CN102149841A - 高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

提供加工性优良的拉伸强度(TS)为980MPa以上的高强度钢板。具有如下组成，以质量％计，含有C：0.17％以上且0.73％以下、Si：3.0％以下、Mn：0.5％以上且3.0％以下、P：0.1％以下、S：0.07％以下、Al：3.0％以下和N：0.010％以下，并且满足Si+Al为0.7％以上，余量为Fe及不可避免的杂质；作为钢板组织，下部贝氏体及总马氏体的合计量相对于钢板组织整体的面积率为10％以上且90％以下、残留奥氏体量为5％以上且50％以下、上部贝氏体中的贝氏体铁素体相对于钢板组织整体的面积率为5％以上、所述下部贝氏体及总马氏体的合计量中的淬火状态的马氏体为75％以下、多边形铁素体相对于钢板组织整体的面积率为0％以上且10％以下，并且所述残留奥氏体中的平均C量为0.70％以上。

Description

高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及在汽车、电气设备等产业领域中使用的加工性、特别是延展性和延伸凸缘性优良的拉伸强度(TS)为980MPa以上的高强度钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，从地球环境保护的观点出发，提高汽车的燃料效率成为重要的课题。因此，正积极进行通过车身材料的高强度化来实现车身部件的薄壁化从而使车身本身轻量化的研究。
通常，为了实现钢板的高强度化，需要相对于钢板的组织整体增加马氏体或贝氏体等硬质相的比例。但是，通过增加硬质相的比例而实现的钢板的高强度化导致加工性降低，因此期望兼具高强度和优良的加工性的钢板的开发。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。
在复合组织钢板中增加硬质相的比例时，钢板的加工性受到硬质相的加工性的强烈影响。这是因为：在硬质相的比例少、软质的多边形铁素体多的情况下，多边形铁素体的变形能控制钢板的加工性，即使在硬质相的加工性不充分的情况下也可确保延展性等加工性，但在硬质相的比例多的情况下，不是多边形铁素体的变形、而是硬质相的变形能本身对钢板的成型性产生直接影响，硬质相本身的加工性不充分时，钢板的加工性显著变差。
因此，在冷轧钢板的情况下，在进行调整退火及之后的冷却过程中生成的多边形铁素体的量的热处理之后，将钢板水淬火而生成马氏体，并再次将钢板升温来进行高温保持，由此将马氏体回火，在作为硬质相的马氏体中生成碳化物，从而使马氏体的加工性提高。但是，在这种马氏体的淬火、回火中，需要例如具有水淬火功能的连续退火设备这样的特别的制造设备。因此，在使用将钢板水淬火之后无法再次升温来进行高温保持的通常的制造设备的情况下，虽然能够使钢板高强度，但无法提高作为硬质相的马氏体的加工性。
此外，作为以马氏体以外的相为硬质相的钢板，有：使主相为多边形铁素体、硬质相为贝氏体或珠光体、并且在这些作为硬质相的贝氏体或珠光体中生成碳化物的钢板。该钢板为如下钢板，其不仅通过多边形铁素体提高加工性，而且也通过在硬质相中生成碳化物来提高硬质相本身的加工性，特别是实现延伸凸缘性的提高。但是，既然使主相为多边形铁素体，则难以同时实现拉伸强度(TS)为980MPa以上的高强度化和加工性。此外，即使通过使硬质相中生成碳化物来提高硬质相本身的加工性，也比不上多边形铁素体的加工性的优良水平，因此，如果为了实现拉伸强度(TS)为980MPa以上的高强度化而减少多边形铁素体的量，则不能得到充分的加工性。
专利文献1中提出了弯曲加工性和冲击特性优良的高张力钢板，其通过规定合金成分，使钢组织为具有残留奥氏体的微细且均匀的贝氏体来实现。
专利文献2中提出了烧结固化性优良的复合组织钢板，其通过规定所预定的合金成分，使钢组织为具有残留奥氏体的贝氏体，并规定贝氏体中的残留奥氏体量来实现。
专利文献3中公开了抗冲击性优良的复合组织钢板，其通过如下方式实现：规定所预定的合金成分，形成以面积率计具有残留奥氏体的贝氏体为90％以上、贝氏体中的残留奥氏体量为1％以上且15％以下的钢组织，并规定贝氏体的硬度(HV)。
专利文献1：日本特开平4-235253号公报
专利文献2：日本特开2004-76114号公报
专利文献3：日本特开平11-256273号公报
发明内容
但是，上述钢板存在下述问题。
在专利文献1所述的成分组成中，在赋予钢板应变时，难以确保显示出高应变范围内的TRIP效果的稳定的残留奥氏体的量，虽然得到弯曲性，但延展性降低甚至产生塑性不稳定，拉伸性变差。
专利文献2中记载的钢板，虽然得到烧结固化性，但即使想要将拉伸强度(TS)高强度化至980MPa以上或进一步高强度化至1050MPa以上，由于是以贝氏体或进一步以铁素体为主体的、尽量抑制马氏体的组织，因此仍难以确保强度或确保高强度化时的延展性或延伸凸缘性等加工性。
专利文献3中记载的钢板以提高抗冲击性为主要目的，以硬度为HV250以下的贝氏体为主相，具体而言是含有这样的贝氏体超过90％的组织，因此难以使拉伸强度(TS)为980MPa以上。
本发明有利地解决上述问题，其目的在于，提供加工性、特别是延展性和延伸凸缘性优良的拉伸强度(TS)为980MPa以上的高强度钢板及其有利的制造方法。
本发明的高强度钢板中包括在钢板的表面实施了热镀锌或合金化热镀锌的钢板。
另外，在本发明中，加工性优良是指满足TS×T.EL的值为20000MPa·％以上、并且TS×λ的值为25000MPa·％。其中，TS为拉伸强度(MPa)，T.EL为总延伸率(％)，λ为极限扩孔率(％)。
本发明人为了解决上述问题，对钢板的成分组成和显微组织进行了反复深入的研究。结果发现，在活用下部贝氏体组织和/或马氏体组织来实现高强度化、并提高C含量使钢板中的C量达到0.17％以上的基础上，通过活用上部贝氏体相变，在得到TRIP效果的基础上能够确保有利的稳定的残留奥氏体，并且通过使该马氏体的一部分成为回火马氏体，得到加工性、特别是强度和延展性的平衡、以及强度和延伸凸缘性的平衡均优良的拉伸强度为980MPa以上的高强度钢板。
本发明立足于上述见解，其主旨构成如下所述。
1.一种高强度钢板，其特征在于，
具有如下组成，以质量％计，含有C：0.17％以上且0.73％以下、Si：3.0％以下、Mn：0.5％以上且3.0％以下、P：0.1％以下、S：0.07％以下、Al：3.0％以下和N：0.010％以下，并且满足Si+Al为0.7％以上，余量为Fe及不可避免的杂质，
作为钢板组织，满足下部贝氏体及总马氏体的合计量相对于钢板组织整体的面积率为10％以上且90％以下、残留奥氏体量为5％以上且50％以下、上部贝氏体中的贝氏体铁素体相对于钢板组织整体的面积率为5％以上、上述下部贝氏体及总马氏体的合计量中的淬火状态的马氏体为75％以下、多边形铁素体相对于钢板组织整体的面积率为0％以上且10％以下，并且上述残留奥氏体中的平均C量为0.70％以上，拉伸强度为980MPa以上。
2.如上述1所述的高强度钢板，其特征在于，上述钢板以质量％计，还含有选自Cr：0.05％以上且5.0％以下、V：0.005％以上且1.0％以下和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，其特征在于，上述钢板以质量％计，还含有选自Ti：0.01％以上且0.1％以下和Nb：0.01％以上且0.1％以下中的1种或2种元素。
4.如上述1～3中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，上述钢板以质量％计，还含有B：0.0003％以上且0.0050％以下。
5.如上述1～4中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，上述钢板以质量％计，还含有选自Ni：0.05％以上且2.0％以下和Cu：0.05％以上且2.0％以下中的1种或2种元素。
6.如上述1～5中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，上述钢板以质量％计，还含有选自Ca：0.001％以上且0.005％以下和REM：0.001％以上且0.005％以下中的1种或2种元素。
7.一种高强度钢板，其特征在于，使上述1～6中任一项所述的钢板的表面具有热镀锌层或合金化热镀锌层。
8.一种高强度钢板的制造方法，其特征在于，将具有上述1～6中任一项所述的成分组成的钢坯热轧，通过冷轧制成冷轧钢板，然后在奥氏体单相区内对该冷轧钢板进行15秒以上且600秒以下的退火，然后，在冷却至限定在350℃以上且490℃以下的第1温度范围内的冷却停止温度T℃时，至少到冷却至550℃为止将平均冷却速度控制在5℃/秒以上，然后，在该第1温度范围内保持15秒以上且1000秒以下，然后，在200℃以上且350℃以下的第2温度范围内保持15秒以上且1000秒以下。
9.如上述8所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在到上述冷却停止温度T℃为止的冷却期间或在上述第1温度范围内，实施热镀锌处理或合金化热镀锌处理。
发明效果
根据本发明，能够提供加工性、特别是延展性和延伸凸缘性优良的拉伸强度(TS)为980MPa以上的高强度钢板及其有利的制造方法，该高强度钢板在汽车、电气设备等产业领域中的利用价值非常大，特别是对汽车车身的轻量化非常有用。
附图说明
图1是表示根据本发明的制造方法中的热处理的温度模式的图。
具体实施方式
以下，对本发明进行具体说明。
首先，对在本发明中如上所述限定钢板组织的理由进行说明。以下，面积率是指相对于钢板组织整体的面积率。
下部贝氏体及总马氏体的合计量的面积率：10％以上且90％以下
下部贝氏体及马氏体为用于使钢板高强度化所必需的组织。如果下部贝氏体及总马氏体的合计量的面积率小于10％，则钢板的拉伸强度(TS)不满足980MPa。另一方面，如果下部贝氏体和总马氏体的合计量的面积率超过90％，则上部贝氏体减少，结果由于无法确保C富集的稳定的残留奥氏体，因此产生延展性等加工性降低的问题。因此，使下部贝氏体及总马氏体的合计量的面积率为10％以上且90％以下。优选为20％以上且80％以下的范围。更优选为30％以上且70％以下的范围。
下部贝氏体及总马氏体的合计量中淬火状态的马氏体的比例：75％以下
马氏体中，如果淬火状态的马氏体的比例相对于钢板中存在的下部贝氏体及总马氏体的合计量超过75％，则虽然拉伸强度达到980MPa以上，但延伸凸缘性变差。淬火状态的马氏体极为坚硬，淬火状态的马氏体本身的变形能极低，因此使钢板的加工性、特别是延伸凸缘性显著变差。此外，淬火状态的马氏体与上部贝氏体的硬度差很大，因此如果淬火状态的马氏体的量多，则淬火状态的马氏体与上部贝氏体的界面增多，在冲裁加工等时，在淬火状态的马氏体与上部贝氏体的界面处产生微小的空隙，进而在冲裁加工后进行的延伸凸缘成型时，空隙连接而容易发展成裂纹，由此延伸凸缘性变差。因此，使马氏体中淬火状态的马氏体的比例，相对于钢板中存在的下部贝氏体及总马氏体的合计量为75％以下。优选为50％以下。另外，淬火状态的马氏体是马氏体中未观察到碳化物的组织，可通过SEM进行观察。
残留奥氏体量：5％以上且50％以下
残留奥氏体在加工时利用TRIP效果进行马氏体相变，通过提高应变分散能力使延展性提高。
在本发明的钢板中，活用上部贝氏体相变，特别是在上部贝氏体中形成提高了C富集量的残留奥氏体。其结果，即使在加工时、在高应变范围内，也能够得到可显示出TRIP效果的残留奥氏体。通过使这种残留奥氏体和马氏体共存并进行活用，即使在拉伸强度(TS)为980MPa以上的高强度范围也可得到良好的加工性，具体而言，能够使TS×T.El的值为20000MPa以上，能够得到强度和延展性的平衡优良的钢板。
在此，上部贝氏体中的残留奥氏体，在上部贝氏体中的贝氏体铁素体的板条间形成，由于其微细地分布，因此为了通过组织观察求出其量(面积率)而需要在高倍率下进行大量的测定，难以正确地进行定量。但是，在该贝氏体铁素体的板条间形成的残留奥氏体的量，是在某种程度上与所形成的贝氏体铁素体量相当的量。因此，根据本发明人研究的结果可知，如果上部贝氏体中的贝氏体铁素体的面积率为5％以上，并且利用X射线衍射法(XRD)进行的强度测定、具体而言由铁素体和奥氏体的X射线衍射强度比求出的残留奥氏体量如果为5％以上，则能够得到充分的TRIP效果，并能够实现拉伸强度(TS)为980MPa以上、且TS×T.El为20000MPa·％以上，其中，上述X射线衍射法是一直以来所采用的测定残留奥氏体量的方法。另外确认，通过一直以来所采用的残留奥氏体量的测定方法得到的残留奥氏体量，与残留奥氏体相对于钢板组织整体的面积率相等。
残留奥氏体量小于5％时，不能得到充分的TRIP效果。另一方面，如果超过50％，则在显示出TRIP效果后，所产生的硬质的马氏体变得过大，产生韧性变差等问题。因此，使残留奥氏体的量在5％以上且50％以下的范围。优选为超过5％、更优选为10％以上且45％以下的范围。进一步优选为15％以上且40％以下的范围。
残留奥氏体中的平均C量：0.70％以上
为了活用TRIP效果而得到优良的加工性，在拉伸强度(TS)为980MPa～2.5GPa级的高强度钢板中，残留奥氏体中的C量是重要的。在本发明的钢板中，使C富集在形成于上部贝氏体中的贝氏体铁素体的板条间的残留奥氏体处。虽然难以正确地评价在该板条间的残留奥氏体中富集的C量，但根据本发明人研究的结果可知，在本发明的钢板中，只要由X射线衍射(XRD)中的衍射峰的位移量求出的残留奥氏体中的平均C量为0.70％以上，就能得到优良的加工性，其中，上述X射线衍射法是一直以来所采用的测定残留奥氏体中的平均C量(残留奥氏体中的C量的平均值)的方法。
残留奥氏体中的平均C量小于0.70％时，在加工时，在低应变范围发生马氏体相变，从而不能得到使加工性提高的高应变范围内的TRIP效果。因此，使残留奥氏体中的平均C量为0.70％以上。优选为0.90％以上。另一方面，如果残留奥氏体中的平均C量超过2.00％，则残留奥氏体变得过于稳定，在加工中不发生马氏体相变，无法显示出TRIP效果，由此延展性降低。因此，优选使残留奥氏体中的平均C量为2.00％以下。更优选为1.50％以下。
上部贝氏体中的贝氏体铁素体的面积率：5％以上
为了使未相变奥氏体中的C富集，得到加工时在高应变范围显示TRIP效果而提高应变分解能力的残留奥氏体，需要生成由上部贝氏体相变引起的贝氏体铁素体。在约150℃～约550℃的宽的温度范围内发生由奥氏体向贝氏体的相变，在该温度范围内生成的贝氏体存在多种形式。在现有技术中，多数情况下将上述多种贝氏体仅规定为贝氏体，但本发明中为了得到目标加工性，需要对贝氏体组织进行明确规定，因此如下定义上部贝氏体和下部贝氏体。
上部贝氏体的特征在于，包括板条状的贝氏体铁素体、和在贝氏体铁素体之间存在的残留奥氏体和/或碳化物，板条状的贝氏体铁素体中不存在规则排列的细小的碳化物。另一方面，下部贝氏体的特征在于，与上部贝氏体共同的是，包括板条状的贝氏体铁素体、和在贝氏体铁素体之间存在的残留奥氏体和/或碳化物，但在下部贝氏体中，板条状的贝氏体铁素体中存在规则排列的细小的碳化物。
也就是说，上部贝氏体和下部贝氏体根据贝氏体铁素体中的规则排列的细小的碳化物的有无来进行区分。这种贝氏体铁素体中的碳化物的生成状态的差异，给C向残留奥氏体中的富集带来大的影响。也就是说，上部贝氏体的贝氏体铁素体的面积率小于5％时，即使在进行了贝氏体相变的情况下，C以碳化物的形式在贝氏体铁素体中生成的量仍增多，结果C向板条间存在的残留奥氏体中的富集量减少，出现加工时在高应变范围内显示TRIP效果的残留奥氏体量减少的问题。因此，需要上部贝氏体中的贝氏体铁素体的面积率以相对于钢板组织整体的面积率计为5％以上。另一方面，上部贝氏体的贝氏体铁素体相对于钢板组织整体的面积率如果超过85％，则有时难以确保强度，因此优选为85％以下。
多边形铁素体的面积率：10％以下(包括0％)
如果多边形铁素体的面积率超过10％，则难以满足拉伸强度(TS)为980MPa以上，并且由于应变集中于加工时在硬质组织内混合存在的软质的多边形铁素体中，因此加工时容易发生裂纹，结果不能得到所要求的加工性。在此，如果多边形铁素体的面积率为10％以下，则即使存在多边形铁素体，少量的多边形铁素体在硬质相中也形成孤立分散的状态，从而能够抑制应变的集中，能够避免加工性的变差。因此，使多边形铁素体的面积率为10％以下。优选为5％以下，进一步优选为3％以下，也可以为0％。
另外，在本发明的钢板的情况下，钢板组织中最硬质的组织的硬度为HV≤800。即，在本发明的钢板中，在不存在淬火状态的马氏体时，回火马氏体或者下部贝氏体或上部贝氏体的任一种成为最硬质的相，这些组织均为HV≤800的相。此外，在淬火状态的马氏体存在时，淬火状态的马氏体成为最硬质的组织，但在本发明的钢板中，即使是淬火状态的马氏体，硬度仍为HV≤800，不存在HV＞800的非常坚硬的马氏体，从而能够确保良好的延伸凸缘性。
在本发明的钢板中，作为余量组织，还可以含有珠光体、魏氏体铁素体、下部贝氏体。此时，余量组织的允许含量优选以面积率计为20％以下。更优选为10％以下。
以上为本发明的高强度钢板中的钢板组织的基本构成，也可以根据需要增加以下的构成。
下面，对在本发明中如上所述限定钢板的成分组成的理由进行说明。另外，以下表示成分组成的％是指质量％。
C：0.17％以上且0.73％以下
C是对于钢板的高强度化及确保稳定的残留奥氏体量必不可少的元素，是用于确保马氏体量及室温下使奥氏体残留所必需的元素。如果C量小于0.17％，则难以确保钢板的强度和加工性。另一方面，如果C量超过0.73％，则焊接部和热影响部的固化显著，焊接性变差。因此，使C量在0.17％以上且0.73％以下的范围内。优选为大于0.20％且0.48％以下的范围，进一步优选为0.25％以上。
Si：3.0％以下(包括0％)
Si是通过固溶强化而有助于提高钢的强度的有用的元素。但是，如果Si量超过3.0％，则由于在多边形铁素体和贝氏体铁素体中的固溶量的增加而导致加工性、韧性的劣化，此外，在由生成红锈等引起的表面性状劣化、或实施热镀的情况下，引起镀层附着性及密合性的劣化。因此，使Si量为3.0％以下。优选为2.6％以下。进一步优选为2.2％以下。
此外，Si是对抑制碳化物的生成、促进残留奥氏体的生成有用的元素，因此优选使Si量为0.5％以上，但在仅通过Al抑制碳化物的生成时，不需要添加Si，因而Si量也可以为0％。
Mn：0.5％以上且3.0％以下
Mn是对钢的强化有效的元素。如果Mn量小于0.5％，则在退火后的冷却中，碳化物在比生成贝氏体或马氏体的温度高的温度范围析出，因此无法确保有助于钢的强化的硬质相的量。另一方面，如果Mn量超过3.0％，则引起铸造性的劣化等。因此，使Mn量在0.5％以上且3.0％以下的范围内。优选在1.5％以上且2.5％以下的范围内。
P：0.1％以下
P是对钢的强化有用的元素，但如果P量超过0.1％，则由于晶界偏析而引起脆化，因此抗冲击性变差，从而在对钢板实施合金化热镀锌时，使合金化速度大幅延迟。因此，使P量为0.1％以下。优选为0.05％以下。另外，虽然优选降低P量，但小于0.005％时导致成本大幅增加，因此优选使其下限约为0.005％。
S：0.07％以下
S生成MnS而成为夹杂物，成为抗冲击性劣化或沿焊接部的金属流的裂纹产生的原因，因此优选尽量降低S量。但是，过度降低S量导致制造成本的增加，因此使S量为0.07％以下，优选为0.05％以下，更优选为0.01％以下。另外，使S少于0.0005％时导致制造成本大幅增加，因此从制造成本的方面出发，其下限约为0.0005％。
Al：3.0％以下
Al是对钢的强化有用的元素，并且是在炼钢工序中作为脱氧剂而添加的有用的元素。如果Al量超过3.0％，则钢板中的夹杂物增多，使延展性变差。因此，使Al量为3.0％以下。优选为2.0％以下。
此外，Al是对抑制碳化物的生成、促进残留奥氏体的生成有用的元素，此外，为了得到脱氧效果，优选使Al量为0.001％以上，更优选为0.005％以上。另外，使本发明中的Al量为脱氧后钢板中含有的Al量。
N：0.010％以下
N是使钢的耐时效性变差最大的元素，优选尽量降低。如果N量超过0.010％，则耐时效性的劣化变得显著，因此使N量为0.010％以下。另外，使N少于0.001％时导致制造成本大幅增加，因此从制造成本的方面出发，其下限约为0.001％。
以上，对基本成分进行了说明，但在本发明中，仅满足上述的成分范围并不充分，需要满足下式。
Si+Al≥0.7％
Si和Al如上所述，均为对抑制碳化物的生成、促进残留奥氏体的生成有用的元素。即使单独含有Si或Al，仍然具有抑制碳化物的生成的效果，但需要使Si量和Al量的合计满足0.7％以上。另外，上式中的Al量为脱氧后钢板中含有的Al量。
此外，在本发明中，除上述基本成分之外，还可以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％以下和Mo：0.005％以上且0.5％以下中的1种或2种以上
Cr、V和Mo是在从退火温度开始的冷却时具有抑制珠光体生成的作用的元素。其效果在Cr：0.05％以上、V：0.005％以上和Mo：0.005％以上时得到。另一方面，如果Cr超过5.0％、V超过1.0％、Mo超过0.5％，则硬质的马氏体的量变得过大，达到需要以上的高强度。因此，在含有Cr、V和Mo的情况下，使Cr在0.05％以上且5.0％以下、V在0.005％以上且1.0％以下以及Mo在0.005％以上且0.5％以下的范围内。
选自Ti：0.01％以上且0.1％以下、Nb：0.01％以上且0.1％以下的1种或2种
Ti和Nb对钢的析出强化有用，其效果在各自的含量为0.01％以上时得到。另一方面，如果各自的含量超过0.1％，则加工性和形状固定性降低。因此，在含有Ti和Nb的情况下，使Ti在0.01％以上且0.1％以下、Nb在0.01％以上且0.1％以下的范围内。
B：0.0003％以上且0.0050％以下
B是对抑制从奥氏体晶界上铁素体生成、生长有用的元素。其效果在含有0.0003％以上时得到。另一方面，如果含量超过0.0050％，则加工性降低。因此，在含有B的情况下，使B在0.0003％以上且0.0050％以下的范围内。
选自Ni：0.05％以上且2.0％以下和Cu：0.05％以上且2.0％以下中的1种或2种
Ni和Cu是对钢的强化有效的元素。此外，在对钢板实施热镀锌或合金化热镀锌时，促进钢板表层部的内部氧化使镀层附着性提高。这些效果在各自的含量为0.05％以上时得到。另一方面，如果各自的含量超过2.0％，则使钢板的加工性降低。因此，在含有Ni和Cu的情况下，使Ni在0.05％以上且2.0％以下、Cu在0.05％以上且2.0％以下的范围内。
选自Ca：0.001％以上且0.005％以下和REM：0.001％以上且0.005％以下中的1种或2种
Ca和REM用于使硫化物的形状球状化、改善硫化物对延伸凸缘性的不良影响有用。其效果在各自的含量为0.001％以上时得到。另一方面，如果各自的含量超过0.005％，则导致夹杂物等的增加，引起表面缺陷及内部缺陷等。因此，在含有Ca和REM的情况下，使Ca在0.001％以上且0.005％以下、REM在0.001％以上且0.005％以下的范围内。
在本发明的钢板中，上述以外的成分为Fe及不可避免的杂质。但是，只要在不损害本发明的效果的范围内，并不拒绝含有上述以外的成分。
下面，对本发明的高强度钢板的制造方法进行说明。
在制造调整至上述的优选成分组成的钢坯后，进行热轧，然后实施冷轧而制成冷轧钢板。在本发明中，不特别限于这些处理，只要根据常用方法进行即可。
优选的制造条件如下所示。将钢坯加热至1000℃以上且1300℃以下的温度范围后，在870℃以上且950℃以下的温度范围结束热轧，在350℃以上且720℃以下的温度范围将所得到的热轧钢板卷取。然后，将热轧钢板酸洗后，以40％以上且90％以下的范围的轧制率进行冷轧，由此制成冷轧钢板。
另外，在本发明中，假设经由通常的炼钢、铸造、热轧、酸洗及冷轧各工序来制造钢板，但也可以通过例如薄板坯铸造或带钢铸造等省略热轧工序的一部分或全部而进行制造。
对所得到的冷轧钢板实施图1所示的热处理。以下，参照图1进行说明。
在奥氏体单相区内进行15秒以上且600秒以下的退火。本发明的钢板，以由未相变奥氏体在350℃以上且490℃以下范围的较低温度范围发生相变的上部贝氏体、下部贝氏体和马氏体作为主相，因此优选多边形铁素体越少越好，且需要在奥氏体单相区的退火。关于退火温度，只要是在奥氏体单相区就没有特别限制，但如果退火温度高于1000℃，则奥氏体晶粒的生长显著，导致由之后的冷却生成的构成相的粗大化，使韧性等变差。另一方面，退火温度低于A3点(奥氏体相变点)时，在退火阶段已生成多边形铁素体，因此为了抑制冷却中的多边形铁素体的生长而需要在500℃以上的温度范围极快速地进行冷却。因此，需要使退火温度为A3点以上，优选为1000℃以下。
此外，退火时间少于15秒时，存在向奥氏体的逆相变没有充分进行的情况、或钢板中的碳化物没有充分熔解的情况。另一方面，如果退火时间超过600秒，则随大量的能量消耗而导致成本增加。因此，使退火时间在15秒以上且600秒以下的范围。优选为60秒以上且500秒以下的范围。在此，A3点可通过下式算出。
A3点(℃)＝910-203×[C％]1/2+44.7×[Si％]-30×[Mn％]+700×[P％]+130×[Al％]-15.2×[Ni％]-11×[Cr％]-20×[Cu％]+31.5×[Mo％]+104×[V％]+400×[Ti％]
另外，[X％]为钢板的成分元素X的质量％。
退火后的冷轧钢板，冷却至限定在350℃以上且490℃以下的第1温度范围内的冷却停止温度T℃，且至少到冷却至550℃为止将平均冷却速度控制在5℃/秒以上。平均冷却速度小于5℃/秒时，多边形铁素体过量生成、生长，或发生珠光体等的析出，从而不能得到所要求的钢板组织。因此，使从退火温度开始至第1温度范围为止的平均冷却速度为5℃/秒以上。优选为10℃/秒以上。只要冷却停止温度不产生偏差，则对于平均冷却速度的上限没有特别限定，但在普通的设备中，如果平均冷却速度超过100℃/秒，则钢板的长度方向和板宽方向上的组织的偏差显著增大，因此优选为100℃/秒以下。
对冷却至550℃的钢板继续进行冷却，直至冷却停止温度T℃。在T℃以上且550℃以下的温度范围内冷却钢板的速度，除了使该第1保持温度范围的保持时间为15秒以上且1000秒以下之外没有特别限制，但以过慢的速度冷却钢板时，由于从未相变奥氏体生成碳化物，因此无法得到所要求的组织的可能性高。因此，在T℃以上且550℃℃以下的温度范围内，优选平均以1℃/秒以上的速度对钢板进行冷却。
在350℃以上且490℃以下的第1温度范围内，将冷却至冷却停止温度T℃为止的钢板保持15秒以上且1000秒以下的时间。如果第1温度范围的上限高于490℃，则从未相变奥氏体析出碳化物，不能得到所要求的组织。另一方面，第1温度范围的下限低于350℃时，产生不生成上部贝氏体而生成下部贝氏体、并且C向奥氏体中的富集量减少的问题。因此，使第1温度范围的的范围为350℃以上且490℃以下的范围。优选为370℃以上且460℃以下的范围。
此外，第1温度范围内的保持时间少于15秒时，产生上部贝氏体相变量减少、且C向未相变奥氏体中的富集量减少的问题。另一方面，第1温度范围内的保持时间超过1000秒时，作为钢板的最终组织从成为残留奥氏体的未相变奥氏体析出碳化物，从而无法得到C富集的稳定的残留奥氏体，其结果无法得到所要求的加工性。因此，使保持时间为15秒以上且1000秒以下。优选为30秒以上且600秒以下的范围。
第1温度范围内的保持结束后的钢板，以任意的速度被冷却至200℃以上且350℃以下的第2温度范围，并在第2温度范围内保持15秒以上且1000秒以下的时间。如果第2温度范围的上限高于350℃，则产生无法进行下部贝氏体相变、结果淬火状态的马氏体的量增多的问题。另一方面，第2温度范围的下限低于200℃时，产生同样无法进行下部贝氏体相变、淬火状态的马氏体的量增多的问题。因此，使第2温度范围的范围为200℃以上且350℃以下。优选为250℃以上且340℃以下的范围。
此外，保持时间少于15秒时，不能得到足够量的下部贝氏体，从而不能得到所要求的加工性。另一方面，如果保持时间超过1000秒，则从在第1温度范围内生成的上部贝氏体中的稳定的残留奥氏体析出碳化物，其结果无法得到所要求的加工性。因此，使保持时间在15秒以上且1000秒以下的范围。优选为30秒以上且600秒以下的范围。
另外，在本发明的连续的热处理中，只要在上述规定的温度范围内，就不需要保持温度一定，即使在规定的温度范围内变动也不会损害本发明的主旨。对于冷却速度而言也相同。此外，只要满足热历史，则通过任何设备对钢板进行热处理都没有关系。而且，本发明的范围还包括：在热处理后，为了进行形状矫正而对钢板的表面实施表面光轧或实施电镀等表面处理。
在本发明的高强度钢板的制造方法中，还可以实施热镀锌处理、或在热镀锌处理的基础上增加合金化处理的合金化热镀锌处理。热镀锌处理或合金化热镀锌处理，可以在上述第1温度范围为止的冷却中或第1温度范围内进行。此时，第1温度范围内的保持时间也包含热镀锌处理或合金化热镀锌处理的第1温度范围内的处理时间，为15秒以上且1000秒以下。另外，该热镀锌处理或合金化热镀锌处理优选通过连续热镀锌生产线来进行。
此外，在本发明的高强度钢板的制造方法中，根据上述本发明的制造方法，在制造完成了热处理的高强度钢板后，还可以重新施加热镀锌处理或合金化热镀锌处理。
此外，根据本发明的制造方法，可以在第2温度范围内的保持后，继续实施热镀锌处理或合金化热镀锌处理。
对钢板进行热镀锌处理或合金化热镀锌处理的方法如下所示。
使钢板浸渍在镀浴中，通过气体擦拭等调整附着量。镀浴中的熔解Al量，优选在热镀锌处理的情况下为0.12％以上且0.22％以下的范围，在合金化热镀锌处理的情况下为0.08％以上且0.18％以下的范围。
对于处理温度，在热镀锌处理的情况下，镀浴的温度在通常的450℃以上且500℃以下的范围内即可，在进一步实施合金化处理的情况下，优选使合金化时的温度为550℃以下。合金化温度高于550℃时，从未相变奥氏体析出碳化物、或根据情况生成珠光体，因此无法得到强度或加工性、或者同时得到两者，此外，镀层的粉化性也变差。另一方面，如果合金化时的温度低于450℃，则存在没有进行合金化的情况，因此优选为450℃以上。
优选使镀层附着量在单个表面为20g/m2以上且150g/m2以下的范围。如果镀层附着量小于20g/m2则耐腐蚀性不足，另一方面，镀层附着量超过150g/m2耐腐蚀效果饱和，只会导致成本上升。
优选使镀层的合金化程度(Fe质量％(Fe含量))为7质量％以上且15质量％以下的范围。如果镀层的合金化程度小于7质量％，则产生合金化不均外观品质变差，或在镀层中生成所谓的ζ相，钢板的滑动性变差。另一方面，如果镀层的合金化程度超过15质量％，则大量形成硬质且脆的Γ相，镀层附着性变差。
实施例
以下，通过实施例进一步对本发明进行详细说明，但下述实施例并不限定本发明。而且，在本发明的主旨构成的范围内使构成变更，也包含在本发明的范围内。
将表1所示的成分组成的钢熔炼而得到的钢坯加热至1200℃，在870℃下热终轧，将所得到的热轧钢板在650℃下卷取，接着将热轧钢板酸洗后，在65％的轧制率下进行冷轧，制成板厚为1.2mm的冷轧钢板。在表2所示的条件下对所得到的冷轧钢板实施热处理。表2中的冷却停止温度T是指将钢板从退火温度开始冷却时，停止钢板冷却的温度。
另外，对一部分冷轧钢板进行热镀锌处理或合金化热镀锌处理。其中，热镀锌处理是以镀浴温度为463℃、附着量(单个表面)为50g/m2的条件实施双面镀敷。此外，合金化热镀锌处理是指，以附着量(单个表面)为50g/m2、且合金化度(Fe质量％(Fe含量))达到9质量％来调整合金化条件实施双面镀敷。另外，热镀锌处理和合金化热镀锌处理在暂时冷却至表2所示的T℃后进行。
在未实施镀敷处理的情况下，在热处理后对所得钢板实施轧制率(延伸率)为0.3％的表面光轧；在实施热镀锌处理或合金化热镀锌处理的情况下，在这些处理后对所得钢板实施轧制率(延伸率)为0.3％的表面光轧。
Figure BPA00001329577800201
Figure BPA00001329577800211
通过以下的方法对如上得到的钢板的各特性进行评价。
从各钢板上切下试样并进行研磨，使用扫描型电子显微镜(SEM)在3000倍下对与轧制方向平行的面进行10个视野的组织观察，测定各相的面积率，从而鉴定各晶粒的相结构。
残留奥氏体量是通过将钢板沿板厚方向研削、研磨至板厚的1/4，利用X射线衍射强度测定而求得。使用Co-Kα作为入射X射线，由奥氏体的(200)、(220)、(311)各面相对于铁素体的(200)、(211)、(220)各面的衍射强度的强度比计算平均值，作为残留奥氏体量。
对于残留奥氏体中的平均C量，由X射线衍射强度测定中的奥氏体的(200)、(220)、(311)各面的强度峰值求出晶格常数，再由以下计算式求出残留奥氏体中的平均C量(质量％)。
a0＝0.3580+0.0033×[C％]+0.00095×[Mn％]+0.0056×[Al％]+0.022×[N％]
其中，a0：晶格常数(nm)，[X％]：元素X的质量％。另外，C以外的元素的质量％为相对于钢板整体的质量％。
使用从相对于钢板的轧制方向为垂直的方向取下的JIS 5号试验片，根据JIS Z2241进行拉伸试验。测定TS(拉伸强度)、T.El(总延伸率)，算出强度与总延伸率的乘积(TS×T.El)，评价强度与加工性(延展性)的平衡。另外，在本发明中，将TS×T.El≥20000MPa·％的情况判定为良好。
延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，使间隔为板厚的12％冲孔为直径10mm的孔，然后在使用内径75mm的冲模、以88.2kN的防皱压板力进行按压的状态下，将60°圆锥状凸模压入孔中，测定裂纹发生极限的孔直径，并由(1)式求出极限扩孔率(％)。
极限扩孔率λ(％)＝{(Df-D0)/D0}×100    …(1)
其中，Df为裂纹发生时的孔径(mm)、D0为初始孔径(mm)。
使用如上操作测定的λ计算出强度与极限扩孔率的乘积(TS×λ)，对强度和延伸凸缘性的平衡进行评价。
另外，在本发明中，当TS×λ≥25000MPa·％时，将延伸凸缘性评价为良好。
此外，通过如下方法对钢板组织中最硬质的组织的硬度进行判断。即，组织观察的结果是，在观察到淬火状态的马氏体时，通过显微维氏硬度计在载荷为0.02N下对这些淬火状态的马氏体中的10个点进行测定，将它们的平均值作为钢板组织中最硬质的组织的硬度。另外，在未观察到淬火状态的马氏体时，如前所述，将回火马氏体、上部贝氏体或下部贝氏体中的任一组织作为本发明钢板中最硬质的相。在本发明钢板的情况下，这些最硬质的相为HV≤800的相。
将以上的评价结果示于表3。
Figure BPA00001329577800241
由表3可知，本发明的钢板均满足拉伸强度为980MPa以上，而且TS×T.El值为20000MPa·％以上、TS×λ≥25000MPa·％，因此能够确认兼具有高强度和良好的加工性、特别是优良的延伸凸缘性。
相对于此，试样No.1由于直至550℃的平均冷却速度在适当范围之外，因此不能得到所要求的钢板组织，虽然满足TS×λ≥25000MPa·％，但并不满足拉伸强度(TS)≥980MPa及TS×T.El≥20000MPa·％。试样No.2由于在第1温度范围内的保持时间在优选范围之外，试样No.5由于退火温度低于A3点℃，试样No.6由于冷却停止温度T在第1温度范围之外，试样No.8由于在第2温度范围内的保持温度在优选范围之外，试样No.11由于在第2温度范围内的保持时间在优选范围之外，因此均不能得到所要求的钢板组织，虽然满足拉伸强度(TS)≥980MPa，但并不满足TS×T.El≥20000MPa·％及TS×λ≥25000MPa·％中任意一种。试样No.30～34由于成分组成在优选范围之外，因此不能得到所要求的钢板组织，不满足拉伸强度(TS)≥980MPa、TS×T.El≥20000MPa·％及TS×λ≥25000MPa·％中的任意一个以上。

Claims (9)

1.一种高强度钢板，其特征在于，
具有如下组成，以质量％计，含有C：0.17％以上且0.73％以下、Si：3.0％以下、Mn：0.5％以上且3.0％以下、P：0.1％以下、S：0.07％以下、Al：3.0％以下和N：0.010％以下，并且满足Si+Al为0.7％以上，余量为Fe及不可避免的杂质，
作为钢板组织，满足下部贝氏体及总马氏体的合计量相对于钢板组织整体的面积率为10％以上且90％以下、残留奥氏体量为5％以上且50％以下、上部贝氏体中的贝氏体铁素体相对于钢板组织整体的面积率为5％以上、所述下部贝氏体及总马氏体的合计量中的淬火状态的马氏体为75％以下、多边形铁素体相对于钢板组织整体的面积率为0％以上且10％以下，并且所述残留奥氏体中的平均C量为0.70％以上，拉伸强度为980MPa以上。
2.如权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，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％以下和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，其特征在于，所述钢板以质量％计，还含有选自Ti：0.01％以上且0.1％以下和Nb：0.01％以上且0.1％以下中的1种或2种元素。
4.如权利要求1～3中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，所述钢板以质量％计，还含有B：0.0003％以上且0.0050％以下。
5.如权利要求1～4中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，所述钢板以质量％计，还含有选自Ni：0.05％以上且2.0％以下和Cu：0.05％以上且2.0％以下中的1种或2种元素。
6.如权利要求1～5中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，所述钢板以质量％计，还含有选自Ca：0.001％以上且0.005％以下和REM：0.001％以上且0.005％以下中的1种或2种元素。
7.一种高强度钢板，其特征在于，使权利要求1～6中任一项所述的钢板的表面具有热镀锌层或合金化热镀锌层。
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1～6中任一项所述的成分组成的钢坯热轧，通过冷轧制成冷轧钢板，然后在奥氏体单相区内对该冷轧钢板进行15秒以上且600秒以下的退火，然后，在冷却至限定在350℃以上且490℃以下的第1温度范围内的冷却停止温度T℃时，至少到冷却至550℃为止将平均冷却速度控制在5℃/秒以上，然后，在该第1温度范围内保持15秒以上且1000秒以下，然后，在200℃以上且350℃以下的第2温度范围内保持15秒以上且1000秒以下。
9.如权利要求8所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在到所述冷却停止温度T℃为止的冷却期间或在所述第1温度范围内，实施热镀锌处理或合金化热镀锌处理。
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