CN103797145B - 加工性优良的高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种具有980MPa以上的TS、24000MPa·%以上的TS×EL的加工性优良的高强度钢板的制造方法。一种加工性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，对钢坯进行热轧后，在Ar1相变点～Ar1相变点+（Ar3相变点-Ar1相变点）/2下进行卷取，在冷却至200℃以下后，加热至Ac1相变点-200℃～Ac1相变点的温度范围并保持30分钟以上，然后酸洗，以20%以上的轧制率实施冷轧，然后加热至Ac1相变点～Ac1相变点+（Ac3相变点-Ac1相变点）/2的温度范围并保持30秒以上，所述钢坯的成分组成，以质量%计含有C：0.03%以上且0.35%以下、Si：0.5%以上且3.0%以下、Mn：3.5%以上且10.0%以下、P：0.1%以下、S：0.01%以下、N：0.008%以下，且余量由Fe及不可避免的杂质构成。

Description

加工性优良的高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适合作为在汽车、电气等产业领域中使用的部件并且加工性优良的高强度钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，从保护地球环境的观点出发，提高汽车的燃料效率成为重要的课题。因此，通过车身材料的高强度化来实现薄壁化、从而使车身本身轻量化的研究一直较为活跃。但是，由于钢板的高强度化导致加工性的降低，因此目前的现状是期望开发出同时具有高强度和高加工性的材料。例如，在专利文献1中，通过使用高Mn钢并在铁素体和奥氏体的两相区域中实施热处理，可以得到高的强度-延展性平衡。此外，在专利文献2中，对于高Mn钢，使热轧后组织为包含贝氏体、马氏体的组织，并通过退火和回火形成微细的残余奥氏体，再进一步形成包含回火贝氏体或回火马氏体的组织，由此改善局部延展性。然而，在专利文献1中，对于由Mn在未相变的奥氏体中的富集而带来的加工性的提高没有研究，存在改善加工性的余地。此外，在专利文献2中，由于是含有很多在高温下回火后的贝氏体或马氏体的组织，因此难以确保强度，并且为了改善局部延展性而限制了残余奥氏体量，因此总伸长率也不足。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平1-259120号公报
专利文献2：日本特开2003-138345号公报
发明内容
发明所要解决的问题
本发明着眼于上述的问题而完成，其目的在于提供具有980MPa以上的TS（拉伸强度）、24000MPa·%以上的TS（拉伸强度）×EL（总伸长率）的高强度钢板及其制造方法。
用于解决问题的方法
本发明人为了实现上述目的而制造出加工性优良的高强度钢板，从钢板的成分组成和制造方法的观点出发，进行了深入研究，结果发现如下见解。
即发现，通过适当地调整合金元素的成分组成，并且，在热轧后，在Ar1相变点～Ar1相变点+（Ar3相变点-Ar1相变点）/2下进行卷取，或进一步在Ar1相变点～Ar1相变点+（Ar3相变点-Ar1相变点）/2的温度范围内保持5小时以上，然后冷却至200℃以下，接着加热至Ac1相变点-200℃～Ac1相变点的温度范围并保持30分钟以上，酸洗后，以20%以上的轧制率实施冷轧，然后加热至Ac1相变点～Ac1相变点+（Ac3相变点-Ac1相变点）/2的温度范围并保持30秒以上，或进一步冷却至200℃以下，加热至Ac1相变点～Ac1相变点+（Ac3相变点-Ac1相变点）/2的温度范围并保持10秒以上，或进一步实施热镀锌处理，或进一步在470～600℃的温度范围内实施镀锌层的合金化处理，能够制造具有980MPa以上的TS、24000MPa·%以上的TS×EL的加工性优良的高强度钢板。
本发明基于上述见解而完成，其要旨如下所述。
（1）一种加工性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，对钢坯进行热轧后，在Ar1相变点～Ar1相变点+（Ar3相变点-Ar1相变点）/2下进行卷取，在冷却至200℃以下后，加热至Ac1相变点-200℃～Ac1相变点的温度范围并保持30分钟以上，然后酸洗，以20%以上的轧制率实施冷轧，然后加热至Ac1相变点～Ac1相变点+（Ac3相变点-Ac1相变点）/2的温度范围并保持30秒以上，
所述钢坯的成分组成，以质量%计含有C：0.03%以上且0.35%以下、Si：0.5%以上且3.0%以下、Mn：3.5%以上且10.0%以下、P：0.1%以下、S：0.01%以下、N：0.008%以下，且余量由Fe及不可避免的杂质构成。
（2）一种加工性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，对钢坯进行热轧后，在Ar1相变点～Ar1相变点+（Ar3相变点-Ar1相变点）/2下进行卷取，并在Ar1相变点～Ar1相变点+（Ar3相变点-Ar1相变点）/2的温度范围内保持5小时以上，然后冷却至200℃以下，接着加热至Ac1相变点-200℃～Ac1相变点的温度范围并保持30分钟以上，然后酸洗，以20%以上的轧制率实施冷轧，然后加热至Ac1相变点～Ac1相变点+（Ac3相变点-Ac1相变点）/2的温度范围并保持30秒以上，
所述钢坯的成分组成，以质量%计含有C：0.03%以上且0.35%以下、Si：0.5%以上且3.0%以下、Mn：3.5%以上且10.0%以下、P：0.1%以下、S：0.01%以下、N：0.008%以下，且余量由Fe及不可避免的杂质构成。
（3）一种加工性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，对钢坯进行热轧后，在Ar1相变点～Ar1相变点+（Ar3相变点-Ar1相变点）/2下进行卷取，或进一步在Ar1相变点～Ar1相变点+（Ar3相变点-Ar1相变点）/2的温度范围内保持5小时以上，然后冷却至200℃以下，接着加热至Ac1相变点-200℃～Ac1相变点的温度范围并保持30分钟以上，然后酸洗，以20%以上的轧制率实施冷轧，然后加热至Ac1相变点～Ac1相变点+（Ac3相变点-Ac1相变点）/2的温度范围并保持30秒以上，然后冷却至200℃以下，进一步加热至Ac1相变点～Ac1相变点+（Ac3相变点-Ac1相变点）/2的温度范围并保持10秒以上，
所述钢坯的成分组成，以质量%计含有C：0.03%以上且0.35%以下、Si：0.5%以上且3.0%以下、Mn：3.5%以上且10.0%以下、P：0.1%以下、S：0.01%以下、N：0.008%以下，且余量由Fe及不可避免的杂质构成。
（4）一种加工性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，通过前述（1）～（3）中任一项所述的方法制造高强度钢板后，实施热镀锌处理。
（5）如前述（4）所述的加工性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，实施所述热镀锌处理后，在470～600℃的温度范围内实施镀锌层的合金化处理。
（6）如前述（1）～（5）中任一项所述的加工性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，作为成分组成，以质量%计进一步含有Al：0.01%以上且2.5%以下。
（7）如前述（1）～（6）中任一项所述的加工性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，作为成分组成，以质量%计进一步含有选自Cr：0.05%以上且1.0%以下、V：0.005%以上且0.5%以下、Mo：0.005%以上且0.5%以下、Ni：0.05%以上且1.0%以下、Cu：0.05%以上且1.0%以下中的至少一种元素。
（8）如前述（1）～（7）中任一项所述的加工性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，作为成分组成，以质量%计进一步含有选自Ti：0.01%以上且0.1%以下、Nb：0.01%以上且0.1%以下、B：0.0003%以上且0.0050%以下中的至少一种元素。
（9）如前述（1）～（8）中任一项所述的加工性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，作为成分组成，以质量%计进一步含有选自Ca：0.001%以上且0.005%以下、REM：0.001%以上且0.005%以下中的至少一种元素。
（10）如前述（1）～（9）中任一项所述的加工性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，作为成分组成，以质量%计进一步含有Mg：0.0005%以上且0.0100%以下。
（11）如前述（1）～（10）中任一项所述的加工性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，作为成分组成，以质量%计进一步含有Ta：0.0010%以上且0.1000%以下。
（12）如前述（1）～（11）中任一项所述的加工性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，作为成分组成，以质量%计进一步含有Sn：0.0020%以上且0.2000%以下和/或Sb：0.0020%以上且0.2000%以下。
（13）一种加工性优良的高强度钢板，其特征在于，成分组成以质量%计含有C：0.03%以上且0.35%以下、Si：0.5%以上且3.0%以下、Mn：3.5%以上且10.0%以下、P：0.1%以下、S：0.01%以下、N：0.008%以下，且余量由Fe及不可避免的杂质构成，钢组织以面积率计具有30.0%以上的铁素体，所述铁素体中的Mn量（质量%）除以钢板中的Mn量（质量%）所得的值为0.80以下，以体积率计具有10.0%以上的残余奥氏体，所述残余奥氏体中的Mn量为6.0质量%以上，并且，残余奥氏体的平均结晶粒径为2.0μm以下。
（14）如前述（13）所述的加工性优良的高强度钢板，其特征在于，钢组织以面积率计进一步具有3.0%以下的贝氏体，并且残余奥氏体的长径比为2.0以下。
（15）如前述（13）或（14）所述的加工性优良的高强度钢板，其特征在于，作为成分组成，以质量%计进一步含有Al：0.01%以上且2.5%以下。
（16）如前述（13）～（15）中任一项所述的加工性优良的高强度钢板，其特征在于，作为成分组成，以质量%计进一步含有选自Cr：0.05%以上且1.0%以下、V：0.005%以上且0.5%以下、Mo：0.005%以上且0.5%以下、Ni：0.05%以上且1.0%以下、Cu：0.05%以上且1.0%以下中的至少一种元素。
（17）如前述（13）～（16）中任一项所述的加工性优良的高强度钢板，其特征在于，作为成分组成，以质量%计进一步含有选自Ti：0.01%以上且0.1%以下、Nb：0.01%以上且0.1%以下、B：0.0003%以上且0.0050%以下中的至少一种元素。
（18）如前述（13）～（17）中任一项所述的加工性优良的高强度钢板，其特征在于，作为成分组成，以质量%计进一步含有选自Ca：0.001%以上且0.005%以下、REM：0.001%以上且0.005%以下中的至少一种元素。
（19）如前述（13）～（18）中任一项所述的加工性优良的高强度钢板，其特征在于，作为成分组成，以质量%计进一步含有Mg：0.0005%以上且0.0100%以下。
（20）如前述（13）～（19）中任一项所述的加工性优良的高强度钢板，其特征在于，作为成分组成，以质量%计进一步含有Ta：0.0010%以上且0.1000%以下。
（21）如前述（13）～（20）中任一项所述的加工性优良的高强度钢板，其特征在于，作为成分组成，以质量%计进一步含有Sn：0.0020%以上且0.2000%以下和/或Sb：0.0020%以上且0.2000%以下。
需要说明的是，在本说明书中，表示钢成分的%均为质量%。此外，在本发明中，“高强度钢板”是指拉伸强度TS为980MPa以上的钢板。特别是在以薄钢板作为对象时，板厚没有特别规定，但通常为约0.7mm～约3.6mm。
发明效果
根据本发明，可以得到具有980MPa以上的TS、24000MPa·%以上的TS×EL的加工性优良的高强度钢板。通过将本发明的高强度钢板应用于例如汽车结构部件，可以使车身轻量化，从而实现燃料效率的改善，因此在产业上的利用价值非常大。
具体实施方式
以下，对本发明进行具体说明。
1）对于在本发明中将钢的成分组成和钢组织限定在上述范围内的理由进行说明。
C：0.03%以上且0.35%以下
C是用于生成马氏体等低温相变相从而提高TS的必要元素。并且是使奥氏体稳定化而生成残余奥氏体、从而提高钢的加工性的有效元素。当C量小于0.03%时，难以确保希望的TS。另一方面，如果过量添加超过0.35%的C，则焊接部和热影响部的硬化显著，焊接部的机械特性下降，因此点焊性、电弧焊接性等变差。从这种观点出发，将C量设定为0.03%以上且0.35%以下。优选为0.05%以上且0.20%以下。
Si：0.5%以上且3.0%以下
Si是通过固溶强化使钢的TS提高的元素。此外，由于能够使残余奥氏体生成、并且使铁素体的加工硬化能力提高，因此对确保良好的加工性是有效的。如果Si量小于0.5%，则其添加效果不足，因此将下限设定为0.5%。然而，过量添加超过3.0%的Si，不仅会导致钢的脆化，而且会因产生红锈等而导致表面性状变差。因此，将Si设定为0.5%以上且3.0%以下。优选为0.7%以上且2.0%以下。
Mn：3.5%以上且10.0%以下
Mn是生成马氏体等低温相变相并且通过固溶强化提高钢的TS的元素。此外，其促进残余奥氏体的生成。当Mn量为3.5%以上时，可以确认该作用。然而，过量添加超过10.0%的Mn，难以确保希望的铁素体量，而且容易生成ε马氏体，加工性显著下降。从这种观点出发，将Mn量设定为3.5%以上且10.0%以下。优选为3.8%以上且7.0%以下。
P：0.1%以下
P是对钢的强化有效的元素，而如果过量添加超过0.1%，则会因晶界偏析而引起脆化，使耐冲击性变差。因此，将P设定为0.1%以下。
S：0.01%以下
S会形成MnS等夹杂物，成为扩孔性、耐冲击性变差以及沿着焊接部的金属流动产生裂纹的原因，因此希望极力降低，但是从制造成本方面考虑，将S设定为0.01%以下。
N：0.008%以下
N是使钢的耐时效性最大化变差的元素，越少越优选，如果超过0.008%，则耐时效性显著变差。因此，将N设定为0.008%以下。
余量为Fe及不可避免的杂质，但根据需要，可以适当含有以下元素的1种以上。
Al：0.01%以上且2.5%以下
Al是对抑制碳化物的生成、使残余奥氏体生成有效的元素。此外，其是作为脱氧剂发挥作用，对钢的洁净度有效的元素，优选在脱氧工序中添加。如果Al量小于0.01%，则其添加效果不足，因此将下限设定为0.01%。然而，如果大量添加而超过2.5%，则连铸时产生钢片裂纹的危险性增高，使制造性下降。从这种观点出发，将Al量设定为0.01%以上且2.5%以下。优选为0.2%以上且1.5%以下。
选自Cr:0.05%以上且1.0%以下、V:0.005%以上且0.5%以下、Mo:0.005%以上且0.5%以下、Ni:0.05%以上且1.0%以下、Cu:0.05%以上且1.0%以下中的至少一种
Cr、V、Mo由于具有提高强度和延展性的平衡的作用，因此可以根据需要添加。当Cr为0.05%以上、V为0.005%以上、Mo为0.005%以上时，可以得到该效果。然而，如果过量添加而各自超过Cr：1.0%、V：0.5%、Mo：0.5%，则第二相的百分率变得过大，可能会发生伴随着强度的显著上升的延展性的下降等。而且还成为成本提高的主要因素。因此，在添加这些元素时，将它们的量分别设定为Cr：0.05%以上且1.0%以下、V：0.005%以上且0.5%以下、Mo：0.005%以上且0.5%以下。
Ni、Cu是对钢的强化有效的元素，只要在本发明规定的范围内，则可以用于钢的强化。为了得到该效果，各自必须为0.05%以上。另一方面，如果添加超过1.0%的Ni、Cu，则钢板的延展性下降。而且还成为成本提高的主要因素。因此，在添加Ni、Cu时，将它们的添加量分别设定为0.05%以上且1.0%以下。
选自Ti:0.01%以上且0.1%以下、Nb:0.01%以上且0.1%以下、B:0.0003%以上且0.0050%以下中的至少一种
Ti、Nb对于钢的析出强化是有效的，并且当各自为0.01%以上时，可以得到该效果。但是，如果各自超过0.1%，则延展性和形状冻结性下降。而且还成为成本提高的主要因素。因此，在添加Ti、Nb时，将它们的添加量设定为Ti：0.01%以上且0.1%以下、Nb：0.01%以上且0.1%以下。
B由于具有抑制铁素体从奥氏体晶界中生成/生长的作用，因此可以根据需要添加。当其为0.0003%以上时，可以得到该效果。但是，如果超过0.0050%，则加工性下降。而且还成为成本提高的主要因素。因此，在添加B时，将其设定为0.0003%以上且0.0050%以下。
选自Ca:0.001%以上且0.005%以下、REM:0.001%以上且0.005%以下中的至少一种
Ca和REM是用于使硫化物的形状球形化而改善硫化物对扩孔性的不良影响的有效元素。为了得到该效果，各自必须为0.001%以上。但是，如果过量添加而各自超过0.005%，则会导致夹杂物等的增加，从而产生表面和内部缺陷等。因此，在添加Ca、REM时，将它们的添加量分别设定为0.001%以上且0.005%以下。
Mg：0.0005%以上且0.0100%以下
Mg是用于脱氧的元素，并且与Ca和REM同样，是用于使硫化物的形状球形化而改善硫化物对扩孔性、局部延展性的不良影响的有效元素。为了得到该效果，必须为0.0005%以上。但是，如果过量添加而超过0.0100%，则会导致夹杂物等的增加，从而产生表面和内部缺陷等。因此，在添加Mg时，将其含量设定为0.0005%以上且0.0100%以下。
Ta：0.0010%以上且0.1000%以下
Ta与Ti、Nb同样，生成合金碳化物、合金碳氮化物而有助于高强度化。并且可以认为，其通过部分固溶于Nb碳化物、Nb碳氮化物而生成（Nb,Ta）（C,N）这样的复合析出物，显著地抑制析出物的粗大化，具有使析出强化所带来的对强度的帮助稳定化的效果。因此，优选含有Ta。在此，当Ta的含量为0.0010%以上时，可以得到上述的析出物稳定化的效果。另一方面，过量添加Ta，则析出物稳定化效果饱和，合金成本也提高。因此，在添加Ta时，将其含量设定在0.0010%以上且0.1000%以下的范围内。
Sn：0.0020%以上且0.2000%以下和/或Sb：0.0020%以上且0.2000%以下
对于Sn和Sb而言，优选按照以下含量含有选自这些元素中的至少一种。也就是说，从抑制因钢板表面的氮化、氧化所产生的钢板表层约数十微米的区域的脱碳的观点考虑，根据需要添加Sn和/或Sb。通过分别添加0.0020%以上的Sn、Sb，能够抑制这种氮化、氧化，防止钢板表面的马氏体生成量的减少，从而可以改善疲劳特性、耐时效性。另一方面，对于其中任一元素来说，如果过量添加而超过0.2000%，则均导致韧性下降。因此，在添加Sn和/或Sb时，将它们的含量分别设定在0.0020%以上且0.2000%以下的范围内。
铁素体的面积率：30.0%以上
当铁素体的面积率小于30.0%时，难以确保良好的延展性。因此，将铁素体的面积率设定为30.0%以上。如果铁素体的面积率过高，则有难以确保所希望的强度的可能性，因此优选为80.0%以下。需要说明的是，铁素体的面积率可以如下求出：研磨与钢板轧制方向平行的板厚截面（L截面），然后用3%硝酸乙醇溶液进行腐蚀，对板厚1/4位置（从钢板表面起，在深度方向上相当于板厚1/4的位置）使用扫描电子显微镜（SEM：ScanningElectronMicroscope）以3000倍的倍率观察10个视野，使用所得的组织图像以及MediaCybernetics公司的Image-Pro（图像分析软件），算出10个视野中铁素体的面积率，并对这些值求平均。此外，在上述的组织图像中，铁素体呈现为灰色的组织。
铁素体中的Mn量（质量%）除以钢板中的Mn量（质量%）所得的值：0.80以下
如果铁素体中的Mn量（质量%）超过钢板中的Mn量（质量%）的0.80，则铁素体晶粒本身的延展性下降，难以确保目标钢板的延展性。因此，将铁素体中的Mn量（质量%）设定为钢板中的Mn量（质量%）的0.80以下。如果铁素体中的Mn量（质量%）除以钢板中的Mn量（质量%）所得的值过小，则可能难以确保铁素体晶粒本身的强度，因此优选为0.20以上。
需要说明的是，铁素体中的Mn量，可以使用场致发射电子探针微分析仪（FieldEmission-ElectronProbeMicroAnalyzer），对Mn在板厚1/4位置的轧制方向截面的各相中的分布状态进行定量，由30个铁素体粒子的Mn量分析结果的平均值而求出。钢板中的Mn量，可以通过发光分光分析法（QV分析）求出。
残余奥氏体的体积率：10.0%以上
残余奥氏体有效用于提高延展性，而当其体积率小于10.0%时，无法得到目标延展性。此外，深拉性可能会下降。因此，将残余奥氏体的体积率设定为10.0%以上。残余奥氏体的体积率的上限没有特别规定，但在本成分范围中，上限为40.0%。
需要说明的是，残余奥氏体的体积率，可以通过将钢板研磨至板厚方向的1/4面并由该板厚1/4面的衍射X射线强度而求出。可以如下求出：入射X射线使用MoKα线，对残余奥氏体相的{111}、{200}、{220}、{311}面和铁素体的{110}、{200}、{211}面的峰的积分强度的所有组合求出强度比，由它们的平均值而求出。
残余奥氏体中的Mn量：6.0质量%以上
在本发明中，为了确保10.0%以上的残余奥氏体的体积率，其特征在于，利用Mn的奥氏体稳定化效果。也就是说，通过增加奥氏体中的Mn量，能够确保稳定的残余奥氏体，从而大幅提高延展性和深拉性。为了得到该效果，将残余奥氏体中的Mn量设定为6.0质量%以上。如果残余奥氏体中的Mn量过高，则残余奥氏体过度稳定化，即使在拉伸试验的变形后，也可能残存有残余奥氏体，也就是说，残余奥氏体相变为马氏体的TRIP效果的体现变弱，可能无法确保充分的延展性，因此优选为11.0质量%以下。
需要说明的是，残余奥氏体中的Mn量，可以使用场致发射电子探针微分析仪（FieldEmission-ElectronProbeMicroAnalyzer），对Mn在板厚1/4位置的轧制方向截面的各相中的分布状态进行定量，由30个残余奥氏体粒子的Mn量分析结果的平均值而求出。
残余奥氏体的平均结晶粒径：2.0μm以下
如果残余奥氏体的平均结晶粒径超过2.0μm，则残余奥氏体的稳定性也下降，难以确保目标延展性。并且，从确保深拉性的观点考虑，也是不利的。此外，在弯曲试验、疲劳试验时无法抑制钢板中裂纹的传播，可能难以确保良好的弯曲性、疲劳特性。因此，将残余奥氏体的平均结晶粒径设定为2.0μm以下。如果残余奥氏体的平均结晶粒径小于0.1μm，则由TRIP效果带来的加工硬化率的上升效果变小，可能无法确保充分的延展性，因此，优选为0.1μm以上。需要说明的是，残余奥氏体的平均结晶粒径，可以用TEM（透射电子显微镜）观察20个残余奥氏体，使用上述的Image-Pro求出各自的面积，算出圆当量直径，并对这些值进行平均而求出。
贝氏体的面积率：3.0%以下
在本发明中，特征在于，不利用贝氏体相变，就能够确保所希望的稳定的残余奥氏体的体积率。此外，与铁素体相比，位错密度较高。因此，贝氏体本身的延展性低，如果贝氏体的面积率超过3.0%，则可能难以确保目标钢板的延展性。因此，优选将贝氏体的面积率设定为3.0%以下。贝氏体的面积率也可以为0.0%。
此外，此处所谓的贝氏体的面积率，是指贝氏体铁素体（通过贝氏体相变而生成的位错密度较高的铁素体）占观察面积的面积比例。
残余奥氏体的长径比：2.0以下
如果残余奥氏体的长径比超过2.0，则在弯曲试验、疲劳试验时，在沿着铁素体晶界存在的伸长的残余奥氏体（硬质相）与铁素体（软质相）的异相界面处裂纹不断发展，无法抑制钢板中裂纹的传播，难以确保良好的弯曲性、疲劳特性。因此，将残余奥氏体的长径比设定为2.0以下。
此外，此处所谓的残余奥氏体的长径比，是指残余奥氏体晶粒的长轴长度除以短轴长度所得的值。
需要说明的是，贝氏体的面积率和残余奥氏体的长径比（长轴长度/短轴长度）可以如下求出：研磨与钢板轧制方向平行的板厚截面（L截面），然后用3%硝酸乙醇溶液进行腐蚀，对板厚1/4位置（从钢板表面起，在深度方向上相当于板厚1/4的位置）使用SEM以3000倍的倍率观察10个视野，使用所得的组织图像以及MediaCybernetics公司的Image-Pro，分别算出10个视野中贝氏体的面积率和残余奥氏体的长径比（长轴长度/短轴长度），并对各自10个视野的值求平均。
此外，在本发明的显微组织中，除铁素体、贝氏体和残余奥氏体以外的余量组织，即使包括马氏体、回火马氏体、珠光体、渗碳体等碳化物的1种以上，也不会损害本发明的效果。但是，为了确保良好的延展性，珠光体的面积率优选为5%以下。
2）接着对制造条件进行说明。
<铸造条件>
熔炼具有上述成分组成的钢，形成钢坯。为了防止成分的宏观偏析，优选采用连铸法制造钢坯，但也可以通过铸锭法、薄坯铸造法制造钢坯。此外，除了在制造钢坯后暂时冷却至室温、然后再次加热的现有方法以外，不冷却至室温而直接将温片装入加热炉中、或者在稍稍进行保温后直接轧制的直送轧制/直接轧制等节能工艺也可以毫无问题地适用。
<热轧条件>
对钢坯进行热轧并卷取。当钢坯加热温度低于1100℃时，碳化物难以充分固溶，产生因轧制载荷增大而导致热轧时出现问题的风险增大等问题。因此，优选钢坯加热温度为1100℃以上。此外，由于随着氧化量的增加氧化皮损耗增大等，因此，优选钢坯加热温度为1300℃以下。需要说明的是，当钢坯温度降低时，从防止热轧时的问题的观点出发，还可以利用加热薄板坯的所谓薄板坯加热器。当终轧温度低于Ar3相变点时，材料特性产生各向异性，有时会成为使加工性下降的原因。因此，优选终轧温度为Ar3相变点以上。
卷取温度：Ar1相变点～Ar1相变点+（Ar3相变点-Ar1相变点）/2
在本发明中，热轧后的卷取温度极其重要。通过在上述卷取温度下卷取热轧板，Mn在奥氏体中富集，在冷轧后的热处理时，可以得到充分的奥氏体中的Mn富集量，从而能够确保稳定的残余奥氏体，加工性提高。在卷取温度为低于Ar1相变点或在超过Ar1相变点+（Ar3相变点-Ar1相变点）/2的温度下，Mn在奥氏体中的富集无法进行，在冷轧后的热处理时奥氏体中的Mn富集量少，难以确保良好的加工性。
在Ar1相变点～Ar1相变点+（Ar3相变点-Ar1相变点）/2的温度范围内保持5小时以上
通过在Ar1相变点～Ar1相变点+（Ar3相变点-Ar1相变点）/2的温度范围内保持5小时以上，Mn更好地在奥氏体中富集，在冷轧后的热处理时，奥氏体中的Mn富集量增大，可以确保更稳定的残余奥氏体，加工性进一步提高。因此，优选在上述温度下卷取后，在上述温度范围内保持5小时以上。此外，由于冷轧后的退火板的强度会因热轧板晶粒的粗大化而下降，因此优选保持时间为12小时以下。
需要说明的是，在本发明的热轧工序中，为了减小热轧时的轧制载荷，终轧的一部分或全部可以为润滑轧制。进行润滑轧制，从钢板形状的均匀化、材质的均匀化的观点考虑也是有效的。需要说明的是，优选润滑轧制时的摩擦系数为0.25～0.10的范围。并且，优选设为将前后挨着的薄板坯彼此接合并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。
在冷却至200℃以下后，加热至Ac1相变点-200℃～Ac1相变点的温度范围并保持30分钟以上
在上述Ar1相变点～Ar1相变点+（Ar3相变点-Ar1相变点）/2下卷取后，或者在上述温度下卷取后进一步在Ar1相变点～Ar1相变点+（Ar3相变点-Ar1相变点）/2的温度范围内保持5小时以上后，冷却至200℃以下。通过冷却至200℃以下，可以生成马氏体、贝氏体等硬质的低温相变相。冷却时的冷却方法、冷却速度没有特别规定。
如果将通过冷却至200℃以下而生成的马氏体、贝氏体等硬质的低温相变相在Ac1相变点-200℃～Ac1相变点的温度范围内保持30分钟以上，则通过向回火马氏体和回火贝氏体的相变而析出渗碳体等碳化物，在冷轧后的热处理时，生成C浓度高的微细奥氏体，加工性提高。此外，还具有使热轧板软质化而减小之后的冷轧负荷的效果。在低于Ac1相变点-200℃或超过Ac1相变点的温度下进行保持、或者保持不到30分钟时，难以得到上述效果。如果保持时间超过750分钟，则晶粒过度粗大化，最终无法得到所希望的残余奥氏体的平均结晶粒径，延展性可能会下降，并且深拉性也可能会下降。此外，还可能因消耗巨大的能量而导致成本增加。因此，优选将保持时间设定为750分钟以下。
将钢板在Ac1相变点-200℃～Ac1相变点的温度范围内保持30分钟以上后，进行冷却、酸洗。冷却时的冷却方法、冷却速度没有特别规定。酸洗可以采用常规方法。
冷轧的轧制率：20%以上
酸洗后进行冷轧。在本发明中，热轧后的冷轧的轧制率极其重要。通过以20%以上的轧制率实施冷轧，在之后的热处理时，能促进铁素体的再结晶，生成微细且具有良好的延展性的再结晶铁素体，加工性提高。此外，通过微细地生成铁素体，奥氏体微细地生成，可以得到更稳定的残余奥氏体，TS×EL提高。
<冷轧后的热处理条件>
在Ac1相变点～Ac1相变点+（Ac3相变点-Ac1相变点）/2的温度范围内保持30秒以上（热处理1）
如果在奥氏体和铁素体的两相区域中实施热处理（退火处理），则Mn在奥氏体中富集，奥氏体中的Mn浓度成为钢的平均组成以上的浓度。当热处理温度低于Ac1相变点时，几乎未生成奥氏体，退火后无法得到希望的残余奥氏体，加工性下降。此外，如果热处理温度超过Ac1相变点+（Ac3相变点-Ac1相变点）/2，则热处理时Mn在奥氏体中的富集不充分，无法确保稳定的残余奥氏体，加工性下降。此外，当保持时间小于30秒时，热处理时Mn在奥氏体中的富集不充分，无法确保稳定的残余奥氏体，加工性下降。而且，残存较多的未再结晶组织，加工性下降。因此，热处理条件设为在Ac1相变点～Ac1相变点+（Ac3相变点-Ac1相变点）/2的温度范围内保持30秒以上。如果保持时间超过360分钟，则热处理中的铁素体和奥氏体的晶粒过度粗大化，无法得到所希望的残余奥氏体的平均结晶粒径，延展性可能会下降。此外，深拉性也可能会下降。并且，还可能因消耗巨大的能量而导致成本增加。因此，优选将保持时间设定为360分钟以下。
需要说明的是，热处理方法也可以是连续退火或间歇退火中的任意一种退火方法。此外，在上述热处理后冷却至室温，其冷却方法和冷却速度没有特别规定，可以是间歇退火中的炉冷、空气冷却以及连续退火中的喷气冷却、雾冷、水冷等中任意一种冷却。
此外，也可以在上述热处理后冷却至200℃以下、并进一步进行以下的热处理。
在Ac1相变点～Ac1相变点+（Ac3相变点-Ac1相变点）/2的温度范围内保持10秒以上（热处理2）
此外，通过在上述条件下实施热处理，Mn在奥氏体中进行富集，能够确保更稳定的残余奥氏体，加工性进一步提高。如果热处理温度低于Ac1相变点或超过Ac1相变点+（Ac3相变点-Ac1相变点）/2，或者如果保持时间小于10秒，则无法得到上述效果。在上述热处理后冷却至室温，其冷却方法和冷却速度没有规定。如果保持时间超过180分钟，则热处理中的铁素体和奥氏体的晶粒过度粗大化，无法得到所希望的残余奥氏体的平均结晶粒径，延展性可能会下降。此外，从深拉性方面考虑也是不优选的。而且，还可能因消耗巨大的能量而导致成本增加。因此，优选将保持时间设定为180分钟以下。
<热镀锌处理>
在实施热镀锌处理时，将实施了上述热处理1或热处理2的钢板浸渍在440～500℃的镀锌浴中，实施热镀锌处理，然后通过气体擦拭等调整镀层附着量。热镀锌优选使用Al量为0.08～0.18质量%的镀锌浴。
<镀锌层的合金化处理>
在实施镀锌层的合金化处理时，在热镀锌处理后，在470～600℃的温度范围内实施镀锌层的合金化处理。在低于470℃的温度下，无法促进镀层的合金化，难以得到合金化热镀锌钢板。如果在超过600℃的温度下进行合金化处理，则残余奥氏体发生分解，加工性下降。因此，在进行镀锌层的合金化处理时，在470～600℃的温度范围内实施镀锌层的合金化处理。
对于未实施镀锌处理的冷轧钢板和实施热镀锌处理、合金化热镀锌处理后的钢板，可以进行以形状矫正、调整表面粗糙度等为目的的表面光轧。此外，还可以实施树脂或油脂涂布等各种涂装处理。
实施例
将具有表1所示成分组成且余量由Fe及不可避免的杂质构成的钢在转炉中进行熔炼，通过连铸法制成铸片。将所得的铸片加热至1250℃，并在终轧温度870℃下热轧至板厚4.0mm，进行卷取，卷取后冷却至200℃以下，或者卷取后在该卷取温度下保持预定时间后冷却至200℃以下，然后进行热处理（热轧板热处理），之后进行酸洗，冷轧，并进行热处理，将其一部分进一步进行热镀锌处理，或进一步进行镀锌层的合金化处理。热镀锌浴温度为460℃。镀锌量调整为每一面45g/m2（两面镀覆），合金化处理调整为被膜中Fe浓度9～12质量%。制造条件示于表2。对所得钢板的拉伸特性进行研究，其结果示于表3A、表3B。
Ar1相变点、Ar3相变点、Ac1相变点、Ac3相变点可以使用以下的式子求出。
Ar1相变点（℃）=730-102×（%C）+29×（%Si）-40×（%Mn）-18×（%Ni）-28×（%Cu）-20×（%Cr）-18×（%Mo）
Ar3相变点（℃）=900-326×（%C）+40×（%Si）-40×（%Mn）-36×（%Ni）-21×（%Cu）-25×（%Cr）-30×（%Mo）
Ac1相变点（℃）=751-16×（%C）+11×（%Si）-28×（%Mn）-5.5×（%Cu）-16×（%Ni）+13×（%Cr）+3.4×（%Mo）
Ac3相变点（℃）=910-203√（%C）+45×（%Si）-30×（%Mn）-20×（%Cu）-15×（%Ni）+11×（%Cr）+32×（%Mo）+104×（%V）+400×（%Ti）+200×（%Al）
在此，（%C）、（%Si）、（%Mn）、（%Ni）、（%Cu）、（%Cr）、（%Mo）、（%V）、（%Ti）、（%Al）为各元素的含量（质量%）。
表2
*CR：冷轧钢板（未镀覆）、GI：热镀锌钢板（未进行镀锌层的合金化处理）、GA：合金化热镀锌钢板
表3A
F:铁素体、B：贝氏体、RA：残余奥氏休、M:马氏体(包括回火马氏体)、P:珠光体、θ：渗碳体
表3B
F：铁素体、B：贝氏体、RA：残余奥氏体、M：马氏体(包括回火马氏体)、P：珠光体、θ：渗碳体
关于拉伸试验，使用以拉伸方向与钢板的轧制方向成直角方向的方式裁取样品的JIS5号试验片，根据JISZ2241（2011年）进行试验，测定TS（拉伸强度）、EL（总伸长率）。需要说明的是，在本发明中，将TS≥980MPa且TS×EL≥24000MPa·%的情况判定为加工性良好。
弯曲试验是基于JISZ2248（1996年）的V型块法实施测定的。使用实体显微镜对弯曲部外侧有无裂纹进行判定，将未产生裂纹的最小弯曲半径作为极限弯曲半径R。需要说明的是，在本发明中，将90°V型弯曲时的极限弯曲R/t≤1.5（t：钢板的板厚）的情况判定为弯曲性良好。
关于r值，由冷轧退火板上分别从L方向（轧制方向）、D方向（与轧制方向成45°的方向）和C方向（与轧制方向成90°的方向）切下JISZ2201（1998年）的5号试验片，根据JISZ2254（2008年）的规定分别求出rL、rD、rC，并由下式（1）算出r值。
r = r L + 2 r D + r C 4 . . . ( 1 )
深拉深成形试验通过圆筒拉深试验（円筒絞り試験）进行，由极限拉深比（LDR）评价深拉性。圆筒深拉深试验条件是，在试验中，使用直径为33mmφ的圆筒冲头，板厚3.8mm的材料使用冲模直径为44.4mm的模具，板厚2.4mm的材料使用冲模直径为40.2mm的模具，板厚1.6mm的材料使用冲模直径为37.8mm的模具，板厚1.4mm的材料使用冲模直径为37.2mm的模具。试验在1吨的压边力、1mm/秒的成形速度下进行。由于表面的滑动状态随着镀层状态等而改变，因此，为了使表面的滑动状态不影响试验，将聚乙烯片放置在样品和冲模之间，在高润滑条件下进行试验。以1mm步距（pitch）改变坯料直径，将未断裂拉深的最大坯料直径D和冲头直径d之比（D/d）作为LDR。需要说明的是，在本发明中，将LDR≥2.12的情况判定为深拉性良好。
平面弯曲疲劳试验是根据JISZ2275（1978年）在交变（应力比-1）、频率20Hz的条件下进行的。在交变平面弯曲疲劳试验中，测定到107个循环为止未确认到断裂的应力，将该应力作为疲劳极限强度。此外，算出用疲劳极限强度除以拉伸强度TS所得的值（耐久比）。需要说明的是，在本发明中，将疲劳极限强度≥400MPa、耐久比≥0.40的情况判定为疲劳特性良好。
本发明例的高强度钢板，均可以得到具有980MPa以上的TS、24000MPa·%以上的TS×EL的加工性优良的高强度钢板。此外，弯曲性也良好，并且还可以确保良好的深拉性，疲劳特性也优良。另一方面，在比较例中，TS、TS×EL中的至少一个特性较差。
产业上的可利用性
根据本发明，能够制造具有980MPa以上的TS、24000MPa·%以上的TS×EL的加工性优良的高强度钢板。通过将本发明的高强度钢板应用于例如汽车结构部件，可以使车身轻量化，从而实现燃料效率的改善，在产业上的利用价值非常大。

Claims (9)

1.一种加工性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，对钢坯进行热轧后，在Ar1相变点～Ar1相变点+(Ar3相变点-Ar1相变点)/2下进行卷取，在冷却至200℃以下后，加热至Ac1相变点-200℃～Ac1相变点的温度范围并保持30分钟以上，然后酸洗，以20％以上的轧制率实施冷轧，然后加热至Ac1相变点～Ac1相变点+(Ac3相变点-Ac1相变点)/2的温度范围并保持30秒以上，
所述钢坯的成分组成，以质量％计含有C：0.03％以上且0.35％以下、Si：0.5％以上且3.0％以下、Mn：3.5％以上且10.0％以下、P：0.1％以下、S：0.01％以下、N：0.008％以下，且余量由Fe及不可避免的杂质构成。
2.一种加工性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，对钢坯进行热轧后，在Ar1相变点～Ar1相变点+(Ar3相变点-Ar1相变点)/2下进行卷取，并在Ar1相变点～Ar1相变点+(Ar3相变点-Ar1相变点)/2的温度范围内保持5小时以上，然后冷却至200℃以下，接着加热至Ac1相变点-200℃～Ac1相变点的温度范围并保持30分钟以上，然后酸洗，以20％以上的轧制率实施冷轧，然后加热至Ac1相变点～Ac1相变点+(Ac3相变点-Ac1相变点)/2的温度范围并保持30秒以上，
所述钢坯的成分组成，以质量％计含有C：0.03％以上且0.35％以下、Si：0.5％以上且3.0％以下、Mn：3.5％以上且10.0％以下、P：0.1％以下、S：0.01％以下、N：0.008％以下，且余量由Fe及不可避免的杂质构成。
3.一种加工性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，对钢坯进行热轧后，在Ar1相变点～Ar1相变点+(Ar3相变点-Ar1相变点)/2下进行卷取，或进一步在Ar1相变点～Ar1相变点+(Ar3相变点-Ar1相变点)/2的温度范围内保持5小时以上，然后冷却至200℃以下，接着加热至Ac1相变点-200℃～Ac1相变点的温度范围并保持30分钟以上，然后酸洗，以20％以上的轧制率实施冷轧，然后加热至Ac1相变点～Ac1相变点+(Ac3相变点-Ac1相变点)/2的温度范围并保持30秒以上，然后冷却至200℃以下，进一步加热至Ac1相变点～Ac1相变点+(Ac3相变点-Ac1相变点)/2的温度范围并保持10秒以上，
所述钢坯的成分组成，以质量％计含有C：0.03％以上且0.35％以下、Si：0.5％以上且3.0％以下、Mn：3.5％以上且10.0％以下、P：0.1％以下、S：0.01％以下、N：0.008％以下，且余量由Fe及不可避免的杂质构成。
4.一种加工性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，通过权利要求1～3中任一项所述的方法制造高强度钢板后，实施热镀锌处理。
5.如权利要求4所述的加工性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，实施所述热镀锌处理后，在470～600℃的温度范围内实施镀锌层的合金化处理。
6.如权利要求1～5中任一项所述的加工性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，作为成分组成，以质量％计进一步含有下述(A)～(G)中的任意一组以上：
(A)Al：0.01％以上且2.5％以下；
(B)选自Cr：0.05％以上且1.0％以下、V：0.005％以上且0.5％以下、Mo：0.005％以上且0.5％以下、Ni：0.05％以上且1.0％以下、Cu：0.05％以上且1.0％以下中的至少一种元素；
(C)选自Ti：0.01％以上且0.1％以下、Nb：0.01％以上且0.1％以下、B：0.0003％以上且0.0050％以下中的至少一种元素；
(D)选自Ca：0.001％以上且0.005％以下、REM：0.001％以上且0.005％以下中的至少一种元素；
(E)Mg：0.0005％以上且0.0100％以下；
(F)Ta：0.0010％以上且0.1000％以下；
(G)Sn：0.0020％以上且0.2000％以下和/或Sb：0.0020％以上且0.2000％以下。
7.一种加工性优良的高强度钢板，其特征在于，成分组成以质量％计含有C：0.03％以上且0.35％以下、Si：0.5％以上且3.0％以下、Mn：3.5％以上且10.0％以下、P：0.1％以下、S：0.01％以下、N：0.008％以下，且余量由Fe及不可避免的杂质构成，钢组织以面积率计具有30.0％以上的铁素体，所述铁素体中以质量％计的Mn量除以钢板中以质量％计的Mn量所得的值为0.80以下，以体积率计具有10.0％以上的残余奥氏体，所述残余奥氏体中的Mn量为6.0质量％以上，并且，残余奥氏体的平均结晶粒径为2.0μm以下。
8.如权利要求7所述的加工性优良的高强度钢板，其特征在于，钢组织以面积率计进一步具有3.0％以下的贝氏体，并且残余奥氏体的长径比为2.0以下。
9.如权利要求7或8所述的加工性优良的高强度钢板，其特征在于，作为成分组成，以质量％计进一步含有下述(A)～(G)中的任意一组以上：
(A)Al：0.01％以上且2.5％以下；
(B)选自Cr：0.05％以上且1.0％以下、V：0.005％以上且0.5％以下、Mo：0.005％以上且0.5％以下、Ni：0.05％以上且1.0％以下、Cu：0.05％以上且1.0％以下中的至少一种元素；
(C)选自Ti：0.01％以上且0.1％以下、Nb：0.01％以上且0.1％以下、B：0.0003％以上且0.0050％以下中的至少一种元素；
(D)选自Ca：0.001％以上且0.005％以下、REM：0.001％以上且0.005％以下中的至少一种元素；
(E)Mg：0.0005％以上且0.0100％以下；
(F)Ta：0.0010％以上且0.1000％以下；
(G)Sn：0.0020％以上且0.2000％以下和/或Sb：0.0020％以上且0.2000％以下。
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