專利名稱：：加工性優(yōu)異的高強(qiáng)度鋼板的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及延伸率和延伸凸緣性等加工性高，抗拉強(qiáng)度為590780MPa級的高強(qiáng)度鋼板。本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板作為構(gòu)成熔融鍍鋅鋼板和合金化熔融鍍鋅鋼板的母材(原材)的高強(qiáng)度鋼板有用，適用于例如要求有高加工性的汽車用結(jié)構(gòu)構(gòu)件(例如柱、骨架件、加強(qiáng)件等車體骨骼構(gòu)件，保險杠、車門防撞條、板部件、車底部件等強(qiáng)度構(gòu)件)和家電用構(gòu)件等。
背景技術(shù)：
：從碰撞安全性和地球環(huán)境保護(hù)(提高燃油效率)的觀點出發(fā)，汽車等所使用的構(gòu)件，不僅要求高強(qiáng)度和高延性(延伸率)，而且還要求延伸凸緣性也優(yōu)異。具體來說，就是期望提供一種高強(qiáng)度鋼板，作為加工性的指標(biāo)，其強(qiáng)度和延伸率的平衡(以下有稱為"TS-EL平衡"或"TSXEL"的情況。)，以及強(qiáng)度和延伸凸緣性的平衡(以下，有稱為"TS—i平衡"或"TSxV'的情況。)這兩方均優(yōu)異。作為加工性優(yōu)異的高強(qiáng)度鋼板，已知有以鐵素體為母相(主相)，作為第二相組織含有馬氏體和貝氏體等奧氏體低溫相變生成相的復(fù)合組織鋼板。第二相組織的構(gòu)成各種各樣，例如在特開2006-342373號中，公開有一種強(qiáng)度一延性平衡等優(yōu)異的高張力熔融鍍鋅鋼板，其含有馬氏體、貝氏體、殘留奧氏體或它們的混合物，在特別2007-009317號中，公開有一種延伸凸緣性優(yōu)異的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其含有馬氏體、貝氏體、珠光體的奧氏體低溫相變相。另外，在特開2003-193188號中，公開有一種高張力合金化熔融鍍鋅鋼板，其作為第二相組織主要含有貝氏體或珠光體。另外，在特開2004-211126號中，公開有一種延伸凸緣性等加工性優(yōu)異的熔融鍍鋅鋼板，其沒有通常的馬氏體組織，而是在第二相組織中含有回火的回火馬氏體。
發(fā)明內(nèi)容本發(fā)明的目的在于，提供一種高強(qiáng)度復(fù)合組織鋼板及其制造方法，其是以鐵素體為主相，作為第二相組織含有貝氏體和馬氏體的低溫相變生成相的復(fù)合組織鋼板，590780MPa級的高強(qiáng)度區(qū)域的TS-EL平衡和TS—X平衡這兩方均優(yōu)異。能夠解決上述課題的本發(fā)明的鋼板，含有C:0.030.13%(質(zhì)量％的意思。以下在化學(xué)成分組成中均相同。)、Si:0.020.8%、Mn:1.02.5%、P:0.03%以下、S:0.01%以下、Al:0.010.1%、N:0.01%以下以及從Ti:0.0040.1%和Nb:0.0040.07%中選出的至少一種，余l(xiāng):是鐵和不可避免的雜質(zhì)，組織具有鐵素體的母相組織，以及貝氏體和馬氏體的第二相組織，全部組織中所占的比率為，鐵素體5086面積％、貝氏體1030面積％、馬氏體420面積％，并且滿足(貝氏體面積率)〉(馬氏體面積率)的關(guān)系，所述鐵素體的平均粒徑為2.05.0jom，且滿足鐵素體的平均硬度(Hv)/鋼板的抗拉強(qiáng)度(MPa)》0.25。本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板，還可以含有(a)Cr:0.011。/。和Mo:0.010.5%的至少一種;(b)B:0.00010.003%;(c)Ca:0,00050.003%。另外，在本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板中，除了冷軋鋼板以外，還包括實施過熔融鍍鋅的熔融鍍鋅鋼板、實施過合金化熔融鍍鋅的合金化熔融鍍鋅鋼板。另外，能夠解決上述課題的本發(fā)明的鋼板的制造方法，包括如下工序準(zhǔn)備滿足上述成分組成的冷軋鋼板的工序；退火工序，以5°C/s以上的平均升溫速度加熱至AC3點以上的溫度區(qū)域(Tl)，在該溫度區(qū)域(Tl)保持10300秒后，以2'C/s以上的平均冷卻速度從該溫度區(qū)域(Tl)冷卻到400600。C的溫度區(qū)域(T2)，在400600。C的溫度區(qū)域(T2)保持后再進(jìn)行冷卻，所述退火工序中的400600'C的溫度區(qū)域的停留時間(t3)為40400秒。本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板，因為鋼中成分和組織得到適當(dāng)控制，所以TS-EL平衡和TS—人平衡這兩方均優(yōu)異。本發(fā)明鋼板也可以適用于成形困難的地方，作為汽車用結(jié)構(gòu)構(gòu)件有用。5圖l(a)是表示制造本申請發(fā)明的冷軋鋼板時的加熱曲線的概略圖，圖1(b)、(c)分別是表示制造熔融鍍鋅鋼板、合金化熔融鍍鋅鋼板時的加熱曲線的概略圖。具體實施方式本發(fā)明涉及590780MPa級的復(fù)合組織鋼板的加工性改善技術(shù)，其作為母相含有鐵素體，作為第二相組織含有馬氏體(M)和貝氏體(B)等硬質(zhì)相(低溫相變相)。具體來說就是能夠得到如下這種高強(qiáng)度鋼板，其對于組織，特別是適當(dāng)?shù)剡M(jìn)行如下控制第二相組織的構(gòu)成和比率的控制；母相組織的硬度控制(詳細(xì)地說，是將鐵素體的平均硬度相對于鋼板的抗拉強(qiáng)度而控制在規(guī)定以上，使作為母相的鐵素體的平均硬度與作為第二相組織的貝氏體和馬氏體的平均硬度之差比現(xiàn)有的小)；母相組織的微細(xì)化(鐵素體的平均粒徑控制)，對于鋼中成分，因為還積極地添加有Ti/Nb，所以具有與現(xiàn)有復(fù)合組織鋼板同等程度或者在其之上的TS-EL平衡和TS—人平衡。在本說明書中所謂"加工性優(yōu)異的高強(qiáng)度鋼板"，意思是在抗拉強(qiáng)度為590780MPa級的高強(qiáng)度鋼板中，TS-EL平衡和TS—人平衡優(yōu)異。具體來說，在上述的高強(qiáng)度區(qū)域，滿足抗拉強(qiáng)度(TS)X延伸率(EL)》17000，且滿足抗拉強(qiáng)度(TS)X擴(kuò)孔率a)》60000。詳細(xì)地說，在強(qiáng)度590MPa級(590MPa以上、低于780MPa)的鋼板中，優(yōu)選滿足延伸率(EL)約25%以上，延伸凸緣性a)約85%以上。另外，在780MPa級(780MPa以上、低于980MPa)的鋼板中，優(yōu)選滿足延伸率(EL)約19%以上，延伸凸緣性(人)約65%以上。本發(fā)明的鋼板不僅包括冷軋鋼板，也包括熔融鍍鋅鋼板(GI鋼板)和合金化熔融鍍鋅鋼板(GA鋼板)。通過實施這些鍍敷處理而使耐腐蝕性提高。(鋼中成分)首先，對于本發(fā)明的鋼中成分進(jìn)行說明。(C:0.030.13%)C是確保鋼板的強(qiáng)度，并且有助于低溫相變生成相(貝氏體、馬氏體)的生成的元素。C量低于0.03。/。時，不能有效地發(fā)揮上述效果。另一方面，若C量超過0.13。/。，則延性和焊接性降低。因此在本發(fā)明中，將C量定為0.030.13%。C量的優(yōu)選下限為0.05°/。，優(yōu)選上限為0.12%。(Si:0.020.8o/o)Si已知為固溶強(qiáng)化元素，且是對延性的提高有用的元素。Si量低于0.02%時，不能有效地發(fā)揮上述效果。另一方面，若Si量超過0.8。/。，則在表面形成氧化層，成為不鍍的原因。另外，若Si量過剩，'則由于鐵素體相變促進(jìn)而導(dǎo)致貝氏體相變延遲，延伸凸緣性降低。因此在本發(fā)明中，將Si量定為0.020.8%。Si量優(yōu)選的下限為0.03，優(yōu)選的上限為0.65%。(Mn:1.02.5%)Mn是奧氏體穩(wěn)定化元素，不僅有助于低溫相變生成相的生成，而且也是有助于鐵素體的硬度提高的元素。另一方面，若Mn量過剩，則鋼板內(nèi)的鐵素體量減少，且馬氏體量增加，因此TS-EL平衡降低。因此在本發(fā)明中，使Mn量為1.02.5。/。。Mn量的優(yōu)選下限為1.5%，優(yōu)選上限為2.3%。(P:0.03%以下)P是不可避免地混入鋼板中的元素。若P過剩，則招致不鍍和焊接性的降低。因此使P量的上限為0.03。/。。P量的優(yōu)選上限為0.02。/。。(S:0.01%以下)S是不可避免地混入鋼板中的元素。S除了會成為熱軋時的熱裂紋的原因以外，還容易在鋼板中形成MnS等夾雜物，招致延伸凸緣性的降低，因此使S量的上限為0.0P/。。S量以少為宜，其優(yōu)選的上限為0.005%。(Al:0.010.1%)Al作為脫氧劑發(fā)揮作用。為了有效地發(fā)揮這樣的效果，在本發(fā)明中使Al量的下限為0.01%。另一方面，若A1量過剩，則鋼的潔凈度惡化，因此使Al量的上限為0.1%。Al量的優(yōu)選下限為0.02%，優(yōu)選上限為0.07%。(N:0.01%以下)N若過剩地添加，則由于應(yīng)變時效導(dǎo)致延性劣化，因此使N量的上限為0.01%。N量的優(yōu)選的上限為0.005%。(Ti:0.0040.1。/o和/或Nb:0.0040.070/0)Ti和Nb是本發(fā)明最富特征的鋼中成分，如后述的實施例所示，不對這些元素的含量進(jìn)行適當(dāng)?shù)乜刂疲偷貌坏狡谕腡SXEL、TSXX的機(jī)械的特性。另外，也有招致鐵素體粒徑的增大的情況。詳細(xì)地說，Ti和Nb均會與C和N結(jié)合而形成碳化物和氮化物，退火時在這些析出物的釘扎效應(yīng)下，鐵素體晶粒成長受到抑制，鐵素體組織的微細(xì)化得到促進(jìn)，上述的機(jī)械的特性提高。另一方面，若Ti和Nb的量過剩，則上述效果飽和，反之粗大的碳化物和氮化物形成，延伸凸緣性降低。因此在本發(fā)明中，將Ti量定為0.0040.1%，將Nb量定為0.0040.07%。Ti量的優(yōu)選下限為0.01%，優(yōu)選上限為0.08。/。。Nb量的優(yōu)選下限為0.009%，優(yōu)選上限為0.05%。在本發(fā)明中，可以含有Ti和Nb中的任意一種，也可以并用雙者，但無論哪種情況都需要滿足上述含量的范圍。本發(fā)明鋼板的成分組織如上述，余量是鐵和不可避免的雜質(zhì)，但在不阻礙上述特性的范圍內(nèi)也可以含有其他元素(允許成分)，這樣的鋼板也包含在本發(fā)明的范圍內(nèi)。例如在本發(fā)明中，以TS-EL平衡、TS—X平衡的提高為目標(biāo)，根據(jù)需要作為選擇元素，含有(a)Cr:0.011Q/o和/或Mo:0.010.5%;(b)B:0.00010.003%;(c)Ca:0.00050.003%等也有效。以下對于這些選擇成分進(jìn)行說明。(Cr:0.0110/o禾口/或Mo:0.010.5%)Cr和Mo均為奧氏體穩(wěn)定化元素，會提高低溫相變生成相的生成，主要有助于強(qiáng)度提高。另一方面，若Cr量過剩，則不僅TS—X平衡降低，而且表面性狀惡化。另外，若Mo量過剩，則不僅成本上升，而且招致延性的降低。因此在本發(fā)明中，優(yōu)選使Cr量為0.011%，使Mo量為0.010.5%。Cr量更優(yōu)選的下限為0.1%，更優(yōu)選的上限為0.5%。Mo量更優(yōu)選的下限為0.1%，更優(yōu)選的上限為0.3%。(B:0.00010.003%)B提高淬火性，具有生成在高強(qiáng)度化上有效的低溫相變生成相的作用。因此使B量的優(yōu)選下限為0.0001%。另一方面，若B量過剩，則招致延性的降低。因此使B量的優(yōu)選上限為0.003%。B量的更優(yōu)選下限為0.001%，更優(yōu)選上限為0.002%。(Ca:0.00050.003%)Ca是在MnS等的硫化物系夾雜物的形態(tài)控制上有效的元素，但若過剩地添加，則招致成本上升。因此在本發(fā)明中，優(yōu)選將Ca量定為0.00050.003%。Ca量更優(yōu)選的下限為0.001°/。，更優(yōu)選的上限為0.002%。本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板，作為汽車鋼板等的薄鋼板有用，優(yōu)選板厚為0.82.3mm左右。(組織)接下來對于本發(fā)明最富特征的組織進(jìn)行說明。如前述，本發(fā)明鋼板是以鐵素體為母相，作為第二相組織含有馬氏體和貝氏體的低溫相變生成相的復(fù)合組織鋼板。所謂"母相"，意思是全部組織中所占的比率占到半數(shù)以上的組織(主相)，在本發(fā)明中為鐵素體。另外所謂"第二相"，意思是除了上述的母相以外其余的相(構(gòu)成第二相組織的組織的合計不滿半數(shù))，在本發(fā)明中意味著貝氏體和馬氏體。本發(fā)明的鋼板，貝氏體分率的一方比馬氏體分率多，而馬氏體的比率也多達(dá)4面積％以上，從而被定位為鐵素體、貝氏體、馬氏體的三相組織(triphase)鋼板。詳細(xì)地說滿足如下要件全部組織中所占的鐵素體的分率為5086面積％、貝氏體分率為1030面積％、馬氏體分率為420面積％，且(貝氏體分率)>(馬氏體分率)，此夕卜，鐵素體的平均粒徑為2.05.0nm，鐵素體的平均硬度(Hv)/鋼板的抗拉強(qiáng)度(MPa)》0,25。母相組織鐵素體分率5086面積％所謂本發(fā)明的鐵素體，意思是多邊鐵素體，即位錯密度少的鐵素體。鐵素體作為有助于延伸特性的提高的組織很重要，為了確保延伸特性而需要為50面積％以上。另一方面，若鐵素體分率超過86面積％，則招致強(qiáng)度降低。因此將鐵素體分率定為5086面積％。鐵素體分率的優(yōu)選范圍為6080面積％。貝氏體分率1030面積％貝氏體在變形時與鐵素體一起變形，能夠抑制孔隙(void)的發(fā)生，因此在管伸凸緣性的提高上極其有用。因此使貝氏體分率為10面積％以上。另一方面，若貝氏體分率過剩，則延性劣化，因此將其上限定為30面積％。由心氏體分率的優(yōu)選下限為15面積％，優(yōu)選上限為26面積％。馬氏體分率420面積％為了確保規(guī)定的強(qiáng)度和延伸凸緣性，馬氏體需要控制在規(guī)定范圍內(nèi)。詳細(xì)地說，馬氏體使強(qiáng)度提高，因此是有助于TS—EL平衡的提高的組織，馬氏體的下限為4面積％。另一方面，若馬氏體分率過剩，則使延伸率和延伸凸緣性降低。因為馬氏體為硬質(zhì)，在加工時幾乎不伴有變形，所以在馬氏體附近會形成孔隙，該孔隙促進(jìn)裂紋，被認(rèn)為會招致延伸凸緣性的降低。因此在本發(fā)明中，將馬氏體分率的上限定為20面積％。馬氏體分率的優(yōu)選下限為5面積％，優(yōu)選上限為18面積％。本發(fā)明的馬氏體，與特開2004-211126號所述的回火馬氏體不同，如稍后說明的，其是以保持溫度T2保持后，或者在熔融鍍鋅或合金化之后進(jìn)行冷卻，由此而生成的馬氏體。如此得到的馬氏體是位錯密度多的硬質(zhì)組織，在這一點上與特開2004-211126號所述的回火馬氏體不同。這些組織例如可通過透射型電子顯微鏡(TEM)觀察等而得到明顯地區(qū)分。(貝氏體分率)>(馬氏體分率)如上述，在本發(fā)明中不僅要分別單獨控制馬氏體和貝氏體的比率，而且根據(jù)與馬氏體的關(guān)系而適當(dāng)控制貝氏體的比率也很重要，由此能夠使延伸凸緣裂紋的進(jìn)行得到延遲。在本發(fā)明中，會使用貝氏體分率(B)和馬氏體分率(M)的差(B—M)作為用于提高延伸凸緣性而確保TS—人平衡的指標(biāo)，為了發(fā)揮期望的特性，需要滿足B〉M的關(guān)系，即B—MX)的關(guān)系。(B—M)越大，越能夠得到優(yōu)異的特性。優(yōu)選的(B—M)的值為2面積％以上。本發(fā)明鋼板可以只由鐵素體、貝氏體和馬氏體構(gòu)成，但在不損害本發(fā)明的作用的限度內(nèi)，也可以還含有其他組織。所謂"其他組織"就是例如在制造過程中不要避免地生成的組織，可列舉退化珠光體、殘留奧氏體等。"其他組織"的合計含量優(yōu)選約3面積％以下。鐵素體的平均粒徑為2.05.0pm鐵素體的平均粒徑如后述的實施例所示，對TS-EL平衡和TS—;i平衡的提高造成影響。詳細(xì)地說，若鐵素體的平均粒徑低于2.0pm，則TS-EL平衡降低。另外屈強(qiáng)比過度上升，在擠壓成形時彈性后效(springback)增大，產(chǎn)生尺寸精度不良等問題。另一方面，若鐵素體的平均粒徑超過5.(Hmi，則TS-EL平衡和TS—人平衡降低。因此鐵素體的平均粒徑為2.05.(Him。鐵素體的平均粒徑的優(yōu)選上限為4.0nm。鐵素體的平均硬度(Hv)/鋼板的抗拉強(qiáng)度(MPa)》0.25鐵素體的平均硬度和鋼板的抗拉強(qiáng)度的比，是有助于TS—人平衡的提高的重要條件。在復(fù)合組織鋼板中，相對于鋼板強(qiáng)度而使鐵素體硬度達(dá)到一定以上的硬度，據(jù)此可以降低與第二相的硬度差。優(yōu)選的鐵素體的平均硬度在590MPa級的鋼板中為160Hv以上，在780MPa級的鋼板中為200Hv以上。如前述，如果使鐵素體變硬，則對鋼板的抗拉強(qiáng)度的提高也有效。從TS—X平衡的提高這一觀點出發(fā)，鐵素體的硬度越大越好，但是如果還考慮到TS-EL平衡等，則鐵素體的平均硬度(Hv)/鋼板的抗拉強(qiáng)度(MPa)的值優(yōu)選為0.30以下，更優(yōu)選為0.28以下。如上述，本發(fā)明的鐵素體被控制得微細(xì)且高硬度，因此由鐵素體和馬氏體的硬度差引起的孔隙的發(fā)生也得到抑制。此外，因為馬氏體分率控制得比貝氏體分率少，所以即使所述孔隙發(fā)生，對TS—人平衡的影響也很小，反而是來自馬氏體的強(qiáng)度提高效果對TS-EL平衡的幫助更大。(制造方法)接下來，對于制造上述的本發(fā)明鋼板的方法進(jìn)行說明。為了制造滿足上述要件的本發(fā)明鋼板，適當(dāng)?shù)乜刂评滠埡蟮耐嘶馂楣ば蛱貏e有效。詳細(xì)地說，冷軋后，在進(jìn)行"均熱一冷卻一400600'C的溫度區(qū)域的保持一冷卻」這樣的一系列的退火工序(包括鍍敷和合金化)"而制造規(guī)定的高強(qiáng)度鋼板時，控制達(dá)到均熱(Tl)的平均升溫速度(HR)、均熱條件[均熱溫度(Tl)和均熱時間(tl)]、均熱之后達(dá)到保持溫度(T2)的冷卻速度(CR)，并且將400600'C的溫度區(qū)域的停留時間(t3)控制在規(guī)定范圍內(nèi)很重要，由此，母相組織和第二相組織的比率得到適當(dāng)?shù)乜刂疲⑶夷軌虼_保硬度高的鐵素體和微細(xì)的鐵素體，其結(jié)果是能夠得到期望的機(jī)械的特性優(yōu)異的鋼板(參照后述的實施例)。以下，邊參照圖1邊詳細(xì)地說明本發(fā)明的制造方法最富特征的退火工序。在圖1中顯示，根據(jù)鋼板的種類，制造冷軋鋼板時的加熱曲線[圖l(a)]，ii制造熔融鍍鋅鋼板(GI)時的加熱曲線[圖1(b)]，制造合金化熔融鍍鋅鋼板(GA)時的加熱曲線[圖l(c)]，但GI和GA的情況是只對冷軋鋼板附加鍍敷和合金化的工序，但無論哪種鋼板，在退火工序中應(yīng)該控制的上述的各要件(HR、Tl、tl、T2、CR、t3)都相同。以下按順序詳細(xì)本發(fā)明富有特征的退火工序。(1)以5'C/s以上的平均升溫速度(HR)加熱至AC3點以上的溫度區(qū)域(Tl)首先，將滿足上述的成分組成的冷軋鋼板以5°C/s以上的平均升溫速度(圖1中為HR)升溫(加熱)至Ac3點以上的均熱溫度區(qū)域(圖1中Tl)。如后述的實施例所證實的，HR對鐵素體的平均硬度控制帶來重要的影響，若HR低于5'C/s，則不能充分獲得來自NbC和TiC等析出物的析出硬化帶來的鐵素體硬度提高效果。這被推測是由于，在加熱中NbC和TiC等析出物粗大化，在奧氏體區(qū)域的退火中再固溶的Nb量和Ti量減少，因此在冷過程中在鐵素體組織中析出的上述的析出物減少。另外，若HR低于5。C/s，則在二相域退火中鐵素體中的Mn容易擴(kuò)散到奧氏體中，因此鐵素體軟化，難以確保充分的鐵素體硬度。因此在本發(fā)明中，平均升溫速度HR為5'C/s以上。優(yōu)選的平均升溫速度為10°C/s以上，更優(yōu)選為12°C/s以上。平均升溫速度的上限沒有特別限制，作業(yè)上優(yōu)選大致20°C/s以下。另外，加熱溫度(均熱溫度)Tl是對鐵素體粒徑和鐵素體硬度造成影響的要件，若T1低于AC3點，則NbC等析出物和Mn在加熱中無法充分再固溶，因此析出硬化帶來的鐵素體硬度的上升效果得不到有效發(fā)揮，TS—X平衡降低。另外，若T1低于AC3點，則鋼板中殘留加工組織，鐵素體粒徑變小，屈服強(qiáng)度過度上升，TS—EL平衡也降低。因此在本發(fā)明中，均熱溫度Tl為Ac3點以上。.均熱溫度的優(yōu)選下限為AC3點+3(TC。均熱溫度的上限沒有特別限定，但作業(yè)上優(yōu)選大致950'C以下。還有，在本發(fā)明中AC3點基于下式計算。Ac3點(。C)二910—203[C]05+44.7[Si]+31.5[Mo]—30[Mn]—ll[Cr]+700[P]十400[A1]十400[Ti]式中，[(元素名)]表示各元素的含量(質(zhì)量％)。-(2)以AC3點以上的溫度區(qū)域(Tl)均熱保持10300秒(tl)12如上述這樣進(jìn)行升溫而到達(dá)Ac3點以上的溫度區(qū)域，在該溫度區(qū)域均熱保持規(guī)定時間(圖1中tl)。在此所謂"該溫度區(qū)域"意思是Aq點以上的溫度區(qū)域，只要滿足該要件，未必以同溫度進(jìn)行保持(等溫保持)。在本發(fā)明中，均熱保持時間tl是影響鐵素體硬度等的要件，若tl低于10秒，則NbC和Mn等沒有充分再固溶，因此TS—人平衡降低。因此在本發(fā)明中，使均熱保持時間tl在IO秒以上。優(yōu)選的均熱保持時間為30秒以上，更優(yōu)選為40秒以上。另一方面，主要考慮到生產(chǎn)性和制造效率規(guī)定均熱保持時間tl的上限，若tl超過300秒，則招致過度延長生產(chǎn)線，過度減緩生產(chǎn)速度這樣的設(shè)計變更的負(fù)荷，因此在本發(fā)明中，使均熱保持時間的上限為300秒。均熱保持時間的優(yōu)選上限為200秒。(3)以2°C/s以上的平均冷卻速度(CR)從均熱溫度區(qū)域(Tl)冷卻到40060(TC(T2)的溫度區(qū)域(Tl—T2)以上述的條件進(jìn)行均熱后，以2°C/s以上的平均冷卻速度(圖1中CR)從均熱溫度區(qū)域T1冷卻到40060(TC的溫度區(qū)域(圖1中T2)的范圍(T1—T2)。平均冷卻速度CR是為了抑制鐵素體和珠光體的生成，得到貝氏體和馬氏體的第二相組織而被加以控制的要件，若CR低于2'C/s，則除了鐵素體量變得過多以外，還會生成珠光體，從而無法得到期望的第二相組織。另外若CR過慢，則還會產(chǎn)生生產(chǎn)性的降低和設(shè)備上的問題，因此在本發(fā)明中，使平均冷卻速度CR為2'C/s以上。優(yōu)選的平均冷卻速度的下限為5°C/s。平均冷卻速度的上限沒有特別限制，但作業(yè)上優(yōu)選大致在25r/s以下。(4)在400600'C的溫度區(qū)域(T2)保持后再進(jìn)行冷卻如上述這樣進(jìn)行冷卻直至T2的溫度區(qū)域后，在40060(TC的溫度區(qū)域T2保持規(guī)定時間(圖l中t2)后，冷卻至室溫。關(guān)于保持溫度T2，也不必以相同溫度保持(等溫保持)。關(guān)于T2下的保持時間t2，后述(5)詳述。從T2到室溫(T2—室溫)的平均冷卻速度優(yōu)選大約3°C/s以上，由此能夠確保期望的馬氏體量。冷卻方法遵循常規(guī)方法進(jìn)行即可，例如可列舉噴氣冷卻等。(5)將40060(TC的溫度區(qū)域的停留時間(t3)控制在40400秒的范圍內(nèi)本發(fā)明中，包括上述T2下的等溫保持時間t2在內(nèi)，適當(dāng)控制40060(TC的溫度區(qū)域的停留時間(圖1中t3)極其重要，由此，能夠確保作為低溫相變相的貝氏體(B)和馬氏體(M)為本發(fā)明規(guī)定的比率(B〉M》4面積％，B:1030面積％、M:420面積％)。這是由于貝氏體是在上述400600'C的溫度區(qū)域發(fā)生相變的低溫相變相，根據(jù)通過(經(jīng)由)該溫度區(qū)域的時間，貝氏體和馬氏體的占空系數(shù)會發(fā)生變化。在此，所謂"400600'C的溫度區(qū)域的停留時間t3"，總之是通過40060(TC的溫度區(qū)域的合計時間，意味著除了T2下的保持時間t2以外，還包括在冷卻或加熱的過程中，在上述的溫度區(qū)域(400600°C)停留的全部的時間。以下，根據(jù)鋼板的種類，具體地說明"t3"的計算方法。例如，冷軋鋼板的情況是，所圖l(a)所示，"t3"由600°C—T2的溫度區(qū)域的停留時間、T2下的保持時間t2、T2—400'C的溫度區(qū)域的停留時間表示。例如，后述的實施例的表2的No.6是冷軋鋼板的制造例，但No.6的"t3"的計算方法如下，(a)和(b)和(c)的合計時間(395秒)為"t3"。(a)600°C—T2(=480°C)的停留時間10.9秒(上述溫度區(qū)域的平均冷卻速度CR為irc/s)(b)T2(=480。C)下的保持時間t2:380秒(c)T2(=480°C)—400。C的停留時間4秒(上述溫度區(qū)域的平均冷卻速度為20'C/s)另外，熔融鍍鋅鋼板(GI)的情況，多是在T2的等溫保持后，立即被浸漬到鍍液中，因此這種情況下"t3"的計算方法與上述的冷軋鋼板的情況相同。還有，GI也是在T2的等溫保持后，根據(jù)需要進(jìn)行冷卻直至規(guī)定溫度之后浸漬在鍍液中，但這種情況下，要根據(jù)該冷卻的條件，加上上述的溫度區(qū)域(400600°C)的停留時間。例如，后述的實施例的表2的No.7為GI的制造例，No.7的"t3"的計算方法如下，(a)和(b)和(c)的合計時間(76秒)為t3。(a)600°C—T2(=430°C)的停留時間24.2秒(上述溫度區(qū)域的平均冷卻速度CR為7°C/s)(b)T2(=430°C)下的保持時間t2:50秒(c)T2(=430°C)—40(rC的停留時間1.5秒(上述溫度區(qū)域的平均冷卻速度為2(TC/s)另一方面，合金化熔融鍍鋅鋼板(GA)的情況，多是在T2下等溫保持后，立即被浸漬到鍍液中而進(jìn)行用于合金化的加熱(例如以約500600。C進(jìn)行約260秒)，因此這種情況下"t3"的計算方法是，在上述的冷軋鋼板的計算方法中，加上伴隨合金化條件的停留時間。例如，后述的實施例的表2的No.l為GA的制造例，No.l的"t3"的計算方法如下，(a)和(b)和(c)和(d)的合計時間(115秒)為t3。(a)600。C—T2(=440。C)的停留時間:12,3秒(上述溫度區(qū)域的平均冷卻速度CR為13°C/S)(b)T2(-440。C)下的保持時間t2:75秒(c)伴隨合金化的時間20秒(d)合金化溫度(-550'C)—40(TC的停留時間7.5秒(上述溫度區(qū)域的平均冷卻速度為20'C/s)如此計算出"t3"如前述，在用于確保期望的組織(特別是貝氏體〉馬氏體的分率)上極其重要，通過適當(dāng)控制40060(TC下的停留時間t3，能夠得到期望的面積比率的鋼板。該溫度區(qū)域(約400600'C)與熔融鍍鋅和合金化熔融鍍鋅的溫度區(qū)域大致重復(fù)，因此貝氏體和馬氏體等的分率會受到鍍敷和合金化的影響。因此，在制造熔融鍍鋅鋼板和合金化熔融鍍鋅鋼板時還要控制再加上鍍敷和合金化所花費的時間的總的停留時間t3。如后述的實施例所證實的，無論有無鍍敷和合金化，若停留時間t3被控制在40400秒的范圍內(nèi)，則貝氏體相變促進(jìn)，規(guī)定比率的貝氏體和馬氏體生成。相對于此，若停留時間t3低于40秒，則貝氏體相變未充分進(jìn)行，不能確保規(guī)定的貝氏本分率，因此TS—X降低。另一方面，若停留時間t3超過400秒，則貝氏體分率過剩，馬氏體分率降低，TS—EL平衡降低。優(yōu)選的停留時間t3為50380秒。還有，T2下的優(yōu)選的保持時間t2，無論有無鍍敷和合金化，大致為20350秒，更優(yōu)選的保持時間大致為30300秒。還有，在本發(fā)明中，除了上述的停留時間t3以外，并沒有限定鍍敷和合金化的條件的宗旨，而是能夠適宜采用通常所使用的條件。作為鍍液的條件，例如優(yōu)選鍍液的溫度為400600'C(更優(yōu)選為400500°C)的溫度范圍。此外，進(jìn)行合金化時以大約50060(TC進(jìn)行約260秒合金化即可。進(jìn)行合金化處理時的加熱方法沒有特別限定，能夠采用慣用的各種方法(例如氣體加熱和電感加熱器等)。以上，對于賦予本發(fā)明以特征的退火工序進(jìn)行了說明。本發(fā)明的制造方法如上述，重要的是適當(dāng)控制冷軋后的退火工序，其他工序，例如熱軋、巻取、冷軋、熔融鍍鋅、合金化熔融鍍鋅(除上述停留時間的鍍敷和合金化的條件)等遵循常規(guī)方法進(jìn)行即可，能夠采用通常所使用的方法而得到期望的復(fù)合組織鋼板。以下，說明本發(fā)明的優(yōu)選的實施方式，但并沒有限定于此的宗旨。首先，以大約120(TC以上加熱滿足上述成分組成的鋼板坯，以約AQ點以上的溫度進(jìn)行熱軋后，冷卻至大約400650'C的溫度巻取，根據(jù)需要進(jìn)行酸洗，接著進(jìn)行冷軋后，進(jìn)行上述的退火工序。以此，熱軋時的加熱溫度優(yōu)選為大約120(TC以上(更優(yōu)選為1250°C以上)，由此，鋼中成分容易在奧氏體組織中均一地固溶。熱軋的最終溫度優(yōu)選為AC3點以上，更優(yōu)選的終軋溫度為Ac3點十(3050)'C。巻取溫度最大約650'C以下。若巻取溫度超過上述溫度而變高，則由于氧化皮瑕疵等的發(fā)生而使表面性狀惡化。但是，若巻取溫度過低，則強(qiáng)度過度增加，冷軋變得困難，因此優(yōu)選使下限約為40(TC。如上述這樣進(jìn)行熱軋后，根據(jù)需要進(jìn)行酸洗，之后進(jìn)行冷軋。冷軋率優(yōu)選在2060%的范圍進(jìn)行。在后述的退火工序中，為了使組織微細(xì)化，有效的是對熱軋鋼板賦予充分的應(yīng)變，為此優(yōu)選使冷軋率為20%以上。更優(yōu)選為30%以上。另一方面，若考慮對設(shè)備的負(fù)擔(dān)等，優(yōu)選冷軋率約為65%以下。更優(yōu)選為60%以下。實施例以下，列舉實施例更具體地說明本發(fā)明，但本發(fā)明當(dāng)然不受下述實施例限制，在能夠適合前后述的宗旨的范圍當(dāng)然也可以適當(dāng)加以變更實施，這些均包含在本發(fā)明的技術(shù)的范圍內(nèi)。熔煉表1所示的組成的鋼后，得到鑄造鋼錠。將該鋼錠加熱到125016°C，以終軋溫度880900'C進(jìn)行熱軋，進(jìn)行冷卻，以550'C進(jìn)行30分鐘爐冷，得到熱軋鋼板(厚度2.8mm)。接著，對該熱軋鋼板酸洗后進(jìn)行冷軋，得到厚1.6mm的鋼板。其后以表2所示的條件進(jìn)行退火。從保持溫度至室溫的平均冷卻速度為2(TC/s。此外，關(guān)于熔融鍍鋅鋼板(表中GI)，是在表2所示的保持溫度T2下保持后，浸漬到溫度被調(diào)整到45(TC的鍍液中，關(guān)于合金化熔融鍍鋅鋼板(表中GA),是在前述熔融鍍鋅之后，以55(TC進(jìn)行20秒合金化處理。熔融鍍鋅后或者合金化后至室溫的平均冷卻速度為2(TC/s。<table>tableseeoriginaldocumentpage18</column></row><table>表2<table>tableseeoriginaldocumentpage19</column></row><table>※1"無"不鍍，"GI":熔融鍍鋅，"GA":合金化熔融鍍鋅對于如上述這樣得到的各鋼板，按下述的要領(lǐng)測定組織的分率、鐵素體的平均粒徑和鐵素體的平均硬度、以及機(jī)械的特性。(組織的分率)切下1.6mmx20mmx20mm的試驗片，研磨與軋制方向平行的截面，進(jìn)行^《，一(LePm)腐蝕后，以t/4位置作為測定對象。關(guān)于各組織的分率，利用光學(xué)顯微鏡，以倍率1000倍觀察約80pmx60iam的觀察區(qū)域并進(jìn)行圖像分析。測定在任意的5個視野中進(jìn)行，計算所得到的各組織的比率(面積率)的平均值。(鐵素體粒徑)在與上述的組織分率相同的測定區(qū)域中，利用圖像分析裝置，求得各個鐵素體晶粒的當(dāng)量圓直徑，將其平均值定義為鐵素體粒徑。(鐵素體的硬度)切下1.6mmx20mmx20mm的試驗片，依照J(rèn)ISZ2242(維氏硬度試驗一試驗方法)，對于與軋制方向平行的截面的t/4位置附近存在的鐵素體，以載荷lg測定鐵素體的硬度。測定進(jìn)行20點，計算除去最大值和最小值的18點的測定結(jié)果的平均值。(抗拉強(qiáng)度、延伸率、屈服強(qiáng)度)從鋼板的軋制直角方向提取JIS5號試驗片，遵循JISZ2241測定抗拉強(qiáng)度(TS)和總延伸率(EL)。另外也測定屈服強(qiáng)度(YS)。本實施例中，抗拉強(qiáng)度(TS)X延伸率(EL)》17000為合格。(伸率凸緣性)依照日本鋼鐵聯(lián)盟規(guī)格JFTIOOI，提取試驗片，進(jìn)行初期孔徑drlOmm(p的沖孔加工后，壓入頂角60°的圓錐沖頭擴(kuò)張該沖孔。然后，求得在沖孔部分發(fā)生的裂紋貫通板厚時的孔徑db，根據(jù)下式計算極限擴(kuò)孔率X(%〉(本說明書中，在記述為"擴(kuò)孔率V'的情況。)。在本實施例中，抗拉強(qiáng)度(TS)X極限擴(kuò)孔率人(％)》60000為合格。極限擴(kuò)孔率入(％)^(db-di)/di)xi00這些結(jié)果顯示在表3中。表3中，GI意思是熔融鍍鋅鋼板，GA意思是合金化熔融鍍鋅鋼板。20<table>tableseeoriginaldocumentpage21</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage22</column></row><table>鋼板No.112，因為成分組成和退火條件都得到了適當(dāng)?shù)乜刂疲澡F素體粒徑、鐵素體硬度/鋼板的抗拉強(qiáng)度和組織分率等滿足本發(fā)明的要件，TSXEL和TSX入這兩方均優(yōu)異。相對于此，鋼板No.1321是退火條件不滿足本發(fā)明的要件的例子，鋼板No.2229是成本組成不滿足本發(fā)明的要件的例子。No.13、15、20因為其到達(dá)均熱溫度(Tl)的平均升溫速度(HR)慢，所以鐵素體硬度降低，鐵素體與第二相組織的硬度差變大，因此是TSX入降低的例子。鋼板No.l4因為均熱溫度(Tl)低，在組織內(nèi)殘留有加工組織，所以鐵素體粒徑變小，屈服強(qiáng)度過度上升，是TSXEL降低的例子。另外，因為Mn和Nb的再固溶不充分，所以TSXX也降低。鋼板No.16因為均熱時間(tl)短，所以奧氏體化未充分進(jìn)行，Mn和Nb的再固溶不充分，其結(jié)果是鐵素體硬度降低，鐵素體和第二相組織的硬度差變大，TSXX降低。鋼板No.l7因為在400600。C的溫度區(qū)域的停留時間(t3)短，所以貝氏體相變未充分進(jìn)行，不能滿足B(貝氏體面積率)〉M(馬氏體面積率)的要件，是TSX人降低的例子。鋼板No.l8因為保持溫度(T2)高，所以貝氏體相變未充分進(jìn)行，B<M，是TSXX降低的例子。鋼板No.l9因為保持溫度(T2)低，所以貝氏體相變未充分進(jìn)行，貝氏體分率降低，并且B〈M，是TSXX降低的例子。鋼板No.21因為在400600'C的溫度區(qū)域的停留時間(t3)長，所以無法充分獲得馬氏體，是TSXEL降低的例子。鋼板Na22因為使用了Si量多的鋼種H，所以貝氏體要變受到抑制，貝氏體分率降低，結(jié)果是成為TSXX降低的例子。鋼板No.23、25是Ti或Nb多的例子，形成Ti和Nb的粗大的碳化物，因此早期就發(fā)生斷裂，TSXX降低。鋼板No.24、26是Ti或Nb少的例子，Ti和Nb的碳化物未充分形成，釘扎效果得不到充分發(fā)揮，因此鐵素體變粗大，TSXX降低。鋼板No.27是C多的例子，因為貝氏體分率變多，所以TSXEL降低。鋼板No.28是Mn多的例子，因為鐵素體分率減少，馬氏體分率變得過剩，所以TSXEL降低。鋼板No，29是C少的例子，母材強(qiáng)度降低，鐵素體硬度降低，另外貝氏體和馬氏體的生成得不到促進(jìn)，鐵素體分率變多，TSXEL降低和TSXX降低。權(quán)利要求1.一種鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計含有C0.03～0.13％、Si0.02～0.8％、Mn1.0～2.5％、P0.03％以下、S0.01％以下、Al0.01～0.1％、N0.01％以下以及Ti0.004～0.1％和/或Nb0.004～0.07％，余量是鐵和不可避免的雜質(zhì)，該鋼板的組織具有作為母相組織的鐵素體以及作為第二相組織的貝氏體和馬氏體，且各組織在全部組織中所占的比率為，鐵素體50～86面積％、貝氏體10～30面積％、馬氏體4～20面積％，并且滿足(貝氏體面積率)＞(馬氏體面積率)的關(guān)系，所述鐵素體的平均粒徑為2.0～5.0μm，且滿足鐵素體的平均硬度(Hv)/鋼板的抗拉強(qiáng)度(MPa)≥0.25。2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的鋼板，其特征在于，以質(zhì)量X計還含有Cr:0.0110/o和/或Mo:0.010.5%。3.根據(jù)權(quán)利要求1所述的鋼板，其特征在于，以質(zhì)量^計還含有B:0.00010.003%。4.根據(jù)權(quán)利要求1所述的鋼板，其特征在于，以質(zhì)量X計還含有Ca:0.00050.003o/o。5.根據(jù)權(quán)利要求1所述的鋼板，其特征在于，實施了熔融鍍鋅。6.根據(jù)權(quán)利要求1所述的鋼板，其特征在于，實施了合金化熔融鍍鋅。7.—種制造權(quán)利要求1所述的鋼板的方法，其特征在于，包括如下工序準(zhǔn)備滿足如下成分組成的冷軋鋼板的工序，該冷軋鋼板以質(zhì)量％計含有C:0.030.13%、Si:0.020,8%、Mn:1.02.5%、P:0.03%以下、S:0.01%以下、Al:0.010.1%、N:0.01%以下以及Ti:0.0040.1%和/或Nb:0.0040.07%，余量是鐵和不可避免的雜質(zhì)；以及退火工序，以5°C/s以上的平均升溫速度加熱至Ac3點以上的溫度區(qū)域T1，在該溫度區(qū)域T1保持10300秒后，以2'C/s以上的平均冷卻速度從該溫度區(qū)域Tl冷卻到400600'C的溫度區(qū)域T2，在400600。C的溫度區(qū)域T2保持后進(jìn)行冷卻，其中，所述退火工序中的400600°C的溫度區(qū)域的停留時間t3為40楊秒。全文摘要是一種高強(qiáng)度鋼板，其滿足規(guī)定的成分組成，組織具有鐵素體的母相組織，以及貝氏體和馬氏體的第二相組織，全部組織中所占的比率為，鐵素體50～86面積％、貝氏體10～30面積％、馬氏體4～20面積％，并且滿足(貝氏體面積率)＞(馬氏體面積率)的關(guān)系，鐵素體的平均粒徑為2.0～5.0μm，且滿足鐵素體的平均硬度(Hv)/鋼板的抗拉強(qiáng)度(MPa)≥0.25。該鋼板在590～780MPa級的高強(qiáng)度區(qū)域的TS-EL平衡和TS-λ平衡這兩方均優(yōu)異。文檔編號C22C38/14GK101649415SQ200910167008公開日2010年2月17日申請日期2009年8月12日優(yōu)先權(quán)日2008年8月12日發(fā)明者渡邊圣子申請人:株式會社神戶制鋼所