CN108779533B - 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，其特征在于，成分组成中，以质量％计，含有C：0.15～0.35％、Si和Al的合计：0.5～2.5％、Mn：1.0～4.0％、P：高于0％并在0.05％以下、和S：高于0％并在0.01％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，钢组织中，以在全部组织中所占的比例计，满足铁素体：高于5面积％并在50面积％以下，回火马氏体和贝氏体的合计：30面积％以上，和残留奥氏体：10体积％以上，此外还具有MA，并且，满足MA的平均当量圆直径：1.0μm以下，残留奥氏体的平均当量圆直径：1.0μm以下，和当量圆直径为1.5μm以上的残留奥氏体在全部残留奥氏体中所占的体积比例：5％以上。

Description

高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及以汽车零件为代表的可以在各种用途中使用的高强度钢板及其制造方法。
背景技术
供于汽车用零件等的钢零件的钢板为了实现燃油效率改善而要求薄壁化，为了达成薄壁化和零件强度确保而要求钢板的高强度化。作为高强度钢板，在专利文献1中，公开有一种具有980～1180MPa的抗拉强度，且显示出良好的深拉性的钢板。
【现有技术文献】
【专利文献】
【专利文献1】日本特开2009－203548号公报
但是对于钢板来说，在用于以汽车用零件为代表的各种用途的钢零件时，不仅要求高抗拉强度和优异的深拉性，而且还要求具有优异的强度－延展性平衡、高屈强比和优异的扩孔性，即，高扩孔率。
关于抗拉强度、强度－延展性平衡、屈强比、深拉性和扩孔率，具体来说，要求分别如下。首先抗拉强度要求为780MPa以上。另外，为了提高使用中能够负荷的应力，除了高抗拉强度(TS)以外，还需要具有高屈服强度(YS)。此外，从确保碰撞安全性等观点出发，也需要提高钢板的屈服强度。因此，具体要求0.60以上的屈强比(YR＝YS/TS)。
关于强度－延展性平衡，要求TS与总延伸率EL的积TS×EL为22000MPa％以上。此外，为了确保零件成形时的成形性，还要求作为表示深拉性的指标而由后述的实施例所述的方法求得的LDR(Limiting Drawing Ratio：极限拉延比)为2.05以上，以及表示扩孔性的扩孔率λ为20％以上。
但是，专利文献1公开的高强度钢板，满足全部这些要求有困难，要求能够满足全部这些要求高强度钢板。
发明内容
本发明的实施方式为了应对这样的要求而做，其目的在于，提供一种抗拉强度TS、屈强比YR、TS和总延伸率EL的积TS×EL、表示深拉性的LDR、和表示扩孔性的扩孔率λ均处于高水平的高强度钢板及其制造方法。
能够解决上述课题的本发明的实施方式的高强度钢板，其具有的特征在于，
在成分组成中，以质量％计含有
C：0.15～0.35％、
Si和Al的合计：0.5～2.5％、
Mn：1.0～4.0％、
P：高于0％并在0.05％以下、和
S：高于0％并在0.01％以下，
余量由Fe和不可避免的杂质构成，
在钢组织中，以在全部组织中所占的比例计，满足
铁素体：高于5面积％并在50面积％以下、
回火马氏体和贝氏体的合计：30面积％以上、和
残留奥氏体：10体积％以上，
还具有MA，并且，满足
MA的平均当量圆直径：1.0μm以下、
残留奥氏体的平均当量圆直径：1.0μm以下、和
当量圆直径为1.5μm以上的残留奥氏体，在全部残留奥氏体中所占的体积比例：5％以上。
所述成分组成中的C量优选为0.30％以下。另外，所述成分组成中的Al量也可以低于0.10％。
上述高强度钢板中，以质量％计也可以还含有如下：
(a)从Cu、Ni、Mo、Cr、和B所构成的群中选择的一种以上，合计高于0％并在1.0％以下；
(b)从V、Nb、Ti、Zr和Hf所构成的群中选择的一种以上，合计高于0％并在0.2％以下；
(c)从Ca、Mg和REM(Rare Earth Metal：稀土元素)所构成的群中选择的一种以上，合计高于0％并在0.01％以下。
另外，能够解决上述课题的本发明的实施方式的高强度钢板的制造方法，是制造所述高强度钢板的方法，其具有的特征在于，使用满足所述成分组成的原板，并按顺序包含如下工序：
加热至(Ac1点×0.8+Ac3点×0.2)以上且低于Ac3点的温度T1的工序A；
所述加热后，从650℃以上的急冷开始温度T2至300～500℃的冷却停止温度T3a，以30℃/秒以上且低于200℃/秒的平均冷却速度进行急冷的工序B；
所述急冷后，在300～500℃的温度域，进行平均冷却速度0℃/秒以上且10℃/秒以下的缓慢冷却10秒以上且低于300秒的工序C；
所述缓慢冷却后，从300℃以上的缓慢冷却结束温度T3b至100～300℃的冷却停止温度T4，以高于10℃/秒的平均冷却速度进行冷却的工序D；和
进行再加热至300～500℃的再加热温度T5的工序E。
在所述工序C中，也可以包含在300～500℃的温度域以固定温度进行保持的工序。
根据本发明的实施方式，能够提供抗拉强度TS、屈强比YR、TS和总延伸率EL的积TS×EL、扩孔性和深拉性均处于高水平的高强度钢板及其制造方法。
附图说明
图1是示意性地例示本发明的实施方式的制造方法的热处理的图。
具体实施方式
本发明者们锐意研究的结果发现，通过成为规定的成分和钢组织，能够得到抗拉强度TS、屈强比YR、TS和总延伸率EL的积TS×EL、扩孔性和深拉性均处于高水平的高强度钢板，特别是在钢组织中，通过一边将残留奥氏体的平均粒径抑制在一定程度以下，一边在一定程度以上确保比较大的残留奥氏体的比例，能够达成特别优异的深拉性，此外为了得到该钢组织，在制造工序中，特别是进行多步的奥氏体回火处理即可，从而使本发明的实施方式完成。首先，下面对于上述钢组织进行说明。
1.钢组织
以下说明本发明的实施方式的高强度钢板的钢组织的详情。还有，在以下的钢组织的说明中，存在对于通过具有这样的组织而能够提高各种特性的机理进行说明的情况。这些是本发明者们根据现在得到的知识而认为的机理，但要留意并非是限定本发明的技术范围内容。
[铁素体：高于5面积％且50面积％以下]
铁素体一般来说虽然延展性优异，但是有强度低这样的问题。在本发明的实施方式中，为了使延展性提高而得到优异的强度－延展性平衡，使铁素体量高于5面积％。铁素体量优选为7面积％以上，更优选为10面积％以上。另一方面，若铁素体多，则扩孔性和/或屈强比降低。因此为了确保优异的扩孔率λ和高屈强比，使铁素体量为50面积％以下。铁素体量优选为45面积％以下，更优选为40面积％以下。
[回火马氏体和贝氏体的合计：30面积％以上]
使全部组织中所占的回火马氏体和贝氏体的合计为30面积％以上，能够使高强度和高扩孔性并立。还有，所谓本发明的实施方式中的贝氏体，是指回火贝氏体、未回火贝氏体和贝氏体铁素体。所述回火马氏体和贝氏体的合计优选为35面积％以上。还有，所述回火马氏体和贝氏体的合计的上限，若考虑其他的必须组织，即铁素体和残留奥氏体的分率，则为85面积％左右。
[残留奥氏体：10体积％以上]
关于残留奥氏体，其在冲压加工等的加工中，发生由于加工诱发相变而相变为马氏体的TRIP现象，是能够得到大的延伸率的组织。另外，所形成的马氏体具有高硬度。因此，能够取得优异的强度－延展性平衡。此外，如后述，通过控制残留奥氏体的粒径分布，也能够提高深拉性。特别是为了得到TS×EL为22000MPa％以上的优异的强度－延展性平衡，并且充分发挥后述的残留奥氏体的粒径分布控制带来的深拉性提高效果，使残留奥氏体量为10体积％以上。残留奥氏体量优选为12体积％以上，更优选为13体积％以上，进一步优选为14体积％以上，更进一步优选为15体积％以上。还有，若考虑本发明的实施方式中规定的成分组成和制造条件等，残留奥氏体量的上限大体为40体积％。
在本发明的实施方式的高强度钢板中，残留奥氏体的大部分以MA的形态存在。所谓MA，就是martensite－austenite constituent的缩写，是马氏体和奥氏体的复合组织。
[MA的平均当量圆直径：1.0μm以下]
MA是硬质相，变形时在母相/硬质相的界面邻域作为空隙形成点起作用。MA尺寸变得越粗大，越会引起应变向母相/硬质相的界面的集中，以形成于母相/硬质相的界面邻域的空隙为基点的破坏容易发生。其结果是，招致扩孔性的降低。因此，将MA的平均当量圆直径抑制在1.0μm以下。该MA的平均当量圆直径优选为0.8μm以下，更优选为0.7μm以下。MA的平均当量圆直径越小，扩孔性越高，因此越优选，但若考虑本发明的实施方式中规定的成分组成和制造条件，则MA的平均当量圆直径的下限大约为0.2μm。
在本发明的实施方式中，含残留奥氏体的MA的面积率未特别限定，如上述使残留奥氏体的面积率在上述范围内即可。如前述，在本发明的实施方式中，由于残留奥氏体量为10体积％以上，所以存在该残留奥氏体的大部分的MA也能够存在10面积％以上。另外在本发明的实施方式中，由于需要确保希望的铁素体、回火马氏体和贝氏体的面积率，所以MA的面积率的上限低于65面积％。
[残留奥氏体的平均当量圆直径：1.0μm以下]
[当量圆直径为1.5μm以上的残留奥氏体，在全部残留奥氏体中所占的比例：5％以上]
在本发明的实施方式中，如上述，发现通过一边将残留奥氏体的平均粒径抑制在一定程度以下，一边在一定程度以上确保比较大的残留奥氏体的比例，能够达成特别优异的深拉性。以下，对于这样进行规定的理由加以详述。
相对于深拉成形时所形成的钢零件的纵壁部的拉伸应力，若钢零件的凸缘部的流入应力一方小，拉深成形容易进行，能够得到良好的深拉性。关于上述凸缘部的变形举动，因为盘面的圆周方向的压缩应力强力地作用，所以在被施加压缩应力的状态下发生变形。另一方面，因为马氏体相变伴随体积膨胀，所以在压缩应力下马氏体相变难以发生。这样在凸缘部，残留奥氏体的加工诱发马氏体相变被抑制，因此加工硬化小，其结果是，深拉性得到改善。作为上述残留奥氏体，若存在粗大的，则马氏体相变时的体积膨胀量多，换言之，在压缩应力下，马氏体相变进一步得到抑制，因此认为深拉性进一步被改善。
另一方面，为了得到上述良好的深拉性而提高上述纵壁部的拉伸应力，需要在变形中使高加工硬化率持续。本发明者们着眼于，为了像这样在变形中使高加工硬化率持续，可以跨越宽广的应力范围而使加工诱发相变发生，为此，使在比较低的应力下容易发生加工诱发相变的不稳定的残留奥氏体、和如果不在高应力下便不会发生加工诱发相变的稳定的残留奥氏体混杂即可。
从这些观点出发，为了得到如下钢组织而进行研究，即，作为在上述凸缘部有助于马氏体相变的抑制，且在上述纵壁部，在比较低的应力下容易发生加工诱发相变的不稳定的残留奥氏体，以规定量含有比较粗大的残留奥氏体；在上述纵壁部，作为如果不在高应力下便不会发生加工诱发相变的稳定的残留奥氏体，以规定量含有微细的残留奥氏体的钢组织。
于是本发明者们发现，通过使残留奥氏体的平均当量圆直径为1.0μm以下，且使当量圆直径为1.5μm以上的残留奥氏体，在全部残留奥氏体中所占的体积比例为5％以上，便能够在变形中使高加工硬化率持续，显示出优异的深拉性。在本发明的实施方式中，将上述“当量圆直径为1.5μm以上的残留奥氏体”称为“比较粗大的残留奥氏体”。
所述残留奥氏体的平均当量圆直径优选为0.95μm以下，更优选为0.90μm以下。若考虑本发明的实施方式中规定的成分组成和制造条件，则残留奥氏体的平均当量圆直径的下限大体为0.40μm。
另外，当量圆直径为1.5μm以上的残留奥氏体在全部残留奥氏体中所占的体积比例，优选为10％以上，更优选为15％以上。还有，若上述比较粗大的残留奥氏体的比例过剩，则MA的尺寸也容易粗大，扩孔性容易降低。从这一观点出发，上述当量圆直径为1.5μm以上的残留奥氏体的体积比例，优选为50％以下，更优选为40％以下。
另外，如上述，残留奥氏体在加工诱发相变时发生TRIP现象，能够得到大的延伸率。另一方面，因加工诱发相变而形成的马氏体组织硬，其作为破坏的起点起作用。越大的马氏体组织越容易成为破坏的起点。但是，如上述，通过使残留奥氏体的平均当量圆直径为1.0μm以下，能够减小因加工诱发相变而形成的马氏体的大小，能够抑制破坏。
所述残留奥氏体的平均当量圆直径、和当量圆直径为1.5μm以上的残留奥氏体量在全部残留奥氏体量中所占的比率，如后述的实施例所示，能够通过使用采用了SEM(Scanning Electron Microscope)的结晶分析方法即EBSD(Electron Back ScatterDiffraction patterns)法，制成相图而求得。
本发明的实施方式的钢板的金属组织，如上述，含有铁素体、回火马氏体、贝氏体、残留奥氏体和MA，可以只由这些构成，但也可以在不损害本发明的效果的范围内存在珠光体等的余量组织。
2.成分组成
以下对于本发明的实施方式的高强度钢板的组成进行说明。还有，在成分组成中单位的％显示，全部是质量％的意思。
[C：0.15～0.35％]
C是用于得到残留奥氏体等希望的组织，确保TS×EL等的高特性所必须的元素。为了有效地发挥这样的作用，使C量为0.15％以上。C量优选为0.17％以上，更优选为0.20％以上。另一方面，若C量高于0.35％，则MA和残留奥氏体粗大，其结果是，深拉性和扩孔性都降低。另外，若C量过剩，则焊接性也差。因此C量为0.35％以下。C量优选为0.33％以下，更优选为0.30％以下。
[Si和Al的合计：0.5～2.5％]
Si和Al分别抑制渗碳体的析出，具有促进残留奥氏体的形成的作用。为了有效地发挥这样的作用，使Si和Al合计含有0.5％以上。Si和Al的合计优选为0.7％以上，更优选为1.0％以上。另一方面，若Si和Al的合计高于2.5％，则不能确保回火马氏体和贝氏体，并且MA和残留奥氏体变粗大。因此，Si和Al的合计为2.5％以下，优选为2.0％以下。
还有Si和Al之中，关于Al，也可以是作为脱氧元素发挥功能的这种程度的添加量，即低于0.10％。或者，例如以抑制渗碳体的形成，使残留奥氏体量增加等为目的，也可以使Al大量含有，例如为0.7％以上。
[Mn：1.0～4.0％]
Mn是抑制铁素体的形成，确保铁素体以外的回火马氏体/贝氏体等的所需要的元素。为了有效地发挥这样的作用，使Mn量为1.0％以上。Mn量优选为1.5％以上，更优选为2.0％以上。但是，若Mn量高于4.0％，则制造过程贝氏体相变受到抑制，无法充分获得上述的比较粗大的残留奥氏体，其结果是，不能确保优异的深拉性。因此，Mn量为4.0％以下，优选为3.7％以下，更优选为3.5％以下。
[P：高于0％并在0.05％以下]
P作为杂质元素不可避免地存在。若P量高于0.05％，则总延伸率EL和扩孔性劣化。因此，P量为0.05％以下，优选为0.03％以下。
[S：高于0％并在0.01％以下]
S作为杂质元素不可避免地存在。若S量高于0.01％，则MnS等的硫化物系夹杂物形成，其成为裂纹的起点，扩孔性降低。因此，S量为0.01％以下，优选为0.005％以下。
在优选的一个实施方式中，上述高强度钢板的成分组成的余量，是Fe和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，允许因原料、物资和制造设备等的状况而掺杂的例如As、Sb、Sn等的微量元素的混入。还有，例如像P和S这样，通常含量越少越优选，因此是不可避免的杂质，但在此组成范围中，有如上述这样另行规定的元素。因此，在本说明书中，构成余量的“不可避免的杂质”这种情况，是除去其组成范围被另行规定的元素的概念。
本发明的实施方式的高强度钢板，只要能够维持其特性，也可以任意地再含有其他的元素。以下，例示在至今为止的经验上，认为不会损害本发明的效果，能够选择性地使之含有的其他的元素。
[(a)从Cu、Ni、Mo、Cr、和B所构成的群中选择的一种以上：合计高于0％并在1.0％以下]
Cu、Ni、Mo、Cr、和B，作为提高钢板的抗拉强度的元素起作用，并且在用于使残留奥氏体稳定化，确保其达到规定量方面，是有效发挥作用的元素。为了有效地发挥这样的效果，优选上述元素合计量含有0.001％以上，更优选为0.01％以上。但是，即使上述元素过剩地含有，其效果也是饱和，在经济上造成浪费，因此上述元素优选合计量在1.0％以下，更优选为0.5％以下。还有，上述元素能够单独使之含有，或任意选择两种以上含有。
[(b)从V、Nb、Ti、Zr和Hf所构成的群中选择的一种以上：合计高于0％并在0.2％以下]
V、Nb、Ti、Zr和Hf是发挥着析出强化和组织微细化效果的元素，对钢板的高强度化有效地发挥作用。为了有效地发挥这样的效果，优选上述元素合计量含有0.01％以上，更优选为0.02％以上。但是，即使上述元素过剩地含有，其效果也是饱和，在经济上造成浪费，因此优选上述元素合计量为0.2％以下，更优选为0.1％以下。还有，上述元素能够单独使之含有，或任意选择两种以上含有。
[(c)从Ca，Mg，和REM所构成的群中选择的一种以上：合计高于0％并在0.01％以下]
Ca、Mg和REM抑制钢中硫化物的形态，是有效作用于加工性提高的元素。为了有效地发挥这样的效果，上述元素优选以合计量计含有0.001％以上，更优选为0.002％以上。但是，即使上述元素过剩地含有，其效果也是饱和，在经济上造成浪费，因此上述元素合计量优选为0.01％以下，更优选为0.005％以下。还有，上述元素能够单独使之含有，或任意选择两种以上含有。上述REM可列举Sc、Y和镧系元素等。
3.特性
如上述，本发明的实施方式的高强度钢板，TS、YR、TS×EL、λ和LDR均处于高水平。以下，对于本发明的实施方式的高强度钢板的这些特性进行详述。
(1)抗拉强度TS
本发明的实施方式的高强度钢板的抗拉强度为780MPa以上。该抗拉强度优选为880MPa以上，更优选为980MPa以上。强度越高越优选，但若考虑本发明的实施方式的钢板的成分组成和制造条件等，则抗拉强度的上限大致是1300MPa。
(2)屈强比YR
本发明的实施方式的高强度钢板，屈强比为0.60以上。由此，能够与上述的高抗拉强度联合而实现高屈服强度。其结果是，由深拉伸加工等的加工得到的最终制品，即使在施加高负荷的状态下也不会变形而能够使用。优选具有0.65以上的屈强比。屈强比越高越优选，但若考虑本发明的实施方式的钢板的成分组成和制造条件等，则屈强比的上限大致是0.75。
(3)抗拉强度TS和总延伸率EL的积TS×EL
本发明的实施方式的高强度钢板，TS×EL为22000MPa％以上。具有22000MPa％以上的TS×EL，能够得到同时具有高强度和高延展性的、高水平的强度－延展性平衡。TS×EL优选为23000MPa％以上。TS×EL越高越优选，但若考虑本发明的实施方式的钢板的成分组成和制造条件等，则TS×EL的上限大致是35000MPa％。
(4)扩孔率λ
本发明的实施方式的高强度钢板，扩孔率λ为20％以上。由此能够得到冲压成形性等优异的加工性。扩孔率λ优选为30％以上。扩孔率λ越高越优选，但若考虑本发明的实施方式的钢板的成分组成和制造条件等，扩孔率λ的上限大致是60％。
(5)深拉性
在本发明的实施方式中，如后述的实施例所示，以LDR评价钢板的深拉性。本发明的实施方式的高强度钢板，LDR在2.05以上，优选为2.10以上，具有优异的深拉性。LDR越高越优选，但若考虑本发明的实施方式的钢板的成分组成和制造条件等，LDR的上限大致是2.25。
本发明的实施方式的高强度钢板，因为TS、YR、TS×EL、λ和LDR均优异，所以能够适用于以汽车用零件为代表的各种用途的钢成形零件。
4.制造方法
接着，对于本发明的实施方式的高强度钢板的制造方法进行说明。本发明者们发现，对于具有规定的组成的原板，通过进行下面详述的包括工序A～工序E的热处理，特别是通过进行多步的奥氏体回火处理，便会具有上述希望的钢组织，其结果是，能够得到具有上述希望的特性的高强度钢板。以下说明其详情。
作为实施热处理的原板，可列举进行热轧而得到的热轧钢板，和再进行冷轧而得到的冷轧钢板，但上述热轧和冷轧的条件没有特别限定。
使用示意性表示对上述原板进行的热处理的图1进行说明。
[工序A：加热至(Ac1点×0.8+Ac3点×0.2)以上且低于Ac3点的温度T1的工序]
工序A在图1中相当于[2]。如该图1的[2]所示，加热至(Ac1点×0.8+Ac3点×0.2)以上且低于Ac3点的温度T1。若该加热温度T1低于(Ac1点×0.8+Ac3点×0.2)，则向奥氏体的逆相变不充分，加工组织成为残存的状态，不能确保一定量的铁素体，强度－延展性平衡降低。因此，上述加热温度T1为(Ac1点×0.8+Ac3点×0.2)以上，优选为(Ac1点×0.8+Ac3点×0.2)+5℃以上，更优选为(Ac1点×0.8+Ac3点×0.2)+10℃以上。但是，若加热温度T1达到Ac3点以上，则不能确保希望的铁素体量，延展性劣化。因此，加热温度T1低于Ac3点。加热温度T1优选为Ac3点－10℃以下，更优选为Ac3点－20℃以下。
考虑确保上述加热带来的效果和生产率等，在所述加热温度T1下的保持时间t1优选为1～1800秒。
还有，上述Ac1点和上述Ac3点分别由“莱斯利铁钢材料学”(丸善株式会社，1985年5月31日发行，273页)所述的下式(1)和下式(2)求得。无论在哪个算式中，式中的各元素均是钢板中的各元素的以质量％计的含量，不包含的元素作为0计算。
Ac1点＝723－10.7Mn+29.1Si+16.9Cr…(1)
Ac3点＝910－203C0.5+44.7Si+104V+31.5Mo－30Mn－11Cr+700P+400Al+400Ti…(2)
另外，在所述图1的[1]所示的升温阶段，以任意的加热速度升温即可。例如可列举从室温至上述加热温度T1，使平均加热速度HR1为1℃/秒以上且20℃/秒以下而进行升温。
[工序B：所述加热后，从650℃以上的急冷开始温度T2至300～500℃的冷却停止温度T3a，以30℃/秒以上且低于200℃/秒的平均冷却速度进行冷却的工序]
工序B在图1中相当于[4]。如图1的[4]所示，从上述650℃以上的急冷开始温度T2至300～500℃的冷却停止温度T3a之间，为平均冷却速度CR2为30℃/秒以上的急冷，从而能够抑制过剩的铁素体的形成。所述平均冷却速度CR2优选为35℃/秒以上，更优选为40℃/秒以上。但是，若上述平均冷却速度CR2过快，则剧烈的冷却导致过大的热应变容易发生，上述平均冷却速度CR2低于200℃/秒，优选为100℃/秒以下。
上述平均冷却速度CR2为30℃/秒以上的急冷，从650℃以上的急冷开始温度T2开始。若是急冷开始温度T2比650℃低的温度，则至急冷开始前，铁素体的过度的生长发生，产生不能确保希望的铁素体量的问题。急冷开始温度T2优选为680℃以上，更优选为700℃以上。还有，急冷开始温度T2的上限未特别限定，在所述加热温度T1以下即可。
上述300～500℃的冷却停止温度T3a，是上述急冷的急冷结束温度，另外也是下述工序C中的缓慢冷却的开始温度。若该温度T3a比500℃高，即，若在高温域停止急冷，则碳稠化区域变得过大，不仅残留奥氏体变得粗大，MA也粗大，因此扩孔率降低。上述温度T3a优选为480℃以下，更优选为460℃以下。另一方面，若上述温度T3a低于300℃，即，若急冷进行至低温域，则碳稠化区域变小，作为结果，是不能确保当量圆直径为1.5μm以上的比较粗大的残留奥氏体，深拉性降低。所述温度T3a优选为320℃以上，更优选为340℃以上。
在本发明的实施方式中，从上述图1的[3]所示的加热温度T1至650℃的平均冷却速度CR1没有特别限定。作为上述平均冷却速度CR1，例如可列举以0.1℃/秒以上、10℃/秒以下的比较慢的平均冷却速度进行冷却。
[工序C：所述急冷后，在300～500℃的温度域，进行平均冷却速度0℃/秒以上、10℃/秒以下的缓慢冷却10秒以上且低于300秒的工序]
工序C在图1中相当于[5]。如图1的[5]所示，从该缓慢冷却开始温度＝急冷结束温度T3a，至图1所示的缓慢冷却结束温度T3b，在300～500℃的温度域内，且从上述T3a至T3b的平均冷却速度为0℃/秒以上且10℃/秒以下，从上述T3a至T3b的时间，即缓慢冷却时间t3为10秒以上且低于300秒。由此，部分性地使贝氏体形成。该贝氏体比奥氏体的碳的固溶极限低，因此涌出超过固溶极限的碳。其结果是，在贝氏体周围形成碳稠化的奥氏体的区域。这一区域经过后述的工序D的冷却和工序E的再加热，成为比较粗大的残留奥氏体。通过使该比较粗大的残留奥氏体存在，如上述，能够提高深拉性。
使上述缓慢冷却的温度域为300～500℃的理由如下。即，若缓慢冷却开始温度T3a比500℃高，则如前述，碳稠化区域变得过大，不仅残留奥氏体，连MA也变得粗大，因此扩孔率降低。所述温度T3a优选为480℃以下，更优选为460℃以下。另一方面，若缓慢冷却结束温度T3b低于300℃，则由于低温下的贝氏体相变的进行致使碳稠化区域微细化，不能充分确保比较粗大的残留奥氏体，深拉性降低。所述温度T3b优选为320℃以上，更优选为340℃以上。
另外，若所述缓慢冷却时间t3比10秒短，则碳稠化区域的面积变小，当量圆直径为1.5μm以上的残留奥氏体的量不足，深拉性降低。因此，所述缓慢冷却时间t3为10秒以上，优选为30秒以上，更优选为50秒以上。另一方面，若所述缓慢冷却时间t3达到300秒以上，则碳稠化区域变得过大，不仅残留奥氏体，连MA也变得粗大，因此扩孔率降低。为此，所述缓慢冷却时间t3低于300秒，优选为200秒以下，更优选为100秒以下，进一步优选为80秒以下，更进一步优选为60秒以下。
此外若缓慢冷却的平均冷却速度比10℃/秒大，则充分的贝氏体相变无法发生，其结果是，形成不了足够的碳稠化区域，比较粗大的残留奥氏体的量不足。所述平均冷却速度优选为8℃/秒以下，更优选为3℃/秒以下。平均冷却速度也可以为0℃/秒，即，以固定温度保持。另外，在上述温度范围内，也可以在上述范围内使冷却速度变化，也可以使缓慢冷却与固定温度下的保持加以组合。
作为缓慢冷却的优选条件，可列举在320～480℃的温度范围内、以平均冷却速度0℃/秒以上、8℃/秒以下，进行30～80秒的缓慢冷却。更优选为在340～460℃的温度范围内，以平均冷却速度0℃/秒以上、3℃/秒以下，进行50～60秒的缓慢冷却。
上述专利文献1认为，不进行上述缓慢冷却，而是在过冷却之后进行再加热。其结果认为，在专利文献1中，比较粗大的残留奥氏体的量，即，当量圆直径为1.5μm以上的残留奥氏体的比例低，深拉性比本发明差。
[工序D：所述缓慢冷却后，从300℃以上的缓慢冷却结束温度T3b，至100～300℃的冷却停止温度T4，以高于10℃/秒的平均冷却速度进行冷却的工序]
工序D，在图1中相当于[6]。如图1的[6]所示，从300℃以上的缓慢冷却结束温度T3b至100～300℃的冷却停止温度T4，通过以高于10℃/秒的平均冷却速度CR3进行冷却，从而使上述的碳稠化区域的一部分发生马氏体相变。由此，能够使未发生马氏体相变的残余碳稠化区域微细化，其结果是，能够得到微细的MA。若所述平均冷却速度CR3在10℃/秒以下，则冷却中碳稠化区域过分扩展，MA变得粗大，因此扩孔率降低。所述平均冷却速度CR3优选为15℃/秒以上，更优选为20℃/秒以上。还有，缓慢冷却结束温度T3b如前述工序C所述为500℃以下。
另外，通过在100～300℃的温度范围内控制所述平均冷却速度CR3的冷却的停止温度T4，调整未相变为马氏体而残存的奥氏体的量，控制最终的残留奥氏体量。若该冷却停止温度T4低于100℃，则残留奥氏体量不足。其结果是，虽然TS高，但是EL降低，TS×EL平衡不足。所述冷却停止温度T4优选为120℃以上，更优选为140℃以上。另一方面，若冷却停止温度T4比300℃高，则粗大的未相变奥氏体增加，即使经过其后的冷却，该未相变奥氏体仍残存，最终MA尺寸变得粗大，扩孔率λ降低。因此冷却停止温度T4为300℃以下。冷却停止温度T4优选为280℃以下，更优选为260℃以下。作为优选的实施方式之一，如图1的[6]所示，使缓慢冷却结束温度T3b为冷却开始温度。
以所述平均冷却速度CR3冷却后，如图1的[7]所示，也可以在所述冷却停止温度T4下保持，也可以不保持，而进行后述的再加热处理。以所述冷却停止温度T4保持时，优选使保持时间t4为1～600秒。这是由于，即使该保持时间t4长，特性也几乎不受影响，但是若超过600秒，则生产率降低。
[工序E：进行再加热至300～500℃的再加热温度T5的工序]
工序E，在图1中相当于[9]。如图1的[9]所示，通过加热至300～500℃的再加热温度T5，在该再加热温度T5保持，马氏体中的碳被排出向周围的奥氏体的碳稠化被促进，能够使使奥氏体稳定化。由此，能够使最终得到的残留奥氏体量增大。
若所述再加热温度T5比300℃低，则碳的扩散不足而得不到充分的残留奥氏体量，TS×EL降低，另外也得不到残留奥氏体的粒径分布控制带来的深拉性提高效果。因此再加热温度T5为300℃以上，优选为320℃以上，更优选为340℃以上。另一方面，若再加热温度T5比500℃高，则碳作为渗碳体析出，无法得到充分量的残留奥氏体。若是像这样残留奥氏体不足，则如上述，TS×EL降低，另外也得不到残留奥氏体的粒径分布控制带来的深拉性提高效果。因此，再加热温度T5为500℃以下，优选为480℃以下，更优选为460℃以下。
以所述再加热温度T5保持的再加热时间t5未特别限定，例如可列举为50秒以上，再有为70秒以上，进一步为90秒以上。另外再加热时间t5的上限，例如可列举为1200秒以下，再有为900秒以下，进一步为600秒以下。
图1的[8]所示，从上述的冷却停止温度T4至再加热温度T5的升温工序中的平均加热速度HR2没有特别限制。另外图1的[10]所示的再加热后的冷却，优选以2～20℃/秒的平均冷却速度CR4，冷却至200℃以下，例如冷却至室温即可。
【实施例】
以下，列举实施例更具体地说明本发明的实施方式，但本发明不受下述实施例限制，在在能够符合前·后述的宗旨的范围内，也可以加以变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。
1.试样制作
以真空熔炼制造具有表1所述的成分组成(余量是铁和不可避免的杂质)的铸造材后，通过热锻使该铸造材成为板厚30mm，接着，实施热轧。还有，表1中一并显示根据成分组成计算的Ac1点和Ac3点，以及“0.8×Ac1点+0.2×Ac3点”的值。所述热轧中，在加热到1200℃后，以多级轧制成为板厚2.5mm。这时，热轧的结束温度为880℃。之后，以30℃/秒冷却至600℃，停止冷却，插入加热到600℃的炉中后，保持30分钟，其后，进行炉冷而得到热轧钢板。对于该热轧钢板，实施酸洗而除去表面的氧化皮后，实施冷轧而得到1.4mm的冷轧钢板作为原板。对于该原板，进行表2－1和表2－2所示的条件的热处理，得到试样。还有，在本实施例中，从冷却停止温度T4到再加热温度T5的升温工序中的平均加热速度HR2，除去No.17以外，均为30℃/秒。
使用得到的试样，如下述，评价钢组织，并且进行特性的评价。
【表1】
Figure BDA0001800481900000161
【表2-1】
Figure BDA0001800481900000171
【表2-2】
Figure BDA0001800481900000181
2.钢组织的评价
以如下方式测量得到的试样的板厚t/4位置的钢组织。
[铁素体的面积率]
电解研磨试样之后，以lepera试剂进行腐蚀，用光学显微镜(1000倍)观察3个视野(100μm×100μm尺寸/视野)，以晶格间距5μm和晶格点数20×20的点计算法测量铁素体的面积率，计算平均值。以此面积比求得的值能够直接作为体积比(体积％)的值使用。
[回火马氏体和贝氏体的合计面积率]
回火马氏体和贝氏体的合计面积率，通过从全体钢组织全体中减去上述的铁素体分率；和由下述的方法求得的MA的分率，即残留奥氏体和淬火状态的马氏体的合计而求得。
[MA的面积率和平均当量圆直径]
电解研磨试样后，进行硝酸乙醇腐蚀液腐蚀，以SEM(5000倍)观察3个视野(20μm×20μm尺寸/视野)，在照片中的任意的位置划10μm的直线20条，测量该直线与MA交叉的截距长度，计算这些截距长度的平均值，从而求得MA的平均当量圆直径。MA的面积率，基于MA的平均当量圆直径和在视野内观察到的MA数计算，求得3个视野的平均。
[残留奥氏体的体积率]
残留奥氏体量能够利用X线衍射求得作为体心立方晶格或体心正方晶格的铁素体、贝氏体、回火马氏体和马氏体与作为面心立方晶格的奥氏体的衍射强度比，再通过计算而取得。详细地说，以如下方式测量。即，使用#1000～#1500的砂纸，研磨至板厚1/4位置后，再对表面进行电解研磨至深度10～20μm左右，然后，作为X线衍射装置使用株式会社リガク制二维微区X线衍射装置(RINT－RAPIDII)进行测量。具体来说，使用Co靶，作为X射线源使用Co－Kα射线，输出40kV－200mA左右，以2θ测量40°～130°的范围。然后根据得到的bcc(α)的衍射峰(110)、(200)、(211)，和fcc(γ)的衍射峰(111)、(200)、(220)、(311)进行残留γ的定量测定。
[残留奥氏体的平均当量圆直径和当量圆直径为1.5μm以上的残留奥氏体的比例]
残留奥氏体的平均当量圆直径和当量圆直径为1.5μm以上的残留奥氏体量在全部残留奥氏体量中所占的比率，如上述，通过使用采用了SEM的结晶分析方法的EBSD法，制成相图而求得。详细地说，对于试样表面进行电解研磨，在板厚的1/4位置，对于合计3个区域(1个区域的尺寸为100μm×100μm)，以一步距：0.25μm，实施18万点的EBSD测量(テクセムラボラトリーズ社制OIM系统)。根据由该测量得到的相图，求得各个奥氏体相(残留奥氏体)的面积，根据此面积求得各个奥氏体相的当量圆直径，以其平均值作为残留奥氏体的平均当量圆直径。
另外，累计当量圆直径为1.5μm以上的残留奥氏体的面积，求得相对于残留奥氏体相的总面积的比率，由此得到当量圆直径为1.5μm以上的残留奥氏体，在全部残留奥氏体中所占的比例。还有，虽然如此求得的当量圆直径为1.5μm以上的残留奥氏体在全部残留奥氏体中所占的比率是面积比，但与体积比等价。
测量这些钢组织的结果显示在表3中。还有，在表3中，将铁素体记为“F”，回火马氏体和贝氏体记为“回火M/B”，当量圆直径为1.5μm以上的残留奥氏体记为“1.5μm以上的残留γ”。
【表3】
Figure BDA0001800481900000211
3.特性的评价
对于得到的试样，如下述所示，进行拉伸试验，测量屈服强度YS、抗拉强度TS、总延伸率EL，计算屈强比YR和TS×EL。另外，以下述所示的方法测量扩孔率λ，并且评价深拉性。
(拉伸试验)
从上述试样上，使相对于轧制方向垂直的方向为纵长方向，提取JIS Z2201所规定的5号试验片。然后使用该试验片，用拉伸试验机以JIS Z2241的条件进行拉伸试验，求得YS、TS、YR、EL和TS×EL。然后，所述TS为780MPa以上，所述YR为0.60以上，所述TS×EL为22000MPa％以上的情况，评价为高强度，高屈强比，且强度－延展性平衡优异。
(扩孔率的测量)
扩孔率λ遵循日本铁钢联盟规格JFS T1001求得。详细地说，就是在试验片上，开直径d0(d0＝10mm)的穿孔，将前端角度为60°的冲头压入该穿孔，测量发生的龟裂在贯通试验片的板厚的时刻的穿孔的直径d，根据下式求得。然后，该扩孔率λ为20％以上的情况，评价为冲压成形性等的加工性优异。
λ(％)＝{(d－d0)/d0}×100
(深拉性的评价)
深拉性以LDR评价。LDR以如下方式求得。即在圆筒拉深成形中，设得到的圆筒的直径为d，经一次深拉伸加工未发生断裂的而能够得到圆筒的圆盘状的钢板(坯料)的最大直径为D。然后，LDR由d/D求得。在本实施例中，对于板厚1.4mm而具有各种直径的圆盘状的试料，以冲头直径50mm，冲头角半径6mm，冲模直径55.2mm和冲模角半径8mm的金属模具，进行圆筒拉深，求得没有断裂而拉出的试料直径(最大直径D)，求得d/D作为LDR。而后，LDR为2.05以上的情况评价为深拉性优异。
这些结果显示在表4中。
【表4】
Figure BDA0001800481900000231
由上述表1～4可知如下。No.1、2、7、11～16、20、22～27和34～40，均具有本发明的实施方式中规定的成分组成，且以规定的条件制造，能够得到希望的钢组织，因此不仅显示出高抗拉强度和优异的深拉性，而且显示出优异的强度－延展性平衡、高屈强比和优异的扩孔性，即高扩孔率。但是上述以外的例子，因为不满足规定的成分组成，或不满足规定的制造条件，所以得不到希望的钢组织，其结果是，上述特性的至少任意一个为不良的结果。以下展示详情。
No.3因为加热温度T1过高，所以不能确保铁素体，其结果是，TS×EL变低。
No.4因为急冷停止温度＝缓慢冷却开始温度T3a过高，所以是MA粗大的例子。其结果是，扩孔性降低。
No.5因为再加热温度T5过低，所以不能确保一定以上的残留奥氏体，其结果是TS×EL和深拉性变低。
No.6因为以平均冷却速度CR3冷却后的冷却停止温度T4过低，所以不能确保一定以上的残留奥氏体，其结果是TS×EL和深拉性低。
No.8因为再加热温度T5过高，所以不能确保一定以上的残留奥氏体，其结果是TS×EL和深拉性低。
No.9因为缓慢冷却的温度T3a和T3b过低，所以不能确保当量圆直径为1.5μm以上的残留奥氏体，深拉性降低。
No.10因为缓慢冷却后的至100～300℃的冷却停止温度T4的平均冷却速度CR3过慢，所以MA粗大，其结果是，扩孔性降低。
No.17是未进行图1的[6]～[9]，在图1的[4]的急冷后，以400℃保持300秒之后，冷却至室温的例子。该例的情况下，未进行平均冷却速度CR3下的冷却和再加热，所以未发生马氏体相变，MA和残留奥氏体变粗大。其结果是扩孔性降低。还有，因为该No.17与本发明的实施方式中规定的组织大不相同，所以残留奥氏体的平均当量圆直径粗大，但可确保深拉性。
No.18没有图1的[5]的停留工序，是从急冷开始温度700℃至停止温度200℃以平均冷却速度40℃进行急冷的例子。这种情况下，为能确保当量圆直径为1.5μm以上的残留奥氏体，深拉性降低。
No.19因为缓慢冷却时间t3为长时间，所以MA变粗大，其结果是，扩孔性降低。
No.21因为缓慢冷却时间t3是短时间，所以当量圆直径为1.5μm以上的残留奥氏体的量不足，深拉性降低。
No.28因为C量过低，所以残留奥氏体量不足，其结果是，TS×EL特别低。
No.29因为C量过剩，所以MA和残留奥氏体变粗大，其结果是，深拉性和扩孔性两者都降低。
No.30因为Si+Al量不足，所以残留奥氏体量不足，其结果是，TS×EL低。
No.31因为Si+Al量过剩，所以回火马氏体/贝氏体不足，MA和残留奥氏体粗大。其结果是，屈强比低且扩孔性降低。还有，该No.31与本发明的实施方式中规定的组织大不相同，所以残留奥氏体的平均当量圆直径粗大，但可确保深拉性。
No.32因为Mn量不足，所以铁素体过剩，是无法充分得到回火马氏体和贝氏体的例子。其结果是，TS和YR降低。
No.33因为Mn量过剩，所以当量圆直径为1.5μm以上的残留奥氏体的量不足，深拉性降低。
本说明书的公开内容，包括以下的方式。
方式1：
一种高强度钢板，其特征在于，在成分组成中，以质量％计含有
C：0.15～0.35％，
Si和Al的合计：0.5～2.5％，
Mn：1.0～4.0％，
P：高于0％并在0.05％以下，和
S：高于0％并在0.01％以下，
余量由Fe和不可避免的杂质构成，
在钢组织中，以在全部组织中所占的比例计，满足
铁素体：高于5面积％并在50面积％以下，
回火马氏体和贝氏体的合计：30面积％以上，和
残留奥氏体：10体积％以上，
此外还具有MA，并且，满足
MA的平均当量圆直径：1.0μm以下，
残留奥氏体的平均当量圆直径：1.0μm以下，和
当量圆直径为1.5μm以上的残留奥氏体，在全部残留奥氏体中所占的体积比例：5％以上。
方式2：
根据方式1所述的高强度钢板，其中，所述成分组成中的C量为0.30％以下。
方式3：
根据方式1或2所述的高强度钢板，其中，所述成分组成中的Al量低于0.10％。
方式4：
根据方式1～3中任一项所述的高强度钢板，其中，以质量％计还含有从Cu、Ni、Mo、Cr和B所构成的群中选择的一种以上，合计高于0％并在1.0％以下。
方式5：
根据方式1～4中任一项所述的高强度钢板，其中，以质量％计还含有从V、Nb、Ti、Zr和Hf所构成的群中选择的一种以上，合计高于0％并在0.2％以下。
方式6：
根据方式1～5中任一项所述的高强度钢板，其中，以质量％计还含有从Ca、Mg和REM所构成的群中选择的一种以上，合计高于0％并在0.01％以下。
方式7：
一种高强度钢板的制造方法，是制造方式1～6中任一项所述的高强度钢板的方法，其特征在于，按顺序包括如下工序：
使用满足方式1～6中任一项所述的成分组成的原板，
加热至(Ac1点×0.8+Ac3点×0.2)以上且低于Ac3点的温度T1的工序A；
所述加热后，从650℃以上的急冷开始温度T2至300～500℃的冷却停止温度T3a，以30℃/秒以上且低于200℃/秒的平均冷却速度进行急冷的工序B；
所述急冷后，在300～500℃的温度域，进行平均冷却速度0℃/秒以上且10℃/秒以下的缓慢冷却10秒以上且低于300秒的工序C；
所述缓慢冷却后，从300℃以上的缓慢冷却结束温度T3b，至100～300℃的冷却停止温度T4，以高于10℃/秒的平均冷却速度进行冷却的工序D；和
进行再加热至300～500℃的再加热温度T5的工序E。
方式8：
根据方式7所述的制造方法，其中，在所述工序C中，包括在300～500℃的温度域以固定温度保持。
本申请伴随以申请日为2016年3月31日的日本国专利申请，特愿第2016－072740号，和申请日为2016年12月27日的日本国专利申请，特愿第2016－253902号为基础申请的优先权主张。特愿第2016－072740号和特愿第2016－253902号由于参照而编入本说明书。

Claims (6)

1.一种高强度钢板，其特征在于，在成分组成中，以质量％计含有
C：0.15～0.35％、
Si和Al的合计：0.5～2.5％、
Mn：1.0～4.0％、
P：高于0％并在0.05％以下、和
S：高于0％并在0.01％以下、
余量由Fe和不可避免的杂质构成，
在钢组织中，以在全部组织中所占的比例计，满足
铁素体：高于5面积％并在50面积％以下，
回火马氏体和贝氏体的合计：30面积％以上，和
残留奥氏体：10体积％以上，
还具有MA，并且，满足
MA的平均当量圆直径：1.0μm以下，
残留奥氏体的平均当量圆直径：1.0μm以下，和
当量圆直径为1.5μm以上的残留奥氏体，在全部残留奥氏体中所占的体积比例：5％以上。
2.根据权利要求1所述的高强度钢板，其中，所述成分组成中的C量为0.30％以下。
3.根据权利要求1所述的高强度钢板，其中，所述成分组成中的Al量低于0.10％。
4.根据权利要求1所述的高强度钢板，其中，以质量％计还含有以下的(a)～(c)中任意1个以上：
(a)从Cu、Ni、Mo、Cr、和B所构成的群中选择的一种以上，合计高于0％并在1.0％以下；
(b)从V、Nb、Ti、Zr、和Hf所构成的群中选择的一种以上，合计高于0％并在0.2％以下；
(c)从Ca、Mg、和REM所构成的群中选择的一种以上，合计高于0％并在0.01％以下。
5.一种高强度钢板的制造方法，其特征在于，是制造权利要求1～4中任一项所述的高强度钢板的方法，按顺序包含如下工序：
使用满足权利要求1～4中任一项所述的成分组成的原板，
加热至(Ac1点×0.8+Ac3点×0.2)以上且低于Ac3点的温度T1的工序A；
所述加热后，从650℃以上的急冷开始温度T2至300～500℃的冷却停止温度T3a，以30℃/秒以上且低于200℃/秒的平均冷却速度进行急冷的工序B；
所述急冷后，在300～500℃的温度域，进行平均冷却速度0℃/秒以上且10℃/秒以下的缓慢冷却10秒以上且低于300秒的工序C；
所述缓慢冷却后，从300℃以上的缓慢冷却结束温度T3b至100～300℃的冷却停止温度T4，以高于10℃/秒的平均冷却速度进行冷却的工序D；和
进行再加热至300～500℃的再加热温度T5的工序E。
6.根据权利要求5所述的制造方法，其中，在所述工序C中，包括在300～500℃的温度域以固定温度进行保持。
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