CN109072381A - 高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明的目的为提供伸长率、扩孔性、弯曲加工性及耐延迟断裂特性优异的高强度钢板及其制造方法。高强度钢板，其特征在于，具有下述成分组成和显微组织，所述成分组成以质量％计满足C：0.15～0.25％、Si：1.00～2.20％、Mn：2.00～3.50％、P：0.05％以下，S：0.005％以下，Al：0.01～0.50％、N：0.010％以下，B：0.0003～0.0050％，且含有选自Ti：0.005～0.05％、Cu：0.003～0.50％、Ni：0.003～0.50％、Sn：0.003～0.50％、Co：0.003～0.05％、Mo：0.003～0.50％中的1种或2种以上，并且余量由Fe及不可避免的杂质构成，所述显微组织中，平均晶体粒径为2μm以下的铁素体以体积分率计为15％以下(包括0％)，平均晶体粒径为2μm以下的残余奥氏体以体积分率计为2～15％，平均晶体粒径为3μm以下的马氏体以体积分率计为10％以下(包括0％)，余量为平均晶体粒径为6μm以下的贝氏体及回火马氏体，并且，在贝氏体及回火马氏体晶粒内含有平均10个以上的粒径为0.04μm以上的渗碳体粒子。

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，尤其涉及适合作为汽车等的结构部件的构件的高强度钢板。
背景技术
近年来，由于环境问题的严重化，CO2排出限制变得严格，在汽车领域中，应对提高油耗性的车体的轻质化成为课题。为此，伴随高强度钢板在汽车部件中的应用，薄壁化得以推进，拉伸强度(TS)为1180MPa以上的钢板的应用得到推进。但是，汽车的结构用构件、加强用构件中使用的高强度钢板被要求成型性优异。尤其是，具有复杂形状的部件的成型中，不仅要求伸长率、扩孔性、弯曲加工性之类的个别特性优异，还要求所有特性均优异。此外，对于1180MPa以上的钢板而言，其存在由于从使用环境进入的氢而导致发生延迟断裂(氢脆化)的可能性。因此，为了应用高强度钢板，高加压成型性和优异的耐延迟断裂特性是必须的。
一直以来，作为兼具成型性和高强度的高强度薄钢板，可举出TRIP钢板。该TRIP钢板为含有残余奥氏体的钢板组织，于马氏体相变开始温度以上的温度使其加工变形时，由于应力或应变而使得残余奥氏体诱导相变为马氏体，可得到较大的伸长率。但是，对于该TRIP钢板而言，存在下述缺点：由于残余奥氏体在冲裁加工时相变为马氏体，从而在与铁素体的界面上产生裂纹、扩孔性变差。因此，专利文献1中，公开了通过含有至少60％的贝氏体·铁素体及20％以下的多边形·铁素体从而伸长率及延伸凸缘性提高的TRIP钢板。另外，专利文献2中，公开了通过控制贝氏体·残余奥氏体的面积率从而扩孔性及延展性优异的TRIP钢板。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第4411221号公报
专利文献2：日本专利第4091894号公报
发明内容
发明所要解决的课题
然而，对于专利文献1而言，并未在TS：1180MPa以上的高强度区域中提高伸长率、扩孔性及弯曲加工性，也未考虑延迟断裂的可能性。另外，专利文献2的伸长率相对于强度而言也不充分，不能说是确保了充分的成型性。
像这样，TS：1180MPa以上的高强度钢板中，确保加压成型性优异的伸长率、扩孔性及弯曲加工性、此外耐延迟断裂特性也优异是困难的，实际情况是，包括其他钢板在内，尚未开发出兼具这些特性(强度、伸长率、扩孔性、弯曲加工性、耐延迟断裂特性)的钢板。
本发明的目的在于解决上述现有技术的问题点，提供伸长率、扩孔性、弯曲加工性及耐延迟断裂特性优异的高强度钢板及其制造方法。
用于解决课题的手段
本申请发明人反复进行了深入研究。结果发现，TS：1180MPa以上的高强度钢板中，为了提高伸长率、扩孔性、弯曲加工性及耐延迟断裂特性，通过以特定的比率控制铁素体、残余奥氏体、马氏体、贝氏体、回火马氏体的钢板组织的体积分率、并且将各钢板组织的平均晶体粒径微细化、在钢板组织内生成微细碳化物，从而除了可得到高延展性、高扩孔性、高弯曲加工性以外，还可一并得到优异的耐延迟断裂特性。本发明立足于上述的见解。
延迟断裂是由于氢进入钢板内而使得裂纹生成、扩展，从而产生断裂的现象。此处，在钢板组织内，马氏体、尤其是未回火的马氏体促进延迟断裂中的裂纹的扩展。因此，通过将钢板组织的马氏体回火从而能够抑制裂纹的扩展。然而，汽车用薄钢板中，从经过加压成型后装载于实体车辆起暴露于使用环境，从而存在导致氢侵入并且发生延迟断裂的可能性。此处，对于含有残余奥氏体的TRIP钢板而言，将在残余奥氏体(其有助于伸长率)相变为马氏体后暴露于使用环境中。即，为了提高耐延迟断裂特性，需要考虑加压成型后的钢板组织。
另外，在扩孔性方面，在钢板组织中存在比铁素体硬度更高的马氏体、残余奥氏体及渗碳体等的情况下，在冲裁加工时，于其界面、尤其是与软质的铁素体的界面上产生空隙、在其后的扩孔过程中，空隙彼此连结、扩展，从而产生裂纹。另一方面，通过在钢板组织中含有软质的铁素体、残余奥氏体，伸长率提高。在弯曲加工性方面，钢板组织的均匀性变得重要，存在大量软质的铁素体时，应变局部地集中于与硬质相的界面处，因此，在该界面处发生开裂。
因此，本申请发明人反复进行了深入研究，结果得到了以下见解：通过调节作为空隙产生源的软质相(铁素体)和硬质相(马氏体、残余奥氏体)的体积分率、生成作为硬质中间相(软质相即铁素体与硬质相即马氏体的中间的硬度)的回火马氏体或贝氏体、进而使晶粒微细化，从而能够在含有一定水平的软质的铁素体的同时确保强度、扩孔性，并且通过在钢板组织内含有渗碳体，可生成氢陷阱位点、确保强度，得到伸长率、耐延迟断裂特性、扩孔性。并且，还得到了以下见解：通过添加比Fe的标准电极电势高的元素，使钢板的氢超电势上升，从而通过抑制氢生成反应来提高耐延迟断裂特性。为此，在使渗碳体微细地分散于热轧钢板的组织中的基础上，在其后的连续退火(第二热处理)时使渗碳体粗大化，从而生成氢的陷阱位点。该粗大的渗碳体对于强度的影响较小，但也可抑制扩孔时的空隙的生成。还得到了以下见解：在连续退火(第二热处理)时的冷却过程中进行贝氏体相变、及通过在冷却后的均热保持中将在冷却中生成的马氏体回火的工序中，通过残余奥氏体生成和生成贝氏体、回火马氏体的热处理，可形成本发明的钢板组织。
根据以上，本发明中，含有Ti、Cu、Ni、Sn、Co、Mo作为具有使氢超电势上升的效果的元素，进一步在适当的热轧及退火条件下施以热处理。即，在将铁素体、残余奥氏体、马氏体、贝氏体、回火马氏体的晶体粒径微细化的同时，得到对于确保伸长率而言充分的残余奥氏体的体积分率，并且，将铁素体、贝氏体、回火马氏体、马氏体的体积分率控制为不损害强度和延展性的范围，由此，能够提高伸长率、扩孔性、弯曲加工性、耐延迟断裂特性。此处，Ti比Fe的标准电极电势低，但具有使氢超电势上升的效果，并且由于生成TiC的析出物而成为氢的陷阱位点，具有提高耐延迟断裂特性的效果。
即，本发明提供以下的[1]～[3]。
[1]高强度钢板，其特征在于，具有下述成分组成和显微组织，所述成分组成以质量％计满足C：0.15～0.25％、Si：1.00～2.20％、Mn：2.00～3.50％、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.01～0.50％、N：0.010％以下、B：0.0003～0.0050％，且含有选自Ti：0.005～0.05％、Cu：0.003～0.50％、Ni：0.003～0.50％、Sn：0.003～0.50％、Co：0.003～0.05％、Mo：0.003～0.50％中的1种或2种以上，并且余量由Fe及不可避免的杂质构成，所述显微组织中，平均晶体粒径为2μm以下的铁素体以体积分率计为15％以下(包括0％)，平均晶体粒径为2μm以下的残余奥氏体以体积分率计为2～15％，平均晶体粒径为3μm以下的马氏体以体积分率计为10％以下(包括0％)，余量为平均晶体粒径为6μm以下的贝氏体及回火马氏体，并且，在贝氏体及回火马氏体晶粒内含有平均10个以上的粒径为0.04μm以上的渗碳体粒子。
[2]如[1]所述的高强度钢板，其特征在于，作为成分组成，以质量％计还含有选自下述成分中的1种或2种以上：V：0.05％以下、Nb：0.05％以下、Cr：0.50％以下、Ca及/或REM：合计0.0050％以下。
[3]高强度钢板的制造方法，其特征在于，对具有[1]或[2]所述的成分组成的钢板坯在精轧结束温度为850～950℃的条件下实施热轧，作为一次冷却，以80℃/s以上的第一平均冷却速度冷却至650℃以下，然后，作为二次冷却，以5℃/s以上的第二平均冷却速度冷却至550℃以下，然后于550℃以下的卷取温度卷取，对得到的热轧钢板施以酸洗后，实施在400～700℃的温度范围内进行加热的热处理，接着实施冷轧，接下来，以3～30℃/s的平均加热速度加热至800～930℃的温度范围，在作为第一均热温度的800～930℃的温度范围内保持30秒以上，然后，从第一均热温度以3℃/s以上的第三平均冷却速度冷却至70～250℃的冷却停止温度，然后加热至320～470℃，在作为第二均热温度的320℃～470℃的温度范围内保持30秒以上，然后在冷却至室温后进行酸洗。
发明效果
根据本发明，可具有极高的拉伸强度(TS：1180MPa以上)，且具有高的伸长率和扩孔性及伴随它们的优异的弯曲加工性。另外，具有优异的耐延迟断裂特性，即，在对构件进行成型加工后也不易发生因从环境进入的氢而导致的延迟断裂。能够稳定地得到例如拉伸强度为1180MPa以上、总伸长率为17.0％以上、扩孔率为45％以上及弯曲加工性R/t(R为V型块的前端半径，t为板厚)为2.0以下、在20℃的pH＝1.5的盐酸浸渍环境下100小时不发生断裂、强度、伸长率、扩孔性、弯曲加工性及耐延迟断裂特性优异的高强度钢板。
具体实施方式
以下，对本发明进行具体说明。需要说明的是，以下中，成分的“％”表示质量％。
C：0.15～0.25％
C是对于钢板的高强度化有效的元素，也有助于本发明中的贝氏体、回火马氏体、残余奥氏体及马氏体的第二相形成，并且可提高马氏体及回火马氏体的硬度。小于0.15％时，难以确保需要的贝氏体、回火马氏体、残余奥氏体及马氏体的体积分率。另外，小于0.15％时，铁素体的体积分率升高，难以确保TS：1180MPa以上。因此，C设为0.15％以上。优选为0.17％以上。另一方面，过量地含有时，铁素体、回火马氏体、马氏体的硬度差变大，因此扩孔性降低。因此，C设为0.25％以下。优选为0.23％以下。
Si：1.00～2.20％
Si将铁素体固溶强化、使其与硬质相的硬度差降低，因此，扩孔率增加。为了得到该效果，需要含有1.00％以上。优选为1.20％以上。然而，过量含有Si会使化学转化处理性降低，因此，其含量设为2.20％以下。优选为2.00％以下。
Mn：2.00～3.50％
Mn是通过固溶强化、以及通过生成硬质相(残余奥氏体、马氏体)及硬质中间层(贝氏体、回火马氏体)从而有助于高强度化的元素。另外，其是使奥氏体稳定化的元素，并且是控制硬质相、硬质中间层的体积分率所需要的元素。为了得到该效果，需要含有2.00％以上。另一方面，过量地含有的情况下，马氏体的体积分率变得过量，并且马氏体及回火马氏体的硬度增加、扩孔性降低。此外，氢进入钢板内的情况下，晶界的滑动约束增加、晶界处的裂纹变得容易扩展，因此耐延迟断裂特性降低。因此，Mn的含量设为3.50％以下。优选为3.00％以下。
P：0.05％以下
P通过固溶强化而有助于高强度化。然而，过量地含有时，向晶界的偏析变得明显从而使晶界脆化、熔接性降低，因此，其含量设为0.05％以下。优选为0.04％以下。没有特别的下限，但极低P化会使制钢成本上升，因此，优选含有0.0005％以上。
S：0.005％以下
S的含量多时，较多地生成MnS等硫化物，在氢进入时由MnS起发生裂纹，结果，耐延迟断裂特性降低。因此，含量的上限设为0.005％。优选为0.0045％以下。没有特别的下限，但极低S化使制钢成本上升，因此，优选含有0.0005％以上。
Al：0.01～0.50％
Al为脱氧所需要的元素，为了得到该效果，需要含有0.01％以上。另一方面，Al具有在贝氏体相变时抑制渗碳体析出的效果，有助于生成残余奥氏体，但从抑制作为氢的陷阱位点的渗碳体的粗大化的方面考虑，其上限设为0.50％。优选为0.45％以下。
N：0.010％以下
N可形成粗大的氮化物，使弯曲加工性、扩孔性劣化，因此需要抑制其含量。N大于0.010％时，该趋势变得显著，因此，N的含量设为0.010％以下。优选为0.0050％以下。
B：0.0003％～0.0050％
B是提高淬硬性、通过生成硬质相及硬质中间相从而有助于高强度化、在确保淬硬性的同时不使马氏体相变开始点降低的元素。并且，具有在热轧时的精轧后进行冷却时抑制铁素体、珠光体的生成的效果。为了发挥该效果，需要含有0.0003％以上。另一方面，即使含有大于0.0050％，效果也会饱和，因此，其含量设为0.0050％以下。优选为0.0040％以下。
本发明中，除了上述的成分以外，可含有1种或2种以上的以下成分。
Ti：0.005～0.05％
Ti是可通过形成微细的碳氮化物从而有助于强度上升的元素。并且，起到不使B(其为本发明所必需的元素)与N反应的作用。另外，Ti的微细的碳氮化物成为氢的陷阱位点，并且使氢超电势上升，因此可提高耐延迟断裂特性。为了发挥这样的效果，Ti的含量的下限设为0.005％以上。优选为0.008％以上。另一方面，大量地含有Ti时，伸长率显著地降低，因此，其含量设为0.05％以下。优选为0.035％以下。
Cu：0.003～0.50％
Cu较之Fe而言标准电极电势更高，因此，通过含有Cu从而使氢超电势增加并且抑制氢生成、即、使氢进入钢板的量降低。结果，耐延迟断裂特性提高。另外，Cu是通过固溶强化从而有助于高强度化的元素。为了发挥这些效果，需要为0.003％以上。优选为0.010％以上。另一方面，即使含有大于0.50％，效果也会饱和，并且容易发生由Cu导致的表面缺陷。因此，含量设为0.50％以下。优选为0.30％以下。
Ni：0.003～0.50％
Ni与Cu同样，是使氢超电势增加并且提高耐延迟断裂特性的元素，为了发挥这样的效果，需要为0.003％以上。优选为0.01％以上。另外，若与Cu同时含有，则具有抑制由Cu导致的表面缺陷的效果，因此，在含有Cu时是有效的。另一方面，即使含有大于0.50％，效果也会饱和，因此，其含量设为0.50％以下。优选为0.30％以下。
Sn：0.003～0.50％
Sn与Cu同样，是使氢超电势增加并且提高耐延迟断裂特性的元素，为了发挥这样的效果，需要为0.003％以上。优选为0.007％以上。另一方面，即使含有大于0.50％，效果也会饱和，并且可使延展性降低，因此，其含量设为0.50％以下。优选为0.40％以下。
Co：0.003～0.05％
Co与Cu同样，是使氢超电势增加并且提高耐延迟断裂特性的元素，为了发挥这样的效果，需要含有0.003％以上。优选为0.005％以上。另一方面，即使含有大于0.05％，效果也会饱和，因此，其含量设为0.05％以下。优选为0.03％以下。
Mo：0.003～0.50％
Mo与Cu同样，是使氢超电势增加并且提高耐延迟断裂特性的元素，并且是有助于高强度化的元素。为了发挥这些效果，需要含有0.003％以上。优选为0.005％以上。另一方面，即使含有大于0.50％，效果也会饱和，因此，其含量设为0.50％以下。优选为0.40％以下。
本发明中，除了上述的成分以外，可含有以下成分中的1种或2种以上。
V：0.05％以下
V可通过形成微细的碳氮化物从而有助于强度上升。为了具有这样的作用，V优选含有0.01％以上。另一方面，即使含有大于0.05％的大量的V，强度上升效果也较小，此外，还会招致合金成本的增加。因此，V的含量优选为0.05％以下。
Nb：0.05％以下
Nb与V同样，通过形成微细的碳氮化物从而有助于强度上升，因此，可根据需要而含有。为了发挥这样的效果，Nb的含量优选设为0.005％以上。另一方面，大量地含有Nb时，伸长率显著地降低，因此，其含量优选为0.05％以下。
Cr：0.50％以下
Cr为有助于高强度化的元素，可根据需要而含有。为了发挥该效果，优选含有0.10％以上。另一方面，含有大于0.50％时，过量地生成马氏体、表面缺陷变得容易发生，因此，其含量优选为0.50％以下。
Ca及/或REM：合计0.0050％以下
Ca及REM是将硫化物的形状球状化、改善硫化物对于扩孔性的不良影响的元素，可根据需要而含有。为了发挥这些效果，优选含有合计0.0005％以上。另一方面，即使含有大于0.0050％，效果也会饱和，因此，其含量设为合计0.0050％以下。
上述以外的余量为Fe及不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，可举出例如Sb、Zn等，作为它们的含量的允许范围，为Sb：0.01％以下，Zn：0.01％以下。另外，本发明中，即使在通常的钢组成的范围内含有Ta、Mg、Zr，也不会丧失其效果。
接下来，对本发明的高强度钢板的显微组织进行详细说明。
铁素体的平均晶体粒径为2μm以下，体积分率为15％以下(包括0％)的范围，残余奥氏体的平均晶体粒径为2μm以下，体积分率为2～15％，马氏体的平均晶体粒径为3μm以下，体积分率为10％以下(包括0％)，余量为平均晶体粒径为6μm以下的贝氏体及回火马氏体。此处记载的体积分率为相对于钢板整体而言的体积分率，以下相同。
铁素体的体积分率大于15％时，除了扩孔时的空隙生成量增加以外，由于需要提高马氏体、回火马氏体的硬度以确保强度，因此，难以同时实现强度和扩孔性。此外，从弯曲加工性的观点考虑，铁素体的体积分率的增加可降低硬度的均匀性，因此，铁素体的体积分率设为15％以下。优选为12％以下。进一步优选小于10％。需要说明的是，铁素体的体积分率也可以为0％。另外，铁素体的平均晶体粒径大于2μm时，在扩孔时的冲裁端面处产生的空隙在扩孔过程中变得容易连结，因此，无法得到良好的扩孔性。因此，铁素体的平均晶体粒径设为2μm以下。
为了确保良好的延展性，残余奥氏体的体积分率需要为2～15％的范围。残余奥氏体的体积分率小于2％时，伸长率降低，因此，其下限设为2％。优选为4％以上。另外，残余奥氏体的体积分率大于15％的情况下，在加压成型后由残余奥氏体相变而成的马氏体的量变得过多，氢进入时的裂纹扩展速度增加。因此，上限设为15％。优选为12％以下。进一步优选为11％以下。另外，对于残余奥氏体的平均晶体粒径而言，由于残余奥氏体内的C分布的影响，在加压成型时马氏体变得容易生成，耐延迟断裂特性降低，因此，其上限设为2μm。下限没有特别规定，但小于0.3μm时，对于伸长率的促进较大，因此，优选为0.3μm以上。
为了确保所期望的强度、且确保耐延迟断裂特性及扩孔性，马氏体的体积分率设为10％以下。优选为8％以下。进一步优选为5％以下。需要说明的是，马氏体的体积分率也可以为0％。另外，马氏体的平均晶体粒径大于3μm时，在与铁素体的界面处生成的空隙变得容易连结，扩孔性劣化，因此，其上限设为3μm。需要说明的是，此处所谓马氏体，是指在于连续退火时的第二均热温度范围即320～470℃的温度范围中保持后仍然未相变的奥氏体在冷却至室温时所生成的马氏体。
为了确保良好的扩孔性，上述的铁素体、残余奥氏体、马氏体以外的余量必须为贝氏体及回火马氏体。贝氏体及回火马氏体的平均晶体粒径设为6μm以下。平均晶体粒径大于6μm时，在与铁素体的界面处生成的空隙变得容易连结，扩孔性劣化，因此，其上限设为6μm。另外，贝氏体的体积分率优选为20～50％的范围，回火马氏体的体积分率优选为35～85％。需要说明的是，此处所谓贝氏体的体积分率，是指贝氏体·铁素体(位错密度高的铁素体)在观察面中占据的体积比例，所谓回火马氏体，是指在退火时的70～250℃的冷却中未相变的奥氏体的一部分发生马氏体相变、并在加热至320～470℃的温度范围内后被保持时经回火的马氏体。
另外，除了本发明中的铁素体、残余奥氏体、马氏体、贝氏体及回火马氏体以外，存在生成珠光体的情况，但只要上述的铁素体、残余奥氏体及马氏体的体积分率、铁素体、残余奥氏体及马氏体的平均晶体粒径、渗碳体粒子的分布状态得到满足，则能够达成本发明的目的。其中，珠光体的体积分率优选为3％以下。
另外，需要在贝氏体及回火马氏体晶粒内含有平均10个以上的粒径为0.04μm以上的渗碳体粒子。这样一来，除了使渗碳体成为氢的陷阱位点并且提高耐延迟断裂特性以外，还不会使贝氏体及回火马氏体的硬度大幅度上升，因此，对于扩孔性是有用的。粒径小于0.04μm、或平均小于10个时，耐延迟断裂特性及扩孔性劣化。
接下来，对本发明的高强度钢板的制造方法进行说明。需要说明的是，以下的说明中，除非另有其他说明，则温度为钢板表面温度。
本发明的制造方法的特征在于，对具有上述成分组成的钢板坯在精轧结束温度为850～950℃的条件下实施热轧，作为一次冷却，以80℃/s以上的第一平均冷却速度冷却至650℃以下，然后，作为二次冷却，以5℃/s以上的第二平均冷却速度冷却至550℃以下，然后于550℃以下的卷取温度卷取，对得到的热轧钢板施以酸洗后，实施在400～700℃的温度范围内进行加热的(第一)热处理，接着实施冷轧，接下来，作为退火工序(第二热处理)，以3～30℃/s的平均加热速度加热至800～930℃的温度范围，在作为第一均热温度的800～930℃的温度范围内保持30秒以上，然后，从第一均热温度以3℃/s以上的第三平均冷却速度冷却至70～250℃的冷却停止温度，然后加热至320～470℃，在作为第二均热温度的320℃～470℃的温度范围内保持30秒以上，然后在冷却至室温后进行酸洗。
热轧工序中，对钢板坯进行铸造后，优选不进行再加热而是于1150～1300℃开始热轧、或再加热至1150～1300℃后开始热轧。对于使用的钢板坯而言，为了防止宏观偏析，优选用连续铸造法制造，但也可利用铸锭法、薄板坯铸造法而制造。本发明中，除了制造钢板坯后暂时冷却至室温、然后进行再加热的现有方法以外，也可毫无问题地应用不进行冷却、以温片的状态直接装入加热炉、或者在实施保热后立刻轧制、或者在铸造后直接轧制的直送轧制·直接轧制等节能工艺。
[热轧工序]
精轧结束温度：850～950℃
对于热轧而言，为了通过钢板内的组织均匀化、降低材质的各向异性来提高退火后的伸长率及扩孔性，需要在奥氏体单相区域中结束，因此，精轧结束温度设为850℃以上。另一方面，精轧结束温度大于950℃时，热轧组织变得粗大，退火后的特性降低。因此，精轧结束温度设为850～950℃。
作为一次冷却，以80℃/s以上的第一平均冷却速度冷却至650℃以下后，作为二次冷却，以5℃/s以上的第二平均冷却速度冷却至550℃以下
热轧结束后，以不使铁素体相变的方式骤冷至贝氏体相变温度范围，并对热轧钢板的钢板组织进行控制。通过控制该经均质化的热轧组织，可具有使最终的钢板组织(主要是铁素体、马氏体)微细化的效果。因此，作为一次冷却，以80℃/s以上的第一平均冷却速度冷却至650℃以下。第一冷却速度小于80℃/s时，会开始铁素体相变，因此，热轧钢板的钢板组织变得不均匀，退火后的扩孔性降低。另外，一次冷却中进行冷却的温度大于650℃时，珠光体过量地生成、热轧钢板的钢板组织变得不均匀，退火后的扩孔性降低。因此，作为精轧后的一次冷却，以80℃/s以上的第一平均冷却速度冷却至650℃以下。作为其后的二次冷却，以5℃/s以上的第二平均冷却速度冷却至550℃以下。第二平均冷却速度小于5℃/s或冷却至高于550℃的情况下，在热轧钢板的钢板组织中过量地生成铁素体或珠光体，退火后的扩孔性降低。
卷取温度：550℃以下
卷取温度大于550℃时，铁素体及珠光体过量地生成，因此，卷取温度的上限设为550℃。优选为500℃以下。卷取温度的下限没有特别规定，卷取温度变得过低时，硬质的马氏体过量地生成、冷轧负荷增大，因此，优选300℃以上。
[酸洗工序]
热轧工序后，优选实施酸洗工序，除去热轧板表层的氧化皮。酸洗工序没有特别限定，根据常规方法实施即可。
[(第一)热处理]
本发明在热轧后施以2次热处理。由此，通过晶体粒径的微细化、控制渗碳体析出的分布、存在状态，从而提高第二热处理后(退火工序后)的扩孔性及弯曲加工性。第一热处理在上述热轧后实施，其目的在于，基于由热轧组织得到的贝氏体均质组织进一步使C、Mn的元素分配变得均匀。第一热处理对于消除C、Mn等元素的偏析、在其后的退火工序后得到所期望的组织而言是重要的。
加热至400～700℃的温度范围
第一热处理的热处理温度低于400℃的情况下，元素分配不充分，无法消除热轧后的元素分布状态的影响，由于C、Mn的不均匀存在，在第二热处理后，原本C较多的区域的淬硬性仍然变高，无法得到所期望的钢板组织。并且，由于粒径为0.04μm以上的渗碳体粒子减少，因此无法得到充分的耐延迟断裂特性及扩孔性。另一方面，加热至高于700℃时，粗大且硬质的马氏体过度地生成、第二热处理后的组织变得不均匀，并且马氏体的体积分率增加，过度地高强度化，伸长率、扩孔性及弯曲加工性显著地降低。因此，为了在冷轧前形成极其均匀的组织，对热轧板实施的第一热处理的热处理温度设为400～700℃的范围。下限优选为450℃以上。上限优选为650℃以下。
[冷轧工序]
实施轧制成规定的板厚的冷轧板的冷轧工序。冷轧工序没有特别限定，根据常规方法实施即可。
[退火工序](第二热处理)
退火工序、即第二热处理中，其实施目的在于，在使再结晶进行的同时，为了高强度化而在钢板组织中形成贝氏体、回火马氏体、残余奥氏体、马氏体。为此，退火工序以3～30℃/s的平均加热速度加热至800～930℃的温度范围，在作为第一均热温度的800～930℃的温度范围内保持30秒以上，然后，从第一均热温度以3℃/s以上的第三平均冷却速度冷却至70～250℃的冷却停止温度，然后加热至320～470℃的温度范围，在作为第二均热温度的320℃～470℃的温度范围内保持30秒以上，然后冷却至室温。
平均加热速度：3～30℃/s
可以使退火后的晶粒微细化。急速地加热后，再结晶变得难以进行，因此，平均加热速度的上限设为30℃/s。另外，平均加热速度过小时，铁素体、马氏体晶粒粗大化而无法得到规定的平均晶体粒径，因此，需要3℃/s以上的平均加热速度。优选为5℃/s以上。
第一均热温度：800～930℃
第一均热温度设为下述温度范围，所述温度范围为铁素体和奥氏体的两相区域或奥氏体单相区域。低于800℃时，铁素体分率增多，因此，难以同时实现强度、扩孔性、弯曲加工性，均热温度的下限设为800℃。均热温度过高时，奥氏体的晶粒生长变得显著，晶粒粗大化因而耐延迟断裂特性降低，因此，均热温度的上限设为930℃。优选为880℃以下。
保持时间：30秒以上
上述的第一均热温度中，为了再结晶的进行及使一部分或全部进行奥氏体相变，保持时间需要为30秒以上。上限没有特别限定，优选600秒以内。
以3℃/s以上的第三平均冷却速度冷却至70℃～250℃的冷却停止温度范围
从扩孔性的观点考虑，为了生成回火马氏体，为了通过从均热温度冷却至马氏体相变开始温度以下从而使在均热区间生成的奥氏体的一部分发生马氏体相变，以3℃/s以上的冷却速度冷却至70～250℃的冷却停止温度范围。冷却速度小于3℃/s时，在钢板组织中过量地生成珠光体、球状渗碳体，因此，冷却速度的下限设为3℃/s。另外，冷却停止温度低于70℃时，在冷却时过量地生成马氏体，因此，未相变的奥氏体减少，贝氏体相变、残余奥氏体减少，因此，伸长率降低。冷却停止温度高于250℃时，回火马氏体减少、扩孔性降低。因此，冷却停止温度设为70～250℃。下限优选为150℃以上。上限优选为220℃以下。
在作为第二均热温度的320～470℃的温度范围内保持30秒以上
为了通过对在冷却中途生成的马氏体进行回火而形成回火马氏体、以及使未相变的奥氏体发生贝氏体相变、在钢板组织中生成贝氏体及残余奥氏体，以及为了使渗碳体粒子析出及生长，在自第一均热温度起的冷却后再次加热，在320～470℃的温度范围内保持30秒以上。低于320℃时，马氏体的回火变得不充分，铁素体及马氏体的硬度差变大，因此，扩孔性劣化。此外，渗碳体的粗大化也被抑制、耐延迟断裂特性也降低。另外，高于470℃时，珠光体过量地生成，因此，伸长率降低。因此，第二均热温度设为320～470℃。另外，保持时间小于30秒时，贝氏体相变并未充分地进行，因此，未相变的奥氏体较多地残留，最终过量地生成马氏体，扩孔性降低。
需要说明的是，冷却至室温后的酸洗利用常规方法进行。
另外，也可在退火工序后实施平整轧制。伸长率的优选范围为0.05％～2.0％。
需要说明的是，只要为本发明的范围内，则在退火工序中，可施以热浸镀锌而制成热浸镀锌钢板，另外，也可在热浸镀锌后施以合金化处理制成合金化热浸镀锌钢板。此外，也可对本发明的钢板进行电镀，制成电镀钢板。
实施例
以下，对本发明的实施例进行说明。但是，本发明不限于下述实施例，也可在能够符合本发明的主旨的范围内适当加以变更而实施，该变更均包括于本发明的技术范围中。
将表1所示的化学组成的钢熔炼并铸造以制造板坯，在热轧的加热温度设为1250℃、精轧结束温度(FDT)为表2所示的条件下实施热轧，制成板厚：3.2mm的热轧钢板，然后，以表2中所示的第一平均冷却速度(冷速1)冷却至第一冷却温度后，以第二平均冷却速度(冷速2)冷却至第二冷却温度，然后于表2所示的卷取温度(CT)卷取。接下来，对得到的热轧板施以酸洗后，接着在表2所示的条件下实施第一次热处理(第一热处理)。然后，施以冷轧，制造冷轧板(板厚：1.4mm)。然后，以表2所示的平均加热速度进行加热，并以表2所示的第一均热温度及保持时间(第一保持时间)实施退火后，以表2所示的第三平均冷却速度(冷速3)冷却至冷却停止温度(Ta)，然后，加热，于表2所示的第二均热温度(Tb)保持(第二保持时间)，在冷却至室温后进行酸洗。
从制造的钢板中以垂直于轧制方向的方向成为长度方向(拉伸方向)的方式采集JIS5号拉伸试验片，通过拉伸试验(JIS Z2241(1998))测定拉伸强度(TS)、总伸长率(EL)。将拉伸强度为1180MPa以上、总伸长率为17.0％以上的钢板评价为优异的钢板。
关于扩孔性，按照日本钢铁联盟标准(JFS T1001(1996))，以间隙12.5％冲裁10mmφ的孔，以毛边处于模具侧的方式设置于试验机，然后，通过利用60°的圆锥冲头进行成型，测定扩孔率(λ)。将λ(％)为45％以上的钢板评价为具有良好扩孔性的钢板。
关于弯曲加工性，从各退火板中采集以垂直于轧制方向的方向作为长度方向的、30mm×100mm的弯曲试验片，按照JISZ2248(1996)的规定，利用基于V型块法的90°V弯曲试验(弯曲棱线为轧制方向)调查弯曲性。对于开裂的判定而言，使用光学显微镜及SEM对弯曲部的外侧表面及剖面进行调查，以不产生裂纹的最小弯曲半径R与板厚t(＝1.4mm)之比(R/t)来表示结果。将R/t为2.0以下的钢板评价为弯曲加工性优异的钢板。
关于耐延迟断裂特性，以轧制方向为长度方向的方式从得到的冷延钢板中切割成30mm×100mm，并对端面进行研磨加工，使用得到的试验片，在冲头前端的曲率半径为10mm的条件下对试验片施以180°弯曲加工。以使得内侧间隔为20mm的方式利用螺栓对在已实施上述弯曲加工的试验片中产生的回弹进行拧紧，对试验片施加应力后，浸渍于25℃、pH＝1.5的盐酸中，在最长100小时以内测定直至断裂发生为止的时间。将100小时以内试验片中未产生裂纹的试验片评价为○(良好)，将在试验片中产生裂纹的情况评价为×(差)。需要说明的是，试验片的裂纹通过目视确认。
对于钢板的铁素体、马氏体的体积分率而言，研磨与钢板的轧制方向平行的板厚剖面后，用3％硝酸乙醇溶液进行腐蚀，用SEM(扫描型电子显微镜)以2000倍、5000倍的倍率进行观察，利用样点法(按照ASTM E562-83(1988))测定面积率，将该面积率作为体积分率。对于铁素体及马氏体的平均晶体粒径而言，使用Media Cybernetics公司的Image-Pro，通过读取从钢板组织照片中预先识别各铁素体及马氏体晶粒而得到的照片，从而可算出各相的面积，算出其当量圆直径，将它们的值进行平均而求出。
残余奥氏体的体积分率是将钢板研磨至板厚方向的1/4面、利用该板厚1/4面的衍射X射线强度求出的。将Mo的Kα射线作为射线源，在加速电压50keV下，利用X射线衍射法(装置：Rigaku公司制RINT2200)，测定铁的铁素体的{200}面、{211}面、{220}面、和奥氏体的{200}面、{220}面、{311}面的X射线衍射射线的积分强度，使用这些测定值，由“X射线衍射手册”(2000年)理学电机株式会社，第26、62～64页中记载的计算式求出残余奥氏体的体积分率。对于残余奥氏体的平均晶体粒径而言，使用EBSD(电子背向散射衍射法)以5000倍的倍率进行观察，使用Image-Pro算出当量圆直径，将它们的值进行平均而求出。
另外，利用SEM(扫描电子显微镜)、TEM(透射电子显微镜)、FE-SEM(场致发射型扫描电子显微镜)，观察钢板组织，确定铁素体、残余奥氏体、马氏体以外的钢组织的种类。对于作为贝氏体及回火马氏体的组织的平均晶体粒径而言，使用上述的Image-Pro，由钢板组织照片算出当量圆直径，将它们的值进行平均而求出。
对于渗碳体的粒径而言，使用SEM(扫描电子显微镜)及TEM(透射电子显微镜)以5000倍、10000倍、20000倍的倍率进行观察，使用Image-Pro，算出其当量圆直径，由此求出粒径。对于贝氏体及回火马氏体晶粒内的粒径为0.04μm以上的渗碳体粒子的个数而言，使用SEM(扫描电子显微镜)及TEM(透射电子显微镜)以5000倍、10000倍、20000倍的倍率进行观察，求出任意选出的10处的平均个数。
测得的拉伸强度、总伸长率、扩孔性、弯曲加工性、耐延迟断裂特性、钢板组织的测定结果如表3所示。
由表3所示的结果可确认，本发明例的任一者中，平均晶体粒径为2μm以下的铁素体以体积分率计为15％以下(包括0％)，平均晶体粒径为2μm以下的残余奥氏体以体积分率计为2～15％，平均晶体粒径为3μm以下的马氏体以体积分率计为10％以下(包括0％)，余量为平均晶体粒径为6μm以下的贝氏体及回火马氏体，结果，均可得到1180MPa以上的拉伸强度、17.0％以上的总伸长率、45％以上的扩孔率和R/t为2.0以下的良好的加工性，在延迟断裂特性评价试验中，未发生100小时断裂，具有优异的耐延迟断裂特性。另一方面，比较例的钢板组织不满足本发明的范围，结果，拉伸强度、总伸长率、扩孔性、弯曲加工性、耐延迟断裂特性中的至少1种特性差。

Claims (3)

1.高强度钢板，其特征在于，具有下述成分组成和显微组织，
所述成分组成以质量％计满足
C：0.15～0.25％、
Si：1.00～2.20％、
Mn：2.00～3.50％、
P：0.05％以下，
S：0.005％以下，
Al：0.01～0.50％、
N：0.010％以下，
B：0.0003～0.0050％，
且含有选自
Ti：0.005～0.05％、
Cu：0.003～0.50％、
Ni：0.003～0.50％、
Sn：0.003～0.50％、
Co：0.003～0.05％、
Mo：0.003～0.50％中的1种或2种以上，并且余量由Fe及不可避免的杂质构成，
所述显微组织中，平均晶体粒径为2μm以下的铁素体以体积分率计为15％以下(包括0％)，平均晶体粒径为2μm以下的残余奥氏体以体积分率计为2～15％，平均晶体粒径为3μm以下的马氏体以体积分率计为10％以下(包括0％)，余量为平均晶体粒径为6μm以下的贝氏体及回火马氏体，并且，在贝氏体及回火马氏体晶粒内含有平均10个以上的粒径为0.04μm以上的渗碳体粒子。
2.如权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，作为成分组成，以质量％计还含有选自下述成分中的1种或2种以上：
V：0.05％以下，
Nb：0.05％以下，
Cr：0.50％以下，
Ca及/或REM：合计0.0050％以下。
3.高强度钢板的制造方法，其特征在于，对具有权利要求1或2所述的成分组成的钢板坯在精轧结束温度为850～950℃的条件下实施热轧，作为一次冷却，以80℃/s以上的第一平均冷却速度冷却至650℃以下，然后，作为二次冷却，以5℃/s以上的第二平均冷却速度冷却至550℃以下，然后于550℃以下的卷取温度卷取，对得到的热轧钢板施以酸洗后，实施在400～700℃的温度范围内进行加热的热处理，接着实施冷轧，接下来，以3～30℃/s的平均加热速度加热至800～930℃的温度范围，在作为第一均热温度的800～930℃的温度范围内保持30秒以上，然后，从第一均热温度以3℃/s以上的第三平均冷却速度冷却至70～250℃的冷却停止温度，然后加热至320～470℃，在作为第二均热温度的320℃～470℃的温度范围内保持30秒以上，然后在冷却至室温后进行酸洗。
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