CN112840055A - 薄钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供具有拉伸强度：980MPa以上且具备良好的成形性的薄钢板及其制造方法。一种薄钢板，其具有特定的成分组成和如下钢组织：铁素体的面积率为4％以下(包括0％)，淬火态马氏体的面积率为10％以下(包括0％)，残余奥氏体为7％以上且20％以下，上贝氏体、下贝氏体、回火马氏体以合计计含有大于71％且小于93％，并且，包围等效圆直径为1μm以下的残余奥氏体的取向差为1°以内的BCC铁的面积率为4％以上且50％以下，取向差大于1°的BCC铁的面积率为25％以上且85％以下。

Description

薄钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及薄钢板及其制造方法。本发明的薄钢板的拉伸强度(TS)：980MPa以上的强度，兼具优良的加工性。因此，本发明的薄钢板适用于汽车用座椅用部件的原材料。
背景技术
近年来，从保护地球环境的观点考虑，以控制CO2排放量为目的，整个汽车行业都致力于改善汽车的燃料效率。为了改善汽车的燃料效率，通过使用部件的薄壁化来实现汽车的轻量化是最有效的，因此近年来，作为汽车部件用原材料的高强度钢板的使用量正在增加。
一般来说，随着钢板的高强度化，成形性有变差的倾向，因此为了进一步扩大高强度钢板的普及，有必要改善成形性。因此，兼具成形性的材料的必要性越来越高。
迄今为止，作为改善成形性的方法，已知有关于有效利用残余奥氏体的TRIP钢板的各种技术。
例如，在专利文献1中，通过铁素体为平均结晶粒径3μm以下且体积百分率5％以下，残余奥氏体为体积百分率10～20％，马氏体为平均结晶粒径4μm以下且体积百分率20％以下，且余量含有贝氏体和/或回火马氏体，使与钢板的轧制方向平行的板厚截面内每100μm2中的粒径0.1μm以上的渗碳体粒子的平均粒子数为30个以上的渗碳体粒子析出，由此可以得到伸长率、延伸凸缘性优良、具有高屈服比的1180MPa以上的钢板。
在专利文献2和3中，分别通过使铁素体百分率为5％以下或铁素体百分率大于5％且50％以下，残余奥氏体的量为10％以上，而且使作为残余奥氏体和马氏体的复合组织的MA微细化，尺寸为1.5μm以上的残余奥氏体增加，可以得到伸长率、扩孔性、深拉深性优良的钢板。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：WO2015-115059号公报
专利文献2：日本特开2017-214648号公报
专利文献3：日本特开2017-214647号公报
发明内容
发明所要解决的问题
对于专利文献1提出的技术而言，认为如果不使渗碳体析出，则回火马氏体、贝氏体的硬度会变高，延伸凸缘性会变差。即根据渗碳体的析出状态，钢板强度、成形性必然发生变化，因此，通过专利文献1提出的技术，得不到具有稳定的机械性质的钢板。
对于专利文献2和3提出的技术而言，碳富集区域过大时，MA变得粗大，因此扩孔性变差，扩孔率降低。但是，随着向残余奥氏体中的碳的富集量的增加，TRIP钢的延展性升高，与此相对，从兼顾延伸凸缘性的观点考虑，存在不能最大限度地得到TRIP效果的问题。
无论在哪一个专利文献中提出的技术，都要求以更高的水平实现优良的成形性和高强度。鉴于该要求，本发明的目的在于提供一种具有拉伸强度：980MPa以上，且具备良好的成形性的薄钢板及其制造方法。
用于解决问题的方法
本发明人为了解决上述课题，对用于提高成形性的要件进行了研究。本发明的主要对象是座椅用部件，但要求极高的弯曲性。此时，由于到最终工序为止都有弯回的影响，因此需要在弯曲-弯回的状况下抑制加工部的板厚减少，在通常的弯曲性的基础上，还需要兼具高的均匀伸长率和加工硬化量。为了实现这一点，发现以一定以上的百分率含有晶体结构的混乱小的BCC铁是有效的。此外，发现为了抑制反复进行拉伸和压缩时空隙的产生，需要将硬质相的尺寸微细化。判明了：为了抑制BCC铁的晶体混乱且使硬质相的尺寸微细化，退火时使向奥氏体的逆相变充分进行后在450℃左右保持，然后进行骤冷是有效的。作为本发明的对象的薄钢板的板厚为0.4mm以上且2.6mm以下。
通过对满足以上要件的钢板成分和钢板组织的制造条件进行深入研究，完成了本发明。其主旨如下所述。
[1]一种薄钢板，其具有：
如下成分组成：以质量％计，C：0.10％以上且0.23％以下、Si：1.30％以上且2.20％以下、Mn：2.0％以上且3.2％以下、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.005％以上且0.100％以下、N：0.0060％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成；以及
如下钢组织：铁素体的面积率为4％以下(包括0％)，淬火态马氏体的面积率为10％以下(包括0％)，残余奥氏体为7％以上且20％以下，上贝氏体、下贝氏体、回火马氏体以合计计含有大于71％且小于93％，并且，包围等效圆直径为1μm以下的残余奥氏体的取向差为1°以内的BCC铁的面积率为4％以上且50％以下，取向差大于1°的BCC铁的面积率为25％以上且85％以下。
[2]一种薄钢板，其具有：
如下成分组成：以质量％计，C：0.10％以上且0.23％以下、Si：1.30％以上且2.20％以下、Mn：2.0％以上且3.2％以下、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.005％以上且0.100％以下、N：0.0060％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成；以及
如下钢组织：铁素体的面积率为4％以下(包括0％)，淬火态马氏体的面积率为10％以下(包括0％)，残余奥氏体为7％以上且20％以下，上贝氏体、下贝氏体、回火马氏体以合计计含有大于71％且小于93％，而且包围等效圆直径为1μm以下的残余奥氏体的取向差为1°以内的BCC铁的面积率为5％以上且50％以下，取向差大于1°的BCC铁的面积率为25％以上且85％以下。
[3]如[1]或[2]所述的薄钢板，其中，所述成分组成以质量％计还含有Sb：0.001％以上且0.050％以下。
[4]如[1]～[3]中任一项所述的薄钢板，其中，所述成分组成以质量％计还含有Ti：0.001％以上且0.1％以下、Nb：0.001％以上且0.1％以下、V：0.001％以上且0.3％以下、Ni：0.01％以上且0.1％以下、Cr：0.01％以上且1.0％以下和B：0.0002％以上且0.0050％以下中的一种或两种以上。
[5]如[1]～[4]中任一项所述的薄钢板，其中，所述成分组成以质量％计还含有Cu：0.01％以上且0.2％以下、Mo：0.01％以上且1.0％以下、REM：0.0002％以上且0.050％以下、Mg：0.0002％以上且0.050％以下和Ca：0.0002％以上且0.050％以下中的一种或两种以上。
[6]一种薄钢板的制造方法，其具有：冷轧工序，对具有[1]～[5]中任一项所述的成分组成的热轧钢板以46％以上的冷轧率进行冷轧；和退火工序，在所述冷轧工序后进行加热，在815℃以上停留130秒以上，然后在从800℃到520℃的平均冷却速度为8℃/s以上的条件下冷却至420℃以上且520℃以下的温度范围，在该温度范围内停留12秒以上且60秒以下，在从420℃到300℃的温度区间内的平均冷却速度为8℃/s以上的条件下冷却至200℃以上且350℃以下的冷却停止温度，在距该冷却停止温度±50℃的温度范围内停留2秒以上且25秒以下，然后加热至300℃以上且500℃以下的温度，然后在该温度范围内停留480秒以上且1800秒以下。
发明效果
根据本发明，具备拉伸强度(TS)：980MPa以上的高强度和优良的成形性。如果将本发明的薄钢板应用于汽车部件，可以实现汽车部件的进一步轻量化。
附图说明
图1(a)～(c)是说明本发明中包围等效圆直径为1μm以下的残余奥氏体的取向差为1°以内的BCC铁的定义的示意图。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式进行说明。
关于本发明的薄钢板，按照成分组成、钢组织的顺序进行说明。需要说明的是，在以下的成分组成的说明中，表示成分的含量的“％”表示“质量％”。
C：0.10％以上且0.23％以下
C有助于钢板的高强度化，而且具有促进残余奥氏体的生成、提高加工性的效果。为了得到本发明所要求的拉伸强度：980MPa以上并且得到所期望的熔融金属部的硬度，至少需要将C含量设定为0.10％以上。优选为0.11％以上。另一方面，当C含量大于0.23％时，得不到晶体的混乱小的BCC铁、微细的残余奥氏体，因此加工性变差。因此，将C含量设定为0.23％以下。优选为0.22％以下。
Si：1.30％以上且2.20％以下
Si提高钢板伸长率。因此，Si含量设定为1.30％以上。优选为1.35％以上。另一方面，当过度添加Si时，化学转化处理性变差，不适合作为汽车用构件。从这样的观点考虑，Si含量设定为2.20％以下。优选为2.10％以下。
Mn：2.0％以上且3.2％以下
Mn是使奥氏体稳定化元素，是抑制铁素体相的残留而得到残余奥氏体面积率所需的元素。因此，Mn含量设定为2.0％以上。优选为2.1％以上。另一方面，当Mn含量过度时，上述效果饱和，而且在铸造性、轧制性上产生问题。如上所述，Mn含量设定为3.2％以下。优选为3.0％以下。
P：0.05％以下
P是降低焊接性的有害元素，因此优选尽量减少P含量。在本发明中，P含量可以允许达到0.05％。优选为0.02％以下，但为了在更严酷的焊接条件下使用，更优选抑制到0.01％以下。另一方面，在制造上，有时会不可避免地混入0.002％。
S：0.005％以下
S在钢中形成粗大的硫化物，在热轧时延伸成为楔状的夹杂物，从而对焊接性造成不良影响。因此，由于S也是有害元素，因此优选尽量减少。在本发明中，由于可以允许达到0.005％，因此将S含量设定为0.005％以下。优选为0.003％以下，但为了在更严酷的焊接条件下使用，更优选抑制到0.001％以下。在制造上，有时会不可避免地混入0.0002％。
Al：0.005％以上且0.100％以下
在炼钢阶段添加Al作为脱氧剂，出于该添加目的，Al含量设定为0.005％以上。另一方面，Al大于0.100％时，作为脱氧剂的效果饱和，而且会导致铸造性变差。从这样的观点考虑，Al含量设定为0.100％以下。优选为0.085％以下。
N：0.0060％以下
由于N使常温时效性变差，产生意想不到的裂纹，因此是对成形性产生不良影响的有害元素。因此，优选尽可能降低N的含量。在本发明中可以允许达到0.0060％以下。优选为0.0050％以下。虽然优选尽量降低N含量，但在制造上有时会不可避免地混入0.0005％。
本发明的薄钢板具有含有上述基本成分、除上述基本成分以外的余量包含Fe(铁)和不可避免的杂质的成分组成。在此，本发明的薄钢板优选具有含有上述基本成分、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成。
除了以上基本成分以外，本发明的成分组成也可以含有以下元素作为任选元素。
以质量％计，也可以含有Sb：0.001％以上且0.050％以下。Sb是在抑制高温下退火时钢板表面脱碳、确保机械性质稳定方面发挥作用的元素。为了得到这样效果，需要含有Sb：0.001％以上。另一方面，当Sb超过0.050％时，上述效果饱和。因此，将Sb的含量设定为0.050％以下。
除了上述以外，还可以含有Ti：0.001％以上且0.1％以下、Nb：0.001％以上且0.1％以下、V：0.001％以上且0.3％以下、Ni：0.01％以上且0.1％以下、Cr：0.01％以上且1.0％以下和B：0.0002％以上且0.0050％以下中的一种或两种以上。
Ti和Nb是有助于高强度化的元素。另一方面，过度含有时，由于钉扎效果，阻碍晶体结构的混乱少的BCC的生成。因此，Ti和Nb的含量分别优选为0.001％以上且0.1％以下和0.001％以上且0.1％以下。
由于V在钢中的溶解度高，因此在本发明指向的高温退火中可以在以一定程度溶解。另一方面，过度添加时，与Ti、Nb一样，由于钉扎效果，得不到晶体结构的混乱少的BCC。因此，V含量优选为0.001％以上且0.3％以下。更优选Ti、Nb和V的含量的合计的下限量为0.005％以上，更优选Ti和Nb的含量的合计为0.1％以下。
Ni、Cr和B通过提高淬透性，容易得到后述的包围等效圆直径为1μm以下的残余奥氏体的取向差为1°以内的BCC铁。另一方面，过度含有这些元素时，则得不到微细的残余奥氏体，淬透性的效果饱和。因此，优选Ni：0.01％以上且0.1％以下、Cr：0.01％以上且1.0％以下、B：0.0002％以上且0.0050％以下的范围。
此外，除了上述以外，还可以含有Cu：0.01％以上且0.2％以下、Mo：0.01％以上且1.0％以下、REM：0.0002％以上且0.050％以下、Mg：0.0002％以上且0.050％以下、Ca：0.0002％以上且0.050％以下中的一种或两种以上。这些元素是在强度调节、夹杂物控制等中使用的元素，即使在上述范围内含有这些元素，也不会损害本发明的效果。
除上述成分以外的成分是Fe和不可避免的杂质。另外，在含有小于上述下限值的上述任意元素的情况下，由于以小于下限值的量含有的任意元素不损害本发明的效果，因此以小于下限值的量含有的任意元素作为不可避免的杂质含有。
接着，对本发明的薄钢板的钢组织进行说明。
铁素体的面积率：4％以下(包括0％)
在本发明中，在退火中充分进行向奥氏体的逆相变，然后通过在450℃附近的保持，以适当的百分率生成内含微细的残余奥氏体的晶体混乱小的BCC铁，然后进行骤冷，从而生成微细的低温相变相。因此，铁素体相处于过度生成的状态时，保持过程中所期望的钢组织的生成会延迟。此外，由于退火中生成的铁素体是软质的，因此在与邻接的硬质相的界面容易生成空隙，从而使弯曲性降低。因为能够抑制这种影响的允许范围为4％，因此将铁素体面积率设定为4％以下。优选为3％以下。本发明的铁素体为多边形铁素体，以晶粒内不含有腐蚀痕迹、第二相组织的组织为对象。
淬火态马氏体的面积率为10％以下(包括0％)
由于淬火态马氏体是非常硬质的，弯曲加工时在表面附近的晶界成为产生龟裂的起点，使弯曲性显著降低。为了得到本发明所要求的弯曲性，淬火态马氏体的面积率需要为5％以下。优选为3％以下。淬火态马氏体的面积率越少越优选，也可以为0％。
残余奥氏体：7％以上且20％以下
残余奥氏体改善成形性，为了得到本发明所要求的拉伸特性，需要生成7％以上的残余奥氏体。因此，将残余奥氏体的面积率设定为7％以上。优选为8％以上。另一方面，由于过量的残余奥氏体会使延迟断裂特性变差，因此将残余奥氏体设定为20％以下。优选为17％以下。
上贝氏体、下贝氏体、回火马氏体以合计计大于71％且小于93％
优选除上述组织以外的区域主要由上贝氏体、下贝氏体、回火马氏体构成。通过钢板的坯料主要由这些低温相变组织构成，容易得到所期望的强度，同时钢组织内的硬度分布变窄，缓和弯曲加工时的局部应力集中，改善弯曲性。为了有效地实现这样的效果，将其合计设定为大于71％且小于93％。
包围等效圆直径为1μm以下的残余奥氏体的取向差为1°以内的BCC铁的面积率：4％以上且50％以下
晶体混乱少的BCC铁富有延展性，随着变形，位错强化量上升，因此加工硬化量和均匀伸长率上升。本发明的特征之一在于，该BCC铁包围等效圆直径为1μm以下的残余奥氏体，即生成内含微细的残余奥氏体的晶体混乱小的BCC铁。在此，“包围”是指用实施例中记载的方法进行确认时，包围等效圆直径为1μm以下的残余奥氏体的外周的90％以上。通过形成为这样钢组织，在应变量小的变形中，晶体的混乱小的BCC铁优先变形，位错蓄积时BCC铁硬化，残余奥氏体发生塑性诱发相变，由此在应变量高的变形区域得到高的加工硬化量，得到对弯曲-弯回的耐性高的特性。此外，在残余奥氏体相变为马氏体而硬质化时，包围其的晶体的混乱小的BCC铁缓和了异相间的硬度差所引起的局部应力集中，提高了弯曲性。发现：如果包围微细的残余奥氏体的BCC铁的面积率为4％，则可以缓和随着异相间的硬度差而引起的局部应力集中，保证良好的弯曲性。因此，为了得到这样的特性，包围微细的残余奥氏体的BCC铁的面积率需要为4％以上。优选为5％以上，更优选为7％以上，进一步优选为10％以上。另一方面，该面积率超过50％时，得不到所期望的钢板强度。因此，将包围微细的残余奥氏体的取向差为1°以内的BCC铁的面积率设定为50％以下。优选为45％以下。另外，该微细的残余奥氏体的等效圆直径大于1μm时，残余奥氏体会以比较低的应变量发生塑性诱发相变，因此得不到所期望的加工硬化特性。因此，上述BCC铁所包围的残余奥氏体的等效圆直径设定为1μm以下。需要说明的是，通过满足本发明的钢组织，可以抑制包围等效圆直径大于1μm的残余奥氏体的BCC铁的生成，从而得到所期望的效果。
在测定包围等效圆直径为1μm以下的残余奥氏体的取向差为1°以内的BCC铁的面积率时，用EBSD(电子背散射衍射法)确定KAM值1°以下的区域，然后提取等效圆直径的平均值为1μm以下的区域即可。在等效圆直径大于1μm的情况下，即使BCC铁的KAM值为1°以下也排除在外。排除的情况下，设定为具有相同取向的块的范围。由此，“取向差”可以通过实施例中记载的方法测定的“KAM值”来表示。
取向差大于1°的BCC铁的面积率：25％以上且85％以下
取向差大于1°的组织可以列举下贝氏体、马氏体和回火马氏体等，不仅有助于钢板的高强度化，而且使下部组织在晶粒内微细地发达，因此其微观的界面成为传播弯曲加工中产生的龟裂的障碍。由此，除了上述的硬质且均匀的组织形成所带来的效果之外，还具有协同提高弯曲性的作用。为了充分得到这样的效果，取向差大于1°的BCC铁的面积率需要超过25％。另一方面，这样的组织塑性变形能力差，因此当该面积率大于85％时，则得不到所期望的成形性。因此，取向差大于1°的BCC铁的面积率设定为25％以上且85％以下。优选的范围为35％以上且75％以下。
余量组织没有特别规定，只要能够实现上述的钢组织，则其它组织混合存在也不会损害发明的效果。
接着，对本发明的薄钢板的制造方法进行说明。本发明的薄钢板的制造方法具有热轧工序、冷轧工序和退火工序。以下，对各工序进行说明。
热轧工序是指将具有上述成分组成的钢原材料进行热轧的工序。
用于制造钢原材料的熔炼方法没有特别限定，可以采用转炉、电炉等公知的熔炼方法。另外，也可以用真空脱气炉进行二次精炼。之后，从生产率、品质上的问题的方面考虑，优选通过连续铸造法制成钢坯(钢原材料)。另外，也可以采用铸锭-开坯轧制法、薄板坯连铸法等公知的铸造方法制成钢坯。
对上述钢原材料进行热轧时的热轧条件没有特别限定，可以适当地设定。例如可以列举：将热轧后的卷取温度设定为580℃以下，从冷轧用卷材的形状的观点考虑，更优选设定为530℃以下等。
冷轧工序是指在上述热轧工序后实施酸洗和冷轧的工序。在冷轧中，为了使接下来加热过程中的逆相变的核生成以高密度分布，促进向奥氏体的逆相变，冷轧率需要设定为46％以上。优选为50％以上。虽然不设定上限，但是由于冷轧负荷的原因，冷轧率实质上为75％以下。在此，酸洗条件没有特别限定，可以以通常的方法设定条件。
在冷轧工序后，在后述的退火工序前，更优选进行加热至480℃以上且650℃以下，在该温度范围内停留1小时以上的热处理工序。通过进行上述热处理工序，微细的渗碳体析出，由此，以此为核更进一步进行逆相变，容易得到所期望的组织。
退火工序是指以下工序：在冷轧工序后进行加热，在815℃以上停留130秒以上，然后在从800℃到520℃的平均冷却速度为8℃/s以上的条件下冷却至420℃以上且520℃以下，在该420℃以上且520℃以下停留12秒以上且60秒以下，在从420℃到300℃的平均冷却速度为8℃/s以上的条件下冷却至200℃以上且350℃以下的冷却停止温度，在距该冷却停止温度±50℃的温度范围内停留2秒以上且25秒以下，然后加热至300℃以上且500℃以下的温度，然后在该温度范围内停留480秒以上且1800秒以下。
加热温度：815℃以上
停留时间：130秒以上
在该加热和停留中，通过使向奥氏体的逆相变充分进行，制作以适当的平衡形成包围残余奥氏体的取向差为1°以内的BCC铁和取向差大于1°的BCC铁的基体。此时，向奥氏体的逆相变没有充分进行时，包围残余奥氏体的取向差为1°以内的BCC铁的生成变得不充分，取向差大于1°的BCC铁的百分率也降低，因此对弯曲-弯回的耐性变差。为了得到所期望的奥氏体，需要在815℃以上停留130秒以上。优选在830℃以上停留130秒以上，更优选在850℃以上停留140秒以上。加热温度的上限没有特别限定，但从加热炉的热损伤的理由考虑，优选为900℃以下。另外，停留时间的上限没有特别限定，但从生产率的观点考虑，优选为350秒以下。
从800℃到520℃的平均冷却速度：8℃/s以上
冷却停止温度：420℃以上且520℃以下
加热后需要抑制多边形铁素体的生成。其间生成多边形铁素体时，得不到含有微细的残余奥氏体的晶体的混乱小的BCC铁，得不到所期望的钢板特性。从这一观点考虑，将多边形铁素体的生成范围、即从800℃到520℃的平均冷却速度设定为8℃/s以上。优选为10℃/s秒以上。上述平均冷却速度的上限没有特别限定，但实质上为150℃/s以下。
为了抑制多边形铁素体的生成，生成包围微细的残余奥氏体的晶体结构的混乱小的BCC铁，需要冷却至420℃以上且520℃以下。低于420℃时，马氏体相变进行，晶体结构的混乱变大，得不到所期望的钢组织。因此将冷却停止温度设定为420℃以上。优选为450℃以上。超过520℃的情况下，由于多边形铁素体生成的影响，得不到微细的残余奥氏体。因此，将冷却停止温度设定为520℃以下。
420℃以上且520℃以下的温度范围内的停留时间：12秒以上且60秒以下
在420℃以上且520℃以下的温度范围内的12秒以上且60秒以下的停留中，生成包围微细的残余奥氏体的晶体结构的混乱小的BCC铁。停留温度低于420℃，或者420℃以上且520℃以下的停留时间小于12秒时，无法充分得到包围微细的残余奥氏体的晶体结构的混乱小的BCC铁。优选停留时间为15秒以上。另一方面，高于520℃时，得不到所期望的残余奥氏体。420℃以上且520℃以下的停留时间大于60秒时，过度生成晶体的混乱小的BCC铁，得不到所期望的拉伸强度：980MPa。优选的范围是在430℃以上且505℃以下停留20秒以上且55秒以下。另外，在该停留中，只要在上述温度范围内，既可以有温度变化，也可以等温保持。
从420℃到300℃的平均冷却速度：8℃/s以上
冷却停止温度：200℃以上且350℃以下
为了使冷却过程中生成的钢组织微细化，促进取向差超过1°的BCC铁的生成，需要在从420℃到300℃的平均冷却速度为8℃/s以上的条件下进行冷却。低于8℃/s时，抑制下部组织的微细化，取向差超过1°的BCC铁的生成变得不充分。优选为10℃/s秒以上。平均冷却速度的上限没有特别限定。
冷却后，在200℃以上且350℃以下的温度范围内停止冷却。优选为230℃以上且330℃以下。冷却停止温度低于200℃时，钢板中存在的奥氏体发生马氏体相变，从而得不到所期望的残余奥氏体的量。
在距冷却停止温度±50℃的温度范围内停留2秒以上且25秒以下
另外，在从冷却停止温度到比其低50℃的温度范围内，下贝氏体相变进行。通过该下贝氏体相变进行，未相变奥氏体的量降低，最终淬火态马氏体的量减少，弯曲性得到改善。为了得到该效果，需要在从冷却至200℃以上且350℃以下的冷却停止温度的时刻到再加热的区间、即在距冷却停止温度±50℃的温度范围内停留2秒以上且25秒以下。小于2秒钟时，下贝氏体相变进行得不充分，得不到所期望的效果，超过25秒钟时，不仅其效果饱和，而且下一工序的再加热效果发生变动，材质、特别是强度变动变大。优选为3秒以上且20秒以下。
加热温度：300℃以上且500℃以下
300℃以上且500℃以下的温度范围内的停留时间：480秒以上且1800秒以下
在300℃以上且500℃以下的温度范围内的停留的目的在于，使C在残余奥氏体中富集，冷却至室温时以残余奥氏体的形式残留，同时对在加热时发生了马氏体相变的部分进行回火。停留温度低于300℃或者停留时间小于480秒时，在残余奥氏体中不会富集，热不稳定的奥氏体在冷却至室温时发生马氏体相变。因此，得不到所期望的残余奥氏体的量。此外，硬质的淬火态马氏体的回火不能充分进行。另一方面，停留温度高于500℃或者停留时间大于1800秒时，在奥氏体中析出渗碳体，因此得不到所期望的残余奥氏体的量。此外，在过度进行回火的情况下，可以得到所期望的强度。因此，冷却至200℃至350℃后的再加热中设定为在300℃以上且500℃以上的范围内停留480秒以上且1800秒以下。
实施例
对具有表1所示的成分组成的厚度为250mm的钢原材料实施热轧、酸洗、冷轧，然后利用连续退火炉在表2所示的条件下进行退火，然后实施伸长率0.2％～0.4％的表面光轧，制造了用于评价的钢板。一部分在冷轧前或退火工序前用箱型退火炉实施热处理工序。然后，用以下方法对所得到的钢板进行评价。
(i)组织观察(金属组织的面积率)
从钢板上切出与轧制方向平行的板厚截面作为观察面，用1％硝酸乙醇腐蚀，露出板厚中心部，用扫描电子显微镜放大2000倍，对于距钢板表面为板厚的1/4的深度位置(以下，简称为板厚1/4t部。)拍摄了10个视野。铁素体是在晶粒内未观察到腐蚀痕迹、第二相组织的组织。上贝氏体是在晶粒内发现腐蚀痕迹、第二相组织的组织，回火马氏体和下贝氏体是在晶粒内观察到板条结构、微细第二相组织的组织。上贝氏体、下贝氏体和回火马氏体的组织的合计作为上述所有的面积率的合计求出。
包围等效圆直径为1μm以下的残余奥氏体的BCC铁的测定以与SEM观察相同的截面为对象，使用了EBSD。具体而言，对板厚1/4t部的1×103μm2以上的区域以测定步长0.1μm进行测定。对于晶体结构的混乱，通过KAM(内核平均取向差，Kernel AverageMisorientation)法求出KAM值为1°以下的BCC铁，通过相位图(phase map)来鉴定残余奥氏体。
面积率的测定在SEM图像和EBSD图像的任意一种中均采用切断法，以形成格子状的方式对所得到的照片画出实际长度30μm的水平线和垂直线各20条，鉴定交点的组织，将各组织的交点数相对于总交点的比率作为各组织的面积率。在此，对于各测定点，将未跨越取向差15°以上的大角晶界、且未跨越KAM值大于1°的BCC铁、包围等效圆直径为1μm以下的残余奥氏体的周围、或者与残余奥氏体的周长的9成以上相接触的KAM值为1°以下的BCC铁鉴定为包围等效圆直径为1μm以下的残余奥氏体的取向差为1°以内的BCC铁。根据上述定义，符合以下(a)和(b)的BCC铁在上述定义的包围等效圆直径为1μm以下的残余奥氏体的取向差为1°以内的BCC铁的范围之外，只有符合以下(c)的BCC铁在上述定义的范围内。
(a)等效圆直径为1μm以下的残余奥氏体跨越取向差15°以上的大角晶界并与2个BCC铁的晶粒相接触，2个区域的BCC铁与等效圆直径为1μm以下的残余奥氏体的边界长度都超过了等效圆直径为1μm以下的残余奥氏体的周全长的10％的BCC铁。
(b)内部存在与等效圆直径为1μm以下的残余奥氏体邻接的KAM值为1°以上的BCC铁的晶粒的BCC铁。
(c)等效圆直径为1μm以下的残余奥氏体跨越取向差15°以上的大角晶界并与2个BCC铁的晶粒相接触，但2个区域的BCC铁与等效圆直径为1μm以下的残余奥氏体的边界长度均没有超过等效圆直径为1μm以下的残余奥氏体的周全长的10％的BCC铁。
图1示出上述(a)～(c)的示意图。需要说明的是，在计算包围等效圆直径为1μm以下的残余奥氏体的取向差大于1°的BCC铁的面积率时，可以计算100％-(包围等效圆直径为1μm以下的残余奥氏体的取向差为1°以内的BCC铁的面积率+包围等效圆直径为1μm以上的残余奥氏体的块的面积率+残余奥氏体的面积率或用XRD求出的体积率)即可。
(ii)利用XRD测定残余奥氏体百分率
对于将钢板研磨至板厚1/4位置，然后通过化学研磨进一步研磨了0.1mm的面，利用X射线衍射装置使用Mo的Kα射线，测定了FCC铁(奥氏体)的(200)面、(220)面、(311)面和BCC铁(铁素体)的(200)面、(211)面、(220)面的积分反射强度，将根据来自FCC铁(奥氏体)各面的积分反射强度相对于来自BCC铁(铁素体)各面的积分反射强度的强度比求出的奥氏体的比例视为残余奥氏体百分率。
(iii)拉伸试验
由得到的钢板在与轧制方向垂直的方向上制作JIS5号拉伸试验片，根据JIS Z2241(2011)的规定进行5次拉伸试验，求出平均的拉伸强度(TS)、平均的均匀伸长率(U-El)、平均的总伸长率(El)。拉伸试验的十字头速度设定为10mm/分钟。表3中，将拉伸强度：980MPa以上、且TS和U-El之积为12000MPa·％以上作为用本发明的钢求出钢板的机械性质。
另外，为了使成形性良好，在受到严酷加工时不发生缩颈，并且通过分散应变来抑制颈缩、裂纹是有效的。在本发明中，作为能够承受例如辊轧成型等弯曲-弯回的严酷的机械加工的材质，作为用于抑制颈缩和裂纹的条件，将均匀伸长率和拉伸强度之积为12000MPa·％以上、并且在真应力(σ)-真应变(ε)曲线上满足塑性不稳定条件(dσ/dε＝0)的ε的80％时的dσ/dε除以拉伸强度而得到的值为1.3以上作为优选范围。
(iv)弯曲试验
为了研究弯曲性，切出宽度为100mm、长度为35mm的条状样品，利用根据JIS Z2248的顶角为90°的V形块法实施弯曲试验，求出不发生裂纹的最小模具直径(R)，将其除以板厚(t)，从而求出极限弯曲半径(R/t)，其优选范围为1.5以下。
可知本发明例均拉伸强度TS：980MPa以上且得到了良好的成形性。另外，对于包围微细的残余奥氏体的BCC铁的面积率为4％以上的本发明例，即使在拉伸强度TS：980MPa以上也显示出良好的均匀伸长率(U-El)、总伸长率(El)、加工硬化量和弯曲性。另一方面，偏离本发明范围的比较例没有达到拉伸强度980MPa，或者没有得到本发明所要求的加工硬化量和弯曲性。
[表1]
Figure BDA0003017794400000181
下划线表示本发明的范围外
Figure BDA0003017794400000191
Figure BDA0003017794400000201

Claims (6)

1.一种薄钢板，其具有：
如下成分组成：以质量％计，C：0.10％以上且0.23％以下、Si：1.30％以上且2.20％以下、Mn：2.0％以上且3.2％以下、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.005％以上且0.100％以下、N：0.0060％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成；以及
如下钢组织：铁素体的面积率为4％以下(包括0％)，淬火态马氏体的面积率为10％以下(包括0％)，残余奥氏体为7％以上且20％以下，上贝氏体、下贝氏体、回火马氏体以合计计含有大于71％且小于93％，并且，包围等效圆直径为1μm以下的残余奥氏体的取向差为1°以内的BCC铁的面积率为4％以上且50％以下，取向差大于1°的BCC铁的面积率为25％以上且85％以下。
2.一种薄钢板，其具有：
如下成分组成：以质量％计，C：0.10％以上且0.23％以下、Si：1.30％以上且2.20％以下、Mn：2.0％以上且3.2％以下、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.005％以上且0.100％以下、N：0.0060％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成；以及
如下钢组织：铁素体的面积率为4％以下(包括0％)，淬火态马氏体的面积率为10％以下(包括0％)，残余奥氏体为7％以上且20％以下，上贝氏体、下贝氏体、回火马氏体以合计计含有大于71％且小于93％，并且，包围等效圆直径为1μm以下的残余奥氏体的取向差为1°以内的BCC铁的面积率为5％以上且50％以下，取向差大于1°的BCC铁的面积率为25％以上且85％以下。
3.如权利要求1或2所述的薄钢板，其中，所述成分组成以质量％计还含有Sb：0.001％以上且0.050％以下。
4.如权利要求1～3中任一项所述的薄钢板，其中，所述成分组成以质量％计还含有Ti：0.001％以上且0.1％以下、Nb：0.001％以上且0.1％以下、V：0.001％以上且0.3％以下、Ni：0.01％以上且0.1％以下、Cr：0.01％以上且1.0％以下和B：0.0002％以上且0.0050％以下中的一种或两种以上。
5.如权利要求1～4中任一项所述的薄钢板，其中，所述成分组成以质量％计还含有Cu：0.01％以上且0.2％以下、Mo：0.01％以上且1.0％以下、REM：0.0002％以上且0.050％以下、Mg：0.0002％以上且0.050％以下和Ca：0.0002％以上且0.050％以下中的一种或两种以上。
6.一种薄钢板的制造方法，其具有：
冷轧工序，对具有权利要求1～5中任一项所述的成分组成的热轧钢板以46％以上的冷轧率进行冷轧；和
退火工序，在所述冷轧工序后进行加热，在815℃以上停留130秒以上，然后在从800℃到520℃的平均冷却速度为8℃/s以上的条件下冷却至420℃以上且520℃以下的温度范围，在该温度范围内停留12秒以上且60秒以下，在从420℃到300℃的温度区间内的平均冷却速度为8℃/s以上的条件下冷却至200℃以上且350℃以下的冷却停止温度，在距该冷却停止温度±50℃的温度范围内停留2秒以上且25秒以下，然后加热至300℃以上且500℃以下的温度，然后在该温度范围内停留480秒以上且1800秒以下。
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