CN101999007B - 扩孔性和延展性的平衡极良好、疲劳耐久性也优异的高强度钢板和镀锌钢板以及这些钢板的制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明的目的是提供一种适合于汽车、建材、家电制品等的扩孔性和延展性等的可加工性和疲劳特性优异的高强度钢板，该钢板的特征在于，具有以质量％计，含有规定量的C、Si、Mn、P、S、Al、N、O，其余部分由铁和不可避免的杂质构成的组成；钢板组织主要由铁素体和硬质组织构成，与硬质组织相邻的某个铁素体与所述硬质组织的晶体取向差低于9°；最大拉伸强度为540MPa以上。

Description

扩孔性和延展性的平衡极良好、疲劳耐久性也优异的高强度钢板和镀锌钢板以及这些钢板的制造方法

技术领域

本发明涉及适合于汽车、建材、家电制品等的用途的扩孔性和延展性等的可加工性优异并且疲劳耐久性也优异的高强度钢板和镀锌钢板以及这些钢板的制造方法。

背景技术

近年在汽车领域，为了兼备在碰撞时保护乘员的功能的确保和以提高燃油经济性为目的的轻量化，使用了高强度钢板。

特别是除了安全意识提高以外，还由于法规的强化，因此确保碰撞安全性的必要性在提高，因此，迄今为止有下述需求：甚至于只使用了低强度的钢板的具有复杂形状的部品也要应用高强度钢板。

可是，由于材料的成形性随着材料的强度上升而劣化，因此具有复杂形状的部件使用高强度钢板时，必须制造满足成形性和高强度这两者的钢板。

如汽车部件那样的具有复杂形状的部件使用高强度钢板时，作为成形性，例如要求同时具备延展性、胀形性、扩孔性等的不同的成形性。

另外，对于汽车部件而言，在行驶中受到循环载荷，因此同时要求疲劳耐久性也优异。

作为薄钢板的成形性重要的延展性和胀形性，已知与加工硬化指数(n值)具有相关性，n值高的钢板作为成形性优异的钢板为人所知。

例如，作为延展性和胀形性优异的钢板有：钢板组织由铁素体和马氏体构成的DP(双相；Dual Phase)钢板、在钢板组织中含有残余奥氏体的TRIP(相变诱发塑性；Transformation Induced Plasticity)钢板(例如参照专利文献1、专利文献2)。

另一方面，作为扩孔性优异的钢板，已知使钢板组织为已析出强化的铁素体单相组织的钢板和为贝氏体单相组织的钢板(例如参照专利文献3、专利文献4、专利文献5、专利文献6、非专利文献1)。

DP钢板，通过以富有延展性的铁素体为主相，并使作为硬质组织的马氏体分散于钢板组织中，得到了优异的延展性。另外，软质的铁素体容易变形，随同变形导入大量的位错而硬化，因此DP钢板的n值也高。

可是，若使钢板组织为由软质的铁素体和硬质的马氏体构成的组织，则由于两组织的变形能力不同，在伴有扩孔加工那样的大加工的场合，具有在两组织的界面形成微小的微孔，扩孔性显著劣化的问题。

特别是最大拉伸强度为540MPa以上的DP钢板，由于钢板中的马氏体体积率比较高，铁素体与马氏体的界面也较多地存在，因此在界面形成的微孔容易地连结，形成裂纹，以至于断裂。

由于这样的原因，已知DP钢板的扩孔性处于劣势(例如，参照非专利文献2)。

另外，对于DP钢而言，已知在反复变形时产生的裂纹通过绕过硬质组织，从而疲劳耐久性(裂纹扩展抑性)提高。这是马氏体和贝氏体相比于铁素体为硬质，疲劳裂纹不能扩展，因此疲劳裂纹在铁素体侧、或者铁素体与硬质组织的界面扩展，绕过硬质组织所致。

对于DP钢而言，由于硬质组织难以变形，因此由反复变形产生的位错运动和表面凹凸的变化，由在铁素体侧的位错运动担负。因此，为了DP钢的疲劳耐久性的进一步的提高，在铁素体中抑制疲劳裂纹的形成变得重要。可是，铁素体为软质，存在难以抑制在铁素体中的裂纹形成的问题。因此，在DP钢的疲劳耐久性的进一步提高上存在课题。

钢板组织由铁素体和残余奥氏体构成的TRIP钢板也同样地扩孔性低。这起因于：作为汽车部件的成形加工的扩孔加工和延伸凸缘加工是在冲孔或者机械切割后进行加工。

TRIP钢板中含有的残余奥氏体，若受到加工则相变成马氏体。例如，如果为扩展加工或鼓凸成形，则通过残余奥氏体相变成马氏体，将加工部高强度化，抑制变形的集中，可确保高的成形性。

可是，一旦进行冲孔和切断等，则切断的端面附近受到加工，因此在钢板组织中含有的残余奥氏体会相变成马氏体。其结果，变成与DP钢板类似的组织，扩孔性和延伸凸缘成形性处于劣势。另外，也曾报道了：由于冲孔加工本身是伴有大变形的加工，因此在冲孔后，在铁素体与硬质组织(在此，为残余奥氏体相变而成的马氏体)界面存在微孔，使扩孔性劣化。

或者，在晶界存在渗碳体和/或珠光体组织的钢板，扩孔性也处于劣势。这是因为铁素体与渗碳体的边界成为微小孔形成的起点的缘故。

另外，这些TRIP钢板、在晶界存在渗碳体和/或珠光体组织的钢板，由于也为硬质组织，因此关于疲劳耐久性，与DP钢同样。

由于这样的情况，上述的专利文献3～5和非专利文献1所示的、使钢板的主相为贝氏体或已析出强化的铁素体的单相组织，并且为抑制在晶界的渗碳体相的生成而大量添加Ti等的合金碳化物形成元素，使在钢中含有的C形成为合金碳化物，从而使扩孔性优异的高强度热轧钢板被开发出来。

可是，使钢板组织为贝氏体单相组织的钢板，为了使钢板组织为贝氏体单相组织，在冷轧钢板的制造中，必须先加热到变为奥氏体单相的高温，生产率差。另外，贝氏体组织是含有较多位错的组织，因此缺乏加工性，具有难以适用于需要延展性和胀形性的部件的缺点。

此外，形成为已析出强化的铁素体的单相组织的钢板，利用由Ti、Nb或者Mo等的碳化物产生的析出强化，来使钢板高强度化并且抑制渗碳体等的形成，从而能够兼备780MPa以上的高强度和优异的扩孔性。可是，经由冷轧和退火工序的冷轧钢板，具有难以充分利用其析出强化的缺点。

即，析出强化通过在铁素体中整合析出Nb和Ti等的合金碳化物来实现，但在冷轧钢板中，铁素体被加工，在其后的退火时进行再结晶，因此与在热轧板阶段整合析出的Nb和/或Ti的析出物的取向关系丧失。因此，其强化能力大幅度减少，难以确保强度。

另外，已知析出强化钢中添加的Nb和/或Ti会大幅度延迟再结晶，为了确保优异的延展性，需要高温退火，生产率差。而且，在冷轧钢板中即使得到了与热轧钢板同等的延展性，其延展性或胀形相比于DP钢板也处于劣势，不能应用于需要大的胀形性的部位。而且，必须大量添加Nb和Ti等的高价格的合金碳化物形成元素，也具有招致成本提高的问题。

另外，析出强化钢，关于疲劳耐久性的提高，虽然差于DP钢，但是具有一定的效果。这是因为，析出物妨碍位错的运动，因此抑制成为疲劳裂纹形成的原因的在表面的凹凸形成，抑制在表面的裂纹的形成的缘故。

可是，析出强化钢，一旦在表面形成凹凸，则在凹凸部产生大的应力集中，因此不能抑制裂纹的扩展，在由析出强化带来的疲劳耐久性提高方面存在极限。

作为克服这些缺点、谋求延展性和扩孔性确保的钢板，已知专利文献6和专利文献7等所记载的钢板。

这些钢板是使钢板组织先成为由铁素体和马氏体构成的复合组织，其后通过将马氏体进行回火而软质化，通过组织强化而得到的同时得到强度-延展性平衡提高和扩孔性提高的钢板。

可是，即使通过马氏体的回火使硬质组织软化，依然地马氏体为硬质，因此不能避免扩孔性劣化。而且，通过马氏体的软化，会产生强度降低，因此为了补偿强度降低，必须增加马氏体体积率，具有伴随着硬质组织分率增加而引起扩孔性劣化的问题。另外，若冷却终点温度变动，则马氏体体积率发生偏差，因此也具有材质容易发生偏差的问题。

作为解决这些问题的手段，或者为了确保充分的马氏体体积率，有时通过使用水槽等进行淬火直到室温，来进行充分的量的马氏体体积率的确保，但若使用水等进行冷却，则容易发生钢板的翘曲和切断后的弯曲(camber)等的形状不良。

这些形状不良的原因，并不仅由单纯的板的变形所致，有时以起因于冷却时的温度不匀的残余应力为原因，作为板形状即使良好，在切断后也有时引起翘曲和弯曲这些形状不良。另外，也具有在后道工序中难以矫正的课题。因此，不仅在材质确保方面，从易使用性的观点来看也存在课题。

这样，延展性、胀形性、或者扩孔性的确保所需要的钢板组织极其不同，因此很难使钢板同时具备这些特性。另外，在疲劳耐久性的进一步提高上存在课题。

现有技术文献

专利文献

专利文献1  特开昭53-22812号公报

专利文献2  特开平1-230715号公报

专利文献3  特开2003-321733号公报

专利文献4  特开2004-256906号公报

专利文献5  特开平11-279691号公报

专利文献6  特开昭63-293121号公报

专利文献7  特开昭57-137453号公报

非专利文献

非专利文献1  CAMP-ISIJ vol.13(2000)，p411

非专利文献2  CAMP-ISIJ vol.13(2000)，p391

发明内容

如上述那样，为了提高延展性，希望使钢板组织为由软质组织和硬质组织构成的复合组织，为了提高扩孔性，希望形成为组织间的硬度差小的均一组织。

这样，延展性和扩孔性，为确保各特性所需要的组织不同，因此，难以提供兼备两方特性的钢板。而且，关于疲劳耐久性，未进行过提高它的尝试。

本发明是考虑到这样的情况而完成的，提供一种兼备与DP钢同等的优异的延展性、和与单一组织的钢板所具有的扩孔性同等的优异的扩孔性，并且具有高强度，而且提高了疲劳耐久性的钢板及其制造方法。

所述的本发明的特征如下。

(1)本发明为一种扩孔性和延展性的平衡极良好、疲劳耐久性也优异的高强度钢板，其特征在于，具有以质量％计，含有C：0.05％～0.20％、Si：0.3～2.0％、Mn：1.3～2.6％、P：0.001～0.03％、S：0.0001～0.01％、Al：2.0％以下、N：0.0005～0.0100％、O：0.0005～0.007％，其余部分由铁和不可避免的杂质构成的组成；钢板组织主要由铁素体和硬质组织构成，与硬质组织相邻的某个铁素体与上述硬质组织的晶体取向差低于9°；最大拉伸强度为540MPa以上。

(2)本发明的特征在于，以质量％计，还含有B：0.0001％以上且低于0.010％。

(3)本发明的特征在于，以质量％计，还含有Cr：0.01～1.0％、Ni：0.01～1.0％、Cu：0.01～1.0％、Mo：0.01～1.0％中的1种或者2种以上。

(4)本发明的特征在于，以质量％计，还含有合计为0.001～0.14％的Nb、Ti、V中的1种或者2种以上。

(5)本发明的特征在于，以质量％计，还含有合计为0.0001～0.5％的Ca、Ce、Mg、REM中的1种或者2种以上。

(6)本发明的特征在于，在(1)～(5)的任一项所述的钢板的表面具有锌系镀层。

(7)本发明为一种扩孔性和延展性的平衡极良好、疲劳耐久性也优异的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在将具有(1)～(5)的任一项中所记载的化学成分的铸造板坯直接或者暂先冷却后加热至1050℃以上，在Ar3相变点以上完成热轧制，在400～670℃的温度区进行卷取，酸洗后，实施压下率为40～70％的冷轧，从连续退火线进行板通过时，使200～600℃间的加热速度(HR1)为2.5～15℃/秒、600℃～最高加热温度间的加热速度(HR2)为(0.6×HR1)℃/秒以下而加热之后，使最高加热温度为760℃～Ac3相变点而进行了退火后，将630℃～570℃间以3℃/秒以上的平均冷却速度冷却，在450℃～300℃的温度区保持30秒以上。

(8)本发明为一种扩孔性和延展性的平衡极良好、疲劳耐久性也优异的高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在将具有(1)～(5)的任一项中所记载的化学成分的铸造板坯直接或者暂先冷却后加热至1050℃以上，在Ar3相变点以上完成热轧制，在400～670℃的温度区进行卷取，酸洗后，实施压下率为40～70％的冷轧，从连续热浸镀锌线进行板通过时，使200～600℃间的加热速度(HR1)为2.5～15℃/秒、600℃～最高加热温度间的加热速度(HR2)为(0.6×HR1)℃/秒以下而加热之后，使最高加热温度为760℃～Ac3相变点而进行了退火后，将630℃～570℃间以3℃/秒以上的平均冷却速度冷却到(镀锌浴温度-40)℃～(镀锌浴温度+50)℃，然后在浸渍于镀锌浴之前和/或浸渍于镀锌浴之后，在(镀锌浴温度+50)℃～300℃的温度区保持30秒以上。

(9)本发明为一种扩孔性和延展性的平衡极良好、疲劳耐久性也优异的高强度合金化热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在将(1)～(5)的任一项中所记载的化学成分的铸造板坯直接或者暂先冷却后加热至1050℃以上，在Ar3相变点以上完成热轧制，在400～670℃的温度区进行卷取，酸洗后，实施压下率为40～70％的冷轧，从连续热浸镀锌线进行板通过时，使200～600℃间的加热速度(HR1)为2.5～15℃/秒、600℃～最高加热温度间的加热速度(HR2)为(0.6×HR1)℃/秒以下而加热之后，使最高加热温度为760℃～Ac3相变点而进行了退火后，将630℃～570℃间以3℃/秒以上的平均冷却速度冷却到(镀锌浴温度-40)℃～(镀锌浴温度+50)℃之后，根据需要在460～540℃的温度实施合金化处理，在镀锌浴中浸渍前、浸渍后或者合金化处理后，或者在镀锌浴中浸渍前和浸渍后以及合金化处理后，在(镀锌浴温度+50)℃～300℃的温度区保持30秒以上。

(10)本发明为一种扩孔性和延展性的平衡极良好、疲劳耐久性也优异的高强度电镀锌系钢板的制造方法，其特征在于，采用(7)所述的方法制造出钢板之后，实施锌系电镀。

根据本发明，通过控制钢板成分、退火条件，能够稳定地得到主要由铁素体和硬质组织构成、相邻的铁素体与硬质组织间的晶体取向差低于9°，由此最大拉伸强度为540MPa以上的具备优异的延展性和优异的扩孔性，并且疲劳耐久性也优异的高强度钢板或高强度镀锌钢板。

附图说明

图1是模式地表示将钢在冷加工后加热至Ac1以上的温度的场合的相变的情况的图，(i)表示本发明的情况，(ii)表示以往的情况。

图2是表示由退火后的钢板得到的采用FESEM-EBSP法得到的ImageQuality(IQ)像的一例的图，(i)表示本发明的情况，(ii)表示比较例的情况。

具体实施方式

以下详细说明本发明。

本发明者对于最大拉伸强度为540MPa以上的高强度钢板，以即使使钢板组织为铁素体和硬质组织的场合也能够兼备优异的延展性和优异的扩孔性为目的，进行了刻苦研究。

其结果发现，通过使硬质组织与相邻的某个铁素体的晶体取向差在9°以内的硬质组织的比例为硬质组织全体的体积率的50％以上，换言之，通过以与相邻的某个铁素体的晶体取向差为9°以内的硬质组织为主体，能够确保作为复合组织钢板的特征的优异的延展性，并且确保优异的扩孔性能。另外发现，那样的钢板，疲劳耐久性也优异。

因此，最初对钢板的组织的限定理由进行说明。

一般地，作为软质组织的铁素体，变形能力与贝氏体和马氏体等的硬质组织不同。由铁素体和硬质组织构成的钢板，虽然软质的铁素体容易变形，但是硬质的贝氏体和马氏体难以变形。其结果，在对那样的钢板进行扩孔加工或延伸凸缘加工之类的大变形的场合，在两组织的界面变形集中，以至于微孔形成、裂纹形成、裂纹扩展、断裂，因此以往认为优异的延展性和扩孔性的兼备是不可能的。

另外，对于疲劳耐久性，疲劳裂纹在铁素体侧、或者铁素体与硬质组织的界面扩展，因此存在难以对其进行抑制的问题。

可是，本发明者等加以刻苦研究的结果发现，即使是硬质组织，通过减小其与相邻的铁素体的取向差，变形成为可能。而且发现，通过使具有与铁素体类似的晶体取向的硬质组织与铁素体相邻(在铁素体和具有无规则的晶体取向的硬质组织之间，使晶体取向差小的硬质组织邻接)，即使存在晶体取向不同的硬质组织，也不会使扩孔性劣化。

其原因认为起因于铁素体和硬质组织的晶体结构类似。即，由于两组织由于晶体结构类似，因此认为担负变形的位错的滑移系也同样。另外，在两者的晶体取向差小的场合，认为与在铁素体中产生的变形同样的变形在硬质组织中也产生。

由此认为，通过控制与铁素体相邻的硬质组织的晶体取向，可抑制在界面的位错的体积和微孔形成，提高扩孔性。

另外，即使存在晶体取向与铁素体不同的硬质组织，由于在其周围存在具有与铁素体类似的晶体取向的硬质组织，哪边都是硬质组织，因此认为其变形能力之差小，认为不伴有扩孔性的劣化而带来高强度化。

而且，在扩孔加工之类的大变形下，铁素体也由于加工硬化而充分***，与硬质组织的变形能力之差变小，因此认为即使是硬质组织也能够变形。

另一方面，在变形初期，不怎么受到加工，因此铁素体尚软，处于容易变形的状态。其结果认为，通过减小硬质组织和与其相邻的铁素体的取向差，可同时具备与复合组织钢板同等的延展性和扩孔性。

而且，通过减小硬质组织的晶体取向和与其相邻的铁素体的晶体取向的差，在反复变形中的硬质组织的变形成为可能。其结果，在反复变形中硬质组织也变形，因此认为显示如强化铁素体那样的行为，可抑制疲劳裂纹的形成。与此同时，硬质组织依然硬，因此也作为一旦形成的裂纹的扩展阻力来发挥作用。由这些情况认为，钢的疲劳耐久性也提高了。

这样的效果，在与相邻的铁素体的晶体取向差为9°以内的硬质组织(特别是贝氏体)的体积率为全部硬质组织的体积率的50％以上的场合变得显著。

如果该角度大于9°，则在大变形下也缺乏变形能力，促进在铁素体与硬质组织的界面的应变集中和微孔的形成，会使扩孔性大幅度劣化。由此来看，晶体取向差必须为9°以下。

满足晶体取向差为9°以下的晶体取向关系的铁素体，不需要是与硬质组织相邻的所有的铁素体。只要在硬质组织和与其相邻的某个铁素体之间满足晶体取向差低于9°的晶体取向关系即可。优选在与相邻的所有铁素体之间使晶体取向差低于9°，但为此需要使所有的铁素体为同一取向，在技术上极难实现。

即便在与一方的相邻的铁素体之间晶体取向差大，通过具有同样的取向的铁素体进行变形，也能够缓和在与硬质组织的界面的应变集中。而且，形成的硬质组织，最多的界面具有与相邻的铁素体类似的晶体取向的情况较多。

本发明者由该情况认为，相邻的所有的铁素体和硬质组织即使不具有上述取向关系，通过抑制微孔形成也实现了扩孔性提高。

和与硬质组织之间的晶体取向差低于9°的铁素体相邻的硬质组织的体积率，优选为全部硬质组织的体积率的50％以上。这是因为当其体积率低于50％时，在通过抑制微孔形成而带来的扩孔性上提高效果小。

另一方面，在全部硬质组织的体积率的50％以上与相邻的铁素体具有特定的晶体取向关系(晶体取向差为9°以内)的场合，即使存在不具有特定的晶体取向关系的硬质组织，这些硬质组织将被具有晶体取向关系的硬质组织包围，具有与铁素体接触的界面的比例变少，难以成为变形集中和微孔形成位点，因此扩孔性提高。

本发明中，作为钢板组织，如上述那样为铁素体和硬质组织的复合组织。这里所说的硬质组织，是指示贝氏体、马氏体和残余奥氏体。贝氏体与铁素体同样是具有bcc结构的组织。根据情况，是在构成贝氏体组织的板条状或者块状的贝氏铁素体内部、或者在其间含有渗碳体和/或残余奥氏体的组织。另外，贝氏体其粒径比铁素体小、或者相变温度低，因此含有大量的位错，因此与铁素体比较为硬质。另一方面，马氏体具有bct结构，在其内部含有大量的C，因此是非常硬的组织。

硬质组织的体积率优选为5％以上。这是因为，若硬质组织的体积率低于5％，则难以确保540MPa以上的强度的缘故。更优选：在钢板中存在的贝氏体、马氏体、残余奥氏体的体积率的合计的50％以上为马氏体组织。这是因为，马氏体相比于贝氏体为高强度，能以少的体积率来谋求高强度化的缘故。

其结果，能够在确保与以往的DP钢同等的延展性的状态下提高扩孔性。另一方面，即使使硬质组织全部为贝氏体组织，也能够确保优异的扩孔性，但是在要确保540MPa以上的高强度的场合，贝氏体体积率过多而富有延展性的铁素体的比例过度减少，延展性大大劣化。因此，优选：使硬质组织的体积率的50％以上为马氏体。

此外，通过在铁素体与不具有晶体取向关系的硬质组织之间，配置晶体取向差为9°以下的硬质组织，扩孔性和延伸的平衡提高。这是因为，通过相邻地配置变形能力接近的组织，抑制在各组织界面的变形的集中，使扩孔性提高的缘故。

另外，作为其他的硬质组织，也可以含有残余奥氏体。通过使残余奥氏体在变形时相变成为马氏体，来将加工部硬化，阻碍变形的集中。其结果，可得到特别优异的延展性。

硬质组织的体积率的上限并不特别规定而具备作为本发明效果的优异的延展性和扩孔性以及疲劳耐久性，但如果为590～1080MPa的TS范围，则可谋求钢板的延展性和扩孔性、或者延伸凸缘性的兼备，进而为了确保疲劳耐久性，优选含有体积率大于50％的铁素体。

使钢板组织为铁素体和硬质组织的双相组织是为了得到优异的延展性。软质的铁素体富有延展性，因此为了得到优异的延展性是必需的。此外，通过使适度量的硬质组织分散，可确保优异的延展性并实现高强度化。为了确保优异的延展性，需要设定为铁素体主相。

另外，如果为不使强度、扩孔性和延展性劣化的范围，则作为其他的组织，也可以含有珠光体和/或渗碳体。

上述显微组织的各相、铁素体、珠光体、渗碳体、马氏体、贝氏体、奥氏体以及残部组织的鉴定、存在位置的观察以及面积率的测定，可利用硝酸乙醇腐蚀液试剂以及特开昭59-219473号公报所公开的试剂腐蚀钢板轧制方向截面或者与轧制方向垂直的方向截面，利用1000倍的光学显微镜观察和1000～100000倍的扫描型以及透射型电子显微镜来定量化。另外，根据使用FESEM-EBSP法(高分辨率晶体取向解析法)的晶体取向解析和显微维氏硬度测定等的微小区域的硬度测定也能够进行组织的判别。

另外，关于晶体取向关系的鉴定，可通过利用透射型电子显微镜(TEM)进行的内部组织观察、利用FESEM-EBSP法进行的晶体取向映射来进行。特别是使用FESEM-EBSP法的晶体取向映射，可简便地测定宽的视场，因此特别有效。

本发明中，利用SEM进行照片拍摄后，使用FESEM-EBSP法以0.2μm的步进尺寸进行100μm×100μm的视场的晶体取向映射。但是，当只进行使用FESEM-EBSP法的取向解析时，难以判别具有类似的晶体结构的贝氏体和马氏体。可是，马氏体组织是含有较多位错的组织，因此通过进行与图像质量(Image Quality)像的比较可容易地判别。

即，由于马氏体是含有较多位错的组织，因此与铁素体、贝氏体比较，图像质量格外低，可容易地判别。由此，在本发明中使用FESEM-EBSP法进行贝氏体和马氏体的判别的场合，使用图像质量像进行判别。进行各10个视场以上的观察，通过点计数法和图像解析可求出各组织的面积率。

在晶体取向差的测定中，测定作为主相的铁素体与成为相邻的硬质组织的主滑移方向的[1-1-1]的晶体取向关系。但是，即使[1-1-1]方向相同，也有时绕该轴的周围回转。因此，也一并测定成为[1-1-1]滑移的滑移面的(110)面的法线方向的晶体取向差，将其两方的晶体取向差为9°以下的硬质组织定义为本发明中所说的晶体取向差为9°以下的硬质组织。

在取向差的决定中，制成具有各种的成分以及制造条件的钢板，填埋扩孔试验后或者拉伸试验后的试件，进行研磨，调查断裂部附近的变形行为特别是微孔形成行为，在如上述那样求出的相邻的铁素体和硬质组织的晶体取向差为9°以下的铁素体和硬质组织界面，看到了显著抑制微孔形成。

此外发现，通过将在硬质组织全体中所占的相邻的铁素体与硬质组织的晶体取向差为9°以下的硬质组织的比例控制在50％以上，具有显著的扩孔性和疲劳耐久性提高效果。

这是通过使全部硬质组织的体积率的50％以上为与相邻的铁素体具有特定的晶体取向关系(晶体取向差为9°以内)的硬质组织，即使存在不具有特定的晶体取向关系的硬质组织，这些硬质组织会被具有晶体取向关系的硬质组织包围，也能够减少具有与铁素体接触的界面的比例。其结果，难以成为变形的集中和微孔形成位点，因此扩孔性提高。

由此来看，需要使在硬质组织全体中所占的晶体取向差为9°以下的硬质组织的比例为50％以上。再者，微孔形成的抑制，不仅提供扩孔性，也带来拉伸试验中局部延伸率的提高，由此来看，本发明的控制了硬质组织的晶体取向差的复合组织钢板，与通常的DP钢比较，局部延伸性优异。

使TS为540MPa以上是因为，如小于该强度，则通过对铁素体单相钢谋求使用了固溶强化的高强度化，可谋求小于540MPa的TS和优异的延展性和扩孔性的兼备。特别是考虑540MPa以上的TS确保的场合，为了确保优异的延展性，必须进行利用马氏体和/或残余奥氏体的强化，扩孔性的劣化变得显著。

本发明中，关于铁素体的晶体粒径没有特别的限定，从强度-延伸率平衡的观点来看，优选公称粒径为7μm以下。

接着，对构成本发明的钢板的钢的成分限定理由进行说明。

C：0.05％～0.20％

C在进行使用贝氏体和/或马氏体的组织强化的场合是必需的元素。C低于0.05％时，难以确保540MPa以上的强度，因此将下限值设定为0.05％。另一方面，C的含有量为0.20％以下的理由是因为，C大于0.20％时，硬质组织体积率过多，即使使大部分的硬质组织与铁素体的晶体取向差为9°以下，不可避免地存在的不具有上述晶体取向关系的硬质组织的体积率也过多，不能抑制在界面的应变集中和微孔形成，扩孔值处于劣势。

Si：0.3～2.0％

Si是强化元素，而且不固溶于渗碳体，因此抑制在晶界的粗大渗碳体的形成。当添加量低于0.3％时，不能期待通过固溶强化来强化、或者不能抑制在晶界的粗大渗碳体的形成，因此必须添加0.3％以上。另一方面，当添加量超过2.0％时，会使残余奥氏体过度增加，使冲孔或切断后的扩孔性和延伸凸缘性劣化。因此，上限必须设定为2.0％。而且，Si的氧化物，与热浸镀锌层的润湿性差，因此成为未镀覆的原因。因此，在热浸镀锌钢板的制造中，需要控制炉内的氧势，抑制在钢板表面的Si氧化物形成等。

Mn：1.3～2.6％

Mn是固溶强化元素，同时是奥氏体稳定化元素，因此抑制奥氏体向珠光体相变。其小于1.3％时，珠光体相变的速度过快，不能使钢板组织成为铁素体和贝氏体的复合组织，不能确保540MPa以上的TS。另外，扩孔性也差。因此，下限值设定为1.3％以上。另一方面，大量添加Mn时，会促进与P、S的共偏析，招致可加工性的显著劣化，因此其上限设定为2.6％。

P：0.001～0.03％

P存在在钢板的板厚中央部偏析的倾向，使焊接区脆化。若超过0.03％则焊接区的脆化变得显著，因此其适当范围限定在0.03％以下。P的下限值不特别规定，但设定为低于0.001％时在经济上不利，因此优选将0.001％作为下限值。

S：0.0001～0.01％

S对焊接性和铸造时以及热轧时的制造性造成不良影响。因此其上限值设定为0.01％以下。S的下限值不特别规定，但低于0.0001％时在经济上不利，因此优选将0.0001％作为下限值。另外，S与Mn结合会形成粗大MnS，因此使扩孔性降低。因此为了提高扩孔性，必须尽可能减少。

Al：2.0％以下

Al促进铁素体形成，使延展性提高，因此可以添加。另外，作为脱氧材料也能充分利用。可是，过剩的添加会使Al系的粗大夹杂物的个数增大，成为扩孔性劣化和表面伤的原因。因此，Al添加的上限设定为2.0％。其下限没有特别的限定，但使其为0.0005％以下较困难，因此0.0005％为实质的下限。

N：0.0005～0.01％

N形成粗大的氮化物，使弯曲性和扩孔性劣化，因此必须抑制添加量。这是因为当N超过0.01％时，该倾向变显著，因此N含有量的范围设定为0.01％以下。此外，由于成为焊接时的气孔发生的原因，因此少为好。下限不特别地规定而可发挥本发明的效果，但N含有量小于0.0005％时会招致制造成本的大幅度增加，因此0.0005％为实质的下限。

O：0.0005～0.007％

O形成氧化物，使弯曲性和扩孔性劣化，因此必须抑制添加量。特别是氧化物作为夹杂物存在的场合多，若存在于冲孔端面或者切断面，则在端面形成缺口状的伤或粗大的坑(dimple)，因此在扩孔时或强加工时招致应力集中，成为裂纹形成的起点，造成大幅度的扩孔性或者弯曲性的劣化。

这是因为当O超过0.007％时，该倾向变显著，因此O含有量的上限设定为0.007％以下。小于0.0005％时，炼钢时的脱氧等花费功夫，招致过度的成本提高，在经济上不优选，因此将0.0005％作为下限。但是，即使使O低于0.0005％，也能确保作为本发明的效果的540MPa以上的TS和优异的延展性。

本发明中，将含有以上的元素的钢作为基本，也可以除了以上的元素以外还选择性地含有以下的元素。

B：0.0001～0.010％

B通过添加0.0001％以上对晶界的强化和钢材的强度化有效，但其添加量超过0.010％时，不仅其效果饱和，而且使热轧时的制造性降低，因此其上限设定为0.010％。

Cr：0.01～1.0％

Cr是强化元素，并且在提高淬硬性上很重要。可是若低于0.01％则得不到这些效果，因此下限值设定为0.01％。若含有量超过1％则招致大幅度的成本增高，因此上限设定为1％。

Ni：0.01～1.0％

Ni是强化元素，在提高淬硬性上很重要。可是若低于0.01％则得不到这些效果，因此下限值设定为0.01％。若含量超过1％则招致大幅度的成本增高，因此上限设定为1％。

Cu：0.01～1.0％

Cu是强化元素，并且在淬硬性的提高上很重要。可是若低于0.01％则得不到这些效果，因此下限值设定为0.01％。相反，若含量超过1％则对制造时以及热轧时的制造性造成不良影响，因此上限值设定为1％。

Mo：0.01～1.0％

Mo是强化元素，并且在淬硬性的提高上很重要。可是若低于0.01％则得不到这些效果，因此下限值设定为0.01％。若含量超过1％则招致大幅度的成本增高，因此上限为1％，更优选为0.3％以下。

Nb：0.001～0.14％

Nb为强化元素。通过析出物强化、由铁素体晶粒的生长抑制带来的细粒强化以及通过再结晶的抑制的位错强化，有助于钢板的强度上升。添加量低于0.001％时得不到这些效果，因此下限值设定为0.001％。含量超过0.14％时，碳氮化物的析出变多，成形性劣化，因此上限值设定为0.14％。

Ti：0.001～0.14％

Ti为强化元素。通过析出物强化、由铁素体晶粒的生长抑制带来的细粒强化以及通过再结晶的抑制的位错强化，有助于钢板的强度上升。添加量低于0.001％时得不到这些效果，因此下限值设定为0.001％。若含量超过0.14％则碳氮化物的析出变多，成形性劣化，因此上限值设定为0.14％。

V：0.001～0.14％

V为强化元素。通过析出物强化、由铁素体晶粒的生长抑制带来的细粒强化以及通过再结晶的抑制的位错强化，有助于钢板的强度上升。添加量低于0.001％时得不到这些效果，因此下限值设定为0.001％。若含量超过0.14％则碳氮化物的析出变多，成形性劣化，因此上限值设定为0.14％。

Ca、Ce、Mg、REM的1种或者2种以上：合计为0.0001～0.5％

Ca、Ce、Mg、REM是用于脱氧的元素，通过含有合计为0.0001％以上的从这些元素中选出的1种或者2种以上，使脱氧后的氧化物尺寸降低，有助于扩孔性提高。

可是，含有量合计超过0.5％时，成为成形加工性的恶化的原因。因此，将含有量按合计量计设定为0.0001～0.5％。另外，所谓REM，是Rare EarthMetal的简写，是指属于镧系元素(lanthanoid)的系列的元素。一般地，REM和Ce以混合稀土金属(misch metal)添加的情况较多，有时除了La、Ce以外还通过复合的方式含有镧系的元素。作为不可避杂质，即使含有这些La、Ce以外的镧系的元素也可发挥本发明的效果。但是，即使添加了金属La、Ce也可发挥本发明的效果。

接着，对本发明钢板的制造条件的限定理由进行说明。

马氏体、贝氏体由奥氏体相变，因此已知与奥氏体具有特定的取向关系。另一方面已知，在对于冷轧后的钢板，进行在奥氏体单相区的退火，其后进行缓冷，使在奥氏体晶界形成了铁素体的场合，有时在奥氏体与铁素体间存在特定的晶体取向关系。

可是，在冷轧后进行在双相区的退火的场合，在被加工了的铁素体中形成的再结晶铁素体、和以在热轧板中存在的渗碳体、珠光体为核形成的奥氏体分别在不同的地方进行核生成，因此难以具有特定的晶体取向关系。图1(ii)模式地表示在冷轧后以通常的升温速度加热至Ac1以上的场合的相变的情况。

其结果，在进行在双相区的退火的场合，不能够控制在钢板组织中存在的铁素体和由奥氏体相变形成的硬质组织(贝氏体和马氏体等)的取向关系。

本发明者は加以刻苦研究的结果发现，通过在冷轧制后的退火中，在升温过程中控制铁素体和奥氏体组织的晶体取向关系、在退火后的冷却过程中控制由奥氏体相变的硬质组织的晶体取向关系，可形成与作为主相的铁素体的晶体取向差低于9°的硬质组织。

其结果，能够制造有助于高强度化并且不使延展性和扩孔性劣化、即同时具备540MPa以上的最大拉伸强度、延展性、扩孔性的钢板。

以下对于用于通过冷轧后的退火形成与作为主相的铁素体的晶体取向差低于9°的硬质组织的制造条件进行说明。

首先，在冷轧后的退火时的升温过程中，控制铁素体和奥氏体组织的晶体取向关系。为此，在从连续退火线进行板通过的场合，必须将200～600℃间的加热速度(HR1)设定为2.5～15℃/秒、将600℃～最高加热温度间的加热速度(HR2)设定为(0.6×HR1)℃/秒以下。

通常，越是高温越容易引起再结晶。可是，从渗碳体向奥氏体的相变，与再结晶比较，压倒性地较早进行。其结果，仅向高温加热时如图1(ii)的d所示发生由渗碳体向奥氏体的相变，其后，将进行铁素体的再结晶。这样一来不能控制本发明涉及的晶体取向关系。

而且，以C、Mn为首的合金元素，也延迟再结晶，因此较多地含有合金元素的高强度钢板，再结晶慢，越发难以控制晶体取向关系。

因此，本发明中，将从渗碳体向奥氏体的相变和铁素体的再结晶的控制通过控制加热速度来进行。即，如图1(i)的模式图的c所示，控制加热温度使得在从渗碳体向奥氏体相变前，使铁素体再结晶完成，如图1(i)的d所示，在其后的加热中或者退火中，使从渗碳体相变为奥氏体。

本发明中，将200～600℃间的加热速度(HR1)设定为15℃/秒以下是为了在从渗碳体、珠光体向奥氏体的逆相变之前，使铁素体的再结晶完成。

该加热速度大于15℃/秒时，在铁素体再结晶未完成时就开始逆相变，不能够控制与在其后生成的奥氏体的取向关系。由于该理由，将加热速度的上限设定为15℃/秒以下。

另外，加热速度的下限设定为2.5℃/秒是因为如下原因。

加热速度低于2.5℃/秒时，位错密度变少，因此再结晶铁素体的核生成位点减少，即使在600℃～最高加热温度的加热速度在本发明的范围，与铁素体再结晶比较，也较早地发生逆相变。其结果，在铁素体和奥氏体间的晶体取向关系丧失，因此即使在继退火之后的冷却过程中在规定的温度进行保持，在铁素体和贝氏体之间也不存在特定的取向关系。其结果，不能得到优异的扩孔性、BH性以及疲劳耐久性的效果。此外，再结晶铁素体的核生成位点的减少，有时招致再结晶铁素体的粗大化和未再结晶铁素体的残留。铁素体的粗大化会造成软质化，因此不优选，未再结晶铁素体的存在会使延展性大幅劣化，因此不优选。

另一方面，600℃～最高加热温度间的加热速度(HR2)必须设定为(0.6×HR1)℃/秒以下。

若将钢板加热至Ac1相变点以上，则渗碳体开始向奥氏体的相变。本发明者虽然不清楚详细的机理，但是发现：当此时的加热速度在上述范围内时，在再结晶铁素体与渗碳体的界面能够形成与铁素体具有特定的取向关系的奥氏体。

该奥氏体在加热中或者其后的冷却中生长，渗碳体会完全相变为奥氏体。其结果，即使进行在双相区的退火的场合，也能够控制再结晶铁素体和奥氏体的晶体取向关系。

该加热速度比(0.6×HR1)℃/秒快时，不具有特定取向关系的奥氏体形成的比例变多。其结果，如后述，即使在退火后的冷却过程中在450～300℃保持30秒以上，也不能使作为主相的铁素体与硬质组织之间的晶体取向差低于9°。因此，将上限的加热速度设定为(0.6×HR1)℃/秒。

另一方面，即使使加热速度极端降低，也能够兼备作为本发明的效果的540MPa以上的最大拉伸强度、扩孔性、以及延展性，但生产率劣化。因此，优选将600℃～最高加热温度间的加热速度设定为(0.1×HR1)℃/秒以上。

将在退火中的最高加热温度设定为760℃～Ac3相变点的范围。该温度低于760℃时，从渗碳体、珠光体向奥氏体的逆相变需要过多的时间。而且，最高到达温度低于760℃时，渗碳体或珠光体的一部分不能相变为奥氏体，在退火后也残留于钢板组织中。由于该渗碳体、珠光体粗大，因此会引起扩孔性的劣化，因此不优选。或者，奥氏体相变而生成的贝氏体、马氏体、或者奥氏体本身在加工时相变为马氏体能够实现540MPa以上的强度，因此若渗碳体、珠光体的一部分没有相变为奥氏体，则硬质组织过少，不能确保540MPa以上的强度。因此，最高加热温度的下限必须设定为760℃。

另一方面，过度地提高加热温度在经济上不优选。因此优选将加热温度的上限设定为Ac3相变点(Ac3℃)。

另外，Ac3相变点由下述式决定。

Ac3＝910-203×(C)^1/2+44.7×Si-30×Mn+700×P+400×Al-11×

Cr-20×Cu-15.2×Ni+31.5×Mo+400×Ti

退火后，需将630℃～570℃间以平均冷却速度3℃/秒以上冷却。

冷却速度过小时，在冷却过程中奥氏体会相变为珠光体组织，因此不能确保达到540MPa以上的强度所需要的量的硬质组织。即使增大冷却速度，在材质上也没有任何问题，但过度地提高冷却速度会招致制造成本增高，因此优选上限为200℃/秒。关于冷却方法，可以是辊冷却、空冷、水冷以及将它们并用的任一方法。

在本发明中，接着，必须在450℃～300℃的温度区保持30秒以上。这是为了使奥氏体相变为与作为主相的铁素体的晶体取向差低于9°的贝氏体和马氏体。

若在大于450℃的温度区进行保持，则粗大渗碳体在晶界析出，因此扩孔性大幅劣化。因此，上限温度设定为450℃。另一方面，保持温度低于300℃时，基板不形成使晶体取向差低于9°的贝氏体和/或马氏体，不能充分确保使作为主相的铁素体与硬质组织的晶体取向差低于9°的硬质组织的体积率。其结果，扩孔性大幅劣化。因此，保持30秒以上时的300℃为下限的温度。

在450℃～300℃的温度区进行低于30秒的保持时，即使形成了晶体取向差低于9°的贝氏体和/或马氏体，其体积率也不足够，残余的奥氏体在继续进行的冷却过程中相变为马氏体，因此硬质组织的大部分为晶体取向差9°以上，扩孔性差。因此，滞留时间的下限设定为30秒以上。滞留时间的上限没有特别规定而能够得到本发明的效果，但滞留时间的增加，在考虑在具有有限长度的设备中的热处理的场合，意味着降低通板速度的作业，因此经济性不好，因此不优选。

另外，在本发明中，所谓保持，并不只指等温保持，意味着在450～300℃的温度区滞留。即，既可以暂先冷却到300℃后进行加热直到450℃，也可以冷却到450℃后进行冷却直到300℃。

可是，在该450～300℃的温度区滞留的工序，必须与先前的将630℃～570℃间以平均冷却速度3℃/秒以上冷却的工序连续地进行，在将630℃～570℃间以平均冷却速度3℃/秒以上冷却的工序中，即使实施暂先冷却直到低于300℃的温度后再度加热至450～300℃的温度区的热处理来滞留，也不能控制晶体取向差。

接着，对于在对冷轧后的钢板应用如以上那样的退火来制造本发明的钢板时，直到退火的制造条件和其他的制造条件，包括优选的方式来说明。

利用转炉或者电炉等来炼制具有上述的成分组成的钢，根据需要将钢液进行真空脱气处理，接着进行铸造制成板坯。

本发明中，用于热轧制的板坯并不特别限定。即，只要是连续铸造板坯和通过薄板坯铸工等制造的板坯即可。另外，也适合于在铸造后立即进行热轧制的连续铸造-直接轧制(CC-DR)那样的工艺。

热轧板坯加热温度需为1050℃以上。板坯加热温度过度低时，最终轧制温度会低于Ar3相变点，成为铁素体和奥氏体的双相区轧制，热轧板组织成为不均一的混晶组织，即使经由冷轧和退火工序，也不能消除不均一的组织，延展性和扩孔性差。

另外，本发明的钢，为了在退火后确保540MPa以上的最大拉伸强度，添加了较大量的合金元素，因此最终轧制时的强度也容易变高。板坯加热温度的降低会招致最终轧制温度的降低，招致轧制载荷进一步增加，担心轧制变得困难，或招致轧制后的钢板的形状不良，因此板坯加热温度必须为1050℃以上。

板坯加热温度的上限不特别限定而能发挥本发明的效果，但加热温度为过度的高温时在经济上不优选，因此加热温度的上限优选为低于1300℃。

最终轧制温度设定为Ar3相变点以上。最终轧制温度在奥氏体+铁素体的双相区时，钢板内的组织不均一性变大，退火后的成形性劣化，因此优选为Ar3相变温度以上。

另外，Ar3相变温度可根据合金组成采用下式计算、把握。

Ar3＝901-325×C+33×Si-92×

(Mn+Ni/2+Cr/2+Cu/2+Mo/2)

另一方面，终轧温度的上限并不特别限定，虽然能发挥本发明的效果，但是在使最终轧制温度为过度的高温的场合，为了确保其温度，必须使板坯加热温度为过度的高温。因此最终轧制温度的上限温度优选为1000℃以下。

热轧制后的卷取温度设定为670℃以下。若超过670℃则在热轧组织中存在粗大的铁素体、珠光体组织，因此退火后的组织不均一性变大，最终制品的延展性劣化。从使退火后的组织微细、提高强度延展性的平衡、使第二相均匀分散、提高扩孔性的观点出发，更优选在600℃以下进行卷取。

另外，在大于670℃的温度卷取会使在钢板表面形成的氧化物的厚度过度增大，因此酸洗性差，因此不优选。关于下限，没有特别的限定，虽然能发挥本发明的效果，但在室温以下的温度卷取在技术上较难，因此室温为实质的下限。另外，在热轧时也可以将粗轧制板彼此接合连续性地进行最终轧制。另外，也可以将粗轧制板暂先卷取。

对这样制造的热轧钢板进行酸洗。酸洗可除去钢板表面的氧化物，因此对提高最终制品的冷轧高强度钢板的化学转化性、热浸镀锌或者合金化热浸镀锌钢板用的冷轧钢板的热浸镀性很重要。另外，既可以进行一次的酸洗，也可以分成多次来进行酸洗。

将酸洗过的热轧钢板以压下率40～70％进行冷轧制，从连续退火线或连续热浸镀锌线进行板通过。压下率低于40％时，难以将形状保持为平坦。另外，最终制品的延展性变差，因此将40％作为压下率下限。

另一方面，超过70％的冷轧，冷轧载荷过大，变得难以冷轧，因此将70％作为上限。压下率45～65％为更优选的范围。关于轧制道次的次数、各道次的压下率，没有特别的规定而可发挥本发明的效果。

从连续退火线进行板通过的场合的加热速度，必须将200～600℃间的加热速度(HR1)设为2.5～15℃/秒、600℃～最高加热温度间的加热速度(HR2)设为(0.6×HR1)℃/秒以下来加热。这是为了控制作为主相的铁素体与奥氏体的晶体取向差而进行。

在热处理后，为了表面粗糙度的控制、板形状控制、或者屈服点延伸的抑制，优选进行光整冷轧(调质轧制)。此时的光整冷轧的压下率，优选为0.1～1.5％的范围。光整冷轧率低于0.1％时，效果小，也难以控制，因此将0.1％作为下限。大于1.5％时，生产率显著降低，因此将1.5％作为上限。光整既可以以在线方式进行，也可以以离线方式进行。另外，既可以一次地进行目的的压下率的光整，也可以分成数次来进行。

在冷轧后从热浸镀锌线进行板通过的场合的在200～600℃的温度范围的加热速度(HR1)，也由于与从连续退火线通板的场合同样的理由，设定为2.5～15℃/秒。600℃～最高加热温度间的加热速度，也由于与从连续退火线通板的场合同样的理由，设定为(0.6×HR1)℃/秒。

另外，此时的最高加热温度，也与从连续退火线通板的场合同样的理由，设定为760℃～Ac3相变点的范围。此外，关于退火后的冷却，也由于与从连续退火线通板的场合同样的理由，需将630℃～570℃间以3℃/秒以上冷却。

向镀浴浸渍的板的温度，优选为从比热浸镀锌浴温度低40℃的温度到比热浸镀锌浴温度高50℃的温度的温度范围。

向镀浴浸渍的板的温度低于(热浸镀锌浴温度-40)℃时，向镀浴浸渍进入时的散热大，熔融锌的一部分会凝固，有时使镀层外观劣化，因此下限设为(热浸镀锌浴温度-40)℃。但是，即使浸渍前的板温度低于(热浸镀锌浴温度-40)℃，也可以在镀浴浸渍前进行再加热，使板温度为(热浸镀锌浴温度-40)℃以上来浸渍于镀浴。另外，向镀浴浸渍时温度大于(热浸镀锌浴温度+50)℃时，伴随镀浴温度上升会诱发操作上的问题。另外，镀浴除了纯锌以外，也可以含有Fe、Al、Mg、Mn、Si、Cr等。

此外，在进行镀层的合金化的场合，在460℃以上进行。合金化处理温度低于460℃时，合金化的进行较慢，生产率差。上限没有特别的限定，但大于600℃时，形成碳化物，使硬质组织(马氏体、贝氏体、残余奥氏体)体积率减少，难以确保540MPa以上的强度，因此600℃为实质的上限。

在向镀浴浸渍前和/或向镀浴浸渍后，必须进行在(镀锌浴温度+50)℃～300℃的温度区保持30秒以上的附加的热处理。

该热处理温度的上限设为(镀锌浴温度+50)℃是因为，当为该温度以上时，渗碳体、珠光体的形成变得显著，硬质组织的体积率减少，因此难以确保540MPa以上的强度的缘故。另一方面，低于300℃时，虽然详细的原因不明，但是大量形成晶体取向差大于9°的硬质组织，不能充分确保作为主相的铁素体与硬质组织的晶体取向差低于9°的硬质组织的体积率。因此，热处理温度的下限设定为300℃以上。

保持时间必须为30秒以上。保持时间低于30秒时，虽然详细的原因不明，但大量形成晶体取向差大于9°的硬质组织，不能充分确保晶体取向差低于9°的硬质组织的体积率，扩孔性差。因此，滞留时间的下限设为30秒以上。

滞留时间的上限并不特别规定而能得到本发明的效果，但滞留时间的增加，在考虑在具有有限长度的设备中的热处理的场合，意味着使通板速度降低的作业，因此经济性差而不优选。

该场合的保持时间，并不只意味着等温保持，意指在该温度区的滞留，也包括在该温度区的缓冷、加热。

另外，在(镀锌浴温度+50)℃～300℃的温度范围的30秒以上的附加的热处理，也可以在镀浴浸渍前或者浸渍后的任一方或者两方来进行。这是因为，如果能够确保与作为主相的铁素体的晶体取向差低于9°的硬质组织，则即使在任一条件下进行附加的热处理，都能得到作为本发明的效果的540MPa以上的强度、优异的延展性以及扩孔性。

在热处理后，为了表面粗糙度的控制、板形状控制、或者屈服点延伸的抑制，优选进行光整冷轧。此时的光整冷轧的压下率优选为0.1～1.5％的范围。光整冷轧率低于0.1％时效果小，也难以控制，因此0.1％成为下限。若大于1.5％则生产率显著降低，因此将1.5％作为上限。光整既可以以在线方式进行，也可以以离线方式进行。另外，既可以一次第进行目的的压下率的光整，也可以分成数次来进行。

另外，为了进一步提高镀层粘附性，即使在退火前对钢板施加由Ni、Cu、Co、Fe单独构成或者由其中的多种构成的镀层，也不脱离本发明。

此外，对于镀前的退火，有：「在脱脂酸洗后，在非氧化气氛中加热，在含有H₂和N₂的还原气氛中退火后，冷却到浴温度附近，浸渍于镀浴」这一森吉米尔(ゼンジマ一)法；「调节退火时的气氛，最初使钢板表面氧化后，其后进行还原，由此进行镀前的清洁化之后，浸渍于镀浴」这一全还原炉方式；或者，「将钢板脱脂酸洗后，使用氯化铵等进行助熔剂(flux)处理，浸渍于镀浴」这一助熔剂法等，即使在任一条件下进行处理都能发挥本发明的效果。

另外，不依赖于镀前的退火的方法，通过使加热中的露点为-20℃以上，对镀层的润湿性和镀层合金化时的合金化反应有利地作用。

另外，即使对本冷轧钢板进行电镀，也丝毫不损害钢板具有的抗拉强度、延展性和扩孔性。即，本发明钢板也适合作为电镀用材料。即使进行有机皮膜和/或顶层镀覆，也可得到本发明的效果。

另外，本发明的成形性和扩孔性优异的高强度高延展性热浸镀锌钢板的材料，原则上是经由作为通常的炼铁工序的精炼、炼钢、铸造、热轧、冷轧工序而制造，但即使是将其一部分或者全部省略而制造的材料，只要满足本发明涉及的条件，也能得到本发明的效果。

实施例

接着利用实施例详细说明本发明。

将具有表1所示的成分的板坯加热至1200℃，在最终热轧温度900℃进行热轧制，用水冷带水冷后，在表2、表3所示的温度进行卷取处理。将热轧板酸洗后，将厚度3mm的热轧板进行冷轧直到1.2mm，制成冷轧板。

对这些冷轧板在表2、表3所示的条件下进行退火热处理，利用退火设备进行了退火。炉内气氛，安装导入使将CO和H₂复合了的气体燃烧而发生的H₂O、CO₂的装置，导入露点为-40℃的含有10体积％H₂的N₂气体，在表2、表3所示的条件下进行退火。

另外，关于镀覆钢板，利用连续热浸镀锌设备进行退火和镀覆。退火条件以及炉内气氛，为了确保镀覆性，安装使将CO和H₂复合了的气体燃烧而发生的H₂O、CO₂的装置，导入露点为-10℃的含有10体积％H₂的N₂气体，在表2、表3所示的条件下进行退火。特别是对于含有较多Si的钢编号C、F、H，若不进行上述的炉内气氛控制，则容易发生未镀覆或合金化的延迟，因此在对Si含有量高的钢进行热浸镀以及合金化处理的场合，必须进行气氛(氧势)控制。

其后，对于一部分的钢板，在480～590℃的温度范围进行合金化处理。作为镀层钢板的热浸镀锌层的单位面积重量，两面都为约50g/m²。最后，对于得到的钢板，以0.4％的压下率进行了光整冷轧。

表2

*1  CR：冷轧钢板、GI：热浸镀锌钢板、GA：合金化热浸镀锌钢板

*2-意指未实施各工序。

表3(表2之续)

关于得到的冷轧钢板、热浸镀锌钢板和合金化热浸镀锌钢板，进行拉伸试验，测定屈服应力(YS)、最大拉伸应力(TS)、总延伸率(El)。另外，实施扩孔试验，测定扩孔率。

另外，本钢板是由铁素体和硬质组织构成的复合组织钢板，屈服点延伸不出现的情况较多。因此，屈服应力利用0.2％残余变形法测定。将TS×El为16000(MPa×％)以上的钢板作为强度-延展性平衡良好的高强度钢板。

另外，扩孔率(λ)，是将直径10mm的圆形孔在间隙(clearance)为12.5％的条件下冲孔，使飞边朝模侧，用60°圆锥冲头进行成形，并评价。各条件都实施5次的扩孔试验，将其平均值作为扩孔率。将TS×λ为40000(MPa×％)以上的钢板作为强度-扩孔性平衡良好的高强度钢板。

将同时具备该良好的强度-延展性平衡以及良好的强度-扩孔性平衡的钢板作为扩孔性和延展性的平衡优异的高强度钢板。

疲劳耐久性的测定，根据JIS Z 2275记载的平面弯曲疲劳试验方法进行。试件使用测量部的最小宽度20mm、R 42.5的JIS1号试件，以应力比为-1、速度为30Hz进行试验。在各应力下以n＝3进行试验，在循环数1000万次下n＝3的试件全部未断裂的最大应力作为时间强度。另外，该值除以最大拉伸应力所得到的值作为疲劳极限比(＝时间强度/最大拉伸强度)，将该值为0.5以上的钢板定义为疲劳耐久性优异的钢板。

接着，进行钢板的显微组织的鉴定，并且测定铁素体与硬质组织的晶体取向关系。

在显微组织的鉴定中，使用前述的方法进行来鉴定各组织。但是，残余奥氏体，在其化学的稳定性低的场合，由于显微组织观察试件制作时的研磨、露出自由表面所导致的来自周围的晶粒的晶界拘束的消失，有时相变为马氏体。其结果，在如X线测定那样直接测定在钢板内含有的残余奥氏体的体积率的场合、和先通过研磨等使自由表面露出来测定存在于表面的残余奥氏体的场合，其体积率有时不同。

在本发明中，需要利用FESEM-EBSP法测定作为主相的铁素体与硬质组织的晶体取向关系，因此将表面研磨后鉴定显微组织。

另外，相邻的铁素体与硬质组织的取向差利用前述的方法测定，并进行以下的评价。

○：在硬质组织全体所占的晶体取向差低于9°的硬质组织的比例为50％以上

△：在硬质组织全体所占的晶体取向差低于9°的硬质组织的比例为30％以上

×：在硬质组织全体中所占的晶体取向差低于9°的硬质组织的比例低于30％

特别是在硬质组织全体中所占的晶体取向差为9°以下的硬质组织的比例为50％以上时，可看到特别显著的扩孔率的提高，因此将该范围作为本发明的范围。

图2表示在本发明例和比较例中得到的使用FESEM-EBSP法的IQ像的一例。在(i)的本发明例中，表示出：铁素体：1和与其相邻的贝氏体：A之间以及铁素体：2和与其相邻的贝氏体：B，C之间的晶体取向差都低于9°，马氏体：D被贝氏体C包围着周围的状态。与此相对，在(ii)的比较例中，表示出：贝氏体：E、F和与其相邻的任一铁素体都具有大于9°的晶体取向差的状态。

表4、表5示出得到的钢板的测定结果。

表4或者表5所示的钢编号A-1、4、5、7～10、12、13、B-1～3、C-1、6、7、D-1、E-1、F-1～3、G-1、2、5、6、H-1、4、5、I-1、J-1、K-1、2、6、7，钢板的化学的成分在本发明规定的范围内，并且制造条件也在本发明规定的范围内。其结果，作为主相的铁素体与硬质组织的晶体取向差低于9°的硬质组织的比例变多，即使利用硬质组织进行组织强化，扩孔性也不劣化。即，可充分利用由组织强化带来的强度-延展性平衡的提高，并确保高水平的扩孔性。另外，同时，疲劳耐久性也提高了。

其结果，能够制造以极高的平衡具有540MPa以上的最大拉伸强度和延展性以及扩孔性、并且也具有疲劳耐久性的钢板。

另一方面，表4或者表5所示的钢编号A-2、3、C-4、G-4、I-3、K-3、4、8，加热条件不满足本发明的范围，因此铁素体与硬质组织的晶体取向差大于9°的情况较多，作为扩孔性的指标的TS×λ值低，不到40000(MPa×％)，扩孔性差。另外，在1000万次的疲劳极限比低于0.5，看不到疲劳耐久性的提高效果。

表4或者表5所示的钢编号A-6、11、14、15、C-2、3、G-3、7、H-2、3、6、7、I-2、K-5、9，如果为冷轧钢板，则在300～450℃的温度范围的滞留时间不足30秒，如果为热浸镀锌钢板以及合金化热浸镀锌钢板，则在(镀锌浴温度+50)℃～300℃的温度范围的滞留时间不足30秒，因此作为主相的铁素体与硬质组织的晶体取向差大于9°的情况较多，作为扩孔性的指标的TS×λ值低，不到40000(MPa×％)，扩孔性差。另外，疲劳极限比也低于0.5，看不到疲劳耐久性的提高效果。

表4所示的钢编号A-16，630～570℃的温度范围的冷却速度过慢，因此奥氏体会向珠光体相变，不能确保高强度。另外，强度-延展性平衡、扩孔性、疲劳耐久性的任一项都差。

表4所示的钢编号C-5，退火温度低为740℃，在钢板组织中残留在热轧时形成的珠光体组织、其球状化而成的渗碳体，因此作为硬质组织的贝氏体、马氏体不能确保充分的体积率，不能确保高强度。另外，强度-延展性平衡、扩孔性、疲劳耐久性的任一项都差。

表5所示的钢编号L-1～3，Si和Mn分别低为0.01和1.12，在退火后的冷却过程中，不能够抑制珠光体相变并确保贝氏体、马氏体、残余奥氏体这些硬质组织，不能确保540MPa以上的高强度。

表5所示的钢编号M-1～3，C含有量低为0.034。不能确保充分量的硬质组织，因此不能确保540MPa以上的高强度。

表5所示的钢编号N-1～3，Mn含有量高为3.2，在退火时铁素体体积率一旦减少，则在冷却过程中不能产生充分量的铁素体。因此强度-延展性平衡也显著地差。

另外，对于以上的钢编号的钢板，疲劳极限比都低于0.5，看不到疲劳耐久性的提高效果。

产业上的利用可能性

本发明廉价地提高适合于汽车用的结构用部件、增强用部件、行走部分用部件的最大拉伸强度540MPa以上、同时具备良好的延展性和扩孔性的成形性极优异、并且疲劳耐久性也优异的钢板，该钢板适合用于例如汽车用的结构部件、增强用部件、行走部分用部件等，可期待对汽车的轻量化作出大的贡献，产业上的效果极高。

Claims (10)

1.一种扩孔性和延展性的平衡极良好、疲劳耐久性也优异的高强度钢板，其特征在于，具有以质量％计，含有C：0.05％～0.20％、Si：0.3～2.0％、Mn：1.3～2.6％、P：0.001～0.03％、S：0.0001～0.01％、Al：2.0％以下、N：0.0005～0.0100％、O：0.0005～0.007％，其余部分由铁和不可避免的杂质构成的组成；钢板组织主要由铁素体、和贝氏体、马氏体、残余奥氏体这些硬质组织构成，与硬质组织相邻的某个铁素体与所述硬质组织的晶体取向差低于9°的硬质组织的比例为该硬质组织全体的体积率的50％以上；最大拉伸强度为540MPa以上，最大拉伸应力TS和总延伸率El之积为16000MPa·％以上，最大拉伸应力TS和扩孔率λ之积为40000MPa·％以上，根据JIS Z 2275记载的平面弯曲疲劳试验方法，作为在循环数1000万次下3个试件全部未断裂的最大应力求出的时间强度除以最大拉伸应力TS所得到的值即疲劳极限比为0.5以上。

2.根据权利要求1所述的扩孔性和延展性的平衡极良好、疲劳耐久性也优异的高强度钢板，其特征在于，以质量％计，还含有B：0.0001％以上且低于0.010％。

3.根据权利要求1或2所述的扩孔性和延展性的平衡极良好、疲劳耐久性也优异的高强度钢板，其特征在于，以质量％计，还含有Cr：0.01～1.0％、Ni：0.01～1.0％、Cu：0.01～1.0％、Mo：0.01～1.0％中的1种或者2种以上。

4.根据权利要求1～3的任一项所述的扩孔性和延展性的平衡极良好、疲劳耐久性也优异的高强度钢板，其特征在于，以质量％计，还含有合计为0.001～0.14％的Nb、Ti、V中的1种或者2种以上。

5.根据权利要求1～4的任一项所述的扩孔性和延展性的平衡极良好、疲劳耐久性也优异的高强度钢板，其特征在于，以质量％计，还含有合计为0.0001～0.5％的Ca、Ce、Mg、REM中的1种或者2种以上。

6.一种扩孔性和延展性的平衡极良好、疲劳耐久性也优异的高强度镀锌钢板，其特征在于，在权利要求1～5的任一项所述的钢板的表面具有锌系镀层。

7.一种扩孔性和延展性的平衡极良好、疲劳耐久性也优异的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在将具有权利要求1～5的任一项中所记载的化学成分的铸造板坯直接或者暂先冷却后加热至1050℃以上，在Ar3相变点以上完成热轧制，在400～670℃的温度区进行卷取，酸洗后，实施压下率为40～70％的冷轧，从连续退火线进行板通过时，使200～600℃间的加热速度(HR1)为2.5～15℃/秒、600℃～最高加热温度间的加热速度(HR2)为(0.6×HR1)℃/秒以下而加热之后，使最高加热温度为760℃～Ac3相变点而进行了退火后，将630℃～570℃间以3℃/秒以上的平均冷却速度冷却，在450℃～300℃的温度区保持30秒以上。

8.一种扩孔性和延展性的平衡极良好、疲劳耐久性也优异的高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在将具有权利要求1～5的任一项中所记载的化学成分的铸造板坯直接或者暂先冷却后加热至1050℃以上，在Ar3相变点以上完成热轧制，在400～670℃的温度区进行卷取，酸洗后，实施压下率为40～70％的冷轧，从连续热浸镀锌线进行板通过时，使200～600℃间的加热速度(HR1)为2.5～15℃/秒、600℃～最高加热温度间的加热速度(HR2)为(0.6×HR1)℃/秒以下而加热之后，使最高加热温度为760℃～Ac3相变点而进行了退火后，将630℃～570℃间以3℃/秒以上的平均冷却速度冷却到(镀锌浴温度-40)℃～(镀锌浴温度+50)℃，然后在浸渍于镀锌浴之前和/或浸渍于镀锌浴之后，在(镀锌浴温度+50)℃～300℃的温度区保持30秒以上。

9.一种扩孔性和延展性的平衡极良好、疲劳耐久性也优异的高强度合金化热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在将权利要求1～5的任一项中所记载的化学成分的铸造板坯直接或者暂先冷却后加热至1050℃以上，在Ar3相变点以上完成热轧制，在400～670℃的温度区进行卷取，酸洗后，实施压下率为40～70％的冷轧，从连续热浸镀锌线进行板通过时，使200～600℃间的加热速度(HR1)为2.5～15℃/秒、600℃～最高加热温度间的加热速度(HR2)为(0.6×HR1)℃/秒以下而加热之后，使最高加热温度为760℃～Ac3相变点而进行了退火后，将630℃～570℃间以3℃/秒以上的平均冷却速度冷却到(镀锌浴温度-40)℃～(镀锌浴温度+50)℃之后，根据需要在460～540℃的温度实施合金化处理，在镀锌浴中浸渍前、浸渍后或者合金化处理后，或者在镀锌浴中浸渍前和浸渍后以及合金化处理后，在(镀锌浴温度+50)℃～300℃的温度区保持30秒以上。

10.一种扩孔性和延展性的平衡极良好、疲劳耐久性也优异的高强度电镀锌系钢板的制造方法，其特征在于，采用权利要求7所述的方法制造出钢板之后，实施锌系电镀。

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