CN102884209A

CN102884209A - 高强度钢板的制造方法

Info

Publication number: CN102884209A
Application number: CN2011800233970A
Authority: CN
Inventors: 松田广志; 船川义正; 田中靖
Original assignee: NKK Corp
Current assignee: JFE Steel Corp; JFE Engineering Corp
Priority date: 2010-03-09
Filing date: 2011-02-28
Publication date: 2013-01-16
Anticipated expiration: 2031-02-28
Also published as: WO2011111332A1; JP2011184757A; KR101422556B1; EP2546368A1; KR20120120440A; EP2546368B1; JP5333298B2; US20130133786A1; CN102884209B; EP2546368A4

Abstract

根据本发明，将含有规定量的C的钢板加热到奥氏体单相域或（奥氏体＋铁素体）两相域后，冷却至小于马氏体相变开始温度Ms且为Ms－150℃以上的温度区域，使未相变奥氏体的一部分发生马氏体相变后进行升温，进行马氏体的回火，由此制造高强度钢板，此时，将所述钢板的板宽方向上的最冷部位在作为目标的冷却停止温度~冷却停止温度＋15℃的温度区域保持15秒以上且100秒以下的时间，由此，可以得到加工性优异且其机械特性的稳定性优异的抗拉强度（TS）为980MPa以上的高强度钢板。

Description

高强度钢板的制造方法

技术领域

本发明涉及汽车、电气等产业领域所使用的加工性、特别是延展性和延伸凸缘性优异的抗拉强度（TS）为980MPa以上的高强度钢板的制造方法。

背景技术

近年来，从地球环境保护的观点出发，汽车的燃耗改善成为重要的课题。因此，通过车身材料的高强度化而实现车身零件的变薄化，要使车身自身轻量化的活动较为活跃。

通常，为了实现钢板的高强度化，需要对钢板的组织整体增加马氏体、贝氏体等硬质相的比例。但是，增加硬质相的比例实现的钢板的高强度化导致加工性降低，因此，期望开发同时具有高强度和优异的加工性的钢板。至此，正在开发利用铁素体－马氏体二相钢（DP钢）、残留奥氏体的相变致塑性的TRIP钢等各种复合组织钢板。

在复合组织钢板中使硬质相的比例增加的情况下，钢板的加工性强烈受到硬质相的加工性的影响。即，在硬质相的比例少且软质的多边形铁素体多的情况下，多边形铁素体的变形能对于钢板的加工性是支配性的，即使是硬质相的加工性不充分的情况下，也会确保延展性等加工性。但是，当硬质相的比例多时，多边形铁素体不变形，硬质相自身的变形能直接影响钢板的加工性，因此，在硬质相自身的加工性不充分的情况下，钢板的加工性大幅劣化。

因此，在冷轧钢板的情况下，进行调整退火及退火之后的冷却过程中生成的多边形铁素体的量的热处理，将钢板进行水淬火，生成马氏体。接着，通过使钢板升温并保持高温，将马氏体回火，在作为硬质相的马氏体中生成碳化物，提高马氏体的加工性。

但是，在通常的连续退火水淬火设备的情况下，淬火后的钢板温度必然接近水温，因此，未相变奥氏体几乎都相变为马氏体。因此，残留奥氏体、其它低温相变组织的活用变得困难。另外，硬质组织的加工性的提高至此限制在马氏体的回火带来的效果上，结果钢板的加工性提高也有限。

进而，作为使马氏体以外成为硬质相的钢板，有主相为多边形铁素体、硬质相为贝氏体、珠光体且在作为硬质相的贝氏体、珠光体中生成碳化物的钢板。该钢板为不是只通过多边形铁素体提高加工性，而且通过在硬质相中生成碳化物，提高硬质相自身的加工性，特别是用于实现延伸凸缘性的提高的钢板。

例如，专利文献1中提案有规定合金成分，且将钢组织设为具有残留奥氏体的微细且均一的贝氏体，由此弯曲加工性及冲击特性优异的高张力钢板。

另外，专利文献2中提案有，对预定的合金成分进行规定，且将钢组织设为以贝氏体为主体，且规定残留奥氏体量，由此烧结硬化性优异的复合组织钢板。

此外，专利文献3中提案有对预定的合金成分进行规定，将钢组织设为具有残留奥氏体的贝氏体以面积率计为90％以上，贝氏体中的残留奥氏体量为1％以上且15％以下，且规定贝氏体的硬度(Hv)，由此耐冲击性优异的复合组织钢板。

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，上述的钢板分别存在以下所述的课题。

专利文献1所记载的成分组成中，在对钢板赋予应变时，在高应变区域难以确保发现TRIP效果的稳定的残留奥氏体的量，虽然得到弯曲性，但塑性不稳定发生之前的延展性低，伸出性差。

专利文献2所记载的钢板是如下所述的组织，即：虽然得到烧结硬化性，但即使要将抗拉强度（TS）高强度化为980MPa以上或1050MPa以上，也极力抑制以贝氏体、铁素体为主体的马氏体。因此，难以确保强度或确保提高强度时的延展性、延伸凸缘性等加工性。

专利文献3所记载的钢板的主要目的是提高耐冲击性，由于是以硬度为Hv：250以下的贝氏体为主相，具体而言超过90％的比例含有贝氏体的组织，因此，难以确保980MPa以上的强度。

在此，通过冲压加工而成形的汽车零件中形状较为复杂的构造零件即构件类、中柱内板等构造零件要求980MPa以上的抗拉强度（TS），此外预想到今后要求1180MPa级以上的抗拉强度（TS）。

另外，在作为汽车冲击时抑制变形的门防撞梁或保险杠梁等、特别是要求强度的零件的原材料使用的钢板中，要求1180MPa级以上的抗拉强度，此外，今后认为要求1470MPa级以上的抗拉强度。

这样，伴随着对钢板的高强度化的要求的提高，开发各种钢板，但为了确保高强度钢板的稳定的成形性，机械特性的稳定性极为重要。例如，活用在低温区域从未相变奥氏体相变的硬质组织，作为硬质组织不单一地含有马氏体等各组织，而具有包含各种硬质组织的复合组织的高强度钢板正在被开发。但是，特别是在这种复合组织的情况下，高精度地控制各硬质组织的分数在钢板的机械特性的稳定性方面极为重要，但该精度控制可以说尚不充分。

即，在对钢板实施最终退火等加热处理时，钢板内的板温容易产生偏差。因此，之后为了生成规定量的马氏体，即使将钢板急冷至作为目标的温度，因上述板温的偏差，在钢板整体未成为同比率的马氏体，马氏体的生成比率产生偏差。其结果是钢板的机械特性产生偏差。

本发明是有利地解决上述课题的发明，其目的在于，提供一种加工性、特别是延展性和延伸凸缘性优异，而且所述机械特性的稳定性优异的抗拉强度（TS）为980MPa以上的高强度钢板的制造方法。

具体而言，通过使未相变奥氏体的一部分回火并成为马氏体，使剩余的未相变奥氏体成为贝氏体、残留奥氏体等组织，可以制造兼具高强度和加工性的高强度钢板。另外，本发明的高强度钢板包括在钢板的表面实施了熔融镀锌或合金化熔融镀锌的钢板。

本发明中，加工性优异是指抗拉强度和全伸长之积、即TS×T.EL的值满足20000MPa·％以上、且抗拉强度和界限扩孔率之积、即TS×λ的值满足25000MPa·％以上。另外，机械特性的稳定性优异是指板宽方向的TS及T.EL的标准偏差σ分别为10MPa以下及2.0％以下。

在要使钢板生成所希望的组织、例如一定比率的马氏体的情况下，以与之相对应的温度为目标温度来实施冷却处理。但是，在对钢板进行加热处理时，板温容易发生温度不均，这种情况在上面已经叙述。因此，在冷却这种存在温度不均的钢板的情况下，如图1（a）所示，在钢板内温度最低的点（最冷部位）达到目标温度时，在钢板内温度最高的点（最热部位）为相比最冷部位而言马氏体尚未充分生成的区域，因此，钢组织产生偏差。另一方面，如图1（b）所示，在最热部位点达到目标温度时，在最冷部位，组织的马氏体化过量进行，引起钢组织的偏差。

这样，当钢板内的板温产生偏差时，由于这种情况，不能避免钢组成的不均一、进而不能避免机械特性的偏差。

因此，发明者们将目标温度下的热处理条件如图1（c）所示以最冷部位为基准，将该最冷部位冷却至目标温度。之后，通过在该目标温度紧上区域将钢板保持一定时间，使钢板的组织均一化，其结果发现了可以降低钢板的强度等机械特性的偏差。

本发明基于上述见解而做出。

即，本发明的宗旨构成如下所述。

1.一种高强度钢板的制造方法，其特征在于，将含有0.10质量％以上的C的钢板加热到奥氏体单相域或奥氏体＋铁素体的两相域后，以马氏体相变开始温度Ms为指标，在小于Ms且为Ms－150℃以上的温度区域设定作为目标的冷却停止温度并进行冷却，使未相变奥氏体的一部分发生马氏体相变后进行升温，进行马氏体的回火，由此制造高强度钢板，此时，将所述钢板的板宽方向上的最冷部位在作为目标的冷却停止温度~冷却停止温度＋15℃的温度区域保持15秒以上且100秒以下的时间。

2.如上述1所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在加热到所述奥氏体单相域或奥氏体＋铁素体的两相域后至所述冷却停止的期间、或所述回火工序或所述回火工序之后的工序中，实施熔融镀锌处理或合金化熔融镀锌处理。

3.如上述1或2所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，

所述钢板以质量％计含有：

C：0.10％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、以及

N：0.010％以下，

余量由Fe及不可避免的杂质的成分组成构成。

4.如上述3所述的高强度钢板的制造方法，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、以及

Mo：0.005％以上且0.5％以下

中的1种或2种以上。

5.如上述3或4所述的高强度钢板的制造方法，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、以及

Nb：0.01％以上且0.1％以下

中的1种或2种。

6.如上述3～5中任一项所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，

所述还含有，钢板以质量％计，

B：0.0003％以上且0.0050％以下。

7.如上述3～6中任一项所述的高强度钢板的制造方法，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、以及

Cu：0.05％以上且2.0％以下

中的1种或2种。

8.如上述3～7中任一项所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，

所述成分组成以质量％计还含有选自

Ca：0.001％以上且0.005％以下、以及

REM：0.001％以上且0.005％以下

中的1种或2种。

发明效果

根据本发明，可以提供加工性优异且机械特性的稳定性也优异的高强度钢板，因此，通过抑制钢板的厚度，可以实现轻量化。其结果可以有效地使汽车车身轻量化。

附图说明

图1（a）～（c）是表示对钢板进行加热、急冷处理而生成一定比率的马氏体的热处理的温度图形的图；

图2是表示本发明的制造方法的热处理的温度图形的图。

具体实施方式

下面，具体说明本发明。

本发明的高强度钢板通过如下工序制造而形成原材料钢板，即所述工序为将调整为含有0.10质量％（以下在表示钢板成分的情况下仅由％表示。）以上的C的成分组成的钢片进行热轧，接着根据需要进行冷轧的工序，但这些工序没有特别限制，只要根据常规方法进行即可。

本发明中，C至少需要0.10％。这是因为，是钢板的高强度化必不可少的元素，是为了确保马氏体量及在室温下残留奥氏体而需要的元素。

在此，如下表示代表性的制造条件。

首先，将钢片在加热到1000℃以上且1300℃以下的温度区域后，在870℃以上且950℃以下的温度区域结束热轧，将得到的热轧钢板在350℃以上且720℃以下的温度区域进行卷绕。接着，对热轧钢板酸洗后，以40％以上且90％以下的范围的轧制率进行冷轧，制成冷轧钢板（原材料钢板）。

在制造本发明所使用的原材料钢板时，例如可以通过薄板坯铸造、带钢铸造等而省略热轧工序的一部分或全部。

根据本发明将这样得到的原材料钢板通过以下的工序制成高强度钢板。

图2表示本发明的制造方法的热处理的温度图形之一例。

如该图所示，本发明中，将钢板加热到奥氏体单相域或（奥氏体＋铁素体）两相域而进行退火。关于退火温度，如果为达到（奥氏体＋铁素体）两相域的以上的温度，则没有特别限定，但在退火温度超过1000℃时，奥氏体晶粒的成长显著，引起通过之后的冷却而产生的构成钢板的各组织的粒径的粗大化，使韧性等劣化。因此，退火温度优选设为1000℃以下。

另外，在退火时间小于15秒时，存在从退火前向存在于钢板内的碳化物的溶解及钢板组织向奥氏体的逆相变未充分进行的情况。另一方面，在退火时间超过600秒时，导致过剩的能量消耗带来的处理费用的增加。因此，退火时间优选为15秒以上且600秒以下的范围。

如图2所示，将上述退火后的钢板冷却至第一温度区域，该第一温度区域小于Ms且为Ms－150℃以上。此时，在第一温度区域的范围内设定作为目标的冷却停止温度：T1（以下称作T1）。

上述的冷却通过将钢板冷却至小于Ms而将奥氏体的一部分相变为马氏体。在此，在第一温度区域的下限小于Ms－150℃的情况下，未相变奥氏体在该时刻几乎全部马氏体化。因此，不能活用对残留奥氏体等加工性的提高有效的组织。

另一方面，在第一温度区域的上限为Ms点以上的情况下，在停止冷却时，在钢板中不会生成马氏体，不能确保在之后的升温过程中产生的回火马氏体量。因此，用于设定T1的第一温度区域的温度范围是小于Ms且为Ms－150℃以上的范围。

在本发明中，到达上述第一温度区域之前的钢板的冷却速度没有特别规定，但当平均冷却速度小于3℃/s时，引起多边形铁素体过剩的生成、成长，另外，有珠光体等析出，可能不能得到所希望的钢板组织。因此，从退火温度到第一温度区域的平均冷却速度优选为3℃/s以上。

另外，在本发明中特别重要的是，如图2的阴影部分所示，在因冷却而使未相变奥氏体的一部分相变为马氏体时，将板宽方向的最冷部位的温度保持在第一温度区域内，进而相对于作为目标的冷却停止温度T1保持在T1～T1＋15℃的温度区域。这是因为，在最冷部位的温度小于T1℃时，产生未相变奥氏体相对于与作为目标温度的T1相称的马氏体量过剩地马氏体化的部位。因此，这是因为，即使将钢板保持规定时间，也不能消除马氏体量的偏差，不能使所希望的特性稳定而获得。另一方面，这是因为，当最冷部位的温度超过T1＋15℃时，产生相对于与作为目标温度的T1相称的马氏体量而言不能充分生成马氏体的部位。因此，在之后的升温过程中生成的贝氏体、残留奥氏体及回火马氏体量产生偏差，不能使所希望的特性稳定而获得。

本发明中，需要将上述最冷部位的温度在T1～T1＋15℃的温度区域保持15秒以上且100秒以下的时间。这是因为，在保持时间小于15秒时，最冷部位以外的板温的追随不充分，产生没有成为所希望的钢板组织的部位，得到的钢板的加工性产生偏差。另一方面，在保持时间超过100秒时，上述板温的追随效果饱和，处理时间延长。

本发明的最冷部位是指钢板的板宽方向的板温最低的部位。另外，最冷部位的位置通常多为钢板的边缘部。但是，也有时因制造生产线的特性而成为其它部位。该情况下，只要通过将钢板形成为试验通板，预先调查最冷部位的位置并控制该位置的板温即可。

为了测定最冷部位的实际温度，期望具备可遍及钢板温度的板宽方向整体确认温度分布的温度计的设备。但是，即使是不具备所述温度计的设备，如上所述，通过在进行试验通板时测定求出的最冷部位的位置的温度并进行控制，能够控制为本发明的热处理条件。

另外，本发明中，为了将保持中的板温保持在T1～T1＋15℃的温度区域，有效的是，例如将板宽方向分割为数块，在各块对板温进行反馈控制。

以上，在本发明中，通过将钢板的最冷部位在规定时间设为规定温度，从而可以大幅降低高强度钢板中的钢板内的抗拉强度等机械特性的偏差。

虽然其理由不明确，但即使钢板内的温度因温度相对于钢板的板厚方向、通板速度宽度方向的偏差等而从Ms点过冷，例如钢板内的马氏体的生成量产生偏差，通过实施上述处理，也能够使钢板内的马氏体的生成量稳定。发明者认为，其结果是，在钢板整体上马氏体相变量均一化，可实现钢板的机械特性的稳定化。

其次，如图2所示，在上述第一温度区域进行保持处理后，按照常规方法升温，实施马氏体的回火处理。

不限定于这样的处理的温度区域，但在考虑马氏体的回火效率时，优选为200℃以上。另外，在冷却停止温度为200℃以上时，通过在该温度区域进行保持，也可以省略上述的升温。另外，升温温度的上限超过570℃时，碳化物从未相变奥氏体析出，可能不能得到所希望的组织，所以优选为570℃以下。

另外，对于升温后的保持时间也没有特别限定，在保持时间小于5秒时，马氏体的回火等不充分，不能形成为所希望的钢板组织，有时得到的钢板的加工性劣化。另一方面，在保持时间超过1000秒时，例如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，不能得到C浓化了的稳定的残留奥氏体，因此，有时不能得到所希望的强度和延展性或这两者。因此，保持时间优选设为5秒以上且1000秒以下。

在本发明中，在上述的加热处理、回火处理中，如果在规定的温度范围内，则保持温度不需要固定于一点，如果在规定的温度范围内，则即使变动也不会损害本发明的宗旨。对于冷却速度而言也相同，速度即使变动也没有问题。另外，如果能够满足上述的热过程，则也可以用任何设备实施热处理。此外，在本发明中，为了在热处理后进行形状矫正，也可以对钢板的表面实施调质轧制、实施电镀等表面处理。

本发明的高强度钢板的制造方法中还可以增加熔融镀锌处理、或在熔融镀锌处理的基础上还增加了合金化处理的合金化熔融镀锌处理。在上述的马氏体的回火处理的温度区域进行熔融镀锌处理、或进行合金化熔融镀锌处理时，在上述温度区域的保持时间也包含熔融镀锌处理或合金化镀锌处理的处理时间而优选为5秒以上且1000秒以下的范围。

熔融镀锌处理或合金化熔融镀锌处理优选在连续熔融镀锌生产线进行。

另外，在本发明的高强度钢板的制造方法中，也可以对结束了热处理的高强度钢板重新实施熔融镀锌处理、或进一步实施合金化处理。

对本发明的钢板进行熔融镀锌处理或合金化熔融镀锌处理的顺序如下。

首先，将钢板浸入电镀液中，通过气体喷吹等调整附着量。此时，电镀液中的溶解Al量优选在熔融镀锌处理时为0.12％以上且0.22％以下的范围，在合金化熔融镀锌处理时为0.08％以上且0.18％以下的范围。另外，在熔融镀锌处理时，电镀液的温度只要为通常的450℃以上且500℃以下的范围即可，进而在实施合金化处理时，优选合金化时的温度设为570℃以下。

在此，在合金化温度超过570℃时，从未相变奥氏体析出碳化物，或者根据情况生成珠光体，因此不能得到强度或加工性或这两者，另外镀层的粉化性也可能劣化。另一方面，在合金化时的温度小于450℃时，有时合金化不能进行，因此，优选设为450℃以上。

本发明中，在对钢板实施镀锌等镀敷时，优选将镀敷附着量设为每单面20g/m²以上且150g/m²以下的范围。镀敷附着量小于20g/m²时，耐腐蚀性不足，另一方面，即使超过150g/m²，耐腐蚀效果也饱和，仅导致成本提高。

镀层的合金化度（Fe％(Fe含量)）优选为7％以上且15％以下的范围。在镀层的合金化度小于7％时，产生合金化不均而外观品质劣化，或者在镀层中生成所谓的ζ相，钢板的滑动性劣化。另一方面，在镀层的合金化度超过15％时，大量形成硬质且脆的Γ相，镀敷密合性劣化。

以上为本发明的高强度钢板的制造的条件的基本构成。

其次，作为本发明的制造方法的原材料，对优选的钢板的成分组成进行叙述。

C：0.10％以上且0.73％以下

如上述，在本发明中，至少需要0.10％的C。

但是，C量超过0.73％时，焊接部及热影响部的硬化显著，焊接性容易劣化。因此，上限值优选为0.73％。更优选为超过0.15％且0.48％以下的范围。

Si：3.0％以下（包含0％）

Si为通过固溶强化而有助于钢的强度提高的有用的元素。但是，Si量超过3.0％时，向多边形铁素体及贝氏体铁素体中的固溶量增加，导致加工性、韧性的劣化。另外，在实施溶融镀敷的情况下，Si量超过3.0％时，引起镀敷附着性及密合性的劣化。因此，Si量优选为3.0％以下。更优选为2.6％以下。进而优选为2.2％以下。

另外，Si是对抑制碳化物的生成且促进残留奥氏体的生成有用的元素，因此，Si量优选为0.5％以上，但在仅由Al抑制碳化物的生成的情况下，不需要添加Si，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。Mn量小于0.5％时，在退火后的冷却中，在比贝氏体、马氏体生成的温度高的温度区域析出碳化物，因此不能确保有助于钢的强化的硬质相的量。另一方面，Mn量超过3.0％时，铸造性可能劣化。因此，Mn量优选为0.5％以上且3.0％以下的范围。更优选为1.5％以上且2.5％以下的范围。

P：0.1％以下

P是对钢的强化有用的元素，P量超过0.1％时，因粒界偏析而脆化，使耐冲击性劣化。另外，在对钢板实施合金化熔融镀锌时，使合金化速度延迟。因此，P量优选为0.1％以下。更优选为0.05％以下。

P量优选极力降低，但由于小于0.005％时带来大幅的精制成本的增加，所以其下限为0.005％程度。

S：0.07％以下

S生成MnS而成为夹杂物，成为耐冲击性的劣化、焊接部沿金属流动的裂纹的原因，因此，优选极力降低。但是，过度减少S量会导致制造成本增加，因此S量容许至0.07％程度。优选为0.05％以下，更优选为0.01％以下。S小于0.0005％会伴随较大的成本增加，所以其下限为0.0005％程度。

Al：3.0％以下

Al是在制钢工序中作为脱酸剂添加的有用的元素。Al量超过3.0％时，钢板中的夹杂物增多，使延展性劣化。因此，Al量设为3.0％以下。优选为2.0％以下。

另外，Al是对抑制碳化物的生成且促进残留奥氏体的生成有用的元素。为了发现其效果，Al量优选设为0.001％以上，更优选为0.005％以上。

本发明中的Al量是指脱酸后钢板中含有的Al量。

N：0.010％以下

N是使钢的耐时效性最大幅度劣化的元素，优选极力降低，但容许至0.010％程度。将N设为小于0.001％时会导致大的制造成本的增加，所以其下限设为0.001％程度。

另外，在本发明中，除上述的C以外的任意成分之外，进而可以适宜含有如下所述的成分。

选自Cr：0.05％以上且5.0％以下、V：0.005％以上且1.0％以下、Mo：0.005％以上且0.5％以下中的1种或2种以上

Cr、V及Mo是具有在从退火温度进行冷却时抑制珠光体的生成的作用的元素。其效果通过添加Cr：0.05％以上、V：0.005％以上及Mo：0.005％以上而得到。另一方面，如果分别超过Cr：5.0％、V：1.0％及Mo：0.5％，则硬质的马氏体的量过大，成为高强度，与之相伴而变脆。因此，在含有Cr、V及Mo的情况下，设定为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％以下的范围。

选自Ti：0.01％以上且0.1％以下、Nb：0.01％以上且0.1％以下中的1种或2种

Ti及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％，则加工性及形状冻结性降低。因此，在含有Ti及Nb的情况下，设为Ti：0.01％以上且0.1％以下及Nb：0.01％以上且0.1％以下的范围。

B：0.0003％以上且0.0050％以下

B是对抑制铁素体从奥氏体粒界生成/成长的情况有用的元素。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，设为B：0.0003％以上且0.0050％以下的范围。

选自Ni：0.05％以上且2.0％以下及Cu：0.05％以上且2.0％以下中的1种或2种

Ni及Cu是对钢的强化有效的元素。另外，在对钢板实施熔融镀锌或合金化熔融镀锌的情况下，还具有促进钢板表层部的内部氧化来提高镀敷密合性的效果。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及Cu时，设为Ni：0.05％以上且2.0％以下及Cu：0.05％以上且2.0％以下的范围。

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1种或2种

Ca及REM对于将硫化物的形状球状化且改善硫化物对延伸凸缘性的恶劣影响是有用的。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％，则会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及REM的情况下，设为Ca：0.001％以上且0.005％以下及REM：0.001％以上且0.005％以下的范围。

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，则可以含有上述以外的成分。

实施例

（实施例1）

以下通过实施例进一步详细说明本发明，但本发明不限于以下的实施例。另外，即使在本发明的范围内变更构成，当然也会发现本发明的效果。

将熔制表1所示的成分组成的钢得到的铸片加热到1200℃，将在870℃下进行最终热轧得到的热轧钢板在650℃下进行卷绕，接着对热轧钢板进行酸洗，之后以65％的轧制率（轧制率）进行冷轧，制成板厚：1.2mm的冷轧钢板。对得到的冷轧钢板以表2所示的条件实施热处理。

热处理温度（退火处理温度）除试样No.4外，全部设为奥氏体单相域或（奥氏体＋铁素体）两相域的温度。

另外，对于一部分冷轧钢板，在回火处理中或之后实施熔融镀锌处理或合金化熔融镀锌处理。在此，熔融镀锌处理以电镀液温度：463℃、单位面积重量（每单面）：50g/m²的方式实施双面镀敷。另外，合金化熔融镀锌处理以同样的电镀液温度：463℃、单位面积重量（每单面）：50g/m²，以合金化度（Fe％(Fe含量)）为9％的方式在合金化温度：550℃以下调整合金化条件来实施双面镀敷。

对未实施镀敷处理的钢板进行热处理后直接实施轧制率（伸长率）：0.3％的调质轧制，另外，对实施了熔融镀锌处理或合金化熔融镀锌处理的钢板在这些处理后实施轧制率（伸长率）：0.3％的调质轧制。

[表1]

[表2]

通过如下方法评价这样得到的钢板的诸特性。

抗拉试验使用从相对于钢板的轧制方向垂直的方向采取的JIS5号试验片以JISZ2241为基准进行。测定TS（抗拉强度）、T.EL（全伸长），算出强度和全伸长之积（TS×T.EL），并评价强度和加工性（延展性）的平衡。如果TS×T.EL≥20000（MPa·％），则可以说强度－伸长平衡良好。

延伸凸缘性以日本钢铁联盟规格JFST1001为基准进行评价。将得到的各钢板切断为100mm×100mm。之后，使钢板的余隙为板厚的12％，冲孔直径为10mm的孔，使用内径为75mm的冲模，并以防皱力：88.2kN进行按压，在该状态下，将60°圆锥的冲头压入孔内，测定龟裂发生界限的孔直径。而且，根据以下的（1）式求出界限扩孔率λ（％），由此评价延伸凸缘性。

界限扩孔率率λ（％）＝{（D_f－D₀）/D₀}×100…（1）

其中，D_f为发生龟裂时的孔径（mm）、D₀为初期孔径（mm）。

另外，使用这样测定的λ算出强度和界限扩孔率之积（TS×λ），评价强度和延伸凸缘性的平衡。

如果为TS×λ≥25000（MPa·％），则可以说延伸凸缘性良好。

表3分别表示以上的测定结果。

[表3]

如从该表所表明，可确认到，本发明的制造方法的钢板均满足，抗拉强度为980MPa以上，且TS×T.EL的值为20000MPa·％以上及TS×λ的值为25000MPa·％以上，兼具备高强度和优异的加工性、尤其是优异的延伸凸缘性。

与之相对，就试样No.4而言，由于退火温度未被加热至（奥氏体＋铁素体）两相域，所以不能得到所希望的钢板组织，TS×λ的值满足25000MPa·％以上，虽然延伸凸缘性优异，但抗拉强度（TS）未达到980MPa，TS×T.EL的值也小于20000MPa·％。

就试样No.2及3而言，由于T1在第一温度区域的范围外，所以不能得到所希望的钢板组织，抗拉强度（TS）虽然满足980MPa以上，但不满足TS×T.EL≥20000MPa·％及TS×λ≥25000MPa·％的任一个。

就试样No.6而言，最冷部的温度在保持中低于目标温度，为适当的范围外的温度，不能得到所希望的钢板组织，虽然满足抗拉强度（TS）≥980MPa，但不满足TS×T.EL≥20000MPa·％。

就试样No.7而言，由于C含量在本发明的适当范围外，所以不能得到所希望的钢板组织，不能得到所希望的特性。

（实施例2）

进而，使用表1的钢种A在表4所示的条件进行热处理。表5表示对各情况下的机械特性及其偏差进行了调查的结果。就钢板的机械特性的偏差而言，将从轧制方向长度：1000mm的范围内切断为轧制方向长度40mm×宽度250mm的材料以评价部从两最边缘部朝向钢板中央部沿宽度方向均等分散的方式采取20张，加工成JIS5号试验片后进行抗拉试验。将抗拉强度及T.EL的标准偏差σ分别为10MPa以下及2.0％以下的情况判断为良好。

[表4]

[表5]

如表5所示，可知，以本发明的条件进行了热处理后的试样No.18、22的抗拉强度及T.EL的标准偏差σ均为10MPa以下及2.0％以下，机械特性稳定。与之相对，最冷部位的温度脱离T1～T1+15℃的试样No.19及最冷部位的保持时间脱离15～100s的试样No.20、21的偏差大，抗拉强度的标准偏差σ超过10MPa，或者进而T.EL的标准偏差σ超过2.0％。

另外，对于表3所示的发明例，虽然与上述同样地确认到了机械特性的偏差，但抗拉强度及T.EL的标准偏差σ均为10MPa以下及2.0％以下，确认到了机械特性稳定。

工业实用性

本发明的高强度钢板的加工性及抗拉强度（TS）优异，且机械特性的稳定性也优异，因此，在汽车、电气等产业领域的利用价值非常大，特别是对汽车车身的轻量化有贡献。

Claims

1.一种高强度钢板的制造方法，其特征在于，

将含有0.10质量％以上的C的钢板加热到奥氏体单相域或奥氏体＋铁素体的两相域后，以马氏体相变开始温度Ms为指标，在小于Ms且为Ms－150℃以上的温度区域设定作为目标的冷却停止温度并进行冷却，使未相变奥氏体的一部分发生马氏体相变后进行升温，进行马氏体的回火，由此制造高强度钢板，此时，将所述钢板的板宽方向上的最冷部位在作为目标的冷却停止温度~冷却停止温度＋15℃的温度区域保持15秒以上且100秒以下的时间。

2.如权利要求1所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，

在加热到所述奥氏体单相域或奥氏体＋铁素体的两相域后至所述冷却停止的期间、或所述回火工序或所述回火工序之后的工序中，实施熔融镀锌处理或合金化熔融镀锌处理。

3.如权利要求1或2所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，

所述钢板以质量％计含有：

C：0.10％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、以及

N：0.010％以下，

余量由Fe及不可避免的杂质的成分组成构成。

4.如权利要求3所述的高强度钢板的制造方法，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、以及

Mo：0.005％以上且0.5％以下

中的1种或2种以上。

5.如权利要求3或4所述的高强度钢板的制造方法，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、以及

Nb：0.01％以上且0.1％以下

中的1种或2种。

6.如权利要求3～5中任一项所述的高强度钢板的制造方法，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。

7.如权利要求3～6中任一项所述的高强度钢板的制造方法，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、以及

Cu：0.05％以上且2.0％以下

中的1种或2种。

8.如权利要求3～7中任一项所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，

所述成分组成以质量％计还含有选自

Ca：0.001％以上且0.005％以下、以及

REM：0.001％以上且0.005％以下

中的1种或2种。