CN102869801B - 加工性优异的超高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

加工性优异的超高强度钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

提供一种强度/延伸率平衡和弯曲加工性这两方面均优异的、抗拉强度为1100MPa以上的超高强度钢板及其制造方法。一种超高强度钢板，其中，钢板的金属组织具有马氏体、以及贝氏体铁素体和多边铁素体的软质相，上述马氏体为50面积％以上，上述贝氏体铁素体为15面积％以上，上述多边铁素体为5面积％以下(含0面积％)，测量上述软质相的当量圆直径时，其变异系数(标准偏差/平均值)为1.0以下，抗拉强度为1100MPa以上。

Description

加工性优异的超高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及抗拉强度为1100MPa以上的具有超高强度的钢板、熔融镀锌钢板和合金化熔融镀锌钢板、以及它们的制造方法。详细地说，是涉及改善该钢板的加工性的技术。
背景技术
例如，高强度钢板在汽车、运输机、家电制品、建材等大范围的用途中被使用。在汽车和运输机等之中，为了实现低燃费化，期望使汽车等轻量化。对于汽车等特别要求碰撞安全性，对于柱等结构部件和保险杠、防撞梁等加强部件也要求进一步的高强度化。在要求有防锈性的构件中，也使用熔融镀锌钢板(以下称为GI钢板。)和对GI钢板实施了合金化处理的合金化熔融镀锌钢板(以下称为GA钢板)。对于GI钢板和GA钢板，防锈性优异。但是，若使钢板高强度化，则延伸率(延展性)劣化，因此加工性变差。因此为了不使加工性劣化，对于上述钢板就要求强度和延伸率的平衡良好。另外，对于上述钢板，还要求在加工时不会发生裂纹，弯曲加工性良好。
作为改善高强度钢板的加工性(强度/延伸率平衡以及弯曲加工性)的技术，专利文献1～4有所公开。其中，在专利文献1中记述有一种高强度GI钢板，其是使钢板的金属组织含有50％以上的铁素体相和10％以上的马氏体相，使贝氏体铁素体相在所述铁素体相中所占的面积率为20～80％，使所述马氏体相的平均粒径为10μm以下，由此达到780MPa以上的抗拉强度，且改善了扩孔性和弯曲性。详细地说，为了确保充分的延展性，而使富有延展性的软质的铁素体相的面积率达到50％以上，为了使第二相的马氏体量增加以确保强度，而大量添加了Cr。
在专利文献2中，公开有一种抗拉强度在1100MPa以上，扩孔率为40％以上的冷轧薄钢板，其由如下构成：马氏体相为50～90体积％、硬质贝氏体相为5～35体积％、软质贝氏体相为35体积％以下、残留奥氏体为0.1～5体积％。但是，因该冷轧薄钢板含有硬质贝氏体相，所以延伸率变低，被认为使强度-延伸率平衡与弯曲性并立有困难。而且为了得到硬质贝氏体相，必须组合进行缓冷和急冷，需要用于进行这种冷却的设备，造成高成本。
在专利文献3中，公开有一种具有优异的成形性的、抗拉强度为980MPa以上高强度钢板，其活用马氏体组织以实现高强度化，并且在使钢板中的C量在0.16％以上的基础上，活用上部贝氏体相变，从而在得到TRIP(TransformationInducedPlasticity；相变诱发塑性)效果的基础上，能够确保有利的稳定的残留奥氏体(具体来说是5％以上、50％以下)。
在专利文献4中，公开有一种抗拉强度在800MPa以上的、扩孔性优异的高强度钢板，其是在复合添加有Nb和Mo的钢板中，金属组织含有贝氏体、贝氏体铁素体、碳量低于0.1％或维氏硬度为450以下的马氏体中的一相或二相以上合计70％以上，将残留奥氏体限制在低于3％的高强度钢板。
专利文献
专利文献1：日本特开2009-149937号公报
专利文献2：日本特开2007-177271号公报
专利文献3：日本特开2010-65272号公报
专利文献4：日本专利第4102281号公报
发明内容
发明所要解决的技术问题
上述高强度钢板所需的强度近年来日益变高，需要的是被称为超高强度的1100MPa以上的抗拉强度。但是，若使这些钢板超高强度化，则延伸率进一步劣化，因此强度/延伸率平衡变得更差，加工性越发劣化。另外，由于超高强度化导致弯曲加工性也变差，加工性越发劣化。
本发明着眼于上述这样的情况而做成，其目的在于，提供一种强度/延伸率平衡和弯曲加工性这两方面优异的、抗拉强度为1100MPa以上的超高强度钢板及其制造方法。
解决课题所需的手段
能够解决上述课题的本发明的超高强度钢板是满足C：0.05～0.25％(质量％的意思。以下涉及到的成分均为质量％。)、Si：0.5～2.5％、Mn：2.0～4％、P：0.1％以下(不含0％)、S：0.05％以下(不含0％)、Al：0.01～0.1％和N：0.01％以下(不含0％)，剩余部分由铁和不可避免的杂质构成的钢板。而且，上述钢板的金属组织满足如下要旨：具有马氏体、作为软质相的贝氏体铁素体和多边铁素体；对于相对于金属组织总体的比率而言，上述马氏体为50面积％以上，上述贝氏体铁素体为15面积％以上，上述多边铁素体为5面积％以下(含0面积％)；在测量所述软质相的当量圆直径时，其变异系数(标准偏差/平均值)被抑制在1.0以下；抗拉强度为1100MPa以上。
作为其他的元素，上述钢板还可含有：
(a)从Ti：0.10％以下(不含0％)、Nb：0.2％以下(不含0％)和V：0.2％以下(不含0％)中选择的至少一种元素；
(b)从Cr：1％以下(不含0％)、Cu：1％以下(不含0％)和Ni：1％以下(不含0％)中选择的至少一种元素；
(c)Mo：1％以下(不含0％)和/或W：1％以下(不含0％)；
(d)B：0.005％以下(不含0％)；
(e)从Ca：0.005％以下(不含0％)、Mg：0.005％以下(不含0％)和REM：0.005％以下(不含0％)中选择的至少一种元素；等。
在本发明中还包括在上述超高强度钢板的表面形成有熔融镀锌层的超高强度熔融镀锌钢板，该超高强度熔融镀锌钢板的加工性优异。另外，在本发明中还包括对上述超高强度熔融镀锌钢板实施了合金化处理而得到的超高强度合金化熔融镀锌钢板，该超高强度合金化熔融镀锌钢板的加工性优异。
本发明的上述超高强度钢板，能够通过如下方式制造：按照使冷轧率CR(％)满足下式(1)的方式，对满足上述成分组成的热轧钢板进行冷轧，然后在Ac3点-10℃以上、Ac3点+50℃以下的温度范围进行均热处理，接着冷却至550℃以下、450℃以上的冷却停止温度。另外，本发明的上述超高强度熔融镀锌钢板能够通过对由上述制造方法制得的超高强度钢板实施熔融镀锌来制造。此外，在实施了上述熔融镀锌之后，通过进行合金化处理，能够制造上述超高强度合金化熔融镀锌钢板。下式(1)中，[]表示各元素的含量(质量％)。
0.4×CR-400×[Ti]-250×[Nb]-150×[V]+10×[Si]-10×[Mn]+10≥0……(1)
发明效果
在本发明中，形成了以马氏体为主体并具有作为软质相的贝氏体铁素体和多边铁素体的金属组织，关于所述软质相，使贝氏体铁素体生成为规定量以上，另一方面，将所述多边铁素体的生成量抑制在规定值以下，并且减小了上述软质相的当量圆直径的偏差，因此，能够提供1100MPa以上的超高强度而且加工性(强度/延伸率平衡和弯曲加工性)优异的超高强度钢板、超高强度GI钢板和超高强度GA钢板。
附图说明
图1是表示上式(1)的左边的值(Z值)与软质相的当量圆直径的变异系数的关系的曲线图。
图2是表示冷轧率CR(％)与X值(400×[Ti]+250×[Nb]+150×[V]-10×[Si]+10×[Mn]-10)的关系的曲线图。
具体实施方式
本发明人等为了改善抗拉强度1100MPa以上的超高强度钢板、超高强度GI钢板和超高强度GA钢板的加工性(强度/延伸率平衡和弯曲加工性)，特别着眼于金属组织而反复进行了深入的研究。其结果发现，如果使这些钢板的金属组织以马氏体为主体，确保1100MPa以上的抗拉强度，且使贝氏体铁素体和多边铁素体的软质相生成而作为第二相，并且，抑制多边铁素体的生成而促进贝氏体铁素体的生成，且适当控制软质相的大小的偏差(变异系数)，则超高强度区域的加工性飞跃性地提高，从而完成了本发明。其中，已知软质相的大小的变异系数对于为了确保所需的特性而言是极其重要的要件，即使金属组织的分率满足上述范围，若该变异系数脱离本发明的范围，则超高强度域的强度/延伸率平衡和弯曲加工性(特别是弯曲加工性)仍会降低(参照后述的实施例)。
首先，说明完成本发明的原委。
本发明人们为了既确保1100MPa以上的抗拉强度，又防止弯曲加工时的裂纹发生，且改善强度/延伸率平衡，而使钢板的金属组织以马氏体为主体(具体来说，相对于金属组织为50面积％以上)，抑制多边铁素体的生成(具体来说，相对于金属组织为5面积％以下)，使比多边铁素体的质地更硬且比马氏体的延伸率更优异的贝氏体铁素体积极地生成(具体来说，相对于金属组织为15面积％以上)。可是，即使如此控制金属组织，在弯曲加工时仍有裂纹发生，或者存在强度/延伸率平衡依然差的情况。
因此进一步研究时发现：上述多边铁素体和上述贝氏体铁素体(以下，统称为软质相。)的大小的偏差(在本发明中，以当量圆直径的变异系数进行评价。)，会对弯曲加工时的裂纹发生和强度/延伸率平衡造成巨大影响。在多次测量上述软质相的当量圆直径时判明：即使其平均值相同，但测量值存在偏差时，弯曲加工时仍容易发生裂纹，而且强度/延伸率平衡劣化。在当量圆直径的测量值产生了偏差的情况下，可认为在弯曲加工时应力没有被均匀地施加，应力集中于当量圆直径大的软质相，另外由于软质相的大小而导致强度和延伸率发生偏差。
接下来，对本发明的超高强度钢板具体地加以说明。
本发明的超高强度钢板的金属组织具有马氏体、作为软质相的贝氏体铁素体和多边铁素体。具体来说，马氏体相对于金属组织总体，为50面积％以上，贝氏体铁素体相对于金属组织总体，为15面积％以上，多边铁素体相对于金属组织总体，被抑制在5面积％以下。而且，其具有的最大特征在于，以变异系数整理上述当量圆直径的测量值的偏差，该变异系数被抑制在1.0以下。需要说明的是，所谓变异系数是用根据测量结果求得的标准偏差除以测量结果的平均值而得的值(标准偏差/平均值)。
作为主相的上述马氏体，是用于确保1100MPa以上的抗拉强度所需要的组织。若马氏体相对于金属组织总体而言低于50面积％，则无法确保强度。因此，马氏体为50面积％以上，优选为60面积％以上，更优选为70面积％以上。为了确保后述的贝氏体铁素体的生成量，而将马氏体的上限设为85面积％。需要说明的是，若马氏体变多，则有时延伸率劣化，强度/延伸率平衡变差，加工性降低。因此马氏体更优选为80面积％以下。
第二相的上述软质相由贝氏体铁素体和多边铁素体构成，它们合计相对于金属组织总体而言低于50面积％。需要说明的是，多边铁素体也可以是0面积％。
上述贝氏体铁素体是提高钢板的延伸率，改善强度/延伸率平衡，使加工性提高的组织。另外，贝氏体铁素体比多边铁素体的质地更硬。因此通过抑制多边铁素体的生成，另一方面积极地使贝氏体铁素体生成，从而能够减小铁素体与马氏体的硬度差，能够改善弯曲加工性。因此在本发明中，贝氏体铁素体相对于金属组织总体而言为15面积％以上，优选为20面积％以上，更优选为25面积％以上。为了确保上述的马氏体分率的生成量，而使贝氏体铁素体低于50面积％。需要说明的是，若贝氏体铁素体变多，则难以确保强度。因此贝氏体铁素体更优选为45面积％以下，进一步优选为40面积％以下。
上述多边铁素体相对于金属组织总体而言被抑制在5面积％以下。多边铁素体优选为4面积％以下，更优选为3面积％以下，最优选为0面积％。
上述贝氏体铁素体是指位错密度高的下部组织。另一方面，上述多边铁素体是等轴状的铁素体，是指没有位错或位错密度极低的下部组织。上述贝氏体铁素体和上述多边铁素体能够通过扫描型电子显微镜(ScanningElectronMicroscope；SEM)观察而如下所述进行明确地区别。
上述贝氏体铁素体和上述多边铁素体的面积率，能够以如下方式求得。即，以能够观察到钢板的t/4位置(t为板厚)的剖面的方式将试样切割出，进行硝酸乙醇腐蚀液腐蚀，对于剖面的任意位置的测量区域(约20μm×约20μm)进行SEM观察(观察倍率4000倍)。这时，在SEM照片中，贝氏体铁素体由深灰色表示，多边铁素体由黑色表示。另外，多边铁素体为等轴状且在内部不含残留奥氏体、马氏体。
本发明具有的特征在于，使上述软质相(第二相)的当量圆直径的变异系数在1.0以下。若当量圆直径的变异系数超过1.0，则软质相的大小产生偏差，弯曲加工性、强度/延伸率平衡劣化。上述变异系数越小越好，为1.0以下，优选为0.9以下，更优选为0.8以下。
对于上述软质相的当量圆直径，以SEM对钢板的t/4位置(t为板厚)进行至少3个视野的观察，以观察视野内所存在的全部软质相(贝氏体铁素体和多边铁素体)作为对象来进行测量。当量圆直径是指着眼于软质相的大小，以与其面积相等的方式而假定的圆的直径。根据测量结果求得标准偏差，使该标准偏差除以测量结果的平均值，从而算出变异系数(标准偏差/平均值)。
对于上述软质相的当量圆直径，例如优选标准偏差为0.7～1.4，平均值为1.1～1.7μm。对于软质相的当量圆直径，例如优选最小值为0.05μm以上，最大值为3.3μm以下。
本发明的超高强度钢板的金属组织由主相(母相)的马氏体与第二相的软质相(贝氏体铁素体和多边铁素体)构成即可，如果是不损害本发明的作用效果的程度，则也可以生成其他的金属组织(例如珠光体、贝氏体、残留奥氏体等)。但是，其他的金属组织优选抑制在5面积％以下，更优选为4面积％以下，进一步优选为3面积％以下。
本发明的超高强度钢板的金属组织满足上述要件，该钢板的成分组成需要满足C：0.05～0.25％、Si：0.5～2.5％、Mn：2.0～4％、P：0.1％以下(不含0％)、S：0.05％以下(不含0％)、Al：0.01～0.1％和N：0.01％以下(不含0％)。规定这样的范围的理由如下。
C使淬火性提高，另外是用于使马氏体硬质化而确保钢的强度所不能欠缺的元素。因此C为0.05％以上，优选为0.1％以上，更优选为0.13％以上。但是若C超过0.25％，则强度变得过高，延伸率变差，无法改善强度和延伸率的平衡，无法使加工性提高。因此C为0.25％以下，优选为0.2％以下，更优选为0.18％以下。
Si不会使延伸率劣化，是通过固溶强化来提高钢的强度的元素。另外Si具有的作用是：抑制作为裂纹的起点的渗碳体的生成。此外，如后述，Si是提高Ac1点而拓宽重结晶温度范围，有效地发挥促进重结晶的作用，有助于上述变异系数的减小的元素。因此Si为0.5％以上，优选为0.75％以上，更优选为1％以上。但是若Si超过2.5％，则镀敷性劣化。因此Si为2.5％以下，优选为2％以下，更优选为1.8％以下。
Mn提高淬火性，是用于确保强度所需要的元素。因此Mn为2.0％以上，优选为2.3％以上，更优选为2.5％以上。但是如后述，Mn降低Ac1点而缩小重结晶温度范围，对重结晶的促进造成不利影响，是增大上述变异系数的元素。另外，若使之过剩地含有，则镀敷性变差。此外，若使之过剩地含有，Mn发生偏析，则强度降低。另外，Mn助长P的晶界偏析，是引起晶界脆化的元素。因此Mn为4％以下，优选为3.5％以下，更优选为3％以下。
P是发生晶界偏析而引起晶界脆化的元素。因此P为0.1％以下，优选为0.03％以下，更优选为0.015％以下。
S在钢中大量形成硫化物系夹杂物(例如MnS等)，该夹杂物成为裂纹的起点，成为使加工性(特别是弯曲加工性)劣化的原因。因此S为0.05％以下，优选为0.01％以下，更优选为0.008％以下。
Al是作为脱氧剂而发挥作用的元素。因此Al为0.01％以上，优选为0.02％以上，更优选为0.03％以上。但是若使之过剩含有，则含Al的夹杂物(例如氧化铝等的氧化物等)增加，成为使韧性和加工性劣化的原因。因此Al为0.1％以下，优选为0.08％以下，更优选为0.05％以下。
N是不可避免含有的元素，若过剩地含有，则使加工性劣化。另外，在使钢中含有B(硼)的情况下，会使BN析出，阻碍来自B的淬火性提高作用，因此期望N尽可能地减少。因此N为0.01％以下，优选为0.008％以下，更优选为0.005％以下。
本发明的超高强钢板的基本成分组成如上所述，其余部分是铁和不可避免的杂质。
对于本发明的超高强钢板，作为其他的元素，还可以含有以下(a)～(e)所示的元素。
[(a)从Ti：0.10％以下(不含0％)、Nb：0.2％以下(不含0％)和V：0.2％以下(不含0％)中选择的至少一种元素]
Ti、Nb和V是用于使淬火性提高，并且使金属组织微细化，提高强度的元素。另外，这些元素是通过添加而使重结晶开始温度上升，缩小重结晶温度范围，使上述变异系数增大的元素。这些元素可以单独添加，也可以两种以上并用。但是若过剩地含有，则上述变异系数变大，加工性劣化。因此Ti优选为0.10％以下，更优选为0.09％以下，进一步优选为0.08％以下。Nb优选为0.2％以下，更优选为0.15％以下，进一步优选为0.1％以下。V优选为0.2％以下，更优选为0.15％以下，进一步优选为0.1％以下。需要说明的是，优选使Ti含有0.01％以上，更优选含有0.02％以上，进一步优选含有0.03％以上。优选使Nb含有0.01％以上，更优选含有0.02％以上，进一步优选含有0.03％以上。优选使V含有0.01％以上。
[(b)从Cr：1％以下(不含0％)、Cu：1％以下(不含0％)和Ni：1％以下(不含0％)中选择的至少一种元素]
Cr、Cu和Ni均是对提高强度发挥作用的元素。这些元素可以单独添加，也可以两种以上并用。
Cr是抑制渗碳体的生成和生长，对于改善弯曲加工性也发挥作用的元素。但是若过剩地含有，则Cr碳化物大量生成，加工性劣化。另外，若过剩地含有Cr，则镀敷性变差。因此Cr优选为1％以下，更优选为0.7％以下，进一步优选为0.4％以下。需要说明的是，优选使Cr含有0.01％以上，更优选含有0.02％以上，进一步优选含有0.05％以上。
另一方面，Cu和Ni均是使钢板的耐腐蚀性提高的元素。但是若过剩地含有，则热加工性劣化。因此Cu优选为1％以下，更优选为0.8％以下，进一步优选为0.5％以下。Ni优选为1％以下，更优选为0.8％以下，进一步优选为0.5％以下。需要说明的是，优选使Cu含有0.01％以上，更优选含有0.05％以上，进一步优选含有0.1％以上。优选使Ni含有0.01％以上，更优选含有0.05％以上，进一步优选含有0.1％以上。
[(c)Mo：1％以下(不含0％)和/或W：1％以下(不含0％)]
Mo和W均是对提高强度发挥作用的元素。这些元素可以单独添加，也可以并用。但是即使使Mo过剩地含有，添加效果也饱和，造成高成本。因此Mo优选为1％以下，更优选为0.5％以下，进一步优选为0.3％以下。另一方面，若使W过剩含有，则延伸率变差，加工性劣化。因此W优选为1％以下，更优选为0.5％以下，进一步优选为0.3％以下。需要说明的是，Mo优选含有0.01％以上，更优选含有0.03％以上，进一步优选为0.05％以上。W优选含有0.01％以上，更优选含有0.02％以上，进一步优选含有0.03％以上。
[(d)B：0.005％以下(不含0％)]
B是具有提高淬火性而提高强度这一作用的元素。但是若过剩地含有，则热加工性劣化。因此B优选为0.005％以下，更优选为0.003％以下，进一步优选为0.001％以下。需要说明的是，B优选含有0.0002％以上，更优选为0.0003％以上，进一步优选含有0.0005％以上。
[(e)从Ca：0.005％以下(不含0％)、Mg：0.005％以下(不含0％)、和REM：0.005％以下(不含0％)中选择的至少一种元素]
Ca、Mg和REM(稀土类元素)均具有控制钢中的夹杂物的形态的作用，它们是使夹杂物微细分散而有助于加工性的改善的元素。这些元素可以单独添加，也可以两种以上并用。但是若过剩地含有，加工性反而劣化。因此Ca优选为0.005％以下，更优选为0.004％以下，进一步优选为0.003％以下。Mg优选为0.005％以下，更优选为0.004％以下，进一步优选为0.003％以下。REM优选为0.005％以下，更优选为0.003％以下，进一步优选为0.001％以下。需要说明的是，Ca优选含有0.0005％以上，更优选为0.0007％以上，进一步优选为0.0009％以上。Mg优选含有0.0005％以上，更优选含有0.001％以上，进一步优选含有0.0015％以上。REM优选含有0.0001％以上，更优选含有0.00013％以上，进一步优选含有0.00015％以上。
需要说明的是，在本发明中，REM(稀土类元素)包括镧系元素(从原子序号57的La至原子序号71的Lu的15种元素)以及原子序号21的Sc(钪)和原子序号39的Y(钇)。这些元素之中，优选含有从La、Ce和Y中选择的至少一种元素，更优选含有La和/或Ce。
以上，对于本发明的超高强度钢板进行了说明。
在上述超高强度钢板的表面，可以形成熔融镀锌层而成为超高强度GI钢板。另外，GI钢板的熔融镀锌层可以进行合金化，在本发明中，还包括对上述超高强度GI钢板实施合金化处理而得到的超高强度GA钢板。
其次，对于制造本发明的超高强度钢板的方法进行说明。
为了以马氏体为主体，适当控制构成第二相的软质相的贝氏体铁素体与多边铁素体的生成平衡，且将该软质相的当量圆直径的变异系数控制在规定的范围，重要的是恰当控制冷轧条件、均热条件和均热后的冷却条件。即，以使冷轧率CR(％)满足下式(1)的方式对满足上述成分组成的热轧钢板进行冷轧后，升温至Ac3点前后(具体来说，是Ac3点-10℃以上、Ac3点+50℃以下)，由此在该升温过程中充分地进行重结晶，将软质相的当量圆直径的变异系数抑制在规定值以下。需要说明的是，下式(1)中，[]表示各元素的含量(质量％)。
0.4×CR-400×[Ti]-250×[Nb]-150×[V]+10×[Si]-10×[Mn]+10≥0……(1)
接着，在上述Ac3点前后进行均热处理，由此抑制多边铁素体的生成，并且促进马氏体的生成。然后，通过冷却(具体来说，就是使冷却停止温度为550℃以下、450℃以上)使贝氏体铁素体生成。
以下，对于本发明的超高强度钢板的制造方法具体地进行说明。
首先，准备具有上述成分组成的热轧钢板。热轧遵循常规方法进行即可，但为了确保最终温度以及防止奥氏体晶粒的粗大化，加热温度为1150～1300℃左右即可。终轧按照使阻碍加工性的集合组织不要形成的方式，使终轧温度为850～950℃而进行，并加以缠绕即可。
热轧后，根据需要而遵循常规方法进行酸洗，然后进行冷轧。冷轧以使冷轧率CR满足上式(1)的方式进行。
上式(1)是基于为了减小软质相的大小的偏差而在加热中充分进行重结晶是有效的这一观点而设定的。重结晶的程度被认为与从重结晶开始温度至Ac1点的重结晶温度范围有关，因此通过拓宽重结晶温度范围，从而能够减小软质相的大小的偏差，能够确保最终所需的弯曲加工性和强度/延伸率平衡。本发明人们挑出冷轧率CR、Ti、Nb和V作为对重结晶开始温度造成影响的因素，挑出Si和Mn作为对Ac1点造成影响的因素，就各因素对重结晶温度范围的贡献率和对软质相的大小的偏差带来的影响，反复进行了大量的基础实验而进行研究，结果导出重结晶温度范围的程度Z。
如上式(1)所示，通过按照与各成分的含量的关系适当地控制冷轧率CR，从而可使重结晶温度范围被充分扩展，因此能够使软质相的大小的偏差变小。
其中，冷轧率CR和Si是有助于重结晶温度范围的扩大的正面因素。详细地说，若冷轧率CR变大，则所导入的应变变多，因此重结晶开始温度变低，在拓展重结晶温度范围的方向上发挥作用。Si是铁素体生成元素，在提高Ac1点的温度、拓展重结晶温度范围的方向上发挥作用。
另一方面，Ti、Nb、V和Mn是不同于上述的负面因素，是缩小重结晶温度范围的因素。详细地说，对于Ti、Nb和V，因为碳氮化物抑制重结晶粒的生长，所以在提高重结晶开始温度、缩小重结晶温度范围的方向上起作用。Mn是奥氏体生成元素，在降低Ac1点的温度、缩小重结晶温度范围的方向上起作用。
上式(1)的左边的值(以下有时称为Z值。)为正(0以上)这种情况表示重结晶温度范围宽，升温过程中发生充分重结晶，能够降低上述变异系数。
需要说明的是，Ti、Nb和V不是必须元素，在不含这些元素的情况下，在上式(1)的这个位置代入“0质量％”而算出Z值即可。
冷轧后，通过加热保持在Ac3点-10℃以上、Ac3点+50℃以下的温度范围而进行均热处理，从而能够抑制多边铁素体的生成，且促进马氏体的生成。若均热处理温度低于Ac3点-10℃，则多边铁素体大量生成，马氏体的生成受到抑制，无法提高强度。因此将均热处理温度设为Ac3点-10℃以上，优选设为Ac3点-5℃以上，更优选设为Ac3点以上。但是若均热处理温度超过Ac3点+50℃，则奥氏体晶粒粗大化，加工性恶化。因此将均热处理温度设为Ac3点+50℃以下，优选设为Ac3点+40℃以下，更优选设为Ac3点+30℃以下。
均热处理时的保持时间未特别限定，例如为10～100秒左右(特别是10～80秒左右)即可。
需要说明的是，Ac3点(加热时铁素体相变结束温度)是基于下式(i)而算出的。式中[]表示各元素的含量(质量％)。该式记载于“Leslie铁钢材料学”(丸善株式会社发行，WilliamC.Leslie著，p273)。
Ac3(℃)＝910-203×[C]1/2-15.2×[Ni]+44.7×[Si]+104×[V]+31.5×[Mo]+13.1×[W]-{30×[Mn]+11×[Cr]+20×[Cu]-700×[P]-400×[Al]-120×[As]-400×[Ti]}……(i)
均热处理后，冷却至550℃以下、450℃以上的冷却停止温度，由此使贝氏体铁素体生成。若冷却停止温度超过550℃，则贝氏体铁素体的生成量变少，弯曲加工性和强度/延伸率平衡降低。因此将冷却停止温度设为550℃以下，优选设为540℃以下，更优选设为530℃以下。但是若冷却停止温度低于450℃，则贝氏体铁素体大量生成，马氏体的生成量减少，无法确保强度。因此将冷却停止温度设为450℃以上，优选设为460℃以上，更优选设为470℃以上。
对于从均热处理温度冷却至冷却停止温度时的平均冷却速度而言，为了防止珠光体等的生成，例如设为1℃/秒以上即可。平均冷却速度低于1℃/秒时，冷却中生成珠光体组织，其作为最终组织而残留，成为使延伸率劣化的原因。平均冷却速度优选设为5℃/秒以上。平均冷却速度的上限没有特别规定，但若考虑钢板温度的控制容易度和设备成本，则设为100℃/秒左右为宜。平均冷却速度优选为50℃/秒以下，更优选为30℃/秒以下。
冷却到550℃以下、450℃以上的温度范围后，通过在该温度范围保持1～200秒左右(特别是在超高强度钢板的情况下为100～200秒左右，在后述的超高强度GI钢板或超高强度GA钢板的情况下为1～100秒左右)，而能够使贝氏体铁素体生成，能够得到本发明的超高强度钢板。
上述保持后，在所得到的超高强度钢板的表面，遵循常规方法形成熔融镀锌层，由此能够得到本发明的超高强度GI钢板。例如优选将电镀液温度设为400～500℃而进行熔融镀锌，更优选为440～470℃。电镀液的组成未特别限定，使用公知的熔融锌电镀液即可。
熔融镀锌后，遵循常规方法进行冷却，从而能够得到所需组织的超高强度GI钢板。具体来说，通过以1℃/秒以上的平均冷却速度冷却至常温，而使钢板中的奥氏体相变成马氏体，得到马氏体主体的金属组织。平均冷却速度低于1℃/秒时，难以生成马氏体，而有可能生成珠光体、中间阶段相变组织。平均冷却速度优选为5℃/秒以上。平均冷却速度的上限没有特别规定，但若考虑钢板温度的控制容易度和设备成本，则设为50℃/秒左右为宜。平均冷却速度优选为40℃/秒以下，更优选为30℃/秒以下。
通过对上述超高强度GI钢板实施常法的合金化处理，而能够制造超高强度GA钢板。即，合金化处理按照如下方式进行即可，所述方式为在以上述条件下进行熔融镀锌后，在500～600℃左右(特别是530～580℃左右)保持5～30秒左右(特别是10～25秒左右)。合金化处理例如使用加热炉、直火或红外线加热炉等进行即可。加热方法也没有特别限定，例如能够采用气体加热、感应加热器加热(利用高频感应加热装置进行的加热)等惯用的方法。
合金化处理后，遵循常规方法进行冷却，由此能够得到所需组织的超高强度GA钢板。具体来说，通过以1℃/秒以上的平均冷却速度冷却至常温，而得到马氏体主体的金属组织。
对于上述超高强度GI钢板或上述超高强度GA钢板，也可以进行各种涂装、涂装衬底处理(例如磷酸盐处理等化成处理)、有机皮膜处理(例如薄膜层压等有机皮膜的形成)等。
对于用于各种涂装的涂料而言，可使用公知的树脂，例如环氧树脂、氟树脂、硅丙烯酸树脂、聚氨酯树脂、丙烯酸树脂、聚酯树脂、酚醛树脂、醇酸树脂、三聚氰胺树脂等。从耐腐蚀性的观点出发，优选环氧树脂、氟树脂、硅丙烯酸树脂。也可以将硬化剂与所述树脂一起使用。另外涂料也可以含有公知的添加剂，例如着色用颜料、偶联剂、匀染剂、增感剂、抗氧化剂、紫外线稳定剂、阻燃剂等。
在本发明中，涂料形态没有特别限定，能够使用所有形态的涂料，例如溶剂系涂料、水系涂料、水分散型涂料、粉体涂料、电泳涂料等。另外涂装方法也没有特别限定，能够使用浸渍法，滚涂法，喷雾法，帘涂法、电泳涂装法等。覆盖层(镀敷层、有机皮膜、化成处理皮膜、涂膜等)的厚度根据用途适当地设定即可。
对于本发明的超高强度钢板而言，因为是超高强度的、而且加工性(弯曲加工性和强度/延伸率平衡)优异，所以能够用于以汽车用强度部件，例如用于以前部和后部的大梁、碰撞盒等碰撞部件为代表的中柱加强件等柱类中以及上边梁加强件、侧梁、底梁、踏板部等车体结构部件中。
以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明当然不受下述实施例限制，在能够符合前、后述的宗旨的范围内当然也可以适当变更而加以实施，这些均包含在本发明的技术的范围内。
实施例
将下表1或表2所示的成分组成(剩余部分为铁和不可避免的杂质)的板坯加热至1250℃，使最终温度达到900℃而进行热轧，然后进行酸洗，之后，以下表3或表4所示的冷轧率CR(％)进行冷轧，制造冷轧钢板。需要说明的是，在下表1中，REM使用的是含有La为50％左右、Ce为30％左右的稀土金属混合物。另外，在下表1或表2中，示出各板坯的成分组成和基于上式(i)算出的Ac3点的温度。另外，在下表3和表4中，示出基于冷轧时的冷轧率CR和板坯的成分组成而算出的上式(1)的左边的值(Z值)。
将所得到的冷轧钢板以10℃/秒的平均升温速度加热至下表3或表4所示的均热温度，在该温度下保持50秒而进行均热处理，然后以10℃/秒的平均冷却速度冷却至下表3或表4所示的冷却停止温度，在该温度下保持50秒或180秒。在下表3或表4中，示出基于下表1或表2所示的Ac3点的温度而算出的“Ac3点-10℃”和“Ac3点+50℃”。另外，示出冷却停止温度下的保持时间。
上述保持后，对所得到的一部分的冷轧钢板实施熔融镀锌而制造GI钢板(No.9～14)，或在熔融镀锌后再进行加热而进行合金化处理，制造GA钢板(No.1～8、15～24)。需要说明的是，No.25～33是没有进行上述镀敷处理的冷轧钢板本身。
GI钢板其制造是在上述保持后，使之浸渍在460℃的熔融锌电镀液中(浸渍时间50秒左右)而实施熔融镀锌，然后以10℃/秒的平均冷却速度冷却至室温。
GA钢板其制造是在实施上述熔融镀锌后，加热至550℃，在该温度下保持20秒而进行合金化处理，然后以10℃/秒的平均冷却速度冷却至室温。
在下表3或表4中示出镀敷的种类(GI或GA)。需要说明的是，表中，“无”表示没有实施镀敷的冷轧钢板。
按如下步骤观察所得到的冷轧钢板、GI钢板或GA钢板的金属组织，测量马氏体和软质相(贝氏体铁素体和多边铁素体)的分率。
《金属组织的观察》
对于钢板的金属组织，使相对于板宽方向而垂直的剖面露出，研磨该剖面，再进行电解研磨，然后对经腐蚀的部分进行SEM观察。观察位置设为t/4位置(t为板厚)，对由SEM拍摄的金属组织照片进行图像解析，分别测量马氏体、贝氏体铁素体和多边铁素体的面积率。观察倍率为4000倍，观察区域为20μm×20μm，对3个视野进行观察，计算平均值。计算结果由下表3或表4示出。
另外，对上述金属组织照片(3个视野的照片)进行图像解析，测量软质相(贝氏体铁素体和多边铁素体)的当量圆直径，算出其标准偏差。另外，算出测量结果的平均值，由标准偏差和平均值算出变异系数(标准偏差/平均值)。在下表3或表4中示出标准偏差、平均值、变异系数。另外，在下表3或表4中，在测量结果中一并示出当量圆直径的最小值和最大值。
图1中，将上式(1)的左边的值(Z值)与软质相的当量圆直径的变异系数的关系表示在曲线图中。由图1所表明的可读取到：如果以使Z值成为0以上的方式控制冷轧率CR(％)，则软质相的当量圆直径的变异系数有被抑制在1.0以下的趋势。
其次，对所得到的冷轧钢板、GI钢板或GA钢板的机械特性和加工性进行考察。
《机械特性》
使垂直于钢板的轧制方向的方向与试验片的纵长方向平行，如此从钢板提取JIS5号拉伸试验片，遵循JISZ2241测量抗拉强度(TS)和延伸率(EL)。测量结果在下表5中示出。在本实施例中，将抗拉强度为1100MPa以上的情况设为“超高强度”(合格)。
《加工性》
对于钢板的加工性而言，综合地评价了(a)TS×EL的值和(b)弯曲试验的结果。
(a)由上述机械特性的测量结果计算TS×EL的值，计算结果在下表5中示出。将TS×EL的值为15000MPa·％以上的情况评价为合格(○)，低于15000MPa·％的情况评价为不合格(×)，评价结果在下表5中示出。
(b)对于弯曲试验而言，所使用的试验片是按照使垂直于钢板的轧制方向的方向与试验片的纵长方向平行的方式从钢板切下的20mm×70mm的试验片，按照使弯曲脊线成为纵长方向的方式进行90°V弯曲试验。使弯曲半径R适宜变化而实施试验，求得在试验片上不发生裂纹而能够进行弯曲加工的最小弯曲半径Rmin。最小弯曲半径Rmin为2.3×t(t为板厚)以下时评价为弯曲加工性优异(合格○)，超过2.3×t(t为板厚)时评价为弯曲加工性差(不合格×)，评价结果在下表5中示出。
在本实施例中，TS×EL的值为合格(○)且V弯曲试验的结果合格(○)时评价为“加工性优异”(综合评价(○)，TS×EL的值和弯曲试验的结果中至少一方不合格(×)时评价为“加工性差”(综合评价×)。
在此，将以下式(2)的方式使上式(1)变形而得的左边的值(400×[Ti]+250×[Nb]+150×[V]-10×[Si]+10×[Mn]-10)设为X值，该值在下表3或表4中示出。
另外，冷轧率CR与X值的关系在图2中示出。图2中，○表示抗拉强度为1100MPa以上且加工性优异的结果，×表示抗拉强度在1100MPa以上，但加工性差的结果。另外，图2所示的直线表示X值＝0.4×CR。需要说明的是，图2是对在表3和表4中钢中成分和制造条件[除了上述(1)式以外]满足本发明的要件的例子(No.1～7、9～12、15、17、18、20、22～33)进行绘图而得到的图。
400×[Ti]+250×[Nb]+150×[V]-10×[Si]+10×[Mn]-10≤0.4×CR……(2)
如图2所表明的可知，如果冷轧率CR与X值满足上式(2)规定的关系，则能够使1100MPa以上的抗拉强度和加工性并立。
由下表1～表5能够进行如下考察。
No.2、4、6、7、9、11、12、15、17、20、23～28、31、33是满足本发明规定的要件的例子，为抗拉强度1100MPa以上的超高强度，且加工性(强度/延伸率平衡和弯曲加工性)优异。
No.1、3、5、10、16、18、22、29、30、32，Z值低于0，不满足式(1)，因此软质相的当量圆直径的变异系数超过1.0而变大，不能改善加工性。
在本发明中，软质相的当量圆直径的变异系数对于弯曲加工性和强度/延伸率平衡的确保造成巨大的影响，这可通过对比例如表3的No.2、3(使用钢种B、钢种C)，No.4、5(使用钢种D)，No.22、23(使用钢种Q)，No.26、29(使用钢种T、钢种V)，No.31、32(使用钢种X、钢种Y)而进行确认。即，这些均是使用满足本发明规定的优选的钢中成分的钢种、且金属组织的分率也满足本发明规定的要件的例子，但变异系数被控制得小的例子(No.2、4、23、26、31)能够确保所需的特性(弯曲加工性和强度/延伸率平衡)，与此相对，变异系数大的例子(No.3、5、22、29、32)至少某一种特性降低。确认了：变异系数变大了的上述例子是仅Z值脱离本发明规定的要件的例子，还确认了：Z值的控制是对变异系数的控制来说重要的要件。
No.8是因为均热温度过低，所以无法生成规定量以上的贝氏体铁素体而大量地生成了多边铁素体的例子。另外，软质相的当量圆直径的变异系数超过1.0而变大。因此，不能改善加工性。
No.13是Si少的例子，TS变大，但其反面是EL降低，强度和延伸率的平衡差。另外，V弯曲试验的结果也差。因此不能改善加工性。
No.14是Mn少的例子，淬火性降低，马氏体变少，大量地生成了多边铁素体，因此TS低于1100MPa。
No.19是冷却停止温度高的例子，贝氏体铁素体变少，强度和延伸率的平衡变差。因此不能改善加工性。
No.21是冷却停止温度低的例子，马氏体的生成量变少，贝氏体铁素体的生成量多，结果，TS低于1100MPa。
[表5]
产业上的可利用性
根据本发明，能够提供1100MPa以上的超高强度而且加工性(强度/延伸率平衡和弯曲加工性)优异的超高强度钢板、超高强度GI钢板和超高强度GA钢板。

Claims (6)

1.一种弯曲加工性优异的超高强度钢板，其特征在于，满足
C：0.05～0.25％、指质量％、以下涉及到的成分均为质量％，
Si：0.5～2.5％，
Mn：2.0～4％，
P：0.1％以下且不含0％，
S：0.05％以下且不含0％，
Al：0.01～0.1％，和
N：0.01％以下且不含0％；
剩余部分由铁和不可避免的杂质构成；
所述钢板的金属组织具有马氏体、作为软质相的贝氏体铁素体和多边铁素体，对于相对于金属组织总体的比率，所述马氏体为50面积％以上，所述贝氏体铁素体为15面积％以上、所述多边铁素体为5面积％以下且含0面积％，其他金属组织为3面积％以下；
测量所述软质相的当量圆直径时，其变异系数，即，标准偏差/平均值被抑制在1.0以下；
抗拉强度为1100MPa以上。
2.根据权利要求1所述的弯曲加工性优异的超高强度钢板，其中，还含有从以下的(a)～(e)构成的组中选择的至少一组作为其他的元素：
(a)从Ti：0.10％以下且不含0％、Nb：0.2％以下且不含0％、和V：0.2％以下且不含0％中选择的至少一种元素；
(b)从Cr：1％以下且不含0％、Cu：1％以下且不含0％、和Ni：1％以下且不含0％中选择的至少一种元素；
(c)Mo：1％以下且不含0％和/或W：1％以下且不含0％；
(d)B：0.005％以下且不含0％；
(e)从Ca：0.005％以下且不含0％、Mg：0.005％以下且不含0％、和REM：0.005％以下且不含0％中选择的至少一种元素。
3.根据权利要求1或2所述的弯曲加工性优异的超高强度钢板，其中，在所述钢板的表面形成有熔融镀锌层或合金化熔融镀锌层。
4.一种弯曲加工性优异的超高强度钢板的制造方法，其特征在于，按照使以％计的冷轧率CR满足下式(1)的方式，对满足权利要求1或2所述的成分组成的热轧钢板进行冷轧，然后在Ac3点－10℃以上、Ac3点+50℃以下的温度范围进行均热处理，接着冷却至550℃以下、450℃以上的冷却停止温度，
0.4×CR－400×[Ti]－250×[Nb]－150×[V]+10×[Si]－10×[Mn]+10≥0……(1)
式(1)中，[]表示各元素的以质量％计的含量。
5.一种弯曲加工性优异的超高强度熔融镀锌钢板的制造方法，其特征在于，对按照权利要求4所述的制造方法制得的超高强度钢板实施熔融镀锌。
6.一种弯曲加工性优异的超高强度合金化熔融镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在权利要求5中实施了所述熔融镀锌后，再进行合金化处理。
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