CN102712973B - 成型性优良的高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供成型性优良的高强度钢板及其制造方法，其中，该钢板中的Al含量（%）及Si含量（%）使式（A）的关系成立，用与使用纳米压痕仪在100个位置以上测定出的硬度相关的式（B）定义的平均值Y_ave为40以上。0.3≤0.7×[Si]+[Al]≤1.5？（A）；Y_ave=Σ(180×(X_i-3)^-2/n)？（B）。[Al]表示Al含量（%），[Si]表示Si含量（%），n表示硬度的测定位置的总数，X_i表示第i个测定位置处的硬度（GPa），其中，i为n以下的自然数。

Description

成型性优良的高强度钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及适用于车身等的成型性优良的高强度钢板及其制造方法。

背景技术

近年来，为了提高汽车的油耗，要求进一步对车身进行轻量化。为了将车身轻量化，只要使用强度高的钢板即可，但强度越高，冲压成型变得越困难。这是因为通常钢板的强度越高，钢板的屈服应力增大越多，从而伸长率降低越多。另外，作为车身用的高强度钢板，有时也使用热浸镀锌钢板等施加了热浸镀锌处理或者磷酸盐处理等化成处理的钢板。所以，对于这样的高强度钢板，还要求良好的热浸镀锌处理性及化成处理性。

关于改善伸长率，专利文献1及专利文献2中记载有利用了残余奥氏体的加工诱导相变的TRIP（transformationinducedplasticity）钢板。但是，由于在TRIP钢板中含有大量的C，因此有焊核破裂等焊接上的问题。另外，特别是对于拉伸强度为980MPa以上的TRIP钢板，由于屈服应力非常高，因此还存在冲压成型时等形状可固定性低这样的问题。

进而，对于拉伸强度为980MPa以上的高强度TRIP钢板，有可能够发生延迟断裂。由于在TRIP钢板中包含有大量的残余奥氏体，因此在加工时发生诱导相变而生成的马氏体与其周围的相的界面上，容易大量产生空洞及位错。并且，氢集积在这种位置上，会发生延迟断裂。

另外，关于屈服应力的降低，专利文献3中记载有包含铁素体的DP（dualphase）钢。但是，为了制造该DP钢，需要将再结晶退火后的冷却速度设为30℃/秒以上这样的非常高的值。所以，难以将其用于使用常规生产线的热浸镀锌钢板的制造。

专利文献3～6中记载有关于成型性的各种指标，但如果仅将这些指标在规定的范围内进行调节，则难以使汽车用部件的拉伸凸缘成型的成型性充分。

现有技术文献

专利文献

专利文献1:日本特开昭61-157625号公报

专利文献2:日本特开平10-130776号公报

专利文献3:日本特开昭57-155329号公报

专利文献4:日本特开2001-355043号公报

专利文献5:日本特开2007-302918号公报

专利文献6:日本特开2008-63604号公报

发明内容

发明所需解决的问题

本发明的目的在于，提供能够兼顾成型性及热浸镀锌处理性的成型性优良的高强度钢板及其制造方法。

用于解决问题的手段

本发明者们针对屈服应力低的DP钢板发现，通过将Si含量及Al含量的关系设为合适的关系并且将硬度分布设为适当的硬度分布，能够兼顾成型性及热浸镀锌处理性。并且，本发明者们想到了以下所示的发明的各方案。

（1）一种成型性优良的高强度钢板，其特征在于，以质量%计含有：

C：0.03%～0.20%、

Si：0.005%～1.0%、

Mn：1.0%～3.1%、及

Al：0.005%～1.2%，

P含量为超过0%且0.06%以下，

S含量为超过0%且0.01%以下，

N含量为超过0%且0.01%以下，

残余部分由Fe及不可避免的杂质构成，

金属组织包含铁素体及马氏体，

Al含量（%）及Si含量（%）使式（A）的关系成立，

用与使用纳米压痕仪在100个位置以上测定出的硬度相关的式（B）定义的平均值Y_ave为40以上。

0.3≤0.7×[Si]+[Al]≤1.5（A）

Y_ave=Σ(180×(X_i-3)^-2/n)（B）

（[Al]表示Al含量（%），[Si]表示Si含量（%），n表示硬度的测定位置的总数，X_i表示第i个（i为n以下的自然数）测定位置处的硬度（GPa）。）

（2）（1）所述的成型性优良的高强度钢板，其特征在于，以质量%计进一步具有选自由

B：0.00005%～0.005%、

Mo：0.01%～0.5%、

Cr：0.01%～1.0%、

V：0.01%～0.1%、

Ti：0.01%～0.1%、

Nb：0.005%～0.05%、

Ca：0.0005%～0.005%、及

REM：0.0005%～0.005%

组成的组中的至少一种。

（3）（1）或（2）所述的成型性优良的高强度钢板，其特征在于，所述高强度钢板为冷轧钢板。

（4）（1）至（3）中任一项所述的成型性优良的高强度钢板，其特征在于，所述高强度钢板为热浸镀锌钢板。

（5）（1）至（4）中任一项所述的成型性优良的高强度钢板，其特征在于，所述金属组织中的马氏体分率超过5%。

（6）一种成型性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，具有：

进行热轧而得到热轧钢带的工序、

接着对所述热轧钢带进行酸洗的工序、

接着使用具备有多个机架的串列式轧机对所述热轧钢带进行冷轧而得到冷轧钢带的工序、

接着用连续退火设备对所述冷轧钢带进行连续退火的工序、

接着对所述冷轧钢带进行平整轧制的工序，

所述钢带以质量%计含有：

C：0.03%～0.20%、

Si：0.005%～1.0%、

Mn：1.0%～3.1%、及

Al：0.005%～1.2%，

P含量为超过0%且0.06%以下，

S含量为超过0%且0.01%以下，

N含量为超过0%且0.01%以下，

残余部分由Fe及不可避免的杂质构成，

所述多个机架中最初的机架中的冷轧率及所述连续退火设备中的最初的加热带上的升温速度使式（C）的关系成立。

0.3≤0.7×[Si]+[Al]≤1.5（A）

50≤r1^0.85×V≤300（C）

（r1表示所述冷轧率（%），V表示所述升温速度（℃/秒）。）

（7）（6）所述的成型性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在所述连续退火之后，具有：

对所述冷轧钢带进行热浸镀锌处理的工序、

接着对所述冷轧钢带进行平整轧制的工序。

（8）（7）所述的成型性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在进行所述热浸镀锌处理的工序之后，具有将所述冷轧钢带在400℃至650℃的温度下保持t秒的工序，

使式（D）的关系成立。

t＜60×[C]+20×[Mn]+24×[Cr]+40×[Mo]（D）

（[C]表示C含量（%），[Mn]表示Mn含量（%），[Cr]表示Cr含量（%），[Mo]表示Mo含量（%）。）

发明的效果

根据本发明，由于将Si含量及Al含量的关系设为合适的关系，并且将硬度分布设为适当的硬度分布，因此能够兼顾成型性及热浸镀锌处理性。

附图说明

图1是表示Al含量及Si含量与成型性及热浸镀锌处理性以及化成处理性之间的关系的图。

图2是表示式（B）的平均值Y_ave与成型性之间的关系的图。

图3是表示用于侧弯试验的试验片的图。

图4是表示冷轧率r及升温速度V与成型性之间的关系的图。

图5是表示C含量、Mn含量、Cr含量及Mo含量与保持时间之间的关系的图。

具体实施方式

以下，对本发明的实施方式，一边参照附图，一边进行详细的说明。

本发明的实施方式所涉及的钢板中，以质量%计含有：C：0.03%～0.20%、Si：0.005%～1.0%、Mn：1.0%～3.1%、及Al：0.005%～1.2%，P含量为超过0%且0.06%以下，S含量为超过0%且0.01%以下，N含量为超过0%且0.01%以下，残余部分由Fe及不可避免的杂质构成。

这里，对这些成分的含量的限定理由，进行说明。

C确保强度，使马氏体稳定化。如果C含量低于0.03%，则难以得到充分的强度，从而难以形成马氏体。另一方面，如果C含量超过0.2%，则强度变得过高，从而难以得到充分的延展性，难以得到充分的焊接性。所以，C含量的范围为0.03%～0.2%。这里，C含量优选为0.06%以上，更优选为0.07%以上。另外，C含量优选为0.15%以下，更优选为0.12%以下。

Si确保强度及延展性，呈现脱氧作用，提高淬透性。如果Si含量低于0.005%，则难以得到充分的脱氧作用，从而难以得到充分的淬透性。另一方面，如果Si含量超过1.0%，则难以得到充分的化成处理性及热浸镀锌处理性。所以，Si含量的范围为0.005%～1.0%。这里，Si含量优选为0.01%以上，更优选为0.05%以上。另外，特别是在良好的热浸镀锌处理性较为重要时，Si含量优选为0.7%以下。进而，Si含量更优选为0.6%以下，进一步优选为0.1%以下。

Mn确保强度，延缓碳化物的生成，对生成铁素体是有效的。如果Mn含量低于1.0%，则难以得到充分的强度，从而铁素体的生成变得不充分而难以得到充分的延展性。另一方面，如果Mn含量超过3.1%，则淬透性变得过高，马氏体过量生成，从而强度变得过高。其结果是，变得难以得到充分的延展性，从而容易在特性上产生较大的偏差。所以，Mn含量的范围为1.0%～3.1%。这里，Mn含量优选为1.2%以上，更优选为1.5%以上。另外，Mn含量优选为2.8%以下，更优选为2.6%以下。

Al促进铁素体生成，提高延展性，呈现脱氧作用。如果Al含量低于0.005%，则难以得到充分的脱氧作用。另一方面，如果Al含量超过1.2%，则氧化铝等夹杂物增加，从而难以得到充分的加工性。所以，Al含量的范围为0.005%～1.2%。这里，Al含量优选为0.02%以上，更优选为0.1%以上。另外，Al含量优选为1.0%以下，更优选为0.8%以下。需要说明的是，即使含有大量的Al，化成处理性及热浸镀锌处理性也难以降低。

P有助于提高强度，因此可以根据所需的强度水平含有P。但是，如果P含量超过0.06%，则在粒界中偏析而局部延展性容易降低，焊接性容易降低。所以，P含量为0.06%以下。这里，P含量优选为0.03%以下，更优选为0.02%以下。另一方面，为了使P含量低于0.001%，在制钢阶段需要巨大的成本增加，为了使其为0%，需要更为巨大的成本增加。所以，P含量超过0%，优选为0.001%以上。

S生成MnS，降低局部延展性及焊接性。特别是，如果S含量超过0.01%，则变得显著。所以，S含量为0.01%。这里，S含量优选为0.007%以下，更优选为0.005%以下。另一方面，为了使S含量低于0.001%，在制钢阶段需要巨大的成本增加，为了使其为0%，需要更为巨大的成本增加。所以，S含量超过0%，优选为0.001%以上。

N是不可避免地包含的元素，如果N含量超过0.01%，则时效性降低。另外，生成大量的AlN，会导致Al的作用降低。所以，N含量为0.01%以下。这里，N含量优选为0.007%以下，更优选为0.005%以下。另一方面，为了使N含量低于0.0005%，在制钢阶段需要巨大的成本增加，为了使其为0%，需要更为巨大的成本增加。所以，N含量超过0%，优选为0.0005%以上。

需要说明的是，本实施方式所涉及的钢板中，还可以在以下所示的范围含有选自由B、Mo、Cr、V、Ti、Nb、Ca、及稀土类金属（REM）组成的组中的一种以上。

B有助于确保淬透性，生成BN而增大有效Al。通常如果铁素体分率增加，则能够确保优良的伸长率，但有时形成为层状组织而降低局部延展性。B抑制这样的局部延展性的降低。如果B含量低于0.00005%，则难以得到这些作用。另一方面，如果B含量超过0.005%，则拉伸试验中的伸长率及侧弯试验中的伸长应变量（断裂伸长应变的值）显著降低。所以，B含量的范围优选为0.00005%～0.005%。这里，B含量更优选为0.0001%以上，进一步优选为0.0005%以上。另外，B含量更优选为0.003%以下，进一步优选为0.002%以下。

Mo有助于确保强度及提高淬透性。如果Mo含量低于0.01%，则难以得到这些作用。另一方面，如果Mo含量超过0.5%，则抑制铁素体生成，从而延展性降低。另外，如果Mo含量超过0.5%，则有时难以得到充分的化成处理性及热浸镀锌处理性。所以，Mo含量的范围优选为0.01%～0.5%。这里，Mo含量更优选为0.03%以上，进一步优选为0.05%以上。Cr有助于确保强度及提高淬透性。如果Cr含量低于0.01%，则难以得到这些作用。另一方面，如果Cr含量超过1.0%，则抑制铁素体生成，从而延展性降低。另外，如果Cr含量超过1.0%，则有时难以得到充分的化成处理性及热浸镀锌处理性。所以，Cr含量的范围优选为0.01%～1.0%。这里，Cr含量更优选为0.1%以上，进一步优选为0.2%以上。另外，Cr含量更优选为0.7%以下，进一步优选为0.5%以下。

V、Ti、及Nb有助于确保强度。如果V含量低于0.01%、Ti含量低于0.01%、Nb含量低于0.005%，则难以得到该作用。另一方面，如果V含量超过0.1%、Ti含量超过0.1%、Nb含量超过0.05%，则拉伸试验中的伸长率及侧弯试验中的伸长应变量显著降低。所以，V含量的范围优选为0.01%～0.1%，Ti含量的范围优选为0.01%～0.1%，Nb含量的范围优选为0.005%～0.05%。

Ca及REM有助于控制夹杂物及提高扩孔性。如果Ca含量低于0.0005%、REM含量低于0.0005%，则难以得到这些作用。另一方面，如果Ca含量超过0.005%、REM含量超过0.005%，则拉伸试验中的伸长率及侧弯试验中的伸长应变量显著降低。所以，Ca含量的范围优选为0.0005%～0.005%，REM含量的范围优选为0.0005%～0.005%。

需要说明的是，作为不可避免的杂质，可以列举出Sn等。在这些不可避免的杂质的含量为0.01%以下时，能够不损害实施方式的效果。

本实施方式所涉及的钢板中，Al含量与Si含量之间成立式（A）的关系。

0.3≤0.7×[Si]+[Al]≤1.5（A）

这里，[Al]表示Al含量（%），[Si]表示Si含量（%）。

在现有的高强度钢板中添加有大量的元素，抑制铁素体生成。因此，组织的铁素体分率低，其他相（第2相）的分率高。所以，特别是在拉伸强度为980MPa以上的DP钢中，伸长率显著降低。与此相对，通过增加Si含量、或减少Mn含量，可以增大伸长率。然而，如果增加Si含量，则化成处理性及热浸镀锌处理性容易降低。另外，如果降低Mn含量，则变得难以确保强度。

在这样的状况下，本发明者们经过认真的研究，结果发现了上述的Al的效果。进而，对Si含量及Al含量与成型性及热浸镀锌处理性（镀覆处理性）以及化成处理性之间的关系进行调查，结果得到了图1所示的结果。也就是说，如果“0.7×[Si]+[Al]”的值低于0.3，则成型性不充分。另外，如果“0.7×[Si]+[Al]”的值超过1.5，则得不到良好的化成处理性及热浸镀锌处理性。从这个结果出发，可以说在满足式（A）的关系时，能够一边确保镀覆处理性及化成处理性一边确保充分的铁素体分率来得到优良的伸长率。需要说明的是，对成型性与拉伸试验的结果之间的关系进行了研究，结果在成型性充分时，对于通过拉伸试验得到的伸长率EL（%）及拉伸强度TS（MPa），“EL×TS”的值为16000%MPa以上，在成型性不充分时，“EL×TS”的值低于16000%MPa。

需要说明的是，对于成型性的评价、以及化成处理性及热浸镀锌性的评价，例如能够与后述的实施例No.1～No.27及比较例No.28～No.43中的评价同样地进行。

另外，本实施方式所涉及的钢板的金属组织中，包含有铁素体及马氏体。铁素体中，包含有多边形铁素体及贝氏体铁素体。马氏体中，包含通过常规的淬火得到的马氏体、及通过在600℃以下的温度下进行回火得到的马氏体。在本实施方式中，由于具有这样的金属组织，因此能够兼顾拉伸强度及延展性。

铁素体分率及马氏体分率没有特别的限定，但马氏体分率优选设为超过5%。这是因为如果马氏体分率为5%以下，则变得难以得到500MPa以上的拉伸强度。需要说明的是，铁素体分率及马氏体分率的更优选的范围根据所需求的拉伸强度及伸长率而不同。即，如果提高铁素体分率，则能够确保伸长率，如果提高马氏体分率，则能够确保拉伸强度，因此优选基于伸长率及拉伸强度的平衡调节各自的范围。例如在拉伸强度为500MPa～800MPa时，铁素体分率的范围优选为50%～90%，马氏体分率的范围优选为10%～40%。在拉伸强度为800MPa～1100MPa时，铁素体分率的范围优选为20%～60%，马氏体分率的范围优选为30%～60%。在拉伸强度超过1100MPa时，铁素体分率优选为30%以下，马氏体分率优选为40%以上。

另外，本实施方式所涉及的钢板的金属组织中，优选还包含贝氏体，贝氏体分率的范围优选为10%～40%。但是，为了确保拉伸强度，与增加贝氏体的分率相比，增加马氏体分率是有效的，马氏体能够以较少的分率确保所需的拉伸强度。并且，铁素体分率可以增加对应于贝氏体分率的量，提高伸长率。所以，马氏体分率优选高于贝氏体分率。需要说明的是，如果金属组织中残存有奥氏体，则2次加工脆性及延迟断裂特性容易降低。因此，优选实质上不包含残余奥氏体，但也可以不可避免地包含低于3%的残余奥氏体。

进而，本实施方式所涉及的钢板中，用与使用纳米压痕仪在100个位置以上测定出的硬度相关的式（B）定义的平均值Y_ave为40以上。

Y_ave=Σ(180×(X_i-3)^-2/n)（B）

这里，n表示硬度的测定位置的总数，X_i表示第i个（i为n以下的自然数）的测定位置处的硬度（GPa）。

本发明者们发现作为表示用于车身等的钢板的成型性的指标，与伸长率及扩孔值相比，通过侧弯试验计测出的伸长应变量ε更为优良。另外，还发现伸长应变量ε越大，成型性变得越良好。

进而，本发明者们还发现了如图2所示，式（B）的平均值Y_ave越大，伸长应变量ε（%）与拉伸强度TS（MPa）之积“ε×TS”的值变得越大。并且，如果“ε×TS”的值为40000%MPa以上，则能够得到良好的成型性。因此，如果平均值Y_ave为40以上，则可以说能够得到良好的成型性。需要说明的是，平均值Y_ave的上限没有特别的限定，但在本发明者们进行的试验中得到的平均值Y_ave的最大值为250。

另外，还发现在积“ε×TS”的值为40000%MPa以上时，进一步如果伸长率EL（%）及拉伸强度TS（MPa）之积“EL×TS”的值为16000%MPa以上，则更优选，成型性更优良。

需要说明的是，在侧弯试验中，对形成有缺口的端面施加面内弯曲，对发生贯穿破裂时的伸长应变量进行测定。在图3中，表示试验片的形状。为了对拉伸凸缘性进行评价，在试验片1上设置有较大曲率半径的缺口2。另外，为了对试验后的伸长应变量进行测定，标示划线。如果试验开始，则试验片1一边在圆周方向受到拉伸应力一边弯曲而断裂。在侧弯试验中，在板厚方向发生贯穿破裂时，判定发生了“断裂”。也就是说，与扩孔试验不同，贯穿破裂后的伸长应变不受破裂的大小影响。因此，不会产生破裂判定的偏差。

根据本实施方式，将式（A）所表示的Si含量及Al含量的关系设为合适的关系，并且将式（B）所表示的硬度分布设为适当的硬度分布，因此能够兼顾成型性及热浸镀锌处理性以及化成处理性。

另外，式（B）所表示的硬度分布反映了侧弯试验的结果，侧弯试验的结果与作为表示成型性的现有的指标的伸长率及扩孔性相比，能够更高精度地表示汽车部件等的成型性。

需要说明的是，本实施方式所涉及的钢板的强度没有特别的限定，但根据组成例如能够得到590MPa～1500MPa左右的拉伸强度。兼顾成型性、以及热浸镀锌处理性及化成处理性的效果特别在980MPa以上的高强度钢板上是显著的。

为了制造上述这样的本实施方式所涉及的钢板，只要使用上述的组成的钢进行例如与通常进行的热轧钢板的制造方法、冷轧钢板的制造方法、或者镀覆钢板的制造方法相同的处理即可。例如进行通过对钢带冷轧取得冷轧钢带、及冷轧钢带的连续退火。另外，还可以按如下顺序实施通过对钢热轧取得热轧钢带、热轧钢带的酸洗、通过对热轧钢带冷轧取得冷轧钢带、冷轧钢带的连续退火、及冷轧钢带的平整轧制。另外，也可以在连续退火后实施热浸镀锌处理。此时，只要例如将平整轧制在热浸镀锌处理后进行即可。

例如，热轧只要在通常的条件下实施即可。不过，为了防止对铁素体粒施加过度的应变而导致加工性降低，优选在A_r3点以上的温度下进行热轧。另外，如果在超过940℃的温度下进行热轧，则有时退火后的再结晶粒径变得过于粗大化。因此，热轧优选在940℃以下进行。热轧的卷绕温度越高，则再结晶及粒生长越得到促进，加工性提高越多。然而，如果卷绕温度超过550℃，则热轧时产生的氧化皮的生成也得到促进。因此，有时酸洗所需要的时间变长。另外，铁素体及珠光体生成为层状，从而C容易不均匀地扩散。所以，卷绕温度优选为550℃以下。另一方面，如果卷绕温度低于400℃，则钢板硬化，冷轧时的负荷变高。所以，卷绕温度优选为400℃以上。

酸洗只要在通常的条件下实施即可。

酸洗后的冷轧也只要在常规的条件下实施即可。需要说明的是，冷轧的压下率的范围优选为30%～70%。这是因为如果压下率低于30%，则有时变得难以矫正钢板的形状，如果压下率超过70%，则在钢板的边缘部产生破裂，或者产生形状混乱。

另外，冷轧使用具备有多个机架的串列式轧机连续地进行，最初的机架中的冷轧率r1（%）、及连续退火设备中的最初的加热带上的升温速度V（℃/秒）优选满足式（C）的关系。这里，连续退火设备中，包括设置在冷轧钢板的生产线上的连续退火设备、及设置在连续热浸镀锌钢板的生产线上的连续退火设备。

50≤r1^0.85×V≤300（C）

本发明者们对冷轧率r1与升温速度V之间的关系进行了调查，结果得到了图4所示的结果。如上所述，如果“ε×TS”的值为40000%MPa以上，则能够得到良好的成型性。于是，在图4中，将“ε×TS”的值为40000%MPa以上的条件表示为“○”，将“ε×TS”的值低于40000%MPa的条件表示为“×”。如果“r1^0.85×V”的值低于50，则铁素体变得过软，从而与硬质相的硬度差变大。另一方面，如果“r1^0.85×V”的值超过300，则未再结晶的比例变得过高，从而成型性降低。需要说明的是，“r1^0.85×V”的值更优选为100以上，并更优选为250以下。

连续退火优选在A_c1点的温度以上且A_c3点的温度+100℃以下的范围进行。如果在低于A_c1点的温度下进行连续退火，则组织容易变得不均匀。另一方面，如果在超过A_c3点的温度+100℃的温度下进行连续退火，则由于奥氏体的粗大化抑制铁素体生成，从而伸长率降低。另外，从经济性的观点出发，退火温度期望为900℃以下。关于退火时间，为了消除层状的组织，优选保持30秒以上。另一方面，如果保持30分钟以上，则效果饱和，从而生产性降低。所以，退火时间的范围优选设为30秒～30分钟。

对于连续退火的冷却，优选将结束温度设为600℃以下。如果结束温度超过600℃，则奥氏体容易残余，从而2次加工脆性及延迟断裂特性容易降低。

需要说明的是，还可以在连续退火后进行600℃以下的回火处理。通过进行这样的回火处理，例如能够使扩孔性及脆性更良好。

本发明者们在连续退火后实施热浸镀锌处理时，优选在热浸镀锌处理后将冷轧钢带在400℃～650℃的温度下保持满足式（D）的关系的时间（t秒）。

t≤60×[C]+20×[Mn]+24×[Cr]+40×[Mo]（D）

这里，[C]表示C含量（%），[Mn]表示Mn含量（%），[Cr]表示Cr含量（%），[Mo]表示Mo含量（%）。

本发明者们对在热浸镀锌处理后将冷轧钢带在400℃～650℃的温度下保持时的保持时间进行了调查，结果得到了图5所示的结果。图5中的○表示能够得到充分的拉伸强度，×表示拉伸强度较低。如图5所示，如果保持时间t（秒）的值超过式（D）的右边（质量%）的值，则拉伸强度较低。这是因为贝氏体过度生成，从而变得难以确保充分的马氏体分率。

实施例

接着，对本发明者们所进行的实验，进行说明。

首先，使用真空熔炼炉，制作具有表1所示的组成的实施例No.1～No.34及比较例No.35～No.52的钢。接着，冷却钢，使其凝固后，再加热至1200℃，然后在880℃下进行热轧的精轧。然后，冷却至500℃，在500℃下保持1小时得到热轧板。该500℃下保持1小时再现了热轧的卷绕时的热处理。接着，通过酸洗由热轧板去除氧化皮，然后以表4所示的冷轧率r进行冷轧，得到冷轧板。接着，使用连续退火模拟器，以表4所示的升温速度V使冷轧板升温，在770℃下进行60秒的退火。然后，实施热浸镀锌，在合金化炉中进行合金化处理，制造合金化热浸镀锌钢板。

并且，在拉伸试验中对伸长率EL（%）及拉伸强度TS（MPa）进行测定，在侧弯试验中对伸长应变量ε（%）进行测定。在拉伸试验中，使用JIS5号片。侧弯试验以上述的要领实施。并且，求出“EL×TS”的值、及“ε×TS”的值。将这些结果表示在表2中。如果至少“ε×TS”的值为40000%MPa以上，则能够说兼顾了拉伸强度及延展性，如果“EL×TS”的值为16000%MPa以上，则能够说拉伸强度及延展性更为良好。

另外，使用光学显微镜，对金属组织进行了观察。此时，对铁素体在硝酸酒精腐蚀后进行观察，对马氏体在Lepera腐蚀后进行观察。并且，算出了铁素体分率及马氏体分率。进而，将从钢板的表层起进行化学研磨至1/4厚度而得到的面供给至X线衍射分析，算出了残余奥氏体分率。将这些结果表示在表2中。

另外，使用纳米压痕仪，对于每一个试样在300个位置测定硬度X₁～X₃₀₀。此时，使用HYSITRON社的“TRIBOINDENTER”作为纳米压痕仪，并将测定间隔设为3μm。并且，从硬度X₁～X₃₀₀算出平均值Y_ave。将其结果表示在表3中。

另外，还对化成处理性及热浸镀锌处理性进行了评价。对于化成处理性的评价，使用磷酸盐处理试剂以标准规范进行处理，然后通过目测及扫描型电子显微镜对化成被膜的性状进行观察。并且，将致密地覆盖有钢板地基的被膜判断为良好，将不是这样的被膜判断为不良。作为磷酸盐处理试剂，使用通常作为汽车用试剂的日本ParkerRising社的“Bt3080”。对于热浸镀锌处理性的评价，在满足式（C）的条件下进行退火后，使用热浸镀锌模拟器进行热浸镀锌处理，通过目测进行观察。并且，将镀覆面的90%以上的面积均匀地形成了镀覆膜的被膜设为良好，将不是这样的被膜设为不良。并且，将化成处理性的评价及热浸镀锌处理性的评价两个都良好的被膜在表3中表示为“○”，将至少一个不良的被膜表示为“×”。进而，在热浸镀锌处理后，在500℃下保持表4所示的时间。

表1

表2

表3

表4

从表1～表4所示的结果可知，在实施例No.1～No.34中，得到了良好的热浸镀锌性及化成处理性，另外得到了高拉伸强度及良好的成型性。也就是说，兼顾了强度及延展性。特别是，在满足式（D）的实施例No.1～No.32中，与实施例No.33及No.34相比，“El×TS”的值及“ε×TS”的值较高。

另一方面，在钢的成分在本发明的范围外的比较例No.35、No.36、及No.39～No.43中，“El×TS”的值低于16000%MPa，“ε×TS”的值低于40000%MPa，从而未能兼顾成型性及拉伸强度。另外，在钢的成分在本发明的范围外的比较例No.37、No.38、及No.44中，热浸镀锌性及化成处理性低。

在未满足式（A）的比较例No.45中，“El×TS”的值低于16000%MPa，“ε×TS”的值低于40000%MPa，从而未能兼顾成型性及拉伸强度，热浸镀锌性及化成处理性也低。另外，在未满足式（A）的比较例No.46中，热浸镀锌性及化成处理性低。

在未满足式（B）及式（C）的比较例No.47及No.48中，“ε×TS”的值低于40000%MPa，从而未能兼顾成型性及拉伸强度。

在未满足式（C）的比较例No.49及No.50中，“El×TS”的值低于16000%MPa，“ε×TS”的值低于40000%MPa，从而未能兼顾成型性及拉伸强度。

在未满足式（D）的比较例No.51及No.52中，“El×TS”的值低于16000%MPa，“ε×TS”的值低于40000%MPa，从而未能兼顾成型性及拉伸强度。

产业上的可利用性

本发明能够在例如用于车身的成型性优良的高强度钢板的相关产业中利用。

Claims (12)

1.一种成型性优良的高强度钢板，其特征在于，以质量％计由C：0.03％～0.20％、Si：0.005％～1.0％、Mn：1.0％～3.1％、Al：0.12％～1.2％、P：超过0％且0.06％以下、S：超过0％且0.01％以下、N：超过0％且0.01％以下以及Fe及不可避免的杂质：残余部分构成，

金属组织包含铁素体及马氏体，

Al含量及Si含量使式(A)的关系成立，

用与使用纳米压痕仪在100个位置以上测定出的硬度相关的式(B)定义的平均值Y_ave为40以上,

0.3≤0.7×[Si]+[Al]≤1.5(A)

Y_ave＝Σ(180×(X_i-3)^-2/n)(B)

[Al]表示Al含量，[Si]表示Si含量，n表示硬度的测定位置的总数，X_i表示第i个测定位置处的硬度，其中，含量的单位均为％，i为n以下的自然数，硬度的单位为GPa，

所述高强度钢板的伸长率EL与拉伸强度TS之积EL×TS的值为16000％MPa以上，并且伸长应变量ε与所述拉伸强度TS之积ε×TS的值为40000％MPa以上，其中，所述伸长率EL和所述伸长应变量ε的单位均为％，所述拉伸强度TS的单位为MPa。

2.如权利要求1所述的成型性优良的高强度钢板，其特征在于，以质量％计进一步具有选自由

B：0.00005％～0.005％、

Mo：0.01％～0.5％、

Cr：0.01％～1.0％、

V：0.01％～0.1％、

Ti：0.01％～0.1％、

Nb：0.005％～0.05％、

Ca：0.0005％～0.005％及

REM：0.0005％～0.005％

组成的组中的至少一种。

3.如权利要求1或2所述的成型性优良的高强度钢板，其特征在于，所述高强度钢板为冷轧钢板。

4.如权利要求1或2所述的成型性优良的高强度钢板，其特征在于，所述高强度钢板为热浸镀锌钢板。

5.如权利要求3所述的成型性优良的高强度钢板，其特征在于，所述高强度钢板为热浸镀锌钢板。

6.如权利要求1或2所述的成型性优良的高强度钢板，其特征在于，所述金属组织中的马氏体分率超过5％。

7.如权利要求3所述的成型性优良的高强度钢板，其特征在于，所述金属组织中的马氏体分率超过5％。

8.如权利要求4所述的成型性优良的高强度钢板，其特征在于，所述金属组织中的马氏体分率超过5％。

9.一种成型性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，具有：

进行热轧而得到热轧钢带的工序、

接着对所述热轧钢带进行酸洗的工序、

接着使用具备有多个机架的串列式轧机对所述热轧钢带进行冷轧而得到冷轧钢带的工序、

接着用连续退火设备对所述冷轧钢带进行连续退火的工序、

接着对所述冷轧钢带进行平整轧制的工序，

所述钢带以质量％计由C：0.03％～0.20％、Si：0.005％～1.0％、Mn：1.0％～3.1％、Al：0.12％～1.2％、P：超过0％且0.06％以下、S：超过0％且0.01％以下、N：超过0％且0.01％以下以及Fe及不可避免的杂质：残余部分构成，

Al含量及Si含量使式(A)的关系成立，

所述多个机架中最初的机架中的冷轧率及所述连续退火设备中的最初的加热带上的升温速度使式(C)的关系成立，

0.3≤0.7×[Si]+[Al]≤1.5(A)

50≤r1^0.85×V≤300(C)

r1表示所述冷轧率，V表示所述升温速度，其中，含量的单位均为％，所述冷轧率的单位为％，所述升温速度的单位为℃/秒。

10.如权利要求9所述的成型性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，所述钢带以质量％计进一步具有选自由

B：0.00005％～0.005％、

Mo：0.01％～0.5％、

Cr：0.01％～1.0％、

V：0.01％～0.1％、

Ti：0.01％～0.1％、

Nb：0.005％～0.05％、

Ca：0.0005％～0.005％及

REM：0.0005％～0.005％

组成的组中的至少一种。

11.如权利要求9或10所述的成型性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在所述连续退火之后，具有：

对所述冷轧钢带进行热浸镀锌处理的工序、

接着对所述冷轧钢带进行平整轧制的工序。

12.如权利要求11所述的成型性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在所述进行热浸镀锌处理的工序之后，具有将所述冷轧钢带在400℃至650℃的温度下保持t秒的工序，

使式(D)的关系成立，

t≤60×[C]+20×[Mn]+24×[Cr]+40×[Mo](D)

[C]表示C含量，[Mn]表示Mn含量，[Cr]表示Cr含量，[Mo]表示Mo含量，其中，含量的单位均为％。