CN107406932A - 高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供冲裁加工性优异的TS为780MPa以上的高强度钢板及其制造方法。上述高强度钢板具备特定的成分组成和如下钢组织，上述钢组织由铁素体相、马氏体相和贝氏体相构成，马氏体相的面积率为20％～50％，马氏体相中的平均晶体粒径小于1.0μm的晶粒的比例以面积率计为5～30％，平均晶体粒径为1.0～4.0μm的晶粒的比例以面积率计为70～95％，平均晶体粒径超过4.0μm的晶粒的比例以面积率计小于5％，拉伸强度为780MPa以上。

Description

高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适合用于汽车车体的骨架部件用途的、冲裁加工性(punchability)优异的、拉伸强度(TS)为780MPa以上的高强度钢板及其制造方法。
背景技术
为了实现汽车车体的轻量化，正在积极使用高强度钢板作为汽车部件的坯材。作为适用于汽车的结构部件、加强部件的钢板，拉伸强度(TS)780MPa以上的钢板已经成为主流。为了钢板的高强度化，存在有效地利用组织强化、制成由软质的铁素体和硬质的马氏体构成的复合组织的方法。具有该复合组织的钢板一般延展性良好且具有优异的强度-延展性平衡(兼得性)，冲压成型性较好。然而，对于具有该复合组织的钢板而言，相对于利用通常的连续退火生产线制造时产生的退火温度等条件变化，拉伸强度(TS)等材质变动大，因此材质容易在卷材长边方向变动。
另外，对于在汽车部件的坯材中使用的高强度钢板，因为利用冲裁加工而成型，所以要求冲裁加工性。所要求的冲裁加工性除了冲裁冲头和冲模的磨损少、即连续冲裁性优异之外，还有在连续冲裁时冲裁端面及其附近部的冲压成型性的变动小。
在实际的部件的制造工序的冲裁中，由于模具的安装精度等问题而难以将间隙(冲头与冲模之间的间隙)管理成恒定，上述间隙在5～20％的范围变动。因此，在卷材内和卷材间的材质变动大时，在冲裁加工中的冲裁端面及其附近部的冲压成型性变动较大。因此，在汽车的连续冲压生产线中，难以稳定地进行冲压成型。难以稳定地进行冲压成型时，有可能操作性大大降低。
与此相对，在专利文献1所记载的高加工性高强度冷轧钢板中，通过添加一定量的Si和Al来减小因退火条件变动所致的组织变化，减小伸长率和拉伸凸缘性等机械特性的偏差。
另外，在专利文献2中公开了一种热轧钢板，通过减少钢板中的Ti系氮化物的含量来抑制冲裁加工性的劣化。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第4640130号公报
专利文献2：日本特开2003-342683号公报
发明内容
在专利文献1所记载的技术中，不管怎么减少钢板侧的材质变动，在连续冲压生产线的冲裁中，都无法避免如下情况：随着冲裁次数的增加而冲裁冲头和冲模损伤，而且冲头与冲模之间的间隙也变动。因此，难以将冲裁端面及其附近部的成型性保持恒定，此时产生冲压成型裂纹而成为问题。特别是780MPa以上的高强度钢板，与590MPa以下的钢板相比对裂纹的敏感性高，因此为780MPa以上的高强度钢板时，冲裁端面及其附近部的成型性变动直接关系到冲压成型裂纹。为TS为780MPa以上的高强度钢板时，为了高强度化而在钢组织中含有硬质的马氏体。因此，对上述高强度钢板进行冲裁时在马氏体与铁素体的界面产生空隙，其后的冲压成型性下降。只要冲裁时的间隙固定，则冲裁端面及其附近的成型性稳定，但存在如果间隙变动，则冲裁端面的钢板的损伤也变动，难以进行稳定的连续冲压的课题。
在专利文献2的热轧钢板中推荐了由以铁素体为主体的铁素体·贝氏体构成的组织。因此，在专利文献2的技术中，不着重解决钢组织以铁素体和马氏体为主要组织的二相组织钢时产生的、马氏体-铁素体界面的上述问题。此外，专利文献2中记载的评价仅是以固定间隙进行冲裁的评价，并不是使间隙变动时的冲裁端面的成型性稳定化的评价。
本发明是鉴于上述情况而进行的，目的在于提供冲裁加工性优异的TS为780MPa以上的高强度钢板及其制造方法。
本发明人等为了解决上述课题，对进行连续冲裁时的冲裁端面及其附近的成型性变动的各种重要因素进行了深入研究。其结果发现通过使钢组织成为铁素体相与马氏体相和贝氏体相这3相组织，精细地控制马氏体相中的晶粒的平均晶体粒径，从而得到TS为780MPa以上且冲裁加工性优异的高强度热浸镀锌钢板。本发明的要旨如下。
[1]一种冲裁加工性优异的高强度钢板，具备如下成分组成和如下钢组织，上述成分组成以质量％计含有C：0.07％～0.15％、Si：0.01％～0.50％、Mn：2.0％～3.0％、P：0.001％～0.050％、S：0.0005％～0.010％、sol.Al：0.005％～0.100％、N：0.0001％～0.0060％、Ti：0.01％～0.10％、Nb：0.01％～0.10％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，上述钢组织含有铁素体相、马氏体相和贝氏体相，马氏体相的面积率为20％～50％，马氏体相中的平均晶体粒径小于1.0μm的晶粒的比例以面积率计为5～30％，平均晶体粒径为1.0～4.0μm的晶粒的比例以面积率计为70～95％，平均晶体粒径超过4.0μm的晶粒的比例以面积率计小于5％，拉伸强度为780MPa以上。
[2]根据[1]所述的高强度钢板，其特征在于，马氏体相中的平均晶体粒径为1.0～4.0μm的晶粒之中，长径为1.0～3.0μm的晶粒的比例以面积率计小于20％，长径超过3.0μm的晶粒的比例以面积率计为80％以上。
[3]根据[1]或[2]所述的高强度钢板，其特征在于，上述成分组成以质量％计进一步含有选自Mo：0.05％～1.00％、Cr：0.05％～1.00％、V：0.02％～0.50％、Zr：0.02％～0.20％、B：0.0001％～0.0030％、Cu：0.05％～1.00％、Ni：0.05％～1.00％中的1种以上。
[4]根据[1]～[3]中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，上述成分组成以质量％计进一步含有选自Ca：0.001％～0.005％、Sb：0.0030％～0.0100％、REM：0.001％～0.005％中的1种以上的元素。
[5]一种高强度钢板的制造方法，其特征在于，是对由[1]、[3]或[4]所述的成分组成构成的钢坯进行热轧、冷轧、1次退火、2次退火来制造[1]～[4]中任一项所述的高强度钢板的方法，在上述1次退火中，1次退火温度为Ac3点～Ac3点+60℃，作为保持在上述1次退火温度的时间的1次退火时间为10秒～200秒，在上述2次退火中，退火温度满足Ac3点以下且满足(1次退火温度-80℃)～(1次退火温度-30℃)，作为保持在上述2次退火温度的时间的2次退火时间为10秒～100秒，上述2次退火中的冷却的冷却停止温度为400～550℃，钢板在400～550℃的滞留时间为20秒～100秒。
[6]根据[5]所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在上述2次退火后进行冷却，在该冷却后实施镀锌。
[7]根据[6]所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，实施上述镀锌后，实施合金化处理。
根据本发明，能够得到拉伸强度为780MPa以上的高强度且冲裁加工性优异的高强度钢板。将本发明的高强度钢板用于汽车车体的骨架部件时，能够对碰撞安全性的提高或轻量化作出较大贡献。
应予说明，在本发明中“冲裁加工性优异”表示用实施例中记载的方法导出的Δλ为10以下且λ/aveλ5-20为0.90～1.20。优选Δλ为8以下，λ/aveλ5-20为1.00～1.15。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式进行说明。应予说明，本发明不限定于以下的实施方式。
＜高强度钢板＞
首先，对本发明的高强度钢板的成分组成进行说明。在以下的说明中，表示成分含量的“％”表示“质量％”。
本发明的高强度钢板具有如下成分组成：以质量％计含有C：0.07％～0.15％、Si：0.01％～0.50％、Mn：2.0％～3.0％、P：0.001％～0.050％、S：0.0005％～0.010％、sol.Al：0.005％～0.100％、N：0.0001％～0.0060％、Ti：0.01％～0.10％、Nb：0.01％～0.10％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。
C：0.07％～0.15％
C是对钢板的高强度化有效的元素，通过形成马氏体而有助于高强度化。另外，C通过与Nb、Ti之类的碳化物形成元素形成微细的碳化物或碳氮化物而有助于高强度化。为了得到这些效果，需要C含量为0.07％以上。另一方面，C含量超过0.15％时点焊性明显劣化。而且C含量超过0.15％时，因马氏体相增加而钢板硬质化，存在冲压成型性下降的情况。因此，C含量为0.07％～0.15％。从稳定地确保780MPa以上的TS的观点考虑，优选使C含量为0.08％以上，从稳定地确保冲裁后的冲裁端面及其附近的成型性的观点考虑，更优选为0.12％以下。
Si：0.01％～0.50％
添加Si因产生红色氧化皮等而引起表面性状的劣化或镀层附着·密合性的劣化。因此，Si含量为0.50％以下。在热浸镀锌钢板中，优选0.20％以下。另一方面，Si是改善延展性并且有助于强度提高的元素。为了得到这些效果，需要使Si含量为0.01％以上。因此，Si含量为0.01％～0.50％。
Mn：2.0％～3.0％
Mn在提高钢板的强度方面是有效的元素，是对得到复合组织有效发挥作用的元素。另外，Mn是降低Ac3相变点的元素，在本发明中，为了稳定地实施在奥氏体单相区的退火，Mn含量必须为2.0％以上。此外，在由加热退火时存在的奥氏体在冷却过程中稳定地得到低温相变相而确保强度的方面，Mn含量也优选2.0％以上。另一方面，如果Mn含量超过3.0％，则被称为所谓的Mn带的向板厚1/2部分的Mn偏析变得显著。由于该偏析部分的淬透性提高，因此在轧制方向大多按列状生成马氏体，冲压成型性大幅下降。因此，Mn含量为2.0％～3.0％。优选为2.2％～2.8％。
P：0.001％～0.050％
P是在钢中固溶而有助于钢板的高强度化的元素。另一方面，P也是通过向晶界偏析而使晶界的结合力降低并使加工性劣化、而且通过向钢板表面稠化而使化学转化处理性、耐腐蚀性等降低的元素。如果P含量超过0.050％，则上述影响显著体现。但是，P含量的过度减少会伴随制造成本的增加。根据以上，P含量为0.001％～0.050％。
S：0.0005％～0.010％
S是对加工性造成负面影响的元素。如果S含量增加，则S以夹杂物MnS的形式存在，特别是使材料的局部延展性降低，使加工性降低。另外由于硫化物的存在而使焊接性也变差。这样的负面影响可以通过使S含量为0.010％以下来避免。优选使S含量为0.005％以下，从而能够显著改善冲压加工性。但是，S含量的过度减少会伴随制造成本的增加。因此，S含量为0.0005％～0.010％。
sol.Al：0.005％～0.100％
Al是作为脱氧材料有效的元素，为了发挥该效果，使sol.Al含量为0.005％以上。另一方面，如果sol.Al含量超过0.100％，则导致原料成本上升，并且还成为诱发钢板表面缺陷的原因。因此，作为sol.Al的Al含量为0.005％～0.100％。
N：0.0001％～0.0060％
N在本发明中其含量越少越优选。在本发明中，可以允许N含量为0.0060％以下。另外，N含量的过度减少会伴随着制造成本的增加。根据以上，N含量为0.0001％～0.0060％。
Ti：0.01％～0.10％
Ti的微细析出物(主要为碳化物、氮化物、碳氮化物。以下称为碳氮化物)有助于强度上升，进而还对铁素体和马氏体的微细化发挥有利的作用。为了得到这样的作用，需要使Ti含量为0.01％以上。优选为0.02％以上。另一方面，即使添加大量的Ti，也在通常的热轧工序中的再加热时，无法使碳氮化物全部固溶，残留粗大的碳氮化物。因为含有大量的Ti，所以不仅冲压成型性劣化，还导致合金成本增加。因此，需要Ti含量为0.10％以下。因此，Ti含量为0.01％～0.10％。
Nb：0.01％～0.10％
Nb的微细析出物(主要为碳氮化物)有助于强度上升，进而还对铁素体和马氏体的微细化发挥有利作用。为了通过含有Nb而得到这样的作用，需要使Nb含量为0.01％以上。优选为0.02％以上。另一方面，即使添加大量的Nb，在通常的热轧工序中的再加热时，也无法使碳氮化物全部固溶，残留粗大的碳氮化物，因此不仅冲压成型性劣化，还导致合金成本增加。因此，需要Nb含量为0.10％以下。如上所述，Nb含量为0.01％～0.10％。
除上述成分以外，本发明的高强度钢板的成分组成可以以质量％计进一步含有选自Mo：0.05％～1.00％、Cr：0.05％～1.00％、V：0.02％～0.50％、Zr：0.02％～0.20％、B：0.0001％～0.0030％、Cu：0.05％～1.00％、Ni：0.05％～1.00％中的1种以上。
Mo：0.05％～1.00％
Mo是通过提高淬透性、生成马氏体而有助于高强度化的元素，可以根据需要而含有。为了体现这样的效果，优选Mo含量为0.05％以上。另一方面，如果Mo含量超过1.00％，则不仅上述效果饱和，而且还导致原料成本增加。因此，Mo含量优选0.05％～1.00％。
Cr：0.05％～1.00％
Cr是通过提高淬透性、生成马氏体而有助于高强度化的元素，可以根据需要而含有。为了体现这样的效果，优选Cr含量为0.05％以上。另一方面，如果Cr含量超过1.00％，则不仅上述效果饱和，而且还导致原料成本增加。因此，Cr含量优选0.05％～1.00％。
V：0.02％～0.50％
V与Nb、Ti同样通过形成微细的碳氮化物而有助于强度上升，因此可以根据需要而含有。为了体现这样的效果，优选使V含量为0.02％以上。另一方面，如果V含量超过0.50％，则不仅效果饱和，而且还导致原料成本增加。因此，V的含量优选0.50％以下。
Zr：0.02％～0.20％
Zr也通过形成微细的碳氮化物而对提高强度有效，可以根据需要而含有。为了体现这样的效果，需要使Zr含量为0.02％以上。另一方面，如果Zr含量超过0.20％，则不仅效果饱和，而且导致原料成本增加。因此，优选Zr的含量为0.02％～0.20％。
B：0.0001％～0.0030％
B具有抑制来自奥氏体晶界的铁素体的生成、生长的作用，因此可以根据需要而含有。其效果在0.0001％以上得到。另一方面，如果B含量超过0.0030％，则加工性下降。因此，在含有B时，优选其含量为0.0001％～0.0030％的范围。应予说明，当含有B时，优选从得到上述效果方面考虑抑制BN生成，因此，优选与Ti复合含有。
Cu：0.05％～1.00％
Cu对提高钢的淬透性而使热轧钢板高强度化有效。为了发挥该效果，需要使Cu含量为0.05％以上。但是，即使Cu含量超过1.00％，效果也饱和，不仅如此，热延展性也下降而明显产生表面瑕疵，此外还导致原料成本增加。因此，优选Cu含量为0.05～1.00％。
Ni：0.05％～1.00％
Ni对提高钢的淬透性而使热轧钢板高强度化有效。为了发挥该效果，需要使Ni含量为0.05％以上。但是，即使Ni含量超过1.00％，效果也饱和，不仅如此，热延展性还下降而明显产生表面瑕疵，此外还导致原料成本增加。因此，优选Ni含量为0.05～1.00％。
除上述成分以外，本发明的高强度钢板的成分组成可以以质量％计进一步含有选自Ca：0.001％～0.005％、Sb：0.0030％～0.0100％、REM：0.001％～0.005％中的1种以上的元素。
Ca：0.001％～0.005％
Ca具有通过控制MnS等硫化物的形态来提高延展性的效果。然而，即使大量含有，其效果也有饱和的趋势。因此，含有Ca时，其含量优选0.0001％～0.0050％。
Sb：0.0030％～0.0100％
Sb是在表面等偏析的趋势较高的元素，具有抑制吸氮、脱碳等制造工序中的表层反应的作用。另外，通过其添加，即便在钢材暴露于热轧工序的加热时或退火时的高温气氛中的状态下，也具有能够抑制氮、碳等容易成分变动的元素的反应而防止明显的成分变动的效果。因此，含有Sb时，在本发明中优选Sb含量为0.0030～0.0100％。应予说明，在本发明中，进一步优选的Sb含量为0.0060～0.0100％。
REM：0.001％～0.005％
REM具有控制硫化物系夹杂物的形态的作用，从而有助于提高冲压成型性。为了发挥该效果，需要使REM含量为0.001％以上。另一方面，REM的大量添加导致硫化物系夹杂物的粗大化，使冲裁加工性降低，因此优选使上限为0.005％以下。
另外，在本发明的成分组成中，上述以外的剩余部分为Fe和不可避免的杂质。
另外，在本发明中，优选满足上述基本组成，并且满足(1)式。应予说明，式中的元素符号表示各元素的含量。
0.05≤C－(12/93)Nb－(12/48)(Ti－(48/14)N－(48/32)S)≤0.12 (1)
上述的(1)式对不以碳化物的形式固定的C量进行规定。如果该C量超过0.12％地大量存在，则存在马氏体的分率增加、延展性也下降的情况。因此，优选由(1)式算出的不以碳化物的形式固定的C量为0.12％以下。另一方面，如果不以碳化物形式固定的C量小于0.05％，则在冷轧后的双相区的退火中奥氏体中的C量减少，进而冷却后生成的马氏体相减少，因此有时780MPa以上的高强度化变得困难。因此，不以碳化物的形式固定的C量优选为0.05％以上。优选为0.07％以上。
接下来，对本发明的高强度钢板的钢组织进行说明。本发明的高强度钢板的钢组织由铁素体相、马氏体相和贝氏体相构成。作为除此以外的剩余部分组织，可举出珠光体相、残留奥氏体相和碳化物等。只要它们的含量以合计面积率计为5％以下就可以允许。其中，除铁素体相、马氏体相以外的剩余部分组织中的90％以上由贝氏体相构成。应予说明，只要板厚的从表面到3/8深度位置的钢组织在本发明范围内就能够得到本发明的效果。
铁素体相和贝氏体相与马氏体相相比为软质相，它们的面积率没有特别规定，但铁素体相和贝氏体相分别为20％以上。为了确保强度和稳定的冲裁性，铁素体相和贝氏体相以合计面积率计优选为50～80％，更优选为60～80％。
马氏体相为硬质相，对通过相变组织强化而增加钢板的强度有效。为了稳定地确保780MPa以上的TS，需要使马氏体相的面积率为20％以上。另外，因为马氏体为硬质的，所以在冲裁时因与软质的铁素体相的成型性的差异而成为空隙产生的起点。为了确保稳定的冲裁性，马氏体需要存在一定量以上，从该观点考虑，马氏体的面积率也需要为20％以上。另一方面，如果马氏体的面积率超过50％，则有可能使冲裁性降低。因此，马氏体以面积率计为50％以下。优选为40％以下。
马氏体相中的平均晶体粒径小于1.0μm的晶粒的比例以面积率计为5～30％。马氏体相的平均晶体粒径与退火时的原奥氏体粒径不同，是指与淬火时的原奥氏体粒径相等的粒径。在本发明中2次退火后的马氏体相的平均晶体粒径和形态也大大影响冲裁时的空隙生成。马氏体相的晶粒越小，冲裁时生成的空隙越小，在以适当间隙进行冲裁时特别优选。但是，为了在间隙变动时也减小冲裁端面的加工性的变动，需要在冲裁时适当生成空隙。因此，需要将马氏体相中的平均晶体粒径小于1.0μm的晶粒的比例抑制在面积率5～30％的范围。应予说明，平均晶体粒径是指在各晶粒中与晶粒的面积对应的正圆的直径，可以用实施例中记载的方法进行测定。
马氏体相中的平均晶体粒径为1.0～4.0μm的晶粒的比例以面积率计为70～95％。平均晶体粒径为1.0～4.0μm的晶粒即便在冲裁间隙变动时也确保稳定的冲裁端面的成型性的方面是重要的，通过使面积率为70～95％的范围，能够享有该效果。优选为80％以上。
出于即便冲裁间隙变动时也能够确保稳定的冲裁端面的成型性的原因，优选在马氏体相中的平均晶体粒径为1.0～4.0μm的晶粒之中的长径为1.0～3.0μm的晶粒的比例以面积率计小于20％。另外，出于即便冲裁间隙变动时也能够确保稳定的冲裁端面的成型性的原因，优选在马氏体相中的平均晶体粒径为1.0～4.0μm的晶粒之中的长径超过3.0μm的晶粒的比例以面积率计为80％以上。这里，长径表示在实施例所记载的组织观察中马氏体相的晶粒中的最长的直线长度。
出于即便冲裁间隙变动时也能够确保稳定的冲裁端面的成型性的原因，优选在马氏体相中的平均晶体粒径为1.0～4.0μm的晶粒之中的长径为1.0～3.0μm的晶粒的比例以面积率计小于20％。长径为1.0～3.0μm的晶粒的比例以面积率计为20％以上时，因为在冲裁间隙变动时冲裁端面的成型性变动，所以有时产生冲压成型裂纹而成为问题。
出于即便冲裁间隙变动时也能够确保稳定的冲裁端面的成型性的原因，优选长径超过3.0μm的晶粒的比例以面积率计为80％以上。长径超过3.0μm的晶粒的比例以面积率计小于80％时，因为冲裁间隙变动时冲裁端面的成型性变动，所以有时产生冲压成型裂纹而成为问题。
马氏体相中的平均晶体粒径超过4.0μm的晶粒的比例以面积率计小于5％。在马氏体相的晶粒粗大的情况下，冲裁时容易产生空隙，因此优选小的。特别是，超过4.0μm的晶粒有使冲裁加工性显著降低的趋势，但只要其比例以面积率计小于5％，就可以允许。
＜高强度钢板的制造方法＞
接下来，对本发明的高强度钢板的制造方法进行说明。本发明的高强度钢板通过对由上述成分组成构成的钢坯进行热轧、冷轧、1次退火、根据需要的轻压下轧制、根据需要的酸洗、其后的2次退火来制造。以下，对制造方法和条件进行说明。
钢坯的再加热温度小于1200℃时，不仅含有Ti和Nb的析出物不再溶解并粗大化而丧失析出强化能力，而且还因为抑制再结晶而丧失作为钉扎效应的作用，有时难以确保稳定的冲裁性。因此，优选钢坯的再加热温度为1200℃以上。上述再加热温度的上限没有特别限制，但从能源效率、成品率的观点考虑，优选小于1400℃。更优选为1300℃以下。
热轧的终轧温度为Ar3点温度以下时，在表层形成粗大晶粒等而难以形成均匀的钢组织，有时得不到稳定的冲裁性。因此，终轧温度优选Ar3点以上。另外，终轧温度的上限没有特别限定，但终轧温度优选1000℃以下。
卷取温度小于500℃时，含有Ti和Nb的析出物的量少，有时无法充分得到退火时的再结晶抑制效果。另一方面，卷取温度超过700℃时，有时析出物变得粗大而退火时的再结晶抑制效果不十分的情况。因此，卷取温度优选为500～700℃。更优选为550～650℃。
然后，上述热轧钢板根据需要利用常规方法进行酸洗而脱去氧化皮后，进行冷轧而制成最终板厚的冷轧钢板。优选该冷轧的压下率为40％以上。如果压下率不足40％，则成品退火后的钢板组织变为粗粒，有可能强度-延展性平衡下降，因而不优选。更优选为50％以上。另一方面，如果压下率超过90％，则轧辊的负荷增大，会引起震颤、板断裂等轧制故障。因此，冷轧的压下率优选90％以下。更优选为80％以下。
对经上述冷轧的钢板实施1次退火。从提高生产率的观点考虑，该1次退火和后述的2次退火优选为连续退火。
1次退火的1次退火温度为Ac3点～Ac3点+60℃。通过使1次退火温度为Ac3点以上，从而2次退火后的钢组织变得均匀，能够得到所希望的特性。小于Ac3点时，即便2次退火后也容易变为不均匀的组织，无法得到所希望的特性。另外，1次退火温度超过Ac3点+60℃时，组织变得粗大而在2次退火后马氏体相中的平均晶体粒径超过4.0μm的晶粒的比例增加，不仅2次退火后的特性劣化，而且从能量效率方面考虑，也不优选。因此，1次退火温度为Ac3点～Ac3点+60℃。
另外，1次退火的1次退火时间为10秒～200秒。1次退火时间小于10秒时，再结晶不怎么进行，无法得到具有所希望的特性的钢板。另一方面，如果1次退火时间超过200秒，则在2次退火后马氏体相中的平均晶体粒径超过4.0μm的晶粒的比例增加，不仅2次退火后的特性劣化，而且能耗也变得很大，制造成本增大。因此，1次退火时间为10秒～200秒。
1次退火中的冷却的冷却速度(平均冷却速度)对于从至少1次退火温度到550℃为止的温度范围而言，优选为10℃/s以上。平均冷却速度小于10℃/s时，大量生成珠光体，有时得不到含有铁素体、马氏体和贝氏体的复合组织。冷却速度的上限没有特别规定，但因为有时钢板形状劣化，所以优选为200℃/s以下。优选为20～50℃/s。
上述1次退火后，对钢板进行轻压下轧制、酸洗。酸洗和轻压下轧制不是必需的，但以钢板的形状矫正为目的而进行。出于该目的，优选使压下率为0.3～3.0％。另外，酸洗是为了去除氧化皮而进行的，只要适当地采用一般的条件即可。
在1次退火后对经轻压下轧制、酸洗的钢板实施2次退火。2次退火中的2次退火温度为Ac3点以下且为(1次退火温度-80℃)～(1次退火温度-30℃)。另外，在本发明中，需要根据2次退火温度使钢为铁素体-奥氏体共存区。为了调整最终组织的各相的分率，需要相对于1次退火温度，将2次退火温度控制在规定的范围。2次退火温度为低于(1次退火温度-80℃)的温度时，难以稳定地确保780MPa的拉伸强度。另外，为超过(1次退火温度-30℃)的温度时，组织变得过于粗大，马氏体相的平均晶体粒径为1.0～4.0μm的晶粒的比例以面积率计容易变得小于70％，平均晶体粒径超过4.0μm的晶粒的比例以面积率计变为5％以上，冲裁时容易过量生成空隙。因此，2次退火温度为Ac3点以下且为(1次退火温度-80℃)～(1次退火温度-30℃)的范围。
2次退火中的2次退火时间为10秒～100秒。2次退火时间小于10秒时，再结晶不怎么进行，无法得到具有所希望的特性的钢板。另一方面，如果2次退火时间超过100秒，则马氏体相的平均晶体粒径为1.0～4.0μm的晶粒的比例以面积率计容易小于70％，平均晶体粒径超过4.0μm的晶粒的比例以面积率计容易变为5％以上。另外，在马氏体相中的平均晶体粒径为1.0～4.0μm的晶粒之中，长径为1.0～3.0μm的晶粒的比例以面积率计容易变为20％以上，长径超过3.0μm的晶粒的比例以面积率计容易小于80％。得不到所希望的微观组织时，冲裁端面的成型性差。此外，能耗变得很大，制造成本增大。因此，2次退火时间为10秒～100秒。
2次退火中的冷却的冷却速度(平均冷却速度)对从至少2次退火温度到550℃为止的温度范围而言，优选为10℃/s以上。平均冷却速度小于10℃/s时，大量生成珠光体，存在得不到含有铁素体、马氏体和贝氏体的复相组织的情况。冷却速度的上限没有特别规定，但由于钢板形状恶化，因而优选为200℃/s以下。优选为20～50℃/s。
2次退火中的冷却的冷却停止温度为400～550℃。冷却停止温度在生成贝氏体相的方面是重要的。上述冷却停止温度小于400℃时，低温相变相的大部分变为马氏体相，冲裁端面的成型性差。上述冷却停止温度超过550℃时，生成珠光体、渗碳体，冲裁端面的成型性差。因此，优选冷却停止温度为400～550℃。
2次退火中的冷却中，钢板处于400～550℃的状态的时间(滞留时间(有时称为保持时间))为20～100秒。上述滞留时间在生成一定量的贝氏体相的方面是重要的。小于20秒时，贝氏体相的生成不够，冲裁端面的成型性差。为超过100秒的滞留时间时，贝氏体相的生成量变得过多，无法生成规定的马氏体，冲裁端面的成型性差。因此，上述滞留时间为20～100秒。
在2次退火的冷却中，经过上述滞留时间后，以平均冷却速度为10℃/s以上的条件冷却至室温。平均冷却速度小于10℃/s时，难以生成马氏体相，存在冲裁端面的成型性差的情况。该冷却中的平均冷却速度的上限没有特别规定，但由于有时钢板形状恶化，因此平均冷却速度优选为100℃/s以下。更优选为20～50℃/s。
如上所述，能够制造本发明的高强度钢板。像上述那样得到的高强度钢板可以直接作为产品，也可以在其后进行冷却，实施热浸镀或电镀等镀覆处理而制成产品。
例如，实施在汽车用钢板等中广泛使用的热浸镀锌作为镀覆处理时，可以在连续热浸镀锌生产线前段的连续退火炉中，进行上述的均热·冷却或者进一步进行过时效处理(在2次退火的冷却中，以400～550℃的状态使钢板滞留一定时间的上述处理)后，浸渍于热浸镀锌浴中，在钢板表面形成热浸镀锌层。此外，其后，可以实施合金化处理而制成合金化热浸镀锌钢板。应予说明，可以将上述均热·冷却或进一步进行过时效处理的连续退火与镀覆处理分离，各自用不同的生产线进行。
镀锌层是含有Zn作为主体的层。合金化镀锌层是指通过合金化反应使钢中的Fe扩散到锌镀层中而形成的、含有Fe-Zn合金作为主体的层。
在镀锌层和合金化镀锌层中，除Zn以外，可以在不损害本发明效果的范围含有Fe、Al、Sb、Pb、Bi、Mg、Ca、Be、Ti、Cu、Ni、Co、Cr、Mn、P、B、Sn、Zr、Hf、Sr、V、Se、REM。
另外，出于形状矫正或表面粗糙度调整、机械特性改善等目的，可以对上述退火后的钢板或经镀覆处理的钢板实施调质轧制或矫平加工。优选此时的调质轧制或矫平加工的伸长率合计为0.2～3％的范围内。这是因为小于0.2％时，无法实现形状矫正等预期目的，另一方面，如果超过3％，则导致明显的延展性下降。
实施例
将由表1所示的成分组成构成的钢水用转炉进行熔炼，在板坯再加热温度1200℃、热轧终轧温度880℃、卷取温度600℃下实施热轧，进行酸洗，以冷轧的压下率为60％实施，接着，按表2所示的各种条件实施仅1次退火、或1次退火和0.5％的轻压下轧制以及酸洗和2次退火，制造板厚为1.2mm的冷轧钢板、热浸镀锌钢板(GI钢板)和合金化热浸镀锌钢板(GA钢板)。这里，热浸镀锌处理以附着量为每单面50g/m2(双面镀覆)的方式进行调整，GA钢板以镀层中的Fe含量为9～12质量％的方式进行调整。应予说明，1次退火和2次退火中的冷却的平均冷却速度分别以20℃/s实施。
[表1]
[表2]
对由以上得到的钢板采取样品，按照下述方法进行组织的特定、将与轧制方向成90°的方向(C方向)作为拉伸方向的拉伸试验和扩孔试验。具体而言，测定铁素体相的面积率、马氏体相的面积率、除马氏体以外的第2相的面积率(表3中的“M以外的第2相”)、马氏体相中的平均晶体粒径小于1.0μm的晶粒的比例(表3中的“d＜1.0的M”)、平均晶体粒径为1.0～4.0μm的晶粒的比例(表3中的“d＝1.0～4.0的M”)、平均晶体粒径超过4.0μm的晶粒的比例(d＞4.0的M)、平均晶体粒径为1.0～4.0μm的晶粒中的长径为1.0～3.0μm的晶粒的比例(表3中的“d＝1.0～4.0的M中的长径1.0～3.0的M”)、长径超过3.0μm的晶粒的比例(d＝1.0～4.0的M中的长径＞3.0的M)。测定屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)、总伸长率(El)和扩孔率(λ)。
(i)组织观察
从钢板中采取组织观察用试验片，对L截面(与轧制方向平行的垂直截面)进行机械研磨，用硝酸酒精(nital)腐蚀后，使用扫描电子显微镜(SEM)以倍率3000倍进行拍摄，根据板厚的从表面到3/8深度位置的组织照片(SEM照片)进行钢组织的特定，测定马氏体相的面积率、铁素体相的面积率、除马氏体以外的第2相的面积率。应予说明，面积率通过在透明的OHP片上对组织照片进行描绘、着色，获取图像后，进行二值化，利用图像解析软件而求出。另外，对于马氏体的晶粒的平均粒径而言，对晶粒的面积进行圆换算并算出其直径作为平均粒径。另外，对于晶粒的长径，由使用SEM以倍率5000倍拍摄的SEM照片对各马氏体的晶粒中的最大长度测定100点以上，定义为其平均长度。
应予说明，表2的“M以外的第二相”表示除铁素体、马氏体以外的相，确认包括贝氏体。应予说明，“M以外的第二相”中的贝氏体相的面积率为90％以上。这是利用上述方法对不包括铁素体相和马氏体相的着色的部分进一步辨别贝氏体相而测定其面积率。
(ii)拉伸特性
从钢板中采取以与轧制方向成90°的方向(C方向)为拉伸方向的JIS5号拉伸试验片(JIS Z 2201)，进行按照JIS Z 2241所规定的拉伸试验，测定YS、TS、El。应予说明，拉伸试验的评价基准(优劣判定基准)为TS≥780MPa。
(iii)拉伸凸缘成型性
拉伸凸缘成型性利用按照日本铁钢联盟标准JFST1001的扩孔试验进行评价。即，从得到的钢板中采取100mm×100mm见方尺寸的样品，对样品以冲头直径10mm开冲孔，使用顶角60°的圆锥冲头以毛边在外侧的方式进行扩孔试验直到产生贯通板厚的裂纹，此时的d0为初期孔内径(mm)，d为裂纹产生时的孔内径(mm)，求出扩孔率λ(％)＝{(d-d0)/d0}×100。作为本发明中的优异的冲裁性的评价基准，根据下述规定的Δλ满足10以下且下述规定的λ/aveλ5-20满足0.90～1.20进行评价。
关于Δλ
Δλ表示在冲裁间隙为5～20％的范围进行冲裁而评价的λ值的最大值与最小值之差。简易的是用按照日本铁钢联盟标准JFST1001测定的λ与以间隙5％和20％为目标测定的λ值(λ5，λ20)这3个值间的最大值与最小值之差来代替。另外，只要相对于目标间隙为±1％以内，就可以使用该值进行评价。
关于λ/aveλ5-20
表示将按照日本铁钢联盟标准测定的λ除以在冲裁间隙为5～20％的范围进行冲裁而评价的λ值的平均值而得的值。简易的是可以代替用按照日本铁钢联盟标准JFST1001测定的λ与以间隙5％和20％为目标测定的λ值(λ5，λ20)这3个值间的平均值去除而得的值。另外，只要相对于目标间隙为±1％以内，就可以使用该值进行评价。
将得到的结果示于表3。
[表3]
根据表3，No.1、3、4、9、10、16、17、19、20、22～24的钢板是成分组成和制造方法适合本发明的发明例，成为满足TS≥780MPa以上的钢板。而且，成为作为冲裁性的指标的Δλ为10以下且λ/aveλ5-20满足0.90～1.20、冲裁后的端面的成型性优异的钢板。
与此相对，比较例的No.2、5～8、11～15、18、21、25～30由于成分在本发明范围外或者制造条件不适合，因而得不到所希望的微观组织，也得不到所希望的特性。在都不满足Δλ和λ/aveλ5-20规定的情况下，特别是λ/aveλ5-20超过1.20时，难以稳定确保冲裁端面的成型性，在制造实际冲压下的汽车结构部件时，冲压裂纹等故障发生率提高。
产业上的可利用性
根据本发明，能够得到具有拉伸强度780MPa以上的强度、冲裁加工性优异的高强度钢板，能够用作以往难以应用高强度钢板的例如汽车结构部件等难成型的部件。此外，使用本发明的高强度钢板作为汽车结构部件时，有助于汽车的轻量化、安全性提高等，在产业上极其有益。

Claims (7)

1.一种冲裁加工性优异的高强度钢板，具备如下成分组成和如下钢组织，
所述成分组成以质量％计含有C：0.07％～0.15％、Si：0.01％～0.50％、Mn：2.0％～3.0％、P：0.001％～0.050％、S：0.0005％～0.010％、sol.Al：0.005％～0.100％、N：0.0001％～0.0060％、Ti：0.01％～0.10％、Nb：0.01％～0.10％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
所述钢组织含有铁素体相、马氏体相和贝氏体相，马氏体相的面积率为20％～50％，马氏体相中的平均晶体粒径小于1.0μm的晶粒的比例以面积率计为5～30％，平均晶体粒径为1.0～4.0μm的晶粒的比例以面积率计为70～95％，平均晶体粒径超过4.0μm的晶粒的比例以面积率计小于5％，
拉伸强度为780MPa以上。
2.根据权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，在马氏体相中的平均晶体粒径为1.0～4.0μm的晶粒之中，长径为1.0～3.0μm的晶粒的比例以面积率计小于20％，长径超过3.0μm的晶粒的比例以面积率计为80％以上。
3.根据权利要求1或2所述的高强度钢板，其特征在于，所述成分组成以质量％计进一步含有选自Mo：0.05％～1.00％、Cr：0.05％～1.00％、V：0.02％～0.50％、Zr：0.02％～0.20％、B：0.0001％～0.0030％、Cu：0.05％～1.00％、Ni：0.05％～1.00％中的1种以上。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，所述成分组成以质量％计进一步含有选自Ca：0.001％～0.005％、Sb：0.0030％～0.0100％、REM：0.001％～0.005％中的1种以上的元素。
5.一种高强度钢板的制造方法，其特征在于，是对由权利要求1、3或4所述的成分组成构成的钢坯进行热轧、冷轧、1次退火、2次退火来制造权利要求1～4中任一项所述的高强度钢板的方法，
在所述1次退火中，1次退火温度为Ac3点～Ac3+60℃，作为保持在所述1次退火温度的时间的1次退火时间为10秒～200秒，
在所述2次退火中，退火温度满足Ac3点以下且满足(1次退火温度-80℃)～(1次退火温度-30℃)，作为保持在所述2次退火温度的时间的2次退火时间为10秒～100秒，
所述2次退火中的冷却的冷却停止温度为400～550℃，在400～550℃保持钢板的保持时间为20秒～100秒。
6.根据权利要求5所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在所述2次退火后进行冷却，在该冷却后实施镀锌。
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，实施所述镀锌后，实施合金化处理。
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