CN101351570A - 超高强度薄钢板 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种耐氢脆性优异的超高强度薄钢板，所述钢板包含以重量％计的0.10至0.60％的C、1.0至3.0％的Si、1.0至3.5％的Mn、0.15％以下的P、0.02％以下的S、1.5％以下的Al、0.003至2.0％的Cr以及包括铁和不可避免的杂质在内的余量；其中残留奥氏体晶粒的平均轴比(长轴/短轴)为5以上，所述残留奥氏体晶粒的平均短轴长度为1μm以下，并且所述残留奥氏体晶粒的晶粒间最近－邻接距离为1μm以下。

Description

超高强度薄钢板
技术领域
本发明涉及一种用作汽车用钢板和运输机械用钢板的超高强度薄钢板，具体地，涉及其中由氢脆性所引起的断裂如季节性开裂和延迟断裂被抑制发生的超高强度薄钢板，所述由氢脆性所引起的断裂特别是在抗拉强度为980MPa以上的钢板中的问题。
背景技术
迄今为止，高强度钢板在比如螺栓、PC钢线和线管的应用中已经得到大量使用，并且已知的是，当抗拉强度变为980MPa以上时，由于氢侵入钢中，导致氢脆性(如酸洗脆化、镀敷脆化和延迟断裂)。与此相比，因为钢板厚度薄，在氢侵入时，氢在短时间内得到释放。另外，出于可加工性和可焊性的观点，因为780MPa以上的钢板并没有得到如此多地使用，对所谓氢脆性的积极对策没有被考虑。
然而，近年来，出于实现汽车的轻重量和提高其碰撞安全性的需要，迅速增长的趋势是对在增强材料如减震器、或冲击梁或钢轨中使用的980MPa以上的超高强度钢板应用压制成型或弯曲加工。而且，应用压制成型或弯曲加工的部件如柱子也被要求高的机械强度。随之而来的是，对为超高强度薄钢板提供抗易感氢脆性的要求正在变高。作为响应这种要求的钢板，特别是，使用TRIP(相变感生塑性)钢的钢板正在引起关注。
TRIP钢是这样一种钢板，其中奥氏体组织残留，并在使用加工变形时，由于应力，诱导残留奥氏体(残留γ)相变成马氏体，从而得到大的伸长率。作为其种类，可列举一些。其实例包括：以多边铁素体为母相，并包含残留奥氏体的TRIP型复合组织钢(TPF钢)；以回火马氏体为母相，并包含残留奥氏体的TRIP型回火马氏体钢(TAM钢)；以及以贝氏体铁素体为母相，并包含残留奥氏体的TRIP贝氏体钢(TBF钢)。在这些之中，TBF钢已经得到了长期的认识(在例如专利文献1中描述)，并且具有这样的优点，即由于硬质的贝氏体铁素体，容易地获得高强度，并且在组织中，在板条状的贝氏体铁素体的边界容易生成细小的残留奥氏体晶粒，并且这样的组织转变显示很优异的伸长率。此外，TBF钢还有从制造观点考虑的这样的优点，即能够容易地通过单一的热处理(连续退火工序或镀敷工序)进行制造。
当TRIP钢的耐氢脆性(耐氢脆性的性能)得到提高时，考虑转变与其中将各种元素加入到钢中的棒钢和螺栓钢相关的技术。例如，在非专利文件2中，报道了当在主要由回火马氏体形成的金相组织中，加入显示抗回火软化性的添加剂元素如Cr、Mo和V时，延迟断裂得到有效地提高。这是其中合金碳化物在钢中析出以用作氢捕获位置的技术，从而延迟断裂形式从晶间断裂转变为穿晶断裂。而且，在专利文件1中，据报道主要由Ti和Mg构成的氧化物有效地抑制了氢相关的缺陷产生。而且，在专利文件2中，据报道当Mg的氧化物和硫化物、复合析出或析出的化合物的分散状态得到控制，并且在钢板的微结构中的残留奥氏体和钢板的机械强度得到控制时，在加工之后的伸长率(延展性)和耐延迟断裂性变得相适应。
专利文件1：JP-A-11-293383
专利文件2：JP-A-2003-166035
非专利文件1：NISSIN STEEL TECHNICAL REPORT，第43期，12月，1980，1-10页
非专利文件2：“在延迟断裂的解释的新进展(Okurehakaikaimei no shintenkai)(由日本钢铁协会在1997年1月发行，111-120页)
发明内容
然而，在非专利文件1和2的技术中，因为钢含有0.4重量％以上的C和许多合金元素，所以在薄钢板中所需的可加工性和可焊性很差，而且，因为析出热处理必须花费几个小时以上以析出合金碳化物，所以生产率也是有问题的。
专利文件1的技术针对厚钢板，并且考虑特别是在高的热输入焊接之后的延迟断裂。然而，没有充分考虑在由薄钢板制成的汽车部件中的使用环境。而且，在专利文件2的技术中，在实际上产生腐蚀并且存在氢的这样的环境下，单独的析出物的捕获效应不足。
此外，当加入Cr时，在TRIP钢中(特别是在晶界附近)产生粗大的夹杂物(碳化物)，在加工过程中导致裂纹的很硬渗碳体大量析出，并且抑制残留奥氏体的产生。由于这些原因，没有将Cr加入到TRIP钢中。而且，当粗大夹杂物(碳化物)存在于晶界附近时，不但钢板的机械强度和伸长率劣化，而且从环境中侵入的氢积聚在粗大夹杂物的周围，使耐氢脆性劣化。
如上所述，棒钢和螺栓钢的技术不能提高TRIP钢的耐氢脆性。而且，几乎没有发现这样的研究例子，其中在发挥出作为TRIP钢板的特性的优异可加工性的同时，充分考虑例如汽车部件长时间所处的严酷的使用环境，并且使用对加工之后的氢脆性的对策。
本发明鉴于上述情况进行，并且意图在于提供一种TRIP型超高强度薄钢板，其中在不损害作为TRIP钢板的特性的优异延展性(伸长率)的情况下，在其中抗拉强度为980MPa以上的超高强度区域中，耐氢脆性得到显著提高。
此外，本发明还意在提供一种抗拉强度为980MPa以上的TRIP型超高强度薄钢板，其中在成型为部件后的钢板在严酷的使用条件下长时间地发挥出优异的耐氢脆性，并且可加工性得到进一步提高。
又另外，本发明意在提供一种抗拉强度为980MPa以上的TRIP型超高强度薄钢板，其中即使在加入Cr时，不同于常规技术的是，在晶界附近也不产生粗大的碳化物，并且耐氢脆性得到急剧提高。
即，本发明涉及一种耐氢脆性优异的超高强度薄钢板，所述钢板包含以重量％计的0.10至0.60％的C、1.0至3.0％的Si、1.0至3.5％的Mn、0.15％以下的P、0.02％以下的S、1.5％以下的Al、0.003至2.0％的Cr以及包括铁和不可避免的杂质在内的余量，其中残留奥氏体晶粒的平均轴比(长轴/短轴)为5以上，所述残留奥氏体晶粒的平均短轴长度为1μm以下，并且所述残留奥氏体晶粒的晶粒间最近-邻接距离为1μm以下。
按照根据下面所示的本发明第一实施方案的超高强度薄钢板，当控制在钢板中的组分组成和残留奥氏体时，在既不损害延展性(伸长率)又不在晶界附近产生粗大的碳化物的情况下，在抗拉强度为980MPa以上的超高强度区中耐氢脆性得到显著提高。而且，当Mo的含量降低并且B增加时，涂层耐腐蚀性提高。
而且，耐氢脆性优异的超高强度薄钢板是以优异的生产率制备的，并且可以在汽车部件如增强材料，如减震器和冲击梁、座椅横挡、柱子、加固物和构件中用作超高强度部件，该超高强度部件非常难以导致延迟断裂等。
按照根据下面所示的本发明第二实施方案的超高强度薄钢板，当控制在钢板中的组分组成和残留奥氏体时，在既不损害延展性(伸长率)又不在晶界附近产生粗大的碳化物的情况下，在抗拉强度为980MPa以上的超高强度区中耐氢脆性得到显著提高。而且，当降低Mo的含量并且增加B时，涂层耐腐蚀性提高。
而且，耐氢脆性优异的超高强度薄钢板是以优异的生产率制备的，并且可以在汽车部件如增强材料，如减震器和冲击梁、座椅横挡、柱子、加固物和构件中用作超高强度部件，该超高强度部件非常难以导致延迟断裂等。
附图简述
图1是示意性显示本发明第一实施方案中的残留奥氏体晶粒的图。
图2是显示在本发明第一实施方案中残留奥氏体晶粒的平均轴比和氢脆性危险度的评价指数之间的关系的图。
图3是示意性显示本发明第二实施方案中的残留奥氏体晶粒的图。
图4是显示在本发明第二实施方案中残留奥氏体晶粒的平均轴比和氢脆性危险度的评价指数之间的关系的图。
图5是在一个实施例中的耐压坏性试验中所用的部件的示意性透视图。
图6是示意性显示在一个实施例中的耐压坏性试验的情形的侧视图。
图7是在一个实施例中的耐冲击性试验中所用的部件的示意性透视图。
图8是在图7中的A-A线截面图。
图9是示意性显示在一个实施例中的耐冲击性试验的情形的侧视图。
附图标记的说明
1：用于耐压坏性试验的部件(试样)
2，5：点焊位置
3：模具
4：用于耐冲击性试验的部件(试样)
6：落锤
7：工作台(用于耐冲击性试验)
实施本发明的最佳方式
下面，将详细描述本发明。
作为本发明的优选实施方案之一，可以提及下面所示的(1)(以下在一些情况下被简称为本发明第一实施方案)。
(1)一种耐氢脆性优异的超高强度薄钢板，所述钢板包含以重量％计的0.10至0.60％的C、1.0至3.0％的Si、1.0至3.5％的Mn、0.15％以下的P、0.02％以下的S、1.5％以下的Al、0.003至2.0％的Cr以及包括铁和不可避免的杂质在内的余量；
其中残留奥氏体晶粒平均轴比(长轴/短轴)为5以上，
残留奥氏体晶粒的平均短轴长度为1μm以下，并且
残留奥氏体晶粒的晶粒间最近-邻接距离为1μm以下。
此处，根据本发明第一实施方案的耐氢脆性优异的超高强度薄钢板含有以重量％计的0.10至0.60％的C、1.0至3.0％的Si、1.0至3.5％的Mn、0.15％以下的P、0.02％以下的S、1.5％以下的Al、0.003至2.0％的Cr以及包括铁和不可避免的杂质在内的余量；其中残留奥氏体晶粒的平均轴比(长轴/短轴)为5以上，残留奥氏体晶粒的平均短轴长度为1μm以下，并且残留奥氏体晶粒的晶粒间最近-邻接距离为1μm以下。
当这样构成本发明第一实施方案的超高强度薄钢板时，因为包含预定量的C、Si、Mn、P、Al和Cr，因此钢板的机械强度得到提高并且残留奥氏体在钢板中有效地生成。当规定残留奥氏体的面积比和分散状态(平均轴比、平均短轴长度、最近-邻接距离)时，在钢中分散的不是聚集体，而是细板条状残留奥氏体。因为在钢中细板条状残留奥氏体发挥出的氢捕获能力压倒性地大于碳化物的氢捕获能力，所以由大气腐蚀所致的氢侵入实际上变为无害。而且，特别是，当包含预定量的Cr时，粗大的碳化物不在钢板中析出，并且细小的碳化物是分散的，从而导致氢捕获能力的提高，并且抑制裂纹蔓延。
根据相对于钢板的全部组织的面积比，本发明第一实施方案的超高强度薄钢板优选含有总量为80％以上的贝氏体铁素体和马氏体，以及总量为0至9％的铁素体和珠光体。
当这样构成本发明第一实施方案的超高强度薄钢板时，因为钢板的母相由贝氏体铁素体和马氏体组成，所以钢板的机械强度得到进一步提高，并且消除了晶间断裂的起点。
在本发明第一实施方案的超高强度薄钢板中，钢板优选还包含以重量％计的0.003至0.5％的Cu和0.003至1.0％的Ni中的至少一种。
当这样构成本发明第一实施方案的超高强度薄钢板时，因为由于预定量的Cu和Ni的夹杂物，促使生成热力学上稳定的保护性铁锈，即使在严酷的腐蚀环境下，也充分抑制氢-助长裂纹等的产生，以提高耐腐蚀性，从而导致进一步提高耐氢脆性。
在本发明第一实施方案的超高强度薄钢板中，钢板优选还包含以重量％计的总量为0.003至1.0％的Ti、V、Zr和W中的至少一种。
当这样构成本发明第一实施方案的超高强度薄钢板时，因为包含预定量的Ti、V、Zr和W中的至少一种，所以钢板的机械强度得到进一步提高。
而且，钢板的组织被细粒化，导致进一步提高氢捕获能力。而且，促使生成热力学上稳定的保护性铁锈以提高耐腐蚀性，从而导致进一步提高耐氢脆性。
在本发明第一实施方案的超高强度薄钢板中，钢板优选还包含以重量％计的1.0％以下的Mo和0.1％以下的Nb中的至少一种。
当这样构成本发明第一实施方案的超高强度薄钢板时，因为包含预定量的Mo和Nb，所以钢板的机械强度得到进一步提高。而且，因为钢板的组织是细粒化的并且更有效地生成残留奥氏体，所以进一步提高氢捕获能力。
在本发明第一实施方案的超高强度薄钢板中，钢板优选还含有以重量％计的0.2％以下的Mo和0.1％以下的Nb中的至少一种。
当这样构成本发明第一实施方案的超高强度薄钢板时，因为包含预定量的Mo和Nb，所以涂覆前处理是均一化的，并且涂层粘附性得到提高。
在本发明第一实施方案的超高强度薄钢板中，钢板优选还包含以重量％计的0.0002至0.01％的B。
当这样构成本发明第一实施方案的超高强度薄钢板时，因为包含预定量的B，所以钢板的机械强度得到进一步提高，而且由于B在晶界的富集，抑制了晶界裂纹的产生。
在本发明第一实施方案的超高强度薄钢板中，钢板优选还包含以重量％计的0.0005至0.01％的B。
当这样构成本发明第一实施方案的超高强度薄钢板时，因为包含预定量的B，所以涂覆前处理为均一化，并且涂层粘附性得到提高。而且，可以补充由Mo的降低所致的强度不足。
在本发明第一实施方案的超高强度薄钢板中，钢板优选还含有以重量％计的选自0.0005至0.005％的Ca、0.0005至0.01％的Mg以及0.0005至0.01％的REM中的至少一种。
当这样构成本发明第一实施方案的超高强度薄钢板时，因为包含预定量的Ca、Mg以及REM中的至少一种，因为抑制了由钢板表面腐蚀所产生的在界面环境中的氢离子浓度的上升，所以耐腐蚀性得到提高，从而导致进一步提高耐氢脆性。
下面，在下文中，将详细描述本发明第一实施方案。
在通常被用作高强度钢材的回火马氏体钢或马氏体和铁素体钢组合的情况下，氢-诱导延迟断裂被认为是以这样的方式导致的：氢积聚在原始奥氏体晶界上而形成孔隙，并且该部分作为氢-诱导延迟断裂的起点。因此，为了降低延迟断裂的感受性，已经考虑通常的解决手段来均匀地并且精细地分散氢的捕获位置，如碳化物，以将那儿的氢捕获以降低扩散性氢的浓度。然而，即使当大量分散氢的捕获位置如碳化物时，也因为存在捕获能力的极限，所以氢-诱导延迟断裂没有得到充分抑制。
而且，当粗大的夹杂物存在于钢中(特别是晶界附近)时，据认为由变形所致的应力集中在夹杂物上而促使开裂。为了抑制这种开裂的发生，优选将组织设计为在钢中不含粗大夹杂物以避免应力集中。
关于这一点，为了实现更高等级的耐氢脆性(耐延迟断裂性)，该耐氢脆性充分考虑超高强度薄钢板(以下称为钢板)的使用环境，以及注意氢的解毒(氢捕获能力的增强)，本发明人研究了其具体手段。
结果，发现形成氢捕获能力和储氢能力非常高的残留奥氏体是有效的。然而，当储氢能力非常高的残留奥氏体以粗大的聚集体形式存在时，在应力负荷下趋向于形成孔隙，从而形成断裂的起点。为了残留奥氏体在充分发挥出氢捕获作用的同时可以不成为断裂的起点，残留奥氏体的形态必须被控制成细板条状。在普通的TRIP钢中的残留奥氏体是以微米级的聚集体形式形成的。然而，在本发明第一实施方案中，残留奥氏体是以亚微米级形成的，并且具有细板条状。
而且，发现当根据相对于钢板全部组织的面积比计，含有1％以上的残留奥氏体，并且残留奥氏体分散地存在于钢板中，使得在不添加特别的合金元素的情况下，分散形态可以满足残留奥氏体晶粒的平均轴比(长轴/短轴)为5以上，残留奥氏体晶粒的平均短轴长度为1μm以下，并且在残留奥氏体晶粒之间的最近-邻接距离为1μm以下时，在钢板中的耐氢脆性(延迟断裂性、抗助长开裂性等)得到充分提高，从而实现本发明第一实施方案。下文中，将描述根据本发明第一实施方案的残留奥氏体的面积比和分散形态。
<残留奥氏体根据面积比计为1％以上>
出于确保残留奥氏体的氢吸收能力和钢板的伸长率的观点，在本发明第一实施方案中，根据相对于钢板的全部组织的面积比，残留奥氏体必须存在1％以上。该面积比优选为2％以上并且更优选为3％以上。当残留奥氏体存在15％以上时，导致机械强度变得难以确保的问题；因此，其上限优选被设定在15％。该面积比优选被设定在14％以下并且更优选在13％以下。
而且，出于残留奥氏体的稳定性的观点，推荐在残留奥氏体中的C浓度(CγR)为0.8重量％以上。当将CγR控制为0.8重量％以上时，伸长率等可以有效地提高。CγR优选为1.0重量％以上，并且更优选为1.2重量％以上。CγR越高越优选。然而，出于实际操作的观点，实际可控的上限被基本上认为为1.6重量％。
<残留奥氏体晶粒的平均轴比(长轴/短轴)为5以上>
图2是显示在本发明第一实施方案中，在通过下述方法测量的残留奥氏体晶粒的平均轴比(在图2中的残留γ轴比)和氢脆性危险度的评价指数(通过在下列实例中所示的方法测量，并且表明数值越小，耐氢脆性越优异)之间的关系的图。
从图2发现，特别是在残留奥氏体晶粒的平均轴比为5以上时，氢脆性危险度的评价指数迅速降低。考虑这个，原因是当残留奥氏体晶粒的平均轴比变为5以上这么高时，充分发挥出残留奥氏体固有的氢吸收能力，因此氢捕获能力变得远大于碳化物的氢捕获能力，由于所谓大气腐蚀侵入的氢实际上被解毒，由此发挥出耐氢脆性的显著提高。
另一方面，出于提高耐氢脆性的观点，没有具体规定平均轴比的上限。然而，为了使TRIP效果有效地发挥，残留奥氏体的厚度必须达到一定程度。因此，上限优选被设定在30，并且更优选被设定在20以下。
<残留奥氏体晶粒的平均短轴长度为1μm以下>
图1是示意性显示(板条状)残留奥氏体晶粒的图。发现如图1中所示，当平均短轴长度为1μm以下的的残留奥氏体晶粒被分散时，耐氢脆性得到提高。考虑这个，原因是当具有短的平均短轴长度的细小残留奥氏体晶粒被大量分散时，残留奥氏体的表面积变得更大，从而增加氢捕获能力。而且，平均短轴长度优选为0.5μm以下，并且更优选为0.25μm以下。
<残留奥氏体晶粒之间的最近-邻接距离为1μm以下>
如在图1中所示，发现当在残留奥氏体晶粒之间的最近-邻接距离被控制时，更加提高耐氢脆性。考虑这个，原因是当细板条状残留奥氏体晶粒精细地分散时，抑制断裂蔓延。而且，最近-邻接距离优选为0.8μm以下，并且更优选为0.5μm以下。
残留奥氏体指通过使用配置有EBSP(电子反向散射衍射图)检测器的FE-SEM(场发射型扫描电子显微镜)观察为FCC(面心立方晶格)的区域。在EBSP中，将电子束输入到样品表面上，并且分析由此时产生的反射电子所获得的Kikuchi图以确定在电子入射位置的晶体取向。当电子束在样品表面上二维扫描，并且每隔确定间距测量晶体取向时，测量在样品表面上的取向分布。
将列举测量的实例。在板厚度四分之一的位置，将在与轧制平面平行的平面中的任意测量区域(基本上50μm×50μm，测量距离：0.1μm)作为测量目标。当对测量平面施加抛光时，为了抑制残留奥氏体转变，使用电解抛光。其次，通过使用“配置有EBSP的FE-SEM”，使用高感光度照相机拍摄EBSP图像，并且以图像形式输入电脑。进行图像分析，并且对通过与由于使用已知的晶系(在残留奥氏体的情况下的FCC(面心立方晶格))模拟所致的图比较所确定的FCC相绘制颜色。由此，获得绘制的区域的面积比，并且将这个面积比作为残留奥氏体组织的面积比。作为根据上述分析的硬件和软件，可以使用OIM(取向成像显微镜TM)系统(可获自TexSEM实验室有限公司)。
如下显示残留奥氏体晶粒的平均轴比、平均短轴长度和最近-邻接距离的测量方法。首先，以这样的方式获得残留奥氏体晶粒的平均轴比：使用TEM观察(放大倍数：例如15,000倍)，测量存在于任意选择的三个视场中的残留奥氏体晶粒的长轴和短轴(参见图1)以获得轴比，并且计算其平均值作为平均轴比。通过计算如上述测量的短轴的平均值，以获得残留奥氏体晶粒的平均短轴长度。以这样的方式获得在残留奥氏体晶粒之间的最近-邻接距离：使用TEM观察(放大倍数：例如15,000倍)，在任意选择的三个视场中，测量在长轴方向上排列的残留奥氏体晶粒之间的距离，该距离在图1中显示为(a)，将其最小值作为最近-邻接距离，并且将三个视场的最近-邻接距离平均化以获得最近-邻接距离。在图1中以(b)所示的距离并不作为最近-邻接距离。
为了进一步提高钢板的耐氢脆性(延迟断裂性)，本发明人研究了其具体手段，同时注意消除晶间断裂的起点。
结果，发现有效的是不将钢板的母相形成为单相马氏体组织，而是形成铁素体和马氏体的两相组织。在马氏体中，碳化物如膜状渗碳体等析出，从而可能导致晶间断裂。另一方面，贝氏体铁素体不同于一般的(多边形)铁素体，它是平面铁素体，在位错密度方面高，在全部组织的机械强度方面高，没有变成晶间断裂的起点的碳化物，并且在氢捕获能力方面高；因此，贝氏体铁素体最优选作为钢板的母相。
在本发明第一实施方案中，为了有效地发挥出像这样的氢捕获能力，包含根据相对于钢板的全部组织的面积比总计优选80％以上并且更优选85％以上的贝氏体铁素体和马氏体。另一方面，从与其它组织(残留奥氏体)的平衡中确定其上限，并且在不包含铁素体组织时，将该上限控制为99％。
本发明第一实施方案的铜板可以只由上述组织(即，具有残留奥氏体的贝氏体铁素体和马氏体的混合组织)形成。然而，在不损害本发明的作用的范围内，作为其它组织，可以含有多边形铁素体或珠光体。尽管这些是在本发明的制造过程中不可避免地残留的组织，但是越少量越优选。在本发明第一实施方案中，将相对于全部组织的面积比抑制为9％以下，优选小于5％，并且更优选小于3％。
本发明中的贝氏体铁素体是平面铁素体，并且指位错密度高的较低组织。另一方面，多边形铁素体或珠光体没有位错，或者具有位错极少的较低组织，具有多边形形状，并且在其内部不包含残留奥氏体或马氏体。
如下所示获得(贝氏体铁素体和马氏体)和(多边形铁素体和珠光体)的面积比。即，使用硝酸酒精溶液腐蚀铜板，通过使用FE-SEM(放大倍数：1500倍)在板厚度的四分之一的位置观察在与轧制平面平行的平面内的任意测量区域(基本上50×50μm)，使用颜色调节以区别组织，并且计算面积比。在SEM照片中，贝氏体铁素体和马氏体表现出深灰色(在SEM的情况中，在某些情况下，贝氏体铁素体和残留奥氏体或马氏体没有被分开和区分)；然而，因为在SEM照片中多边形铁素体和珠光体显示为黑色，所以这些是明显区别的。
如上所述，本发明的特征在于控制了残留奥氏体的面积比和分散形态。然而，为了控制残留奥氏体的面积比及其分散形态，并且获得发挥出规定的机械强度的钢板，必须按如下所示控制组分组成。
<C：0.10至0.25重量％>
如今，C是能够提高钢板的机械强度的元素。在本发明第一实施方案中，C特别对于确保残留奥氏体是必不可少的元素，并且必需为0.10重量％以上的C以获得980MPa以上的机械强度。C的含量优选为0.12重量％以上，并且更优选为0.15重量％以上。然而，出于确保耐腐蚀性和可焊性的观点，在本发明第一实施方案中，将C的量设定在0.25重量％以下，并且优选设定在0.23重量％以下。
<Si：1.0至3.0重量％>
接着，Si是对于有效抑制残留奥氏体分解而产生碳化物重要的元素，并且是使材料极大地硬化的代替固溶体硬化元素。为了有效地发挥出这种优点，必需含有1.0重量％以上(优选1.2重量％以上并且更优选1.5重量％以上)的Si。然而，当含有超过3.0重量％的Si时，在热轧过程中显著形成铁鳞，并且除去该缺陷(flaw)的成本太高使得在经济上不利；因此，将上限设定在3.0重量％(优选2.5重量％以下并且更优选2.0重量％以下)。
<Mn：1.0至3.5重量％>
Mn元素对于稳定奥氏体和对于获得需要的残留奥氏体是必需的，并且必须是以1.0重量％以上(优选1.2重量％以上并且更优选1.5重量％以上)包含的。另一方面，当包含大量Mn时，偏析变得显著，以致在一些情况下，使可加工性劣化；因此，将上限设定在3.5重量％(优选在3.0重量％)。
<P：0.15重量％以下(不包括0重量％)>
P元素是帮助引起由晶界偏析所致的晶间断裂的元素，并且优选含有较少；因此，将上限设定在0.15重量％，优选在0.10重量％以下并且更优选在0.05重量％以下。
<S：0.02重量％以下(不包括0重量％)>
S元素是在腐蚀环境下帮助吸收氢的元素，并且优选含有较少；因此将上限设定在0.02重量％。
<Al：1.5重量％以下(不包括0重量％)>
可以以0.01重量％以上添加Al元素以进行脱氧。它具有抑制氢侵入钢中的优点，并且优选将其含量设定在0.02重量％以上(优选在0.2重量％以上并且更优选在0.5重量％以上)。而且，Al不但脱氧，而且起提高耐腐蚀性和耐氢脆性的作用。据认为，当加入Al时，提高耐腐蚀性，导致由于大气腐蚀产生的氢的量降低，并作为其结果，还提高耐氢脆性。还此外，据认为，当加入Al时，板条状残留奥氏体进一步被稳定，从而有助于提高耐氢脆性。然而，当Al的加入量增加时，夹杂物如氧化铝等增加以致可加工性劣化；因此，将上限设定在1.5重量％。
<Cr：0.003至2.0重量％>
当含有在0.003至2.0重量％的范围内的Cr时，Cr元素是非常有效的。据认为，当加入Cr时，提高淬硬性，使得能够容易地确保钢板的机械强度，并且耐腐蚀性提高，降低由于大气腐蚀产生的氢的量，从而导致耐氢脆性提高。而且，在本发明中，发现通过研究热处理条件等，即使当加入Cr时，细小的碳化物也被分散于钢中，而在钢中不析出粗大的碳化物。另外，通过研究组成范围还发现有效地产生残留奥氏体。由此，据认为Cr的加入有助于提高氢捕获能力，并且有助于抑制裂纹蔓延。当一起使用下述Cu和Ni时，更有效地发挥该优点。
为了发挥出该优点，必须将添加量的下限值设定在0.003重量％以上(优选在0.1重量％以上并且更优选在0.3重量％以上)。而且，当过量加入Cr时，该优点饱和，并且可加工性劣化；因此，将上限值设定在2.0重量％(优选在1.5重量％以下，并且更优选在1.0重量％以下)。此外，Cr具有促进在下的膜腐蚀的不利作用。因此，为了提高涂层耐腐蚀性，在上述范围内尽可能少地加入Cr。
在本发明中规定的组分组成如下。即，余量组分基本上由Fe制成，作为由于原料、材料、制备装置等所致的被掺混到钢中的不可避免的杂质，包含0.001重量％以下的N等，并且在没有不利地影响本发明的优点的程度内，可以肯定地包含下列元素。
<Cu：0.003至0.5重量％和/或Ni：0.003至1.0重量％>
很有效的是包含Cu：0.003至0.5重量％和/或Ni：0.003至1.0重量％。更详细而言，当存在Cu和/或Ni时，钢板本身的耐腐蚀性得到提高；因此，充分抑制了氢因钢板的腐蚀所致的产生。而且，所述元素具有促进铁氧化物α-FeOOH的形成的优点，所述铁氧化物被提到在热力学上是稳定的，并且具有在空气中产生的铁锈之中的保护性。因此，当在严酷的腐蚀环境下促进铁锈的产生，从而抑制产生的氢侵入钢板中时，充分抑制了氢-助长断裂的产生。为了发挥出该优点，当包含Cu和/或Ni时，必须将各个含量设定在0.003重量％以上，优选在0.05重量％以上并且更优选在0.1重量％以上。而且，当过量含有两者中的任何一个时，可加工性劣化；因此，将上限分别设定在0.5重量％和1.0重量％。
<Ti、V、Zr、W：总计0.003至1.0重量％>
与Cu、Ni和Cr类似，Ti元素具有保护性铁锈的生成促进作用。保护性铁锈具有很有利的优点，该优点在于抑制了β-FeOOH的生成，该β-FeOOH特别是在氯化物环境下产生而不利地影响耐腐蚀性(作为结果的耐氢脆性)。当特别是组合加入Ti和V(或Zr，W)时，促进了这种保护性铁锈的生成。Ti元素是赋予很优异的耐腐蚀性并且还具有清洁钢的优点的元素。
而且，除如上所述具有与Ti组合提高耐氢脆性的优点外，V还在提高钢板的机械强度和细粒化上是有效的，并且当碳化物的形状被控制时，起着有效捕获氢的作用的元素。即，V与Ti和Zr结合，有效提高耐氢脆性。
Zr元素是有效提高钢板的机械强度和细粒化的元素，并且与Ti共存而提高耐氢脆性。
W元素是有效提高钢板的机械强度的元素，并且其析出物也对氢捕获有效。而且，生成的铁锈排斥氯离子而同样有助于提高耐腐蚀性。与Ti和Zr结合，有效地提高耐腐蚀性和耐氢脆性。
为了充分发挥Ti、V、Zr和W的优点，必须包含总计0.003重量％以上(优选0.01重量％以上)的这些元素。当过量加入这些元素时，碳化物大量析出，从而导致可加工性劣化。因此，必须在总计1.0重量％以下并且优选0.5重量％以下的范围内加入这些元素。
<Mo：1.0重量％以下(不包括0重量％)>
Mo元素对于稳定奥氏体并且获得需要的残留奥氏体是必需的元素。该元素不但有效抑制氢侵入而改善延迟断裂性，以及提高钢板的淬硬性，而且增强晶界以抑制氢脆性发生。然而，当其加入量超过1.0重量％时，这些优点饱和；因此，上限值被设定在1.0重量％，优选在0.8重量％以下，并且更优选在0.5重量％以下。
而且，当超过规定的量加入Mo时，涂覆前处理成为不均一，从而使涂层耐腐蚀性劣化。另外，暴露了热轧材料的机械强度变得很高而难以轧制的制造问题。而且，出于成本的观点，Mo是很昂贵的元素以致在经济上不利。出于所述观点，当还期待涂层耐腐蚀性时，必须加入0.2重量％以下、优选0.03重量％以下并且更优选0.005重量％以下的Mo。
<Nb：0.1重量％以下(不包括0重量％)>
Nb元素是很有效地提高钢板的机械强度以及细粒化的元素。特别是，当将Nb与Mo一起使用时，发挥出该优点。然而，当它被加入多于0.1重量％时，成型性劣化；因此，将上限值设定在0.1重量％，并且优选设定在0.08重量％以下。而且，不设定下限值。然而，优选加入0.005重量％以上并且更优选0.01重量％以上的Nb。
<B：0.0002至0.01重量％>
B元素是有效提高钢板的机械强度的元素。在本发明第一实施方案中，为了发挥出该优点，必须含有0.0002重量％以上(优选0.0005重量％以上)的B。这是因为当含有少于0.0002重量％的B时，没有获得该优点；因此，将下限值设定在0.0002重量％。另一方面，当含有超过0.01重量％的B时，热加工性劣化；因此，将上限值设定在0.01重量％并且更优选在0.005重量％以下。
而且，在本发明第一实施方案中，当减少Mo以提高钢板的涂层耐腐蚀性时，必须通过加入B以补偿由于Mo的量降低所致的强度不足。为了提高机械强度，必须含有0.0005重量％以上(优选0.0008重量％以上并且更优选0.0015重量％以上)的B。而且，B使涂覆前处理如磷酸盐处理均一化，以提高涂层粘附性(涂层耐腐蚀性)。尽管机理是未知的，但是当在钢中加入0.01重量％以上的Ti时，更加发挥出该优点。而且，更优选含有0.03重量％以上的Ti和0.0005重量％以上的B。此外，B具有增强晶界以改善耐延迟断裂性的优点。
<选自Ca：0.0005至0.005重量％、Mg：0.0005至0.01重量％和REM：0.0005至0.01重量％中的至少一种>
这些元素有效抑制界面环境的氢离子浓度伴随钢表面的腐蚀而升高，即，有效抑制pH降低。而且，这些元素控制在钢中的硫化物的形成，从而有效提高可加工性。然而，当这些元素各自都被包含少于0.0005重量％时，没有获得该优点；因此，将其下限值设定在0.0005重量％。而且，当过量含有这些元素时，可加工性劣化；因此，将上限值分别设定在0.005重量％、0.01重量％和0.01重量％。
本发明没有规定制备条件。然而，为了形成机械强度超高的上述组织，并且由满足所述组分组成的钢板发挥出优异的耐氢脆性，推荐将热轧中的精扎温度(finishing temperature)设定在不产生铁素体的过冷奥氏体区中并且尽可能低的温度。当在所述温度实施精轧时，热轧钢板的奥氏体被细粒化，从而导致最终产品的精细组织。
而且，推荐在热轧或热轧后的冷轧之后根据下面所示程序实施热处理。即，推荐将满足上述组分组成的钢加热，并且在处于Ac3点(铁素体-奥氏体转变完成的温度)至(Ac3点+50℃)的范围内的加热保持温度(T1)保持10至1800秒(t1)，随后以3℃/s以上的平均冷却速率冷却至在(Ms点(马氏体转变开始温度)-100℃)至Bs点(贝氏体转变开始温度)的范围内的加热保持温度(T2)，随后进一步在该温度区加热并且保持60至1800秒(t2)。
当加热保持温度(T1)超过(Ac3点+50℃)或者加热保持时间(t1)超过1800秒时，导致奥氏体的晶粒生长，从而不可避免地劣化可加工性(外卷边性质)。另一方面，当(T1)变得低于Ac3点的温度时，没有获得预定的贝氏体铁素体组织。而且，当(t1)少于10秒时，因为没有充分进行奥氏体化，因此渗碳体和其它合金碳化物不可避免地残留。将(t1)设定为优选在30至600秒的范围内，并且更优选在60至400秒的范围内。
其次，当钢板冷却时，它是3℃/秒以上的平均冷却速率冷却的。这是因为避免了珠光体转变区，从而抑制珠光体组织产生。平均冷却速率越大越好，并且推荐被优选设定在5℃/s以上，并且更优选在10℃/s以上。
然后，在以所述冷却速率将钢板淬火至加热保持温度(T2)之后，在使用等温转变时，引入了预定的组织。当这里的加热保持温度(T2)超过Bs点时，大量生成不利于本发明的珠光体；因此，没有充分确保贝氏体铁素体组织。另一方面，(T2)变得低于(Ms点-100℃)，残留奥氏体不利地减少。
而且，当加热保持时间(t2)超过1800秒时，除贝氏体铁素体的位错密度变得更小以致氢的捕获量更小以外，没有获得预定的残留奥氏体。另一方面，同样在加热保持时间(t2)少于60秒时，没有获得预定的贝氏体铁素体组织。将加热保持时间(t2)设定在优选90秒以上且1200秒以下，并且更优选120秒以上且600秒以下。在加热保持之后的冷却方法不受特别限制。即，可以使用空气冷却、淬火、气体和水冷却等中的任何一种。此外，通过在制备过程中控制冷却速率、加热保持温度(T2)、加热保持时间(t2)等，控制在钢板中的残留奥氏体的存在形式。例如，当朝较低温度侧设定加热保持温度(T2)时，可以形成平均轴比小的残留奥氏体。
当考虑实际操作时，通过使用连续退火装置或间歇退火装置，方便地进行热处理(退火处理)。当将冷轧板镀敷而使用热浸镀锌时，可以通过设定镀敷条件以满足上述热处理条件，以在镀敷步骤中施加热处理。
而且，在连续退火处理前的热轧步骤(需要时，冷轧步骤)中，在除热轧精扎温度以外，没有特别限制的情况下，可以适当地选择采用通常作业的条件。具体而言，在热轧步骤中，采用条件是：在Ar3点(奥氏体-铁素体转变开始温度)以上实施热轧，随后以基本上为30℃/秒的平均冷却速率冷却，进一步接着在基本上在500至600℃的范围内的温度卷取。此外，当在热轧之后的形状不良时，可以使用冷轧纠正形状。这里，推荐将冷轧率(cold rolling rate)设定在1至70％的范围内。当在冷轧中冷轧率超过70％时，轧制负荷增加而难以轧制。
本发明指向产品形状并不限于具体某一种的钢板(薄钢板)。即，对于热轧钢板，进一步冷轧的钢板和在热轧或冷轧之后退火的钢板，可以使用镀敷，如化学转化处理、热浸镀敷、电镀和气相沉积；各种涂覆；底涂处理；有机膜处理。
而且，镀敷可以是普通的镀锌、镀铝等中的任何一种。镀敷可以是热浸和电镀中的任何一种。而且，在镀敷之后，可以使用合金化热处理或者可以使用多层镀敷。此外，其中将膜层压在非镀敷钢板或镀敷钢板上的钢板均不在本发明之外。
在涂覆的情况下，根据各种应用，可以使用化学转化处理如磷酸盐处理，或者可以使用电沉积涂覆。在涂料中，可以将已知的树脂与已知的固化剂一起使用，所述已知的树脂比如有环氧树脂、氟化树脂、硅氧烷-丙烯酸类(acryl)树脂、聚氨酯树脂、丙烯酸类树脂、聚酯树脂、酚树脂、醇酸树脂和蜜胺树脂。出于特别是耐腐蚀性的观点，推荐使用环氧树脂、氟化树脂和硅氧烷-丙烯酸类树脂。除上述以外，可以添加被加入到涂料中的已知添加剂，如着色颜料、偶联剂、流平剂、敏化剂、抗氧化剂、紫外线稳定剂和阻燃剂。
而且，涂料形式不受特别限制。可以根据应用适当地选择溶剂涂料、粉末涂料、水性涂料、水性分散体涂料和电沉积涂料。为了在钢材上形成具有涂料的所需涂层，可以使用已知的方法，如浸渍法、辊涂机方法、喷涂法和幕流涂覆机方法。作为涂层的厚度，根据应用，使用已知的适合值。
本发明的超高强度薄钢板可以用于汽车增强部件(如增强构件，如减震器和门冲击梁)以及室内部件，如座椅横挡等。通过也像这样的成型以及加工而获得的部件具有足够的材料性能(机械强度、刚度等)以及减震性能，并且发挥出优异的耐氢脆性(耐延迟断裂性)。
而且，作为本发明的另一个优选实施方案，列举下面的(2)(在前一些情况下，以下被简称为本发明第二实施方案)。
(2)耐氢脆性优异的超高强度薄钢板
所述钢板包含以重量％计的大于0.25％但不大于0.60％的C、1.0至3.0％的Si、1.0至3.5％的Mn、0.15％以下的P、0.02％以下的S、1.5％以下的Al、0.003至2.0％的Cr以及包括铁和不可避免的杂质在内的余量；
其中所述钢板在加工率为3％的拉伸处理之后的金相组织含有根据相对于所述金相组织的面积比为1％以上的残留奥氏体；并且
其中在所述金相组织中，所述残留奥氏体晶粒的平均轴比(长轴/短轴)为5以上，
所述残留奥氏体晶粒的平均短轴长度为1μm以下，并且
所述残留奥氏体晶粒的晶粒间最近-邻接距离为1μm以下。
这里，根据本发明第二实施方案的耐氢脆性优异的超高强度薄钢板包括这样的钢板，该钢板包含以重量％计的大于0.25％但不大于0.60％的C、1.0至3.0％的Si、1.0至3.5％的Mn、0.15％以下的P、0.02％以下的S、1.5％以下的Al、0.003至2.0％的Cr以及包括铁和不可避免的杂质在内的余量；其中所述钢板在加工率为3％的拉伸处理之后的金相组织含有根据相对于所述金相组织的面积比为1％以上的残留奥氏体；并且其中在所述金相组织中，所述残留奥氏体晶粒的平均轴比(长轴/短轴)为5以上，所述残留奥氏体晶粒的平均短轴长度为1μm以下，并且所述残留奥氏体晶粒的晶粒间最近-邻接距离为1μm以下。
当这样构成本发明第二实施方案的超高强度薄钢板时，因为包含预定量的C、Si、Mn、P、Al和Cr，钢板的机械强度得到提高并且残留奥氏体在钢板中有效地生成。当规定在以3％的加工率拉伸处理之后，残留奥氏体的面积比和分散状态(平均轴比、平均短轴长度、最近-邻接距离)时，在钢中分散的不是聚集体，而是细板条状残留奥氏体。因为在钢中细板条状残留奥氏体发挥出的氢捕获能力压倒性地大于碳化物的氢捕获能力，所以由大气腐蚀所致的氢侵入实际上变为无害。而且，特别是，当包含预定量的Cr时，粗大的碳化物不在钢板中析出，并且细小的碳化物是分散的，从而导致氢捕获能力的提高，并且抑制裂纹蔓延
本发明第二实施方案的超高强度薄钢板优选包含在加工率为3％的拉伸处理之后的金相组织，该金相组织包含根据相对于金相组织的面积比计的总量为80％以上的贝氏体铁素体和马氏体，以及总量为0至9％的铁素体和珠光体。
当这样构成本发明第二实施方案的超高强度薄钢板时，因为钢板的母相由贝氏体铁素体和马氏体组成，所以钢板的机械强度得到进一步提高，并且消除了晶间断裂的起点。
在本发明第二实施方案的超高强度薄钢板中，钢板优选还包含以重量％计的0.003至0.5％的Cu和0.003至1.0％的Ni中的至少一种。
当这样构成本发明第二实施方案的超高强度薄钢板时，因为由于预定量的Cu和Ni的夹杂物，促使生成热力学上稳定的保护性铁锈，即使在严酷的腐蚀环境下，也充分抑制氢-助长裂纹等的产生，以提高耐腐蚀性，从而导致进一步提高耐氢脆性。
在本发明第二实施方案的超高强度薄钢板中，钢板优选还包含以重量％计的总量为0.003至1.0％的Ti、V、Zr和W中的至少一种。
当这样构成本发明第二实施方案的超高强度薄钢板时，因为包含预定量的Ti、V、Zr和W中的至少一种，所以钢板的机械强度得到进一步提高。而且，钢板的组织被细粒化，导致进一步提高氢捕获能力。而且，促使生成热力学上稳定的保护性铁锈以提高耐腐蚀性，从而导致进一步提高耐氢脆性。
在本发明第二实施方案的超高强度薄钢板中，钢板优选还包含以重量％计的1.0％以下的Mo和0.1％以下的Nb中的至少一种。
当这样构成本发明第二实施方案的超高强度薄钢板时，因为包含预定量的Mo和Nb，所以钢板的机械强度得到进一步提高。而且，因为钢板的组织是细粒的并且更有效地生成残留奥氏体，所以进一步提高氢捕获能力。
在本发明第二实施方案的超高强度薄钢板中，钢板优选还含有以重量％计的0.2％以下的Mo和0.1％以下的Nb中的至少一种。
当这样构成本发明第二实施方案的超高强度薄钢板时，因为包含预定量的Mo和Nb，所以涂覆前处理是均一化的，并且涂层粘附性得到提高。
在本发明第二实施方案的超高强度薄钢板中，钢板优选还包含以重量％计的0.0002至0.01％的B。
当这样构成本发明第二实施方案的超高强度薄钢板时，因为包含预定量的B，所以钢板的机械强度得到进一步提高，而且由于B在晶界的富集，抑制了晶界裂纹的产生。
在本发明第二实施方案的超高强度薄钢板中，钢板优选还包含以重量％计的选自0.0005至0.005％的Ca、0.0005至0.01％的Mg以及0.0005至0.01％的REM中的至少一种。
当这样构成本发明第二实施方案的超高强度薄钢板时，因为包含预定量的Ca、Mg以及REM，因为抑制了由钢板表面腐蚀产生的界面环境中的氢离子浓度上升，所以耐腐蚀性得到提高，从而导致进一步提高耐氢脆性。
下面，在下文中，将详细描述本发明第二实施方案。
在通常被用作高强度钢材的回火马氏体钢或马氏体和铁素体钢的组合的情况下，氢-诱导的延迟断裂被认为是以这样的方式导致的：氢积聚在原始奥氏体晶界上而形成孔隙，并且该部分作为氢-诱导延迟断裂的起点。因此，为了降低延迟断裂的感受性，已经考虑通常的解决手段来均匀地并且精细地分散氢的捕获位置，如碳化物，以将那儿的氢捕获以降低扩散性氢的浓度。然而，即使当大量分散氢的捕获位置如碳化物大量，也因为存在捕获能力的极限，所以氢-诱导延迟断裂没有得到充分抑制。
而且，当粗大的夹杂物存在于钢中(特别是晶界附近)时，据认为由变形所致的应力集中在夹杂物上而促使开裂。为了抑制这种开裂的发生，优选将组织设计为在钢中不含粗大夹杂物以避免应力集中。
关于这一点，为了实现更高等级的耐氢脆性(耐延迟断裂性)，该耐氢脆性充分考虑到超高强度薄钢板(以下称为钢板)中的使用环境，以及注意氢的解毒(氢捕获能力的增强)，本发明研究了其具体手段。
结果，发现形成氢捕获能力和储氢能力非常高的残留奥氏体是有效的。然而，当储氢能力非常高的残留奥氏体以粗大的聚集体形式存在时，在应力负荷下趋向于形成孔隙，从而形成断裂的起点。为了在充分发挥出氢捕获作用的同时，残留奥氏体可以不成为断裂的起点，残留奥氏体的形态必须被控制成细板条状。在普通的TRIP钢中的残留奥氏体是以微米级的聚集体形式形成的。然而，在本发明第二实施方案中，残留奥氏体是以亚微米级形成的，并且具有细板条状。当以细板条状形成时，残留奥氏体在加工过程中的变形不是不必要的；因此，即使在加工之后，也确保残留奥氏体。在加工过程中残留奥氏体的稳定对TRIP钢的转变诱导可加工性的劣化没有影响。
而且，发现当在钢板中以3％的加工率拉伸处理之后的金相组织包含根据相对于金相组织(钢板的全部组织)的面积比为1％以上的残留奥氏体，并且残留奥氏体分散地存在于钢板中，以使在不添加特别的合金元素的情况下，分散形态可以满足残留奥氏体晶粒的平均轴比(长轴/短轴)为5以上，残留奥氏体晶粒的平均短轴长度为1μm以下，并且在残留奥氏体晶粒之间的最近-邻接距离为1μm以下时，在钢板中的耐氢脆性(延迟断裂性、抗助长开裂性等)得到充分提高，从而实现本发明第二实施方案。这里将加工率规定在3％，原因是作为在假定实际部件的加工情形下进行各种实验的结果，当以3％的加工率进行拉伸处理时，在各种实验的结果和实际部件的开裂之间的关系优异的。下文中，将描述根据本发明第二实施方案的残留奥氏体的面积比和分散形态。
<残留奥氏体根据面积比计为1％以上>
出于确保残留奥氏体的氢吸收能力的观点，并且出于耐氢脆性(抵抗氢脆性的性质)的观点，即，为了在形成部件之后，即使长时间在严酷的加工条件下，也发挥出优异的耐氢脆性，在本发明第二实施方案中，在以3％的加工率拉伸钢板之后的金相组织必须包含根据相对于金相组织的面积比为1％以上的残留奥氏体。该面积比优选为2％以上并且更优选为3％以上。当残留奥氏体存在15％以上时，因为导致机械强度变得难以确保的问题，所以其上限优选被设定在15％。该面积比优选被设定在14％以下并且更优选在13％以下。
而且，出于残留奥氏体的稳定性的观点，推荐在残留奥氏体中的C浓度(CγR)为0.8重量％以上。当将CγR控制为0.8重量％以上时，伸长率等可以有效地提高。CγR优选为1.0重量％以上，并且更优选为1.2重量％以上。CγR越高越适宜。然而，出于实际操作的观点，实际可控的上限被基本上认为为1.6重量％。
<残留奥氏体晶粒的平均轴比(长轴/短轴)为5以上>
图4是显示在本发明第二实施方案中，在通过下述方法测量的残留奥氏体晶粒的平均轴比(在图4中的残留γ轴比)和氢脆性危险度的评价指数(通过在下列实例中所示的方法测量，并且表明数值越小，耐氢脆性越优异)之间的关系的图。
从图4发现，在钢板中以3％的加工率拉伸处理之后的金相组织中，特别是在残留奥氏体晶粒的平均轴比为5以上时，氢脆性危险度的评价指数迅速降低。考虑这个，原因是当残留奥氏体晶粒的平均轴比变为5以上这么高时，充分发挥出残留奥氏体固有的氢吸收能力，氢捕获能力变得远大于碳化物的氢捕获能力，由于所谓大气腐蚀侵入的氢实际上被解毒，由此发挥出耐氢脆性的显著提高。
另一方面，出于提高耐氢脆性的观点，没有具体规定平均轴比的上限。然而，为了使TRIP效果有效地发挥，残留奥氏体的厚度必须达到一定程度。因此，上限优选被设定在30，并且更优选被设定在20以下。
<残留奥氏体晶粒的平均短轴长度为1μm以下>
图3是示意性显示(板条状)残留奥氏体晶粒的图。发现如图3中所示，在钢板中以3％的加工率拉伸处理之后的金相组织中，当平均短轴长度为1μm以下的残留奥氏体晶粒被分散时，耐氢脆性得到提高。考虑这个，原因是当具有短的平均短轴长度的细小残留奥氏体晶粒被大量分散时，残留奥氏体的表面面积变得更大以增加氢捕获能力。而且，平均短轴长度优选为0.5μm以下，并且更优选为0.25μm以下。
<残留奥氏体晶粒之间的最近-邻接距离为1μm以下>
如在图3中所示，发现在钢板中以3％的加工率拉伸处理之后的金相组织中，当在残留奥氏体晶粒之间的最近-邻接距离被控制时，更加提高耐氢脆性。考虑这个，原因是当细板条状残留奥氏体晶粒被精细地分散时，抑制断裂蔓延。而且，最近-邻接距离优选为0.8μm以下，并且更优选为0.5μm以下。
残留奥氏体指通过使用配置有EBSP(电子反向散射衍射图)检测器的FE-SEM(场发射型扫描电子显微镜)观察为FCC(面心立方晶格)的区域。在EBSP中，将电子束输入到样品表面上，并且分析由此时产生的反射电子所获得的Kikuchi图，以确定在电子入射位置的晶体取向。当电子束在样品表面上二维扫描，并且每隔确定间距测量晶体取向时，测量在样品表面上的取向分布。
将列举测量的实例。在板厚度四分之一的位置，将在与轧制平面平行的平面中的任意测量区域(基本上50μm×50μm，测量距离：0.1μm)作为测量目标。当对测量平面施加抛光时，为了抑制残留奥氏体转变，使用电解抛光。其次，通过使用“配置有EBSP的FE-SEM”，使用高感光度照相机拍摄EBSP图像，并且以图像形式输入电脑。进行图像分析，并且对通过与由于使用已知的晶系(在残留奥氏体的情况下，FCC(面心立方晶格))模拟所致的图比较所确定的FCC相绘制颜色。由此，获得绘制区域的面积比，并且将这个面积比作为残留奥氏体组织的面积比。作为根据上述分析的硬件和软件，可以使用OIM(取向成像显微镜TM)系统(可获自TexSEM实验室有限公司)。
如下显示残留奥氏体晶粒的平均轴比、平均短轴长度和最近-邻接距离的测量方法。首先，以这样的方式获得残留奥氏体晶粒的平均轴比：使用TEM观察(放大倍数：例如15,000倍)，测量存在于任意选择的三个视场中的残留奥氏体晶粒的长轴和短轴(参见图1)以获得轴比，并且计算其平均值作为平均轴比。通过计算如上述测量的短轴的平均值，以获得残留奥氏体晶粒的平均短轴长度。以这样的方式获得在残留奥氏体晶粒之间的最近-邻接距离：使用TEM观察(放大倍数：例如15,000倍)，在任意选择的三个视场中，测量在长轴方向上排列的残留奥氏体晶粒之间的距离，该距离在图3中显示为(a)，将其最小值作为最近-邻接距离，并且将三个视场的最近-邻接距离平均化以获得最近-邻接距离。在此的最近-邻接距离是指如图3的(a)所示，对在长轴方向上排列的两个残留奥氏体晶粒，在残留奥氏体短轴之间的距离。没有排列在长轴方向上的两个残留奥氏体晶粒的距离比如图3的(b)所示的距离并不是最近-邻接距离。
为了进一步提高钢板的耐氢脆性(延迟断裂性)，本发明人在注意消除晶间断裂的起点的情况下，研究了其具体手段。
结果，发现有效的是不将钢板的母相形成为单相马氏体组织，而是形成铁素体和马氏体的两相组织。在马氏体中，碳化物如膜状渗碳体等析出而可能导致晶间断裂。另一方面，贝氏体铁素体不同于一般的(多边形)铁素体，它是平面铁素体，在位错密度方面高，在全部组织的机械强度方面高，没有变成晶间断裂的起点的碳化物，并且在氢捕获能力方面高；因此，贝氏体铁素体最优选作为钢板的母相。
在本发明第二实施方案中，为了有效地发挥出像这样的氢捕获能力，在钢板中以3％的加工率拉伸处理之后的金相组织包含根据相对于金相组织的面积比计的总计优选80％以上并且更优选85％以上的贝氏体铁素体和马氏体。另一方面，从与其它组织(残留奥氏体)的平衡中确定其上限，并且在不包含铁素体组织时，将上限控制为99％。
本发明第二实施方案的铜板可以只由上述组织(即，具有残留奥氏体的贝氏体铁素体和马氏体的混合组织)形成。然而，在不损害本发明的作用的范围内，作为其它组织，可以含有多边形铁素体或珠光体。尽管这些是在本发明的制造过程中不可避免地残留的组织，但是越少量越优选。在本发明第二实施方案中，在以3％的加工率拉伸处理之后的金相组织中，将相对于金相组织的面积比抑制为9％以下，优选小于5％，并且更优选小于3％。
本发明中的贝氏体铁素体是平面铁素体，并且指位错密度高的较低组织。另一方面，多边形铁素体或珠光体没有位错，或者具有在位错中极小的较低组织，具有多边形形状，并且在其内部不包含残留奥氏体或马氏体。
如下所示获得(贝氏体铁素体和马氏体)和(多边形铁素体和珠光体)的面积比。即，使用硝酸酒精溶液腐蚀铜板，通过使用FE-SEM(放大倍数：1500倍)在板厚度的四分之一的位置观察在与轧制平面平行的平面内的任意测量区域(基本上50×50μm)，使用颜色调节以区别组织，并且计算面积比。在SEM照片中，贝氏体铁素体和马氏体表现出深灰色(在SEM的情况中，在某些情况下，贝氏体铁素体和残留奥氏体或马氏体没有被分开和区分)；然而，因为在SEM照片中多边形铁素体和珠光体显示为黑色，所以这些是明显区别的。
如上所述，本发明的特征在于控制了残留奥氏体的面积比和分散形态。然而，为了控制残留奥氏体的面积比及其分散形态，并且为了获得发挥出规定的机械强度的钢板，必须按如下所示控制组分组成。
<C：大于0.25至0.60重量％>
C元素对于确保钢板的机械强度是必需的元素。而且，C元素对于提高残留奥氏体中的C浓度(CγR)是必需的元素。当加工钢板(变形)时，残留奥氏体转变为马氏体。然而，当在残留奥氏体中的C浓度高时，残留奥氏体的稳定性增加而难以变形得比需要的多。结果，在加工的钢板中确保残留奥氏体而能够保持优异的耐氢脆性性质。在本发明第二实施方案中，为了实现本发明第二实施方案的优点，必需加入超过0.25重量％的C。当C的量不足时，可加工性劣化。将C的量优选设定在0.27重量％以上并且更优选在0.30重量％以上。然而，出于确保耐腐蚀性的观点，在本发明中，将C的量抑制在0.60重量％以下，优选0.55重量％以下，并且更优选0.50重量％以下。
当这样提高在钢板中的C的量时，容易提高残留奥氏体中的C浓度(CγR)。
<Si：1.0至3.0重量％>
接着，Si是对于有效抑制残留奥氏体分解而产生碳化物重要的元素，并且是使材料极大地硬化的代替固溶体硬化元素。为了有效地发挥出这种优点，必需含有1.0重量％以上(优选1.2重量％以上并且更优选1.5重量％以上)的Si。然而，当含有超过3.0重量％的Si时，在热轧过程中显著形成铁鳞，并且除去该缺陷的成本太高使得在经济上不利；因此，将上限设定在3.0重量％(优选2.5重量％以下并且更优选2.0重量％以下)。
<Mn：1.0至3.5重量％>
Mn元素对于稳定奥氏体和对于获得需要的残留奥氏体、所需的机械强度和伸长率是必需的，并且必须是以1.0重量％以上(优选1.2重量％以上并且更优选1.5重量％以上)包含的。另一方面，当包含大量Mn时，偏析变得显著，以致在一些情况下，使可加工性劣化；因此，将上限设定在3.5重量％(优选在3.0重量％)。
<P：0.15重量％以下(不包括0重量％)>
P元素是帮助导致由晶界偏析所致的晶间断裂的元素，并且优选含有较少；因此，将上限设定在0.15重量％，优选在0.10重量％以下并且更优选在0.05重量％以下。
<S：0.02重量％以下(不包括0重量％)>
因为S元素是在腐蚀环境下帮助吸收氢的元素，并且优选含有较少，因此，将上限设定在0.02重量％。
<Al：1.5重量％以下(不包括0重量％)>
可以以0.01重量％以上添加Al元素以进行脱氧。由于Al富集在钢板的表面上，因而它具有抑制氢侵入钢中的优点，并且优选将其含量设定在0.02重量％以上(优选在0.2重量％以上并且更优选在0.5重量％以上)。而且，Al不但脱氧，而且起提高耐腐蚀性和耐氢脆性的作用。据认为当加入Al时，提高耐腐蚀性而导致降低由于大气腐蚀所产生的氢的量，并作为其结果，还提高耐氢脆性。此外，据认为当加入Al时，板条状残留奥氏体进一步被稳定而有助于提高耐氢脆性。然而，当Al的加入量增加时，夹杂物如氧化铝等增加以致可加工性劣化；因此，将上限设定在1.5重量％。
<Cr：0.003至2.0重量％>
当含有在0.003至2.0重量％的范围内的Cr时，Cr元素是非常有效的。据认为当加入Cr时，提高淬硬性，使得能够容易地确保钢板的机械强度，并且耐腐蚀性提高以降低由于大气腐蚀产生的氢的量，从而导致提高耐氢脆性。而且，在本发明中，通过研究热处理条件等发现，即使在加入Cr时，细小的碳化物也被分散于钢中，而在钢中不析出粗大的碳化物，并且通过研究组成范围发现，有效地产生残留奥氏体。由此，据认为Cr的加入有助于提高氢捕获能力，并且抑制裂纹蔓延。当一起使用下面所述的Cu和Ni时，更有效地发挥该优点。
为了发挥出该优点，必须将添加量的下限值设定在0.003重量％以上(优选在0.1重量％以上并且更优选在0.3重量％以上)。而且，当过量加入Cr时，该优点饱和，并且可加工性劣化；因此，将上限值设定在2.0重量％(优选在1.5重量％以下，并且更优选在1.0重量％以下)。此外，Cr具有促进在下的膜腐蚀的不利作用。因此，为了提高涂层耐腐蚀性，在上述范围内尽可能少地加入Cr。
在本发明中规定的组分组成如下。即，余量组分基本上由Fe组成，作为由于原料、材料、制备装置等所致的被掺混到钢中的不可避免的杂质，包含0.001重量％以下的N，并且在没有不利地影响本发明的优点的程度内，可以肯定地包含下列元素。
<Cu：0.003至0.5重量％和/或Ni：0.003至1.0重量％>
很有效的是包含Cu：0.003至0.5重量％和/或Ni：0.003至1.0重量％。更详细而言，当存在Cu和/或Ni时，由于钢板本身的耐腐蚀性得到提高；因此，充分抑制了氢因钢板的腐蚀所致的产生。而且，所述元素具有促进铁氧化物α-FeOOH的形成的优点，所述铁氧化物被提到在热力学上是稳定的，并且具有在空气中产生的铁锈之中的保护性。因此，当在严酷的腐蚀环境下促进铁锈的产生，由此抑制产生的氢侵入钢板中时，充分抑制了氢-助长断裂的产生。为了发挥出该优点，当包含Cu和/或Ni时，必须将各个含量设定在0.003重量％以上，优选在0.05重量％以上并且更优选在0.1重量％以上。而且，当过量含有两者中的任何一个时，可加工性劣化；因此，将上限分别设定在0.5重量％和1.0重量％。
<Ti、V、Zr、W：总计0.003至1.0重量％>
与Cu、Ni和Cr类似，Ti元素具有保护性铁锈的生成促进作用。保护性铁锈具有很有利的优点，该优点在于抑制了β-FeOOH的生成，该β-FeOOH特别是在氯化物环境下产生而不利地影响耐腐蚀性(作为结果的耐氢脆性)。当特别是组合加入Ti和V(或Zr、W)时，促进了这种保护性铁锈的生成。Ti元素是赋予很优异的耐腐蚀性并且还具有清洁钢的优点的元素。
而且，除如上所述具有与Ti组合提高耐氢脆性的优点外，V还在提高钢板的机械强度和原始γ-晶粒(原始奥氏体)的细粒化上是有效的，并且当控制碳化物的形状时，起着有效捕获氢的作用的元素。即，V与Ti和Zr组合，有效提高耐氢脆性。
Zr元素是有效提高钢板的机械强度和原始γ-晶粒的细粒化的元素，并且与Ti共存而提高耐氢脆性。
W元素是有效提高钢板的机械强度的元素，并且其析出物也对氢捕获有效。而且，生成的铁锈排斥氯离子，从而同样有助于提高耐腐蚀性。在与Ti和Zr组合中，耐腐蚀性和耐氢脆性得到有效地提高。
为了充分发挥Ti、V、Zr和W的优点，必须包含总计0.003重量％以上(优选0.01重量％以上)的这些元素。当过量加入这些元素时，碳化物大量析出而导致可加工性劣化。因此，必须在总计1.0重量％以下并且优选0.5重量％以下的范围内加入这些元素。
<Mo：1.0重量％以下(不包括0重量％)>
Mo元素对于稳定奥氏体并且获得需要的残留奥氏体是必需的元素。该元素不但有效抑制氢侵入而改善延迟断裂性，并提高钢板的淬硬性，而且增强晶界而抑制氢脆性发生。然而，当其加入量超过1.0重量％时，这些优点饱和；因此，上限值被设定在1.0重量％，优选在0.8重量％以下，并且更优选在0.5重量％以下。
而且，当超过规定的量加入Mo时，涂覆前处理成为不均一，从而使在涂覆之后的耐腐蚀性劣化。另外，暴露了热轧材料的机械强度变得很高而难以轧制的制造问题。而且，出于成本的观点，Mo是很昂贵的元素以致在经济上不利。出于所述观点，当还期待涂层耐腐蚀性时，必须加入0.2重量％以下、优选0.03重量％以下并且更优选0.005重量％以下的Mo。
<Nb：0.1重量％以下(不包括0重量％)>
Nb元素是很有效地提高钢板的机械强度以及原始γ-晶粒的细粒化的元素。特别是，在与Mo结合，发挥出协同效应。然而，因为当Nb的量超过0.1重量％时，该优点饱和，所以将上限值设定在0.1重量％。
<B：0.0002至0.01重量％>
B元素是有效提高钢板的机械强度的元素。而且，当减少Mo以提高钢板的涂层耐腐蚀性时，必须通过加入B以补偿由于Mo的量降低所致的强度不足。在本发明第二实施方案中，为了提高机械强度，必须含有0.0002重量％以上(优选0.0008重量％以上并且更优选0.0015重量％以上)的B。这是因为当含有少于0.0002重量％的B时，没有获得该优点；因此，将上限值设定在0.0002重量％。而且，B使涂覆前处理如磷酸盐处理均一化，以提高涂层粘附性(涂层耐腐蚀性)。尽管机理是未知的，但是当在钢中加入0.01重量％以上的Ti时，更加发挥出该优点。而且，更优选含有0.03重量％以上的Ti和0.0005重量％以上的B。此外，B具有增强晶界以改善耐延迟断裂性的优点。另一方面，当含有超过0.01重量％的B时，热加工性劣化；因此，将上限值设定在0.01重量％并且更优选在0.005重量％以下。
<选自Ca：0.0005至0.005重量％、Mg：0.0005至0.01重量％和REM：0.0005至0.01重量％中的至少一种>
这些元素有效抑制界面环境的氢离子浓度伴随钢表面的腐蚀而升高，即，有效抑制pH降低。而且，这些元素控制在钢中的硫化物的形成，从而有效提高可加工性。然而，当这些元素各自都被包含少于0.0005重量％时，没有获得该优点；因此，将其下限值设定在0.0005重量％。而且，当过量含有这些元素时，由于可加工性劣化，因此将上限值分别设定在0.005重量％、0.01重量％和0.01重量％。
本发明没有规定制备条件。然而，为了形成机械强度超高的上述组织，并且由满足所述组分组成的钢板发挥出优异的耐氢脆性，推荐将热轧中的精扎温度设定在不产生铁素体的过冷奥氏体区中并且尽可能低的温度。当在所述温度实施精轧时，热轧钢板的奥氏体被细粒化，从而导致最终产品的精细组织。
而且，推荐在热轧或热轧后的冷轧之后根据下面所述程序使用热处理。即，推荐将满足上述组分组成的钢加热，并且在处于Ac3点(铁素体-奥氏体转变达到完成的温度)至(Ac3点+50℃)的范围内的加热保持温度(T1)保持10至1800秒(t1)，随后以3℃/s以上的平均冷却速率冷却至在(Ms点(马氏体转变开始温度)-100℃)至Bs点(贝氏体转变开始温度)的范围内的加热保持温度(T2)，随后进一步在该温度区加热并且保持60至1800秒(t2)。
当加热保持温度(T1)超过(Ac3点+50℃)或者加热保持时间(t1)超过1800秒时，导致奥氏体的晶粒生长，从而不可避免地劣化可加工性(外卷边性质)。另一方面，当(T1)变得低于Ac3点的温度时，没有获得预定的贝氏体铁素体组织。而且，当(t1)少于10秒时，因为没有充分进行奥氏体化，因此渗碳体和其它合金碳化物不可避免地残留。将(t1)设定为优选在30至600秒的范围内，并且更优选在60至400秒的范围内。
其次，当钢板冷却时，它是3℃/秒以上的平均冷却速率冷却的。这是因为避免了珠光体转变区，从而抑制珠光体组织产生。平均冷却速率越大越好，并且推荐被优选设定在5℃/s以上，并且更优选在10℃/s以上。
然后，在以所述冷却速率将钢板淬火至加热保持温度(T2)之后，在使用等温转变时，引入了预定的组织。当这里的加热保持温度(T2)超过Bs点时，大量生成不利于本发明的珠光体；因此，没有充分确保贝氏体铁素体组织。另一方面，(T2)变得低于(Ms点-100℃)，残留奥氏体不利地减少。
而且，当加热保持时间(t2)超过1800秒时，除贝氏体铁素体的位错密度变得更小以致氢的捕获量更小以外，没有获得预定的残留奥氏体。另一方面，同样在加热保持时间(t2)少于60秒时，没有获得预定的贝氏体铁素体组织。将加热保持时间(t2)设定在优选90秒以上且1200秒以下，并且更优选120秒以上且600秒以下。在加热保持之后的冷却方法不受特别限制。即，可以使用空气冷却、淬火、气体和水冷却等中的任何一种。此外，通过在制备过程中控制冷却速率、加热保持温度(T2)、加热保持时间(t2)等，控制在钢板中的残留奥氏体的存在形式。例如，当朝较低温度侧设定加热保持温度(T2)时，可以形成平均轴比小的残留奥氏体。
当考虑实际操作时，通过使用连续退火装置或间歇退火装置，方便地进行热处理(退火处理)。当将冷轧板镀敷而使用热浸镀锌时，可以通过设定镀敷条件以满足上述热处理条件，以在镀敷步骤中施加热处理。
而且，在连续退火处理前的热轧步骤(需要时，冷轧步骤)中，在除热轧精扎温度以外，没有特别限制的情况下，可以适当地选择采用通常作业的条件。具体而言，在热轧步骤中，采用的条件是：在Ar3点(奥氏体-铁素体转变开始温度)以上实施热轧，随后以基本上为30℃/秒的平均冷却速率冷却，进一步接着在基本上为500至600℃的范围内的温度卷取。此外，当在热轧之后的形状不良时，可以使用冷轧纠正形状。这里，推荐将冷轧率设定在1至70％的范围内。当在冷轧中冷轧率超过70％时，轧制负荷增加而难以轧制。
本发明指向产品形状并不限于具体某一种的钢板(薄钢板)。即，对于热轧钢板，进一步冷轧的钢板和在热轧或冷轧之后退火的钢板，可以使用用于汽车的电沉积涂覆；镀敷如化学转化处理、热浸镀敷、电镀和气相沉积；各种涂覆；底涂处理；有机膜处理。
而且，镀敷可以是普通的镀锌、镀铝等中的任何一种。镀敷可以是热浸和电镀中的任何一种。而且，在镀敷之后，可以使用合金化热处理或者可以使用多层镀敷。此外，其中将膜层压在非镀敷的钢板或镀敷的钢板上的钢板均不在本发明之外。
在涂覆的情况下，根据各种应用，可以使用化学转化处理如磷酸盐处理，或者可以使用电沉积涂覆。在涂料中，可以将已知的树脂与已知的固化剂一起使用，所述已知的树脂比如有环氧树脂、氟化树脂、硅氧烷-丙烯酸类树脂、聚氨酯树脂、丙烯酸类树脂、聚酯树脂、酚树脂、醇酸树脂和蜜胺树脂。出于特别是耐腐蚀性的观点，推荐使用环氧树脂、氟化树脂和硅氧烷-丙烯酸类树脂。除上述以外，可以添加被加入到涂料中的已知添加剂，如着色颜料、偶联剂、流平剂、敏化剂、抗氧化剂、紫外线稳定剂和阻燃剂。
而且，涂料形式不受特别限制。可以根据应用适当地选择溶剂涂料、粉末涂料、水性涂料、水性分散体涂料和电沉积涂料。为了在钢材上形成具有涂料的所需的涂层，可以使用已知的方法，如浸渍法、辊涂机方法、喷涂法和幕流涂覆机方法。作为涂层的厚度，根据应用，使用已知的适合值。
本发明的超高强度薄钢板可以用于汽车增强部件(如增强构件，如减震器和门冲击梁)以及室内部件，如座椅横挡等。通过也像这样的成型以及加工而获得的部件具有足够的材料性能(机械强度、刚度等)以及减震性能，并且发挥出优异的耐氢脆性(耐延迟断裂性)。
下面，将参考实施例更具体地描述本发明。然而，本发明不限于下列实施例。本发明在适合本发明的要旨的范围内适当变更和实施。所有这些均结合在本发明的技术范围内。
实施例
下面，将描述根据本发明第一实施方案的第一和第二实施例。
第一实施例
在将其组分组成显示于表1中的钢(钢种A至V)真空熔融以形成厚板之后，根据下列工序(热轧→冷轧→连续退火)，获得板厚度为3.2mm的热轧钢板，随后用酸洗涤以除去表面铁鳞，随后进一步冷轧至1.2mm，再进一步如下所示连续退火，由此制备出各种钢板(实验编号1至23)。
<热轧步骤>
开始温度：在1150至1250℃保持30分钟
最终温度：850℃
冷却速率：40℃/s
卷取温度：550℃
<冷轧步骤>
冷轧率：50％
<连续退火步骤>
在冷轧之后，将实验编号1至15、17至19以及21至23的钢板在处于Ac3点(参见表1)至Ac3点+30℃的范围内的温度保持120秒，随后以20℃/s的平均冷却速率淬火(空气冷却)至表2的To℃，随后进一步在To℃保持240秒，随后进一步进行气体和水冷却直至室温。在冷轧之后，将由作为现有的高强度钢并且使用钢种(P)的马氏体钢制成的实验编号16的钢板在880℃保持30分钟，随后水淬，随后进一步在300℃回火1小时。而且，为了研究制备条件对钢板组织的影响，在实验编号20的钢板中，使用钢种(A)，将在冷轧之后的钢板在Ac3点-50℃的温度下保持120秒，随后以20℃/s的平均冷却速率淬火(空气冷却)至表2的To℃，随后进一步在To℃保持240秒，随后进一步进行气体和水冷却至室温。
在这样获得的相应钢板的每一种中，根据下列所示的方法研究并且评价金相组织、抗拉强度(TS)、伸长率(总伸长率(EL))、耐氢脆性(氢脆性危险度的评价指数)和可焊性。结果显示于表2中。
(金相组织)
观察在每一种钢板的板厚度四分之一位置的与轧制平面平行的平面中的任意测量区域(基本上为50μm×50μm，测量距离：0.1μm)，并且通过使用FE-SEM(商品名：XL30S-FEG，由Phillips股份有限公司制造)拍照，并且根据上述方法测量贝氏体铁素体(BF)和马氏体(M)的面积比以及残留奥氏体(残留γ)的面积比。在两个任意选择的视场中，进行类似的测量，随后获得平均值。而且，通过从全部组织(100％)中减去组织(BF、M、残留奥氏体)的面积比获得其它组织(铁素体、珠光体等)。
此外，在残留γ的晶粒中，根据上面提及的方法测量平均轴比、平均短轴长度和晶粒之间的最近-邻接距离。在第一实施例中，将平均轴比为5以上、平均短轴长度为1μm(1000nm)以下并且最近-邻接距离为1μm(1000nm)以下的钢板评价为满足本发明的必要条件(○)，并且将平均轴比小于5、平均短轴长度超过1μm(1000nm)并且最近-邻接距离超过1μm(1000nm)的钢板评价为不满足本发明的必要条件(×)。
(抗拉强度，伸长率)
拉伸试验使用JIS#5试样进行以测量抗拉强度(TS)和伸长率(EL)。在拉伸试验时，将应变速率设定在1mm/sec。在第一实施例中，在根据上述方法测量的抗拉强度为980MPa以上的钢板之中，将伸长率为10％以上的钢板评价为“伸长率优异”。
(氢脆性危险度的评价指数：耐氢脆性的评价)
通过使用板厚度为1.2mm的平面试样，以1×10-4mm/sec的拉伸速率进行慢拉伸速率的拉伸(SSRT)试验，并且获得由下式(1)定义的氢脆性危险度的评价指数(％)，以评价耐氢脆性。
氢脆性危险度的评价指数(％)＝100×(1-E1/E0)...(1)
这里，E0表示在钢中基本上不含氢的试样断裂时的伸长率，而E1表示当在通过将润湿时间设定得更长而假定严酷的腐蚀环境的组合循环试验，使氢侵入钢板(试样)时断裂的伸长率。在组合循环试验中，在将5％盐水喷淋8小时与在(温度)35℃和(湿度)60％RH下进行恒温恒湿试验16小时的组合作为一个循环的情况下，进行7个循环。因为在氢脆性危险度的评价指数超过50％时，氢脆性可能是在使用中导致的，所以在该指数为50％以上时，将氢脆性危险度的评价指数评价为耐氢脆性优异。
(可焊性的评价)
进行实验编号7(钢种(G))和实验编号14(钢种(N))的钢板的可焊性试验。根据JIS Z 3136 and JIS Z 3137的方法，对由厚度为1.2mm的钢板制成的试样进行可焊性试验，随后在下列条件下进行点焊，随后进一步进行拉伸剪切试验(在20mm/min的拉伸速度下测量最大负荷)和交叉拉伸试验(在20mm/min的拉伸速度下测量最大负荷)，由此获得拉伸剪切强度(TSS)和交叉抗拉强度(CTS)。当由交叉抗拉强度(CTS)和拉伸剪切强度(TSS)的比率表示的延性比(CTS/TSS)为0.2或更高时，将可焊性评价为优异。结果，发现实验编号14(比较钢板)的延性比为0.19，即，可焊性差(在表2中由×表示)。另一方面，实验编号7(本发明的钢板)的延性比为0.23，即，可焊性优异(在表2中由○表示)。
<点焊条件>
初始加压时间：60个循环/60Hz，加压压力450kgf(4.4kN)
通电时间：1个循环/60Hz
焊接电流：8.5KA
Figure A20068004996800401
Figure A20068004996800411
从表1和2中，满足本发明中限定的必要条件的实验编号1至13和21至23的钢板(实施例)是980MPa以上并且具有优异的耐氢脆性性质的超高强度钢板。而且，因为TRIP钢板应当具有的伸长率以及可焊性也是优异的，所以可以最优选地提及所述钢板用于暴露在大气腐蚀环境中的汽车的增强部件。
另一方面，不满足本发明所限定的必要条件的实验编号14至20的钢板(比较例)具有下面提及的不宜之处。在其中C含量过量的实验编号14的钢板中，残留γ(残留奥氏体)的分散形态没有得到满足，没有获得足够的可焊性，并且耐氢脆性差。在实验编号15的钢板中，因为Mn量不足，残留γ的分散形态没有得到满足，淬硬性等劣化，并且没有获得足够的机械强度、伸长率和耐氢脆性。实验编号16是其中使用Si量不足的钢种获得作为现有的高强度钢的马氏体钢的实施例。然而，因为残留γ几乎不存在，所以没有获得足够的伸长率和耐氢脆性。
在实验编号17的钢板中，因为C量不足，并且残留γ的分散形态没有满足，因此没有获得足够的机械强度和耐氢脆性。在实验编号18的钢板中，因为不含Cr，并且残留γ的分散形态没有满足，因此淬硬性不足并且没有获得足够的机械强度和耐氢脆性。在实验编号19的钢板中，因为含有过量Cr，并且残留γ的分散形态没有满足，因此析出粗大的碳化物，从而导致难以加工并且没有获得足够的机械强度和耐氢脆性。
在实验编号20中，使用满足本发明所限定的组成范围的钢种(A)。然而，因为没有采用所推荐的制备条件(在退火时的加热保持温度T1为Ac3点-50℃)，因此获得的钢板变成TRIP钢板。即，不满足本发明所限定的分散形态的残留奥氏体变为聚集体，并且母相也不形成贝氏体铁素体和马氏体的两相组织。因此，没有获得足够的机械强度和耐氢脆性。
其次，通过使用表1中所示的钢种(B)和(G)的钢板和比较钢板(机械强度为590MPa等级的现有高强度钢板)，模制成部件，随后进行如下所示的耐压坏性试验和耐冲击性试验以研究成型产品的性能。
(耐压坏性试验)
使用显示于表1的钢种(B)和(G)的钢板以及比较钢板中的每一种，制备显示于图5中的部件(试样，帽形通道部件)1，随后进行耐压坏性试验。从尖端直径为6mm的电极，将比粉尘产生电流低0.5kA的电流流动到显示于图5中的部件的点焊位置2，以在如图5中所示的35mm的间距进行点焊。其次，如图6中所示，从部件1的较长方向上中心部分的上部，向下挤压金属模具3以获得最大负荷。而且，由负荷位移线图的面积获得吸收能量。其结果显示于表3中。
表3
Figure A20068004996800431
从表3中，发现由本发明的钢板(钢种B，G)制备的部件(试样)显示出比在使用机械强度低的比较钢板时的负荷更高的负荷，并且在吸收能量方面也更高，即在耐压坏性方面是优异的。
(耐冲击性试验)
使用显示于表1的钢种(B)和(G)的钢板以及比较钢板中的每一种，制备显示于图7的部件(试样，帽形通道部件)4，随后进行耐冲击性试验。图8显示了图7中的部件4的A-A截面图。在耐冲击性试验中，在与耐压坏性试验的情况类似地对部件4的点焊位置5进行点焊之后，如图9中示意性所示，将部件4设置在基座7上，从部件4的上方的11m高度落下落锤(110kg)6，由此获得直至部件4变形40mm(在高度方向上的收缩)的吸收能量。其结果显示于表4中。
表4
Figure A20068004996800441
从表4中，发现由本发明的钢板(钢种B，G)制备的部件(试样)具有比在使用机械强度较低的现有钢板时的吸收能量更高的吸收能量，即在耐冲击性方面是优异的。
第二实施例
在将其组分组成显示于表5中的钢(钢种1至22)真空熔融以形成厚板之后，根据下列工序(热轧→冷轧→连续退火)，获得板厚度为3.2mm的热轧钢板，随后用酸洗涤以除去表面铁鳞，随后进一步冷轧至1.2mm，再进一步如下所示连续退火，由此制备出各种钢板(实验编号24至46)。
<热轧步骤>
开始温度：在1150至1250℃保持30分钟
最终温度：850℃
冷却速率：40℃/s
卷取温度：550℃
<冷轧步骤>
冷轧率：50％
<连续退火步骤>
将实验编号24至42、44以及45的钢板以这样的方式处理：将冷轧钢板在Ac3点+30℃的温度保持120秒，随后以20℃/s的平均冷却速率淬火(空气冷却)至表6的To℃，随后进一步在To℃保持240秒，随后再进一步进行气体和水冷却直至室温。而且，以这样的方式处理由马氏体钢制成的实验编号43的钢板，而所述马氏体钢是使用钢种(Chi)的现有高强度钢板：将冷轧钢板加热至830℃，并且在此保持5分钟，随后水淬，随后进一步在300℃回火10分钟。此外，将使用钢种(1)的实验编号46的钢板以这样的方式处理：将冷轧钢板加热至800℃，并且在此保持120秒，随后以20℃/s的平均冷却速率冷却至350℃(To)，并且在To℃保持240秒，随后进一步进行气体和水冷却直至室温。
根据下列所示的方法分别研究并且评价这样获得的每一种钢板的金相组织、抗拉强度(TS)、伸长率(总伸长率(EL))、耐氢脆性(耐延迟断裂性)、涂层耐腐蚀性和可焊性。其结果显示于表6中。与第一实施例类似，研究金相组织、抗拉强度、伸长率和可焊性。在表6中，将残留γ的平均轴比为5以上的钢板用(○)示，并且小于5的钢板用(×)表示。
(耐延迟断裂性：耐氢脆性的评价)
从每一个钢板切割出120mm×30mm的条状试验片，随后弯曲使得弯曲部分的R可以是15mm，由此制备用于弯曲试验的试样。将其上被施加1000MPa应力的弯曲试验用试样浸渍在5％HCl的水溶液中，并且测量直至产生裂纹的时间以评价耐氢脆性。当直至产生裂纹的时间为24小时以上时，将耐氢脆性判断为优异。
(涂层耐腐蚀性的评价)
通过模拟使用环境，还评价在涂覆之后的耐腐蚀性。
从每一个钢板中切割出板厚度为1.2mm的平面试验片作为试样。将在磷酸锌处理之后的试样进行可商购的电沉积涂覆以形成膜厚度为25μm的涂膜。对于其上使用电沉积涂覆的试样的平行部分的中心，通过使用切割机产生到达底部的斑痕，并且将带斑痕的试样进行腐蚀试验。在一定期间后，测量来自由切割机所致的人为斑痕的腐蚀的扩展。该斑痕宽度是使用被设定在“1”的实验编号24的试样的斑痕宽度归一化的，并且按如下所示分等级以评价涂层耐腐蚀性。当斑痕宽度大于1.0并且等于或小于1.5时，将涂层耐腐蚀性评价为略差(△)，并且当斑痕宽度为1.0以下时，将涂层耐腐蚀性评价为优异(○-⊙⊙⊙)。
在表6中，当斑痕宽度为0.7以下时，涂层耐腐蚀性由(⊙⊙⊙)表示，当斑痕宽度大于0.7并且等于或小于0.75时，涂层耐腐蚀性由(⊙⊙○)表示，当斑痕宽度大于0.75并且等于或小于0.8时，涂层耐腐蚀性由(⊙⊙)表示，当斑痕宽度大于0.8并且等于或小于0.85时，涂层耐腐蚀性由(⊙○)表示，当斑痕宽度大于0.85并且等于或小于0.9时，涂层耐腐蚀性由(⊙△)表示，当斑痕宽度大于0.9并且等于或小于0.95时，涂层耐腐蚀性由(⊙)表示，当斑痕宽度大于0.95并且等于或小于1.0时，涂层耐腐蚀性由(○)表示，并且当斑痕宽度大于1.0并且等于或小于1.05时，涂层耐腐蚀性由(△)表示。
而且，当使用普通的磷酸盐处理时，在使用预处理(脱脂、水洗、表面控制)之后进行磷酸锌处理，并且使用SD5000(商品名，由Nippon Paint股份有限公司生产)在45℃进行2分钟的电沉积涂覆。通过控制磷酸锌处理的处理时间，控制涂层的涂覆量。
此外，对进行了电沉积涂覆的试样，以这样的方式进行腐蚀试验：在35℃喷淋NaCl的水溶液，随后在60℃干燥，随后进一步在50℃温度和95％相对湿度的大气下放置的操作作为1个循环(8小时)的情况下，进行每天3个循环，历时30天。
Figure A20068004996800471
Figure A20068004996800481
从表6中，实验编号24至37和40的钢板(实施例)具有优异的耐氢脆性和涂层耐腐蚀性，所述钢板满足在本发明中限定的必要条件，并且这些钢板是980MPa以上的超高强度钢板。而且，作为TRIP钢板应当得到的伸长率也是优异的，并且可焊性也是优异的；因此，这些钢板是所述的最优选作为暴露于大气腐蚀环境中的汽车的增强部件的钢板。
实验编号38和39的钢板(实施例)具有足够的机械强度、伸长率和耐氢脆性。然而，因为实验编号38的钢板含有大量Mo，所以涂层耐腐蚀性劣化。不含B的实验编号39的钢板导致涂层耐腐蚀性劣化。
另一方面，不满足本发明的规定的实验编号41至46的钢板(比较例)分别具有下列不宜之处。实验编号41的钢板含有过量C；因此，没有获得足够的伸长率、耐氢脆性和可焊性。涂层耐腐蚀性也是劣化的。实验编号42的钢板含有较少的Mn；因此，没有获得足够的耐氢脆性。伸长率也是不足的。
实验编号43的钢板是其中通过使用Si量不足的钢种(20)获得作为现有高强度钢的马氏体钢的实施例。在该钢板中，因为残留奥氏体几乎不存在，所以耐氢脆性差。而且，对薄钢板所需的伸长率也得不到保证。
实验编号44的钢板的C量不足；因此，没有获得足够的机械强度。因为实验编号45的钢板含有过量Nb，所以成型性显著劣化，并且没有获得足够的伸长率。因为实验编号45的钢板不能弯曲，所以不能研究耐氢脆性。
在实验编号46中，使用满足在本发明中限定的组分组成的钢材，但是没有使用推荐的条件来制造(在退火过程中的加热保持温度T1低于Ac3点)；因此，获得的钢板变成现有的TRIP钢板。结果，残留奥氏体不满足在本发明中限定的平均轴比，并且也没有获得贝氏体铁素体和马氏体的两相组织形式的母相。因此，不能获得足够的机械强度。
其次，使用钢种(10)的钢板和比较例的钢板(机械强度为590MPa等级的现有高抗拉钢板)，制备部件。与第一实施例类似，进行耐压坏性试验和耐冲击性试验以研究成型产品的性能。其结果显示于表7和8中。
表7
表8
Figure A20068004996800502
从表7中，发现由本发明的钢板(钢种10)制备的部件(试样)显示出比在使用机械强度低的比较钢板时的负荷更高的负荷，并且在吸收能量方面也是更高的，从而导致优异的耐压坏性。
从表8中，发现由本发明的钢板(钢种10)制备的部件(试样)具有比在使用机械强度较低的比较钢板时的吸收能量更高的吸收能量，以及优异的耐冲击性。
下文中，将描述根据本发明第二实施方案的第三实施例。
第三实施例
在将其组分组成显示于表9中的钢(钢种a至t)真空熔融以形成厚板之后，根据下列工序(热轧→冷轧→连续退火)，获得板厚度为3.2mm的热轧钢板，随后用酸洗涤以除去表面铁鳞，随后进一步冷轧至1.2mm，再进一步如下所示连续退火，由此制备出各种钢板(实验编号47至67)。
<热轧步骤>
开始温度：在1150至1250℃保持30分钟
最终温度：850℃
冷却速率：40℃/s
卷取温度：550℃
<冷轧步骤>
冷轧率：50％
<连续退火步骤>
在冷轧之后，将实验编号47至62以及64至66的钢板在处于Ac3点(参见表9)至Ac3点+30℃的范围内的温度保持120秒，随后以20℃/s的平均冷却速率淬火(空气冷却)至表10的To℃，随后进一步在To℃保持240秒，随后进一步进行气体和水冷却直至室温。将由作为现有的高强度钢并且使用钢种(q)的马氏体钢制成的实验编号63的钢板在冷轧之后，在880℃保持30分钟，随后水淬，随后进一步在300℃回火1小时。而且，为了研究制备条件对钢板组织的影响，在实验编号67的钢板中，使用钢种(b)，将在冷轧之后的钢板在Ac3点-50℃的温度下保持120秒，随后以20℃/s的平均冷却速率淬火(空气冷却)至表10的To℃，随后进一步在To℃保持240秒，随后进一步进行气体和水冷却直至室温。
从这样获得的各种钢板的每一种中，取得JIS#5试样，随后模拟实际进行的工艺以3％的加工率拉伸，随后进一步分别研究并且评价在加工之前和之后的相应样品的金相组织，在加工之前的抗拉强度(TS)和伸长率(总伸长率(EL))、在加工之后的耐氢脆性性质(氢脆性危险度的评价指数)、耐腐蚀性和耐延迟断裂性。其结果显示于表10中。
(金相组织)
观察在每一个钢板的板厚度四分之一位置的与轧制平面平行的平面中的任意测量区域(基本上为50μm×50μm，测量距离：0.1μm)，并且通过使用FE-SEM(商品名：XL30S-FEG，由Phillips股份有限公司制造)拍照，并且根据上述方法测量贝氏体铁素体(BF)和马氏体(M)的面积比以及残留奥氏体(残留γ)的面积比。在两个任意选择的视场中，进行类似的测量，随后获得平均值。而且，通过从全部组织(100％)中减去组织(BF、M、残留奥氏体)的面积比获得其它组织(铁素体、珠光体等)。
此外，在处理之后和之前的残留γ的晶粒中，根据上面提及的方法测量平均轴比、平均短轴长度和晶粒之间的最近-邻接距离。在第三实施例中，将在处理之后，平均轴比为5以上，平均短轴长度为1μm(1000nm)以下，并且最近-邻接距离为1μm(1000nm)以下的钢板评价为满足本发明的必要条件(○)，并且将平均轴比小于5、平均短轴长度超过1μm(1000nm)，并且最近-邻接距离超过1μm(1000nm)的钢板评价为不满足本发明的必要条件(×)。
(抗拉强度，伸长率)
拉伸试验使用JIS#5试样进行以测量抗拉强度(TS)和伸长率(EL)。在拉伸试验时，将应变速率设定在1mm/sec。在第三实施例中，在根据上述方法测量的抗拉强度为980MPa以上的钢板之中，将伸长率为10％以上的钢板评价为“伸长率优异”。
(氢脆性危险度的评价指数：耐氢脆性的评价)
通过使用板厚度为1.2mm的平面试样，以1×10-4mm/sec的拉伸速率进行慢拉伸速率的拉伸(SSRT)试验，并且获得由下式(1)定义的氢脆性危险度的评价指数(％)以评价耐氢脆性。
氢脆性危险度的评价指数(％)＝100×(1-E1/E0)...(1)
这里，E0表示在钢中基本上不含氢的试样断裂时的伸长率，而E1表示当在通过将润湿时间设定得更长而假定严酷的腐蚀环境的组合循环试验，使氢侵入钢板(试样)时断裂的伸长率。在组合循环试验中，在将5％盐水喷淋8小时和在(温度)35℃和(湿度)60％RH下进行恒温恒湿试验16小时的组合作为一个循环的情况下，进行7个循环。因为在氢脆性危险度的评价指数超过50％时，氢脆性可能是在使用中导致的，所以在该指数为50％以上时，将氢脆性危险度的评价指数评价为耐氢脆性优异。
(耐延迟断裂性：耐氢脆性的评价)
从每一个钢板切割出150mm×30mm的条状试验片，以3％的加工率拉伸而变形，随后弯曲使得弯曲部分的R可以是15mm，由此制备出弯曲试验样品。将其上施加有1000MPa应力的弯曲试验用试样浸渍在5％HCl的水溶液中，并且测量直至产生裂纹的时间以评价耐氢脆性。当直至产生裂纹的时间为24小时以上时，将耐氢脆性判断为优异。
(涂层耐腐蚀性的评价)
通过模拟使用环境，还评价在涂覆之后的耐腐蚀性。
从每一个钢板中切割出板厚度为1.2mm的平面试验片作为试样。将在磷酸锌处理之后的试样进行可商购的电沉积涂覆以形成膜厚度为25μm的涂膜。对于其上使用电沉积涂覆的试样的平行部分的中心，通过使用切割机产生到达底部的斑痕，并且将带斑痕的试样进行腐蚀试验。在一定期间后，测量来自由切割机所致的人为斑痕的腐蚀的扩展。该斑痕宽度是使用被设定在“1”的实验编号47的试样的斑痕宽度归一化的，并且如下所示分等级以评价涂层耐腐蚀性。当斑痕宽度大于1.0并且等于或小于1.5时，将涂层耐腐蚀性评价为略差(△)，并且当斑痕宽度为1.0以下时，将涂层耐腐蚀性评价为优异(○-⊙⊙⊙)。
在表10中，当斑痕宽度为0.7以下时，涂层耐腐蚀性由(⊙⊙⊙)表示，当斑痕宽度大于0.7并且等于或小于0.75时，涂层耐腐蚀性由(⊙⊙○)表示，当斑痕宽度大于0.75并且等于或小于0.8时，涂层耐腐蚀性由(⊙⊙)表示，当斑痕宽度大于0.8并且等于或小于0.85时，涂层耐腐蚀性由(⊙○)表示，当斑痕宽度大于0.85并且等于或小于0.9时，涂层耐腐蚀性由(⊙△)表示，当斑痕宽度大于0.9并且等于或小于0.95时，涂层耐腐蚀性由(⊙)表示，当斑痕宽度大于0.95并且等于或小于1.0时，涂层耐腐蚀性由(○)表示，并且当斑痕宽度大于1.0并且等于或小于1.05时，涂层耐腐蚀性由(△)表示。
而且，当使用普通的磷酸盐处理时，在使用预处理(脱脂、水洗、表面控制)之后进行磷酸锌处理，并且使用SD5000(商品名，由Nippon Paint股份有限公司制造)在45℃进行2分钟的电沉积涂覆。通过控制磷酸锌处理的处理时间，控制涂层的涂覆量。
此外，对进行了电沉积涂覆的试样，以这样的方式进行腐蚀试验：在35℃喷淋NaCl的水溶液，随后在60℃干燥，随后进一步在50℃温度和95％的相对湿度的大气下放置的操作作为1个循环(8小时)的情况下，进行每天3个循环，历时30天。
Figure A20068004996800541
Figure A20068004996800551
Figure A20068004996800561
从表9和表10中发现，满足在本发明中限定的必要条件的实验编号47至60的钢板(实施例)是980MPa以上的超高强度钢板，并且即使在加工之后，也结合有优异的耐氢脆性和涂层耐腐蚀性。而且，因为TRIP钢板必须满足的伸长率也是优异的，因此这些钢板可以被提及最优选作为暴露于大气腐蚀环境中的汽车的增强部件。
另一方面，不满足本发明规定的实验编号61至67的钢板(比较例)具有下列所示的不宜之处。在3％的拉伸之后，实验编号61的钢板的C量不足，并且几乎不含残留γ(残留奥氏体)；结果，没有获得耐氢脆性。因此，它可以被论及在可加工性方面差。因为其中Mn的量不足，因此实验编号62的钢板几乎不含残留γ；因此，残留γ的分散形态没有得到满足。结果，氢脆性危险度的评价指数高，并且没有获得耐氢脆性。因此，它可以被提及在可加工性方面差。而且，因为淬硬性劣化，因此没有获得足够的机械强度和伸长率。此外，涂层耐腐蚀性劣化。
实验编号63的钢板是作为其中使用Si量不足的钢种获得的现有高强度钢的马氏体钢的实施例。然而，残留γ几乎不存在并且残留γ的分散形态也没有得到满足。因此，没有获得足够的伸长率和耐氢脆性。结果，它可以被提及在可加工性方面差。而且，涂层耐腐蚀性也劣化。实验编号64的钢板在C量方面过量，并且不含Cr；因此，残留γ的分散形态没有得到满足，并且耐氢脆性差。因此，它可以被提及在可加工性方面差。而且，涂层耐腐蚀性也差。尽管实验编号65的钢板的Mn量过量，但是获得预定的残留奥氏体。然而，因为残留奥氏体的稳定性低，因此在加工之后残留奥氏体没有稳定地存在。结果，没有获得耐氢脆性。因此，它可以被提及在可加工性方面差。而且，没有获得足够的伸长率。此外，涂层耐腐蚀性劣化。
因为实验编号66的钢板在Cr量方面过量，并且不满足残留γ的分散模式，所以析出粗大的碳化物而使可加工性劣化，并且没有获得耐氢脆性。因此，它可以被提及在可加工性方面差。尽管其中使用满足本发明所限定的组成范围的钢种(b)，但是实验编号67的钢板不是根据推荐的制备条件(在退火过程中的加热保持温度T1为Ac3点-50℃)制造的；因此，所获得的钢板导致现有的TRIP钢板。即，不满足本发明所限定的分散形态的残留奥氏体是聚集体，并且母相也不形成贝氏体铁素体和马氏体的两相组织。结果，没有获得足够的机械强度。而且，氢脆性危险度的评价指数高，并且没有获得耐氢脆性。因此，它可以被提及在可加工性方面差。
其次，由显示于表9的钢种(e)的钢板和比较钢板(机械强度为590MPa等级的现有高抗拉钢板)被模制成部件，随后如下所示进行耐压坏性试验和耐冲击性试验以研究成型产品的性能。
(耐压坏性试验)
使用显示于表9的钢种(e)的钢板以及比较钢板，制备显示于图5中的部件(试样，帽形通道部件)1，随后进行耐压坏性试验。对于从尖端直径为6mm的电极，将比粉尘产生电流低0.5kA的电流流动到显示于图5中的部件的点焊位置2，以在如图5中所示的35mm的间距进行点焊。其次，如图6中所示，从部件1的较长方向上的中心部分的上部，向下挤压金属模具3以获得最大负荷。而且，由负荷位移线图的面积获得吸收能量。其结果显示于表11中。
表11
Figure A20068004996800581
从表11中发现，由本发明的钢板(钢种e)制备的部件(试样)显示出比在使用机械强度低的比较钢板时的负荷更高的负荷，并且在吸收能量方面也更高，即，在耐压坏性方面是优异的。
(耐冲击性试验)
使用显示于表9的钢种(e)的钢板以及比较钢板，制备显示于图7的部件(帽形通道部件)4，随后进行耐冲击性试验。图8显示了图7中的部件4的A-A截面图。在耐冲击性试验中，在与耐压坏性试验的情况类似地对部件4的点焊位置5进行点焊之后，如图9中示意性所示，将部件4设置在基座7上，从部件4的上方的11m高度落下落锤(110kg)6，由此获得直至部件4变形40mm(在高度方向上的收缩)的吸收能量。其结果显示于表12中。
表12
Figure A20068004996800591
从表12中发现，由本发明的钢板(钢种e)制备的部件(试样)具有比在使用机械强度较低的现有钢板时的吸收能量更高的吸收能量，即在耐冲击性方面是优异的。
本发明是参考特定的方式详述的。然而，对于本领域技术人员，明显的是，可以在不偏离本发明的精神和范围的情况下使用各种变更和修正。
本发明基于2005年12月28日提交的日本专利申请2005-379188、2006年11月16日提交的日本专利申请2006-310359以及2006年11月16日提交的日本专利申请2006-310458，并且这些专利申请的全部内容通过引用结合在此。
而且，本申请引用的所有参考文献整体上通过引用结合在此。
工业适用性
根据本发明，提供一种机械强度为980MPa以上的超高强度TRIP薄钢板，该钢板在延展性(伸长率)方面没有受到损害，即使在加入Cr时，在晶界附近也不生成粗大的碳化物，并且显著提高耐氢脆性。而且，提供一种机械强度为980MPa以上的超高强度TRIP薄钢板，即使在加入Cr时，该钢板在晶界附近也不生成粗大的碳化物，并且显著提高可加工性和耐氢脆性。

Claims (18)

1.一种耐氢脆性优异的超高强度薄钢板，
所述钢板包含以重量％计的0.10至0.60％的C、1.0至3.0％的Si、1.0至3.5％的Mn、0.15％以下的P、0.02％以下的S、1.5％以下的Al、0.003至2.0％的Cr以及包括铁和不可避免的杂质在内的余量；
其中残留奥氏体晶粒的平均轴比(长轴/短轴)为5以上，
所述残留奥氏体晶粒的平均短轴长度为1μm以下，并且
所述残留奥氏体晶粒的晶粒间最近-邻接距离为1μm以下。
2.一种耐氢脆性优异的超高强度薄钢板，
所述钢板包含以重量％计的0.10至0.25％的C、1.0至3.0％的Si、1.0至3.5％的Mn、0.15％以下的P、0.02％以下的S、1.5％以下的Al、0.003至2.0％的Cr以及包括铁和不可避免的杂质在内的余量；
其中相对于所述钢板的全部组织的面积比计，所述钢板含有为1％以上的残留奥氏体；并且
其中所述残留奥氏体晶粒的平均轴比(长轴/短轴)为5以上，
所述残留奥氏体晶粒的平均短轴长度为1μm以下，以及
所述残留奥氏体晶粒的晶粒间最近-邻接距离为1μm以下。
3.根据权利要求2所述的超高强度薄钢板，其中根据相对于所述钢板的全部组织的面积比计，所述钢板含有总量为80％以上的贝氏体铁素体和马氏体以及总量为0至9％的铁素体和珠光体。
4.根据权利要求2或3所述的超高强度薄钢板，其中所述钢板还包含以重量％计的0.003至0.5％的Cu和0.003至1.0％的Ni中的至少一种。
5.根据权利要求2至4中任一项所述的超高强度薄钢板，其中所述钢板还包含以重量％计的总量为0.003至1.0％的Ti、V、Zr和W中的至少一种。
6.根据权利要求2至5中任一项所述的超高强度薄钢板，其中所述钢板还包含以重量％计的1.0％以下的Mo和0.1％以下的Nb中的至少一种。
7.根据权利要求2至5中任一项所述的超高强度薄钢板，其中所述钢板还包含以重量％计的0.2％以下的Mo和0.1％以下的Nb中的至少一种。
8.根据权利要求2至7中任一项所述的超高强度薄钢板，其中所述钢板还包含以重量％计的0.0002至0.01％的B。
9.根据权利要求2至7中任一项所述的超高强度薄钢板，其中所述钢板还包含以重量％计的0.0005至0.01％的B。
10.根据权利要求2至9中任一项所述的超高强度薄钢板，其中所述钢板还包含以重量％计的选自0.0005至0.005％的Ca、0.0005至0.01％的Mg以及0.0005至0.01％的REM中的至少一种。
11.一种耐氢脆性优异的超高强度薄钢板，
所述钢板包含以重量％计的大于0.25％但不大于0.60％的C、1.0至3.0％的Si、1.0至3.5％的Mn、0.15％以下的P、0.02％以下的S、1.5％以下的Al、0.003至2.0％的Cr以及包括铁和不可避免的杂质在内的余量；
其中所述钢板在加工率为3％的拉伸处理之后的金相组织含有根据相对于所述金相组织的面积比计为1％以上的残留奥氏体；并且
其中，在所述金相组织中，所述残留奥氏体的晶粒的平均轴比(长轴/短轴)为5以上，
所述残留奥氏体晶粒的平均短轴长度为1μm以下，以及
所述残留奥氏体晶粒的晶粒间最近-邻接距离为1μm以下。
12.根据权利要求11所述的超高强度薄钢板，其中根据相对于所述金相组织的面积比计，所述钢板在加工率为3％的拉伸处理之后的所述金相组织含有总量为80％以上的贝氏体铁素体和马氏体以及总量为0至9％的铁素体和珠光体。
13.根据权利要求11或12所述的超高强度薄钢板，其中所述钢板还包含以重量％计的0.003至0.5％的Cu和0.003至1.0％的Ni中的至少一种。
14.根据权利要求11至13中任一项所述的超高强度薄钢板，其中所述钢板还包含以重量％计的总量为0.003至1.0％的Ti、V、Zr和W中的至少一种。
15.根据权利要求11至14中任一项所述的超高强度薄钢板，其中所述钢板还包含以重量％计的1.0％以下的Mo和0.1％以下的Nb中的至少一种。
16.根据权利要求11至14中任一项所述的超高强度薄钢板，其中所述钢板还包含以重量％计的0.2％以下的Mo和0.1％以下的Nb中的至少一种。
17.根据权利要求11至16中任一项所述的超高强度薄钢板，其中所述钢板还包含以重量％计的0.0002至0.01％的B。
18.根据权利要求11至17中任一项所述的超高强度薄钢板，其中所述钢板还包含以重量％计的选自0.0005至0.005％的Ca、0.0005至0.01％的Mg以及0.0005至0.01％的REM中的至少一种。
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