CN103403210A - 室温和温态下的深拉性优异的高强度钢板及其温加工方法 - Google Patents

室温和温态下的深拉性优异的高强度钢板及其温加工方法 Download PDF

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Abstract

本发明的高强度钢材，具有如下成分组成：以质量%计，含有C：0.02～0.3%、Si：1～3%、Mn：1.8～3%、P：0.1%以下、S：0.01%以下、Al：0.001～0.1%、N：0.002～0.03%，余量由铁和杂质构成，并具有如下组织：以相对于全部组织的面积率计，含有贝氏体·铁素体：50～85%、残留γ：3%以上、马氏体＋所述残留γ：10～45%、铁素体：5～40%的各相，基于由EPMA进行线分析而得到的Mn浓度分布，所述残留奥氏体中的Mn浓度MnγR和全部组织中的平均Mn浓度Mnav的比MnγR/Mnav为1.2以上。由此，既可确保980MPa级以上的强度，深拉性又优异。

Description

室温和温态下的深拉性优异的高强度钢板及其温加工方法
技术领域
本发明涉及室温和温态下的深拉性优异的高强度钢板及其温加工方法。还有，作为本发明的高强度钢板，包括冷轧钢板、熔融镀锌钢板和合金化熔融镀锌钢板。
背景技术
供汽车用骨骼零部件的薄钢板为了实现碰撞安全性和油耗改善而要求高强度化。为此，一边要求使钢板强度高强度化达到980MPa级以上，一边要求确保挤压成形性。在980MPa级以上的高强度钢板中，为了使高强度化和成形性确保并立，已知有效的是采用活用了TRIP效果的钢（例如，参照专利文献1）。
在上述专利文献1中，公开有一种以贝氏体或贝氏体?铁素体为主相，以面积率计含有残留奥氏体（γR）3%以上的高强度钢板。然而，该高强度钢板，在室温下的抗拉强度980MPa以上，而总延伸率达不到20%，要求机械的特性（以下，仅称为“特性”。）的进一步改善。
另一方面，在冷态下的成形中，由于TRIP钢板其成形性存在极限，所以为了进一步改善延伸率，以100～400℃进行加工，从而使TRIP效果更有效显现，以提高延伸率的技术被提出（参照非专利文献1、专利文献2）。
如上述专利文献2的表2所示，使贝氏体?铁素体主体的组织中存在碳浓度1质量%以上的γR，能够将200℃附近的延伸率（总延伸率）在1200MPa级下改善至23%。然而，在考虑挤压成形时，特别是若在拉伸和深拉成形为主体的成形的情况下，若利用局部变形区域，则应变局部化而导致断裂，因此多是活用均匀变形区域。因此，仅仅是只改善也包含局部延伸率的总延伸率并不充分，还要求使均匀延伸率提高。
关于均匀延伸率，在专利文献3中公开了通过添加Y和REM均匀延伸率提高，但如其表3所示，只能适用于抗拉强度（TS）至875MPa的钢板。另外，在专利文献4中公开，利用贝氏体?铁素体－多边铁素体－残留奥氏体的混合组织，强度和均匀延伸率的平衡提高，但如其表2所示，其只能适用于TS至859MPa的钢板。
因此，在980MPa级以上的钢板中，也要求能够实现良好的均匀延伸率的技术的开发。
先行技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2003－193193号公报
专利文献2：日本特开2004－190050号公报
专利文献3：日本特开2004－244665号公报
专利文献4：日本特开2006－274418号公报
非专利文献
非专利文献1：杉本公一，宋星武，坂口淳也，长坂明彦，鹿岛高弘，“超高强度低合金TRIP型贝氏体铁素体钢板的温成形性”，铁与钢，2005年，第91卷，第2号，p.34－40
发明内容
本发明着眼于上述情况而形成，其目的在于，提供一种一边确保980MPa级以上的室温强度，一边使室温和温态下的均匀延伸率进一步提高，从而兼备室温强度和在室温及温态下的深拉性的高强度钢板及其温加工方法。
第一要求所述的发明，是室温和温态下的深拉性优异的高强度钢板，其特征在于，具有如下成分组成：
以质量%计（以下，关于化学成分均同。），含有
C：0.02～0.3%、
Si：1.0～3.0%、
Mn：1.8～3.0%、
P：0.1%以下（含0%）、
S：0.01%以下（含0%）、
Al：0.001～0.1%、
N：0.002～0.03%，
余量由铁和杂质构成，并具有如下组织：
以相对于全部组织的面积率计（以下，关于组织均同。），含有如下的各相：
贝氏体·铁素体：50～85%、
残留奥氏体：3%以上、
马氏体＋所述残留奥氏体：10～45%、
铁素体：5～40%，
所述残留奥氏体中的C浓度（CγR）为0.6～1.2质量%，
基于以EPMA进行线分析而得到的Mn浓度分布，所述残留奥氏体中的Mn浓度MnγR和全部组织中的平均Mn浓度Mnav的比MnγR/Mnav为1.2以上。
第二要求所述的发明，根据第一要求所述的室温和温态下的深拉性优异的高强度钢板，其中，
成分组成还含有
Cr：0.01～3.0%、
Mo：0.01～1.0%、
Cu：0.01～2.0%、
Ni：0.01～2.0%、
B：0.00001～0.01%的一种或两种以上。
第三要求所述的发明，根据第一或第二要求所述的室温和温态下的深拉性优异的高强度钢板，其中，
成分组成还含有
Ca：0.0005～0.01%、
Mg：0.0005～0.01%、
REM：0.0001～0.01%的一种或两种以上。
第四要求所述的发明，是高强度钢板的温加工方法，其特征在于，将第一～三要求中任一项所述的高强度钢板加热至200～400℃，在3600s以内进行加工。
根据本发明，能够提供一种高强度钢板及其温加工方法，其具有如下组织：以相对于全部组织的面积率计，含有贝氏体·铁素体：50～85%；残留奥氏体：3%以上；马氏体＋所述残留奥氏体：10～45%；铁素体：5～40%，所述残留奥氏体中的C浓度（CγR）为0.6～1.2质量%，基于以EPMA进行线分析而得到的Mn浓度分布，使所述残留奥氏体中的Mn浓度MnγR和全部组织中的平均Mn浓度Mnav的比MnγR/Mnav为1.2以上，从而一边确保着980MPa级以上的室温强度，室温和温态下的均匀延伸率同时进一步提高，兼备室温强度和室温及温态下的深拉性。
具体实施方式
如上述，本发明者们，着眼于与上述现有技术同样的，含有具有位错密度高的下部组织（基体）的贝氏体?铁素体和残留奥氏体（γR）的TRIP钢板，为了一边确保室温强度，一边改善均匀延伸率而使深拉性越发提高，进一步反复研究。
本发明者们认为，对于均匀延伸率的提高来说，利用位错密度低，加工硬化率高的铁素体有效，决定在钢板组织中适量导入铁素体。
另外认为，为了大量地制造出强力地有助于均匀延伸率的提高的γR，有效的是提高γR的Mn浓度。
但是，若为了提高γR中的Mn浓度，而仅仅增加向钢中添加的Mn量，则在Mn的固溶强化作用下，铁素体的延展性降低，延伸率反而劣化，而且热轧板的强度变高，冷轧变得困难。因此，需要不使向钢中添加的Mn量增加，而提高γR中的Mn浓度。
在此，可知若进行铁素体＋奥氏体（α＋γ）二相域加热，则Mn在奥氏体（γ）侧稠化，影响到从铁素体（α）向奥氏体（γ）的相变量。即，若二相域加热温度低，则铁素体分率变高，并且γR中的Mn浓度也变高，因此，虽然能够确保稳定的γR，但是却不能确保强度。另一方面，若二相域加热温度高，则铁素体分率变低，并且γR中的Mn浓度也变低，因此强度虽然能够确保，但不能确保稳定的γR。
在现有技术中，因为无法使铁素体分率和γR中的Mn浓度平衡，所以难以一边确保强度，一边确保稳定的γR。
因此，在本发明中，通过导入适量的铁素体，并且一边限制Mn添加量，一边提高γR中的Mn浓度，从而实现基体（母相）的延展性提高和来自γR的TRIP效果的最大化带来的均匀延伸率的提高的并立，此外通过部分性地导入马氏体来实现强度提高。
具体来说就是有如下发现：为了实现高强度化和高延展性化的并立，以面积率计，导入5～40%的铁素体，降低基体（母相）的强度，使残留奥氏体（γR）的面积率为3%以上，使该γR中的C浓度（CγR）为0.6～1.2质量%，以促进TRIP现象（应变诱发相变），促进加工硬化，实现强度提高，此外，基于由EPMA进行线分析而得到的Mn浓度分布，使所述γR中的Mn浓度MnγR和全部组织中的平均Mn浓度Mnav的比MnγR/Mnav为1.2以上，以提高γR中的Mn浓度而确保稳定的γR，由此实现基体（母相）的延展性提高和来自γR的TRIP效果的最大化带来的均匀延伸率的提高的并立，从而使室温强度和深拉性并存。
而后，基于上述认识进一步进行研究，直至完成了本发明。
以下，首先对于赋予本发明钢板以特征的组织进行说明。
〔本发明钢板的组织〕
如上述，本发明钢板，以与上述现有技术相同的TRIP钢的组织作为基础，特别是以规定量含有铁素体，并且以规定量含有规定的碳浓度的γR，此外，在Mn的浓度分布受到控制这一点上，与上述现有技术有所差异。
＜贝氏体·铁素体：50～85%＞
本发明的所谓“贝氏体?铁素体”，贝氏体组织具有拥有位错密度高的板条状组织的下部组织，在组织内没有碳化物，这一点与贝氏体组织明显不同，另外，与具有没有位错密度或具有极少的下部组织和多边铁素体组织，或拥有细小的亚晶粒等的下部组织的准多边铁素体组织也不同（参照日本铁钢协会基础研究会发行“钢的贝氏体照片集－1”）。该组织若进行光学显微镜观察SEM观察，则呈现出针状，难以区别，因此为了判明与贝氏体组织和多边铁素体组织等的明确的差别，需要利用TEM观察识别下部组织。
如此本发明钢板的组织，均匀微细而富于延展性，并且，以位错密度高、强度高的贝氏体?铁素体为母相，能够提高强度和成形性的平衡。
在本发明钢板中，上述贝氏体?铁素体组织的量，相对于全部组织，以面积率计，需要为50～85%（优选为60～85%，更优选为70～85%）。由此，来自上述贝氏体?铁素体组织的效果得到有效地发挥。还有，上述贝氏体?铁素体组织的量通过与γR的平衡决定，推荐以能够发挥出期望的特性的方式适当控制。
＜使残留奥氏体（γR）相对于全部组织，以面积率计含有3%以上＞
γR对于总延伸率的提高有用，为了有效地发挥这一作用，需要相对于全部组织，以面积率计存在3%以上（优选为5%以上，更优选为10%以上）。
＜马氏体＋上述残留奥氏体（γR）：10～45%＞
为了确保强度，向组织中导入一部分马氏体，但若马氏体的量变得过多，则不能确保成形性，因此相对于全部组织，将马氏体＋γR的合计面积率限制在10%以上（优选为12%以上，更优选为16%以上）、45%以下。
＜铁素体：5～40%＞
这里所说的铁素体是指多边铁素体，但因为铁素体是软质相，所以无助于高强度化，由于对于提高延展性有效，所以为了提高强度和延伸率的平衡，在能够保证强度的面积率5%以上（优选为10%以上，更优选为15%以上）、40%以下（优选为35%以下，更优选为30%以下）的范围内导入。
＜残留奥氏体（γR）中的C浓度（CγR）：0.6～1.2质量%＞
CγR是在加工时会影响到γR相变成马氏体的稳定度的指标。若CγR过低，则γR不稳定，因此赋予应力后，在塑性变形之前发生加工诱发马氏体相变，因此得不到拉伸成形性。另一方面，若CγR过高，则γR变得过于稳定，即使施加加工也无法发生加工诱发马氏体相变，因此仍得不到拉伸成形性。为了得到充分的拉伸成形性，CγR需要为0.6～1.2质量%。优选为0.7～0.9质量%。
＜基于由EPMA进行线分析而得到的Mn浓度分布，所述γR中的Mn浓度MnγR和全部组织中的平均Mn浓度Mnav的比MnγR/Mnav：1.2以上＞
通过二相域加热，将钢中所添加的Mn在铁素体和奥氏体之间分配，在赋予基体以高延展性的状态下，提高γR中的Mn浓度，在室温下得到γR。若γR中的Mn浓度过低，则γR的稳定性低，室温下不能确保γR量。另外，若铁素体中的Mn浓度过高，则基体的变形能力降低，延伸率劣化。因此，本发明者们，作为评价Mn向γR中的偏析程度的指标而导入MnγR/Mnav，该指标的值为1.2以上。
＜其他：贝氏体（含0%）＞
本发明的钢板，可以只由上述组织（贝氏体·铁素体、马氏体、铁素体以及γR的混合组织）构成，但在不损害本发明的作用的范围内，作为其他的异种组织，也可以具有贝氏体。该组织在本发明钢板的制造过程必然地残存，但只要很少即可，越少越好，推荐相对于全部组织，以面积率计控制在5%以下，更优选控制在3%以下。
〔各相的面积率、γR中的C浓度（CγR）、全部组织中的平均Mn浓度、和γR中的Mn浓度的各测量方法〕
在此，对于各相的面积率、γR中的C浓度（CγR）、全部组织中的平均Mn浓度和γR中的Mn浓度的各测量方法进行说明。
关于钢板中组织的各相的面积率，是对钢板进行Lepera试剂腐蚀，并借助透射型电子显微镜（TEM；倍率1500倍）观察，例如将白色区域定义为“马氏体＋残留奥氏体（γR）”而对组织进行识别后，利用光学显微镜观察（倍率1000倍）测量各相的面积率。
还有，关于γR的面积率和γR中的C浓度（CγR），是磨削至各供试钢板的1/4的厚度后，再进行化学研磨，之后由X射线衍射法进行测量（ISIJInt.Vol.33，（1933），No.7，p.776）。另外，关于铁素体的面积率，是对于各供试钢板进行硝酸乙醇腐蚀，通过扫描型电子显微镜（SEM；倍率2000倍）观察，将黑色的区域识别为铁素体并求得面积率。
关于全部组织中的平均Mn浓度和γR中的Mn浓度，通过EPMA以0.2μm梯级对于200μm以上的区域进行线分析，将全部测量点的Mn浓度的平均值定义为全部组织中的平均Mn浓度，全部测量点的Mn浓度之中，将距Mn浓度高的一侧5%分量的Mn浓度的平均值定义为γR中的Mn浓度。
接下来，对于构成本发明钢板成的成分组成进行说明。以下，化学成分的单位全部是质量%。
〔本发明钢板的成分组成〕
C：0.02～0.3%
C是用于一边确保高强度，一边得到期望的主要组织（贝氏体·铁素体＋马氏体＋γR）所必须的元素，为了有效地发挥这样的作用，需要添加0.02%以上（优选为0.05%以上，更优选为0.10%以上）。但是，超过0.3%时则不适于焊接。
Si：1.0～3.0%
Si是有效地抑制γR分解而生成碳化物的元素。特别是Si作为固溶强化元素也有用。为了有效地发挥这样的作用，需要使Si添加1.0%以上。优选为1.1%以上，更优选为1.2%以上。但是，若添加Si超过3.0%，则除了贝氏体?铁素体＋马氏体组织的生成受到阻碍以外，热变形阻抗也变高，容易发生焊接部的脆化，此外对钢板的表面性状也造成不良影响，因此使其上限为3.0%。优选为2.5%以下，更优选为2.0%以下。
Mn：1.8～3.0%
Mn除了作为固溶强化元素有效地发挥作用以外，还发挥着促进相变，促进贝氏体·铁素体＋马氏体组织的生成的作用。此外还使γ稳定化，是用于得到期望的γR所需要的元素。另外，也有助于淬火性的提高。为了有效地发挥这样的作用，需要添加1.8%以上。优选为1.9%以上，更优选为2.0%以上。但是，若添加超过3.0%，则可见发生铸片裂纹等的不良影响。优选为2.8%以下，更优选为2.5%以下。
P：0.1%以下（含0%）
P作为杂质元素不可避免地存在，但也可以是为了确保期望的γR而添加的元素。但是，若添加超过0.1%，则二次加工性劣化。更优选为0.03%以下。
S：0.01%以下（含0%）
S也作为杂质元素不可避免地存在，形成MnS等的硫化物系夹杂物，是构成裂纹的起点而使加工性劣化的元素。优选为0.01%以下，更优选为0.005%以下。
Al：0.001～0.1%
Al作为脱氧剂被添加，并且与上述Si协同，是有效在抑制γR分解而生成碳化物的元素。为了有效地发挥这样的作用，需要添加Al为0.001%以上。但是，即使过剩地添加，效果也是饱和，在经济上造成浪费，因此使其上限为0.1%。
N：0.002～0.03%
N是不可避免地存在的元素，但是与Al和Nb等的碳氮化物形成元素结合而形成析出物，有助于强度提高和组织的微细化。若N含量过少，则奥氏体晶粒粗大化，其结果是，伸长的板条状组织变成主体，因此γR的长宽比变大。另一方面，若N含量过多，则在本发明的材料这样的低碳钢中，铸造变得困难，因此不能进行制造本身。
本发明的钢基本上含有上述成分，余量实质上是铁和不可避免的杂质，但另外，在不损害本发明的作用的范围内，能够添加以下的允许成分。
Cr：0.01～3.0%、
Mo：0.01～1.0%、
Cu：0.01～2.0%、
Ni：0.01～2.0%、
B：0.00001～0.01%的一种或两种以上
这些元素作为钢的强化元素有用，并且是对于γR的稳定化和规定量的确保有效的元素。为了有效地发挥这样的作用，推荐分别添加Mo：0.01%以上（更优选为0.02%以上）、Cu：0.01%以上（更优选为0.1%以上）、Ni：0.01%以上（更优选为0.1%以上）、B：0.00001%以上（更优选为0.0002%以上）。
但是，即使添加Cr超过3.0%、Mo超过1.0%、Cu和Ni分别超过2.0%、B超过0.01%，上述效果也只是饱和，在经济上造成浪费。更优选为Cr：2.0%以下、Mo：0.8%以下、Cu：1.0%以下、Ni：1.0%以下、B：0.0030%以下。
Ca：0.0005～0.01%、
Mg：0.0005～0.01%、
REM：0.0001～0.01%的一种或两种以上
这些元素控制钢中硫化物的形态，是对于加工性提高有效的元素。在此，作为本发明所使用的REM（稀土类元素），可列举Sc、Y、镧系元素等。为了有效地发挥上述作用，推荐添加Ca和Mg分别为0.0005%以上（更优选为0.0001%以上），REM为0.0001%以上（更优选为0.0002%以上）。但是，即使添加Ca和Mg分别超过0.01%，REM超过0.01%，上述效果也是饱和，在经济上造成浪费。更优选为Ca和Mg为0.003%以下，REM为0.006%以下。
〔温加工方法〕
特别推荐上述本发明钢板，在加热至100～400℃之间的适当的温度后，在3600s以内（更优选为1200s以内）进行加工。
在γR的稳定度达到最佳的温度条件下，通过在γR发生分解之前进行加工，能够使延伸率和深拉性最大化。
以该温加工方法加工的零部件，在其截面内，冷却后的强度均匀化，与相同截面内的强度分布大的零部件相比，低强度的部分少，因此能够提高零部件强度。
即，含有γR的钢板一般为低屈强比，并且，在低应变域的加工硬化率高。因此，在赋予的应变量小的区域的应变赋予后的强度，特别是屈服应力的应变量依存性非常大。通过挤压加工成形零部件时，根据部位而施加的应变量不同，也局部性地存在几乎没有施加应变这样的区域。因此，在零部件内施加了加工的区域和未施加加工的区域产生巨大的强度差，在零部件内形成强度分布。存在这样的强度分布时，强度低的区域屈服，发生变形和纵弯曲，因此作为零部件强度由强度最低的部分限制。
含有γR的钢屈服应力低的原因，被认为是由于在导入γR时，同时形成的马氏体在相变时，向周围的母相中导入可动位错。因此，即使在加工量的少的区域，如果防止该位错的移动，则屈服应力也能够提高，从而提高零部件强度。为了抑制可动位错的移动，有效的是加热原材消除可动位错，或利用固溶碳等的应变时效将其止住，如此能够提高屈服应力。
因此，若将含有γR的钢板加热至100～400℃之间的适当温度而进行挤压成形（温加工），则即使在应变小的部分，屈服强度也高，零部件中的强度分布变小，能够使零部件强度提高。
接着，以下说明用于昨到上述本发明钢板的优选的制造方法。
〔本发明钢板的优选的制造方法〕
本发明钢板，对于满足上述成分组成的钢材进行热轧，接着进行冷轧后，再进行热处理而制造。
［热轧条件］
热轧条件没有特别限定，但例如可以使热轧的最终温度（轧制结束温度，FDT）为800～900℃，卷取温度为300～600℃。
［冷轧条件］
另外，冷轧时的冷轧率为20～70%，同时按照以下的热处理条件实施热处理。
［热处理条件］
关于热处理条件，是通过在铁素体＋奥氏体（α＋γ）二相域，以二阶段的温度水平进行均热而将Mn适当地分配给铁素体（α）和奥氏体（γ），并且使一定量奥氏体化，以规定的冷却速度进行急冷而过冷后，以该过冷温度保持规定时间而进行奥氏体回火处理，从而能够得到期望的组织。还有，在不使期望的组织显著分解，不损害本发明的作用的范围内，也可以进行镀敷，进一步实施合金化处理。
具体来说，将上述冷轧后的冷轧材，在（0.9Ac1＋0.1Ac3）～（0.7Ac1＋0.3Ac3）的温度域（第一均热温度）保持60～1800s的时间（第一均热时间）后，再在（0.4Ac1＋0.6Ac3）～（0.1Ac1＋0.9Ac3）的温度域（第二均热温度）保持100s以下的时间（第二均热时间）后，以15℃/s以上的平均冷却速度急冷至350～500℃的温度域而进行过冷，以该急冷停止温度（过冷温度）保持100～1800s的时间而进行奥氏体回火处理后，冷却至常温。
＜在（0.9Ac1＋0.1Ac3）～（0.7Ac1＋0.3Ac3）的温度域（第一均热温度）保持60～1800s的时间（第一均热时间）＞
通过在二相域的低温侧的温度域长时间保持，是为了使Mn的分配（向γ侧的偏析）促进，实现高MnγR/Mnav比。
＜此外，在（0.4Ac1＋0.6Ac3）～（0.1Ac1＋0.9Ac3）的温度域（第二均热温度）保持100s以下的时间（第二均热时间）＞
其后，通过在二相域的高温侧的温度域短时间保持，在上述二相域的低温侧的温度域被分配的Mn的分配（向γ侧的偏析）被消除前促进奥氏体化，使铁素体和奥氏体的分率适当化，由此能够确保高MnγR/Mnav比，和在冷却时从奥氏体逆相变而生成的贝氏体?铁素体的分率。
＜以15℃/s以上的平均冷却速度，急冷至350～500℃的温度域而进行过冷，以该急冷停止温度（过冷温度）保持100～1800s的时间＞
这是为了通过奥氏体回火处理得到期望的组织。
实施例
为了确认本发明的效果，对于使成分组成和热处理条件变化时的高强度钢板的室温和温态下的机械的特性的影响进行调查。真空熔炼由下述表1所示的各成分组成构成的供试钢，成为板厚30mm的板坯后，将该板坯加热到1200℃，以轧制结束温度（FDT）900℃、卷取温度650℃热轧至板厚2.4mm，其后，以冷轧率50%进行冷轧而成为板厚1.2mm的冷轧材，实施下述表2所示的热处理。具体来说，将上述冷轧材加热至第一均热温度T1℃，以该温度保持第一均热时间t1秒后，再加热至第二均热温度T2℃，以该温度保持第二均热时间t2秒，其后以CR1℃/s的冷却速度冷却至冷却停止温度（过冷温度）T3，以该温度保持t3秒后，进行空冷，或以冷却停止温度（过冷温度）T3℃保持t3秒后，再以保持温度T4℃保持t4秒保持后，进行空冷。
对于如此得到的钢板，根据上述［用于实施发明的方式］一项中所说明的测量方法，测量各相的面积率、γR中的C浓度（CγR）、全部组织中的平均Mn浓度和γR中的Mn浓度。
另外，关于上述钢板，为了评价室温和温态下的机械的特性，按照下述要领，分别测量室温和温态下抗拉强度（TS）、均匀延伸率（uEL）和总延伸率（EL）。
TS通过拉伸试验，使用JIS5号试验片测量。还有，拉伸试验在应变速度为1mm/s进行。
这些结果显示在表3中。
[表1]
[表2]
Figure BDA0000374234500000132
[表3]
如这些表所示，作为本发明钢板的钢No.1～3、9～13、15、16、20、21、23～25，均使用满足本发明的成分组成的范围钢种，以推荐的热处理条件实施热处理，其结果是，本发明的组织规定的要件充足，能够得到既可确保室温下的980kPa以上的强度（TS），室温和温态下的均匀延伸率（uEL）又优异的高强度钢板。
相对于此，作为比较钢的钢No.4～8，均使用不满足本发明所规定的成分组成的要件的钢种，因此，虽然以推荐的热处理条件实施热处理，但仍无法使本发明的组织规定的要件充足，室温强度（TS）、室温和温态下的均匀延伸率（uEL）的至少任意一个特性差。
另外，作为另外的比较钢的钢No.17～19、22，虽然使用了满足本发明的成分组成的范围的钢种，但是以脱离推荐的热处理条件的条件实施热处理，其结果是，无法使本发明的组织的要件充足，仍然是室温强度（TS）、室温和温态下的均匀延伸率（uEL）的至少任意一个特性差。
另外，钢No.25、26、27，为了确认温加工温度的适当范围，对于使用相同的钢种，以相同的热处理条件实施热处理而制作的钢板，改变加热温度而进行温态特性的测量。通过比较这些数据可知，钢No.26、27都是以脱离推荐的温加工温度范围的温度进行加工，因此得不到期望的温态下的均匀延伸率（uEL），相对于此，钢No.25是以推荐的温加工温度范围内的温度进行加工，因此能够得到期望的温态下的均匀延伸率（uEL）。
详细并参照特定的实施方式说明了本发明，但有脱离本发明的精神和范围而能够加以各种变更和修改，这对从业者来说很清楚。
本申请基于2011年3月2日申请的日本专利申请（专利申请2011－045163），其内容在此作为参照并援引。
产业上的可利用性
本发明的高强度钢材，适合作为汽车用骨骼零部件的薄钢材。

Claims (4)

1.一种室温和温态下的深拉性优异的高强度钢板，其特征在于，具有如下成分组成：以质量%计（以下、关于化学成分相同）含有C：0.02～0.3%、Si：1.0～3.0%、Mn：1.8～3.0%、P：0.1%以下（含0%）、S：0.01%以下（含0%）、Al：0.001～0.1%、N：0.002～0.03%，余量由铁和杂质构成，
并具有包含如下各相的组织：
以相对于全部组织的面积率计（以下，关于组织相同），
贝氏体·铁素体：50～85%、
残留奥氏体：3%以上、
马氏体＋所述残留奥氏体：10～45%、
铁素体：5～40%，
所述残留奥氏体中的C浓度（CγR）为0.6～1.2质量%，
基于以EPMA进行线分析而得到的Mn浓度分布，所述残留奥氏体中的Mn浓度MnγR和全部组织中的平均Mn浓度Mnav的比MnγR/Mnav为1.2以上。
2.根据权利要求1所述的室温和温态下的深拉性优异的高强度钢板，其中，成分组成还含有Cr：0.01～3.0%、Mo：0.01～1.0%、Cu：0.01～2.0%、Ni：0.01～2.0%、B：0.00001～0.01%中的一种或两种以上。
3.根据权利要求1或2所述的室温和温态下的深拉性优异的高强度钢板，其中，成分组成还含有Ca：0.0005～0.01%、Mg：0.0005～0.01%、REM：0.0001～0.01%中的一种或两种以上。
4.一种高强度钢板的温加工方法，其特征在于，将权利要求1～3中任一项所述的高强度钢板加热至100～400℃后，在3600s以内进行加工。
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