CN108699660A

CN108699660A - 高强度钢板及其制造方法

Info

Publication number: CN108699660A
Application number: CN201780011000.3A
Authority: CN
Inventors: 木俣雄介; 小野义彦; 河村健二
Original assignee: NKK Corp
Current assignee: JFE Steel Corp; JFE Engineering Corp
Priority date: 2016-02-10
Filing date: 2017-02-07
Publication date: 2018-10-23
Anticipated expiration: 2037-02-07
Also published as: EP3415655A4; MX2018009735A; EP3415655A1; WO2017138503A1; KR20180099867A; JP6338024B2; US20190040482A1; US11739392B2; JPWO2017138503A1; CN108699660B; EP3415655B1; KR102119332B1

Abstract

本发明提供拉伸强度TS为1320MPa以上、而且加工性优良的高强度钢板及其制造方法。成分组成以质量％计含有C：0.20％以上且0.40％以下、Si：0.5％以上且2.5％以下、Mn：大于2.4％且5.0％以下、P：0.1％以下、S：0.01％以下、Al：0.01％以上且0.5％以下和N：0.010％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，钢板组织中，以相对于钢板组织整体的面积率计，下贝氏体为40％以上且小于85％、包括回火马氏体的马氏体为5％以上且小于40％、残余奥氏体为10％以上且30％以下、多边形铁素体为10％以下(包括0％)。

Description

高强度钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及最适合用于制造汽车外板、结构骨架材料、其它所有机械结构部件的、加工性优良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成为重要的课题。因此，想要通过车身材料的高强度化来实现车身部件的薄壁化、从而使车身自身轻量化的动向活跃。

通常，为了实现钢板的高强度化，需要增加马氏体、贝氏体等硬质相相对于钢板的组织整体的比例。但是，使硬质相的比例增加所带来的钢板的高强度化会导致加工性的降低，因此，期望开发兼具高强度和优良的加工性的钢板。迄今为止，已开发出具有铁素体和马氏体双相的DP钢板、利用残余奥氏体的相变诱发塑性的TRIP钢板等各种复合组织钢板。

在复合组织钢板中使硬质相的比例增加的情况下，钢板的加工性强烈地受到硬质相的加工性的影响。这是因为：在硬质相的比例少且软质的多边形铁素体多的情况下，多边形铁素体的变形能力对于钢板的加工性占主导地位，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，并非多边形铁素体的变形能力而是硬质相的变形能力本身直接影响钢板的加工性。

因此，在冷轧钢板的情况下，对退火及之后的冷却过程中生成的多边形铁素体的量进行调整后，对钢板进行水淬火而生成马氏体，再次将钢板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，在实施这样的水淬火的连续退火水淬火设备的情况下，淬火后的温度必然达到水温附近，因此，未相变奥氏体几乎都发生马氏体相变，因此难以有效利用残余奥氏体、其它低温相变组织。因此，硬质组织的加工性的提高总是会局限于由马氏体的回火所带来的效果，结果，钢板的加工性的提高也受到限制。

以往，关于含有残余奥氏体的复合组织钢板，例如在专利文献1中公开了一种高张力钢板，其通过规定预定的合金成分并使钢板组织为具有残余奥氏体的微细且均匀的贝氏体而使弯曲加工性以及冲击特性优良。另外，例如在专利文献2中公开了一种复合组织钢板，其通过规定预定的合金成分、使钢板组织为具有残余奥氏体的贝氏体或者进一步为铁素体、并且规定贝氏体中的残余奥氏体量而使烧结硬化性优良。此外，例如在专利文献3中公开了一种复合组织钢板，其通过规定预定的合金成分、使钢板组织以面积率计90％以上为具有残余奥氏体的贝氏体、使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)而使耐冲击性优良。

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，若为专利文献1所记载的成分组成，对钢板赋予应变时，难以确保在高应变区域中表现出TRIP效应的稳定的残余奥氏体的量，虽然可得到弯曲性，但存在直至发生塑性失稳的延展性低、胀形性差这样的问题。另外，对于专利文献2所记载的钢板而言，虽然能够得到烧结硬化性，但由于是含有贝氏体或者进一步含有铁素体作为主体并尽可能地抑制了马氏体的组织，因此，存在不仅难以达到大于1180MPa的拉伸强度(TS)、而且也难以确保高强度化时的加工性的问题。此外，对于专利文献3所记载的钢板而言，以提高耐冲击性作为主要目的，是以硬度为HV250以下的贝氏体作为主相、具体而言含有大于90％的贝氏体的组织，因此，存在极难使拉伸强度(TS)大于1180MPa的问题。

另一方面，对于作为通过冲压加工成形的汽车部件中、例如汽车碰撞时抑制变形的车门防撞梁、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而言，要求1180MPa以上、并且今后会进一步要求1320MPa以上的拉伸强度(TS)。另外，对于作为形状比较复杂的结构部件的构件类、中柱内部件等结构部件而言，期望980MPa以上、并且今后会进一步期望1180MPa以上的拉伸强度(TS)。

鉴于上述情况，本发明的目的在于提供拉伸强度(TS)为1320MPa以上、而且加工性优良的高强度钢板及其制造方法。

用于解决问题的手段

为了解决上述问题，对钢板的成分组成以及显微组织反复进行了深入研究。其结果发现，有效利用马氏体以及下贝氏体组织来实现钢板的高强度化，并且，将使钢板中的C含量多达0.20％以上、在奥氏体单相区退火后的钢板骤冷而使奥氏体部分地发生马氏体相变后，实现马氏体的回火和下贝氏体相变以及残余奥氏体的稳定化，由此，可以得到加工性、特别是强度与延展性以及强度与延伸凸缘性的平衡显著优良、而且拉伸强度为1320MPa以上的高强度钢板。

本发明是基于上述见解而完成的，其要旨如下。

[1]一种高强度钢板，其中，成分组成以质量％计含有C：0.20％以上且0.40％以下、Si：0.5％以上且2.5％以下、Mn：大于2.4％且5.0％以下、P：0.1％以下、S：0.01％以下、Al：0.01％以上且0.5％以下和N：0.010％以下且余量由Fe和不可避免的杂质构成，钢板组织中，以相对于钢板组织整体的面积率计，下贝氏体为40％以上且小于85％、包括回火马氏体的马氏体为5％以上且小于40％、残余奥氏体为10％以上且30％以下、多边形铁素体为10％以下(包括0％)，拉伸强度为1320MPa以上、拉伸强度×总伸长率为18000MPa·％以上、拉伸强度×扩孔率为40000MPa·％以上。

[2]如[1]所述的高强度钢板，其中，进一步，上述钢板组织中，上述残余奥氏体的平均结晶粒径为2.0μm以下。

[3]如[1]或[2]所述的高强度钢板，其中，进一步，上述钢板组织中，上述残余奥氏体中的C量的平均为0.60质量％以上。

[4]如[1]～[3]中任一项所述的高强度钢板，其中，在上述成分组成的基础上，以质量％计含有选自V：1.0％以下、Mo：0.5％以下、Cu：2.0％以下中的一种或两种以上。

[5]如[1]～[4]中任一项所述的高强度钢板，其中，在上述成分组成的基础上，以质量％计含有选自Ti：0.1％以下、Nb：0.1％以下中的一种或两种。

[6]如[1]～[5]中任一项所述的高强度钢板，其中，在上述成分组成的基础上，以质量％计含有B：0.0050％以下。

[7]一种高强度钢板的制造方法，其中，对具有[1]、[4]～[6]中任一项所述的成分组成的钢坯进行热轧、冷轧，接着，进行在奥氏体单相区保持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Ms点-100℃以上且低于Ms点的第一温度范围，接着，升温至300℃以上且Bs点-50℃以下并且400℃以下的第二温度范围，在该第二温度范围内保持15秒以上且1000秒以下。

[8]如[7]所述的高强度钢板的制造方法，其中，上述热轧中，进行将粗轧的第一道次的压下率设定为10％以上且15％以下的范围的粗轧，接着，进行将精轧的第一道次的压下率设定为10％以上且15％以下的范围的精轧。

需要说明的是，在本发明中，高强度钢板是指拉伸强度(TS)为1320MPa以上的钢板，包括冷轧钢板、对冷轧钢板实施了镀覆处理、合金化镀覆处理等表面处理的钢板。另外，在本发明中，加工性优良是指拉伸强度(TS)与总伸长率(T.EL)之积的值(TS×T.EL)为18000MPa·％以上、拉伸强度(TS)与扩孔率(λ)之积的值(TS×λ)为40000MPa·％以上。更详细而言，是指在拉伸强度(TS)为1320MPa以上且小于1470MPa的范围内λ≥32％且T.EL≥16％、在拉伸强度(TS)为1470MPa以上的情况下λ≥25％且T.EL≥15％。

发明效果

根据本发明，可以得到加工性优良的高强度钢板。对于本发明的高强度钢板而言，TS为1320MPa以上，而且TS×T.EL为18000MPa·％以上、TS×λ为40000MPa·％以上，延展性以及延伸凸缘性优良，因此，能够适合用于汽车的结构构件等用途，在工业上带来有效的效果。

附图说明

图1(A)是对上贝氏体进行说明的局部放大示意图，图1(B)是对下贝氏体进行说明的局部放大示意图。

具体实施方式

以下，对本发明详细地进行说明。

首先，对本发明的高强度钢板的成分组成的限定原因进行说明。需要说明的是，只要没有特别说明，以下的表示成分组成的％是指质量％。

C：0.20％以上且0.40％以下

C是对于钢板的高强度化以及确保稳定的残余奥氏体量而言必不可欠缺的元素。另外，C是用于确保马氏体量以及在室温下使奥氏体残留的必要元素。C含量小于0.20％时，难以确保钢板的强度和加工性。因此，C含量设定为0.20％以上。优选为0.25％以上、进一步优选为0.30％以上。另一方面，C含量超过0.40％时，作为构件进行加工时的焊接部以及焊接热影响区的硬化显著、焊接性劣化。因此，C含量设定为0.40％以下。优选为0.36％以下。

Si：0.5％以上且2.5％以下

Si是通过固溶强化而有助于提高钢的强度和抑制碳化物生成的有用元素。因此，使Si含有0.5％以上。但是，Si含量超过2.5％时，有时引起因红锈等的产生导致的表面性状的劣化、化学转化处理性的劣化，因此，Si含量设定为2.5％以下。因此，Si含量设定为0.5％以上且2.5％以下。

Mn：大于2.4％且5.0％以下

Mn对于钢的强化、奥氏体的稳定化而言是有效的，在本发明中是重要的元素。Mn为2.4％以下的情况下，即使退火后的冷却速度为3℃/秒以上也生成超过10％的铁素体，因此，难以确保1320MPa以上的强度。因此，Mn设定为大于2.4％。优选为3.0％以上。但是，Mn含量超过5.0％时会引起铸造性的劣化、抑制贝氏体相变等。因此，Mn含量需要设定为5.0％以下。因此，Mn含量设定为5.0％以下。优选为4.5％以下。

P：0.1％以下

P是对于钢的强化有用的元素。但是，P含量超过0.1％时，因晶界偏析而发生脆化，使耐冲击性劣化。另外，在对钢板实施合金化热镀锌处理的情况下，使合金化速度大幅延迟。因此，P含量设定为0.1％以下。优选为0.05％以下。需要说明的是，优选降低P含量，但是，为了使其小于0.005％会导致大幅的成本增加，因此，其下限优选为0.005％。

S：0.01％以下

S形成MnS等夹杂物，成为耐冲击性的劣化、沿着焊接部的金属流动的裂纹的原因，因此，优选尽可能减少。因此，S含量设定为0.01％以下。优选为0.005％以下、更优选为0.001％以下。需要说明的是，为了使S含量小于0.0005％会导致制造成本的大幅增加，因此，从制造成本的观点出发，其下限优选为0.0005％。

Al：0.01％以上且0.5％以下

Al是在炼钢工序中作为脱氧剂添加的有用元素。为了得到该效果，Al需要含有0.01％以上。另一方面，Al含量超过0.5％时，连续铸造时的钢坯裂纹的风险增高。因此，Al含量设定为0.01％以上且0.5％以下。

N：0.010％以下

N是最会使钢的耐时效性劣化的元素，优选尽可能减少。N含量超过0.010％时，耐时效性的劣化变得显著。因此，N含量设定为0.010％以下。需要说明的是，为了使N小于0.001％会导致制造成本的大幅增加，从制造成本的观点出发，其下限优选为0.001％。

余量为铁(Fe)和不可避免的杂质。

利用以上必须含有元素，本发明的钢板可以得到目标特性，在上述必须含有元素的基础上，可以根据需要添加下述元素。

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

V、Mo、Cu各自为V超过1.0％、Mo超过0.5％、Cu超过2.0％时，硬质的马氏体的量变得过大，不能得到必要的加工性。因此，在含有V、Mo、Cu的情况下，将V、Mo、Cu中的一种或两种以上分别设定为V：1.0％以下、Mo：0.5％以下、Cu：2.0％以下。需要说明的是，V、Mo、Cu是具有在从退火温度开始的冷却时抑制珠光体的生成的作用的元素。为了得到这样的作用，优选分别以V：0.005％以上、Mo：0.005％以上、Cu：0.05％以上含有V、Mo、Cu中的一种或两种以上。

选自Ti：0.1％以下、Nb：0.1％以下中的一种或两种

Ti、Nb各自的含量超过0.1％时，加工性以及形状冻结性降低。因此，在含有Ti、Nb的情况下，分别设定为Ti：0.1％以下、Nb：0.1％以下。需要说明的是，Ti、Nb对于钢的析出强化是有用的，为了得到该效果，优选分别以0.01％以上含有Ti、Nb中的一种或两种。

B：0.0050％以下

对于B而言，B含量超过0.0050％时，加工性降低。因此，在含有B的情况下，设定为0.0050％以下。需要说明的是，B是对于抑制多边形铁素体从奥氏体晶界生成和生长而言有用的元素。为了得到该效果，优选含有0.0003％以上的B。

接着，对作为本发明的高强度钢板的重要条件的组织等进行说明。需要说明的是，以下的面积率设定为相对于钢板组织整体的面积率。

下贝氏体的面积率：40％以上且小于85％

为了使未相变奥氏体中的C富集、得到加工时在高应变区域中表现出TRIP效应而提高应变分解能力的残余奥氏体，通过贝氏体相变来生成贝氏体铁素体是必要的。从奥氏体向贝氏体的相变在约150℃～约550℃的宽温度范围内发生，在该温度范围内生成的贝氏体中存在有多种贝氏体。以往，大多数情况下将这样的各种贝氏体仅记为贝氏体，但是，为了得到本发明中作为目标的拉伸强度和加工性，需要对贝氏体组织明确地进行规定。因此，在本发明中，如下对上贝氏体以及下贝氏体进行定义。以下，参照图1进行说明。

参考图1(A)，上贝氏体是指作为板条状的贝氏体铁素体、在板条状的贝氏体铁素体中不存在沿同一方向生长的碳化物而在板条间存在碳化物的贝氏体。另外，参照图1(B)，下贝氏体是指作为板条状的贝氏体铁素体、在板条状的贝氏体铁素体中存在沿同一方向生长的碳化物的贝氏体。即，上贝氏体与下贝氏体可以通过在贝氏体铁素体中有无沿同一方向生长的碳化物来区别。这样的贝氏体铁素体中的碳化物的生成状态的差异对钢板的强度带来很大影响。贝氏体铁素体中不具有碳化物的上贝氏体与下贝氏体相比为软质。因此，为了得到本发明中作为目标的拉伸强度，需要将下贝氏体的面积率设定为40％以上。另一方面，下贝氏体的面积率为85％以上时，不能得到对用于得到本发明中作为目标的加工性而言充分的残余奥氏体，因此设定为小于85％。因此，下贝氏体的面积率设定为40％以上且小于85％。更优选为50％以上。更优选为小于80％。

包括回火马氏体的马氏体的面积率：5％以上且小于40％

马氏体为硬质相，使钢板的强度升高。另外，通过在贝氏体相变之前生成马氏体而促进贝氏体相变。因此，包括回火马氏体的马氏体的面积率小于5％时，不能充分地促进贝氏体相变，无法实现上述的下贝氏体面积率。另一方面，包括回火马氏体的马氏体的面积率为40％以上时，贝氏体组织减少而不能确保稳定的残余奥氏体量，因此，延展性等加工性降低成为问题。因此，包括回火马氏体的马氏体的面积率设定为5％以上且小于40％。优选为10％以上。优选为30％以下。

需要说明的是，马氏体需要与上述的下贝氏体明确区分开，马氏体可以通过组织观察来辨认。具体而言，未回火的淬火状态的马氏体在组织中不存在碳化物，与此相对，回火马氏体在组织中存在具有随机的多个生长方向的碳化物。下贝氏体如上所述在板条状的贝氏体铁素体中存在沿同一方向生长的碳化物。需要说明的是，组织的面积率可以通过后述的实施例所记载的方法来测定。

全部马氏体中回火马氏体的比例：80％以上(优选条件)

在回火马氏体的比例小于全部马氏体的面积的80％的情况下，虽然拉伸强度为1320MPa以上，但有时不能得到充分的延展性。这是因为：C含量高的淬火状态的马氏体极其硬质且变形能力低，韧性差，因此，其量增多时，赋予应变时发生脆性破坏，结果不能得到优良的延展性以及延伸凸缘性。通过使这样的淬火状态的马氏体回火，虽然强度略降低，但马氏体本身的变形能力得到大幅改善，因此，赋予应变时不发生脆性破坏。因此，根据本发明的组织构成，能够实现使TS×T.EL为18000MPa·％以上、使TS×λ为40000MPa·％以上。另外，回火马氏体的比例为全部马氏体面积80％以上时，确保屈服强度为1000MPa以上变得容易。因此，马氏体中回火马氏体的比例优选为在钢板中存在的全部马氏体面积的80％以上。进一步优选为全部马氏体面积的90％以上。需要说明的是，回火马氏体通过利用扫描电子显微镜(SEM)的观察等作为在马氏体中析出有微细的碳化物的组织而被观察到，因此，能够与在马氏体内部观察不到这样的碳化物的淬火状态的马氏体明显区分开。组织的面积率可以通过后述的实施例所记载的方法进行测定。

残余奥氏体量的面积率：10％以上且30％以下

残余奥氏体在加工时因TRIP效应而发生马氏体相变，利用C含量高的硬质的马氏体促进高强度化，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，部分地发生马氏体相变后，有效利用例如抑制了碳化物的生成的下贝氏体相变等，特别地形成提高了碳富集量的残余奥氏体。其结果是，可以得到在加工时即使在高应变区域也能够表现出TRIP效应的残余奥氏体。

在残余奥氏体量小于10％的情况下，不能得到充分的TRIP效应。另一方面，超过30％时，在TRIP效应表现后产生的硬质的马氏体的量变得过大，韧性、延伸凸缘性的劣化等成为问题。因此，残余奥氏体的量设定为10％以上且30％以下。优选为14％以上。进一步优选为18％以上。优选为25％以下。进一步优选为22％以下。

通过使这样的残余奥氏体、下贝氏体以及马氏体共存并加以有效利用，即使在拉伸强度(TS)为1320MPa以上的高强度范围也可以得到良好的加工性。良好的加工性具体而言是指TS×T.EL的值为18000MPa·％以上、TS×λ的值为40000MPa·％，可以得到强度与加工性的平衡极其优良的钢板。

在此，残余奥氏体以被马氏体、下贝氏体包围的状态分布，因此，难以通过组织观察准确地对其量(面积率)进行定量。但是，可根据利用作为以往进行的测定残余奥氏体量的方法的X射线衍射(XRD)的强度测定、具体而言为铁素体与奥氏体的X射线衍射强度比求出。需要说明的是，残余奥氏体的面积率可以通过后述的实施例所记载的方法求出。在本发明中确认了，残余奥氏体量为10％以上时，可以得到充分的TRIP效应，可以实现TS为1320MPa以上、TS×T.EL为18000MPa·％以上、并且TS×λ为40000MPa·％以上。

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，难以满足拉伸强度为1320MPa以上。与此同时，由于加工时应变在混合存在于硬质相内的软质的多边形铁素体中集中，导致在加工时容易产生龟裂，结果不能得到期望的加工性。在此，多边形铁素体的面积率为10％以下时，即使存在多边形铁素体，也会形成少量的多边形铁素体孤立分散于硬质相中的状态，能够抑制应变的集中，从而能够避免加工性的劣化。另外，多边形铁素体存在超过10％时，屈服强度降低至1000MPa以下，应用于汽车部件时部件强度变得不充分。因此，多边形铁素体的面积率设定为10％以下。优选为5％以下、进一步优选为3％以下，也可以为0％。需要说明的是，多边形铁素体的面积率可以通过后述的实施例所记载的方法进行测定。

残余奥氏体中的C量的平均：0.60质量％以上(优选条件)

为了有效利用TRIP效应而得到优良的加工性，对于拉伸强度为1320MPa以上的高强度钢板而言，残余奥氏体中的C量是重要的。在本发明的钢板中，由作为以往进行的测定残余奥氏体中的平均C量(残余奥氏体中的C量的平均)的方法的X射线衍射(XRD)中的衍射峰的位移量求出的残余奥氏体中的平均C量为0.60质量％以上时，可以得到更加优良的加工性。在残余奥氏体中的平均C量小于0.60质量％的情况下，加工时在低应变区域发生马氏体相变，有时不能充分地得到使加工性提高的高应变区域中的TRIP效应。因此，残余奥氏体中的平均C量优选为0.60质量％以上。进一步优选为0.70质量％以上。另一方面，残余奥氏体中的平均C量超过2.00质量％时，残余奥氏体变得过于稳定，在加工中不发生马氏体相变，不表现出TRIP效应，由此，担心延展性的降低。因此，残余奥氏体中的平均C量优选设定为2.00质量％以下。

残余奥氏体的平均结晶粒径：2.0μm以下(优选条件)

残余奥氏体的结晶粒径变得粗大时，在加工时该大的残余奥氏体的相变部分成为龟裂的起点，有时使延伸凸缘性劣化。因此，残余奥氏体的平均结晶粒径优选为2.0μm以下。更优选设定为1.8μm以下。需要说明的是，残余奥氏体的平均结晶粒径可以通过后述的实施例所记载的方法进行测定。

接着，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可以如下制造：对具有上述成分组成的钢坯进行热轧、冷轧，接着，进行在奥氏体单相区保持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Ms点-100℃以上且低于Ms点的第一温度范围，接着，升温至300℃以上且Bs点-50℃以下并且400℃以下的第二温度范围，在该第二温度范围内保持15秒以上且1000秒以下。

以下，详细地进行说明。

在本发明中，制造调整为适当成分组成的钢片后，进行热轧，接着实施冷轧，制成冷轧钢板。

在本发明中，这些处理没有特别限制，按照常规方法进行即可，适合的制造条件如下所述。将钢片加热至1000℃以上且1300℃以下的温度范围后，进行将粗轧的第一道次的压下率设定为10％以上且15％以下的范围的粗轧，接着，进行将精轧的第一道次的压下率设定为10％以上且15％以下的范围、将精轧结束温度设定为870℃以上且950℃以下的温度范围的精轧，结束热轧，将所得到的热轧钢板在350℃以上且720℃以下的温度范围内进行卷取。接着，将热轧钢板酸洗后，以40％以上且90％以下的范围的压下率进行冷轧，制成板厚为0.5mm以上且5.0mm以下的冷轧钢板。

将热轧中的粗轧的第一道次的压下率设定为10％以上且15％以下的范围、并且将精轧的第一道次的压下率设定为10％以上且15％以下的范围，由此，能够缓和Mn的表层偏析。需要说明的是，在粗轧的第一道次的压下率小于10％的情况下，Mn偏析不减少，钢板的成形性劣化。通过设定为10％以上，对于Mn偏析减少可以得到一定的效果，但是，超过15％时轧制负荷增大，因此上限设定为15％以下。更优选将粗轧的第一道次的压下率设定为12％以上且15％以下的范围。另外，在精轧的第一道次的压下率小于10％的情况下，Mn偏析不减少，钢板的成形性劣化。通过设定为10％以上，对于Mn偏析减少可以得到一定的效果，但是，超过15％时轧制负荷增大，因此上限设定为15％以下。更优选将精轧的第一道次的压下率设定为12％以上且15％以下的范围。

需要说明的是，在本发明中，设想了经过通常的炼钢、铸造、热轧、酸洗以及冷轧各工序来制造钢板的情况，例如，也可以通过薄板坯铸造、薄带铸造等省略热轧工序的一部分或全部来制造。

对所得到的冷轧钢板进行以下的热处理(退火)。

进行在奥氏体单相区保持15秒以上且1000秒以下的退火。

本发明的钢板以马氏体、下贝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，多边形铁素体优选尽可能少。因此，需要在奥氏体单相区的退火。关于退火温度，只要是奥氏体单相区就没有特别限制，退火温度超过1000℃时，奥氏体晶粒的生长显著，引起通过之后的冷却产生的各相的粗大化，使韧性等劣化。因此，退火温度需要设定为奥氏体相变结束温度：Ac3点(℃)以上，优选设定为1000℃以下。

在此，Ac3点可以通过下式算出。需要说明的是，[X％]设定为钢板的成分元素X的质量％，不含有时设为0。

Ac3点(℃)＝910-203×[C％]^1/2+44.7×[Si％]-30×[Mn％]+700×[P％]+400×[Al％]-20×[Cu％]+31.5×[Mo％]+104×[V％]+400×[Ti％]

另外，退火时间小于15秒的情况下，有时向奥氏体的逆相变不会充分进行，有时钢板中的碳化物不会充分溶解。另一方面，退火时间超过1000秒时，伴随大量的能耗而导致成本增加。因此，退火时间设定为15秒以上且1000秒以下。优选为60秒以上。优选为500秒以下。

对于退火后的冷轧钢板，将平均冷却速度控制为3℃/秒以上而冷却至Ms点-100℃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：马氏体相变开始温度而使奥氏体的一部分发生马氏体相变。第一温度范围的下限低于Ms点-100℃时，该时刻未相变奥氏体发生马氏体化的量变得过大，不能兼顾优良的强度和加工性。另一方面，第一温度范围的上限达到Ms点以上时，不能确保适当的马氏体量。因此，第一温度范围的范围设定为Ms点-100℃以上且低于Ms点。优选为Ms点-80℃以上。进一步优选为Ms点-50℃以上。

另外，平均冷却速度小于3℃/秒的情况下，发生多边形铁素体的过量生成、生长、珠光体、上贝氏体等的析出，不能得到期望的钢板组织。因此，从退火温度到第一温度范围的平均冷却速度设定为3℃/秒以上。优选为5℃/秒以上，进一步优选为8℃/秒以上。需要说明的是，只要冷却停止温度不发生变动，平均冷却速度的上限就没有特别限定，优选为100℃/秒以下。

在此，上述Ms点优选通过利用热加工模拟(フォーマスタ)试验等进行的冷却时的热膨胀测定、利用电阻测定的实测来确定，但是，例如也可以通过如下式所示的近似式求出。Ms点是经验性求出的近似值。需要说明的是，基于热加工模拟试验等的实测值与基于近似式的计算值中，采用较低者。

Ms点(℃)＝565-31×[Mn％]-13×[Si％]-12×[Mo％]-600×(1-exp(-0.96×[C％]))

其中，[X％]设定为钢板的成分元素X的质量％，不含有时设为0。

将冷却至第一温度范围的钢板升温(加热)至300℃以上且Bs点-50℃以下并且400℃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，通过利用从退火温度到第一温度范围的冷却生成的马氏体的回火、和使未相变奥氏体相变为下贝氏体、使固溶C富集在奥氏体中等，进行奥氏体的稳定化。本发明钢中，由于Mn含量多达大于2.4％且5.0％以下，因此，下贝氏体相变的适当温度范围低温化，第二温度范围需要设定为300℃以上且Bs点-50℃以下并且400℃以下。第二温度范围的上限在超过Bs点-50℃以下或400℃以下中任意较低的温度的情况下，生成上贝氏体而不是下贝氏体、或者抑制贝氏体相变本身。另一方面，第二温度范围的下限低于300℃的情况下，固溶C的扩散速度显著降低，下贝氏体没有生成，向奥氏体中的C富集量减少，因此，不能得到所需的残余奥氏体中的C浓度。因此，第二温度范围的范围设定为300℃以上且Bs点-50℃以下并且400℃以下。优选为320℃以上。优选为Bs点-50℃以下且380℃以下。需要说明的是，第一温度范围是低于第二温度范围的温度。

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、下贝氏体相变变得不充分，不能形成期望的钢板组织。其结果是，有时不能充分确保所得到的钢板的加工性。因此，该第二温度范围内的保持时间的下限需要设定为15秒。另一方面，由于第一温度范围内生成的马氏体所带来的贝氏体相变促进效果，第二温度范围内的保持时间的上限为1000秒就足够。通常，在C、Mn等合金成分增多的情况下，贝氏体相变延迟。但是，在本发明中，马氏体和未相变奥氏体共存，因此，贝氏体相变速度显著加快。在本发明中，贝氏体相变促进效果利用了该作用。需要说明的是，在第二温度范围内的保持时间超过1000秒的情况下，碳化物从钢板的最终组织中的未相变奥氏体析出，从而不能得到C富集的稳定的残余奥氏体。其结果是，有时不能得到期望的强度和延展性或这两者。因此，第二温度范围内的保持时间设定为15秒以上且1000秒以下。优选为100秒以上。优选为700秒以下。

在此，上述Bs点为贝氏体相变开始温度。Bs点优选通过利用热加工模拟试验等进行的冷却时的热膨胀测定、利用电阻测定的实测来确定，例如也可以通过如下式所示的近似式来求出。Bs点是经验性求出的近似值。

Bs点(℃)＝830-270×[C％]-90×[Mn％]-83×[Mo％]

需要说明的是，在本发明中的一系列热处理中，只要在上述预定的温度范围内，则保持温度无需恒定，即使在预定的温度范围内发生变动，也不会损害本发明的主旨。冷却速度也同样。另外，只要热历程得以满足，则可以利用任何设备对钢板实施热处理。此外，热处理后为了形状矫正而对钢板的表面实施平整轧制也包含在本发明的范围内。此外，对冷轧钢板实施镀覆处理、合金化镀覆处理等表面处理也包含在本发明的范围内。

实施例

将对表1所示的成分组成的钢进行熔炼而得到的钢片加热至1250℃，以表2所示的粗轧的第一道次的轧制率(压下率)进行粗轧，接着，以表2所示的精轧的第一道次的轧制率(压下率)、并使精轧结束温度为870℃进行精轧，将这样进行热轧后的热轧钢板在550℃下进行卷取，接着将热轧钢板酸洗后，以60％的轧制率(压下率)进行冷轧，制成板厚为1.2mm的冷轧钢板。对所得到的冷轧钢板在表2所示的条件下实施热处理。需要说明的是，表2中的冷却停止温度：T1是指第一温度范围中使钢板的冷却停止的温度。热处理后，对所得到的钢板实施轧制率(伸长率)为0.3％的平整轧制。

通过下述方法对如上得到的钢板的各特性进行评价。

组织的面积率

从各钢板切割出与轧制方向平行的截面的板厚中心部并进行研磨，硝酸乙醇溶液腐蚀后，使用扫描电子显微镜(SEM)以3000倍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，测定各组织的面积率，鉴定各晶粒的组织结构。关于组织的面积率，通过图像解析而分离成下贝氏体、多边形铁素体、马氏体等，以面积率的方式求出各组织相对于观察视野面积所占的面积的比例。

残余奥氏体量

关于残余奥氏体量，将钢板磨削、研磨至在板厚方向上为板厚的1/4，利用X射线衍射强度测定求出。入射X射线使用Co-Kα，由奥氏体的(200)、(220)、(311)各面相对于铁素体的(200)、(211)、(220)各面的衍射强度的强度比计算残余奥氏体量。需要说明的是，将在此求出的残余奥氏体量以残余奥氏体面积率的方式示于表3中。

残余奥氏体中的C量的平均

关于残余奥氏体中的C量的平均，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，通过下述计算式求出残余奥氏体中的C量的平均(质量％)。

a0＝0.3580+0.0033×[C％]+0.00095×[Mn％]+0.0056×[Al％]+0.022×[N％]

其中，a0设定为晶格常数(nm)、[X％]设定为元素X的质量％、不含有时设为0。需要说明的是，C以外的元素的质量％设定为相对于钢板整体的质量％。

残余奥氏体的平均结晶粒径

关于残余奥氏体的平均结晶粒径，利用TEM(透射电子显微镜)观察10个残余奥氏体，使用Media Cybernetics公司的Image-Pro对所得到的组织图像求出各个的面积，算出等效圆直径，将这些值进行平均，求出残余奥氏体的平均结晶粒径。

机械特性

拉伸试验使用以钢板的板宽方向作为长度方向的JIS 5号试验片(JIS Z 2201)依据JIS Z 2241进行。测定TS(拉伸强度)、T.EL(总伸长率)，算出拉伸强度与总伸长率之积(TS×T.EL)，对强度与加工性(延展性)的平衡进行评价。需要说明的是，在本发明中，将TS≥1320(MPa)的情况设为良好，另外，将TS×T.EL≥18000(MPa·％)的情况设为良好。

此外，裁取100mm×100mm的试验片，依据日本钢铁联盟标准JFST1001进行。冲裁出初始直径d0＝10mm的孔，使顶角：60°的圆锥冲头升高而使孔扩大时，在龟裂贯通板厚时停止冲头的升高，测定龟裂贯通后的冲裁孔径d，通过下式算出。对于同一编号的钢板实施三次试验，求出扩孔率的平均值(λ％)，对延伸凸缘性进行评价。

扩孔率(％)＝((d-d0)/d0)×100

算出拉伸强度与扩孔率之积(TS×λ)，对强度与加工性(延伸凸缘性)的平衡进行评价。需要说明的是，在本发明中，将TS×λ≥40000(MPa·％)的情况设为良好。将以上评价结果示于表3中。

由表3明显可知，在本发明例中，均得到了TS为1320MPa以上、且TS×T.EL的值为18000MPa·％以上、TS×λ的值为40000MPa·％以上、在TS：1320MPa以上且小于1470MPa的范围内λ≥32％且T.EL≥16％、在TS：1470MPa以上的范围内λ≥25％且T.EL≥15％、兼具高强度和优良的加工性的钢板。

Claims

1.一种高强度钢板，其中，

成分组成以质量％计含有C：0.20％以上且0.40％以下、Si：0.5％以上且2.5％以下、Mn：大于2.4％且5.0％以下、P：0.1％以下、S：0.01％以下、Al：0.01％以上且0.5％以下和N：0.010％以下且余量由Fe和不可避免的杂质构成，

钢板组织中，以相对于钢板组织整体的面积率计，下贝氏体为40％以上且小于85％、包括回火马氏体的马氏体为5％以上且小于40％、残余奥氏体为10％以上且30％以下、多边形铁素体为10％以下(包括0％)，

拉伸强度为1320MPa以上、拉伸强度×总伸长率为18000MPa·％以上、拉伸强度×扩孔率为40000MPa·％以上。

2.如权利要求1所述的高强度钢板，其中，进一步，所述钢板组织中，所述残余奥氏体的平均结晶粒径为2.0μm以下。

3.如权利要求1或2所述的高强度钢板，其中，进一步，所述钢板组织中，所述残余奥氏体中的C量的平均为0.60质量％以上。

4.如权利要求1～3中任一项所述的高强度钢板，其中，在所述成分组成的基础上，以质量％计含有选自V：1.0％以下、Mo：0.5％以下、Cu：2.0％以下中的一种或两种以上。

5.如权利要求1～4中任一项所述的高强度钢板，其中，在所述成分组成的基础上，以质量％计含有选自Ti：0.1％以下、Nb：0.1％以下中的一种或两种。

6.如权利要求1～5中任一项所述的高强度钢板，其中，在所述成分组成的基础上，以质量％计含有B：0.0050％以下。

7.一种高强度钢板的制造方法，其中，

对具有权利要求1、4～6中任一项所述的成分组成的钢坯进行热轧、冷轧，

接着，进行在奥氏体单相区保持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Ms点-100℃以上且低于Ms点的第一温度范围，

接着，升温至300℃以上且Bs点-50℃以下并且400℃以下的第二温度范围，在该第二温度范围内保持15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，其中，

所述热轧中，进行将粗轧的第一道次的压下率设定为10％以上且15％以下的范围的粗轧，

接着，进行将精轧的第一道次的压下率设定为10％以上且15％以下的范围的精轧。