CN101932745A - 高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

提供兼具拉伸强度为1400MPa以上的高强度和优良的成形性的超高强度钢板及其有利的制造方法。其组成为，以质量％计，含有C：0.12％以上且0.50％以下、Si：2.0％以下、Mn：1.0％以上且5.0％以下、P：0.1％以下、S：0.07％以下、Al：1.0％以下及N：0.008％以下，余量为Fe及不可避免的杂质；钢组织为，以面积率计，具有80％以上的自回火马氏体，并且满足铁素体小于5％、贝氏体为10％以下、残留奥氏体为5％以下，使所述自回火马氏体中的5nm以上且0.5μm以下的铁碳化物的平均析出个数在每1mm2中为5×104个以上。

Description

高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及汽车、电气等产业领域中使用的成形性优良的拉伸强度为1400MPa以上的高强度钢板及其制造方法。并且，本发明的高强度钢板包括在钢板的表面上实施了热镀锌或合金化热镀锌的钢板。
背景技术
近年来，从保护地球环境的观点出发，提高汽车的燃料效率已成为重要的课题。因此，正积极进行通过车体材料的高强度化来实现薄壁化，从而使车体本身轻量化的研究。但是，由于钢板的高强度化导致成形加工性降低，因此期望兼具高强度和优良的加工性的材料的开发。对于这种要求，目前已开发出铁素体-马氏体双相钢(DP钢)和利用了残留奥氏体的相变诱发塑性的TRIP钢等各种复合组织钢板。
而且，近年来，正在研究有效利用拉伸强度超过1400MPa的高强度钢板，并进行该钢板的开发。
例如，专利文献1中提出了一种成形性和钢板形状良好的拉伸强度超过1500MPa的超高强度冷轧钢板，其通过在预定的条件下退火后，在喷水中急冷至室温，然后进行过时效处理而得到；专利文献2中提出了一种加工性及冲击特性优良的拉伸强度超过1500MPa的超高强度冷轧钢板，其通过在预定的条件下退火后，在喷水中急冷至室温，然后进行过时效处理而得到。此外，专利文献3中提出了一种拉伸强度为980MPa以上的高强度薄钢板，其通过制成含有以体积率计为70％以上的马氏体的钢组织，并且限制预定大小以上的Fe-C系析出物的个数，防止了氢脆化。
专利文献1：日本专利第2528387号公报
专利文献2：日本特公平8-26401号公报
专利文献3：日本专利第2826058号公报
发明内容
但是，上述现有技术中存在以下所述的问题。
在专利文献1和2中，虽然考虑到延展性、弯曲性，但没有考虑拉伸凸缘性，而且，由于退火后需要在喷水中急冷至室温，因此存在只要不是在退火炉和过时效炉之间设有能够急冷钢板的特殊设备的生产线就不能制造的问题。此外，专利文献3中，仅表现出钢板的氢催化的改善，并对弯曲加工性进行了一些研究，而除此之外，却在没有充分考虑加工性的方面留有问题。
通常，为了实现钢板的高强度化，需要使硬质相相对于整个组织的比例增加。特别是在为了得到超过1400MPa的拉伸强度的情况下，需要大幅提高硬质相的比例，因此钢板的加工性受到硬质相的加工性的影响。即，对于硬质相的比例少的情况下，由于铁素体变形，因此即使在硬质相的加工性不充分的情况下仍确保了最低限度的加工性，但对于硬质相的比例多的情况下，由于不能期待铁素体的变形，因此硬质相的变形能本身直接影响钢板的成形性。因此，对于硬质相的加工性不充分的情况下，钢板的成形性显著变差。
因此，在冷轧钢板的情况下，例如如上所述，通过在具有水淬火功能的连续退火时设备中实施水淬火使马氏体生成，然后进行再加热将马氏体回火，由此提高硬质相的加工性。
但是，对于使生成这种马氏体生成后，不能通过再加热使马氏体回火的设备而言，虽然能够确保强度，但难以确保马氏体等硬质相的加工性。
此外，作为马氏体以外的硬质相，通过充分利用贝氏体、珠光体来确保硬质相的加工性，能够实现冷轧钢板的拉伸凸缘性的提高，但未必通过贝氏体、珠光体能够确保充分的加工性，而且，在以强度为代表的特性的稳定性方面存在问题。
特别是在充分利用了贝氏体的情况下，由于贝氏体生成的温度和保持的时间的变化，因此存在延展性、拉伸凸缘性较大变化的问题。
而且，为了确保延展性和拉伸凸缘性，还进行了制造马氏体和贝氏体的混合组织等的研究。
但是，为了使硬质相成为各种相的混合组织，并高精度地控制其比例，需要严密地控制热处理条件，因而在制造稳定性的方面存在问题。
本发明顺利地解决了上述问题，其目的在于，提供兼具拉伸强度为1400MPa以上的高强度和优良的成形性的超高强度钢板、及其有利的制造方法。
并且，成形性通过TS×T.EL及拉伸凸缘性的指标λ进行评价，本发明中，以TS×T.El≥14500MPa·％、λ≥15％作为目标特性。
为了解决上述问题，本发明人对马氏体的生成过程、特别是钢板的冷却条件给马氏体带来的影响进行了研究。
其结果得到如下见解，只要适当地控制冷轧后的热处理条件，就能在马氏体相变的同时使相变后的马氏体回火，并将通过上述处理生成的自回火马氏体控制为预定的比例，由此能够得到作为本发明目标的兼具优良的成形性和拉伸强度为1400MPa以上的高强度的高强度钢板。
本发明基于上述见解，进一步反复研究而完成，其主旨构成如下。
1.一种高强度钢板，其特征在于，组成为，以质量％计，含有C：0.12％以上且0.50％以下、Si：2.0％以下、Mn：1.0％以上且5.0％以下、P：0.1％以下、S：0.07％以下、Al：1.0％以下及N：0.008％以下，余量为Fe及不可避免的杂质；作为钢组织，以面积率计，具有80％以上的自回火马氏体，并且满足铁素体小于5％、贝氏体为10％以下、残留奥氏体为5％以下，所述自回火马氏体中的5nm以上且0.5μm以下的铁碳化物的平均析出个数在每1mm2中为5×104个以上，且拉伸强度为1400MPa以上。
2.如上述1所述的高强度钢板，其中，所述钢板以质量％计，还含有选自Cr：0.05％以上且5.0％以下、V：0.005％以上且1.0％以下及Mo：0.005％以上且0.5％以下中的1种或2种以上的元素。
3.如上述1或2所述的高强度钢板，其中，所述钢板以质量％计，还含有选自Ti：0.01％以上且0.1％以下、Nb：0.01％以上且0.1％以下、B：0.0003％以上且0.0050％以下、Ni：0.05％以上且2.0％以下及Cu：0.05％以上且2.0％以下中的1种或2种以上的元素。
4.如上述1～3中任一项所述的高强度钢板，其中，所述钢板以质量％计，还含有选自Ca：0.001％以上且0.005％以下及REM：0.001％以上且0.005％以下中的1中或2种元素。
5.如权利要求1～4中任一项所述的高强度钢板，其中，所述自回火马氏体中，0.1μm以上且0.5μm以下的铁碳化物的析出个数在每1mm2中为5×102个以下的自回火马氏体的比例，相对于所述自回火马氏体总量以面积率计为3％以上。
6.如上述1～5中任一项所述的高强度钢板，其中，在所述钢板的表面上设置热镀锌层。
7.如上述1～5中任一项所述的高强度钢板，其中，在所述钢板的表面上设置合金化热镀锌层。
8.一种高强度钢板的制造方法，其特征在于，将具有上述1～4中任一项所述的成分组成的钢坯热轧后，通过冷轧制成冷轧钢板，接着对所述冷轧钢板，在Ac3相变点以上且1000℃以下的第一温度范围内实施15秒以上且600秒以下的退火，然后以平均3℃/秒以上的速度从所述第一温度范围冷却至780℃，再以平均10℃/秒以上的速度在780℃至550℃的第二温度范围内进行冷却，然后，在Ms点低于300℃的情况下，以0.01℃/秒以上且10℃/秒以下的速度在至少Ms点至150℃的第三温度范围内进行冷却，在Ms点为300℃以上的情况下，以0.5℃/秒以上且10℃/秒以下的速度从Ms点冷却至300℃，并以0.01℃/秒以上且10℃/秒以下的速度从300℃冷却至150℃，在所述第三温度范围内进行自回火处理，所述自回火处理在使马氏体生成的同时对相变后的马氏体进行回火。
9.如上述8所述的高强度钢板的制造方法，其中，对于经过了所述第二温度范围的钢板，在Ms点低于300℃的情况下，以1.0℃/秒以上且10℃/秒以下的速度在至少Ms点至150℃的第三温度范围内进行冷却，在Ms点为300℃以上的情况下，以0.5℃/秒以上且10℃/秒以下的速度从Ms点冷却至300℃，并以1.0℃/秒以上且10℃/秒以下的速度从300℃冷却至150℃，在所述第三温度范围内进行自回火处理，所述自回火处理在使马氏体生成的同时对相变后的马氏体进行回火。
根据本发明，通过使钢板中含有适量的自回火马氏体，能够得到兼具拉伸强度为1400MPa以上的高的强度和优良的加工性的超高强度钢板，较好地有助于汽车车身的轻量化。
此外，本发明的高强度钢板的制造方法中，由于不需要淬火后的钢板的再加热，因此不需要特殊的制造设备，而且由于能够容易地应用在热镀锌或合金化热镀锌工序中，因此有助于减少工序及降低成本。
附图说明
图1是表示得到通常的回火马氏体的淬火/回火工序的模式图。
图2A是表示根据本发明得到自回火马氏体的自回火处理工序的模式图。
图2B是表示根据本发明得到自回火马氏体的自回火处理工序的模式图。
具体实施方式
下面，对本发明进行具体说明。
首先，对本发明中如上限定钢板的组织的理由进行说明。
自回火马氏体的面积率：80％以上
在本发明中，自回火马氏体不是指如以往那样通过淬火/回火处理而得到的所谓回火马氏体，而是指通过自回火处理使马氏体相变与其回火同时进行而得到的组织。该组织并不是如通常的淬火/回火处理那样，在由淬火引起的马氏体相变结束后通过升温、回火而生成的均匀回火后的组织，而是控制在Ms点以下的范围内的冷却过程，阶段性地进行马氏体相变及其回火，从而使回火情况不同的马氏体混合存在的组织。
该自回火马氏体是有助于钢板的高强度化的硬质相。因此，为了得到拉伸强度为1400MPa以上的高强度，需要使自回火马氏体的面积率达到80％以上。而且，自回火马氏体不仅是硬质相而且加工性优良，因此即使面积率为100％也能够确保所要求的加工性。
本发明中，钢板组织优选为由上述自回火马氏体构成的组织。而且，虽然存在由铁素体、贝氏体、残留奥氏体等其它的相形成的情况，但只要在以下所述的容许范围内，则即使形成这些相也没有问题。
铁素体的面积率：小于5％(其中包括0％)
铁素体是软质的组织，若铁素体向本发明的钢板的具有80％以上的自回火马氏体的钢组织中的混入量，以面积率计，达到5％以上，则根据铁素体的分布，有时难以确保拉伸强度为1400MPa以上、更优选为1470MPa。因此本发明中，使铁素体的面积率小于5％。
贝氏体的面积率：10％以下(其中包括0％)
贝氏体是有助于高强度化的硬质相，因此可以与自回火马氏体同时包含在钢组织内。但是，由于贝氏体生成温度范围不同、其特性发生较大变化，从而存在使材质的不均增加的倾向，因此需要使其为10％以下。优选为5％以下。
残留奥氏体面积率：5％以下(其中包括0％)
残留奥氏体在加工时相变成为硬质的马氏体，使拉伸凸缘性降低。因此，优选在钢组织中尽量减少，但能够容许多至5％。优选3％以下。
自回火马氏体中的铁碳化物：
尺寸：5nm以上且0.5μm以下，平均析出个数：在每1mm2中为5×104个以上
自回火马氏体是通过本发明的方法进行过热处理(自回火处理)的马氏体，但自回火处理不适当时加工性仍降低。自回火处理的程度能够通过自回火马氏体中的铁碳化物的生成情况(分布状态)来确认。该铁碳化物中，其尺寸为5nm以上且5μm以下的铁碳化物的平均析出个数在每1mm2中为5×104个以上时，能够判断为实施过所要求的自回火处理。没有将尺寸小于5nm的铁碳化物作为判断的对象，这是因为其对自回火马氏体的加工性没有影响。另一方面，尺寸超过0.5μm的铁碳化物虽然有时使自回火马氏体的强度降低，但对加工性的影响轻微，因此不作为判断的的对象。铁碳化物的个数低于每1mm2中5×104个的情况下，不能得到提高加工性、特别是拉伸凸缘性的效果，因此判断为自回火处理不充分。铁碳化物的优选的个数在每1mm2中为1×105个以上且1×106个以下的范围，更优选为4×105个以上且1×106个以下的范围。并且，这里所说的铁碳化物主要是Fe3C，但有时也可以包括其他ε碳化物。
为了确认碳化物的生成状况，对镜面抛光后的样品进行SEM(扫描性电子显微镜)或TEM(透射型电子显微镜)观察是有效的。碳化物的鉴定可以通过截面抛光的SEM-EDS(能量色散X射线分析)、EPMA(电子探针)、FE-AES(场发射俄歇电子能谱)等进行。
此外，本发明的钢板中，在上述的自回火马氏体中，可以对进一步限定了该自回火马氏体中析出的铁碳化物的尺寸及个数的自回火马氏体的量适当进行如下设定。
0.1μm以上且0.5μm以下的铁碳化物的析出个数在每1mm2中为5×102个以下的自回火马氏体：相对自回火马氏体总量以面积率计为3％以上
自回火马氏体中，提高0.1μm以上且0.5μm以下的铁碳化物的析出个数在每1mm2中为5×102个以下的自回火马氏体的比例，由此能够不使拉伸凸缘性变差而使延展性进一步提高。为了得到这种效果，优选使0.1μm以上且0.5μm以下的铁碳化物的析出个数在每1mm2中为5×102个以下的自回火马氏体的比例，以相对于自回火马氏体总量的面积率计优选为3％以上。并且，0.1μm以上且0.5μm以下的铁碳化物的析出个数在每1mm2中为5×102个以下的自回火马氏体若在钢板中大量存在则使加工性显著变差，因此这种自回火马氏体的比例，以相对于自回火马氏体总量的面积率计优选为40％以下。更优选为30％以下。
此外，在使0.1μm以上且0.5μm以下的铁碳化物的析出个数在每1mm2中为5×102个以下的自回火马氏体的比例，以相对于自回火马氏体总量的面积率计为3％以上的情况下，自回火马氏体中含有的铁碳化物中微细的铁碳化物增多，因此自回火马氏体总量的铁碳化物的平均析出个数增加。因此，优选自回火马氏体中的5nm以上且0.5μm以下的铁碳化物的平均析出个数在每1mm2中为1×105个以上且5×106个以下的范围。更优选为1×105个以上且5×106个以下的范围。
如上所述没有使拉伸凸缘性变差、而使延展性进一步提高的具体原因虽然尚不清楚，但认为有如下可能。在使0.1μm以上且0.5μm以下的比较大的铁碳化物的析出个数在每1mm2中为5×102个以下的自回火马氏体，以相对于自回火马氏体总量的面积率计存在3％以上的情况下，自回火马氏体组织成为混合有大量含有比较大的铁碳化物的部分、和比较大的铁碳化物少的部分的组织。比较大的铁碳化物少的部分由于大量含有微细的铁碳化物，因此成为硬质的自回火马氏体。另一方面，大量含有比较大的铁碳化物的部分成为软质的自回火马氏体。使该硬质的自回火马氏体，以被软质的自回火马氏体包围的状态而存在，由此能够抑制因自回火马氏体内的硬度差而产生的拉伸凸缘性的变差，并通过使硬质的马氏体分散并存在于软质的自回火马氏体中，来提高加工硬化能并提高延展性。
下面，对本发明的钢板而言，对将成分组成设定在上述范围的理由进行说明。并且，表示以下的成分组成的％表示质量％。
C：0.12％以上且0.50％以下
C是钢板的高强度化所不可缺少的元素，若C量小于0.12％则难以兼具钢板的强度和延展性、拉伸凸缘性等加工性。另一方面，若C量超过0.3％则焊接部及惹影响部的硬化变得显著、焊接性变差。因此，本发明中，使C量在0.12％以上且0.50％以下的范围内。优选在0.14％以上且0.23％以下的范围内。
Si：2.0％以下
Si是有效抑制铁碳化物的析出状态的元素，优选含有0.1％以上。但是若Si过量添加，则因发生红锈等而导致表面性状的变差、或镀层附着/粘合性的变差，因此，使Si量为2.0％以下。优选为1.6％以下。
Mn：1.0％以上且5.0％以下
Mn在钢的强化方面有效的元素。而且，是使奥氏体稳定的元素，是确保预定量的硬质相所必须的元素。因此，需要含有1.0％以上的Mn。另一方面，若Mn过量添加而超过5.0％，则引起铸造性的变差。因此，使Mn量为1.0％以上且5.0％以下。优选在1.5％以上且4.0％以下的范围内。
P：0.1％以下
P通过晶界偏析而引起脆化，使耐冲击性变差，但容许高至0.1％。此外，在实施合金化热镀锌的情况下，超过0.1％的P量使合金化速度大幅降低。因此，使P量为0.1％以下。优选为0.05％以下。
S：0.07％以下
S形成MnS等夹杂物，部件使耐冲击性变差，而且成为沿焊接部的金属流动的裂纹的原因，因此优选尽量减少，但从制造成本的观点出发容许高至0.07％。优选的S量为0.04％以下。
Al：1.0％以下
Al是有助于铁素体生成的元素，并且是有助于控制制造时的铁素体生成量的元素。但是，若含有过量的Al则使炼钢时的钢坯品质变差。因此，使Al量为1.0％以下。优选为0.5％以下。并且，在Al含量过少的情况下，由于脱氧变得困难，因此优选使Al量为0.01％以上。
N：0.008％以下
N是使钢的耐时效性大幅变差的元素，因而越少越好，若超过0.008％则耐时效性的变差变得显著。因此，使N量为0.008％以下。优选为0.006％以下。
此外，本发明的钢板中，除上述基本成分之外，可以根据需要适当含有以下所述的成分。
选自Cr：0.05％以上且5.0％以下、V：0.005％以上且1.0％以下及Mo：0.005％以上且0.5％以下中的1种或2种以上
由于Cr、V及Mo在从退火温度开始的冷却时具有抑制珠光体的生成的作用，因此可以根据需要而含有。其效果能够在Cr：0.05％以上、V：0.005％以上、Mo：0.005％以上时得到。另一方面，若过量添加Cr超过5.0％、过量添加V超过1.0％、或过量添加Mo超过0.5％，则导致由带状组织的发展而引起的加工性降低。因此，在含有这些元素的情况下，优选使Cr在0.005％以上且5.0％以下的范围内、使V在0.005％以上且1.0％以下的范围内、使Mo在0.005％以上且0.5％以下的范围内。
此外，对于Ti、Nb、B、Ni及Cu而言，可以含有从上述元素中选择的1种或2种以上，但其含量范围的限定理由如下。
Ti：0.01％以上且0.1％以下及Nb：0.01％以上且0.1％以下
Ti及Nb有助于钢的析出强化，其效果能够在各元素含量分别为0.01％以上时得到，另一方面，若含量超过0.1％则加工性及形状固定性降低。因此，优选使Ti及Nb的含量分别在0.01％以上且0.1％以下的范围内。
B：0.0003％以上且0.0050％以下
由于B具有抑制来自奥氏体晶界的铁素体的生成、生长的作用，因此可以根据需要而含有。其效果能够在B含量为0.0003％以上时得到，另一方面，若超过0.0050％则加工性降低。因此，在含有B的情况下，优选使其在0.0003％以上且0.0050％以下的范围内。并且，含有B时，优选在得到上述效果的基础上抑制BN的生成，因此优选复合含有Ti。
Ni：0.05％以上且2.0％以下及Cu：0.05％以上且2.0％以下
Ni及Cu在实施热镀锌时促进内部氧化，使镀层粘合性提高。而且，Ni及Cu是在钢的强化方面有效的元素。这些效果能够在各含量为0.05％以上时得到。另一方面，若含有上述元素超过2.0％，则使钢板的加工性降低。因此，因此优选使Ni及Cu的含量分别在0.05％以上且2.0％以下的范围内。
选自Ca：0.001％以上且0.005％以下及REM：0.001％以上且0.005％以下中的1种或2种
Ca及REM使硫化物的形状球状化，是在改善硫化物给拉伸凸缘性带来的不良影响的方面有效的元素。其效果能够在各含量为0.001％以上时得到。另一方面，若含有超过0.005％则导致夹杂物等的增加，引起表面及内部缺陷等。因此，在含有Ca、REM的情况下，优选使含量在0.001％以上且0.005％以下的范围内。
本发明的钢板中，上述以外的成分为Fe及不可避免的杂质。但是，只要是在不损害本发明的效果的范围内，则不拒绝含有上述以外的成分。
此外，可以在本发明的钢板的表面设置热镀锌层或合金化热镀锌层。
下面，对本发明的钢板的优选制造方法及制造条件的限定理由进行说明。
首先，制造调节为上述的优选成分组成的钢坯，然后进行热轧，接着实施冷轧从而制成冷轧钢板。在本发明的钢板的制造方法中，上述处理没有特殊限制，可以按照通常的方法进行。
这里，优选的制造条件如下。将钢坯加热至1100℃以上且1300℃以下，然后在870℃以上且950℃以下的温度下进行热精轧，即、使热轧终了温度为870℃以上且950℃以下，再在350℃以上且720℃以下的温度下对所得热轧钢板进行卷取。接着，将热轧钢板酸洗后，在40％以上且90％以下的轧制率下进行冷轧从而制成冷轧钢板。
并且，假设热轧钢板是经由通常的炼钢、铸造及热轧的各工序而制造，但热轧钢板也能够通过例如薄板坯连铸等、省略热轧工序的一部分或全部来进行制造。
在Ac3相变点以上且1000℃以下的第一温度范围，具体而言，在奥氏体单相范围内，对所得的冷轧钢板实施15秒以上且600秒以下的退火。在退火温度低于Ac3相变点的情况下，存在退火中产生铁素体，即使加快至铁素体成长范围的550℃为止的冷却速度也难以抑制器生长的情况。另一发面，在退火温度高于1000℃的情况下，奥氏体晶粒的生长显著，虽然自回火马氏体以外的铁素体或奥氏体、贝氏体的生长受到抑制，但存在使韧性变差的情况。而且，退火少于15秒，则存在冷轧钢板中的碳化物的熔解没有充分进行的情况。另一方面，超过600秒的退火导致伴随巨大的能源消耗的成本增加。因此，使退火温度及退火时间分别在Ac3相变点以上且1000℃以下、15秒以上且600秒以下的范围内。优选的退火温度及退火时间分别为[Ac3相变点+10]℃以上且950℃以下、30秒以上且400秒以下。
并且，Ac3相变点使用下式求出。
[Ac3相变点](℃)＝910-230×[C％]1/2+44.7×[Si％]-30×[Mn％]+700×[P％]+400×[Al％]-15.2×[Ni％]-11×[Cr％]-20×[Cu％]+31.5×[Mo％]+104×[V％]+400×[Ti％]
其中，[X％]为钢坯的成分元素C的质量％。
以3℃/秒以上的平均速度将退火后的冷轧钢板从第一温度范围冷却至780℃。从第一温度范围到780℃，即从第一温度范围的下限温度Ac3相变点到780℃的温度范围内，虽然铁素体析出速度虽然比在后述的780℃以下的温度范围慢，但由于使能够引起铁素体析出的温度范围，因此需要以3℃/秒以上的平均速度在从Ac3相变点到780℃内进行冷却。平均冷却速度小于3℃/秒时，铁素体生成/生长，有时不能得到预定的组织。平均冷却速度的上限虽然没有特殊规定，但由于为了得到200℃/秒以上的冷却速度需要特别的冷却设备，因此优选为200℃/秒以下。优选的平均冷却速度在5℃/秒以上且200℃/秒以下的范围内。
在从780℃到550℃的第二温度范围内，以平均10℃/秒以上的冷却速度对冷却至780℃的冷轧钢板进行冷却。780℃到550℃的温度范围是铁素体析出速度加快，且容易引起铁素体相变的温度范围。该温度范围内的平均冷却速度小于10℃/秒时，铁素体、珠光体等析出，有时不能得到目标组织。优选的平均冷却速度为15℃/秒以上。并且，Ac3相变点为780℃以下时，可以使从780℃以下的相变点温度到550℃的第二温度范围的平均冷却速度为10℃/秒以上。
将冷却至550℃的冷轧钢板提供至自回火处理工序。自回火处理是指，对于达到Ms点、即马氏体相变开始温度的钢板，在使马氏体发生相变的同时对相变后的马氏体进行回火处理，因此含有自回火马氏体作为钢组织，这是本发明的高强度钢板的最大的特征。
普通的马氏体能够通过在退火后通过水冷等进行淬火来得到。该马氏体为极硬的相，虽然有助于钢板的高强度化但加工性差。因此，为了将该马氏体制成加工性良好的回火马氏体，通常可以进行将淬火后的钢板再次加热并实施回火的处理。图1模式地示出了以上的工序。在这种通常的淬火/回火处理中，在通过淬火使马氏体相变结束后进行升温、回火处理，由此制成均匀回火的组织。
与此相对，自回火处理如图2A、图2B所示，不伴随淬火及再加热引起的回火，是生产率非常高的方法。含有能够通过该自回火处理得到的自回火马氏体的钢板，具有与实施了图1所示的淬火及再加热引起的回火的钢板同等或以上的强度和加工性。而且，在自回火处理中，通过在第三温度范围内进行连续冷却(包括阶段性的冷却/保持)，能够连续/阶段性地发生马氏体相变及其回火，从而能够得到回火情况不同的马氏体混合存在的组织。回火情况不同的马氏体，强度、加工性等特性不同，但通过利用自回火处理将回火情况不同的马氏体的量控制为最佳，能够满足钢板整体所要求的特性。而且，自回火处理不伴随使全部的马氏体相变结束这样的直至低温范围的急冷，因此钢板内的残留应力小，有利于得到板形优良的钢板。
下面示出具体的自回火处理。
如图2A所示，Ms点低于300℃时，在从至少Ms点到150℃的第三温度范围内，以0.01℃/秒以上且10℃/秒以下的平均速度进行冷却。若冷却速度小于0.01℃/秒，则自回火过度进行，自回火马氏体内部的碳化物的粗大化变得显著，从而存在不能确保强度的情况。另一方面，若平均冷却速度超过10℃/秒，则自回火没有充分地进行，马氏体的加工性变得不充分。优选的平均冷却速度为0.1℃/秒以上且8℃/秒以下的范围。
此外，对于Ms点位300℃以上的情况下，如图2B所示，以0.5℃/秒以上且10℃/秒以下的平均速度在从Ms点到300℃的温度范围内进行冷却，以0.01℃/秒以上且10℃/秒以下的平均速度在从300℃到150℃的温度范围内进行冷却。若从Ms点到300℃的温度范围的平均冷却速度小于0.5℃/秒，则自回火处理过度进行，自回火马氏体内部的碳化物的粗大化变得显著，从而存在难以确保强度的情况。另一方面，若平均冷却速度超过10℃/秒，则自回火处理没有充分地进行，不能确保马氏体的加工性。优选平均冷去速度在1℃/秒以上且8℃/秒以下的范围内。
此外，若从300℃到150℃的温度范围的平均冷却速度小于0.01℃/秒，则自回火过度进行，自回火马氏体内部的碳化物的粗大化变得显著，存在不能确保强度的情况。另一方面，若冷却速度超过10℃/秒，则自回火没有充分地进行，马氏体的加工性变得不充分。
此外，对于从第二温度范围下限的550℃到第三温度范围上限的Ms点的温度范围而言，冷轧钢板的冷却速度没有受到特殊限制，但优选进行控制使珠光体、贝氏体相变没有进行，优选以0.5℃/秒以上且200℃/秒以下的范围的速度进行冷却。
并且，上述Ms点如通常所进行的那样，通过冷却时的热膨胀测定或电阻测定来求出。而且上述的Ms点能够通过例如下式(1)来近似求出。M是根据经验而求得的近似值。
M(℃)＝540-361×{[C％]/(1-[α％]/100)}-6×[Si％]-40×[Mn％]+30×[Al％]-20×[Cr％]-35×[V％]-10×[Mo％]-17×[Ni％]-10×[Cu％]...(1)
其中，[X％]为钢坯的成分元素X的质量％，[α％]为多边形铁素体的面积率(％)。
并且，多边形铁素体的面积率，例如通过1000～3000倍的SEM照片的图像处理/分析来进行测定。
认为通过上式(1)近似求出Ms点的情况下，算出的M值与真正的Ms点之间有少许的差。特别是Ms点低于300℃时，由于自回火的进行速度慢，因此该差成为问题。因此，Ms点低于300℃时，对于以M值作为Ms点来使用的情况下，优选将第三温度范围的控制冷却的开始温度设为超过M值的温度的M值+50℃，以能够确保从至少Ms点到150℃的第三温度范围的冷却温度。另一方面，Ms点为300℃以上时，由于自回火的进行速度快，因此由M值与真正的Ms点的差引起的自回火迟延的问题小，相反若以上述冷却速度从高的温度范围开始冷却，则可能自回火过度进行。因此，基于由M值算出的Ms点，在上述条件下从Ms点冷却至300℃并从300℃冷却至150℃即可。而且，在稳定的到自回火马氏体的方面，优选使通过M值算出的Ms点位250℃以上。
并且，在上述条件下的退火/冷却后的钢板中观察到多边形铁素体。为了满足由上述M算出的Ms点与冷却条件的关系，在制造所要求的成分组成的冷轧钢板后，计算多边形铁素体的面积率，再与由钢板组成求出的合金元素的含量一起由上述式(1)求出M，并将其作为Ms点的值即可。由上述制造条件求出的Ms点以下的冷却条件偏离本发明的范围时，若要使制造条件在本发明的范围内，则只要适当调节冷却条件或成分组成的含量等即可。并且，本发明例中，如上所述，由于铁素体的残存量非常少，而且，对基于上述Ms点以下的温度范围的冷却条件的铁素体面积率的影响非常小，因此由冷却条件的调整引起的Ms点的变化小。
而且，在本发明的制造方法中，可以根据需要适当添加以下的构成。
而且，以10℃/秒以上的速度在第二温度范围内冷却后，在Ms点低于300℃的情况下，优选以1.0℃/秒以上且10℃/秒以下的速度在从至少Ms点到150的第三温度范围内进行冷却，在Ms点位300℃以上的情况下，以0.5℃/秒以上10℃/秒的速度从Ms点冷却至300℃、并且以1.0℃/秒以上且10℃/秒的速度从300℃冷却至150℃，在该第三温度范围内进行自回火处理，所述自回火处理在使马氏体生成的同时对相变后的马氏体进行回火，由此，能够使自回火马氏体中含有部分(以面积率计为3％以上)0.1μm以上且0.5μm以下的铁碳化物的析出在每1mm2中为5×102个以上的物质，并使延展性提高。
而且，可以对本发明的钢板实施热镀锌及合金化热镀锌。
热镀锌及合金化热镀锌的方法如下。首先，使钢板浸渍在镀浴中，然后通过气体擦拭等调整附着量。作为镀浴中的熔解Al量，在热镀锌的情况下使其在0.12％以上且0.22％以下的范围内，在合金化热镀锌的情况下使其在0.08％以上且0.18％以下的范围内。此外，在热镀锌的情况下，作为镀浴的温度，只要在450℃以上且500℃以下的范围内即可，在进一步实施合金化处理来进行合金化热镀锌的情况下，合金化时的温度优选在450℃以上且550℃以下的范围内。合金化的温度高于550℃时，碳化物从未相变奥氏体过量地析出，或在不同的情况下珠光体化，由此可能无法得到目标强度或延展性。而且，粉化性也变差。另一方面，合金化时的温度低于450℃时，没有进行合金化。
优选镀层附着量在每个表面上为20～150g/m2。镀层附着量小于20g/m2时，耐腐蚀性变差。另一方面，即使镀层附着量超过150g/m2对耐腐蚀性的效果饱和，只会导致成本上升。此外，优选合金化程度为镀层中的Fe含量为约7～约15质量％。若合金化程度为Fe小于7质量％，则产生合金化不平坦外观性变差，或生成所谓的ζ相滑动性变差。另一方面，若合金化程度为Fe超过15质量％则大量形成硬质且易碎的Γ相，镀层粘合性变差。
并且，在本发明中，第一温度范围的保持温度未必需要恒定，只要在规定的范围内则即使发生变化也不会损害本发明的主旨。此外，各温度范围的冷却速度也是一样。而且，只要满足热历史，则钢板可以通过任何设备来实施退火及自回火处理。而且，本发明的范围还包括在自回火处理后，为了形状矫正而对本发明的钢板进行表面光轧。
实施例
实施例1
以下，通过实施例进一步对本发明进行说明，但下述实施例并没有对本发明构成限定。而且，在本发明的主旨构成的范围内所进行的构成变化，包含在本发明的范围内。
将具有表1所示各种成分组成的钢坯加热至1250℃，然后在880℃下热精轧，并在600℃下将所得的热轧钢板卷取，接着将热轧钢板酸洗后，在65％的轧制率下冷轧，制成板厚为1.2mm的冷轧钢板。在表2所示的条件下对所得的冷轧钢板实施热处理。同表中的任一样品均没有进行淬火。
热镀锌是在镀浴温度为463℃、附着量(每单面)为50g/m2(双面镀敷)的条件下进行的。此外，合金化热镀锌是指，在镀层中的Fe量(铁含量)达到9质量％的条件下进一步进行的合金化处理。无论有无镀层，均对所得的钢板实施轧制率(延伸率)为0.3％的表面光轧。
Figure BPA00001188706200201
Figure BPA00001188706200211
通过以下的方法对如上得到的钢板进行评价。为了调查钢板的组织，从各钢板切下2个试样，一个直接研磨，另一个在实施了200℃下2小时的热处理后进行研磨。研磨面是与轧制方向平行的板厚方向截面。使用扫描型电子显微镜(SEM)在3000倍下对研磨面进行钢组织观察，由此测定各相的面积率，从而鉴定各结晶晶粒的相结构。进行10个视野的观察，面积率为10个视野的平均值。通过直接研磨的样品求出自回火马氏体和铁素体、贝氏体的面积率。使用实施了200℃下2小时的热处理的样品，求出回火马氏体和残留奥氏体的面积率。准备实施了200℃下2小时的热处理的试样，是为了在SEM观察时区分没有回火的马氏体和残留奥氏体。在SEM观察中，难以区分没有回火的马氏体和残留奥氏体。若马氏体回火则在马氏体中生成铁碳化物，由于该铁碳化物的存在因此能够进行与残留奥氏体的区分。200℃下2小时的热处理没有对马氏体之外的相产生影响，就是说没有使各相的面积率发生变化，因而可以使马氏体回火，其结果是能够通过生成的铁碳化物来进行与残留奥氏体的区分。并且，使用SEM观察直接研磨后的试样和进行了200℃下2小时的热处理的试样并进行比较，其结果确认马氏体之外的相没有发生变化。
接着，通过SEM对自回火马氏体中的铁碳化物的尺寸和个数进行观察。试样是上述的组织观察所使用的试样，但当然观察的是没有进行200℃下2小时的热处理的试样。根据铁碳化物的析出状态和尺寸，在10000～30000倍的范围内进行观察。铁碳化物的尺寸通过每个析出物的长径和短径的平均值来进行评价，计算其尺寸为5nm以上且0.5μm以下的铁碳化物的个数，求出在每1mm2的自回火马氏体中的个数。进行5～20个视野的观察，并由各样品的全部视野的个数的合计算出平均值来作为各样品的铁碳化物的个数(每1mm2的自回火马氏体的个数)。
强度如下进行测定：从相对钢板的轧制方向平行的方向切下JIS 5号试验片，根据JIS Z2241进行拉伸试验。测定拉伸强度(TS)、屈服强度(YS)及总延伸率(T.El)，算出用于评价强度和延伸率的平衡的拉伸强度与总延伸率的乘积(TS×T.El)。并且，在本发明中，将TS×T.El≥14500(MPa·％)的情况判定为良好。
拉伸凸缘性根据日本钢铁联盟标准JFST1001来进行评价。将所得的各钢板裁剪为100mm×100mm后，冲出间隔为板厚的12％、直径10mm的孔，然后在使用内径75mm的冲模以88.2kN的褶皱压制力进行抑制的状态下，将60°锥状凸模压入孔中，测定裂纹发生时的孔直径，并由(2)式求出最大扩孔率(％)，并使用该最大扩孔率的值评价拉伸凸缘性。
最大扩孔率λ(％)＝{(Df-D0)/D0}×100...(2)
其中，Df为裂纹发生时的孔径(mm)、D0为初始孔径(mm)。
将以上的评价结果示于表3。
Figure BPA00001188706200241
由同表可知，本发明的钢板的拉伸强度为1400MPa以上，而且TS×T.El≥14500(MPa·％)及表示拉伸凸缘性的λ的值为15％以上，因此能够确认兼具高的强度和良好的加工性。
另一方面，样品No.3的拉伸强度满足1400MPa以上，但延伸率及λ没有达到目标值因而加工性差。这是因为，结构组织的铁素体比例高，并且自回火马氏体中的碳化物少。此外，样品No.5满足拉伸强度为1400MPa以上、TS×T.El为14500MPa·％以上，但λ没有达到目标值因而加工性差。这是因为，第三温度范围内的冷却速度快，自回火没有充分进行，因此虽然来自拉伸时的铁素体-马氏体界面的裂纹产生受到抑制，但马氏体中的碳化物少，扩孔试验中穿孔时强加工的端面附近，马氏体的加工性不充分，因而马氏体内容易地产生裂纹。
根据以上内容能够确认，马氏体中的铁碳化物个数在每1mm2中为5×104个以上的、充分实施了自回火处理的、含有自回火马氏体的本发明的钢板兼具高强度化和加工性。
实施例2
将具有表1的钢种A、C及F所示成分组成的钢坯加热至1250℃，然后在600℃下将880℃下热精轧后的热轧钢板卷取，接着将热轧钢板酸洗后，在65％的轧制率下冷轧，制成板厚为1.2mm的冷轧钢板。在表4所示的条件下对所得的冷轧钢板实施热处理。
无论有无镀层，对所得的钢板进行轧制率(延伸率)为0.3％的表面光轧。
通过与实施例1同样的方法对如上得到的钢板进行评价。将结果示于表5。
样品No.24～27虽然都使用了适合钢，但热处理的冷却速度在本发明所规定的范围外，因此钢组织、铁碳化物的个数不在本发明的范围内，能够确认没有兼具高强度和加工性。
Figure BPA00001188706200271
Figure BPA00001188706200281
实施例3
将表1的钢种P、C及F所示成分组成的钢坯加热至1250℃，然后在600℃下将880℃下热精轧后的热轧钢板卷取，接着将热轧钢板酸洗后，在65％的轧制率下冷轧，制成板厚为1.2mm的冷轧钢板。在表6所示的条件下对所得的冷轧钢板实施热处理。无论有无镀层，对所得的钢板进行轧制率(延伸率)为0.3％的表面光轧。并且，表6中，No.28、30、32分别表示与表2所示的No.4、6、11相同的样品。
通过与实施例1同样的方法对如上得到的钢板进行评价。并且，自回火马氏体中，0.1μm以上且0.5μm以下的铁碳化物的析出个数在每1mm2中为5×102个以下的自回火马氏体的量通过以下的方法求出。
如上所述，在10000～30000倍的范围内对没有进行200℃下2小时的热处理的样品进行SEM观察，铁碳化物的尺寸通过每个析出物的长径和短径的平均值来进行评价，测定其尺寸为0.1μm以上且0.5μm以下的自回火马氏体的面积率。进行5～20个视野的观察。
将结果示于表7。
能够确认样品28是M低于300℃的适合钢，其经过第二温度范围后，以1.0℃/秒以上且10℃/秒以下的速度在从Ms点到150℃的第三温度范围内进行冷却，最适当地控制自回火马氏体内的铁碳化物的析出，由此不使拉伸凸缘性大幅降低而得到TS×T.EL≥18000MPa·％的优良的延展性。
而且能够确认样品No.30及32是M为300℃以上的适合钢，其经过第二温度范围后，以1.0℃/秒以上且10℃/秒以下的速度在从Ms点到150℃的第三温度范围内进行冷却，最适当地控制自回火马氏体内的铁碳化物的析出，由此不使拉伸凸缘性大幅降低而得到TS ×T.EL≥18000MPa·％的优良的延展性。
Figure BPA00001188706200301
Figure BPA00001188706200311

Claims (9)

1.一种高强度钢板，其特征在于，组成为，以质量％计，含有C：0.12％以上且0.50％以下、Si：2.0％以下、Mn：1.0％以上且5.0％以下、P：0.1％以下、S：0.07％以下、Al：1.0％以下及N：0.008％以下，余量为Fe及不可避免的杂质；作为钢组织，以面积率计，具有80％以上的自回火马氏体，并且满足铁素体小于5％、贝氏体为10％以下、残留奥氏体为5％以下，所述自回火马氏体中的5nm以上且0.5μm以下的铁碳化物的平均析出个数在每1mm2中为5×104个以上，且拉伸强度为1400MPa以上。
2.如权利要求1所述的高强度钢板，其中，所述钢板以质量％计，还含有选自Cr：0.05％以上且5.0％以下、V：0.005％以上且1.0％以下及Mo：0.005％以上且0.5％以下中的1种或2种以上的元素。
3.如权利要求1或2所述的高强度钢板，其中，所述钢板以质量％计，还含有选自Ti：0.01％以上且0.1％以下、Nb：0.01％以上且0.1％以下、B：0.0003％以上且0.0050％以下、Ni：0.05％以上且2.0％以下及Cu：0.05％以上且2.0％以下中的1种或2种以上的元素。
4.如权利要求1～3中任一项所述的高强度钢板，其中，所述钢板以质量％计，还含有选自Ca：0.001％以上且0.005％以下及REM：0.001％以上且0.005％以下中的1中或2种元素。
5.如权利要求1～4中任一项所述的高强度钢板，其中，所述自回火马氏体中，0.1μm以上且0.5μm以下的铁碳化物的析出个数在每1mm2中为5×102个以下的自回火马氏体的比例，相对于所述自回火马氏体总量以面积率计为3％以上。
6.如权利要求1～5中任一项所述的高强度钢板，其中，在所述钢板的表面上设置热镀锌层。
7.如权利要求1～5中任一项所述的高强度钢板，其中，在所述钢板的表面上设置合金化热镀锌层。
8.一种高强度钢板的制造方法，其特征在于，将具有权利要求1～4中任一项所述的成分组成的钢坯热轧后，通过冷轧制成冷轧钢板，接着对所述冷轧钢板，在Ac3相变点以上且1000℃以下的第一温度范围内实施15秒以上且600秒以下的退火，然后以平均3℃/秒以上的速度从所述第一温度范围冷却至780℃，再以平均10℃/秒以上的速度在780℃至550℃的第二温度范围内进行冷却，然后，在Ms点低于300℃的情况下，以0.01℃/秒以上且10℃/秒以下的速度在至少Ms点至150℃的第三温度范围内进行冷却，在Ms点为300℃以上的情况下，以0.5℃/秒以上且10℃/秒以下的速度从Ms点冷却至300℃，并以0.01℃/秒以上且10℃/秒以下的速度从300℃冷却至150℃，在所述第三温度范围内进行自回火处理，所述自回火处理在使马氏体生成的同时对相变后的马氏体进行回火。
9.如权利要求8所述的高强度钢板的制造方法，其中，对于经过了所述第二温度范围的钢板，在Ms点低于300℃的情况下，以1.0℃/秒以上且10℃/秒以下的速度在至少Ms点至150℃的第三温度范围内进行冷却，在Ms点为300℃以上的情况下，以0.5℃/秒以上且10℃/秒以下的速度从Ms点冷却至300℃，并以1.0℃/秒以上且10℃/秒以下的速度从300℃冷却至150℃，在所述第三温度范围内进行自回火处理，所述自回火处理在使马氏体生成的同时对相变后的马氏体进行回火。
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