CN107614722A - 高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

高强度钢板及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN107614722A
CN107614722A CN201680026467.0A CN201680026467A CN107614722A CN 107614722 A CN107614722 A CN 107614722A CN 201680026467 A CN201680026467 A CN 201680026467A CN 107614722 A CN107614722 A CN 107614722A
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel sheet
less
strength steel
crystal grains
martensitic
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CN201680026467.0A
Other languages
English (en)
Other versions
CN107614722B (zh
Inventor
冈本力
石田钦也
诹访嘉宏
横山卓史
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Publication of CN107614722A publication Critical patent/CN107614722A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN107614722B publication Critical patent/CN107614722B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/001—Heat treatment of ferrous alloys containing Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C18/00—Alloys based on zinc
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

本发明提供一种高强度钢板，其具有规定的化学组成，并且具有如下所示的显微组织：以面积％计，马氏体：5％以上、铁素体：20％以上、并且珠光体：5％以下。马氏体的平均粒径以当量圆直径计为4μm以下。在将母相的晶界三重点上的多个马氏体晶粒之中的下述马氏体晶粒作为膨胀型马氏体晶粒时，所述膨胀型马氏体晶粒的个数相对于所述母相的晶界三重点上的多个马氏体晶粒的个数的比例为70％以上，所述被作为膨胀型马氏体晶粒的马氏体晶粒是：将该马氏体晶粒和母相的晶粒所构成的晶界三重点之中的相邻晶界三重点彼此相连结的晶界的至少一个具有相对于将该两个晶界三重点相连结的线段向外侧凸的曲率，并且该马氏体晶粒位于所述母相的一个晶界三重点上。在将母相的晶界三重点上的多个马氏体晶粒的总面积设定为VM、将由将多个马氏体晶粒中的相邻两个晶界三重点相连结的线段构成的多边形的总面积设定为A0时，用VM/A0表示的面积比为1.0以上。

Description

高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适合用于汽车的高强度钢板及其制造方法。
背景技术
对作为改善汽车油耗的对策的车体轻质化及通过构件的一体成形来降低成本的期望正在不断高涨，因此正在进行压制成形性优异的高强度钢板的开发。作为压制成形性优异的高强度钢板，已知有含铁素体及马氏体的双相钢板(DP钢板)及利用残留奥氏体的相变诱导塑性(Transformation Induced Plasticity：TRIP)的TRIP钢板。
但是，就以往的DP钢板及TRIP钢板而言，局部延展性的提高受到限制，因此难以制造期望形状复杂且高强度的构件。从机械特性的观点出发，在得到高的抗拉强度的同时得到良好的局部延展性是困难的。作为局部延展性的指标，可列举出扩孔性及断面收缩率。根据扩孔试验，虽然能够在拉伸凸缘成形部等处进行与实际成形相近的评价，但是按裂纹发生部(方向)的特性进行评价。另一方面，断面收缩率是通过限定了变形方向的拉伸试验进行测定，因此容易表现材料的局部延展性的定量上的差别。例如，专利文献1中记载了以提高疲劳强度为目的的高强度热轧钢板，但有时难以制造复杂形状的构件。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2014-173151号公报
发明内容
发明要解决的问题
本发明的目的在于，提供能够在确保高的强度的同时提高局部延展性的高强度钢板及其制造方法。
用于解决问题的手段
本发明者们为了弄清以往的高强度钢板不能得到优异的局部延展性的原因而进行了锐意研究。其结果是，弄清楚了：在以往的高强度钢板中所包含的马氏体晶粒之中的位于晶界三重点(也称为晶界三相点、三晶粒接点；grain boundary triple point)处的马氏体晶粒容易成为裂纹的起点。此外，还弄清楚了：作为其理由，位于晶界三重点处的马氏体晶粒的大部分具备容易接受应力集中的形状。进而，弄清楚了：对于以往的高强度钢板的制造方法而言，在从奥氏体及铁素体的双相区域进行的冷却中铁素体、贝氏体或珠光体或者它们的任意的组合会生长，马氏体晶粒会被形成在其间隙中，因此不得不形成容易接受应力集中的形状。
而且，本发明者们为将晶界三重点上的马氏体晶粒的形状形成为不容易接受应力集中的形状而进行了锐意研究。其结果是，弄清楚了：重要的是准备具备珠光体的面积分率及尺寸在规定的范围内的显微组织(初始组织)的钢板，在规定的条件下对该钢板进行再加热。进而，弄清楚了：为了准备上述钢板，在规定的条件下进行热轧或在冷轧后在规定的条件进行退火是有效的。
本申请发明者基于如此的见识而进一步进行了锐意研究，结果想到以下所示的发明的各个方案。
(1)一种高强度钢板，其特征在于，
其具有如下所示的化学组成：
以质量％计，
C：0.03％～0.35％、
Si：0.01％～2.0％、
Mn：0.3％～4.0％、
Al：0.01％～2.0％、
P：0.10％以下、
S：0.05％以下、
N：0.010％以下、
Cr：0.0％～3.0％、
Mo：0.0％～1.0％、
Ni：0.0％～3.0％、
Cu：0.0％～3.0％、
Nb：0.0％～0.3％、
Ti：0.0％～0.3％、
V：0.0％～0.5％、
B：0.0％～0.1％、
Ca：0.00％～0.01％、
Mg：0.00％～0.01％、
Zr：0.00％～0.01％、
REM：0.00％～0.01％、并且
剩余部分：Fe及杂质；
其具有如下所示的显微组织：
以面积％计，
马氏体：5％以上、
铁素体：20％以上、并且
珠光体：5％以下；
其中，马氏体晶粒的平均粒径以当量圆直径计为4μm以下；
在将母相的晶界三重点上的多个马氏体晶粒之中的下述马氏体晶粒作为膨胀型马氏体晶粒时，所述膨胀型马氏体晶粒的个数相对于所述母相的晶界三重点上的多个马氏体晶粒的个数的比例为70％以上，所述被作为膨胀型马氏体晶粒的马氏体晶粒是：将该马氏体晶粒和母相的晶粒所构成的晶界三重点之中的相邻晶界三重点彼此相连结的晶界的至少一个具有相对于将该两个晶界三重点相连结的线段向外侧凸的曲率，并且该马氏体晶粒位于所述母相的一个晶界三重点上；
在将所述母相的晶界三重点上的多个马氏体晶粒的总面积设定为VM、将由将所述多个马氏体晶粒中的所述相邻两个晶界三重点相连结的线段构成的多边形的总面积设定为A0时，用VM/A0表示的面积比为1.0以上。
(2)根据(1)所述的高强度钢板，其特征在于，在将距离该高强度钢板的表面的深度为该高强度钢板的厚度的1/4的区域中的铁素体的平均粒径设定为D0时，从所述表面到深度为4×D0的表层部内的铁素体的平均粒径DS为平均粒径D0的2倍以下。
(3)根据(1)或(2)所述的高强度钢板，其特征在于，在所述显微组织中，未再结晶铁素体的面积分率为10％以下。
(4)根据(1)～(3)中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，
在所述化学组成中，满足：
Cr：0.05％～3.0％、
Mo：0.05％～1.0％、
Ni：0.05％～3.0％、或
Cu：0.05％～3.0％、
或者它们的任意的组合。
(5)根据(1)～(4)中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，
在所述化学组成中，满足：
Nb：0.005％～0.3％、
Ti：0.005％～0.3％、或
V：0.01％～0.5％、
或者它们的任意的组合。
(6)根据(1)～(5)中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，
在所述化学组成中，满足：
B：0.0001％～0.1％。
(7)根据(1)～(6)中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，
在所述化学组成中，满足：
Ca：0.0005％～0.01％、
Mg：0.0005％～0.01％、
Zr：0.0005％～0.01％、或
REM：0.0005％～0.01％、
或者它们的任意的组合。
(8)一种高强度钢板的制造方法，其特征在于，其具有以下工序：
准备钢板的工序；
将所述钢板以3℃/秒～120℃/秒的平均加热速度再加热到770℃～820℃的第1温度的工序；和
接着，将所述钢板以60℃/秒以上的平均冷却速度冷却到300℃以下的第2温度的工序；
其中，所述钢板中的珠光体的面积分率为10面积％以下，未再结晶铁素体的面积分率为10％以下，珠光体晶粒的平均粒径为10μm以下，
在将距离所述钢板的表面的深度为该钢板的厚度的1/4的区域中的铁素体的平均粒径设定为D0时，从所述表面到深度为4×D0的表层部内的铁素体的平均粒径DS为平均粒径D0的2倍以下；
所述冷却到第2温度的工序是在所述钢板的温度达到所述第1温度之后8秒钟以内开始；
所述钢板具有如下所示的化学组成：
以质量％计，
C：0.03％～0.35％、
Si：0.01％～2.0％、
Mn：0.3％～4.0％、
Al：0.01％～2.0％、
P：0.10％以下、
S：0.05％以下、
N：0.010％以下、
Cr：0.0％～3.0％、
Mo：0.0％～1.0％、
Ni：0.0％～3.0％、
Cu：0.0％～3.0％、
Nb：0.0％～0.3％、
Ti：0.0％～0.3％、
V：0.0％～0.5％、
B：0.0％～0.1％、
Ca：0.00％～0.01％、
Mg：0.00％～0.01％、
Zr：0.00％～0.01％、
REM：0.00％～0.01％、并且
剩余部分：Fe及杂质。
(9)根据(8)所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，所述准备钢板的工序具备：
对板坯进行热轧及冷却的工序。
(10)根据(9)所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，
对于所述热轧的精轧的最终两台机架，将温度设定为“Ar3相变点+10℃”～1000℃，将合计压下率设定为15％以上；
将所述准备钢板的工序中的所述冷却的停止温度设定为550℃以下。
(11)根据(8)所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，所述准备钢板的工序具备：
通过对板坯进行热轧而得到热轧钢板的工序；和
对所述热轧钢板进行冷轧、退火及冷却的工序。
(12)根据(11)所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，
将所述冷轧中的压下率设定为30％以上；
将所述退火的温度设定为730℃～900℃；
将所述准备钢板的工序中的所述冷却中的从所述退火的温度冷却到600℃的平均冷却速度设定为1.0℃/秒～20℃/秒。
(13)根据(8)～(12)中任一项所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在所述化学组成中，满足：
Cr：0.05％～3.0％、
Mo：0.05％～1.0％、
Ni：0.05％～3.0％、或
Cu：0.05％～3.0％、
或者它们的任意的组合。
(14)根据(8)～(13)中任一项所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在所述化学组成中，满足：
Nb：0.005％～0.3％、
Ti：0.005％～0.3％、或
V：0.01％～0.5％、
或者它们的任意的组合。
(15)根据(8)～(14)中任一项所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在所述化学组成中，满足：
B：0.0001％～0.1％。
(16)根据(8)～(15)中任一项所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在所述化学组成中，满足：
Ca：0.0005％～0.01％、
Mg：0.0005％～0.01％、
Zr：0.0005％～0.01％、或
REM：0.0005％～0.01％、
或者它们的任意的组合。
发明效果
根据本发明，马氏体晶粒的形态是适宜的，因此能够在确保高的强度的同时提高局部延展性。
附图说明
图1A是表示马氏体晶粒的形状的例子的图示。
图1B是表示马氏体晶粒的形状的其它例子的图示。
图2是表示马氏体晶粒的形成部位的图示。
图3是表示各种马氏体晶粒的形状的图示。
图4A是表示马氏体晶粒的面积与多边形的面积的关系的例子的图示。
图4B是表示马氏体晶粒的面积与多边形的面积的关系的其它例子的图示。
图4C是表示马氏体晶粒的面积与多边形的面积的关系的又一其它例子的图示。
图5是表示马氏体晶粒的包含关系的图示。
图6A是表示显微组织的变化的图示。
图6B是继图6A之后表示显微组织的变化的图示。
图6C是继图6B之后表示显微组织的变化的图示。
图7是表示第1实验中的抗拉强度与拉伸率的关系的图示。
图8是表示第1实验中的抗拉强度与断面收缩率的关系的图示。
图9是表示第2实验中的抗拉强度与拉伸率的关系的图示。
图10是表示第2实验中的抗拉强度与断面收缩率的关系的图示。
具体实施方式
本发明者们对热轧后在输出辊道中进行冷却来制造的高强度钢板、以及冷轧后进行退火(以下有时称为冷轧板退火)及冷却来制造的高强度钢板的显微组织进行了观察，结果弄清楚了：在多个视场中，如图1A所示的那样，铁素体、贝氏体或珠光体的晶粒111、112、113以向外侧膨胀的方式生长，在它们的晶界三重点上形成有马氏体晶粒110。就该显微组织而言，从马氏体晶粒110来看，马氏体晶粒110和晶粒111的晶界B1比将马氏体晶粒110、晶粒113及晶粒111的晶界三重点T31与马氏体晶粒110、晶粒111及晶粒112的晶界三重点T12相连结的线段L1更向马氏体晶粒10侧膨胀。马氏体晶粒110和晶粒112的晶界B2比将晶界三重点T12与马氏体晶粒110、晶粒112及晶粒113的晶界三重点T23相连结的线段L2更向马氏体晶粒10侧膨胀。马氏体晶粒110和晶粒113的晶界B3比将晶界三重点T23和晶界三重点T31相连结的线段L3更向马氏体晶粒110侧膨胀。就具有这样的显微组织的高强度钢板而言，马氏体晶粒110的晶界凹进去，应力容易集中在晶界三重点T12、T23及T31的附近，容易以此处为起点产生裂纹。因此，难以得到优异的局部延展性。
作为得到这样的显微组织的理由，据认为是因为在热轧后的在输出辊道中的冷却或冷轧板退火后的冷却中铁素体晶粒等以向外侧膨胀的方式生长，在其剩余部分中形成马氏体。
本发明者们参考上述那样的观察结果，对可得到优异的局部延展性的显微组织进行了锐意研究，结果弄清楚了：图1B所示那样的显微组织适合提高局部延展性。即，弄清楚了：马氏体晶粒210向外侧膨胀，这对于由铁素体等母相的晶粒211、212及213围起来的显微组织是适合的。就该显微组织而言，从马氏体晶粒210来看，马氏体晶粒210和晶粒211的晶界B1比将马氏体晶粒210、晶粒213及晶粒211的晶界三重点T31与马氏体晶粒210、晶粒211及晶粒212的晶界三重点T12相连结的线段L1更向晶粒211侧膨胀。从马氏体晶粒210来看，马氏体晶粒210和晶粒212的晶界B2比将晶界三重点T12与马氏体晶粒210、晶粒212及晶粒213的晶界三重点T23相连结的线段L2更向晶粒212侧膨胀。从马氏体晶粒210来看，马氏体晶粒210和晶粒213的晶界B3比将晶界三重点T23与晶界三重点T31相连结的线段L3更向晶粒213侧膨胀。就具有这样的显微组织的高强度钢板而言，马氏体晶粒210的晶界面向外侧进行膨胀，应力不易集中在晶界三重点T12、T23及T31的附近，可得到优异的局部延展性。具备这样的显微组织的高强度钢板能够用后述的方法制造。
以下，对本发明的实施方式进行说明。
首先，对本发明的实施方式的高强度钢板及其制造中所用的钢的化学组成进行说明。详细情况将在后文描述，本发明的实施方式的高强度钢板可经由热轧、冷却及再加热来制造，或者经由热轧、冷轧、冷轧板退火、冷却及热处理来制造。因此，高强度钢板及钢的化学组成不仅考虑了高强度钢板的特性，而且还考虑了它们的处理。在以下的说明中，在高强度钢板及钢中所包含的各元素的含量的单位“％”只要不特别说明就是指“质量％”。本实施方式的高强度钢板及其制造中所用的钢具有如下所示的化学组成：以质量％计，C：0.03％～0.35％、Si：0.01％～2.0％、Mn：0.3％～4.0％、Al：0.01％～2.0％、P：0.10％以下、S：0.05％以下、N：0.010％以下、Cr：0.0％～3.0％、Mo：0.0％～1.0％、Ni：0.0％～3.0％、Cu：0.0％～3.0％、Nb：0.0％～0.3％、Ti：0.0％～0.3％、V：0.0％～0.5％、B：0.0％～0.1％、Ca：0.00％～0.01％、Mg：0.00％～0.01％、Zr：0.00％～0.01％、稀土元素(rare earthmetal：REM)：0.00％～0.01％、并且剩余部分：Fe及杂质。作为杂质，可例示出在矿石及废钢铁等原材料中所含有的杂质、制造工序中所含有的杂质。作为杂质的例子，可列举出Sn及As。
(C：0.03％～0.35％)
C有助于通过马氏体的强化来提高强度。在C含量低于0.03％时，不能得到充分的强度例如500N/m2以上的抗拉强度。因此，将C含量设定为0.03％以上。另一方面，在C含量超过0.35％时，热轧及冷却后的初始组织中的珠光体的面积分率及尺寸增高，而且再加热后的显微组织中珠光体及岛状渗碳体的面积分率容易增高，不能得到充分的局部延展性。因此，将C含量设定为0.35％以下。为了得到更高的局部延展性，优选将C含量设定为0.25％以下；为了得到优异的扩孔性，优选将C含量设定为0.1％以下。
(Si：0.01％～2.0％)
Si是铁素体生成元素、在热轧后的冷却中会促进铁素体的生成。Si抑制有害碳化物的生成而有助于改善加工性，或者通过固溶强化而有助于提高强度。在Si含量低于0.01％时，不能充分得到这些效果。因此，将Si含量设定为0.01％以上。在Al含量低于0.1％的情况下，优选将Si含量设定为0.3％以上。另一方面，在Si含量超过2.0％时，化成处理性及点焊性劣化。因此，将Si含量设定为2.0％以下。
(Mn：0.3％～4.0％)
Mn有助于提高强度。在Mn含量低于0.3％时，不能得到充分的强度。因此，将Mn含量设定为0.3％以上。另一方面，在Mn含量超过4.0％时，容易产生微观偏析及宏观偏析，局部延展性及扩孔性劣化。因此，将Mn含量设定为4.0％以下。
(Al：0.01％～2.0％)
Al作为脱氧材料发挥作用。在Al含量低于0.01％时，有时不能充分排除氧。因此，将Al含量设定为0.01％以上。Al与Si同样地会促进铁素体的生成，或者抑制有害碳化物的生成而有助于改善加工性。此外，Al不像Si那样影响化成处理性。因此，Al对于兼顾延展性及化成处理性是有用的。但是，在Al含量超过2.0％时，提高延展性的效果饱和，或者化成处理性及点焊性劣化。因此，将Al含量设定为2.0％以下。为了得到更优异的化成处理性，优选将Al含量设定为1.0％以下。
(P：0.10％以下)
P不是必需元素，例如作为杂质被包含在钢中。由于P使焊接性、加工性及韧性劣化，因此P含量越低越好。特别是，在P含量超过0.10％时，焊接性、加工性及韧性的下降显著。因此，将P含量设定为0.10％以下。为了得到更优异的加工性，优选将P含量设定为0.03％以下。降低P含量需要成本，如果想要降低到低于0.001％则成本显著上升。因此，也可以将P含量设定为0.001％以上。在含有Cu的情况下P可提高耐腐蚀性。
(S：0.05％以下)
S不是必需元素，例如作为杂质被包含在钢中。由于S会形成MnS等硫化物，成为裂纹的起点，使局部延展性及扩孔性下降，因此S含量越低越好。特别是，在S含量超过0.05％时，局部延展性及扩孔性的下降显著。因此，将S含量设定为0.05％以下。降低S含量需要成本，如果想要降低到低于0.0005％则成本显著上升。因此，也可以将S含量设定为0.0005％以上。
(N：0.010％以下)
N不是必需元素，例如作为杂质被包含在钢中。N成为拉伸应变条纹(Stretcherstrain)的原因，使加工性劣化。在含有Ti及Nb的情况下N会形成(Ti、Nb)N，成为裂纹的起点。N成为冲裁加工时的端面粗糙的原因、或者使局部延展性大大地下降。因此，N含量越低越好。特别是，在N含量超过0.010％时，上述现象显著。因此，将N含量设定为0.010％以下。降低N含量需要成本，如果想要降低到低于0.0005％则成本显著上升。因此，也可以将N含量设定为0.0005％以上。
Cr、Mo、Ni、Cu、Nb、Ti、V、B、Ca、Mg、Zr及REM不是必需元素、是也可以规定量有限度地适宜包含在钢板及钢中的任选元素。
(Cr：0.0％～3.0％、Mo：0.0％～1.0％、Ni：0.0％～3.0％、Cu：0.0％～3.0％)
Cu有助于提高强度。在含有P的情况下Cu可提高耐腐蚀性。因此，也可以含有Cu。为了充分得到这些效果，优选将Cu含量设定为0.05％以上。另一方面，在Cu含量超过3.0％时，可淬性变得过剩，延展性下降。因此，将Cu含量设定为3.0％以下。Ni通过提高可淬性而容易地形成马氏体。Ni有助于抑制容易在含有Cu的情况下产生的热裂纹。因此，也可以含有Ni。为了充分得到这些效果，优选将Ni含量设定为0.05％以上。另一方面，在Ni含量超过3.0％时，可淬性变得过剩，延展性下降。因此，将Ni含量设定为3.0％以下。Mo会抑制渗碳体的形成，抑制初始组织中的珠光体的形成。Mo对于再加热中的马氏体晶粒的形成也是有效的。因此，也可以含有Mo，为了充分得到这些效果，优选将Mo含量设定为0.05％以上。另一方面，在Mo含量超过1.0％时，延展性下降。因此，将Mo含量设定为1.0％以下。Cr与Mo同样地会抑制渗碳体的形成，抑制初始组织中的珠光体的形成。因此，也可以含有Cr。为了充分得到该效果，优选将Cr含量设定为0.05％以上。另一方面，在Cr含量超过3.0％时，延展性下降。因此，将Cr含量设定为3.0％。
基于以上情况，优选的是满足“Cr：0.05％～3.0％”、“Mo：0.05％～1.0％”、“Ni：0.05％～3.0％”或“Cu：0.05％～3.0％”、或者它们的任意的组合。
(Nb：0.0％～0.3％、Ti：0.0％～0.3％、V：0.0％～0.5％)
Nb、Ti及V通过形成碳化物而有助于提高强度。因此，也可以含有Nb、Ti或V或者它们的任意的组合。为了充分得到该效果，优选将Nb含量设定为0.005％以上，优选将Ti含量设定为0.005％以上，优选将V含量设定为0.01％以上。另一方面，在Ni含量超过0.3％时、或Ti含量超过0.3％时、或V含量超过0.5％时，析出强化变得过剩，加工性劣化。因此，将Nb含量设定为0.3％以下，将Nb含量设定为0.3％以下，将V含量设定为0.5％以下。
基于以上情况，优选的是“Nb：0.005％～0.3％”、“Ti：0.005％～0.3％”或“V：0.01％～0.5％”、或者它们的任意的组合。
(B：0.0％～0.1％)
B有助于提高强度。因此，也可以含有B。为了充分得到该效果，优选将B含量设定为0.0001％以上。另一方面，在B含量超过0.1％时，可淬性变得过剩，延展性下降。因此，将B含量设定为0.1％以下。
(Ca：0.00％～0.01％、Mg：0.00％～0.01％、Zr：0.00％～0.01％、REM：0.00％～0.01％)
Ca、Mg、Zr及REM对于控制硫化物系的夹杂物的形状、提高局部延展性是有效的。因此，也可以含有Ca、Mg、Zr或REM或者它们的任意的组合。为了充分得到该效果，优选将Ca含量设定为0.0005％以上，优选将Mg含量设定为0.0005％以上，优选将Zr含量设定为0.0005％以上，优选将REM含量设定为0.0005％以上。另一方面，在Ca含量超过0.01％、或Mg含量超过0.01％、或Zr含量超过0.01％、或REM含量超过0.01％时，延展性及局部延展性劣化。因此，将Ca含量设定为0.01％以下，将Mg含量设定为0.01％以下，将Zr含量设定为0.01％以下，将REM含量设定为0.01％以下。
基于以上情况，优选的是满足“Ca：0.0005％～0.01％”、“Mg：0.0005％～0.01％”、“Zr：0.0005％～0.01％”或“REM：0.0005％～0.01％”、或者它们的任意的组合。
REM(稀土金属)指的是Sc、Y及镧系元素的合计17种元素，“REM含量”意味为这17种元素的合计的含量。镧系元素工业上例如以铈镧合金(Misch metal)的形式添加。
接着，对本发明的实施方式的高强度钢板的显微组织进行说明。在以下的说明中，包含在高强度钢板中的相及组织的单位“％”，只要不特别说明就是指“面积％”。本发明的实施方式的高强度钢板具有如下所示的显微组织：以面积％计，马氏体：5％以上、铁素体：20％以上、并且珠光体：5％以下。
(马氏体：5％以上)
马氏体有助于提高双相钢(DP钢)的强度。在马氏体的面积分率低于5％时，得不到充分的强度例如500N/m2以上的抗拉强度。因此，将马氏体的面积分率设定为5％以上。为了得到更优异的强度，优选将马氏体的面积分率设定为10％以上。另一方面，在马氏体的面积分率超过60％时，有时得不到充分的拉伸率。因此，优选将马氏体的面积分率设定为60％以下。
(铁素体：20％以上)
铁素体有助于提高DP钢的拉伸率。在铁素体的面积分率低于20％时，得不到充分的拉伸率。因此，将铁素体的面积分率设定为20％以上。为了得到更优异的拉伸率，优选将铁素体的面积分率设定为30％以上。
(珠光体：5％以下)
珠光体不是必需的相，有时在高强度钢板的制造过程中生成。珠光体由于使DP钢的拉伸率及扩孔性下降，因此珠光体的面积分率越低越好。特别是，在珠光体的面积分率超过5％时，拉伸率及扩孔性的下降显著。因此，将珠光体的面积分率设定为5％以下。
显微组织的剩余部分例如为贝氏体或残留奥氏体或者它们两者。
这里，对马氏体的形态进行详述。本实施方式中，马氏体的平均粒径以当量圆直径计为4μm以下，膨胀型马氏体晶粒的个数相对于母相的晶界三重点上的马氏体晶粒的个数的比例为70％以上，规定的面积比为1.0以上。
(马氏体的平均粒径：以当量圆直径计为4μm以下)
在马氏体的平均粒径以当量圆直径计超过4μm时，应力容易集中在马氏体，容易产生裂纹。因此，将马氏体的平均粒径以当量圆直径计设定为4μm以下。为了得到更优异的成形性，优选将马氏体的平均粒径以当量圆直径计设定为3μm以下。
(膨胀型马氏体晶粒的个数相对于母相的晶界三重点上的马氏体晶粒的个数的比例：70％以上)
所谓膨胀型马氏体晶粒是指在母相的一个晶界三重点上的马氏体晶粒之中的下述马氏体晶粒：将该马氏体晶粒和母相的晶粒所构成的晶界三重点之中的相邻晶界三重点彼此相连结的晶界的至少一个具有相对于将该两个晶界三重点相连结的线段向外侧凸的曲率，并且该马氏体晶粒位于母相的一个晶界三重点上。如图2所示的那样，在高强度钢板中，母相的晶界三重点上的马氏体晶粒301及母相的两个晶粒间的晶界上的马氏体晶粒302被含有，此时膨胀型马氏体晶粒属于马氏体晶粒301。在晶界三重点上的马氏体晶粒中，两个以上的晶界三重点上的马氏体晶粒彼此相接地构成的马氏体晶粒303被含有，此时马氏体晶粒303不是“母相的一个晶界三重点上”的马氏体晶粒，因此不属于膨胀型马氏体晶粒。图3所示的6个马氏体晶粒之中，马氏体晶粒401、402、403及404由于将马氏体晶粒和母相的晶粒所构成的晶界三重点之中的相邻晶界三重点彼此相连结的晶界中的至少一个具有相对于将该两个晶界三重点相连结的线段向外侧凸的曲率，因此属于膨胀型马氏体晶粒。另一方面，马氏体晶粒405及406由于马氏体晶粒和母相的晶粒所构成的晶界三重点之中的相邻晶界三重点彼此相连结的晶界全部不具有相对于将该两个晶界三重点相连结的线段向外侧凸的曲率，因此不属于膨胀型马氏体晶粒。
膨胀型马氏体晶粒的个数的比例越高，越不易产生应力集中，能得到优异的局部延展性。在膨胀型马氏体晶粒的个数相对于母相的晶界三重点上的马氏体晶粒的个数的比例低于70％时，容易产生应力集中的马氏体晶粒的比例高，不能得到优异的局部延展性。因此，将膨胀型马氏体晶粒的个数相对于母相的晶界三重点上的马氏体晶粒的个数的比例设定为70％以上。
(规定的面积比：1.0以上)
膨胀型马氏体晶粒中可以包含：相对于线段具有向外侧凸的曲率的凸部分的比例为具有向内侧凸的曲率的凹部分的比例以上的马氏体晶粒；以及并非是这样的马氏体晶粒。前者与后者相比容易有助于提高局部延展性，后者的面积分率越高，则局部延展性越降低。就前者的膨胀型马氏体晶粒而言，如图4A所示的那样，该膨胀型马氏体晶粒的面积VM1为由将该膨胀型马氏体晶粒中的相邻两个晶界三重点相连结的线段构成的多边形的面积A01以上。另一方面，就后者的膨胀型马氏体晶粒而言，如图4B所示的那样，该膨胀型马氏体晶粒的面积VM2小于由将该膨胀型马氏体晶粒中的相邻两个晶界三重点相连结的线段构成的多边形的面积A02。此外，关于虽不属于膨胀型马氏体晶粒、但如图2中的马氏体晶粒303那样的位于母相的多个晶界三重点上的马氏体晶粒，如图4C所示的那样，有时该马氏体晶粒的面积VM3小于由将该马氏体晶粒中的相邻两个晶界三重点相连结的线段构成的多边形的面积A03。而且，在将多个例如200个以上的晶界三重点上的马氏体晶粒的总面积设定为VM、将由将这些多个马氏体晶粒中的相邻两个晶界三重点相连结的线段构成的多边形的总面积设定为A0时，在用VM/A0表示的面积比低于1.0时，膨胀型马氏体晶粒的比例即使为70％以上，也难以得到充分的局部延展性。因此，将用VM/A0表示的面积比设定为1.0以上。
图5中示出了本实施方式中的马氏体晶粒的包含关系。本实施方式中，膨胀型马氏体晶粒(组B)的个数相对于母相的晶界三重点上的马氏体晶粒(组A)的个数的比例为70％以上，关于母相的晶界三重点上的马氏体晶粒(组A)，用VM/A0表示的面积比为1.0以上。
根据本实施方式，例如可得到500N/mm2以上的抗拉强度及0.5以下的断面收缩率RA。此外，作为表示抗拉强度TS和拉伸率EL的平衡的它们的积(TS×EL)，也可得到18000N/mm2·％以上的值。而且，与抗拉强度为同等程度的以往的高强度钢板相比较，可得到优异的局部延展性。
高强度钢板也可以包含热浸镀锌层。在包含热浸镀锌层的情况下，可得到优异的耐蚀性。镀层附着量没有特别的限定，但为了得到特别良好的耐蚀性，优选将镀层附着量设定为单面5g/m2以上。
热浸镀锌层优选的是例如含有Zn及Al，Fe含量为13％以下。Fe含量为13％以下的热浸镀锌层的镀层密合性、成形性及扩孔性优异。另一方面，在Fe含量超过13％时，热浸镀锌层本身的密合性低，在高强度钢板的加工时有时热浸镀锌层破坏或脱落而附着在模具上，有时成为引起缺陷的原因。
也可以使热浸镀锌层合金化。被合金化的热浸镀锌层会从母钢板吸收Fe，因此可得到优异的点焊性及涂装性。被合金化的热浸镀锌层的Fe含量优选为7％以上。这是因为在Fe含量低于7％时有时提高点焊性的效果不佳。再者，只要没有被合金化的热浸镀锌层的Fe含量低于13％，也可以低于7％，即使实质上为0％，也可得到良好的镀层密合性、成形性及扩孔性。
高强度钢板也可以包含热浸镀锌层上的上层镀层。在包含上层镀层时，可得到优异的涂装性及焊接性。此外，也可以对包含热浸镀锌层的高强度钢板实施铬酸盐处理、磷酸盐处理、提高润滑性的处理及提高焊接性的处理等表面处理。
接着，对本发明的实施方式的高强度钢板的制造方法的第1例进行说明。第1例中，依次对具有上述化学组成的板坯进行热轧、冷却及再加热。图6A～图6C是表示显微组织的变化的图示。将通过热轧及接续其的冷却而得到的钢板的显微组织(初始组织)设定为珠光体的面积分率低、珠光体的平均粒径小的显微组织。将该初始组织的剩余部分设定为例如铁素体(α)(图6A)。在其后的再加热中，将钢板升温到双相区域，在铁素体的晶界三重点上使奥氏体(γ)生长(图6B)。在晶界三重点上生长的奥氏体具有向外侧膨胀的形状。而且，通过从双相区域的急冷，使奥氏体相变为马氏体(M)(图6C)。其结果是，能得到具有向外侧膨胀的形状的马氏体晶粒。以下，对这些处理进行详述。
(热轧及冷却)
通过热轧及接续其的冷却而得到钢板。此时，钢板的显微组织(初始组织)中，珠光体的面积分率为10％以下，珠光体的平均粒径以当量圆直径计为10μm以下。珠光体中含有渗碳体，在再加热时渗碳体熔化而阻碍奥氏体的形成。而且，在珠光体的面积分率超过10％时，在再加热时得不到足够量的奥氏体，其结果是，难以使高强度钢板中的马氏体的面积分率达到5％以上。因此，将珠光体的面积分率设定为10％以下。即使珠光体的平均粒径以当量圆直径计超过10μm，在再加热时也得不到足够量的奥氏体，其结果是，难以使高强度钢板中的马氏体的面积分率达到5％以上。此外，在珠光体的平均粒径以当量圆直径计超过10μm时，在珠光体中奥氏体也生长，有时它们相结合。多个奥氏体相结合而得到的奥氏体晶粒的形状难以具有向外侧膨胀的形状。因此，将珠光体的平均粒径以当量圆直径计设定为10μm以下。
钢板的初始组织的剩余部分没有特别的限定，但优选为铁素体、贝氏体或马氏体或者它们的任意的组合，特别是，它们中的一种的面积分率优选为90％以上。这是因为在再加热中容易使奥氏体从晶界三重点生长。此外，铁素体、贝氏体或马氏体或者它们的任意的组合的晶粒的平均粒径以当量圆直径计优选为10μm以下，这是因为会使高强度钢板中的马氏体晶粒减小。钢板的初始组织的剩余部分也可以含有块状渗碳体，但是因为会阻碍再加热时的奥氏体的形成，因此优选其面积分率为1％以下。
优选钢板的表层部中的铁素体晶粒较小。铁素体在再加热时不相变，而原状残留在高强度钢板中。第1例中由于未进行冷轧，因此高强度钢板厚，弯曲、扩孔、鼓凸等成形中的表层部的变形容易大于内部的变形。因此，在高强度钢板的表层部的铁素体晶粒较大的情况下，有时表层部产生裂纹，从而使局部延展性下降。为了抑制这样的表层部的裂纹，在将距离钢板表面的深度为该钢板的厚度的1/4的区域中的铁素体的平均粒径设定为D0时，将从钢板表面到深度为4×D0的表层部内的铁素体的平均粒径DS设定为平均粒径D0的2倍以下。以下，有时将表层部的铁素体的平均粒径DS超过平均粒径D0的2倍的部分称为表层粗粒层。
热轧的条件没有特别的限定，但对于精轧的最终两台机架的轧制，无论哪台机架都优选将温度设定为“Ar3相变点+10℃”～1000℃，优选将合计压下率设定为15％～45％。将热轧后的厚度设定为例如1.0mm～6.0mm。
最终两台机架中的任一个机架的轧制温度低于Ar3点+10℃时，容易形成表层粗粒层。因此，最终两台机架的轧制温度无论哪台机架都优选设定为Ar3点+10℃以上。另一方面，在任一个机架的轧制温度超过1000℃时，初始组织中的珠光体的平均粒径以当量圆直径计难以达到10μm以下。因此，最终两台机架中的轧制温度无论哪台机架都优选设定为1000℃以下。
在最终两台机架的合计压下率低于15％时，奥氏体晶粒变大，初始组织中的珠光体的平均粒径以当量圆直径计难以达到10μm以下。因此，优选将最终两台机架的合计压下率设定为15％以上，更优选设定为20％以上。另一方面，在合计压下率超过45％时，尽管对钢板的机械特性难以产生不良影响，但是有时变得难于控制钢板的形状。因此，优选将最终两台机架的合计压下率设定为45％以下，更优选设定为40％以下。
热轧后，冷却到550℃以下。在冷却停止温度超过550℃时，珠光体的面积分率会超过10％。该冷却例如在输出辊道(run out table：ROT)中来进行。例如，该冷却中奥氏体的一部分或全部相变为铁素体。冷却条件没有特别的限定，奥氏体的一部分或全部也可以相变为贝氏体或马氏体或者它们两者。如此一来，可得到具有规定的初始组织的钢板。冷却后卷取钢板。例如，将卷取温度设定为550℃以下。在卷取温度超过550℃时，珠光体的面积分率会超过10％。
(再加热)
关于再加热，将钢板以3℃/秒～120℃/秒的平均加热速度加热到770℃～820℃的第1温度，以60℃/秒以上的平均冷轧速度冷却到300℃以下的第2温度。冷却到第2温度的工序是在钢板的温度达到第1温度之后8秒钟以内开始。如上所述，在再加热中，向外侧膨胀的奥氏体晶粒会生长，可得到原本的形状的马氏体晶粒。
在平均加热速度低于3℃/秒时，加热中，奥氏体过剩地生长，或者奥氏体晶粒彼此相结合，从而在高强度钢板中难以得到所希望的马氏体。因此，将平均加热速度设定为3℃/秒以上。另一方面，在平均加热速度超过120℃/秒时，碳化物残存，不能得到足够量的奥氏体。因此，将平均加热速度设定为120℃/秒以下。
在再加热的到达温度(第1温度)低于770℃时，在初始组织中含有贝氏体或者马氏体或它们两者的情况下，它们难以相变为奥氏体，在高强度钢板中难以得到所希望的马氏体。因此，将到达温度设定为770℃以上。也就是说，本实施方式中，在初始组织中含有贝氏体或者马氏体或者它们两者的情况下，不将它们进行回火，使它们相变为奥氏体。另一方面，在到达温度超过820℃时，铁素体相变为奥氏体，在高强度钢板中难以得到所希望的马氏体。因此，将到达温度设定为820℃以下。
在平均冷却速度低于60℃/秒时，铁素体容易生长，难以得到向外侧膨胀的形状的马氏体。因此，将平均冷却速度设定为60℃/秒以上。另一方面，在平均冷却速度超过200℃/秒时，尽管对钢板的机械特性难以产生不良影响，但是对设备施加的负载增大，温度的均匀性降低，从而有时难以控制钢板的形状。因此，优选将平均冷却速度设定为200℃/秒以下。
在冷却停止温度(第2温度)超过300℃时，淬火不充分，在高强度钢板中难以得到所希望的马氏体。因此，将冷却停止温度设定为300℃以下。
在钢板的温度达到第1温度之后直到开始进行冷却到第2温度的工序的时间超过8秒钟时，在保持中奥氏体过剩地生长，或者奥氏体晶粒彼此相结合，在高强度钢板中难以得到所希望的马氏体。因此，将进行到冷却开始的保持时间设定为低于8秒钟。为了得到特别优异的局部延展性，优选将保持时间设定为5秒钟以下。
如此一来，能够制造本实施方式的高强度钢板。需要说明的是，在使用包含表层粗粒层的钢板来制造的高强度钢板中包含表层粗粒层，对于使用不包含表层粗粒层的钢板来制造的高强度钢而言，在将距离该高强度钢板的表面的深度为该高强度钢板的厚度的1/4的区域中的铁素体的平均粒径设定为D0时，从表面到深度为4×D0的表层部内的铁素体的平均粒径DS为平均粒径D0的2倍以下。
接着，对本发明的实施方式的高强度钢板的制造方法的第2例进行说明。第2例中，对具有上述化学组成的板坯依次进行热轧、冷轧、冷轧板退火、冷却及再加热。将通过冷轧板退火及接续其的冷却而得到的钢板的显微组织(初始组织)设定为珠光体的面积分率低、珠光体的平均粒径小的显微组织。将该初始组织的剩余部分设定为例如铁素体(α)(图6A)。在其后的再加热中，将钢板升温到双相区域，在铁素体的晶界三重点上使奥氏体(γ)生长(图6B)。在晶界三重点上生长的奥氏体具有向外侧膨胀的形状。然后，通过从双相区域的急冷，使奥氏体相变为马氏体(M)(图6C)。其结果是，可得到具有向外侧膨胀的形状的马氏体晶粒。以下，对这些处理进行详述。
(热轧)
热轧时，对板坯进行热轧，得到例如厚度为1.0mm～6.0mm的热轧钢板。
(冷轧、冷轧板退火及冷却)
通过热轧钢板的冷轧、冷轧板退火及接续其的冷却而得到钢板。此时，将钢板的显微组织(初始组织)设定为珠光体的面积分率为10％以下，珠光体的平均粒径以当量圆直径计为10μm以下，未再结晶铁素体的面积分率为10％以下。珠光体中含有渗碳体，在再加热时渗碳体熔化而阻碍奥氏体的形成。而且，在珠光体的面积分率超过10％时，在再加热时不能得到足够量的奥氏体，其结果是，难以使高强度钢板中的马氏体的面积分率达到5％以上。因此，将珠光体的面积分率设定为10％以下。即使珠光体的平均粒径以当量圆直径计超过10μm，在再加热时也得不到足够量的奥氏体，其结果是，难以使高强度钢板中的马氏体的面积分率达到5％以上。此外，在珠光体的平均粒径以当量圆直径计超过10μm时，珠光体中奥氏体也会生长，有时它们相结合。多个奥氏体相结合而得到的奥氏体晶粒的形状难以具有向外侧膨胀的形状。因此，将珠光体的平均粒径以当量圆直径计设定为10μm以下。在未再结晶铁素体的面积分率超过10％时，不能得到充分的局部延展性。因此，将未再结晶铁素体的面积分率设定为10％以下。
钢板的初始组织的剩余部分没有特别的限定，但是与第1例同样，优选的是铁素体、贝氏体或马氏体或者它们的任意的组合，特别是，它们中的一种的面积分率优选为90％以上。铁素体、贝氏体或马氏体或者它们的任意的组合的晶粒的平均粒径以当量圆直径计优选为10μm以下。钢板的初始组织的剩余部分中也可以含有块状渗碳体，但其面积分率优选为1％以下。
冷轧的条件没有特别的限定，但优选将压下率设定为30％以上。通过将压下率设定为30％以上，能够使包含在初始组织中的晶粒微细化，容易使高强度钢板中的马氏体的平均粒径达到3μm以下。将冷轧后的厚度设定为例如0.4mm～3.0mm。
冷轧板退火的条件没有特别的限定，但优选将退火温度设定为730℃～900℃，接续其随后以1.0℃/秒～20℃/秒的平均速度冷却到600℃。
在退火温度低于730℃时，难以使初始组织中的未再结晶铁素体的面积分率达到10％以下。因此，优选将退火温度设定为730℃以上。另一方面，在退火温度超过900℃时，难以使初始组织中的珠光体的平均粒径以当量圆直径计达到10μm以下，高强度钢板中的马氏体的平均粒径容易变大。因此，优选将退火温度设定为900℃以下。
在冷却到600℃的平均冷却速度低于1.0℃/秒时，有时初始组织中的珠光体的面积分率超过10％，或者珠光体的平均粒径以当量圆直径计超过10μm。因此，优选将该平均冷却速度设定为1.0℃/秒以上。另一方面，在冷却到600℃的平均冷却速度超过20℃/秒时，初始组织不稳定，有时得不到所希望的初始组织。因此，优选将该平均冷却速度设定为20℃/秒以下。
在冷却停止温度超过600℃时，珠光体的面积分率会超过10％。例如，在该冷却中奥氏体的一部分或全部相变为铁素体。冷却条件没有特别的限定，也可以使奥氏体的一部分或全部相变为贝氏体或者马氏体或它们两者。如此一来，可得到具有规定的初始组织的钢板。
(再加热)
再加热按与第1例同样的条件进行。即，将钢板以3℃/秒～120℃/秒的平均加热速度加热到770℃～820℃的第1温度，以60℃/秒以上的平均冷轧速度冷却到300℃以下的第2温度。冷却到第2温度的工序是在钢板温度达到第1温度之后8秒钟以内开始。如上所述，再加热中，向外侧膨胀的奥氏体晶粒会生长，可得到原本的形状的马氏体晶粒。
如此一来，能够制造本实施方式的高强度钢板。需要说明的是，在使用未再结晶铁素体的面积分率超过10％的钢板来制造的高强度钢板的显微组织中以超过10％的面积分率含有未再结晶铁素体，在使用未再结晶铁素体的面积分率为10％以下的钢板来制造的高强度钢板的显微组织中，未再结晶铁素体的面积分率为10％以下。
第1例中，由于通过热轧及接续其的冷却来准备钢板，因此该钢板中不含有超过10％的未再结晶铁素体。第2例中，由于通过热轧钢板的冷轧、冷轧板退火及接续其的冷却来准备钢板，因此该钢板中不包含表层粗粒层。
此外，也可以将钢板或高强度钢板浸渍在镀浴中来形成镀层，也可以在形成镀层后进行600℃以下的合金化处理。例如，也可以形成热浸镀锌层，然后进行合金化处理。也可以在热浸镀锌层上形成上层镀层。在形成热浸镀锌层后也可以进行铬酸盐处理、磷酸盐处理、提高润滑性的处理及提高焊接性的处理等表面处理。也可以进行酸洗及表皮光轧。
各相及组织的面积分率例如可按下述方法测定。例如，进行高强度钢板的均化腐蚀(レペラーエッチング)或硝酸乙醇腐蚀，采用光学显微镜或扫描式电子显微镜(scanningelectron microscope：SEM)进行观察，鉴定各相及组织，采用图像分析装置等测定面积分率。此时，将观察对象区域设定为例如距离高强度钢板表面的深度为该高强度钢板的厚度的1/4的区域。再者，在测定马氏体晶粒的平均粒径及面积时，对200个以上的马氏体晶粒进行测定。
第1例中所使用的钢板中的铁素体晶粒的平均粒径例如可用下述方法进行测定。即，对钢板进行硝酸乙醇腐蚀，采用光学显微镜或SEM观察与轧制方向正交的断面，采用图像分析装置等测定铁素体晶粒的平均粒径。此时，将观察对象区域设定为距离钢板表面的深度为该钢板的厚度的1/4的区域及表层部。这些测定方法为一个例子，测定方法并不限定于这些方法。
第2例中所使用的钢板中的未再结晶铁素体的面积分率例如可用下述方法进行测定。即，将距离钢板表面的深度为该钢板的厚度的1/4的区域作为测定面来制作，得到各测定面的电子背散射花样(electron back scattering pattern：EBSP)中的晶体取向测定数据。在试样的制作中，例如通过机械研磨等进行薄型化并且通过电解研磨等除去应变及进行薄型化。EBSP是在试样的各晶粒内测定5个点以上，由各测定结果得到的晶体取向测定数据。接着，用局域取向错配角(Kernel Average Misorientation：KAM)法对得到的晶体取向测定数据进行分析，判别包含在铁素体中的未再结晶铁素体，计算铁素体中的未再结晶铁素体的面积分率。可从初始组织中的铁素体的面积分率及铁素体中的未再结晶铁素体的面积分率计算初始组织中的未再结晶铁素体的面积分率。采用KAM法，能够定量地示出相邻的测定点的晶体取向差，本发明中，将与相邻的测定点的平均晶体取向差为1°以上的晶粒定义为未再结晶铁素体。
这些测定方法为一个例子，测定方法并不限定于这些方法。
再者，上述实施方式都只不过是实施本发明时的具体化的例子，不得通过它们来限定性地解释本发明的技术范围。也就是说，本发明可以在不脱离其技术思想或其主要特征的情况下以多种方式实施。
实施例
接着，对本发明的实施例进行说明。实施例中的条件是为确认本发明的可实施性及效果而采用的一个条件例，本发明并不限定于该一个条件例。本发明可在不脱离本发明的主旨、达到本发明的目的的范围内，采用多种条件。
(第1实验)
第1实验中，熔炼具有表1所示的成分的钢，按照常规方法通过连续铸造来制造板坯。表1所示的化学组成的剩余部分为Fe及杂质。表1中的下划线表示该数值超出本发明的范围。接着，在表2所示的条件下进行热轧及在ROT中的冷却，得到具有表2所示的初始组织的钢板。然后，按表2所示的条件进行再加热，进行酸洗及压下率为0.5％的表皮光轧，得到高强度钢板。将高强度钢板的厚度设定为2.6mm～3.2mm。表2中的下划线表示该项目超出本发明的范围。关于表2中的“表层粗粒层”一栏，将从钢板表面到深度为4×D0的表层部内的铁素体的平均粒径DS为平均粒径D0的2倍以下时设定为“无”，将超过2倍时设定为“有”。
表1
表2
然后，对各高强度钢板确定了显微组织，确定了马氏体的形态。表3中示出了它们的结果。表3中的下划线表示该项目超出本发明的范围。
表3
另外，按照JIS Z2241对各高强度钢板进行拉伸试验，测定抗拉强度TS、拉伸率EL及断面收缩率RA。断面收缩率RA，将断裂部的两侧的宽度的平均值W及两侧的厚度的平均值t用实物投影仪放大来进行测定，由下述(式1)算出。这里，W0、t0分别为拉伸试验前的宽度及厚度。表4中示出了它们的结果。表4中的下划线表示该数值超出优选的范围。
RA＝1－(W×t)/(W0×t0) (式1)
表4
如表4所示的那样，就本发明范围内的试样No.2～No.3、No.5、No.8～No.9、No.11～No.12、No.14、No.16～No.19、No.21～No.24、No.27～No.33、No.35～No.37及No.52而言，能够得到优异的抗拉强度及断面收缩率RA，抗拉强度和拉伸率的平衡也良好。
另一方面，就试样No.1而言，钢板中的珠光体的面积分率过高，珠光体晶粒的平均粒径过大，因此高强度钢板中的马氏体的面积分率过低，珠光体的面积分率过高。因此，没有得到良好的积(TS×EL)及断面收缩率RA。钢板中的珠光体的面积分率过高、珠光体晶粒的平均粒径过大是因为热轧后的冷却停止温度过高。
就试样No.4而言，再加热的平均冷却速度过低，因此高强度钢板中的马氏体的平均粒径过大。因此，没有得到良好的积(TS×EL)及断面收缩率RA。
就试样No.6而言，钢板中的珠光体晶粒的平均粒径过大，因此高强度钢板中的珠光体的面积分率过高。因此，没有得到良好的积(TS×EL)及断面收缩率RA。钢板中的珠光体晶粒的平均粒径过大是因为热轧的最终两台机架的合计压下率过低。
就试样No.7而言，钢板包含有表层粗粒层，因此高强度钢板中也残存有表层粗粒层。因此，没有得到良好的积(TS×EL)及断面收缩率RA。钢板包含表层粗粒层是因为热轧的最终两台机架的温度过低。
就试样No.10而言，再加热的保持时间过长，因此高强度钢板中的马氏体的平均粒径过大，膨胀型马氏体晶粒的比例过低。因此，没有得到良好的积(TS×EL)及断面收缩率RA。
就试样No.13而言，再加热的到达温度过低，因此高强度钢板中的马氏体的面积分率过低，珠光体的面积分率过高，膨胀型马氏体晶粒的比例过低。因此，没有得到良好的积(TS×EL)及断面收缩率RA。
就试样No.15而言，再加热的冷却停止温度过高，因此高强度钢板中的珠光体的面积分率过高。因此，没有得到良好的积(TS×EL)及断面收缩率RA。
就试样No.20而言，再加热的平均冷却速度过低，因此高强度钢板中的马氏体的面积分率过低，珠光体的面积分率过高。因此，没有得到良好的积(TS×EL)及断面收缩率RA。
就试样No.25而言，再加热的冷却停止温度过高，因此高强度钢板中的马氏体的面积分率过低。因此，没有得到良好的积(TS×EL)及断面收缩率RA。
就试样No.26而言，钢板包含有表层粗粒层，因此高强度钢板中也残存有表层粗粒层。因此，没有得到良好的积(TS×EL)及断面收缩率RA。钢板包含有表层粗粒层是因为热轧的最终两台机架的温度过低。
就试样No.34而言，再加热的到达温度过低，因此高强度钢板中的马氏体的面积分率过低，膨胀型马氏体晶粒的比例过低。因此，没有得到良好的积(TS×EL)及断面收缩率RA。
就试样No.38～试样No.44而言，化学组成超出本发明范围，因此没有得到良好的积(TS×EL)及断面收缩率RA。
就试样No.45而言，再加热的平均加热速度过高，到达温度过低，冷却停止温度过高，因此高强度钢板中的马氏体的面积分率过低，珠光体的面积分率过高，膨胀型马氏体晶粒的比例过低，规定的面积比过低。因此，没有得到良好的断面收缩率RA。
就试样No.46而言，再加热的平均加热速度过高，冷却停止温度过高，因此高强度钢板中的马氏体的面积分率过低，珠光体的面积分率过高，膨胀型马氏体晶粒的比例过低，规定的面积比过低。因此，没有得到良好的断面收缩率RA。
就试样No.47而言，再加热的平均冷却速度过低，冷却停止温度过高，因此在高强度钢板中大量存在相结合的马氏体，膨胀型马氏体的比例过低，规定的面积比过低。因此，没有得到良好的积(TS×EL)及断面收缩率RA。
就试样No.48而言，冷却停止温度过高，因此使膨胀型马氏体的比例过低，规定的面积比过低。因此，没有得到良好的积(TS×EL)及断面收缩率RA。
就试样No.49而言，钢板中的珠光体的面积分率过高，因此高强度钢板中的马氏体的面积分率过低，膨胀型马氏体的比例过低，规定的面积比过低。因此，没有得到良好的积(TS×EL)及断面收缩率RA。钢板中的珠光体的面积分率过高是因为热轧后的冷却停止温度过高。
就试样No.50而言，再加热的平均加热速度过高，因此高强度钢板中的马氏体的面积分率过低，膨胀型马氏体晶粒的比例过低，规定的面积比过低。因此，没有得到良好的积(TS×EL)及断面收缩率RA。
就试样No.51而言，再加热的到达温度过高，因此高强度钢板中的马氏体的平均粒径过大，膨胀型马氏体晶粒的比例过低，规定的面积比过低。因此，没有得到良好的积(TS×EL)及断面收缩率RA。
图7中示出了这些发明例及比较例的抗拉强度与拉伸率的关系，图8中示出了抗拉强度与断面收缩率的关系。如图7所示的那样，如果抗拉强度为同等程度，按发明例就能得到高的拉伸率。如图8所示的那样，如果抗拉强度为同等程度，按发明例就能得到优异的断面收缩率。
(第2实验)
第2实验中，熔炼具有表5所示的成分的钢，按照常规方法通过连续铸造来制造板坯。表5所示的化学组成的剩余部分为Fe及杂质。表5中的下划线表示该数值超出本发明的范围。接着，进行热轧，在表6所示的条件下进行冷轧、冷轧板退火及冷却从而得到具有表6所示的初始组织的钢板。然后，按表6所示的条件进行再加热，进行酸洗及压下率为0.5％的表皮光轧，得到高强度钢板。将高强度钢板的厚度设定为1.0mm～1.8mm。表6中的下划线表示该项目超出本发明的范围。
表5
表6
然后，对各高强度钢板确定了显微组织，确定了马氏体的形态。表7中示出了它们的结果。表7中的下划线表示该项目超出本发明的范围。
表7
另外，按照JIS Z2241对各高强度钢板进行了拉伸试验，测定了抗拉强度TS、拉伸率EL及断面收缩率RA。表8中示出了它们的结果。表8中的下划线表示该数值超出优选的范围。
表8
如表8所示的那样，就本发明范围内的试样No.102～No.103、No.105、No.108～No.109、No.111～No.112、No.114、No.116～No.119、No.121～No.124、No.126～No.131、No.133～No.138及No.149而言，可得到优异的抗拉强度及断面收缩率，抗拉强度和拉伸率的平衡也良好。
另一方面，就试样No.101而言，钢板中的珠光体的面积分率过高，珠光体晶粒的平均粒径过大，因此高强度钢板中的马氏体的面积分率过低，珠光体的面积分率过高。因此，没有得到良好的积(TS×EL)及断面收缩率RA。钢板中的珠光体的面积分率过高、珠光体晶粒的平均粒径过大是因为冷轧板退火的平均冷却速度过低。
就试样No.104而言，再加热的平均加热速度过低，因此高强度钢板中的马氏体晶粒的平均粒径过大。因此，没有得到良好的积(TS×EL)及断面收缩率RA。
就试样No.106而言，钢板中的珠光体晶粒的平均粒径过大，未再结晶铁素体的面积分率过高，因此高强度钢板中的珠光体的面积分率过高，马氏体晶粒的平均粒径过大。因此，没有得到良好的积(TS×EL)及断面收缩率RA。钢板中的珠光体的平均粒径过大、未再结晶铁素体的面积分率过高是因为冷轧的压下率过低。
就试样No.107而言，钢板中的珠光体晶粒的平均粒径过大，因此高强度钢板中的珠光体的面积分率过高。因此，没有得到良好的积(TS×EL)及断面收缩率RA。钢板中的珠光体的平均粒径过大是因为冷轧板退火的温度过低。
就试样No.110而言，再加热的保持时间过长，因此高强度钢板中的马氏体晶粒的平均粒径过大。因此，没有得到良好的积(TS×EL)及断面收缩率RA。
就试样No.113而言，再加热的到达温度过低，因此高强度钢板中的马氏体的面积分率过低，珠光体的面积分率过高，膨胀型的马氏体的比例过低。因此，没有得到良好的积(TS×EL)及断面收缩率RA。
就试样No.115而言，再加热的冷却停止温度过高，因此高强度钢板中的珠光体的面积分率过高。因此，没有得到良好的积(TS×EL)及断面收缩率RA。
就试样No.120而言，再加热的平均冷却速度过低，因此高强度钢板中的马氏体的面积分率过低，珠光体的面积分率过高。因此，没有得到良好的积(TS×EL)及断面收缩率RA。
就试样No.125而言，再加热的冷却停止温度过高，因此高强度钢板中的马氏体的面积分率过低。因此，没有得到良好的积(TS×EL)及断面收缩率RA。
就试样No.132而言，再加热的到达温度过低，因此高强度钢板中的马氏体的面积分率过低，膨胀型的马氏体的比例过低。因此，没有得到良好的积(TS×EL)及断面收缩率RA。
就试样No.138～No.145而言，化学组成超出本发明范围，因此没有得到良好的积(TS×EL)及断面收缩率RA。
就试样No.146而言，钢板中的珠光体的面积分率过高，因此高强度钢板中的马氏体的面积分率过低，膨胀型马氏体的比例过低，规定的面积比过低。因此，没有得到良好的积(TS×EL)及断面收缩率RA。钢板中的珠光体的面积分率过高是因为冷轧板退火的平均冷却速度过低。
就试样No.147而言，再加热的平均加热速度过高，因此高强度钢板中的马氏体的面积分率过低，膨胀型马氏体晶粒的比例过低，规定的面积比过低。因此，没有得到良好的积(TS×EL)及断面收缩率RA。
就试样No.148而言，再加热的到达温度过高，因此高强度钢板中的马氏体的平均粒径过大，膨胀型马氏体晶粒的比例过低，规定的面积比过低。因此，没有得到良好的积(TS×EL)及断面收缩率RA。
图9中示出了这些发明例及比较例的抗拉强度与拉伸率的关系，图10中示出了抗拉强度与断面收缩率的关系。如图9所示的那样，如果抗拉强度为同等程度，就能按发明例得到高的拉伸率。如图10所示的那样，如果抗拉强度为同等程度，就能按发明例得到优异的断面收缩率。
工业上的可利用性
本发明例如能够用于与适合用于汽车构件的高强度钢板相关的产业。

Claims (16)

1.一种高强度钢板，其特征在于，其具有如下所示的化学组成：
以质量％计，
C：0.03％～0.35％、
Si：0.01％～2.0％、
Mn：0.3％～4.0％、
Al：0.01％～2.0％、
P：0.10％以下、
S：0.05％以下、
N：0.010％以下、
Cr：0.0％～3.0％、
Mo：0.0％～1.0％、
Ni：0.0％～3.0％、
Cu：0.0％～3.0％、
Nb：0.0％～0.3％、
Ti：0.0％～0.3％、
V：0.0％～0.5％、
B：0.0％～0.1％、
Ca：0.00％～0.01％、
Mg：0.00％～0.01％、
Zr：0.00％～0.01％、
REM：0.00％～0.01％、并且
剩余部分：Fe及杂质；
其具有如下所示的显微组织：
以面积％计，
马氏体：5％以上、
铁素体：20％以上、并且
珠光体：5％以下；
其中，马氏体晶粒的平均粒径以当量圆直径计为4μm以下；
在将母相的晶界三重点上的多个马氏体晶粒之中的下述马氏体晶粒作为膨胀型马氏体晶粒时，所述膨胀型马氏体晶粒的个数相对于所述母相的晶界三重点上的多个马氏体晶粒的个数的比例为70％以上，所述被作为膨胀型马氏体晶粒的马氏体晶粒是：将该马氏体晶粒和母相的晶粒所构成的晶界三重点之中的相邻晶界三重点彼此相连结的晶界的至少一个具有相对于将该两个晶界三重点相连结的线段向外侧凸的曲率，并且该马氏体晶粒位于所述母相的一个晶界三重点上；
在将所述母相的晶界三重点上的多个马氏体晶粒的总面积设定为VM、将由将所述多个马氏体晶粒中的所述相邻两个晶界三重点相连结的线段构成的多边形的总面积设定为A0时，用VM/A0表示的面积比为1.0以上。
2.根据权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，在将距离该高强度钢板的表面的深度为该高强度钢板的厚度的1/4的区域中的铁素体的平均粒径设定为D0时，从所述表面到深度为4×D0的表层部内的铁素体的平均粒径DS为平均粒径D0的2倍以下。
3.根据权利要求1或2所述的高强度钢板，其特征在于，在所述显微组织中，未再结晶铁素体的面积分率为10％以下。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，
在所述化学组成中，满足：
Cr：0.05％～3.0％、
Mo：0.05％～1.0％、
Ni：0.05％～3.0％、或
Cu：0.05％～3.0％、
或者它们的任意的组合。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，
在所述化学组成中，满足：
Nb：0.005％～0.3％、
Ti：0.005％～0.3％、或
V：0.01％～0.5％、
或者它们的任意的组合。
6.根据权利要求1～5中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，
在所述化学组成中，满足：
B：0.0001％～0.1％。
7.根据权利要求1～6中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，
在所述化学组成中，满足：
Ca：0.0005％～0.01％、
Mg：0.0005％～0.01％、
Zr：0.0005％～0.01％、或
REM：0.0005％～0.01％、
或者它们的任意的组合。
8.一种高强度钢板的制造方法，其特征在于，其具有以下工序：
准备钢板的工序；
将所述钢板以3℃/秒～120℃/秒的平均加热速度再加热到770℃～820℃的第1温度的工序；和
接着，将所述钢板以60℃/秒以上的平均冷却速度冷却到300℃以下的第2温度的工序；
其中，所述钢板中的珠光体的面积分率为10面积％以下，未再结晶铁素体的面积分率为10％以下，珠光体晶粒的平均粒径为10μm以下，
在将距离所述钢板的表面的深度为该钢板的厚度的1/4的区域中的铁素体的平均粒径设定为D0时，从所述表面到深度为4×D0的表层部内的铁素体的平均粒径DS为平均粒径D0的2倍以下；
所述冷却到第2温度的工序是在所述钢板的温度达到所述第1温度之后8秒钟以内开始；
所述钢板具有如下所示的化学组成：
以质量％计，
C：0.03％～0.35％、
Si：0.01％～2.0％、
Mn：0.3％～4.0％、
Al：0.01％～2.0％、
P：0.10％以下、
S：0.05％以下、
N：0.010％以下、
Cr：0.0％～3.0％、
Mo：0.0％～1.0％、
Ni：0.0％～3.0％、
Cu：0.0％～3.0％、
Nb：0.0％～0.3％、
Ti：0.0％～0.3％、
V：0.0％～0.5％、
B：0.0％～0.1％、
Ca：0.00％～0.01％、
Mg：0.00％～0.01％、
Zr：0.00％～0.01％、
REM：0.00％～0.01％、并且
剩余部分：Fe及杂质。
9.根据权利要求8所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，所述准备钢板的工序具备：
对板坯进行热轧及冷却的工序。
10.根据权利要求9所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，
对于所述热轧的精轧的最终两台机架，将温度设定为“Ar3相变点+10℃”～1000℃，将合计压下率设定为15％以上；
将所述准备钢板的工序中的所述冷却的停止温度设定为550℃以下。
11.根据权利要求8所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，所述准备钢板的工序具备：
通过对板坯进行热轧而得到热轧钢板的工序；和
对所述热轧钢板进行冷轧、退火及冷却的工序。
12.根据权利要求11所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，
将所述冷轧中的压下率设定为30％以上；
将所述退火的温度设定为730℃～900℃；
将所述准备钢板的工序中的所述冷却中的从所述退火的温度冷却到600℃的平均冷却速度设定为1.0℃/秒～20℃/秒。
13.根据权利要求8～12中任一项所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在所述化学组成中，满足：
Cr：0.05％～3.0％、
Mo：0.05％～1.0％、
Ni：0.05％～3.0％、或
Cu：0.05％～3.0％、
或者它们的任意的组合。
14.根据权利要求8～13中任一项所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在所述化学组成中，满足：
Nb：0.005％～0.3％、
Ti：0.005％～0.3％、或
V：0.01％～0.5％、
或者它们的任意的组合。
15.根据权利要求8～14中任一项所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在所述化学组成中，满足：
B：0.0001％～0.1％。
16.根据权利要求8～15中任一项所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在所述化学组成中，满足：
Ca：0.0005％～0.01％、
Mg：0.0005％～0.01％、
Zr：0.0005％～0.01％、或
REM：0.0005％～0.01％、
或者它们的任意的组合。
CN201680026467.0A 2015-05-07 2016-05-06 高强度钢板及其制造方法 Active CN107614722B (zh)

Applications Claiming Priority (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2015-095158 2015-05-07
JP2015095157 2015-05-07
JP2015-095157 2015-05-07
JP2015095158 2015-05-07
PCT/JP2016/063660 WO2016178430A1 (ja) 2015-05-07 2016-05-06 高強度鋼板及びその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN107614722A true CN107614722A (zh) 2018-01-19
CN107614722B CN107614722B (zh) 2019-08-27

Family

ID=57217898

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201680026467.0A Active CN107614722B (zh) 2015-05-07 2016-05-06 高强度钢板及其制造方法

Country Status (11)

Country Link
US (1) US11174529B2 (zh)
EP (1) EP3293279B1 (zh)
JP (1) JP6471800B2 (zh)
KR (1) KR101987573B1 (zh)
CN (1) CN107614722B (zh)
BR (1) BR112017023881A2 (zh)
ES (1) ES2784699T3 (zh)
MX (1) MX2017014094A (zh)
PL (1) PL3293279T3 (zh)
TW (1) TWI606123B (zh)
WO (1) WO2016178430A1 (zh)

Cited By (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN108277441A (zh) * 2018-04-11 2018-07-13 东北大学 一种600MPa级Ti微合金化热轧双相钢板及其制备方法
CN108315663A (zh) * 2018-04-11 2018-07-24 东北大学 一种540MPa级Ti微合金化热轧双相钢板及其制备方法
CN111868286A (zh) * 2018-07-18 2020-10-30 日本制铁株式会社 钢板
CN112226690A (zh) * 2020-09-30 2021-01-15 鞍钢股份有限公司 1800MPa级热冲压车轮轮辋用酸洗钢板及其制造方法
CN112226691A (zh) * 2020-09-30 2021-01-15 鞍钢股份有限公司 1800MPa级热冲压车轮轮辐用热轧钢板及其制造方法
CN112251669A (zh) * 2020-09-30 2021-01-22 鞍钢股份有限公司 2000MPa级热冲压车轮轮辐用热轧钢板及其制造方法
CN112267065A (zh) * 2020-09-30 2021-01-26 鞍钢股份有限公司 2000MPa级热冲压车轮轮辋用酸洗钢板及其制造方法
CN112267067A (zh) * 2020-09-30 2021-01-26 鞍钢股份有限公司 2000MPa级热冲压车轮轮辋用热轧钢板及其制造方法
CN112267066A (zh) * 2020-09-30 2021-01-26 鞍钢股份有限公司 1800MPa级热冲压车轮轮辋用热轧钢板及其制造方法

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2020184124A1 (ja) * 2019-03-12 2020-09-17 国立大学法人大阪大学 固相接合用耐候性鋼、固相接合用耐候性鋼材、固相接合構造物及び固相接合方法
CN111074049B (zh) * 2019-11-24 2021-10-29 舞阳钢铁有限责任公司 一种减少高铬含量的铬钼合金钢板表面裂纹的生产工艺
CN112430772A (zh) * 2020-09-28 2021-03-02 甘肃酒钢集团宏兴钢铁股份有限公司 基于csp流程的中温卷取型热轧dp600生产方法

Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4268079B2 (ja) * 2003-03-26 2009-05-27 株式会社神戸製鋼所 伸び及び耐水素脆化特性に優れた超高強度鋼板、その製造方法、並びに該超高強度鋼板を用いた超高強度プレス成形部品の製造方法
WO2010087529A1 (ja) * 2009-02-02 2010-08-05 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CN102947476A (zh) * 2010-06-23 2013-02-27 杰富意钢铁株式会社 形状冻结性优良的冷轧薄钢板及其制造方法
JP5400484B2 (ja) * 2009-06-09 2014-01-29 株式会社神戸製鋼所 伸び、伸びフランジ性および溶接性を兼備した高強度冷延鋼板
CN103827336A (zh) * 2011-09-30 2014-05-28 新日铁住金株式会社 具有980MPa以上拉伸强度的镀层附着性、成型性和扩孔性优异的高强度热浸镀锌钢板和高强度合金化热浸镀锌钢板及其制造方法
WO2014091554A1 (ja) * 2012-12-11 2014-06-19 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
JP2014173151A (ja) * 2013-03-11 2014-09-22 Nippon Steel & Sumitomo Metal 加工性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
WO2015001759A1 (ja) * 2013-07-04 2015-01-08 新日鐵住金株式会社 サワー環境で使用されるラインパイプ用継目無鋼管
WO2015015738A1 (ja) * 2013-08-02 2015-02-05 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度高ヤング率鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5332355B2 (ja) * 2007-07-11 2013-11-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
TWI510641B (zh) * 2011-12-26 2015-12-01 Jfe Steel Corp High strength steel sheet and manufacturing method thereof
JP5821912B2 (ja) 2013-08-09 2015-11-24 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
JP6048620B1 (ja) * 2015-02-27 2016-12-21 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

Patent Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4268079B2 (ja) * 2003-03-26 2009-05-27 株式会社神戸製鋼所 伸び及び耐水素脆化特性に優れた超高強度鋼板、その製造方法、並びに該超高強度鋼板を用いた超高強度プレス成形部品の製造方法
WO2010087529A1 (ja) * 2009-02-02 2010-08-05 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5400484B2 (ja) * 2009-06-09 2014-01-29 株式会社神戸製鋼所 伸び、伸びフランジ性および溶接性を兼備した高強度冷延鋼板
CN102947476A (zh) * 2010-06-23 2013-02-27 杰富意钢铁株式会社 形状冻结性优良的冷轧薄钢板及其制造方法
CN103827336A (zh) * 2011-09-30 2014-05-28 新日铁住金株式会社 具有980MPa以上拉伸强度的镀层附着性、成型性和扩孔性优异的高强度热浸镀锌钢板和高强度合金化热浸镀锌钢板及其制造方法
WO2014091554A1 (ja) * 2012-12-11 2014-06-19 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
JP2014173151A (ja) * 2013-03-11 2014-09-22 Nippon Steel & Sumitomo Metal 加工性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
WO2015001759A1 (ja) * 2013-07-04 2015-01-08 新日鐵住金株式会社 サワー環境で使用されるラインパイプ用継目無鋼管
WO2015015738A1 (ja) * 2013-08-02 2015-02-05 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度高ヤング率鋼板およびその製造方法

Cited By (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN108277441A (zh) * 2018-04-11 2018-07-13 东北大学 一种600MPa级Ti微合金化热轧双相钢板及其制备方法
CN108315663A (zh) * 2018-04-11 2018-07-24 东北大学 一种540MPa级Ti微合金化热轧双相钢板及其制备方法
CN108315663B (zh) * 2018-04-11 2019-12-03 东北大学 一种540MPa级Ti微合金化热轧双相钢板及其制备方法
CN108277441B (zh) * 2018-04-11 2019-12-03 东北大学 一种600MPa级Ti微合金化热轧双相钢板及其制备方法
CN111868286A (zh) * 2018-07-18 2020-10-30 日本制铁株式会社 钢板
CN111868286B (zh) * 2018-07-18 2021-12-10 日本制铁株式会社 钢板
CN112267065A (zh) * 2020-09-30 2021-01-26 鞍钢股份有限公司 2000MPa级热冲压车轮轮辋用酸洗钢板及其制造方法
CN112251669A (zh) * 2020-09-30 2021-01-22 鞍钢股份有限公司 2000MPa级热冲压车轮轮辐用热轧钢板及其制造方法
CN112226691A (zh) * 2020-09-30 2021-01-15 鞍钢股份有限公司 1800MPa级热冲压车轮轮辐用热轧钢板及其制造方法
CN112267067A (zh) * 2020-09-30 2021-01-26 鞍钢股份有限公司 2000MPa级热冲压车轮轮辋用热轧钢板及其制造方法
CN112267066A (zh) * 2020-09-30 2021-01-26 鞍钢股份有限公司 1800MPa级热冲压车轮轮辋用热轧钢板及其制造方法
CN112226690A (zh) * 2020-09-30 2021-01-15 鞍钢股份有限公司 1800MPa级热冲压车轮轮辋用酸洗钢板及其制造方法
CN112226691B (zh) * 2020-09-30 2022-02-15 鞍钢股份有限公司 1800MPa级热冲压车轮轮辐用热轧钢板及其制造方法
CN112267065B (zh) * 2020-09-30 2022-02-15 鞍钢股份有限公司 2000MPa级热冲压车轮轮辋用酸洗钢板及其制造方法
CN112226690B (zh) * 2020-09-30 2022-02-15 鞍钢股份有限公司 1800MPa级热冲压车轮轮辋用酸洗钢板及其制造方法
CN112267066B (zh) * 2020-09-30 2022-02-15 鞍钢股份有限公司 1800MPa级热冲压车轮轮辋用热轧钢板及其制造方法
CN112267067B (zh) * 2020-09-30 2022-02-18 鞍钢股份有限公司 2000MPa级热冲压车轮轮辋用热轧钢板及其制造方法
CN112251669B (zh) * 2020-09-30 2022-02-18 鞍钢股份有限公司 2000MPa级热冲压车轮轮辐用热轧钢板及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
EP3293279B1 (en) 2020-03-25
US11174529B2 (en) 2021-11-16
US20180148809A1 (en) 2018-05-31
PL3293279T3 (pl) 2020-07-27
MX2017014094A (es) 2018-03-16
EP3293279A4 (en) 2018-12-19
TWI606123B (zh) 2017-11-21
TW201700747A (zh) 2017-01-01
EP3293279A1 (en) 2018-03-14
WO2016178430A1 (ja) 2016-11-10
ES2784699T3 (es) 2020-09-30
JPWO2016178430A1 (ja) 2018-03-08
CN107614722B (zh) 2019-08-27
KR101987573B1 (ko) 2019-06-10
BR112017023881A2 (pt) 2018-07-17
JP6471800B2 (ja) 2019-02-20
KR20170138545A (ko) 2017-12-15

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN107614722B (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN106574319B (zh) 高强度钢板及其制造方法
US9988700B2 (en) High-strength steel sheet and high-strength galvanized steel sheet excellent in shape fixability, and manufacturing method thereof
CN107075649B (zh) 延展性优异的高强度冷轧钢板、热浸镀锌钢板及其制造方法
JP5857909B2 (ja) 鋼板およびその製造方法
CN106574318B (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN105102658B (zh) 热轧钢板
CN103732775B (zh) 拉伸凸缘性以及精密冲裁性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法
JP5464302B2 (ja) 冷延鋼板及びその製造方法
EP2610357B1 (en) Cold-rolled steel sheet and process for production thereof
CN107109571A (zh) 高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN107208206A (zh) 高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN107709598A (zh) 高强度冷轧钢板、高强度热浸镀锌钢板、以及高强度合金化热浸镀锌钢板
CN105849298A (zh) 具有优异的弯曲性能及超高强度的热压成型品用钢板、利用该钢板的热压成型品以及它们的制备方法
CN105189804B (zh) 高强度钢板及其制造方法
JP6515281B2 (ja) 冷延鋼板およびその製造方法
CN108884536A (zh) 屈服强度和延展性优异的高强度冷轧钢板、镀覆钢板及它们的制造方法
CN107250406A (zh) 高强度冷轧钢板及其制造方法
CN107208226A (zh) 高强度钢板及其制造方法
MX2014009571A (es) Plancha de acero laminada en frio, plancha de acero chapada y metodo para fabricarla.
CN107250408A (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN105658832B (zh) 伸长率的面内各向异性小的高强度钢板及其制造方法
CN109642280A (zh) 高强度钢板及其制造方法
JP5821810B2 (ja) 細粒鋼板の製造方法
CN107406939A (zh) 高强度冷轧钢板及其制造方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
CB02 Change of applicant information

Address after: Tokyo, Japan

Applicant after: Nippon Iron & Steel Corporation

Address before: Tokyo, Japan

Applicant before: Nippon Steel Corporation

CB02 Change of applicant information
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant