CN101165201A - 高强度钢板和用于制造该高强度钢板的方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种高强度钢板，所述高强度钢板具有主要由MD组织(微双相组织)组成的组织，所述MD组织包含铁素体基体以及作为次生相精细地分散于所述基体中的马氏体或马氏体和残留奥氏体，其中所述MD组织在整个组织中占据的比例为90％以上，其中存在于整个组织中的所述次生相在整个组织中占据的比例为10至60％，其中在所述MD组织中的所述次生相存在于铁素体晶粒中和晶界上，其中存在于所述铁素体晶粒中的所述次生相的比例为50％以上，并且其中在整个组织中的所述次生相的平均晶粒尺寸为3μm以下。所述次生相由马氏体或马氏体和残留奥氏体组成。

Description

高强度钢板和用于制造该高强度钢板的方法

技术领域

本发明涉及具有优异的延伸率和拉伸凸缘性(stretch flangeablility)的高强度双相钢板。特别是，它涉及在590MPa以上的高强度区具有优异的强度-延伸率和拉伸凸缘性的高强度双相钢板。

背景技术

在汽车、电力机械和设备、机械等工业领域中，要求通过压制成型使用的钢板结合有优异的强度和可成型性。近年来，这些需求的特点日益增加。具有铁素体和马氏体双相的双相钢板(DP钢)以及包含含有铁素体、贝氏体和残留奥氏体的组织的TRIP钢作为具有优异的延展性的高强度钢板是已知的。然而，双相钢板如DP钢和TRIP钢具有拉伸凸缘性差的问题。

为了提高高强度钢板的拉伸凸缘性，已知的是通过使组织变成单相组织以使组织的加工性均匀从而抑制应变的局部化的方法以及降低在双相组织中的软相和硬相之间的强度差的方法。对于这两种方法，例如，公开了下列技术。

1.单相组织(参见专利文件1)

公开了通过使组分和热处理条件更加平衡制造抗拉强度为880至1,170MPa的马氏体单相钢板的方法。为了生成马氏体单相组织，将用于奥氏体化所必需的均热温度设定为850℃，即通常在工业上可达到的温度条件，并且这使得可以在工业上获得马氏体单相组织。然而，马氏体单相组织的钢板是组织在宏观上是均匀的钢板，所以拉伸凸缘性是优异的，但是延展性(延伸率)大大劣化(EL＜8％)。

2.降低双相组织的强度差(参见专利文件2)

将低温转变相的占空因数为90％以上的钢板加热并且保持在铁素体和奥氏体的两相区中，从而可以形成接替低温转变相的板条的精细铁素体和奥氏体。在随后的冷却之后，最终形成其中铁素体和低温转变相以板条状精细地分散的组织。这种精细分散的低温转变相抑制在凸缘变形时空隙的形成和生长，从而提高了拉伸凸缘性。

然而，在这种方法中，组织变细，但是作为硬相的马氏体不能在晶粒中析出。而且，马氏体的晶粒尺寸最小为5μm，并且不能使该组织充分均质化。由于这种原因，拉伸凸缘性的提高效果不足。

3.精细的残留奥氏体钢板(参见专利文件3)

公开了一种钢板，其中平均晶粒尺寸500nm以下的次生相精细地分散于晶粒中。通过在晶粒中形成起始断裂点获得高的延伸率和拉伸凸缘性。

在这种方法中，必须添加十分昂贵的奥氏体稳定元素，如Au、Ag或Ni以在晶粒中形成次生相。另外，必须在晶粒中形成奥氏体稳定元素的富集区以在晶粒中形成次生相，但是为了获得这种区域，在1,270℃以上固溶热处理5小时以上是必需的。因此，在这种方法中仍存在增加时间和成本的工业问题。

专利文件1：日本专利3729108

专利文件2：JP-A-2005-272954

专利文件3：JP-A-2005-179703

发明内容

因此，本发明的目的是对于特别是590MPa以上的高强度钢板，表现出延伸率和拉伸凸缘性，并且另外在工业上实现这种高强度钢板。

为了获得高强度钢板，硬相为次生相是必需的，但是当硬相存在于基体的晶界上时，其界面变成起始断裂点，并且局部延伸率降低。然而，当不存在硬相时，不能获得高强度。当硬相可以精细地存在于基体晶粒中时，可以将起始断裂点减至最少，结果，可以提高钢的局部延伸率。已知的是钢的局部延伸率与其拉伸凸缘性相关，并且可以通过提高局部延伸率获得高的拉伸凸缘性。

因此，为了提高拉伸凸缘性，同时保持590MPa以上的高强度钢板的高延展性，重要的是成为双相钢板并且使硬的次生相均匀且精细地在基体晶粒中析出。而且，重要的是可以在工业上实现所述钢的制造。

鉴于上述，本发明人考虑钢板的整个表面由贝氏体组成以提供一种钢板，该钢板即使在590MPa以上的高强度区，也具有提高的拉伸凸缘性，同时保持高延展性；并且考虑控制贝氏体中的渗碳体的存在形式。基体为贝氏体的原因在于组成贝氏体的贝氏体铁素体的板条不是晶界，因此难以变成起始断裂点。作为检验的结果，作为硬相的渗碳体可以精细地分散于板条之中，但是贝氏体的延展性稍差，并且达不到需要的延伸率。

因此，加入Si以提高延伸率。通过加入Si，在冷却过程中抑制了渗碳体的析出，并且在贝氏体铁素体板条之中形成其中C富集的奥氏体。而且，完成了贝氏体转变，并且控制冷却速率使得在随后的冷却过程中贝氏体铁素体的板条消失。

结果，在冷却处理中获得包含铁素体相和精细地分散于其中的奥氏体的组织。当奥氏体达到Ms点或更低时，获得包含铁素体相和作为硬相精细地分散于其中的马氏体的MD组织。然而，在这种方法中，同时形成铁素体相，其中马氏体不分散于该铁素体相中。当这种铁素体存在于该组织中时，强度劣化，另外由于在铁素体和MD之间的界面的强度差，拉伸凸缘性劣化。

鉴于上述，本发明人进一步进行了研究，并且发现通过加入B可以抑制不包含马氏体的铁素体的形成。结果，几乎整个表面可以由MD组织组成，并且可以基于该发现完成本发明。

当使用这些独特的组分和热处理时，与基体的强度差小于硬的渗碳体的马氏体可以均匀和精细地分散于铁素体晶粒中。结果，应理解，即使在590MPa以上的高强度区中，也可以提供具有优异的强度-拉伸凸缘性，同时保持高延展性的双相钢板。

而且，作为将强度和延展性(延伸率)结合的方法，以常规方法开发了上述DP钢、TRIP钢等。DP钢包含硬马氏体和软铁素体。硬马氏体确保强度，并且软铁素体确保延展性(延伸率)。另一方面，TRIP钢在于在变形过程中残留奥氏体生成了变形诱导的转变，从而提高延展性(延伸率)。然而，在此使用的延展性(延伸率)指均匀延伸率，并且对于强度和延展性(均匀延伸率)的结合，这些钢板是优异的，但是具有局部延伸率差的缺点。已知的是局部延伸率与拉伸凸缘性相关，并且局部延伸率的提高对于获得高的拉伸凸缘性是必不可少的。

因此，由于深入研究以提供即使在590MPa以上的高强度区中也结合有延伸率和拉伸凸缘性的钢板，即除强度以外，还结合有均匀延伸率和局部延伸率的钢板，本发明人成功研制了一种具有优异的延伸率和拉伸凸缘性的高强度钢板，从而导致了本发明。

下面描述本发明的钢的研制方法和表现出高性能的机理。

为了将强度和延展性结合，有利的是成为其中将软相和硬相结合的双相组织，并且本发明的钢具有包含作为软相的铁素体和作为硬相的马氏体的双相组织。然而，即使如在前述DP钢中形成只包含软铁素体和硬马氏体的双相组织，将强度和均匀延伸率结合也是有效的，但是不足以确保优异的拉伸凸缘性。DP钢的拉伸凸缘性差的原因包括作为硬相的马氏体的尺寸和存在位置。具体而言，在DP钢中的马氏体通常约几十μm大，并且在马氏体和铁素体之间的晶界是大的倾斜晶界。当将变形加于钢板上时，与晶粒内部相比，应力集中于晶界(大的倾斜晶界)上。当这里存在具有强度差的界面时，立即生成空隙，从而易于导致断裂。这种空隙的生成和断裂与局部延伸率相关，并且易于导致空隙的生成和裂纹的蔓延的钢板在局部延伸率方面差。在DP钢中的铁素体和马氏体之间的晶界恰恰是具有强度差的界面，并且由于这种原因，不能具有优异的拉伸凸缘性。而且，尽管认为这种趋势随着硬相尺寸的降低而降低，但是在普通DP钢的马氏体的尺寸中不能获得这种效果。

鉴于上述，本发明人考虑：作为用于提高拉伸凸缘性，同时保持DP钢的优异性能(将强度和均匀延伸率结合)的方法，基本上形成具有软相(铁素体)和硬相(马氏体)的双相组织，而马氏体精细地分散于铁素体晶粒(或小的倾斜晶界)中。他们进一步考虑：与普通的DP钢相比，即使在确保相同程度的强度的情况下，也可以降低单独的马氏体的晶粒尺寸，并且通过进一步产生存在于晶粒(或小的倾斜晶界)中的马氏体，可以抑制在产生变形的情况下生成空隙。通过这样，可以将延伸率和拉伸凸缘性结合，除此以外，还预期通过利用作为含有残留奥氏体的组织的TRIP作用，进一步提高延展性(特别是均匀延伸率)。基于上述思想研制的本发明的钢具有包含作为基体的铁素体以及主要精细地分散于铁素体晶粒中的马氏体和残留奥氏体的组织。由于这种组织，除强度以外，该钢还结合有延伸率和拉伸凸缘性。

附图说明

图1是显示在实施例中的热-机械处理的示意图。

具体实施方式

本发明涉及下列(1)。

(1)一种高强度钢板，所述高强度钢板具有主要由MD组织(微双相组织)组成的组织，所述MD组织包含铁素体基体以及作为次生相精细地分散于所述基体中的马氏体或马氏体和残留奥氏体，

其中所述MD组织在整个组织中占据的比例为90％以上，

其中存在于整个组织中的所述次生相在整个组织中占据的比例为10至60％，

其中在所述MD组织中的所述次生相存在于铁素体晶粒中和晶界上，其中存在于所述铁素体晶粒中的所述次生相的比例为50％以上，并且

其中在整个组织中的所述次生相的平均晶粒尺寸为3μm以下。

在本发明中，所述次生相由马氏体或马氏体和残留奥氏体组成。

在此所用的术语“比例”指面积比(面积分数)。而且，在此所用的术语“整个组织”指MD组织和其它组织的全部。

适宜的是在整个组织中的铁素体的平均晶粒尺寸为20μm以下，并且在整个组织中，在50μm×50μm的观察视野中存在平均20个以上的次生相。

而且，适宜的是在高强度钢板中，存在于整个组织中的残留奥氏体在整个组织中占据的比例为2％以上。

所述高强度钢板具有包含按质量％计的下列组分的组成：C：0.02至0.3％；Si：0.01至3％；Mn：0.5至3％；B：0.0001至0.005％；和Al：0.01至1.5％；剩余为Fe和不可避免的杂质。

所述高强度钢板还可以含有下列的一种或两种以上：

(1)Mo：0,03至1％；

(2)总量为0.01至0.1％的选自Nb、Ti和V中的至少一种元素；

(3)Ni：0.5％以下(不包括0％)和Cu：0.5％以下(不包括0％)中的至少一种；

(4)Cr：1.5％以下(不包括0％)；和

(5)Ca：0.003％以下(不包括0％)和REM(稀土元素)：0.003％以下(不包括0％)中的至少一种。

另外，根据本发明的用于制造高强度钢板的方法包括将包含上述组分组成的钢板材料加热；和使所述钢板材料以0.2至20℃/秒的冷却速率从A3点或更高的温度冷却至Ms点或更低的温度。

通过适当地进行热轧步骤和冷轧步骤制造所述钢板材料。对这些步骤没有特别限制，并且适当地选择并且使用通常实践的条件。例如，作为热轧步骤，可以使用下列条件：在约1,200℃保持30分钟；在A3点或更高的温度进行热轧；以约30℃/秒的平均冷却速率冷却；和在约500至600℃卷绕。在冷轧步骤中，推荐以约30至70％的冷轧速率进行冷轧，但是它不限于此。

在将钢板材料在A3点或更高的温度加热并且在该温度保持该钢板材料之后，使钢板材料冷却至Ms点或更低，通常为室温的温度。结果，可以获得包含主要部分的MD组织的本发明的组织，并且即使在590MPa以上的高强度区，也可以在保持高延展性的同时提高拉伸凸缘性。

当将钢板材料加热至A3点或更高的温度并且在该温度保持时，组织的整个表面转变为奥氏体。然后，当使钢板材料以0.2至20℃/秒的冷却速率冷却时，通常获得铁素体-珠光体的双相组织。然而，因为在本发明中加入Si，所以抑制了渗碳体的析出，结果，贝氏体铁素体开始从奥氏体界面析出。随着贝氏体铁素体板条的生长，奥氏体降低了它的占空因数，并且奥氏体精细地分散于贝氏体铁素体板条之中。

贝氏体铁素体板条是热不稳定的，因此在完成贝氏体转变之后，在冷却处理中消失。结果，获得奥氏体精细地分散于具有贝氏体块尺寸的铁素体晶粒中的状态，并且当通过进一步冷却温度变为Ms点或更低时，奥氏体转变为马氏体。结果，可以获得MD组织，所述MD组织包含因贝氏体铁素体板条的消失所形成的铁素体基体，以及精细地分散于该基体中的包含马氏体的次生相。当还加入B时，可以抑制在晶粒中不含有马氏体的铁素体形成。而且，当加入Mo时，可以在短时间内完成贝氏体转变。Mo对于使贝氏体铁素体板条消失是有效的。

而且，可以通过在工业允许范围内优化化学组成和制造步骤(热-机械处理条件)获得具有上述组织形貌的钢板。关于上述组织的出现机理，仍然存在不清楚的地方，而且并不总是将所有地方澄清到细节。然而，目前，据认为下列解释是可以的。

通过下列方法制造本发明的钢：将包含控制在适当范围内的上述组分组成的钢板材料加热，使该材料从A3点或更高的温度冷却，将该材料在600至1,000℃的温度范围内进行压缩比为5％以上的加工，然后使材料以0.2至20℃/秒的冷却速率冷却至Ms点或更低的温度。这种制造步骤(热-机械处理)可以在热轧步骤中进行或者在通常进行的热轧步骤和冷轧步骤之后进行(在这种情况下，通过再热进行这种热-机械处理)。

因此，形成MD组织，所述MD组织包含作为基体的铁素体以及主要精细地分散于铁素体晶粒中的马氏体和残留奥氏体。因此，可以通过下列方法生成本发明的组织：在A3点或更高的温度形成奥氏体单相组织，冷却，增加在预定的温度的加工，然后在适当的范围内冷却。

如上所述，没有将本发明的钢组织形成机理澄清到细节，但是下面说明了目前考虑的一种解释。因此，下列描述不应解释成限制本发明的技术范围。

下面描述设计用以获得本发明的组织的各种组织设计指导方针之一。

本发明人考虑利用在冷却过程中产生的贝氏体转变，获得包含作为基体的铁素体以及精细地分散于其中的马氏体和残留奥氏体的组织。为此，在加工后的冷却步骤中形成贝氏体，但是在本发明的钢中，不形成与在普通的贝氏体中一样的贝氏体铁素和渗碳体的混合组织。因为渗碳体比马氏体更硬，这有损于拉伸凸缘性。而且，为了确保在本发明的钢中是必要的残留奥氏体，在奥氏体中富集C是必需的，因此必须防止干扰C富集的渗碳体的析出。由于这种原因，在本发明的钢中，加入Si和Al以抑制在冷却处理中析出渗碳体。因此，形成其中C在贝氏体铁素体板条之中富集的奥氏体。这种奥氏体在随后的冷却步骤中转变为马氏体，或者以没有转变的残留奥氏体的形式残留。

贝氏体铁素体的板条是小的倾斜晶界，并且难以产生与在前述大的倾斜晶界中一样的在变形过程中的应变集中。结果，存在于贝氏体铁素体板条之中的马氏体和残留奥氏体难以变成起始断裂点。在此所用的术语“铁素体晶界”指铁素体的大的倾斜晶界，并且难以变成起始断裂点的板条边界不是晶界。

然而，难以在通过本发明人获得的组织中存在马氏体和残留奥氏体的位置观察到小的倾斜晶界。据认为基于下列原因，本发明的钢还具有优异的组织形貌。

在本发明的钢中，增加在预定的温度区的加工，结果，加速贝氏体转变，并且在短时间内完成贝氏体转变。另外，因为将随后的冷却速率设定为较低的条件，所以即使在贝氏体转变之后，在较高温度它仍然存在一定时间。由于这种原因，认为均匀的贝氏体铁素体板条(小的倾斜晶界)消失，结果，认为获得了包含铁素体晶粒和主要分散于其中的马氏体和残留奥氏体的组织(MD组织)。

在上面的描述中，说明了目前考虑的想法之一作为本发明的组织的出现机理，但是包含作为基体的贝氏体铁素体的钢并不是本发明的目的。换句话说，铁素体，即发明的MD组织的基体不仅仅限于其中贝氏体铁素体板条变得不清楚的铁素体，而包括在较高温度析出的铁素体，如先共析体铁素体。因此，本发明包括全部具有在本申请中定义的组织形貌的MD组织钢板。

而且，本发明人在上述研究过程中发现当存在其中不存在马氏体和残留奥氏体的铁素体时，不但强度劣化，而且拉伸凸缘性因在铁素体和MD组织之间的界面的强度差而劣化。基于这种发现，通过加入B抑制这种没有马氏体的铁素体的形成，从而几乎整个表面由MD组织组成。

通过形成包含均匀和精细地分散于铁素体晶粒中的马氏体或马氏体和残留奥氏体的组织，所述马氏体或马氏体和残留奥氏体与基体具有比硬渗碳体小的强度差，本发明可以提供一种双相钢板，所述双相钢板即使在590MPa以上的高强度区也具有优异的强度-延伸率和拉伸凸缘性，同时保持高延展性。

而且，根据本发明，可以通过工业上允许的方法制造这种双相钢板。

下面描述在次生相为马氏体的情况下的本发明的组织。

作为基体的铁素体指在从A3点的冷却处理中形成的具有包含于晶粒中的马氏体的铁素体，并且这种铁素体包括先共析体铁素体和贝氏体铁素体板条消失时的铁素体。另一方面，这种铁素体不包括在晶粒中不含有精细马氏体的铁素体，即使它是先共析体铁素体和贝氏体铁素体板条消失时的铁素体也是如此。在本发明中，通过例如在完成冷却后对组织进行反射极腐蚀(repeller corrosion)并且通过图像分析显示灰色铁素体和白色马氏体，可以确认在晶粒中含有马氏体的铁素体和在晶粒中不含精细马氏体的铁素体。在晶粒中不含精细马氏体的铁素体的整个表面是灰色的。另一方面，本发明的MD组织在于在铁素体相中含有精细马氏体。因此，可以在铁素体晶粒中证实细白点。

本发明的组织主要由MD组织组成，并且MD组织包含作为基体的铁素体和作为次生相的马氏体。以在冷却处理中将存在于铁素体基体中的奥氏体在Ms点或更低转变为马氏体的方式形成作为次生相的马氏体。当将整个组织的面积分数定义为100％时，要求MD组织的比例为90％以上。在MD组织的比例小于90％时，余量的影响增加，损害组织的均匀性，并且拉伸凸缘性劣化。余量包括残留奥氏体、珠光体、贝氏体和在晶粒中不带有马氏体的铁素体。另一方面，MD组织在整个组织中占据的比例越大越好，并且对上限没有特别限定。而且，当将整个组织的面积分数定义为100％时，要求作为次生相存在于整个组织中的马氏体(存在于MD组织和其它组织中的马氏体)的比例为10至60％，并且根据该比例可以获得需要的强度。当该比例小于10％时，得不到足够的强度，并且当它超过60％时，延伸率劣化。该比例优选在20至60％的范围内，更优选在30至55％的范围内，并且最优选在40至50％的范围内。

在MD组织中的马氏体几乎均匀地分散于铁素体晶粒中以及铁素体晶界上。当将全部马氏体定义为100％时，要求在铁素体晶粒中的马氏体的比例为50％以上(即，存在于铁素体晶界的马氏体的比例小于50％)，并且根据该比例可以获得需要的拉伸凸缘性。当该比例小于50％时，存在于铁素体晶界的马氏体担当起始断裂点，并且拉伸凸缘性劣化。在铁素体晶粒中的马氏体的比例优选为60％以上，并且更优选为70％以上。

在本发明中，术语“铁素体基体的晶界”指在冷却过程中通过贝氏体转变形成的贝氏体铁素体的块界，并且例如，当通过FE/SEM-EBSP(电子反向散射衍射图)测量相邻的铁素体的取向差时，将其中取向差为15°以上的大的倾斜晶界定义为块界，即晶界，并且将被块界包围的区域定义为晶粒。

接着，下面描述在次生相为马氏体和残留奥氏体的情况下的本发明的组织。

本发明的钢组织主要由包含作为基体的铁素体晶粒和其中含有的作为次生相的精细马氏体和残留奥氏体的组织(MD组织)组成。在晶粒中不含有精细次生相的铁素体和MD组织在组织形貌方面不同。而且，对性能产生的影响在这些组织之间不同，因此必需鉴别这些组织。

作为确认方法，例如，通过将含有那些组织的钢板进行反射极腐蚀，并且通过图像分析显示灰色铁素体和白色马氏体和残留奥氏体，可以确认那些组织。在晶粒中不含有精细次生相的铁素体的整个表面是灰色的。另一方面，MD组织在于在铁素体相中含有精细马氏体和残留奥氏体。因此，可以在铁素体晶粒中证实细白点。

当将整个组织的面积分数定义为100％时，要求MD组织(铁素体+马氏体+残留奥氏体)的比例为90％以上。当MD组织的比例小于90％时，余量的影响增加，损害组织的均匀性，并且拉伸凸缘性劣化。余量包括在晶粒中不带有次生相的铁素体、珠光体和贝氏体。另一方面，MD组织在整个组织中占据的比例越大越好，并且对上限没有特别限定。

当将整个组织的面积分数定义为100％时，要求作为次生相存在于整个组织中的马氏体和残留奥氏体(存在于MD组织和其它组织中的马氏体和残留奥氏体)的比例为10至60％，并且根据该比例可以获得需要的强度。当该比例小于10％时，得不到足够的强度，并且当它超过60％时，延伸率劣化。该比例优选在15至55％的范围内，更优选在20至50％的范围内，并且最优选在20至35％的范围内。

在铁素体基体中的次生相(MD组织中的马氏体和残留奥氏体)的比例是这样一个比例：当将MD组织中的全部次生相定义为100％时，要求在铁素体晶粒中的次生相的比例为50％以上(在晶界上的马氏体和残留奥氏体的比例小于50％)，并且根据该比例可以获得需要的拉伸凸缘性。当该比例小于50％时，存在于晶界上的马氏体和残留奥氏体担当起始断裂点，并且拉伸凸缘性劣化。该比例越大越好，并且优选为60％以上，并且更优选为70％以上。

在本发明中，术语“晶界”指大的倾斜晶界，并且例如，当通过FE/SEM-EBSP(电子反向散射衍射图)测量相邻晶粒的取向差时，将其中取向差为15℃以上的大的倾斜晶界定义为晶界。

当将整个组织的面积分数定义为100％时，存在于整个组织中的残留奥氏体(存在于MD组织和其它组织中的残留奥氏体)占整个组织的比例适宜为2％以上。当残留奥氏体作为次生相存在时，可以获得需要的延展性(主要为均匀延伸率)。当该比例小于2％时，预期的延展性提高作用变弱。该比例优选为5％以上，并且更优选为8％以上。残留奥氏体的比例越大越好，但是出于实用观点，上限约为20％。

在本发明的组织中，要求存在于整个组织中的次生相(存在于MD组织和其它组织中的次生相)的平均晶粒尺寸为3μm以下。当次生相的平均晶粒尺寸大于3μm时，起始断裂点局部化，结果，得不到足够的拉伸凸缘性。次生相的平均晶粒尺寸越小越好，并且优选为2.5μm以下，并且更优选为2μm以下。

在整个组织中的铁素体(存在于MD组织和其它组织中的铁素体)的平均晶粒尺寸优选为20μm以下，并且根据这种晶粒尺寸可以获得需要的拉伸凸缘性。当晶粒尺寸超过20μm时，局部变形性劣化，并且拉伸凸缘性劣化，从而不是优选的。该平均晶粒尺寸越小越好，并且优选为15μm以下并且更优选为10μm以下。

另一方面，要求在整个组织中的次生相(存在于MD组织和其它组织中的马氏体或马氏体和残留奥氏体)是精细地分散的，并且优选在50μm×50μm的观察视野中观察到平均20个以上的次生相。当次生相的数量小于20时，不能确保需要的强度，或者存在拉伸凸缘性劣化的可能性，从而不是优选的。次生相的数量优选为30个以上，并且更优选为40个以上。该数量越大越好，如50个以上、80个以上和100个以上。

根据质量％，具有本发明的组织形貌的MD组织钢板具有包含下列组分的组成：C：0.02至0.3％；Si：0.01至3％；Mn：0.5至3％；B：0.0001至0.005％；和Al：0.01至1.5％；余量为Fe和不可避免的杂质。

该组合物还可以含有下列中的一种或两种以上：

(3)Mo：0.03至1％；

(4)总量为0.01至0.1％的选自Nb、Ti和V中的至少一种元素；

(3)Ni：0.5％以下(不包括0％)和Cu：0.5％以下(不包括0％)中的至少一种；

(4)Cr：1.5％以下(不包括0％)；和

(5)Ca：0.003％以下(不包括0％)和REM(稀土元素)：0.003％以下(不包括0％)中的至少一种。

下面描述上述组分组成。下文中，除非另外指出，所有的百分比均用质量定义。另外，所有用质量定义的百分比与用重量定义的那些分别相同。C：0.02至0.3％

C是获得钢强度的有效组分。下限0.02％是获得预定的次生相占空因数，从而获得需要的强度所必需的最小值。上限0.3％在于当以大于这种量加入C时，马氏体的强度增加，结果，凸缘性劣化。C含量在优选0.03至0.25％，并且更优选0.04至0.20％的范围内。

Si：0.01至3％

Si是降低在铁素体中的固溶体C的量以有助于提高延展性如延伸率并且抑制渗碳体在贝氏体转变过程中的析出的元素。以0.01％以上的量加入Si。当加入的Si量小于0.01％时，渗碳体在冷却过程中析出，并且在板条之中不形成马氏体。另外，难以确保需要的残留奥氏体的量。Si的含量优选为0.3％以上，并且更优选为0.5％以上。另一方面，当以超过3％的量加入Si时，可能产生裂纹，从而导致延伸率和拉伸凸缘性的劣化。Si的含量优选为2.5％以下，并且更优选为2％以下。

Mn：0.5至3％

Mn通过固溶硬化使钢具有高强度，并且同时提高钢的淬硬性。Mn还具有加速马氏体的形成的功能。在Mn含量为0.5％以上的钢中，确认这种功能。Mn含量优选为0.7％以上，并且更优选为1％以上。另一方面，当以超过3％的量加入Mn时，拉伸凸缘性劣化。Mn含量优选为2.5％以下，并且更优选为2％以下。

B：0.0001至0.005％

B对于本发明是重要的。当加入B时，可以抑制先共析体铁素体的形成，从而防止在晶粒中不带有次生相的铁素体的析出，这种铁素体负面影响拉伸凸缘性。当以0.0001％以上的量加入B时，表现出这种作用。加入的B的量优选为0.0002％以上，并且更优选为0.0003％以上。另一方面，当以超过0.005％的量加入B时，与晶粒分离的程度增加，从而导致拉伸凸缘性的劣化。由于这种原因，将0.005％限定为B含量的上限。B的量优选为0.004％以下，并且更优选为0.003％以下。

Al：0.01至1.5％

Al用于钢的脱氧。当Al的量小于0.01％时，硅酸盐夹杂物保留，从而导致钢的可加工性劣化。因此，加入的Al的量必须为0.01％以上。而且，与Si类似，Al具有防止渗碳体的析出并且有助于确保残留奥氏体的作用。加入的Al的量优选为0.03％以上，并且更优选为0.05％以上。然而，超过1.5％的Al的量引起表面斑点的增加，并且残留奥氏体和马氏体易于生长，从而引起延伸率和拉伸凸缘性的劣化。由于这种原因，将Al含量的上限设定为1.5％。Al的量优选为1％以下，并且更优选为0.5％以下。

除上述必要组分以外，本发明的钢板材料还可以含有下列组分。

Mo：0.03至1％

Mo是对加速贝氏体转变并且在热处理过程中加速使贝氏体铁素体板条消失有效的元素。Mo还具有抑制铁素体转变并且提高淬硬性的作用。为了获得这些作用，量为0.03％以上的Mo是必需的。Mo的量优选为0.07％以上，并且更优选为0.1％以上。另一方面，加入量超过1％的Mo导致强度的增加和拉伸凸缘性的劣化。因此，将Mo含量的上限设定为1％。Mo的量优选为0.8％以下，并且更优选为0.6％以下。

选自Nb、Ti和V的至少一种元素的总量：0.01至0.1％

Nb、Ti和V具有形成碳氮化物并且通过析出强化增加钢强度的功能以及精制晶粒的功能，并且可以根据需要加入。当加入的Nb、Ti和V中的至少一种的总量小于0.01％时，不表现出这些功能。另一方面，当以超过0.1％的总量加入这些元素的至少一种时，析出物增加，从而导致拉伸凸缘性的显著劣化。由于这种于原因，将上限设定为0.1％。该总量优选为0.05％以下，并且更优选为0.03％以下。

Ni：0.5％以下(不包括0％)和Cu：0.5％以下(不包括0％)中的至少一种

Ni和Cu是对实现高强度，同时保持高强度-延展性平衡有效的元素，并且被适当加入。然而，即使过量加入这些元素，所述作用也已饱和，并且另外，生产率劣化，如在热轧过程中裂纹的产生。因此，将加入的Ni和Cu的量分别限制为0.5％以下。加入的这些元素的量分别优选为0.3％以下，并且更优选为0.2％以下。为了有效地表现出所述作用，推荐量为0.1％以上的Ni和/或量为0.1％以上的Cu。

Cr：1.5％以下(不包括0％)

Cr是对通过提高淬硬性而提高钢强度有效的元素并且被适当加入。然而，即使将它过量加入，所述作用也已饱和，并且另外，延展性劣化。因此，优选将加入的Cr的量限制为1.5％以下。加入的Cr量优选为1.0％以下，并且更优选为0.8％以下。为了有效地表现出所述作用，推荐以0.1％以上的量加入Cr。

Ca：0.003％以下(不包括0％)和REM：0.003％以下(不包括0％)中的至少一种

Ca和REM(稀土元素)是对控制钢中的硫化物的形貌并且提高拉伸凸缘性有效的元素，并且被适当地加入。然而，即使将这些元素过量加入，所述作用也已饱和，并且过量加入不经济。因此，加入的Ca和REM的量分别为0.003％以下。为了有效地表现出所述作用，推荐分别以0.0003％以上的量加入这些元素。REM的实例包括Sc、Y和镧系元素。

不可避免的杂质

根据本发明的钢板的组合物是这样一种组合物：除上述组分以外的剩余物包含Fe和不可避免的杂质。在不可避免的杂质之中，容许以P：0.07％以下(不包括0％)和S：0.07％以下(包括0％)的量包含P和S。当考虑钢板的加工性时，加入的P和S的量越小越好。特别是，在S的含量高时，夹杂物(MnS)增加，从而显著负面影响钢板的拉伸凸缘性。然而，当以上述范围加入S时，添加对钢板性能不产生影响。

接着，下面描述在根据本发明的钢板中用于获得上述组织的制造条件。

通过进行热轧步骤和冷轧步骤以制造钢板材料，并且将热处理步骤用于该钢板材料，可以制造本发明的钢板。热轧步骤和冷轧步骤的具体方法如前所述。然而，制造条件不限于这些步骤，并且可以适当地依照必需的处理。

热处理步骤的目的是将马氏体精细和均匀地分散到铁素体相中。当加热温度低于A3点时，在加热和保持过程中整个组织不转变为奥氏体，并且处于热处理前的状态的不带有马氏体的铁素体部分残留。这种铁素体具有低强度，并且形成与MD具有大的强度差的界面。结果，拉伸凸缘性劣化。当加热温度为A3点或更高时，这种铁素体全部消失。因此，对加热温度的上限没有特别限定，但是出于与实际操作水平的关系，推荐将加热温度适当地控制为适当的值。

为了通过将大部分组织转变为MD组织获得本发明的预定组织，在上述钢组合物中，必需将冷却速率设定为0.2至20℃/秒的范围，并且冷却至Ms点或更低。通常，将它冷却至室温。当冷却速率小于0.2℃/秒时，形成不带有作为次生相的马氏体的铁素体，并且在MD组织中的铁素体和马氏体的比例小于90％，从而导致强度和拉伸凸缘性的劣化。而且，在铁素体晶粒中的马氏体的比例降低，并且引起马氏体平均晶粒尺寸的生长。冷却速率优选为0.5℃/秒以上，并且更优选为1℃/秒以上。另一方面，当冷却速率超过20℃/秒时，不能确保足以使贝氏体铁素体板条消失的时间和温度，结果，延伸率和拉伸凸缘性劣化。当冷却速率进一步增加时，将整个组织转变为马氏体，结果，延伸率显著劣化。由于这种原因，要求冷却速率为20℃/秒以下。冷却速率优选为15℃/秒以下，并且更优选为10℃/秒以下。

接着，下面描述在根据本发明的钢板中用于获得所述组织的其它制造条件。

可以通过下列方法获得本发明的高强度钢板，即MD钢板：加热满足如上限定的组分体系的钢板材料，使该材料从A3点或更高的温度(例如，1,200℃)冷却，将该材料在600至1,000℃的温度范围内进行压缩比为5％以上的加工，然后使该材料以0.2至20℃/秒的冷却速率冷却至Ms点。将钢板材料加热并且保持在A3点或更高的温度，然后将该材料在600至1,000℃的温度范围内以5％以上的压缩比进行加工：

本发明的钢板在它的几乎整个表面上具有包含作为基体的铁素体和精细地分散于其中的次生相的MD组织。当加热温度低于A3点时，在加热过程中组织在整个表面上不转变为奥氏体，并且形成不带有精细次生相的铁素体。在晶粒中不带有精细次生相的铁素体有助于增加延伸率，但是在与MD组织的界面的强度差增加，结果，拉伸凸缘性劣化。加热温度为A3点或更高是足够的，但是出于与实际操作水平的关系，推荐将加热温度适当地控制为适当的值。

随后增加在600至1,000℃的温度范围内的压缩比为5％以上的加工是例如为了加速贝氏体转变，从而便于获得精细的MD组织或者降低铁素体的平均晶粒尺寸。当加工温度低于600℃时，铁素体析出，并且当它高于1,000℃时，铁素体的平均晶粒尺寸增加。而且，当加工比率低于5％时，不加速贝氏体转变。加工比率的上限在实践上约为90％，但是高于它的加工比率没有问题。加工温度优选在620至980℃的范围内，并且更优选在650至950℃的范围内。压缩比优选在8至85％的范围内，更优选在10至80％的范围内，并且还优选为10至60％。

使钢板材料以0.2至20℃/秒的冷却速率冷却至室温：

为了通过将大部分组织转变为MD组织获得本发明的预定组织，在上述钢组合物中，必需将冷却速率设定为0.2至20℃/秒的范围。通常使它冷却至室温。当冷却速率小于0.2℃/秒时，形成在晶粒中不带有次生相的铁素体，并且MD组织的比例小于90％，从而导致强度和拉伸凸缘性的劣化。冷却速率优选为0.5℃/秒以上，并且更优选为1℃/秒以上。另一方面，当冷却速率超过20℃/秒时，整个组织转变为马氏体，结果，延伸率显著劣化。由于这种原因，要求冷却速率为20℃/秒以下。冷却速率优选为15℃/秒以下，并且更优选为10℃/秒以下。

实施例

下面描述在次生相为马氏体的情况下的实施例。

使组分组成示于表1至5中的的钢1A至5F熔融以形成板坯。将板坯加热至1,150℃，在800℃热轧至3.0mm的板厚度，然后在550℃卷取。通过酸洗除去表面鳞，随后冷轧至1.2mm的板厚度。将如此获得的每一种钢板材料加热并且保持在示于表6至9中的各个温度，然后进行以显示于表6至9中的冷却速率冷却至中止温度的热处理。

表1

样品的化学组分

钢编号	化学组分(质量％)									Ac3(℃)	Ms点(℃)	注释
													C	Si	Mn	P	S	Al	B	Mo	其它
	1A	0.008	0.69	1.89	0.008	0.005	0.23	0.0009	0.87														950	476	比较
1B										0.03	1.71	1.22	0.01	0.005	0.17	0.0008	0.56		969	494	发明
	1C	0.03	1.55	2.35	0.008	0.004	0.03	0.0005	0														944	448	发明
1D										0.08	1.28	1.31	0.009	0.006	0.13	0.0012	0.06		912	474	发明
	1E	0.07	0.62	0.67	0.01	0.005	0.26	0.0034	0														884	506	发明
1F										0.011	0.09	0.84	0.01	0.005	0.61	0.0011	0.13		897	531	发明
	1G	0.09	1.07	1.17	0.007	0.004	0.95	0.0019	0														897	500	发明
1H										0.13	2.43	1.67	0.008	0.005	0.05	0.0016	0.45		960	437	发明
	1I	0.12	1.61	2.27	0.01	0.005	0.08	0.0007	0														912	421	发明
1J										0.18	0.58	1.34	0.008	0.005	0.13	0.0009	0.23		857	436	发明
	1K	0.19	2.17	0.66	0.01	0.006	0.35	0.0015	0														919	466	发明
1M										0.09	0.008	1.78	0.009	0.005	1.09	0.0018	0.56		867	478	比较
	1N	0.05	0.02	2.21	0.011	0.005	0.23	0.0023	0.87														893	448	发明
1O										0.04	0.03	1.25	0.01	0.007	0.81	0.0036	0.13		875	510	发明
	1P	0.08	0.046	1.81	0.01	0.005	0.33	0.0012	0.08														857	460	发明
1Q										0.13	0.052	1.19	0.009	0.006	0.76	0.0018	0		839	479	发明
	1R	0.06	1.32	1.42	0.011	0.005	0.09	0.0008	0.32														929	474	发明
1S										0.08	1.34	1.46	0.01	0.005	0.12	0.0009	0		912	468	发明
	1T	0.07	1.23	1.51	0.009	0.006	0.22	0.0015	0.28														920	471	发明
1U										0.18	1.81	2.34	0.01	0.005	0.07	0.0028	0		905	396	发明
	1V	0.07	2.35	1.02	0.011	0.005	0.34	0.0019	0.34														972	493	发明
1W										0.12	2.33	1.91	0.007	0.004	0.67	0.0007	0		944	452	发明
	1X	0.04	2.68	1.54	0.01	0.005	0.58	0.0035	0.32														999	490	发明
1Y										0.17	2.76	1.83	0.009	0.005	0.32	0.0018	0		950	427	发明
	1Z	0.08	3.34	0.76	0.011	0.006	0.87	0.0009	0.04														995	517	比较

表2

样品的化学组分

钢编号	化学组分(质量％)									Ac3(℃)	Ms点(℃)	注释
													C	Si	Mn	P	S	Al	B	Mo	其它
	2A	0.16	1.18	0.38	0.01	0.005	1.07	0.0006	0.23														889	508	比较
2B										0.14	0.05	0.56	0.008	0.004	0.09	0.0014	0.65		857	477	发明
	2C	0.07	0.74	0.52	0.01	0.005	0.32	0.0027	0														889	514	发明
2D										0.03	1.42	1.64	0.008	0.005	0.08	0.0011	0.28		947	476	发明
	2E	0.06	1.3	0.79	0.009	0.006	0.61	0.0013	0														918	516	发明
2F										0.04	2.08	1.27	0.01	0.003	0.88	0.0016	0.18		968	512	发明
	2G	0.05	0.96	1.29	0.01	0.004	0.12	0.0035	0														908	485	发明
2H										0.04	1.74	1.85	0.01	0.005	0.92	0.0017	0.24		955	490	发明
	2I	0.07	1.42	1.83	0.011	0.005	0.81	0.0014	0														920	478	发明
2J										0.13	2.2	2.25	0.009	0.006	0.07	0.0033	0.46		950	415	发明
	2K	0.18	1.08	2.3	0.01	0.005	0.54	0.0025	0														872	412	发明
2L										0.1	0.96	2.81	0.007	0.007	1.23	0.0026	0.34		899	440	发明
	2M	0.14	0.74	2.82	0.01	0.006	0.91	0.0044	0														867	417	发明
2N										0.08	0.52	3.25	0.011	0.005	0.47	0.0023	0.65		896	405	比较
	2O	0.03	1.44	1.36	0.012	0.006	0.006	0.0027	0.56														957	484	比较
2P										0.08	1.37	1.75	0.008	0.005	0.02	0.0015	0.47		929	451	发明
	2Q	0.12	1.36	2.41	0.008	0.005	0.02	0.0012	0														900	413	发明
2R										0.15	2.33	1.52	0.01	0.005	0.98	0.0003	0.23		943	465	发明
	2S	0.04	0.31	1.98	0.01	0.005	0.12	0.002	0														883	462	发明
2T										0.05	1.29	1.1	0.008	0.005	0.81	0.0011	0.78		947	509	发明
	2U	0.03	1.36	1.38	0.009	0.005	0.79	0.0015	0														936	509	发明
2V										0.08	1.33	1.79	0.01	0.003	1.28	0.0008	0.05		914	489	发明
	2W	0.06	2.31	0.78	0.01	0.004	1.35	0.0004	0														964	538	发明
2X										0.08	1.89	1.34	0.01	0.005	1.67	0.0017	0.16		942	518	比较
	2Y	0.09	0.86	1.59	0.011	0.005	0.08	0.0016	0.03														888	458	发明
2Z										0.12	1.87	1.73	0.01	0.005	0.45	0.0024	0.11		927	452	发明

表3

样品的化学组分

钢编号	化学组分(质量％)									Ac3(℃)	Ms点(℃)	注释
													C	Si	Mn	P	S	Al	B	Mo	其它
	3A	0.07	2.12	2.64	0.008	0.007	0.09	0.0014	0.34														962	423	发明
3B										0.17	1.19	1.04	0.008	0.005	0.73	0.0018	0.81		905	466	发明
	3C	0.05	1.07	1.08	0.007	0.006	0.77	0.0014	1.19														950	507	比较
3D										0.04	0.85	0.66	0.009	0.004	0.33	0	0.3		917	518	比较
	3E	0.09	2.52	1.75	0.01	0.005	0.49	0.0001	0.12														966	463	发明
3F										0.12	0.12	2.36	0.01	0.004	0.18	0.0001	0		845	420	发明
	3G	0.15	0.27	1.09	0.01	0.005	0.97	0.0005	0.81														869	478	发明
3H										0.11	1.52	2.04	0.008	0.005	0.38	0.0005	0		911	442	发明
	3I	0.03	2.49	0.55	0.012	0.005	1.23	0.0011	0.34														997	553	发明
3J										0.08	1.04	1.67	0.008	0.005	1.03	0.001	0		899	487	发明
	3K	0.05	1.82	1.78	0.011	0.006	0.49	0.0019	0.23														953	476	发明
3L										0.09	0.26	2.68	0.01	0.004	0.05	0.0022	0		861	414	发明
	3M	0.11	1.28	1.73	0.009	0.005	0.08	0.0047	0.28														909	444	发明
3N										0.04	1.82	1.88	0.01	0.005	0.58	0.0048	0		951	480	发明
	3O	0.19	1.45	0.89	0.011	0.005	0.69	0.0077	0.51														902	465	比较
3P										0.05	1.06	1.6	0.007	0.003	1.10	0.0012	0.77	Ti：0.02	936	499	发明
	3Q	0.12	1.62	0.96	0.01	0.005	0.58	0.0009	0.36													Ti：0.02	923	485	发明
3R										0.08	2.41	1.26	0.01	0.005	0.22	0.0011	0.52	Ti：0.08	977	476	发明
	3S	0.04	1.09	2.17	0.01	0.004	0.62	0.0004	0													Ti：0.08	918	470	发明
3T										0.09	0.46	0.97	0.008	0.006	0.08	0.0012	0.89	Ti：0.12	898	478	比较
	3U	0.12	1.66	1.78	0.009	0.005	0.07	0.0017	0.34													Nb：0.02	925	438	发明
3V										0.07	1.24	1.83	0.008	0.007	0.32	0.0005	0	Nb：0.02	912	463	发明
	3W	0.17	0.73	2.14	0.011	0.006	1.04	0.0014	0.65													Nb：0.08	879	433	发明
3X										0.05	0.78	1.48	0.01	0.005	0.62	0.0019	0	Nb：0.08	899	493	发明
	3Y	0.03	1.83	1.54	0.12	0.005	0.78	0.0021	0.49													Nb：0.12	972	500	比较
3Z										0.08	2.22	1.92	0.01	0.004	0.93	0.0016	0.22	V：0.02	961	472	发明

表4

样品的化学组分

钢编号	化学组分(质量％)									Ac3(℃)	Ms点(℃)	注释
													C	Si	Mn	P	S	Al	B	Mo	其它
	4A	0.15	1.69	1.77	0.009	0.005	0.22	0.0034	0													V：0.02	909	433	发明
4B										0.11	2.3	0.92	0.01	0.003	0.79	0.0008	0.08	V：0.08	956	495	发明
	4C	0.08	0.39	0.59	0.007	0.006	1.17	0.0017	0													V：0.08	878	530	发明
4D										0.07	1.71	1.18	0.01	0.005	0.98	0.0014	0.04	V：0.12	946	504	比较
	4E	0.05	1.96	0.67	0.01	0.005	0.82	0.0018	0.35													Ti：0.02，Nb：0.02	963	529	发明
4F										0.09	2.07	2.45	0.01	0.004	0.05	0.0023	0	Ti：0.02，Nb：0.02	942	423	发明
	4G	0.06	1.37	0.72	0.008	0.007	0.09	0.0031	0.65													Ti：0.03，V：0.03	945	499	发明
4H										0.04	1.22	0.92	0.008	0.006	0.84	0.0004	0	Ti：0.03，V：0.03	927	524	发明
	4I	0.11	1.08	2.15	0.008	0.005	0.48	0.0026	0.31													Nb：0.04，V：0.04	905	438	发明
4J										0.13	0.11	2.4	0.011	0.005	0.08	0.0011	0	Nb：0.04，V：0.04	846	410	发明
	4K	0.08	1.47	0.86	0.008	0.005	0.33	0.0013	0.15													Ti：0.02，Nb：0.03V：0.04	927	495	发明
4L										0.05	1.57	1.39	0.009	0.005	0.38	0.0031	0	Ti：0.02，Nb：0.03V：0.04	939	488	发明
	4M	0.03	1.24	1.54	0.012	0.005	0.81	0.0014	0.72													Ti：0.05，Nb：0.05V：0.05	958	498	比较
4N										0.08	2.38	1.36	0.011	0.004	1.40	0.0019	0.37	Ni：0.3	966	503	发明
	4O	0.11	1.29	1.08	0.01	0.005	0.38	0.0008	0													Ni：0.3	896	474	发明
4P										0.1	0.96	0.78	0.01	0.005	0.09	0.0034	0.79	Ni：0.6	904	472	比较
	4Q	0.09	2.24	0.94	0.011	0.003	0.03	0.0045	0.16													Cu：0.3	954	478	发明
4R										0.13	1.54	1.29	0.008	0.007	0.64	0.0029	0.47	Cu：0.3	920	467	发明
	4S	0.18	0.73	2.06	0.007	0.005	0.11	0.0013	0.31													Cu：0.6	866	400	比较
4T										0.03	2.08	1.63	0.011	0.005	0.43	0.0006	0.56	Ni：0.2，Cu：0.2	982	484	发明
	4U	0.1	1.39	0.87	0.01	0.005	0.63	0.0003	0													Ni：0.2，Cu：0.2	905	497	发明

表5

样品的化学组分

钢编号	化学组分(质量％)									Ac3(℃)	Ms点(℃)	注释
													C	Si	Mn	P	S	Al	B	Mo	其它
	4V	0.08	0.54	1.45	0.01	0.004	1.24	0.0006	0.68													Cr：0.2	898	494	发明
4W										0.05	1.87	1.9	0.008	0.005	0.45	0.0018	0	Cr：0.2	948	467	发明
	4X	0.06	0.94	1.44	0.011	0.006	0.98	0.0031	0.22													Cr：0.5	909	490	发明
4Y										0.09	1.73	1.51	0.008	0.005	1.19	0.0023	0	Cr：0.5	926	484	发明
	4Z	0.08	1.23	1.63	0.01	0.005	0.97	0.0017	0.75													Cr：0.8	931	467	发明
5A										0.18	0.57	0.9	0.01	0.005	0.66	0.0022	0	Cr：0.8	849	454	发明
	5B	0.16	1.11	1.27	0.012	0.005	1.29	0.0034	0.36													Cr：1.6	890	448	比较
5C										0.07	2.05	2.88	0.01	0.003	0.18	0.002	0.09	Ca：0.002	951	417	发明
	5D	0.08	1.06	1.5	0.009	0.005	0.11	0.0005	0													Ca：0.002	900	466	发明
5E										0.04	1.43	1.27	0.008	0.004	0.30	0.004	0.26	REM：0.002	942	496	发明
	5F	0.13	0.92	1.66	0.01	0.006	0.52	0.0013	0.05													REM：0.002	880	454	发明

表6

热处理条件

材料编号	钢编号	热处理条件			注释
						加热温度(℃)	冷却速率(℃/秒)	冷却中止温度(℃)
		1	1A	1000					2	10	比较
2	1B				1000	2	10	发明
		3	1C	1000					2	10	发明
4	1D				800	2	10	比较
		5	1D	850					2	10	比较
6	1D				900	2	10	比较
		7	1D	1000					2	10	发明
8	1D				1100	2	10	发明
		9	1D	1200					2	10	发明
10	1E				1000	2	10	发明
		11	1F	1000					2	10	发明
12	1G				1000	2	10	发明
		13	1H	1000					2	10	发明
14	1I				1000	2	10	发明
		15	1J	1000					2	10	发明
16	1K				1000	2	10	发明
		18	1M	1000					2	10	比较
19	1N				1000	2	10	发明
		20	1O	1000					2	10	发明
21	1P				1000	2	10	发明
		22	1Q	1000					2	10	发明
23	1R				1000	0.05	10	比较
		24	1R	1000					0.1	10	比较
25	1R				1000	0.3	10	发明
		26	1R	1000					0.5	10	发明
27	1R				1000	1	10	发明
		28	1R	1000					5	10	发明
29	1R				1000	10	10	发明
		30	1R	1000					20	10	发明
31	1R				1000	30	10	比较
		32	1R	1000					50	10	比较
33	1R				1000	100	10	比较
		34	1R	1000					500	10	比较
35	1S				1000	0.05	10	比较

表7

热处理条件

材料编号	钢编号	热处理条件			注释
						加热温度(℃)	冷却速率(℃/秒)	冷却中止温度(℃)
		36	1S	1000					0.1	10	比较
37	1S				1000	0.3	10	发明
		38	1S	1000					0.5	10	发明
39	1S				1000	1	10	发明
		40	1S	1000					5	10	发明
41	1S				1000	10	10	发明
		42	1S	1000					20	10	发明
43	1S				1000	30	10	比较
		44	1S	1000					50	10	比较
45	1S				1000	100	10	比较
		46	1S	1000					500	10	比较
47	1T				1000	2	10	发明
		48	1U	1000					2	10	发明
49	1V				1000	2	10	发明
		50	1W	1000					2	10	发明
51	1X				1000	2	10	发明
		52	1Y	1000					2	10	发明
53	1Z				1000	2	10	比较
		54	2A	1000					2	10	比较
55	2B				1000	2	10	发明
		56	2C	1000					2	10	发明
57	2D				1000	2	20	发明
		58	2D	1000					2	100	发明
59	2D				1000	2	300	发明
		60	2D	1000					2	500	比较
61	2E				1000	2	10	发明
		62	2F	1000					2	10	发明
63	2G				1000	2	10	发明
		64	2H	1000					2	10	发明
65	2I				1000	2	10	发明
		66	2J	1000					2	10	发明
67	2K				1000	2	10	发明
		68	2L	1000					2	10	发明
69	2M				1000	2	10	发明
		70	2N	1000					2	10	比较

表8

热处理条件

材料编号	钢编号	热处理条件			注释
						加热温度(℃)	冷却速率(℃/秒)	冷却中止温度(℃)
		71	2O	1000					2	10	比较
72	2P				1000	2	10	发明
		73	2Q	1000					2	10	发明
74	2R				1000	2	10	发明
		75	2S	1000					2	10	发明
76	2T				1000	2	10	发明
		77	2U	1000					2	10	发明
78	2V				1000	2	10	发明
		79	2W	1000					2	10	发明
80	2X				1000	2	10	比较
		81	2Y	1000					2	10	发明
82	2Z				1000	2	10	发明
		83	3A	1000					2	10	发明
84	3B				1000	2	10	发明
		85	3C	1000					2	10	比较
86	3D				1000	2	10	比较
		87	3E	1000					2	10	发明
88	3F				1000	2	10	发明
		89	3G	1000					2	10	发明
90	3H				1000	2	10	发明
		91	3I	1000					2	10	发明
92	3J				1000	2	10	发明
		93	3K	1000					2	10	发明
94	3L				1000	2	10	发明
		95	3M	1000					2	10	发明
96	3N				1000	2	10	发明
		97	3O	1000					2	10	比较
98	3P				1000	2	10	发明
		99	3Q	1000					2	10	发明
100	3R				1000	2	10	发明
		101	3S	1000					2	10	发明
102	3T				1000	2	10	比较
		103	3U	1000					2	10	发明
104	3V				1000	2	10	发明
		105	3W	1000					2	10	发明

表9

热处理条件

材料编号	钢编号	热处理条件			注释
						加热温度(℃)	冷却速率(℃/秒)	冷却中止温度(℃)
		106	3X	1000					2	10	发明
107	3Y				1000	2	10	比较
		108	3Z	1000					2	10	发明
109	4A				1000	2	10	发明
		110	4B	1000					2	10	发明
111	4C				1000	2	10	发明
		112	4D	1000					2	10	比较
113	4E				1000	2	10	发明
		114	4F	1000					2	10	发明
115	4G				1000	2	10	发明
		116	4H	1000					2	10	发明
117	4I				1000	2	10	发明
		118	4J	1000					2	10	发明
119	4K				1000	2	10	发明
		120	4L	1000					2	10	发明
121	4M				1000	2	10	比较
		122	4N	1000					2	10	发明
123	4O				1000	2	10	发明
		124	4P	1000					2	10	比较
125	4Q				1000	2	10	发明
		126	4R	1000					2	10	发明
127	4S				1000	2	10	比较
		128	4T	1000					2	10	发明
129	4U				1000	2	10	发明
		130	4V	1000					2	10	发明
131	4W				1000	2	10	发明
		132	4X	1000					2	10	发明
133	4Y				1000	2	10	发明
		134	4Z	1000					2	10	发明
135	5A				1000	2	10	发明
		136	5B	1000					2	10	比较
137	5C				1000	2	10	发明
		138	5D	1000					2	10	发明
139	5E				1000	2	10	发明
		140	5F	1000					2	10	发明

通过下列程序对在上面获得的钢板的每一个检测微组织和动态性能。

通过下列方法确定每一种钢的微组织。

将在热处理后的钢板1至140中的每一个切割成10mm×10mm×1.2mm的用于微组织观察的试件。试件嵌入有冷辊压(cold rolled)树脂使得观察位置是在轧制方向上的1/4板厚度的位置。使用维氏硬度计形成作为界标的压痕以对组织观察位置进行确认。使用反射极腐蚀压痕，并且使用放大倍率为1,000的光学显微镜在五个位置观察组织。当将在反射极腐蚀后的组织照片进行图像分析时，观察到铁素体为灰色，并且观察到马氏体和残留奥氏体为白色。在使用光学显微镜的微组织观察之后，将打磨抛光和电解抛光进行至使得维氏压痕不消失的程度，并且使用FE/SEM-EBSP在阶梯距离为100nm的位置进行组织观察。将晶粒的取向差为15°以上的边界认为是晶界，并且确认晶界。

将光学显微照片和FE/SEM-EBSP组织照片结合作为维氏压痕的标准，并且评价组织。

MD组织：

如上所述，MD组织含有在作为基体的铁素体晶粒中的精细马氏体(次生相)。将光学显微镜和FE/SEM-EBSP的观察结果结合，将其中在被大的倾斜晶界包围的晶粒的内部(即在晶粒中)存在许多马氏体的组织确认为MD组织，并且获得它的占空因数。

存在的可能性是含有珠光体、贝氏体、残留奥氏体、在晶粒中不带有马氏体的铁素体等作为其它组织。这些组织的确认方法如下。

残留奥氏体：

残留奥氏体具有FCC结构，因此可以使用FE/SEM-EBSP得到确认。确定在观察视野中的奥氏体的面积分数。

珠光体：

珠光体具有铁素体和渗碳体的薄层组织，并且可以使用FE/SEM-EBSP确认渗碳体。在实施例中，确定在观察视野中的珠光体的面积分数。

贝氏体：

贝氏体在于板条存在于使用FE/SEM-EBSP确认的铁素体晶粒中。将其中板条存在于铁素体晶粒中的组织判断为贝氏体，并且确定在观察视野中的贝氏体的面积分数。

在晶粒中不带有马氏体的铁素体：

将其中在使用FE/SEM-EBSP确认的铁素体晶粒中不能证实有马氏体的组织认为是在晶粒中不带有马氏体的铁素体，并且判断为与MD组织不同的组织。确定在观察视野中的在晶粒中不带有马氏体的铁素体的面积分数。

将其中在观察视野中没有观察到MD组织的组织判断为不存在MD。当将整个组织定义为100％时，在其它组织(残留奥氏体、珠光体、贝氏体、在晶粒中不带有马氏体的铁素体等)的总面积分数超过10％的情况下，不形成所定义的组织。在这种情况下，将其判断为MD是部分的。

另一方面，在MD组织的占空因数占整个组织的90％以上时，进行下列进一步详细的研究。

马氏体的占空因数和平均晶粒尺寸：

通过图像分析光学显微照片，在整个组织中的马氏体的占空因数使用在整个组织中的白色部分的面积分数。通过与FE/SEM-EBSP的图像结合，区分存在于铁素体晶粒中的马氏体以及存在于晶界的马氏体。还观察到残留奥氏体为白色部分，但是通过使用FE/SEM-EBSP确认具有FCC结构的残留奥氏体，可以区别奥氏体与残留奥氏体。通过FE/SEM-EBSP的图像分析除去残留奥氏体，并且确定马氏体的占空因数。

另一方面，通过下列方法确定马氏体的平均晶粒尺寸(颗粒直径)。从SEM观察照片(放大倍率：3,000倍)中随机取出尺寸为20μm×20μm的观察视野的五个位置，并且确定在各个观察视野中的马氏体和残留奥氏体的平均晶粒尺寸(相应圆的直径)，并且使用其平均值作为在整个组织中的马氏体的晶粒尺寸。

通过下列方法确定每一种钢的动态性能。

抗拉性能：

使用从钢板轧制方向的垂直方向上获得的JIS No.5试件，并且根据JISZ2241测量抗拉强度(TS)和延伸率(EL)。将TS为590MPa以上并且EL为10％以上的试件认为是可接受的产品。将从对应抗拉强度的应变到断裂应变的延伸率表示为局部延伸率。

拉伸凸缘性：

测量扩孔率λ作为拉伸凸缘性。根据JISF(日本钢铁联合会)标准(JFST1001-1996)测量扩孔率λ。将λ为80％以上的钢认为是可接受的产品。

获得的结果示于下表10至15中。

表10

测量结果

材料编号	钢编号	存在或不存在MD	组织参数				动态性能				注释
												MD组织的Af(％)	在整个组织中的α’的Af(％)	在整个组织的α晶粒中的α’的Af(％)	在整个组织中的α’的晶粒尺寸(μm)	TS(MPa)	总延伸率(％)	局部延伸率(％)	λ(％)
			1	1A		94.5	18.8	70.9	1.5	532										32.9	25.1	169.2	比较
2	1B										95.9	27.2	71.9	1.7	668	27.6	19.8	136.8	发明
			3	1C		95.0	45.5	71.3	1.7	933										18.8	10.2	96.5	发明
4	1D	部分									28.1				687	18.3	6.5	39.5	比较
			5	1D	部分	50.1				715										17.5	6.7	45.2	比较
6	1D	部分									87.4				766	16.4	6.3	43.3	比较
			7	1D		95.4	42.5	77.6	1.6	854										17.2	10.5	105.8	发明
8	1D										94.1	43.6	77.7	1.6	832	18.4	11.4	108.5	发明
			9	1D		94.1	41.3	78.8	1.7	844										19.4	12.3	110.1	发明
10	1E										90.4	31.9	67.8	1.9	729	24.0	18.0	123.4	发明
			11	1F		91.1	29.7	68.3	1.5	696										25.1	18.9	129.3	发明
12	1G										91.1	39.3	68.3	2.1	849	21.9	14.1	107.3	发明
			13	1H		96.5	58.6	72.4	2.3	1289										14.7	6.2	80.3	发明
14	1I										94.8	57.4	71.1	2.3	1189	14.7	6.3	85.7	发明
			15	1J		93.6	45.9	70.2	2.6	949										19.6	11.6	95.9	发明
16	1K										92.3	57.9	69.2	2.7	1119	15.6	9.7	80.4	发明
			18	1M	没有					843										9.2	4.4	67.4	比较
19	1N										94.8	36.7	71.1	1.8	801	21.9	13.5	112.4
			20	1O		92.4	23.2	69.3	1.7	597									29.3	22.4	150.7	发明
21	1P										93.9	30.1	70.4	2.0	711	26.0	17.2	128.3					发明
			22	1Q		91.2	31.6	68.4	2.3	724									24.2	17.4	124.3	发明
23	1R	没有													641	26.2	10.5	41.5					比较

α：铁素体，α’：马氏体，Af：面积分数，TS：抗拉强度，λ：扩孔率

表11

测量结果

材料编号	钢编号	存在或不存在MD	组织参数				动态性能				注释
												MD组织的Af(％)	在整个组织中的α’的Af(％)	在整个组织的α晶粒中的α’的Af(％)	在整个组织中的α’的晶粒尺寸(μm)	TS(MPa)	总延伸率(％)	局部延伸率(％)	λ(％)
			24	1R	部分	72.9				732										18.1	7.1	52.3	比较
25	1R										96.1	38.0	78.4	1.5	867	19.4	14.8	102.5	发明
			26	1R		96.7	39.3	77.4	1.7	856										20.5	14.9	112.9	发明
27	1R										96.4	40.9	78.6	1.4	876	20.2	15.9	108.7	发明
			28	1R		96.3	38.5	80.0	1.4	873										19.2	15.7	112.4	发明
29	1R										96.0	38.2	78.4	1.5	884	20.9	15.9	115.3	发明
			30	1R		95.4	38.9	80.3	1.6	871										20.8	16.2	105.8	发明
31	1R	没有													1021	9.2	4.7	74.3	比较
			32	1R	没有					1101										8.4	4.1	72.1	比较
33	1R	没有													1209	8.1	3.6	79.4	比较
			34	1R	没有					1234										7.5	3.8	76.1	比较
35	1S	没有													611	25.9	10.5	38.5	比较
			36	1S	部分	62.8				722										17.3	6.9	45.9	比较
37	1S										95.1	37.6	77.6	1.7	856	20.4	15.6	100.5	发明
			38	1S		95.7	38.9	76.7	1.9	844										20.9	14.7	109.2	发明
39	1S										95.4	40.5	77.8	1.6	860	19.7	16.1	106.5	发明
			40	1S		95.3	38.1	79.2	1.6	861										18.7	15.5	110.9	发明
41	1S										95.0	37.8	77.6	1.7	863	21.3	15.7	112.3	发明
			42	1S		94.5	38.5	79.5	1.8	859										20.5	16.0	101.6	发明
43	1S	没有													989	9.5	4.5	72.1	比较
			44	1S	没有					1088										8.2	3.9	70.9	比较
45	1S	没有													1173	7.9	3.4	76.5	比较
			46	1S	没有					1198										7.2	3.5	75.5	比较

α：铁素体，α’：马氏体，Af：面积分数，TS：抗拉强度，λ：扩孔率

表12

测量结果

材料编号	钢编号	存在或不存在MD	组织参数				动态性能				注释
												MD组织的Af(％)	在整个组织中的α’的Af(％)	在整个组织的α晶粒中的α’的Af(％)	在整个组织中的α’的晶粒尺寸(μm)	TS(MPa)	总延伸率(％)	局部延伸率(％)	λ(％)
			47	1T		92.1	39.6	69.0	2.0	854										21.7	13.5	106.6	发明
48	1U										95.0	64.8	71.2	2.6	1221	14.3	5.8	87.7	发明
			49	1V		93.4	48.4	70.1	1.9	986										18.9	11.4	92.2	发明
50	1W										93.6	63.4	70.2	2.3	1201	14.6	6.7	84.9	发明
			51	1X		97.0	62.3	72.7	1.7	1184										14.8	7.5	96.0	发明
52	1Y										93.3	68.1	70.0	2.6	1271	13.8	6.0	90.8	发明
			53	1Z		90.1	66.3	67.5	2.0	1245										9.1	3.0	72.3	比较
54	2A	部分									72.5				661	26.5	20.9	54.7	比较
			55	2B		94.5	25.7	70.8	2.4	635										27.6	21.7	141.8	发明
56	2C										90.9	24.2	68.2	1.9	623	29.5	22.7	146.7	发明
			57	2D		94.1	45.1	75.6	1.7	865										18.7	13.2	100.4	发明
58	2D										94.3	44.5	78.9	1.8	878	18.6	13.3	108.1	发明
			59	2D		94.5	48.1	77.5	1.8	855										17.9	12.8	107.3	发明
60	2D	没有													954	9.8	4.8	79.8	比较
			61	2E		91.2	28.4	68.4	1.9	676										25.9	19.7	133.2	发明
62	2F										92.9	46.2	69.7	1.7	953	19.6	11.7	95.4	发明
			63	2G		91.5	29.0	68.6	1.8	695										26.6	18.6	131.4	发明
64	2H										95.4	51.9	71.5	1.7	1038	18.0	9.2	87.5	发明
			65	2I		93.3	49.9	70.0	1.9	1009										18.5	9.8	90.1	发明
66	2J										98.5	53.3	73.9	2.3	1200	14.6	6.2	85.0	发明
			67	2K		94.9	54.0	71.1	2.6	1210										14.5	6.0	84.4	发明
68	2L										95.4	55.6	71.6	2.1	1100	17.1	6.8	82.6	发明
			69	2M		96.6	58.6	72.4	2.4	1129										15.5	6.3	89.7	发明

α：铁素体，α’：马氏体，Af：面积分数，TS：抗拉强度，λ：扩孔率

表13

测量结果

材料编号	钢编号	存在或不存在MD	组织参数				动态性能				注释
												MD组织的Af(％)	在整个组织中的α’的Af(％)	在整个组织的α晶粒中的α’的Af(％)	在整个组织中的α’的晶粒尺寸(μm)	TS(MPa)	总延伸率(％)	局部延伸率(％)	λ(％)
			70	2N		98.4	55.4	73.8	2.0	1242										15.2	4.3	73.1	比较
71	2O										96.4	35.1	72.3	1.7	787	9.5	3.5	65.8	比较
			72	2P		96.9	47.5	72.7	2.0	972										19.2	10.6	93.5	发明
73	2Q										95.2	56.7	71.4	2.3	1174	14.9	6.3	86.6	发明
			74	2R		94.2	58.5	70.6	2.4	1128										15.5	8.2	89.8	发明
75	2S										93.8	28.8	70.3	1.7	691	26.7	17.7	132.1	发明
			76	2T		97.3	37.6	73.0	1.8	824										22.5	14.9	110.6	发明
77	2U										91.8	35.1	68.8	1.7	776	22.5	15.5	116.0	发明
			78	2V		93.6	52.7	70.2	2.0	1050										17.8	9.1	86.6	发明
79	2W										92.7	45.6	69.5	1.9	933	18.7	12.6	96.4	发明
			80	2X		94.8	66.7	71.1	3.8	1100										7.9	4.5	81.8	比较
81	2Y										92.7	37.6	69.6	2.1	824	22.5	14.1	110.6	发明
			82	2Z		93.9	56.1	70.4	2.3	1186										15.9	7.3	86.5	发明
83	3A										96.8	56.4	72.6	1.9	1106	17.0	7.0	82.2	发明
			84	3B		97.4	55.6	73.0	2.6	1084										16.1	9.6	83.0	发明
85	3C	部分									88.7				803	24.8	18.2	72.1	比较
			86	3D	部分	41.9				589										29.7	23.7	52.7	比较
87	3E										94.0	57.3	70.5	2.1	1120	16.8	8.1	81.1	发明
			88	3F		95.1	44.7	71.3	2.3	920										19.0	10.5	97.8	发明
89	3G										97.6	41.5	73.2	2.4	873	20.1	13.4	103.1	发明
			90	3H		94.0	57.8	70.5	2.2	1117										15.7	7.6	80.6	发明
91	3I										91.9	43.7	68.9	1.7	905	19.3	13.5	99.4	发明
			92	3J		92.8	45.1	69.6	2.0	937										19.9	11.4	97.1	发明

α：铁素体，α’：马氏体，Af：面积分数，TS：抗拉强度，λ：扩孔率

表14

测量结果

材料编号	钢编号	存在或不存在MD	组织参数				动态性能				注释
												MD组织的Af(％)	在整个组织中的α’的Af(％)	在整个组织的α晶粒中的α’的Af(％)	在整个组织中的α’的晶粒尺寸(μm)	TS(MPa)	总延伸率(％)	局部延伸率(％)	λ(％)
			93	3K		95.0	50.8	71.3	1.8	1022										18.3	9.6	89.0	发明
94	3L										96.1	47.6	72.1	2.1	963	18.2	9.1	93.4	发明
			95	3M		95.3	52.9	71.5	2.2	1053										17.8	9.2	86.3	发明
96	3N										93.5	52.3	70.1	1.7	1044	17.9	9.1	87.0	发明
			97	3O		94.4	62.7	70.8	2.7	1191										14.7	8.4	75.6	比较
98	3P										98.9	44.6	74.2	1.8	929	20.0	11.6	97.9	发明
			99	3Q		93.4	47.1	70.0	2.3	956										18.3	11.9	94.1	发明
100	3R										95.7	54.5	71.8	2.0	1077	17.4	9.5	84.4	发明
			101	3S		94.4	44.0	70.8	1.7	910										19.2	11.0	98.9	发明
102	3T										97.8	27.3	73.4	2.1	659	26.6	20.1	66.6	比较
			103	3U		95.9	58.2	72.0	2.3	1132										16.6	7.9	80.2	发明
104	3V										93.3	43.6	70.0	1.9	914	20.4	11.6	99.5	发明
			105	3W		96.7	58.2	72.5	2.6	1273										13.7	5.5	86.7	发明
106	3X										92.1	31.7	69.1	1.8	735	25.1	16.9	124.2	发明
			107	3Y		96.4	47.3	72.3	1.7	960										18.2	10.9	73.8	比较
108	3Z										95.4	55.9	71.6	2.0	1248	15.1	6.3	82.7	发明
			109	4A		93.1	56.7	69.8	2.4	1205										14.5	6.9	84.7	发明
110	4B										90.9	53.2	68.2	2.2	1049	16.7	10.3	85.8	发明
			111	4C		91.2	27.2	68.4	2.0	658										26.6	20.7	136.9	发明
112	4D										91.5	44.5	68.6	1.9	928	20.1	12.3	68.1	比较
			113	4E		92.3	37.4	69.3	1.8	820										22.6	15.6	111.0	发明
114	4F										95.4	54.6	71.5	2.1	1165	15.0	6.3	83.2	发明
			115	4G		95.0	30.3	71.2	1.9	704										24.9	18.8	127.8	发明
116	4H										90.3	26.8	67.7	1.7	653	26.8	20.4	137.9	发明

α：铁素体，α’：马氏体，Af：面积分数，TS：抗拉强度，λ：扩孔率

表15

测量结果

材料编号	钢编号	存在或不存在MD	组织参数				动态性能				注释
												MD组织的Af(％)	在整个组织中的α’的Af(％)	在整个组织的α晶粒中的α’的Af(％)	在整个组织中的α’的晶粒尺寸(μm)	TS(MPa)	总延伸率(％)	局部延伸率(％)	λ(％)
			117	4I		96.9	58.1	72.7	2.2	1132										16.6	7.4	80.2	发明
118	4J										95.2	47.0	71.4	2.3	955	18.3	9.7	94.2	发明
			119	4K		91.3	34.2	68.5	2.0	773										23.9	16.7	118.0	发明
120	4L										91.8	40.0	68.9	1.8	860	21.6	13.5	105.9	发明
			121	4M		98.3	40.6	73.7	1.7	859										20.4	13.1	64.8	比较
122	4N										94.8	57.1	71.1	2.0	1207	15.6	7.6	85.2	发明
			123	4O		90.8	39.4	68.1	2.2	851										21.8	14.2	107.0	发明
124	4P										96.4	33.7	72.3	2.1	765	24.2	17.0	59.2	比较
			125	4Q		91.7	48.0	68.7	2.1	971										18.0	11.6	92.7	发明
126	4R										95.4	55.8	71.5	2.3	1097	17.1	9.2	82.8	发明
			127	4S		96.6	56.9	72.5	2.6	1164										16.2	7.1	78.0	比较
128	4T										97.3	49.0	73.0	1.7	995	18.8	10.3	91.4	发明
			129	4U		90.1	36.9	67.6	2.1	803										21.8	15.5	112.1	发明
130	4V										97.7	40.2	73.3	2.0	863	21.5	13.3	105.5	发明
			131	4W		93.5	51.6	70.1	1.8	1034										18.1	9.2	87.9	发明
132	4X										93.8	39.5	70.4	1.9	852	21.8	13.6	106.8	发明
			133	4Y		92.2	55.4	69.2	2.1	1091										17.2	8.9	83.3	发明
134	4Z										98.9	51.8	74.1	2.0	1037	18.0	9.6	87.6	发明
			135	5A		90.2	41.7	67.6	2.6	876										20.0	13.6	102.7	发明
136	5B										94.4	58.8	70.8	2.5	1133	7.5	4.8	79.5	比较
			137	5C		97.5	58.9	73.2	1.9	1133										15.4	6.1	88.4	发明
138	5D										92.2	36.2	69.1	2.0	803	23.1	14.8	113.5	发明
			139	5E		93.6	36.4	70.2	1.7	805										23.0	15.1	113.2	发明
140	5F										93.1	49.0	69.9	2.3	985	17.8	10.3	91.4	发明

α：铁素体，α’：马氏体，Af：面积分数，TS：抗拉强度，λ：扩孔率

从示于表10至15中的结果，可以如下认为。在表1至15中下列字母全部指钢编号，并且在表6至15中下列编号全部指材料编号。编号2至3、7至16、19至22、25至30、37至42、47至52、55至59、61至69、72至79、81至84、87至96、98至101、103至106、108至111、113至120、122至123、125至126、128至135和137至140全部是通过在本发明定义的制造方法，使用满足本发明的范围的钢种类(在表1至5中的1B至1K、1N至1Y、2B至2M、2P至2W、2Y至3B、3E至3N、3P至3S、3U至3X、3Z至4C、4E至4L、4N在4O、4Q至4R、4T至5A以及5C至5F)制造具有在本发明中定义的组织的高强度钢板的实施例。由上述编号表示的高强度钢板全部具有优异的抗拉强度、延伸率和拉伸凸缘性。

与此相反，不满足在本发明中规定的要求中的任何一个的下列实施例具有下列缺点。

编号1是使用C含量小的钢编号1A的实施例。因为在整个组织中的马氏体的比例低于限定的范围，所以抗拉强度降低。

编号4至6各自使用组分组成满足本发明的规定的钢编号1D。然而，热处理的加热和保持温度不是A3点或更高，并且α+α′的面积分数小于90％。因此，拉伸凸缘性降低。

编号18是使用具有小的Si含量的钢编号1M的实施例。因为它在整个表面上具有贝氏体组织，并且MD不存在，所以延伸率低。

编号23至24各自使用组分组成满足本发明的规定的钢编号1R，并且编号35至36各自使用组分组成满足本发明的规定的钢编号1S。然而，热处理的冷却速率低于限定的范围，结果，形成在晶粒中不带有马氏体的铁素体。编号23和编号35各自具有铁素体-珠光体组织，并且MD不存在。编号24和编号36各自在于形成在晶粒中不带有马氏体的铁素体并且α+α′的面积分数小于90％。因此，拉伸凸缘性低。

编号31至34各自使用组分组成满足本发明的规定的钢编号1R，并且编号43至46各自使用组分组成满足本发明的规定的钢编号1S。然而，热处理的冷却速率比限定的范围更慢。因此，编号31和32以及编号43和44在于贝氏体板条没有完全消失，从而形成贝氏体铁素体-马氏体组织并且MD不存在。结果，延伸率和拉伸凸缘性降低。而且，编号33和34以及编号45和46各自在于形成马氏体单相组织，并且延伸率和拉伸凸缘性降低。编号53是使用Si含量大的钢编号1Z的实施例。因为大量加入Si，所以延伸率和拉伸凸缘性降低。

编号54是使用Mn含量小的钢编号2A的实施例。因为形成贝氏体并且α+α’少于90％，所以拉伸凸缘性低。

编号60使用满足本发明的规定的钢编号2D。然而，因为冷却中止温度超过Ms点，所以在整个表面上形成贝氏体组织，并且延伸率和拉伸凸缘性降低。

编号70是使用Mn含量大的钢编号2N的实施例，并且拉伸凸缘性降低。

编号71是使用Al含量小的钢编号2O的实施例。不可避免地形成Si、Mn和O的化合物，并且延伸率和拉伸凸缘性降低。

编号80是使用Al含量大的钢编号2X的实施例。以大的量形成粗大马氏体，并且在整个组织中的α′的面积分数和α′的平均晶粒尺寸超过限定的范围。结果，延伸率和拉伸凸缘性降低。

编号85是使用Mo含量大的钢编号3C的实施例。因为以大的量形成粗大的残留奥氏体并且α+α’少于90％，所以拉伸凸缘性降低。

编号86是使用B含量小的钢编号3D的实施例。因为析出在晶粒中不带有马氏体的铁素体，并且α+α′少于90％，所以拉伸凸缘性降低。

编号97是使用B含量大的钢编号3O的实施例。由于B的分离，拉伸凸缘性降低。

编号102是使用Ti含量大的钢编号3T的实施例。因为析出物增加，所以拉伸凸缘性降低。

编号107是使用Nb含量大的钢编号3Y的实施例。因为析出物增加，所以拉伸凸缘性降低。

编号112是使用V含量大的钢编号4D的实施例。因为析出物增加，所以拉伸凸缘性降低。

编号121是使用Ti、Nb和V的总加入量大的钢编号4M的实施例。因为析出物增加，所以拉伸凸缘性降低。

编号124是使用Ni含量大的钢编号4P的实施例。因为以大的量加入Ni，所以容易断裂并且拉伸凸缘性降低。

编号127是使用Cu含量大的钢编号4S的实施例。因为以大的量加入Cu，所以容易断裂并且拉伸凸缘性降低。

编号136是使用Cr含量大的钢编号5B的实施例。因为以大的量加入Cr，所以容易断裂并且拉伸凸缘性降低。

接着，下面描述在次生相为马氏体和残留奥氏体的情况下的实施例。

使组分组成示于表16中的的钢A至W熔融以形成板坯。将板坯加热至1,200℃，在800℃热轧至3.0mm的板厚度，然后在550℃卷取。进行示于图1和表17中的热-机械处理(加热温度T1(℃)、加工温度T2(℃)、压缩比P(％)、冷却速率R(℃/秒))以冷却至室温，进行厚度减薄加工以使板厚度为1.2mm。

表16

样品的化学组分

钢编号	化学组分(质量％)									Ac3(℃)	注释
												C	Si	Mn	P	S	Al	Mo	B	其它
	A	0.05	1.4	1.3	0.01	0.005	0.05	0.3	0.0008												Cr：0.65，Ti：0.015	923	发明
B										0.03	1.3	1.4	0.01	0.005	0.05	0.3	0.0007		927	发明
	C	0.08	1.4	1.4	0.01	0.005	0.03	0.3	0.0007													902	发明
D										0.25	1.5	1.5	0.01	0.005	0.05	0	0.0009		858	发明
	E	0.35	1.7	2.5	0.01	0.005	0.05	0.3	0.0005													827	比较
F										0.12	0.008	1.4	0.01	0.005	0.05	0.3	0.0005		834	比较
	G	0.10	0.03	1.4	0.01	0.005	1.1	0.3	0.0008													1262	发明
H										0.05	0.28	0.7	0.01	0.005	0.05	0.3	0.0003		893	发明
	I	0.07	3.6	2.5	0.01	0.005	0.05	0.3	0.0008													979	比较
J										0.05	0.4	0.3	0.01	0.005	0.06	0	0.0005		904	比较
	K	0.09	1.5	3.6	0.01	0.005	0.05	0.3	0.0008													845	比较
L										0.05	0.03	2.2	0.01	0.005	0.005	0.3	0.0008		818	比较
	M	0.05	1.5	1.5	0.01	0.005	0.05	0	0.001													914	发明
N										0.05	1.4	1.4	0.01	0.005	0.05	0.7	0.0006		934	发明
	O	0.07	1.2	2.2	0.01	0.005	0.05	1.3	0.0008													912	比较
P										0.05	1.2	0.9	0.01	0.005	0.05	0.1	0		921	比较
	Q	0.05	1.5	1.4	0.01	0.005	0.05	0	0.0035													917	发明
R										0.05	1.5	1.3	0.01	0.005	0.05	0.3	0.007		929	比较
	S	0.10	1.4	1.3	0.01	0.005	0.05	0.3	0.0008												Ti：0.015，Nb：0.012	912	发明
T										0.05	1.4	1.3	0.01	0.005	0.05	0.3	0.0008	V：0.0012	926	发明
	U	0.05	1.4	1.3	0.01	0.005	0.05	0.3	0.0008												Ni：0.1，Cu：0.1	921	发明
V										0.07	1.2	1.2	0.01	0.005	0.05	0.3	0.0008	Ca：0.002，REM：0.002	910	发明
	W	0.01	0.5	1.2	0.01	0.005	0.05	0.3	0.0008													913	比较
X										0.01	0.3	1.8	0.01	0.005	0.05	0.3	0.0007		886	比较

表17

热处理条件

材料编号	钢编号	热处理条件				注释
							加热温度T1(℃)	加热温度T2(℃)	压缩比P(％)	冷却温度R(℃/秒)
		141	A	1200	900						30	10	发明
142	B					1200	900	30	10	发明
		143	C	1250	800						30	10	发明
144	D					1200	800	20	5	发明
		145	E	1200	950						10	18	比较
146	F					1200	750	40	7	比较
		147	G	1300	700						50	10	发明
148	H					1250	800	30	10	发明
		149	I	1200	800						30	15	比较
150	J					1250	700	40	0.5	比较
		151	K	1200	900						20	15	比较
152	L					1200	900	30	10	比较
		153	M	1250	800						30	10	发明
154	N					1200	650	30	0.5	发明
		155	O	1200	900						10	15	比较
156	P					1200	700	30	0.5	比较
		157	Q	1200	750						30	0.5	发明
158	R					1200	900	10	15	比较
		159	S	1300	700						30	10	发明
160	T					1300	700	40	10	发明
		161	U	1200	800						30	10	发明
162	V					1200	700	30	10	发明
		163	W	1200	700						30	0.5	比较
164	C					1200	550	30	1	比较
		165	C	1300	1050						10	0.5	比较
166	C					1200	900	2	15	比较
		167	C	1200	900						10	0.1	比较
168	C					1200	900	10	25	比较
		169	X	1250	900						50	0.5	比较

以下列程序对在上面获得每一个钢板进行微组织观察，并且通过拉伸试验和扩孔试验评价动态性能。

通过下列方法确认每一个钢板的微组织。

将每一个钢板切割成10mm×10mm×1.2mm的用于微组织观察的试件。试件嵌入有冷辊压树脂并且观察在轧制方向上的1/4板厚度的位置。在这种情况下，使用维氏硬度计形成作为界标的压痕以对组织观察位置进行确认。使用反射极腐蚀压痕，并且使用放大倍率为1,000的光学显微镜在五个位置观察组织。当将在反射极腐蚀后的组织照片进行图像分析时，观察到铁素体为灰色，并且观察到马氏体和残留奥氏体为白色。在使用光学显微镜的微组织观察之后，进行打磨抛光和电解抛光至使得维氏压痕不消失的程度，并且使用FE/SEM-EBSP在阶梯距离为100nm的位置进行组织观察。将晶粒的取向差为15°以上的边界认为是晶界，从而确认晶界。

将光学显微照片和FE/SEM-EBSP组织照片结合作为维氏压痕的标准，并且评价组织。

MD组织：

如上所述，MD组织含有在作为基体的铁素体晶粒中的精细马氏体或残留奥氏体(次生相)。将光学显微镜和FE/SEM-EBSP的观察结果结合，将其中在被大的倾斜晶界包围的晶粒的内部(即在晶粒中)存在许多马氏体的组织确认为MD组织，并且获得它的占空因数。

存在的可能性是含有珠光体、贝氏体、在晶粒中不带有马氏体或残留奥氏体的铁素体等作为其它组织。这些组织的确认方法如下。

珠光体：

珠光体具有铁素体和渗碳体的薄层组织，并且可以使用FE/SEM-EBSP确认渗碳体。在实施例中，确定在观察视野中的珠光体的占空因数。

贝氏体：

贝氏体在于板条存在于使用FE/SEM-EBSP确认的铁素体晶粒中。将其中板条存在于铁素体晶粒中的组织判断为贝氏体，并且确定在观察视野中的贝氏体的占空因数。

在晶粒中不带有马氏体或残留奥氏体的铁素体：

将其中在使用FE/SEM-EBSP确认的铁素体晶粒中不能证实有马氏体或残留奥氏体的组织认为是在晶粒中不带有马氏体或残留奥氏体的铁素体，并且判断为与MD组织不同的组织。确定在观察视野中的在晶粒中不带有马氏体或残留奥氏体的铁素体的占空因数。

将其中在观察视野中没有观察到MD组织的组织判断为不存在MD。当将整个组织定义为100％时，在其它组织(珠光体、贝氏体、在晶粒中不带有马氏体或残留奥氏体的铁素体等)的总面积分数超过10％的情况下，不形成所定义的组织。在这种情况下，将其判断为MD是部分的。

在全部相中的次生相在整个组织中占据的比例：

在全部相中的铁素体的平均晶粒尺寸：

存在于铁素体晶粒中的次生相在MD组织中的比例：

首先，通过图像分析光学显微照片，在整个组织中的次生相(马氏体和残留奥氏体)的占空因数使用在整个组织中的白色部分的占空因数。接着，使用FE/SEM-EBSP的图像获得铁素体的平均晶粒尺寸(相应圆的直径)，并且通过与光学显微照片结合，将存在于MD组织中的次生相区分为存在于铁素体晶粒中的次生相以及存在于晶界的次生相，从而获得存在于MD组织中的全部次生相中的存在于晶粒中的次生相的占空因数。

在整个组织中的残留奥氏体在整个组织中占据的比例：

另一方面，可以通过使用FE/SEM-EBSP确认具有FCC结构的残留奥氏体区别马氏体和残留奥氏体。然而，在本发明中残留奥氏体是重要的组织，并且占空因数的定量测量对于有效表现出本发明的效果是必不可少的。由于这种原因，考虑通过分析FE/SEM-EBSP图像测量残留奥氏体的占空因数的方法，但是在实施例中，通过饱和磁化法计算残留奥氏体的占空因数，从而可以获得更高精度的测量值。据认为通过饱和磁化法测量的值是体积分数，但是可以将体积分数视为与面积分数等价。

在整个组织中的次生相的平均晶粒尺寸和数量：

另一方面，通过下列方法获得次生相(马氏体和残留奥氏体)的平均晶粒尺寸(次生相颗粒的平均颗粒尺寸)和数量。对于平均颗粒尺寸，从SEM观察照片(放大倍率：3,000倍)中随机取出20μm×20μm观察视野的五个位置，获得在各个观察视野中的马氏体和残留奥氏体的平均晶粒尺寸(相应圆的直径)，并且使用其平均值作为在整个组织中的马氏体和残留奥氏体的平均晶粒尺寸。对于数量，从上述光学显微照片中随机取出50μm×50μm的观察视野的五个位置，并且将在其上观察到的次生相颗粒的数量平均。

通过下列方法获得钢的各种动态性能。

抗拉性能：

使用从钢板轧制方向的垂直方向上获得的JIS No.5试件，根据JIS Z2241测量抗拉强度(TS)、均匀延伸率(u-EL)、局部延伸率(1-EL)和总延伸率(t-EL＝u-EL+1-EL)。将TS为590 MPa以上并且t-EL为10％以上的试件认为是可接受的产品。将从最大载荷点到断裂的应变量认为是局部延伸率。

拉伸凸缘性：

测量扩孔率λ作为拉伸凸缘性。根据JISF(日本钢铁联合会)标准(JFST1001-1996)测量扩孔率λ。将λ为80％以上的钢认为是可接受的产品。

获得的结果示于下表18至19中。

表18

测量结果

试验编号	钢编号	存在或不存在MD	组织参数							动态性能					注释
																MD组织的Af(％)	在整个组织中的次生组织的Af(％)	在MD组织中α晶粒中的次生组织的Af(％)	在整个组织中的α的平均晶粒尺寸(μm)	在整个组织中的次生相的平均晶粒尺寸(μm)	在整个组织中的次生相的数量	在整个组织中的γ的Vf(％)	TS(MPa)	总延伸率(％)	均匀延伸率(％)	局部延伸率(％)	λ(％)
			141	A		96.6	28.5	78.4	11.3	0.4	153	0.5	870	25.8														9.2	16.6	101.7	发明
142	B														95.8	26.1	78.7	11.7	0.6	144	0.3	618	29.5	12.1	17.4	103.4	发明
			143	C		96.9	25.8	74.5	9.6	0.3	168	0.8	784	27.7														13.9	13.8	93.9	发明
144	D														95.3	29.4	74.0	9.2	1.4	104	8.8	1205	22.8	9.9	12.9	95.1	发明
			145	E	没有								1298	4.9														1.8	3.1	19.3	比较
146	F	没有																				992	9.6	7.4	2.2	45.2	比较
			147	G		97.1	27.3	71.9	6.8	0.7	139	7.3	892	27.4														15.8	11.6	88.6	发明
148	H														96.5	25.4	74.9	9.5	0.5	161	1.0	811	26.9	12.7	14.2	96.2	发明
			149	I	没有								1318	3.1														1.0	2.1	17.5	比较
150	J	部分													68.7	17.3	73.4	13.5	0.7	121	1.7	433	30.4	21.9	8.5	67.5	比较
			151	K	部分	83.1	31.7	72.5	12.3	3.2	134	0.7	1179	8.4														3.4	5.0	31.3	比较
152	L	部分													86.5	22.7	70.2	11.6	0.6	140	0.0	682	9.5	7.7	1.8	32.7	比较
			153	M		95.6	24.9	75.5	9.9	0.4	166	0.8	844	26.2														13.2	13.0	94.2	发明
154	N														94.2	26.4	72.9	7.8	0.4	159	1.0	852	24.9	12.8	12.1	93.4	发明
			155	O	部分	65.8	62.8	76.2	11.2	4.1	73	0.8	1158	8.5														4.2	4.3	30.6	比较

α：铁素体，γ：残留奥氏体，Af：面积分数，Vf：体积分数TS：抗拉强度，λ：扩孔率

表19

测量结果

试验编号	钢编号	存在或不存在MD	组织参数							动态性能					注释
																MD组织的Af(％)	在整个组织中的次生组织的Af(％)	在MD组织中α晶粒中的次生组织的Af(％)	在整个组织中的α的平均晶粒尺寸(μm)	在整个组织中的次生相的平均晶粒尺寸(μm)	在整个组织中的次生相的数量	在整个组织中的γ的Vf(％)	TS(MPa)	总延伸率(％)	均匀延伸率(％)	局部延伸率(％)	λ(％)
			156	P	部分	63.2	16.4	72.5	13.8	0.7	131	1.7	519	27.7														18.5	9.2	64.7	比较
157	Q														95.5	25.9	76.3	10.1	0.7	149	0.9	993	23.4	12.8	10.6	92.8	发明
			158	R	部分	88.7	24.1	75.2	10.9	0.7	141	0.9	850	18.6														15.0	3.6	36.2	比较
159	S														95.6	28.3	70.4	5.4	0.3	172	4.2	987	28.6	18.4	10.2	99.3	发明
			160	T		95.2	27.8	71.0	5.9	0.4	169	4.1	963	28.5														18.3	10.2	100.1	发明
161	U														93.8	25.9	73.9	9.5	0.5	158	5.8	940	25.4	15.8	9.6	89.9	发明
			162	V		96.7	25.7	75.4	8.6	0.6	146	5.1	699	29.3														18.5	10.8	97.5	发明
163	W	部分													87.4	22.8	71.6	11.9	0.6	138	1.5	512	27.0	16.7	10.3	89.5	比较
			164	C	部分	56.7	11.6	72.4	17.5	0.8	99	0.8	719	24.8														15.9	8.9	78.9	比较
165	C														94.9	27.5	78.3	22.4	1.1	118	0.8	767	23.9	14.8	9.1	76.3	比较
			166	C	部分	71.1	57.3	72.7	15.8	3.6	103	1.1	1087	10.4														8.4	2.0	33.8	比较
167	C	部分													60.4	16.5	70.1	17.2	0.7	74	0.9	630	26.9	18.8	8.1	77.3	比较
			168	C									1302	3.2														0.9	2.3	21.9	比较
169	X	没有													92.4	9.2	45.8	8.5	0.6	82	0.0	487	32.2	18.6	13.6	93.2	比较

α：铁素体，γ：残留奥氏体，Af：面积分数，Vf：体积分数TS：抗拉强度，λ：扩孔率

试验编号141、142、143、144、147、148、153、154、157、159、160、161和162各自满足本发明在组织形貌方面的规定，并且在抗拉强度TS、总延伸率t-EL和扩孔率λ所有方面表现出良好的性能。次生相的平均晶粒尺寸全部在3μm以下的范围内。

另一方面，编号145使用C含量大于在本申请中限定的范围的钢E。结果，将几乎整个表面转变为马氏体组织，并且总延伸率和λ不足。

编号146使用Si含量小于在本申请中限定的范围的钢F。结果，形成贝氏体+马氏体的组织，并且总延伸率和λ不足。

编号149使用Si含量大于在本申请中限定的范围的钢I。结果，将几乎整个表面转变为马氏体组织，并且总延伸率和λ不足。

编号150使用Mn含量小于在本申请中限定的范围的钢J。结果，淬硬性差，并且铁素体析出。结果，TS和λ不足。

编号151使用Mn含量大于在本申请中限定的范围的钢K。结果，形成MD+马氏体的组织，并且总延伸率和λ不足。

编号152使用Al含量小于在本申请中限定的范围的钢L。结果，不可避免地形成Si、Mn和O的化合物，并且总延伸率和λ不足。

编号155使用Mo含量大于在本申请中限定的范围的钢O。结果，形成MD+马氏体的组织，并且总延伸率和λ不足。

编号156使用B含量小于在本申请中限定的范围的钢P。结果，铁素体析出，并且TS和λ不足。

编号158使用B含量大于在本申请中限定的范围的钢R。结果，产生据认为由晶粒分离所引起的λ的劣化。

编号163使用C含量小于在本申请中限定的范围的钢W。结果，铁素体析出，并且TS不足。

编号164在于加工温度T2低于在本申请中限定的范围。结果，铁素体析出，并且λ降低。

编号165在于加工温度T2高于在本申请中限定的范围。结果，基体铁素体的平均晶粒尺寸大于规定的范围，并且λ降低。

编号166在于压缩比低于在本申请中限定的范围。结果，不加速贝氏体转变，从而形成MD+马氏体的组织。结果，λ降低。

编号167在于冷却速率低于在本申请中限定的范围。结果，铁素体析出，并且λ降低。

编号168在于冷却速率高于在本申请中限定的范围。结果，形成马氏体组织，并且总延伸率和λ降低。

编号169使用C含量小于在本申请中限定的范围的钢X。结果，在整个组织中的次生相的比例降低，并且TS降低。

尽管已经详细并且参考其具体实施方案描述了本发明，但是对于本领域技术人员显而易见的是，在不偏离其范围的情况下，可以进行各种变更和修改。

本申请基于2006年10月18日提交的日本专利申请2006-283517和2006年10月18日提交的日本专利申请2006-283579，它们的全部内容通过引用结合在此。

另外，在此引用的所有文献以全文内容结合。

Claims (20)

1.一种高强度钢板，所述高强度钢板具有主要由MD组织(微双相组织)组成的组织，所述MD组织包含铁素体基体以及作为次生相精细地分散于所述基体中的马氏体或马氏体和残留奥氏体，

其中所述MD组织在整个组织中占据的比例为90％以上，

其中存在于整个组织中的所述次生相在整个组织中占据的比例为10至60％，

其中在所述MD组织中的所述次生相存在于铁素体晶粒中和晶界上，其中存在于所述铁素体晶粒中的所述次生相的比例为50％以上，并且

其中在整个组织中的所述次生相的平均晶粒尺寸为3μm以下。

2.如权利要求1所述的高强度钢板，其中所述次生相由马氏体组成。

3.如权利要求1所述的高强度钢板，其中所述次生相由马氏体和残留奥氏体组成。

4.如权利要求2所述的高强度钢板，其中在整个组织中的铁素体的平均晶粒尺寸为20μm以下，并且

其中在整个组织中，在50μm×50μm的观察视野中存在平均20个以上的次生相。

5.如权利要求3所述的高强度钢板，其中在整个组织中的铁素体的平均晶粒尺寸为20μm以下，并且

其中在整个组织中，在50μm×50μm的观察视野中存在平均20个以上的次生相。

6.如权利要求5所述的高强度钢板，其中存在于整个组织中的所述残留奥氏体在整个组织中占据的比例为2％以上。

7.如权利要求2所述的高强度钢板，所述高强度钢板包含按质量％计的C：0.02至0.3％；Si：0.01至3％；Mn：0.5至3％；B：0.0001至0.005％；和Al：0.01至1.5％；剩余为Fe和不可避免的杂质。

8.如权利要求3所述的高强度钢板，所述高强度钢板包含按质量％计的C：0.02至0.3％；Si：0.01至3％；Mn：0.5至3％；B：0.0001至0.005％；和Al：0.01至1.5％；剩余为Fe和不可避免的杂质。

9.如权利要求7所述的高强度钢板，还包含Mo：0.03至1％。

10.如权利要求8所述的高强度钢板，还包含Mo：0.03至1％。

11.如权利要求7所述的高强度钢板，还包含总量为0.01至0.1％的选自Nb、Ti和V中的至少一种元素。

12.如权利要求8所述的高强度钢板，还包含总量为0.01至0.1％的选自Nb、Ti和V中的至少一种元素。

13.如权利要求7所述的高强度钢板，还包含Ni：0.5％以下和Cu：0.5％以下中的至少一种。

14.如权利要求8所述的高强度钢板，还包含Ni：0.5％以下和Cu：0.5％以下中的至少一种。

15.如权利要求7所述的高强度钢板，还包含Cr：1.5％以下。

16.如权利要求8所述的高强度钢板，还包含Cr：1.5％以下。

17.如权利要求7所述的高强度钢板，还包含Ca：0.003％以下和REM：0.003％以下中的至少一种。

18.如权利要求8所述的高强度钢板，还包含Ca：0.003％以下和REM：0.003％以下中的至少一种。

19.一种用于制造高强度钢板的方法，所述方法包括：

将包含按质量％计的C：0.02至0.3％；Si：0.01至3％；Mn：0.5至3％；B：0.0001至0.005％；和Al：0.01至1.5％；剩余为Fe和不可避免的杂质的钢板材料加热；和

使所述钢板材料以0.2至20℃/秒的冷却速率从A3点或更高的温度冷却至Ms点或更低的温度。

20.一种用于制造高强度钢板的方法，所述方法包括：

使包含按质量％计的C：0.02至0.3％；Si：0.01至3％；Mn：0.5至3％；B：0.0001至0.005％；和Al：0.01至1.5％；剩余为Fe和不可避免的杂质的钢板材料从A3点或更高的温度冷却；

将所述材料在600至1,000℃的温度范围内进行压缩比为5％以上的加工；然后

使所述材料以0.2至20℃/秒的冷却速率冷却至Ms点或更低的温度。

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