CN107250408B - 高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

一种钢板，其具有预定的成分组成，并且具有铁素体的面积率为20％以上、马氏体的面积率为5％以上、回火马氏体的面积率为5％以上、所述铁素体的平均结晶粒径为20.0μm以下并且所述铁素体和包含所述回火马氏体的所述马氏体中的γ‑纤维相对于α‑纤维的逆强度比分别为1.00以上的显微组织。

Description

高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及主要适合供于汽车车身的结构部件的高强度钢板及其制造方法。特别是，本发明要得到具有780MPa以上的拉伸强度(TS)和高刚性(高杨氏模量)并且深拉深性和延伸凸缘性优良的高强度钢板。
背景技术
近年来，鉴于对地球环境问题的关心增高，要求汽车中的废气限制等，汽车中的车身的轻量化成为极其重要的课题。
在此，对于车身轻量化，通过钢板的高强度化来减小钢板的板厚的方法(薄壁化)是有效的方法。最近，钢板的高强度化显著发展的结果，有即使TS为780MPa以上也要积极地应用板厚小于2.0mm的薄钢板这样的动向。但是，薄壁化所引起的车身刚性的降低也同时成为问题，汽车的结构部件的刚性的进一步提高成为课题。关于结构部件的刚性，如果断面形状相同则由钢板的板厚和杨氏模量来决定。因此，为了兼顾轻量化和结构部件的刚性，提高钢板的杨氏模量是有效的。
钢板的杨氏模量大大受到钢板的织构所支配，在作为体心立方晶格的铁的情况下，已知在作为原子的密排方向的<111>方向上杨氏模量高，相反，在原子密度小的<100>方向上杨氏模量低。在此，已知结晶取向没有各向异性的通常的铁的杨氏模量为约206GPa。另外，通过使结晶取向具有各向异性并提高特定方向的原子密度，能够提高该方向的杨氏模量。但是，在考虑汽车车身的刚性的情况下，从各个方向施加载荷，因此，需要不仅在特定方向上具有高杨氏模量，而且在各方向上具有高杨氏模量。
另一方面，钢板的高强度化会导致成形性的降低。因此，难以兼顾钢板的高强度化和优良的成形性，也期望兼具高强度和优良的成形性的钢板。
针对该期望，例如，在专利文献1中提出了“一种刚性优良的高强度薄钢板的制造方法，其特征在于，将以质量％计含有C：0.02～0.15％、Si：0.3％以下、Mn：1.0～3.5％、P：0.05％以下、S：0.01％以下、Al：1.0％以下、N：0.01％以下和Ti：0.1～1.0％、余量由Fe和不可避免的杂质构成的板坯进行热轧，以20～85％的压下率进行冷轧后，进行再结晶退火，由此，具有铁素体单相的显微组织，TS为590MPa以上，并且相对于轧制方向为90°的方向的杨氏模量为230GPa以上、相对于轧制方向为0°、45°、90°的方向的平均杨氏模量为215GPa以上”。
在专利文献2中提出了“一种加工性优良的高刚性高强度钢板的制造方法，其特征在于，将以质量％计含有C：0.02～0.15％、Si：1.5％以下、Mn：1.5～4.0％、P：0.05％以下、S：0.01％以下、Al：1.5％以下、N：0.01％以下和Nb：0.02～0.40％、余量由Fe和不可避免的杂质构成的板坯进行热轧，以50％以上的压下率进行冷轧后，进行再结晶退火，由此，具有铁素体与马氏体的混合组织，TS为590MPa以上，并且相对于轧制方向成直角的方向的杨氏模量为225GPa以上”。
在专利文献3中提出了“一种高强度钢板的制造方法，其特征在于，将以质量％计含有C：0.010～0.050％、Si：1.0％以下、Mn：1.0～3.0％、P：0.005～0.1％、S：0.01％以下、Al：0.005～0.5％、N：0.01％以下和Nb：0.03～0.3％、余量由Fe和不可避免的杂质构成的板坯进行热轧后进行冷轧，进行再结晶退火，由此，具有铁素体相的面积率为50％以上和马氏体相的面积率为1％以上的钢组织，轧制直角方向的杨氏模量为225GPa以上、平均r值为1.3以上”。
在专利文献4中提出了“一种扩孔性优良的高刚性高强度钢板的制造方法，其特征在于，将以质量％计含有C：0.05～0.15％、Si：1.5％以下、Mn：1.5～3.0％、P：0.05％以下、S：0.01％以下、Al：0.5％以下、N：0.01％以下、Nb：0.02～0.15％和Ti：0.01～0.15％、余量由Fe和不可避免的杂质构成的板坯进行热轧，以40～75％的压下率进行冷轧后，进行再结晶退火，由此，具有铁素体相的面积率为50％以上的显微组织，TS为590MPa以上、TS×扩孔率λ的积TS×λ≥23000MPa·％，并且相对于轧制方向成直角的方向的杨氏模量为235GPa以上”。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2007-092130号公报
专利文献2：日本特开2006-183131号公报
专利文献3：日本特开2005-120472号公报
专利文献4：日本特开2008-240123号公报
发明内容
发明所要解决的问题
但是，专利文献1中记载的技术中，为了达到拉伸强度780MPa以上，例如，参考其实施例，需要添加0.4质量％的V、0.5质量％的W这样的昂贵的元素。另外，该技术中，为了实现进一步的高强度化，Cr、Mo等昂贵的元素的活用是更加必不可少的，因此，存在合金成本增加的问题。
专利文献2中记载的技术对于仅提高钢板的一个方向的杨氏模量是有效的。但是，该技术无法适用于需要在各方向上具有高杨氏模量的钢板的汽车的结构部件的刚性提高。
专利文献3中记载的技术中，公开了刚性和加工性优良，公开了加工性中特别是深拉深性优良。但是，该技术中，TS低至约660MPa。
专利文献4中记载的技术中，公开了刚性和加工性优良，公开了加工性中特别是扩孔性优良。该技术中，仅规定了相对于轧制方向成直角的方向的杨氏模量，可以认为对于仅提高钢板的一个方向的杨氏模量是有效的。但是，该技术无法适用于需要在各方向上具有高杨氏模量的钢板的汽车的结构部件的刚性提高。
此外，专利文献1～4中记载的技术未必考虑到深拉深性和延伸凸缘性(扩孔性)优良这一点。
本发明是鉴于上述情况而开发的，其目的在于提供具有780MPa以上的拉伸强度(TS)和高杨氏模量、并且加工性、特别是深拉深性和延伸凸缘性优良的高强度钢板及其制造方法。
需要说明的是，“高杨氏模量”是指，轧制方向和相对于轧制方向为45°的方向的杨氏模量为205GPa以上、并且相对于轧制方向成直角的方向的杨氏模量为220GPa以上。
另外，“深拉深性优良”是指平均r值≥1.05。此外，“延伸凸缘性(扩孔性)优良”是指极限扩孔率：λ≥20％。
此外，本发明的高强度钢板包含作为冷轧钢板的高强度冷轧钢板、作为在表面具有镀覆覆膜的镀覆钢板的高强度镀覆钢板、作为在表面具有镀锌覆膜的镀锌钢板的高强度镀锌钢板等。需要说明的是，作为镀锌覆膜，可以列举例如热镀锌覆膜、合金化热镀锌覆膜等。
用于解决问题的方法
发明人对具有780MPa以上的TS和高杨氏模量、深拉深性和延伸凸缘性优良的高强度钢板及其制造方法反复进行了深入研究，结果发现了以下事项。
即发现，重要的是：对添加有Nb和V并将其他合金元素的成分组成控制为适当的钢坯进行加热，接着对该钢坯实施热轧。此时，使热轧的卷取温度(CT)为比较高的温度。由此，利用添加的Nb和V的析出促进效果，使作为侵入型元素的C和N的大部分以碳化物、氮化物的形式析出，由此尽可能地减少固溶C和N。
另外，同时发现：在热轧后的冷轧工序中，尽可能地提高压下率而使α-纤维(<110>轴与轧制方向平行的纤维织构)和γ-纤维(<111>轴与轧制面法线方向平行的纤维织构)的织构发达是重要的。
这样，通过使退火处理前的钢板组织为尽可能地减少了固溶C和N并且使α-纤维和γ-纤维的织构发达的组织，在之后的退火时，控制退火温度而使α-纤维和γ-纤维的织构、特别是γ-纤维的织构发达，能够提高所有方向的杨氏模量。另外，通过使铁素体、马氏体和回火马氏体以一定的比例以上生成，能够确保期望的强度。
结果发现，能够制造具有780MPa以上的TS和高杨氏模量并且深拉深性和延伸凸缘性优良的高强度钢板。
本发明是基于上述的见解而完成的。
即，本发明的主旨构成如下所述。
1.一种高强度钢板，其特征在于，
具有如下成分组成：以质量％计，含有C：0.060％以上且0.200％以下、Si：0.50％以上且2.20％以下、Mn：1.00％以上且3.00％以下、P：0.100％以下、S：0.0100％以下、Al：0.010％以上且2.500％以下、N：0.0100％以下、Nb：0.001％以上且0.200％以下和V：0.001％以上且0.200％以下，并且由下述(1)式求出的C*满足500≤C*≤1300的关系、余量由Fe和不可避免的杂质构成，
具有如下显微组织：铁素体的面积率为20％以上、马氏体的面积率为5％以上、回火马氏体的面积率为5％以上，所述铁素体的平均结晶粒径为20.0μm以下，并且所述铁素体和包含所述回火马氏体的所述马氏体中的γ-纤维相对于α-纤维的逆强度比分别为1.00以上，
C*＝(C-(12.0/92.9)×Nb-(12.0/50.9)×V)×10000…(1)
另外，式中的各元素符号表示各元素(C、Nb和V)的钢板中含量(质量％)，C*的单位为质量ppm。
2.如上述1所述的高强度钢板，其中，上述成分组成进一步以质量％计含有选自Cr：0.05％以上且1.00％以下、Mo：0.05％以上且1.00％以下、Ni：0.05％以上且1.00％以下和Cu：0.05％以上且1.00％以下中的至少一种元素。
3.如上述1或2所述的高强度钢板，其中，上述成分组成进一步以质量％计含有B：0.0003％以上且0.0050％以下。
4.如上述1～3中任一项所述的高强度钢板，其中，上述成分组成进一步以质量％计含有选自Ca：0.0010％以上且0.0050％以下、Mg：0.0005％以上且0.0100％以下和REM：0.0003％以上且0.0050％以下中的至少一种元素。
5.如上述1～4中任一项所述的高强度钢板，其中，上述成分组成进一步以质量％计含有选自Sn：0.0020％以上且0.2000％以下和Sb：0.0020％以上且0.2000％以下中的至少一种元素。
6.如上述1～5中任一项所述的高强度钢板，其中，上述成分组成进一步以质量％计含有Ta：0.0010％以上且0.1000％以下，在含有Ta的情况下，由下述(2)式求出的C*满足500≤C*≤1300的关系，
C*＝(C-(12.0/92.9)×Nb-(12.0/50.9)×V-(12.0/180.9)×Ta)×10000…(2)
另外，式中的各元素符号(C、Nb、V和Ta)表示各元素的钢板中含量(质量％)，C*的单位为质量ppm。
7.如上述1～6中任一项所述的高强度钢板，其中，上述高强度钢板为冷轧钢板。
8.如上述1～6中任一项所述的高强度钢板，其中，在上述高强度钢板的表面具有镀覆覆膜。
9.如上述8所述的高强度钢板，其中，上述镀覆覆膜为镀锌覆膜。
10.一种高强度钢板的制造方法，其为制造上述1～6中任一项所述的高强度钢板的方法，其具备：
将具有上述1～6中任一项所述的成分组成的钢坯加热至1150℃以上且1300℃以下的温度范围的钢坯的加热工序；
将上述钢坯在850℃以上且1000℃以下的温度范围的精轧温度下进行热轧而制成热轧钢板的热轧工序；
将上述热轧钢板在500℃以上且800℃以下的温度范围内进行卷取的卷取工序；
将上述热轧钢板以40％以上的冷轧压下率进行冷轧而制成冷轧钢板的冷轧工序；
将上述冷轧钢板加热至450℃以上且750℃以下的温度范围，在该温度范围内保持300s以上的第一热处理工序；
接着，将上述冷轧钢板加热至750℃以上且950℃以下后，将至少到500℃为止的平均冷却速度设定为10℃/s以上，冷却至50℃以上且250℃以下的冷却停止温度的第二热处理工序；和
接着，将上述冷轧钢板加热至超过250℃且在600℃以下的温度范围后，在该温度范围内保持10s以上的时间的第三热处理工序。
11.如上述10所述的高强度钢板的制造方法，其中，具备对上述第三热处理工序后的冷轧钢板进一步实施镀覆处理的工序。
12.如上述11所述的高强度钢板的制造方法，其中，上述镀覆处理为热镀锌处理。
13.如上述11所述的高强度钢板的制造方法，其中，上述镀覆处理为热镀锌处理，在该热镀锌处理后进一步具备在470℃以上且600℃以下的温度范围内实施热镀锌层的合金化处理的工序。
发明效果
根据本发明，能够生产率良好地得到具有780MPa以上的TS和高杨氏模量并且深拉深性和延伸凸缘性优良的高强度钢板。另外，通过将本发明的高强度钢板应用于例如汽车结构构件中，能够实现车身轻量化所带来的燃料效率改善，产业上的利用价值极大。
具体实施方式
以下，对本发明具体地进行说明。
在本发明的高强度钢板的制造时，重要的是：对添加有Nb和V并同时将其他合金元素的成分组成控制为适当的钢坯进行加热，接着对该钢坯实施热轧。此时，使热轧的卷取温度(CT)为比较高的温度。由此，利用添加的Nb和V的析出促进效果，使作为侵入型元素的C和N的大部分以碳化物、氮化物的形式析出，由此，尽可能地减少固溶C和N。
另外，在热轧后的冷轧工序中，尽可能地提高压下率而使α-纤维(<110>轴与轧制方向平行的纤维织构)和γ-纤维(<111>轴与轧制面法线方向平行的纤维织构)的织构发达是重要的。
这样得到的退火处理前的钢板组织成为尽可能地减少了固溶C和N并且使α-纤维和γ-纤维的织构发达的组织。因此，通过之后的退火，控制退火温度而使α-纤维和γ-纤维的织构、特别是γ-纤维的织构发达，提高所有方向的杨氏模量，并且使铁素体、马氏体和回火马氏体以一定的比例以上生成，由此，能够确保期望的强度。
其结果，能够制造具有780MPa以上的TS和高杨氏模量并且深拉深性和延伸凸缘性优良的高强度钢板。
因此，以下分为其成分组成、显微组织和制造方法，对本发明的高强度钢板等及其制造方法进行详细说明。
首先，对成分组成进行说明。需要说明的是，在以下的说明中，只要没有特别说明，则表示钢的成分元素的含量的“％”是指“质量％”。
[C：0.060％以上且0.200％以下]
C与Nb和V形成析出物，由此控制热轧时和退火时的晶粒生长而有助于高杨氏模量化。另外，C是在利用马氏体和回火马氏体所带来的组织强化时用于调整其面积率、硬度所必不可少的元素。C量低于0.060％时，铁素体粒径粗大化，另外难以得到所需面积率的马氏体和回火马氏体，并且马氏体不会硬化。因此，得不到充分的强度。另一方面，C量超过0.200％时，需要与此相应地增加Nb和V的添加量。但是，这种情况下，碳化物的析出效果饱和，并且合金成本增加。因此，C量设定为0.060％以上且0.200％以下，优选设定为0.080％以上且0.130％以下。
[Si：0.50％以上且2.20％以下]
Si在本发明中是重要的元素之一。作为铁素体稳定化元素的Si是在铁素体中具有高固溶强化能力的元素，提高铁素体自身的强度，并且提高加工硬化能力而提高铁素体自身的延展性。另外，在退火时生成奥氏体的情况下，Si从铁素体向奥氏体排出固溶C而使铁素体洁净化。由此，能够在退火中一直维持具有对刚性和深拉深性有利的织构的铁素体。此外，在退火时生成奥氏体的情况下，Si通过在奥氏体中使C富集而使奥氏体稳定化，促进马氏体和贝氏体等低温相变相的生成。由此，能够根据需要提高钢的强度。为了得到这样的效果，Si量需要设定为0.50％以上。另一方面，Si量超过2.20％时，使钢板的焊接性劣化。另外，在热轧前的加热时在板坯表面促进铁橄榄石的生成，助长被称为所谓红锈的热轧钢板的表面缺陷的产生。此外，在作为冷轧钢板使用的情况下，在表面生成的Si氧化物会使化学转化处理性劣化。此外，在制成热镀锌钢板的情况下，在表面生成的Si氧化物会诱发不上镀。因此，Si量设定为0.50％以上且2.20％以下，优选设定为0.80％以上且2.10％以下。
[Mn：1.00％以上且3.00％以下]
Mn在退火时的冷却过程中提高淬透性，促进马氏体和贝氏体等低温相变相的生成，由此大大有助于高强度化。另外，Mn也作为固溶强化元素而有助于高强度化。为了得到这样的效果，需要将Mn量设定为1.00％以上。另一方面，Mn量超过3.00％时，在退火时的冷却过程中，对于提高刚性和深拉深性所需的铁素体的生成受到显著抑制。另外，马氏体和贝氏体等低温相变相增加，由此使钢极端地高强度化，加工性劣化。此外，这样大量的Mn也会使钢板的焊接性劣化。因此，Mn量设定为1.00％以上且3.00％以下，优选设定为1.50％以上且2.80％以下。
[P：0.100％以下]
P具有固溶强化的作用，可以根据期望的强度进行添加。另外，P促进铁素体相变，因此是对复合组织化也有效的元素。但是，P量超过0.100％时，导致点焊性的劣化。另外，在实施锌镀层的合金化处理的情况下，使合金化速度降低，损害镀覆性。因此，P量需要设定为0.100％以下。P量优选设定为0.001％以上且0.100％以下。
[S：0.0100％以下]
S除了导致引起热轧时的热裂以外，还以硫化物的形式存在而使局部变形能力降低。因此，需要尽可能地降低S量。因此，S量设定为0.0100％以下，优选抑制为0.0050％以下。另一方面，将S量抑制为低于0.0001％时，制造成本增加。因此，优选将0.0001％设定为S量的下限值。因此，S量设定为0.0100％以下，优选设定为0.0001％以上且0.0100％以下，更优选设定为0.0001％以上且0.0050％以下。
[Al：0.010％以上且2.500％以下]
Al作为钢的脱氧元素有用。因此，Al量需要设定为0.010％以上。此外，作为铁素体生成元素的Al在退火时的冷却过程中促进铁素体生成，通过在奥氏体中使C富集而使奥氏体稳定化，促进马氏体和贝氏体等低温相变相的生成。由此，能够根据需要提高钢的强度。为了得到这样的效果，Al量优选设定为0.020％以上。另一方面，Al量超过2.500％时，使Ar3相变点大幅升高，奥氏体单相区消失，无法在奥氏体区结束热轧。因此，Al量设定为0.010％以上且2.500％以下，优选设定为0.020％以上且2.500％以下。
[N：0.0100％以下]
N是使钢的耐时效性劣化的元素。特别是，N量超过0.0100％时，耐时效性的劣化变得显著。因此，N量设定为0.0100％以下，优选抑制为0.0060％以下。另外，由于生产技术上的制约，可以容许约0.0005％作为N量的下限值。
在本发明中，除了上述成分组成以外，为了得到对杨氏模量的提高有利的取向发达的铁素体，需要进一步含有Nb：0.001％以上且0.200％以下和V：0.001％以上且0.200％以下。
[Nb：0.001％以上且0.200％以下]
Nb在热轧时或退火时形成微细的析出物，在退火时生成对刚性和深拉深性的提高有利的取向发达的铁素体。另外，Nb抑制再结晶晶粒的粗大化，有效地有助于强度的提高。特别是，通过将Nb的添加量设定为适当量，在退火时使逆相变中生成的奥氏体相微细化，因此，退火后的显微组织也微细化，使强度升高。为了得到这样的效果，需要将Nb量设定为0.001％以上。另一方面，Nb量超过0.200％时，在通常的钢坯的再加热时无法使碳氮化物全固溶，残留粗大的碳氮化物，因此，得不到高强度化、再结晶抑制的效果。另外，即使在将连铸得到的钢坯不经过先冷却后再进行再加热的工序而直接进行热轧的情况下，Nb量超过0.200％的部分的再结晶抑制效果的贡献度也小，还会导致合金成本的增加。因此，Nb量设定为0.001％以上且0.200％以下，优选设定为0.005％以上且0.200％以下，进一步优选设定为0.010％以上且0.200％以下。
[V：0.001％以上且0.200％以下]
V与C形成析出物，在退火时生成对刚性和深拉深性的提高有利的取向发达的铁素体。另外，V抑制再结晶晶粒的粗大化，有效地有助于强度的提高。为了得到这样的效果，需要将V量设定为0.001％以上。另一方面，V量超过0.200％时，在通常的钢坯的再加热时无法使碳氮化物全固溶，残留粗大的碳氮化物，因此，得不到高强度化、再结晶抑制的效果。另外，即使在将连铸得到的钢坯不经过先冷却后再进行再加热的工序而直接进行热轧的情况下，V量超过0.200％的部分的再结晶抑制效果的贡献度也小，还会导致合金成本的增加。因此，V量设定为0.001％以上且0.200％以下，优选设定为0.005％以上且0.200％以下。
另外，本发明的高强度钢板中，使用上述的C、Nb和V的含量，由以下的(1)式求出的C*需要满足500≤C*≤1300的关系。
C*＝(C-(12.0/92.9)×Nb-(12.0/50.9)×V)×10000…(1)
需要说明的是，式中的各元素符号(C、Nb和V)表示各元素的钢板中含量(质量％)，C*的单位为质量ppm。
即，通过将表示剩余C量的C*控制为500质量ppm以上且1300质量ppm以下的范围，能够在冷轧和退火时使对刚性和深拉深性有利的取向发达，并且能够确保强度。因此，由上述(1)式求出的C*设定为500质量ppm以上且1300质量ppm以下。
需要说明的是，钢中的C与Nb和V形成NbC、VC这样的析出物。因此，考虑到这样的析出，可以通过上述的(1)式求出钢中的剩余C量。
本发明的高强度钢板中，除了上述的基本成分以外，可以进一步单独或组合地含有：选自Cr：0.05％以上且1.00％以下、Mo：0.05％以上且1.00％以下、Ni：0.05％以上且1.00％以下、和Cu：0.05％以上且1.00％以下中的至少一种元素；B：0.0003％以上且0.0050％以下；选自Ca：0.0010％以上且0.0050％以下、Mg：0.0005％以上且0.0100％以下和REM：0.0003％以上且0.0050％以下中的至少一种元素；选自Sn：0.0020％以上且0.2000％以下和Sb：0.0020％以上且0.2000％以下中的至少一种元素；Ta：0.0010％以上且0.1000％以下。
Cr、Mo、Ni和Cu不仅发挥作为固溶强化元素的作用，而且在退火时的冷却过程中使奥氏体稳定化，容易形成复合组织。为了得到这样的效果，Cr量、Mo量、Ni量和Cu量需要分别设定为0.05％以上。另一方面，Cr量、Mo量、Ni量和Cu量分别超过1.00％时，成形性、点焊性降低。因此，在添加Cr、Mo、Ni和Cu的情况下，其量分别设定为0.05％以上且1.00％以下。
B抑制由奥氏体生成珠光体、贝氏体，使奥氏体稳定化，促进马氏体的生成。因此，B对强度的确保是有效的。该效果在B量为0.0003％以上时得到。另一方面，即使添加超过0.0050％的B，效果也饱和，而且导致热轧时的制造性降低。因此，在添加B的情况下，其量设定为0.0003％以上且0.0050％以下。
Ca、Mg和REM是用于脱氧的元素，并且是用于使硫化物的形状球状化而改善硫化物对局部延展性的不利影响的有效元素。为了得到该效果，需要Ca量设定为0.0010％以上、Mg量设定为0.0005％以上、REM量设定为0.0003％以上。但是，Ca量和REM量分别超过0.0050％、另外Mg量超过0.0100％而过量添加时，引起夹杂物等的增加而引起表面和内部缺陷等。因此，在添加Ca、Mg和REM的情况下，Ca量设定为0.0010％以上且0.0050％以下、Mg量设定为0.0005％以上且0.0100％以下、REM量设定为0.0003％以上且0.0050％以下。
从抑制由于钢板表面的氮化、氧化而产生的钢板表层的约数十μm的区域的脱碳的观点考虑，Sn和Sb可以根据需要进行添加。随着抑制这样的氮化、氧化，能够防止钢板表面中马氏体的生成量减少，进而改善疲劳特性和耐时效性。为了得到这样的效果，Sn量和Sb量需要分别设定为0.0020％以上。另一方面，对于上述任意一种元素，超过0.2000％而过量添加时，都会导致韧性的降低。因此，在添加Sn和Sb的情况下，其量分别设定为0.0020％以上且0.2000％以下。
Ta与Nb、V同样地，生成合金碳化物、合金碳氮化物而有助于高强度化。此外认为，Ta部分固溶于Nb碳化物、Nb碳氮化物中，生成(Nb,Ta)-(C,N)这样的复合析出物，由此具有抑制析出物的粗大化、使析出强化对强度的贡献稳定化的效果。因此，优选含有Ta。在此，前述的析出物稳定化的效果通过将Ta量设定为0.0010％以上而得到。另一方面，即使过量添加Ta，析出物稳定化效果也饱和，而且合金成本也增加。因此，在添加Ta的情况下，其含量设定为0.0010％以上且0.1000％以下的范围内。
另外，在添加Ta的情况下，使用上述的C、Nb、V和Ta的含量，由以下的(2)式求出的C*需要满足500≤C*≤1300的关系。
C*＝(C-(12.0/92.9)×Nb-(12.0/50.9)×V-(12.0/180.9)×Ta)×10000…(2)
需要说明的是，式中的各元素符号(C、Nb、V和Ta)表示各元素的钢板中的含量(质量％)，C*的单位为质量ppm。
即，通过将表示剩余C量的C*控制为500质量ppm以上且1300质量ppm以下的范围，能够在冷轧和退火时使对刚性和深拉深性的提高有利的取向发达，并且能够确保强度。因此，将表示剩余C量的C*设定为500质量ppm以上且1300质量ppm以下。
需要说明的是，钢中的C与Nb、V和Ta形成析出物。因此，因此，考虑到这样的析出，可以通过上述的(2)式求出添加Ta时的钢中的剩余C量。
上述成分以外的余量由Fe和不可避免的杂质构成。需要说明的是，只要是不损害本发明效果的范围，并不排斥上述以外的其他成分的含有。但是，关于氧(O)，生成非金属夹杂物而对钢板品质产生不利影响。因此，O量优选抑制为0.003％以下。
接着，对钢板的显微组织进行说明。
[铁素体的面积率：20％以上]
铁素体具有对刚性和深拉深性的提高有利的织构的发达效果。为了得到这样的效果，铁素体的面积率需要设定为20％以上。为了得到更良好的刚性和深拉深性，铁素体的面积率优选设定为30％以上。需要说明的是，在此所述的铁素体除了所谓的铁素体以外，还包含不含碳化物的析出的贝氏体铁素体、多边形铁素体和针状铁素体。另外，虽然不需要特别限定，但上述的铁素体的面积率超过80％时，难以确保期望的拉伸强度TS。因此，铁素体的面积率设定为20％以上，优选设定为30％以上，更优选设定为30％以上且80％以下。
[马氏体的面积率：5％以上]
通过使钢板的显微组织含有马氏体，强度和强度-伸长率平衡提高。马氏体的面积率低于5％时，难以确保所需的TS、具体为780MPa以上的TS。因此，马氏体的面积率需要设定为5％以上。另外，马氏体的面积率的上限没有特别限定，为约60％。
[回火马氏体的面积率：5％以上]
回火马氏体是指将马氏体加热至Ac1相变点以下的温度而得到的位错密度高的铁素体与渗碳体的复合组织，对钢的强化有效地发挥作用。另外，回火马氏体与残余奥氏体、马氏体相比，对扩孔性的不利影响小，是不显著降低扩孔性地对确保强度有效的金属相。此外，通过使回火马氏体与马氏体共存，马氏体所引起的延伸凸缘性的降低也得到抑制。回火马氏体的面积率低于5％时，不能充分地得到如上所述的效果。另外，虽然不需要特别限定，但上述的回火马氏体的面积率超过60％时，难以确保期望的拉伸强度TS。因此，回火马氏体的面积率设定为5％以上，优选设定为5％以上且60％以下。
需要说明的是，铁素体、马氏体和回火马氏体的面积率可以以下述方式求出。
对与钢板的轧制方向平行的板厚断面(L断面)进行研磨后，用3体积％硝酸乙醇溶液腐蚀，使用SEM(Scanning Electron Microscope；扫描电子显微镜)，以2000倍的倍率对板厚1/4位置(从钢板表面起在深度方向上相当于板厚的1/4的位置)观察3个视野。由所得到的组织图像，使用Adobe Systems公司的Adobe Photoshop算出3个视野的构成相(铁素体、马氏体和回火马氏体)的面积率，将这些值进行平均，分别求出铁素体、马氏体和回火马氏体的面积率。
另外，上述的组织图像中，铁素体呈现灰色的组织(基底组织)，马氏体呈现白色的组织，回火马氏体呈现在灰色的基底中析出有微细的白色碳化物的组织，因此，可以进行识别和面积率的测定。
[铁素体的平均结晶粒径：20.0μm以下]
铁素体的平均结晶粒径超过20.0μm时，无法实现高强度化。因此，为了使铁素体的结晶粒径微细化而实现强度的提高，将铁素体的平均结晶粒径设定为20.0μm以下。另外，铁素体的平均结晶粒径的下限不需要特别限定，但小于1μm时，延展性有降低的倾向。因此，铁素体的平均结晶粒径优选为1μm以上。
需要说明的是，关于铁素体的平均结晶粒径，使用上述的Adobe Photoshop，用将组织图像上划出的线段的长度修正为实际的长度而得到的值除以图像上划出的线段所穿过的晶粒的数量，由此算出平均结晶粒径。
另外，本发明的高强度钢板的显微组织中，优选将上述的铁素体、马氏体和回火马氏体的合计面积率设定为90％以上。
需要说明的是，显微组织中，除了铁素体、马氏体和回火马氏体以外，即使以面积率为10％以下的范围包含贝氏体、回火贝氏体、珠光体、渗碳体等钢板中公知的相，也不会损害本发明的效果。
[铁素体和包含回火马氏体的马氏体中的γ-纤维相对于α-纤维的逆强度比：分别为1.00以上]
α-纤维是<110>轴与轧制方向平行的纤维织构。另外，γ-纤维是<111>轴与轧制面的法线方向平行的纤维织构。在体心立方金属中具有如下特征：α-纤维和γ-纤维由于轧制变形而较强地发达，即使再结晶也会形成属于这些纤维的织构。
为了提高钢板的刚性和杨氏模量、具体而言为了提高各方向的杨氏模量和平均r值，需要使特别是铁素体和包含回火马氏体的马氏体中的γ-纤维发达，使钢板的1/4板厚位置处的铁素体和包含回火马氏体的马氏体中的γ-纤维相对于α-纤维的逆强度比为1.00以上。
需要说明的是，铁素体和包含回火马氏体的马氏体中的γ-纤维相对于α-纤维的逆强度比的上限没有特别限定，分别为约3.00。
在此，铁素体和包含回火马氏体的马氏体中的γ-纤维相对于α-纤维的逆强度比可以以下述方式算出。
首先，将与作为试样的钢板的轧制方向平行的板厚断面(L断面)利用湿式研磨和使用胶态二氧化硅溶液的抛光研磨对表面进行平滑化。然后，将试样表面用0.1体积％的硝酸乙醇溶液腐蚀，由此，尽可能地减少试样表面的凹凸并且将加工变质层完全除去。接着，对于钢板的板厚1/4位置(从钢板表面起在深度方向上相当于板厚的1/4的位置)，使用SEM-EBSD(Electron Back-Scatter Diffraction；电子背散射衍射)法测定结晶取向。将所得到的数据使用AMETEK EDAX公司的OIM分析仪，首先利用高亮度的晶粒功能选择出包含类似取向的邻接铁素体的马氏体(包含回火马氏体)，接着，利用图表功能仅提取出马氏体(包含回火马氏体)的取向信息。由此，对各相(铁素体、包含回火马氏体的马氏体)的织构信息独立地进行评价，求出各相的α-纤维和γ-纤维的逆强度比，由此，可以分别算出铁素体和包含回火马氏体的马氏体中的γ-纤维相对于α-纤维的逆强度比。
在本发明中，通过将上述成分组成的钢控制为上述显微组织，能够得到具有高杨氏模量并且深拉深性和延伸凸缘性优良的高强度钢板。另外，本发明的高强度钢板可以制成冷轧钢板，另外，也可以是在表面具有热镀锌覆膜、合金化热镀锌覆膜、电镀锌覆膜、镀Al覆膜等公知公用的镀覆覆膜的镀覆钢板。
接着，对本发明的高强度钢板的制造方法进行说明。
首先，在制成CR：冷轧钢板(无镀层)的情况下，例如，将通过连铸法得到的上述成分组成的钢坯加热至1150℃以上且1300℃以下的温度范围(钢坯的加热工序)，接着，将钢坯在850℃以上且1000℃以下的温度范围的精轧温度下进行热轧而制成热轧钢板(热轧工序)，接着，将热轧钢板在500℃以上且800℃以下的温度范围内进行卷取(卷取工序)，根据需要进行酸洗处理后(酸洗工序)，将热轧钢板以40％以上的冷轧压下率进行冷轧而制成冷轧钢板(冷轧工序)，将该冷轧钢板进一步加热至450℃以上且750℃以下的温度范围，在该温度范围内保持300s以上(第一热处理工序)，接着，加热至750℃以上且950℃以下，接着，在到500℃为止的平均冷却速度为10℃/s以上的条件下冷却至50℃以上且250℃以下的冷却停止温度范围后(第二热处理工序)，加热至超过250℃且600℃以下，在该温度范围内保持10s以上(第三热处理工序)。
另外，在制成镀覆钢板的情况下，对以上述方式得到的钢板(第三热处理工序后的冷轧钢板)进一步实施镀覆处理。例如，通过对以上述方式得到的钢板实施热镀锌处理，可以得到高强度热镀锌钢板。通过在实施热镀锌后实施热镀锌层的合金化处理，可以得到高强度合金化热镀锌钢板。
以下，对各工序进一步详细进行说明。
[钢坯的加热工序]
在对铸造得到的钢坯进行加热的阶段中存在的Nb和V系的析出物原样地以粗大析出物的形式残留在最终得到的钢板内，对强度、杨氏模量、平均r值和扩孔性等钢板的各特性的提高没有帮助。因此，需要在钢坯的加热时使铸造时析出的Nb和V系析出物再溶解。由此带来的对各特性的贡献在1150℃以上的加热中被观察到。另外，为了将板坯表层的气泡、偏析等缺陷刮掉而得到裂纹、凹凸少的平滑的钢板表面，也优选加热至1150℃以上。另一方面，加热温度超过1300℃时，引起奥氏体晶粒的粗大化，结果，最终组织粗大化而导致强度和延展性的降低。因此，将钢坯加热至1150℃以上且1300℃以下的温度范围。即，将板坯加热温度设定为1150℃以上且1300℃以下。
[热轧工序]
热轧工序由粗轧和精轧构成，加热后的钢坯经过该粗轧和精轧而形成热轧钢板。该热轧的精轧温度超过1000℃时，氧化物(热轧氧化皮)的生成量急剧增加，钢基与氧化物的界面***，因此，后段的酸洗工序后、冷轧工序后的表面品质劣化。另一方面，热轧的精轧温度低于850℃时，轧制载荷增大而使轧制负荷增大，此外，导致奥氏体的未再结晶状态下的压下率的升高、存在有成核后的铁素体的状态下的轧制所引起的异常织构的发达。其结果，最终制品中的面内各向异性增大，不仅材质的均匀性受损，而且导致杨氏模量和平均r值本身的降低。因此，热轧的精轧温度设定为850℃以上且1000℃以下，优选设定为850℃以上且950℃以下。
需要说明的是，将钢坯在通常的条件下利用粗轧制成薄板坯，但在使加热温度较低的情况下，从防止热轧时的故障的观点考虑，优选在精轧前使用板带加热器等对薄板坯进行加热。另外，也可以在热轧时将粗轧板彼此接合而连续地进行精轧。另外，先对粗轧板进行卷取也没有关系。另外，为了降低热轧时的轧制载荷，可以将精轧的一部分或全部设定为润滑轧制。从钢板形状的均匀化、材质的均匀化的观点考虑，进行润滑轧制也是有效的。需要说明的是，润滑轧制时的摩擦系数优选设定为0.10以上且0.25以下的范围。
[卷取工序]
将热轧后的热轧钢板卷取时的卷取温度超过800℃时，铁素体晶粒粗大化，妨碍冷轧中的取向的聚集。另外，Nb、V的碳氮化物粗大化，抑制退火时的铁素体的再结晶的效果、抑制奥氏体晶粒的粗大化的效果变小。另一方面，卷取温度低于500℃时，除了生成铁素体以外，还生成硬质的贝氏体、马氏体。这种情况下，在再结晶退火时阻碍织构的发达的固溶C量增大，另外，冷轧时的晶粒内的取向分散变大。其结果，退火后的织构不会发达为α-纤维和γ-纤维、特别是γ-纤维，杨氏模量和平均r值不会提高。因此，卷取温度设定为500℃以上且800℃以下。即，热轧后，在500℃以上且800℃以下的温度范围内对热轧钢板进行卷取。
[酸洗工序]
在对以上述方式得到的热轧钢板实施冷轧的情况下，优选通过酸洗将热轧钢板表面的氧化皮除去后供于冷轧而制成预定板厚的冷轧钢板。通过酸洗能够进行钢板表面的氧化物(氧化皮)的除去，因此，为了确保最终制品的高强度钢板的良好的化学转化处理性、镀层品质，优选进行酸洗。另外，可以进行一次酸洗，也可以分为多次进行酸洗。
[冷轧工序]
在热轧工序后进行冷轧，使对杨氏模量和平均r值的提高有效的α-纤维和γ-纤维聚集。即，通过冷轧使α-纤维和γ-纤维发达，由此，即使在之后的退火工序后的组织中，也会使具有α-纤维和γ-纤维、特别是γ-纤维的铁素体增加，从而提高杨氏模量和平均r值。
为了得到这样的效果，需要将冷轧时的冷轧压下率设定为40％以上。此外，从提高杨氏模量和平均r值的观点考虑，优选将冷轧压下率设定为50％以上。另一方面，冷轧压下率增大时，轧制载荷增大，难以进行制造。因此，优选将冷轧压下率设定为80％以下。因此，冷轧压下率设定为40％以上，优选设定为40％以上且80％以下，更优选设定为50％以上且80％以下。需要说明的是，关于轧制道次的次数、每道次的冷轧压下率没有特别规定，使本发明的效果发挥即可。
[第一热处理(退火)工序]
■第一加热
第一加热中的退火温度(加热温度)是重要的制造因素之一。即，需要将第一加热中的退火温度设定为450℃以上且750℃以下而使铁素体的织构聚集成α-纤维和γ-纤维、特别是γ-纤维。第一加热中的退火温度低时，未再结晶组织大量残留，向铁素体的再结晶时形成的γ-纤维的聚集变得困难，其结果，各方向的杨氏模量和平均r值降低。因此，退火温度设定为450℃以上。此外，从提高杨氏模量和平均r值的观点考虑，将退火温度设定为500℃以上，更优选设定为550℃以上。另一方面，退火温度超过750℃时，退火中生成的奥氏体的体积率增加，聚集成α-纤维和γ-纤维、特别是γ-纤维的铁素体的体积率减少，因此，各方向的杨氏模量和平均r值降低。
另外，在第一加热和保持后进行冷却的情况下，在冷却时奥氏体发生相变而生成的铁素体、马氏体、回火马氏体、贝氏体、回火贝氏体、或者珠光体、渗碳体等碳化物等具有与第一加热中控制的铁素体的织构不同的织构。其结果，难以聚集成α-纤维和γ-纤维、特别是γ-纤维。因此，第一加热中的退火温度设定为750℃以下。即，在第一热处理工序中，加热至450℃以上且750℃以下的温度范围。优选加热至500℃以上且750℃以下、更优选550℃以上且750℃以下的温度范围。
■第一加热后的保持
第一加热后的保持中的保持时间是重要的制造因素之一。即，需要将第一加热后的保持中的保持时间设定为300s以上而使铁素体的织构聚集成α-纤维和γ-纤维、特别是γ-纤维。上述的450℃以上且750℃以下的温度范围内的保持时间少于300s时，未再结晶组织残留，由此，向γ-纤维的聚集变得困难，各方向的杨氏模量和平均r值降低。因此，保持时间设定为300s以上。另外，虽然不需要特别限定，但第一加热后的保持中的保持时间超过100000s时，再结晶铁素体晶粒粗大化，难以确保期望的拉伸强度TS。因此，保持时间优选为100000s以下。因此，保持时间设定为300s以上，优选设定为300s以上且100000s以下，更优选设定为300s以上且36000s以下，进一步优选设定为300s以上且21600s以下。
需要说明的是，在本发明的制造方法中，将第一加热与第一加热后的保持合并称为第一热处理工序。
另外，热处理可以通过连续退火、分批退火中的任意一种退火方法来进行。另外，在上述的保持后进行冷却的情况下，可以冷却至室温，另外，也可以实施从过时效区通过的处理。需要说明的是，冷却方法和冷却速度没有特别规定，可以为分批退火中的炉冷、空冷和连续退火中的喷气冷却、喷雾冷却、水冷等中的任意一种冷却。另外，酸洗根据常规方法进行即可。需要说明的是，虽然不需要特别限定，但至室温或过时效区为止的平均冷却速度超过80℃/s时，钢板形状可能变差，因此，在进行冷却的情况下，平均冷却速度优选为80℃/s以下。
[第二热处理(退火)工序]
■第二加热
第二加热中的退火温度(加热温度)在本发明中是重要的制造因素之一。即，需要将第二加热中的退火温度设定为750℃以上且950℃以下而使铁素体、马氏体和回火马氏体以一定的比例以上生成。第二加热中的退火温度低于750℃时，奥氏体的生成变得不充分，结果，在加热后的冷却中得不到充分量的马氏体，难以确保期望的拉伸强度TS。另外，未再结晶组织残留，使延展性降低。因此，退火温度设定为750℃以上。另外，第二加热中的退火温度超过950℃时，成为奥氏体单相区中的退火，第二加热和加热后的保持中形成的铁素体的织构变得无序，最终得到的钢板的杨氏模量和平均r值降低。因此，退火温度设定为950℃以下。即，在第二热处理(退火)工序中，加热至750℃以上且950℃以下的温度范围。优选加热至750℃以上且920℃以下、更优选750℃以上且890℃以下的温度范围。
需要说明的是，在将第一加热中的退火温度设定为750℃并且将第二加热中的退火温度设定为750℃的情况下，可以设定为连续进行第一热处理工序和第二热处理工序的处理。
■第二加热后的冷却
在上述的第二加热后的冷却时，到500℃为止的平均冷却速度小于10℃/s时，未相变奥氏体相变为珠光体，无法确保期望的马氏体和回火马氏体的面积率，难以确保期望的拉伸强度TS。另外，虽然不需要特别限定，但上述的平均冷却速度超过200℃/s时，存在钢板形状变差、难以控制冷却到达温度的可能性。因此，上述的平均冷却速度优选为200℃/s以下。因此，第二加热后的冷却中的到500℃为止的平均冷却速度设定为10℃/s以上，优选设定为10℃/s以上且200℃/s以下，更优选设定为10℃/s以上且80℃/s以下。
另外，上述冷却工序中的冷却停止温度在本发明中是重要的制造因素之一。即，需要将冷却停止温度设定为50℃以上且250℃以下而使回火马氏体以一定的比例以上生成。在冷却停止时，奥氏体的一部分相变为马氏体，其余部分变成未相变的奥氏体。从上述冷却停止温度起加热后(进一步根据需要进行镀覆处理或镀覆-合金化处理后)冷却至室温，由此，马氏体变成回火马氏体，未相变奥氏体变成马氏体。即，第二加热后的冷却中的冷却停止温度越低，则冷却中生成的马氏体量越增加，未相变奥氏体量越减少。因此，通过冷却停止温度的控制，能够控制最终的马氏体和回火马氏体的量(面积率或体积率)。
在此，冷却停止温度超过250℃时，冷却停止时的马氏体相变不充分，未相变奥氏体量增多。其结果，最终的马氏体过量地生成，使扩孔性降低。另一方面，冷却停止温度低于50℃时，在冷却中奥氏体几乎都相变为马氏体。其结果，在之后的再加热(第三加热)时回火马氏体的量增大，难以确保期望的TS。因此，第二加热后的冷却中的冷却停止温度设定为50℃以上且250℃以下，优选设定为50℃以上且200℃以下。
需要说明的是，在本发明的制造方法中，将第二加热与第二加热后的冷却合并称为第二热处理工序。
[第三热处理(再加热)工序]
■第三加热
在上述的第二热处理工序后进行的第三加热中的加热温度为250℃以下时，马氏体的回火变得不充分，扩孔性降低。另一方面，第三加热中的加热温度超过600℃时，第二加热后的冷却停止时残留的未相变奥氏体相变为珠光体，难以确保期望的拉伸强度TS。因此，第三加热中的加热温度设定为超过250℃且600℃以下。
■第三加热后的保持
第三加热后的保持时的超过250℃且600℃以下的温度范围内的保持时间少于10s时，上述第二加热后的冷却中生成的马氏体无法充分地回火，扩孔性降低。需要说明的是，虽然不需要特别限定，但第三加热后的保持中的保持时间超过600s时，第二加热后的冷却停止时残留的未相变奥氏体相变为贝氏体，马氏体的生成量减少，难以确保期望的拉伸强度TS。因此，第三加热后的保持中的保持时间设定为10s以上，优选设定为10s以上且600s以下。
需要说明的是，在本发明的制造方法中，将第三加热与第三加热后的保持合并称为第三热处理工序。
在此，在制成冷轧钢板的情况下，可以在上述的第三加热后的保持时实施从过时效区通过的处理。
另外，在制成镀覆钢板的情况下，对以上述方式得到的钢板(第三热处理工序后的冷轧钢板)进一步实施镀覆处理。作为镀覆，可以列举热镀锌、合金化热镀锌和电镀锌等镀锌、镀Al等。在此，在制成热镀锌钢板的情况下，例如，将上述的第三热处理工序后的冷轧钢板在熔融锌中进行通板来进行热镀锌处理即可。另外，在制成合金化热镀锌钢板的情况下，在热镀锌处理后进一步进行热镀锌层的合金化处理即可。
以下，对热镀锌处理和合金化处理进行说明。
[热镀锌处理]
在实施热镀锌的情况下，优选在420℃以上且550℃以下的温度范围内实施，例如，可以在退火(第三热处理工序)后的冷却中进行。关于热镀锌浴，优选在GI(热镀锌钢板)中使用含有Al：0.15～0.23质量％的锌浴，在GA(合金化热镀锌钢板)中使用含有Al：0.12～0.20质量％的锌浴。另外，镀层附着量优选为每单面20～70g/m2(两面镀层)。需要说明的是，在GA的情况下，优选通过实施后述的合金化处理而使镀层中的Fe浓度为7～15质量％。
[合金化处理]
合金化处理时的合金化处理温度低于470℃时，产生合金化不进行这样的问题。另一方面，合金化处理温度超过600℃时，第二加热后的冷却停止时残留的未相变奥氏体相变为珠光体，无法确保期望的强度。因此，合金化处理温度设定为470℃以上且600℃以下。即，锌镀层的合金化处理在470℃以上且600℃以下的温度范围内实施。
如上所述，在本发明的制造方法中，在第一热处理工序中加热至450℃以上且750℃以下的温度范围后进行保持，由此使未再结晶铁素体充分地再结晶，使对杨氏模量和平均r值的提高有利的织构、特别是γ-纤维发达。另外，如果在第一热处理工序中使铁素体的织构向特别是γ-纤维高度地聚集，则在之后的第二热处理工序中，即使由于铁素体+奥氏体两相区中的退火而在铁素体基底中分散有马氏体和回火马氏体，第一热处理工序中形成的织构也不会大幅变化。即，即使在最终得到的钢板中，也会形成特别是向γ-纤维的聚集度高的铁素体和马氏体和回火马氏体，因此，不会使杨氏模量和平均r值降低，能够有效地提高强度。
需要说明的是，如上所述实施热处理、进一步实施镀覆处理、合金化处理而制成冷轧钢板、热镀锌钢板、合金化热镀锌钢板等后，可以实施表皮光轧。在上述的热处理和镀覆处理后实施表皮光轧的情况下，表皮光轧的伸长率优选为0.1％以上且1.5％以下的范围。表皮光轧的伸长率小于0.1％时，形状矫正的效果小，还难以控制，因此，0.1％成为良好范围的下限。另外，表皮光轧的伸长率超过1.5％时，生产率显著降低，因此，将1.5％设定为良好范围的上限。另外，表皮光轧可以在线进行，也可以离线进行。另外，可以一次性进行目标压下率的表皮光轧，也可以分为多次进行。
实施例
接着，对实施例进行说明。需要说明的是，本发明不仅仅限定于这些实施例。
将表1所示的成分组成且余量由Fe和不可避免的杂质构成的钢利用转炉进行熔炼，通过连铸法制成钢坯。将所得到的钢坯在表2所示的条件下进行热轧后，对所得到的热轧钢板进行卷取、酸洗。接着，在表2所示的条件下将热轧钢板进行冷轧而制成冷轧钢板，然后，在表2所示的条件下进行热处理(第一热处理工序～第三热处理工序)(CR：冷轧钢板(无镀层))。对于一部分钢板，在第三热处理工序后进一步实施热镀锌处理(GI：热镀锌钢板)。另外，对于一部分钢板，在实施热镀锌处理后进一步实施合金化处理(GA：合金化热镀锌钢板)。
需要说明的是，关于热镀锌浴，在GI中使用含有Al：0.18质量％的锌浴，在GA中使用含有Al：0.15质量％的锌浴，浴温设定为470℃。镀层附着量设定为每单面45g/m2(两面镀层)，GA的镀层中的Fe浓度设定为9～12质量％。
将经过以上的工序得到的各钢板作为供试材料，对机械特性进行评价。关于机械特性，以下述方式进行拉伸试验和杨氏模量测定、平均r值测定和扩孔试验，对各自的供试材料进行评价。
将其评价结果示于表3中。另外，将作为供试材料的各钢板的板厚一并记载于表3中。
[拉伸试验]
拉伸试验中，使用从实施了伸长率0.5％的表皮光轧(平整轧制)的钢板以使拉伸方向为与钢板的轧制方向成直角的方向的方式裁取的JIS5号试验片，依据JIS Z 2241(2011年)来进行，测定拉伸强度TS、总伸长率EL。
[杨氏模量测定]
杨氏模量测定中，从钢板的轧制方向(L方向)、相对于钢板的轧制方向为45°的方向(D方向)、相对于钢板的轧制方向成直角的方向(C方向)这三个方向切下10mm×50mm的试验片，使用横向振动型的共振频率测定装置，依据美国材料试验协会(American Societyto Testing Materials)的基准(C1259)测定杨氏模量。
需要说明的是，将轧制方向(L方向)和相对于轧制方向为45°的方向(D方向)的杨氏模量为205GPa以上、并且相对于轧制方向成直角的方向(C方向)的杨氏模量为220GPa以上的情况判定为杨氏模量高。
[平均r值测定]
平均r值测定中，使用从钢板的轧制方向(L方向)、相对于钢板的轧制方向为45°的方向(D方向)、相对于钢板的轧制方向成直角的方向(C方向)这三个方向分别裁取的JIS Z2201(1998年)中规定的JIS5号试验片，依据JIS Z 2254的规定求出各自的塑性应变比rL、rD、rC，通过下式算出平均r值。
平均r值＝(rL+2rD+rC)/4
需要说明的是，将平均r值≥1.05的情况判定为平均r值良好。
[扩孔试验]
扩孔性依据JIS Z 2256(2010年)来进行。即，将所得到的各钢板切割成100mm×100mm后，以12％±1％的间隙冲裁出直径10mm的孔。然后，在使用内径75mm的冲模以9吨(88.26kN)的按压力按压的状态下，将60°圆锥的冲头压入孔中，测定裂纹产生极限的孔直径。然后，由下式求出极限扩孔率：λ(％)，根据该极限扩孔率的值对扩孔性进行评价。
极限扩孔率：λ(％)＝{(Df-D0)/D0}×100
其中，Df为裂纹产生时的孔径(mm)、D0为初始孔径(mm)。需要说明的是，将极限扩孔率：λ≥20％的情况判定为扩孔性良好。
另外，依照前述的方法，分别求出铁素体的面积率、马氏体的面积率和回火马氏体的面积率、以及钢板的板厚1/4位置处的铁素体和包含回火马氏体的马氏体中的γ-纤维相对于α-纤维的逆强度比。将结果示于表3中。
如表3所示，发明例均是拉伸强度TS为780MPa以上，轧制方向和相对于轧制方向为45°的方向的杨氏模量分别为205GPa以上并且相对于轧制方向成直角的方向的杨氏模量为220GPa以上而为良好，进一步具有平均r值为1.05以上且极限扩孔率：λ为20％以上的优良的深拉深性和延伸凸缘性，得到了期望的机械特性。另一方面，比较例中，TS、各方向的杨氏模量、平均r值和λ中的至少一项以上的特性较差。
以上，对本发明的实施方式进行了说明，但本发明不受本实施方式的作为本发明的公开内容的一部分的记述所限定。即，本领域技术人员基于本实施方式完成的其他实施方式、实施例和运用技术等全都包含在本发明的范畴内。例如，在上述制造方法中的一系列热处理中，只要满足热历程条件，则对钢板实施热处理的设备等没有特别限定。
另外，本发明也可以适用于电镀锌钢板等钢板来制成高强度钢板，可以期待同样的效果。
产业上的可利用性
通过将本发明的高强度钢板应用于例如汽车结构构件中，能够实现车身轻量化所带来的燃料效率改善，产业上的利用价值极大。

Claims (9)

1.一种高强度钢板，其特征在于，
具有如下成分组成：以质量％计，含有C：0.060％以上且0.200％以下、Si：0.50％以上且2.20％以下、Mn：1.00％以上且3.00％以下、P：0.100％以下、S：0.0100％以下、Al：0.010％以上且2.500％以下、N：0.0100％以下、Nb：0.001％以上且0.200％以下和V：0.001％以上且0.200％以下，并且由下述(1)式求出的C*满足500≤C*≤1300的关系，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
具有如下显微组织：铁素体的面积率为20％以上且80％以下、马氏体的面积率为5％以上且60％以下、回火马氏体的面积率为5％以上且60％以下，所述铁素体的平均结晶粒径为1μm以上且20.0μm以下，并且所述铁素体和包含所述回火马氏体的所述马氏体中的γ-纤维相对于α-纤维的逆强度比分别为1.00以上，
C*＝(C-(12.0/92.9)×Nb-(12.0/50.9)×V)×10000…(1)
另外，式中的各元素符号表示各元素(C、Nb和V)的钢板中含量(质量％)，C*的单位为质量ppm。
2.如权利要求1所述的高强度钢板，其中，所述钢板的成分组成进一步以质量％计含有选自以下组(A)～(E)中的1组或2组以上，
(A)选自Cr：0.05％以上且1.00％以下、Mo：0.05％以上且1.00％以下、Ni：0.05％以上且1.00％以下和Cu：0.05％以上且1.00％以下中的至少一种元素，
(B)B：0.0003％以上且0.0050％以下，
(C)选自Ca：0.0010％以上且0.0050％以下、Mg：0.0005％以上且0.0100％以下和REM：0.0003％以上且0.0050％以下中的至少一种元素，
(D)选自Sn：0.0020％以上且0.2000％以下和Sb：0.0020％以上且0.2000％以下中的至少一种元素，
(E)Ta：0.0010％以上且0.1000％以下，在含有Ta的情况下，由下述(2)式求出的C*满足500≤C*≤1300的关系，
C*＝(C-(12.0/92.9)×Nb-(12.0/50.9)×V-(12.0/180.9)×Ta)×10000…(2)
另外，式中的各元素符号(C、Nb、V和Ta)表示各元素的钢板中含量(质量％)，C*的单位为质量ppm。
3.如权利要求1或2所述的高强度钢板，其中，所述高强度钢板为冷轧钢板。
4.如权利要求1或2所述的高强度钢板，其中，在所述高强度钢板的表面具有镀覆覆膜。
5.如权利要求4所述的高强度钢板，其中，所述镀覆覆膜为镀锌覆膜。
6.一种高强度钢板的制造方法，其为制造权利要求1或2所述的高强度钢板的方法，其具备：
将具有权利要求1或2所述的成分组成的钢坯加热至1150℃以上且1300℃以下的温度范围的钢坯的加热工序；
将所述钢坯在850℃以上且1000℃以下的温度范围的精轧温度下进行热轧而制成热轧钢板的热轧工序；
将所述热轧钢板在500℃以上且800℃以下的温度范围内进行卷取的卷取工序；
将所述热轧钢板以40％以上的冷轧压下率进行冷轧而制成冷轧钢板的冷轧工序；
将所述冷轧钢板加热至450℃以上且750℃以下的温度范围，在该温度范围内保持300s以上且100000s以下的第一热处理工序；
接着，将所述冷轧钢板加热至750℃以上且950℃以下后，将至少到500℃为止的平均冷却速度设定为10℃/s以上且200℃/s以下，冷却至50℃以上且250℃以下的冷却停止温度的第二热处理工序；和
接着，将所述冷轧钢板加热至超过250℃且在600℃以下的温度范围后，在该温度范围内保持10s以上的时间的第三热处理工序。
7.如权利要求6所述的高强度钢板的制造方法，其中，具备对所述第三热处理工序后的冷轧钢板进一步实施镀覆处理的工序。
8.如权利要求7所述的高强度钢板的制造方法，其中，所述镀覆处理为热镀锌处理。
9.如权利要求7所述的高强度钢板的制造方法，其中，所述镀覆处理为热镀锌处理，在该热镀锌处理后进一步具备在470℃以上且600℃以下的温度范围内实施热镀锌层的合金化处理的工序。
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* Cited by examiner, † Cited by third party
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US11401595B2 (en) 2016-08-31 2022-08-02 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and production method therefor
JP6315044B2 (ja) 2016-08-31 2018-04-25 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP7047517B2 (ja) * 2018-03-22 2022-04-05 日本製鉄株式会社 高張力鋼板用スラブの冷却方法、高張力熱延鋼板の製造方法、高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法及び高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
KR102503913B1 (ko) * 2019-01-30 2023-02-27 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그 제조 방법
CN116034173A (zh) * 2020-09-23 2023-04-28 安赛乐米塔尔公司 经冷轧和涂覆的钢板及其制造方法
CN112571886B (zh) * 2020-12-29 2023-01-24 瓯锟科技温州有限公司 一种硅金属复合板的制备方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102341518A (zh) * 2009-04-03 2012-02-01 株式会社神户制钢所 冷轧钢板及其制造方法
CN102712979A (zh) * 2010-01-22 2012-10-03 杰富意钢铁株式会社 抗毛刺性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN104093873A (zh) * 2012-01-31 2014-10-08 杰富意钢铁株式会社 热镀锌钢板及其制造方法

Family Cites Families (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4407449B2 (ja) 2003-09-26 2010-02-03 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP4510488B2 (ja) * 2004-03-11 2010-07-21 新日本製鐵株式会社 成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき複合高強度鋼板およびその製造方法
CA2546003A1 (en) * 2004-03-31 2005-10-13 Jfe Steel Corporation High-rigidity high-strength thin steel sheet and method for producing same
JP4843982B2 (ja) 2004-03-31 2011-12-21 Ｊｆｅスチール株式会社 高剛性高強度薄鋼板およびその製造方法
JP4867256B2 (ja) 2005-09-29 2012-02-01 Ｊｆｅスチール株式会社 剛性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP5223360B2 (ja) * 2007-03-22 2013-06-26 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5233142B2 (ja) 2007-03-28 2013-07-10 Ｊｆｅスチール株式会社 穴拡げ性に優れた高剛性高強度鋼板およびその製造方法
JP4977185B2 (ja) * 2009-04-03 2012-07-18 株式会社神戸製鋼所 伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5825481B2 (ja) * 2010-11-05 2015-12-02 Ｊｆｅスチール株式会社 深絞り性および焼付硬化性に優れる高強度冷延鋼板とその製造方法
JP5252138B1 (ja) * 2011-07-27 2013-07-31 新日鐵住金株式会社 伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度冷延鋼板とその製造方法
EP2781615A4 (en) * 2011-11-15 2015-07-01 Jfe Steel Corp THIN STEEL SHEET AND PROCESS FOR PRODUCING THE SAME
WO2014021382A1 (ja) * 2012-07-31 2014-02-06 新日鐵住金株式会社 冷延鋼鈑、電気亜鉛系めっき冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板、及び、それらの製造方法
MX2016001272A (es) * 2013-08-02 2016-05-24 Jfe Steel Corp Lamina de acero de alta resistencia que tiene un modulo de young alto y metodo para la fabricacion de la misma.
CN105473749B (zh) * 2013-08-02 2017-08-25 杰富意钢铁株式会社 高强度高杨氏模量钢板及其制造方法
JP6032299B2 (ja) 2015-02-03 2016-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
JP6032300B2 (ja) * 2015-02-03 2016-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
JP6032298B2 (ja) * 2015-02-03 2016-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
JP6304455B2 (ja) * 2016-03-31 2018-04-04 Ｊｆｅスチール株式会社 薄鋼板およびめっき鋼板、並びに、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、熱処理板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法
US11401595B2 (en) * 2016-08-31 2022-08-02 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and production method therefor
JP6315044B2 (ja) * 2016-08-31 2018-04-25 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102341518A (zh) * 2009-04-03 2012-02-01 株式会社神户制钢所 冷轧钢板及其制造方法
CN102712979A (zh) * 2010-01-22 2012-10-03 杰富意钢铁株式会社 抗毛刺性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN104093873A (zh) * 2012-01-31 2014-10-08 杰富意钢铁株式会社 热镀锌钢板及其制造方法

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