CN102884218B

CN102884218B - 高强度钢板及其制造方法

Info

Publication number: CN102884218B
Application number: CN201180023045.5A
Authority: CN
Inventors: 松田广志; 船川义正; 田中靖
Original assignee: NKK Corp
Current assignee: JFE Steel Corp; JFE Engineering Corp
Priority date: 2010-03-09
Filing date: 2011-02-28
Publication date: 2014-11-05
Anticipated expiration: 2031-02-28
Also published as: CN102884218A; KR20120113806A; EP2546382B1; EP2546382A4; WO2011111330A1; EP2546382A1; US20130087253A1; JP2011184756A; US9200343B2; JP5287770B2

Abstract

根据本发明，能够得到延展性高且拉伸强度高的高强度钢板，其中，作为钢组成，含有C：0.30%以上且0.73%以下、Si：3.0%以下、Al：3.0%以下、Si+Al：0.7%以上、Cr：0.2%以上且8.0%以下、Mn：10.0%以下、Cr+Mn：1.0%以上、P：0.1%以下、S：0.07%以下和N：0.010%以下，余量为Fe及不可避免的杂质，另外，作为钢组织，马氏体相对于钢板组织整体的面积率为15%以上且90%以下，残余奥氏体量为10%以上且50%以下，该马氏体中50%以上为回火马氏体且该回火马氏体相对于钢板组织整体的面积率为10%以上，多边形铁素体相对于钢板组织整体的面积率为10%以下(包括0%)，由此，使拉伸强度为1470MPa以上且拉伸强度×总伸长率为29000MPa·%以上。

Description

高强度钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及汽车、电气设备等产业领域中使用的、加工性特别是延展性优良的拉伸强度(TS)为1470MPa以上的高强度钢板及其制造方法。

背景技术

近年来，从保护地球环境的观点出发，提高汽车的燃料效率已成为重要的课题。因此，正积极进行通过车身材料的高强度化来实现车身部件的薄壁化、从而使车身本身轻量化的研究。

通常，为了实现钢板的高强度化，需要增加马氏体或贝氏体等硬质相相对于钢板的组织整体的比例。但是，由增加硬质相的比例带来的钢板的高强度化会导致加工性降低，因此期望开发出兼具高强度和优良的加工性的钢板。到目前为止，已开发出铁素体-马氏体双相钢(DP钢)和利用残余奥氏体的相变诱发塑性的TRIP钢等各种复合组织钢板。

在复合组织钢板中增加硬质相的比例时，钢板的加工性受到硬质相的加工性的强烈影响。这是因为，在硬质相的比例少、软质多边形铁素体多的情况下，多边形铁素体的变形能力对钢板的加工性起支配作用，即使在硬质相的加工性不充分的情况下也可确保延展性等加工性，与此相对，在硬质相的比例多的情况下，硬质相的变形能力本身对钢板的成形性产生直接影响，而不是多边形铁素体的变形能力对钢板的成形性产生直接影响。

因此，在冷轧钢板的情况下，进行热处理来调节退火及之后的冷却过程中生成的多边形铁素体的量，然后，对钢板进行水淬而生成马氏体，再次对钢板进行升温并进行高温保持，由此使马氏体回火，在作为硬质相的马氏体中生成碳化物，从而提高马氏体的加工性。但是，通常在实施这样的水淬的连续退火水淬设备的情况下，淬火后的温度必然接近水温，因此，未相变奥氏体几乎都发生马氏体相变，因而难以有效利用残余奥氏体和其他低温相变组织。因此，硬质组织的加工性的提高始终受限于马氏体的回火带来的效果，结果，钢板的加工性的提高也受到限制。

此外，作为以马氏体以外为硬质相的钢板，有：使主相为多边形铁素体、硬质相为贝氏体或珠光体且在这些作为硬质相的贝氏体或珠光体中生成有碳化物的钢板。该钢板为如下钢板，其不是仅通过多边形铁素体提高加工性，而且也通过在硬质相中生成碳化物来提高硬质相本身的加工性，特别是实现延伸凸缘性的提高。但是，既然使主相为多边形铁素体，就难以兼顾拉伸强度(TS)超过1180MPa的高强度和加工性。

关于含有残余奥氏体的复合组织钢板，例如专利文献1中提出了一种高张力钢板，通过规定合金成分而使钢组织为具有残余奥氏体的微小且均匀的贝氏体，从而使弯曲加工性和冲击特性优良。

另外，专利文献2中提出了一种复合组织钢板，通过规定预定的合金成分而使钢组织为具有残余奥氏体的贝氏体，并且规定贝氏体中的残余奥氏体量，从而使烧结硬化性优良。

另外，专利文献3中提出了一种复合组织钢板，通过规定预定的合金成分而使钢组织中具有残余奥氏体的贝氏体以面积率计为90%以上且贝氏体中的残余奥氏体量为1%以上且15%以下，并且规定贝氏体的硬度(HV)，从而使抗冲击性优良。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平4-235253号公报

专利文献2：日本特开2004-76114号公报

专利文献3：日本特开平11-256273号公报

发明内容

发明所要解决的问题

但是，上述钢板存在下述问题。

对于专利文献1中记载的成分组成而言，在赋予钢板应变时，难以确保在高应变区内显示出TRIP效果的稳定的残余奥氏体的量，虽然得到了弯曲性，但延展性低甚至产生塑性不稳定，从而使胀形性差。

对于专利文献2中记载的钢板而言，虽然得到了烧结硬化性，但由于是含有贝氏体或者进一步含有铁素体作为主体而极力抑制马氏体的组织，因此，不要说得到超过1180MPa的拉伸强度(TS)，就连高强度化时的加工性也难以确保。

对于专利文献3中记载的钢板而言，由于是以提高抗冲击性为主要目的而以硬度为HV250以下的贝氏体为主相、具体而言含有超过90%的硬度为HV250以下的贝氏体的组织，因此极难使拉伸强度(TS)超过1180MPa。

另一方面，在通过冲压加工成形的汽车部件中，例如对于作为在汽车碰撞时抑制变形的车门防撞梁和保险杠加强件等特别要求强度的部件的原材料使用的钢板，要求1180MPa以上的拉伸强度(TS)，而且今后进一步要求1470MPa以上的拉伸强度(TS)。另外，对于形状比较复杂的结构部件即构件类和中柱内板等结构部件而言，期待980MPa以上的拉伸强度(TS)，而且今后进一步期待1180MPa以上的拉伸强度(TS)。

本发明有利地解决了到目前为止由于高强度而难以确保加工性的问题，其目的在于提供拉伸强度(TS)为1470MPa以上且延展性优良的高强度钢板，并且提供其有利的制造方法。

另外，本发明的高强度钢板包括对钢板的表面实施热镀锌或合金化热镀锌而得到的钢板。

需要说明的是，本发明中，加工性优良是指拉伸强度(TS)×总伸长率(T.EL)的值为29000MPa·%以上。

用于解决问题的方法

发明人为了解决上述问题而对钢板的成分组成和显微组织反复进行了深入的研究。结果发现，通过有效利用马氏体组织而实现了高强度化，并且，在提高C含量使钢板中的C量达到0.30%以上且添加具有抑制铁素体生成的效果和提高马氏体回火时的加工性的效果的Cr的基础上，对在奥氏体单相区退火后的钢板进行急冷而使奥氏体一部分发生马氏体相变后，实现了马氏体的回火和残余奥氏体的稳定化，由此，得到加工性、特别是强度与延展性的平衡显著优良、并且拉伸强度为1470MPa以上的高强度钢板。

本发明基于上述见解，其主旨构成如下。

(1)一种高强度钢板，其特征在于，

由如下组成构成：以质量%计含有C：0.30%以上且0.73%以下、Si：3.0%以下、Al：3.0%以下、Si+Al：0.7%以上、Cr：0.2%以上且8.0%以下、Mn：10.0%以下、Cr+Mn：1.0%以上、P：0.1%以下、S：0.07%以下和N：0.010%以下，余量为Fe及不可避免的杂质，

作为钢板组织，满足如下条件：马氏体相对于钢板组织整体的面积率为15%以上且90%以下，残余奥氏体量为10%以上且50%以下，该马氏体中50%以上为回火马氏体且该回火马氏体相对于钢板组织整体的面积率为10%以上，多边形铁素体相对于钢板组织整体的面积率为10%以下(包括0%)，

并且，拉伸强度为1470MPa以上，拉伸强度×总伸长率为29000MPa·%以上。

(2)如上述(1)所述的高强度钢板，其特征在于，原奥氏体晶界的总长度的30%以上存在于上述回火马氏体中或者与上述回火马氏体邻接。

(3)如上述(1)或(2)所述的高强度钢板，其特征在于，上述残余奥氏体中的平均C量为0.7质量%以上。

(4)如上述(1)~(3)中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，上述钢板以质量%计还含有Ni：0.05%以上且5.0%以下，并且满足Cr+Mn+Ni：1.0%以上来代替上述Cr+Mn：1.0%以上。

(5)如上述(1)~(4)中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，上述钢板以质量%计还含有选自V：0.005%以上且1.0%以下、Mo：0.005%以上且0.5%以下和Cu：0.05%以上且2.0%以下中的一种或两种以上。

(6)如上述(1)~(5)中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，上述钢板以质量%计还含有选自Ti：0.01%以上且0.1%以下和Nb：0.01%以上且0.1%以下中的一种或两种。

(7)如上述(1)~(6)中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，上述钢板以质量%计还含有B：0.0003%以上且0.0050%以下。

(8)如上述(1)~(7)中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，上述钢板以质量%计还含有选自Ca：0.001%以上且0.005%以下和REM：0.001%以上且0.005%以下中的一种或两种。

(9)一种高强度钢板，其特征在于，在上述(1)~(8)中任一项所述的钢板的表面上具有热镀锌层或合金化热镀锌层。

(10)一种高强度钢板的制造方法，其特征在于，对具有上述(1)~(8)中任一项所述的成分组成的钢片进行热轧，然后进行冷轧，由此制成冷轧钢板，接着，在奥氏体单相区对该冷轧钢板进行15秒以上且1000秒以下的退火后，以3℃/秒以上的平均冷却速度冷却至相对于马氏体相变开始温度Ms为Ms-150℃以上且低于Ms的第一温度范围，然后，升温至340℃以上且520℃以下的第二温度范围，接着在该第二温度范围内保持15秒以上且1000秒以下。

(11)如上述(10)所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在向上述第二温度范围的升温中或者在上述第二温度范围内的保持中，实施热镀锌处理或合金化热镀锌处理。

发明效果

根据本发明，能够稳定地得到加工性、特别是延展性显著优良、并且拉伸强度(TS)为1470MPa以上的高强度钢板。

因此，本发明在汽车、电气设备等产业领域的利用价值非常大，特别是对汽车车身的轻量化非常有用。

附图说明

图1是表示根据本发明的制造方法中的热处理的温度图形的图。

具体实施方式

以下，对本发明进行具体说明。

首先，对在本发明中如上限定钢板组织的理由进行说明。以下，面积率是指相对于钢板组织整体的面积率。

马氏体的面积率：15%以上且90%以下

马氏体为硬质相，并且是用于使钢板高强度化所需的组织。如果马氏体的面积率小于15%，则钢板的拉伸强度(TS)不满足1470MPa。另一方面，如果马氏体的面积率超过90%，则无法确保稳定的残余奥氏体量，因此，会产生延展性等加工性降低的问题。因此，使马氏体的面积率为15%以上且90%以下。优选为20%以上且80%以下。

马氏体中回火马氏体的比例：50%以上

回火马氏体的面积率：10%以上

在回火马氏体的比例低于全部马氏体的面积率的50%或相对于钢板组织整体低于10%的情况下，虽然拉伸强度达到1470MPa以上，但有时得不到充分的延展性。这是由于，含有高C的淬火状态下的马氏体为极硬质，变形能力低而使韧性差，其量增多时，赋予应变时发生脆性断裂，结果得不到优良的延展性。对于这样的淬火状态下的马氏体而言，通过回火，虽然会使强度略微降低，但马氏体本身的变形能力得到大幅改善，因此，赋予应变时不会发生脆性断裂，通过实现本发明的组织构成，能够使TS×T.EL为29000MPa·%以上。因此，使马氏体中回火马氏体的比例为钢板中存在的全部马氏体面积率的50%以上，并且使回火马氏体相对于钢板组织整体的面积率为10%以上。优选为全部马氏体面积率的70%以上，并且相对于钢板组织整体以面积率计为20%以上，进一步优选为全部马氏体面积率的80%以上，并且相对于钢板组织整体以面积率计为30%以上。需要说明的是，通过利用扫描电子显微镜(SEM)进行观察等，以在马氏体中析出有微小碳化物的组织的形式观察到回火马氏体，能够明确地区别于在马氏体内部未观察到这样的碳化物的淬火状态下的马氏体。

残余奥氏体量：10%以上且50%以下

残余奥氏体在加工时通过TRIP效果而发生马氏体相变，利用含有高C的硬质马氏体而进行高强度化，同时通过提高应变分散能力而提高延展性。

对于本发明的钢板而言，一部分发生马氏体相变后，通过有效利用例如抑制了碳化物生成的上贝氏体相变等而特别形成碳富集量得到提高的残余奥氏体。结果，能够得到加工时即使在高应变区也能显示出TRIP效果的残余奥氏体。需要说明的是，本发明中，重要的是确保预定量的碳浓度高的稳定的残余奥氏体，作为其方法，有效利用抑制了碳化物生成的上贝氏体相变是有效的方法。但是，该上贝氏体相变的有效利用并不一定是必须的，例如在马氏体百分率高的状态下，能够在淬火后的高温保持中实现碳在奥氏体中的富集。

通过使这样的残余奥氏体和马氏体并存而进行有效利用，即使在拉伸强度(TS)为1470MPa以上的高强度区也能够得到良好的加工性，具体而言，能够使TS×T.EL的值为29000MPa·%以上，从而能够得到强度与延展性的平衡极优良的钢板。

在此，残余奥氏体以被回火马氏体包围的状态分布，因此，难以通过组织观察对其量(面积率)正确地进行定量，使用了以往进行的测定残余奥氏体量的方法即利用X射线衍射(ERD)的强度测定方法。具体而言，如果由铁素体与奥氏体的X射线衍射强度比求出的残余奥氏体量为10%以上，则确认能够得到充分的TRIP效果，从而能够实现拉伸强度(TS)为1470MPa以上且TS×T.EL为29000MPa·%以上。需要说明的是，确认到通过以往进行的残余奥氏体量的测定方法得到的残余奥氏体量与残余奥氏体相对于钢板组织整体的面积率同等。

在残余奥氏体量小于10%的情况下，得不到充分的TRIP效果。另一方面，超过50%时，在TRIP效果显示后产生的硬质马氏体变得过大，韧性变差等成为问题。因此，使残余奥氏体的量为10%以上且50%以下的范围。优选为14%以上且45%以下的范围。进一步优选为18%以上且40%以下的范围。

多边形铁素体的面积率：10%以下(包括0%)

多边形铁素体的面积率超过10%时，难以满足1470MPa以上的拉伸强度(TS)，同时，应变集中在加工时混合存在于硬质组织内的软质多边形铁素体中，因此加工时容易产生裂纹，结果不能得到期望的加工性。在此，如果多边形铁素体的面积率为10%以下，则即使存在多边形铁素体，少量的多边形铁素体在硬质相中也形成孤立分散的状态，从而能够抑制应变的集中，能够避免加工性变差。因此，使多边形铁素体的面积率为10%以下。优选为5%以下，进一步优选为3%以下，也可以为0%。

本发明的钢板当然可以含有有时在生成一部分马氏体后生成的上贝氏体，而且可以含有珠光体和魏氏体铁素体、下贝氏体作为余量组织。该情况下，优选使除上贝氏体以外的余量组织的容许含量以面积率计为20%以下。更优选为10%以下。另一方面，上贝氏体是在淬火状态下使马氏体回火时产生的某种组织，其含量过大时，难以确保特别是超过1.7GPa这样的强度，因此，优选使上贝氏体以相对于组织整体的面积率计为60%以下。更优选小于50%，进一步优选小于35%。

以上为本发明的高强度钢板中的钢板组织的基本构成，但也可以根据需要加入如下构成。

原奥氏体晶界的总长度的30%以上存在于回火马氏体中或者与回火马氏体邻接

在像本发明钢这样具有包含高C的残余奥氏体、马氏体的组织的情况下，由于钢本身为高强度，因此，有时会在成形、加工时从原奥氏体晶界开始产生断裂。这认为是由于原奥氏体晶界的韧性不足而产生的，通过使原奥氏体晶界存在于加工性优良的回火马氏体的内部或者与回火马氏体邻接，能够改善成形性、加工性。

为了得到这样的效果，需要使原奥氏体晶界的总长度中30%以上存在于回火马氏体中或者与回火马氏体邻接。优选为45%以上。需要说明的是，原奥氏体晶界的总长度的测定可以由日本特开2005-241635号公报所公开的方法中出现的原奥氏体晶界的长度求出。另外，通过对同一视野的区域再次进行抛光、硝酸乙醇溶液腐蚀，能够求出该原奥氏体晶界在回火马氏体中存在的比例或者与回火马氏体邻接的比例。

残余奥氏体中的平均C量：0.70%以上

为了有效利用TRIP效果而得到优良的加工性，对于拉伸强度(TS)为1470MPa级以上的高强度钢板而言，重要的是残余奥氏体中的C量。发明人研究的结果表明，对于本发明的钢板而言，由在以往进行的残余奥氏体中的平均C量(残余奥氏体中的C量的平均值)测定方法即X射线衍射(XRD)中的衍射峰的偏移量求出的残余奥氏体中的平均C量为0.70%以上时，能够得到更加优良的加工性。残余奥氏体中的平均C量小于0.70%的情况下，加工时在低应变区发生马氏体相变，从而有时无法充分得到在提高加工性的高应变区的TRIP效果。因此，优选使残余奥氏体中的平均C量为0.70%以上，更优选为0.90%以上。另一方面，残余奥氏体中的平均C量超过2.00%时，残余奥氏体变得过于稳定，从而在加工中不会发生马氏体相变，显示不出TRIP效果，因此，担心延展性降低。因此，优选使残余奥氏体中的平均C量为2.00%以下。

接下来，对本发明中如上限定钢板的成分组成的理由进行说明。

需要说明的是，表示以下的成分组成的%是指质量%。

C：0.30%以上且0.73%以下

C是用于确保钢板的高强度化和稳定的残余奥氏体量必不可少的元素，并且是用于确保马氏体量以及在室温下使奥氏体残留所需的元素。C量小于0.30%时，难以确保钢板的强度和加工性。另一方面，C量超过0.73%时，焊接部和焊接热影响部的硬化显著而使焊接性变差。因此，使C量为0.30%以上且0.73%以下的范围。优选为大于0.34%且0.69%以下的范围，进一步优选为0.39%以上。

Si：3.0%以下

Si是通过固溶强化而有助于提高钢的强度的有用元素。但是，Si量超过3.0%时，由于固溶量在多边形铁素体中增加而导致加工性、韧性变差，另外，有时会由于产生红氧化皮等而导致表面性状变差，在实施热镀的情况下，有时会引起镀层附着性和密合性变差，因此使Si量为3.0%以下。更优选为2.6%以下，进一步优选为2.2%以下，可以为0%。

Al：3.0%以下

Al是在炼钢工序中作为脱氧剂添加的有用元素，但超过3.0%时，钢板中的夹杂物增多，有时使延展性变差，因此，使Al量为3.0%以下。更优选为2.0%以下。另一方面，为了得到Al的脱氧效果，优选使Al量为0.001%以上，更优选为0.005%以上。需要说明的是，本发明中的Al量为脱氧后钢板中含有的Al量。而且，在利用Si等进行脱氧的情况下，Al可以为0%。

Si+Al：0.7%以上

Si和Al均是抑制碳化物的生成、在本发明中确保强度与延展性的平衡的基础上对促进作为重要组织的残余奥氏体生成有用的元素。即使单独含有Si或Al，对抑制碳化物也有效，但需要至少含有Si量与Al量的合计为0.7%以上的Si和Al。

Cr：0.2%以上且8.0%以下

Cr是本发明中必需的元素，在从退火温度开始的冷却时具有抑制铁素体和珠光体生成的作用，同时提高马氏体的加工性。其机制尚不明确，但认为通过使碳化物的生成状态等发生变化，即使是硬质且高强度的马氏体，也实现了加工性优良的状态，其效果在Cr量为0.2%以上时得到。优选为0.5%以上，进一步优选为1.0%以上。另一方面，Cr量超过8.0%时，硬质马氏体的量变得过大，有时得到必要以上的高强度或有时得不到充分的延展性。因此，使Cr量为8.0%以下。优选为6.0%以下，进一步优选为4.0%以下。

Mn：10.0%以下

Mn是对钢的强化有效的元素，优选含有0.01%以上，能够与Cr一起利用。但是，含量超过10.0%时，会引起铸造性变差等。因此，需要使Mn量为10.0%以下。优选为7.0%以下，进一步优选为4.0%以下。需要说明的是，在充分地有效利用Cr等的情况下，Mn可以为0%。

Cr+Mn：1.0%以上

Cr和Mn是在从退火温度开始的冷却时抑制铁素体、珠光体、贝氏体生成的元素。本发明中，优选在尽量保持退火时生成的奥氏体的状态下一部分发生马氏体相变，为了实现该效果，需要Cr+Mn量为1.0%以上。优选为1.5%以上。

P：0.1%以下

P是对钢的强化有用的元素，但P量超过0.1%时，由于晶界偏析而发生脆化，由此使抗冲击性变差，在对钢板实施合金化热镀锌的情况下，使合金化速度大幅延迟。因此，使P量为0.1%以下。优选为0.05%以下。需要说明的是，虽然优选降低P量，但P量小于0.005%时，会引起成本的大幅增加，因此，优选使其下限为约0.005%。

S：0.07%以下

S形成MnS等夹杂物而成为抗冲击性变差、沿焊接部的金属流产生裂纹的原因，因此，优选尽量降低S量。但是，使S量过度降低时，会导致制造成本的增加，因此，使S量为0.07%以下。优选为0.05%以下，更优选为0.01%以下。需要说明的是，S小于0.0005%时，会伴随制造成本的大幅增加，因此，从制造成本的观点出发，使其下限为约0.0005%。

N：0.010%以下

N是使钢的耐时效性最大程度变差的元素，优选尽量降低。N量超过0.010%时，耐时效性显著变差，因此，使N量为0.010%以下。需要说明的是，使N小于0.001%时，会导致制造成本的大幅增加，因此，从制造成本的观点出发，使其下限为约0.001%。

另外，本发明中，除了上述基本成分之外，还可以适当含有以下所述的成分。

Ni：0.05%以上且5.0%以下，并且Cr+Mn+Ni：1.0%以上来代替Cr+Mn：1.0%以上

Ni与Cr和Mn同样地是在从退火温度开始的冷却时抑制铁素体、珠光体、贝氏体生成的元素，为了得到这样的效果，优选使Ni量为0.05%以上。另外，本发明中，如上所述，优选在尽量保持退火时生成的奥氏体的状态下一部分发生马氏体相变，因此，在含有Ni的情况下，优选使Ni量为0.05%以上，并且使Cr+Mn+Ni量为1.0%以上来代替上述Cr+Mn量为1.0%以上的条件。更优选Ni量为0.05%以上并且Cr+Mn+Ni量为1.5%以上。需要说明的是，Ni量超过5.0%时，有时会使钢板的加工性降低，因此，Ni量优选为5.0%以下。

选自V：0.005%以上且1.0%以下、Mo：0.005%以上且0.5%以下、Cu：0.05%以上且2.0%以下中的一种或两种以上

V、Mo和Cu是具有在从退火温度开始的冷却时抑制珠光体生成的作用的元素。其效果在V：0.005%以上、Mo：0.005%以上和Cu：0.05%以上时得到。另一方面，在超过V：1.0%、Mo：0.5%和Cu：2.0%时，硬质马氏体的量变得过大，从而得到必要以上的高强度。因此，在含有V、Mo和Cu的情况下，使V、Mo和Cu为V：0.005%以上且1.0%以下、Mo：0.005%以上且0.5%以下和Cu：0.05%以上且2.0%以下的范围。

选自Ti：0.01%以上且0.1%以下、Nb：0.01%以上且0.1%以下中的一种或两种

Ti和Nb对钢的析出强化有用，其效果在各自的含量为0.01%以上时得到。另一方面，各自的含量超过0.1%时，加工性和形状冻结性降低。因此，在含有Ti和Nb的情况下，使Ti和Nb为Ti：0.01%以上且0.1%以下和Nb：0.01%以上且0.1%以下的范围。

B：0.0003%以上且0.0050%以下

B是对抑制多边形铁素体从奥氏体晶界生成、生长有用的元素。其效果在含有0.0003%以上时得到。另一方面，含量超过0.0050%时，加工性降低。因此，在含有B的情况下，使B为B：0.0003%以上且0.0050%以下的范围。

选自Ca：0.001%以上且0.005%以下、REM：0.001%以上且0.005%以下中的一种或两种

Ca和REM使硫化物的形状形成球形而对改善硫化物给延伸凸缘性带来的不利影响有用。其效果在各自的含量为0.001%以上时得到。另一方面，各自的含量超过0.005%时，会导致夹杂物等的增加，从而产生表面缺陷和内部缺陷等。因此，在含有Ca和REM的情况下，使Ca和REM为Ca：0.001%以上且0.005%以下和REM：0.001%以上且0.005%以下的范围。

本发明的钢板中，上述以外的成分为Fe及不可避免的杂质。但是，只要在不损害本发明的效果的范围内，则可以含有上述以外的成分。

下面，对本发明的高强度钢板的制造方法进行说明。

在制造调整为上述优选的成分组成的钢片后，进行热轧，接着实施冷轧而制成冷轧钢板。本发明中，这些处理没有特别限制，根据常规方法进行即可，但优选的制造条件如下。将钢片加热至1000℃以上且1300℃以下的温度范围，然后，在870℃以上且950℃以下的温度范围内结束热轧，在350℃以上且720℃以下的温度范围内对所得到的热轧钢板进行卷取。接着，对热轧钢板进行酸洗后，以40%以上且90%以下的范围的压下率进行冷轧而制成冷轧钢板。

需要说明的是，本发明中假设了经过通常的炼钢、铸造、热轧、酸洗和冷轧各工序来制造钢板的情况，但也可以通过例如薄板坯铸造、薄带铸造等省略热轧工序的一部分或全部来进行制造。

对所得到的冷轧钢板实施图1所示的热处理。以下，参考图1进行说明。

在奥氏体单相区实施15秒以上且1000秒以下的退火。本发明的钢板以马氏体等由未相变奥氏体相变而得到的低温相变相作为主相，优选多边形铁素体尽量少，因此，需要在奥氏体单相区进行退火。关于退火温度，只要在奥氏体单相区则没有特别限制，但退火温度超过1000℃时，奥氏体晶粒的生长显著，使通过之后的冷却产生的构成粗大，从而使韧性等变差。因此，需要使退火温度为A₃点(奥氏体相变点)℃以上，并优选使其为1000℃以下。

在此，A₃点可以通过下式计算。

A₃点(℃)=910-203×[C%]^1/2+44.7×[Si%]-30×[Mn%]+700×[P%]+130×[Al%]-15.2×[Ni%]-11×[Cr%]-20×[Cu%]+31.5×[Mo%]+104×[V%]+400×[Ti%]

需要说明的是，[X%]为钢板的成分元素X的质量%。

另外，在退火时间小于15秒的情况下，有时会使向奥氏体的逆相变进行不充分或使钢板中的碳化物溶解不充分。另一方面，退火时间超过1000秒时，会导致伴随大量的能量消耗而来的成本增加。因此，使退火时间为15秒以上且1000秒以下的范围。优选为60秒以上且500秒以下的范围。

以平均冷却速度控制在3℃/秒以上的方式将退火后的冷轧钢板冷却至Ms-150℃以上且低于Ms点的第一温度范围。该冷却通过冷却至低于Ms点而使奥氏体的一部分发生马氏体相变。在此，在第一温度范围的下限低于Ms-150℃时，在该时刻未相变奥氏体发生马氏体化的量变得过大，从而得不到极优良的强度-延展性平衡。另一方面，第一温度范围的上限达到Ms以上时，无法确保适当量的回火马氏体量。因此，使第一温度范围的范围为Ms-150℃以上且低于Ms点。另外，平均冷却速度小于3℃/秒的情况下，会发生多边形铁素体的过量生成、生长和珠光体等的析出，从而得不到期望的钢板组织。因此，从退火温度开始至第一温度范围为止的平均冷却速度为3℃/秒以上。优选为5℃/秒以上，进一步优选为8℃/秒以上。平均冷却速度的上限只要不使冷却停止温度产生偏差则没有特别限定，对于普通的设备而言，平均冷却速度超过100℃/秒时，在钢板的长度方向和板宽方向上组织的偏差显著增大，因此，优选为100℃/秒以下。因而，平均冷却速度优选为8℃/秒以上且100℃/秒以下的范围。

需要说明的是，上述Ms点优选通过利用热模拟试验等的冷却时的热膨胀测定或电阻测定进行实际测定来确定，也可以通过例如下式所示的近似式求出。M为经验上求出的近似值。

M点(℃)=540-361×{[C%]/(1-[α%]/100)}-6×[Si%]-40×[Mn%]+30×[Al%]-20×[Cr%]-35×[V%]-10×[Mo%]-17×[Ni%]-10×[Cu%]

其中，[X%]为钢板的成分元素X的质量%，[α%]为多边形铁素体的面积率。

需要说明的是，多边形铁素体的面积率通过例如1000~3000倍的SEM照片的图像处理等测定。

另外，多边形铁素体是在上述条件下的退火、冷却后的钢板中观察到的，对于期望的成分组成的冷轧钢板而言，在退火、冷却后求出多边形铁素体的面积率，与由钢板的成分组成求出的合金元素的含量一起代入上式，由此，可以求出M的值。

将冷却至第一温度范围的钢板升温至340℃以上且520℃以下的第二温度范围，在第二温度范围内保持15秒以上且1000秒以下的时间。

在第二温度范围内，将通过从退火温度开始至第一温度范围为止的冷却生成的马氏体回火，使未相变奥氏体相变为抑制碳化物的生成的上贝氏体等，由此进行奥氏体的稳定化。第二温度范围的上限超过520℃时，碳化物从未相变奥氏体中析出，因此，得不到期望的组织。另一方面，第二温度范围的下限低于340℃的情况下，由未相变奥氏体生成下贝氏体而使C在奥氏体中的富集量减少成为问题。因此，使第二温度范围的范围为340℃以上且520℃以下的范围。优选为370℃以上且450℃以下的范围。

另外，在第二温度范围内的保持时间小于15秒的情况下，马氏体的回火变得不充分，从而无法得到期望的钢板组织，结果，有时不能充分确保所得到的钢板的加工性，因此，在该第二温度范围内的保持时间需要为15秒以上。另一方面，本发明中，对于在第二温度范围内的保持时间而言，即使在需要进行上贝氏体相变的情况下，利用由在第一温度范围内生成的马氏体带来的贝氏体相变促进效果，也只要为1000秒即足够。通常，像本发明钢这样在C或Cr、Mn等合金成分增多时，贝氏体相变延迟，但以往有若干报道称像本发明这样使马氏体与未相变奥氏体共存时，贝氏体相变速度显著加快，发明人在本发明钢中也得到了一致的见解。另一方面，在第二温度范围内的保持时间超过1000秒的情况下，碳化物从形成残余奥氏体的未相变奥氏体中析出而得不到C富集的稳定的残余奥氏体作为钢板的最终组织，结果，有时得不到期望的强度和延展性或其两者。因此，使保持时间为15秒以上且1000秒以下。优选为30秒以上且700秒以下。进一步优选为40秒以上且400秒以下。

需要说明的是，在本发明的一系列热处理中，只要在上述预定的温度范围内，则保持温度不需要是固定的，即使在预定的温度范围内发生变化，也不会损害本发明的主旨。对于冷却速度也同样。另外，只要满足热历程，则可以利用任何设备对钢板实施热处理。另外，热处理后，为了矫正形状而对钢板的表面实施表面光轧或实施电镀等表面处理，这也包括在本发明的范围内。

本发明的高强度钢板的制造方法中，还可以进行热镀锌处理或者在热镀锌处理的基础上进行合金化处理的合金化热镀锌处理。热镀锌处理和合金化热镀锌处理可以在从第一温度范围向第二温度范围的升温中、第二温度范围保持中、第二温度范围保持后的任意一个阶段进行，在任意一种情况下，在第二温度范围内的保持时间，也包括热镀锌处理或合金化热镀锌处理的处理时间在内均设定为15秒以上且1000秒以下。需要说明的是，该热镀锌处理或合金化热镀锌处理优选在连续热镀锌线中进行。

另外，本发明的高强度钢板的制造方法中，根据上述本发明的制造方法，制造直到完成热处理的高强度钢板，然后，可以再次进行热镀锌处理或者进一步实施合金化处理。

对钢板进行热镀锌处理或合金化热镀锌处理的方法没有特别的限定，根据常规方法即可。例如如下。

将钢板浸入到镀浴中，通过气体擦拭等调节附着量。就镀浴中的溶解Al量而言，在热镀锌处理的情况下，优选使其为0.12质量%以上且0.22质量%以下的范围，在合金化热镀锌处理的情况下，优选使其为0.08质量%以上且0.18质量%以下的范围。

对于处理温度而言，在热镀锌处理的情况下，镀浴的温度为通常的450℃以上且500℃以下的范围即可，进一步实施合金化处理的情况下，优选使合金化时的温度为550℃以下。在合金化温度超过550℃的情况下，碳化物从未相变奥氏体中析出或者根据情况生成珠光体，因此，得不到强度、加工性或其两者，另外，镀层的粉化性也变差。另一方面，合金化时的温度低于450℃时，有时不进行合金化，因此，优选使其为450℃以上。

镀层附着量优选每单面为20g/m²以上且150g/m²以下的范围。镀层附着量小于20g/m²时，耐腐蚀性不足，另一方面，即使超过150g/m²，耐腐蚀效果也饱和，从而仅仅导致成本上升。镀层的合金化度(镀层中的Fe质量%(Fe含量))优选为7质量%以上且15质量%以下的范围。镀层的合金化度低于7质量%时，产生合金化不均而使外观质量变差，或者在镀层中生成所谓的ζ相而使钢板的滑动性变差。另一方面，镀层的合金化度超过15质量%时，形成大量硬质且脆的Γ相而使镀层密合性变差。

实施例

以下，通过实施例对本发明进一步详细地进行说明，但下述实施例并不限定本发明。另外，在本发明的主旨构成的范围内改变构成也包括在本发明的范围内。

将表1所示的成分组成的钢熔炼而得到钢片，将该钢片加热至1200℃，在870℃下进行终热轧而得到热轧钢板，在650℃下对上述热轧钢板进行卷取，接着，对热轧钢板进行酸洗后，以65%的轧制率(压下率)进行冷轧，制成板厚为1.2mm的冷轧钢板。在表2所示的条件下对所得到的冷轧钢板实施热处理。需要说明的是，表2中的冷却停止温度T1是指在从退火温度开始冷却钢板时使钢板的冷却停止的温度。

表2

*1下划线表示适当范围以外。

*2CR：无镀层(冷轧钢板) GI：热镀锌钢板 GA：合金化热镀锌

另外，对一部分冷轧钢板实施了热镀锌处理或合金化热镀锌处理。在此，热镀锌处理中，以达到镀浴温度：463℃、附着量(每单面)：50g/m²的方式实施双面镀覆。另外，合金化热镀锌处理中，采用相同的镀浴温度：463℃、附着量(每单面)：50g/m²，以合金化度(Fe质量%(Fe含量))达到9质量%的方式在550℃以下的合金化温度下调节合金化条件来实施双面镀覆。需要说明的是，热镀锌处理和合金化热镀锌处理在先冷却至表2所示的T1℃后进行。

在不对所得到的钢板实施镀覆处理的情况下，在热处理后实施轧制率(伸长率)为0.3%的表面光轧，在实施热镀锌处理或合金化热镀锌处理的情况下，在这些处理之后实施轧制率(伸长率)为0.3%的表面光轧。

通过以下的方法对这样得到的钢板的各特性进行评价。

从各钢板上切下试样并进行研磨，使用扫描电子显微镜(SEM)在3000倍下对具有与板宽方向平行的法线的面进行10个视野的组织观察，测定各相的面积率，并鉴定各晶粒的相结构。

原奥氏体晶界的总长度的测定方法和原奥氏体晶界在回火马氏体中存在的比例或原奥氏体晶界与回火马氏体邻接的比例的求算方法如下。

原奥氏体晶界通过用日本特开2005-241635号公报中公开的在苦味酸+表面活性剂+氯化亚铁+草酸中混合作为反应速度调节剂的HCl和甘油而成的腐蚀液进行蚀刻而出现。由此，利用光学显微镜在×500~×1000倍下对原奥氏体晶界进行观察，利用图像处理装置测定总长度后，再次利用SEM对进行了镜面研磨-硝酸乙醇腐蚀液蚀刻的同一视野的组织进行观察，求出原奥氏体晶界在回火马氏体的内部存在的比例或与回火马氏体邻接的比例。

将钢板沿板厚方向磨削、研磨至板厚的1/4，通过X射线衍射强度测定求出残余奥氏体量。入射X射线使用Co-Kα，由奥氏体的(200)、(220)、(311)各面的衍射强度相对于铁素体的(200)、(211)、(220)各面的衍射强度之比计算出残余奥氏体量。

对于残余奥氏体中的平均C量而言，由X射线衍射强度测定中的奥氏体的(200)、(220)、(311)各面的强度峰求出晶格常数，由如下计算式求出残余奥氏体中的平均C量(质量%)。

[C%]=(a₀-0.3580-0.00095×[Mn%]-0.0056×[Al%]-0.022×[N%])/0.0033

其中，a₀为晶格常数(nm)，[X%]为元素X的质量%。需要说明的是，C以外的元素的质量%为相对于钢板整体的质量%。

拉伸试验通过使用将钢板的板宽方向作为长度方向的JIS5号试验片(JIS Z 2201)并依据JIS Z 2241来进行。测定TS(拉伸强度)、T.EL(总伸长率)，计算出强度与总伸长率的乘积(TS×T.EL)，并评价强度与加工性(延展性)的平衡。需要说明的是，本发明中，将TS×T.EL≥29000(MPa·%)的情况设定为良好。将以上的评价结果示于表3-1、表3-2中。

由表3确认到，本发明的钢板均兼具拉伸强度为1470MPa以上且TS ×T.EL的值为29000MPa·%以上这样的高强度和优良的加工性，特别是延展性优良。

产业上的可利用性

根据本发明，在使钢板中的C量为0.30%以上并且添加具有铁素体抑制效果的Cr的基础上，对在奥氏体单相区进行退火后的钢板进行急冷而使奥氏体一部分发生马氏体相变后，实现了马氏体的回火和残余奥氏体的稳定化，由此，能够得到加工性、特别是强度与延展性的平衡显著优良、并且拉伸强度为1470MPa以上的高强度钢板。

Claims

1.一种高强度钢板，其特征在于，

由如下组成构成：以质量%计含有C：0.43%以上且0.73%以下、Si：3.0%以下、Al：3.0%以下、Si+Al：0.7%以上、Cr：0.2%以上且8.0%以下、Mn：10.0%以下、Cr+Mn：1.0%以上、P：0.1%以下、S：0.07%以下和N：0.010%以下，余量为Fe及不可避免的杂质，

作为钢板组织，满足如下条件：马氏体相对于钢板组织整体的面积率为15%以上且90%以下，残余奥氏体量为10%以上且50%以下，该马氏体中50%以上为回火马氏体且该回火马氏体相对于钢板组织整体的面积率为10%以上，多边形铁素体相对于钢板组织整体的面积率为0～10%，

所述残余奥氏体中的平均C量为0.7质量%以上，

2.如权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，原奥氏体晶界的总长度的30%以上存在于所述回火马氏体中或者与所述回火马氏体邻接。

3.如权利要求1或2所述的高强度钢板，其特征在于，所述钢板以质量%计还含有Ni：0.05%以上且5.0%以下，并且满足Cr+Mn+Ni：1.0%以上来代替所述Cr+Mn：1.0%以上。

4.如权利要求1或2所述的高强度钢板，其特征在于，所述钢板以质量%计还含有选自下述四组中的一组或两组以上：

(1)选自V：0.005%以上且1.0%以下、Mo：0.005%以上且0.5%以下和Cu：0.05%以上且2.0%以下中的一种或两种以上；

(2)选自Ti：0.01%以上且0.1%以下和Nb：0.01%以上且0.1%以下中的一种或两种；

(3)B：0.0003%以上且0.0050%以下；

(4)选自Ca：0.001%以上且0.005%以下和REM：0.001%以上且0.005%以下中的一种或两种。

5.如权利要求3所述的高强度钢板，其特征在于，所述钢板以质量%计还含有选自下述四组中的一组或两组以上：

(3)B：0.0003%以上且0.0050%以下；

6.一种高强度钢板，其特征在于，在权利要求1～5中任一项所述的钢板的表面上具有热镀锌层或合金化热镀锌层。

7.一种高强度钢板的制造方法，其特征在于，对具有权利要求1～5中任一项所述的成分组成的钢片进行热轧，然后进行冷轧，由此制成冷轧钢板，接着，在奥氏体单相区对该冷轧钢板进行15秒以上且1000秒以下的退火后，以3℃/秒以上且55℃/秒以下的平均冷却速度冷却至相对于马氏体相变开始温度Ms为Ms-115℃以上且低于Ms的第一温度范围，然后，升温至340℃以上且520℃以下的第二温度范围，接着在该第二温度范围内保持60秒以上且1000秒以下。

8.如权利要求7所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在向所述第二温度范围的升温中或者在所述第二温度范围内的保持中，实施热镀锌处理或合金化热镀锌处理。