高强度钢板及其制造方法与流程

本发明涉及一种延展性和延伸凸缘性优异的、拉伸强度(ts)为980mpa以上的高强度钢板及其制造方法，该高强度钢板适宜用于模压成型为复杂形状的汽车部件等。

背景技术：

近年来，从保护地球环境的方面出发，要求提高汽车的油耗，汽车车体的轻量化正在推进。另外，从确保碰撞时搭乘人员安全性的方面出发，还要求提高汽车车体的碰撞安全性。鉴于这样的要求，对汽车车体适用ts为980mpa以上的高强度钢板正在扩大。

但是，通常，若钢板高强度化，则延展性和延伸凸缘性降低。因此，希望开发出即使高强度化也具有高延展性和高延伸凸缘性的高强度钢板。

对于这样的要求，例如专利文献1中公开了一种提高了延展性和延伸凸缘性的高强度钢板，其中，对于在全部金属组织中所占的马氏体相和残余奥氏体相的合计的占有率为90％以上的钢板，加热保持为ac3点以下且ac3点－50℃以上的温度，在冷却至ms点以下后，进行回火，通过进行上述热处理，使金属组织的大部分成为微细的回火马氏体相，并且将残余奥氏体相的体积比例抑制为3％以下。

专利文献2中公开了一种耐延迟断裂特性优异的高强度钢板，其规定必须添加mo、v，具有使马氏体、回火马氏体、贝氏体中的任意一种以上以面积率计为70％以上、使残余奥氏体以面积率计为5％以下的组织。

专利文献3中公开了一种涂膜密合性和延展性优异的高强度冷轧钢板，其具有由回火马氏体、铁素体、残余奥氏体构成的组织，规定了钢板表面的mn-si复合氧化物的个数和以si为主体的氧化物的钢板表面被覆率。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本专利第4291860号公报

专利文献2：日本专利第4362319号公报

专利文献3：日本专利第3889768号公报

技术实现要素：

发明所要解决的课题

但是，专利文献1虽然通过使金属组织的大部分为微细的回火马氏体相而具有高延伸凸缘性，但残余奥氏体相的体积比例低至3％以下。因此，拉伸强度980mpa以上的伸长率(el)至多为16％，存在不具有充分的延展性的问题。

专利文献2仅规定了必须添加昂贵的mo、v，并没有关于加工性的见解。实际上，残余奥氏体的体积分数少，因而延展性残留有问题。

专利文献3由于回火马氏体的体积分数过多，因此有时无法达到充分的ts×λ平衡。

鉴于上述课题，本发明的目的在于提供一种具有优异的延展性和延伸凸缘性、并且ts为980mpa以上的高强度钢板及其制造方法。

用于解决课题的手段

发明人为了解决上述课题进行了深入研究，其结果，对于具有粒径为1μm以上25μm以下且板条块间隔为3μm以下的贝氏体与马氏体的合计相对于钢板的全部组织为80％以上的组织的钢板，通过严密地控制至退火温度为止的升温速度、退火温度、退火后的冷却速度、和冷却停止温度，由此可调整金属组织中的铁素体、贝氏体铁素体、马氏体、残余奥氏体相对于钢板组织整体的面积率。另外，对与贝氏体铁素体相邻的马氏体(包括残余奥氏体)的比例和纳米硬度(以下有时称为显微硬度)的硬度差进行控制。其结果，发现可得到具有与以往相比格外优异的延展性和延伸凸缘性、并且ts为980mpa以上的高强度钢板。本发明基于上述技术思想。

即，本发明的要点构成如下所述。

[1]一种高强度钢板，其中，成分组成以质量％计含有c：0.10％以上0.35％以下、si：0.5％以上2.0％以下、mn：1.5％以上3.0％以下、p：0.050％以下、s：0.0100％以下、al：0.001％以上1.00％以下、n：0.0005％以上0.0200％以下，c/mn为0.08以上0.20以下，剩余部分由铁和不可避免的杂质构成，关于组织，以相对于全部组织的面积率计，铁素体与贝氏体铁素体的合计为40％以上70％以下，马氏体为5％以上35％以下，残余奥氏体为5％以上30％以下，进而与贝氏体铁素体相邻的马氏体(包括残余奥氏体)的比例相对于全部马氏体(包括残余奥氏体)为60％以上，以0.5μm的测定间隔所测定的显微硬度的硬度差为4.0gpa以下的比例相对于总压痕数为70％以上，具有8.0gpa以下的显微硬度的组织相对于全部组织的比例为85％以上。

[2]如上述[1]所述的高强度钢板，其中，除了所述成分组成以外，以质量％计含有选自ti：0.005％以上0.100％以下、nb：0.005％以上0.100％以下、v：0.005％以上0.100％以下中的1种或2种以上。

[3]如上述[1]或[2]所述的高强度钢板，其中，除了所述成分组成以外，以质量％计含有选自cr：0.05％以上1.0％以下、ni：0.05％以上0.50％以下、mo：0.05％以上1.0％以下、cu：0.005％以上0.500％以下、b：0.0001％以上0.0100％以下中的1种或2种以上。

[4]如上述[1]～[3]中任一项所述的高强度钢板，其中，除了所述成分组成以外，以质量％计含有选自ca：0.0001％以上0.0050％以下、rem：0.0005％以上0.0050％以下中的1种或2种。

[5]一种高强度钢板的制造方法，其中，对于下述钢板，以15℃/秒以上的平均升温速度加热至700℃，在740℃以上860℃以下的温度区域保持60秒以上600秒以下，以50℃/秒以下的平均冷却速度冷却至350℃以上550℃以下的温度区域，接着，在350℃以上550℃以下的温度区域保持30秒以上1200秒以下，所述钢板具有上述[1]～[4]中任一项所述的成分组成，并具有粒径为1μm以上25μm以下、板条块间隔为3μm以下的贝氏体与马氏体的合计相对于全部组织为80％以上的组织。

[6]如上述[5]所述的高强度钢板的制造方法，其中，进一步实施镀覆处理。

[7]如上述[6]所述的高强度钢板的制造方法，其中，所述镀覆处理为熔融镀覆处理、电镀处理中的任一种。

[8]如上述[6]或[7]所述的高强度钢板的制造方法，其中，在所述镀覆处理后，进一步在450℃～600℃的合金化处理温度下进行合金化处理。

需要说明的是，本发明中，高强度钢板是指拉伸强度(ts)为980mpa以上的钢板，包括热轧钢板；冷轧钢板；对热轧钢板、冷轧钢板实施了镀覆处理、合金化镀覆处理等表面处理的钢板。另外，本发明中，延展性优异是指伸长率(el)为20％以上，另外，延伸凸缘性优异是指拉伸强度(ts)与扩孔率(λ)之积的值、即延伸凸缘性(ts×λ)为22000mpa·％以上。此外，本发明中，关于钢板，在热轧钢板的情况下，是指板厚为1.2mm～6.0mm的范围；另外，在冷轧钢板的情况下和镀覆钢板的情况下，是指板厚为0.6mm～2.6mm的范围。

发明的效果

根据本发明，可得到具有ts：980mpa以上、并且延展性和延伸凸缘性优异的高强度钢板。本发明的高强度钢板由于el为20％以上、ts×λ为22000mpa·％以上，延展性和延伸凸缘性优异，因此适合作为模压成型为复杂形状的汽车部件用。此外，通过将由本发明制造的结构部件应用于汽车车体，可实现碰撞安全性的进一步提高与车体轻量化带来的油耗的提高，因此大大有助于产业的发展。需要说明的是，本发明中，有时也将延展性和延伸凸缘性均优异的情况称为加工性优异。

附图说明

图1是对与贝氏体铁素体相邻的马氏体(包括残余奥氏体)进行说明的部分放大草图。

具体实施方式

以下，对本发明的高强度钢板的成分组成、与组织的适当范围及其限定理由进行说明。需要说明的是，只要不特别声明，则表示以下成分组成的％是指质量％。

c：0.10％以上0.35％以下

c是有助于强度的元素，具有下述作用：在钢中固溶或者作为碳化物析出，从而增加钢的强度。此外，是有助于提高延展性的重要元素，具有通过集中在残余奥氏体中以提高其稳定化的作用。为了在ts：980mpa以上的条件下利用这些作用，需要含有0.10％以上。另一方面，过度含有会导致强度上升引起的延伸凸缘性的降低，并且有时会损害焊接性。由此，上限为0.35％以下。因此，c为0.10％以上0.35％以下。优选为0.18％以上。优选为0.28％以下。

si：0.5％以上2.0％以下

si除了由固溶强化带来的钢的高强度化以外，还可提高加工固化能力，也有助于改善铁素体的延展性。另外，在本发明中，促进c在奥氏体中的集中，还有助于残余奥氏体的稳定化。为了得到这些作用，需要含有0.5％以上。另一方面，含有超过2.0％时，不仅会使其效果饱和，而且表面性状也会产生很大的问题，同时有可能导致化学处理性、镀覆性的降低。因此，si为0.5％以上2.0％以下。优选为1.0％以上。优选为1.66％以下。

mn：1.5％以上3.0％以下

mn通过生成所期望的量的马氏体而有助于高强度化。为了得到本发明的目标强度，需要含有1.5％以上。另一方面，含有超过3.0％时，会因淬火性的提高而过量生成马氏体。因过量生成马氏体，具有超过8.0gpa的显微硬度的组织的比例增加，会导致延伸凸缘性的降低。另外，还具有抑制残余奥氏体生成的作用，因此无法得到本发明的目标残余奥氏体量，会导致加工性的降低。因此，mn为1.5％以上3.0％以下。优选为1.5％以上。优选为2.5％以下。

p：0.050％以下

p不可避免地混入到钢中，是对钢的强化有效的元素，但会使焊接性降低，因此为0.050％以下。优选为0.030％以下。需要说明的是，p优选降低，但若不足0.001％则其精制会花费过度的成本。由此，p的下限优选为0.001％以上。

s：0.0100％以下

s不可避免地混入到钢中，形成粗大的mns等夹杂物，使局部延展性显著降低，因此为0.0100％以下。优选为0.0050％以下。需要说明的是，s若不足0.0001％则其精制会花费过度的成本。由此，s的下限优选为0.0001％以上。更优选为0.0005％以上。

al：0.001％以上1.00％以下

与si同样，al具有促进c在奥氏体中的集中、使残余奥氏体稳定化的作用。从促进残余奥氏体生成的方面出发，al需要含有0.001％以上。但是，若大量添加则制造成本升高。因此，al为0.001％以上1.00％以下。优选为0.03％以上。优选为0.6％以下。

n：0.0005％以上0.0200％以下

n不可避免地混入到钢中，与al等碳氮化物形成元素结合而形成析出物，有助于强度提高和组织的微细化。为了得到该效果，需要含有0.0005％以上。另一方面，若大量含有超过0.0200％的n，则会使耐时效性降低。因此，n为0.0005％以上0.0200％以下。

c/mn：0.08以上0.20以下

残余奥氏体发生应变诱发相变、即材料变形的情况下，受到应变的部分相变为马氏体，由此变形部硬质化，具有防止应变的局部化的效果。如上所述，c有助于残余奥氏体的稳定化，但mn具有抑制残余奥氏体生成的作用，因此需要适当地控制c/mn。c/mn不足0.08的情况下，c少、mn多。因此，残余奥氏体的稳定性降低，并且会抑制残余奥氏体的生成，因而无法生成所期望的量的稳定的残余奥氏体。另一方面，c/mn超过0.20的情况下，c多、mn少。因此，残余奥氏体中的c浓度过度升高，在由应变诱发引起的马氏体相变时，马氏体过度地硬质化，因此会导致加工性的降低。因此，c/mn为0.08以上0.20以下。优选为0.18以下。

剩余部分为铁和不可避免的杂质。其中，在无损本发明的效果的范围内并不拒绝上述以外的成分。

本发明的钢板可通过以上的必要元素得到目标特性，但除了上述必要元素以外，还可以根据需要含有下述元素。

选自ti：0.005％以上0.100％以下、nb：0.005％以上0.100％以下、v：0.005％以上0.100％以下中的1种或2种以上

ti、nb、v形成碳氮化物，具有析出强化的作用和使晶粒微细化的作用，因此作为钢的强化元素是有用的。为了有效地发挥出这样的作用，ti、nb、v优选含有0.005％以上。另一方面，含有超过0.100％的ti、nb、v时，其效果饱和。另外，过度添加会引起成本增加。因此，分别优选ti为0.005％以上0.100％以下、nb为0.005％以上0.100％以下、v为0.005％以上0.100％以下。

选自cr：0.05％以上1.0％以下、ni：0.05％以上0.50％以下、mo：0.05％以上1.0％以下、cu：0.005％以上0.500％以下、b：0.0001％以上0.0100％以下中的1种或2种以上

cr、ni、mo、cu、b具有提高淬火性、促进马氏体生成的作用，因此作为钢的强化元素是有用的。为了有效地发挥出这样的作用，cr、ni、mo分别优选含有0.05％以上、cu优选含有0.005％以上、b优选含有0.0001％以上。另一方面，分别含有超过1.0％的cr、mo、超过0.50％的ni、超过0.500％的cu、超过0.0100％的b时，过度生成马氏体，因此有可能导致延展性的降低。因此，分别优选cr为0.05％以上1.0％以下、ni为0.05％以上0.50％以下、mo为0.05％以上1.0％以下、cu为0.005％以上0.500％以下、b为0.0001％以上0.0100％以下。

选自ca：0.0001％以上0.0050％以下、rem：0.0005％以上0.0050％以下中的1种或2种

ca、rem具有控制硫化物系夹杂物的形态的作用，对于抑制局部延展性的降低有效。为了有效地发挥出这样的作用，ca优选含有0.0001％以上、rem优选含有0.0005％以上。另一方面，含有超过0.0050％的ca、rem时，其效果饱和。因此，分别优选ca为0.0001％以上0.0050％以下、rem为0.0005％以上0.0050％以下。

接着，对作为本发明的高强度钢板的重要要件的金属组织等进行说明。需要说明的是，以下的面积率是相对于钢板组织整体的面积率。

铁素体与贝氏体铁素体的合计的面积率：40％以上70％以下

铁素体在退火后的冷却中生成，有助于提高钢的延展性。贝氏体铁素体在冷却停止温度的保持期间生成，通过生成时放出的c在奥氏体中集中而具有提高残余奥氏体的稳定性的效果。与此同时，在变形时，受到应变的残余奥氏体相变为马氏体，由此变形部硬质化，还具有防止应变的局部化的效果。铁素体与贝氏体铁素体的合计的面积率不足40％时，难以确保延展性。另一方面，铁素体与贝氏体铁素体的合计的面积率超过70％时，难以确保980mpa以上的ts。因此，铁素体与贝氏体铁素体的合计的面积率为40％以上70％以下。优选为45％以上。优选为65％以下。需要说明的是，铁素体、贝氏体铁素体的面积率可以利用后述实施例中记载的方法进行测定。

需要说明的是，对铁素体与贝氏体铁素体的比例没有特别限定，优选铁素体相对于全部组织为10％以下、或贝氏体铁素体相对于铁素体与贝氏体铁素体的合计为75％以上。

马氏体的面积率：5％以上35％以下

本发明中，为了确保强度，在组织中导入一部分马氏体，但马氏体的面积率超过35％时，无法确保成型性。另一方面，马氏体的面积率小于5％时，无法得到所期望的强度。因此，马氏体的面积率为5％以上35％以下。优选为10％以上。优选为30％以下。需要说明的是，马氏体的面积率可以利用后述实施例中记载的方法进行测定。

残余奥氏体的面积率：5％以上30％以下

残余奥氏体发生应变诱发相变、即材料变形的情况下，受到应变的部分相变为马氏体，由此变形部硬质化，可防止应变的局部化。为了在维持980mpa以上的ts的同时进行高加工性化，需要具有以面积率计为5％以上的残余奥氏体。另一方面，残余奥氏体以面积率计存在超过30％时，在模压成型时凸缘部容易发生破裂。因此，残余奥氏体的面积率为5％以上30％以下。优选为10％以上。优选为25％以下。需要说明的是，残余奥氏体的面积率可以利用后述实施例中记载的方法进行测定。

与贝氏体铁素体相邻的马氏体(包括残余奥氏体)的比例相对于全部马氏体(包括残余奥氏体)的比例：60％以上

残余奥氏体发生应变诱发相变、即材料变形的情况下，受到应变的部分相变为马氏体。相较于马氏体或残余奥氏体与贝氏体铁素体相邻的情况，与铁素体相邻的情况下，相邻的组织的硬度差变大，变形时应力集中在组织的界面而成为空隙产生的起点，因此延伸凸缘性降低。由此，与贝氏体铁素体相邻的马氏体(包括残余奥氏体)的比例相对于全部马氏体(包括残余奥氏体)为60％以上。优选为65％以上。

此处，本发明中，如下定义“与贝氏体铁素体相邻的马氏体(包括残余奥氏体)”。以下，参照图1进行说明。

“与贝氏体铁素体相邻的马氏体(包括残余奥氏体)”是指马氏体(包括残余奥氏体)在组织边界至少在1处与贝氏体铁素体接触的状态，并且是马氏体(包括残余奥氏体)在组织边界1处也不与铁素体接触的状态。具体而言，图1的符号a、b符合“与贝氏体铁素体相邻的马氏体(包括残余奥氏体)”，符号c不符合该情况。

上述比例可以如下表示。

((与贝氏体铁素体相邻的马氏体(包括残余奥氏体))/(全部马氏体(包括残余奥氏体))×100≥60

需要说明的是，金属组织的面积率可以利用后述实施例中记载的方法进行测定。

以0.5μm的测定间隔所测定的显微硬度的硬度差为4.0gpa以下的比例相对于总压痕数的比例：70％以上

显微硬度的硬度差大的情况下，即，相邻的组织的纳米硬度的硬度差大的情况下，变形时应力集中在组织的界面而成为空隙产生的起点，因此导致延伸凸缘性降低。由此，显微硬度的硬度差为4.0gpa以下。此处，显微硬度的硬度差是指，在以0.5μm的测定间隔进行压痕并测定时，相邻的测定点(上下左右4点)中的显微硬度的差中的最大值。另外，4.0gpa以下的比例小于70％时，难以确保所期望的延伸凸缘性。因此，以0.5μm的测定间隔测定时相邻的测定点(上下左右4点)的显微硬度的硬度差为4.0gpa以下的比例相对于总压痕数(测定数)为70％以上。优选为75％以上。此处的显微硬度是通过纳米压痕求出的硬度。需要说明的是，显微硬度可以利用后述实施例中记载的方法进行测定。

具有8.0gpa以下的显微硬度的组织相对于全部组织的比例：85％以上

具有超过8.0gpa的显微硬度的组织的比例多的情况、即硬质相增加的情况下，会因强度升高而导致延伸凸缘性的降低。由此，显微硬度为8.0gpa以下。此处，硬质相为马氏体。另外，8.0gpa以下的比例小于85％时，硬质相的比例变多，由于强度升高而难以确保延伸凸缘性。因此，具有8.0gpa以下的显微硬度的组织相对于全部组织的比例为85％以上。需要说明的是，显微硬度可以利用后述实施例中记载的方法进行测定。

接着，对本发明的高强度钢板的制造方法进行说明。

本发明的高强度钢板的制造方法为：对于下述钢板，以15℃/秒以上的平均升温速度加热至700℃，在740℃以上860℃以下的退火温度下保持60秒以上600秒以下，以50℃/秒以下的平均冷却速度冷却至350℃以上550℃以下的温度区域，接着，在350℃以上550℃以下的温度区域保持30秒以上1200秒以下，该钢板具有上述的成分组成，并具有粒径为1μm以上25μm以下且板条块间隔为3μm以下的贝氏体与马氏体的合计相对于全部组织为80％以上的组织。

以下进行详细说明。

以具有粒径为1μm以上25μm以下且板条块间隔为3μm以下的低温相变相(贝氏体、马氏体)的合计相对于全部组织的面积率为80％以上的组织的钢板作为起始钢板。

此处，对上述钢板的制造方法进行说明。只要可得到上述组织就不特别限定于此，例如可以利用以下的方法制造。

在使热轧钢板为上述钢板的情况下，对调整为上述成分组成范围的钢进行熔炼、铸造，使用所得到的扁钢坯，以加热温度1250℃以上、精轧出侧温度：850℃以上进行轧制，以30℃/秒以上的平均冷却速度冷却至卷取温度，使卷取温度为350℃以上550℃以下，由此进行热轧。如此得到的热轧钢板可以为具有上述组织的钢板。

另外，在使冷轧钢板为上述钢板的情况下，对调整为上述成分组成范围的钢进行熔炼、铸造，使用所得到的扁钢坯，以加热温度1250℃以上、精轧出侧温度：850℃以上进行轧制，以30℃/秒以上的平均冷却速度冷却至卷取温度，使卷取温度为600℃以上700℃以下，由此进行热轧。对于所得到的热轧板，在进行盐酸酸洗后，以压下率40％以上进行冷轧，进行均热温度为ac3相变点以上、保持时间为60秒以上600秒以下、均热温度至冷却停止温度为止的平均冷却速度为小于50℃/秒、冷却停止温度为350℃以上550℃以下、350℃以上550℃以下的温度区域中的保持时间为30秒以上1200秒以下的热处理。如此得到的冷轧钢板可以为具有上述组织的钢板。

此处，ac3相变点可以利用以下所示的andrews等人的公式求出。

ac3＝910－203[c]^1/2+45[si]－30[mn]－20[cu]－15[ni]+11[cr]+32[mo]+104[v]+400[ti]+460[al]

需要说明的是，式中的元素符号表示钢板中含量(质量％)。在未包含的元素的情况下，将式中的元素符号设为0来进行计算。

为了生成粒径小于1μm的低温相变相，例如需要利用强加工进行颗粒的微细化等，会使生产率显著降低。另一方面，粒径超过25μm的情况下或板条块间隔超过3μm的情况下，在最终组织中容易生成显微硬度大的组织，导致延伸凸缘性的降低。此外，在低温相变相不足80％的情况下，在最终组织中也容易生成显微硬度大的组织，导致延伸凸缘性的降低。因此，粒径为1μm以上25μm以下、板条块间隔为3μm以下的低温相变相相对于全部组织为80％以上。优选为85％以上。本发明中的低温相变相是指贝氏体和马氏体。

至700℃为止的平均升温速度：15℃/秒以上

平均升温速度不足15℃/秒的情况下，起始组织的低温相变相(贝氏体和马氏体)无法在升温中维持板条结构的情况下进行逆相变，渗碳体容易析出，或者在熔解时容易合为一体。其结果，逆相变后的奥氏体成为块状，在最终组织中显微硬度大的组织增加，因此导致延伸凸缘性的降低。因此，至700℃为止的平均升温速度为15℃/秒以上。优选为20℃/秒以上。

退火温度：740℃以上860℃以下

退火温度低于740℃的情况下，退火中铁素体的体积分数增多，最终得到的组织中的铁素体的面积比例增多。因此，难以确保980mpa以上的ts。另一方面，退火温度超过860℃的情况下，退火时无法维持起始钢板组织的低温相变相的板条结构。因此，在最终组织中与贝氏体铁素体相邻的马氏体或残余奥氏体减少，导致延伸凸缘性的降低。因此，退火温度为740℃以上860℃以下。优选为760℃以上。优选为840℃以下。

退火温度下的保持时间：60秒以上600秒以下

退火温度下的保持时间不足60秒的情况下，退火中作为奥氏体稳定化元素的c和mn无法充分集中在奥氏体中，因此最终组织中的残余奥氏体中的c和mn的集中下降。因此，残余奥氏体的稳定性降低，导致延展性的降低。另一方面，退火温度下的保持时间超过600秒的情况下，退火时的奥氏体分数增加，因此在最终组织中容易生成块状的马氏体。因此，具有超过8.0gpa的显微硬度的组织增加，导致延伸凸缘性的降低。因此，退火温度下的保持时间为60秒以上600秒以下。优选为90秒以上。优选为300秒以下。需要说明的是，退火温度下的保持时间是指退火温度、即740℃以上860℃以下的温度区域中的停留时间。

平均冷却速度：50℃/秒以下

平均冷却速度超过50℃/秒的情况下，在冷却中会抑制铁素体、贝氏体铁素体的生成，无法得到所期望的量的铁素体和贝氏体铁素体，延展性降低。因此，平均冷却速度为50℃/秒以下。优选为35℃/秒以下。需要说明的是，该冷却可以将气体冷却、以及炉内冷却、喷雾冷却、辊冷却、水冷等组合来进行。

冷却停止温度：350℃以上550℃以下

停止冷却的冷却停止温度超过550℃的情况下，残余奥氏体的生成受到抑制，因此导致延展性的降低。另一方面，不足350℃的情况下，马氏体相过度生成。因此，显微硬度大的组织增加，导致延伸凸缘性的降低。因此，冷却停止温度为350℃以上550℃以下。优选为375℃以上。优选为500℃以下。

350℃以上550℃以下的温度区域中的保持时间：30秒以上1200秒以下

350℃以上550℃以下的保持时间不足30秒的情况下，难以得到所期望的量的残余奥氏体，马氏体过度生成。因此，导致延展性和延伸凸缘性的降低。另一方面，即使保持时间超过1200秒以上，残余奥氏体的生成量也不增加。因此，未确认到延展性的显著提高，只是导致生产率的降低。因此，350℃以上550℃以下的保持时间为30秒以上1200秒以下。优选为60秒以上900秒以下。

由此制造本发明的高强度钢板。所得到的高强度钢板不因镀覆处理或镀覆浴的组成而使材质受到影响，可得到本发明的效果，因此作为镀覆处理，可以实施熔融镀覆处理、合金化熔融镀覆处理、电镀处理中的任一种。例如，可以制成镀锌钢板、合金化镀锌钢板、镀锌铝钢板、镀锌镍钢板、镀铝钢板、镀锌镁钢板、镀锌铝镁钢板。

镀覆处理(优选条件)

浸渍到镀覆浴中进行镀覆处理。例如，在熔融镀锌处理的情况下，镀覆浴优选为440℃～500℃。镀覆浴小于440℃时，锌不熔融。另一方面，超过500℃时，镀覆的合金化过度进行。另外，在熔融镀锌处理中优选使用al量为0.10质量％以上0.23质量％以下的镀锌浴。

镀覆处理后在合金化处理温度450℃～600℃下进行的合金化处理(优选条件)

镀覆处理后，进行再加热至450℃～600℃，在再加热温度下保持特定时间，由此可以制成合金化镀覆钢板。再加热温度小于450℃时，合金化不充分。另一方面，超过600℃时，合金化时未相变奥氏体相变为珠光体，无法确保所期望的残余奥氏体的体积率，有时会导致延展性的降低。由此，合金化处理温度优选为450℃～600℃。需要说明的是，对合金化处理温度下的保持时间没有特别限定，保持时间小于1s时，合金化不充分。由此，保持时间的下限优选为1s以上，更优选为10秒以上。保持时间的上限优选为120秒以下，更优选为30秒。需要说明的是，再加热温度是指钢板表面的温度。

除此以外，关于基重量、镀覆装置等的镀覆条件(要领)，可以根据常规方法进行。

实施例

下面，使用实施例对本发明的高强度钢板及其制造方法的作用和效果进行说明。

在实验室熔炼具有表1所示的成分组成的真空熔炼钢，制作出板厚20mm的薄板扁钢坯。将这些薄板扁钢坯以加热温度1250℃、精轧出侧温度880℃进行轧制，在轧制结束后以40℃/秒冷却至650℃，并在650℃进行卷取，由此进行热处理，对于由此得到的热轧板，进行盐酸酸洗和压下率为50％的冷轧，制成板厚1.2mm的冷轧钢板，接下来，以表2所示的热处理条件进行热处理，制造出冷轧钢板。需要说明的是，将该冷轧钢板作为起始钢板。

另外，在实验室熔炼具有表1所示的成分组成的真空熔炼钢，制作出板厚20mm的薄板扁钢坯。将这些薄板扁钢坯以加热温度1250℃、精轧出侧温度880℃进行轧制，在轧制结束后以50℃/秒冷却至450℃，并在450℃进行卷取，由此进行热处理，制造出热轧钢板。需要说明的是，将该热轧钢板作为起始钢板。

接下来，对于上述热轧钢板、上述冷轧钢板，在表2所示的热处理条件下进行加热、退火保持、冷却和冷却停止后的保持，得到热轧钢板或冷轧钢板。对于一部分钢板，接下来在含有0.13质量％al的475℃的镀锌浴中浸渍3秒，形成每个单面的附着量为45g/m²的镀锌层，制造出镀锌冷轧钢板。进而对一部分镀锌冷轧钢板进行合金化处理，接着实施冷却，制作出合金化镀锌冷轧钢板。需要说明的是，一部分镀锌冷轧钢板未进行合金化处理。

[表1]

对于起始钢板和如上所述得到的热轧钢板、冷轧钢板、镀锌冷轧钢板、合金化镀锌冷轧钢板，如下所示调查钢板的组织、机械特性。将所得到的结果示于表2、表3中。

起始钢板的贝氏体和马氏体的面积率

关于起始钢板的贝氏体和马氏体的面积率，在轧制方向截面，用硝酸乙醇腐蚀板厚的1/4位置的面，之后利用扫描型电子显微镜(sem)观察，由此进行调查。在5处观察视野实施观察。使用倍率为2000倍的截面组织照片，通过图像分析求出在任意设定的50μm×50μm见方的正方形区域内存在的各组织的占有面积，计算出平均值，以此作为面积率。将作为块状的形状所观察到的黑色区域作为铁素体，在除此以外的部分，内部确认到下部组织、例如板条块、板条束等内部结构的组织作为贝氏体和马氏体。

起始钢板的贝氏体和马氏体的粒径

关于贝氏体和马氏体的粒径，首先通过利用sem的观察求出贝氏体与马氏体的原奥氏体晶界，利用图像分析由被原奥氏体晶界包围的部分的面积计算出圆当量直径，将其平均值作为粒径。

起始钢板的贝氏体与马氏体的板条块间隔

关于贝氏体与马氏体的板条块间隔，使用sem/背散射电子衍射(ebsp)，将晶体取向差为15°以上的大角度晶界中的除晶界、板条束边界外的大角度晶界所包围的部分作为板条块，求出该板条块的短径方向的长度，作为板条块间隔。

以下为如上所述得到的热轧钢板、冷轧钢板、镀锌冷轧钢板、合金化镀锌冷轧钢板的测定方法。

残余奥氏体的面积率

残余奥氏体的面积率使用co的kα射线通过x射线衍射法求出。即，使用以钢板的板厚1/4附近的面作为测定面的试验片，由bcc相的(200)面和(211)面、与fcc相的(200)面、(220)面和(311)面的峰强度比计算出残余奥氏体的体积率，由于三维均质，因此将其作为残余奥氏体的面积率。

残余奥氏体以外的组织整体中所占的各组织的面积率

残余奥氏体以外的组织整体中所占的各组织的面积率如下调查：在轧制方向截面，用硝酸乙醇腐蚀板厚的1/4位置的面，之后用扫描型电子显微镜(sem)观察，由此进行调查。在5处观察视野实施观察。使用倍率为2000倍的截面组织照片，通过图像分析求出在任意设定的50μm×50μm见方的正方形区域内存在的各组织的占有面积，计算出平均值，以此作为各组织的面积率。

马氏体的面积率

关于马氏体，将具有比较平滑的表面、并作为块状形状所观察到的白色区域视为包括残余奥氏体的马氏体，由其面积率减去上述残余奥氏体的面积率，将所得到的值作为马氏体的面积率。

铁素体、贝氏体铁素体的面积率

关于铁素体、贝氏体铁素体，将在作为块状形状所观察到的黑色区域中内部不包含残余奥氏体、马氏体的组织鉴定为铁素体，将作为伸长的形状所观察到的深灰色区域鉴定为贝氏体铁素体，求出各组织的含有面积，将其作为各组织的面积率。

与贝氏体铁素体相邻的马氏体(包括残余奥氏体)的比例

在利用上述方法鉴定的包括残余奥氏体的马氏体中，将在组织边界至少1处与贝氏体铁素体接触、并且在组织边界1处也不与铁素体接触的组织的比例作为与贝氏体铁素体相邻的马氏体(包括残余奥氏体)的比例。

机械特性

关于机械特性(拉伸强度ts、屈服强度yp、伸长率el)，使用以与轧制方向成90°的方向作为长度方向(拉伸方向)的jisz2201中记载的5号试验片，进行依照jisz2241的拉伸试验，由此进行评价。

扩孔率

采集100mm×100mm的试验片，依照日本钢铁联盟标准jfst1001来进行。冲切出初期直径d0＝10mm的孔，使顶角为60°的圆锥冲头上升而将孔扩大时，龟裂贯通板厚时停止冲头的上升，测定龟裂贯通后的冲切孔径d，按照下式进行计算。

扩孔率(％)＝((d－d0)/d0)×100

对同一编号的钢板实施3次试验，求出扩孔率的平均值(λ％)，对延伸凸缘性进行评价。

计算出拉伸强度和扩孔率之积(ts×λ)，对强度与加工性(延伸凸缘性)的平衡进行评价。

纳米硬度(显微硬度)

显微硬度如下测定：使用纳米压痕仪，对于实施了电解研磨的板厚1/4位置的板面，以负荷250μn、测定间隔0.5μm、压痕数共计550点进行测定。关于显微硬度的硬度差，计算出与相邻的测定点(上下左右4点)的显微硬度差中的最大值，由此求出。

将上述测定的结果示于表3。需要说明的是，表3的评价栏的符号○表示ts为980mpa以上、ts与λ之积(ts×λ)为22000mpa·％以上、并且el为20％以上，结果良好。另一方面，符号×表示ts、el、ts×λ中的任意一者不满足上述值，结果差。

关于本发明例的钢板，可知ts为980mpa以上、ts与λ之积(ts×λ)为22000mpa·％以上、并且el为20％以上，延展性和延伸凸缘性优异。与此相对，由实施例可知，在本发明的范围外的比较例的钢板不全部满足ts、el、ts×λ，与本发明的钢板相比，延展性、延伸凸缘性中的任一者非常差。需要说明的是，本发明例全部为(贝氏体铁素体的面积率)/(贝氏体铁素体+铁素体的面积率)×100≥75％。

[表3]