CN108603271A - 高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供拉伸强度(TS)为1320MPa以上、并且加工性、特别是弯曲加工性优良的高强度钢板及其有利的制造方法。一种高强度钢板，其中，具有特定的成分组成和以相对于钢组织整体的面积率计满足下贝氏体为40％以上且低于85％、包括回火马氏体的马氏体为5％以上且低于40％、残余奥氏体量为10％以上且30％以下、多边形铁素体为10％以下(包括0％)、残余奥氏体中的平均C量为0.60质量％以上的钢组织，表面的Mn偏析值为0.8％以下，拉伸强度为1320MPa以上，极限弯曲半径(R)与板厚(t)之比即R/t为2.0以下，拉伸强度×总伸长率为15000MPa·％以上，拉伸强度×扩孔率为50000MPa·％以上。

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。
背景技术
近年来，从保护地球环境的观点考虑，提高汽车的燃料效率成为重要的课题。因此，想要通过车身材料的高强度化实现车身部件的薄壁化、从而使车身本身轻量化的动向活跃。
一般而言，为了实现钢板的高强度化，需要使钢板的钢组织整体中马氏体和贝氏体等硬质相所占的比例增加。但是，通过使硬质相的比例增加而进行钢板的高强度化的方法会导致加工性的降低。因此，期望开发同时具有高强度和优良的加工性的钢板。到目前为止，已开发出铁素体-马氏体双相钢(DP钢)、利用残余奥氏体的相变诱发塑性的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，钢板的加工性会强烈受到硬质相的加工性的影响。这是因为，硬质相的比例少、软质的多边形铁素体多时，多边形铁素体的变形能力对钢板的加工性占主导地位，即使在硬质相的加工性不充分的情况下也可确保延展性等加工性，与此相对，硬质相的比例多时，并非多边形铁素体的变形能力而是硬质相的变形能力自身直接影响钢板的成形性。
因此，在冷轧钢板的情况下，进行对退火及之后的冷却过程中生成的多边形铁素体的量进行调整的热处理后，对钢板进行水淬火而生成马氏体，再次将钢板升温并进行高温保持，由此对马氏体进行回火，在作为硬质相的马氏体中生成碳化物，从而提高马氏体的加工性。但是，通常在实施这样的水淬火的连续退火水淬火设备的情况下，淬火后的温度必然会达到水温附近，因此，未相变奥氏体几乎都发生马氏体相变，因此，难以有效利用残余奥氏体、其他的低温相变组织。因此，硬质相的加工性的提高总是会局限于马氏体的回火所带来的效果，结果，钢板的加工性的提高也受到限制。
关于含有残余奥氏体的复合组织钢板，例如，在专利文献1中提出了通过对合金成分进行规定并将钢组织设定为具有残余奥氏体的微细且均匀的贝氏体而使弯曲加工性和冲击特性优良的高张力钢板。
另外，在专利文献2中提出了对预定的合金成分进行规定、将钢组织设定为具有残余奥氏体的贝氏体并且对贝氏体中的残余奥氏体量进行规定而使烧结硬化性优良的复合组织钢板。
此外，在专利文献3中提出了对预定的合金成分进行规定、将钢组织设定为使具有残余奥氏体的贝氏体以面积率计为90％以上、使贝氏体中的残余奥氏体量为1％以上且15％以下并且对贝氏体的硬度(HV)进行规定而使耐冲击性优良的复合组织钢板。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平04-235253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
发明所要解决的问题
但是，上述的钢板存在以下所述的问题。若为专利文献1中记载的成分组成，对钢板赋予应变时，难以确保在高应变区域中表现出TRIP效应的稳定的残余奥氏体的量。其结果，虽然可以得到弯曲性，但直至发生塑性失稳的延展性低，胀形性差。
专利文献2中记载的钢板虽然烧结硬化性优良，但其是含有贝氏体或者进一步含有铁素体作为主体并尽量抑制了马氏体的组织，因此，自不必说难以达到超过1180MPa的拉伸强度(TS)，还难以确保高强度化时的加工性。
专利文献3中记载的钢板以提高耐冲击性作为主要目的，其是以硬度为HV250以下的贝氏体作为主相、具体而言含有85％以上的该贝氏体的组织。因此，使专利文献3中记载的钢板的拉伸强度(TS)超过1180MPa是极其困难的。
另一方面，对于作为通过冲压加工成形的汽车部件中、例如在汽车碰撞时抑制变形的车门防撞梁和保险杠加强件等特别要求强度的部件的原材料使用的钢板，认为要求1180MPa以上的拉伸强度(TS)，而且今后会进一步要求1320MPa以上的拉伸强度(TS)。
本发明有利地解决了到目前为止由于高强度而难以确保加工性这一点，其目的在于提供拉伸强度(TS)为1320MPa以上、并且加工性、特别是弯曲加工性优良的高强度钢板及其有利的制造方法。
用于解决问题的方法
本发明人为了解决上述问题而对钢板的成分组成和钢组织反复进行了深入研究。结果发现，有效利用马氏体和下贝氏体组织而实现高强度化，并且，将使钢板中的C含量增加、在奥氏体单相区退火后的钢板骤冷而使奥氏体部分地发生马氏体相变后，实现马氏体的回火与下贝氏体相变和残余奥氏体的稳定化，由此得到加工性、特别是强度与延展性和弯曲性的平衡显著优良、并且拉伸强度为1320MPa以上的高强度钢板。本发明立足于上述的见解，其主旨构成如下所述。
[1]一种高强度钢板，其特征在于，具有以质量％计含有C：0.15～0.40％、Si：0.5～2.5％、Mn：0.5～2.4％、P：0.1％以下、S：0.01％以下、Al：0.01～0.5％和N：0.010％以下且余量实质上由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，并且具有以相对于钢组织整体的面积率计满足下贝氏体为40％以上且低于85％、包括回火马氏体的马氏体为5％以上且低于40％、残余奥氏体量为10％以上且30％以下、多边形铁素体为10％以下(包括0％)、且上述残余奥氏体中的平均C量为0.60质量％以上的钢组织，表面的Mn偏析值(Mn浓度的最大值与最小值之差)为0.8％以下，拉伸强度为1320MPa以上，极限弯曲半径(R)与板厚(t)之比即R/t为2.0以下，拉伸强度×总伸长率为15000MPa·％以上，拉伸强度×扩孔率为50000MPa·％以上。
[2]如[1]所述的高强度钢板，其特征在于，上述成分组成以质量％计还含有选自Cr：0.005～1.0％、V：0.005～1.0％、Ni：0.005～1.0％、Mo：0.005％～1.0％和Cu：0.01～2.0％中的一种或两种以上。
[3]如[1]或[2]所述的高强度钢板，其特征在于，上述成分组成以质量％计还含有选自Ti：0.005～0.1％和Nb：0.005％～0.1％中的一种或两种。
[4]如[1]～[3]中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，上述成分组成以质量％计还含有B：0.0003～0.0050％。
[5]如[1]～[4]中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，上述成分组成以质量％计还含有选自Ca：0.001～0.005％和REM：0.001～0.005％中的一种或两种。
[6]一种高强度钢板的制造方法，其特征在于，将由[1]～[5]中任一项所述的成分组成构成的钢片进行粗轧第一道次的压下率为10％以上的热轧后，通过冷轧制成冷轧钢板，将该冷轧钢板在奥氏体单相区进行200秒以上且1000秒以下的退火后，以从退火温度至Ac3-100℃的平均冷却速度为5℃/s以上进行冷却，并且以20℃/s以上的平均冷却速度从Ac3-100℃冷却至马氏体相变开始温度(Ms)-100℃以上且低于Ms的第一温度范围，该冷却后，升温至300℃以上且贝氏体相变开始温度(Bs)-150℃以下并且450℃以下的第二温度范围，该升温后，在该第二温度范围内停留15秒以上且1000秒以下。
发明效果
根据本发明，可以得到加工性、特别是强度与延展性和弯曲性的平衡显著优良、并且拉伸强度为1320MPa以上的高强度钢板。
附图说明
图1是用于对上贝氏体、下贝氏体进行说明的图。
图2是用于对热处理进行说明的图。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式进行说明。需要说明的是，本发明不限于以下的实施方式。
＜高强度钢板＞
本发明的高强度钢板具有下述的成分组成、钢组织、表面状态和特性。以下，按成分组成、钢组织、特性的顺序进行说明。
(成分组成)以质量％计含有C：0.15～0.40％、Si：0.5～2.5％、Mn：0.5～2.4％、P：0.1％以下、S：0.01％以下、Al：0.01～0.5％和N：0.010％以下且余量实质上由Fe和不可避免的杂质构成。
(钢组织)以相对于钢组织整体的面积率计满足下贝氏体为40％以上且低于85％、包括回火马氏体的马氏体为5％以上且低于40％、残余奥氏体量为10％以上且30％以下、多边形铁素体为10％以下(包括0％)，上述残余奥氏体中的平均C量为0.60质量％以上。
(表面状态)表面的Mn偏析值(Mn浓度的最大值与最小值之差)为0.8％以下。
(特性)拉伸强度为1320MPa以上，极限弯曲半径(R)与板厚(t)之比即R/t(以下称为极限弯曲指数)为2.0以下，拉伸强度×总伸长率为15000MPa·％以上，拉伸强度×扩孔率为50000MPa·％以上。
本发明的高强度钢板的成分组成以质量％计含有C：0.15～0.40％、Si：0.5～2.5％、Mn：0.5～2.4％、P：0.1％以下、S：0.01％以下、Al：0.01～0.5％和N：0.010％以下且余量实质上由Fe和不可避免的杂质构成。
另外，上述成分组成可以以质量％计还含有选自Cr：0.005～1.0％、V：0.005～1.0％、Ni：0.005～1.0％、Mo：0.005％～1.0％和Cu：0.01～2.0％中的一种或两种以上。
另外，上述成分组成可以以质量％计还含有选自Ti：0.005～0.1％和Nb：0.005％～0.1％中的一种或两种。
另外，上述成分组成可以以质量％计还含有B：0.0003～0.0050％。
另外，上述成分组成可以以质量％计还含有选自Ca：0.001～0.005％和REM：0.001～0.005％中的一种或两种。
以下，对各成分进行说明。以下的说明中，表示成分的含量的“％”是指“质量％”。
C：0.15％以上且0.40％以下
C是对于钢板的高强度化和确保稳定的残余奥氏体量所必不可少的元素。另外，C是用于确保马氏体量和在室温下使奥氏体残留所必需的元素。C含量低于0.15％时，难以确保钢板的强度和加工性。另一方面，C含量超过0.40％时，焊接部和焊接热影响部的硬化显著，焊接性劣化。因此，C含量设定为0.15％以上且0.40％以下的范围。优选为0.25％以上且0.40％以下的范围，进一步优选为0.30％以上且0.40％以下。
Si：0.5％以上且2.5％以下
Si是通过固溶强化而有助于提高钢的强度和抑制碳化物的有用元素。为了得到该效果，将Si含量设定为0.5％以上。但是，Si含量超过2.5％时，有时会引起因红锈等的产生而引起的表面性状的劣化、化学转化处理性的劣化，因此，Si含量设定为2.5％以下。
Mn：0.5％以上且2.4％以下
Mn是对钢的强化、奥氏体的稳定化有效的本发明中重要的元素。从得到该效果的观点考虑，将Mn含量设定为0.5％以上。但是，Mn含量超过2.4％时，会抑制贝氏体相变，或由于偏析而成为弯曲裂纹的起点，使加工性劣化。因此，需要将Mn含量设定为2.4％以下。优选为1.0％以上且2.0％以下。另外，Mn偏析可以通过将Si/Mn比设定为0.5以上来减少。优选为0.6以上。
P：0.1％以下
P是对钢的强化有用的元素，但P含量超过0.1％时，由于晶界偏析而发生脆化，耐冲击性劣化，在对钢板进行合金化热镀锌的情况下，使合金化速度大幅延迟。因此，P含量设定为0.1％以下。优选为0.05％以下。需要说明的是，优选降低P含量，但为了使其低于0.005％会引起大幅的成本增加，因此，优选将其下限设定为约0.005％。
S：0.01％以下
S形成MnS等夹杂物，成为耐冲击性的劣化、沿着焊接部的金属流动的裂纹的原因，因此，优选尽可能地降低S含量。但是，过度降低S含量会导致制造成本的增加，因此，S含量设定为0.01％以下。优选为0.005％以下，更优选为0.001％以下。需要说明的是，为了使S含量低于0.0005％会伴随制造成本的大幅增加，因此，从制造成本的观点考虑，其下限为约0.0005％。
Al：0.01％以上且0.5％以下
Al是在炼钢工序中作为脱氧剂添加的有用元素。为了得到该效果，需要含有0.01％以上。另一方面，Al含量超过0.5％时，连铸时的钢坯裂纹的风险增高。因此，Al含量设定为0.01％以上且0.5％以下。
N：0.010％以下
N是最会使钢的耐时效性劣化的元素，优选尽可能地降低。N含量超过0.010％时，耐时效性的劣化变得显著，因此，N含量设定为0.010％以下。需要说明的是，为了使N含量低于0.001％会导致制造成本的大幅增加，因此，从制造成本的观点考虑，其下限为约0.001％。
另外，在本发明中，除了上述成分以外，还可以适当含有以下说明的成分。
选自Cr、V、Ni、Mo：0.005％以上且1.0％以下、Cu：0.01％以上且2.0％以下中的一种或两种以上
Cr、V、Ni、Mo和Cu是具有在从退火温度起的冷却时抑制珠光体的生成的作用的元素。其效果在Cr、V、Ni、Mo分别为0.005％以上和Cu为0.01％以上时得到。另一方面，Cr、V、Ni、Mo中的任意一种超过1.0％、Cu超过2.0％时，硬质的马氏体的量变得过大，无法得到所需的加工性。因此，在含有Cr、V、Ni、Mo和Cu的情况下，设定为Cr：0.005％以上且1.0％以下、V：0.005％以上且1.0％以下、Ni：0.005％以上且1.0％以下、Mo：0.005％以上且1.0％以下和Cu：0.01％以上且2.0％以下的范围。
选自Ti：0.005％以上且0.1％以下、Nb：0.005％以上且0.1％以下中的一种或两种
Ti和Nb对钢的析出强化有用，其效果在各自的含量为0.005％以上时得到。另一方面，各自的含量超过0.1％时，加工性和形状冻结性降低。因此，在含有Ti和Nb的情况下，设定为Ti：0.005％以上且0.1％以下和Nb：0.005％以上且0.1％以下的范围。
B：0.0003％以上且0.0050％以下
B是对于抑制多边形铁素体从奥氏体晶界生成、生长有用的元素。其效果在使B含量为0.0003％以上时得到。另一方面，B含量超过0.0050％时，加工性降低。因此，在含有B的情况下，设定为B：0.0003％以上且0.0050％以下的范围。
选自Ca：0.001％以上且0.005％以下、REM：0.001％以上且0.005％以下中的一种或两种
Ca、REM均是对于通过硫化物的形态控制来改善加工性有效的元素。为了得到这样的效果，需要将选自Ca、REM中的至少一种元素的含量设定为0.001％以上。另一方面，Ca、REM各自的含量超过0.005％时，可能会对钢的洁净度产生不利影响。因此，Ca、REM的含量分别设定为0.001～0.005％。
本发明的钢板中，上述以外的成分为Fe和不可避免的杂质。但是，只要在不损害本发明效果的范围内，则不排斥上述以外的成分的含有。特别是，即使上述的任选成分的含量低于下限值，也不损害本发明的效果。因此，上述任选元素的含量低于下限值时，将这些元素作为不可避免的杂质来对待。
接着，对钢组织进行说明。本发明的高强度钢板的钢组织以相对于钢组织整体的面积率计满足下贝氏体为40％以上且低于85％、包括回火马氏体的马氏体为5％以上且低于40％、残余奥氏体量为10％以上且30％以下、多边形铁素体为10％以下(包括0％)，上述残余奥氏体中的平均C量为0.60质量％以上。
下贝氏体的面积率：40％以上且低于85％
基于贝氏体相变的贝氏体铁素体的生成对于使未相变奥氏体中的C富集、得到加工时在高应变区域表现出TRIP效应而提高应变分解能力的残余奥氏体是必要的。从奥氏体向贝氏体的相变在约150℃～约550℃的宽温度范围内发生，在该温度范围内生成的贝氏体存在有各种贝氏体。在现有技术中，多数情况下将这样的各种贝氏体仅规定为贝氏体，但为了得到本发明中作为目标的强度和加工性，需要对贝氏体组织明确地进行规定。因此，如下对上贝氏体和下贝氏体进行定义。以下，参考图1进行说明。
参考图1(A)，上贝氏体是指作为板条状的贝氏体铁素体、在板条状的贝氏体铁素体中不存在沿同一方向生长的碳化物而在板条间存在碳化物的贝氏体。另外，参考图1(B)，下贝氏体是指作为板条状的贝氏体铁素体、在板条状的贝氏体铁素体中存在有沿同一方向生长的碳化物的贝氏体。
这样的贝氏体铁素体中的碳化物的生成状态的差异给钢板强度带来较大影响。上贝氏体与下贝氏体相比更为软质，为了得到本发明中作为目标的拉伸强度，需要将下贝氏体的面积率设定为40％以上。另一方面，下贝氏体的面积率为85％以上时，无法得到对于加工性而言充分的残余奥氏体，因此设定为低于85％。下限更优选为50％以上。上限更优选低于80％。
包括回火马氏体的马氏体的面积率：5％以上且低于40％
马氏体为硬质相，使钢板的强度升高。另外，通过在贝氏体相变以前生成马氏体而促进贝氏体相变。马氏体的面积率(在含有淬火状态的马氏体时为回火马氏体与淬火状态的马氏体的合计)低于5％时，无法充分促进贝氏体相变，无法实现后述的贝氏体面积率。另一方面，马氏体的面积率为40％以上时，贝氏体组织减少，无法确保稳定的残余奥氏体量，因此，延展性等加工性降低成为问题。因此，马氏体的面积率设定为5％以上且低于40％。下限优选为10％以上。上限优选为30％以下。需要说明的是，马氏体需要与前述的上贝氏体明确区分开。马氏体可以通过组织观察来辨认，未被回火的淬火状态的马氏体在组织中不含碳化物，回火马氏体在组织中存在具有多个生长方向的碳化物。
另外，在本发明中，从改善延伸凸缘性的观点考虑，马氏体需要含有回火马氏体。
马氏体中回火马氏体的比例：80％以上
回火马氏体的比例低于全部马氏体的面积率的80％时，虽然拉伸强度达到1320MPa以上，但有时得不到充分的延展性。这是因为，C含量高的淬火状态的马氏体极为硬质，变形能力低而韧性差，其量变多时，在应变赋予时发生脆性破坏，结果，得不到优良的延展性和延伸凸缘性。通过使这样的淬火状态的马氏体回火，虽然强度稍微降低，但马氏体自身的变形能力得到大幅改善，因此，赋予应变时不会发生脆性破坏，通过实现本发明的组织构成，能够使TS×T.EL为15000MPa·％以上、使TS×λ为50000MPa·％以上。因此，马氏体中回火马氏体的比例优选设定为钢板中存在的全部马氏体面积率的80％以上。更优选为全部马氏体面积率的90％以上。需要说明的是，回火马氏体通过利用扫描电子显微镜(SEM)的观察等而作为在马氏体中析出有微细的碳化物的组织被观察到，能够与在马氏体内部观察不到这样的碳化物的淬火状态的马氏体明确区分开。
残余奥氏体的面积率：10％以上且30％以下
残余奥氏体在加工时利用TRIP效应发生马氏体相变，利用C含量高的硬质的马氏体来促进高强度化，同时通过提高应变分散能力而提高延展性。
本发明的钢板中，部分地发生马氏体相变后，有效利用例如抑制了碳化物的生成的下贝氏体相变等，特别地形成提高了碳富集量的残余奥氏体。其结果，能够得到在加工时即使在高应变区域也能表现出TRIP效应的残余奥氏体。
通过使这样的残余奥氏体与下贝氏体和马氏体共存并加以有效利用，即使在拉伸强度(TS)为1320MPa以上的高强度范围也可以得到良好的加工性，具体而言，能够使TS×T.EL的值为15000MPa·％以上、使TS×λ的值为50000MPa·％以上，能够得到强度与加工性的平衡极其优良的钢板。
在此，残余奥氏体以包围着马氏体、下贝氏体的状态分布，因此，难以通过组织观察对其量(面积率)准确地进行定量，但确认了：根据作为以往进行的测定残余奥氏体量的方法的基于X射线衍射(ERD)的强度测定、具体而言铁素体和奥氏体的X射线衍射强度比求出的残余奥氏体量为10％以上时，能够得到充分的TRIP效应，能够实现拉伸强度(TS)为1320MPa以上、TS×T.EL为15000MPa·％以上。需要说明的是，确认了：通过以往进行的残余奥氏体量的测定方法得到的残余奥氏体量与残余奥氏体相对于钢板组织整体的面积率同等。
残余奥氏体量低于10％时，得不到充分的TRIP效应。另一方面，超过30％时，在TRIP效应表现后产生的硬质的马氏体变得过大，韧性、延伸凸缘性的劣化等成为问题。因此，残余奥氏体的量设定为10％以上且30％以下的范围。下限优选为14％以上。上限优选为25％以下的范围。下限进一步优选为18％以上。上限进一步优选为22％以下的范围。
多边形铁素体的面积率：10％以下(包括0％)
多边形铁素体的面积率超过10％时，在难以满足拉伸强度(TS)1320MPa以上的同时，由于加工时应变在混合存在于硬质组织内的软质的多边形铁素体中集中，在加工时容易产生裂纹，结果得不到期望的加工性。在此，多边形铁素体的面积率为10％以下时，即使存在多边形铁素体，也会形成少量的多边形铁素体孤立分散在硬质相中的状态，能够抑制应变的集中，从而能够避免加工性的劣化。因此，多边形铁素体的面积率设定为10％以下。优选为5％以下，进一步优选为3％以下，可以为0％。
残余奥氏体中的平均C量：0.60质量％以上
为了有效利用TRIP效应而得到优良的加工性，在拉伸强度(TS)为1320MPa级以上的高强度钢板中，残余奥氏体中的C量是重要的。发明人进行研究的结果获知，本发明的钢板中，由作为以往进行的测定残余奥氏体中的平均C量(残余奥氏体中的C量的平均值)的方法的X射线衍射(XRD)中的衍射峰的位移量求出的残余奥氏体中的平均C量为0.60质量％以上时，可以得到更优良的加工性。残余奥氏体中的平均C量低于0.60质量％时，加工时在低应变区域发生马氏体相变，有时不能充分得到使加工性提高的高应变区域中的TRIP效应。因此，残余奥氏体中的平均C量设定为0.60质量％以上，更优选设定为0.70质量％以上。另一方面，残余奥氏体中的平均C量超过2.00质量％时，残余奥氏体变得过度稳定，在加工中不发生马氏体相变，表现不出TRIP效应，由此担心延展性的降低。因此，残余奥氏体中的平均C量优选设定为2.00质量％以下。需要说明的是，C量采用通过实施例中记载的方法测定的值。
表面的Mn偏析值(Mn浓度最大值与最小值之差)：0.8％以下
Mn在钢板的铸造时发生偏析，通过热轧、冷轧沿轧制方向延伸，有时以条状形成Mn浓度浓的部分和Mn浓度稀的部分。由于这样的Mn偏析，也会给如前所述的组织构成带来影响。在钢板的加工时，钢板表面的Mn偏析值(钢板中的Mn浓度最大值与最小值之差)越大，则越容易成为裂纹的起点，对加工性、特别是弯曲加工性产生不利影响。Mn偏析值的调整需要进行制造条件的调整。特别是粗轧的第一道次的压下率(压下量)是重要的。在本发明中，通过将粗轧的第一道次的压下量设定为10％以上，具有能够减少Mn偏析的倾向。另外，退火时在奥氏体单相区进行200秒以上且1000秒以下的退火后，以从退火温度至Ac3-100℃以平均冷却速度为5℃/s以上进行冷却，并且以20℃/s以上的平均冷却速度冷却至马氏体相变开始温度(Ms)-100℃以上且低于Ms的第一温度范围，由此，也能够减少Mn偏析。通过使Mn偏析值为0.8％以下，能够抑制加工性的降低，因此，钢板表面的Mn偏析值设定为0.8％以下。优选为0.6％以下，更优选为0.5％以下。需要说明的是，Mn偏析值采用通过实施例中记载的方法测定的值。
具有上述特征的本发明的高强度钢板的拉伸强度为1320MPa以上，极限弯曲半径(R)与板厚(t)之比即R/t(以下称为极限弯曲指数)为2.0以下，拉伸强度×总伸长率为15000MPa·％以上，拉伸强度×扩孔率为50000MPa·％以上。
＜高强度钢板的制造方法＞
接着，对本发明的高强度钢板的制造方法进行说明。本发明的制造方法中，首先，制造调整为上述成分组成的钢片制造后，进行热轧，接着实施冷轧，制成冷轧钢板。
将2500～3500mm的钢片在以钢坯表面温度计为1230℃以上的温度范围内加热30分钟以上后，将粗轧的第一道次的压下量设定为10％以上，在870℃以上且950℃以下的温度范围内结束热轧，将所得到的热轧钢板在350℃以上且720℃以下的温度范围内进行卷取。粗轧的第一道次的压下量低于10％时，容易残留超过0.6％的Mn偏析值，加工性降低。因此，将粗轧的第一道次的压下量设定为10％以上。优选为15％以上。
通过将钢坯表面温度设定为1230℃以上，实现硫化物的固溶促进和Mn偏析的减轻，实现夹杂物的大小和个数的减少。因此，钢坯表面温度设定为1230℃以上。另外，钢坯加热时的加热速度设定为5～15℃/分钟，钢坯均热时间优选为30分钟以上。
接着，对热轧钢板进行酸洗后，虽然压下率没有特别限定，但优选以40％以上且90％以下的范围的压下率进行冷轧，制成板厚为0.5mm以上且5.0mm以下的冷轧钢板。
对所得到的冷轧钢板实施图2所示的热处理。以下，参考图2进行说明。
在奥氏体单相区实施200秒以上且1000秒以下的退火。本发明的钢板以马氏体等从未相变奥氏体相变而得到的低温相变相作为主相，多边形铁素体优选尽可能地少，因此，需要在奥氏体单相区进行退火。关于退火温度，只要为奥氏体单相区则没有特别限制。另一方面，退火温度超过1000℃时，奥氏体晶粒的生长显著，由于之后的冷却而引起构成相(各相)的粗大化，使韧性等劣化。因此，需要将退火温度设定为Ac3点(奥氏体相变点)℃以上，优选为850℃以上，上限优选设定为1000℃以下。
在此，Ac3点可以通过下式算出。需要说明的是，[X％]为钢板的成分元素X的质量％，不含有的元素为0。
Ac3点(℃)＝910-203×[C％]1/2+44.7×[Si％]-30×[Mn％]+700×[P％]+400×[Al％]-15.2×[Ni％]-11×[Cr％]-20×[Cu％]+31.5×[Mo％]+104×[V％]+400×[Ti％]
另外，退火时间少于200秒时，向奥氏体的逆相变有时不会充分进行，或者铸造时引起的Mn偏析的缓和有时不会充分进行。另一方面，退火时间超过1000秒时，伴随巨大的能耗而导致成本增加。因此，退火时间设定为200秒以上且1000秒以下的范围。下限优选为250秒以上。上限优选为500秒以下的范围。
将退火后的冷轧钢板以从退火温度至Ac3-100℃的平均冷却速度为5℃/s以上进行冷却，并且将平均冷却速度控制为20℃/s以上而从Ac3-100℃冷却至Ms-100℃以上且低于Ms点的第一温度范围。从退火温度至Ac3-100℃的平均冷却速度小于5℃/s时，多边形铁素体过量生成，有时得不到1320MPa以上的强度，不仅如此，有时Mn分配进行而使弯曲加工性劣化。因此，从退火温度至Ac3-100℃的平均冷却速度设定为5℃/s以上。优选为8℃/s以上。
退火后冷却至Ms-100℃以上且低于Ms点，由此使奥氏体的一部分发生马氏体相变。第一温度范围的下限低于Ms-100℃时，在该时刻未相变奥氏体发生马氏体化的量变得过大，无法兼顾优良的强度和加工性。另一方面，第一温度范围的上限达到Ms以上时，无法确保适当的马氏体量。因此，第一温度范围的范围设定为Ms-100℃以上且低于Ms点。优选为Ms-80℃以上且低于Ms点，进一步优选为Ms-50℃以上且低于Ms点。另外，平均冷却速度小于20℃/s时，发生多边形铁素体的过量生成、生长、或珠光体等的析出，得不到期望的钢板组织。因此，从Ac3-100℃至第一温度范围的平均冷却速度设定为20℃/s以上。优选为30℃/s以上，进一步优选为40℃/s以上。关于平均冷却速度的上限，只要不使冷却停止温度产生波动，则没有特别限定。需要说明的是，上述的Ms点可以通过如下式所示的近似式求出。Ms是根据经验求出的近似值。
Ms(℃)＝565-31×[Mn％]-13×[Si％]-10×[Cr％]-18×[Ni％]-12×[Mo％]-600×(1-exp(-0.96×[C％]))
其中，[X％]为钢板的成分元素X的质量％，不含有的元素设为0。
将冷却至第一温度范围的钢板升温至300℃以上且Bs-150℃以下并且450℃以下的第二温度范围，在第二温度范围内停留15秒以上且1000秒以下的时间。Bs表示贝氏体相变开始温度，可以通过如下式所示的近似式求出。Bs是根据经验求出的近似值。
Bs(℃)＝830-270×[C％]-90×[Mn％]-37×[Ni％]-70×[Cr％]-83×[Mo％]
其中，[X％]为钢板的成分元素X的质量％，不含有的元素设为0。
在第二温度范围内，将通过从退火温度至第一温度范围的冷却生成的马氏体进行回火，使未相变奥氏体相变为下贝氏体，使固溶C富集于奥氏体中等，由此进行奥氏体的稳定化。第二温度范围的上限超过Bs-150℃或450℃时，生成上贝氏体而非下贝氏体、或者使贝氏体相变本身被抑制。另一方面，第二温度范围的下限低于300℃时，固溶C的扩散速度显著降低，向奥氏体中的C富集量减少，由此，得不到所需的残余奥氏体中的平均C量。因此，第二温度范围的范围设定为300℃以上且Bs-150℃以下并且450℃以下的范围。优选为320℃以上且Bs-150℃以下并且420℃以下的范围。
另外，第二温度范围内的停留时间少于15秒时，马氏体的回火、下贝氏体相变变得不充分，无法形成期望的钢板组织，结果，有时无法充分确保所得到的钢板的加工性。因此，需要将该第二温度范围内的停留时间设定为15秒以上。另一方面，在本发明中，关于第二温度范围内的停留时间，由于第一温度范围内生成的马氏体所带来的贝氏体相变促进效果，1000秒是充分的。通常，像本发明这样C和Cr、Mn等合金成分增多时，贝氏体相变延迟，但像本发明这样马氏体和未相变奥氏体共存时，贝氏体相变速度显著加快。另一方面，第二温度范围内的停留时间超过1000秒时，碳化物从形成作为钢板的最终组织的残余奥氏体的未相变奥氏体析出，从而得不到C富集的稳定的残余奥氏体，结果，有时得不到期望的强度和延展性或这两种特性。因此，停留时间设定为15秒以上且1000秒以下。优选为100秒以上且700秒以下。
需要说明的是，本发明中的一系列热处理中，只要在上述的预定的温度范围内，则停留温度不需要恒定，即使在预定的温度范围内发生变动，也不损害本发明的主旨。冷却速度也同样。另外，只要满足热历程，则可以利用任何设备对钢板实施热处理。进而，在热处理后，为了形状矫正而对钢板的表面实施平整轧制也包含在本发明的范围内。
实施例
以下示出本发明的实施例。
将对表1所示的成分组成的钢进行熔炼而得到的3000mm的钢片在钢坯表层加热温度为1250℃的条件下进行加热，在表2所示的条件下进行粗轧后，在870℃下进行精轧，将所得到的热轧钢板在550℃下进行卷取，接着对热轧钢板进行酸洗后，以60％的轧制率(压下率)进行冷轧，制成板厚为1.2mm的冷轧钢板。将所得到的冷轧钢板在表2所示的条件下实施热处理。需要说明的是，表2中的冷却停止温度T1设定为将钢板从Ac3-100℃起进行冷却时停止钢板的冷却的温度。另外，对所得到的钢板实施轧制率(伸长率)为0.3％的平整轧制。通过以下的方法对所得到的钢板的各特性进行评价。
从各钢板切下试样并进行研磨，使用扫描电子显微镜(SEM)以3000倍对具有与板宽方向平行的法线的面进行10个视野的组织观察，测定各相的面积率，对各晶粒的相结构进行鉴定。
关于残余奥氏体量，将钢板沿板厚方向磨削、研磨至板厚的1/4，通过X射线衍射强度测定求出。入射X射线使用Co-Kα，由奥氏体的(200)、(220)、(311)各面的衍射强度相对于铁素体的(200)、(211)、(220)各面的衍射强度的强度比计算残余奥氏体量。
关于残余奥氏体中的平均C量，由X射线衍射强度测定中的奥氏体的(200)、(220)、(311)各面的强度峰求出晶格常数，利用下述的计算式求出残余奥氏体中的平均C(质量％)。
a0＝0.3580+0.0033×[C％]+0.00095×[Mn％]+0.0056×[Al％]+0.022×[N％]
其中，a0为晶格常数(nm)，[X％]为元素X的质量％。需要说明的是，C以外的元素的质量％设定为相对于钢板整体的质量％。
另外，表面的Mn偏析值的测定中，使用EPMA，对钢板表面沿与轧制方向垂直的方向进行1mm的线分析。将分析中得到的值的最大值与最小值之差设定为Mn偏析值。
拉伸试验使用以钢板的板宽方向作为长度方向的JIS 5号试验片(JIS Z 2201)并依据JIS Z 2241来进行。测定TS(拉伸强度)、T.EL(总伸长率)，算出拉伸强度与总伸长率之积(TS×T.EL)，对强度与加工性(延展性)的平衡进行评价。需要说明的是，在本发明中，将TS×T.EL≥15000(MPa·％)的情况作为良好。
进而，裁取100mm×100mm的试验片，依据JFST 1001(钢铁协会标准)，进行3次扩孔试验，求出平均的扩孔率(％)，对延伸凸缘性进行评价。算出拉伸强度与扩孔率之积(TS×λ)，对强度与加工性(延伸凸缘性)的平衡进行评价。需要说明的是，在本发明中，将TS×λ≥50000(MPa·％)的情况设定为良好。
加工性
从1/2宽度位置裁取以卷材宽度方向作为长度的JIS3号试验片，通过依据JISZ2248的弯曲试验V形块法(按压模具的前端角：90°；前端半径R从0.5mm起以0.5mm间距进行变更)求出极限弯曲半径(R(mm))，除以板厚(t(mm))，将所得到的值即R/t作为指标。将R/t为2.0以下评价为良好。
将以上的评价结果示于表3中。
由表3可知，确认了：本发明的钢板均拉伸强度为1320MPa以上、并且TS×T.EL的值为15000MPa·％以上、TS×λ的值为50000MPa·％以上，兼具强度和优良的加工性。

Claims (6)

1.一种高强度钢板，其特征在于，
具有以质量％计含有C：0.15～0.40％、Si：0.5～2.5％、Mn：0.5～2.4％、P：0.1％以下、S：0.01％以下、Al：0.01～0.5％和N：0.010％以下且余量实质上由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，
并且，具有以相对于钢组织整体的面积率计满足下贝氏体为40％以上且低于85％、包括回火马氏体的马氏体为5％以上且低于40％、残余奥氏体量为10％以上且30％以下、多边形铁素体为10％以下(包括0％)、且所述残余奥氏体中的平均C量为0.60质量％以上的钢组织，
表面的Mn浓度的最大值与最小值之差即Mn偏析值为0.8％以下，
拉伸强度为1320MPa以上，
极限弯曲半径(R)与板厚(t)之比即R/t为2.0以下，
拉伸强度×总伸长率为15000MPa·％以上，
拉伸强度×扩孔率为50000MPa·％以上。
2.如权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，所述成分组成以质量％计还含有选自Cr：0.005～1.0％、V：0.005～1.0％、Ni：0.005～1.0％、Mo：0.005～1.0％和Cu：0.01～2.0％中的一种或两种以上。
3.如权利要求1或2所述的高强度钢板，其特征在于，所述成分组成以质量％计还含有选自Ti：0.005～0.1％和Nb：0.005～0.1％中的一种或两种。
4.如权利要求1～3中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，所述成分组成以质量％计还含有B：0.0003～0.0050％。
5.如权利要求1～4中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，所述成分组成以质量％计还含有选自Ca：0.001～0.005％和REM：0.001～0.005％中的一种或两种。
6.一种高强度钢板的制造方法，其特征在于，将由权利要求1～5中任一项所述的成分组成构成的钢片进行粗轧第一道次的压下率为10％以上的热轧后，通过冷轧制成冷轧钢板，将该冷轧钢板在奥氏体单相区进行200秒以上且1000秒以下的退火后，以从退火温度至Ac3-100℃的平均冷却速度为5℃/s以上进行冷却，并且以20℃/s以上的平均冷却速度从Ac3-100℃冷却至马氏体相变开始温度(Ms)-100℃以上且低于Ms的第一温度范围，该冷却后，升温至300℃以上且贝氏体相变开始温度(Bs)-150℃以下并且450℃以下的第二温度范围，该升温后，在该第二温度范围内停留15秒以上且1000秒以下。
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