CN105579605A - 加工性和低温韧性优异的高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

加工性和低温韧性优异的高强度钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明的高强度钢板是满足指定的成分组成的钢板，该钢板的金属组织包含各自具有指定的面积率的多边形铁素体、贝氏体、回火马氏体和残余奥氏体，并且，由基于电子背散射衍射法的指定的晶粒获得的各平均IQ表示的分布满足下述式(1)、(2)。根据本发明能够实现：即使抗拉强度在590MPa以上的情况下，也具有优异的加工性和低温韧性的高强度钢板。(IQave-IQmin)/(IQmax-IQmin)≥0.40(1)；σIQ/(IQmax-IQmin)≤0.25(2)。

Description

加工性和低温韧性优异的高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种具有590MPa以上的抗拉强度并且加工性和低温韧性优异的高强度钢板及其制造方法。
背景技术
在汽车业界，CO2排放限制等针对地球环境问题的对策成为当务之急。另一方面，从确保乘客安全性的观点考虑，正在强化汽车的碰撞安全标准，并且正在进行能够充分确保乘车空间内安全性的结构设计。为了同时达到这些要求，有效的是，作为汽车的结构构件而采用抗拉强度为590MPa以上的高强度钢板，进而将其薄壁化而使车体轻型化。但是一般来说，若提高钢板的强度则加工性劣化，因此将上述高强度钢板应用于汽车构件时，加工性的改善是不可避免的课题。
作为兼具强度和加工性的钢板，已知金属组织由铁素体和马氏体构成的DP(DualPhase，双相)钢板、利用残余奥氏体(以下有时称为“残余γ”)的相变诱发塑性的TRIP(TransformationInducedPlasticity，相变诱发塑性)钢板。
尤其为了提高TRIP钢板的强度和延伸率，已知形成包含残余γ的金属组织是有效的。
例如专利文献1中公开有一种技术，通过使钢板的金属组织形成为在铁素体中混合存在马氏体和残余γ的复合组织，来能够提高TRIP钢板的强度和加工性(特别是延伸率)。
另外，专利文献2中公开有一种技术，通过使钢板的金属组织形成为包含铁素体、残余γ、以及贝氏体和/或马氏体的组织，来改善强度(TS：TensileStrength)和延伸率(EL：Elongation)的平衡(具体而言，TS×EL)，从而提高TRIP钢板的压制成形性。尤其公开有残余γ具有提高钢板延伸率的作用。
除了提高上述特性之外，为了提高低温下的碰撞安全性，高强度钢板被期望提高低温韧性，但已知TRIP钢板的低温韧性较差。上述专利文献1、2中完全没有考虑低温韧性。
为了制造抗拉强度为780MPa的超级强度且具有优异的低温韧性的钢材，被认为回火马氏体和低温区域生成贝氏体的微细化是有效的。已知为了使回火马氏体和低温区域生成贝氏体微细化，需要使相变前的奥氏体的微细化，例如通过进行控制轧制或在奥氏体再结晶区域进行轧制来能够使奥氏体微细化。
例如专利文献3中公开有一种钢材，通过在奥氏体未再结晶区域亦即在780℃以下进行精轧制来使组织微细化，从而实现优异的低温韧性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利公报第3527092号
专利文献2：日本专利公报第5076434号
专利文献3：日本专利公开公报特开平5-240355号
发明内容
发明要解决的问题
近年来，对于钢板的加工性的要求日益严苛，例如用于支柱或构件等的钢板，要求在更加严苛的条件下进行拉伸成形或拉深成形。因此，TRIP钢板被要求：不使强度和延伸率劣化的同时，还改善如延伸凸缘性(λ)或弯曲性(R)等的局部变形能力。然而迄今所提出的TRIP钢板，由于残余γ在加工中相变为非常硬的马氏体，因此存在着如延伸凸缘性或弯曲性等的局部变形能力差的问题。
此外，随着TRIP钢板强度的提高，呈现低温韧性变差的趋势，故此在低温环境下的脆性断裂成为问题。
本发明是着眼于如上述的情况而完成的发明，其目的在于，提供一种抗拉强度为590MPa以上并且具有良好的加工性(尤其是延伸率和局部变形能力)且低温韧性优异的特性的高强度钢板及其制造方法。
用于解决问题的方案
能够解决上述问题的本发明所涉及的高强度钢板，是以质量％计满足C：0.10～0.5％、Si：1.0～3％、Mn：1.5～3.0％、Al：0.005～1.0％、P：超过0％且0.1％以下、和S：超过0％且0.05％以下，余量由铁和不可避免的杂质构成的钢板，其要点在于，该钢板的金属组织包含多边形铁素体、贝氏体、回火马氏体和残余奥氏体，
(1)以扫描型电子显微镜观察金属组织时，
(1a)所述多边形铁素体的面积率a相对于金属组织整体超过50％，
(1b)所述贝氏体由高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体的复合组织构成，
所述高温区域生成贝氏体中，邻接的残余奥氏体之间、邻接的碳化物之间、以及邻接的残余奥氏体与碳化物之间的中心位置间距离的平均间隔为1μm以上，
所述低温区域生成贝氏体中，邻接的残余奥氏体之间、邻接的碳化物之间、以及邻接的残余奥氏体与碳化物之间的中心位置间距离的平均间隔小于1μm，
所述高温区域生成贝氏体的面积率b相对于金属组织整体满足5～40％，
所述低温区域生成贝氏体和所述回火马氏体的合计面积率c相对于金属组织整体满足5～40％，
(2)以饱和磁化法测量的所述残余奥氏体的体积率相对于金属组织整体为5％以上，
(3)将由电子背散射衍射法(EBSD)测量的取向差3°以上的边界所包围的区域定义为晶粒时，由基于对该晶粒中的体心立方晶格(包含体心正方晶格)各晶粒进行解析的EBSD图像的清晰度获得的各平均IQ(ImageQuality，花样质量)表示的分布满足下述式(1)、(2)，
(IQave-IQmin)/(IQmax-IQmin)≥0.40(1)
σIQ/(IQmax-IQmin)≤0.25(2)
(式中，
IQave表示各晶粒的平均IQ全部数据的平均值，
IQmin表示各晶粒的平均IQ全部数据的最小值，
IQmax表示各晶粒的平均IQ全部数据的最大值，
σIQ表示各晶粒的平均IQ全部数据的标准偏差)。
本发明中，一种优选的形态是，以光学显微镜观察所述金属组织时，在淬火马氏体和残余奥氏体复合而成的MA混合相存在的情况下，相对于所述MA混合相的总个数，当量圆直径d超过7μm的MA混合相的个数比例为0％以上且小于15％。
另一种优选的形态是，所述多边形铁素体粒的平均当量圆直径D为超过0μm且10μm以下。
此外，本发明的所述钢板优选还含有以下(a)～(e)的至少其中之一：
(a)从由Cr：超过0％且1％以下和Mo：超过0％且1％以下所构成的组中选择的一种以上的元素；
(b)从由Ti：超过0％且0.15％以下、Nb：超过0％且0.15％以下和V：超过0％且0.15％以下所构成的组中选择的一种以上的元素；
(c)从由Cu：超过0％且1％以下和Ni：超过0％且1％以下所构成的组中选择的一种以上的元素；
(d)B：超过0％且0.005％以下；
(e)从由Ca：超过0％且0.01％以下、Mg：超过0％且0.01％以下和稀土类元素：超过0％且0.01％以下所构成的组中选择的一种以上的元素。
另外优选在本发明的所述钢板的表面具有电镀锌层、热浸镀锌层、或合金化热浸镀锌层。
再说，本发明还包含制造上述高强度钢板的方法，即：
将满足所述成分组成的钢材加热至800℃以上且Ac3点-10℃以下的温度区域，在该温度区域保持50秒以上以便进行均热后，在600℃以上的范围以20℃/秒以下的平均冷却速度进行冷却，然后，
以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却至任意的温度T，所述温度T是满足150℃以上且400℃以下的温度，其中，当下式所示的Ms点为400℃以下时，所述温度T是满足150℃以上且Ms点以下的温度，并且在满足下述式(3)的温度区域保持10～200秒，
接着，加热至满足下述式(4)的温度区域，在该温度区域保持50秒以上后进行冷却，
150℃≤T1(℃)≤400℃(3)
400℃＜T2(℃)≤540℃(4)
Ms点(℃)＝561-474×[C]/(1-Vf/100)-33×[Mn]-17×[Ni]-17×[Cr]-21×[Mo]
式中，Vf是指另外制作重现从加热、均热到冷却的退火曲线的样品时该样品中的铁素体分率测量值，[]表示各元素以质量％计的含量，并且将钢板不含有的元素的含量设为0质量％来计算。
另外，在本发明的上述制造方法中，可以包括：在满足上述式(4)的温度区域进行保持后，进行冷却，接着进行电镀锌、热浸镀锌、或合金化热浸镀锌，或者，也可以包括：在满足上述式(4)的温度区域进行热浸镀锌或合金化热浸镀锌。
发明的效果
根据本发明，通过以相对于金属组织整体的面积率超过50％的方式生成多边形铁素体，进而生成“在低温区域生成的贝氏体和回火马氏体(以下有时表述为“低温区域生成贝氏体等”)”、以及“在高温区域生成的贝氏体(以下有时表述为“高温区域生成贝氏体”)”这两者，并且进行控制，以使由电子背散射衍射法(EBSD：ElectronBackscatterDiffraction)测量的体心立方晶格(BCC：BodyCenteredCubic)结晶(包含体心正方晶格(BCT：BodyCenteredTetragonal)结晶，以下相同)的各晶粒的IQ(ImageQuality，花样质量)分布满足式(1)、式(2)，来能够实现即使属于590MPa以上的高强度区域而如延伸率和局部变形能力良好那样的加工性也优异甚至低温韧性也优异的高强度钢板。此外，根据本发明，能够提供该高强度钢板的制造方法。
附图说明
图1是表示邻接的残余奥氏体和/或碳化物之间的平均间隔的一例的示意图。
图2A是表示在旧γ粒内混合生成有高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等这两者的情况的示意图。
图2B是表示在各旧γ粒分别生成有高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等的情况的示意图。
图3是表示T1温度区域和T2温度区域的加热曲线的一例的示意图。
图4是式(1)小于0.40且式(2)为0.25以下的IQ分布图。
图5是式(1)为0.40以上且式(2)超过0.25的IQ分布图。
图6是式(1)为0.40以上且式(2)为0.25以下的IQ分布图。
具体实施方式
本发明人为了改善抗拉强度为590MPa以上的高强度钢板的加工性(尤其是延伸率和局部变形能力)以及低温韧性而进行了反复研究。其结果发现以下内容，从而完成了本发明。即：
(1)如果使钢板的金属组织为包含多边形铁素体主体(具体而言，相对于金属组织整体的面积率超过50％)、贝氏体、回火马氏体和残余γ的混合组织，尤其使贝氏体生成为如下两种贝氏体，则能够提供在延伸率不变差的条件下局部变形能力得到改善的加工性优异的高强度钢板，
(1a)高温区域生成贝氏体，其中，邻接的残余γ之间、邻接的碳化物之间、或者邻接的残余γ与邻接的碳化物之间(以下有时将它们一并表述为“残余γ等”)的中心位置间距离的平均间隔为1μm以上，
(1b)低温区域生成贝氏体，其中，残余γ等的中心位置间距离的平均间隔小于1μm；
(2)具体而言，上述高温区域生成贝氏体有助于提高钢板的延伸率，上述低温区域生成贝氏体有助于提高钢板的局部变形能力；
(3)进而通过进行控制，以使体心立方晶格(包含体心正方晶格)的各晶粒的IQ分布满足式(1)[(IQave-IQmin)/(IQmax-IQmin)≥0.40]和式(2)[(σIQ)/(IQmax-IQmin)≤0.25]的关系，来能够提供低温韧性优异的高强度钢板；
(4)为了生成指定量的上述多边形铁素体、贝氏体、回火马氏体和残余奥氏体，并且为了实现满足上述式(1)、式(2)的指定的IQ分布，将满足指定成分组成的钢板加热至800℃以上且Ac3点-10℃以下的二相温度区域，在该温度区域内保持50秒以上以便进行均热之后，以20℃/秒以下的平均冷却速度在600℃以上的范围进行冷却，然后，以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却至满足150℃以上且400℃以下(其中，当Ms点为400℃以下时，则Ms点以下)的任意的温度T，并且在满足式(3)[150℃≤T1(℃)≤400℃]的T1温度区域内保持10～200秒之后，加热至满足式(4)[400℃＜T2(℃)≤540℃]的T2温度区域，在该温度区域内保持50秒以上就可以实现。
首先对于赋予本发明的高强度钢板以特征的金属组织进行说明。
《对于金属组织》
本发明的高强度钢板的金属组织是包含多边形铁素体、贝氏体、回火马氏体和残余γ的混合组织。
[多边形铁素体]
本发明钢板的金属组织以多边形铁素体为主体。主体是指相对于金属组织整体的面积率超过50％。多边形铁素体是与贝氏体相比更为软质，起到提高钢板的延伸率并改善加工性的作用的组织。为了发挥这样的作用，相对于金属组织整体，多边形铁素体的面积率设为超过50％，优选为55％以上，更优选为60％以上。多边形铁素体的面积率的上限可考虑用饱和磁化法测量的残余γ的占积率而决定，例如为85％。
上述多边形铁素体粒的平均当量圆直径D优选为超过0μm且10μm以下。通过减小多边形铁素体粒的平均当量圆直径D，使其微细分散，从而可以进一步提高钢板的延伸率。其详细的机制尚不明确，但本发明人认为是通过使多边形铁素体微细化，从而使多边形铁素体相对于金属组织整体的分散状态变得均匀，因此难以引起不均匀的变形，这有助于延伸率的进一步提高。即：在本发明钢板的金属组织由多边形铁素体、贝氏体、回火马氏体和残余γ的混合组织构成的情况下，如果多边形铁素体粒的粒径变大，则各个组织的大小产生偏差。因此本发明人认为产生不均匀的变形而形变局部集中，使得改善加工性(尤其是改善由生成多边形铁素体所带来的延伸率提高作用)变得困难。故此，多边形铁素体的平均当量圆直径D优选为10μm以下，更优选为8μm以下，进一步优选为5μm以下，特别优选为4μm以下。
上述多边形铁素体的面积率和平均当量圆直径D可通过用扫描型电子显微镜(SEM：ScanningElectronMicroscope)进行观察来测量。
[贝氏体和回火马氏体]
本发明钢板具有如下特征：贝氏体由高温区域生成贝氏体和与高温区域生成贝氏体相比强度更高的低温区域生成贝氏体的复合组织构成。高温区域生成贝氏体有助于提高钢板的延伸率，低温区域生成贝氏体有助于提高钢板的局部变形能力。于是，通过包含这两种贝氏体组织，从而钢板的延伸率不会变差，而且可提高局部变形能力，可全面提高钢板的加工性。本发明人认为其原因在于，通过将强度水平不同的贝氏体组织复合化来产生不均匀变形，从而使加工硬化能力变得提高。
上述高温区域生成贝氏体是在贝氏体生成区域中于较高温区域生成的贝氏体，主要是在超过400℃且540℃以下的T2温度区域生成的贝氏体组织。高温区域生成贝氏体，是以SEM观察经过硝酸乙醇腐蚀的钢板截面时，残余γ等的平均间隔达到1μm以上的组织。
另一方面，上述低温区域生成贝氏体是在较低温区域生成的贝氏体，主要是在150℃以上且400℃以下的T1温度区域生成的贝氏体组织。低温区域生成贝氏体，是以SEM观察经过硝酸乙醇腐蚀的钢板截面时，残余γ等的平均间隔小于1μm的组织。
在此，“残余γ等的平均间隔”是指，在对于钢板截面进行SEM观察时，测量邻接的残余γ之间的中心位置间距离、邻接的碳化物之间的中心位置间距离、或者邻接的残余γ与碳化物之间的中心位置间距离，将其结果进行平均的值。上述中心位置间距离，意思是对于最为邻接的残余γ和/或碳化物进行测量时，在各残余γ或各碳化物中求出中心位置，该中心位置之间的距离。上述中心位置，在残余γ或碳化物中决定长径和短径，为长径与短径交叉的位置。
然而，残余γ或碳化物在板条边界上析出时，多个残余γ和碳化物相连，其形态成为针状或板状，因此中心位置间距离不是残余γ和/或碳化物之间的距离，如图1所示，是将残余γ和/或碳化物1在长径方向连续而形成的线与线的间隔(即：板条间距离)作为中心位置间距离2。
此外，回火马氏体是与上述低温区域生成贝氏体具有同样作用的组织，有助于提高钢板的局部变形能力。应予说明，上述低温区域生成贝氏体与回火马氏体无法用SEM观察进行区别，因此本发明中将低温区域生成贝氏体和回火马氏体统称为“低温区域生成贝氏体等”。
本发明中，将贝氏体根据如上述的生成温度区域的差异和残余γ等的平均间隔的差异而区分为“高温区域生成贝氏体”和“低温区域生成贝氏体等”的理由在于，在一般学术上的组织分类上，难以明了地区分贝氏体。例如，板条状贝氏体和贝氏体铁素体，根据相变温度而分类为上部贝氏体和下部贝氏体。但是如本发明，在使Si大量含有达1.0％以上的钢种中，随着贝氏体相变的碳化物的析出受到抑制，因此在SEM观察中，将马氏体组织也包含在内，难以把它们区别。因此，本发明中，没按照学术上的组织定义对于贝氏体进行分类，而基于如上述的生成温度区域的差异和残余γ等的平均间隔来进行区别。
高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等的分布状态没有特别限定，可以在旧γ粒内生成有高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等这两者，也可以在每个旧γ粒内分别生成有高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等。
高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等的分布状态示意地表示在图2A、B。图中，对于高温区域生成贝氏体5附加有斜线，对于低温区域生成贝氏体等6附加有小点。图2A表示在旧γ粒内混合生成有高温区域生成贝氏体5和低温区域生成贝氏体等6这两者的情况，图2B表示在每个旧γ粒内分别生成有高温区域生成贝氏体5和低温区域生成贝氏体等6的情况。各图中所示的黑圆表示MA混合相3。对于MA混合相后述。
本发明中，将高温区域生成贝氏体在金属组织整体中所占的面积率设为b且将低温区域生成贝氏体等在金属组织整体中所占的合计面积率设为c时，该面积率b和c都必须满足5～40％。此处，并非规定低温区域生成贝氏体的面积率、而是规定低温区域生成贝氏体和回火马氏体的合计面积率的理由在于，如上所述的在SEM观察中无法区别这些组织。
上述面积率b设为5～40％。如果高温区域生成贝氏体的生成量过少，则钢板的延伸率降低而无法改善加工性。因此上述面积率b设为5％以上，优选为8％以上，更优选为10％以上。然而如果高温区域生成贝氏体的生成量变得过剩，则与低温区域生成贝氏体等的生成量的平衡变差，无法发挥出由高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等的复合化所带来的效果。因此高温区域生成贝氏体的面积率b设为40％以下，优选为35％以下，更优选为30％以下，进一步优选为25％以下。
此外，上述合计面积率c设为5～40％。如果低温区域生成贝氏体等的生成量过少，则钢板的局部变形能力降低而无法改善加工性。因此上述合计面积率c设为5％以上，优选为8％以上，更优选为10％以上。然而如果低温区域生成贝氏体等的生成量变得过剩，则与高温区域生成贝氏体的生成量的平衡变差，无法发挥出由低温区域生成贝氏体等和高温区域生成贝氏体的复合化所带来的效果。因此低温区域生成贝氏体等的面积率c设为40％以下，优选为35％以下，更优选为30％以下，进一步优选为25％以下。
上述面积率b与上述合计面积率c的关系只要各自的范围满足上述范围则没有特别限定，b＞c、b＜c、b＝c的任一形态都包括。
高温区域生成贝氏体与低温区域生成贝氏体等的混合比率可根据钢板所要求的特性来确定。具体而言，为了进一步提高钢板加工性中的局部变形能力(尤其是延伸凸缘性(λ))，尽可能减少高温区域生成贝氏体的比率，尽可能增加低温区域生成贝氏体等的比率即可。另一方面，为了进一步提高钢板加工性中的延伸率，尽可能增加高温区域生成贝氏体的比率，尽可能减少低温区域生成贝氏体等的比率即可。此外，为了进一步提高钢板的强度，尽可能增加低温区域生成贝氏体等的比率，尽可能减少高温区域生成贝氏体的比率即可。
应予说明，在本发明中，贝氏体还包含贝氏体铁素体。贝氏体是碳化物析出的组织，贝氏体铁素体是碳化物未析出的组织。
[多边形铁素体+贝氏体+回火马氏体]
本发明中，上述多边形铁素体的面积率a、上述高温区域生成贝氏体的面积率b、以及上述低温区域生成贝氏体等的合计面积率c之和(以下称为“a+b+c的总面积率”)相对于金属组织整体优选满足70％以上。如果a+b+c的总面积率低于70％，则有时延伸率变差。a+b+c的总面积率更优选为75％以上，进一步优选为80％以上。a+b+c的总面积率的上限可考虑用饱和磁化法测量的残余γ的占积率而决定，例如为100％。
[残余γ]
残余γ通过在钢板受到应力而变形时相变为马氏体来促进变形部的硬化，具有防止形变集中的效果，藉此提高均一变形能力而发挥出良好的延伸率。这样的效果一般被称为TRIP效应。
为了发挥上述的效果，残余γ相对于金属组织整体的体积率在用饱和磁化法测量时，需要含有5体积％以上。残余γ优选为8体积％以上，更优选为10体积％以上。然而如果残余γ的生成量变得过多，则后述的MA混合相也过量生成，MA混合相容易变得粗大，因而导致局部变形能力(尤其是延伸凸缘性)和弯曲性降低。因此残余γ的上限优选为30体积％以下左右，更优选为25体积％以下。
残余γ主要在金属组织的板条间生成，但有时也在板条状组织的集合体(例如：板条块或板条束等)或者旧γ的晶粒边界上作为后述MA混合相的一部分而呈块状存在。
[其它]
本发明钢板的金属组织如上所述包含多边形铁素体、贝氏体、回火马氏体和残余γ，可以仅由这些组织构成，但在不损害本发明效果的范围内，还可以存在(a)淬火马氏体与残余γ复合而成的MA混合相、(b)珠光体等的余量组织。
(a)MA混合相
MA混合相，一般已知为淬火马氏体与残余γ的复合相，是在最终冷却前作为未相变奥氏体存在的组织的一部分在最终冷却时相变为马氏体，其余以奥氏体的状态残存而生成的组织。这样生成的MA混合相，在热处理(尤其是在T2温度区域内保持的等温淬火处理)过程中碳浓缩为高浓度，而且部分变为马氏体组织，因此是非常硬的组织。所以，贝氏体与MA混合相的硬度差较大，在变形时应力集中而容易成为空隙产生的起点，故此如果MA混合相过量生成，则如延伸凸缘性或弯曲性降低而局部变形能力降低。此外，如果MA混合相过量生成，则有强度变得过高的趋势。如果残余γ量越多，另外Si含量越多，则MA混合相越容易生成，但优选其生成量尽可能少。
在用光学显微镜观察金属组织时，上述MA混合相相对于金属组织整体优选为30面积％以下，更优选为25面积％以下，进一步优选为20面积％以下。
上述MA混合相中，相对于MA混合相的总个数，当量圆直径d超过7μm的MA混合相的个数比例优选为0％以上且小于15％。当量圆直径d超过7μm的粗大MA混合相，对局部变形能力造成不良影响。相对于MA混合相的总个数，上述当量圆直径d超过7μm的MA混合相的个数比例更优选小于10％，进一步优选小于5％。
上述当量圆直径d超过7μm的MA混合相的个数比例，以光学显微镜观察平行于轧制方向的截面表面并加以计算即可。
应予说明，通过实验确认了上述MA混合相的粒径越大则越容易产生空隙的趋势，因此优选MA混合相的当量圆直径d尽可能小。
(b)珠光体
对金属组织进行SEM观察时，相对于金属组织整体，上述珠光体优选为20面积％以下。如果珠光体的面积率超过20％，则延伸率变差，难以改善加工性。相对于金属组织整体，珠光体的面积率更优选为15％以下，进一步优选为10％以下，更进一步优选为5％以下。
上述金属组织可以按照以下步骤进行测量。
[SEM观察]
多边形铁素体、高温区域生成贝氏体、低温区域生成贝氏体等、和珠光体，只要在钢板的平行于轧制方向的截面中，对于板厚的1/4位置进行硝酸乙醇腐蚀，以倍率3000倍左右进行SEM观察便能够识别。
多边形铁素体，作为在晶粒内部不包含上述白色或淡灰色残余γ等的晶粒而被观察到。
高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等，作为主要呈灰色且在晶粒中分散有白色或淡灰色残余γ等的组织而被观察到。因此根据SEM观察，在高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等中也包含有残余γ或碳化物，故此作为也包含有残余γ等的面积率加以计算。
如果对于钢板截面进行硝酸乙醇腐蚀，则碳化物和残余γ均为白色或淡灰色的组织被观察到，区别两者困难。其中碳化物(例如渗碳体等)，越在低温区域生成，则越有与板条间相比更易在板条内析出的趋势，因而在碳化物之间的间隔较宽的情况下可认为在高温区域生成，在碳化物之间的间隔较窄的情况下可认为在低温区域生成。残余γ通常在板条间生成，但组织的生成温度越低则板条的尺寸越小，因而在残余γ之间的间隔较宽的情况下可认为在高温区域生成，在残余γ之间的间隔较窄的情况下可认为在低温区域生成。因此本发明中，着眼于对经硝酸乙醇腐蚀的截面进行SEM观察且在观察视野内作为白色或淡灰色观察到的残余γ等，在测量邻接的残余γ等间的中心位置间距离时，将其平均值(即：平均间隔)为1μm以上的组织视为高温区域生成贝氏体，并将平均间隔小于1μm的组织视为低温区域生成贝氏体等。
珠光体，作为碳化物和铁素体成为层状的组织而被观察到。
[饱和磁化法]
残余γ无法通过SEM观察来进行组织的鉴定，因此利用饱和磁化法来测量体积率。如此得到的残余γ的体积率可直接读取为面积率。饱和磁化法的详细测量原理，参照“R&D神户制钢技报，Vol.52，No.3，2002年，p.43～46”即可。
如此在本发明中，残余γ的体积率以饱和磁化法测量，相对于此，高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等的面积率通过SEM观察以包含残余γ在内的形式进行测量，因此它们的总量有时超过100％。
[光学显微镜观察]
MA混合相，只要在钢板的平行于轧制方向的截面中，对于板厚的1/4位置进行里佩拉(RePera)腐蚀，以倍率1000倍左右进行光学显微镜观察便作为白色组织而被观察到。
接着，对于本发明的高强度钢板的IQ(ImageQuality)分布进行说明。
[IQ分布]
本发明中，将由EBSD得到的测量点之间的结晶取向差为3°以上的边界所包围的区域定义为“晶粒”，作为IQ，采用基于对体心立方晶格(包含体心正方晶格)的各晶粒进行解析的EBSD图像清晰度获得的各平均IQ。以下有时将上述各平均IQ简称为“IQ”。将上述结晶取向差设为3°以上是将板条边界除外的意思。应予说明，体心正方晶格是通过将C原子固溶于体心立方晶格内特定的侵入型位置，从而晶格朝一个方向伸长的晶格，结构本身与体心立方晶格同等，因此对低温韧性产生的效果也同等。此外，即使采用EBSD也无法区别这些晶格。因此，本发明中体心立方晶格的测量中包含体心正方晶格。
IQ是EBSD图像的清晰度。已知IQ对结晶中的形变量产生影响，具体而言，IQ越小则具有结晶中存在越多形变的趋势。本发明人着眼于晶粒的形变与低温韧性的关系进行了深入研究。首先，由利用EBSD得到的各测量点的IQ，即：由形变多的面积与形变少的面积的关系来研究了对于低温韧性产生的影响，但没有发现各测量点的IQ与低温韧性的相关性。另一方面，由各晶粒的平均IQ，即：由形变多的晶粒数与形变少的晶粒数的关系来研究了对于低温韧性产生的影响，结果得到：如果进行控制，以使形变少的晶粒相对于形变多的晶粒而言变得相对更多，则可以提高低温韧性之事。因而发现：即使在金属组织中包含有铁素体和残余γ，只要对于钢板的具有体心立方晶格(包含体心正方晶格)的各晶粒的IQ分布进行恰当的控制，以使其满足下述式(1)、式(2)，就可以获得良好的低温韧性。
(IQave-IQmin)/(IQmax-IQmin)≥0.40(1)
σIQ/(IQmax-IQmin)≤0.25(2)
式中，
IQave表示各晶粒的平均IQ全部数据的平均值，
IQmin表示各晶粒的平均IQ全部数据的最小值，
IQmax表示各晶粒的平均IQ全部数据的最大值，
σIQ表示各晶粒的平均IQ全部数据的标准偏差。
上述各晶粒的平均IQ值，是通过对试样的平行于轧制方向的截面进行抛光，在板厚的1/4位置，将100μm×100μm的区域设为测量区域，以1步长(step)：0.25μm进行18万点的EBSD测量，基于该测量结果而求出的各晶粒的IQ平均值。应予说明，在测量区域的边界线处截断的晶粒被排除在测量对象之外，仅将一个晶粒被完全容纳在测量区域内的晶粒作为对象。
此外，在IQ的解析中，从确保可靠性的观点考虑，将CI(ConfidenceIndex，可信度)＜0.1的测量点排除在解析之外。CI是数据的可靠度，是表示在各测量点检测的EBSD图像与所指定的结晶系(例如：铁的情形是体心立方晶格或面心立方晶格(FCC：FaceCenteredCubic))的数据库值的一致度的指标。
进而，在上述式(1)、式(2)的计算中，从排除异常值的观点考虑，采用从全部数据中除去了最大侧和最小侧各2％的数据之后的值。
此外，上述式(1)和式(2)中，考虑到由于检测器的影响等会使IQ的绝对值发生变动，采用IQmin和IQmax而进行相对化。
IQave和σIQ是表示对于低温韧性的影响的指标，如果IQave较大且σIQ较小则可获得良好的低温韧性。从确保良好的低温韧性的观点考虑，式(1)为0.40以上，优选为0.42以上，更优选为0.45以上。式(1)的值越高则形变少的晶粒越多，可获得更优异的低温韧性，因此上限没有特别限定，例如为0.80以下。另一方面，式(2)为0.25以下，优选为0.24以下，更优选为0.23以下。式(2)的值越小则由直方图表示的晶粒的IQ分布变得越锐利，成为对于提高低温韧性所优选的分布，因此下限没有特别限定，例如为0.15以上。
本发明中，通过满足上述式(1)、式(2)这两者可获得优异的低温韧性。图4是式(1)小于0.40且式(2)为0.25以下的IQ分布图。此外，图5是式(1)为0.40以上且式(2)超过0.25的IQ分布图。它们由于仅满足式(1)或式(2)的任一者，因此低温韧性差。图6是满足式(1)、式(2)两者的IQ分布图，低温韧性良好。
定性地说，如图6所示，如果是在IQmin至IQmax范围内的平均IQ较大的晶粒侧(即：式(1)的值为0.40以上的部位)中，成为峰值的晶粒数较多为锐利的山状分布(即：式(2)的值为0.25以下那样的IQ分布)，则低温韧性提高。低温韧性提高的理由不一定明确，但本发明人认为其理由在于，只要满足式(1)和式(2)，则形变少的晶粒(即：高IQ晶粒)相对于形变多的晶粒(即：低IQ晶粒)而言变得相对更多，成为脆性断裂起点的高形变晶粒得到抑制。
接着，对本发明的高强度钢板的化学成分组成进行说明。
《成分组成》
本发明的高强度钢板是满足C：0.10～0.5％、Si：1.0～3％、Mn：1.5～3.0％、Al：0.005～1.0％、P：超过0％且0.1％以下、和S：超过0％且0.05％以下，余量由铁和不可避免的杂质构成的钢板。规定上述范围的理由如下。
[C：0.10～0.5％]
C是用于提高钢板的强度，并且使残余γ生成所需要的元素。因此C量为0.10％以上，优选为0.13％以上，更优选为0.15％以上。但是如果过量含有C则焊接性降低。因此C量为0.5％以下，优选为0.3％以下，更优选为0.25％以下，进一步优选为0.20％以下。
[Si：1.0～3％]
Si是作为固溶强化元素有助于钢板的高强度化，而且在后述的T1温度区域内和T2温度区域内的保持中(尤其是等温淬火处理中)抑制碳化物析出，使残余γ有效地生成的非常重要的元素。因此Si量为1.0％以上，优选为1.2％以上，更优选为1.3％以上。但是如果过量含有Si，则在退火的加热和均热时，向γ相的逆相变不发生，多边形铁素体大量残存，造成强度不足。此外，热轧时在钢板表面产生Si氧化皮而使钢板的表面性状变差。因此Si量为3％以下，优选为2.5％以下，更优选为2.0％以下。
[Mn：1.5～3.0％]
Mn是用于得到贝氏体和回火马氏体所需要的元素。此外，Mn是对于使奥氏体稳定化而生成残余γ也具有有效作用的元素。为了发挥出这样的作用，Mn量为1.5％以上，优选为1.8％以上，更优选为2.0％以上。但是如果过量含有Mn，则显著抑制高温区域生成贝氏体的生成。此外，Mn的过量添加还会导致由焊接性变差或偏析引起的加工性变差。因此Mn量为3.0％以下，优选为2.7％以下，更优选为2.5％以下，进一步优选为2.4％以下。
[Al：0.005～1.0％]
Al是与Si同样地在等温淬火处理中抑制碳化物析出，有助于使残余γ生成的元素。此外，Al是在制钢工序中作为脱氧剂起作用的元素。因此Al量为0.005％以上，优选为0.01％以上，更优选为0.03％以上。但是如果过量含有Al，则钢板中的夹杂物变得过多而使延性变差。因此Al量为1.0％以下，优选为08％以下，更优选为05％以下。
[P：超过0％且0.1％以下]
P是钢中不可避免地含有的杂质元素，如果P量过剩，则钢板的焊接性变差。因此P量为0.1％以下，优选为0.08％以下，更优选为0.05％以下。P量以尽可能少为宜，但达到0％在工业上较为困难。
[S：超过0％且0.05％以下]
S是钢中不可避免地含有的杂质元素，与上述P同样地使钢板的焊接性变差的元素。此外，S在钢板中形成硫化物系夹杂物，如果其增大则加工性降低。因此S量为0.05％以下，优选为0.01％以下，更优选为0.005％以下。S量以尽可能少为宜，但达到0％在工业上较为困难。
本发明的高强度钢板是满足上述成分组成的钢板，余量成分为铁和上述P、S以外的不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，例如包含N、O(氧)、残余元素(例如：Pb、Bi、Sb、Sn等)等。不可避免的杂质中，N量优选为超过0％且0.01％以下，O量优选为超过0％且0.01％以下。
[N：超过0％且0.01％以下]
N是在钢板中析出氮化物而有助于钢板强化的元素，但如果过量含有N，则氮化物大量析出而引起延伸率、延伸凸缘性和弯曲性劣化。因此N量优选为0.01％以下，更优选为0.008％以下，进一步优选为0.005％以下。
[O：超过0％且0.01％以下]
O(氧)是如果过量含有则导致延伸率、延伸凸缘性和弯曲性降低的元素。因此O量优选为0.01％以下，更优选为0.005％以下，进一步优选为0.003％以下。
本发明的钢板中作为其它元素，也可以含有以下元素等：
(a)从由Cr：超过0％且1％以下和Mo：超过0％且1％以下所构成的组中选择的一种以上的元素；
(b)从由Ti：超过0％且0.15％以下、Nb：超过0％且0.15％以下和V：超过0％且0.15％以下所构成的组中选择的一种以上的元素；
(c)从由Cu：超过0％且1％以下和Ni：超过0％且1％以下所构成的组中选择的一种以上的元素；
(d)B：超过0％且0.005％以下；
(e)从由Ca：超过0％且0.01％以下、Mg：超过0％且0.01％以下和稀土类元素：超过0％且0.01％以下所构成的组中选择的一种以上的元素。
(a)[从由Cr：超过0％且1％以下和Mo：超过0％且1％以下所构成的组中选择的至少一种以上的元素]
Cr和Mo是与上述Mn同样地对于获得贝氏体和回火马氏体具有有效作用的元素。这些元素可以单独使用或并用。为了有效地发挥上述作用，Cr和Mo各自单独的含量优选为0.1％以上，更优选为0.2％以上。但是如果Cr和Mo的含量分别超过1％，则显著抑制高温区域生成贝氏体的生成。此外如果过量添加则成本变高。因此Cr和Mo分别优选为1％以下，更优选为0.8％以下，进一步优选为0.5％以下。并用Cr和Mo时，合计量优选为1.5％以下。
(b)[从由Ti：超过0％且0.15％以下、Nb：超过0％且0.15％以下和V：超过0％且0.15％以下所构成的组中选择的一种以上的元素]
Ti、Nb和V是在钢板中形成碳化物、氮化物等析出物，强化钢板，并且还具有通过旧γ粒的微细化而使多边形铁素体粒变细的作用的元素。为了有效地发挥上述作用，Ti、Nb和V各自单独的含量优选为0.01％以上，更优选为0.02％以上。但是如果过量含有，则碳化物在晶粒边界析出，钢板的延伸凸缘性和弯曲性变差。因此Ti、Nb和V各自单独优选为0.15％以下，更优选为0.12％以下，进一步优选为0.1％以下。Ti、Nb和V可以各自单独含有，也可以含有任意选择的两种以上的元素。
(c)[从由Cu：超过0％且1％以下和Ni：超过0％且1％以下所构成的组中选择的一种以上的元素]
Cu和Ni是对于使γ稳定化而生成残余γ具有有效作用的元素。这些元素可以单独使用或并用。为了有效地发挥上述作用，Cu和Ni各自单独的含量优选为0.05％以上，更优选为0.1％以上。但是如果过量含有Cu和Ni，则热加工性劣化。因此Cu和Ni各自单独优选为1％以下，更优选为0.8％以下，进一步优选为0.5％以下。应予说明，如果Cu含量超过1％则热加工性劣化，但若添加Ni则可抑制热加工性的劣化，因此在并用Cu和Ni的情况下，虽会使成本变高但可以添加超过1％的Cu。
(d)[B：超过0％且0.005％以下]
B是与上述Mn、Cr和Mo同样地对于生成贝氏体和回火马氏体具有有效作用的元素。为了有效地发挥上述作用，B含量优选为0.0005％以上，更优选为0.001％以上。但是如果过量含有B，则在钢板中生成硼化物而使延性劣化。此外如果过量含有B，则与上述Cr、Mo同样地显著抑制高温区域生成贝氏体的生成。因此B量优选为0.005％以下，更优选为0.004％以下，进一步优选为0.003％以下。
(e)[从由Ca：超过0％且0.01％以下、Mg：超过0％且0.01％以下和稀土类元素：超过0％且0.01％以下所构成的组中选择的一种以上的元素]
Ca、Mg和稀土类元素(REM)是起到使钢板中的夹杂物微细分散的作用的元素。为了有效地发挥上述作用，Ca、Mg和稀土类元素各自单独的含量优选为0.0005％以上，更优选为0.001％以上。但是如果过量含有，则使铸造性或热加工性等劣化，变得难以制造。此外，过量添加成为使钢板延性劣化的原因。因此Ca、Mg和稀土类元素各自单独优选为0.01％以下，更优选为0.005％以下，进一步优选为0.003％以下。
上述稀土类元素，是包含镧系元素(从La至Lu的15元素)、Sc(钪)和Y(钇)的意思，这些元素中，优选含有从La、Ce和Y所构成的组中选择的至少一种元素，更优选含有La和/或Ce。
以上，对本发明高强度钢板的金属组织和成分组成进行了说明。
《制造方法》
接着，对上述高强度钢板的制造方法进行说明。上述高强度钢板可以通过依序包括下述工序的方法来进行制造：将满足上述成分组成的钢板加热至800℃以上且Ac3点-10℃以下的二相温度区域的工序；在该温度区域内保持50秒以上以便进行均热的工序；在600℃以上的范围以20℃/秒以下的平均冷却速度进行冷却，然后，以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却至满足150℃以上且400℃以下(其中，当Ms点为400℃以下时，则Ms点以下)的任意的温度T的工序；在满足下述式(3)的T1温度区域内保持10～200秒的工序；以及在满足下述式(4)的T2温度区域内保持50秒以上的工序。以下对各工序按照顺序进行说明。
150℃≤T1(℃)≤400℃(3)
400℃＜T2(℃)≤540℃(4)
[热轧和冷轧]
首先，准备按照常规方法对板坯进行热轧后，对所得的热轧钢板进行冷轧后而得的冷轧钢板。对于热轧，可以将精轧温度设为例如800℃以上，将卷取温度设为例如700℃以下。对于冷轧，可以在冷轧率为例如10～70％的范围进行轧制。
[均热]
将由此得到的冷轧钢板供于均热工序。具体而言，在连续退火作业线，加热至800℃以上且Ac3点-10℃以下的温度区域，在该温度区域内保持50秒以上以便进行均热。
通过将加热温度控制在铁素体和奥氏体的二相温度区域，可以生成指定量的多边形铁素体。如果加热温度过高则形成奥氏体单相区域，多边形铁素体的生成被抑制，因此无法改善钢板的延伸率，加工性劣化。故此加热温度为Ac3点-10℃以下，优选为Ac3点-15℃以下，更优选为Ac3点-20℃以下。另一方面，如果加热温度低于800℃，则由冷轧带来的形变(展伸)组织残存，也无法进行向奥氏体的逆相变，因此对于所期望的延伸率或延伸凸缘性等产生不良影响。因此加热温度为800℃以上，优选为810℃以上，更优选为820℃以上。
在上述温度区域内进行保持的均热时间为50秒以上。如果均热时间低于50秒，则无法对钢板进行均匀的加热，因此碳化物以未固溶的状态残存，抑制残余γ的生成，而且不进行向奥氏体的逆相变，所以也难以确保最终的贝氏体或回火马氏体的分率，无法改善加工性。因此均热时间为50秒以上，优选为100秒以上。但是如果均热时间过长，则奥氏体粒径变大，随之多边形铁素体粒也粗大化，具有延伸率和局部变形能力变差的趋势。因此均热时间优选为500秒以下，更优选为450秒以下。
应予说明，将上述冷轧钢板加热至上述二相温度区域时的平均加热速度可以为例如1℃/秒以上。
上述Ac3点可以由“莱斯利铁钢材料科学”(丸善株式会社，1985年5月31日发行，P.273)中记载的下述式(a)算出。下述式(a)中，[]表示各元素的含量(质量％)，并且将钢板不含有的元素含量可设为0质量％来计算即可。
Ac3(℃)＝910-203×[C]1/2+44.7×[Si]-30×[Mn]-11×[Cr]+31.5×[Mo]-20×[Cu]-15.2×[Ni]+400×[Ti]+104×[V]+700×[P]+400×[Al](a)
[冷却工序]
加热至上述二相温度区域并保持50秒以上以便进行均热处理之后，在600℃以上的范围以20℃/秒以下的平均冷却速度缓慢冷却。以下有时在600℃以上的范围的平均冷却速度称为“CR1”。通过恰当控制该范围的平均冷却速度，可确保指定量的多边形铁素体，并且可生成有效促进低温区域生成贝氏体或高温区域生成贝氏体生成的马氏体。
此外，如果在600℃以上的范围的平均冷却速度超过20℃/秒，则无法确保指定量的多边形铁素体，延伸率降低。因此平均冷却速度为20℃/秒以下，优选为15℃/秒以下，更优选为10℃/秒以下。
然后，以10℃/秒以上的平均冷却速度骤冷至满足150℃以上且400℃以下(其中，当下式所示的Ms点为400℃以下时，则Ms点以下)的任意的温度T。以下有时将上述T称为“冷却停止温度T”。此外，以下有时将小于600℃～冷却停止温度T的范围的平均冷却速度表述为“CR2”。
如果冷却停止温度T低于150℃，则马氏体的生成量变多而无法得到所需的金属组织，延伸率、延伸凸缘性、或者由埃氏杯突试验评价的复合加工性等劣化。冷却停止温度T为150℃以上，优选为160℃以上，更优选为170℃以上。另一方面，如果冷却停止温度T超过400℃(其中，当Ms点低于400℃时，则超过Ms点)，则不生成马氏体，无法实现贝氏体组织的复合化及MA混合相的微细化，因此延伸率、延伸凸缘性、弯曲性、或者由埃氏杯突试验评价的复合加工性劣化。此外，如果冷却停止温度过高，则IQave降低，并且σIQ上升，有时无法得到低温韧性提高效果。冷却停止温度T为400℃以下(其中，当Ms点低于400℃时，则Ms点以下)，优选为380℃以下(其中，当Ms点-20℃低于380℃时，则Ms点-20℃以下)，更优选为350℃以下(其中，当Ms点-50℃低于350℃时，则Ms点-50℃以下)。
应予说明，本发明中Ms点可以由对于上述“莱斯利铁钢材料科学”(P.231)中记载的式考虑铁素体分率而得的下述式(b)算出。本发明中，在钢材的制造之前，可预先采用同一组成的钢材算出Ms点，并设定冷却停止温度T。
Ms点(℃)＝561-474×[C]/(1-Vf/100)-33×[Mn]-17×[Ni]-17×[Cr]-21×[Mo](b)
在此，Vf是指另外制作重现从加热、均热到冷却的退火曲线的样品时该样品中的铁素体分率测量值(面积％)。此外，式中，[]表示各元素的含量(质量％)，并且将钢板不含有的元素的含量设为0质量％来计算。
如果从二相温度区域至冷却停止温度T的平均冷却速度低于10℃/秒，则引起珠光体相变而过量生成珠光体，另一方面残余γ量不足，延伸率降低而加工性劣化。因此从小于600℃至冷却停止温度T的温度区域(以下有时称为“小于600℃的温度区域”)的平均冷却速度为10℃/秒以上，优选为15℃/秒以上，更优选为20℃/秒以上。小于600℃的温度区域的平均冷却速度的上限没有特别限定，如果平均冷却速度变得过快则难以控制温度，因此上限可以为例如100℃/秒左右。
应予说明，CR1与CR2的关系没有特别限定，只要满足上述指定的平均冷却速度，则可以为相同的冷却速度，但从得到所需的金属组织的观点考虑，期望优选控制冷却速度以使满足CR2＞CR1的关系。
[冷却后的退火条件]
冷却至冷却停止温度T之后，在满足上述式(3)的T1温度区域保持10～200秒后，加热至满足上述式(4)的T2温度区域，在该T2温度区域保持50秒以上。本发明中，通过分别恰当地控制在T1温度区域和T2温度区域保持的时间，可以分别生成指定量的高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等。具体而言，通过在T1温度区域保持指定时间，从而使未相变奥氏体相变为低温区域生成贝氏体或马氏体。通过在T2温度区域保持指定时间的等温淬火处理，从而进一步使未相变奥氏体相变为高温区域生成贝氏体，控制其生成量，并且使碳在奥氏体浓缩而生成残余γ，可实现本发明中规定的上述所需的金属组织和IQ分布。
此外，通过组合在T1温度区域的保持与在T2温度区域的保持，还发挥出可抑制MA混合相的生成的效果。即：在上述指定的温度下进行均热后，以上述指定的平均冷却速度冷却至冷却停止温度T，在T1温度区域进行保持，从而生成马氏体或低温区域生成贝氏体，因而使未相变部微细化，而且还恰当地抑制碳在未相变部的浓缩，因而使MA混合相微细化。
应予说明，以上述指定的冷却速度从均热温度冷却至冷却停止温度T，仅在满足上述式(3)的T1温度区域进行保持而不加热至满足上述式(4)的T2温度区域进行保持的情况下，即：即使是单纯的低温保持的等温淬火处理，板条状组织的尺寸也变小，因此能使MA混合相本身较小。但是，在该情况下，由于未在上述T2温度区域进行保持，因此几乎没有生成高温区域生成贝氏体，而且基质的板条状组织的位错密度变大，强度变得过高而延伸率降低，IQave也变低。
[冷却停止温度]
本发明中，上述式(3)中规定的T1温度区域具体为150℃以上且400℃以下。通过在该温度区域保持指定时间，可以使未相变奥氏体相变为低温区域生成贝氏体或马氏体。此外，通过确保充分的保持时间，从而进行贝氏体相变，最终生成残余γ，MA混合相也细化。该马氏体在刚相变后，是以淬火马氏体的形态存在，但在后述的T2温度区域保持期间回火之后，以回火马氏体的形态残存。该回火马氏体对于钢板的延伸率、延伸凸缘性或弯曲性都不会产生不良影响。
但是如果将保持温度设为超过400℃的温度，则不能生成指定量的低温区域生成贝氏体或马氏体，无法进行贝氏体组织的复合化。此外，MA混合相无法微细化，局部变形能力降低而不能改善延伸凸缘性或弯曲性。因此T1温度区域为400℃以下。优选为380℃以下，进一步优选为350℃以下。另一方面，如果保持温度低于150℃，则马氏体分率变得过多，因而延伸率或采用埃氏杯突试验的复合加工性劣化。因此T1温度区域的下限为150℃以上，优选为160℃以上，更优选为170℃以上。
[冷却后的保持]
在满足上述式(3)的T1温度区域保持的时间为10～200秒。如果在T1温度区域的保持时间过短，则低温区域生成贝氏体的生成量变少，无法实现贝氏体组织的复合化或MA混合相的微细化，因而延伸率或延伸凸缘性降低。而且IQave降低，并且σIQ上升，有时无法获得所需的低温韧性。因此在T1温度区域的保持时间为10秒以上，优选为15秒以上，更优选为30秒以上，进一步优选为50秒以上。然而如果保持时间超过200秒，则过量生成低温区域生成贝氏体，因此如后述那样即使在T2温度区域保持指定时间也无法确保高温区域生成贝氏体等的生成量，残余γ量也不足，所以延伸率或由埃氏杯突试验评价的复合加工性等降低。因此在T1温度区域的保持时间为200秒以下，优选为180秒以下，更优选为150秒以下。
本发明中，在T1温度区域的保持时间是指，从在指定温度下均热后进行冷却而使钢板的表面温度达到400℃(其中，当Ms点为400℃以下时，则Ms点)的时刻开始，直到在T1温度区域保持后开始加热而使钢板的表面温度再次到达400℃为止的时间。例如在T1温度区域的保持时间是图3中“x”的区间的时间。本发明中，如后所述在T2温度区域保持后，冷却至室温，因此钢板会再次通过T1温度区域，但在本发明中，该冷却时通过的时间不包含在T1温度区域的保持时间内。这是因为在该冷却时，相变基本结束，所以不生成低温区域生成贝氏体。
在满足上述式(3)的T1温度区域保持的方法，只要在T1温度区域的保持时间为10～200秒则没有特别限定，例如可采用图3的(i)～(iii)所示的加热曲线。但是并没有将本发明限定于此的意思，只要满足本发明的要件，就可以适当采用上述以外的加热曲线。
其中，图3(i)是一边如上述那样控制平均冷却速度一边从均热温度冷却至任意的冷却停止温度T之后，在该冷却停止温度T下恒温保持指定时间的例子，在恒温保持后，加热至满足上述式(4)的任意的温度。图3(i)中，示出了进行一阶段的恒温保持的情形，但本发明并不限定于此，虽未图示但只要在T1温度区域的范围内，即可进行保持温度不同的两阶段以上的恒温保持。
图3(ii)是一边如上述那样控制平均冷却速度一边从均热温度冷却至任意的冷却停止温度T之后，改变冷却速度，在T1温度区域的范围内花费指定时间进行冷却后，加热至满足上述式(4)的任意的温度的例子。图3(ii)中，示出了进行一阶段的冷却的情形，但本发明并不限定于此，虽未图示但可以进行冷却速度不同的两阶段以上的多段冷却。
图3(iii)是一边如上述那样控制平均冷却速度一边从均热温度冷却至任意的冷却停止温度T之后，在T1温度区域的范围内花费指定时间进行加热后，加热至满足上述式(4)的任意的温度的例子。图3(iii)中，示出了进行一阶段的加热的情形，但本发明并不限定于此，虽未图示但可以进行升温速度不同的两阶段以上的多段加热。
[再加热保持]
本发明中，由上述式(4)规定的T2温度区域具体为超过400℃且540℃以下。通过在该温度区域保持指定时间，可以生成高温区域生成贝氏体和残余γ。此外，T2温度区域的保持温度对IQ分布的影响尚不明确，但通过在上述T2温度区域进行保持，可得到所需的IQ分布。如果在超过540℃的温度区域进行保持，则生成多边形铁素体或疑似珠光体，无法获得所需的金属组织，不能确保延伸率等。因此T2温度区域的上限为540℃以下，优选为500℃以下，更优选为480℃以下。另一方面，如果为400℃以下，则高温区域生成贝氏体量不足，而且在伴随贝氏体相变的未相变部分中的碳浓缩也不充分，并且残余γ量也变少，因而延伸率或由埃氏杯突试验评价的复合加工性降低。因此T2温度区域的下限为400℃以上，优选为420℃以上，更优选为425℃以上。
在满足上述式(4)的T2温度区域保持的时间为50秒以上。根据本发明，即使在T2温度区域的保持时间为50秒左右，预先在上述T1温度区域保持指定时间而生成低温区域生成贝氏体等，因此低温区域生成贝氏体等也促进高温区域生成贝氏体的生成，所以可确保高温区域生成贝氏体的生成量。但是如果保持时间少于50秒，则未相变部大量残存，碳浓缩不充分，因此在从T2温度区域开始的最终冷却时生成硬质的淬透状态的马氏体。因此，生成大量的粗大MA混合相，强度变得过高且延伸率降低，并且如延伸凸缘性或弯曲性等的局部变形能力显著降低。此外，在T2温度区域的保持时间较短时，存在IQave降低的趋势，为了获得上述所需的IQ分布，有效的是使保持时间为50秒以上。从提高生产性的观点考虑，在T2温度区域的保持时间较佳的是为尽可能短的时间，但为了可靠地生成高温区域生成贝氏体，优选为90秒以上，更优选为120秒以上。在T2温度区域进行保持时的上限没有特别限定，但即使长时间保持而高温区域生成贝氏体的生成也饱和，而且生产性降低。进而浓缩的碳作为碳化物析出而不能确保残余γ，延伸率劣化。因此，在T2温度区域的保持时间优选为1800秒以下。更优选为1500秒以下，进一步优选为1000秒以下。
此外，在T2温度区域的保持时间是指，从在T1温度区域保持后进行加热而使钢板的表面温度达到400℃的时刻开始，直到在T2温度区域保持后开始冷却而使钢板的表面温度再次到达400℃为止的时间。例如在T2温度区域的保持时间是图3中“y”的区间的时间。本发明中，如上所示，在均热后，在向T1温度区域进行冷却的过程中，通过T2温度区域，但本发明中，该冷却时通过的时间不包含在T2温度区域的滞留时间内。这是因为，在该冷却时，滞留时间过短，因此几乎未引起相变，没有生成高温区域生成贝氏体。
在满足上述式(4)的T2温度区域进行保持的方法只要在T2温度区域进行保持的滞留时间为50秒以上则没有特别限定，可以如在上述T1温度区域内的加热曲线那样，在T2温度区域内的任意温度进行恒温保持，可以在T2温度区域内进行冷却或加热。
应予说明，本发明中，在低温侧的T1温度区域进行保持后，在高温侧的T2温度区域进行保持，但本发明人确认到：对于在T1温度区域生成的低温区域生成贝氏体等而言，通过加热至T2温度区域，由于回火而发生下部组织的恢复，然而板条间隔(即：残余γ和/或碳化物的平均间隔)不发生变化。
[镀层]
上述高强度钢板的表面上可形成电镀锌层(EG：Electro-Galvanizing)、热浸镀锌层(GI：HotDipGalvanized)、或合金化热浸镀锌层(GA：AlloyedHotDipGalvanized)。
电镀锌层、热浸镀锌层、以及合金化热浸镀锌层的形成条件没有特别的限定，可采用常规方法的电镀锌处理、热浸镀锌处理、以及合金化处理。由此得到电镀锌钢板(以下有时称为“EG钢板”)、热浸镀锌钢板(以下有时称为“GI钢板”)、以及合金化热浸镀锌钢板(以下有时称为“GA钢板”)。
在制造EG钢板时，可列举将上述钢板浸渍在例如55℃的锌溶液中并且通电，以便进行电镀锌处理的方法。
在制造GI钢板时，可列举将上述钢板浸渍在例如将温度调节至约430～500℃的镀覆浴中实施热浸镀锌，然后进行冷却。
在制造GA钢板时，可列举将上述钢板在例如上述热浸镀锌后，加热至500～540℃左右的温度进行合金化，并进行冷却。
此外，在制造GI钢板时，可以在上述T2温度区域进行保持后，不冷却至室温，在上述T2温度区域中，浸渍于调节至上述温度区域的镀覆浴中实施热浸镀锌，然后进行冷却。在制造GA钢板时，可以在上述T2温度区域中，在热浸镀锌后紧接着实施合金化处理。这时，热浸镀锌所需的时间和合金化处理所需的时间可以包含在上述T2温度区域的保持时间内并进行控制。
此外，在制造GI钢板时，可以在上述T1温度区域进行保持后，兼顾在上述T2温度区域进行保持的工序和热浸镀锌处理。即：可以在上述T1温度区域进行保持后，在上述T2温度区域中，浸渍于调节至上述温度区域的镀覆浴中实施热浸镀锌，兼顾进行热浸镀锌和在T2温度区域的保持。此外，在制造GA钢板时，可以在上述T2温度区域中，在热浸镀锌后紧接着实施合金化处理。
锌镀附着量没有特别的限定，可列举例如每一面为10～100g/m2左右。
[本发明的高强度钢板的利用领域]
本发明的技术尤其可合适地用于板厚为3mm以下的薄钢板。本发明的高强度钢板，抗拉强度为590MPa以上，延伸率优异，而且局部变形能力和低温韧性也良好，因而加工性优异。而且低温韧性也良好，可抑制例如在-20℃以下的低温环境下的脆性断裂。该高强度钢板可合适地用作汽车的结构部件的原材料。作为汽车的结构部件，例如，以前纵梁或后纵梁、冲撞盒等正面碰撞部件为首，还可列举：如支柱类等的补强材(例如中柱强化材料)、上边梁的补强材、下边梁、地板构件、踏板部等的车身结构部件；保险杠的补强材、车门冲击梁等的耐冲击吸能部件；座椅部件等。
此外，上述高强度钢板由于在温态下的加工性良好，因此还可合适地用作温态成形用的原材料。应予说明，温态加工是指在50～500℃左右的温度范围进行成形。
本申请基于2013年9月27日申请的日本国专利申请第2013-202537号和2014年3月31日申请的日本国专利申请第2014-071906号要求优先权的利益。将2013年9月27日申请的日本国专利申请第2013-202537号和2014年3月31日申请的日本国专利申请第2014-071906号的各说明书的全部内容引入本申请作为参考。
实施例
以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明不受下述实施例的限制，当然还可以在可符合上述和下述内容的范围内加入适当改变来实施，这些也都包含在本发明的技术范围内。
将下述表1所示化学成分组成的钢(其中余量为铁和P、S、N、O以外的不可避免的杂质)进行真空熔炼来制造了实验用板坯。下述表1中，REM使用了含有La为50％左右和Ce为30％左右的混合稀土。
基于下述表1所示化学成分和上述式(a)算出了Ac3点，基于下述表1所示化学成分和上述式(b)算出了Ms点。应予说明，对于No.D-3，未进行逆相变且还残存碳化物，因此不能确保规定的组织，故没有计算Ms点(表2中“※”)。
将所得实验用板坯进行热轧之后进行冷轧，接着进行连续退火来制造了试样。具体条件如下。
将实验用板坯在1250℃下加热保持30分钟后，以压下率为约90％且精轧温度为920℃的条件进了行热轧，以平均冷却速度30℃/秒从该温度冷却至卷取温度500℃并进行了卷取。卷取后，在卷取温度500℃下保持30分钟，接着进行炉冷至室温，制造了板厚2.6mm的热轧钢板。
对所得热轧钢板进行酸洗以除去表面氧化皮，然后以冷轧率46％进行冷轧，制造了板厚1.4mm的冷轧钢板。
将所得冷轧钢板加热至下述表2所示的“均热温度(℃)”，保持表2所示的“均热时间(秒)”进行均热后，按照表2所示的曲线i～iii进行连续退火来制造了试样。应予说明，对于部分冷轧钢板，实施与曲线i～iii不同的步冷等曲线。它们在表2中的“曲线”栏中标记为“-”。此外，均热后，在600℃以上的范围的平均冷却速度为“缓冷速度(℃/s)”。
(曲线i：对应上述图3的(i))
均热后，以表2所示的平均冷却速度，即：在600℃以上的范围以“缓冷速度(℃/s)”进行了冷却，在从小于600℃到冷却停止温度T的范围以“骤冷速度(℃/s)”冷却至表2所示的“冷却停止温度T(℃)”之后，在该冷却停止温度T下恒温保持了表2所示的“在T1的保持时间(秒)”，接着加热至表2所示的T2温度区域中的“保持温度(℃)”，在该保持温度下保持了表2所示的“保持温度下的保持时间(秒)”。
(曲线ii：对应上述图3的(ii))
与曲线i同样，均热后，以表2所示的平均冷却速度(“缓冷速度(℃/s)”和“骤冷速度(℃/s)”)冷却至表2所示的“冷却停止温度T(℃)”之后，花费了上述T1温度区域中的“保持时间(秒)”从该冷却停止温度T冷却至表2所示的T1温度区域中的“结束温度(℃)”，接着加热至表2所示的T2温度区域中的“保持温度(℃)”，在该保持温度下保持了表2所示的“保持温度下的保持时间(秒)”。
(曲线iii：对应上述图3的(iii))
与曲线i同样，均热后，以表2所示的平均冷却速度(“缓冷速度(℃/s)”和“骤冷速度(℃/s)”)冷却至表2所示的“冷却停止温度T(℃)”之后，花费了上述T1温度区域中的“保持时间(秒)”从该冷却停止温度T加热至表2所示的T1温度区域中的“结束温度(℃)”，接着进一步加热至表2所示的T2温度区域中的“保持温度(℃)”，在该保持温度下保持了表2所示的“保持温度下的保持时间(秒)”。
表2中，从在T1温度区域结束保持后的时刻开始直到达到T2温度区域中的保持温度为止的时间(秒)也表示为“T1→T2间的时间(秒)”。此外，表2中分别示出相当于图3中“x”区间的滞留时间的“在T1温度区域的保持时间(秒)”和相当于图3中“y”区间的滞留时间的“在T2温度区域的保持时间(秒)”。在T2温度区域中进行保持之后，以平均冷却速度5℃/秒冷却至室温。
应予说明，表2所示的例子中，也有T1温度区域中的“骤冷停止温度T(℃)”和“结束温度(℃)”、以及T2温度区域中的“保持温度下的保持温度(℃)”偏离本发明中规定的T1温度区域或T2温度区域的例子，但为了方便说明，在各栏中记载温度用来示出加热曲线。
例如使用钢种A的试样5(以下简称为“No.A-5”。其它例中也同样)是如下的例子：如表2所示，均热后，冷却至超过本发明中规定的T1温度区域的“骤冷停止温度T”460℃之后，“在T1的保持时间”为0秒(即：不在该t1温度区域进行保持)，直接加热至T2温度区域。
对于进行连续退火而得的试样的一部分，冷却至室温后，实施下述镀覆处理而得到了EG钢板、GA钢板、以及GI钢板。
[电镀锌(EG)处理]
将试样浸渍于55℃的镀锌浴中，以电流密度30～50A/dm2实施电镀处理后，进行水洗、干燥，得到了EG钢板。锌镀附着量每一面为10～100g/m2。
[热浸镀锌(GI)处理]
将试样浸渍于450℃的热浸镀锌浴中实施镀覆处理后，冷却至室温，得到了GI钢板。锌镀附着量每一面为10～100g/m2。
[合金化热浸镀锌(GA)处理]
在上述镀锌浴中浸渍后，进而在500℃下进行合金化处理，然后冷却至室温，得到了GA钢板。
应予说明，No.K-1是，按照指定的曲线进行连续退火后，不进行冷却，紧接着在T2温度区域中实施了热浸镀锌(GI)处理的例子。即是如下的例子：在表2所示的T2温度区域中的“保持温度(℃)”下保持“保持温度下的保持时间(秒)”之后，不进行冷却，紧接着在460℃的热浸镀锌浴中浸渍5秒钟进行热浸镀锌，然后花费20秒缓冷至440℃后，以平均冷却速度5℃/秒冷却至室温。
此外，No.I-1、M-4是，按照指定的曲线进行连续退火后，不进行冷却，紧接着在T2温度区域中实施了热浸镀锌和合金化处理的例子。即是如下的例子：在表2所示的T2温度区域中的“保持温度(℃)”下保持“保持温度下的保持时间(秒)”之后，不进行冷却，紧接着在460℃的热浸镀锌浴中浸渍5秒钟进行热浸镀锌，然后加热至500℃并在该温度下保持20秒来进行合金化处理，以平均冷却速度5℃/秒冷却至室温。
上述镀覆处理中，适当进行碱水溶液浸渍脱脂、水洗、酸洗等清洗处理。
所得试样的分类示于下述表2、3的“冷轧/镀层分类”的栏中。表中，“冷轧”表示冷轧钢板，“EG”表示EG钢板，“GI”表示GI钢板，“GA”表示GA钢板。
对于所得试样(包括冷轧钢板、EG钢板、GI钢板、GA钢板的意思。以下相同。)，以下述步骤进行了金属组织的观察和机械特性的评价。
《金属组织的观察》
金属组织中的多边形铁素体、高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等的面积率基于SEM观察的结果来进行了计算，残余γ的体积率以饱和磁化法进行了测量。
[多边形铁素体、高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等的组织分率]
在试样的平行于轧制方向的截面中，对于表面进行抛光，进而进行电解抛光后，进行硝酸乙醇腐蚀，用SEM、以倍率3000倍在5个视野观察了板厚的1/4位置。观察视野为约50μm×约50μm。
接着，在观察视野内，基于前述的方法测量了被观察到为白色或淡灰色的残余γ和碳化物的平均间隔。对于藉由这些平均间隔所区别的高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等的面积率，通过点算法进行了测量。
多边形铁素体的面积率a(面积％)、高温区域生成贝氏体的面积率b(面积％)、以及低温区域生成贝氏体和回火马氏体的合计面积率c(面积％)示于下述表3。表3中，B是指贝氏体、M是指马氏体、PF是指多边形铁素体。此外，还一并示出上述面积率a、面积率b和合计面积率c的总面积率(面积％)。
此外，测量在观察视野内可确认的多边形铁素体粒的当量圆直径，求出了平均值。结果示于下述表3的“PF粒径(μm)”栏。
[残余γ的体积率]
金属组织中的残余γ的体积率以饱和磁化法进行了测量。具体而言，测量试样的饱和磁化(I)和在400℃下热处理15小时后的标准试料的饱和磁化(Is)，由下式求出了残余γ的体积率(Vγr)。饱和磁化的测量采用理研电子制的直流磁化B-H特性自动记录装置“modelBHS-40”，将最大外加磁化设为5000(Oe)在室温下进行了测量。
Vγr＝(1-I/Is)×100
此外，对试样的平行于轧制方向的截面的表面进行抛光，进行里佩拉腐蚀，用光学显微镜以观察倍率1000倍在5个视野观察板厚的1/4位置，测量了残余γ和淬火马氏体复合而成的MA混合相的当量圆直径d。相对于MA混合相的总个数，计算了观察截面中的当量圆直径d超过7μm的MA混合相的个数比例。将个数比例为0％以上且小于15％的情形作为合格(OK)，将个数比例为15％以上的情形作为不合格(NG)，评价结果示于下述表3的“MA混合相个数比例评价结果”栏。
[IQ分布]
在试样的平行于轧制方向的截面中，对于表面进行抛光，在板厚的1/4位置，对于100μm×100μm的区域以1步长：0.25μm实施了18万点的EBSD测量(TexSEMLaboratories公司制OIM***)。由该测量结果求出了各粒的平均IQ值。应予说明，对于晶粒而言，仅将一个晶粒被完全容纳在测量区域内的晶粒作为测量对象，并且CI＜0.1的测量点在分析中排除在外。此外，在下述式(1)、式(2)中，在最大侧、最小侧都分别排除全部数据数的2％的数据。表3中，将(IQave-IQmin)/(IQmax-IQmin)的值记载为“式(1)”，将σIQ/(IQmax-IQmin)的值记载为“式(2)”。
(IQave-IQmin)/(IQmax-IQmin)≥0.40(1)
σIQ/(IQmax-IQmin)≤0.25(2)
《机械特性的评价》
[抗拉强度(TS)、延伸率(EL)]
抗拉强度(TS)和延伸率(EL)根据JISZ2241实施拉伸试验来进行了测量。对于试验片而言，使用以垂直于试样轧制方向的方向为长度方向的方式，将JISZ2201中规定的5号试验片从试样切出而得的试验片。测量结果分别示于下述表4的“TS(MPa)”和“EL(％)”栏。
[延伸凸缘性(λ)]
延伸凸缘性(λ)通过扩孔率进行了评价。扩孔率(λ)按照铁钢联盟规格JFST1001实施扩孔试验来进行了测量。测量结果示于下述表4的“λ(％)”栏。
[弯曲性(R)]
弯曲性(R)通过临界弯曲半径进行了评价。临界弯曲半径按照JISZ2248实施V弯曲试验来进行了测量。对于试验片而言，使用以垂直于试样轧制方向的方向为长度方向(即：弯曲棱线与轧制方向一致)的方式，将JISZ2204中规定的板厚为1.4mm的1号试验片从试样切出而得的试验片。应予说明，V弯曲试验是在不产生龟裂的条件下对试验片长度方向的端面实施机械研削来进行。
将冲模与冲头的角度设为90°，将冲头的前端半径以0.5mm单位进行变化来进行了V弯曲试验，将不产生龟裂的条件下能够弯曲的冲头前端半径作为临界弯曲半径而求出了。测量结果示于下述表4的“临界弯曲R(mm)”栏。应予说明，龟裂产生的有无采用放大镜进行观察，以没有产生微细裂纹为基准进行判定。
[埃氏杯突深度值]
埃氏杯突深度值按照JISZ2247实施埃氏杯突试验来进行了测量。对于试验片而言，使用以形成90mm×90mm×厚度1.4mm的方式从试样切出而得的试验片。埃氏杯突试验中，使用冲头直径为20mm的冲头来进行。测量结果示于下述表4的“埃氏杯突深度值(mm)”栏。应予说明，根据埃氏杯突试验，可评价由钢板的总延伸率特性和局部延性这两者带来的复合效果。
[低温韧性]
低温韧性按照JISZ2242在-20℃下进行夏比冲击试验，通过此时的脆性断面率(％)来评价了。试验片宽度与板厚同样为1.4mm。对于试验片而言，使用以垂直于试样轧制方向的方向为长度方向的方式，将V缺口试验片从试样切出而得的试验片。测量结果示于下述表4(“低温韧性(％)”)。
钢板所要求的机械特性由于抗拉强度(TS)而不同，因此根据抗拉强度(TS)来评价了延伸率(EL)、延伸凸缘性(λ)、弯曲性(R)和埃氏杯突深度值。对于低温韧性，一律将在-20℃下的夏比冲击试验中脆性断面率为10％以下作为合格基准。
基于下述评价基准，将满足延伸率(EL)、延伸凸缘性(λ)、弯曲性(R)、埃氏杯突深度值、以及低温韧性的全部特性的情形作为合格(OK)，将任一特性不满足基准值的情形作为不合格(NG)，评价结果示于下述表4的“综合评价”栏。
[590MPa级别的情形]
抗拉强度(TS)：590MPa以上且小于780MPa
延伸率(EL)：34％以上
延伸凸缘性(λ)：30％以上
弯曲性(R)：0.5mm以下
埃氏杯突深度值：10.8mm以上
低温韧性：10％以下
[780MPa级别的情形]
抗拉强度(TS)：780MPa以上且小于980MPa
延伸率(EL)：25％以上
延伸凸缘性(λ)：30％以上
弯曲性(R)：1.0mm以下
埃氏杯突深度值：10.4mm以上
低温韧性：10％以下
[980MPa级别的情形]
抗拉强度(TS)：980MPa以上且小于1180MPa
延伸率(EL)：19％以上
延伸凸缘性(λ)：20％以上
弯曲性(R)：3.0mm以下
埃氏杯突深度值：10.0mm以上
低温韧性：10％以下
[1180MPa级别的情形]
抗拉强度(TS)：1180MPa以上且小于1270MPa
延伸率(EL)：15％以上
延伸凸缘性(λ)：20％以上
弯曲性(R)：4.5mm以下
埃氏杯突深度值：9.6mm以上
低温韧性：10％以下
应予说明，本发明中，前提是抗拉强度(TS)为590MPa以上且小于1270MPa，抗拉强度(TS)小于590MPa或为1270MPa以上时，即使机械特性良好也将其排除在对象外。这些在表4的“备注”栏中记载为“-”。
由上述结果可进行如下的考察。在表4的综合评价中记为OK的例子均是满足本发明中规定的要件的钢板，满足根据各抗拉强度(TS)而确定的延伸率(EL)、延伸凸缘性(λ)、弯曲性(R)、埃氏杯突深度值、以及低温韧性的基准值。因此可知，本发明的高强度钢板的加工性全面良好，而且低温韧性优异。
另一方面，在综合评价中记为NG的例子是不满足本发明中规定的任一要件的钢板。详述如下。
No.A-3是均热时间过短的例子。该例子中，碳化物以未固溶的状态残存，因而残余γ较少。因此延伸率(EL)和埃氏杯突深度值差。
No.A-4是均热后的冷却停止温度较高，没有在T1温度区域进行保持的例子。该例子中几乎不生成低温区域贝氏体等，而且也几乎无法生成马氏体，因而贝氏体组织的复合化不充分，而且无法实现MA混合相的微细化。因此延伸凸缘性(λ)劣化。而且，IQave(式(1))和σIQ(式(2))也在规定的范围之外，低温韧性差。
No.A-5是均热后进行步冷的例子，该步冷是在超过T1温度区域的高温侧的440℃下进行保持后，在低于T2温度区域的低温侧的320℃下进行保持。即：在T1温度区域和T2温度区域的保持时间过短，因而低温区域生成贝氏体等的生成量变少，而且生成较多粗大的MA混合相。因此，延伸凸缘性(λ)和弯曲性(R)劣化。而且，σIQ(式(2))在规定的范围之外，低温韧性差。
No.B-3是在T1温度区域的保持时间(秒)过短的例子。该例子中几乎不生成低温区域生成贝氏体等，贝氏体组织的复合化不充分。因此延伸凸缘性(λ)和埃氏杯突深度值劣化。而且σIQ(式(2))在规定的范围之外，低温韧性差。
No.B-4是均热温度过高的例子。该例子中加热温度过高，因而不能充分确保多边形铁素体，另一方面，低温区域生成贝氏体等的生成量变多。因此延伸率(EL)差。
No.C-3是均热后，在冷却至T1温度区域中的任意的冷却停止温度T时的平均冷却速度“骤冷速度(℃/s)”过慢的例子。该例子中，在冷却过程中生成大量多边形铁素体和珠光体，因此高温区域生成贝氏体的生成量也较少。因此延伸率(EL)和埃氏杯突深度值劣化。而且σIQ(式(2))在规定的范围之外，低温韧性差。
No.C-4是在T2温度区域的保持时间过短的例子。该例子中高温区域生成贝氏体的生成量较少，而且未相变奥氏体量较多残存，碳浓缩也不充分，因此在从T2温度区域进行冷却的过程中生成较多的硬质的淬透状态的马氏体，生成粗大的MA混合相。因此延伸率(EL)和延伸凸缘性(λ)劣化。而且IQave(式(1))和σIQ(式(2))均在规定的范围之外，低温韧性差。
No.D-3是均热温度过低，加工组织较多残存，而且还几乎不进行向奥氏体的逆相变，高温区域生成贝氏体、低温区域生成贝氏体等、以及残余奥氏体的生成量都较少，不能确保指定的金属组织。因此延伸率(EL)和埃氏杯突深度值劣化。
No.D-4是均热后，冷却至低于T1温度区域的“冷却停止温度(℃)”的80℃，直接在低于T1温度区域的温度下进行保持的例子。该例子中不能确保高温区域生成贝氏体的生成量。因此延伸率(EL)和埃氏杯突深度值差。
No.E-2是在T1温度区域的保持时间过长，而且在T2温度区域的保持温度过低的例子。该例子中，不能确保高温区域生成贝氏体。因此，延伸率(EL)和埃氏杯突深度值劣化。
No.H-1是均热后进行步冷的例子，该步冷是首先在相当于T1温度区域的420℃的高温侧进行保持后，在相当于T2温度区域的380℃的低温侧进行保持。该例子中，过冷却后，所进行的冷却曲线是与“进行在T2温度区域保持指定时间的等温淬火的本发明的制法”不同的冷却曲线，因此IQave(式(1))和σIQ(式(2))均在规定的范围之外，低温韧性差。
No.M-2是在T1温度区域的保持时间过长的例子。该例子中，不能确保高温区域生成贝氏体量，而且残余γ量不足。因此延伸率(EL)劣化。
No.M-3是在T1温度区域的保持温度过高的例子。该例子中，生成珠光体，因此不能确保高温区域生成贝氏体的生成量，而且残余γ的生成量也较少。因此延伸率(EL)和埃氏杯突深度值劣化。
No.N-1是C量过少的例子。该例子中残余γ的生成量较少。因此延伸率(EL)和埃氏杯突深度值劣化。
No.O-1是Si量过少的例子。该例子中残余γ的生成量较少。因此延伸率(EL)和埃氏杯突深度值劣化。
No.P-1是Mn量过少的例子。该例子中不能充分淬透，因此在冷却中生成铁素体，低温区域生成贝氏体等和高温区域生成贝氏体的生成被抑制，而且残余γ的生成量也较少，延伸率(EL)和埃氏杯突深度值劣化。而且σIQ(式(2))在规定的范围之外，低温韧性差。
符号说明
1残余γ和/或碳化物
2中心位置间距离
3MA混合相
4旧γ晶粒边界
5高温区域生成贝氏体
6低温区域生成贝氏体等
权利要求书(按照条约第19条的修改)
1.一种加工性和低温韧性优异的高强度钢板，其特征在于，以质量％计满足
C：0.10～0.5％、
Si：1.0～3％、
Mn：1.5～3.0％、
Al：0.005～1.0％、
P：超过0％且0.1％以下、和
S：超过0％且0.05％以下，
余量由铁和不可避免的杂质构成，
该钢板的金属组织包含多边形铁素体、贝氏体、回火马氏体和残余奥氏体，
(1)以扫描型电子显微镜观察金属组织时，
(1a)所述多边形铁素体的面积率a相对于金属组织整体超过50％，
(1b)所述贝氏体由高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体的复合组织构成，
所述高温区域生成贝氏体中，邻接的残余奥氏体之间、邻接的碳化物之间、以及邻接的残余奥氏体与碳化物之间的中心位置间距离的平均间隔为1μm以上，
所述低温区域生成贝氏体中，邻接的残余奥氏体之间、邻接的碳化物之间、以及邻接的残余奥氏体与碳化物之间的中心位置间距离的平均间隔小于1μm，
所述高温区域生成贝氏体的面积率b相对于金属组织整体满足5～40％，
所述低温区域生成贝氏体和所述回火马氏体的合计面积率c相对于金属组织整体满足5～40％，
(2)以饱和磁化法测量的所述残余奥氏体的体积率相对于金属组织整体为5％以上，
(3)将由电子背散射衍射法亦即EBSD测量的取向差3°以上的边界所包围的区域定义为晶粒时，由基于对该晶粒中的体心立方晶格各晶粒进行解析的EBSD图像的清晰度获得的各平均IQ亦即花样质量表示的分布满足下述式(1)、(2)，所述体心立方晶格包含体心正方晶格，
(IQave－IQmin)/(IQmax－IQmin)≥0.40(1)
σIQ/(IQmax－IQmin)≤0.25(2)
式中，IQave表示各晶粒的平均IQ全部数据的平均值，IQmin表示各晶粒的平均IQ全部数据的最小值，IQmax表示各晶粒的平均IQ全部数据的最大值，σIQ表示各晶粒的平均IQ全部数据的标准偏差。
2.根据权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，以光学显微镜观察所述金属组织时，在淬火马氏体和残余奥氏体复合而成的MA混合相存在的情况下，相对于所述MA混合相的总个数，当量圆直径d超过7μm的MA混合相的个数比例为0％以上且小于15％。
3.根据权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，所述多边形铁素体粒的平均当量圆直径D为超过0μm且10μm以下。
4.根据权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，所述钢板还含有以下(a)～(e)的至少其中之一：
(a)从由Cr：超过0％且1％以下和Mo：超过0％且1％以下所构成的组中选择的一种以上的元素；
(b)从由Ti：超过0％且0.15％以下、Nb：超过0％且0.15％以下和V：超过0％且0.15％以下所构成的组中选择的一种以上的元素；
(c)从由Cu：超过0％且1％以下和Ni：超过0％且1％以下所构成的组中选择的一种以上的元素；
(d)B：超过0％且0.005％以下；
(e)从由Ca：超过0％且0.01％以下、Mg：超过0％且0.01％以下和稀土类元素：超过0％且0.01％以下所构成的组中选择的一种以上的元素。
5.根据权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，在所述钢板的表面具有电镀锌层、热浸镀锌层、或合金化热浸镀锌层。
6.一种加工性和低温韧性优异的高强度钢板的制造方法，其特征是制造权利要求1～5中任一项所述的高强度钢板的方法，其中，
将满足所述成分组成的钢材加热至800℃以上且Ac3点－10℃以下的温度区域，在该温度区域保持50秒以上以便进行均热后，在600℃以上的范围以20℃/秒以下的平均冷却速度进行冷却，然后，
以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却至任意的温度T，所述温度T是满足150℃以上且400℃以下的温度，其中，当下式所示的Ms点为400℃以下时，所述温度T是满足150℃以上且Ms点以下的温度，并且在满足下述式(3)的温度区域保持10～200秒，
接着，加热至满足下述式(4)的温度区域，在该温度区域保持50秒以上后进行冷却，
150℃≤T1(℃)≤400℃(3)
400℃＜T2(℃)≤540℃(4)
Ms点(℃)＝561－474×[C]/(1－Vf/100)－33×[Mn]－17×[Ni]－17×[Cr]－21×[Mo]
式中，Vf是指另外制作重现从加热、均热到冷却的退火曲线的样品时该样品中的铁素体分率测量值，[]表示各元素以质量％计的含量，并且将钢板不含有的元素的含量设为0质量％来计算。
7.根据权利要求6所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在满足上述式(4)的温度区域进行保持后，进行冷却，接着进行电镀锌、热浸镀锌、或合金化热浸镀锌。
8.根据权利要求6所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在满足上述式(4)的温度区域进行热浸镀锌或合金化热浸镀锌。

Claims (8)

1.一种加工性和低温韧性优异的高强度钢板，其特征，以质量％计满足
C：0.10～0.5％、
Si：1.0～3％、
Mn：1.5～3.0％、
Al：0.005～1.0％、
P：超过0％且0.1％以下、和
S：超过0％且0.05％以下，
余量由铁和不可避免的杂质构成，
该钢板的金属组织包含多边形铁素体、贝氏体、回火马氏体和残余奥氏体，
(1)以扫描型电子显微镜观察金属组织时，
(1a)所述多边形铁素体的面积率a相对于金属组织整体超过50％，
(1b)所述贝氏体由高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体的复合组织构成，
所述高温区域生成贝氏体中，邻接的残余奥氏体之间、邻接的碳化物之间、以及邻接的残余奥氏体与碳化物之间的中心位置间距离的平均间隔为1μm以上，
所述低温区域生成贝氏体中，邻接的残余奥氏体之间、邻接的碳化物之间、以及邻接的残余奥氏体与碳化物之间的中心位置间距离的平均间隔小于1μm，
所述高温区域生成贝氏体的面积率b相对于金属组织整体满足5～40％，
所述低温区域生成贝氏体和所述回火马氏体的合计面积率c相对于金属组织整体满足5～40％，
(2)以饱和磁化法测量的所述残余奥氏体的体积率相对于金属组织整体为5％以上，
(3)将由电子背散射衍射法亦即EBSD测量的取向差3°以上的边界所包围的区域定义为晶粒时，由基于对该晶粒中的体心立方晶格各晶粒进行解析的EBSD图像的清晰度获得的各平均IQ亦即花样质量表示的分布满足下述式(1)、(2)，所述体心立方晶格包含体心正方晶格，
(IQave-IQmin)/(IQmax-IQmin)≥0.40(1)
σIQ/(IQmax-IQmin)≤0.25(2)
式中，IQave表示各晶粒的平均IQ全部数据的平均值，IQmin表示各晶粒的平均IQ全部数据的最小值，IQmax表示各晶粒的平均IQ全部数据的最大值，σIQ表示各晶粒的平均IQ全部数据的标准偏差。
2.根据权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，以光学显微镜观察所述金属组织时，在淬火马氏体和残余奥氏体复合而成的MA混合相存在的情况下，相对于所述MA混合相的总个数，当量圆直径d超过7μm的MA混合相的个数比例为0％以上且小于15％。
3.根据权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，所述多边形铁素体粒的平均当量圆直径D为超过0μm且10μm以下。
4.根据权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，所述钢板还含有以下(a)～(e)的至少其中之一：
(a)从由Cr：超过0％且1％以下和Mo：超过0％且1％以下所构成的组中选择的一种以上的元素；
(b)从由Ti：超过0％且0.15％以下、Nb：超过0％且0.15％以下和V：超过0％且0.15％以下所构成的组中选择的一种以上的元素；
(c)从由Cu：超过0％且1％以下和Ni：超过0％且1％以下所构成的组中选择的一种以上的元素；
(d)B：超过0％且0.005％以下；
(e)从由Ca：超过0％且0.01％以下、Mg：超过0％且0.01％以下和稀土类元素：超过0％且0.01％以下所构成的组中选择的一种以上的元素。
5.根据权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，在所述钢板的表面具有电镀锌层、热浸镀锌层、或合金化热浸镀锌层。
6.一种加工性和低温韧性优异的高强度钢板的制造方法，其特征是制造权利要求1～5中任一项所述的高强度钢板的方法，其中，
将满足所述成分组成的钢材加热至800℃以上且Ac3点-10℃以下的温度区域，在该温度区域保持50秒以上以便进行均热后，在600℃以上的范围以20℃/秒以下的平均冷却速度进行冷却，然后，
以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却至任意的温度T，所述温度T是满足150℃以上且400℃以下的温度，其中，当下式所示的Ms点为400℃以下时，所述温度T是满足150℃以上且Ms点以下的温度，并且在满足下述式(3)的温度区域保持10～200秒，
接着，加热至满足下述式(4)的温度区域，在该温度区域保持50秒以上后进行冷却，
150℃≤T1(℃)≤400℃(3)
400℃＜T2(℃)≤540℃(4)
Ms点(℃)＝561-474×[C]/(1-Vf/100)-33×[Mn]-17×[Ni]-17×[Cr]-21×[Mo]
式中，Vf是指另外制作重现从加热、均热到冷却的退火曲线的样品时该样品中的铁素体分率测量值，[]表示各元素以质量％计的含量，并且将钢板不含有的元素的含量设为0质量％来计算。
7.根据权利要求6所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在满足上述式(4)的温度区域进行保持后，进行冷却，接着进行电镀锌、热浸镀锌、或合金化热浸镀锌。
8.根据权利要求6所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在满足上述式(4)的温度区域进行热浸镀锌或合金化热浸镀锌。
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