CN104136648A - 温成形性优异的高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明的高强度钢板，以质量％计含有C：0.05～0.3％、Si：1～3％、Mn：0.5～3％、P：0.1％以下(含0％)、S：0.01％以下(含0％)、Al：0.001～0.1％、N：0.002～0.03％，余量由铁和杂质构成，具有如下组织：以相对于全体组织的面积率计，含有贝氏体铁素体：40～85％、残留奥氏体(γ_R)：5～20％、马氏体+γ_R：10～50％、铁素体：5～40％，γ_R的C浓度为0.5～1.0质量％，并且存在于铁素体晶内的γ_R以相对于全体组织的面积率计存在1％以上。

Description

温成形性优异的高强度钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及用于汽车零件等的温成形性优异的高强度钢板及其制造方法。还有，作为本发明的高强度钢板包括冷轧钢板、熔融镀锌钢板和合金化熔融镀锌钢板。

背景技术

供汽车用骨架部件的薄钢板为了实现碰撞安全性和改善油耗，要求更高强度化。因此，要求使钢板强度高强度化为980MPa级以上，但因为在冲压时成形载荷变大，所以存在对冲压机造成的负荷过大这样的问题。因此，就期望开发一种在成形时为低强度，在成形后的使用时为高强度的钢板。而且，作为成形时的载荷降低手段已知有温成形(例如参照专利文献1、2)。

在上述专利文献1中，公开有一种450℃下的抗拉强度对于室温下的抗拉强度的比为0.7以下的温成形加工用高张力钢板。然而，该温成形加工用高张力钢板，150℃下的抗拉强度的降低幅度小(参照段落[0056]，表3)，为了得到充分的成形时载荷降低效果，需要在350℃～A₁点这样比较高的温度域进行成形(参照段落[0018])。因此，氧化导致钢板的表面状态受损，并且还有因钢板加热引发的能耗增加的问题。此外，由于马氏体被回火，成形后的使用时的强度也有可能降低。

在上述专利文献2中，公开有一种以质量％计，含有C：0.040～0.20％、Si：1.5％以下、Mn：0.50～3.0％、P：0.10％以下、S：0.01％以下、Al：0.01～0.5％、N：0.005％以下、V：0.10～1.0％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，此外所述V的90％以上是固溶状态这样的适合温成形的冷轧钢板。但是，该冷轧钢板需要在300℃以上且A₁点以下这样比较高的温度域进行加工(参照段落[0021])。因此，与上述专利文献1所述的温成形加工用高张力钢板同样，存在因氧化导致钢板的表面状态受损，并且用于钢板加热的能耗增加的问题。此外，因为需要添加高价的V，所以还存在招致成本上升的问题。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2003－113442号公报

专利文献2：日本专利第4506476号公报

发明内容

发明所要解决的课题

本发明是着眼于上述情况而完成的，其目的在于，提供一种在比上述现有技术低的温度域(150～250℃)内进行温成形时能够充分降低强度，另一方面，在成形后的室温下使用时能够确保980MPa以上的高强度的高强度钢板及其制造方法。

用于解决课题的手段

第一发明，是一种温成形性优异的高强度钢板，其特征在于，

具有如下成分组成：

以质量％计(以下，涉及化学成分均同。)含有

C：0.05～0.3％、

Si：1～3％、

Mn：0.5～3％、

P：0.1％以下(含0％)、

S：0.01％以下(含0％)、

Al：0.001～0.1％、

N：0.002～0.03％，余量由铁和杂质构成，

并具有如下组织：

以相对于全体组织的面积率计(以下，涉及组织均同。)，含有

贝氏体铁素体：40～85％、

残留奥氏体：5～20％、

马氏体+上述残留奥氏体：10～50％、

铁素体：5～40％，

上述残留奥氏体的C浓度(Cγ_R)为0.5～1.0质量％，并且，

存在于铁素体晶内的残留奥氏体，以相对于全体组织的面积率计存在1％以上。

根据第一发明所述的温成形性优异的高强度钢板，第二发明，其成分组成还含有如下至少一种：

Cr：0.01～3％、

Mo：0.01～1％、

Cu：0.01～2％、

Ni：0.01～2％、

B：0.00001～0.01％、

Ca：0.0005～0.01％、

Mg：0.0005～0.01％、

REM：0.0001～0.01％。

第三发明，是一种温成形性优异的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，将具有第一或第二发明所述的成分组成的钢材，以下述(1)～(3)所示的各条件，进行热轧后，再进行冷轧，随后进行热处理。

(1)热轧条件

精轧结束温度：Ar₃点以上

卷取温度：450～700℃

(2)冷轧条件

冷轧率：20～80％

(3)热处理条件

在600～Ac₁℃的温度域，以满足下述式1的升温曲线进行升温，在退火加热温度：(0.4×Ac₁+0.6×Ac₃)～(0.05×Ac₁+0.95×Ac₃)，以退火保持时间：1800s以下进行保持之后，以5℃/s以上的平均冷却速度从该退火加热温度急冷至等温淬火温度：350～500℃后，在该等温淬火温度，以等温淬火保持时间：10～1800s进行保持后冷却至常温，或者在该等温淬火温度，以等温淬火保持时间：10～100s进行保持之后，再度升温至再加热温度：480～600℃，在该再加热温度，以再加热保持时间：1～100s进行保持后冷却至常温。

[数学公式1]

式1：

$D_{\mathrm{Fe}}=0.0118\·\exp (-\frac{281500}{8.314\·(T\left(t\right)+273)})$

${\mathrm{\ρ}}_o=1.54\×{10}^{15}\·\ln (-\ln \left(\frac{100-\left[\mathrm{CR}\right]}{100}\right))+2.51\×{10}^{15}$

其中，X：再结晶率(－)，D_Fe：铁的自扩散率(m²/s)，ρ₀：初始位错密度(m/m³)，t：时间(s)，t_600℃：到达600℃这一时刻的时间(s)，t_Ac1：到达Ac₁这一时刻的时间(s)，T(t)：时间t时的温度(℃)，[CR]：冷轧率(％)。

发明效果

根据本发明，具有以相对于全体组织的面积率计含有贝氏体铁素体：40～85％、残留奥氏体：5～20％、马氏体+上述残留奥氏体：10～50％、铁素体：5～40％的组织，上述残留奥氏体的C浓度(Cγ_R)为0.5～1.0质量％，并且存在于铁素体晶内的残留奥氏体以相对于全体组织的面积率计存在1％以上，从而能够提供一种在比上述现有钢低的温度域(150～250℃)内进行温成形时能够充分降低强度，另一方面，在成形后的室温下使用时能够确保980MPa以上的高强度的高强度钢板及其制造方法。

附图说明

图1是本发明钢板和比较钢板的截面组织照片。

具体实施方式

本发明人着眼于：作为成形性优异的高强度钢板，含有具有位错密度高的下部组织(基体)的贝氏体铁素体和残留奥氏体(γ_R)的TRIP钢板，关于在比上述现有技术低的温度域(150～250℃)内进行温成形时充分降低强度，另一方面，在成形后的室温下使用时又确保980MPa以上的高强度的方法进行了研究。

其结果发现，根据下述(1)～(3)的方法，能够得到一种高强度钢板，其能够兼顾在比以往低的温度域内的温成形性和确保室温强度。

(1)通过在组织中部分地导入铁素体和马氏体，使基体的强度和延展性的平衡最佳化。

(2)使碳浓度0.5～1.0质量％的γ_R以面积率计含有5％以上，利用TRIP效应提高室温强度。

(3)这时，使以面积率计1％以上的γ_R覆盖软质的铁素体(即，确保存在于铁素体晶内的γ_R的面积率在1％以上)，以便在塑性加工时容易对该γ_R施加应变，促进室温下的加工诱发马氏体相变，与基体一齐确保室温强度980MPa以上。另一方面，在150～250℃的温态区域中对该钢板进行加工时，γ_R的加工诱发马氏体相变得到抑制而强度降低，成形载荷降低。这时，因为提高了室温强度中的γ_R的加工诱发马氏体相变的贡献，所以温态区域中的成形载荷的降低量大，温成形性优异。

另外可知，为了确保存在于铁素体晶内的γ_R的面积率，有效的是在退火工序的升温过程中，以冷轧抑制加工过的铁素体的再结晶化，由此在铁素体、奥氏体二相温度域内的均热时促进铁素体晶内的奥氏体的核生成。

基于上述知识进一步进行研究，以至于完成本发明。

以下，首先对于向本发明钢板赋予特征的组织进行说明。

〔本发明钢板的组织〕

如上所述，本发明钢板的特征在于，以TRIP钢的组织为基础，而特别地以规定量含有铁素体和马氏体，并且以面积率计含有碳浓度0.5～1.0质量％的γ_R为5～20％，此外，在该γ_R之中，以面积率计有1％以上的γ_R被铁素体覆盖(即，存在于铁素体晶内)。

＜贝氏体铁素体：40～85％＞

本发明中的所谓“贝氏体铁素体”，有着贝氏体组织拥有位错密度高的板条状组织的下部组织，在组织内没有碳化物的方面与贝氏体组织明显不同，另外，与具有无位错密度或位错密度极少的下部组织的多边铁素体组织，或拥有细小的亚晶粒等的下部组织的准多边铁素体组织也不同(参照日本铁钢协会基础研究会发行“钢的贝氏体照片集－1”)。

如此，本发明钢板的组织均匀微细而富于延展性，并且，以位错密度高、强度高的贝氏体铁素体作为母相，从而能够提高强度与成形性的平衡。

在本发明钢板中，需要上述贝氏体铁素体组织的量相对于全体组织，以面积率计为40～85％(优选为40～75％，更优选为40～65％)。由此，来自上述贝氏体铁素体组织的效果得到有效地发挥。还有，上述贝氏体铁素体组织的量根据与γ_R的平衡决定，推荐适当地控制，以使之能够发挥出期望的特性。

＜残留奥氏体(γ_R)：5～20％＞

γ_R对于总延伸率的提高是有用的，为了有效地发挥这样的作用，需要相对于全体组织，以面积率计存在5％以上(优选为7％以上，更优选为10％以上)。另一方面，若大量存在则延伸凸缘性过度劣化，因此将上限定于20％。

＜马氏体+上述残留奥氏体(γ_R)：10～50％＞

为了确保强度而向组织中部分地导入马氏体，但是，若马氏体的量过多，则不能确保成形性，因此相对于全体组织，马氏体+γ_R的合计面积率为10％以上(优选为15％以上，更优选为20％以上)，限制在50％以下(优选为45％以下，更优选为40％以下)。

＜铁素体：5～40％＞

因为铁素体是软质相，所以其本身不能应用于高强度化，但对于提高基体的延展性有效。此外，因为在成形时优先发生塑性变形，所以容易在晶内积存应变，从而促进存在于铁素体晶内的γ_R的加工诱发马氏体相变，有助于确保室温强度。因此，在面积率5％以上(优选为7％以上，更优选为9％以上)且40％以下(优选为35％以下，更优选为30％以下)的范围导入铁素体。

＜残留奥氏体(γ_R)的C浓度(Cγ_R)：0.5～1.0质量％＞

Cγ_R是影响到加工时γ_R相变成马氏体的稳定度的指标。若Cγ_R过低，则在150～250℃的温成形时无法充分稳定化而发生加工诱发马氏体相变，因此使温成形时的载荷上升。另一方面，若Cγ_R过高，则过于稳定化，即使在室温下施加加工，也无法充分地进行加工诱发马氏体相变，因此，为了确保室温强度而需要使基体高强度化，仍会使温成形时的载荷上升。为了降低150～250℃的温成形时的载荷，需要Cγ_R为0.5～1.0质量％。优选为0.7～0.9质量％。

＜存在于铁素体晶内的γ_R：1％以上＞

用软质的铁素体覆盖γ_R，以使室温变形时的γ_R的加工诱发马氏体相变得以促进，从而提高室温强度。此外，通过在150～250℃的温成形时抑制γ_R的加工诱发马氏体相变，能够获得显著的载荷降低效果。为了使这些效果有效地发挥，存在于铁素体晶内的γ_R以相对于全体组织的面积率计为1％以上。优选为1.1％以上。

＜其他：贝氏体(含0％)＞

本发明的钢板可以只由上述组织(马氏体和/或贝氏体铁素体、多边铁素体以及γ_R的混合组织)构成，但在不损害本发明的作用的范围内，作为其他的异种组织也可以具有贝氏体。这一组织在本发明钢板的制造过程中必然性地残存，但越少越好，推荐相对于全体组织，以面积率计控制在5％以下，更优选控制在3％以下。

〔各相的面积率、γ_R的C浓度(Cγ_R)和存在于铁素体晶内的γ_R的面积率的各测定方法〕

在此，对于各相的面积率、γ_R的C浓度(Cγ_R)和存在于铁素体晶内的γ_R的面积率的各测定方法进行说明。

钢板中组织的面积率是对钢板进行lepera试剂腐蚀并通过光学显微镜观察(倍率1000倍)，例如将白色的区域定义为“马氏体+残留奥氏体(γ_R)”，由此测定组织的面积率。

还有，γ_R的面积率和γ_R的C浓度(Cγ_R)是磨削至钢板的1/4的厚度后，进行化学研磨后通过X射线衍射法测定(ISIJ Int.Vol.33，(1933)，No.7，p.776)。另外，铁素体的面积率是对于钢板进行硝酸乙醇腐蚀液腐蚀并通过光学显微镜观察(倍率400倍)，将当量圆直径5μm以上的块状的白色区域识别为铁素体并求得面积率。再以扫描型电子显微镜(倍率5000倍)鉴定贝氏体等其他组织的面积率后，将“马氏体+残留奥氏体(γ_R)”和“铁素体”和“其他组织”以外的部分作为贝氏体铁素体，计算面积率。

另外，存在于铁素体晶内的γ_R的面积率按照以下进行测定。首先，扫描型电子显微镜(JEOL制造JSM－5410)使用TSL社制造OIM^TM，以0.2μm间距进行EBSD测定，映射FCC相和BCC相以及与邻接的晶粒有15°以上的取向差的晶界。在此映射之中，作为FCC相映射的区域定义为γ_R并识别。另外在BCC相中存在15°以上的取向差的晶界的面积为10个测定点以下的区域以及不能作为FCC相或BCC相进行分析的区域定义识别为马氏体。其余的BCC相之中，以低于15°的取向差连续的区域达490个测定点以上(当量圆直径5μm以上)的区域定义识别为铁素体，其余的区域定义识别为贝氏体铁素体。将包围以低于15°的取向差连续的区域达490个测定点以上的区域的晶界定义为铁素体晶界，将与铁素体晶界和贝氏体铁素体不接触的γ_R定义为存在于铁素体晶内的γ_R。还有，γ_R多时，与马氏体形成混合组织而存在，因此这种情况下，在混合组织单位适用上述γ_R的存在区域判断基准。

还有，受到EBSD测定的分解能的制约，存在微小的γ_R(FCC相)无法映射的倾向，由基于EBSD测定的映射而取得的γ_R面积率比由X射线衍射取得的γ_R面积率低。因此，在映射中全部γ_R之中，计算存在于铁素体晶内的γ_R的比例，通过将该比例乘以由X射线衍射而取得的γ_R面积率，求得存在于铁素体晶内的γ_R面积率。

接下来，对构成本发明钢板的成分组成进行说明。以下，化学成分的单位全部是质量％。

〔本发明钢板的成分组成〕

C：0.05～0.3％

C是用于确保高强度并且得到期望的主要组织(贝氏体铁素体+马氏体+γ_R)所必须的元素，为了有效地发挥这样的作用而需要添加0.05％以上(优选为0.10％以上，更优选为0.15％以上)。但是，在超过0.3％时不适于焊接。

Si：1～3％

Si是有效地抑制γ_R分解而生成碳化物的元素。特别是Si作为固溶强化元素也有用。为了有效地发挥这样的作用，需要添加Si为1％以上。优选为1.1％以上，更优选为1.2％以上。但是，若添加Si超过3％，则贝氏体铁素体+马氏体组织的生成受到阻碍，另外热变形阻力提高而容易引起焊接部的脆化，此外也对钢板的表面性状造成不良影响，因此使其上限为3％。优选为2.5％以下，更优选为2％以下。

Mn：0.5～3％

Mn作为固溶强化元素有效地发挥作用，此外还发挥着促进相变并促进贝氏体铁素体+马氏体组织的生成的作用。此外还是使γ稳定化，用于得到期望的γ_R所需要的元素。为了有效地发挥这样的作用，需要添加0.5％以上。优选为0.7％以上，更优选为1％以上。但是，若添加超过3％，则可见铸锭裂纹产生等的不良影响。优选为2.5％以下，更优选为2％以下。

P：0.1％以下(含0％)

P作为杂质元素不可避免地存在，但为了确保期望的γ_R，也是可以添加的元素。但是若添加超过0.1％，则二次加工性劣化。更优选为0.03％以下。

S：0.01％以下(含0％)

S也作为杂质元素而不可避免地存在，形成MnS等的硫化物系夹杂物而成为裂纹的起点，是使加工性劣化的元素。优选为0.008％以下，更优选为0.005％。

Al：0.001～0.1％

Al作为脱氧剂被添加。但是即使过剩添加，效果也饱和并经济上造成浪费，因此使其上限为0.1％。

N：0.002～0.03％

N是不可避免地存在的元素。使N含量低于0.002％会显著提升制造负担，因此使下限为0.002％。另一方面，若N含量过多，则在本发明的材料这样的低碳钢中难以铸造，因此制造本身将不能进行。

本发明的钢基本地含有上述成分，余量实质上是铁和不可避免的杂质，除此以外，在不损害本发明的作用的范围内还可以添加以下的允许成分。

Cr：0.01～3％、

Mo：0.01～1％、

Cu：0.01～2％、

Ni：0.01～2％、

B：0.00001～0.01％的一种或两种以上。

这些元素作为钢的强化元素是有用的，并且对于确保规定量的γ_R是有效的元素。为了有效地发挥这样的作用，推荐分别添加Cr：0.01％以上(更优选为0.02％以上)、Mo：0.01％以上(更优选为0.02％以上)、Cu：0.01％以上(更优选为0.1％以上)、Ni：0.01％以上(更优选为0.1％以上)，B：0.00001％以上(更优选为0.0002％以上)。但是，即使超过Cr为3％、Mo为1％、Cu和Ni分别为2％、B为0.01％来添加，上述效果也饱和并在经济上造成浪费。更优选为Cr：2.0％以下、Mo：0.8％以下、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、B：0.0030％以下。

Ca：0.0005～0.01％、

Mg：0.0005～0.01％、

REM：0.0001～0.01％的一种或两种以上。

这些元素控制钢中硫化物的形态，是对加工性提高有效的元素。在此，作为用于本发明的REM(稀土类元素)，可列举Sc、Y、镧系元素等。为了有效地发挥上述作用，推荐Ca和Mg分别添加0.0005％以上(更优选为0.001％以上)，REM添加0.0001％以上(更优选为0.0002％以上)。但是，即使这些元素分别添加超过0.01％，上述效果也是和并在经济上造成浪费。更优选Ca和Mg为0.003％以下，REM为0.006％以下。

接着，以下说明用于得到上述本发明钢板的优选的制造方法。

〔本发明钢板的优选的制造方法〕

本发明钢板的特征在于，是将满足上述成分组成的钢材以下述(1)～(3)所示的各条件进行热轧，接着进行冷轧后进行热处理而制造的，但是，为了使γ_R在铁素体晶内以面积率存在1％以上，以冷轧抑制加工过的铁素体的再结晶化，从而在铁素体奥氏体二相温度域内促进铁素体晶内的奥氏体的核生成。

(1)热轧条件

·精轧结束温度：Ar₃点以上

·卷取温度：450～700℃

热轧的终轧温度(精轧结束温度，FDT)为Ar₃点以上，卷取温度为450～700℃这样通常的条件即可。

(2)冷轧条件

·冷轧率：20～80％

另外，通过使冷轧时的冷态轧制率(冷轧率)为20～80％，从而对铁素体施加应变，由此，在后续的退火工序的均热时促进铁素体晶内的奥氏体的生成。

(3)热处理条件

在600～Ac₁℃的温度域，以满足下述式1的升温曲线进行升温，以退火加热温度：(0.4×Ac₁+0.6×Ac₃)～(0.05×Ac₁+0.95×Ac₃)，以退火保持时间：1800s以下进行保持后，以5℃/s以上的平均冷却速度从该退火加热温度急冷至等温淬火温度：350～500℃之后，在该等温淬火温度，以等温淬火保持时间：10～1800s进行保持后再冷却至常温，或者在该等温淬火温度，以等温淬火保持时间：10～100s进行保持之后，再度升温至再加热温度：480～600℃，在该再加热温度，以再加热保持时间：1～100s进行保持后冷却至常温。

[数学公式2]

式1：

$D_{\mathrm{Fe}}=0.0118\·\exp (-\frac{281500}{8.314\·(T\left(t\right)+273)})$

${\mathrm{\ρ}}_o=1.54\×{10}^{15}\·\ln (-\ln \left(\frac{100-\left[\mathrm{CR}\right]}{100}\right))+2.51\×{10}^{15}$

其中，X：再结晶率(－)，D_Fe：铁的自扩散率(m²/s)，ρ₀：初始位错密度(m/m³)，t：时间(s)，t_600℃：到达600℃这一时刻的时间(s)，t_Ac1：到达Ac₁这一时刻的时间(s)，T(t)：时间t时的温度(℃)，[CR]：冷轧率(％)。

为了在退火工序中的升温时抑制铁素体的再结晶而进行以往没有的急速升温，接着为了奥氏体化而在(γ+α)二相温度域内进行均热，以规定的冷却速度急冷而过冷后，在该过冷温度下保持规定时间而进行等温淬火处理，从而能够得到期望的组织。还有，在不使期望的组织显著分解且不损害本发明的作用的范围内，也可以进行镀覆，进而进行合金化处理。

以下，对于上述热处理条件更详细地加以说明。

＜在600～Ac₁℃的温度域，以满足上述式1的升温曲线进行升温＞

这是为了通过在退火工序中的升温时进行以往没有的急速加热而抑制铁素体的再结晶。由此，能够在后续的均热工序中促进铁素体晶内的奥氏体的生成。

在此，上述式1中的“X＝1－exp(…)”的部分是铁素体的再结晶率X的预测式，以下表示其导出过程。

即，使用通过使冷轧率变化而使初始位错密度ρ₀变化的材料，研究再结晶温度、保持时间(t)的影响，其结果发现，再结晶率X能够由下述式1’表示。

式1’：X＝1－exp[－exp{A₁ln(D_Fe)+A₂ln(ρ₀)－A₃}·tⁿ]

(其中，A₁、A₂、A₃、n：常数)

并且已知铁的自扩散率D_Fe为

式2：D_Fe＝0.0118exp[－281500/{R(T+273)}](m²/s)(其中，T：温度(℃)，R：气体常数[＝8.314kJ/(K·kg－atom)])的关系成立(例如，参照日本铁钢协会编，铁钢便览第3版，I基础，丸善，1981年，p.349)。

另外，关于初始位错密度ρ₀，使用以20～80％的冷轧率对于各种钢材实施了冷轧的钢板，研究初始位错密度ρ₀和冷轧率[CR]的相关关系，其结果可知，能够由下述式3表示。还有，位错密度的测定使用日本特开2008－144233号公报所公开的方法。

式3：ρ₀＝B₁ln[(－ln{(100－[CR])/100}]+B₂

(B₁、B₂：常数)

基于上述研究结果确定上述式3的常数B₁、B₂的值的，其结果是，在冷轧率[CR]：20～80％的范围内，能够得到B₁＝1.54×10¹⁵，B₂＝2.51×10¹⁵。

而后，为了确定上述式1’中的常数A₁、A₂、A₃、n的值，实施以下的试验。

将如下两种冷轧钢板作为供试材：处于本发明的成分组成的范围内的，含有C：0.17％、Si：1.35％、Mn：2.0％，保持以冷轧率36％进行了冷轧的状态(退火、回火处理前)的实机冷轧钢板(板厚1.6mm)；和对该冷轧率36％的实机冷轧钢板进一步进行冷轧，冷轧率为60％的冷轧钢板。

然后，将上述两种冷轧钢板，按“急速加热+在一定温度下保持规定时间+急速冷却”的加热曲线，通过各种保持温度与保持时间的组合进行热处理，分别测定热处理前后的钢板的硬度，因为考虑到其硬度的变化与再结晶率存在密切的相关关系，所以由再结晶率＝(热处理前的硬度－热处理后的硬度)/(热处理前的硬度－180Hv)的定义式计算再结晶率。其中，所述定义式中的180Hv是在保持温度最高的状态下，依次延长保持时间而进行热处理时不再进一步软化的最低的硬度，相当于经过充分退火，再结晶化完毕而成为完全软化的状态的硬度。

作为保持温度T和保持时间t的关系，对于如此计算出的再结晶率X的数据进行Avrami指数推测(Avrami Plot)，由此确定上述式1’中的常数A₁、A₂、A₃、n的值，其结果是能够得到A₁＝0.8，A₂＝1.8，A₃＝33.7，n＝0.58。

并且，由于上述式1’是T恒定时的公式，所以，通过使该式1’能够适用于升温过程的方式变更成作为时间t的函数的温度T(t)，变形成在600～Ac₁℃之间的停留时间内积分的形式，从而导出上述式1的“X＝1－exp(…)”的部分。

并且，对于以各种退火条件进行了热处理的钢板，进行使用由上述方式导出的、上述式1中的“X＝1－exp(…)”的部分而计算出的再结晶率X，和经实际的热处理后的钢板的组织观察所确认到的再结晶状态的比较时，可见两者良好的一致，由此能够确认，上述式1中的“X＝1－exp(…)”的部分对于再结晶率X的预测精度非常高。

因此，上述式1的“X＝…≤0.5”是指以冷轧率CR进行冷轧后继续进行退火工序的升温时，以使铁素体的再结晶率被抑制在50％以下的方式规定600～Ac₁℃的温度域的升温曲线。优选X≤0.45，更优选为X≤0.4。

＜退火加热温度：(0.4×Ac₁+0.6×Ac₃)～(0.05×Ac₁+0.95×Ac₃)＞

这是为了在(γ+α)二相温度域内进行均热，从而使奥氏体生成于铁素体晶内，在最终组织中使铁素体晶内存在γ_R。另外，将铁素体分率调整到期望范围，从而确保室温强度并且使基体强度降低，由此能够在150～250℃的温成形时以低载荷进行成形。低于(0.4×Ac₁+0.6×Ac₃)时，铁素体分率过高而得不到期望的室温强度。另一方面，若超过(0.05×Ac₁+0.95×Ac₃)，则铁素体分率过低，无法使充分的量的γ_R存在于铁素体晶内，而且基体过于高强度化，温成形时的载荷增大。优选为(0.4×Ac₁+0.6×Ac₃)～(0.1×Ac₁+0.9×Ac₃)。

＜退火保持时间：1800s以下＞

这是为了不损害生产率。

＜退火加热温度至等温淬火温度的平均冷却速度：5℃/s以上＞

平均冷却速度低于5℃/s时，铁素体分率变得过高，不能确保室温强度。优选为8℃/s以上，更优选为10℃/s以上。

＜等温淬火温度：350～500℃＞

通过在350～500℃的温度域进行等温淬火处理，从而适当阶段性地控制等温淬火处理中的贝氏体相变，将对未相变奥氏体的碳浓化控制在适当的水平。低于350℃时，对未相变奥氏体的碳浓化过度促进，最终组织中的γ_R中的碳浓度变得过高。另一方面，若超过500℃则贝氏体相变未充分进行，最终组织中的γ_R分率降低。优选为360～480℃，更优选为380～460℃。

＜保持等温淬火保持时间：10～1800s后冷却至常温＞

假定的是以连续退火线(CAL)制造冷轧钢板的情况，或者以熔融镀锌线制造熔融镀锌钢板(GI钢板)的情况。通过保持10～1800s来进行等温淬火处理，从而适当阶段性地控制等温淬火处理中的贝氏体相变，将对未相变奥氏体的碳浓化控制在适当的水平。低于10s时贝氏体相变未充分进行，最终组织中的γ_R分率降低。另一方面，若超过1800s则渗碳体从未相变奥氏体析出，冷却后γ_R得不到期望的分率。还有，以CAL制造时为100～1800s(优选为200～800s)，制造GI钢板时为10～100s(优选为20～60s)。

＜或者，以等温淬火保持时间：10～100s进行保持之后，在再加热温度：480～600℃，以再加热保持时间：1～100s进行保持后冷却至常温＞

假设的是以熔融镀锌线制造合金化熔融镀锌钢板(GA钢板)的情况。等温淬火处理后的再加热是为了进行合金化处理。通过保持10～100s(优选为20～60s)进行等温淬火处理，从而适当阶段性地控制等温淬火处理中的贝氏体相变，将对未相变奥氏体的碳浓化控制在适当的水平。低于10s时贝氏体相变未充分进行，最终组织中的γ_R分率降低。还有，等温淬火处理后的再加热是为了进行合金化处理。优选的再加热温度是480～550℃。

实施例

为了确切证实本发明的适用性，使成分组成和制造条件进行各种变化，就高强度钢板在室温和温态下的抗拉强度及其影响进行研究。真空熔炼由表1所示的各成分组成构成的供试钢，制成板厚30mm的板坯后，将该板坯加热到1200℃，以精轧结束温度(FDT)900℃热轧至板厚2.5mm后，以卷取温度500℃放入保持炉中进行空冷，模拟热轧板的卷取。随后，以冷轧率52％进行冷轧，形成板厚1.2mm的冷轧板。然后，以表2所示的各条件，以成为再结晶率X这样的600℃～Ac₁间的平均加热速度HR1℃/s，将该冷轧板加热至均热温度(退火加热温度)T1℃，在此均热温度T1℃下保持t1秒后，以平均冷却速度CR1℃/s进行冷却，以过冷温度(等温淬火温度)T2℃保持t2秒后进行空冷，或以过冷温度T2℃保持t2秒后，再以再加热温度T3℃保持t3秒之后进行空冷。

对于如此得到的各钢板，通过上述[具体实施方式]一项中说明的测定方法，测定各相的面积率、γ_R的C浓度(Cγ_R)和存在于铁素体晶内的γ_R的面积率。

另外，为了对上述各钢板评价室温强度和在比以往低的温度域内的温态强度，分别在室温和200℃下使用JIS5号试验片，通过应变速度1mm/s的拉伸试验测定抗拉强度(TS)。然后，作为评价温态下的强度降低效果的指标，计算室温TS和温态TS的差ΔTS。

将这些结果示于表3和4中。

【表1】

【表2】

【表3】

【表4】

如这些表所示，钢No.1～3、7、15～17、19、20、25～31均使用满足本发明的成分组成的范围的钢种，并以推荐的热处理条件制造，其结果是满足本发明的组织规定的要件的本发明钢板，能够得到室温强度、温态强度均满足评价标准且温成形性优异的高强度钢板。

相对于此，钢No.4～6、8～14、18、21～24是不满足本发明所规定的成分组成和组织的要件之中至少任意一项的比较钢板，室温强度、温态强度的至少任意一项不满足评价标准。

例如，钢No.4、5因为600℃～Ac₁间的加热速度HR1过低，所以再结晶率X过高，铁素体晶内的奥氏体的生成受到抑制，存在于铁素体晶内的γ_R减少，室温强度、温成形时的载荷降低效果均不足。

另外，钢No.6因为均热温度T1过低，所以铁素体分率变得过高，室温强度不足。

另一方面，钢No.8因为均热温度T1过高，所以铁素体无法生成，因此也没有存在于铁素体晶内的γ_R，虽然可确保室温强度，但温成形时的载荷降低效果不足。

另外，钢No.9因为从均热温度T1至过冷温度T2的平均冷却速度CR1过低，所以铁素体分率变得过高，室温强度不足。

另外，钢No.10因为过冷温度T2过低，所以最终组织中的γ_R中的碳浓度(Cγ_R)变得过高，温成形时的载荷降低效果不足。

另一方面，钢No.11因为过冷温度T2过高，所以贝氏体相变未充分进行，最终组织中的γ_R分率变低，存在于铁素体晶内的γ_R也变得过少，温成形时的载荷降低效果不足。

另外，钢No.12因为过冷温度T2的保持时间t2过短，所以贝氏体相变未充分进行，最终组织中的γ_R分率变低，存在于铁素体晶内的γ_R也变得过少，温成形时的载荷降低效果不足。

另外，钢No.13因为再加热温度T3过高，所以最终组织中的γ_R分率变得过低，并且存在于铁素体晶内的γ_R也变得过少，室温强度、温成形时的载荷降低效果均不足。

另外，钢No.14因为再加热温度T3的保持时间t3过长，所以与钢No.13同样，最终组织中的γ_R分率变得过低，并且存在于铁素体晶内的γ_R也变得过少，室温强度、温成形时的载荷降低效果均不足。

另外，钢No.18因为C含量过低，所以最终组织中的γ_R分率变得过低，并且存在于铁素体晶内的γ_R也变得过少，温成形时的载荷降低效果不足。

另外，钢No.21因为Si含量过低，所以最终组织中的γ_R分率变得过低，并且存在于铁素体晶内的γ_R也变得过少，室温强度不足。

另一方面，钢No.22因为Si含量过高，并且再结晶率X过高，所以存在于铁素体晶内的γ_R变得过少，温成形时的载荷降低效果不足。

另外，钢No.23因为Mn含量过低，所以最终组织中的γ_R分率变得过低，室温强度不足。

另一方面，钢No.24因为Mn含量过高，所以存在于铁素体晶内的γ_R变得过少，温成形时的载荷降低效果不足。

另外，本发明钢板(钢No.2)和比较钢板(钢No.5)的组织中的γ_R的分布状态例示于图1中。图1是EBSP观察的结果，白色的粒状物是γ_R。由此图可知，在比较钢板(钢No.5)中，铁素体(α)晶内几乎不存在γ_R，相对于此，在本发明钢板(钢No.2)中，γ_R大量存在于铁素体(α)晶内。

详细并参照特定的实施方式说明了本发明，但在不脱离本发明的主旨和范围的前提下能够加以各种变更和修改，这对于本领域技术人员来说是明确的。

本申请基于2012年2月29日申请的日本专利申请(专利申请2012－044068)，其内容在此参照并援引。

产业上的可利用性

本发明适合作为供汽车用骨架部件的薄钢板等使用。

Claims (3)

1.一种温成形性优异的高强度钢板，其特征在于，具有如下成分组成：以质量％计含有

C：0.05～0.3％、

Si：1～3％、

Mn：0.5～3％、

P：0.1％以下且含0％、

S：0.01％以下且含0％、

Al：0.001～0.1％、

N：0.002～0.03％，余量由铁和杂质构成，

并具有如下组织：以相对于全体组织的面积率计含有

贝氏体铁素体：40～85％、

残留奥氏体：5～20％、

马氏体+上述残留奥氏体：10～50％、

铁素体：5～40％，

上述残留奥氏体的C浓度即Cγ_R为0.5～1.0质量％，并且存在于铁素体晶内的上述残留奥氏体以相对于全体组织的面积率计存在1％以上。

2.根据权利要求1所述的温成形性优异的高强度钢板，其中，成分组成以质量％计还含有如下的至少一种，

Cr：0.01～3％、

Mo：0.01～1％、

Cu：0.01～2％、

Ni：0.01～2％、

B：0.00001～0.01％、

Ca：0.0005～0.01％、

Mg：0.0005～0.01％、

REM：0.0001～0.01％。

3.一种温成形性优异的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，将具有权利要求1或2所示的成分组成的钢材，以下述(1)～(3)所示的各条件，在热轧后进行冷轧，随后进行热处理，

(1)热轧条件

精轧结束温度：Ar₃点以上

卷取温度：450～700℃

(2)冷轧条件

冷轧率：20～80％

(3)热处理条件

在600～Ac₁℃的温度域，以满足下述式1的升温曲线进行升温，在退火加热温度：(0.4×Ac₁+0.6×Ac₃)～(0.05×Ac₁+0.95×Ac₃)，以退火保持时间：1800s以下进行保持后，以5℃/s以上的平均冷却速度从该退火加热温度急冷至等温淬火温度：350～500℃后，在该等温淬火温度，以等温淬火保持时间：10～1800s进行保持后冷却至常温，或者在该等温淬火温度，以等温淬火保持时间：10～100s进行保持之后，再度升温至再加热温度：480～600℃，在该再加热温度，以再加热保持时间：1～100s进行保持后冷却至常温，

[数学公式1]

式1：

$D_{\mathrm{Fe}}=0.0118\·\exp (-\frac{281500}{8.314\·(T\left(t\right)+273)})$

${\mathrm{\ρ}}_o=1.54\×{10}^{15}\·\ln (-\ln \left(\frac{100-\left[\mathrm{CR}\right]}{100}\right))+2.51\×{10}^{15}$

其中，X：再结晶率(－)，D_Fe：铁的自扩散率(m²/s)，ρ₀：初始位错密度(m/m³)，t：时间(s)，t_600℃：到达600℃这一时刻的时间(s)，t_Ac1：到达Ac₁这一时刻的时间(s)，T(t)：时间t时的温度(℃)，[CR]：冷轧率(％)。