CN107406938A - 高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

一种高强度钢板，其具有以质量％计含有C：0.09％以上且0.17％以下、Si：0.6％以上且1.7％以下、Mn：3.5％以下、P：0.03％以下、S：0.005％以下、Al：0.08％以下、N：0.006％以下、Ti：0.05％以下、B：0.0002％以上且0.0030％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，具有以面积率计包含小于20％(包括0％)的铁素体相、75％以上(包括100％)的回火马氏体相、10％以下(包括0％)的未回火马氏体相、小于5％(包括0％)的残余奥氏体相的钢板组织，上述回火马氏体相的维氏硬度为280以上且340以下，该高强度钢板的拉伸强度为950MPa以上且1120MPa以下。

Description

高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及高强度钢板及其制造方法。本发明的高强度钢板在汽车用构件的用途中是有用的。
背景技术
近年来，从保护地球环境的观点出发，以限制CO2排放量为目的在整个汽车行业指向改善汽车的燃料效率。对于改善汽车的燃料效率而言，由使用部件的薄壁化带来的汽车的轻量化最有效，因此，近年来，作为汽车部件用原材料的高强度钢板的使用量一直在增加。
另一方面，钢板的成形性随着高强度化而倾向于变差。因此，期望在高强度的基础上成形性也优良的钢板。对于延伸凸缘性不足的钢板而言，无法应用于需要凸缘成形的行走部件等。在使汽车部件等轻量化方面，需要开发兼具高强度和延伸凸缘性的钢板，迄今为止关于着眼于延伸凸缘性的高强度的冷轧钢板和热镀覆钢板提出了各种各样的技术。
例如，在专利文献1中得到了一种成形性优良的高强度热镀锌钢板，钢板组成以质量％计含有C：0.05～0.3％、Si：大于0.6％且2.0％以下、Mn：0.50～3.50％，对于组织而言，以面积率计含有20％以上的铁素体相，以合计面积率计含有10％以上的回火马氏体相、回火贝氏体相和贝氏体相，并且铁素体相、回火马氏体相、回火贝氏体相和贝氏体相的合计面积率为90％以上。
在专利文献2中，通过使钢板组成以质量％计含有C：0.05～0.5％、Si：0.01～2.5％、Mn：0.5～3.5％，作为组织，使其含有面积率为0～10％的铁素体相、面积率为0～10％的马氏体相、面积率为60～95％的回火马氏体相和以利用X射线衍射法求出的比例计为5～20％的残余奥氏体相，由此得到了一种TS为1200MPa以上、扩孔率为50％以上的加工性优良的高强度热镀锌钢板。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2008-266778号公报
专利文献2：日本特开2009-209450号公报
发明内容
发明所要解决的问题
但是，对于专利文献1提出的技术而言，由于含有大量软质的铁素体相，因此难以得到拉伸强度为900MPa以上的钢板。即使是拉伸强度为950MPa以上的钢板，因铁素体相生成引起的组织间的硬度差也会增大，因此难以稳定地得到良好的扩孔率。
另外，对于专利文献2提出的技术而言，回火马氏体相的硬度和残余奥氏体相的生成量的控制不适当，无法得到良好的扩孔率。特别是专利文献2的实施例中所示的镀覆钢板No.25、26虽然得到了良好的总伸长率，但回火马氏体相的硬度过高，而且含有大量残余奥氏体相，因此在冲裁加工时会生成空隙。该空隙成为原因，无法得到本发明中要求的扩孔率。
本发明是鉴于上述情况而完成的，其目的在于提供一种具有950MPa以上且1120MPa以下的拉伸强度、延伸凸缘性也优良的高强度钢板及其制造方法。
用于解决问题的方法
对拉伸强度为950MPa以上且1120MPa以下并且具有良好的延伸凸缘性的高强度钢板的必要条件进行了深入研究，结果可知，钢板的组织需要为以回火马氏体作为主相(以钢板组织的面积率计为75％以上)的组织，该回火马氏体相需要具有适度的硬度。此外，为了得到本发明的高强度钢板，优选对使回火马氏体相的硬度和延展性变化的回火条件进行控制。完成本发明时，本发明人们发现的必要条件如下所述。
(1)优选在钢板的制造工序中尽可能地抑制元素不均匀分布(偏在)。如果在钢板的制造工序中存在元素的不均匀分布，则有可能导致生成铁素体相、残余奥氏体相，回火马氏体相的硬度有可能不均。本发明人们发现，元素不均匀分布的主要原因之一是热轧时的铁素体相变以及退火工序时的超过Ac1相变点的加热下的元素的扩散不足。从使元素在钢中充分扩散的观点出发，热轧钢板的卷取温度优选设定为发生贝氏体相变的温度。其次，优选尽可能地抑制由退火得到的逆相变奥氏体相中的固溶元素(C、Mn、Si)的分配、浓度分布和偏析这样的元素的不均匀分布。因此，优选在退火工序中充分地进行高温下的加热。
(2)退火工序中的均热后、骤冷时，优选抑制铁素体相变、使马氏体相变充分完成。从该观点出发，优选控制合金元素以及控制冷却速度、冷却停止温度。
(3)在对生成的马氏体相进行回火的条件中，优选对加热温度和时间进行控制。在实际的制造工艺中不一定是等温保持，因此，优选考虑因钢板温度的变化带来的影响来控制回火马氏体相的硬度。
本发明是基于上述见解而完成的，其主旨如下所述。
[1]一种高强度钢板，其具有以质量％计含有C：0.09％以上且0.17％以下、Si：0.6％以上且1.7％以下、Mn：3.5％以下、P：0.03％以下、S：0.005％以下、Al：0.08％以下、N：0.006％以下、Ti：0.05％以下、B：0.0002％以上且0.0030％以下、且余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，具有以面积率计包含小于20％(包括0％)的铁素体相、75％以上(包括100％)的回火马氏体相、10％以下(包括0％)的未回火马氏体相、小于5％(包括0％)的残余奥氏体相的钢板组织，上述回火马氏体相的维氏硬度为280以上且340以下，所述高强度钢板的拉伸强度为950MPa以上且1120MPa以下。
[2]如[1]所述的高强度钢板，其中，在上述成分组成的基础上进一步含有选自以质量％计的V：0.01％以上且0.1％以下、Mo：0.01％以上且0.2％以下中的一种以上。
[3]如[1]或[2]所述的高强度钢板，其中，在上述成分组成的基础上进一步含有以质量％计合计为0.1％以下的选自REM、Sn、Sb、Mg、Ca中的一种以上。
[4]如[1]～[3]中任一项所述的高强度钢板，其中，上述高强度钢板为热镀覆钢板或合金化热镀覆钢板。
[5]一种高强度钢板的制造方法，其具有：热轧工序：使具有[1]至[3]中任一项所述的成分组成的钢原材为1100℃以上且1350℃以下，实施包含粗轧和精轧的热轧，以上述精轧的结束温度为800℃以上结束精轧后，以580℃以下的卷取温度进行卷取；冷轧工序：接着，实施冷轧；退火工序：接着，以2.0℃/s以下的平均加热速度在(Ac1相变点+10)℃～(Ac3相变点-20)℃的温度范围进行加热，并且在(Ac1相变点+10)℃～(Ac3相变点-20)℃的温度范围保持60秒以上，在(Ac3相变点-20)℃以上的温度范围保持120秒以上，以20℃/s以上的平均冷却速度在(Ac3相变点-20)℃～Ms相变点的温度范围进行冷却，并进一步冷却至低于(Ms相变点-200)℃的温度；和回火工序：接着，在400～600℃的温度范围内以使相当于500℃的加热为60秒以上的条件进行再加热。
[6]如[5]所述的高强度钢板的制造方法，其中，进一步具有实施热镀覆处理的热镀覆工序。
[7]如[6]所述的高强度钢板的制造方法，其中，进一步具有实施合金化处理的合金化工序。
需要说明的是，在本发明中，高强度是指拉伸强度(TS)为950MPa以上且1120MPa以下。另外，在本发明中，高强度钢板为冷轧钢板或热镀覆钢板。“热镀覆钢板”不仅包括热镀覆钢板还包括合金化热镀覆钢板。热镀覆钢板与合金化热镀覆钢板之间需要区别说明的情况下，将这些钢板区别记载。
发明效果
根据本发明，可以得到拉伸强度为950MPa以上且1120MPa以下的延伸凸缘性优良的高强度钢板。本发明的高强度钢板适合于汽车的结构构件等用途。另外，本发明的高强度钢板使汽车部件的轻量化、其可靠性提高等，其效果显著。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式详细地进行说明。首先，对本发明的成分组成的限定原因进行说明。需要说明的是，只要没有特别声明，下述表示成分组成的％是指质量％。
C：0.09％以上且0.17％以下
C具有使马氏体相的硬度升高、抑制铁素体相变的淬透性。C含量低于0.09％时，铁素体相的面积率成为20％以上，回火马氏体相的硬度不足，因此，无法得到拉伸强度为950MPa以上的钢板。另一方面，C含量超过0.17％时，马氏体相变点(Ms相变点)过度降低，因此，未回火马氏体相、残余奥氏体相的生成增大，延伸凸缘性的降低显著化。因此，C含量设定为0.09％以上且0.17％以下。C含量的下限侧优选为0.10％以上。C含量的上限侧优选为0.16％以下。
Si：0.6％以上且1.7％以下
Si是通过固溶强化有助于高强度化的元素。为了得到950MPa以上的拉伸强度，Si含量需要为0.6％以上。另一方面，Si具有使铁素体相变的潜伏期缩短而促进铁素体相变的不良影响。从抑制铁素体相生成的观点出发，Si含量设定为1.7％以下。Si含量的下限侧优选为0.8％以上。Si含量的上限侧优选为1.6％以下。
Mn：3.5％以下
Mn含量超过3.5％时，对铸造性的不良影响显著化，制造变困难，因此，将Mn含量的上限设定为3.5％。优选为3.3％以下。另一方面，Mn具有如下效果：通过固溶强化有助于高强度化，而且使Ac3相变点降低从而促进钢板组织的均质化、或者使铁素体相变开始延迟。从该观点出发，Mn含量优选为2.5％以上。更优选Mn含量为2.6％以上。
P：0.03％以下
P是在晶界发生偏析而使冲裁性降低、对延伸凸缘性带来不良影响的元素。因此，优选尽可能降低P。在本发明中，为了避免上述问题，将P含量设定为0.03％以下。P含量优选为0.02％以下，也可以为0％。需要说明的是，从熔炼成本的方面出发，P含量优选为0.0005％以上。
S：0.005％以下
S在钢中以MnS等夹杂物的形式存在。该夹杂物为通过热轧和冷轧而在与轧制方向的平行方向伸展的形态。如果为这样的形态，容易成为空隙生成的起点，对延伸凸缘性带来不良影响。因此，在本发明中，优选尽可能降低S含量，设定为0.005％以下。S含量优选为0.003％以下，也可以为0％。需要说明的是，从熔炼成本的方面出发，S含量优选为0.0001％以上。
Al：0.08％以下
在炼钢的阶段作为脱氧剂添加Al的情况下，优选在钢板中含有0.02％以上。另一方面，Al含量超过0.08％时，因氧化铝等夹杂物使对延伸凸缘性的不良影响显著化。因此，Al含量设定为0.08％以下。Al含量优选为0.07％以下。
N：0.006％以下
N是导致时效的元素。由于延伸凸缘性因时效而降低，因此优选尽可能降低N含量，将上限设定为0.006％。N含量优选为0.005％以下，也可以为0％。需要说明的是，从熔炼成本的方面出发，N含量优选为0.0002％以上。
Ti：0.05％以下
含有超过0.05％的量的Ti时，生成粗大的Ti碳化物，成为延伸凸缘性降低的原因。出于上述原因，Ti含量设定为0.05％以下。优选为0.04％以下。固溶N在钢板中容易扩散而导致时效。由于延伸凸缘性因时效而降低，因此需要减少固溶N量。Ti在炼钢阶段与N结合而形成氮化物，因此能够除去时效的不良影响。N是不可避免地混入的元素，因此，Ti优选含有0.005％以上。进一步优选Ti含量为0.01％以上。
B：0.0002％以上且0.0030％以下
B具有使铁素体相变开始显著延迟的效果，是本发明中必须的元素。为了得到这样的效果，需要含有0.0002％以上的B。优选为0.0005％以上。另一方面，含有超过0.0030％时，不仅上述效果饱和，而且成为加工性降低的原因，因此，将B含量的上限设定为0.0030％。优选的B含量为0.0025％以下。
以上是本发明中的基本组成。在上述基本组成的基础上可以进一步含有下述元素。
选自V：0.01％以上且0.1％以下、Mo：0.01％以上且0.2％以下中的一种以上
V是在马氏体相的回火过程中以碳化物的形式析出、具有使钢板强度升高的效果的元素。Mo具有使马氏体相的回火软化阻力升高、与V同样使钢板强度升高的效果。为了得到这些效果，含有各元素的情况下优选至少含有0.01％以上。另一方面，含有V的情况下，因含有超过0.1％可能使延伸凸缘性下降，因此优选V的上限量为0.1％；含有Mo的情况下，因含有超过0.2％可能使延伸凸缘性下降，因此优选Mo的上限量为0.2％。V含量的下限侧更优选为0.02％以上。V含量的上限侧更优选为0.08％以下。Mo含量的下限侧更优选为0.02％以上。Mo含量的上限侧更优选为0.15％以下。含有V和Mo两元素的情况下，含量的合计优选为0.15％以下。
合计为0.1％以下的选自REM、Sn、Sb、Mg、Ca中的一种以上
含有合计超过0.1％的选自REM、Sn、Sb、Mg、Ca中的一种以上时，有可能加工性降低、导致延伸凸缘性降低。因此，含有选自REM、Sn、Sb、Mg、Ca中的一种以上的情况下，优选将含量上限设定为0.1％、更优选为0.05％以下。另一方面，这些元素是使夹杂物球状化或者改善钢板的表面性状由此有助于延伸凸缘性提高的元素。夹杂物更加为球形的情况下，夹杂物周围的应力集中降低，因此不易产生空隙。另外，钢板的表面性状良好的情况下，在钢板表面产生的裂缝的产生概率降低，因此延伸凸缘性提高。为了得到上述效果，含有REM、Sn、Sb、Mg、Ca中的任意一种以上时，优选含有0.0005％以上，更优选为0.001％以上。
上述以外的成分为Fe和不可避免的杂质。
接着，对本发明的钢板组织进行说明。本发明具有以回火马氏体相为主相的钢板组织。作为主相的回火马氏体相以面积率计为75％以上。因此，本发明的钢板组织可以为回火马氏体相单相。另外，本发明的钢板组织中除了回火马氏体相以外还可以含有铁素体相、未回火马氏体相、残余奥氏体相等。
铁素体相的面积率：小于20％(包括0％)
铁素体相与回火马氏体相相比是软质的组织。含有20％以上的铁素体相的情况下，因回火马氏体相与铁素体相的组织间的硬度差引起的延伸凸缘性降低的影响无法忽略。另外，退火工序的高温下的元素的溶解度在铁素体相与奥氏体相之间不同，因此，导致助长元素的不均匀分布。在本发明中，铁素体相的面积率需要设定为小于20％。铁素体相的面积率优选为15％以下，更优选降低至0％。
回火马氏体相的面积率：75％以上(包括100％)
回火马氏体相与未回火马氏体相相比延伸凸缘性更好，与铁素体相相比强度更高。因此，有效利用回火马氏体相可以同时得到高强度和良好的延伸凸缘性。为了得到本发明中要求的950MPa以上的拉伸强度，至少需要回火马氏体相设定为75％以上。能够更稳定地得到良好的延伸凸缘性的回火马氏体相的面积率为85％以上。
未回火马氏体相的面积率：10％以下(包括0％)
未回火马氏体相是在晶粒内和晶界未析出碳化物的组织。另一方面，回火马氏体相是析出碳化物的组织，通过有无碳化物来识别。未回火马氏体相的硬度非常高，因此，导致组织间的硬度差，导致延伸凸缘性降低。因此，期望尽可能降低，未回火马氏体相的面积率需要设定为10％以下。未回火马氏体相的面积率优选为5％以下，更优选降低至0％。
残余奥氏体相的面积率：小于5％(包括0％)
残余奥氏体相在冲裁加工时发生应变诱导相变而变化为硬度高的组织。因此，导致冲裁加工时的空隙生成，对延伸凸缘性带来不良影响。因此，残余奥氏体相的面积率需要设定为小于5％。残余奥氏体相的面积率优选为4％以下。
作为其它组织，可以列举贝氏体相、珠光体相等。生成这些组织的情况下，成为与回火马氏体相的混在组织，因此，组织间的硬度差增大。为了进一步减小组织间的硬度差，贝氏体相、珠光体相等铁素体相、回火马氏体相、未回火马氏体相和残余奥氏体相以外的面积率优选合计设定为3％以下、更优选设定为0％。在本发明中，回火马氏体相与贝氏体相的基于组织观察的区别非常困难。因此，可以根据相变膨胀曲线由贝氏体相变的有无和相变率求出。后述的制造方法中产生贝氏体相变的是退火工序中的均热后的冷却过程。根据冷却过程中有无相变膨胀来判断有无贝氏体相变。确认到相变膨胀的情况下，可以从Ms相变点+10℃骤冷至室温，对马氏体相面积率、铁素体相面积率和贝氏体相面积率分别进行确认。
本发明的钢板组织的面积率通过后述的实施例所记载的方法求出。
上述回火马氏体相的维氏硬度为280以上且340以下。回火马氏体相的维氏硬度低于280的情况下，无法稳定地得到950MPa以上的拉伸强度。另一方面，回火马氏体相的维氏硬度超过340时，延伸凸缘性的降低显著化。因此，回火马氏体相的维氏硬度的范围设定为280以上且340以下。
在本发明中，拉伸强度为950MPa以上且1120MPa以下。对于要求良好的延伸凸缘性的构件而言，拉伸强度为950MPa以上的构件在增加。在本发明中，拉伸强度设计为950MPa以上。另一方面，拉伸强度超过1120MPa的钢板难以通过本发明得到，即使得到延伸凸缘性也不在本发明要求的范围内。由此，拉伸强度的范围设定为950MPa以上且1120MPa以下。
在本发明中，回火马氏体相的维氏硬度和钢板的拉伸强度通过后述的实施例所记载的方法求出。
本发明的高强度钢板为冷轧钢板或热镀覆钢板。在热镀覆钢板的制造中，热镀覆层可以通过适当的公知方法形成。作为热镀覆钢板，例如存在有热镀覆钢板、合金化热镀覆钢板等。优选的热镀覆钢板为热镀锌钢板。热镀覆钢板的镀层可以是合金化的镀层。通过适当的公知方法，能够将热镀覆层合金化。
本发明的高强度钢板的板厚没有特别限定，优选为1.0～2.0mm。高强度钢板具备镀层的情况下，板厚是除镀层以外的钢基钢板的板厚。
接着，对本发明的制造方法进行说明。本发明的高强度钢板优选通过下述制造方法来制造。
本发明的高强度钢板优选通过如下所述的高强度钢板的制造方法来制造，该制造方法具有：热轧工序：使上述成分组成的钢原材(钢坯)为1100℃以上且1350℃以下，实施包含粗轧和精轧的热轧，以上述精轧的结束温度为800℃以上结束精轧后，在580℃以下的卷取温度进行卷取；冷轧工序：接着，实施冷轧；退火工序：接着，以2.0℃/s以下的平均加热速度在(Ac1相变点+10)℃～(Ac3相变点-20)℃的温度范围进行加热，并且，在(Ac1相变点+10)℃～(Ac3相变点-20)℃的温度范围保持60秒以上，在(Ac3相变点-20)℃以上的温度范围保持120秒以上，以20℃/s以上的平均冷却速度在(Ac3相变点-20)℃～Ms相变点的温度范围进行冷却，进一步冷却至低于(Ms相变点-200)℃的温度；和回火工序：接着，在400～600℃的温度范围内以使相当于500℃的加热为60秒以上的条件进行再加热。
在本发明中，钢的熔炼方法没有特别限定，可以采用转炉、电炉等公知的熔炼方法。另外，可以利用真空脱气炉进行二次精炼。然后，从生产率、品质上的问题出发，优选通过连铸法制成作为钢原材的板坯，但也可以通过铸锭-开坯轧制法、薄板坯连铸法等公知的铸造方法制成板坯。
(热轧工序)
在以下说明的热轧工序中，温度为钢原材或钢板的表面温度。
钢原材的温度：1100℃以上且1350℃以下
对如上所述得到的钢原材实施粗轧和精轧。在本发明中，在粗轧之前使钢原材为1100℃以上且1350℃以下从而使钢原材整体实质上为均质的奥氏体相。钢原材的温度低于1100℃时，无法使热轧在800℃以上的精轧温度下完成。另一方面，钢原材的温度超过1350℃时，氧化皮嵌入，热轧钢板的表面性状变差。因此，钢原材的温度设定为1100℃以上且1350℃以下。钢原材的温度优选为1150℃以上且1300℃以下。对钢原材实施热轧时，通常在对钢原材进行加热后进行热轧。但是，在铸造后的钢原材处于1100℃以上且1350℃以下的温度范围的情况下，可以不对钢原材进行加热而进行直送轧制。需要说明的是，关于粗轧条件没有特别限定。
精轧的结束温度：800℃以上
精轧的结束温度低于800℃时，在精轧中铁素体相变开始而形成铁素体晶粒伸展后的组织，而且局部形成铁素体晶粒生长而成的混粒组织，因此，在热轧钢板中无法得到实质上的贝氏体单相组织。因此，精轧的结束温度设定为800℃以上。优选的精轧的结束温度为840℃以上。在热轧钢板中，由于氧化皮所导致的脱碳等的影响，有时钢板的表层部(自表面起到50μm的距离)与板厚中央部的组织不同。在本发明中“实质上的贝氏体单相组织”是指从板厚方向1/4位置到3/4位置的范围内贝氏体相的面积率为90％以上即可。
精轧结束后，通常通过强制冷却冷却至略高于卷取温度。精轧结束后到开始强制冷却之前的时间优选设定为5秒以内。超过5秒时，铁素体相变开始，有时无法得到实质上的贝氏体单相组织。强制冷却的冷却速度优选以从精轧的结束温度到580℃的平均冷却速度计设定为20℃/s以上。低于20℃/s时，铁素体相变有可能开始。
卷取温度：580℃以下
为了得到实质上的贝氏体单相，卷取温度设定为580℃以下。不是贝氏体相变而是马氏体相变的情况下，虽然不会出现因元素的不均匀分布性带来的不良影响，但钢板强度升高，冷轧的工序中的制造性变差。因此，卷取温度优选设定为Ms相变点以上。需要说明的是，在本发明中，Ms相变点通过后述的实施例中记载的方法由加工热模拟试验机得到的相变膨胀曲线和所得到的样品的组织确定。
(冷轧工序)
本发明的冷轧工序的条件没有特别限定。从冷轧时的板形状的观点出发，优选将冷轧的轧制率设定为40～75％。
(退火工序)
以2.0℃/s以下的平均加热速度在(Ac1相变点+10)℃～(Ac3相变点-20)℃的温度范围进行加热，在该温度范围保持60秒以上
退火工序中的加热中，需要使逆相变(铁素体→奥氏体相变)充分进行、并且使元素扩散。因此，需要控制逆相变时的钢板温度和时间。Ac1相变点和Ac3相变点是通过接近平衡状态的测定得到的相变点。因此，为了在实际的连续退火生产线或连续镀覆生产线中控制逆相变行为，以(Ac1相变点+10)℃以上进行控制。另一方面，为了完成逆相变而需要Ac3相变点以上的加热，但是，为了得到本发明的铁素体相的面积率小于20％的钢板组织，以(Ac3相变点-20)℃以下进行控制。从得到优选的铁素体相的面积率的观点出发，可以以(Ac3相变点-10)℃以下进行控制。短时间保持的情况下，逆相变没有充分地进行，难以进行组织控制，因此，需要管理保持(滞留)时间。为了得到期望的钢板组织，在(Ac1相变点+10)℃～(Ac3相变点-20)℃的温度范围内保持60秒以上。该保持时间优选为80秒以上。另一方面，该保持时间优选为230秒以下。
(Ac1相变点+10)℃～(Ac3相变点-20)℃的温度范围内的平均加热速度设定为2.0℃/s以下。这是为了通过退火工序中的加热充分地促进逆相变、同时使元素扩散。该平均加热速度优选为1.5℃/s以下。在本发明中，加热速度和冷却速度的单位中的“s”是指秒。
在(Ac3相变点-20)℃以上的温度范围保持120秒以上
为了充分地促进逆相变、降低铁素体相的面积率、缓和元素的不均匀分布性，进行在钢板温度为(Ac3相变点-20)℃以上保持120秒以上的均热处理。作为优选的条件，钢板温度为(Ac3相变点-10)℃以上、保持时间为150秒以上。关于均热处理中的钢板温度的上限，在使退火炉过度高温的情况下，从由于热导致对炉体的损伤增大的观点出发，优选为920℃以下。
以20℃/s以上的平均冷却速度对(Ac3相变点-20)℃～Ms相变点的温度范围进行冷却
为了使马氏体相变优先进行，以20℃/s以上的平均冷却速度使钢板温度从(Ac3相变点-20)℃冷却到Ms相变点。优选的该平均冷却速度为30℃/s以上。另一方面，从抑制钢板内的温度变动、使操作上的管理容易的观点出发，该平均冷却速度优选为150℃/s以下。
进一步冷却至低于(Ms相变点-200)℃的温度
在退火工序中，进一步冷却至低于(Ms相变点-200)℃的温度。冷却结束温度为(Ms相变点-200)℃以上的温度的情况下，残留有未完成马氏体相变的奥氏体相，导致未回火马氏体相、残余奥氏体相的增加。在退火工序中，低于Ms相变点的温度范围内的冷却速度没有特别限定。优选的是，上述均热处理后的冷却之后，以20～30℃/s的平均冷却速度在Ms相变点～(Ms相变点-200)℃的温度范围进行冷却。
(回火工序)
在使400～600℃的温度范围内相当于500℃的加热时间为60秒以上的条件下进行再加热
在本发明中，在控制合金元素的基础上对生成的马氏体相的回火条件进行控制，由此控制钢板强度。回火马氏体相的硬度受加热时间和钢板温度的影响。因此，如果使用回火参数以相当于500℃的时间进行控制，则能够稳定地控制回火马氏体相的硬度。马氏体相的硬度与延展性处于相反关系，如果硬度降低则延展性升高。因此，被控制成期望的硬度的回火马氏体相的延展性是本发明中所要求的特性。为了使回火马氏体相的维氏硬度为280以上且340以下，将400～600℃的温度范围内相当于500℃的加热时间设定为60秒以上。为了防止过度的软化，优选将加热时间设定为150秒以下。另一方面，在实际的工艺中温度连续地变化。因此，为了求出相当于500℃的加热时间，以1秒间隔对温度进行测定，由该温度利用(1)式求出相当于500℃的加热时间。T为测定温度(℃)，ti是由以1秒间隔测定的温度(T)求出的相当于500℃的加热时间(s)，tTotal是由(1)式求出的相当于500℃的加热时间(s)的积分值。n是指以1秒间隔对温度进行测定的次数。
(热镀覆工序)
进行制造的钢板为热镀覆钢板的情况下，上述回火工序后利用连续镀覆生产线进行热镀覆工序。在热镀覆工序中，优选通过浸渍到组成为含有Fe：5.0～20.0％、Al：0.001％～1.0％、进一步含有合计为0～3.5％的选自Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi、REM中的一种或两种以上、余量为Zn和不可避免的杂质的温度460℃的镀浴中，由此对钢板赋予镀层。另外，合金化处理优选在热镀覆工序后通过加热至500～600℃来将镀层合金化。
对热镀锌工序进一步进行说明。优选以镀层组成为Zn-0.13质量％Al将钢板浸渍到温度为460℃的镀浴中来对钢板赋予镀层。另外，合金化处理优选在热镀覆工序后通过加热至500～600℃来将镀层合金化。
实施例
将具有表1所示的成分组成的壁厚250mm的钢原材在表2所示的热轧工序条件(粗轧的条件省略)下制成热轧钢板，实施轧制率为40％以上且65％以下的冷轧使板厚为1.0～2.0mm，在表2所示的退火工序条件下利用连续退火生产线或连续热镀覆生产线进行处理，接着在如表2所示的回火工序条件下进行回火，得到冷轧钢板。需要说明的是，表2的热轧工序的平均冷却速度是从精轧的结束温度到580℃的平均冷却速度。另外，在退火工序中的Ms相变点～(Ms相变点-200)℃的温度范围内，也维持均热后的平均冷却速度*4所示的平均冷却速度，然后，冷却至表2的冷却停止温度。Ac1点和Ac3点由利用热膨胀测定装置以3℃/s的平均加热速度得到的相变膨胀曲线得到。Ms相变点由利用热膨胀测定装置加热至Ac3点以上后以从Ac3点到300℃的平均冷却速度为60℃/s得到的相变膨胀曲线得到。
制成GI材或GA材的情况下，对于回火后的冷轧钢板进一步经热镀覆工序(GA材的情况下进一步经合金化工序)而制成热镀覆钢板。表面不具备镀层的“裸材”通过连续退火生产线制造，具备热镀锌层的“GI材”或具备合金化热镀锌层的“GA材”通过连续热镀覆生产线制造，制造条件如表2所示。在连续热镀覆生产线中进行浸渍的镀浴(镀层组成：Zn-0.13质量％Al)的温度为460℃，镀层附着量对于GI材、GA材而言都是每单面45～65g/m2。
从由上述得到的冷轧钢板或热镀覆钢板裁取试验片，利用下述方法进行评价。
(i)组织观察
各相的面积率通过下述方法进行评价。从冷轧钢板或热镀覆钢板以与轧制方向平行的截面为观察面的方式进行切割，利用1％硝酸乙醇溶液进行腐蚀显现，利用扫描型光学显微镜放大为2000倍对板厚中心部的组织拍摄10个视野量。铁素体相是具有在晶粒内没有观察到腐蚀痕、渗碳体的形态的组织，回火马氏体是在晶粒内确认到腐蚀痕、渗碳体的组织，未回火马氏体相是在晶粒内没有确认到渗碳体、与铁素体相相比以更明亮的衬度观察到的组织。关于这些相，通过图像解析求出相对于观察视野的面积率的平均值。含有贝氏体相、珠光体等的情况下，从铁素体相、回火马氏体相和未回火马氏体相以外的相分离，求出相对于观察视野的面积率即可。
(ii)X射线测定
将冷轧钢板或热镀覆钢板的钢基钢板磨削加工至相对于板厚方向为1/4位置，通过实施了200μm以上化学研磨的板面的X射线衍射强度对残余奥氏体相的体积分数进行定量。入射射线源使用MoKα射线，由(200)α、(211)α、(200)γ、(220)γ、(311)γ的峰进行测定。将所得到的残余奥氏体相的体积分数的值作为钢板组织的面积率的值。
(iii)拉伸试验
从冷轧钢板或热镀覆钢板沿相对于轧制方向的垂直方向制作JIS5号拉伸试验片，进行5次依照JIS Z 2241(2011)的规定的拉伸试验，求出平均的屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)、总伸长率(E1)。拉伸试验的十字头速度设定为10mm/分钟。
分别将拉伸强度(TS)为950MPa以上且1120MPa以下、屈服强度(YS)为750MPa以上、总伸长率(E1)为14％以上设为合格。
(iv)维氏硬度试验
以回火马氏体相作为对象，利用维氏硬度试验机反复进行10次试验力3gf的测定。导出维氏硬度时，利用扫描电子显微镜测量凹部的两根对角线长度(d1、d2(μm))，代入(3)式，由此来求出。此时，将压痕横跨铁素体的情况排除。所测定的硬度的平均值为280以上且340以下时，设为合格。
(v)扩孔试验
依照JIS Z 2256，在100W×100L mm的样品中央进行间隙设定为12％的直径10mm的冲裁加工，利用顶角60°的圆锥台的冲头进行共计5次的试验。求出针对式(4)所表示的扩孔率(λ)％的5次测定的平均值。将扩孔率75％以上设为合格。
(扩孔率)＝(试验后孔径-初始孔径(＝10mm))/(初始孔径)×100…(4)
将通过上述得到的结果示于表3中。
在表1中，在“Others”栏中记载了优选的含有元素的含量。在表1中，所示的元素以外的余量为Fe和不可避免的杂质。
本发明例的拉伸强度TS均为950MPa以上且1120MPa以下的高强度且延伸凸缘性均优良。本发明例还是屈服强度、总伸长率优良的钢板。本发明例是高强度并且成形性也优良的钢板。另一方面，对于在本发明的范围之外的比较例而言，特别是没有得到期望的铁素体相面积率或回火马氏体相面积的比较例的强度没有达到950MPa、或者延伸凸缘性差。另外，回火马氏体的硬度在本发明范围之外的比较例的总伸长率、延伸凸缘性差。

Claims (7)

1.一种高强度钢板，具有如下成分组成：
以质量％计含有C：0.09％以上且0.17％以下、Si：0.6％以上且1.7％以下、Mn：3.5％以下、P：0.03％以下、S：0.005％以下、Al：0.08％以下、N：0.006％以下、Ti：0.05％以下、B：0.0002％以上且0.0030％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
具有如下钢板组织：以面积率计，含有小于20％(包括0％)的铁素体相、75％以上(包括100％)的回火马氏体相、10％以下(包括0％)的未回火马氏体相、小于5％(包括0％)的残余奥氏体相，
所述回火马氏体相的维氏硬度为280以上且340以下，所述高强度钢板的拉伸强度为950MPa以上且1120MPa以下。
2.如权利要求1所述的高强度钢板，其中，在所述成分组成的基础上进一步含有选自以质量％计的V：0.01％以上且0.1％以下、Mo：0.01％以上且0.2％以下中的一种以上。
3.如权利要求1或2所述的高强度钢板，其中，在所述成分组成的基础上进一步含有以质量％计合计为0.1％以下的选自REM、Sn、Sb、Mg、Ca中的一种以上。
4.如权利要求1～3中任一项所述的高强度钢板，其中，所述高强度钢板为热镀覆钢板或合金化热镀覆钢板。
5.一种高强度钢板的制造方法，具有：
热轧工序：使具有权利要求1至3中任一项所述的成分组成的钢原材为1100℃以上且1350℃以下，实施包含粗轧和精轧的热轧，以所述精轧的结束温度为800℃以上结束精轧后，以580℃以下的卷取温度进行卷取；
冷轧工序：接着，实施冷轧；
退火工序：接着，以2.0℃/s以下的平均加热速度在(Ac1相变点+10)℃～(Ac3相变点-20)℃的温度范围进行加热，并且在(Ac1相变点+10)℃～(Ac3相变点-20)℃的温度范围保持60秒以上，在(Ac3相变点-20)℃以上的温度范围保持120秒以上，以20℃/s以上的平均冷却速度在(Ac3相变点-20)℃～Ms相变点的温度范围进行冷却，并进一步冷却至低于(Ms相变点-200)℃的温度；和
回火工序：接着，在400～600℃的温度范围以使相当于500℃的加热为60秒以上的条件进行再加热。
6.如权利要求5所述的高强度钢板的制造方法，其中，进一步具有实施热镀覆处理的热镀覆工序。
7.如权利要求6所述的高强度钢板的制造方法，其中，进一步具有实施合金化处理的合金化工序。
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN115044831A (zh) * 2022-06-09 2022-09-13 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种1100MPa级冷轧马氏体钢及其制造方法

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2018115936A1 (en) 2016-12-21 2018-06-28 Arcelormittal Tempered and coated steel sheet having excellent formability and a method of manufacturing the same
WO2018115935A1 (en) 2016-12-21 2018-06-28 Arcelormittal Tempered and coated steel sheet having excellent formability and a method of manufacturing the same
JP6384641B1 (ja) 2017-02-13 2018-09-05 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2023223078A1 (en) * 2022-05-19 2023-11-23 Arcelormittal A martensitic steel sheet and a method of manunfacturing thereof

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101939456A (zh) * 2008-02-08 2011-01-05 杰富意钢铁株式会社 加工性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN102348823A (zh) * 2008-07-11 2012-02-08 株式会社神户制钢所 冷轧钢板
CN103097566A (zh) * 2010-09-16 2013-05-08 新日铁住金株式会社 延展性和拉伸凸缘性优异的高强度钢板、高强度镀锌钢板以及它们的制造方法
JP2013227657A (ja) * 2012-03-29 2013-11-07 Kobe Steel Ltd 鋼板形状に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JP2014029021A (ja) * 2012-07-04 2014-02-13 Jfe Steel Corp 高強度低降伏比冷延鋼板の製造方法
EP2757171A1 (en) * 2011-10-07 2014-07-23 JFE Steel Corporation High-strength hot-dipped galvanized steel sheet having excellent formability and impact resistance, and method for producing same

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4802682B2 (ja) * 2004-11-30 2011-10-26 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4291860B2 (ja) * 2006-07-14 2009-07-08 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
JP5223360B2 (ja) 2007-03-22 2013-06-26 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
EP2251448B1 (en) 2008-03-07 2015-08-12 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Cold-rolled steel sheets
JP5703608B2 (ja) 2009-07-30 2015-04-22 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP5333298B2 (ja) 2010-03-09 2013-11-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板の製造方法
JP4893844B2 (ja) * 2010-04-16 2012-03-07 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性および耐衝撃性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5825205B2 (ja) * 2011-07-06 2015-12-02 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板の製造方法
WO2013047755A1 (ja) 2011-09-30 2013-04-04 新日鐵住金株式会社 耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法、並びに、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP6291289B2 (ja) 2013-03-06 2018-03-14 株式会社神戸製鋼所 鋼板形状および形状凍結性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
US10106875B2 (en) 2013-03-29 2018-10-23 Jfe Steel Corporation Steel material, hydrogen container, method for producing the steel material, and method for producing the hydrogen container
WO2015158731A1 (en) 2014-04-15 2015-10-22 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Method for producing a cold-rolled flat steel product with high yield strength and flat cold-rolled steel product

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101939456A (zh) * 2008-02-08 2011-01-05 杰富意钢铁株式会社 加工性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN102348823A (zh) * 2008-07-11 2012-02-08 株式会社神户制钢所 冷轧钢板
CN103097566A (zh) * 2010-09-16 2013-05-08 新日铁住金株式会社 延展性和拉伸凸缘性优异的高强度钢板、高强度镀锌钢板以及它们的制造方法
EP2757171A1 (en) * 2011-10-07 2014-07-23 JFE Steel Corporation High-strength hot-dipped galvanized steel sheet having excellent formability and impact resistance, and method for producing same
JP2013227657A (ja) * 2012-03-29 2013-11-07 Kobe Steel Ltd 鋼板形状に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JP2014029021A (ja) * 2012-07-04 2014-02-13 Jfe Steel Corp 高強度低降伏比冷延鋼板の製造方法

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN115044831A (zh) * 2022-06-09 2022-09-13 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种1100MPa级冷轧马氏体钢及其制造方法
CN115044831B (zh) * 2022-06-09 2023-08-25 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种1100MPa级冷轧马氏体钢及其制造方法

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Publication number Publication date
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