CN101932746B - 高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

提供可以兼具高的强度和优良的成形性的拉伸强度为900MPa以上的高强度钢板。其以质量％计，含有C：0.1％以上且0.3％以下、Si：2.0％以下、Mn：0.5％以上且3.0％以下、P：0.1％以下、S：0.07％以下、Al：1.0％以下及N：0.008％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成，作为钢组织，以面积率计，含有5％以上且80％以下的铁素体、15％以上的自回火马氏体，并且贝氏体为10％以下、残留奥氏体为5％以下、淬火状态下的马氏体为40％以下，所述自回火马氏体的平均硬度为HV≤700，并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900MPa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高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。 

例如，对DP钢而言，专利文献1中公开了表面性状和弯曲加工性优良的拉伸强度为588～882MPa的低屈服比高张力钢板及其制造方法，通过规定成分组成和热轧及退火条件来实现；专利文献2中公开了弯曲性优良的高张力冷轧钢板的制造方法，通过规定热轧、冷轧及退火条件对预定成分组成的钢进行处理来实现。此外，专利文献3中公开了冲击安全性和成形性优良的钢板及其制造方法，通过规定马氏体比例和其粒径及机械特性来实现；专利文献4中公开了拉伸凸缘性和耐冲突特性优良的高强度钢板、高强度热镀锌钢板及高强度合金化热镀锌钢板及其制造方法，通过规定成分组成和马氏体比例及其粒径来实现；专利文献5中公开了拉伸凸缘性、形状固定性和耐冲击特性优良的高强度钢板、高强度热镀锌钢板及高强度合金化热镀锌钢板及其制造方法，通过规定成分组成、铁素体粒径和其显微结构及马氏体比例来实现；专利文献6中公开了具有优良的机械特性的高强度钢板 及其制造方法，通过规定成分组成、马氏体量及制造方法来实现。而且，专利文献7和8中公开了拉伸凸缘性、弯曲性优良的高强度热镀锌钢板和高强度热镀锌钢板的制造方法和设备，通过规定成分组成和热镀锌生产线的制造条件来实现。 

作为具有硬质第二相中含有马氏体以外的组织的钢板，专利文献9中公开了疲劳特性优良的钢板，通过使硬质第二相为马氏体和/或贝氏体，并规定成分、粒径和硬度比等来实现；专利文献10中公开了拉伸凸缘性优良的钢板，通过主要使第二相为贝氏体或珠光体，并规定其硬度比来实现。专利文献11中公开了扩孔性优良的高强度高延展性热镀锌钢板及其制造方法，其中硬质第二相由贝氏体和马氏体构成；专利文献12中公开了疲劳特性优良的复合组织钢板，通过在硬质第二相中同时含有贝氏体和马氏体，并规定各构成相的比例、粒径和硬度及硬质相整体的平均自由程来实现；专利文献13公开了延展性及扩孔性优良的高张力钢板，通过规定成分组成和残留奥氏体量来实现；专利文献14中公开了加工性优良的高强度复合组织冷轧钢板，通过规定含有贝氏体和残留奥氏体和/或马氏体的钢板中的成分组成和各相的比例来实现。此外，专利文献15公开了加工性优良的高强度钢板及其制造方法，通过规定铁素体中的硬质第二相晶粒的分布状态、和其中由回火马氏体和贝氏体构成的晶粒的存在比例来实现。而且，作为贝氏体主体的组织，专利文献16公开了拉伸强度为1180MPa以上的耐延迟断裂性优良的超高张力冷轧钢板及其制造方法，通过规定成分组成和制造工序来实现；专利文献17公开了拉伸强度为980MPa以上的弯曲性优良的超高张力冷轧钢板及其制造方法，通过规定成分组成和制造方法来实现；专利文献18公开了拉伸强度为980MPa以上的超高强度薄壁钢板及其制造方法，通过将回火马氏体中的铁碳化物的个数限制在一定数量来防止氢脆化。 

但是，上述发明中存在下述问题。专利文献1～7、9～10及12～14是面向拉伸强度小于900MPa的钢板的发明，若进行进一步的高强度 化，则多数情况下不能确保加工性。此外，专利文献1中，在单相区进行退火，并将之后的冷却规定为以6～20℃/秒的速度冷却至400℃，但在热镀锌钢板的情况下，需要考虑镀层密合性，此外由于到400℃为止的冷却是冷却至镀浴温度以下，因此需要在镀敷前进行升温，因而不能通过镀浴前不具有升温设备的连续热镀锌生产线进行制造。而且，专利文献7及8中，由于需要在热镀锌生产线内的热处理中生成回火马氏体，因此在冷却至Ms点以下之后需要进行再加热的设备。专利文献11中，使硬质第二相的相组成为贝氏体及马氏体并规定了其比例，但在规定范围内特性的偏差大，并且为了抑制偏差而需要对操作条件进行精密控制。专利文献15中，为了在贝氏体相变前使马氏体生成而冷却至Ms点以下，因此需要进行再加热的设备，此外为了得到稳定的特性而必须对操作条件进行精密控制，因而设备/操作方面的成本高。专利文献16及17中，为了形成以贝氏体为主体的组织，而需要在退火后在贝氏体生成温度范围内进行保持，难以确保延展性，在热镀锌钢板的情况下需要再加热至镀浴温度以上。专利文献18中，仅提到了钢板的氢脆化的改善，并对弯曲加工性进行了一些研究，除此之外根本没有考虑到加工性。 

通常，为了实现钢板的高强度化，需要使硬质第二相相对于整个组织的比例增加，但在使硬质第二相的比例增加的情况下，钢板的加工性受到硬质第二相的加工性的严重影响。这是因为，在硬质第二相的比例少的情况下，由于作为母相的铁素体本身变形，因此在硬质第二相的加工性不充分的情况下确保了最低限度的加工性，但在硬质第二相的比例多的情况下，不只铁素体的变形，而且硬质第二相的变形能本身对钢板的成形性产生直接影响，在钢板的加工性不充分的情况下，成形性的变差变得显著。 

因此，例如，在冷轧钢板的情况下，通过使用具有水淬火功能的连续退火设备调节铁素体和硬质第二相的比例来进行水淬火，从而生成马氏体，然后进行升温/保持使马氏体回火，由此提高硬质第二相的 加工性。 

但是，在生成这种马氏体后，对于不能通过升温或高温保持来进行回火的设备而言，虽然能够确保强度，但难以确保马氏体等硬质第二相的加工性。 

为了确保由充分利用马氏体以外的硬质相而产生的拉伸凸缘性，以铁素体为母相，以含有碳化物的贝氏体或珠光体为硬质第二相，由此确保硬质第二相的加工性，实现确保拉伸凸缘性，但在这种情况下无法确保充分的延展性。 

此外，在充分利用贝氏体的情况下，由于贝氏体生成区域内的温度和保持时间的偏差，因此存在特性较大地变化的问题。此外，在使第二相为马氏体或残留奥氏体(包括含有残留奥氏体的贝氏体)的情况下，为了确保在确保延展性的同时确保拉伸凸缘性，例如，进行了使第二相组织为马氏体和贝氏体的混合组织等的研究。 

但是，为了使第二相为各种相的混合组织，并高精度地控制其比例，而需要对热处理条件进行精确地控制，因而多在制造稳定性等方面存在问题。 

专利文献1：日本专利第1853389号公告 

专利文献2：日本专利第3610883号公告 

专利文献3：日本特开平11-61327号公报 

专利文献4：日本特开2003-213369号公报 

专利文献5：日本特开2003-213370号公报 

专利文献6：日本特表2003-505604号公报 

专利文献7：日本特开平6-93340号公报 

专利文献8：日本特开平6-108152号公报 

专利文献9：日本特开平7-11383号公报 

专利文献10：日本特开平10-60593号公报 

专利文献11：日本特开2005-281854号公报 

专利文献12：日本专利第3231204号公报 

专利文献13：日本特开2001-207234号公报 

专利文献14：日本特开平7-207413号公报 

专利文献15：日本特开2005-264328号公报 

专利文献16：日本专利第2616350号公报 

专利文献17：日本专利第2621744号公报 

专利文献18：日本专利第2826058号公报 

发明内容

本发明顺利地解决了上述问题，其目的在于，提供使生成的强度、成形性等特性容易产生偏差的贝氏体降至最低限度，并且能够兼具高强度和优良的成形性的拉伸强度为900MPa以上的高强度钢板及其制造方法。 

并且，成形性通过TS×T.EL及拉伸凸缘性的指标λ值进行评价，在本发明中，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，相变后的马氏体就能在马氏体相变的同时回火，将由上述处理生成的自回火马氏体控制为预定的比例，并且适当地控制自回火马氏体内的铁碳化物的分布状态，由此能够得到兼具本发明目标的优良的成形性和拉伸强度为900MPa以上的高强度的高强度钢板。 

本发明基于上述见解，通过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，以质量％计，含有C：0.1％以上且0.3％以下、Si：2.0％以下、Mn：0.5％以上且3.0％以下、P：0.1％以下、S：0.07％以下、Al：1.0％以下及N：0.008％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成，作为钢组织，以面积率计，含有5％以上且80％以下的铁素体、15％以上的自回火马氏体，并且贝氏体为10％以下、残留奥氏体为5％以下、淬火状态下的马氏体为40％以下，所述自回火马氏体的平均硬度为HV≤700，且所述自回火马氏体中的5nm以上且0.5μm以下的铁基碳化物的平均析出个数在每1mm²中为5×10⁴个以上，拉伸强度为900MPa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种或2种元素。 

5.如上述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以下的铁基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于所述自回火马氏体总量的比例，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 表面上设置有热镀锌层。 

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700℃以上且950℃以下的第一温度范围内实施15秒以上且600秒以下的退火，然后设定从所述第一温度范围到420℃的第二温度范围内的冷却条件，使从所述第一温度范围到550℃的平均冷却速度为3℃/秒以上、从550℃到420℃的冷却所需要的时间为600秒以下，再以50℃/秒以下的速度在250℃以上且420℃以下的第三温度范围内进行冷却，并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相变发生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，以50℃/秒以下的冷却速度在所述250℃以上且420℃以下的第三温度范围内对钢板进行冷却时，以1.0℃/秒以上且50℃/秒以下的速度在至少(Ms点-50)℃以下的温度范围内进行冷却，并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相变发生的同时对相变后的马氏体进行回火。 

10.如上述8或9所述的高强度钢板的制造方法，其中，所述钢坯的马氏体相变开始点Ms与下述(1)式所表示的M近似，所述M在300℃以上， 

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(％)。 

根据本发明，使钢板中含有适量的自回火马氏体，并且适当地控制其自回火马氏体内的碳化物的分布状态，由此能够得到兼具高强度化与优良的加工性，且延展性优良的拉伸强度为900MPa以上的高强度钢板。因此，特别是较好地有助于汽车车体的轻量化。 

此外，由于本发明的高强度钢板的制造方法不需要将淬火后的钢板再加热，因此不需要特别的制造设备，而且能够容易地适用于热镀锌、或合金化热镀锌工序，因此有助于节省工序及降低成本。 

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2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

以下，对本发明进行具体说明。 

首先，在本发明中，对如上限定钢板的组织的理由进行说明。 

铁素体面积率：5％以上且80％以下 

为了兼具加工性和900MPa以上的拉伸强度，铁素体与下面所述的硬质相的比例变得重要，需要使铁素体面积率为5％以上且80％以下。铁素体的面积率小于5％时，不能确保延展性。另一方面，若铁素体面积率超过80％，则不能确保硬质相的面积率而强度变得不足。优选的铁素体面积率在10％以上且65％以下的范围内。 

自回火马氏体的面积率：15％以上 

本发明中，自回火马氏体不是指如以往那样通过淬火/回火处理得到的回火马氏体，而是指通过自回火处理使马氏体相变与其的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进行升温、回火而生成的均匀回火后的组织；而是控制Ms点以下的范围内的冷却过程，并阶段性地进行马氏体相变及其回火，使回火状况不同的马氏体混合的组织。 

该自回火马氏体是用于高强度化的硬质相。自回火马氏体的面积率小于15％时，不能确保强度和促进铁素体的加工硬化，因此需要使自回火马氏体的面积率为15％以上。优选为30％以上。 

本发明中，钢板组织优选为由上述范围的铁素体及自回火马氏体构成的组织。而且，除形成这些组织外，有时形成贝氏体、残留奥氏体、淬火状态下的马氏体等其它的相，但只要在以下所述的容许范围内，则即使形成上述相，也没有问题。以下，对这些相的容许范围进行说明。 

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，其生成温度范围不同则特性发生较大变化，且有时使材质的偏差增加，因此最好是使钢组织中尽量不含有贝氏体，但能够容许至10％。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，最好是在钢组织中尽量减少，但能够容许至5％。优选3％以下。 

淬火状态下的马氏体的面积率：40％以下(但是包括0％) 

淬火状态下的马氏体的加工性显著变差，因此最好在钢组织中尽量减少，但能够容许多至40％。优选为30％以下。并且，淬火状态下的马氏体能够通过如下方法与自回火马氏体进行区分：其无法通过利用扫描型电子显微镜(SEM)或透射型电子显微镜(TEM)的观察到碳化物。 

自回火马氏体的平均硬度：HV≤700 

自回火马氏体的平均硬度为700＜HV时，拉伸凸缘性显著变差，因此为HV≤700。优选为HV≤630。 

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，即使在自回火马氏体的平均硬度为HV≤700的情况下，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。进一步优选为1×10⁵个以上且5×10⁶个以下的范围 

如上所述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：0.1％以上且0.3％以下 

C是钢板的高强度化所不可缺少的元素，若C量小于0.1％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0.1％以上且0.3％以下的范围内。优选在0.12％以上且0.23％以下的范围内。 

Si：2.0％以下 

Si是有助于铁素体的固溶强化的元素，为了确保延展性和铁素体的硬度，优选含有0.1％以上的Si，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、或镀敷附着/粘合性的变差。因此，使Si量为2.0％以下。优选为1.6％以下。 

Mn：0.5％以上且3.0％以下 

Mn是有助于钢的强化的元素。而且，是使奥氏体稳定的元素，是确保硬质相的面积率所必须的元素。因此，需要添加0.5％以上的Mn。另一方面，若Mn过量添加而超过3.0％，则引起铸造性的变差。因此，使Mn量为0.5％以上且3.0％以下。优选在1.5％以上且2.5％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，从而成为耐冲击性变差或沿焊接部的金属流动产生裂纹的原因，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是使钢的耐时效性最大幅度地变差的元素，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，因此可以根据需要进行添加。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％，则导致因硬质相的面积率变得过大而引起的不必要的强度上升。因此，在含有这些元素的情况下，优选使Cr在0.05％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B含量在0.0003％以上且0.0050％以下的范围内。并且，含有B时，优选为了得到上述效果而抑制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在实施热镀锌的情况下促进内部氧化，使镀敷粘合性提高。其效果能够在各含量为0.05％以上时得到。另一方面，若含有超过2.0％，则使钢板的加工性降低。而且，Ni及Cu是有助于钢的强化的元素。因此，对于Ni及Cu的含量而言，优选使含量分别在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，是用于改善硫化物给拉伸凸缘性带来的不良影响的有效的元素。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，如下所述，本发明钢板的成分组成满足其与多边形铁素体的面积率间的关系式M≥300℃，在稳定生产的方面优选，即在抑制由制造条件的变化引起的特性变化方面优选。 

此外，在本发明中，可以使钢板的表面具有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，但热轧钢板也可以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700℃以上且950℃以下的第一温度范围，具体而言，在奥氏体单相范围、或奥氏体相和铁素体相的双相范围内，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700℃的情况下、或退火时间小于15秒的情况下，存在钢板中的碳化物没有充分溶解、或铁素体的再结晶没有结束而没有得到目标延展性和拉伸凸缘性的情况。另一方面，在退火温度高于950℃的情况下，奥氏体晶粒的生长显著，引起通过之后的冷却所产生的组成相的粗大化，存在使延展性、拉伸凸缘性变差的情况。而且，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700℃以上且950℃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760℃以上且920℃以下、30秒以上且400秒以下。 

在从第一温度范围到420℃的第二温度范围内，以3℃/秒以上的速度将退火后的冷轧钢板从第一温度范围冷却至550℃，使从550℃到420℃的冷却所需要的时间为600秒以下。然后，以50℃/秒以下的速度在250℃以上且420℃以下的第三温度范围内进行冷却。 

为了抑制目标铁素体和自回火马氏体相以外的相的析出，从第一温度范围到420℃的第二温度范围的冷却条件是重要的。其中，从第一温度范围到550℃的温度范围是容易引起珠光体相变的温度范围。对于从第一温度范围，即从第一温度范围的下限温度700℃到550℃的平均冷却速度小于3℃/秒的情况下，珠光体等析出，有时不能得到目标组织，因此需要3℃/秒以上的冷却速度。优选为5℃/秒以上。另一方面，虽然没有特殊规定冷却速度的上限，但为了得到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。 

从550℃到420℃的温度范围是通过长时间保持引起贝氏体相变的温度范围。从520℃到420℃的冷却所需要的时间超过600秒时，发生 贝氏体相变，存在不能得到目标组织的情况。因此，使从550℃到420℃的冷却所需要的时间为600秒以下。并且，更优选的时间为400秒以下。 

在该第二温度范围内处理后，进入第三温度范围。而且，本发明的最大的特征在于，在该第三温度范围内进行自回火处理，得到适当控制了其内部的碳化物的析出状况的自回火马氏体，其中，上述自回火处理在使马氏体相变发生的同时对相变后的马氏体进行回火。 

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。该马氏体为硬质相，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模式地是出了以上的工序。在这种通常的淬火/回火处理中，通过淬火使马氏体相变结束后，升温、进行回火处理，由此制成均匀回火后的组织。 

与此相对，自回火处理是如图2所示的，以一定范围的速度在第三温度范围进行冷却的处理，其没有伴随由淬火及再加热产生的回火，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，具有等于或高于下述钢板的强度和加工性，其中，上述钢板是实施了由图1中示出的淬火/再加热所产生回火的钢板。而且，自回火处理能够在第三温度范围内，通过进行连续冷却(包括阶段冷却/保持)，来连续/阶段地进行马氏体相变及其回火，从而能够得到混合了回火状态不同的马氏体的组织。回火状态不同的马氏体的强度、加工性等特性不同，但能够通过自回火处理来适当地控制回火状态不同的马氏体的量，从而得到钢板整体所要求的特性。而且，自回火处理没有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。 

在本发明中，第三温度范围为250℃以上且420℃以下。在高于 420℃的温度范围内，如上所述容易发生贝氏体相变，另一方面，在低于250℃的温度范围内，由于自回火需要长时间，因此在连续退火生产线或连续热镀锌生产线的处理中自回火的进行变得不充分。在该第三温度范围内，为了在使马氏体相变发生的同时使相变后的马氏体回火，从而制成自回火马氏体，需要使第三温度范围内的钢板的冷却速度为50℃/秒以下。冷却速度超过50℃/秒时，存在自回火的进行变得不充分、无法确保马氏体的加工性的情况。另一方面，在冷却速度小于0.1℃/秒的情况下，由于发生贝氏体相变、或自回火过度进行，因此存在不能确保强度的情况，因而优选使冷却速度为0.1℃/秒以上。 

此外，在本发明的钢板的制造方法中，可以根据需要适当添加以下的组成。 

以50℃/秒以下的冷却速度在250℃以上且420℃以下的第三温度范围内对钢板进行冷却时，优选以1.0℃/秒以上且50℃/秒以下的范围的冷却速度在至少(Ms点-50)℃以下的温度范围进行冷却。这是因为，在第三温度范围内，进一步适当地控制自回火马氏体中的碳化物的析出情况，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个以上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。在冷却速度超过50℃/秒的情况下，自回火的进行变得不充分，不能得到所要求的自回火马氏体，可能无法确保马氏体的加工性。另一方面，在冷却速度小于1.0℃/秒的情况下，不能使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个以上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，不能得到所要求的延展性或强度，因此使冷却速度为1.0℃/秒以上。并且，这里Ms点可以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计算。此外，也可以使用通过下述的Ms点的近似式(1)求得的M。 

而且，本发明的钢板的制造方法中，在下述(1)式所表示的M为 300℃以上的情况下能够稳定地实施自回火处理。 

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(％)。 

上述式(1)所表示的M是能够根据经验求得的马氏体相变开始的Ms点的近似式，并认为该M与来自马氏体的铁基氧化物的析出行为有较大联系。因此，M能够作为能够稳定地得到自回火马氏体的指标来使用，其中，上述自回火马氏体在每1mm²中含有5×10⁴个以上的5nm以上且0.5μm以下的铁碳化物。即使M低于300℃，也能够得到自回火马氏体，但由于进行马氏体相变与自回火的温度降低，因此上述处理容易减慢，与为了得到所要求的自回火马氏体的M≥300℃的情况相比，需要降低冷却速度或长时间的低温保持，可能使制造效率显著变差，因此优选使M值为300℃以上。 

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。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。为了使上述M为300℃以上，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，再由合金元素的含量和上述(1)式计算M值即可，其中，上述合金元素的含量可以由钢板的成分组成求出。在M低于300℃的情况下，以例如使第一温度范围的退火温度达到更高温度、使从第一温度范围到550℃的平均冷却速度更快等使多边形铁素体更小的方式，来适当调节热处理条件，从而能够得到所要求的M，此外还可以调节(1)式中的成分组成的含量。 

而且，能够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处理优选满足上述条件下的退火/冷却条件，并通过连续热镀锌生产线来进行。这里，热镀锌处理、合金化处理优选在420℃以上且550℃以下的温度范围内进行，这种情况下，只要使包括热镀锌 处理或进一步合金化处理时间的，从550℃到420℃的冷却所需要的时间，即420℃以上且550℃以下的温度范围内的保持时间为600秒以下即可。 

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。若合金化的温度高于550℃，则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，由此可能无法得到所要求的强度或延展性。而且，粉化性也变差。另一方面，在合金化时的温度低于450℃的情况下，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耐腐蚀效果饱和，只会导致成本上升。此外，优选合金化程度以镀层中的Fe含量计为7～15质量％。若合金化程度小于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，若合金化程度超过15质量％则大量形成硬质且易碎的Γ相，镀敷粘合性变差。 

并且，在本发明中，第一温度范围、第二温度范围等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。冷却速度也是一样。而且，只要满足热历史，则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扎。 

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。并且，表2中的保持时间是表2中的保持温度下的保持时间，表中任一条件的700℃以上且950℃以下的第一温度范围内的退火时间为600秒以下。 

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％(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％的表面光扎。 

表2 

^*1)下划线表示在适当范围以外 

^*2)CR：无镀层(冷轧钢板)、GI：热镀锌层、GA：合金化热镀锌层 

通过以下的方法对如此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、多边形铁素体及贝氏体的面积率。使用实施了200℃下2小时的热处理的样品，求出淬火后的马氏体(没有进行回火的马氏体)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，这是为了在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区分残留奥氏体。200℃下2小时的热处理没有对马氏体以外的相产生影响，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区分残留奥氏体。并且，使用SEM观察直接研磨的试样和进行了200℃下2小时的热处理的试样并进行比较，其结果确认马氏体以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)。 

使用显微维氏硬度计在0.02N的负荷下测定自回火马氏体的硬度HV，然后，通过SEM确认压痕由此确认铁碳化物的析出的自回火马氏体的组织，之后将10点以上的测定值的平均值作为硬度HV。 

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(％)＝{(D_f-D₀)/D₀}×100...(2) 

其中，D_f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。 

由同表可知，本发明的钢板的拉伸强度为900MPa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强度和良好的加工性。并且，在发明例中，M为300℃以上的样品的拉伸凸缘性特别优良，特别是在实现了高强度化的情况下拉伸凸缘性仍没有变差。 

另一方面，由于样品No.6和7的马氏体的硬度为700＜HV，并且马氏体中的铁碳化物的个数为在每1mm²中小于5×10⁴个或者不含有铁碳化物，因此虽然满足拉伸强度为900MPa以上，但λ值小于15％因此加工性方面较差。这是因为，样品No.6和7的第三温度范围内冷却速度高，不满足速度为50℃/秒以下的条件。样品No.3和8虽然满足马氏体的硬度为HV≤700，但由于马氏体中的铁碳化物个数在每1mm²中小于5×10⁴个，因此虽然满足拉伸强度为900Mpa，但λ值小于15％因此加工性方面较差。这是因为样品No.3、8的第三温度范围内的冷却速度为55℃/秒，不满足速度为50℃/秒以下的条件。特别是在No.8的样品中，由于C含量比较高，因此TS×T.El也达到14500MPa·％以下。 

根据以上内容能够确认，马氏体的硬度为HV≤700，并且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 

为了确认了由适当控制自回火马氏体中的铁碳化物的分布状态而产生的延展性进一步提高的效果，除了在第三温度范围内，使250℃以上且(Ms点-50)℃以下的温度范围的冷却速度如表4所示那样变化之外，通过与表2所示的样品相同的方法制作样品。并且，表4中，样品No.9、11、13、14及26与表2所示的相同样品No.的样品相同，阐明了250℃以上且(Ms点-50)℃以下的温度范围。并且，使用M(℃)作为Ms点。 

通过与实施例1相同的方法对如上所得的钢板的各种特性进行评价。并且，在自回火马氏体中，0.1μm以上且0.5μm以下的铁碳化物的析出个数在每1mm²中为5×10⁴个以下的自回火马氏体的量通过以下方法计算。 

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，通过每个析出物的长径和短径的平均值对铁碳化物的尺寸进行评价，并测定其尺寸为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。 

根据表5能够确认，使250℃以上且(Ms点-50)℃以下的温度范围内的冷却速度在1.0℃/秒以上且50℃/秒以下的范围内的样品No.11、26、27、29及30，通过适当控制自回火马氏体中的铁碳化物的分布状态而显示出TS×T.El≥17000MPa·％，且延展性提高。 

Claims (10)

1.一种高强度钢板，其特征在于，以质量％计，含有C：0.1％以上且0.3％以下、Si：2.0％以下、Mn：0.5％以上且3.0％以下、P：0.1％以下、S：0.07％以下、Al：1.0％以下及N：0.008％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成，作为钢组织，以面积率计，含有5％以上且80％以下的铁素体、15％以上的自回火马氏体，并且贝氏体为10％以下、残留奥氏体为5％以下、淬火状态下的马氏体为40％以下，所述自回火马氏体的平均硬度为HV≤700，且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，拉伸强度为900MPa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种元素。

5.如权利要求1或2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相对于所述自回火马氏体总量的比例，以面积率计为3％以上。

6.如权利要求1或2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或2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700℃以上且950℃以下的第一温度范围内实施15秒以上且600秒以下的退火，然后设定从所述第一温度范围到420℃的第二温度范围内的冷却条件，使从所述第一温度范围到550℃的平均冷却速度为3℃/秒以上、从550℃到420℃的冷却所需要的时间为600秒以下，再以50℃/秒以下的速度在250℃以上且420℃以下的第三温度范围内进行冷却，并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相变发生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，以50℃/秒以下的冷却速度在所述250℃以上且420℃以下的第三温度范围内对钢板进行冷却时，以1.0℃/秒以上且50℃/秒以下的速度在至少(Ms点-50)℃以下的温度范围内进行冷却，并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相变发生的同时对相变后的马氏体进行回火。

10.如权利要求8或9所述的高强度钢板的制造方法，其中，所述钢坯的马氏体相变开始点Ms使用通过下述(1)式求得的M，所述M在300℃以上，

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(％)。

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