CN101460647A - 高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种高强度钢板，其兼有优良的延伸率以及拉伸翻边性。本发明的高强度钢板，其以质量％计，含有C：0.05～0.3％、Si：0.01～3.0％、Mn：0.5～3.0％、Al：0.01～0.1％，余量由铁以及不可避免的杂质构成，具有以回火马氏体和退火贝氏体为主体的组织。所述回火马氏体的占空系数为50～95％，所述退火贝氏体的占空系数为5～30％，且所述回火马氏体的平均粒径以当量圆直径计为10μm以下。另外，拉伸强度为590MPa以上。另外，本发明的高强度钢板其为金属组织主体的马氏体相的占空系数为80％以上，该马氏体相的平均粒径以当量圆直径计为10μm以下，且该马氏体相中的粒径以当量圆直径计为10μm以上的马氏体相的占空系数为15％以下，而且，所述金属组织中的残留奥氏体相的占空系数为3％以下。另外，本发明的高强度钢板为以铁素体相和马氏体为主体的复合组织钢板，所述铁素体相的占空系数为5～30％，所述马氏体相的占空系数为50～95％。另外，所述铁素体相为退火马氏体。

Description

高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及高强度钢板及其制造方法，该高强度钢板寻求以汽车用钢板为代表的高挤压成形性，尤其兼有延伸率以及拉伸翻边性。
背景技术
通常，挤压成形使用的高强度钢板用于汽车、电机装置以及产业用设备等工业制品。高强度钢板为轻量化工业制品而被使用，因此不用说需要高强度，但也必须能够形成制品的各种各样的形状。为此，要求高强度钢板的挤压成形性必须优良。为了响应该要求，必须为提高挤压成形性所需要的延伸率以及拉伸翻边性优良的高强度钢板。
作为兼有这些各特性的钢，公知的有，例如专利文献1记载的所示，金属组织由铁素体相和马氏体相组成的复合组织钢(Dual phase钢：DP钢)。所述DP钢能够通过软质的铁素体来确保延性(延伸率)，同时通过硬质的马氏体确保强度，因此兼备强度和延伸率(尤其是均匀延伸率)。但是，存在以下缺点，由于软质的铁素体和硬质的马氏体共存，所以变形时在两相的界面发生变形(应力)集中，界面容易成为破坏的起点，难于确保拉伸翻边性(局部延伸率)。
另外，作为能够期望比DP钢的延性(尤其是均匀延伸率)更高的钢板，例如专利文献2记载的所示，公知的有活用TRIP(TransformationInduced Plasticity：变形诱起塑性)现象的TRIP钢。该TRIP钢为通过在变形中使残留奥氏体相变成马氏体(加工诱起相变)而提高了均匀延伸率的钢板。但是，由于在加工中TRIP钢的残留奥氏体相变后的马氏体极其硬，所以容易成为破坏的起点，钢板的拉伸翻边性恶化。
另一方面，为了提高高强度钢板的拉伸翻边性，公知的方法是，通过设金属组织为单相组织，使金属组织内的加工性均匀化，由此抑制加工变形的局部化，或降低多相金属组织的软质相和硬质相的强度差。公知的是由于马氏体单相组织钢板为均匀组织，所以作为同时具有强度和拉伸翻边性的钢板。但是，存在马氏体单相组织钢板延性差，延伸率不充分的问题。
专利文献3公示了一种高张力冷轧钢板，其通过使钢板的组成以及热处理条件合适化，形成马氏体单相组织，拉伸强度为880～1170MPa。即，专利文献3的高张力冷轧钢板为将规定组成范围的钢板加热到工业上通常能够达到的温度即850℃并保持使其奥氏体化后，成为马氏体单相组织的钢板。据该发明，所制造的马氏体单相组织的钢板其拉伸强度为880～1170MPa，且拉伸翻边性优良。但是，延伸率EL(％)不足8％，延性差。对专利文献3发明的高强度钢板来说，如果提高延性，就更能够使挤压成形性优良。
另外，专利文献4公示了一种高张力钢板的制造方法，该方法将由马氏体相等和残留奥氏体相组成的低温相变相的体积比率占全部金属组织中90％以上的钢板在铁素体相和奥氏体相的二相域进行加热·保持，由此，形成继承了低温相变相带的微细的铁素体相和奥氏体相的金属组织，且通过其后的冷却，最终形成铁素体和低温相变相细小分散成带状的金属组织。
但是，对利用专利文献4公开的制钢方法制造的钢板来说，由于制钢工序的冷却停止温度比较高，因此贝氏体大量析出，残留奥氏体也大量残存，所以延性优良，但拉伸翻边性不充分。专利文献4的制钢方法不能够制造延伸率以及拉伸翻边性均优良的钢板。
专利文献1：日本国公开专利公报：昭55—122820
专利文献2：日本国公开专利公报：昭60—43425
专利文献3：日本国专利公报：第3729108
专利文献4：日本国公开专利公报：2005—272954
发明内容
如上所述，由于DP钢板、TRIP钢板、以及马氏体单相组织钢板分别有长有短，所以谋求兼有高强度且优良的延伸率以及拉伸翻边性的钢板。本发明是为解决这些课题而开发的，其目的在于提供高强度钢板及其制造方法，该高强度钢板兼有优良的延伸率以及拉伸翻边性。
而且，本发明以提供高强度钢板及其制造方法为课题，该高强度钢板同时提高了拉伸强度780MPa以上的高强度钢板的延伸率以及拉伸翻边性。
本发明高强度钢板，其以质量％计含有C：0.05～0.3％、Si：3％以下(不含0％)、Mn：0.5～3.0％、Al：0.01～0.1％，余量由铁以及不可避免的杂质构成，其中，成为金属组织主体的马氏体相的占空系数为50％以上，拉伸强度为590MPa以上。
在此，本发明者们对确保高强度且改善延伸、以及特别对拉伸翻边性的组织进行了各种研究。其结果发现，将微细的带状组织即贝氏体在铁素体+奥氏体的二相温度域进行退火(以下，称作“二相域退火”)，作为初期组织，由此在基体中生成的微细退火贝氏体起抑制奥氏体成长的作用，通过其后的淬火、回火，从奥氏体生成微细的回火马氏体，且由这些微细组织形成组织整体，因此延伸率以及拉伸翻边性得到改善。据此，直到完成了本发明。
即，本发明的高强度钢板具有以回火马氏体和细微分散的退火贝氏体为主体的组织，所述回火马氏体的占空系数为50～95％，所述退火马氏体的占空系数为5～30％，且所述回火马氏体的平均粒径以当量圆直径计为10μm以下。所谓所述当量圆直径，是指假设回火马氏体的粒和面积相等的圆，为其圆的直径的意思，通过图像解析组织照片求出。另外，所谓占空系数是指体积％的意思，其通过蚀刻剂腐蚀组织观察试验片，进行光学显微镜观察(1000倍)，图像解析所观察出的组织照片来求出。另外，退火贝氏体为结晶结构的话，作为体心立方结构进行观察。
本发明的、延伸率以及拉伸翻边性优良的高强度钢板的制造方法为如下的方法：以全部金属组织中所占的贝氏体的占空系数为90％以上的钢板为原材钢板，在(Ac3点—100℃)以上、Ac3点以下的温度加热保持了0～2400秒时间(含0秒)后，以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却到马氏体的相变开始温度Ms点以下，进而进行在300～550℃的温度下加热保持60～1200秒时间，制造本发明的高强度钢板。所述原材钢板能够通过对所述化学成分的钢片进行热轧、或进一步进行冷轧而制造。
在此，Ac3点为在升温工序中从由奥氏体相和铁素体相组成的二相区域在高温下向稳定的奥氏体单相区域进行相变的温度。
另外，本发明的发明者们发明了抑制残留奥氏体相的体积比率为不影响拉伸翻边性的3％以下，且具有微细的马氏体占金属组织的大部分的金属组织的高强度钢板。
即，本发明的高强度钢板其为金属组织主体的马氏体相的占空系数为80％以上，该马氏体相的平均粒径以当量圆直径计为10μm以下，且该马氏体相中粒径以当量圆直径计为10μm以上的马氏体相的占空系数为15％以下，而且，所述金属组织中的残留奥氏体相的占空系数为3％以下。
在此，所谓占空系数是指构成钢材中的金属组织相对于各相的全部金属组织的体积比率，其通过蚀刻剂腐蚀马氏体，用光学显微镜以及SEM(1000倍)观察后进行图像解析，由此求出马氏体相以及铁素体相的占空系数。残留奥氏体相的占空系数通过饱和磁化法(参照热处理Vol.136(1996))进行了测定。另外，马氏体相的平均粒径为马氏体相的结晶粒径的平均值，本发明中，通过步间隔100nm的FE/SEM—EBSP进行的组织解析求出。
所述高强度钢板的金属组织其平均粒径10μm以下的微细的回火马氏体相的占空系数为80％以上，因此可确保780MPa以上的拉伸强度和优良的延性。另外，在残留奥氏体相的占空系数高的情况下，拉伸翻边性下降，在本发明中残留奥氏体相的占空系数被抑制在为3％以内，因此拉伸翻边性不下降。
另外，所述高强度钢板的所述马氏体相为回火马氏体相，作为该马氏体相以及所述残留奥氏体相以外的金属组织，含有退火马氏体相，优选该退火马氏体相的占空系数为3～20％。
据这样的特征，利用微细分散的退火马氏体相来抑制奥氏体相的结晶粒彼此的结合以及成长。其结果是，最终组织微细，确保高强度钢板的加工性。
另外，本发明的高强度钢板的制造方法为如下的制造方法：以全部金属组织中所占的马氏体相和/或残留奥氏体相的合计占空系数为90％以上的钢板为原材钢板，在(Ac3点—100℃)以上、Ac3点以下的温度加热保持了30～1200秒时间后，以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却到马氏体的相变开始温度Ms点以下，进而进行在300～500℃的温度下加热保持60～1200秒时间的热处理，由此制造本发明的高强度钢板。
另外，本发明的高强度钢板其为金属组织主体的组织为马氏体相和铁素体相，所述马氏体相的占空系数为50～95％(“体积％”的意思，对组织来说，以下相同)，所述铁素体相的占空系数为5～30％，而且，所述马氏体相的平均粒径以当量圆直径计为10μm以下。
优选所述铁素体相为退火马氏体。
另外，本发明的高强度钢板的制造方法为如下的制造方法：以全部金属组织中所占的马氏体相和/或贝氏体相的合计占空系数为90％以上、同时旧奥氏体粒径以当量圆直径计为20μm以下的钢板为原材钢板，在(Ac3点—100℃)以上的温度加热保持了1～2400秒时间后，以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却到马氏体的相变开始温度Ms点以下，进而进行在300～550℃的温度下加热保持60～1200秒时间的热处理，由此制造本发明的高强度钢板。
另外，本发明的高强度钢板除所述基本成分外，还可以将下述(a)～(e)所述的元素组的任一个、或选自多组的一种或二种以上的元素在各元素规定的范围内包含。
(a)选自Ti、Nb、V、Zr的元素合计为0.01～1质量％
(b)Ni及/或Cu合计为1质量％以下
(c)Cr：2质量％以下及/或Mo：1质量％以下
(d)B：0.0001～0.005质量％
(e)Ca及/或REM合计为0.003质量％以下
本发明是尤其以回火马氏体和微细分散的退火贝氏体为主体的组织，并规定各自的占空系数为规定量，同时规定回火马氏体的平均粒径为10μm以下。由此，能够提供一种高强度钢板，其具有590MPa以上的高强度且兼备优良的延伸率以及拉伸翻边性，进而具备优良的挤压成形性。
另外，根据本发明，能够通过比较简单的热处理提供抑制残留奥氏体相的占空系数为3％以下、微细的马氏体相占空系数为80％以上的高强度钢板。该高强度钢板其拉伸强度为780MPa以上，而且延伸率以及拉伸翻边性优选，故挤压成形性优良。
另外，根据本发明，特别以将铁素体相和马氏体作为主体的复合组织钢板为对象，作为钢板整体，确保高强度且特别对铁素体相和马氏体的占空系数以及其平均粒径进行适宜控制，由此能够实现兼有优良的延伸率以及拉伸翻边性的高强度钢板。
具体实施方式
(1)
以下，对用于实施本发明的最佳方式进行详细说明。
本发明的一实施方式的高强度钢板以在回火马氏体中微细分散了退火贝氏体的组织为主体，上述回火马氏体的占空系数为50～95％，上述退火贝氏体的占空系数为5～30％，上述回火马氏体的平均粒径以当量圆直径计为10μm以下，拉伸强度为590MPa以上。以下，对组织的限定理由进行说明。
上述退火贝氏体的占空系数不足5％时，抑制奥氏体成长的销柱效果弱，奥氏体粒成长，进而马氏体成为大粒，难于确保良好的延伸。另一方面，当超过30％时，拉伸翻边性下降。因此，设退火贝氏体的下限为5％，优选7％；设其上限为30％，优选25％。
另外，回火马氏体的占空系数不足50％时，强度下降，且拉伸翻边性下降，另一方面，当超过95％时，过硬，延伸下降。因此，设回火马氏体相的下限为50％，优选70％；设其上限为95％，优选85％。
另外，上述回火马氏体的平均粒径受微细分散的退火贝氏体的量左右，但当以当量圆直径计超过10μm时，延伸率以及拉伸翻边性下降。因此，设上限为10μm。
上述回火马氏体或退火贝氏体的共存组织构成本发明高强度钢板的组织主体。在此，所谓主体，指90％以上，优选95％以上的意思，即使含有其他的组织不足10％，对延伸尤其是拉伸翻边性的影响也小，故允许。作为其他的组织有铁素体、珠光体、残留奥氏体等。不用说，这些组织还是少的好。
接着，对为了得到本发明钢板的组织、强度而优选的化学成分(单位为质量％)进行说明。作为这样的化学成分，可表示含有C：0.05～0.3％、Si：0.01～3％、Mn：0.5～3.0％、Al：0.01～0.1％，余量由Fe以及不可避免的杂质构成的组织。以下，对成分限定理由进行说明。
[C：0.05～0.3％]
C是生成马氏体，且在提高钢板的强度方面重要的元素。不足0.05％时，这些效果过小，另一方面，从高强度化的观点来看，C量越多越好，但当超过0.3％时，大量生成残留奥氏体，导致拉伸翻边性下降。另外，焊接性也恶化。因此设C量的下限为0.05％，优选0.07％；设其上限为0.3％，优选0.25％。
[Si：0.01～3％]
Si是在熔炼钢时作为脱氧元素起作用，是不使钢的延性恶化而对提高强度有效的元素，另外，还具有抑制使拉伸翻边性恶化的粗大的碳化物析出的作用。不足0.01％时，这些作用过少，超过3％，即使添加，其效果也饱和。因此设Si量的下限为0.01％，优选0.1％；设其上限为3.0％，优选2.5％。
[Mn：0.5～3.0％]
Mn是在提高钢的淬火性、确保高强度方面有用的元素，不足0.5％时，这样的作用过少。另一方面，当超过3％时，降低延性，且对加工性造成不良影响。因此设Mn量的下限为0.5％，优选0.7％；设其上限为3％，优选2.5％。
[Al：0.01～0.1％]
Al是具有脱氧作用的元素，因此，需要添加0.01％以上。另一方面，即使添加超过0.1％，脱氧效果也饱和，且成为非金属系介在物源，而使物性或表面性状恶化。因此设Al量的下限为0.01％，优选0.03％；设其上限为0.1％，优选0.08％。
本发明钢板优选的化学成分除上述基本成分外，余量由Fe以及制造上不可避免地混入的杂质，例如P、S、N、O组成。不过，为了提高钢板的机械特性，可以将下述(a)～(e)记载的辅助元素组的任一种、或选自多组中元素的一种或两种以上，在各组的添加允许范围内添加。
(a)选自Ti、Nb、V、Zr的一种以上的元素合计量为0.01～1％
(b)选自Ni以及Cu的一种以上的元素合计量为1％以下
(c)Cr：2％以下、Mo：1％以下中的一种以上的元素
(d)B为0.0001～0.005％
(e)选自Ca以及REM的一种以上的元素合计量为0.003％以下
[Ti、Nb、V、Zr的一种以上：合计量为0.01～1％]
这些元素除与C及N形成碳化物、氮化物、碳氢化合物等析出物，有利于强度提高外，还具有在热轧时微细化结晶粒、提高延伸率以及拉伸翻边性的作用。合计添加量为0.01％时，这些作用过小。另一方面，当超过0.01％时，延伸率、拉伸翻边性反而下降。因此设这些元素的一种或两种以上的合计量的下限为0.01％，优选0.03％；设其上限为1.0％，优选0.7％。
[Ni、Cu的一种以上：合计量为1％以下]
这些元素为对持续高维持强度—延性平衡、实现高强度化有效的元素。为了有效发挥这样的效果，优选添加0.05％以上。另一方面，随着这些元素的含量增加，上述效果也增大，当这些元素的一种或两种以上的合计量超过1％时，这些效果饱和，还有可能在热轧时产生裂纹。因此，设合计量的上限为1.0％，优选0.7％。
[Cr：2％以下、Mo：1％以下的一种或两种]
这些元素为对使全部奥氏体相稳定化、在冷却过程中容易生成贝氏体有效的元素。含量越增加其效果越增大，但当过剩含有时，延性反而劣化。因此，设Cr为2.0％以下，更优选1.5％以下；设Mo为1.0％以下，更优选0.7％以下。
[B：0.0001～0.005％]
B是对提高淬火性、以微量提高钢板强度有效的元素。为了发挥这样的效果，优选含有0.0001％以上。但是，当B的含有过剩超过0.005％时，结晶粒界脆化，有可能在轧制时产生裂纹。因此设上限为0.005％。
[Ca、REM的一种以上：合计量为0.003％以下]
这些元素为控制钢中的硫化物的方式、对加工性的提高有效的元素。这些效果随其含量增加而增大，当过剩含有时，上述效果饱和，故设这些元素的一种或两种以上合计量的上限为0.003％。
接着，对本发明实施方式的高强度钢板的制造方法进行说明。首先，准备具有上述化学成分、贝氏体占全部组织的占空系数为90％以上的原材钢板。接着，在对该原材钢板以(Ac3点—100℃)以上、Ac3以下的温度保持了0sec以上、2400sec以下的时间后，实施以10℃/sec以上的平均冷却速度冷却到马氏体的相变开始温度Ms点以下的热处理。进而进行在300℃以上、550℃以下保持60sec以上、1200sec以下的时间的回火热处理。由此，得到以拉伸强度590MPa以上的上述回火马氏体和退火贝氏体为主体的微细组织的钢板。
上述原材钢板能够通过以下的工序进行制造。首先，熔炼上述化学成分的钢，使用该钢板坯，最终温度达到Ac3点以上，结束热轧，其后，以10℃/sec以上的平均冷却速度冷却到贝氏体相变温度(350～450℃左右)，在同温度下进行卷取。最终温度不足Ac3点或热轧后的冷却速度不足10℃/sec时，热轧钢板中容易生成铁素体相，原材钢板的贝氏体的占空系数低于90％。另外，作为原材钢板，可以是在热轧后实施酸洗处理、冷轧，作成冷轧钢板的原材钢板。另外，为了使含有在热轧前生成的上述元素的析出物进行再固溶，优选含有Ti、Nb、V、Zr的钢种在热轧时将钢片加热保持到高的温度。
上述原材钢板通过对不满足上述热轧条件、冷却条件的热轧钢板实施下述预备退火，也能够使贝氏体相对的占空系数达到90％以上。该预备退火为在使热轧钢板在Ac3点以上的温度域保持5秒左右以上后、以10℃/sec以上的平均冷却速度冷却到贝氏体相变温度的热处理。保持温度不足Ac3点时，钢板容易生成铁素体相，贝氏体的占空系数降低，另外，即使为保持Ac3点以上温度的情况，如果不足5秒左右的话，奥氏体化也不充分，因此贝氏体的占空系数仍然低于90％。在实施上述预备退火的情况下，在其后也实施冷轧成为冷轧钢板，也可以将其作为原材钢板使用。
在准备好上述原材钢板后，接着，在对上述原材钢板以(Ac3点—100)℃以上、Ac3点以下的温度保持了0sec以上(含0sec)、2400sec以下的时间后，实施以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却到马氏体的相变开始温度Ms点以下的二相域退火，再进行回火。通过该处理，得到本发明的高强度钢板的组织。以下，首先对二相域退火的条件进行说明。
设二相域退火的退火温度为(Ac3点—100)℃以上、Ac3点以下的理由如下所述。当设定退火温度在比奥氏体单相稳定的Ac3点高的温度域时，原材料钢材中成长奥氏体的结晶粒，且彼此结合粗大化，且得不到微细分散的退火贝氏体抑制奥氏体成长的效果(栓塞)。因此，不能得到微细的复合组织钢板，高强度钢板的拉伸翻边性下降。另一方面，当以低于(Ac3点—100)℃的温度进行退火时，不能充分进行奥氏体化，热处理后的马氏体的占空系数不足50％，钢板的拉伸翻边性下降。
另外，有关退火时间(加热保持时间)，只是升温到退火温度，就得到占空系数50％左右以上的奥氏体进而马氏体，所以还是优选1sec以上，更优选5秒以上的好。另一方面，当长时间保持需要时间以上时，奥氏体粒粗大化，得不到微细的马氏体，因此，可以设为2400sec以下，优选设为1200sec以下。
在加热保持后的平均冷却速度不足10℃/sec时或冷却停止温度高于马氏体相变开始温度Ms点时，生成残留奥氏体相、珠光体相、铁素体相，还析出渗碳体相，从奥氏体大多形成马氏体以外的组织，因此延伸率以及拉伸翻边性下降。
在上述二相域退火后，进行回火(再加热处理)，这是一种用于通过使硬质马氏体软化，且进行加工诱起相变，从而对生成马氏体的残留奥氏体进行分解，由此提高延伸率、拉伸翻边性的处理。回火条件为以300℃以上、550℃以下的温度保持1200sec以下的时间。对保持后的冷却速度没有特别限制。
在回火温度不足300℃时，马氏体的软质化不充分，钢板的延伸率以及拉伸翻边性下降。另一方面，当高于550℃时，析出粗大的渗碳体，钢板的拉伸翻边性下降。因此，在300℃以上、550℃以下的温度进行回火。
另外，回火的保持时间不足60sec℃时，马氏体的软质化不充分，另外，当长于1200sec时，马氏体过于软质化，难于确保强度，另外，由于渗碳体的析出，钢板的拉伸翻边性下降。因此回火时的保持时间，设其下限为60sec，优选90sec以上，更优选120sec；设其上限为1200sec，优选900sec以上，更优选600sec。
以下，例举实施例，更具体地说明本发明，但不会因为本发明的实施例而限定解释。
(实施例1)
熔炼具有下述表1表示的化学成分的钢板坯，将各钢板坯加热到1000～1100℃左右，在下述表2的条件下进行热轧、或进一步进行预备退火，制作成原材钢板。热轧后的平均冷却速度成为50℃/sec。从各原材钢板提取组织观察试验片，利用显微镜观察组织构成，且图像解析蚀刻剂腐蚀后的显微镜组织照片，由此测定出贝氏体的占空系数。表1表示利用公知的计算式根据成分算出的Ac3点、Ms点的值也作为参考。另外，与表2合并表示了组织观察结果。而且，对得到的各原材钢板在下述表3所示的条件下进行最终的退火(二相域退火)以及回火，制作成试料钢板。
[表1]
Figure A200780021032D00141
(注)余量是铁和不可避免的杂质.
[表2]
(注)α：铁素体 B：贝氏体 γ：奥氏体
[表3]
Figure A200780021032D00161
根据以下要领，测定出了各试料钢板的组织(退火贝氏体的占空系数、回火马氏体占空系数以及平均粒径)以及机械特性(拉伸强度TS、延伸率EL以及拉伸翻边性)。
从试料钢板上提取组织观察试验片，图像解析蚀刻剂腐蚀后的显微镜组织照片，求出了退火贝氏体、回火马氏体的占空系数。另外，回火马氏体的平均粒径通过FE/SEM—EBSP组织解析，测定各粒的面积，求出与各自的粒相当的圆的直径，然后取其平均求出来。
另外，有关机械性质中的拉伸强度以及延伸率，使用インストロン公司制的万能拉伸试验机，利用JIS5号拉伸试验片进行测定。有关拉伸翻边性，使用东京横机公司制的20吨孔扩试验机，依据铁钢联盟规格(JFST1001—1996)求出孔扩率(λ)，并据此进行了评价。合并表4表示这些测定结果。表4中，有关“评价”，拉伸强度(TS)为590MPa以上、延伸率(EL)为10％以上、空孔率(λ)为80以上，评价为优良的特性，3特性都优良的表示为○，3特性中2特性优良的表示为△，3特性中只1特性优良的表示为×。
[表4］
Figure A200780021032D00171
(注)B：贝氏体 M：马氏体
由表4可知，化学成分、原材钢板组织、最终退火条件以及回火条件都满足本发明的试料No.1、2、3、4、5、6、7、8、11、12、14、15、17～27的试料钢板(发明例)都具有拉伸强度590MPa以上的高强度、10％以上的延伸率，还有孔扩率80％以上的拉伸翻边性。即，可知为高强度且延伸率以及拉伸翻边性优良，从而具备优良的挤压成形性。
(2)
以下，对本发明其他的实施方式进行详细说明。
首先，对本实施方式的高强度钢板原材料的成分组成进行说明。构成本实施方式高强度钢板的成分组成的元素为C、Si、Mn、Al、Cr、Mo、Nb、Ti以及V，余量为Fe和不可避免的杂质。这些构成元素中的Cr、Mo、Nb、Ti以及V不是必需的成分元素，为使本发明的效果进一步提高而添加的元素。以下，对各自元素的作用进行说明。在以下的说明中，组成范围的比例表示质量％。
上述构成元素中的C其组成范围被限定在0.05～0.3％的范围。C为对生成回火马氏体相、提高钢板原材料的强度方面有效的元素。下限值即0.05％是为得到规定强度的最低限需要量。上限值的0.3％由于以下的理由而被限定。在添加C多于上限值的0.3％的情况下，回火马氏体相以及残留奥氏体相的C浓度增高，这些相的强度提高。这些相和C浓度低的铁素体相的强度之差加大。由于容易在具有这些强度差的多个相的界面引起破坏，所以拉伸翻边性下降。另外，当钢板中的C浓度提高时，焊接性明显下降。
Si的组成范围被限定在0～3％但不含0的范围。Si抑制使拉伸翻边性下降的比较粗大的碳化物的生成，另外，具有提高延性的作用。但是，提高该延性的作用在Si的添加量为3％时饱和。另外，Si具有推迟回火马氏体相的回火的软化的作用，因此在Si含量多的情况下，回火马氏体相回火不充分而一直保持高强度，与铁素体相的强度差加大，所以拉伸翻边性下降。因此Si的添加量的3％为上限。
Mn的组成范围被限定在0.5～3％的范围。Mn具有通过固溶强化提高钢板的拉伸强度，同时提高钢板的淬火性，促进马氏体相生成的效果。这样的Mn的作用被认为是Mn含量为0.5％以上的钢。优选Mn含量为1％以上。另一方面，在Mn含量超过3％的情况下，具有产生铸片裂纹等不良影响。优选Mn含量为2.5％以下。
Al的组成范围被限定在0.01～0.1％的范围。Al用于在制钢工序中的钢的脱氧。在钢的金属组织中不存在固溶了的Al的情况下，有可能钢的脱氧不完全。在钢中残存氧的情况下，残存的氧与Si或Mn进行结合，但这些Si或Mn的氧化生成物容易从溶钢中分离·浮上，因此钢的组成不均匀，加工性下降。另外，钢的金属组织中存在固溶了的Al超过0.1％的情况下，Al再次还原脱氧生成物，生成金属状Al。该金属状Al成为比较大的介在物，成为材质的缺陷或表面瑕疵。于是，设上限值为0.1％。
Cr及Mo对实施方式的高强度钢板来说不是必须的元素，但通过添加而起有效作用。Cr及Mo在钢板的金属组织中抑制使拉伸翻边性下降的碳化物的生成，具有促进马氏体相生成的作用，因此，根据需要添加。Cr及Mo的组成范围包含选自Cr及Mo的至少一种以上的元素，这些元素的合计组成比率为0.5％以下。为了有效发挥Cr及Mo的作用，推荐Cr及Mo的组成比率各自为0.05％以上(更优选0.1％以上)。其中，即使添加选自Cr及Mo的一种或两者的合计超过0.5％，由于上述作用已经饱和，所以也得不到与含量相称的作用。
Nb、Ti及V对实施方式的高强度钢板来说也不是必须的元素，，但通过添加而起有效作用。Nb、Ti及V在钢板的金属组织中形成碳氮化物，通过析出强度而具有提高钢的拉伸强度的作用以及使结晶粒微细化的作用。因此，这些元素根据需要进行添加。选自Nb、Ti及V的一种或两种以上的添加量合计不足0.01％时，上述Nb、Ti及V的作用无效。另一方面，当上述的添加量合计超过0.1％时，由于析出物增多，所以拉伸翻边性明显下降。因此，上述的添加量的合计的上限为0.1％。
本实施方式的高强度钢板也可以是代替Cr、Mo、Nb、Ti和V，含有Ni或Cu的1质量％以下的组成。另外，也可以为含有B为0.0001～0.0010质量％的组成。还可以是含有Ca及/或REM合计为0.003质量％以下的组成。
本实施方式高强度钢板的原材料的组成除以上的成分外，还由不可避免的杂质组成。作为不可避免的杂质，具有P及S，但如果P为0.05％以下(不含0％)且S为0.02％以下(不含0％)，则对本实施方式的高强度钢板的特性不产生不良影响。对钢板的加工性来说，P及S含量越少越好。特别是在S含量多的情况下，为钢中的介在物的MnS增加，使钢板的拉伸翻边性明显下降。
接着，对本实施方式的高强度钢板的金属组织进行说明。本实施方式的高强度钢板的金属组织含有占空系数80％以上的回火马氏体相和占空系数3％以下的残留奥氏体相，余量主要由铁素体相组成。
首先，对这些构成相中的回火马氏体相进行说明。在回火马氏体相的占空系数80％以上的情况下，利用在后述实施方式的高强度钢板的制造方法中采用的退火工序后微细残存于上述铁素体相的一部分的退火马氏体相，抑制奥氏体结晶粒彼此的结合及成长。在回火马氏体相的占空系数不足80％的情况下，回火马氏体相分裂成铁素体相，因此拉伸翻边性下降。另一方面，当回火马氏体相的占空系数为100％而实质上成为回火马氏体相单相组织时，延性下降，因此本发明中不包含100％占空系数的情况。
在本实施方式的高强度钢板的回火马氏体相中，平均粒径为10μm以下，粒径大于10μm的回火马氏体相的占空系数为15％以下。在平均粒径大于10μm的情况下或粒径大于10μm的回火马氏体相的占空系数超过15％的情况下，成为破坏起点的回火马氏体相的界面不均匀化，故不能得到充分的拉伸翻边性。
本实施方式的高强度钢板的金属组织中，其残留奥氏体相的占空系数为3％以下。残留奥氏体相在加工时发生变化成回火马氏体相的诱起相变。因此，残留奥氏体使拉伸翻边性下降。所以为了提高拉伸翻边性，必须将残留奥氏体相的占空系数抑制得低。优选残留奥氏体相的占空系数为2％以下，更优选为1％以下。
以上说明的实施方式的高强度钢板由于形成微细的回火马氏体相，残留奥氏体相的占空系数很低，因此具有不仅拉伸强度高，而且延伸率及拉伸翻边性都高的优良的特性。
接着，对本实施方式的高强度钢板的制造方法进行说明。
首先，对本实施方式的高强度钢板的原材料进行说明。本实施方式的高强度钢板通过对满足规定条件的钢板原材料进行由规定的退火工序及回火工序组成的热处理得到。
本实施方式的高强度钢板的钢板原材料除满足上述成分组成的条件外，还需要满足如下的金属组织的条件。本实施方式的高强度钢板的钢板原材料其马氏体相及残留奥氏体相的占空系数必须为90％以上。优选马氏体相及残留奥氏体相的占空系数为95％以上。在这些构成相的占空系数不足90％的情况下，在后述的退火工序中在铁素体相和奥氏体相的二相域加热时，生成粗大的奥氏体相，故不能够得到上述微细的回火马氏体相。因此，就不能够提高拉伸翻边性。
马氏体相以及残留奥氏体相的占空系数为90％以上的本实施方式的高强度钢板的钢板原材料通过如下进行制造。
对调整本实施方式的高强度钢板的钢板原材料(以下，称作“钢板原材料”)为满足上述高强度钢板原材料的成分组成的钢板坯在最终轧制温度Ac3点以上的温度下进行热轧。其后，在以10℃/秒以上的冷却速度将该热轧好的钢板冷却到奥氏体相开始向马氏体相相变的温度，即低于Ms温度(大约350℃以下)的冷却停止温度后，进行卷取，由此制造钢板原材料。在最终轧制温度Ac3点以下或热轧后的冷却速度10℃/秒以下时，在热轧后的冷却时容易生成铁素体相，热轧后的低温相变相的占空系数达不到90％以上。
另外，即使是从调整为满足钢板原材料的成分组成的钢板坯在不满足上述热轧以及冷却速度的条件下制造出来的钢板，通过如下的预备退火，也能够将其调整成低温相变相的占空系数为90％以上的钢板原材料。该预备退火为在将热轧钢板在Ac3点以上的温度域保持5秒后，以10℃/秒以上的冷却速度冷却到350℃以下的冷却停止温度的热处理。在Ac3点以下的温度域保持着上述钢板情况下，生成铁素体相，低温相变相的占空系数达不到90％以上。另外，在Ac3点以上的温度域保持上述钢板的情况下，要是保持时间不足5秒的话，则金属组织的奥氏体化也不充分，故低温相变相的占空系数达不到90％以上。只要满足该预备退火条件，对退火温度、保持时间、冷却速度的上限以及冷却停止温度的下限没有特别限定。
接着，对本实施方式的高强度钢板的热处理工序进行说明。本实施方式的高强度钢板通过对钢板原材料进行由规定的退火工序以及回火工序组成的热处理得到。该退火工序为在将上述钢板原材料在Ac3点以下、Ac3点—50℃以上的温度下加热保持了30～1200秒的时间后，以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却Ms点以下的热处理。经过该退火工序，形成上述占空系数80％以上的马氏体相。另外，以Ac3点以下、Ac3点—50℃以上的温度加热·保持钢板原材料时生成的奥氏体结晶粒的尺寸对实施方式的高强度钢板的回火马氏体相的结晶粒经没有影响。即，如本实施方式的高强度钢板所示，为了得到平均粒径10μm以下、粒径大于10μm的回火马氏体相的占空系数为15％以下的微细的回火马氏体相，必须在Ac3点以下、—50℃以上的温度原材料加热·保持钢板。形成有这样微细的回火马氏体相的金属组织的钢板具有高强度且高延性的特性。
当在该退火工序中，在比奥氏体单相稳定的Ac3点高的温度域保持钢板原材料时，奥氏体的结晶粒成长且相互结合而粗大化，因此，不能够形成具有如本实施方式高强度钢板的微细的回火马氏体相的金属组织。其结果是，高强度钢板的拉伸翻边性降低。另外，当以比Ac3点—50℃低的温度保持钢板原材料时，奥氏体化进行得不充分，热处理后的高强度钢板的回火马氏体相的占空系数比本实施方式的高强度钢板低。其结果是，高强度钢板的拉伸翻边性降低。因此，设上述保持温度为Ac3点以下、Ac3点—50℃以上。
在该退火工序中保持时间不足30秒的情况下，奥氏体相不能充分生成，因此在该退火工序后不能得到微细的马氏体相。在保持时间长于1200秒的情况下，生成的奥氏体结晶粒将粗大化，故不能得到上述微细的回火马氏体相。因此，保持时间必须在30～1200秒的范围，优选120～600秒的范围。
另外，在该退火工序中，冷却速度不足10℃/秒、或冷却停止温度高于从奥氏体相向回火马氏体相的相变开始的Ms点的情况下，容易发生贝氏体相、残留奥氏体相、珠光体相、铁素体相的生成或渗碳体相的析出，大多形成马氏体相以外的相，故不能提高马氏体相的占空系数。因此钢板的拉伸翻边性下降。冷却速度越快、冷却停止温度越低，越能够提高回火马氏体相的占空系数。
接着，说明回火工序。对经过了上述退火工序的上述钢板原材料在300～550℃的温度下保持60～1200秒。在经过了上述退火工序的上述钢板原材料的金属组织中形成有微细的马氏体相。通过对该马氏体相进行回火来软化上述钢板原材料，降低退火马氏体相和铁素体相的硬度差，由此能够得到与延性同时优良的拉伸翻边性。
该回火工序的保持温度不足300℃时，由于回火马氏体相的硬度过高，所以钢板的拉伸翻边性下降。另一方面，在保持温度高于550℃的情况下，因残留奥氏体相的分解生成的渗碳体相粗大化，所以钢板的拉伸翻边性下降。
另外，在该回火工序中的保持时间不足60秒的情况下，由于回火马氏体相的硬度过高，所以钢板的拉伸翻边性下降。另一方面，在保持时间长于1200秒的情况下，渗碳体相粗大化，所以钢板的拉伸翻边性下降。该回火工序中的保持时间为60～1200秒，优选90～900秒，更优选120～600秒。
经过了上述退火工序以及该回火工序的钢板原材料成为本实施方式的高强度钢板，除具有高拉伸强度以及高延性的特性外，还具有拉伸翻边性高的特性。因此，该高强度钢板，作为具备优良的挤压成形性的钢板用于以汽车为首的各种各样的工业制品上。
(实施例2)
以下，利用实施例，对本实施方式的高强度钢板及其制造方法的作用·效果进行说明。
首先，对在本实施例中试验了的试验钢板的制作方法进行说明。本实施例对具有表5所示的成分组成的钢记号A～Y表示的成分组成的钢板坯实施了试验。如表6及7所示，由这些A～Y成分组成的钢板坯制作成变化热轧条件、预备退火条件、退火工序以及回火工序的56种试验钢板，并测定了这些试验钢板的拉伸强度、延性、拉伸翻边性等特性。A～Y成分组成的钢板坯中的B、C、E、F、I、J、L、N～Y为相当于实施方式的实施例的成分组成的钢板坯。其他成分组成的钢板坯是与本实施方式的成分组成不相当的钢板坯，从表6及7可知，由这些钢板坯制作成的试验钢板为比较例。将这些A～Y各成分组成的钢板坯在850℃的最终温度下进行热轧，形成3mm厚的56种试验钢板(No.1～56)，并在表6所示的规定温度下进行了卷取。另外，对No.1～45的各试验钢板进行酸洗，除去表层，通过冷轧形成了1.2mm的厚度。其后，在表6所示的规定条件下，对除试验钢板2和11外的各试验钢板进行了预备退火。其后，对No.1～56各试验钢板进行表7所示的规定条件的退火工序及回火工序的热处理，分别形成了测定用的试验钢板。
[表5]
注)余量是Fe和不可避免的杂质
由表6可知，相当于实施例的钢板全部的低温相变相的占空系数为90％以上、符合钢板原材料条件的钢板。
[表6]
Figure A200780021032D00251
注)M：马氏体 α：铁素体 B：贝氏体残留 γ：残留奥氏体相
如表7所示，制作成的56种试验钢板中的33种为与符合实施方式的实施例相当的钢板，其他为比较例。
[表7]
Figure A200780021032D00261
对每个由这样的工序制造成的56种各试验钢板进行了拉伸强度试验以及延伸折边试验。
拉伸强度试验使用从各试验钢板提取的JIS5号试验片，依据JISZ2241进行了实施，以使各试验钢板的轧制方向的垂直方向成为试验时的拉伸方向。通过本试验测定了降伏强度YS、拉伸强度TS以及EL。
延伸折边试验依据钢铁联盟规格(JFST1001—1996)进行了实施，测定出了孔扩率λ。
表8及表9表示56种各试验钢板的特性测定结果。表8及表9中，AM表示退火马氏体相，TM表示回火马氏体相、残留γ表示残留奥氏体相。设残留奥氏体相的占空系数在检测界限以下时为0％。
本试验结果中，在拉伸强度为780MPa以上的情况下，实际上为充分的强度特性，满足本发明的拉伸强度条件。另外，延伸率(延性)以及拉伸翻边性分别为10％以上以及80％以上的情况认为是优良的特性。拉伸翻边性100％以上的情况判定为特别优良的特性。
另外，设满足拉伸强度：TS≥780MPa、延伸率：EL≥10％、孔扩率：λ≥80％全部条件的试验钢板为相当于本发明的高强度钢板的试验钢板。判定满足这些三个条件的全部且孔扩率特别优秀(λ≥100％)的试验钢板为◎；判定满足全部条件的试验钢板为○；判定满足三条件中的二个条件的试验钢板为△；判定三条件中只是满足一个条件以下的试验钢板为×。
[表8]
Figure A200780021032D00281
[表9]
以下，对表8试验钢板的特性测定结果进行说明。
试验钢板No.3、5、7、8、11、13、14、17、18、20、23、24、27、28、33、34、37、38、40～45都是由相当于本实施方式的高强度钢板的成分组成的钢板坯(表5的B、C、E、F、I、J、L、N～T)制作成的。另外，从表6及表7可知，这些试验钢板在退火工序前的金属组织的马氏体相及残留奥氏体相的占空系数、以及退火工序及回火工序相当于本实施方式的高强度钢板的条件。这些试验钢板全部满足本发明的拉伸强度、延伸率及拉伸翻边性的条件。
表9的各试验钢板(No.46～56)全部满足本发明的拉伸强度、延伸率及拉伸翻边性的条件。
相当于实施例的高强度钢板的试验钢板中的No.3、5、8、14、20其拉伸翻边性特别优良。这些试验钢板的残存奥氏体相的占空系数为0％，其回火马氏体相的平均粒径比较小，10μm以上的结晶粒尺寸的回火马氏体相的占空系数比较低。
对比较例的试验钢板不满足本发明高强度钢板条件的理由进行说明。
有关试验钢板No.1，由于由C量少的钢板坯制作成，所以拉伸强度低。
有关试验钢板No.2，由于退火工序前状态的金属组织中的马氏体相以及残留奥氏体相的占空系数低，所以回火马氏体相的结晶粒粗大化，强度以及拉伸翻边性低。
有关试验钢板No.4，由于预备退火温度低于Ac3点，所以退火工序前状态的金属组织中的低温相变相的占空系数降低，回火马氏体相的结晶粒粗大化，故延性以及拉伸翻边性低。
有关试验钢板No.6，由于预备退火的保持时间短，所以退火工序前状态的金属组织中的马氏体相以及残留奥氏体相的占空系数降低，回火马氏体相的结晶粒粗大化。其结果是，延伸率以及拉伸翻边性低。
有关试验钢板No.9，由于预备退火后的冷却延迟，所以退火工序前状态的金属组织中的马氏体相以及残留奥氏体相的占空系数降低，回火马氏体相粗大化。其结果是，延伸率以及拉伸翻边性低。
有关试验钢板No.10，由于预备退火后的冷却停止温度高，所以退火工序前状态的金属组织中的马氏体相以及残留奥氏体相的占空系数降低，回火马氏体相粗大化。其结果是，延伸率以及拉伸翻边性低。
有关试验钢板No.12，由于回火工序后的金属组织为相当于本实施方式的高强度钢板的金属组织，本试验钢板是由C含量多的钢板坯D制作成的钢板，所以不会使铁素体相的一部分即退火马氏体相和回火马氏体相的强度差减少一分。其结果是，延伸率以及拉伸翻边性降低。
有关试验钢板No.15，回火工序后的金属组织为相当于本实施方式的高强度钢板的金属组织，本试验钢板是由Si含量多的钢板坯G制作成的钢板。因此，回火马氏体相回火不充分，铁素体相的一部分即退火马氏体相和回火马氏体相的强度差不会充分减少。其结果是，拉伸翻边性降低。
由于试验钢板No.16由Mn量少的钢板坯H制作成，所以淬火性不充分，故在退火工序后大量残存残留奥氏体量。其结果是，延伸率以及拉伸翻边性降低。
由于试验钢板No.19由Mn量多的钢板坯K制作成，所以在回火工序后的金属组织中的马氏体相后大以及残存残留奥氏体相的占空系数及尺寸相对于实施方式规定高强度钢板的，发生了Mn的偏析。其结果是，延伸率以及拉伸翻边性降低。
试验钢板No.21由Al添加量多的钢板坯M制作成。因此，钢板表面的表面瑕疵增多。其结果是，延伸率以及拉伸翻边性降低。
由于试验钢板No.22在退火工序中加热到Ac3点以上，所以奥氏体相的结晶粒粗大化。其结果是，延性下降。
由于试验钢板No.25在退火工序中的加热·保持温度低于Ac3点—50℃，所以奥氏体相生成得不充分。其结果是，回火马氏体相的占空系数降低，拉伸翻边性降低。
由于试验钢板No.26在退火工序中的Ac3点—50℃以上的保持时间过短，所以奥氏体相生成得不充分。其结果是，马氏体相的占空系数降低，拉伸翻边性降低。
由于试验钢板No.29在退火工序中的Ac3点以下、Ac3点—50℃以上的保持时间过长，所以奥氏体相的结晶粒粗大化。其结果是，马氏体相的结晶粒径粗大化，延性降低。
由于试验钢板No.30在退火工序后的冷却过于延迟，所以生成回火马氏体相以外的相，回火马氏体相不能充分生成。其结果是，拉伸强度降低。
由于试验钢板No.31在退火工序后的冷却停止温度高于Ms点，所以奥氏体相生成得不充分。其结果是，回火马氏体相的占空系数降低，拉伸翻边性降低。
由于试验钢板No.32在回火工序中的加热·保持温度低于下限值，所以回火奥氏体相的转位密度不下降，变形不能充分平缓。其结果是，延伸率以及拉伸翻边性降低。
由于试验钢板No.35在回火工序中的回火工序的加热·保持温度高于下限值，所以析出渗碳体。其结果是，拉伸翻边性降低。
由于试验钢板No.36在回火工序中的加热·保持时间过短，所以残留奥氏体相的占空系数没有降低充分。另外，回火奥氏体相的转位密度不下降，变形不能充分平缓。其结果是，延伸率以及拉伸翻边性降低。
由于试验钢板No.39在回火工序中的加热·保持时间过长，所以析出渗碳体。其结果是，拉伸翻边性降低。
(3)
以下，详细说明本发明的又另外的其他实施方式。
本发明者们以利用铁素体相和马氏体相的复合组织钢板(DP钢板)为前提，从各种角度对用于不仅使该DP钢板的特征即强度和延伸率同时优良，而且使拉伸翻边性也优良的必要条件进行了研究。其结果是，本发明者们对作为原材钢板，具有微细的带状组织(马氏体及/或贝氏体)的钢板实施二相域(铁素体+奥氏体区域)的退火(以下，称作“二相域退火”)，由此，发现得到了非常微细的铁素体+奥氏体的复合组织。另外，本发明者们还发现这样组织的钢板其延伸率及拉伸翻边性良好。
具有上述这样微细的带状组织(马氏体及/或贝氏体)的钢板通过二相域退火生成的铁素体微细分散，利用该栓塞效果抑制二相域退火中的奥氏体的成长，因此淬火后的组织成为非常微细的铁素体+马氏体组织。另外，作为化学成分，在钢板中还含有Ti、Nb、V、Zr等结晶粒微细化元素，由此成为实现组织更微细化的组织。这样得到的复合组织钢板其延伸率以及拉伸翻边性进一步得到提高。
本发明的高强度钢板为以铁素体以及马氏体为主体的复合组织钢板，为了实现上述目的，也需要对这些相的分别相对于全部组织的占空系数进行适宜调整。即，本发明的高强度钢板的铁素体相以及马氏体的占空系数分别为5～30％、50～95％。
铁素体相的占空系数不足5％时，除不能确保良好的延伸率外，抑制奥氏体成长的栓塞效果也稀薄；当超过30％时，拉伸翻边性恶化。优选铁素体相的占空系数为7～25％。
马氏体的占空系数不足50％时，拉伸翻边性下降；当超过95％时，延伸率下降。优选马氏体相的占空系数为70～85％。
另外，所谓上述占空系数是指构成钢材中的金属组织的各相相对于全部组织的比率(体积％)的意思，能够通过蚀刻剂腐蚀钢材，用光学显微镜(1000倍)观察后进行图像解析，由此求出铁素体相以及马氏体相的占空系数。
本发明的高强度钢板优选上述铁素体相的平均粒径以当量圆直径计为3μm以下、且上述马氏体相平均粒径以当量圆直径计为6μm以下。当加大这些的大小时，延伸率以及拉伸翻边性下降。另外，这些相的所谓“平均粒径”，例如通过光学显微镜及FE/SEM—EBSP的组织观察求出20个的粒径，然后将其平均求出。
本发明的复合组织钢板其主要组织由铁素体相和马氏体相组成，这些相不必一定为100％，从为主体的宗旨来看，至少其合计占空系数为70％以上，优选80％以上，作为剩余组织(或相)，也允许含有贝氏体、珠光体、残留奥氏体等。但是，这些组织从不使拉伸翻边性下降的观点出发，优选尽可能地少。
本发明的钢板如上所述控制钢板，由此，成为表示良好的延伸率以及拉伸翻边性的钢板，考虑了强度(以拉伸强度TS计590MPa以上)等方面优选的成分组织，可以举出，除分别含有C：0.05～0.3％、Si：0.01～3％、Mn：0.5～3.0％、Al：0.01～0.1％之外，还含有合计0.01～0.1％的选自Ti、Nb、V以及Zr组成的组的至少一种元素，余量为铁以及不可避免的杂质。这些优选范围的限定理由，如下所示。
[C：0.05～0.3％]
C为生成马氏体、且在提高钢板强度方面重要的元素。为了发挥这样的效果，优选C的含量为0.05％以上。从高强度化的观点来说，优选C的含量越多越好，但当过多时，除大量生成使拉伸翻边性恶化的残留奥氏体外，还对焊接性产生不良影响，因此优选为0.3％以下。更优选C含量的下限为0.07％，更优选上限为0.25％。
[Si：0.01～3％]
Si除在熔炼钢时作为脱氧元素起有效作用外，还是不使钢的延性恶化、而提高强度的有效的元素，另外，还具有抑制使拉伸翻边性恶化的粗大的碳化物析出的作用。为了有效发挥这些效果，优选含有0.01％以上。但是，Si的添加效果大约在3％时饱和，因此优选设定上限为3.0％。更优选Si含量的下限为0.01％，更优选的上限为2.5％。
[Mn：0.5～3.0％]
Mn是在提高钢的淬火性、确保高强度方面有用的元素，为了发挥这些效果，优选含有0.5％以上。但是，当Mn含量过剩时，降低延性且对加工性产生不良影响，因此设上限为3.0％。更优选Mn含量为0.7～2.5％。
[Al：0.01～0.1％]
Al为具有脱氧作用的元素，因此，在进行Al脱氧时需要添加0.01％以上的Al。但是，当Al含量过多时，不仅上述效果饱和，而且，成为非金属系介在物源而使物性及表面性状恶化。因此设上限为0.1％。更优选的Al含量为0.03～0.08％。
[合计0.01～1％的选自由Ti、Nb、V以及Zr组成的组中的一种或二种以上]
这些元素除与C或N形成碳化物、氮化物、碳氢化合物等析出物，有利于强度提高外，还具有使热轧时的结晶粒微细化、提高延伸率以及拉伸翻边性的作用。这些效果通过合计(一种或二种以上)含有这些0.01％以上而得到有效发挥。更优选含量为0.03％以上。但是，当过多时，延伸率以及拉伸翻边性反而恶化。因此抑制在1％，优选抑制到0.7％以下。
本发明复合组织钢板的优选的基板成分如上所示，余量为铁以及不可避免的杂质。另外，作为不可避免的杂质，可以举出钢原料或在其制造工序中可混入的P、S、N、O等。
本发明的钢板根据需要含有(a)Ni及/或Cu合计：1％以下(不含0％)、(b)Cr：2％以下(不含0％)及/或Mo：1％以下(不含0％)、(c)B：0.0001～0.005％、(d)Ca及/或REM合计：0.003％以下(不含0％)等也有用，另外，根据所含有的成分的种类改善钢板的特性。含有这些元素时的范围设定理由如下所示。
[Ni及/或Cu合计1％以下(不含0％)]
这些元素为对持续高维持强度—延性平衡、实现高强度化有效的元素。这样的效果随其含量增加而增大，即使合计(一种或二种)超过1％含有，除上述效果饱和外，有可能在热轧时发生裂纹。另外，更优选这些含量的下限为0.05％，更优选的上限为0.7％。
[Cr：2％以下(不含0％)及/或Mo：1％以下(不含0％)]
Cr和Mo都为使奥氏体相稳定化，对容易在冷却过程中生成低温相变相有效的元素，其效果随着含量增加而增大，但当过剩含有时，延性劣化，因此，设Cr为2.0％以下(更优选1.5％以下)；设Mo为1.0％以下，(更优选0.7％以下。)
[B：0.0001～0.005％]
B是对提高淬火性、以微量提高钢板的强度有效的元素。为了发挥这样的效果，优选含有0.0001％以上。但是，当B的含有过剩超过0.005％时，结晶粒界脆化，有可能在轧制时产生裂纹。
[Ca及/或REM合计为0.003％以下(不含0％)]
Ca及REM(稀土类元素)为控制钢中的硫化物的方式、对加工性提高有效的元素。这些的效果随其含量增加而增大，但当过剩含有时，上述效果饱和，故理应设为0.003％以下。
接着，对制造具有上述这样组织的高强度钢板的方法进行说明。
为了制造上述这样的高强度钢板，使用马氏体及/或贝氏体(以下，有时将这两相称作“低温相变相”)合计的占空系数为90％以上、且旧奥氏体粒径以当量圆直径计为20μm以下的钢板，并需要实施规定的热处理。
本发明中使用的原材钢板为低温相变相的占空系数为90％以上的原材钢板。该低温相变相也可以只由马氏体或贝氏体构成。在低温相变相的占空系数不足90％的情况下，在后述的退火工序(最终退火工序)中，在铁素体相和奥氏体相的二相域加热(二相域退火)时，生成粗大的铁素体相以及奥氏体相，因此在最终组织中不能得到上述微细的铁素体相以及马氏体。其结果是，不能提高拉伸翻边性。
低温相变相的占空系数为90％以上的原材钢板能够通过如下的工序制造。首先，使用调整为满足如上述的化学成分组成的钢板坯，进行热轧成最终轧制温度成为Ac3点以上，其后，在以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却到比马氏体相变开始温度Ms点(奥氏体相开始相变为马氏体的温度)低的温度后进行卷取，由此得到马氏体的占空系数为90％的原材钢板。另外，在热轧后，以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却到贝氏体相变温度进行卷取，由此得到以贝氏体为主体的低温相变相的占空系数为90％以上的原材钢板。最终轧制温度在Ac3点以下或热轧后的冷却速度不足10℃/秒时，容易在热轧后的冷却时生成铁素体相，热轧后的低温相变相的占空系数达不到90％以上。
在上述热轧工序中，从组织微细化的观点出发，还是将规定的加热温度、以及以该加热温度保持的时间(保持时间)进行适宜调整的好。在本发明中，有效利用析出马氏体(Ti、Nb、V、Zr等)的柱塞效果，使奥氏体粒径微细化，因此需要将在热轧前工序生成的粗大马氏体的析出进行再固溶。因此，为了发挥马氏体(Ti、Nb、V、Zr等)的固溶效果，优选加热温度及其保持时间为1000℃以上、600秒以上。当加热温度及其保持时间1400℃以上、以及长于1000秒以上时，奥氏体粒径变粗大，故不理想。
在本发明中使用的原材钢板必须设旧奥氏体粒径为20μm以下，这是出于组织微细化的延伸率以及拉伸翻边性提高的观点。即对旧奥氏体粒径20μm以下的基础钢板实施最终退火工序以及回火工序，由此与粒径大于20μm的情况相比，最终组织变微细，延伸率以及拉伸翻边性明显提高。
另外，即使是从调整为满足如上述的化学成分的钢板坯在不满足如上述的热轧以及冷却速度的条件下制造成的钢板，通过进行如下的预备退火，也能够使低温相变相的占空系数达到90％以上(后述表14的实验No.5、6)。
这样的预备退火为在上述钢板Ac3点以上的温度域保持5秒以上后，以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却到Ms点以下或贝氏体相变温度域后进行保持的处理。上述钢板的保持温度不足Ac3点时，容易生成铁素体相，所以低温相变相的占空系数达不到90％以上。另外，即使为在Ac3点以上的温度域保持钢板的情况，在其保持时间不足5秒时，由于金属组织的奥氏体化不充分，所以占空系数也达不到90％以上。
如上所述，对组织或调整了旧奥氏体粒径的原材钢板实施如下的热处理(最终退火工序以及回火工序)，由此得到铁素体相以及适宜调整了马氏体的占空系数或粒径的高强度钢板。此时，在热轧工序和下述热处理工序之间，不仅实施预备退火工序，而且实施酸洗或冷轧工序等的情况也为本发明的范围内。此时热处理条件下的作用效果如下所示。
首先，对原材钢板实施在(Ac3点—100℃)以上、Ac3点以下的温度范围内加热保持了1～2400秒的时间后，以10℃/秒以上的冷却速度冷却到Ms点以下(冷却停止温度)的热处理。经过这样的退火工序，得到具有上述组织(铁素体的占空系数：5～30％、马氏体的占空系数：50～95％)的钢板。另外，最终得到的高强度钢板的铁素体相以及马氏体的平均结晶粒径由在(Ac3点—100℃)以上、Ac3点以下的温度范围内进行加热保持时生成的铁素体相以及奥氏体结晶粒的尺寸决定。即，为了得到铁素体相的平均粒径3μm以下、马氏体的平均粒径6μm以下的细微复合组织钢板，需要将原材钢板在(Ac3点—100℃)以上、Ac3点以下的温度范围内进行加热保持。
在该退火工序中，当在比奥氏体单相稳定的Ac3点高的温度域对原材钢板进行加热保持时，奥氏体的结晶粒成长且彼此结合而粗大化，且得不到细微铁素体的柱塞效果，所以不能够得到微细的复合组织钢板。其结果是，高强度钢板的拉伸翻边性下降。
所谓上述“柱塞效果”为如下所示的意思。基础钢板通过马氏体的微细化效果而具有以非常微细化了的带状低温相变相为主体的组织形态，当将这样的钢板加热到二相域的高温侧时，生成占空系数低且微细分散了的铁素体相。所谓本发明的“铁素体”是指马氏体或贝氏体在高温(二相域)退火时生成的退火马氏体或退火贝氏体。由于这样的马氏体相抑制奥氏体相的成长、结合，所以在其后的淬火、回火工序中得到的最终组织成为以非常微细的铁素体相和马氏体为主体的组织。另外，当对原材钢板在比(Ac3点—100℃)低的温度下进行加热保持时，奥氏体化进行得不充分，热处理后的马氏体的占空系数不足50％，所以钢板的拉伸翻边性下降。
在该退火工序中加热保持时间不足1秒的情况下，奥氏体相的生成不充分，因此在该退火工序后不能得到占空系数50％以上的马氏体。在加热保持时间长于2400秒的情况下，生成的奥氏体结晶粒粗大化，因此不能得到上述微细的复合组织。从这个观点来看，最终退火时的加热保持时间必须为1～2400秒的范围。优选5秒以上低于1200秒。
加热保持后的冷却速度不足10℃/秒的时候，如果冷却停止温度高于Ms点的话，则发生残留奥氏体相、珠光体的生成或铁素体相所需要以上的生成、以及渗碳体相的析出，大多形成马氏体以外的组织，因此马氏体的占空系数下降，或铁素体相的占空系数或平均结晶粒径过大，从而导致延伸率及拉伸翻边性的下降。此时的冷却速度越大、冷却停止温度越低，则马氏体的占空系数越容易提高，但由于对上述二相域退火的温度和时间进行了适宜控制，所以不会超过95％。
在实施如上述的退火工序后，需要进行在300～550℃的温度范围内保持60～1200秒的回火(再加热处理)。经过上述退火工序后的钢板在其金属组织中形成有微细的(铁素体相+马氏体)，但退火后的马氏体的质地非常硬，从而导致延伸率的下降。另外，由于马氏体的质地硬，所以与软质的铁素体的硬度差大，也导致拉伸翻边性的下降。为了得到优良的延伸率以及拉伸翻边性，需要将马氏体软化为低于退火后的硬度，实施回火工序。
该回火工序的保持温度不足300℃时，马氏体的软质化不充分，因此钢板的延伸率以及拉伸翻边性下降。另一方面，当保持温度高于550℃时，粗大的渗碳体相析出，钢板的拉伸翻边性下降。
另外，回火工序的保持时间不足60秒时，，马氏体的软质化不充分，因此钢板的延伸率以及拉伸翻边性下降。另一方面，当保持时间长于1200秒时，马氏体过大软质化，难于确保强度，或由于渗碳体的析出而使钢板的拉伸翻边性下降。优选该保持时间为90～900秒，更优选120～600秒。
通过对上述的原材钢板实施上述的退火(最终退火)以及回火，得到对铁素体相及马氏体的占空系数及粒径进行了适宜调整的钢板，从而具有拉伸强度590MPa的高强度，成为延伸率以及拉伸翻边性优良的钢板。这样的高强度钢板作为具备优良的挤压成形性的钢板，能够作为以汽车为首的各种各样的钢制品的原材料使用。
(实施例3)
举出实施例，更具体地说明本发明，当然，本发明不受下述实施例的限制。不用说，在能够符合前·后述的宗旨的范围内也可以实施适当变更，这些都包含在本发明的技术范围内。
准备下述表10、11所示的化学成分组成的钢板坯，将各钢板坯在下述表12、13所示的热轧条件、预备退火条件下制作成原材钢板。而且，表10、11也表示了对各钢种通过下述(1)式及(2)式求出来的Ac3点(Ac3相变点)以及马氏体相变开始温度Ms点。
Ac3(℃)＝910—203·√[C]—15.2·[Ni]+44.7·[Si]+104·[V]+31.5·[Mo]+13.1·[W]—330·[Mn]+11·[Cr]+20·[Cu]—720·[P]—400·[Al]—120·[As]—400·[Ti]     …(1)
Ms(℃)＝550—361·[C]—39·[Mn]—35·[V]—20·[Cr]—17·[Ni]—10·[Cu]—5·[Mo]—5·[W]+15·[Co]+30·[Al]…(2)
其中，[C]、[Ni]、[Si]、[V]、[Mo]、[W]、[Mn]、[Cr]、[Cu]、[P]、[Al]、[As]、[Ti]以及[Co]分别表示C、Ni、Si、V、Mo、W、Mn、Cr、Cu、P、Al、As、Ti以及Co的含量(质量％)。
[表10]
Figure A200780021032D00391
*余量，铁和P、S以外的不可避免的杂质.
[表11]
Figure A200780021032D00392
*余量，铁和P、S以外的不可避免的杂质.
[表12]
Figure A200780021032D00401
[表13]
对得到的各原材钢板进行下述表14、15表示条件的最终退火及再加热(回火)，做成试验钢板，并利用下述的方法，对各试验钢板的组织(铁素体α的占空系数、铁素体α的平均粒径、马氏体M的占空系数、马氏体M的平均粒径)以及机械特性(拉伸强度TS、延伸率EL、孔扩率λ)进行了测定。另外，下述表14、15也表示最终退火前的组织[相构成、低温相变相占空系数、旧奥氏体(γ)粒径]。
[试验钢板组织的测定方法]
有关铁素体α以及马氏体M的占空系数，通过图像解析蚀刻剂腐蚀后的组织照片来测定，铁素体α以及马氏体M的平均粒径通过FE/SEM—EBSP的组织解析来测定，换算成上述“当量圆直径”，并求出其平均值。
[试验钢板机械特性的测定方法]
(a)拉伸试验：使用インストロン公司制造的万能拉伸试验机，利用JIS5号拉伸试验片，求出拉伸强度(TS)和延伸率(全延伸率：EL)。
(b)孔扩试验：使用东京衡器公司制的20吨孔扩试验机，依据钢铁联盟规格(JST1001—1996)求出孔扩率(λ)，并评价了拉伸翻边性。
[表14]
Figure A200780021032D00411
*M：马氏体 α：铁素体 γ：奥氏体
[表15]
Figure A200780021032D00421
*M：马氏体 α：铁素体 γ：奥氏体
下述表16、17，表示各试验钢板的组织(铁素体α的占空系数、铁素体α的平均粒径、马氏体M的占空系数、马氏体M的平均粒径)以及机械特性(拉伸强度TS、延伸率EL、孔扩率λ)的测定结果。另外，有关机械特性的评价，将拉伸强度(TS)590MPa以上、延伸率(EL)10％以上、孔扩率(λ)80％以上的评价为优良特性，三个特性全部优良的记为○；三个特性中二个特性优良的记为△；三个特性中只一个特性优良的记为×，只以○作为合格。
[表16]
Figure A200780021032D00431
*M：马氏体 α：铁素体
[表17]
Figure A200780021032D00432
*M：马氏体 α：铁素体
根据这些结果，能够进行如下研究。首先，由于实验No.4、5、7、8、11、12、14、15、19～32的钢板全部满足本发明规定的要件，所以得到全都优良的特性。
与之相对，由于实验No.1～3、6、9、10、13、16～18、33～36的钢板其化学成分组成或制造条件的至少任一种的要件超出本发明规定的范围，故不能得到如下那样满足的几个特性。
由于实验No.1、2的钢板不含有Ti、Nb、V、Zr等，所以原材钢板(最终退火前的钢板)的旧γ粒径粗大化，故得不到所希望的延伸率及拉伸翻边性。
由于实验No.3的钢板的C含量不满足本发明规定的优选范围，所以拉伸强度TS降低。由于实验No.6的钢板C含量超过本发明规定的优选范围过多，所以强度高到需要以上，导致延性降低，延伸特性恶化。
由于实验No.3的钢板的Si含量超过本发明规定的优选范围过多，所以延性降低，延伸率以及拉伸翻边性恶化。
由于实验No.10的钢板的Mn含量不满足本发明规定的优选范围，所以铁素体的占空系数增加，拉伸强度以及拉伸翻边性恶化。
由于实验No.13的钢板的Mn含量超过本发明规定的优选范围过多，所以延性下降，延伸率以及拉伸翻边性恶化。
由于实验No.16的钢板的Al含量超过本发明规定的优选范围过多，钢材表面的瑕疵增多，伤材延性下降，拉伸翻边性恶化。
由于实验No.17、18的钢板的Ti、Nb、V、Zr等含量少，所以微细化不充分，从而得不到所希望的拉伸翻边性。
由于实验No.33、34的钢板的Ti、Nb、V、Zr等含量过多，所以即使在规定的热处理条件下也残存粗大的碳化物，从而使延伸率以及拉伸翻边性恶化。
由于实验No.35的最终退火时的加热温度与本发明规定的范围相比过低，所以最终组织的铁素体占空系数以及平均粒径、马氏体的占空系数以及平均粒径超出本发明规定的范围之外，所以得不到所希望的拉伸强度以及拉伸翻边性。
由于实验No.36的最终退火时的加热温度与本发明规定的范围相比过高，所以最终组织为马氏体的单相组织，其铁素体占空系数、马氏体的占空系数以及平均粒径超出本发明规定的范围之外，所以得不到所希望的延伸率以及拉伸翻边性。
另外，参照特定的实施方式，详细地说明了本发明，但对本领域技术人员来说，懂得只要不脱离本发明的宗旨和范围可以施加各种各样的变更或修正。本申请是基于2006年7月14日申请的日本专利申请(特愿2006—194056)、2007年5月31日申请的日本专利申请(特愿2007—144466)、2007年5月31日申请的日本专利申请(特愿2007—144705)、2007年5月31日申请的日本专利申请(特愿2007—145987)的申请，其内容在此作为参考被摘入
产业上的利用可能性
本发明的高强度钢板兼备优良的延伸率以及拉伸翻边性，进而具有优良的挤压成形性。因此本发明的高强度钢板通过挤压成形加工，能够应用到汽车等各种各样的工业制品、尤其是需要轻量化的工业制品上。

Claims (14)

1、一种高强度钢板，其特征在于，以质量％计含有C：0.05～0.3％、Si：3％以下但不含0％、Mn：0.5～3.0％、A1：0.01～0.1％，余量由铁以及不可避免的杂质构成，其中，成为金属组织主体的马氏体相的占空系数为50％以上，拉伸强度为590MPa以上。
2、如权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，成为所述金属组织主体的组织为回火马氏体即所述马氏体相和细微分散的退火贝氏体，所述回火马氏体的占空系数为50～95％，所述退火贝氏体的占空系数为5～30％，且所述回火马氏体的平均粒径以当量圆直径计为10μm以下。
3、如权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，成为所述金属组织主体的马氏体相的占空系数为80％以上，该马氏体相的平均粒径以当量圆直径计为10μm以下，且该马氏体相中粒径以当量圆直径计为10μm以上的马氏体相的占空系数为15％以下，而且，所述金属组织中的残留奥氏体相的占空系数为3％以下。
4、如权利要求3所述的高强度钢板，其特征在于，所述马氏体相为回火马氏体相，作为该马氏体相以及所述残留奥氏体相以外的金属组织包括退火马氏体相，该退火马氏体相的占空系数为3～20％。
5、如权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，成为所述金属组织主体的组织为所述马氏体相和铁素体相，所述马氏体相的占空系数为50～95％，所述铁素体相的占空系数为5～30％，且所述马氏体相的平均粒径以当量圆直径计为10μm以下。
6、如权利要求5所述的高强度钢板，其特征在于，所述铁素体相为退火马氏体。
7、如权利要求1～6中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，还含有合计为0.01～1质量％的选自Ti、Nb、V、Zr的元素。
8、如权利要求1～7中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，还含有合计1质量％以下的Ni和/或Cu。
9、如权利要求1～8中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，还含有Cr：2质量％以下和/或Mo：1质量％以下。
10、如权利要求1～9中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，还含有0.0001～0.005质量％的B。
11、如权利要求1～10中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，还含有合计为0.003质量％以下的Ca和/或REM。
12、一种高强度钢板的制造方法，是制造权利要求2所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，以贝氏体在全部金属组织中所占的占空系数为90％以上的钢板为原材钢板，在(Ac3点—100℃)以上、Ac3点以下的温度加热保持0～2400秒后，以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却到马氏体的相变开始温度Ms点以下，接着进行在300～550℃的温度加热保持60～1200秒的热处理。
13、一种高强度钢板的制造方法，是制造权利要求3或4所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，以马氏体相和/或残留奥氏体相在全部金属组织中所占的合计占空系数为90％以上的钢板为原材钢板，在(Ac3点—100℃)以上、Ac3点以下的温度加热保持30～1200秒时间后，以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却到马氏体的相变开始温度Ms点以下，接着进行在300～500℃的温度加热保持60～1200秒的热处理。
14、一种高强度钢板的制造方法，是制造权利要求5或6所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，以马氏体相和/或贝氏体相在全部金属组织中所占的合计占空系数为90％以上、并且旧奥氏体粒径以当量圆直径计为20μm以下的钢板为原材钢板，在(Ac3点—100℃)以上、Ac3点以下的温度加热保持1～2400秒后，以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却到马氏体的相变开始温度Ms点以下，接着进行在300～550℃的温度加热保持60～1200秒的热处理。
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