CN103160758B - 加工性优良的高屈服比高强度钢板 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种抗拉强度为980MPa以上并表现出高屈服比且加工性优良的钢板。本发明的钢板满足如下条件：含有规定量的C、Si、Mn、B，还含有从由Ti、Nb及V构成的组中选择出的至少一种、P、S、Al及N，金属组织含有贝氏体及马氏体，还可以含有铁素体，以相对于整个组织的面积率计，马氏体：15～50％，铁素体：5％以下，除了贝氏体、马氏体及铁素体之外的剩余部分组织：3％以下，并且贝氏体的平均结晶粒径为7μm以下。

Description

加工性优良的高屈服比高强度钢板
技术领域
本发明涉及加工性优良的高屈服比高强度的钢板(冷轧钢板、熔融镀锌钢板及合金化熔融镀锌钢板)，尤其涉及在不使加工性降低的情况下提高屈服比的抗拉强度为980MPa以上的高强度钢板。本发明的钢板例如适合使用于要求有高的加工性且高的屈服强度的机动车用结构构件(例如，侧门框、支柱、骨架件、加强件类等车身框架构件；保险杠、门扶手、座椅部件、行走部件等强度构件)或家电用构件等。
背景技术
在最近的机动车中，例如，在要求有防锈性的车身框架构件或加强构件等中，正在积极地适用高强度的熔融镀锌钢板及合金化熔融镀锌钢板(以下，存在以镀敷钢板进行代表的情况。)。上述钢板要求点焊性良好，具有良好的加工性和碰撞时的能量吸收能力，还要求屈服强度、即屈服比高。
从提高点焊性的观点出发，降低C量有效，例如，在日本·特开2007-231369号中使用一种使C量显著降低到小于0.1％的钢板。然而，当使C量降低时，虽然延性等加工性优良，但成为低屈服强度，因此存在无法使高屈服强度和加工性并存这样的问题。
另外，在日本·特开2002-322539号中公开有一种薄钢板，其含有小于0.10％的C，实质上由铁素体单相组织的基体和分散在该基体中的粒径小于10nm的微细析出物构成，具有550MPa以上的抗拉强度且冲压成形性优良。但是，根据上述专利公报所记载的实施例，上述薄钢板的抗拉强度充其量为810～856MPa左右，未公开即使为980MPa以上的高强度钢板也具有高屈服强度且兼备优良的加工性的情况。
另一方面，作为兼备高强度和加工性的钢板，列举有以具有高的伸长率的铁素体和发挥高强度的马氏体为主体的复合组织钢板(DP钢板)，但对于DP钢板来说，只能得到低屈服比，无法使高屈服比和高的加工性并存。例如，作为上述DP钢板，在日本·特开昭55-122820号及日本·特开2001-220641号中公开一种强度-延性平衡等优良的高强度熔融锌钢板。但是，在上述的在先技术中，在熔融镀锌后或合金化处理后的冷却过程中生成马氏体，当马氏体相变时向铁素体中导入运动位错，因此屈服强度降低。
发明内容
本发明鉴于上述情况而提出，其目的在于提供一种抗拉强度为980MPa以上，表现出高屈服比且加工性(详细而言，TS-EL的平衡)优良的钢板及其制造方法。
【用于解决课题的手段】
能够解决上述课题的本发明为一种钢板，其满足：C：0.05％以上且小于0.12％(质量％的意思。对于化学成分组成，以下相同)；Si：0.1％以下(不包含0％)；Mn：2.0～3.5％；从由Ti、Nb及V构成的组中选择的至少一种元素合计为0.01～0.2％；B：0.0003～0.005％；P：0.05％以下；S：0.05％以下；Al：0.1％以下；及N：0.015％以下，剩余部分为铁及不可避免的杂质，其中金属组织以相对于整个组织的面积率计，满足：贝氏体：42～85％；马氏体：15～50％；铁素体：5％以下；除了贝氏体、马氏体及铁素体之外的剩余部分组织：3％以下，并且贝氏体的平均结晶粒径：7μm以下，所述钢板的抗拉强度为980MPa以上。
在本发明优选的实施方式中，上述钢板还合计含有1.0％以下的Cr及Mo。
另外，能够解决上述课题的本发明涉及的钢板的制造方法为制造上述的钢板的方法，其顺次进行：准备具有上述组成的钢的工序；在热轧及冷轧后，以Ac3点～(Ac3点+150℃)的温度保持5～200秒的均热工序；以平均冷却速度：5℃/秒以上进行冷却的冷却工序；以Ms点～(Ms点+50℃)的温度保持15～600秒的保持工序。
根据本发明，由于组织的基本结构为贝氏体、马氏体及铁素体(也可以不含有铁素体)，适当控制马氏体及铁素体的面积率，并且适当控制贝氏体的平均结晶粒径，因此能够得到抗拉强度为980MPa以上，并具有高屈服比(屈服强度/抗拉强度＝70％以上)，且加工性(抗拉强度×总伸长率＝10.0GPa·％以上)优良的钢板。
附图说明
图1是表示制造本发明的钢板时的加热曲线的简图。
图2是表示制造本发明的钢板时的加热曲线的变形例的简图。
具体实施方式
本发明涉及一种在从点焊性的观点出发而将C量的上限为小于0.12％的低C范围作为前提下，具有980MPa以上的高强度，且兼备高屈服比及高加工性这全部的特性的钢板。达到上述构成要件的原委的概要如以下这样。
如上所述，从点焊性的观点出发期望降低C量，但在这样的含有低C的钢板中，未公开具有980MPa以上的高强度且使高屈服强度和良好的加工性并存的钢板。另一方面，作为兼备强度和加工性的钢板，列举出以铁素体和马氏体为主体的DP钢板，但DP钢板由于在马氏体相变时向铁素体中导入运动位错，因此成为低屈服比。
因此，本发明的诸发明者的基本的思想为：在C量的上限小于0.12％的低C钢板中，将现有的DP钢板中的铁素体的一部分置换成贝氏体，而以贝氏体及马氏体为母相组织(最多的组织)，来降低铁素体的比率(铁素体也可以为零)，由此实现高屈服比。但是，因贝氏体的导入而铁素体相对地减少，由此伸长率容易降低，另外，因马氏体相对地减少而强度容易降低。并且，当增多马氏体的分率时，加工性(TS×EL的平衡)降低，而当铁素体的分率比较多时，存在难以实现高强度及高屈服比的情况。因此，为了能够实现高强度、高屈服比及高加工性这全部的特性，对马氏体及铁素体的各分率进行了锐意研究，其结果是，对上述组织的分率确定了最佳范围，成功地实现了具有高屈服比，且以高的平衡确保强度和加工性。并且，通过使贝氏体的平均结晶粒径微细化，使加工性的平衡进一步提高，从而完成了本发明。
在本说明书中，“加工性优良”是指在抗拉强度(TS)为980MPa以上的高强度区域中，TS-EL(总伸长率)的平衡优良的情况。具体而言，是指在上述的高强度区域中，满足抗拉强度(TS：MPa)×总伸长率(EL：％)≥10.0×103MPa·％(＝10.0GPa·％)的情况。优选TS×EL为10.5GPa·％以上。
另外，在本说明书中，“高屈服比”是指由屈服强度(YS)/抗拉强度(TS)表示的屈服比(YR)为70％以上的情况。优选YR为73％以上。
本发明的钢板包括冷轧钢板、熔融镀锌钢板及合金化熔融镀锌钢板。在本说明书中，在上述的钢板中存在将熔融镀锌钢板及合金化熔融镀锌钢板统一地仅由“镀敷钢板”代表的情况。
以下，对本发明涉及的钢板的构成要件进行说明。首先，详细叙述使本发明带有特征的组织。
本发明的钢板的金属组织含有贝氏体及马氏体，还可以含有铁素体，也可以具有除了贝氏体、马氏体及铁素体之外的剩余部分组织。即，本发明的钢板只要满足以下详细叙述的各组织的分率即可，可以仅由贝氏体及马氏体(2相组织)构成，也可以由贝氏体、马氏体及铁素体(3相组织)构成，或者也可以在上述的2相组织及3相组织中分别具有贝氏体、马氏体、铁素体以外的剩余部分组织，上述形态都包含在本发明的范围内。
[马氏体分率：15～50面积％]
马氏体为确保高强度所需要的组织，在本发明中，相对于整个组织的马氏体分率为15面积％以上。优选为20面积％以上。另一方面，当马氏体增多时，除了伸长率降低且加工性(TS×EL的平衡)降低之外，贝氏体分率也变少，从而贝氏体起到的提高高屈服比的作用无法有效地发挥，因此需要将其上限抑制为50面积％以下。优选为45面积％以下。
[贝氏体]
贝氏体是有助于提高屈服比的组织。另外，与马氏体相比，虽然强度低，但具有延性等提高加工性的作用。相对于整个组织的贝氏体分率在不妨碍上述的马氏体起到的上述作用的情况下，可以根据整个组织的结构而适当控制，从而使贝氏体起到的上述作用有效发挥。例如，在本发明的钢板仅由马氏体和贝氏体构成的情况下，贝氏体分率为超过50面积％且小于85面积％。另外，在本发明的钢板仅由马氏体、贝氏体及铁素体构成的情况下，贝氏体分率为超过45面积％且小于85面积％。
需要说明的是，在本发明中，马氏体和贝氏体的含有率哪个多都可以，只要满足本发明中规定的各组织的分率即可，可以包括马氏体＞贝氏体、马氏体＝贝氏体、马氏体＜贝氏体中的任一种形态。但是，若考虑提高TS×EL等，则优选为马氏体＜贝氏体的形态。
[铁素体分率：5面积％以下(包括0％)]
本发明的钢板可以仅由上述的马氏体和贝氏体构成，但是也可以以5面积％以下的分率含有铁素体。即，铁素体虽然是有助于提高伸长率特性的组织，但当铁素体分率超过5面积％时，抗拉强度及屈服比降低，因此使其上限为5面积％以下。铁素体的优选的分率根据作为主相的马氏体或贝氏体的比率、要求的特性(重视屈服比或加工性中的哪一个)等而不同，但是在与加工性相比更希望显著地发挥实现高屈服比的情况下，铁素体少的情况为好，优选大致为3面积％以下，最优选为0％。
[剩余部分组织的分率：3面积％以下(包括0％)]
本发明的钢板如上所述，(1)可以仅由马氏体及贝氏体这2相构成，(2)可以仅由马氏体、贝氏体及铁素体这3相构成，但是在上述的2相组织及3相组织中，在不妨碍本发明的作用的限度内，分别可以含有例如制造过程等中不可避免地生成的组织(剩余部分组织)。作为这样的组织，列举有例如珠光体、残留奥氏体等，优选上述组织相对于整个组织的分率合计为3面积％以下。
上述组织的同定及分率的测定可以通过后述的实施例所示的方法进行。
[贝氏体的平均结晶粒径：7μm以下]
在本发明中，除了各组织的分率满足上述要件之外，还使贝氏体的平均结晶粒径为7μm以下。在此，贝氏体的结晶粒是指由认为相当于旧奥氏体晶界的大倾角晶界包围的结晶粒。通过这样使贝氏体的粒径微细化，从而TS×EL的平衡进一步提高。贝氏体的平均结晶粒径越小，上述作用越被有效地发挥，优选为6μm以下，更优选为5μm以下。需要说明的是，其下限在与上述作用的关系方面未被限定，但当考虑本发明的成分组成或制造方法等时，优选大致为1μm以上。贝氏体的平均结晶粒径能够通过后述的实施例所示的方法进行测定。
需要说明的是，在本发明中如上述那样，对贝氏体规定了其平均结晶粒径，但在马氏体中，也优选与贝氏体同程度地微细化，由此，使贝氏体的平均结晶粒径控制起到的提高TS×EL的平衡的作用进一步有效地发挥。在本发明中，特别地仅规定贝氏体的平均结晶粒径是因为，本发明的钢板优选最多地含有贝氏体，另外，根据本发明的制造方法(后述。)，若使贝氏体的平均结晶粒径微细化，则马氏体的平均结晶粒径也必然微细化。
以上，对本发明涉及的钢板的组织进行了详细叙述。
在本发明中，为了充分发挥上述组织起到的优良的特性(高强度、高屈服比及高加工性)，且同时也发挥点焊性或镀敷密接性等其它特性，需要对钢板的化学成分组成如下述这样进行控制。以下，对化学成分组成进行详细叙述。
[C：0.05％以上且小于0.12％]
C是为了确保钢板的强度所需要的元素。当C量不足时，不仅铁素体较多地生成，而且贝氏体或马氏体也软质化，因此难以实现高屈服比或高强度。因此，在本发明中，将C量确定为0.05％以上。优选为0.07％以上。另一方面，当过剩地含有C时，点焊性降低，因此使C量的上限小于0.12％。优选为0.11％以下。
[Si：0.1％以下]
Si是虽然对铁素体的固熔强化有效，但使点焊性或镀敷密接性降低的元素，因此在本发明中优选尽量少。使Si量的上限为0.1％以下。优选为0.07％以下，更优选为0.05％以下。
[Mn：2.0～3.5％]
Mn是提高淬火性而有助于确保高强度的元素。当Mn量不足时，淬火性不充分且铁素体较多地生成，难以实现高强度或高屈服比。因此，在本发明中含有2.0％以上的Mn。优选Mn量的下限为2.3％以上，更优选为2.5％以上。另一方面，当过剩地含有Mn时，贝氏体相变受到抑制而造成强度-伸长率平衡降低，焊接性也容易劣化，因此使Mn量的上限为3.5％。Mn量的优选的上限为3.2％以下，更优选为2.9％以下。
[从由Ti、Nb及V构成的组中选择的至少一种元素合计为0.01～0.2％]
Ti、Nb及V是如下这样的元素：通过碳氮化物的析出产生的钉扎效应使加热时的奥氏体结晶粒微细化，由此使来自奥氏体的相变组织即铁素体、贝氏体及马氏体的组织微细化，从而有助于提高强度-伸长率的平衡。上述的元素可以单独添加，也可以并用两种以上。为了充分发挥这样的效果，优选合计量(在单独含有的情况下为单独的含有量，以下相同)的下限为0.01％以上，更优选为0.02％以上。但是，考虑上述合计量变多时在热轧及冷轧之际变形阻力增大而致使生产率可能降低的情况、及成本上升的情况、以及即使过剩地含有上述效果也饱和的情况等，使合计量为0.2％以下。优选的上限为0.15％以下。
[B：0.0003～0.005％]
B是提高淬火性而有助于确保高强度的元素。并且还具有抑制铁素体的生成，且抑制大量的铁素体生成引起的抗拉强度及屈服比的降低的作用。为了发挥这样的效果，使B量的下限为0.0003％以上。优选为0.0005％以上。但是，当过剩地含有B量时，热变形阻力增大，生产率可能会下降，因此使其上限为0.005％以下。优选为0.0035％以下。
[P：0.05％以下]
P是对铁素体的固熔强化有效的元素，但也是使点焊性和镀敷密接性降低的元素，因此优选尽量少，使P量的上限为0.05％以下。优选为0.03％以下。
[S：0.05％以下]
S是不可避免的杂质元素，从确保加工性和点焊性的观点出发，优选尽量少，因此使其上限为0.05％以下。优选为0.02％以下，更优选为0.01％以下。
[Al：0.1％以下]
Al是具有脱氧作用的元素，为了有效地发挥这样的作用，优选使其下限为0.005％以上。但是，由于即使过剩地添加Al其效果也饱和，因此使Al量的上限为0.1％。优选为0.08％以下，更优选为0.06％以下。
[N：0.015％以下]
N是不可避免的杂质元素，当大量含有时，存在使韧性和延性(伸长率)劣化的倾向，因此使N量的上限为0.015％。优选为0.01％以下，更优选为0.005％以下。
本发明中使用的钢的基本成分如上述那样，剩余部分为铁及不可避免的杂质。作为因原料、材料、制造设备等的状况而带入的上述不可避免的杂质，除了上述S、N之外，还列举有O、混入元素(Sn、Zn、Pb、As、Sb、Bi等)等。
本发明中使用的钢根据需要还可以含有以下的任意元素(选择成分)。
[Cr及Mo合计为1.0％以下]
Cr及Mo都是提高淬火性而有助于确保高强度的元素。在本发明中，可以单独添加上述的元素，也可以并用。为了发挥这样的效果，优选合计量(单独含有时为单独的量，以下相同)的下限为0.04％以上。但是，当过剩地含有Cr及Mo时，延性(伸长率)劣化，因此优选使合计量的上限为1.0％以下。更优选为0.40％以下。
接着，对制造上述钢板的方法进行说明。
本发明涉及的钢板的制造方法的特征在于顺次进行以下工序：准备具有上述组成的钢的工序；在热轧及冷轧后，以AC3点～(AC3点+150℃)的温度保持5～200秒的均热工序；以平均冷却速度：5℃/秒以上进行冷却的冷却工序；以Ms点～(Ms点+50℃)的温度保持15～600秒的保持工序。在此，AC3点是指加热钢板时向奥氏体的相变结束温度，Ms点是指马氏体相变开始温度。
在上述制造方法中，尤其是适当控制冷轧后的退火工序极为重要。以下，参照图1及图2，详细叙述使本发明带有特征的退火工序。其中，图1是表示以固定的温度进行均热工序及低温保持工序的加热曲线的图，图2是表示在满足本发明的要件的范围内使上述均热工序及低温保持工序变化而进行的加热曲线的图。
首先，准备具有上述组成的钢。
接着，基于通常方法，进行热轧及冷轧。例如，对于热轧而言，可以是精轧温度：约Ac3点以上，卷取温度：大致为400～700℃。
热轧后，根据需要进行酸洗，并例如进行冷轧率：大致35～80％的冷轧。
接着，进行以下的退火工序。
首先，从室温加热到Ac3点～(Ac3点+150℃)的温度区域(均热温度T1)。如后述那样，本发明中的特征在于，确定上述均热温度T1，从室温到该均热温度T1的平均加热速度没有特别地限定，在通常使用的范围内进行适当控制即可。在本发明中，考虑生产率等，优选在上述温度区域中以平均加热速度为1℃/秒以上进行加热。更优选为2℃/秒以上。
[在Ac3点～(Ac3点+150℃)的温度区域(均热温度T1)保持5～200秒(均热时间t1)的均热工序]
接着，在Ac3点～(Ac3点+150℃)的温度区域(均热温度T1)进行5～200秒(均热时间t1)的均热。当均热温度T1低于Ac3点时，奥氏体相变不充分，铁素体较多地残存而难以确保所期望的组织。并且，在铁素体中容易残存加工应变，因此基于铁素体得到的优良的伸长率特性难以有效地发挥。均热温度T1优选为(Ac3点+10℃)以上。另一方面，当均热温度T1超过(Ac3点+150℃)时，促进奥氏体的晶粒成长而贝氏体或马氏体的组织粗大化，从而该组织的平均结晶粒径变大而强度-伸长率的平衡降低，因此不优选。均热温度T1优选为(Ac3点+100℃)以下。
均热时间t1为5～200秒。在小于5秒时，奥氏体相变不充分，铁素体较多地残存而难以确保所期望的组织。另外，在铁素体中残存有加工应变的情况下，基于铁素体得到的优良的伸长率特性难以有效地发挥。优选为20秒以上。另一方面，当均热时间t1过于长时，促进奥氏体的晶粒成长而如上述那样组织粗大化，从而强度-伸长率的平衡容易降低。因此，均热时间t1为200秒以下。
需要说明的是，均热温度T1不需要为固定温度，只要将Ac3点～(Ac3点+150℃)的温度区域(T1)中的均热时间(t1)确保5～200秒即可，也可以如图2所示那样变化。具体而言，例如可以在直接升温到Ac3点～(Ac3点+150℃)的温度区域(T1)后，以该温度等温保持5～200秒，也可以在到达Ac3点～(Ac3点+150℃)的温度区域(T1)后，在该温度区域内进一步升温，相反也可以进一步降温，总之只要是将上述T1的温度区域中的均热时间t1确保规定时间的方式，就全部包含在本发明的范围内，无论哪种情况都能够实现所期望的特性。
[在从T1到Ms点～(Ms点+50℃)的温度区域(T2)的范围内以平均冷却速度(CR1)：5℃/秒以上进行冷却的冷却工序]
为了满足上述铁素体分率，使从T1到Ms点～(Ms点+50℃)的温度区域(T2)的平均冷却速度(CR1)为5℃/秒以上。当平均冷却速度CR1低于5℃/秒时，铁素体相变进展下去，难以将铁素体分率抑制为5％以内，因此难以确保高强度及高屈服比。平均冷却速度CR1优选为10℃/秒以上。需要说明的是，平均冷却速度CR1的上限从上述观点出发没有特别地限定，但考虑冷却停止温度控制的精度恶化、线圈内的温度偏差等，作为实际作业线中能够实现的上限，优选大致为100℃/秒以下。
需要说明的是，从T1到Ms点～(Ms点+50℃)的温度区域(T2)的冷却未必需要以固定速度进行冷却，可以分多阶段进行冷却，总之只要从T1到T2的温度范围内的平均冷却速度在5℃/秒以上的范围内即可。例如，可以使上述温度范围的冷却为平均冷却速度不同的两阶段冷却，使从T1到中间温度(例如500～700℃)的一次冷却速度(CR11)和从中间温度到T2的二次冷却速度(CR12)改变。
[在Ms点～(Ms点+50℃)的温度区域(低温保持温度T2)保持15～600秒(低温保持时间t2)的低温保持工序]
在以上述平均冷却速度(CR1)冷却到低温保持温度T2后，在该温度区域(低温保持温度T2)保持15～600秒(低温保持时间t2)。由此，贝氏体相变进展，从而能够以规定分率确保贝氏体及马氏体。当低温保持温度T2低于Ms点时，马氏体的分率变多。另一方面，当低温保持温度T2超过(Ms点+50℃)的温度时，贝氏体相变难以产生，还是马氏体的分率变多。低温保持温度T2优选为Ms点+5℃以上且Ms点+45℃以下。
并且，使低温保持时间t2为15～600秒。当低温保持时间t2低于15秒时，贝氏体相变未充分地产生，马氏体的分率变多，难以得到所期望的组织。优选为20秒以上。另一方面，即使低温保持时间t2超过600秒，贝氏体相变也不会进一步进展，从而生产率降低，因此使低温保持时间t2的上限为600秒。优选为500秒以下。
需要说明的是，低温保持温度T2不需要为固定温度，只要在从均热温度T1的冷却时，将Ms点～(Ms点+50℃)的温度区域(T2)中的保持时间确保15～600秒即可，也可以如图2所示那样变化。具体而言，例如可以在直接从均热温度T1冷却到低温保持温度区域T2后，以该温度进行等温保持，也可以在达到低温保持温度T2后，在该温度区域内进一步冷却，或者也可以在该温度区域内进一步升温，总之只要是将上述T2的温度区域中的低温保持时间t2确保规定时间的方式，则全部包含于本发明的范围内，哪种情况都能够实现所期望的特性。
接着，通过在从Ms点～(Ms点+50℃)的温度区域(低温保持温度T2)到室温的温度区域中进行冷却，从而能够制造本发明涉及的高强度钢板(冷轧钢板)。如上所述，本发明中的特点在于，确定上述低温保持温度T2，从该低温保持温度T2到室温的温度区域的平均冷却速度没有特别地限定，在通常使用的范围内进行适当控制即可。在本发明中，优选在上述温度区域中以平均冷却速度为1℃/秒以上进行冷却。这是由于当平均冷却速度小于1℃/秒时，除了生产率降低之外，因马氏体的等温淬火(自身回火)而马氏体变软，从而TS可能降低。更优选的平均冷却速度为3℃/秒以上。
在上述高强度钢板的表面可以形成熔融镀锌层或合金化熔融镀锌层。形成熔融镀锌层或合金化熔融镀锌层时的条件没有特别地限定，可以采用通常方法的熔融镀锌处理，还可以采用通常方法的合金化处理，由此，能够得到本发明的熔融镀锌钢板(GI)及合金化熔融镀锌钢板(GA)。
具体而言，在上述图1中，通过在低温保持工序中途、低温保持工序与其之后的二次冷却工序之间、二次冷却工序的中途等上述的工序(或工序之间)中实施熔融镀锌处理，或进一步实施合金化处理，从而能够得到所期望的镀敷钢板。需要说明的是，在低温保持工序的中途进行熔融镀锌处理或合金化处理的情况下，需要以使在该处理的前后实施的T2温度区域中的保持时间的合计满足15～600秒的方式进行控制。
熔融镀锌处理及合金化处理的条件没有特别地限定，可以采用通常使用的条件。例如，在制造熔融镀锌钢板时，列举有浸渍于温度调整成约430～500℃的镀敷浴而实施熔融镀锌，之后进行冷却。另外，在制造合金化熔融镀锌钢板时，列举有在上述熔融镀锌后，加热到500～750℃左右的温度，之后进行合金化并进行冷却。
【实施例】
以下，举出实施例来更具体地说明本发明，但本发明没有被下述实施例限制，也可以在能够适合于上述、后述的主旨的范围内施加变更而进行实施，这些都包含在本发明的技术的范围内。
[实施例1]
熔炼表1所示的各种化学组成的钢，并将其热轧至2.4mm厚。精轧温度为880℃，卷取温度为600℃。接着，对得到的热轧钢板进行酸洗，之后冷轧至1.2mm厚(冷轧率：50％)。
接着，根据表2所示的退火条件，在镀敷连续退火作业线中进行退火处理后，以镀敷浴温度450℃制造熔融镀锌钢板(GI)或者以镀敷浴温度450℃镀锌后以550℃保持25秒来制造合金化熔融镀锌钢板(GA)。
需要说明的是，上述表1中的Ac3点及Ms点的计算式参照レスリ一鉄鋼材料学(幸田成康监译，丸善株式会社，1985年发行，p.273(Ac3点)或p.231(Ms点))。详细情况如以下这样。式中，[]是各元素的含有量(质量％)，在钢中不含有该元素时，以该元素＝0进行计算。
Ms点＝561-474×[C]-33×[Mn]-17×[Ni]-17×[Cr]-21×[Mo]
对于上述那样得到的各钢板，如以下这样进行拉伸试验，测定机械的特性，并如以下这样进行组织观察。
[机械的特性的测定]
从上述的冷轧钢板选取以轧制方向为长度方向的JISZ2201的5号试验片，按照JISZ2241来测定屈服强度YS、抗拉强度TS、均匀伸长率(UEL)以及总伸长率(EL)。根据这些值，算出屈服比YR[(YS/TS)×100]。
在本实施例中，将TS≥980MPa的情况评价为高强度，将YR≥70％的情况评价为高屈服比。另外，对于EL而言，将TS×EL≥10.0GPa·％的情况评价为强度与伸长率的平衡(TS-EL的平衡)优良。
[组织观察(显微组织观察)]
为了观察与上述冷轧钢板的轧制方向成直角的截面的t/4(t：板厚)位置，利用硝酸酒精溶液进行蚀刻而使组织呈现出来，并利用扫描型电子显微镜(SEM)来观察组织。
具体而言，铁素体及马氏体的面积率(在后述的表3中，分别简记为VF、VM)通过使用了与组织的结晶粒径的大小对应的倍率(1,000倍、1,500倍、3,000倍中的任一个)的截面组织照片的图像分析来测定，并求出5视场的平均。需要说明的是，视场尺寸在1,000倍时为75μm×75μm，在1,500倍时为50μm×50μm，在3,000倍时为25μm×25μm。在本实施例中，由于未观察到珠光体等剩余部分组织，因此贝氏体的面积率(在后述的表3中，简记为VB)通过从整个组织(100面积％)减去上述那样测定的铁素体及马氏体的面积率来算出。
另外，对于贝氏体的平均结晶粒径(在后述的表3中，简记为dB)来说，通过以JISG0552中规定的“钢的铁素体结晶粒度试验方法”为基准的切断法来测定贝氏体的平均结晶粒度，并求出平均结晶粒径。
上述的测定结果在表3中示出。
【表2】
【表3】
由表1～3可以如下这样进行考察。
首先，表3的实验No.1～8、15、20～23、28、29分别是使用满足本发明的要件的表1的钢No.A～H、A、M～P，按照本发明的方法而制造的例子，都具有如下良好的特性，即抗拉强度为980MPa以上，且表现出70％以上的高屈服比，并且TS-EL的平衡为10.0GPa·％以上。
与此相对，不满足本发明中规定的任一要件的实验无法得到所期望的特性。
首先，表3的实验No.9～14、24及25虽然都使用了满足本发明的要件的表1的钢种No.A，但由于制造条件不满足本发明的要件，因此无法得到所期望的特性。
其中，表3的实验No.9由于均热温度T1过于低，因此铁素体过剩地生成，从而无法实现所期望的高强度及高屈服比。
另一方面，表3的实验No.10由于均热温度T1过于高，因此贝氏体的平均结晶粒径变大，从而TS×EL的平衡降低。
表3的实验No.11由于均热后的一次冷却速度过于慢，因此铁素体过剩地生成，从而无法实现所期望的高强度及高屈服比。
表3的实验No.12/No.13是低温保持温度T2过于低/过于高的例子，马氏体都过剩地生成，从而TS×EL的平衡降低。
表3的实验No.14由于低温保持时间t2过于短，因此马氏体过剩地生成，从而TS×EL的平衡降低。
表3的实验No.24由于均热时间t1短，因此铁素体过剩地生成，从而无法实现所期望的高强度及高屈服比。
另一方面，表3的实验No.25由于均热时间t1长，因此贝氏体的平均结晶粒径粗大化，从而TS×EL的平衡降低。
另外，表3的实验No.16～19、27由于使用不满足本发明的要件的钢来制造，因此无法得到所期望的特性。
其中，表3的实验No.16由于使用C量少的表1的钢No.I，因此强度降低。
表3的实验No.17由于使用Mn量少的表1的钢No.J，因此铁素体过剩地生成，从而无法实现高强度及高屈服比。
表3的实验No.27由于使用了Mn量超过规定范围的表1的钢No.Q，所以淬火性过高，即使在低温下保持规定时间，贝氏体相变的进行也会迟延，马氏体分率超过50％，所以TS×EL的平衡降低。
表3的实验No.18由于使用不含有从由Ti、Nb、V构成的组中选择出的元素的表1的钢No.K，因此贝氏体的平均结晶粒径粗大化，从而TS×EL的平衡降低。
表3的实验No.19由于使用不含有B的表1的钢No.L，因此铁素体过剩地生成，从而无法实现高强度及高屈服比。
[实施例2]
在上述的实施例1中，在(1)均热工序及(2)低温保持工序中的任一工序中，都以固定温度进行均热或低温保持，但在本实施例中，在上述(1)及(2)中，使均热保持中的温度(开始温度及结束温度)及低温保持中的温度(开始温度及结束温度)如表4所示那样变化来进行实验。
详细而言，除了使用满足本发明的要件的表1的钢No.D进行表4所示的退火条件以外，与上述的实施例1同样地制造熔融镀锌钢板，之后，与上述的实施例1同样地进行机械的特性及组织观察。将其结果在表5中示出。
如表5所示，表5的实验No.26具有高强度及高屈服比，且TS-EL的平衡优良。由该结果确认了在(1)均热工序及(2)低温保持工序中，即使在使均热保持中的温度(开始温度及结束温度)及低温保持中的温度(开始温度及结束温度)在本发明的范围内变化的情况下，也能够实现所期望的特性。
由本实施例的结果确认了满足本发明的要件的熔融镀锌钢板(GI钢板)或者合金化熔融镀锌钢板(GA钢板)兼备良好的特性。

Claims (3)

1.一种钢板，其化学成分组成以质量％计满足：
C：0.05％以上且小于0.12％；
Si：0.07％以下但不包含0％；
Mn：2.3～3.5％；
从由Ti、Nb及V构成的组中选择的至少一种元素合计为0.01～0.2％；
B：0.0003～0.005％；
P：0.03％以下；
S：0.05％以下；
Al：0.1％以下；以及
N：0.015％以下，
剩余部分为铁及不可避免的杂质，
金属组织满足：
以相对于整个组织的面积率计为，
贝氏体：42～85％；
马氏体：15～50％；
铁素体：5％以下；
除了贝氏体、马氏体及铁素体之外的剩余部分组织：3％以下，并且，
贝氏体的平均结晶粒径：7μm以下，
所述钢板的抗拉强度为980MPa以上。
2.根据权利要求1所述的钢板，其中，
所述钢板以质量％计合计含有1.0％以下的Cr及Mo的一方或双方。
3.一种制造权利要求1或2所述的钢板的方法，其顺次进行：
准备具有权利要求1或2所述的组成的钢的工序；
在热轧及冷轧后，以Ac3点～Ac3点+150℃的温度保持5～200秒的均热工序；
以平均冷却速度：5℃/秒以上进行冷却的冷却工序；
以Ms点～Ms点+50℃的温度保持15～600秒的保持工序。
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