CN101460644B - 高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供高强度钢板及其制造方法，该钢板呈现出由铁素体相和分散在钢板中的硬质第二相构成的金属组织，在所述金属组织中所述硬质第二相所占的面积分数为30％～70％，在所述铁素体相中晶粒粒径为1.2μm以下的铁素体所占的面积分数为15％～90％，并且，在所述铁素体相中，晶粒粒径为1.2μm以下的铁素体的平均粒径ds和晶粒粒径超过1.2μm的铁素体的平均粒径dL满足dL/ds≧3的关系，该钢板抑制了合金元素添加量，通过铁素体晶粒的微细化提高强度，并且所述高强度钢板的强度和延展性的平衡优异，该性质对于压锻成型是重要的，该钢板在高速变形时的吸收能量方面是优异的。

Description

高强度钢板及其制造方法 

技术领域

本发明涉及汽车用冷轧高强度钢板及其制造方法，所述冷轧高强度钢板兼具高强度和高延展性，具有优异的压锻成型性和冲击能量吸收能力。另外，本发明涉及高强度钢板的制造方法，特别是涉及汽车用高强度钢板的制造技术，该技术制造的汽车用高强度钢板兼具高的静动差(静态强度和动态强度之差)和高速变形时的延展性，压锻成型时强度低，碰撞时强度高且延展性高，冲击能量吸收能力优异。 

背景技术

近年来，为了应对提高汽车碰撞安全性和车体轻量化这样的矛盾的要求，要求用于汽车车体的钢板同时具有更高的强度和更高的延展性。关于满足这样的要求的高强度钢板，公开了下述内容。即公开了一种高强度钢板的制造方法，其中，通过将含有0.1％～0.45％的C和0.5％～1.8％的Si的钢在规定条件下进行热轧、冷轧、退火，制造出拉伸强度为82kgf/mm²～113kgf/mm²、拉伸强度×伸长率的值为2500kgf/mm²％以上的延展性好的高强度钢板(参见专利文献1)。 

此外，还公开了一种高强度钢板及其制造方法，其中通过含有0.1％～0.4％的C，以限制了Si的成分体系提高Mn量，并在规定条件下进行2次退火，制造出具有拉伸强度为811MPa～1240MPa、拉伸强度×伸长率为28000MPa·％以上的高延展性的高强度钢板(参见专利文献2)。 

另外，还公开了一种高延展性高强度冷轧钢板的制造方法，其中，对于含有0.02％～0.3％的C的钢，将退火时的奥氏体体积分数控制在规定范围，由此制造出拉伸强度为48kgf/mm²～151kgf/mm²、且拉伸强度×伸长率的值为1800kgf/mm²％以上的高延展性高强度冷轧钢板(参见专利文献3)。

此外，若提高钢板强度，则成型性降低，所以高强度钢板的应用部件限于形状单一的部件。因此，为了克服这样的缺点，尝试应用静动差高的钢板。 

通常，钢板的变形强度受应变速度的影响，应变速度越高，变形应力越大。即，若静动差高，则压锻成型时相对强度较低，能够确保成型性，并且车体碰撞时在发生高速变形时，能够确保充分的强度。 

例如，专利文献4公开了一种薄钢板及其制造方法，其中，在铁素体单相钢中减少固溶在铁素体中的C、N，控制渗碳体的数量适当，由此制造静动差高、耐冲击性优异的薄钢板。另外，专利文献5公开了一种超微细组织的高强度钢板的制造方法，其中，将表面经洁净化的2块以上金属板层叠，累积叠轧至将铁素体晶粒粒径微细化到小于1μm的纳米级，由此制造超微细组织的高强度钢板。另外，专利文献6公开了一种高强度高延展性钢板及其制造方法，其中，以普通低碳钢的马氏体为起始组织进行冷轧和退火，由此生成强度和延展性的平衡优异的超微细铁素体和渗碳体组织。 

专利文献1：日本特开昭62-182225号公报(权利要求书) 

专利文献2：日本特开平7-188834号公报(权利要求书) 

专利文献3：日本特开昭61-3843号公报(权利要求书) 

专利文献4：日本特开平7-3381号公报(权利要求书) 

专利文献5：日本特开2000-73152号公报(权利要求书) 

专利文献6：日本特开2002-285278号公报(权利要求书) 

如上所述，将高强度钢板应用于汽车车体的主要目的是高效吸收碰撞时的冲击能量，由此减轻对乘坐人员的冲击，并且有在更多的部件上应用高强度钢板的需求。但是，欲实现上述应用，存在下述2个问题。 

第1个问题是，钢板的强度越高，则延展性越低，所以压锻成型性越差，其被限定应用于形状单一的部件。第2个问题是，碰撞时部件断裂的问题。即，在汽车的碰撞中重要的是正面碰撞，在正面碰撞中，碰撞时前车架等部件在部件的长度方向承受载荷，产生纵弯曲，由此吸收冲击能量，但是，如果钢板的延展性小，则碰撞变形时材料出现断裂，不 能有效吸收冲击能量。所以，需要一种相对于现有钢具有更高拉伸强度且高延展性的钢板。下面对现有技术中高强度钢板的问题进行描述。 

专利文献1公开的铁素体和残留奥氏体的复合组织钢板显示出了优异的强度和延展性的平衡，但需要添加一定量以上的Si，因此存在表面性状变差的问题。另外，为了得到1000MPa以上的高强度，需要0.36％的C，因此点焊强度差，并且存在最大仅能得到113kgf/mm²左右的拉伸强度的问题。 

此外，专利文献2中公开了一种高强度钢板的制造方法，其中，即使降低Si，所制造的钢板也具有良好的强度和延展性的平衡，但由于该方法需要两次退火，所以制造成本高，并且由于C含量高，所以没有解决点焊强度的问题，另外，所得到的拉伸强度最大也就是1240MPa左右。因此，专利文献3中公开了拉伸强度为1300MPa以上的高强度钢板的制造方法。但是，拉伸强度为1500MPa时伸长率最大是12％，并不能说其具有良好的强度和延展性的平衡。 

上述现有技术中，添加合金元素并通过热处理形成铁素体相和硬质第二相(马氏体、贝氏体、残留奥氏体等)的复合组织钢，由此来提高强度，但是这些现有技术不能得到拉伸强度为1300MPa以上且具有大于12％的延展性的高强度钢板，并且即使在拉伸强度800MPa～1300MPa的范围还需要大量的C、Si、Mn等合金元素，导致点焊强度差，除了这些问题之外，从成本和再利用性的角度出发也存在问题，所以需要一种以尽量降低了这些合金元素的成分来实现良好的强度和延展性的平衡的技术。 

实际上，作为钢的高强度化方法，本发明人不仅仅依赖于上述现有方法，而着眼于铁素体晶粒的微细化。即，该方法是通过增大基体铁素体相的晶界面积来尽量抑制需要添加的合金元素的量，在维持铁素体的高纯度下来提高钢板的强度的方法，该方法基于通过维持尽量高的铁素体相纯度而能够保持钢板的静动差的思路。 

此处，在晶粒粒径与强度的关系方面，霍尔-佩奇方程是众所周知的，变形强度与晶粒粒径的-1/2次方成比例。根据该公式，若晶粒粒径小于1μm，则强度急剧上升，所以，为了通过晶粒微细化来使钢板的强度飞跃 性提高，则需要形成1μm左右以下的超微细晶粒。 

此外，专利文献4中控制渗碳体适当数量的技术是基于通过尽可能降低铁素体中的杂质元素来提高静动差这一思路，但是该方法得到的拉伸强度为430MPa左右，这种拉伸强度对于高强度钢板来说是不够的。以铁素体单相组织得到的拉伸强度是有限的，因此为了得到强度更高的钢板，通常制成铁素体与马氏体等第二相的复合组织。但是，制成复合组织时，拉伸强度虽然变高了，但是存在静动差比代表软钢板的铁素体单相钢还低的问题。例如，在日本铁钢协会编“关于汽车用材料的高速变形的研究会成果报告书”(2001)174页公开了发生5％应变时软钢的静动差为210MPa左右，而590MPa级双相钢(Dual Phase Steel)的静动差降低到60MPa左右。另一方面，高速变形时的延展性、特别是均匀伸长率方面却是590MPa级双相钢更优异。从避免碰撞时汽车部件断裂的角度出发，优选像该双相钢那样，高速变形时的延展性高的钢板。 

因此，专利文献4所述的技术难以兼顾高的静动差和高的拉伸强度，也难以兼顾高的静动差和高速变形时的延展性。所以，需要一种静动差高、且兼具高的拉伸强度和高速变形时的延展性的高强度钢板。 

此处，高速变形试验的方法尚未标准化，同时存在有霍普金森棒法(Hopkinson Bar Method)、单棒法(One-bar Method)、感应块法(SensingBlock Method)等方法，并且试片形状也各不相同。所以，屈服点、总伸长率的值也可能各不相同，直接比较以不同的高速拉伸试验方法得到的应力应变曲线是不可靠的。换句话说，即使例如应变速度相同，通常准静态拉伸试验使用的JIS5号形状的试片和高速拉伸试验中一般更小型的试片的结果也可能不同，所以如果不是使用一个试验装置、以同一形状的试片在仅改变应变速度的条件下进行比较的话，则缺少准确性。所以，下面的说明中，言及变形应力、伸长率等特性时，这些数据是用后述的方法测定的数据。即，利用鹭宫制作所制造的感应块式高速材料试验机和图14所示的形状的试片在仅改变应变速度的条件下进行测定。 

另外，作为将钢板的铁素体晶粒粒径微细化到小于1μm的纳米级的方法，可以举出上述专利文献5中公开的方法。该方法中，通过进行7 循环道次的累积叠轧，晶粒粒径达到了纳米级的超微细组织，拉伸强度也达到了原材料IF钢的3.1倍(870MPa)。但是，该方法存在下述的2个缺点。 

第1个缺点，如果仅是晶粒粒径1μm以下的超微细晶粒的组织时，则材料的延展性极低。其原因在专利文献5的发明人的论文例如“铁和钢”(日本铁钢协会、第88卷第7期(2002年)365页、图6(b))中有记载。根据该论文，铁素体晶粒粒径小于1.2μm时，总伸长率急剧降低，同时均匀伸长率也几乎降至零。因此，这种组织不适于压力加工用钢板。 

第2个缺点，在工业过程中进行累积叠轧时，生产效率降低，导致生产成本大幅度提高。其中，为了将晶粒超微细化，必须赋予大的应变，例如，通过5循环道次的累积叠轧，换算成轧制率时给予97％的应变，由此才能进行晶粒的超微细化。为了采用生产效率高的通常的冷轧进行该超微细化，必须将32mm厚的钢板轧制到1mm，但是，这实际上是不能实施的。 

此外，专利文献6公开了以马氏体为起始组织进行冷轧和退火时，会形成强度和延展性的平衡优异的超微细铁素体和渗碳体组织，改善了强度和延展性的平衡。专利文献6的发明例中，C量较低，为0.13％，合金元素的添加量少，这点上其是优异的，但是，拉伸强度为870MPa、伸长率为21％，所以特性尚不充分。 

发明内容

鉴于上述情况，本发明的目的是提供一种高强度钢板及其制造方法，其中，该钢板抑制了合金元素的添加量，并通过铁素体晶粒的微细化提高强度，并且所述高强度钢板的强度和延展性的平衡(这对于压锻成型是重要的)优异，高速变形时在吸收能量方面优异。 

此外，生成超微细铁素体和渗碳体组织的专利文献6中，发明例的样品具有870MPa的拉伸强度和21％的伸长率，与专利文献4的铁素体单相钢相比，其具有良好的延展性。但是，根据本申请的发明人的研究可知，发明例的样品的静动差低，对于5％应变的静动差为80MPa。因此， 不用说单一的超微粒组织，就连渗碳体析出在超微粒组织中而形成的组织也不能得到足够的静动差。 

本发明是鉴于上述情况完成的，其目的是提供一种高强度钢板的制造方法，其中，所述钢板不仅能通过铁素体晶粒的微细化而提高强度，而且静动差高，容易压锻成型，并且高速变形时的延展性优异，吸收能量大。 

本发明人对一种高强度钢板反复进行了深入研究，这种高强度钢板为，抑制合金元素的添加量并通过铁素体晶粒的微细化来提高了强度，同时其压锻成型时重要的性质即强度和延展性的平衡也优异。结果得到以下认识：不将钢板的组织制成均匀的超微粒组织，而是制成晶粒粒径为1.2μm以下的铁素体(本申请下文中简称作“纳米晶粒”)和晶粒粒径大于1.2μm的铁素体(本申请下文中简称作“微米晶粒”)的混合组织，并且通过对钢板中所含有的硬质第二相的种类和比例的合理化以及对除了硬质第二相之外的部分的组织的合理化，得到了强度高且具有高的延展性的高强度钢板。 

此外还发现，通过上述的合理化，能够得到具有450MPa以上的静态强度且兼具良好的压锻成型性和具有高的静动差的特性的高强度钢板。另外，本发明人还发现，通过利用光整冷轧等方法赋予应变，能够提高动态变形时的伸长率。需要说明的是，本发明的技术领域中，通常，纳米晶粒是指晶粒粒径在1.0μm以下的晶粒，并且，微米晶粒是指晶粒粒径超过1.0μm的晶粒，但在本申请中，如上所述，将1.2μm设定为纳米晶粒和微米晶粒之间的晶粒粒径的临界值。 

即，本发明的高强度钢板呈现出由铁素体相和分散在钢板中的硬质第二相构成的金属组织，其特征在于，在所述金属组织中所述硬质第二相所占的面积分数为30％～70％，在所述铁素体相中晶粒粒径为1.2μm以下的铁素体所占的面积分数为15％～90％，并且，在所述铁素体相中，晶粒粒径为1.2μm以下的铁素体的平均粒径ds和晶粒粒径超过1.2μm的铁素体的平均粒径dL满足下述(1)式： 

dL/ds≧3  (1)。

对于这样的钢板，在钢板的与轧制方向平行的截面上，在任意选出9个以上3μm见方的正方形格子的情况下，将各格子中的所述硬质第二相的面积分数设为Ai(i＝1、2、3、…)，此时，所述Ai的平均值A(ave)和标准偏差s满足下述(3)式： 

s/A(ave)≦0.6  (3)。 

此外，对于这样的钢板，优选含有C，并且含有Si、Mn、Cr、Mo、Ni和B中的至少一种元素，C(ss)(指从总C量中减去与Nb、Ti和V结合的C量后得到的固溶碳量)在下述(4)式～(7)式的前提下满足下述(8)式～(10)式。其中，在(4)式～(7)式中，各添加元素是以该添加元素的构成比例(质量％)代入的。 

F₁(Q)＝0.65Si+3.1Mn+2Cr+2.3Mo+0.3Ni+2000B  (4) 

F₂(T)＝735+19Si-31Mn-12Ni+17Mo+20Cr+30V-800N  (5) 

F₃(S)＝112Si+98Mn+218P+317Al+9Cr+56Mo+8Ni+1417B  (6) 

F₄(G)＝620+300C+0.5×F₃(S)  (7) 

F₁(Q)≧6.0  (8) 

F₂(T)≦F₄(G)-20  (9) 

0.07≦C(ss)≦0.45  (10) 

进一步优选含有成分以下述(11)式和(12)式为前提，满足下述(13)式和(14)式。 

F₃(S)＝112Si+98Mn+218P+317Al+9Cr+56Mo+8Ni+1417B  (11) 

F₅(P)＝500×Nb+1000×Ti+250×V  (12) 

F₃(S)≦600  (13) 

F₅(P)≦130  (14) 

其中，在(11)式、(12)式中，各添加元素是以该添加元素的构成比例(质量％)代入的。 

此外，对于这样的高强度钢板，以质量％计，优选含有0.26％以下的Nb、0.13％以下的Ti和0.52％以下的V中的至少一种成分；以质量％计，优选含有2％以下的P和18％以下的Al中的至少一种成分；以质量％计，优选Si为5％以下、Mn为5％以下、Cr为1.5％以下、Mo为0.7％以下、 Ni为10％以下和B为0.003％以下。 

此外，通过含有以质量％计为0.007％～0.03％的N，不会导致高强度钢板的延展性变差，并且能够赋予高的涂漆烘烤硬化量(以下称作BH量)，所以能够提高部件在碰撞时产生的载荷，进一步提高冲击能量吸收性能。BH(Bake Hardening)是指，如果对钢板施予应变后实施相当于涂漆烘烤的170℃的热处理，则侵入型固溶元素将通过加工而引入的位错固定，从而阻碍位错的运动，其结果出现抗变形性提高的现象，因此，含有以质量％计为0.007％～0.03％的N在如汽车部件那样存在涂漆烘烤工序的情况下是有效的。BH量的测定方法见JISG 3135(汽车加工性冷轧高张力钢板和钢带)的附页。 

此外，本发明人对适合制造上述高强度钢板的方法也进行了深入研究。结果得到如下认识：为了通过通常的冷轧实现晶粒的超微细化，而将冷轧前的结晶组织制成软质的铁素体和硬质的第二相的复合组织，并且将硬质第二相的含量调整到适当的范围，以对应硬质第二相的间隔的所期望的轧制率实施冷轧，并以大于Ac1相变点且能够抑制晶粒生长的温度和时间进行退火，由此能够得到以上述的微米晶粒和纳米晶粒的混合组织为母相并含有硬质第二相的高强度钢板。 

即，本发明的高强度钢板的制造方法的第1实施方式的特征如下：对金属组织由铁素体相和含量为30％～85％的硬质第二相构成的热轧钢板，进行以下述(15)式为前提的加工度指数D满足下述(16)式的冷轧，然后，进行满足下述(17)式和(18)式的退火， 

D＝d×t/t₀  (15) 

(d：硬质第二相的平均间隔(μm)，t：冷轧后的板厚，t₀：热轧后冷轧前的板厚) 

0.50≦D≦1.0  (16) 

F₂(T)+20≦Ts≦F₂(T)+90  (17) 

F₂(T)+20≦Ts≦F₄(G)-1.3(ts)^1/2  (18) 

(ts：保温时间(秒)，Ts::保温温度(℃)，(ts)^1/2是ts的平方根) 

这样的高强度钢板的制造方法中，优选在所述热轧钢板的板厚方向 上的硬质第二相的平均间隔在2.5μm～5μm。另外，通过对上述高强度钢板实施伸长率为2.5％以下的光整冷轧而使屈服点降低，由此能够进一步提供降低压锻成型时的成型载荷、降低弹性回复的效果。 

另外，本发明的高强度钢板的制造方法的第2实施方式的特征如下：对金属组织由铁素体相和面积分数为10％～85％的硬质第二相构成且所述硬质第二相之间的平均间隔为2.5μm～5.0μm的热轧钢板，进行以下述(19)式为前提的加工度指数D满足下述(20)式的冷轧，然后，进行满足下述(21)式的退火。 

D＝d×t/t₀  (19) 

(d：硬质第二相的平均间隔(μm)，t：冷轧后的板厚，t₀：热轧后冷轧前的板厚) 

0.50≦D≦1.0  (20) 

650-(ts)^1/2<Ts<750-(ts)^1/2  (21) 

(ts：保温时间(秒)，Ts：保温温度(℃)，(ts)^1/2是ts的平方根)。 

此处，硬质第二相的面积分数低的情况下，优选进行累积叠轧作为冷轧，即反复进行在轧制后将材料叠合轧制这一过程。但是，热轧钢板中的硬质第二相的面积分数为30％～85％时，利用通常的冷轧即可。另外，退火后通过进行伸长率为1％～10％的加工，能够提高在高速变形时钢板的总伸长率，同时能够降低静态变形时的应力。作为这种加工，优选光整冷轧。 

根据本发明的高强度钢板，通过对纳米晶粒和微米晶粒的混合组织的钢板中所含有的硬质第二相的比例进行合理化以及对除了硬质第二相以外的部分的组织进行合理化，能够得到高强度且具有高延展性的高强度钢板。另外，根据本发明的高强度钢板的制造方法的第1实施方式，将轧制前的结晶组织制成软质的铁素体和硬质第二相的复合组织，同时以对应硬质第二相的间隔的必要轧制率实施冷轧，进而在大于相变点且不发生晶粒生长的温度范围进行退火，由此能够制造以微米晶粒和纳米晶粒的混合组织为母相并含有硬质第二相的高强度钢板。如此得到的本发明的高强度钢板抑制了合金元素的添加量、通过铁素体晶粒的微细化 而提高了强度，并且其压锻成型时重要的性质即强度和延展性的平衡以及碰撞变形时重要的性质即吸收能量特性优异。 

另外，根据本发明的高强度钢板的制造方法的第2实施方式，通过对纳米晶粒和微米晶粒的混合组织的钢板中所含有的硬质第二相的比例进行合理化以及对除了硬质第二相以外的部分的组织进行合理化，能够得到静态变形时抑制了纳米晶粒的影响而表现为低强度但在动态变形时能够发挥纳米晶粒的影响的高强度钢板。 

附图说明

图1是说明热轧板中的硬质第二相之间的间隔的测定方法的示意图。 

图2是说明热轧的热过程的图。 

图3是说明实施例中的退火温度和伸长率的关系的曲线图。 

图4是说明4种退火特性曲线中的热过程的图。 

图5是说明退火时的保温时间和保温温度的关系的曲线图。 

图6是说明本发明例的高强度钢板的组织的SEM照片。 

图7是说明本发明例的铁素体相的粒度分布的曲线图。 

图8是说明实施例中的拉伸强度和伸长率的关系的曲线图。 

图9是说明本发明例的高强度钢板冷轧后的组织的SEM照片。 

图10是说明本发明例的铁素体相的粒度分布的曲线图。 

图11是说明本发明例中的光整冷轧下的伸长率和总伸长率的关系的曲线图。 

图12是说明实施例中的高速变形时的应力-应变曲线的曲线图。 

图13是说明实施例中的高速变形伸长率和静动差的关系的曲线图。 

图14是说明高速拉伸试验使用的试片的形状的图。 

具体实施方式

1.第1实施方式 

下面对本发明的优选的实施方式进行说明。首先，对本发明的高强 度钢板中的各种设定式的规定理由进行描述。需要说明的是，下文给出的各元素的含量全部以质量％计，为了方便起见，以下简记作％。 

优选将本发明的高强度钢板的固溶碳量调整为0.07％～0.45％。为了提高淬透性和通过固溶强化来提高钢强度，使该碳钢中含有第1元素组：Si、Mn、Cr、Mo、Ni和B之中的至少一种元素。另外，为了通过晶粒的微细化和析出强化来提高钢强度，根据需要使该碳钢中含有第二元素组：Nb、Ti和V中的至少一种元素。进而，为了通过固溶强化来提高钢强度，根据需要使该碳钢中含有第三元素组：P和Al中的至少一种元素。 

另外，以下述(4)式～(7)式、(11)式～(12)式为前提，使所得到的钢满足下述(8)式～(10)式和(13)～(14)式的全部式子。其中，下述式中的元素符号表示该元素的构成比例(质量％)，例如，“Cr”是指Cr的构成比例(质量％)。 

F₁(Q)＝0.65Si+3.1Mn+2Cr+2.3Mo+0.3Ni+2000B  (4) 

F₂(T)＝735+19Si-31Mn-12Ni+17Mo+20Cr+30V-800N  (5) 

F₃(S)＝112Si+98Mn+218P+317Al+9Cr+56Mo+8Ni+1417B  (6) 

F₄(G)＝620+300C+0.5×F₃(S)  (7) 

F₁(Q)≧6.0  (8) 

F₂(T)≦F₄(G)-20  (9) 

0.07≦C(ss)≦0.45  (10) 

F₃(S)＝112Si+98Mn+218P+317Al+9Cr+56Mo+8Ni+1417B  (11) 

F₅(P)＝500×Nb+1000×Ti+250×V  (12) 

F₃(S)≦600  (13) 

F₅(P)≦130  (14) 

下面，对上述式中的符号的含义和各式的规定理由进行说明。 

<(4)式和(8)式> 

F₁(Q)是表示钢的淬透性的指标，该指标如(4)式所确定，并且从各添加元素的构成比例(质量％)计算得到。如下所述，在本发明的高强度钢板的制造方法中，重要的是将冷轧前的金属组织制成软质铁素体和硬质第二相(马氏体、贝氏体和残留奥氏体中的至少一种)的复合组织。

这些组织可以通过以下方法得到：在热轧后缓慢冷却到由铁素体和奥氏体构成的两相域之后再进行急冷的方法；在热轧后，先冷却到室温，然后进行加热，保温在由铁素体和奥氏体构成的两相域，然后再进行急冷的方法。可是，在得到这些组织时，出现两个问题。 

第1个问题，若C量少，则淬透性降低，因此，难以得到硬质第二相。作为这一问题的对策，有必要添加属于使淬透性提高的元素的上述第一元素组，来易于得到硬质第二相。第2个问题，C量多的情况下，热轧后的冷却中容易产生珠光体相变，难以得到必要的硬质第二相。为了解决这些问题，根据上述(8)式，添加必要量的使淬透性提高的元素。需要说明的是，此处所称C量将在后面详细描述，其表示从总C量中减去了与Ti、Nb、V结合的C量后的固溶碳量。 

<(5)式～(7)式以及(9)式> 

(5)式规定了钢材的Ac1相变点，根据钢中的合金元素量，Ac1相变点如(5)式所示那样变化。各合金元素的系数是本发明人根据实验确定的。(6)式表示在第1元素组和第2元素组的固溶强化作用下高强度钢板被强化的量，该量的单位是MPa，其是强化量的指标，同时也是固溶元素阻碍退火中的晶界移动的能力的指标。 

(7)式表示钢板退火时抑制晶粒的粗大化以形成规定的纳米结晶的比例的下限温度，是上述F₃(S)和C量乘以各自的系数后加和得到的值。右边的300C是C带来的效果的项，0.5×F₃(S)是C以外的固溶元素带来的效果的项。(9)式表示钢的Ac1相变点+20℃的值必须在F₄(G)以下。如后所述，为了得到本发明的金属组织，有必要在以钢的成分所确定的Ac1相变点+20℃以上的温度进行退火，但该温度高于F₄(G)即高于能够抑制晶粒粗大化的上限温度时，不再存在用来得到作为本发明的特征的超微细晶粒的退火条件。所以，要调整钢的成分以满足(9)式。 

<(10)式> 

C(ss)是指从总C量中减去了与第2元素组(Nb、Ti、V)结合的C量后的固溶碳量，其通过下述(22)式计算。需要说明的是，(22)式中，各添加元素所代入的值是该添加元素的构成比例(质量％)。

C(ss)＝总C量-(12/92.9×Nb+12/47.9×Ti+12/50.9×V)  (22) 

(22)式中的系数92.9、47.9以及50.9分别是Nb、Ti、V的原子量，12/92.9×Nb+12/47.9×Ti+12/50.9×V表示与Nb、Ti或者V结合而形成了碳化物的C的量(质量％)，将这些从总C量中减去后就是固溶C的量。 

接下来，(10)式规定了固溶C的上限值和下限值，其理由是为了在所期望的范围生成冷轧前的金属组织。此处，将下限值定为0.07％是因为，C小于0.07％时，即使添加使淬透性提高的元素，也不能生成足够量的硬质第二相。硬质第二相的含量不足时，如果不采用上述的累积叠轧等特殊的方法，就不能将钢的晶粒粒径微细化到纳米级。 

此外，将上限值设定为0.45％是因为，大于0.45％时，不能得到目的的铁素体与硬质第二相的复合组织。C量大于0.45％时，即使添加使淬透性提高的元素，CCT曲线中的珠光体相变鼻尖(nose)将出现在短时间侧。所以，从铁素体-奥氏体两相域进行急冷时，任何冷却速度下均会横切珠光体相变鼻尖，冷轧前的金属组织变成了铁素体和珠光体的复合组织或者变成珠光体。 

此处，珠光体是作为C和Fe的化合物的渗碳体和铁素体的层状组织，渗碳体对变形表现得非常脆，冷轧时的能量被渗碳体的断裂所消耗。因此，钢的组织中含有珠光体的情况下，不能给予作为本发明的制造方法的特征的软质铁素体相较大的应变。所以，将通过添加使淬透性提高的元素而能够避免珠光体相变的C量的上限值设定为0.45％。 

<(6)式和(11)～(13)式> 

(6)式的F₃(S)表示在第1元素组和第3元素组的固溶强化作用下高强度钢板被强化的量，其单位为MPa，利用(6)式，根据添加元素的质量％计算出F₃(S)。(6)式中与各元素相乘的系数是基于下述思考，根据下述(23)式计算出的。 

各元素的系数＝|r(X)-r(Fe)|/r(Fe)×M(Fe)/M(X)×1000  (23) 

此处，r(X)是该元素的原子半径、r(Fe)是铁原子半径、M(X)是该元素的原子量以及M(Fe)是铁的原子量。 

(23)式的意义如下。即，用某添加元素的原子半径和铁原子半径之差 除以铁原子半径得到的值与每一个该添加元素的固溶强化量成比例。此处，为了换算成该添加元素的质量％，所述值乘以了铁的原子量和该元素的原子量之比，另外为了将单位换算为MPa，又乘以了1000。表1中给出了所用的各元素的物理常数和由此计算出的(23)式的系数。 

表1 

  

元素符号	Fe	Si％	Mn％	P ％	Al ％	Cr％	Mo％	Ni％	B ％
										原子半径r(X)	1.24	1.17	1.12	1.09	1.43	1.25	1.36	1.25	0.9
(r(X)-r(Fe))/r(Fe)	-	0.0565	0.0968	0.1210	0.1532	0.0081	0.0968	0.0081	0.2742
										原子量M(X)	55.8	28.1	54.9	31.0	27.0	52.0	95.9	58.7	10.8
M(Fe)/M(X)	-	1.99	1.02	1.80	2.07	1.07	0.58	0.95	5.17
										(23)式的系数	-	112	98	218	317	9	56	8	1417

接着，F₅(P)是表示上述第2元素组与钢中的C形成碳化物并通过析出强化使钢得到强化时的其强化量的指数，F₅(P)如上述(12)式那样被确定。(12)式的意义如下。即，Nb、Ti、V在钢中形成碳化物的能力强，例如在700℃的钢中Nb与C的溶度积、Ti与C的溶度积(质量％)²均是10的-6次方级的，V与C的溶度积(质量％)²是10的-4次方级的，所以在本发明的高强度钢板中，Ti、Nb、V基本不能作为固溶体存在，而是作为与C以1比1的比例结合形成的碳化物即NbC、TiC、或者VC存在。所以，能够期待与添加的Nb、Ti、V的添加量成比例的析出强化量。 

需要注意的是，这是存在尚未与Nb、Ti或V结合的C的情况，全部的C处于与Nb、Ti、V结合的状态下即使进一步添加Nb、Ti或V，也不能得到所期待的析出量。另外，析出强化量因析出物的尺寸的不同而变化。通常，析出物粗大时，析出强化能力降低。对于本发明的高强度钢板，如后所述，在冷轧后的退火时，不考虑长时间保温在碳化物容易生长的高温区域。因此，Nb、Ti或V的碳化物均匀微细地分散，析出强化量仅取决于这些元素的添加量。上述(12)式表明了这种现象。 

此处，(12)式中的系数500、1000和250分别表示Nb、Ti、V每1质量％的析出强化量，这些是根据实验确定的数值。Nb、Ti和V的析出强化量的和是F₅(P)即总析出强化量。基于这种认识，(13)式和(14)式表示固溶强化和析出强化带来的铁素体的强化量应分别在600MPa以下、130MPa以下。

这是因为，钢板的强化量过高时，不显现作为本发明的特征的高延展性。如上所述，添加大量的合金元素来大幅强化铁素体时，铁素体纯度同时也降低，铁素体的强度和延展性的平衡变差。本发明的高强度钢板的金属组织中铁素体的纯度在规定值以上的情况下，得到了比现有钢更高的延展性，但是铁素体的纯度过低时，不出现高延展性。 

本发明人为了得到高延展性，研究了对必要的铁素体的纯度进行定量化。结果在实验上发现，各添加元素对延展性产生的不良影响度与每单位添加量(质量％)的铁素体强化量(固溶强化、析出强化)成比例。对该结果进行深入研究后发现，能够显现出高延展性的铁素体强化量的上限值如下：在固溶强化中是500MPa、在析出强化中是130MPa。上述(13)式和(14)式是对这一结果进行了数值化。 

此外，通过使本发明的高强度钢板含有适量的N，能够赋予钢板高的BH量。BH量受到以C、N为代表的侵入型固溶元素的量的影响。但是，本发明的高强度钢板中，C量的增加有限。这是因为，如上所述，增加C的量时，金属组织中容易产生珠光体，变得难以得到目的金属组织。 

因此，本发明人着眼于C以外的侵入型固溶元素N。N的含量只要在不生成与铁的化合物的范围，就能够以固溶状态含有而不会使金属组织发生大的变化，能够有效地在应变时效现象中发挥作用，从而能够得到高的BH量。另外，本发明的高强度钢板具有BH量比现有钢板高的特性。其原因虽不清楚，但据认为这是受到了本发明的高强度钢板中铁素体晶粒大多为1.2μm以下的纳米晶粒，并且晶界、铁素体与第二相的界面的面积非常大的影响。 

夹着晶界或界面的晶粒相互束缚变形，所以变形时的位错密度在晶界、界面附近趋于增高。本发明的高强度钢板中，这种晶界、界面存在于材料组织中所有的位置，所以材料整体具有均匀且高的位错密度。因此，据认为，在涂漆烘烤处理时N的应变时效出现在整个材料中，从而表现出高的BH量。 

<各化学成分的限定理由>

下面，对本发明的高强度钢板中各化学成分的限定理由进行阐述。需要说明的是，下面给出的各元素的含量的单位全部是质量％，但为了方便起见，仅记作％。另外，对于C，用(10)式单独对其进行了限定，对于其他元素，大多情况下通过(8)式、(9)式、(13)式、(14)式限定了上下限值，并分别对上下限值进行了设定。 

<C：固溶C含量为0.07％～0.45％> 

通过添加C，能够在热轧后的高温下生成由铁素体和奥氏体构成的混合组织，通过对该混合组织进行急冷，能够形成马氏体、贝氏体、残留奥氏体的硬质第二相。另外，在冷轧后的退火中也是同样的。因此，C是本发明中最重要的元素。 

在本发明的高强度钢板中，由于可以添加Nb、Ti和V，所以为了使除了在这种情况下作为碳化物析出的C以外的固溶C满足上述(10)式，要调整C的添加量。固溶C小于0.07％时，不能使冷轧前的金属组织中含有足够量的硬质第二相，而固溶C大于0.45％时，金属组织变成了珠光体，这均不适合本发明的高强度钢板的制造方法。 

<第1元素组：Si、Mn、Cr、Mo、Ni、B> 

添加下面的元素是为了提高钢的淬透性和通过固溶强化提高钢的强度。调整添加量以满足(8)式、(9)式和(13)式。下面说明各元素的添加量的上限值和下限值的限定理由。 

<Si：0.2％～5％> 

Si添加量小于0.2％时，不能明显地表现出提高淬透性的效果。因此，下限值定为0.2％。另外，Si的添加量大于5％时，Si与Fe结合，出现了晶体结构为DO3型或者B2型的作为稳定相的金属间化合物Fe₃Si，该稳定相将降低钢的延展性，所以将Si的上限设定为5％。 

<Mn：0.1％～5％> 

Mn的添加量小于0.1％时，不能明显地表现出提高淬透性的效果。因此，下限值定为0.1％。另外，Mn的添加量大于5％时，即使在室温，奥氏体也以稳定相存在。稳定相的奥氏体的强度小，导致钢整体的强度降低，因此不是优选的。因此，上限值定为5％。

<Cr：0.1％～1.5％> 

Cr的添加量小于0.1％时，不能明显地表现出提高淬透性的效果。因此，下限值定为0.1％。另外，Cr的添加量大于1.5％时，钢中的C和Cr相结合而形成碳化物，所以不能得到对应添加量的固溶Cr，也不能期望提高淬透性。因此，上限值设定为Cr能够以固溶状态存在的1.5％。 

<Mo：0.1％～0.7％> 

Mo的添加量小于0.1％时，不能明显地表现出提高淬透性的效果。因此，下限值定为0.1％。另外，Mo添加量大于0.7％时，钢中的C与Mo相结合而形成碳化物，所以不能得到对应添加量的固溶Mo，也不能期望提高淬透性。因此，上限值设定为Mo能够以固溶状态存在的0.7％。 

<Ni：0.2％～10％> 

Ni的添加量小于0.2％时，不能明显地表现出提高淬透性的效果。因此，下限值定为0.2％。另外，Ni的添加量大于10％时，即使在室温，除了铁素体以外，奥氏体也以稳定相存在。奥氏体的强度小，导致钢整体的强度降低，所以不是优选的。因此，上限值定为10％。 

<B：0.0005％～0.003％> 

B的添加量小于0.0005％时，不能明显地表现出提高淬透性的效果。因此，下限值定为0.0005％。另外，B在铁素体中的固溶限本身非常小，B的添加量少的情况下，认为其主要偏析存在于钢的晶界，但B的添加量大于0.003％时，仅晶界作为B的存在位是不够的，因而生成了金属间化合物Fe₂B，降低了钢的延展性，因此上限值定为0.003％。 

<第2元素组：Nb、Ti、V> 

基于通过晶粒的微细化和析出强化来提高钢的强度的目的，可以根据需要添加这些元素。下面说明各元素的添加量的上限值和下限值的限定理由。 

<Nb：0.01％～0.26％> 

为了得到Nb带来的微细化和析出强化，有必要添加0.01％以上的Nb。Nb的添加量大于0.26％时，仅NbC带来的析出强化量就达到了130MPa，不能满足(14)式，所以上限被限定在0.26％。

<Ti：0.01％～0.13％> 

Ti的添加量大于0.13％时，仅TiC带来的析出强化量就达到了130MPa，不能满足(14)式，所以Ti的上限被限定在0.13％。 

<V：0.1％～0.52％> 

V的添加量小于0.1％时，不能明显表现出微细化的效果，V的添加量大于0.52％时，仅VC带来的析出强化量就达到了130MPa，不能满足(14)式，所以V的上限被限定在0.52％。 

<第3元素组：P、Al> 

可以根据需要添加这些元素作为钢的强化元素。下面说明各元素的添加量的上限值和下限值的限定理由。 

<P：0.03％～2％> 

添加P作为钢的固溶强化元素是有效的，但添加量小于0.03％时，固溶强化的效果不明显。因此，下限值定为0.03％。另外，P的添加量大于2％时，生成了金属间化合物Fe₃P，降低了钢的延展性。因此，上限值定为2％。 

<Al：0.01％～18％> 

Al是固溶强化元素，同时其还具有作为脱氧剂的效果，添加Al是为了将钢制成脱氧钢。另外，Al在制钢工序中与钢中的溶解氧结合而形成氧化铝，氧化铝上浮，通过除去上浮的氧化铝，能够提高钢的延展性、韧性。但是，Al的添加量小于0.01％时，其作为脱氧剂的效果和作为固溶强化元素的效果均不能明显地体现出来。因此，下限值定为0.01％。另一方面，Al的添加量大于18％时，生成了金属间化合物Fe₃Al，降低了钢的延展性。因此，上限值定为18％。 

<N：0.007％～0.03％> 

N是用于提高本发明的高强度钢板的BH量的重要元素，在将高强度钢板成型为部件后具有涂漆烘烤工序的情况下，N在提高部件的强度上有效发挥作用。所以，根据需要适当添加N。N添加量小于0.007％时，烘烤硬化性不明显。因此，下限值定为0.007％。另一方面，N添加量大于0.03％时，立方晶Fe₄N开始析出，所以，不能期望提高与添加的N相 当的BH量。所以将上限定为0.03％。 

<对组织的限定理由> 

下面详细说明本发明的高强度钢板的金属组织。 

本发明的高强度钢板的金属组织同时满足下述1)～4)所记载的要件。 

1)金属组织由铁素体和第二相(马氏体、贝氏体、残留奥氏体之中1种或2种以上)构成。另外，切出钢板的与轧制方向平行的截面，用硝酸酒精溶液等将该截面蚀刻后，从用扫描电子显微镜以5000倍的放大倍数进行拍摄得到的2次电子像(以下称作SEM照片)中测定出的第二相的面积分数为30％～70％。 

2)金属组织中，硬质第二相均匀分散在铁素体相中，并且满足以下要件。即，在钢板的与轧制方向平行的截面的5000倍的SEM照片中，任意选取9个以上3μm见方的正方形格子，使用图像解析测定各格子中的硬质第二相的面积分数时，将各硬质第二相的面积分数设为Ai(i＝1，2，3，...)，此时Ai的平均值A(ave)与标准偏差s满足下述(24)式。 

s/A(ave)≦0.6  (24) 

3)在钢板的与轧制方向平行的截面的5000倍的SEM照片中，从照片的总面积中减去硬质第二相的面积后得到铁素体部分，在该铁素体部分之中纳米晶粒的面积分数为15％～90％。 

4)纳米晶粒的平均粒径dS与微米晶粒的平均粒径dL满足下述(25)式。 

dL/dS≧3  (25) 

此处，平均粒径是指，通过图像解析对钢板的与轧制方向平行的截面的5000倍的SEM照片中的全部铁素体粒的面积进行测定，并根据各自的面积求出的等面积圆的直径。具体地说，将通过图像解析求出的铁素体粒的面积设为Si(i＝1，2，3...)时，等面积圆的直径Di(i＝1，2，3...)可通过下述(26)式进行计算。 

Di＝2(Si/3.14)^1/2  (26) 

设定上述所示的要件1)～4)的理由如下。即，通过使适量的硬质第 二相均匀分散析出，能够从铁素体部分向第二相释放出C等固溶元素，提高铁素体的纯度，由此提高钢的延展性。另外，硬质第二相的面积分数过小时，不能表现出复合组织钢的特征，所以延展性小，硬质第二相的面积分数过多时，硬质第二相的材料特性比铁素体的材料特性明显，延展性变小。 

此处，本发明的高强度钢板的组织中，硬质第二相是指退火中与铁素体平衡的相在冷却过程中发生相变所形成的相或者残留的未发生相变的相、以及这些相因退火发生变化而成的组织。具体地说，硬质第二相是马氏体、贝氏体、残留奥氏体中的任意1种以上。 

此处，回火贝氏体并入贝氏体中，回火马氏体并入马氏体中。下面说明其理由。首先，回火贝氏体是在300℃～400℃对贝氏体进行退火而提高了韧性的组织，其是位错密度高的铁素体与渗碳体的混合组织，本质上仍然是贝氏体，所以本发明中将其并入贝氏体中进行处理。 

回火马氏体是对马氏体进行退火而降低了硬度且提高了韧性的组织，本发明中将其并入马氏体中进行处理。马氏体的回火是使过饱和地固溶有碳的马氏体分解成铁素体和碳化物的过程。但是，例如，“社团法人日本金属学会编，讲座·现代金属学，材料篇4，钢铁材料，39页”所记载的那样，在300℃～500℃回火时，铁素体也具有相当高的位错密度，作为板条马氏体的特征的束状(packet)或块状等结构没有发生变化。所以即使是硬度高的退火马氏体，马氏体的特征也没有消失。 

另外，如“社团法人日本金属学会编，讲座·现代金属学，材料篇4，钢铁材料，39页”所记载的那样，刚淬火后的马氏体中过饱和地固溶的C非常容易发生扩散，所以从约-100℃就已经发现了C的移动，开始了析出的准备阶段，所以仅淬火的马氏体与回火马氏体难以明显区分。考虑上述原因，本发明中，将马氏体和回火马氏体作为同种相对待。 

下面对第二相以外的铁素体部分进行说明。通过将铁素体部分制成尺寸不同的纳米晶粒和微米晶粒的混合组织，能够高水平地兼具高强度和在压锻成型时或在部件化后的碰撞时作为必要的延展性。 

此外，将超微细铁素体定义为1.2μm以下的铁素体是因为，例如“铁 和钢”(日本铁钢协会)第88卷第7期(2002年)365页的图6(b)公开的那样，以铁素体晶粒粒径约1.2μm为界，材料的材料特性特别是伸长率发生不连续变化。另外还因为铁素体晶粒粒径小于1.2μm时，总伸长率急剧降低，特别是不再表现出均匀伸长率。 

上面是本发明的高强度钢板所涉及的各式的规定理由、化学成分的限定理由以及关于组织的限定理由，下面将对本发明的高强度钢板的作用效果的机理进行详细说明。 

<关于本发明的高强度钢板的作用效果的机理> 

将母相铁素体制成纳米晶粒和微米晶粒的混合组织，并进一步含有硬质第二相，由此能够赋予高强度和高延展性的机理如下所述。 

本发明的高强度钢板的母相含有一定范围的强度非常高的晶粒粒径1.2μm以下的纳米晶粒，所以变形应力非常高。但是，仅是这样，如上述的专利文献5、6那样，虽然强度高，但延展性低。为了克服该问题，除了铁素体以外，还引入了一定分率的硬质第二相，同时母相铁素体也不仅是超微粒，还存在一定范围量的具有普通强度的微米晶粒。 

首先，对引入硬质第二相的理由进行说明。本发明的高强度钢板的组织基本上是具有软质的母相和硬质的第二相的复合组织，通常的复合组织钢的变形行为的考虑方法能够适用。具有复合组织的钢板发生了变形的情况下，首先优先从软质的母相铁素体开始发生变形。进一步施加变形时，由于分散在组织中的硬质第二相不易发生变形，所以母相铁素体必须分担材料的宏观应变的大部分，铁素体进一步变形，较大程度地发生加工硬化。 

加工硬化大，则应变向大的范围传播，所以不易在局部产生收缩，结果延展性变大。本发明是由全新的构思得到的高强度基板，其以这样的复合组织钢的变形的考虑方法为基础，具有下述两个特征：母相铁素体是尽量降低了合金元素，且通过晶粒的微细化而得到强化的铁素体；母相铁素体是强度非常高的晶粒粒径1.2μm的纳米晶粒和具有普通强度的晶粒粒径大于1.2μm的微米晶粒的混合组织。 

首先，对作为第一点特征的尽量减少合金元素的效果进行阐述。通 常在复合组织钢中添加固溶强化元素(代表例是Mn、Si、P等)、析出强化元素(代表例是Nb、Ti等)时，由于确实提高了铁素体的强度，所以钢的强度也提高了，但是因变形引入的位错容易集中在母相中的铁与合金元素的界面、母相与析出物的界面，这成为了发生破坏的起点，因而钢的强度与延展性的平衡没有同等程度地提高。 

第二点，母相是纳米晶和微米晶的混合组织，这是本发明大的特征。发明人采用后述的利用通常轧制退火制造纳米晶组织的独特方法，对具有复合组织的超微细晶粒的组织与机械性能的关系进行了反复研究，结果发现，母相铁素体仅由粒径1.2μm以下的纳米晶粒构成时，虽然延展性比铁素体单相的超微细晶粒材料高，但是其效果小，母相中引入一定量具有通常的强度的微米晶粒时，呈现出了最好的强度与延展性的平衡。 

如上所述，超微细晶粒组织的强度高，但是加工硬化小，延展性差，特别是几乎没有均匀伸长率。这样的组织中即使引入硬质第二相，由于延展性小的母相的影响过大，钢整体的延展性的提高程度小。据认为，这是因为母相全体是超微细晶粒的情况下，晶界的束缚导致其不能与大的变形随动，即使不像在析出物和母相的界面、铁和固溶元素的界面存在的那么多，但应变也集中在晶界附近，成为了破坏的起点。 

但是，通过在母相铁素体中引入一定范围的微米晶粒，延展性得到了很大的提高。其原因虽不清楚，但据认为是由于在母相铁素体中存在对提高强度帮助不大但具有大的变形能力的微米晶粒时，弥补了周围的纳米结晶部分的变形能力小的缺点，能够与大的变形随动，并且应变还集中在微米晶粒，由此发生较大程度的加工硬化，最终抑制了成为破坏起点的点的产生，并且应变在结晶组织全体中均匀存在。 

在母相铁素体中的纳米晶粒的比例为15％～90％的范围且钢组织中的硬质第二相的面积分数为30％～70％的范围时显现出了上述的现象。母相铁素体中的纳米结晶比例大于90％时，如上所述，延展性基本没有提高，该比例小于15％时，晶粒微细化带来的铁素体的强化不足，不能得到明显的高强度化。 

此外，钢组织中的硬质第二相少于30％时，复合组织的特征变得不 明显，相对铁素体单相的组织的优越性消失(延展性变低)。另一方面，硬质第二相多于70％时，硬质第二相的变形特性明显，屈服点升高，延展性降低。 

上面对本发明的高强度钢板进行了说明，下面说明适合制造上述高强度钢板的方法的第1实施方式。需要说明的是，本发明的高强度钢板的制造方法的第1实施方式可以通过通常的冷轧钢板制造工艺，即板坯溶制、热轧、冷轧和退火的各工序进行制造。 

<板坯溶制> 

板坯溶制以规定成分按通常的方法进行。工业上，直接使用铁液或者将城市生活废铁或钢的制造工序产生的中间废铁等冷铁源用电炉、转炉熔解后进行氧精炼，通过连续铸造或间歇的分块铸造进行铸造。在中试装置或实验室等的小型设备中，也可将电解铁或废铁等铁材料在真空中或大气中用加热炉熔解，添加规定的合金元素后，将其注入铸模，由此得到材料。 

<热轧> 

热轧是本发明的高强度钢板的制造方法的第1实施方式中第一个重要的步骤。本发明的制造方法中，将热轧后的结晶组织制成以铁素体为主相，含有面积分数在30％～85％的范围的硬质第二相的复合组织，并将在板厚方向测定的硬质第二相的平均间隔控制在2.5μm～5μm。此处所称硬质第二相是从本发明的高强度钢板的最终组织中的硬质第二相中除去了渗碳体的硬质第二相，是马氏体、贝氏体和残留奥氏体之中至少一种。渗碳体或珠光体是硬质第二相的情况下，不能得到本发明的高强度钢板的金属组织。 

下面对如上选定硬质第二相的理由进行说明。 

在本发明的高强度钢板的金属组织的铁素体相中纳米晶粒所占的面积分数为15％～90％。为了得到该金属组织，进行下述的处理。即，将冷轧前的金属组织制成铁素体和硬质第二相的复合组织。接下来，通过冷轧赋予软质的铁素体以大的剪切应变。最后通过继续对该部分进行退火，制成晶粒粒径1.2μm以下的纳米晶粒。

另一方面，冷轧前存在的硬质第二相(马氏体、贝氏体和残留奥氏体之中的至少一种)在冷轧时发生变形，但是没有被赋予像铁素体部分那样大的剪切应变。因此，冷轧后的退火工序中，不生成纳米晶粒，在析出渗碳体的同时向铁素体变化，或者经过基于应变少的新的铁素体粒的核生成和生长的通常的静态重结晶过程，而变成具有微米级的晶粒粒径的微米晶粒。根据这样的机理，得到了纳米晶粒和微米晶粒的混合组织。 

如上所述，相对基体铁素体，硬质第二相必须是如下的组织：具有高的硬度，并且冷轧和退火后要变成铁素体。换言之，本发明中作为必要的硬质第二相不是渗碳体那样的仅由碳化物构成的组织，而是以铁素体或奥氏体为主体且硬度高的组织。 

下面阐述马氏体、贝氏体和残留奥氏体具有作为本发明中的硬质第二相的资格的理由。马氏体是过饱和地含有C的铁素体，C引起的晶格应变导致了高的位错密度，所以硬度高。但是，马氏体的C含量方面，Fe-C平衡状态图中的Fe和Fe₃C的共晶点的C浓度最大约0.8％左右，与Fe₃C化学式表示的渗碳体相比，马氏体的C浓度非常小。因此，冷轧后的退火工序中，析出渗碳体的同时向铁素体变化。所以，马氏体具有以铁素体为主体并且硬度高的组织，具有作为本发明中的硬质第二相的资格。 

贝氏体是在稍高于开始形成马氏体的温度的温度发生了相变的组织，其是羽毛状或针状的铁素体和微细的渗碳体的混合组织。贝氏体的铁素体部分含有大量的位错(社团法人日本金属学会编，讲座·现代金属学，材料篇4，铁钢材料，35页)，但没有马氏体那样的程度，不仅渗碳体硬度高，位错密度高的铁素体部分也具有高的硬度。所以，贝氏体也是以铁素体为主体并且硬度高的组织，具有作为本发明中的硬质第二相的资格。 

由上述说明可知，贝氏体是铁素体和渗碳体的混合组织，可以将渗碳体和高位错密度的铁素体部分组合形成的组织整体看作硬质第二相，能明显与位错密度低的铁素体基体中单独作为硬质第二相存在的渗碳体区分开。

此外，根据金属组织的观察，也能够清楚判断出贝氏体和渗碳体的不同。对钢的截面进行研磨、蚀刻，然后用光学显微镜观察时，在贝氏体的组织中，针状铁素体部分由于位错密度高而看起来发暗，周围的位错密度低的铁素体基体看起来发亮。另一方面，渗碳体单一组织相对于发亮的铁素体基体是看起来发灰的球状析出相。 

残留奥氏体在轧制工序中因应变而发生应变感生相变，变成马氏体，所以其具有与马氏体相同的效果，并且在冷轧后的退火工序中的组织变化也与马氏体相同。所以，残留奥氏体具有作为本发明中的硬质第二相的资格。 

下面对硬质第二相是单一的渗碳体或珠光体的情况进行说明。此处，珠光体是铁素体和渗碳体形成层状的混合组织，所以层状的渗碳体发挥硬质第二相的功能。因而，硬质第二相是渗碳体的情况与硬质第二相是珠光体的情况本质上是相同的。硬质第二相是渗碳体时，难以在冷轧中赋予作为本发明的特征的软质铁素体部分以较大的剪切应变。这是因为，渗碳体对变形表现得非常脆，冷轧时的能量被渗碳体的断裂所消耗，小能有效地赋予铁素体应变。 

不过，以轧制率为85％以上的高压下率进行冷轧时，将生成纳米结晶。但是，这种情况下，冷轧后的退火过程中的变化与硬质第二相是马氏体、贝氏体、残留奥氏体时大不相同，所以不能形成作为本发明的特征的纳米晶粒和微米晶粒的混合组织。在高压下率的冷轧后的退火工序中，退火温度在Ac1相变点以下时，作为亚稳相的渗碳体的形状是层状的情况下，其形状向球状变化，但是仍以渗碳体的形式残留下来。因此，退火后的组织是纳米结晶铁素体和渗碳体，不形成作为本发明的钢的特征的混合组织。所以，虽然其表现出高强度，但是没有显示出良好的延展性。 

此外，退火温度为Ac1相变点以上时，C浓度非常高的渗碳体部分优先相变为奥氏体，其后的冷却过程中，相变为珠光体、马氏体、贝氏体、残留奥氏体中的至少一种的混合组织。因此，形成了纳米结晶铁素体与这些相变组织的混合组织，不能得到作为本发明的钢的特征的高延 展性。本发明的钢的最终金属组织中，重要的是铁素体相是纳米晶粒和微米晶粒的混合组织。 

为了将铁素体相制成这种混合组织，需要在适当选择热轧板中的硬质第二相的基础上，将硬质第二相的面积分数控制在30％～85％的范围，同时将其平均间隔控制在2.5μm～5μm的范围。其后，如后述那样，以对应硬质第二相的间隔的所期望的轧制率实施冷轧，并进一步在大于Ac1相变点且以能够抑制晶粒生长的温度、时间进行退火，由此得到上述以微米晶粒和纳米晶粒的混合组织为母相并含有硬质第二相的高强度钢板。 

接着阐述热轧板中的硬质第二相的面积分数的规定理由。硬质第二相的面积分数小于30％时或大于85％时，冷轧和退火后不能得到足够量的纳米晶粒。本发明人通过利用了高分辨率SEM的EBSD(ElectronBackscatter Diffraction)法，对由铁素体和硬质第二相构成的热轧板进行冷轧和退火时纳米晶粒生成行为进行了研究。结果发现，从冷轧组织中的硬质第二相或铁素体相的界面附近开始以等轴形状生成300nm以下这样非常小的晶粒的核，随着退火时间的推移，这些晶粒核侵蚀周围的铁素体加工组织而生长。同时，对硬质第二相确认到，存在其内部生成新的晶粒的核的情况和硬质第二相本身形状几乎不变而仅通过应变回复而变化成等轴的微米晶粒的情况。另外，进行结晶取向等的详细解析发现，混合组织中的纳米晶粒的起源是在初期的铁素体和硬质第二相的界面附近进行核生成的等轴的铁素体粒，微米晶粒的起源是在初期的铁素体中未太赋予剪切应变的部分和初期的硬质第二相。 

根据这种认识，当热轧板中的硬质第二相少时，由于与铁素体相的界面也少，所以纳米晶粒的核生成密度小，相反却存在较多的应变量小的铁素体相，所以最终是微米晶粒的含量多，纳米晶粒带来的铁素体相的强化不明显，与普通的复合组织钢没有差异。另一方面，热轧板中的硬质第二相多的情况下，虽然对铁素体相赋予的应变高，但是铁素体相本身少，对硬质第二相进行轧制、退火而形成的组织即微米晶粒的含量多，导致不能得到足够量的纳米晶粒。基于上述认识，通过***地对热 轧板中的硬质第二相的面积分数进行各种改变来冷轧和退火的实验，本发明人发现，硬质第二相的面积分数的合适的范围为30％～85％。 

此处，对热轧钢板中的硬质第二相的测定方法进行说明。拍摄热轧钢板的与轧制方向平行的截面的400～1000倍的光学显微镜照片。其后，如图1所示，沿板厚方向，在任意位置画3条直线(同一图中给出了1条直线作为代表)。该直线上依次切断了硬质第二相、铁素体、硬质第二相的话，用刻度计测定从硬质第二相和铁素体的第一个界面穿过铁素体粒后到下一个界面的距离，将单位换算成μm。对照片上被切到的全部的硬质第二相实施该操作，对全部的测定值进行平均，作为硬质第二相的平均间隔。 

接着，对用于得到目的组织的热轧方法进行说明。图2是表示热轧的温度过程的图。如图2所示，首先，将板坯加热到奥氏体域即Ac3相变点以上，进行粗轧制后，进行精轧制。该精轧制的温度设定在刚过Ar3相变点的温度，即，设定在铁素体不发生析出的温度范围中尽可能低温的奥氏体域，由此抑制轧制时的粒生长。其后，冷却到铁素体和奥氏体的两相域，由此制成铁素体和奥氏体的混合组织。此时，抑制轧制时的奥氏体粒生长，由此不仅奥氏体的核生成密度高，而且从奥氏体的晶界进行核生成的铁素体的核生成密度也高，从而能够使粒径微细。轧制时铁素体出现析出时，经加工的铁素体状态不变地残留到室温，因此，降低了利用相变使微细的铁素体析出的效果。 

接着，保温在两相域不变，或者不保温而进行急冷。该急冷过程中使奥氏体部分相变为硬质第二相，而保温在两相域的阶段中使晶粒微细，这对缩小硬质第二相的间隔起到有效的作用。需要说明的是，从两相域开始的急冷是指，以根据钢成分确定的临界冷却速度以上的速度进行冷却，即，以不横切连续冷却转变图(CCT：Continuous cooling transformationdiagram)中的珠光体相变开始鼻尖而达到Ms点(马氏体相变开始温度)这样的冷却速度以上的速度进行冷却。 

并不需要其是一般含义的急冷却，只要对该钢来说是足够的冷却速度即可。此时的冷却速度只要大到不横切CCT中贝氏体相变开始鼻尖， 第二相就为马氏体。另外，如果横切贝氏体相变开始鼻尖而冷却到Ms点以下，则第二相为马氏体和贝氏体的混合组织。另外，如果在刚过Ms点就停止冷却并保温，然后再冷却到室温，则第二相为贝氏体。 

此外，如果增加作为高强度钢板的成分的Si、Al，并在刚过Ms点就停止冷却并保温，然后再冷却到室温，则第二相中除了贝氏体之外还含有残留奥氏体。任何情况下，重要的是均要避免珠光体相变，使铁素体以外的第二相不含渗碳体。 

在这样的高强度钢板的制造方法中，优选的是，在与轧制方向平行的截面观察热轧后的板，在观察到的金属组织中，在板厚方向测定出的硬质第二相的平均间隔为2.5μm～5μm，其理由将在后面阐述。 

<冷轧> 

将热轧后的组织中的硬质第二相的平均间隔设为d(μm)、热轧后(冷轧前)的板厚设为t₀、冷轧后的板厚设为t时，在以下述(27)式表示的加工度指数D满足下述(28)式那样的条件下进行冷轧。 

D＝d×t/t₀  (27) 

(d：硬质第二相的平均间隔(μm)、t：冷轧后的板厚、t₀：热轧后冷轧前的板厚) 

0.50≦D≦1.0  (28) 

(28)式中，D值大于1.0的低轧制率不能赋予铁素体相足够的剪切应变，不能确保退火后足够量的纳米晶粒，只形成由微米晶粒构成的通常的金属组织。另外，实施D值小于0.5这样的高压下率的轧制时，反而对铁素体相的所有部分赋予了均匀的剪切应变，退火后的母相铁素体不形成纳米晶粒和微米晶粒的混合组织，整体变成纳米晶粒。任何情况下均不能赋予钢板以本发明的高强度钢板的特征即高延展性。 

另外，本发明中，将上述d设定为2.5μm～5μm。d大于5μm时，如果要满足(28)式，就必须在t/t₀为0.2以下即轧制率大于80％的高压下进行轧制，但要轧制本发明这样的高强度钢板，需要对轧制机施加大的载荷。使用4级以上的串联轧制机，即使减少每轧制1道次的压下率，也不能在一次轧制中确保必要的轧制率，从而有必要进行二次轧制。因此， 在本发明中，为了轧制率在80％以下(该轧制率在现实中能够以1次轧制实现)也得到纳米结晶组织，将热轧板中的第二相间隔限定为5μm以下。 

此外，d小于2.5μm时，初期的硬质第二相间隔非常小，所以在任何条件进行轧制均会对铁素体相的所有部分赋予均匀的强应变，退火后的母相铁素体不形成纳米晶粒和微米晶粒的混合组织，整体变成纳米晶粒。因此，如上所述，不能赋予钢板以本发明的高强度钢板的特征即高延展性。 

<退火> 

退火是对冷轧后的材料进行热处理以消除加工应变，并同时制作出目的金属组织的工序。退火由对冷轧后的材料进行加热、保温、冷却的过程构成，保温温度Ts(℃)和在Ts保温的时间ts(秒)的关系满足下述(29)式和(30)式。 

F₂(T)+20≦Ts≦F₂(T)+90  (29) 

F₂(T)+20≦Ts≦F₄(G)-1.3(ts)^1/2  (30) 

(ts：保温时间(秒)、Ts保温温度(℃)、(ts)^1/2是ts的平方根) 

图3是表示在冷轧前在相同条件下改变退火温度时钢板的伸长率的曲线图。需要说明的是，图3的数据包括发明例1、比较例7、8、9、10和表5中没有记载的例子。由图3可知，当Ts在相当于F₂(T)+20的694℃到相当于F₄(G)-1.3(ts)^1/2的750℃之间时伸长率最大。这是因为，Ts低于F₂(T)时，是铁素体单相，不是复合组织，Ts大于F₂(T)且处于F₂(T)+20℃的范围时，退火过程中是铁素体和奥氏体的两相区域，但奥氏体的分率少，最终的硬质第二相的分率少，所以本发明的特征不明显。另一方面，退火温度大于F₄(G)-1.3(ts)^1/2时，粒生长变得明显，不在本发明的适当组织的范围内，所以延展性降低。 

另一方面，Ts大于F₂(T)+90时，金属组织中的硬质第二相的面积分数过大，硬质第二相的变形特性即高屈服点、延展性小这一特征变得明显，所以钢板的延展性降低。由上述可知，将(29)式和(30)式表示的范围定为退火温度的适当范围。 

对于退火后的金属组织中的硬质第二相，可以对应化学成分和退火 特性曲线而得到各种硬质第二相。图4是说明各种退火特性曲线的图。图4中，特性曲线1、2是CAL(连续退火线)的情况，特性曲线3是CGL(熔融镀锌线)的情况，特性曲线4是装箱退火的情况。首先，退火温度Ts如上述那样设定在满足(29)式和(30)式的范围，由此在抑制晶粒生长的同时，形成铁素体和奥氏体的两相组织。其后在冷却到室温的冷却过程中，奥氏体变化为各种相，通过选择适当的冷却条件，能够形成由铁素体相和适当的量和种类的硬质第二相构成的复合组织。此处，如上所述，硬质第二相是指马氏体、贝氏体以及残留奥氏体。 

下面对退火后的冷却方法进行详细说明。冷却可以采用如下方法中的任意方法进行：使用气体的方法、使用水喷射的方法或使用水和气体的混合喷射的方法、或者在水槽中淬火(WQ)或用辊进行接触冷却。此处所称气体可以采用空气、氮气、氢气、氮气与氢气的混合气体、氦气或氩气中的任意气体。 

关于冷却后的温度过程，根据退火线的构成，图4所示的4种特性曲线均可应用。在退火带之后，在特性曲线1那样的具有冷却带和其后的过时效带的构成的线中，可以在规定的温度附近停止冷却，直接进行过时效处理，也可冷却后再加热进行过时效处理。特性曲线2是不具有过时效带的线构成，特性曲线3是相当于CGL(熔融镀锌线)的特性曲线，冷却的终点温度被限定在熔融锌浴的温度，除此之外，其与特性曲线1相同。特性曲线4是装箱退火。 

上述冷却过程中，冷却速度过慢时，奥氏体相变为珠光体、铁素体，所以某种程度的冷却速度是必要的。该冷却速度只要是能够避免珠光体相变、铁素体相变的临界冷却速度(其取决于钢成分)以上即可。如果冷却速度快，不横切CCT曲线中的铁素体相变鼻尖和贝氏体相变鼻尖就冷却到Ms点以下，则得到马氏体作为硬质第二相。具有过时效带的特性曲线1和3中，严格地讲，马氏体成为回火马氏体。但是，如上所述，本发明中回火马氏体不与马氏体区别对待。 

此外，在以横切贝氏体相变鼻尖那样的冷却速度进行冷却，并将冷却终止温度定为Ms点以下时，硬质第二相是由马氏体和贝氏体构成的复 合组织，在具有过时效带的特性曲线1和3中，如果刚过Ms点就停止冷却并直接进行过时效处理，则形成贝氏体或者形成残留奥氏体和贝氏体的混合组织作为硬质第二相。是否生成了残留奥氏体，取决于退火时的奥氏体的稳定性。即，通过增加合金元素(Si、Al)的量，或者通过延长过时效处理时间来促进C向奥氏体富集，使奥氏体稳定，由此得到残留奥氏体。 

分别进行具体说明，特性曲线1得到的硬质第二相是马氏体、贝氏体、残留奥氏体之中至少一种以上。接着，如退火特性曲线2所示，对于不具有过时效带的构成的线来说，退火后冷却到100℃以下，完成退火。此时，硬质第二相是马氏体、贝氏体之中至少一种以上。 

接着，退火特性曲线3是相当于CGL(熔融镀锌线)的退火的特性曲线。从退火温度进行急冷，用熔融锌浴使锌附着于表面。其后，可以再加热，使镀锌层合金化，也可以省略再加热，不使镀锌层合金化。进行再加热的情况下，得到的硬质第二相的种类与特性曲线1相同，不进行再加热的情况下，得到的硬质第二相的种类与特性曲线2相同。 

退火特性曲线4是装箱退火。通常完成退火后不从炉体取出带卷，在炉中进行冷却，因此限定为在炉冷的条件也能得到目的硬质第二相的淬透性非常高的成分。具体地说，发明例6中采用退火特性曲线4。 

最后，在冷轧和退火后，可以对本发明的高强度钢板实施伸长率为2.5％以下的光整冷轧。光整冷轧是冷轧钢板的制造工序中基于矫正最终的形状这一主要目的而通常应用的工序。本发明的高强度钢板的制造方法的第1实施方式中，除了形状矫正之外，能够进一步赋予下述效果：降低屈服点、降低压锻成型时的成型载荷、进一步降低弹性回复。但是，伸长率大于2.5％时，不能忽视材料的延展性降低的问题，呈现出相反的效果，所以将上限值定为2.5％。 

2.第2实施方式 

本发明制造的高强度钢板呈现出由铁素体相和分散在上述铁素体相中的硬质第二相构成的金属组织，金属组织中硬质第二相所占的面积分数为3％～30％，铁素体相中纳米晶粒所占的面积分数为15％～90％，铁 素体相中，纳米晶粒的平均粒径dS与微米晶粒的平均粒径dL满足下述(31)式。 

dL/dS≧3  (31) 

这样的高强度钢板优选在钢板的与轧制方向平行的截面上，在任意选出9个以上3μm见方的正方形格子的情况下，将各格子中的所述硬质第二相的面积分数设为Ai(i＝1、2、3、…)，此时，所述Ai的平均值A(ave)和标准偏差s满足下述(32)式，同时，硬质第二相的平均粒径dp和全部铁素体的平均粒径df满足下述(33)式。 

s/A(ave)≦0.6  (32) 

df/dp≧3  (33) 

此外，这样的高强度钢板优选含有C的同时还含有Si、Mn、Cr、Mo、Ni和B之中的至少一种，且C(ss)(指从总C量中减去与Nb、Ti和V结合的C量后得到的固溶碳量)以下述(34)式为前提满足下述(35)式～(37)式。需要说明，式中的各添加元素是以该添加元素的构成比例(质量％)代入的。 

F₁(Q)＝0.65Si+3.1Mn+2Cr+2.3Mo+0.3Ni+2000B  (34) 

F₁(Q)≧-40C+6  (35) 

F₁(Q)≧25C-2.5  (36) 

0.02≦C(ss)≦0.3  (37) 

另外，这样的高强度钢板优选含有成分以下述(38)式、(39)式为前提满足下述(40)式。此外，需要说明，各添加元素是以该添加元素的构成比例(质量％)代入的。 

F₂(S)＝112Si+98Mn+218P+317Al+9Cr+56Mo+8Ni+1417B  (38) 

F₃(P)＝500×Nb+1000×Ti+250×V  (39) 

F₂(S)+F₃(P)≦360  (40) 

此外，对于这样的高强度钢板，以质量％计，优选含有0.72％以下的Nb、0.36％以下的Ti、1.44％以下的V之中的至少一种成分；以质量％计，优选含有2％以下的P和18％以下的Al中的至少一种成分；以质量％计，极优选Si为5％以下、Mn为3.5％以下、Cr为1.5％以下、Mo为0.7％以 下、Ni为10％以下和B为0.003％以下。 

另外，在这样的高强度钢板中通过还含有以质量％计为0.007％～0.03％的N，能够不使高强度钢板的延展性劣化，赋予高的烘烤硬化性，因此，成型为部件后在碰撞时产生高的载荷，能够进一步提高冲击能量吸收性能。需要说明，烘烤硬化性是指，成型为部件后存在涂漆烘烤的工序时，在该烘烤工序的热处理中，侵入型固溶元素将由成型加工引入的位错固定，由此部件发生变形时，表现出大的抗变形性的现象。该特性被称作BH(Bake Hardening)，在JIS G3135的附页中给出了测定其量(BH量)的方法。下面的说明中，也将烘烤硬化性称作BH性，将烘烤硬化量称作BH量。 

此外，本发明人对适合制造上述高强度钢板的方法进行了深入研究。结果得到了以下认识：为了以通常的冷轧实现晶粒的超微细化，将轧制前的结晶组织制成软质的铁素体和硬质第二相的复合组织，同时以与硬质第二相的间隔相对应的所期望的轧制率实施冷轧，进一步以能够抑制晶粒生长的温度、时间进行退火，由此能够得到上述的微米晶粒和纳米晶粒的混合组织的高强度钢板。 

此外，根据本发明，将轧制前的结晶组织制成软质的铁素体和硬质第二相的复合组织的同时，以与硬质第二相的间隔相对应的必要轧制率实施冷轧，进一步在不产生晶粒生长的温度范围进行退火，由此能够制造上述由微米晶粒和纳米晶粒构成的混合组织的高强度钢板。通过抑制合金元素的添加量、并使铁素体晶粒微细化，使如此得到的高强度钢板的强度得到了提高，并且该钢板的强度和延展性的平衡(这在压锻成型时是重要的)优异，静动差为170MPa以上。 

下面，参照附图对本发明的优选实施方式进行说明。首先，对本发明的高强度钢板中的各种设定式的规定理由进行说明。需要说明的是，下文给出的各元素的含量全部以质量％计，为了方便起见，以下简记作％。 

本发明的高强度钢板的原料使用碳钢，但如后所述，需要调整从总C量中减去与Ti、Nb、V结合的C后的固溶碳量C(ss)为0.02％～0.3％。为了提高淬透性和通过固溶强化来提高钢强度，使该碳钢中含有第1元 素组：Si、Mn、Cr、Mo、Ni和B之中的至少一种元素。另外，为了通过晶粒的微细化和析出强化来提高钢强度，根据需要使该碳钢中含有第二元素组：Nb、Ti和V中的至少一种元素。进而，为了通过固溶强化来提高钢强度，根据需要使该碳钢中含有第三元素组：P和Al中的至少一种元素。 

另外，所得到的钢满足下述(34)式～(40)式的所有式子。但是，下述的式中的元素符号表示该元素的构成比例(质量％)，例如，“Cr”是指Cr的构成比例(质量％)。 

F₁(Q)＝0.65Si+3.1Mn+2Cr+2.3Mo+0.3Ni+2000B  (34) 

F₁(Q)≧-40C+6  (35) 

F₁(Q)≧25C-2.5  (36) 

0.02≦C(ss)≦0.3  (37) 

F₂(S)＝112Si+98Mn+218P+317Al+9Cr+56Mo+8Ni+1417B  (38) 

F₃(P)＝500×Nb+1000×Ti+250V  (39) 

F₂(S)+F₃(P)≦360  (40) 

此处，对这些式中的符号的意义和各式的规定理由进行说明。 

<(34)式～(36)式的规定理由> 

F₁(Q)是表示钢的淬透性的指数，其如(34)式所示那样定义，根据各添加元素的构成比例(质量％)进行计算。 

如后所述，本发明的高强度钢板的制造方法中，重要的是将冷轧前的金属组织制成软质铁素体和硬质第二相(马氏体、贝氏体和残留奥氏体中的至少一种相)的复合组织。这些组织可以通过以下方法得到：热轧后从由铁素体和奥氏体构成的两相域进行急冷的方法；热轧后先冷却到室温，并以该室温下的状态进行加热的方法；或者热轧后先进行冷轧，然后加热，并在由铁素体和奥氏体构成的两相域保温，然后进行急冷的方法。但是，在得到这些组织时，存在两个问题。 

第一个问题，若C量少，则淬透性低，因此，难以得到硬质第二相。作为这一问题的对策，有必要添加作为使淬透性提高的元素的上述第一元素组，来易于得到硬质第二相。但是，必要的淬透性与C量成反比， 所以，C量多时，使淬透性提高的元素的添加量少即可。上述式(35)表示该关系。根据上述(35)式来添加必要量的使淬透性提高的元素。需要说明，此处所称C量(C)将在后面详细描述，其表示从总C量中减去与Nb、Ti、V结合的C量后的固溶碳量。 

第二个问题，C量多的情况下，从由铁素体和奥氏体构成的两相域开始的冷却过程中容易发生珠光体相变，难以得到必要的硬质第二相。为了避免该问题，添加第1元素组是有效的。即，通过添加使淬透性提高的元素，连续冷却转变图(Continuouse cooling transformation diagram，以下简称为“CCT曲线”)中的珠光体相变开始鼻尖向长时间侧移动。因此，避免了出现珠光体，能够形成铁素体和硬质第二相的复合组织。C量多的情况下，容易发生珠光体相变，所以需要大量的使淬透性提高的元素。上述(36)式表示该关系。根据上述(36)式来添加必要量的使淬透性提高的元素。需要说明，此处所称C量也是上述的C。 

<C的说明和(37)式的规定理由> 

C是指从总C量中减去与第2元素组(Nb、Ti、V)结合的C后得到的固溶碳量，其是通过下述(41)式计算得到的值。需要说明的是，(41)式中，在各添加元素处代入该添加元素的构成比例(质量％)。 

C(ss)＝总C量-(12/92.9×Nb+12/47.9×Ti+12/50.9×V)  (41) 

(41)式中的系数92.9、47.9和50.9分别是Nb、Ti和V的原子量，(12/92.9×Nb+12/47.9×Ti+12/50.9×V)表示与Nb、Ti或者V结合而成为碳化物的C量(质量％)，将其从总C量中减去后就是固溶C。 

(37)式规定了固溶C的上限值和下限值，其理由是为了在所期望的范围生成冷轧前的金属组织。此处，将下限值定为0.02％是因为，C小于0.02％时，即使添加使淬透性提高的元素，也不生成硬质第二相，从而成为铁素体单相。对于铁素体单相来说，只有采用上述的累积叠轧等特殊方法，才能将钢的晶粒粒径微细化到比1μm还小的纳米级。 

此外，将上限值设定为0.3％是因为，大于0.3％时，不能得到目的的铁素体与硬质第二相的复合组织。C大于0.3％时，即使添加使淬透性提高的元素，CCT曲线中的珠光体相变鼻尖也停留在短时间侧。由此，从 由铁素体和奥氏体构成的两相域进行急冷时，在任何冷却速度下均会横切珠光体相变鼻尖，导致冷轧前的金属组织变成了铁素体和珠光体的复合组织。 

此处，珠光体是作为C和Fe的化合物的渗碳体和铁素体的层状组织，渗碳体对变形表现得非常脆，冷轧时的能量被渗碳体的断裂所消耗。因此，在钢的组织中含有珠光体的情况下，不能给予作为本发明的制造方法的特征的软质铁素体相以大的应变。所以，将通过添加使淬透性提高的元素可避免珠光体相变的C量上限值设定为0.3％。 

<(38)式～(40)式的规定理由> 

F₂(S)是表示通过第一元素组和第三元素组的固溶强化作用来使高强度钢板得到强化的量，该量的单位是MPa，并且，该量是根据(38)式从添加元素的质量％算出的。(38)式中的与各元素相乘的系数是基于下述考虑方法从下述(42)式算出的。 

各元素的系数＝|r(X)-r(Fe)|/r(Fe)×M(Fe)/M(X)×1000  (42) 

此处，r(X)是该元素的原子半径、r(Fe)是铁的原子半径、M(X)是该元素的原子量、M(Fe)是铁的原子量。 

(42)式的意义如下。即，用某添加元素的原子半径和铁原子半径之差除以铁原子半径得到的值与每一个该添加元素的固溶强化量成比例。此处，为了换算成该添加元素的质量％，所述值乘以了铁的原子量和该添加元素的原子量之比，另外为了将单位换算为MPa，又乘以了1000。表2中给出了所用的各元素的物理常数和由此计算出的(42)式的系数。 

表2 

  

元素符号	Fe	Si％	Mn％	P％	Al％	Cr％	Mo％	Ni％	B％
										原子半径 r(X)	1.24	1.17	1.12	1.09	1.43	1.25	1.36	1.25	0.9
(r(X)-r(Fe))/r(Fe)	-	0.0565	0.0968	0.1210	0.1532	0.0081	0.0968	0.0081	0.2742
										原子量 M(X)	55.8	28.1	54.9	31.0	27.0	52.0	95.9	58.7	10.8
M(Fe)/M(X)	-	1.99	1.02	1.80	2.07	1.07	0.58	0.95	5.17
										(42)式的系数	-	112	98	218	317	9	56	8	1417

F₃(P)是表示上述第2元素组与钢中的C形成碳化物并通过析出强化使钢得到强化时的其强化量的指数，F₃(P)如上述(39)式那样被确定。 

(39)式意义如下。即，Nb、Ti、V在钢中形成碳化物的能力强，例如 在700℃的钢中Nb与C的溶度积、Ti与C的溶度积(质量％)²均是10的-6次方级的，V与C的溶度积(质量％)²是10的-4次方级的，所以在本发明的高强度钢板中，Ti、Nb、V基本不能作为固溶体存在，而是作为与C以1比1的比例结合形成的碳化物即NbC、TiC、或者VC存在。所以，能够期待与添加的Nb、Ti、V的添加量成比例的析出强化量。需要注意的是，当然这是存在尚未与Nb、Ti或V结合的C的情况，全部的C处于与Nb、Ti、V结合的状态下即使进一步添加Nb、Ti、V，也不能得到所期待的析出量。此外，析出强化量因析出物的尺寸的不同而变化。 

通常，析出物粗大时，析出强化能力降低。对于本发明的高强度钢板，如后所述，在冷轧后的退火时，不考虑长时间保温在碳化物容易生长的高温区域。因此，Nb、Ti或V的碳化物均匀微细地分散，析出强化量仅取决于这些元素的添加量。上述(39)式表明了这种现象。 

此处，(39)式中的系数500、1000和250分别表示Nb、Ti、V每1质量％的析出强化量，这些是根据实验确定的数值。Nb、Ti和V的析出强化量的和是F₃(P)即总析出强化量。 

基于这种认识，(40)式表示固溶强化和析出强化带来的铁素体的总强化量应在360MPa以下。这是因为，钢板的强化量过高时，不显现作为木发明的特征的高静动差(动态强度和静态强度之差)。如上所述，添加大量的合金元素来大幅度强化铁素体时，铁素体纯度同时也降低，铁素体的变形应力对应变速度的依赖性变小。本发明的高强度钢板的金属组织中，铁素体的纯度在规定值以上的情况下，得到了比现有钢更高的静动差，但是铁素体的纯度过低时，不出现高静动差。 

发明人为了得到高的静动差，尝试了对必要的铁素体的纯度进行定量化。结果在实验上发现，各添加元素对铁素体的静动差产生的不良影响度与每单位添加量(质量％)的铁素体强化量(固溶强化、析出强化)成比例。基于该结果进行了深入研究，研究结果表明，能够显现出高的静动差的铁素体强化量的上限值为360MPa。上述(40)式对这一结果进行了数值化。 

此外，通过使本发明的高强度钢板含有适量的N，能够赋予钢板高 的BH性。本发明的高强度钢板含有的C以固溶状态存在于硬质第二相中、Nb、Ti、V的碳化物中、铁素体母相中。其中，铁素体母相中的固溶C有助于BH性。但是，即使增加化学成分中的C量，由于C被分配到硬质第二相、碳化物，所以C量的增加未必带来BH量的增加。因此，在赋予高BH性方面，本发明人着眼于作为C以外的侵入型固溶元素N。N的含量只要在不生成与铁的化合物的范围，就能够以固溶状态含有N而不会使金属组织发生大的变化，能够有效地在应变时效现象中发挥作用，从而能够得到高的BH量。 

另外，本发明得到的高强度钢板具有其BH量比现有钢板高的特性。其原因虽不清楚，但本发明的高强度钢板的母相铁素体是强度高的纳米晶粒和强度较低的微米晶粒的复合组织，对其进行压锻成型等加工时，由于强度高的纳米晶粒的束缚，在强度较低的微米晶粒与纳米晶粒的界面附近产生大量的位错。据认为，涂漆烘烤处理时这些大量的位错促进N的应变时效，从而表现出高的BH量。 

<各化学成分的限定理由> 

接着，对本发明的高强度钢板中各化学成分的限定理由进行阐述。需要说明的是，下面给出的各元素的含量的单位全部是质量％，但为了方便起见，仅记作％。另外，对于C，用(37)式单独对其进行了限定，对于其他元素，大多情况下分别通过(35)式、(36)式限定了下限值，通过(40)式、(43)式、(44)式限定了上限值，并分别设定了上限值。 

Cr≦1.5  (43) 

Mo≦0.7  (44) 

<C：固溶C含量为0.02％～0.3％> 

通过添加C，能够在高温生成由铁素体和奥氏体构成的混合组织，通过对该混合组织进行急冷，能够形成马氏体、贝氏体、残留奥氏体的硬质第二相。因此，C是本发明中最重要的元素。 

在本发明的高强度钢板中，由于可以添加Nb、Ti、V，所以为了使除了在这种情况下作为碳化物析出的C以外的固溶C满足上述(37)式，要调整C的添加量。固溶C小于0.02％时，冷轧前的金属组织为铁素体， 固溶C大于0.3％时，金属组织变成由铁素体和珠光体构成的复合组织，这均不适合本发明的高强度钢板的制造方法。 

<第1元素组：Si、Mn、Cr、Mo、Ni、B> 

添加这些元素是为了提高钢的淬透性和通过固溶强化提高钢的强度。调整添加量以满足上述(35)式、(36)式、(40)式、(43)式和(44)式。下面说明各元素的添加量的上限值和下限值的限定理由。 

<Si：0.2％～5％> 

Si添加量小于0.2％时，不能明显地表现出提高淬透性的效果。因此，下限值定为0.2％。另外，Si添加量大于5％时，Si与Fe结合，出现了晶体结构为DO3型或者B2型的金属间化合物Fe₃Si，这将降低钢的延展性，所以将Si的上限设定为5％。 

<Mn：0.1％～3.5％> 

Mn的添加量小于0.1％时，不能明显地表现出提高淬透性的效果。因此，下限值定为0.1％。另外，Mn的添加量大于3.5％时，即使在室温，除了铁素体以外，奥氏体也以稳定相存在。奥氏体的强度小，导致钢整体的强度降低，所以不是优选的。因此，上限值定为3.5％。 

<Cr：0.1％～1.5％> 

Cr的添加量小于0.1％时，不能明显地表现出提高淬透性的效果。因此，下限值定为0.1％。另外，Cr的添加量大于1.5％时，钢中的C与Cr相结合而形成碳化物，所以不能得到对应添加量的固溶Cr，也不能期望提高淬透性。因此，上限值设定为Cr能够以固溶状态存在的1.5％。 

<Mo：0.1％～0.7％> 

Mo的添加量小于0.1％时，不能明显地表现出提高淬透性的效果。因此，下限值定为0.1％。另外，Mo的添加量大于0.7％时，钢中的C与Mo相结合而形成碳化物，所以不能得到对应添加量的固溶Mo，也不能期望提高淬透性。因此，上限值设定为Mo能够以固溶状态存在的0.7％。 

<Ni：0.2％～10％> 

Ni的添加量小于0.2％时，不能明显地表现出提高淬透性的效果。因此，下限值定为0.2％。另外，Ni的添加量大于10％时，即使在室温，除 了铁素体以外，奥氏体也以稳定相存在。奥氏体的强度小，导致钢整体的强度降低，所以不是优选的。因此，上限值定为10％。 

<B：0.0005％～0.003％> 

B的添加量小于0.0005％时，不能明显地表现出提高淬透性的效果。因此，下限值定为0.0005％。另外，B在铁素体中的固溶限本身非常小，B的添加量少的情况下，认为其主要偏析存在于钢的晶界，但B的添加量大于0.003％时，仅晶界作为B的存在位是不够的，因而生成了金属间化合物Fe₂B，降低了钢的延展性。因此上限值定为0.003％。 

<第2元素组：Nb、Ti、V> 

基于通过晶粒的微细化和析出强化来提高钢的强度的目的，可以根据需要添加这些元素。下面说明各元素的添加量的上限值和下限值的限定理由。 

<Nb：0.01％～0.72％> 

Nb的添加量小于0.01％时，微细化和析出强化的效果不明显。因此，下限值定为0.01％。另外，由上述(39)式可知，Nb的添加量大于0.72％时，仅NbC带来的析出强化量就达到了360MPa，不能满足上述(40)式，所以Nb的上限值被限定在0.72％。 

<Ti：0.01％～0.36％> 

Ti的添加量小于0.01％时，微细化和析出强化的效果不明显。因此，下限值定为0.01％。另外，由上述(39)式可知，Ti的添加量大于0.36％时，仅TiC带来的析出强化量就达到了360MPa，不能满足上述(40)式，所以Ti的上限值被限定在0.36％。 

<V：0.1％～1.44％> 

V的添加量小于0.1％时，微细化和析出强化的效果不明显。因此，下限值定为0.1％。另外，由上述(39)式可知，V的添加量大于1.44％时，仅VC带来的析出强化量就达到了360MPa，不能满足(40)式，所以V的上限自然被限定在1.44％。 

<N：0.007％～0.03％> 

本发明的高强度钢板中，N是赋予烘烤硬化性的重要元素，将高强 度钢板成型为部件后存在涂漆烘烤工序的情况下，在利用应变时效现象来提高部件的屈服强度方面其有效地发挥作用。所以，根据需要适当添加N。N的添加量小于0.007％时，烘烤硬化性不明显。因此，N的下限值定为0.007％。另一方面，N的添加量大于0.03％时，立方晶Fe₄N开始析出，所以，不能期望提高与添加的N相当的BH量。所以将N的上限定为0.03％。 

<第3元素组：P、Al> 

可以根据需要添加这些元素作为钢的强化元素。下面说明各元素的添加量的上限值和下限值的限定理由。 

<P：0.03％～2％> 

添加P作为钢的固溶强化元素是有效的，但添加量小于0.03％时，固溶强化的效果不明显。因此，下限值定为0.03％。另外，P的添加量大于2％时，生成了金属间化合物Fe₃P，降低了钢的延展性。因此，上限值定为2％。 

<Al：0.01％～18％> 

Al是固溶强化元素，同时其还具有作为脱氧剂的效果，能够使钢成为所谓的“脱氧钢”。另外，Al在制钢工序中与钢中的溶解氧结合而形成氧化铝，氧化铝上浮，通过除去上浮的氧化铝，能够提高钢的延展性、韧性。因此，可以根据需要添加Al。但是，Al的添加量小于0.01％时，其作为脱氧剂的效果和作为固溶强化元素的效果均不能明显地体现出来。因此，下限值定为0.01％。另一方面，Al的添加量大于18％时，生成了金属间化合物Fe₃Al，降低了钢的延展性。因此，上限值定为18％。 

<对组织的限定理由> 

下面详细说明本发明的高强度钢板的金属组织。 

本发明的高强度钢板的金属组织同时满足下述1)～5)所记载的要件。 

1)金属组织由铁素体和硬质第二相(渗碳体、马氏体、贝氏体、残留奥氏体之中的至少一种)构成。另外，切出钢板的与轧制方向平行的截面，用硝酸酒精溶液等将该截面蚀刻后，从用扫描电子显微镜以5000倍的放 大倍数进行拍摄的SEM照片测定的硬质第二相的面积分数为3％～30％。 

2)金属组织中，硬质第二相均匀分散在铁素体相中，并且满足以下要件。即，在钢板的与轧制方向平行的截面的5000倍的SEM照片中，任意选取9个以上3μm见方的正方形格子，使用图像解析测定各格子中的硬质第二相的面积分数时，将各硬质第二相的面积分数设为Ai(i＝1，2，3，...)，此时Ai的平均值A(ave)与标准偏差s满足下述(32)式。 

s/A(ave)≦0.6  (32) 

3)在钢板的与轧制方向平行的截面的5000倍的SEM照片中，从照片的总面积中减去硬质第二相的面积后得到铁素体部分，在该铁素体部分之中纳米晶粒的面积分数为15％～90％。 

4)纳米晶粒的平均粒径dS与微米晶粒的平均粒径dL满足下述(31)式。 

dL/dS≧3  (31) 

5)硬质第二相的平均粒径dp和全部铁素体的平均粒径df满足下述(33)式。 

df/dp≧3  (33) 

此处，平均粒径是指，通过图像解析对钢板的与轧制方向平行的截面的5000倍的SEM照片中的全部铁素体粒的面积进行测定，并根据各自面积求出的等面积圆的直径。具体地说，将通过图像解析求出的铁素体粒的面积设为Si(i＝1，2，3...)时，等面积圆的直径Di(i＝1，2，3...)可通过下述(45)式进行计算。 

Di＝2(Si/3.14)^1/2  (45) 

设定上述所示的要件1)～5)的理由如下。即，通过使适量的硬质第二相均匀分散析出，能够从铁素体部分向硬质第二相排出C等固溶元素，提高铁素体的纯度，由此能在提高钢的延展性的同时提高静动差。硬质第二相的分散状态不均匀的情况下，硬质第二相的密度小的铁素体部分的纯度变低，不能表现出高的延展性、高的静动差。 

此外，将硬质第二相的面积分数规定在3％～30％的理由如下。即，硬质第二相的面积分数小于3％时，铁素体的高纯度化不足，所以静动差 未增高。另一方面，硬质第二相的面积分数大于30％时，低纯度且静动差低的硬质第二相的不良影响变大，材料整体的静动差未提高。 

此外，需要硬质第二相微细且均匀分散，表示这一需求的是式(32)和式(33)。式(32)表明在3μm见方的正方形格子这样的非常小的范围测定的面积分数的标准偏差小，即第二相的分散状态均匀，(33)式表明第二相粒径与铁素体粒的尺寸之比小于一定值。 

此处，本发明的高强度钢板的组织中，硬质第二相是指与铁素体平衡的相以及该平衡相在冷却过程中发生了相变所形成的组织、进一步这些组织因退火发生变化而成的组织。具体地说，硬质第二相是渗碳体、马氏体、贝氏体、残留奥氏体中的任意1种以上。渗碳体是钢中与铁素体平衡存在的相，马氏体、贝氏体、残留奥氏体是平衡相的相变组织。此处，残留奥氏体是指，仅在高温下作为平衡相存在的奥氏体保留到了室温的未相变的奥氏体，虽然实际上没有发生相变，但是残留奥氏体是指奥氏体经冷却而在室温得到的组织，因此其包括在相变组织中。另外，珠光体不适合作为本发明的高强度钢板的金属组织中的硬质第二相。这是因为，第二相是珠光体的情况限于冷轧后的退火温度在铁素体和奥氏体两相域或者奥氏体单相域，并且其后的冷却速度慢的情况，但在这种情况下，不能抑制铁素体晶粒的粒生长，不能含有作为本发明的高强度钢板的特征的规定的面积分数的纳米晶粒。 

除了这些相、组织之外，还存在回火贝氏体、回火马氏体、屈氏体、索氏体以及通过珠光体的退火使渗碳体部分球状化的组织。可是，这些组织作为包括在已例举具体名称的硬质第二相的任意一相中的组织对待。需要说明，对于上述的回火贝氏体、回火马氏体等，在第1实施方式中已经进行了说明。 

另外，屈氏体是现在不太使用的用语，在JIS G0201钢铁用语(热处理)中，屈氏体被分类成回火屈氏体和淬火屈氏体。回火屈氏体是在马氏体回火时产生的组织，其是由微细的铁素体和渗碳体构成的组织，但实际是回火马氏体。另外，淬火屈氏体是在淬火时产生的微细珠光体组织，在本发明中一并作为珠光体对待。

此外，索氏体现在也不太使用，在JIS G0201钢铁用语(热处理)中，索氏体被分类成回火索氏体和淬火索氏体。回火索氏体是在马氏体回火后呈粒状析出生长的渗碳体和铁素体的混合组织，但实际上是回火马氏体。淬火索氏体是在淬火时生成的微细珠光体组织，在本发明中一并作为珠光体对待。 

需要说明，通过珠光体的退火使渗碳体部分球状化的组织也是铁素体和渗碳体的混合组织，换言之，硬质第二相是渗碳体。 

接着，对硬质第二相以外的铁素体部分进行说明。铁素体部分的组织是大小不同的纳米晶粒和微米晶粒的混合组织。因此，压锻成型时强度较低，在强度和延展性的平衡上优异，另一方面，在做成制品后，在碰撞时等的高速变形时发挥优异的强度。因此，采用这种铁素体部分的组织，可以在高水平上同时获得成型性和冲击吸收能量。 

需要说明，下面阐述本申请将纳米晶粒的晶粒粒径定义为1.2μm以下的理由。即，这是因为，例如“铁和钢”(日本铁钢协会、第88卷第7期(2002年)365页的图6(b))公开的那样，以铁素体晶粒粒径约1.2μm的范围为界，材料特性特别是延展性发生不连续变化。具体地说，铁素体晶粒粒径小于1.2μm时，总伸长率急剧降低，显示不出均匀伸长率。 

另外，通过对本发明的高强度钢板实施应变量1％～10％的加工，能提高高速变形时的延展性。此处，对加工的方法没有特别限制，通常的冷轧钢板制造工序包括光整冷轧，所以最简单的就是利用这点，以上述范围的伸长率实施光整冷轧。当然还可以是其他的方法，例如赋予张力的同时用矫平机进行加工的方法；切断成板状后用拉伸赋予应变等的方法。 

下面，以帽状截面的车架类为具体例说明材料的延展性、特别是均匀伸长率的重要性。首先，与截面的尺寸相比，部件长度短的破碎盒(クラツシユボツクス)等部件因其形状的原因，冲击压缩时的纵弯曲稳定，所以无论材料的加工硬化特性如何，其能够具有良好的冲击能量吸收能力。但是，对于与截面的尺寸相比，部件长度长或者碰撞时的载荷方向与部件的轴向未必一致的侧架等部件来说，冲击压缩时的纵弯曲容易变 得不稳定，有必要在材料特性方面对其进行弥补。即，优选原本纵弯曲不稳定的部件使用具有高速变形时的均匀伸长率大的特性的材料，即具有加工硬化大的特性的材料。本发明的高强度钢板满足这样的特性要求，所以通过在冷轧退火后实施规定范围的应变量的加工，能够提高高速变形时的加工硬化即均匀伸长率。 

以上是本发明的高强度钢板所涉及的各式的规定理由、化学成分的限定理由以及关于组织的限定理由，下面，对关于本发明的高强度钢板的作用效果的机理进行详细说明。 

<关于本发明的高强度钢板的作用效果的机理1> 

通过将铁素体制成纳米晶粒和微米晶粒的混合组织，能够赋予高静动差的机理如下。即，本发明的高强度钢板是由强度非常高的部分即晶粒粒径在1.2μm以下的纳米晶粒和具有通常强度的晶粒粒径超过1.2μm的微米晶粒构成的一种复合组织钢板。本发明的高强度钢板的静态变形行为与一般的复合组织钢板的变形行为相同，静态变形时，首先从材料最易变形的部分开始变形，具体来说，从微米晶粒内部或微米晶粒内的与纳米晶粒的界面附近开始变形。然后，变形缓慢进行，微米晶粒是变形的主体。因此，以与仅有微米晶粒的情况同等程度的应力进行变形，并且强度和延展性的平衡性能也一般。 

另一方面，在应变速度为1000/s左右的高速变形的情况下，与一般的钢板的行为不同。变形速度约为静态变形时的10万倍，这一速度仅靠软质微米晶粒为主体的变形是难以跟上的。因此，不仅微米晶粒，纳米晶粒的内部也必须承担变形。因此，强度非常高的纳米晶粒的影响变得显著，从而需要高变形应力。 

这一现象会在纳米晶粒的比例处于15％～90％的范围内出现。在纳米晶粒的比例不足15％时，纳米晶粒的影响小，在静态变形或动态变形中，软质微米晶粒都能充分分担变形，从而静动差不高。另一方面，在纳米晶粒的比例超过90％时，由于几乎都是纳米晶粒，因此，在静态变形时纳米晶粒的影响已很显著，导致强度高但延展性低，因此，不适于压锻成型。所以，在纳米晶粒的比例不足15％和超过90％时，都不能同 时获得优异的高速变形强度和冲击能量吸收能力以及优异的加工性。 

以上对本发明的高强度钢板进行了说明，下面，对适于制造上述高强度钢板的方法进行说明。需要说明，除了热轧和退火工序以外，本发明的高强度钢板的制造方法的第2实施方式与第1实施方式相同，因此下面仅对这些热轧和退火工序进行说明。 

<热轧> 

本发明的高强度钢板的制造方法的第2实施方式中，需要将热轧后的结晶组织制成以铁素体为主相，含有面积分数在10％～85％的范围的硬质第二相的复合组织，并将在板厚方向测定的硬质第二相的平均间隔控制在2.5μm～5μm。其后，如后述那样，以对应硬质第二相的间隔的所期望的轧制率实施冷轧，通过以能够抑制晶粒生长的温度、时间进行退火，由此得到上述以微米晶粒和纳米晶粒的混合组织为母相并含有硬质第二相的高强度板。 

第2实施方式中的硬质第二相与第1实施方式中的相同，其定义、构成等已经在第1实施方式中进行了说明，所以下面对与第1实施方式不同之处即热轧板中的硬质第二相的面积分数的规定理由进行说明。硬质第二相的面积分数小于10％时或大于85％时，冷轧和退火后不能得到足够量的纳米晶粒。 

此处，硬质第二相的面积分数在较低的范围即10％以上且小于30％时，需要大的轧制率，难以用通常的冷轧进行轧制。但是，进行上述的累积叠轧时，能够实施大的轧制率，并且，与以铁素体单相钢为材料时相比，能够以少的循环道次数实现组织的超微细化。硬质第二相的面积分数为30％～85％时，能够以80％以下的冷轧率(该冷轧率利用通常的冷轧也能够充分实施)实施轧制，所以优选硬质第二相的面积分数为30％～85％。 

<退火> 

接着对退火进行说明。退火是对冷轧后的材料进行热处理以消除加工应变，并同时制作出目的金属组织的工序。退火由对冷轧后的材料进行加热、保温、冷却的过程构成，保温温度Ts(℃)和在Ts保温的时间ts(秒) 的关系满足下述(46)式。 

650-(ts)^1/2<Ts<750-(ts)^1/2  (46) 

(ts：保温时间(秒)、Ts：保温温度(℃)、(ts)^1/2是ts的平方根) 

图5是说明上述保温温度和保温时间的适当范围的曲线图。退火温度Ts高于750-(ts)^1/2时，纳米晶粒的面积分数大于上限值90％，所以不是优选的。另一方面，退火温度Ts低于650-(ts)^1/2时，纳米晶粒的面积分数低于下限值15％，所以不是优选的。 

对于退火后的金属组织中的硬质第二相，可以对应退火特性曲线而得到各种硬质第二相。图4是说明各种退火特性曲线的图。同图中，特性曲线1、2是CAL(连续退火线)的情况，特性曲线3是CGL(熔融镀锌线)的情况，特性曲线4是装箱退火的情况。另外，表3一览示出了以图4所示的各退火特性曲线得到的组织。 

表3 

M：马氏体、B：贝氏体、A：残留奥氏体、C：渗碳体 

首先对退火温度进行说明。将退火温度Ts设定在Ac1相变点以下时，能够得到由铁素体和渗碳体构成的复合组织。另外，将退火温度Ts和急冷开始温度T_Q设定在Ac1相变点以上时，能够制成由作为基体的铁素体、和奥氏体的相变组织或该相变组织退火后的退火组织之中1的至少一种(硬质第二相)构成的混合组织。 

此处，奥氏体的相变组织是指马氏体、贝氏体以及残留奥氏体。此处，残留奥氏体实际上没有发生相变，但是残留奥氏体是指奥氏体经冷却而在室温得到的组织，因此其包括在相变组织中。另外，相变组织退火后的退火组织是上述相变组织的退火组织，但如上面说明的那样，其作为包括在上述某个相变组织中的组织来对待。

要说明，升温速度大、保温时间短的情况下，退火温度Ts和急冷开始温度T_Q即使在Ac1相变点以上，钢中的C向奥氏体的富集也不足，存在铁素体中残留过饱和的C的可能性，该残留的过饱和的C有时在冷却时作为渗碳体析出。所以，这种情况下，有时形成由作为基体的铁素体、和奥氏体的相变组织或这些相变组织退火后的退火组织之中的至少一种(硬质第二相)构成的混合组织，并在铁素体中含有渗碳体。 

此外，Ac1相变点取决于材料的成分和加热速度，但本发明中，其大概位于600℃～750℃之间。 

下面对退火后的冷却方法进行说明。冷却可以采用如下方法中的任意方法进行：使用气体的方法、使用水喷射的方法或使用水和气体的混合喷射的方法、或者在水槽中淬火(WQ)或用辊进行接触冷却。此处所称气体是空气、氮气、氢气、氮气与氢气的混合气体、氦气或氩气中的任意气体。 

在上述冷却过程中，若冷却速度过慢，则不能忽视铁素体晶粒的生成，其结果导致纳米晶粒的面积分数降低，因此，将板温在600℃以上的范围内的冷却速度定为10℃/s以上。限定板温仅在600℃以上的范围的理由是因为，在板温不足600℃时，晶粒的生长非常缓慢，因此，基本上可以忽略冷却速度的影响。 

接着，对于冷却后的退火特性曲线进行说明，根据退火线的构成，可以应用图4所示的4种特性曲线。在退火带之后，在具有冷却带和随后的过时效带的构成的线中，可以采用在规定温度附近停止冷却，进行过时效处理的特性曲线1。另外，特性曲线3是相当于CGL(熔融镀锌线)的特性曲线，其冷却的终点温度被限定在熔融锌浴的温度，除此以外，与特性曲线1相同。 

正如已说明的，退火温度Ts在Ac1相变点以下时，得到的硬质第二相仅为渗碳体，因此，下面对于退火温度Ts和急冷开始温度T_Q在Ac1相变点以上的情况进行详细说明。如果冷却速度快、不横切CCT曲线中的铁素体相变鼻尖或贝氏体相变鼻尖就冷却到Ms点以下，则得到马氏体作为硬质第二相。在具有过时效带的特性曲线1和特性曲线3中，严格 地讲，马氏体成为回火马氏体。但是，如上所述，回火马氏体由于依然保持高位错密度，从而具有高硬度并且大大有助于钢的强化，因此，在本发明中，回火马氏体与马氏体不区别对待。 

另外，在以横切贝氏体相变鼻尖那样的冷却速度进行冷却，并且将冷却终止温度定为Ms点以下时，硬质第二相为由马氏体和贝氏体构成的复合组织，在具有过时效带的特性曲线1和特性曲线3中，如果在刚过Ms点的温度就停止冷却并直接进行过时效处理，则形成贝氏体或者形成残留奥氏体和贝氏体的混合组织作为硬质第二相。是否生成残留奥氏体取决于退火时的奥氏体的稳定性。即，通过增加合金元素(Si、Al)的量，或者通过延长过时效处理时间来促进C向奥氏体富集，使奥氏体得到稳定，由此得到残留奥氏体。 

另外，在冷却速度较慢、横切珠光体相变鼻尖时，在硬质第二相中还含有珠光体。但是，珠光体不适合作为本发明的高强度钢板的组织。这是因为，在能生成珠光体的那么慢的冷却速度下，同时产生了铁素体粒的粒生长，所以铁素体组织中难以存留大量的纳米晶粒，不能表现出高的静动差。 

分别进行具体分析，对于特性曲线1来说，退火温度Ts和急冷开始温度T_Q为Ac1相变点以上时，硬质第二相是马氏体、贝氏体、残留奥氏体之中至少一种。退火温度Ts小于Ac1相变点时，硬质第二相仅是渗碳体。 

接着，如退火特性曲线2所示，对于没有过时效带的构成的线来说，退火后，冷却到100℃以下结束。在这种情况下，退火温度Ts和急冷开始温度T_Q在Ac1相变点以上时，硬质第二相是马氏体、贝氏体中的至少一种。在退火温度Ts低于Ac1相变点时，硬质第二相仅为渗碳体。 

接着，退火特性曲线3是相当于CGL(熔融镀锌线)的退火的特性曲线。从退火温度进行急冷，用熔融锌浴使锌附着于表面。其后，如图所示，可以再加热，使镀锌层合金化，也可以省略再加热，不使镀锌层合金化。进行再加热的情况下，得到的硬质第二相的种类与特性曲线1相同，不进行再加热的情况下，得到的硬质第二相的种类与特性曲线2相 同。 

最后，退火特性曲线4是装箱退火。在装箱退火中的退火结束后，从炉体中取出带卷，进行强制冷却以能满足10℃/s以上的冷却速度条件，在这种情况下，对退火温度没有限制，但通常在退火结束后不从炉体中取出带卷，而是在炉中进行冷却，因此不满足冷却速度为10℃/s以上的条件，所以有必要将退火温度限定为低于600℃。其后，继续以1％～10％的范围的应变量实施以光整冷轧为代表的加工。 

<关于本发明的高强度钢板的作用效果的机理2> 

下面进一步阐述通过通常的冷轧来得到纳米晶粒的组织的机理。 

首先，对于在开头描述的作为一直以来的尝试的累积叠轧进行说明。累积叠轧给予板状样品以较大的应变，是得到具有纳米晶粒的组织的有效方法。例如，在日本塑性加工学会志(第40卷、第467期、1190页)中给出了铝的例子。在将轧制辊润滑后进行轧制的情况下，只得到位向差小的亚晶粒组织，而在不润滑轧制辊的情况下得到纳米晶粒。 

这种现象产生的原因是由于，在通过无润滑产生剪切变形时，能导入比润滑的情况更大的应变，并且通过反复循环累积叠轧，使前一循环中作为表层的部分变成材料内部，结果剪切应变被导入到材料内部。即，如果在累积叠轧过程中，通过进行无润滑轧制也不能给予材料内部以较大的剪切应变，则不能实现晶粒的超微细化。 

发明人对于即使不进行生产效率低的累积叠轧或者向轧制辊施加较大的载荷的无润滑轧制，也能够通过通常的油润滑轧制赋予材料内部以剪切应变的方法进行了研究。结果认识到：只要将轧制前的组织制成软质部分和硬质部分的复合组织即可。即，通过对由软质铁素体和硬质第二相构成的复合组织的钢板实施冷轧，夹在硬质第二相之间的铁素体区域由于硬质第二相的束缚而发生剪切变形。这样，可以将剪切应变导入到材料内部较宽的范围内。 

此外，发明人在详细研究的基础上得到如下认识：即使轧制前的硬质第二相间隔不同，如果进行轧制直至轧制后的硬质第二相间隔达到一定值，则剪切变形可同样地导入到材料内部。即，表明了在将热轧后的 组织中的硬质第二相的平均间隔设为d(μm)、将热轧后(冷轧前)的板厚设为t₀、将冷轧后的板厚设为t时，进行加工度指数D满足下述(47)式那样的条件的冷轧即可。 

D＝d×t/t₀≦1  (47) 

最后的理由是利用加工使高速变形时的均匀伸长率增加，但据认为，带来效果的是将铁素体粒的位错密度调整到一定值以上。本发明人对上述的制造方法制造的冷轧钢板进行了实验，在实验中改变了光整冷轧轧制率，利用薄膜TEM观察其内部，由此详细观察了位错组织。TEM观察中，切开钢板的与轧制方向平行的截面，通过机械研磨和电解抛光制成薄膜，利用TEM拍摄明视场像，在该照片上画圆，测出该圆内的位错数，通过该方法测定位错密度。 

其结果是，冷轧退火后的状态下，本发明的高强度钢板中的铁素体粒内的位错密度非常低，只不过是10¹³/m²左右。并且，进行高速拉伸时，初期表现出大的变形强度后，载荷降低，发生断裂，没有显示出明显的加工硬化。高速拉伸后，以相同的方法观察位错时，发现铁素体粒内虽然存在位错，但其分布比较不规则。上述的铁钢协会编“关于汽车用材料的高速变形的研究会成果报告书”171页给出了IF钢在高速变形后的位错组织，其即使在20％应变下也未呈现出明显的位错单元结构，是与此相同的现象。也就是说，由于难以加工硬化，所以加工硬化不明显，因而均匀伸长率小，导致总伸长率值差。 

另一方面，冷轧退火后实施1％以上的光整冷轧时，位错密度增加到约5倍～30倍，5％光整冷轧下发现了位错的单元化。对其进行了高速拉伸后，在利用光整冷轧引入的位错基础上，位错密度增加，单元结构变得更明显。即，认为通过光整冷轧引入了一定程度的位错时，其初期位错在高速变形时也成为了有效的位错源，促进了位错的增长，容易形成位错单元结构，加工硬化即均匀伸长率得到提高。实际上，在高速拉伸下的应力应变曲线中出现了变化，屈服后显示出加工硬化，均匀伸长率得到提高。但是，进行伸长率大于10％的光整冷轧时，静态变形时，材料的延展性明显降低，因此，高速变形时的延展性也反而降低。基于这 种认识，本发明将应变量的适当范围规定在1％～10％作为明显显现出均匀伸长率提高的效果且不使材料的延展性极端劣化的条件。 

实施例 

1.第1实施方式 

熔炼表4所示的化学组成的板坯(发明板坯1～8和比较板坯1～9)。接着，使用这些板坯，以表5所示的各条件制造热轧板，然后，以表6所示的各条件进行冷轧和退火，得到具有表7所示的退火组织等的钢板。然后，以与轧制方向平行的方向成为拉伸轴的方式，从各钢板切下图14所示形状的拉伸试片以进行拉伸试验。从得到的公称应力公称应变曲线图中，求得屈服点、拉伸强度、烘烤硬化量(BH量)和总伸长率，同时计算拉伸强度×伸长率的积。将这些结果一并记录在表5中。需要说明，比较例4与比较例3相同，对热轧板的两面进行机械加工，加工至板厚1mm，进行3循环道次累积叠轧(ARB)，总轧制率相当于88％。这种情况下，冷轧退火后的纳米结晶比例比通常的冷轧后的纳米结晶比例高，表现出良好的特性。这表明了热轧板的第二相面积分数少至10％左右也能通过ARB得到目的组织。

表5 

P：珠光体 

C：渗碳体 

M：马氏体 

B：贝氏体 

A：残留奥氏体

表6 

WQ：水淬火 

表7 

P：珠光体 

C：渗碳体 

M：马氏体 

B：贝氏体 

A：残留奥氏体

从发明例11的钢板切出与轧制方向平行的截面，将其用1％的硝酸酒精溶液蚀刻，利用SEM观察组织。该组织见图6。图6所示的组织是铁素体(黑的部分)和由残留奥氏体和贝氏体构成的硬质相(白的部分)的两相组织，铁素体相中大多是纳米晶粒。另外，测定发明例11的铁素体相的粒度分布，其结果见图7。 

图8中给出了发明例和比较例中的拉伸强度和伸长率的关系。由图8可知，与比较例相比，发明例的强度和延展性的平衡良好。比较例之中与发明水平相同的3点(比较例16、17、18)是利用现有技术得出的钢板，但其是通过添加比本发明例多的合金元素实现了良好的强度和延展性的平衡。 

比较例16是使用C量为0.16％的钢，通过现有方法(专利文献1)制造的，其具有800MPa级的拉伸强度，但是，发明例1表明，根据本发明，用C量为0.1％左右的材料就能得到同等的强度和延展性。 

比较例17、18是使用C量为0.36％的钢，通过现有方法(专利文献1)制造的，其具有1100MPa级的拉伸强度，但是，发明例3、5表明，根据木发明，用C量为0.2％或者0.15％的材料就能得到同等的强度和延展性。 

发明例7、8、9、10、11表明，通过本发明的方法，能够制造现有技术无法制造的兼具1300MPa以上的拉伸强度和15％以上的伸长率的钢板。 

C量高时，点焊时焊点硬度大幅上升，切口敏感性增高，即使对钢进行高强度化，与TSS(拉伸剪切强度)的上升比例相比，CTS(十字拉伸强度)上升得少，所以应用高强度钢板进行薄壁化的情况下，需要增加焊接打点。表8给出了板厚为1mm的发明例1、5、11和比较例16、17、18的点焊强度。

表8 

  

	TS MPa	板厚 mm	焊点直径 mm	拉伸剪切强度TSS kN	十字拉伸强度CTS kN	CTS/TSS
							发明例1	788	1	6.2	16	8	0.50
发明例5	1122	1	6.4	21.5	9.2	0.43
							发明例11	1539	1	6.3	26.3	9.1	0.35
比较例16	806	1	6.1	16.1	7.1	0.44
							比较例17	1098	1	6.2	20.7	7.5	0.36
比较例18	1124	1	6.3	21.3	7.7	0.36

在焊接中使用JISC 9304的D型电极(径6mm)，以加压350kgf、通电周期为18周期的条件实施，根据JISZ 3139测定截面的焊点直径。另外，TSS和CTS根据JISZ 3136.3137进行测定。与同强度的比较例相比，发明例由于C量低，所以CTS高，表现出了良好的点焊强度。但是，正如发明例11所示，如果C量也为0.4％，则TSS随拉伸强度的上升而上升，但CTS基本不上升。即，点焊仍难以提高十字拉伸强度，所以这种情况下，通过采用切口形状小的对接激光焊接或者平接摩擦搅拌接合，或采用虽有切口形状但不易产生淬火组织的铆钉结合、敛缝接合、点状摩擦搅拌接合等方法，能够确保良好的接合强度。 

需要说明，本发明的钢板除了用作冷轧钢板之外，还可利用上述的CGL(熔融镀锌线)实施熔融镀锌或者合金化熔融镀锌，或者利用电镀锌线实施电镀锌，或者进一步在镀层上实施有机被膜处理以提高耐腐蚀性后使用。 

2.第2实施方式 

熔炼表9所示的组成的化学组成的板坯(发明板坯9～19和比较板坯10～14)。需要说明，“发明板坯”是指属于上述优选范围的材料，“比较板坯”是指不属于上述优选范围的材料。

接下来，使用这些板坯，以表10所示的各条件制造热轧板，然后，以表11所示的各条件进行冷轧、退火以及光整冷轧，得到具有表12所示的退火组织等的钢板(发明例12～29和比较例23～41)。需要说明，表6和表11中的光整冷轧的伸长率是如下算出的：事前划上2条间隔200mm的与钢板的轧制方向垂直的划线，然后进行光整冷轧，以(轧制后的划线间隔)-(轧制前的划线间隔)/(轧制前的划线间隔)计算出所述光整冷轧的伸长率。对于发明例12，对热轧板的两面进行机械加工，加工至板厚为1.2mm，进行3循环道次的累积叠轧。该累积叠轧的总轧制率相当于88％。

表10 

P：珠光体 

C：渗碳体 

M：马氏体 

B：贝氏体 

A：残留奥氏体

表11 

WQ：水淬火 

表12 

P：珠光体 

C：渗碳体 

M：马氏体 

B：贝氏体 

A：残留奥氏体

进而从发明例18的钢板切出与轧制方向平行的截面，将其用1％的硝酸酒精溶液蚀刻，利用SEM观察组织。该组织见图9。另外，测定发明例18的铁素体相的粒度分布，其结果见图10。 

由图9和图10可知，含有渗碳体作为硬质第二相，剩下的是由纳米晶粒和微米晶粒构成的混合组织。 

此外，从各钢板切下图14所示形状的拉伸试片使得与轧制方向平行的方向为拉伸轴，进行拉伸试验。拉伸试验是采用鹭宫制作所的高速材料试验机TS-2000并以0.01/s和1000/s的应变速度实施。从得到的公称应力公称应变曲线图中，求得静态拉伸强度(TS)、烘烤硬化性(BH)、总伸长率和静动差。需要说明的是，静动差如下计算：从应变速度1000/s下的公称应变为3％～5％的平均公称应力减去应变速度0.01/s下的公称应变为3％～5％的平均公称应力来算出所述静动差。这些结果一并记录在表12中。 

<对发明例12～29的考察> 

对于发明例12～29，可知各钢板均显示出优异的各材料特性，特别是静动差较大。因此，对于各发明例的钢板，由于可以兼具较高的高速变形强度和冲击能量吸收性能以及高加工性，因此可以用于汽车的车体等。发明例12中，热轧板的硬质第二相的面积分数为12％，接近下限值，但由于进行了累积叠轧，所以冷轧退火后的纳米结晶比例变大，表现出了良好的特性。该结果表明，热轧板的硬质第二相的面积分数即使低到10％左右，也能通过累积叠轧得到目的组织。 

<对比较例23～41的考察> 

与此相对，可知比较例27～41的各钢板的静动差均较小。因此，对于这些比较例的钢板而言，不能兼具较高的高速变形强度和冲击能量吸收性能以及高加工性，因此，不优选用于汽车的车体等。需要说明，对于比较例23等，尽管得到了170MPa以上的静动差，但是伸长率等其他特性比发明例差。特别是比较例23，由于没有实施光整冷轧，所以虽然静动差高，但是高速变形时的总伸长率低。 

<关于本发明的变形>

除了以上所示的制造方法，本发明中可以通过在退火时实际附着镀层，得到熔融镀锌钢板和合金化熔融镀锌钢板。另外，为了提高耐腐蚀性，在实施了熔融镀锌后，还可以进一步采用电镀线进行镀铁。进而，在对本发明的钢实施退火后，采用电镀线对表面实施镀覆，由此，可以得到电镀锌钢板或合金化(Ni-Zn)电镀锌钢板。此外，为了提高耐腐蚀性，还可以实施有机被膜处理。 

需要说明，为了比较，在表13中给出了市售材料的特性。根据表13可知，与表12的各发明例相比，各市售材料1～5的静动差均小。所以，可以确认到，与现有的市售材料相比，各发明例的钢板以更高的水平兼具了高速变形强度和冲击能量吸收性能以及加工性。 

表13 

F：铁素体    C：渗碳体    M：马氏体 

图11是说明光整冷轧下的伸长率和总伸长率的关系的图，表14归总了图11所示的例子。随着光整冷轧的伸长率的增加，静态变形时的总伸长率减少，但高速变形时的总伸长率增加到伸长率为5％左右。这表明高速变形时的吸收能量增加。高速变形时的吸收能量在伸长率为1％～10％时高，因此该范围是合适的。 

表14 

图12给出了进行了光整冷轧的材料和没进行光整冷轧的材料的应力-应变曲线。由图12可知，通过进行光整冷轧，屈服点降低，在更弱的应力下就发生了变形。图13是说明高速变形时的伸长率和静动差的关系的图。由图13可知，发明例的伸长率和静动差均比市售材料、比较例优异。 

产业上的可利用性 

根据本发明，提供了一种高强度钢板及其制造方法，其中所述高强度钢板由于铁素体晶粒的微细化而提高了强度，并且其压锻成型时的重要性质即强度和延展性的平衡优异，高速变形时的吸收能量优异。另外，根据本发明还提供了一种高强度钢板，该高强度钢板不仅由于铁素体晶粒的微细化提高了强度，而且由于静动差高，所以压锻成型容易，并且其高速变形时的延展性优异，吸收能量大。因此，本发明有望能用于具有要求高的高速变形强度和冲击能量吸收性能以及高的加工性的特性的汽车用车体。

Claims (15)

1.一种高强度钢板，其特征在于，该钢板呈现出由铁素体相和分散的硬质第二相构成的金属组织，所述硬质第二相为马氏体、贝氏体和残余奥氏体中的至少一种相，在所述金属组织中所述硬质第二相所占的面积分数为30％～70％，在所述铁素体相中晶粒粒径为1.2μm以下的铁素体所占的面积分数为15％～90％，并且，在所述铁素体相中，晶粒粒径为1.2μm以下的铁素体的平均粒径ds和晶粒粒径超过1.2μm的铁素体的平均粒径dL满足下述(1)式：

dL/ds≥3    (1)。

2.根据权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，在所述钢板的与轧制方向平行的截面上，任意选出9个以上3μm见方的正方形格子，在这种情况下，将各格子中的所述硬质第二相的面积分数设为Ai且i＝1、2、3、…时，所述Ai的平均值A(ave)和标准偏差s满足下述(3)式：

s/A(ave)≤0.6    (3)。

3.根据权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，在所述钢板中含有C，并且含有Si、Mn、Cr、Mo、Ni和B中的至少一种元素，C(ss)是指从总C量中减去与Nb、Ti和V结合的C量后得到的固溶碳量，以下述(4)式～下述(7)式为前提，所述C(ss)满足下述(8)式～(10)式，

F₁(Q)＝0.65Si+3.1Mn+2Cr+2.3Mo+0.3Ni+2000B    (4)

F₂(T)＝735+19Si-31Mn-12Ni+17Mo+20Cr+30V-800N    (5)

F₃(S)＝112Si+98Mn+218P+317Al+9Cr+56Mo+8Ni+1417B    (6)

F₄(G)＝620+300C+0.5×F₃(S)    (7)

F₁(Q)≥6.0    (8)

F₂(T)≤F₄(G)-20    (9)

0.07≤C(ss)≤0.45    (10)

其中，在(4)式、(5)式、(6)式和(7)式中，各添加元素是以该添加元素的构成比例代入的，所述构成比例以质量％表示。

4.根据权利要求3所述的高强度钢板，其特征在于，以下述(11)式、(12)式为前提，所述钢板的含有成分满足下述(13)式和(14)式，

F₃(S)＝112Si+98Mn+218P+317Al+9Cr+56Mo+8Ni+1417B    (11)

F₅(P)＝500×Nb+1000×Ti+250×V    (12)

F₃(S)≤600    (13)

F₅(P)≤130    (14)

其中，在(11)式、(12)式中，各添加元素是以该添加元素的构成比例代入的，所述构成比例以质量％表示。

5.根据权利要求3所述的高强度钢板，其特征在于，以质量％计，在所述钢板中含有0.26％以下的Nb、0.13％以下的Ti和0.52％以下的V中的至少一种成分。

6.根据权利要求4所述的高强度钢板，其特征在于，以质量％计，在所述钢板中含有2％以下的P和18％以下的Al中的至少一种成分。

7.根据权利要求3所述的高强度钢板，其特征在于，以质量％计，在所述钢板中含有0.007％～0.03％的N。

8.根据权利要求3所述的高强度钢板，其特征在于，以质量％计，在所述钢板中，Si为5％以下、Mn为5％以下、Cr为1.5％以下、Mo为0.7％以下、Ni为10％以下和B为0.003％以下。

9.一种高强度钢板的制造方法，该制造方法是制造权利要求1所述的高强度钢板的方法，其特征在于，对金属组织由铁素体相和面积分数为30％～85％的硬质第二相构成的热轧钢板，进行以下述(15)式为前提的加工度指数D满足下述(16)式的冷轧，然后，进行满足下述(17)式和(18)式的退火，

D＝d×t/t₀    (15)

(15)式中的d表示所述硬质第二相的平均间隔，单位为μm，t表示冷轧后的板厚，t₀表示热轧后冷轧前的板厚，

0.50≤D≤1.0    (16)

F₂(T)+20≤Ts≤F₂(T)+90    (17)

F₂(T)+20≤Ts≤F₄(G)-1.3(ts)^1/2    (18)

上式中的ts表示保温时间，单位为秒，Ts表示保温温度，单位为℃，(ts)^1/2是ts的平方根。

10.根据权利要求9所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在所述热轧钢板的板厚方向上的所述硬质第二相的平均间隔为2.5μm～5μm。

11.一种高强度钢板的制造方法，该制造方法是制造权利要求1所述的高强度钢板的方法，其特征在于，对金属组织由铁素体相和面积分数为10％～85％的硬质第二相构成且所述硬质第二相之间的平均间隔为2.5μm～5.0μm的热轧钢板，进行以下述(19)式为前提的加工度指数D满足下述(20)式的冷轧，然后，进行满足下述(21)式的退火，

D＝d×t/t₀    (19)

(19)式中的d表示所述硬质第二相的平均间隔，单位为μm，t表示冷轧后的板厚，t₀表示热轧后冷轧前的板厚，

0.50≤D≤1.0    (20)

650-(ts)^1/2＜Ts＜750-(ts)^1/2    (21)

(21)式中的ts表示保温时间，单位为秒，Ts表示保温温度，单位为℃，(ts)^1/2是ts的平方根。

12.根据权利要求11所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，所述冷轧是反复进行在轧制后将材料叠合轧制这一过程的累积叠轧。

13.根据权利要求11所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，所述热轧钢板中的所述硬质第二相的面积分数为30％～85％。

14.根据权利要求11所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在所述退火后进行伸长率为1％～10％的加工。

15.根据权利要求14所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，所述加工是光整冷轧。

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