速度加热至750～900℃的温度，到(ms点-100℃)的温度为止以10℃/s以上的平均冷却速度冷却至(ms点-100℃)以下的冷却停止温度，在上述加热和上述冷却中使750～900℃的温度区域的滞留时间为10秒以上，冷却停止温度低于150℃时，冷却至(ms点-100℃)以下的温度后以平均加热速度30℃/s以上加热到150℃～350℃的温度，在150℃～350℃的温度区域滞留10秒～600秒的时间，冷却停止温度为150℃以上时，冷却至(ms点-100℃)以下的温度后以平均加热速度30℃/s以上加热到150℃～350℃的温度，在150℃～350℃的温度区域滞留10秒～600秒的时间，或者冷却至(ms点-100℃)以下的温度后在150℃～350℃的温度区域滞留10秒～600秒的时间。
[12]根据[11]所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在上述退火工序后具有镀锌工序，所述镀锌工序将退火板以平均加热速度为30℃/s以上的条件加热至熔融锌浴浸入板温，实施热浸镀锌。
[13]根据[12]所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，上述镀锌工序在实施上述热浸镀锌后，以平均加热速度为30℃/s以上加热至500～570℃的温度区域，以该温度区域的滞留时间为30秒以下的条件实施合金化处理。
根据本发明，得到延展性和低温韧性优异的高强度钢板。通过将本发明的高强度钢板应用于汽车结构构件，能够兼备汽车的轻型化和碰撞安全性的提高。即，本发明大大有助于汽车车体的高性能化。
附图说明
图1是表示扩孔变形时的空隙的产生行为的示意图。
图2是表示低温下的变形时的空隙的产生行为的示意图。
图3是组织照片的一个例子。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式进行说明。应予说明，本发明不限于以下的实施方式。
对本发明的高强度钢板(有时简称为“钢板”)进行说明。钢板具有特定的成分组成的钢组织。依次对成分组成、钢组织进行说明。
钢板的成分组成以质量％计含有c：0.05～0.30％、si：0.5～2.5％、mn：0.5～3.5％、p：0.003～0.100％、s：0.02％以下、al：0.010～1.5％以及n：0.01％以下，剩余部分由fe和不可避免的杂质构成。
另外，上述成分组成以质量％计可以进一步含有选自cr：0.005～2.00％、mo：0.005～2.00％、v：0.005～2.00％、ni：0.005～2.00％，cu：0.005～2.00％中的1种或2种以上的元素。
另外，上述成分组成以质量％计可以进一步含有选自ti：0.01～0.20％、nb：0.01～0.20％中的1种或2种元素。
另外，上述成分组成以质量％计可以进一步含有b：0.0002～0.01％。
另外，上述成分组成以质量％计可以进一步含有选自sb：0.001～0.05％、sn：0.001～0.05％中的1种或2种元素。
以下，对各成分进行说明。成分的说明中的表示含量的“％”表示“质量％”。
c：0.05～0.30％
c由于使奥氏体稳定化而容易生成硬质第二相，因此，使拉伸强度上升。另外，c是用于将组织复合化而提高拉伸强度与延展性的平衡所必需的元素。c含量低于0.05％时，即便实现了制造条件的优化，硬质第二相也达不到期望的状态。其结果，无法得到590mpa以上的拉伸强度。另一方面，如果c含量超过0.30％，则铁素体相与硬质第二相的界面的碳化物粒子粗大化，低温韧性以及扩孔率降低。综上所述，c含量为0.05％～0.30％。对于下限，优选的c含量为0.06％以上。对于上限，优选的c含量为0.15％以下。
si：0.5～2.5％
si是对钢的拉伸强度的上升有效的元素。另外，si是铁素体生成元素，抑制碳化物的生成，因此，使延展性和低温韧性以及扩孔率提高。这样的效果在si含量为0.5％以上时被确认到。优选超过0.5％，更优选为0.6％以上，进一步优选为0.8％以上。但是，过量含有si时，因铁素体相的过度的固溶强化而延展性降低。因此，si含量为2.5％以下。对于上限，优选的si含量为2.2％以下。
mn：0.5～3.5％
mn是对钢的拉伸强度的上升有效的元素，促进回火马氏体、贝氏体等硬质第二相的生成。这样的效果在mn含量为0.5％以上时被确认到。但是，mn含量超过3.5％时，铁素体分数低于10％，硬质第二相分数超过90％，因此，延展性降低。因此，mn含量为0.5％～3.5％。对于下限，优选的mn含量为1.5％以上。对于上限，优选的mn含量为3.0％以下。
p：0.003～0.100％
p是对钢的拉伸强度的上升有效的元素，而且具有抑制晶界的碳化物的生长，使低温韧性以及扩孔率提高的效果。这样的效果在p含量为0.003％以上时被确认到。但是，p含量超过0.100％时，因晶界偏析而引起脆化，低温韧性降低。因此，p含量为0.003％～0.100％。
s：0.02％以下
s是由于成为mns等夹杂物而使扩孔率降低，消耗促进硬质第二相的生成的mn而使硬质第二相分数降低。因此，s含量优选尽可能低。因此可以不含s(可以为0％)。通常，大多含有0.0001％以上。优选为0.0002％以上，更优选为0.0003％以上。如果使s含量为0.02％以下，则能够确保硬质第二相为30％以上的mn含量，得到590mpa以上的拉伸强度的钢。因此，s含量为0.02％以下。s含量的上限更优选为0.01％以下。
al：0.010～1.5％
al是作为脱氧剂作用而对钢的清洁度有效的元素，为了使延展性、扩孔率提高，优选脱氧工序中添加。这样的效果在al含量为0.010％以上时被确认到。另一方面，如果大量添加al，则脱碳层增加，无法得到590mpa以上的拉伸强度。因此al含量的上限为1.5％。
n：0.01％以下
n由于形成氮化物而使延展性、扩孔率降低，因此优选尽可能低。因此可以不含n(可以为0％)。通常，大多含有0.0001％以上。另外，如果使n含量为0.01％以下，则粗大的氮化物减少而扩孔率提高。因而，n量为0.01％以下。
剩余部分是fe以及不可避免的杂质。但是，除了这些成分元素以外，还可以根据需要添加以下的合金元素。应予说明，以下的任意添加元素的含量低于下限值时，这些成分不会损害本发明的效果，因此可以作为不可避免的杂质而含有来处理。
选自cr：0.005～2.00％、mo：0.005～2.00％、v：0.005～2.00％、ni：0.005～2.00％、cu：0.005～2.00％中的1种或2种以上
cr、mo、v、ni、cu在从退火温度开始冷却时抑制铁素体相、珠光体的生成，促进硬质第二相的生成而使钢的拉伸强度提高。这样的效果通过使cr、mo、v、ni、cu中的至少1种的含量为0.005％以上而被确认到。但是，cr、mo、v、ni、cu各自的成分含量超过2.00％时，该效果饱和。另外，上述成分含量超过2.00％时，形成合金碳化物而铁素体相与硬质第二相的界面的碳化物平均当量圆直径超过200nm，扩孔率和低温韧性降低。因此，添加这些成分时，cr、mo、v、ni、cu含量分别为0.005％～2.00％。对于下限，cr含量的优选的范围为0.05％以上。对于下限，mo含量的优选的范围为0.02％以上。对于下限，v含量的优选的范围为0.02％以上。对于下限，ni含量的优选的范围为0.05％以上。对于下限，cu含量的优选的范围为0.05％以上。对于上限，cr、mo、v、ni、cu含量的优选的范围为0.50％以下。
选自ti：0.01～0.20％、nb：0.01～0.20％中的1种或2种
ti、nb形成碳化物，并且是对通过析出强化使钢的拉伸强度上升有效的元素。这样的效果分别通过使含量为0.01％以上而被确认到。另一方面，ti、nb的含量分别超过0.20％时，碳化物粗大化而扩孔率、低温韧性降低。因此，添加这些成分时，ti、nb的含量分别为0.01％～0.20％。对于下限，ti、nb的含量的优选的范围为0.02％以上。对于上限，ti、nb的含量的优选的范围为0.05％以下。
b：0.0002～0.01％
b具有抑制从奥氏体相晶界生成铁素体相而使强度上升的作用，而且抑制晶界的碳化物的生长而使扩孔率和低温韧性提高。其效果通过使b含量为0.0002％以上而得到。另一方面，b含量超过0.01％时，在原奥氏体晶界析出fe2b而引起脆化，使低温韧性劣化。因此，添加b时，b含量为0.0002％～0.01％。对于下限，b的优选的范围为0.0005％以上。对于上限，b的优选的范围为0.0050％以下。
sb：0.001～0.05％、sn：0.001～0.05％
sb、sn抑制晶界的碳化物的生长，提高低温韧性以及扩孔率。其效果为0.001％以上时得到。另一方面，这些元素的含量分别超过0.05％时，因晶界偏析而引起脆化，低温韧性劣化。因此，添加sb、sn时，sb、sn含量分别为0.001％～0.05％。对于下限，sb、sn的优选的范围为0.015％以上。对于上限，sb、sn的优选的范围为0.04％以下。
接着，对钢板的钢组织进行说明。钢组织以面积率计含有10～70％的铁素体相和30～90％的硬质第二相，在铁素体相与硬质第二相的界面存在的碳化物的平均当量圆直径为200nm以下。
铁素体相的面积率：10～70％
铁素体相的面积率低于10％时，延展性降低，因此为10％以上。铁素体相的面积率超过70％时，拉伸强度降低，因此为70％以下。对于下限，优选的铁素体量为20％以上。对于上限，优选的铁素体量为60％以下。上述面积率采用通过实施例中记载的方法测定的值。
硬质第二相的面积率：30～90％
硬质第二相的面积率低于30％时，拉伸强度降低，因此为30％以上。硬质第二相的面积率超过90％时，延展性降低，因此为90％以下。硬质第二相是指贝氏体、回火马氏体、淬火状态的马氏体、残留奥氏体、珠光体，硬质第二相的面积率是指这些相的合计面积率。另外，优选以合计计含有95％以上的硬质第二相和铁素体相。
以下，对硬质第二相的优选的范围进行说明。以下的硬质第二相由以下的相构成时，根据各个相的条件而得到下述的效果。另外，满足全部条件时，有拉伸凸缘性优异的趋势。应予说明，下述的硬质第二相的面积率是将组织整体设为100％时的面积率。
贝氏体和回火马氏体的合计的面积率：10～90％
贝氏体和回火马氏体使钢的拉伸强度上升。另外，这些组织是与淬火状态的马氏体相比，与铁素体相的硬度差低，对扩孔率的不良影响小，能够确保拉伸强度而不会显著降低扩孔率的有效的相。贝氏体和回火马氏体的面积率低于10％时，有时难以确保高的拉伸强度。另一方面，如果超过90％，则有时延展性降低。由此，贝氏体和回火马氏体的合计的面积率为10％～90％。对于下限，更优选的合计面积率为15％以上。进一步优选为20％以上。对于上限，更优选的合计面积率为80％以下。进一步优选为70％以下。上述面积率采用通过实施例中记载的方法测定的值。
淬火状态的马氏体的面积率为10％以下
淬火状态的马氏体对钢的拉伸强度的上升有效。但是，淬火状态的马氏体由于与铁素体相的硬度差大，因此，面积率超过10％而过量存在时，空隙的产生位点增加，扩孔率降低。因此，淬火状态的马氏体的面积率为10％以下。优选为8％以下。即便完全不含淬火状态的马氏体而面积率为0％，也不影响本发明的效果，没有问题。上述面积率采用通过实施例中记载的方法测定的值。
残留奥氏体的面积率：10％以下
残留奥氏体不仅有助于钢的拉伸强度的提高，也对钢的延展性提高有效。为了得到该效果，更优选含有1％以上。进一步优选为2％以上。但是，在扩孔试验的冲孔时，端面附近的残留奥氏体由应变诱发而转变为马氏体，该马氏体与铁素体相的硬度差大，因此，面积率超过10％而过量存在时，空隙的产生位点增加而使扩孔率降低。因此，残留奥氏体相的面积率为10％以下。优选为8％以下。另外，从改善扩孔率的观点出发，优选残留奥氏体的面积率低于5％。即便完全不含残留奥氏体而面积率为0％，也不影响本发明的效果，没有问题。上述面积率将通过实施例中记载的方法测定的体积率视为面积率而采用。
珠光体的面积率：3％以下
作为铁素体相、贝氏体、回火马氏体、淬火状态的马氏体、残留奥氏体以外的相，可以含有珠光体。只要钢板的钢组织满足上述，就能够实现本发明的目的。但是，珠光体的面积率超过3％而过量存在时，空隙的产生位点增加而扩孔率降低。因此，珠光体的面积率为3％以下。优选为1％以下。即便完全不含珠光体而面积率为0％，也不影响本发明的效果，没有问题。上述面积率采用通过实施例中记载的方法测定的值。
在铁素体相与硬质第二相的界面存在的碳化物(渗碳体)的碳化物的平均当量圆直径为200nm以下
认为铁素体相与硬质第二相的硬度差越大，因冲孔时、扩孔时的它们的变形能力的差异而从软质相与硬质相的界面产生空隙，扩孔率降低。因此，已知通过作为硬质第二相的马氏体、贝氏体的回火来减少硬度差，从而能够提高扩孔率。但是，即便是相同的硬度差，如果回火的过程中析出的铁素体相与硬质第二相的界面存在粗大的碳化物，则应力在这里集中，如图1所示促进变形时的空隙的产生，因此扩孔率降低(图1(a))。另外，通过使在铁素体相与硬质第二相的界面存在的碳化物的平均当量圆直径为200nm以下，能够抑制变形时的应力集中，提高扩孔率(图1(b))。此外，使在铁素体相与硬质第二相的界面存在的碳化物的平均当量圆直径为200nm以下也具有提高低温韧性的效果。低温下的变形中，在铁素体相与硬质第二相的界面存在的碳化物粒子如图2所示在与铁素体相或硬质第二相的界面剥离，从而诱发铁素体相、硬质第二相的开裂，促进脆性破坏(图2(a))。因此，通过使在铁素体相与硬质第二相的界面存在的碳化物的平均当量圆直径为200nm以下，抑制在碳化物粒子与铁素体相或硬质第二相的界面剥离而低温韧性提高(图2(b))。因此，在铁素体相与硬质第二相的界面存在的碳化物的当量圆直径越短，对扩孔率和低温韧性越有效，因此为200nm以下。优选上述平均当量圆直径为100nm以下，最优选不存在碳化物。另外，碳化物不仅可以含有如渗碳体那样的铁系碳化物，还可以含有cr、mo、v、ti、nb等的合金碳化物。上述平均当量圆直径采用通过实施例中记载的方法测定的值。应予说明，与钢板的板面平行地在板厚方向机械研磨至1/4t(总厚度t)的位置后，通过电解研磨呈现钢板组织，使用利用c蒸镀膜转印了表面的凹凸的萃取复型的tem(透射式电子显微镜)拍摄的组织照片中，在铁素体相与硬质第二相之间存在的与铁素体相和硬质第二相的对比度均不同的带状的部分是铁素体相的硬质第二相的界面(参照图3)。通过电解研磨呈现的硬质第二相和铁素体相在钢板上存在高低差，因此它们之间的具有倾斜的部分是界面，在萃取复型的tem照片中与带状的部分对应。另外“在界面存在的”是指在上述组织照片中碳化物至少与看起来像带状的界面接触。
可以在上述钢板的表面形成镀锌层。接着，对镀锌层进行说明。不实施合金化处理的镀锌钢板(gi)的镀锌层中的fe％优选3质量％以下。实施合金化处理的合金化镀锌钢板(ga)镀锌层中的fe％优选7～15质量％。
＜高强度钢板的制造方法＞
本发明的制造方法具有热轧工序、酸洗工序、冷轧工序和退火工序。
热轧工序是将具有上述成分组成的板坯在ar3转变点以上的终轧温度结束轧制后，以20℃/s以上的平均冷却速度进行冷却，在550℃以下卷绕的工序。应予说明，ar3转变点利用热加工模拟(formaster)测定。
将调整为上述的成分组成的钢用转炉等进行熔炼，通过连续铸造法等制成板坯。使用的板坯为了防止成分的宏观偏析而优选通过连续铸造法制造。另外，使用的板坯可以通过造块法、薄板坯铸造法制造。另外，除了制造板坯后，暂时冷却至室温，之后再次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温片直接装入加热炉或者进行稍微的保热后立即轧制的直送轧制·直接轧制等节能工艺。
板坯加热温度：1100℃以上(优选条件)
可以对热轧工序中使用的板坯进行加热。加热时，板坯加热温度从能源方面考虑优选低温加热。加热温度低于1100℃时，无法充分熔解碳化物，在连续退火后也会在铁素体相与硬质第二相的界面残留超过200nm的平均当量圆直径的碳化物，使扩孔率和低温韧性降低。此外，由于随着氧化重量的增加，氧化皮损失增大等，因此，板坯加热温度优选为1300℃以下。此外，从即便降低板坯加热温度也要防止热轧时的故障的观点出发，也可以有效利用对薄钢片进行加热的所谓薄钢片加热器。
终轧温度：ar3点(ar3转变点)以上
终轧温度低于ar3点时，在轧制中生成α和γ，在其后的冷却和卷绕处理时产生珠光体。该珠光体中含有的渗碳体在之后的退火工序中的750～900℃的温度区域的滞留后也不熔化而残留。其结果，在铁素体相与硬质第二相的界面存在的渗碳体的粒子长度超过200nm而扩孔率和低温韧性降低。因此，终轧温度为ar3点以上。应予说明，终轧温度的上限没有特别限定，但由于难以冷却至之后的卷绕温度，因此优选1000℃以下。这里ar3点是冷却时铁素体转变开始的温度。
平均冷却速度：20℃/s以上
通过使终轧后的平均冷却速度为20℃/s以上，热轧钢板的组织成为贝氏体主体且均匀的组织，因此，不易生成渗碳体。其结果，最终，铁素体相与硬质第二相的界面的碳化物的平均当量圆直径为200nm以下，扩孔率和低温韧性提高。平均冷却速度低于20℃/s时，钢中产生珠光体，该珠光体中含有的渗碳体在之后的750～900℃的温度区域的滞留后也不熔化而残留。其结果，在铁素体相与硬质第二相的界面存在的碳化物的平均当量圆直径超过200nm，扩孔率和低温韧性降低。因此平均冷却速度为20℃/s以上。应予说明，平均冷却速度的上限没有特别限定，但由于在卷绕之前难以冷却到550℃以下，因此优选50℃/s以下。
卷绕温度：550℃以下
通过使卷绕温度为550℃以下，热轧钢板的组织成为贝氏体主体且均匀的组织，因此不易生成渗碳体。其结果，最终，铁素体相与硬质第二相的界面的碳化物的平均当量圆直径为200nm以下，扩孔率和低温韧性提高。如果卷绕温度超过550℃，则钢中产生珠光体，该珠光体中含有的渗碳体在之后的750～900℃的温度区域的滞留后也不熔化而残留。其结果，在铁素体相与硬质第二相的界面存在的渗碳体的粒子长度超过200nm，扩孔率和低温韧性降低。因此，卷绕温度为550℃以下。卷绕温度低于300℃时，难以控制卷绕温度，容易产生温度不均，其结果，有时产生冷轧展性降低等问题。因此，卷绕温度优选300℃以上。即便在在该范围控制卷绕温度也有可能在热轧钢板中残留渗碳体，但残留的渗碳体能够通过之后的750～900℃的温度区域的滞留而熔解在奥氏体相中。
应予说明，本发明中的热轧中，为了减少热轧时的轧制负载，也可以使终轧的一部或全部为润滑轧制。从钢板形状的均匀化、材质的均匀化的观点考虑，进行润滑轧制也是有效的。优选润滑轧制时的摩擦系数为0.25～0.10的范围。另外，优选为将相邻前后的薄钢片彼此接合而连续地进行终轧的连续轧制工艺。从热轧的操作稳定性的观点考虑，也优选使用连续轧制工艺。
接着进行酸洗工序。酸洗工序是通过酸洗将热轧工序中得到的热轧钢板的表面的氧化皮除去的工序。酸洗条件没有特别限定，只要适当地设定即可。
接着进行冷轧工序。冷轧工序是对酸洗工序后的酸洗板实施冷轧的工序。冷轧条件没有特别限定，例如从期望的板厚等观点考虑，只要决定压下率等条件即可。本发明中，冷轧的压下率优选为30％以上。
接着进行退火工序。退火工序是将冷轧工序中得到的冷轧钢板在500℃～ac1转变点的温度区域以10℃/s以上的平均加热速度加热至750～900℃的温度，到(ms点-100℃)的温度为止以10℃/s以上的平均冷却速度冷却至(ms点-100℃)以下的冷却停止温度，在上述加热和上述冷却中使750～900℃的温度区域的滞留时间为10秒以上，冷却停止温度低于150℃时，冷却至(ms点-100℃)以下的温度后以平均加热速度30℃/s以上加热到150℃～350℃的温度，在150℃～350℃的温度区域滞留10秒～600秒的时间，冷却停止温度为150℃以上时，冷却至(ms点-100℃)以下的温度后以平均加热速度30℃/s以上加热到150℃～350℃的温度，在150℃～350℃的温度区域滞留10秒～600秒的时间，或者冷却至(ms点-100℃)以下的温度后在150℃～350℃的温度区域滞留10秒～600秒的时间的工序。应予说明，ac1转变点通过热加工模拟(formaster)试验测定。
500℃～ac1转变点的温度区域的平均加热速度：10℃/s以上
通过使本发明的钢的再结晶温度区域即500℃～ac1转变点的温度区域的平均加热速度为10℃/s以上，抑制加热升温时的铁素体再结晶，在ac1转变点以上生成的γ(奥氏体)被微细化，因此，铁素体相与硬质第二相的界面增加。由此，碳化物的生成位点增加，碳化物的平均当量圆直径为200nm以下，扩孔率和低温韧性提高。如果平均加热速度低于10℃/s，则加热升温时铁素体相的再结晶进行，在ac1转变点以上生成的γ粗大化，铁素体相与硬质第二相的界面减少，碳化物的生成位点减少。其结果，碳化物的平均当量圆直径超过200nm，扩孔率和低温韧性降低。优选的平均加热速度为20℃/s以上。应予说明，上述平均加热速度的上限没有特别限定。平均加热速度为100℃/s以上时，效果饱和，而且导致成本上升，因此优选100℃/s以下。另外，ac1是加热时开始生成奥氏体的温度。
加热温度：750～900℃
加热温度低于750℃时，退火时的奥氏体相的生成不充分，退火冷却后无法确保充分的量的硬质第二相，强度降低。另外，加热温度低于750℃时，无法使钢中残留的渗碳体熔解在奥氏体相中，其结果，铁素体相与硬质第二相界面的渗碳体的平均当量圆直径超过200nm。其结果，该渗碳体成为破坏的起点，扩孔率和低温韧性降低。另一方面，如果加热温度超过900℃，则铁素体相低于10％，延展性降低。因此为750～900℃的范围。应予说明，从ac1转变点到上述加热温度的平均加热速度没有特别限定。约为5℃/s以下。
到(ms点-100℃)的温度为止的平均冷却速度：10℃/s以上
到(ms点-100℃)的温度为止的平均冷却速度低于10℃/s时，生成铁素体相、珠光体，拉伸强度、延展性和扩孔率降低。平均冷却速度的上限没有特别规定，如果平均冷却速度过快，则钢板形状恶化或难以控制冷却到达温度，因此，优选为200℃/s以下。应予说明，冷却开始温度没有特别限定，通常为上述加热温度，但只要从750℃开始就没有问题。
冷却停止温度：(ms点-100℃)以下
冷却停止时，奥氏体相的一部分转变为马氏体和贝氏体，剩余部分成为未转变的奥氏体相。通过在其后的冷却停止温度或150℃～350℃的温度区域的滞留，或者在镀覆·合金化处理后冷却至室温，从而马氏体成为回火马氏体，贝氏体被回火，未转变奥氏体相成为贝氏体、残留奥氏体或者淬火状态的马氏体。冷却停止温度越低、从ms点(ms点：奥氏体的马氏体转变开始的温度)开始的过冷度越大，冷却中生成的马氏体量越增加，未转变奥氏体量越减少。因此，冷却停止温度的控制与最终的淬火状态的马氏体和残留奥氏体以及贝氏体和回火马氏体的面积率有关。因此，ms点与冷却停止温度的温度差很重要，使用ms点作为控制冷却停止温度的指标。如果使冷却停止温度为(ms点-100℃)以下的温度，则冷却时的马氏体转变充分进行，最终，贝氏体和回火马氏体的面积率为30～90％，扩孔率提高。冷却停止温度为高于(ms点-100℃)的温度时，冷却停止时的马氏体转变不充分，未转变奥氏体量变多，最终，生成超过10％的淬火状态的马氏体或残留奥氏体，扩孔率降低。因此冷却停止温度为(ms点-100℃)以下的温度。冷却停止温度的下限没有特别规定。冷却停止温度低于(ms点-200℃)时，冷却中的马氏体转变大致完成，最终得不到残留奥氏体，无法期望由trip效果带来的延展性的提高。因此，冷却停止温度优选(ms点-200℃)以上。应予说明，ms点可以通过测定从退火开始冷却时的钢板的体积变化，由其线膨胀系数的变化求出。ms点根据退火温度和冷却速度而发生变化，按各自的水准进行测定。
滞留时间：10秒以上
上述加热和冷却中，750～900℃的滞留时间低于10秒时，退火时的奥氏体相的生成不充分，退火冷却后无法确保充分的量的硬质第二相。另外，滞留时间低于10秒时，无法使钢中残留的渗碳体溶解在奥氏体相中，其结果，铁素体相与硬质第二相界面的渗碳体的平均当量圆直径超过200nm。该渗碳体成为破坏的起点，扩孔率和低温韧性降低。因此，滞留时间为10秒以上。滞留时间的上限没有特别规定，600秒以上的滞留效果饱和，因此优选滞留时间低于600秒。
对于上述冷却后的制造条件，分为冷却停止温度低于150℃的情况和冷却停止温度为150℃以上的情况进行说明。冷却停止温度低于150℃时，冷却至(ms点-100℃)以下的温度后以平均加热速度30℃/s以上加热到150℃～350℃的温度，在150℃～350℃的温度区域滞留10秒～600秒的时间。冷却停止温度为150℃以上时，冷却至(ms点-100℃)以下的温度后以平均加热速度30℃/s以上加热到150℃～350℃的温度，在150℃～350℃的温度区域滞留10秒～600秒的时间，或者冷却至(ms点-100℃)以下的温度后在150℃～350℃的温度区域滞留10秒～600秒的时间。各条件的说明如下。
冷却后的平均加热速度：30℃/s以上
重要的是冷却后在150℃～350℃的温度区域滞留一定时间，使冷却时生成的马氏体和贝氏体回火。进行再加热时，到上述温度区域为止的平均加热速度低于30℃/s时，加热中在铁素体相与硬质第二相的界面析出碳化物，在其后的滞留中促进碳化物的生长，最终，铁素体相与硬质第二相的界面的碳化物的平均当量圆直径超过200nm，扩孔性和低温韧性降低。如果平均加热速度为30℃/s以上，则加热中在界面的铁素体相与硬质第二相的界面不析出碳化物，最终，铁素体相与硬质第二相的界面的碳化物的平均当量圆直径为200nm以下，扩孔率和低温韧性提高。因此，冷却停止后的再加热时的平均加热速度为30℃/s以上。另外，平均加热速度的上限没有特别限定，由于难以将再加热温度控制在150℃～350℃的温度区域，因此优选200℃/s以下。应予说明，是否进行再加热如上所述是任意的，冷却停止温度为150～350℃的温度区域时，即便不进行再加热，也由于滞留在上述温度区域而能够抑制碳化物的生长，扩孔性和低温韧性提高。
在150～350℃的温度区域滞留
冷却至(ms点-100℃)以下的温度后，使钢板滞留在150～350℃的温度区域。通过滞留或者其后的镀覆·合金化处理，冷却时生成的马氏体成为回火马氏体，贝氏体被回火，未转变γ的一部分发生贝氏体转变。贝氏体和回火马氏体与铁素体相的硬度差低，因此扩孔率提高。此外，在该150～350℃的温度区域的滞留以及其后的镀覆·合金化中，随着回火而析出碳化物。如果温度区域的下限低于150℃，则马氏体的回火不充分，与铁素体相的硬度差变高，扩孔率降低。另一方面，如果上述温度区域的上限超过350℃，则随着回火而碳化物粗大化，铁素体相与硬质第二相的界面的碳化物的平均当量圆直径超过200nm，扩孔率和低温韧性降低。因此使其滞留在150～350℃的温度区域。应予说明，本条件的技术意义在冷却停止温度低于150℃的情况和150℃以上的情况下均同样。
150～350℃的温度区域的滞留时间：10～600秒
滞留时间低于10秒时，马氏体的回火不充分，与铁素体相的硬度差变高，扩孔率降低。因此，从拉伸凸缘性的观点考虑，滞留时间优选10秒以上。另一方面，如果滞留时间超过600秒，则随着回火而碳化物粗大化，铁素体相与硬质第二相的界面的碳化物的平均当量圆直径超过200nm，扩孔率和低温韧性降低。因此为600秒以下。关于下限，优选为20秒以上。关于上限，优选为500秒以下。应予说明，本条件的技术的意义在冷却停止温度低于150℃的情况和150℃以上的情况下均同样。
在钢板表面形成镀锌层时，进一步在退火工序后进行将退火板以平均加热速度为30℃/s以上的条件加热至熔融锌浴浸入板温，实施热浸镀锌的镀锌工序。
对于镀覆处理，下述的平均加热速度以外的条件没有特别限定。例如，镀锌钢板制造通过在0.12～0.22质量％的溶解al量的镀浴中(浴温440～500℃)浸入钢板来进行，合金化镀锌钢板制造时通过在0.12～0.17质量％的溶解al量的镀浴中(浴温440～500℃)浸入钢板来进行，通过气体擦拭等调整附着量。另外，合金化镀锌处理在调整附着量后，以下述的平均加热速度加热至500～570℃，滞留30秒以下。
到熔融锌浴浸入板温为止的平均加热速度为30℃/s以上
到熔融锌浴浸入板温(通常440～500℃)为止的平均加热速度低于30℃/s时，加热中在铁素体相与硬质第二相的界面析出碳化物，在其后的锌浴浸入时促进碳化物的生长，最终，铁素体相与硬质第二相的界面的碳化物的平均当量圆直径超过200nm，扩孔性和低温韧性降低。如果平均加热速度为30℃/s以上，则加热中在界面的铁素体相与硬质第二相的界面不析出碳化物，最终的组织的铁素体相与硬质第二相的界面的碳化物的平均当量圆直径为200nm以下，扩孔率和低温韧性提高。
到500～570℃的温度区域为止的平均加热速度为30℃/s以上
进行合金化处理时，到合金化处理的加热温度即500～570℃的温度区域为止的平均加热速度低于30℃/s时，加热中在铁素体相与硬质第二相的界面析出碳化物，在其后的合金化处理时促进碳化物的生长，最终，铁素体相与硬质第二相的界面的碳化物的平均当量圆直径超过200nm，扩孔性和低温韧性降低。如果平均加热速度为30℃/s以上，则加热中在界面的铁素体相与硬质第二相的界面不析出碳化物，最终的组织的铁素体相与硬质第二相的界面的碳化物的平均当量圆直径为200nm以下，扩孔率和低温韧性提高。
500～570℃的温度区域的滞留时间为30秒以下
如果500～570℃的温度区域的滞留时间超过30秒，则铁素体相与硬质第二相的界面的碳化物的平均当量圆直径超过200nm，扩孔性和低温韧性降低。因此滞留时间为30秒以下。滞留时间的下限没有特别限定，如果低于1秒，则难以合金化，因此优选1秒以上。
应予说明，为了形状矫正、调整表面粗糙度等，可以对热处理后的冷轧钢板、镀锌钢板或合金化镀锌钢板施加调质轧制。另外，也可以实施树脂或油脂涂布、各种涂装等处理。
实施例
将具有表1所示的成分组成、剩余部分由fe和不可避免的杂质构成的钢在真空熔解炉中熔炼后，进行开坯轧制，得到27mm厚的开坯轧制材料。将得到的开坯轧制材料热轧至板厚3.0mm的厚度。热轧的条件将板坯加热温度设为1200℃，在表2所示的条件下进行热轧。接着，对热轧钢板进行酸洗后，冷轧至板厚1.4mm，制造冷轧钢板。接着，对由上述得到的冷轧钢板以表2所示的条件进行热处理，得到高强度钢板(cr)。接着，使用一部分高强度钢板，在460℃实施热浸镀锌，制成镀锌钢板(gi)。此外，一部分钢板接着表2所示的热处理(退火)在460℃实施热浸镀锌，然后在520℃进行合金化处理，制成合金化镀锌钢板(ga)。镀覆附着量每单面为35～45g/m2。应予说明，表2中冷却停止温度和冷却停止后加热温度相同的例子是冷却停止后滞留的实施例。
[表1]
[表2]
对由以上得到的高强度钢板调查钢组织的相分数、拉伸特性、扩孔率以及低温韧性。
钢组织
将得到的结果示于表3。应予说明，本发明中的铁素体相、贝氏体和回火马氏体的合计、淬火状态的马氏体、珠光体的面积率是指在观察面积中所占的各相的面积的比例。上述各面积率如下测定，即，将与钢板的轧制方向平行的板厚截面研磨后，用1％硝酸乙醇腐蚀，使用sem(扫描式电子显微镜)以3000倍拍摄在板厚方向1/4t(全厚t)的位置的组织照片，使用该照片，通过利用15×15的格子(2μm间隔)的点计数法进行测定。其中，sem组织照片中，贝氏体或回火马氏体是呈现板条状的组织的组织。另外，淬火状态的马氏体和残留奥氏体都是在sem组织照片中显现白色的组织，无法区别，因此在点计数法中测定合计的分数。残留奥氏体的体积率为板厚1/4面的fcc铁的(200)、(220)、(311)面的x射线衍射积分强度相对于bcc铁的(200)，(211)，(220)面的x射线衍射积分强度的比例(将体积率视为面积率)。淬火状态的马氏体的面积率通过从上述利用点计数法测定的马氏体和残留奥氏体的合计的面积率中减去利用x射线衍射测定的残留奥氏体的体积率来算出。珠光体在sem组织照片中是铁素体相与渗碳体交替重叠的层状的组织。测定在铁素体相与硬质第二相的界面存在的10个碳化物的当量圆直径，算出其算数平均值。应予说明，求出碳化物的面积，换算成与该面积相当的真圆的直径，将其作为碳化物的当量圆直径。图3中示出通过本发明得到的铁素体相与硬质第二相的界面的碳化物粒子的萃取复型样品的tem观察照片。
拉伸特性
拉伸特性使用采取拉伸方向与钢板的轧制方向成直角方向的样品的jis5号试验片，进行按照jisz2241的拉伸试验，测定ts(拉伸强度)、el(总伸长率)。此外，扩孔率通过进行按照jisz2256的扩孔试验而测定。
低温韧性进行按照jisz2242的夏比冲击试验，评价在-40℃的脆性断裂率。夏比试验片以板宽度方向作为长边而采取，使断面与轧制方向平行。由于试验片的板厚薄，因此，难以用1张进行准备的评价，所以使用将7张没有间隙地重叠并进行螺钉固定而成的试验片，制作加工成规定形状的夏比试验片。在-40℃进行夏比冲击试验，脆性断裂率是对断面拍摄照片，辨别延展性断面和脆性断面而测定的。难以辨别时，使用sem观察断面而算出脆性断裂率。
[表3]
※下划线表示在本发明范围外。
根据表3，本发明例的钢板具有590mpa以上的ts，590mpa以上且低于690mpa的ts的钢板具有27％以上的el，690mpa以上且低于780mpa的ts的钢板具有25％以上的el，780mpa以上且低于980mpa的ts的钢板具有19％以上的el，980mpa以上且低于1180mpa的ts的钢板具有15％以上的el，1180mpa以上的ts的钢板具有13％以上的el，脆性断面为20％以下，显示优异的拉伸强度、延展性以及低温韧性。
另外，硬质第二相为优选的范围的发明例的扩孔率为50％以上，拉伸凸缘性优异。如后所述，硬质第二相不在优选的范围的no.8的拉伸凸缘性差。应予说明，如上所述，本发明的课题是得到延展性和低温韧性优异的高强度钢板，拉伸凸缘性优异是优选的效果。
另一方面，偏离本发明的范围的比较例的钢板的任一特性不好，拉伸强度、延展性和低温韧性均差。
no.3在热轧中的终轧温度偏离本发明的范围，低于ar3转变点，铁素体相与硬质第二相的界面的碳化物的平均当量圆直径偏离本发明的范围，超过200nm，脆性断裂率超过20％，低温韧性差。
no.4在热轧中的卷绕温度偏离本发明的范围，超过550℃，铁素体相与硬质第二相的界面的碳化物的平均当量圆直径偏离本发明的范围，超过200nm，脆性断裂率超过20％，低温韧性差。
no.5的500℃～ac1转变点的温度区域的平均加热速度偏离本发明的范围，低于10℃/s，铁素体相与硬质第二相的界面的碳化物的平均当量圆直径偏离本发明的范围，超过200nm，脆性断裂率超过20％，低温韧性差。
no.6在热轧中的平均冷却速度偏离本发明的范围，低于20℃/s，铁素体相与硬质第二相的界面的碳化物的平均当量圆直径偏离本发明的范围，超过200nm，脆性断裂率超过20％，低温韧性差。
no.7的冷却停止后滞留的温度偏离本发明的范围，超过350℃，铁素体相与硬质第二相的界面的碳化物的平均当量圆直径偏离本发明的范围，超过200nm，脆性断裂率超过20％，低温韧性差。
no.9的平均冷却速度偏离本发明的范围，低于10℃/s，铁素体相与硬质第二相的面积率偏离本发明的范围，ts低于590mpa，强度差，扩孔率低于50％，拉伸凸缘成形性差。
no.10的合金化处理温度区域的滞留时间偏离本发明的范围，超过30秒，铁素体相与硬质第二相的界面的碳化物的平均当量圆直径偏离本发明的范围，超过200nm，脆性断裂率超过20％，低温韧性差。
no.13的750～900℃的温度区域的滞留时间偏离本发明的范围，低于10秒，硬质第二相的面积率偏离本发明的范围，低于30％，ts低于590mpa，强度差。
no.14的加热温度偏离本发明的范围，超过900℃，铁素体相的面积率偏离本发明的范围，低于10％，硬质第二相的面积率偏离本发明的范围，超过90％，el低于19％，延展性差。
no.15的到熔融锌浴浸入板温为止的平均加热速度偏离本发明的范围，低于30℃/s，铁素体相与硬质第二相的界面的碳化物的平均当量圆直径偏离本发明的范围，超过200nm，脆性断裂率超过20％，低温韧性差。
no.18的冷却停止温度为150℃以下，冷却停止后的平均加热速度偏离本发明的范围，低于30℃/s，铁素体相与硬质第二相的界面的碳化物的平均当量圆直径偏离本发明的范围，超过200nm，脆性断裂率超过20％，低温韧性差。
no.19的冷却停止后滞留时间偏离本发明的范围，超过600秒，铁素体相与硬质第二相的界面的碳化物的平均当量圆直径偏离本发明的范围，超过200nm，脆性断裂率超过20％，低温韧性差。
no.22的加热温度偏离本发明的范围，低于750℃，硬质第二相的面积率偏离本发明的范围，低于30％，贝氏体和回火马氏体的合计的面积率偏离本发明的范围，低于10％，ts低于590mpa，强度差。
no.25的到合金化处理为止的平均加热速度偏离本发明的范围，低于30℃/s，铁素体相与硬质第二相的界面的碳化物的平均当量圆直径偏离本发明的范围，超过200nm，脆性断裂率超过20％，低温韧性差。
no.39的c量偏离本发明的范围，低于0.05％，硬质第二相的面积率偏离本发明的范围，低于30％，ts低于590mpa，强度差。
no.40的c量偏离本发明的范围，超过0.30％，铁素体相与硬质第二相的界面的碳化物的平均当量圆直径偏离本发明的范围，超过200nm，脆性断裂率超过20％，低温韧性差。
no.41的mn量偏离本发明的范围，超过3.5％，铁素体相的面积率偏离本发明的范围，低于10％，硬质第二相的面积率偏离本发明的范围，超过90％，el低于19％，延展性差。
no.42的mn量偏离本发明的范围，低于0.5％，ts低于590mpa，强度差。
no.43～47是模擬专利文献1的实施例的镀覆钢板no.15的例子。no.43～47偏离本发明的范围，脆性断裂率超过20％，低温韧性差。另一方面，no.48是本发明的范围，具有1180mpa以上的ts且13％以上的el，扩孔率为50％以上，脆性断面为20％以下，显示优异的拉伸强度、延展性和低温韧性。