CN102471849B - 高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

提供一种加工性优良且拉伸强度为980MPa以上的高强度钢板。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，以面积率计具有马氏体：50％以上、铁素体：50％以下(其中包括0％)、贝氏体：10％以下(其中包括0％)及残余奥氏体：10％以下(其中包括0％)，进而使测定所述马氏体的硬度分布而得到的纳米硬度的频数分布的半高宽为2.0GPa以上，且拉伸强度为980MPa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、电器等产业领域中所使用的成形性优良的拉伸强度为980MPa以上的高强度钢板及其制造方法。
另外，本发明的高强度钢板包括在钢板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，通过车身材料的高强度化来谋求薄壁化，并且欲使车身自身轻量化的动向也比较活跃。但是，钢板的高强度化会导致成形加工性的降低，因此，一直期望开发同时具有高强度和高加工性的材料。
对于上述要求，至今为止已开发了铁素体-马氏体双相钢(DP钢)和利用残余奥氏体的相变诱发塑性的TRIP钢等各种复合组织钢板。
例如，对于DP钢而言，专利文献1中提出了通过规定成分组成与热轧和退火条件而得到的表面性状和弯曲加工性优良的拉伸强度：588～882MPa的低屈服比高张力钢板，专利文献2中提出了通过规定预定的成分组成的钢的热轧、冷轧及退火条件而得到的弯曲性优良的高张力冷轧钢板。
此外，专利文献3中提出了通过规定马氏体百分比及其粒径和机械特性而得到的碰撞安全性和成形性优良的钢板，专利文献4中提出了通过规定成分组成和马氏体百分比及其粒径而得到的延伸凸缘性和耐碰撞特性优良的高强度钢板、高强度热镀锌钢板和高强度合金化热镀锌钢板，专利文献5中提出了通过规定成分组成、铁素体粒径及其织构及马氏体百分比而得到的延伸凸缘性、准确成形性及耐碰撞特性优良的高强度钢板、高强度热镀锌钢板和高强度合金化热镀锌钢板，专利文献6中提出了通过规定成分组成、马氏体量及其制造条件而得到的具有优良的机械性质的高强度钢板。
进而，专利文献7及专利文献8中提出了通过规定成分组成和在热镀锌线中的制造条件而使延伸凸缘性和弯曲性提高的高强度热镀锌钢板。
另一方面，作为硬质第二相中具有包括马氏体以外的组织的钢板，专利文献9中提出了通过使硬质第二相为马氏体和/或贝氏体、并规定成分和粒径、硬度比等来改善疲劳特性的钢板，专利文献10中提出了使第二相以贝氏体或珠光体为主体、并规定成分组成及其硬度比来改善延伸凸缘性的钢板，专利文献11中提出了作为第二相由贝氏体和马氏体构成的扩孔性优良的高强度高延展性热镀锌钢板，专利文献12中提出了通过硬质第二相中同时含有贝氏体和马氏体、并规定各构成相的百分比、粒径和硬度及全部硬质相的平均自由行程而得到的疲劳特性优良的复合组织钢板，专利文献13中提出了通过规定成分组成和残余奥氏体量而得到的延展性及扩孔性优良的高张力钢板，专利文献14中提出了通过对包含贝氏体、残余奥氏体和/或马氏体的钢板规定成分组成和各相的百分比等而得到的加工性优良的高强度复合组织冷轧钢板。
此外，专利文献15中提出了通过规定铁素体中的硬质第二相晶粒的分布状态及由回火马氏体和贝氏体构成的晶粒在其中的存在比率来改善加工性的高强度钢板。
进而，作为贝氏体主体的组织，专利文献16中提出了通过规定成分组成和制造工序而得到的拉伸强度为1180MPa以上的耐延迟破坏性优良的超高张力冷轧钢板，专利文献17中提出了通过规定成分组成和制造方法而得到的拉伸强度为980MPa以上的弯曲性优良的超高张力冷轧钢板，专利文献18中提出了通过将回火马氏体中铁系碳化物的个数限制在一定数量来防止氢脆化的拉伸强度为980MPa以上的超高强度薄壁钢板。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第1853389号公报
专利文献2：日本专利第3610883号公报
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
然而，上述技术中存在如下所述的问题。专利文献1～7、9～10及12～14是相对于拉伸强度小于900MPa的钢板的技术，更进一步进行高强度化的情况下，多数不能确保加工性。此外，专利文献1中规定了在单相区内进行退火，然后，进行6～20℃/秒的冷却直至400℃，但是，在热镀锌钢板的情况下，需要考虑镀层密合性，此外，直至400℃为止的冷却是冷却到镀浴温度以下，因此在镀敷前需要进行升温，不能在镀浴前不具备升温设备的连续热镀锌线中进行制造。
进而，专利文献7及8中，需要在热镀锌线内进行的热处理中使回火马氏体生成，因此，在直至Ms点以下的冷却后需要进行再加热的设备。专利文献11中，使硬质第二相的相构成为贝氏体及马氏体，并规定其百分比，但是，在规定范围内特性的波动大，而且为了抑制波动，需要操作条件的精密控制。在专利文献15中，为了在贝氏体相变之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，而且为了得到稳定的特性，操作条件的精密控制成为必不可少的，因此，产生设备和操作方面的成本增加。专利文献16及17中，为了形成以贝氏体为主体的组织，在退火后需要在贝氏体生成温度范围内进行保持，不仅难以确保延展性，而且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，仅仅单独示出了钢板的氢脆化的改善，如果排除弯曲加工性的若干研究，则几乎未对加工性进行考虑。
一般而言，为了谋求钢板的高强度化，需要使硬质第二相相对于全部组织的比例增加，但是，使硬质第二相的比例增加的情况下，钢板的加工性会强烈受到硬质第二相的加工性的影响。这是由于，硬质第二相的比例少的情况下，通过作为母相的铁素体本身发生变形，即使在硬质第二相的加工性不充分的情况下，也能确保最低限度的加工性，然而，硬质第二相的比例多的情况下，并非铁素体的变形而是硬质第二相的变形能力本身对钢板的成形性产生直接影响。
因此，例如，冷轧钢板的情况下，利用具有水淬火功能的连续退火设备来调节铁素体与硬质第二相的百分比并进行水淬火，从而使马氏体生成，然后，通过进行升温和保持对马氏体进行回火来使硬质第二相的加工性提高。
然而，在使上述马氏体生成之后，不能通过升温和高温保持来进行回火的设备的情况下，可以确保强度，但难以确保马氏体等硬质第二相的加工性。
以通过马氏体以外的硬质相的有效利用来确保延伸凸缘性为目的，通过使铁素体为母相，并使含有碳化物的贝氏体和珠光体为硬质第二相，能够确保硬质第二相的加工性，并能够谋求延伸凸缘性的确保，但这种情况下，不能确保充分的延展性。
此外，在有效利用贝氏体的情况下，存在由于贝氏体生成区域内的温度和保持时间的波动而特性发生较大变化的问题。此外，使第二相为马氏体或残余奥氏体(也包括含有残余奥氏体的贝氏体)的情况下，为了确保延展性的同时确保延伸凸缘性，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。
然而，为了使第二相为各种相的混合存在组织、且对其百分比等以高精度进行控制，需要热处理条件的精密控制，并且多数情况下在制造稳定性等方面产生问题。
发明内容
发明所要解决的问题
本发明有利地解决了上述问题，其目的在于，提供将强度和成形性等特性容易波动的贝氏体的生成控制在最低限度、并且能够兼具高强度化和优良的加工性的拉伸强度为980MPa以上的高强度钢板，并同时提供其有利的制造方法。
需要说明的是，对于加工性而言，以作为延展性指标的强度-伸长率平衡(TS×T.EL)及作为延伸凸缘性指标的λ值进行评价，本发明中，将TS×T.El≥14500MPa·％、λ≥15％作为目标特性。
用于解决问题的方法
为了解决上述问题，发明人对马氏体的生成过程、特别是对钢板的冷却条件给马氏体带来的影响进行了研究。
结果，得到下述见解：如果对冷轧后的热处理条件进行优化控制，则在马氏体相变的同时，相变后的马氏体被回火而变成马氏体中硬度不同的马氏体混合存在，结果，能够一并得到本发明中作为目标的优良的加工性和拉伸强度980MPa以上的高强度。
本发明基于上述见解。
即，本发明的主旨构成如下所述。
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，以面积率计具有50％以上的马氏体，同时，铁素体为50％以下(其中包括0％)，贝氏体为10％以下(其中包括0％)，残余奥氏体为10％以下(其中包括0％)，测定所述马氏体的硬度分布而得到的纳米硬度的频数分布的半高宽为2.0GPa以上，且拉伸强度为980MPa以上。
2.根据上述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％以下及Mo：0.005％以上且0.5％以下中的一种或两种以上。
3.根据上述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、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％以下中的一种或两种以上。
4.根据上述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％以下中的一种或两种。
5.根据上述1～4中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，所述钢板的表面上具有热镀锌层或合金化热镀锌层。
6.一种高强度钢板的制造方法，其特征在于，通过对上述1～4中任一项所述成分组成的钢片进行热轧之后进行冷轧，制成冷轧钢板，接着，对所述冷轧钢板在700℃以上且950℃以下的温度范围内进行退火时，以在700℃以上且低于770℃的温度范围内进行100秒以上且1800秒以下的时间、在770℃以上且低于850℃的温度范围内进行50秒以上且1800秒以下的时间、在850℃以上且950℃以下的温度范围内进行15秒以上且1800秒以下的时间中的任意一种条件进行退火，然后，直至500℃为止以4℃/秒以上的冷却速度进行冷却，从500℃开始以7℃/秒以上的冷却速度进行冷却，并且在100℃至(Ms-10℃)的温度范围内保持10秒以上，然后以5℃/秒以上的冷却速度进行冷却。
7.一种高强度钢板的制造方法，其特征在于，通过对上述1～4中任一项所述成分组成的钢片进行热轧之后进行冷轧，制成冷轧钢板，接着，对所述冷轧钢板在700℃以上且950℃以下的温度范围内进行退火时，以在700℃以上且低于770℃的温度范围内进行100秒以上且1800秒以下的时间、在770℃以上且低于850℃的温度范围内进行50秒以上且1800秒以下的时间、在850℃以上且950℃以下的温度范围内进行15秒以上且1800秒以下的时间中的任意一种条件进行退火，然后，以20℃/秒以上的冷却速度进行冷却，并且在100℃至(Ms-10℃)的温度范围内保持80秒以上，然后以15℃/秒以上的冷却速度进行冷却。
8.一种高强度钢板的制造方法，其特征在于，通过对上述1～4中任一项所述成分组成的钢片进行热轧之后进行冷轧，制成冷轧钢板，接着，对所述冷轧钢板在850℃以上且950℃以下的温度范围内进行时间为15秒以上且600秒以下的退火，然后，以20℃/秒以上的冷却速度进行冷却，并且在100℃至(Ms-10℃)的温度范围内保持80秒以上，然后以15℃/秒以上的冷却速度进行冷却。
发明效果
根据本发明，能够稳定地得到加工性优良且拉伸强度为980MPa以上的高强度钢板。
附图说明
图1是表示根据本发明得到的高强度钢板的马氏体组织的照片。
图2是表示根据本发明得到的高强度钢板的马氏体组织的硬度分布的图。
图3是表示对根据本发明得到的高强度钢板的马氏体组织中的软质的回火马氏体与硬质的淬火马氏体的硬度分布进行比较的图。
图4是表示根据现有方法得到的高强度钢板的马氏体组织的照片。
图5是表示根据现有方法得到的高强度钢板的马氏体组织的硬度分布的图。
具体实施方式
下面对本发明进行具体说明。
首先，对本发明中对钢板组织进行如上限定的理由进行说明。
马氏体面积率：50％以上
马氏体是对高强度化有用的硬质相。本发明中，如下所述，通过对马氏体的硬度分布进行优化控制，能够使加工性提高。但是，马氏体量以面积率计不足50％时，难以确保所需的强度，因此，马氏体量以面积率计限定为50％以上。需要说明的是，对于上述的加工性的提高效果而言，马氏体面积率越大变得越显著，因此，优选使马氏体面积率为70％以上，更优选使其为90％以上。
铁素体面积率：50％以下(其中包括0％)
为了兼具加工性和拉伸强度：980MPa以上，铁素体的比率是重要的，需要使铁素体面积率为50％以下。这是由于，铁素体面积率超过50％时，不能确保充分量的硬质相而使强度不足。另外，所述铁素体可以为面积率：0％。
贝氏体面积率：10％以下(其中包括0％)
贝氏体是对高强度化作出贡献的硬质相，但是，存在根据其生成温度范围、特性发生较大变化而使材质的波动增加的情况，因此，优选在钢组织中使其尽量不含有，但可容许至10％。优选为5％以下。可以为0％。
残余奥氏体面积率：10％以下(其中包括0％)
残余奥氏体在加工时发生相变而成为硬质的马氏体，从而使延伸凸缘性降低。因此，优选钢组织中尽量不存在，但可容许至10％。优选为5％以下，更优选为3％以下。可以为0％。
优选使本发明的钢板的钢组织由上述组织构成，但是，即使包含以总面积率计为10％以下的其他珠光体等，也没有问题。
测定所述马氏体的硬度分布而得到的纳米硬度的频数分布的半高宽为2.0GPa以上
马氏体的硬度分布是本发明中最重要的要素。
为了提高作为硬质组织的马氏体的加工性，发明人对马氏体组织与加工性的关系进行了详细调查。结果确认，在马氏体组织中，硬度不同的马氏体混合存在的组织的延展性提高。该原因尚不明确，但认为通过像铁素体-马氏体(DP)钢那样使硬质组织和软质组织混合存在，促进软质组织的加工硬化而与延展性的提高相关。
通过发明人的调查可知，随机地测定马氏体组织中的硬度并对其硬度分布进行评价，半高宽为2.0GPa以上时延展性提高。因此，本发明中，将测定所述马氏体的硬度分布而得到的纳米硬度的频数分布的半高宽规定为2.0GPa以上。
需要说明的是，实施通常的淬火回火处理的马氏体的纳米硬度的频数分布的半高宽通常为约1.0GPa～约1.9GPa，不能得到2.0GPa以上的半高宽。此外，对于淬火状态的马氏体的所述半高宽而言也是同样的。
通过对具有含有C：0.2％、Si：1.5％、Mn：0.3％、P：0.011％、S：0.002％、Al：0.044％、N：0.0033％及Cr：1.0％，余量为Fe及不可避免的杂质的成分组成的钢片进行热轧之后进行冷轧，制成冷轧钢板，接着，在900℃下进行退火150秒，然后，以40℃/秒的速度冷却至200℃，在上述温度下保持90秒，然后，以15℃/秒的速度进行冷却，从而制造高强度钢板。需要说明的是，上述钢材的马氏体相变开始点(Ms点)为419℃。
将如上所得到的高强度钢板的马氏体组织照片示于图1中。
此外，图2中示出了随机测定上述高强度钢板的马氏体组织的硬度(n＝37)并对其硬度分布进行调查的结果。
如图2所示，上述样品的纳米硬度的频数分布的半高宽为2.8GPa。此时的TS×T.El为17567MPa·％，确认延展性优良。
对图1所示的马氏体组织进行了细致调查，结果，对于所述组织而言，在较高温度下马氏体发生相变、之后被回火的软质的回火马氏体(图中，以实线包围的区域)与在较低温度下马氏体发生相变的硬质的淬火马氏体(图中，以虚线包围的区域)混合存在。
因此，对这些区域分别调查了纳米硬度的频数分布的半高宽，得到图3所示的结果。
由图3可知，对于以实线包围的区域及以虚线包围的区域而言，纳米硬度存在相当大的差异。
因此认为，通过使这样的软质马氏体与硬质马氏体混合存在，如图2所示，纳米硬度的频数分布的半高宽变大，结果，延展性有效地得到改善。
在上述方面，对于如上所述的在Ms点以下的温度范围内不进行保持处理、根据常规方法冷却至室温之后进行回火而得到的现有的高强度钢板的组织而言，如图4所示，基本上是回火马氏体单相组织，此外，对于纳米硬度的频数分布的半高宽而言，如图5所示，只不过在1.7GPa左右。需要说明的是，上述钢板的TS×T.El为11466MPa·％，与软质马氏体和硬质马氏体的混合存在组织相比，其延展性变差。
接下来，对本发明中将成分组成设定在上述范围的理由进行说明。需要说明的是，涉及成分的“％”标记在没有特别说明的情况下表示质量％。
C：0.1％以上且0.3％以下
C是对钢板的高强度化必不可少的元素，低于0.1％时，难以兼具钢板强度的确保与延展性和延伸凸缘性等的加工性。另一方面，C量超过0.3％时，焊接部及焊接热影响部的硬化显著而焊接性变差。因此，本发明中，C量限定在0.1％以上且0.3％以下的范围。优选0.12％以上且0.23％以下的范围。
Si：2.0％以下
Si是对铁素体的固溶强化有效的元素，为了确保延展性和铁素体的硬度，优选含有0.1％以上，但超过2.0％的过量添加会通过红氧化皮等的产生而引起表面性状的变差和镀层附着和粘着性的变差。因此，使Si量在2.0％以下。优选在1.6％以下。
Mn：0.5％以上且3.0％以下
Mn是对钢的强化有效的元素。此外，具有使奥氏体稳定的作用，并且是用于确保硬质相的面积率所需的元素。因此，使Mn含有0.5％以上，但在超过3.0％而过量含有时，会引起铸造性的变差等。因此，Mn量限定在0.5％以上且3.0％以下的范围。优选在1.5％以上且2.5％以下的范围。
P：0.1％以下
P通过晶界偏析而引起脆化、且使耐碰撞性变差，但可容许至0.1％。此外，在实施合金化热镀锌的情况下，超过0.1％的P量会使合金化速度大幅度延迟。因此，P量限制在0.1％以下。优选在0.05％以下。
S：0.07％以下
S不仅形成MnS等夹杂物而使耐碰撞性变差，而且成为沿焊接部的金属流形成的裂缝的原因，因此优选尽量降低，但从制造成本的观点出发，可容许至0.07％。优选S量在0.04％以下，更优选在0.01％以下。
Al：1.0％以下
Al是铁素体生成元素，并且是对控制制造时的铁素体生成量有效的元素。但是，超过1.0％的Al的过量添加会使制钢时的钢坯质量变差。因此，使Al量为1.0％以下。优选为0.5％以下。需要说明的是，在Al的含有过少的情况下，脱酸变得困难，因此，优选含有的Al量在0.01％以上。
N：0.008％以下
N是使钢的耐时效性最大程度地变差的元素，越少越好，超过0.008％时，耐时效性的变差变得显著。因此，使N量在0.008％以下。优选在0.006％以下。
此外，本发明中，除上述基本成分之外，可根据需要适宜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％以下中的一种或两种以上
Cr、V及Mo具有在从退火温度开始的冷却时抑制珠光体生成的作用，因此可根据需要进行添加。其效果在Cr：0.05％以上、V：0.005％以上、Mo：0.005％以上时得以发挥。另一方面，以超过Cr：5.0％、V：1.0％、Mo：0.5％而过量含有时，硬质相的面积率变得过大，从而导致必要以上的强度升高且使加工性变差。因此，在含有这些元素的情况下，设定为Cr：0.005％以上且5.0％以下、V：0.005％以上且1.0％以下、Mo：0.005％以上且0.5％以下的范围。
此外，对于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％以下而言，可含有从其中选择的一种或两种以上，其限定理由如下。
Ti：0.01％以上且0.1％以下、Nb：0.01％以上且0.1％以下
Ti及Nb对钢的析出强化有效，其效果分别在0.01％以上时得到，但超过0.1％时，加工性及准确成形性降低。因此，使Ti、Nb分别以0.01％以上且0.1％以下的范围含有。
B：0.0003％以上且0.0050％以下
B抑制由奥氏体晶界的铁素体的生成和生长、并对钢的强化有效地作出贡献，因此可根据需要含有。其效果在0.0003％以上时得到，另一方面，超过0.0050％时，加工性降低。因此，在含有B的情况下，使其在0.0003％以上且0.0050％以下的范围。
Ni：0.05％以上且2.0％以下、Cu：0.05％以上且2.0％以下
Ni及Cu具有在实施热镀锌时促进内部氧化而使镀层粘着性提高的效果。其效果分别在0.05％以上时得到，但超过2.0％含有时，使钢板的加工性降低。而且，Ni及Cu也是对钢的强化有效的元素。因此，使Ni、Cu分别以0.05％以上且2.0％以下的范围含有。
选自Ca：0.001％以上且0.005％以下及REM：0.001％以上且0.005％以下中的一种或两种
Ca及REM是用于使硫化物的形状进行球状化、并改善硫化物对延伸凸缘性的不利影响的有效元素。其效果分别在0.001％以上时得到，但超过0.005％的含有会导致夹杂物等的增加，并引起表面及内部缺陷等。因此，在含有Ca、REM的情况下，使其在0.001％以上且0.005％以下的范围。
对于本发明的钢板而言，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效果的范围内，则不排除上述以外的成分的含有。
此外，对于本发明而言，在钢板的表面上可以具有热镀锌层或合金化热镀锌层。
接下来，对本发明钢板的优选制造方法及条件的限定理由进行说明。
首先，制造调整为上述优选成分组成的钢片，然后进行热轧，接着，实施冷轧来制成冷轧钢板。本发明中，这些处理没有特别限制，根据常规方法进行即可。
此处，优选的制造条件如下。将钢片加热至1100℃以上且1300℃以下，然后，在870℃以上且950℃以下的温度下进行热终轧，将得到的热轧钢板在350℃以上且720℃以下的温度下进行卷取。接着，对热轧钢板进行酸洗，然后，以40％以上且90％以下的轧制率进行冷轧，从而制成冷轧钢板。
需要说明的是，热轧钢板不仅可以经过通常的制钢、铸造及热轧的各工序来进行制造，也可以通过例如薄板坯铸造等来省略热轧工序的一部分或全部而进行制造。
冷轧钢板的退火条件
所述退火处理是为了在奥氏体单相区或奥氏体相与铁素体相的双相区域使向奥氏体的逆相变充分进行来确保以面积率计为50％以上的奥氏体相而进行的。但是，即使在优化的温度范围内，在高温侧和低温侧，适当的退火时间也是不同的。
即，在850℃以上的高温侧，在比较短的时间内向奥氏体的逆相变进行，因此，退火时间为至少15秒即可。另一方面，在低于850℃的温度范围内，即使超过Ac3点，向奥氏体的逆相变也难以进行，因此，需要50秒以上的退火时间。进而，在退火温度低于770℃的情况下，碳化物难以进行固溶，因此，需要最低100秒的退火时间。
因此，本发明中，将退火温度范围划分为700℃以上且低于770℃的温度范围、770℃以上且低于850℃的温度范围和850℃以上且950℃以下的温度范围三个范围，对于各温度范围内的退火时间而言，在700℃以上且低于770℃的温度范围内限定为100秒以上且1800秒以下的时间、在770℃以上且低于850℃的温度范围内限定为50秒以上且1800秒以下的时间、在850℃以上且950℃以下的温度范围内限定为15秒以上且1800秒以下的时间，设定在任意一种条件下进行退火。需要说明的是，850℃以上且950℃以下的温度范围与其他温度范围相比，从短时间就能进行退火的方面来讲而优选。
此处，对于各温度范围内的退火时间的上限，从确保奥氏体相的观点出发，没有特别限制，但太长时会导致较大能量消耗伴随的成本增加，因此，在任意一个温度范围内退火温度的上限均设为1800秒。需要说明的是，特别是在850℃以上且950℃以下的温度范围内，超过600秒的退火会导致过多能量消耗伴随的成本增加，因此，优选设为600秒以下。
此外，将退火温度的下限设为700℃是由于，退火温度不满700℃时，钢板中的碳化物不能充分固溶、铁素体的再结晶不能停止，因此，不能得到作为目标的延展性和延伸凸缘性，另一方面，将退火温度的上限设为950℃是由于，退火温度超过950℃时，奥氏体晶粒的生长显著、在之后的冷却时引起生成的构成相的粗大化，从而可能使延展性和延伸凸缘性变差。
从退火温度开始的冷却速度
首先，直至500℃为止以4℃/秒以上的冷却速度进行冷却，接着，从500℃开始以7℃/秒以上的冷却速度进行冷却。
上述退火后，直至下述低温保持温度为止的冷却条件在抑制本发明中作为目的的马氏体相以外的组织的析出的方面是重要的。在从退火温度开始至低温保持温度为止的温度范围内，存在珠光体和贝氏体的相变容易产生而不能得到作为目标的组织的情况。在此，在从退火温度开始至500℃为止的温度范围内，珠光体相变特别容易产生，在从500℃开始至低温保持温度为止的温度范围内，贝氏体相变特别容易产生。为了抑制上述的珠光体相变和贝氏体相变而得到作为目标的组织，需要在从退火温度开始至500℃为止的温度范围内以4℃/秒以上的冷却速度进行冷却，接着在从500℃开始至低温保持温度为止的温度范围内以7℃/秒以上的冷却速度进行冷却。
优选在从退火温度开始至低温保持温度为止的温度范围内以20℃/秒以上的冷却速度进行冷却。更优选以30℃/秒以上的冷却速度进行冷却。
需要说明的是，冷却速度的上限没有特别限定，但为了得到超过200℃/秒的冷却速度，需要特殊的冷却设备，因此，优选使其在约200℃/秒以下。
在100℃至(Ms-10℃)的温度范围内保持10秒以上，然后以5℃/秒以上的冷却速度进行冷却
上述低温保持及之后的冷却是本发明中最重要的工序。
首先，通过冷却至马氏体相变开始点(Ms)以下的低温保持温度、并在所述温度范围内保持10秒以上，进行根据过冷度的马氏体相变。此外，通过在低温范围内进行保持，相变后的马氏体立即进行回火，但所述回火马氏体在较高温度下被回火，因此变成软质的马氏体。
另一方面，在保持过程中未相变的奥氏体在低温保持后的冷却过程中发生马氏体相变。其也进行回火，但由于变成低温下的回火，因此，其进行缓慢而变成硬质的马氏体。这样，通过在一定的温度范围内进行保持，能够得到马氏体的回火状态不同的组织，即硬度不同的马氏体混合存在的组织。
通过发明人的调查，低温保持温度低于100℃时，相变后的马氏体的回火进行缓慢，另一方面，超过(Ms-10℃)时，不能进行充分的马氏体相变，因此，需要在100℃至(Ms-10℃)的温度范围内保持10秒以上。优选保持80秒以上。保持时间少于10秒时，回火的进行不充分，不能得到作为目的的特性。需要说明的是，保持时间的上限没有特别限定，但即使极端延长也得不到显著的效果，倒是可能产生一部分碳化物的不均匀的粗大化，因此，优选使保持时间的上限为约1200秒。
此外，为了在上述低温保持后的冷却过程中得到硬质的马氏体，以5℃/秒以上的冷却速度进行冷却是重要的。优选以15℃/秒以上的冷却速度进行冷却。
对于上述冷轧钢板的退火处理及其后续的冷却处理，列举特别优选的条件如下。
即，对冷轧钢板在850℃以上且950℃以下的温度范围内进行时间为15秒以上且600秒以下的退火，然后，以20℃/秒以上的冷却速度进行冷却，并且在100℃至(Ms-10℃)的温度范围内保持80秒以上，然后以15℃/秒以上的冷却速度进行冷却。
此外，可以对本发明的钢板实施热镀锌、进一步实施合金化热镀锌。热镀锌及合金化热镀锌处理优选在满足上述条件下的退火和冷却条件并在连续热镀锌线中进行。在此，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，优选使包括热镀锌处理或进一步的合金化处理时间在内的、420℃以上且550℃以下的温度范围内的保持时间为600秒以下。对于热镀锌及合金化热镀锌而言，只要能得到预定的组织和结构，则可以在任意阶段进行，但是，在上述100℃至(Ms-10℃)的温度范围内的保持中或保持后实施是有利的。
需要说明的是，为了以高精度求出上述Ms点，需要进行利用热加工模拟(フオ一マスタ)试验等的实际测定，但所述Ms点与以下式(1)式定义的M具有较好的相关性，因此，也可以使用下式(1)来求出Ms点。
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％]为合金元素X的质量％，[α％]为多边形铁素体的面积率(％)
另外，本发明中，上述多边形铁素体的面积率与在上述条件下的退火和冷却后的钢板所观察到的铁素体的面积率相等。
热镀锌及合金化热镀锌的方法如下。
首先，将钢板浸渍到镀浴中，利用气体擦拭等来调节附着量。作为镀浴中的溶解Al量，在热镀锌的情况下，优选使其在0.12％以上且0.22％以下的范围，在合金化热镀锌的情况下，优选使其在0.08％以上且0.18％以下的范围。此外，在热镀锌的情况下，作为镀浴的温度，只要在420℃以上且500℃以下的范围内即可，进一步实施合金化而进行合金化热镀锌的情况下，合金化时的温度优选为450℃以上且550℃以下的范围。在合金化温度超过550℃的情况下，碳化物从未相变奥氏体中过量析出，或者根据情况由于进行珠光体化而得不到作为目标的强度和延展性。此外，粉化性也变差。另一方面，合金化时的温度低于450℃的情况下，合金化不进行。
优选使镀层附着量为每单面约20g/m2～约150g/m2。在镀层附着量小于20g/m2的情况下，耐腐蚀性变差。另一方面，镀层附着量即使超过150g/m2，耐腐蚀效果达到饱和而只会导致成本增加。此外，优选使合金化度以镀层中的Fe含量计为约7质量％～约15质量％。Fe含量小于7质量％时，合金化不均匀产生而使外观性变差，所谓ζ相生成而使滑动性变差。另一方面，Fe含量超过15质量％时，硬质且脆的Γ相大量生成而使镀层粘着性变差。
需要说明的是，本发明中，退火和低温保持温度范围等的保持温度不需要是固定的，只要在规定的范围内，则即使发生变动也不损害本发明的宗旨。对于冷却速度也是同样的。此外，只要满足热滞后，对钢板可以使用任何设备来实施热处理。进而，热处理之后，为了矫正形状而对本发明钢板进行表面光轧，这也包括在本发明的范围内。
[实施例]
下面通过实施例对本发明进一步进行说明，但下述实施例并不是对本发明进行限定。此外，在本发明的主旨构成的范围内对构成进行变更，其包括在本发明的范围内。
实施例1
将表1所示成分组成的钢片加热至1250℃，然后，将在880℃下进行热轧终轧而得到的热轧钢板在600℃下进行卷取，接着，对热轧钢板进行酸洗，然后，以65％的轧制率进行冷轧，从而制成板厚为1.2mm的冷轧钢板。对得到的冷轧钢板在表2所示的条件下实施热处理。需要说明的是，同一表中的任意一个样品均未实施通常的淬火。另外，表2中的保持时间为在表2中的保持温度下的保持时间。此外，表2中的Ms通过上述(1)式求出。
此外，对于一部分样品，随后实施热镀锌处理，进而对其中的一部分实施合金化处理。需要说明的是，上述热镀锌处理在镀浴温度：463℃、附着量(每单面)：50g/m2(双面镀层)的条件下进行。此外，合金化热镀锌处理在镀层中的Fe％(铁含量)为9质量％的条件下进行。
对于所得到的钢板，不管有无镀层，均实施轧制率(延伸率)：0.3％的表面光轧。
将如上所得到的钢板的组织百分比一并记载于表2中。
此外，将对所得到的钢板的各特性进行调查的结果示于表3中。
此处，组织百分比的测定方法及诸特性的评价方法如下。
钢板组织的各相的面积率通过对与轧制方向平行的板厚方向截面利用扫描电子显微镜(SEM)在3000倍下进行钢组织观察来测定。观察进行3个视野以上，并得到其平均值。对于马氏体、铁素体及贝氏体而言，使用直接研磨的样品求出面积率。残余奥氏体量通过板厚1/4板面的X射线衍射来测定。
对于纳米硬度而言，对样品表面进行电解研磨，并使用HYSITRON公司制的TRIBO SCOPE进行测定。在3000μN的固定荷载的条件下在马氏体组织中随机测定30点以上，并求出纳米硬度，通过所述值的频数分布求出正态分布曲线，从而测定半高宽。
对于强度而言，沿相对于钢板的轧制方向平行的方向裁取JIS5号试验片，依据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)，并算出用于评价延展性(强度-延伸平衡)的拉伸强度与总延伸率之积(TS×T.El)。需要说明的是，本发明中，将TS×T.El≥14500(MPa·％)的情况判定为良好。
延伸凸缘性依据日本钢铁联盟标准JFST1001进行评价。将所得到的钢板切割成100mm×100mm后，以间隙：板厚的12％冲裁直径：10mm的孔，然后，使用内径75mm的冲模，在以压边力：88.2kN进行抑制的状态下将60°圆锥冲头压入孔内来测定裂纹产生极限的孔直径，由下式(2)求出极限扩孔率(％)，并通过所述极限扩孔率的值来评价延伸凸缘性。需要说明的是，本发明中，将λ≥15％设为良好。
极限扩孔率λ(％)＝{(Df-D0)/D0}×100…(2)
其中，Df为裂纹产生时的孔径(mm)，D0为初始孔径(mm)。
表3
由表3可知，对于本发明的钢板而言，测定马氏体的硬度分布而得到的纳米硬度的频数分布的半高宽均为2.0GPa以上，不仅满足拉伸强度：980MPa以上且TS×T.El≥14500(MPa·％)，而且满足表示延伸凸缘性的λ值在15％以上，因此，兼具高强度和良好的加工性。
实施例2
将表4所示成分组成的钢片加热至1250℃，然后，将在880℃下进行热轧终轧而得到的热轧钢板在600℃下进行卷取，接着，对热轧钢板进行酸洗，然后，以65％的轧制率进行冷轧，从而制成板厚为1.2mm的冷轧钢板。对得到的冷轧钢板在表5所示的条件下实施热处理。需要说明的是，同一表中的任意一个样品均未实施通常的淬火。另外，表5中的保持时间为在表5中的保持温度下的保持时间。此外，表5中的Ms通过上述(1)式求出。
此外，对于一部分样品，随后实施热镀锌处理，进而对其中的一部分实施合金化处理。需要说明的是，上述热镀锌处理在镀浴温度：463℃、附着量(每单面)：50g/m2(双面镀层)的条件下进行。此外，合金化热镀锌处理在镀层中的Fe％(铁含量)为9质量％的条件下进行。
对于所得到的钢板，不管有无镀层，均实施轧制率(延伸率)：0.3％的表面光轧。
将如上所得到的钢板的组织百分比一并记载于表5中。
此外，将对所得到的钢板的诸特性进行调查的结果示于表6中。组织百分比的测定方法及诸特性的评价方法与实施例1的情况相同。
表6
*6不能测定
由表6可知，对于本发明的钢板而言，测定马氏体的硬度分布而得到的纳米硬度的频数分布的半高宽均为2.0GPa以上，不仅满足拉伸强度：980MPa以上且TS×T.El≥14500(MPa·％)，而且满足表示延伸凸缘性的λ值在15％以上，因此，兼具高强度和良好的加工性。

Claims (12)

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，以面积率计具有70％以上的马氏体，同时，铁素体为50％以下且包括0％，贝氏体为10％以下且包括0％，残余奥氏体为10％以下且包括0％，所述马氏体中硬度不同的马氏体混合存在，测定所述马氏体的硬度分布而得到的纳米硬度的频数分布的半高宽为2.0GPa以上，且拉伸强度为980MPa以上。
2.根据权利要求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％以下及Mo：0.005％以上且0.5％以下中的一种或两种以上。
3.根据权利要求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、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％以下中的一种或两种以上。
4.根据权利要求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Ca：0.001％以上且0.005％以下及REM：0.001％以上且0.005％以下中的一种或两种。
5.根据权利要求3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％以下及REM：0.001％以上且0.005％以下中的一种或两种。
6.根据权利要求1或2所述的高强度钢板，其特征在于，所述钢板的表面上具有热镀锌层或合金化热镀锌层。
7.根据权利要求3所述的高强度钢板，其特征在于，所述钢板的表面上具有热镀锌层或合金化热镀锌层。
8.根据权利要求4所述的高强度钢板，其特征在于，所述钢板的表面上具有热镀锌层或合金化热镀锌层。
9.根据权利要求5所述的高强度钢板，其特征在于，所述钢板的表面上具有热镀锌层或合金化热镀锌层。
10.一种高强度钢板的制造方法，其特征在于，通过对权利要求1～5中任一项所述成分组成的钢片进行热轧之后进行冷轧，制成冷轧钢板，接着，对所述冷轧钢板在700℃以上且950℃以下的温度范围内进行退火时，以在700℃以上且低于770℃的温度范围内进行100秒以上且1800秒以下的时间、在770℃以上且低于850℃的温度范围内进行50秒以上且1800秒以下的时间、在850℃以上且950℃以下的温度范围内进行15秒以上且1800秒以下的时间中的任意一种条件进行退火，然后，直至500℃为止以4℃/秒以上的冷却速度进行冷却，从500℃开始以7℃/秒以上的冷却速度进行冷却，并且在100℃至(Ms-10℃)的温度范围内保持10秒以上，然后以5℃/秒以上的冷却速度进行冷却。
11.一种高强度钢板的制造方法，其特征在于，通过对权利要求1～5中任一项所述成分组成的钢片进行热轧之后进行冷轧，制成冷轧钢板，接着，对所述冷轧钢板在700℃以上且950℃以下的温度范围内进行退火时，以在700℃以上且低于770℃的温度范围内进行100秒以上且1800秒以下的时间、在770℃以上且低于850℃的温度范围内进行50秒以上且1800秒以下的时间、在850℃以上且950℃以下的温度范围内进行15秒以上且1800秒以下的时间中的任意一种条件进行退火，然后，以20℃/秒以上的冷却速度进行冷却，并且在100℃至(Ms-10℃)的温度范围内保持80秒以上，然后以15℃/秒以上的冷却速度进行冷却。
12.一种高强度钢板的制造方法，其特征在于，通过对权利要求1～5中任一项所述成分组成的钢片进行热轧之后进行冷轧，制成冷轧钢板，接着，对所述冷轧钢板在850℃以上且950℃以下的温度范围内进行时间为15秒以上且600秒以下的退火，然后，以20℃/秒以上的冷却速度进行冷却，并且在100℃至(Ms-10℃)的温度范围内保持80秒以上，然后以15℃/秒以上的冷却速度进行冷却。
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