CN102822375A - 超高强度冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

通过抑制连续退火中的淬火时的钢板形状的变差，得到具有高平坦度的马氏体单相组织的超高强度冷轧钢板。一种制造超高强度冷轧钢板的方法，对冷轧后的钢板进行连续退火，制造拉伸强度980MPa以上的超高强度冷轧钢板，所述冷轧后的钢板具有如下成分组成，以质量%计，含有C：0.05~0.40%、Si：2.0%以下，P：0.05%以下，S：0.02%以下，Al：0.01~0.05%、N：小于0.005%、Mn：1.0~3.0%、余量由Fe及不可避免的杂质构成，所述连续退火中，以20℃/秒以上的平均冷却速度从Ac₃相变点以上的均热温度一次冷却至Ms点~Ms点＋200℃的温度范围，在所述温度范围内保持0.1~60秒后，以100℃/秒以上的平均冷却速度二次冷却至100℃以下，由此，得到钢板的平坦度为10mm以下的超高强度冷轧钢板。

Description

超高强度冷轧钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及主要通过冲压加工或辊轧成形等制造的汽车的中柱和车门防撞梁等车身结构用构件中使用的拉伸强度为980MPa以上的超高强度冷轧钢板及其制造方法。

背景技术

近年来，从对于由大气中的CO₂浓度的上升引起的地球温暖化的考虑出发，为了削减来自作为CO₂的移动产生源的汽车的CO₂排出量，强烈要求改善汽车的燃料效率。为了改善汽车的燃料效率，车身的轻量化是有效的。但是，也需要确保乘客的安全性，因此，在降低车身重量的同时，需要确保现有技术以上的撞击安全性。因此，为了同时实现确保车身轻量化和撞击安全性，正推进通过采用高比强度材料所带来的薄型化，最近，拉伸强度为980~1180MPa级的超高强度薄钢板逐渐应用于以中柱和车门防撞梁为代表的车身结构用构件。

但是，针对车身轻量化的要求正进一步加强，正在研究通过采用比1180MPa级更高强度的薄钢板来使车身进一步轻量化。通常，作为提高薄钢板的强度的方法，使金属组织中包含马氏体相是有效的，特别而言，为了以较少的合金成分的添加量实现高强度，使金属组织为马氏体单相是有效的。而且，该马氏体单相组织钢板尽管节省合金成分，但是，具有高屈服比(屈服应力/拉伸强度)，延伸凸缘性也优良，因此，非常有希望作为车身结构用构件。

但是，一般理解马氏体单相组织钢板通过如下步骤制造，即：以不生成以铁素体相和珠光体相为代表的第二相的上部临界冷却速度以上的冷却速度，将在Ac₃相变点以上的温度下进行均热处理而形成奥氏体相单相组织的钢板冷却至Ms点以下(以下，也将该冷却称为“淬火”)。

但是，通过上述制造方法得到马氏体单相组织钢板的情况下，由于伴随从Ac₃相变点以上的高温的高速冷却的体积收缩、和伴随连续冷却至Ms点以下时引起的马氏体相变的体积膨胀，在钢板内瞬时产生不均匀的内部应力。而且，该内部应力超过钢板的屈服应力时，钢板形状变差，存在特别是在板宽度方向产生显著翘曲的问题。

伴随上述淬火的钢板形状的变差，不仅引起损害连续退火工序中的作业性和之后的工序中的制造性的问题，而且在通过冲压成形或辊轧成形等将该钢板加工成车身结构用构件时，还引起成形生产线中的作业故障和对制品的尺寸精度带来不良影响等问题。因此，为了将马氏体单相组织钢板稳定地用作汽车车身的结构构件的原材料，除了为高强度之外，钢板的平坦度优良也很重要，例如，期望如图1所示的制品钢板的宽度方向的翘曲高度为10mm以下。

针对这样的钢板形状的变差的问题，提出了几种改善技术。例如，专利文献1中公开了如下技术：基于考察拉伸强度为1470MPa~1960MPa的连续退火后的钢板的翘曲高度、与金属组织中的马氏体体积率的关系的结果，通过使钢板的金属组织为以体积率计80~97%的马氏体相和余量由铁素体相构成的两相组织，由此得到预定的机械特性和优良的钢板形状。

另外，专利文献2中公开了如下技术：在进行连续退火而得到拉伸强度为1049~1240MPa的马氏体单相组织钢板后，实施表面光轧以使钢板表面的平均粗糙度Ra达到1.4μm以上，由此得到良好的钢板形状。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本专利第2528387号公报

专利文献2：日本特开2009-79255号公报

发明内容

发明所要解决的问题

然而，对于专利文献1的技术而言，并未考虑钢板组织对延伸凸缘性等机械特性产生的影响。即，已知：在上述强度水平的钢板中形成主相为马氏体相、包含微量的铁素体相的金属组织的情况下，在硬质的马氏体相与软质的铁素体相之间产生较大的硬度差，因此，延伸凸缘性降低。另外，也有可能以马氏体相与铁素体相的界面作为基点，促进氢脆裂。

另外，如专利文献2的技术所示，通过表面光轧矫正钢板形状的方法并非抑制在淬火时发生的钢板形状变差本身的技术，因此，与连续退火工序中的作业性的改善无关。另外，由表面光轧进行的形状矫正，例如对于拉伸强度为1320MPa以上的高强度钢板而言，需要极高的轧制载荷，以现有的轧制设备无法得到充分的形状矫正效果。另外，钢板的表面粗糙度的增大在要求表面的美观性的用途中并不适合，而且也存在担心由表面粗糙度的增加引起的疲劳特性降低的问题。

因此，本发明是鉴于上述问题而完成的，其目的在于，通过抑制连续退火中的淬火时钢板形状变差本身来提供具有高平坦度的超高强度冷轧钢板及其有利的制造方法。

用于解决问题的方法

发明人为了解决现有技术所存在的上述问题，反复进行了深入的研究。结果发现，对于由于伴随淬火时的高速冷却的体积收缩和伴随马氏体相变的体积膨胀而发生的马氏体单相组织钢板的形状变差而言，有效的是：将连续退火中的淬火时的冷却分为从均热温度冷却至略高于Ms点附近的一次冷却、和从略高于Ms点附近冷却至100℃以下的二次冷却，其间将钢板在略高于Ms点附近温度保持预定的时间，使钢板温度均匀化，从而完成了本发明。

即，本发明为一种超高强度冷轧钢板，具有如下成分组成，含有C：0.05~0.40质量%、Si：2.0质量%以下，Mn：1.0~3.0质量%、P：0.05质量%以下，S：0.02质量%以下，Al：0.01~0.05质量%、N：小于0.005质量%，余量由Fe及不可避免的杂质构成，金属组织为马氏体单相，拉伸强度为980MPa以上，钢板的平坦度为10mm以下。

本发明的超高强度冷轧钢板的特征在于，金属组织为回火马氏体单相。

另外，本发明的超高强度冷轧钢板的特征在于，拉伸强度为1320MPa以上。

另外，本发明的超高强度冷轧钢板的特征在于，在上述成分组成的基础上，还含有选自Ti：0.1质量%以下，Nb：0.1质量%以下，B：0.0005~0.0030质量%以及Cu：0.20质量%以下中的一种或两种以上。

另外，本发明提出了一种超高强度冷轧钢板的制造方法，对冷轧后的钢板进行连续退火，制造拉伸强度980MPa以上的超高强度冷轧钢板，所述冷轧后的钢板具有如下成分组成，含有C：0.05~0.40质量%、Si：2.0质量%以下，P：0.05质量%以下，S：0.02质量%以下，Al：0.01~0.05质量%、N：小于0.005质量%、Mn：1.0~3.0质量%、余量由Fe及不可避免的杂质构成，所述制造方法的特征在于，上述连续退火中，以20℃/秒以上的平均冷却速度从Ac₃相变点以上的均热温度一次冷却至由下述(1)式求出的Ms点~Ms点＋200℃的温度范围，在上述温度范围保持0.1~60秒后，以100℃/秒以上的平均冷却速度二次冷却至100℃以下。

Ms(℃)=550-361×C-39×Mn-35×V-20×Cr-17×Ni-10×Cu-5×(Mo＋W)＋15×Co＋30×Al···(1)

其中，上述式中的元素符号表示各个元素的含量(质量%)。

另外，本发明的超高强度冷轧钢板的制造方法的特征在于，在二次冷却后进行再加热，实施100~250℃×120~1800秒的回火处理。

另外，本发明的超高强度冷轧钢板的制造方法的特征在于，通过水冷却进行一次冷却和二次冷却。

另外，本发明的制造方法中的冷轧后的钢板的特征在于，在上述成分组成的基础上，还含有选自Ti：0.1质量%以下，Nb：0.1质量%以下，B：0.0005~0.0030质量%以及Cu：0.20质量%以下中的一种或两种以上。

发明效果

根据本发明，能够抑制在连续退火工序中的钢板淬火时发生的形状变差本身，因此，不仅极为有助于在连续退火工序等中的制造性的提高，而且也极为有助于削减利用表面光轧等的形状矫正的成本。另外，本发明的技术也可以应用于认为难以通过表面光轧等进行形状矫正的拉伸强度为1320MPa以上的超高强度钢板，因此，也有助于扩大超高强度马氏体单相组织钢板的用途。另外，根据本发明，能够稳定地得到具有充分的平坦度的超高强度冷轧钢板，因此，也能够极为有助于通过冲压成形或辊轧成形等制造汽车用结构构件时的制造性的提高和尺寸精度等品质的提高。

附图说明

图1是说明测定钢板所产生的最大翘曲高度的方法的图。

具体实施方式

首先，对本发明的基本的技术思想进行说明。

在连续退火工序中的淬火时马氏体单相组织钢板中发生的形状变差，起因于由于伴随高速冷却的体积收缩和伴随马氏体相变的体积膨胀而在钢板内部产生不均匀的应力。通常认为，伴随高速冷却的体积收缩以及由此产生的应力，与开始进行冷却的温度与冷却结束温度的温度差成比例地增大。另一方面，在最终冷却后的金属组织为马氏体单相组织的情况下，伴随马氏体相变的体积膨胀均匀。因此，伴随冷却的体积收缩和与其相伴产生的应力较小的情况下，可以认为由淬火对钢板形状产生的影响基本上仅是伴随马氏体相变的一致的体积膨胀，认为Ms点以下的温度范围内的冷却速度对钢板形状带来的影响较小。

因此，可以认为，为了降低伴随淬火时的体积收缩而在钢板内部产生的应力，减小冷却开始温度与冷却结束温度之差即可。因此，本发明中，使连续退火工序中的钢板的淬火如下进行：在从Ac₃相变点以上的均热温度冷却至略高于Ms点附近温度的一次冷却后，使钢板温度在略高于Ms点附近温度下保持规定时间，使钢板内的温度分布均匀化，然后从略高于Ms点附近温度二次冷却至100℃以下，从而引起马氏体相变。这样，通过将伴随淬火时的体积收缩产生的应力抑制为最小限度，能够制造本发明的钢板。

下面，对本发明的超高强度冷轧钢板的成分组成的限定理由进行说明。

C：0.05~0.40质量%

C是使奥氏体相稳定化的元素，并且是确保钢板强度所必需的元素。C小于0.05质量%时，难以得到期望的拉伸强度(980MPa以上)的马氏体单相组织钢板。另一方面，C量超过0.40质量%时，有可能连续退火工序前的轧制变困难，或伴随马氏体相变的相变应变以及相变应力显著增大，引起淬裂，因此，在制造上不优选。由此，本发明中，将C设定为0.05~0.40质量%的范围。优选0.15~0、30质量%的范围。

Si：2.0质量%以下

Si是对钢板的高强度化有效而并不会损害钢板的加工性的置换型固溶强化元素。但是，Si也是使Ac₃相变点向高温侧移动的元素，因此，过度的Si添加会导致退火温度的上升、进而导致退火成本的上升，因此并不优选。此外，过量添加Si时，热轧中的氧化皮生成变显著，最终制品的表面缺陷增加，品质上也不优选。由此，使Si为2.0质量%以下。优选1.5质量%以下。

Mn：1.0~3.0质量%

Mn是使奥氏体相稳定化、并且使马氏体组织容易得到的元素。但是，Mn小于1.0质量%时，钢的淬透性不充分，在自退火时的均热温度的冷却中，铁素体相、珠光体相或贝氏体相在早期开始生成，变得难以稳定地得到作为本发明的目标的马氏体单相组织。另一方面，添加超过3.0质量%时，有可能偏析变显著，或加工性降低。另外，耐延迟破坏特性也降低。由此，使Mn为1.0~3.0质量%的范围。优选1.5~2.5质量%的范围。

P：0.05质量%以下

P也是在晶界偏析而促进晶界破坏的元素，因此，越低越优选。由此，使P为0.05质量%以下。优选0.02质量%以下，更优选0.01质量%以下。需要说明的是，从提高焊接性的观点出发，优选为0.008质量%以下。

S：0.02质量%以下

S由于形成MnS等硫化物类夹杂物而导致耐冲击特性和耐延迟破坏特性的降低，因此，优选尽可能低。由此，使S的上限为0.02质量%。优选0.002质量%以下。

Al：0.01~0.05质量%

Al是在制钢工序中为了脱氧而添加的元素，为了得到充分的脱氧效果，需要添加0.01质量%以上。另一方面，过量添加时，钢板中的夹杂物增加，导致延展性的降低。由此，使Al为0.01~0.05质量%的范围。

N：小于0.005质量%

N是形成氮化物的元素。特别是含量达到0.005质量%以上时，由氮化物的形成引起的高温以及低温下的延展性的降低增大。由此，将N限制为小于0.005质量%。

本发明的超高强度冷轧钢板，在上述必须元素的基础上，根据目的可以在下述的范围内添加Nb、Ti、B以及Cu。

Nb：0.1质量%以下，Ti：0.1质量%以下

Nb以及Ti是使晶粒微小化、使钢板的强度上升有效的元素。但是，Nb、Ti分别添加超过0.1质量%，其效果饱和，因此，在经济方面不优选。由此，添加Nb以及Ti的情况下，使它们分别为0.1质量%以下。

B：0.0005~0.0030质量%

B是提高淬透性、使钢板强度上升有效的元素。但是，B小于0.0005质量%时，无法期待上述强度上升效果。另一方面，B超过0.0030质量%时，热加工性降低，因此在制造上不优选。由此，添加B的情况下，设为0.0005~0.0030质量%的范围。

Cu：0.20质量%以下

Cu是使奥氏体相稳定化、使马氏体单相组织容易得到的元素，并且是具有如下效果的元素，在腐蚀环境下在钢板表层形成稠化层，由此抑制氢向钢中的侵入，从而提高耐延迟破坏特性。但是，添加量超过0.20质量%时，这些效果饱和，因此，优选添加作为上限的0.20质量%的Cu。

对于本发明的超高强度冷轧钢板而言，上述元素以外的余量为Fe及不可避免的杂质。其中，只要在不损害本发明的效果的范围内，则也可以添加其他元素。

下面，对本发明的超高强度冷轧钢板的金属组织进行说明。

本发明的超高强度冷轧钢板的金属组织必须为马氏体单相。但是，距钢板表面沿板厚方向10μm的范围，由于制造过程中的脱碳等的影响，有时没有生成马氏体相，因此，需要排除该范围。需要说明的是，钢板母相组织中，有时残存奥氏体相，称为残留奥氏体相。该残留奥氏体相以体积率计如果小于0.5%，则可以视为马氏体单相组织。另外，在钢板组织中也不可避免地存在碳化物、氮化物、夹杂物，但它们并不包括在判定是否为马氏体单相组织时的评价对象内。

另外，对于本发明的超高强度冷轧钢板而言，淬火后的金属组织为马氏体单相，但在二次冷却后实施后述的回火处理的情况下，形成回火马氏体单相组织。但是，该情况下，残留奥氏体相以体积率计也需要小于0.5%。

下面，对本发明的超高强度冷轧钢板的制造方法进行说明。

本发明的超高强度冷轧钢板的制造方法，在以下所述的连续退火工序中具有特征，关于在其以前的工序、即自制钢工序至冷轧工序为止，能够采用以往公知的制造方法。以下，对作为本发明的特征的连续退火工序的限定理由进行说明。

均热工序

为了得到作为本发明的目标的马氏体单相组织，需要使淬火前的钢板组织为奥氏体单相，因此，需要使连续退火中的均热温度为Ac₃相变点以上。其中，Ac₃相变点可以使用《金属熱処理技術便覧  第3版》(金属熱処理技術便覧編集委員会：日刊工業新聞社、(1966)、p.137)中记载的下述(2)式，由钢板的化学成分计算出。

Ac₃(℃)=910-203×C^1/2＋44.7×Si-30×Mn-20×Cu＋700×P＋400×Al＋400×Ti···(2)

其中，上述式中的元素符号表示各元素的含量(质量%)。

需要说明的是，在Ac₃相变点以上进行均热的时间优选为30~1200秒，从抑制退火成本的观点出发，更优选为300~900秒的范围。

一次冷却工序

通常，淬火工序中的冷却停止温度优选尽可能低温。但是，在使一次冷却停止温度低于Ms点的情况下，起因于由快速冷却引起的体积收缩和由马氏体相变引起的体积膨胀的不均的应力在钢板内部产生，引起形状变差。因此，本发明为了降低起因于伴随冷却的体积收缩而产生的应力，将淬火工序分成从均热温度冷却至略高于Ms点附近温度的一次冷却工序和从上述略高于Ms点附近冷却至100℃以下的二次冷却工序进行控制。

其中，一次冷却中的冷却停止温度需要设定为略高于Ms点附近即Ms点~Ms点＋200℃的温度范围。低于Ms点的温度时，马氏体相变进行，产生起因于由马氏体相变引起的体积膨胀的应力，因此无法得到抑制形状变差的效果。另一方面，超过Ms点＋200℃的温度时，在之后的保持工序中，有可能生成铁素体相或珠光体相等第二相，并且之后的二次冷却开始温度升高时，伴随二次冷却的体积收缩变大，导致形状的变差。

需要说明的是，Ms点(马氏体相变开始点)，可以使用下述(1)式由钢板的化学成分计算出，

Ms(℃)=550-361×C-39×Mn-35×V-20×Cr-17×Ni-10×Cu-5×(Mo＋W)＋15×Co＋30×Al···(1)

其中，上述式中的元素符号表示各个元素的含量(质量%)。

另外，上述一次冷却中的平均冷却速度需要为20℃/秒以上。这是由于，小于20℃/秒的平均冷却速度时，直到达到一次冷却停止温度，生成铁素体相或珠光体相等第二相，无法得到马氏体单相组织。

保持工序

为了使钢板内的温度均匀化，需要将上述的一次冷却后的钢板在一次冷却停止温度即Ms点~Ms点＋200℃的温度范围保持0.1~60秒。该保持工序中的保持时间小于0.1秒的情况下，不能充分地消除在钢板的板厚方向或宽度方向上的冷却速度的不同引起的温度不均，因此，对钢板内的应力降低得不到充分的效果。另一方面，保持时间长于60秒时，在保持中生成铁素体相、珠光体相或贝氏体相，无法得到马氏体单相组织。由此，使保持工序中的保持时间为0.1~60秒的范围。优选2~30秒的范围。

二次冷却工序

保持工序结束后，为了得到马氏体单相组织，需要以平均冷却速度100℃/秒以上从一次冷却停止温度(Ms点~Ms点＋200℃)进行二次冷却至100℃以下。在平均冷却速度小于100℃/秒的情况下，冷却中生成铁素体相、珠光体相或贝氏体相等第二相，无法得到马氏体单相组织。需要说明的是，由伴随该工序中发生的冷却的体积收缩和伴随马氏体相变的体积膨胀而产生的应力，可以通过以下措施抑制在最小限度：通过上述一次冷却降低与马氏体相变点的温度差，从而降低本工序中产生的体积收缩量；以及使上述保持工序中钢板内的温度均匀化，从而减少钢板宽度方向的不均匀的应力的产生。

上述实施淬火处理后的钢板，兼具备预定的强度和充分的平坦度，因此能够直接形成制品，但为了提高韧性和加工性，根据需要，可以在100~250℃的温度下实施120~1800秒的回火处理。回火温度低于100℃、或者回火时间短于120秒时，无法充分地得到回火的效果。另一方面，回火温度高于250℃、或者回火时间长于1800秒时，马氏体相的软质化过度进行，强度显著降低，此外还会导致制造成本的上升。更优选的回火条件为130~220℃×300~1200秒的范围。回火处理后的冷却没有特别限制，可以为空冷、水冷中的任意一种。需要说明的是，该回火处理优选使用连续退火生产线的过时效带进行。

为了实现均匀的冷却和高冷却速度，连续退火中的冷却方法优选使用水冷却，也可以使用轧辊冷却、气体冷却和喷雾冷却(水汽冷却)等。另外，作为将钢板温度保持在Ms点~Ms点＋200℃的温度范围内的方法，可以为兼作一次冷却、浸渍到将温度调节至一次冷却停止温度范围内的盐浴或金属浴中的方法，或者也可以使用在一次冷却停止后使用感应加热装置再加热至一次冷却停止温度范围的方法。

另外，本发明中，无需对连续退火后的钢板实施以形状矫正为目的的表面光轧，但从钢板的表面粗糙度调节和材质调节的观点出发，可以适当实施表面光轧。

实施例

熔炼具有表1中记载的成分组成的钢种符号A~S的钢，制成钢坯，将该钢坯加热至1250℃后，通过使终轧结束温度为900℃的热轧，得到板厚2.8mm的热轧钢板，在卷取温度650℃下进行卷取。之后，对上述热轧钢板进行酸洗，除去表面氧化皮后，进行冷轧，得到板厚1.0mm×板宽800~1400mm的冷轧钢板。接着，将上述冷轧钢板在表2中记载的条件下进行均热后，实施经过一次冷却、保持、二次冷却而进行淬火的连续退火，或进一步实施回火处理，得到各种超高强度冷轧钢板。需要说明的是，表1中，同时记载了由各钢种的化学成分通过上述(1)式以及(2)式求出的Ms点以及Ac₃相变点。

对于如上所述得到的各种冷轧钢板，通过图1中记载的方法测定宽度方向的最大翘曲高度。具体而言，将上述钢板放置在平台上，测定从钢板的高度最高的位置的平台到钢板下表面的距离。

另外，从该钢板上选取试验片，如下所述进行金属组织、拉伸特性以及延伸凸缘特性的评价。

(1)金属组织的观察

从上述的各冷轧钢板选取试验片，对与轧制方向平行的断面进行镜面研磨，进行硝酸乙醇腐蚀液浸蚀，使金属组织露出，使用光学显微镜或扫描型电子显微镜，观察微小的金属组织，鉴定马氏体相、回火马氏体相、铁素体相等构成相的种类，同时，使用图像分析装置将拍摄的组织照片二值化，由此，求出马氏体相与第二相的体积率。需要说明的是，上述冷轧钢板中也可能存在残留奥氏体相，因此，对于发明例的钢板，通过X射线(Mo-Kα射线)测定，尝试进行残留奥氏体相的体积率的测定，其存在量均小于0.5%，可以视为马氏体单相组织或回火马氏体单相组织。

(2)拉伸试验

从上述的各冷轧钢板在与轧制方向成直角的方向上选取JIS5号拉伸试验片，基于JIS Z2241进行拉伸试验，测定0.2%耐力(PS)、拉伸强度(TS)、断裂伸长率(El)。

(3)延伸凸缘特性

关于延伸凸缘特性，基于日本钢铁连盟标准JFST1001的规定进行扩孔试验来进行评价。即，在从上述的各冷轧钢板选取的试验片上开

的冲孔，使毛刺在外侧，使用顶角60°的圆锥冲，进行扩孔加工直到发生贯穿板厚的破裂，使用下述式求出扩孔率λ。

λ(%)={(d-d₀)/d₀}×100

其中，d₀：初期孔内径(mm)、d：破裂发生时的孔内径(mm)

表1

表2

*1：轧：轧辊冷却、气：气体冷却、喷：喷雾冷却、水：水冷却

将结果示于表3。适于本发明的No.1~13的发明例的钢板，均得到马氏体单相组织(回火马氏体单相组织)，并且在钢板上产生的翘曲的最大翘曲高度为6mm以下，得到高平坦度，相对于此，实施现有的淬火法后的No.14的比较例中，虽然得到作为本发明的目标的马氏体单相组织，但翘曲的最大翘曲高度大，为23mm，无法得到充分的平坦度。另外，本发明例的钢板的作为拉伸特性、延伸凸缘特性的指标的扩孔率λ，具有与通过现有法制造的马氏体单相组织钢板(No.14)同等的值。

另一方面，对于一次冷却工序的冷却速度低于本发明范围的No.15而言，一次冷却中所有奥氏体相相变成铁素体相或珠光体相，因此，不能得到马氏体单相组织。同样，对于使一次冷却停止温度比本发明的范围高温的No.16而言，虽然没有生成珠光体相，但奥氏体相的大部分相变成铁素体相，不能得到预定的金属组织。另外，对于保持工序中的保持时间比本发明的范围长的No.17而言，在保持工序中生成大量的铁素体相以及珠光体相，因此，不能得到预定的金属组织。另外，对于使二次冷却工序中的冷却速度小于本发明的冷却速度的No.18而言，从一次冷却停止温度到Ms点的冷却中，生成铁素体相以及珠光体相，因此，不能得到马氏体单相组织。

由以上的结果确认，本发明的马氏体单相组织钢板具有与通过现有法制造的马氏体单相组织钢板同等的强度特性以及加工特性，并且也能够实现优良的平坦度。

表3

*：表示为回火马氏体相。

产业上的可利用性

通过本发明得到的超高强度马氏体单相组织钢板，对于例如以高生产率以及尺寸精度制造通过冲压成形或辊轧成形而成形的汽车的车门防撞梁和中柱等汽车用结构构件，能够发挥较大贡献。

Claims (8)

1.一种超高强度冷轧钢板，具有如下成分组成，含有C：0.05~0.40质量%、Si：2.0质量%以下，Mn：1.0~3.0质量%、P：0.05质量%以下，S：0.02质量%以下，Al：0.01~0.05质量%、N：小于0.005质量%，余量由Fe及不可避免的杂质构成，金属组织为马氏体单相，拉伸强度为980MPa以上，钢板的平坦度为10mm以下。

2.如权利要求1所述的超高强度冷轧钢板，其特征在于，金属组织为回火马氏体单相。

3.如权利要求1或2所述的超高强度冷轧钢板，其特征在于，拉伸强度为1320MPa以上。

4.如权利要求1～3中任一项所述的超高强度冷轧钢板，其特征在于，在所述成分组成的基础上，还含有选自Ti：0.1质量%以下，Nb：0.1质量%以下，B：0.0005~0.0030质量%以及Cu：0.20质量%以下中的一种或两种以上。

5.一种超高强度冷轧钢板的制造方法，对冷轧后的钢板进行连续退火，制造拉伸强度980MPa以上的超高强度冷轧钢板，所述冷轧后的钢板具有如下成分组成，含有C：0.05~0.40质量%、Si：2.0质量%以下，P：0.05质量%以下，S：0.02质量%以下，Al：0.01~0.05质量%、N：小于0.005质量%、Mn：1.0~3.0质量%、余量由Fe及不可避免的杂质构成，所述制造方法的特征在于，所述连续退火中，以20℃/秒以上的平均冷却速度从Ac₃相变点以上的均热温度一次冷却至由下述(1)式求出的Ms点~Ms点＋200℃的温度范围，在所述温度范围内保持0.1~60秒后，以100℃/秒以上的平均冷却速度二次冷却至100℃以下，Ms(℃)=550-361×C-39×Mn-35×V-20×Cr-17×Ni-10×Cu-5×(Mo＋W)＋15×Co＋30×Al···(1)

其中，所述式中的元素符号表示各个元素的含量(质量%)。

6.如权利要求5所述的超高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在二次冷却后进行再加热，实施100~250℃×120~1800秒的回火处理。

7.如权利要求5或6所述的超高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，通过水冷却进行一次冷却和二次冷却。

8.如权利要求5～7中任一项所述的超高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，所述冷轧后的钢板，在所述成分组成的基础上，还含有选自Ti：0.1质量%以下，Nb：0.1质量%以下，B：0.0005~0.0030质量%以及Cu：0.20质量%以下中的一种或两种以上。

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