CN109477181A - 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，其含有C：0.15质量％～0.35质量％、Si和Al的合计：0.5质量％～3.0质量％、Mn：1.0质量％～4.0质量％、P：0.05质量％以下、S：0.01质量％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，钢组织中，铁素体分率为5％以下，回火马氏体和回火贝氏体的合计分率为60％以上，残余奥氏体量为10％以上，MA的平均尺寸为1.0μm以下，残余奥氏体的平均尺寸为1.0μm以下，尺寸为1.5μm以上的残余奥氏体为残余奥氏体总量的2％以上，小角X射线散射中的q值为1nm‑1时的散射强度在1.0cm‑1以下。

Description

高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及可以在以汽车零件为代表的各种用途中使用的高强度钢板。
背景技术
供汽车用零件等用的钢板，为了一并实现轻量化和碰撞安全性，要求兼顾强度的提高和抗冲击特性的提高。
例如专利文献1公开有一种高强度钢板，其将板坯加热到1210℃以上，控制热轧条件，从而使0.5μm以下的微细的TiN粒子生成，抑制作为低温破坏的起点的粒径为1μm以上的AlN粒子的生成，由此试图提高抗冲击特性。
在专利文献2中公开有一种高强度钢板，其使C量高于0.45％并在0.77％以下，使Mn量为0.1％以上且0.5％以下，使Si量为0.5％以下，以及规定Cr、Al、N、O添加量，同时使铁素体粒径的50％以上成为与硬质相接合的网眼状组织，从而力图提高耐碰撞特性。
在专利文献3中公开有一种高强度钢板，其通过添加3.5～10％的Mn，使残余奥氏体的量为10％以上，使残余奥氏体的平均间隔为1.5μm以下，从而谋求耐碰撞特性的改善。
专利文献4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高强度钢板。
【现有技术文献】
【专利文献】
【专利文献1】日本专利第5240421号说明书
【专利文献2】日本特开2015－105384号公报
【专利文献3】日本特开2012－251239号公报
【专利文献4】日本特开2009－203548号公报
为了实现汽车用零件所使用的钢板的进一步轻量化，需要其更薄，同时还具备充分的强度和抗冲击特性。总之，要求具有更高的抗拉强度和优异的冲击特性的钢板。
另外，在以汽车用零件为代表的各种用途中，不仅要求具有高抗拉强度和冲击特性，而且还要具有优异的强度－延展性平衡、高屈强比、优异的深拉性和优异的扩孔率。
关于抗拉强度、强度－延展性平衡、屈强比、深拉特性和扩孔率，具体来说，分别要求如下。
关于抗拉强度，要求在980MPa以上。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)。另外，从确保碰撞安全性等的观点出发，还需要提高钢板的屈服强度，另外，为了碰撞时使强度特性稳定显现，也需要有抑制变形时断裂的特性。因此，具体来说要求有0.75以上的屈强比(YR＝YS/TS)，并且作为代替破坏特性的评价指标，要求拉伸试验时的断裂部的板厚减薄率提高。另外，作为汽车用钢板的基本性能，也要求点焊部的接头强度。具体来说，就是要求点焊部的十字拉伸强度为6kN以上。
关于强度－延展性平衡，要求TS与总延伸率(EL)的积(TS×EL)为20000MPa％以上。此外，为了确保零件成形时的成形性，还要求表示深拉性的LDR为2.05以上，以及表示扩孔性的扩孔率λ为20％以上。
但是，在专利文献1～4公开的高强度钢板中，全部满足这些要求有困难，要求一种能够全部满足这些要求的高强度钢板。
发明内容
本发明的实施方式是为了应对这样的要求而做出的，其目的在于，提供一种抗拉强度(TS)、屈强比(YR)、(TS)与总延伸率(EL)的积(TS×EL)、LDR、扩孔率(λ)、拉伸试验时的断裂部的板厚减薄率(RA)和点焊部的十字拉伸强度(SW十字拉伸)均处于高水平的高强度钢板及其制造方法。
本发明的方式1，是一种高强度钢板，其含有
C：0.15质量％～0.35质量％、
Si和Al的合计：0.5质量％～3.0质量％、
Mn：1.0质量％～4.0质量％、
P：0.05质量％以下、
S：0.01质量％以下，
余量由Fe和不可避免的杂质构成，
钢组织中，
铁素体分率为5％以下，
回火马氏体和回火贝氏体的合计分率为60％以上，
残余奥氏体量为10％以上，
MA的平均尺寸为1.0μm以下，
残余奥氏体的平均尺寸为1.0μm以下，
尺寸为1.5μm以上的残余奥氏体占残余奥氏体总量的2％以上，
小角X射线散射中的q值为1nm－1的散射强度在1.0cm－1以下。
本发明的方式2，根据方式1所述的高强度钢板，其中，C量为0.30质量％以下。
本发明的方式3，根据方式1或2所述的高强度钢板，其中，Al量低于0.10质量％。
本发明的方式4，是一种高强度钢板的制造方法，其中，包括如下工序：
准备轧制材的工序，其含有C：0.15质量％～0.35质量％、Si和Al的合计：0.5质量％～3.0质量％、Mn：1.0质量％～4.0质量％、P：0.05质量％以下、S：0.01质量％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成；
将所述轧制材加热到Ac3点以上的温度并进行奥氏体化的工序；
所述奥氏体化后，在650℃～500℃之间，以平均冷却速度15℃/秒以上且低于200℃/秒进行冷却，在300℃～500℃的范围内，以10℃/秒以下的冷却速度使之滞留10秒以上且低于300秒的工序；
所述滞留之后，从300℃以上的温度起，以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却至100℃以上且低于300℃之间的冷却停止温度为止的工序；
从所述冷却停止温度起，以30℃/秒以上的平均加热速度加热至处于300℃～500℃范围的再加热温度为止的工序；
在所述再加热温度下，以满足由式(1)规定的回火参数P为10000～14500且保持时间为1～300秒的方式进行保持的工序；和
所述保持之后，从所述再加热温度起，以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却至200℃为止的工序。
P＝T×(20+log(t/3600))…(1)
在此，T：温度(K)，t：时间(秒)。
本发明的方式5，根据方式4所述的制造方法，其中，包括在所述滞留为300℃～500℃的范围内的固定温度下进行保持的工序。
本发明的方式6，根据方式4或5所述的制造方法，其中，所述回火参数为11000～14000，保持时间为1～150秒。
根据本发明的实施方式，能够提供抗拉强度(TS)、屈强比(YR)、(TS)与总延伸率(EL)的积(TS×EL)、LDR、扩孔率(λ)、拉伸试验时的断裂部的板厚减薄率(RA)(抗冲击特性)和点焊部的十字拉伸强度(SW十字拉伸)均处于高水平的高强度钢板及其制造方法。
附图说明
图1是说明本发明的实施方式的高强度钢板的制造方法，特别是热处理的图解。
具体实施方式
本发明者们锐意研究的结果发现，在具有规定的成分的钢中，通过使钢组织(金属组织)中，达成铁素体分率：5％以下，回火马氏体和回火贝氏体的合计分率：60％以上，残留γ量：10％以上，MA的平均尺寸：1.0μm以下，残余奥氏体的平均尺寸：1.0μm以下，和尺寸为1.5μm以上的残余奥氏体：占残余奥氏体总量的2％以上，小角X射线散射中的q值为1nm－1的散射强度：1.0cm－1以下，由此能够得到抗拉强度(TS)、屈强比(YR)、(TS)与总延伸率(EL)的积(TS×EL)、LDR、扩孔率(λ)、拉伸试验时的断裂部的板厚减薄率(RA)(抗冲击特性)和点焊部的十字拉伸强度(SW十字拉伸)均处于高水平的高强度钢板。
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。
在以下的钢组织的说明中，有对于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。这些是本发明者们基于目前得到的认知而想到的机理，但应该注意的是，其不是限定本发明的技术的范围。
(1)铁素体分率：5％以下
铁素体一般具有的问题是，虽然加工性优异，但强度低。其结果是，若铁素体量多，则屈强比降低。因此，使铁素体分率为5％以下(5体积％以下)。
铁素体分率优选为3％以下，更优选为1％以下。
铁素体分率能够通过用光学显微镜观察，以点计数法测量白色的区域而求得。即，通过这样的方法，能够以面积比(面积％)求得铁素体分率。然后，可以将以面积比求得的值直接作为体积比(体积％)的值使用。
(2)回火马氏体和回火贝氏体的合计分率：60％以上
使回火马氏体与回火贝氏体的合计分率为60％以上(60体积％以上)，能够兼顾高强度与高扩孔性。回火马氏体与回火贝氏体的合计分率优选为70％以上。
回火马氏体和回火贝氏体量(合计分率)能够通过如下方式求得，即，对于进行过硝酸乙醇腐蚀液腐蚀的截面进行SEM观察，测量MA(即，残余奥氏体与淬火状态的马氏体的合计)的分率，从全部钢组织中减去上述的铁素体分率和MA分率而求得。
(3)残余奥氏体量：10％以上
残余奥氏体在冲压加工等的加工中，会发生由于加工诱导相变而相变为马氏体的TRIP现象，能够得到大的延伸率。另外，所形成的马氏体具有高硬度。因此，能够得到优异的强度－延展性平衡。使残余奥氏体量为10％以上(10体积％以上)，能够实现TS×EL为20000MPa％以上这样优异的强度－延展性平衡。
残余奥氏体量优选为15％以上。
本发明的实施方式的高强度钢板中，残余奥氏体的大部分以MA的形态存在。所谓MA，是martensite-austenite constituent的缩写，是马氏体与奥氏体的复合体(复合组织)。
残余奥氏体量能够利用X射线衍射，求得铁素体(X射线衍射中含回火马氏体和未回火的马氏体)与奥氏体的衍射强度比，再通过计算而取得。作为X射线源，能够使用Co－Kα射线。
(4)MA的平均尺寸：1.0μm以下
MA是硬质相，变形时在母相/硬质相界面邻域作为孔形成点起作用。MA尺寸越粗大，越会引起应变向母相/硬质相界面集中，容易发生以形成于母相/硬质相界面邻域的孔为起点的破坏。
因此，使MA尺寸，特别是MA平均尺寸为1.0μm以下这样微细，抑制破坏，则能够使扩孔率λ提高。
MA的平均尺寸优选为0.8μm以下。
MA的平均尺寸能够通过如下方式求得，即，对于经过硝酸乙醇腐蚀液腐蚀的截面用SEM以3000倍以上观察3个视野以上，在照片中的任意的位置引合计200μm以上的直线，测量该直线与MA交叉的切片长度，并计算该切片长度的平均值。
(5)残余奥氏体的平均尺寸：1.0μm以下，以及尺寸为1.5μm以上的残余奥氏体：占残余奥氏体总量的2％以上
使残余奥氏体的平均尺寸为1.0μm，且使尺寸为1.5μm以上的残余奥氏体在全部残余奥氏体中所占的比率(体积比)为2％以上，发现能够得到优异的深拉性。
相对于深拉成形时所形成的纵壁部的抗拉应力，若凸缘部的流入应力这一方小，则拉深成形容易进行，能够得到良好的深拉性。凸缘部的变形举动是在盘面方向从圆周强力施加压缩应力，因此在赋予各向同性的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，所以在各向同性的压缩应力下，马氏体相变难以发生。因此，凸缘部的残余奥氏体的加工诱导马氏体相变受到抑制，加工硬化变小。
其结果是，深拉性得到改善。残余奥氏体的尺寸越大，抑制马氏体相变的效果体现得越明显。
另外，为了提高由深拉成形而形成的纵壁部的抗拉应力，需要在变形中使高加工硬化率持续。使在比较低的应力下容易发生加工诱导相变的不稳定的残余奥氏体、和若不在高应力下就不会发生加工诱导相变的稳定的残余奥氏体加以混合，能够跨越较宽的应力范围而使加工诱导相变发生，从而在变形中使高加工硬化率持续。为此研究的内容是，得到分别以规定量含有粗大而不稳定的残余奥氏体和微细而稳定的残余奥氏体这样的钢组织。而后，本发明者们发现，使残余奥氏体的平均尺寸为1.0μm，且使尺寸为1.5μm以上的残余奥氏体量在残余奥氏体总量中所占的比率(体积比)为2％以上，则能够在变形中使高加工硬化率持续，从而得到优异的深拉性(LDR)。
另外，如上述，残余奥氏体在加工诱导相变时产生TRIP现象，能够得到大的延伸率。另一方面，由加工诱导相变形成的马氏体组织硬，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。使残余奥氏体的平均尺寸为1.0μm以下，缩小由加工诱导相变形成的马氏体的大小，也能够得到抑制破坏的效果。
残余奥氏体的平均尺寸和尺寸1.5μm以上的残余奥氏体量在奥氏体总量中所占的比率，能够运用使用了SEM的作为结晶分析方法的EBSD(Electron Back ScatterDiffraction Patterns)法，通过制成相图(Phase map)而求得。由所得到的相图求得各个奥氏体相(残余奥氏体)的面积，由其面积求得各个奥氏体相的当量圆直径(直径)，将求得的直径的平均值作为残余奥氏体的平均尺寸。另外，累计当量圆直径为1.5μm以上的奥氏体相的面积，求得其相对于奥氏体相的总面积的比率，由此能够得到尺寸1.5μm以上的残余奥氏体在全部奥氏体中所占的比率。还有，如此求得的尺寸为1.5μm以上的残余奥氏体在全部奥氏体中所占的比率是面积比，但与体积比等价。
(6)小角X射线散射的q值为1nm－1的散射强度在1.0cm－1以下
所谓小角X射线散射，是对于钢板照射X射线，测量透过钢板的X射线的散射，由此能够求得钢板中所含的微细粒子(例如，分散在钢板中的渗碳体粒子)的尺寸分布。在本发明的实施方式的钢板中，通过小角X射线散射，能够求得分散在回火马氏体中的作为微细粒子的渗碳体粒子的尺寸分布。具体来说，就是在小角X射线散射中，运用q值与散射强度，能够解析渗碳体的粒子的尺寸及其分率。
q值是钢板中的粒子(例如渗碳体粒子)的尺寸的指标。所谓“q值为1nm－1”，与粒径约1nm的渗碳体粒子对应。散射强度是钢板中的粒子(例如渗碳体粒子)的体积分率的指标。散射强度越强，表示渗碳体的体积分率越大。
某一q值的散射强度，半定量地表示该q值所对应的尺寸的渗碳体粒子的体积分率。例如，q值为1nm－1的散射强度，半定量地表示约1nm的微细的渗碳体粒子的体积分率。
即，q值为1nm－1的散射强度大，表示约1nm的微细的渗碳体粒子的体积分率大。在“q值为1nm－1的散射强度在1.0cm－1以下”的钢板中，意味着该钢板中存在的约1nm的微细的渗碳体粒子的体积分率在规定的值(相当于散射强度1.0cm－1的值)以下。如以下说明，关于“q值为1nm－1的散射强度1.0cm－1以下”的钢板，因为约1nm的渗碳体的体积分率被抑制得低，所以认为耐碰撞特性优异。
在含残余γ的高延性钢中，优选的是碳集中于残余奥氏体的状态，理想的是不存在渗碳体。钢材中分散的粒径为1nm左右的微细的渗碳体，会妨碍位错的移动而使钢材的变形能力降低。因此，在粒径约1nm的渗碳体的体积分率多的钢材中，变形时的破坏被促进，耐碰撞特性会降低。
本发明的实施方式的钢板，通过将微细的渗碳体的体积分率抑制得低，更具体地说，是使q值为1nm－1的散射强度处于1cm-1以下，从而使回火马氏体的板条内所形成的微细的碳化物减少，以提高马氏体中的变形能力。由此，抑制钢板在碰撞时发生破坏，使钢板的耐碰撞特性提高。
小角X射线散射的测量，使用RIGAKU社制Nano-viewer，Mo管球进行测量。从钢板上切下Φ3mm的圆盘状试样，从板厚1/4附近切削20μm厚的试样，作为试料使用。q值采取0.1～10nm-1的数据。其中，针对q值为1nm-1而求得绝对强度。
(7)其他的钢组织：
在本说明书中，所述铁素体、回火马氏体、回火贝氏体、残余奥氏体和渗碳体以外的钢组织没有特别规定。但是，除了这些铁素体等的钢组织以外，也存在珠光体、未被回火的贝氏体和未被回火的马氏体等。铁素体等的钢组织，如果满足前述的组织条件，则即使钢中存在珠光体等，仍可发挥本发明的效果。
2.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。主要对于基本元素C、Si、Al、Mn、P和S进行说明。
还有，成分组成中单位的％表示，全部是质量％的意思。
(1)C：0.15～0.35％
C使预期的组织，特别是残余γ的量增加，是用于确保高强度－延展性平衡(TS×EL平衡)等的特性所必须的元素，为了有效地发挥这样的作用，需要添加0.15％以上。但是，高于0.35％则不适于焊接。优选为0.18％以上，更优选为0.20％以上。另外，优选为0.30％以下。若C量在0.25％以下，则能够更容易地进行焊接。
(2)Si和Al的合计：0.5～3.0％
Si和Al分别抑制渗碳体的析出，具有使残余奥氏体残存的作用。为了有效地发挥这样的作用，需要添加Si和Al合计0.5％以上。但是，若Si和Al的合计高于3.0％，则钢的变形能力降低，TS×EL降低。优选为0.7％以上，更优选为1.0％以上。另外，优选为2.5％以下。
还有，关于Al，可以是作为脱氧元素起作用的这一程度的添加量，即低于0.10质量％，另外，出于例如抑制渗碳体的形成，使残余奥氏体量增加的目的等，也可以添加0.7质量％以上这样更多的量。
(3)Mn：1.0～4.0％
Mn抑制铁素体的形成。为了有效地发挥这样的作用，需要添加1.0％以上。但是，若高于4.0％，则MA变得粗大，扩孔性劣化。优选为1.5％以上，更优选为2.0％以上。另外，优选为3.5.％以下。
(4)P：0.05％以下
P作为杂质元素不可避免地存在。若有高于0.05％的P存在，则EL和λ劣化。因此，P的含量为0.05％以下(含0％)。优选为0.03％以下(含0％)。
(5)S：0.01％以下
S作为杂质元素不可避免地存在。若有高于0.01％的S存在，则形成MnS等的硫化物系夹杂物，成为裂纹的起点而使λ降低。因此，S的含有量为0.01％以下(含0％)。优选为0.005％以下(含0％)。
(6)余量
在优选的一个实施方式中，余量是铁和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，允许因原料、物资、制造设备等的状况而带入的微量元素(例如，As、Sb、Sn等)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，但是在此组成范围中，有像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以外的概念。
但是，不受此实施方式限定。只要能够维持本发明的实施方式的高强度钢板的特性，可以进一步含有任意的其他元素。
3.特性
如上述本发明的实施方式的高强度钢板，TS、YR、TS×EL、LDR、λ、耐碰撞特性和SW十字拉伸均处于高水平。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)
具有980MPa以上的TS。优选TS为1180MPa以上。这是由于，若TS低于980MPa，则虽然能够更确实地得到优异的断裂特性，但碰撞时的承受载荷变低，因此不为优选。
(2)屈强比(YR)
具有0.75以上的屈强比。由此能够与上述的高抗拉强度相结合而实现高屈服强度，通过深拉加工等的加工而得到的最终制品能够在高应力下使用。优选具有0.80以上的屈强比。
(3)TS与总延伸率(EL)的积(TS×EL)
TS×EL为20000MPa％以上。具有20000MPa％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。优选TS×EL为23000MPa％以上。
(4)深拉性(LDR)
LDR是用于深拉性的评价的指标。在圆筒拉深成形中，设得到的圆筒的直径为d，设经一次深拉加工未发生断裂而能够得到圆筒的圆盘状的钢板(坯料)的最大直径为D，D/d就称为LDR(Limiting Drawing Ratio：极限拉延比)。更详细地说，将板厚1.4mm并具有各种直径的圆盘状的试料，用冲头直径50mm，冲头角半径6mm，冲模直径55.2mm，冲模角半径8mm的模具进行圆筒拉深，求得没有发生断裂而拉拔的圆盘状试料的试料直径之中最大的试料直径(最大直径D)，由此能够求得LDR。
本发明的实施方式的高强度钢板中，LDR为2.05以上，优选为2.10以上，具有优异的深拉性。
(5)扩孔率(λ)
扩孔率λ遵循日本钢铁联盟规格JFS T1001求得。在试验片上挖直径为d0(d0＝10mm)的穿孔，将前端角度为60°的冲头按压入该穿孔，测量发生的龟裂贯通了试验片的板厚这一时刻的穿孔的直径d，根据下式求得扩孔率。
λ(％)＝{(d－d0)/d0}×100
本发明的实施方式的高强度钢板，扩孔率λ为20％以上，优选为30％以上。由此能够得到冲压成形性等优异的加工性。
(6)拉伸试验中的板厚减薄率(R5拉伸板厚减薄率)
使用在5号试验片上设有半径为5mm的圆弧形的切口的试验片，使拉伸试验的变形速度为10mm/min而进行试验，使试料断裂。其后，进行截面观察，用截面的板厚方向的厚度t1除以原本的板厚t0的值(t1/t0)，作为板厚减薄率。
该试验中的板厚减薄率为50％以上，优选为52％以上，更优选为55％以上。由此，即使碰撞时严重变形也难以断裂，因此能够得到具有优异的抗冲击特性的钢板。
(7)点焊的十字拉伸强度
点焊的十字拉伸强度遵照JIS Z 3137进行评价。点焊的条件使用的是将两张1.4mm的钢板重叠。以圆顶半径(ドームラジアス)型的电极，在加压力4kN下，使电流从6kA至12kA的范围每次增加0.5kA而进行点焊，调查焊接时飞溅(ちり)发生的电流值(最低电流值)。以比该最低电流值低0.5kA的电流进行点焊，将由此焊接而成的十字接头作为十字拉伸强度的测量用的试料。十字拉伸强度在6kN以上为“良好”。还有，十字拉伸强度优选为8kN以上，更优选为10kN以上。
若十字拉伸强度为6kN以上，则由钢板制造汽车用零件等之时，能够得到焊接时的接合强度高的零件。
4.制造方法
接下来，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，通过对于具有规定的组成的轧制材进行详情后述的热处理(多级的等温淬火处理)，从而具有上述期望的钢组织，其结果是，会得到具有上述希望特性的高强度钢板。
以下说明其详情。
图1是说明本发明的实施方式的高强度钢板的制造方法，特别是热处理的图解。
实施热处理的轧制材，通常在热轧后，进行冷轧而制造。但是，并不限定于此，进行热轧和冷轧的任意一者均可以制造。另外，热轧和冷轧的条件没有特别限定。
(1)奥氏体化处理
如图1的[1]和[2]所示，将轧制材加热至Ac3点以上的温度，以规定的加热时间加热，由此使轧制材奥氏体化。该加热温度下的加热时间，例如为1～1800秒。加热温度的上限，优选为Ac3点以上且Ac3点+100℃以下。这是由于，作为Ac3点+100℃以下的温度，能够抑制晶粒的粗大化。加热温度更优选为Ac3点+10℃以上且Ac3点+90℃以下，进一步优选为Ac3点+20℃以上且Ac3点+80℃以下。这是因为能够更完全地奥氏体化并抑制铁素体的形成，并且能够更确实地抑制晶粒的粗大化。
图1的[1]所示，奥氏体化时的加热可以由任意的加热速度进行，但作为优选的平均加热速度，能够列举1℃/秒以上，更优选为20℃/秒。
(2)冷却和在300℃～500℃的温度域的滞留
上述的奥氏体化后，进行冷却，如图1的[5]所示，在300℃～500℃的温度范围内，以10℃/秒以下的冷却速度滞留10秒以上且低于300秒。
关于冷却中，至少在650℃～500℃之间，以平均冷却速度15℃/秒以上且低于200℃/秒进行冷却。使平均冷却速度为15℃/秒以上，是为了抑制冷却中的铁素体的形成。另外，使冷却速度低于200℃/秒，能够防止因急剧的冷却造成过大的热应变的发生。作为这一冷却的优选的例子，如图1的[3]所示，能够列举如下：到650℃以上的急冷开始温度为止，以0.1℃/秒以上且10℃/秒以下的比较低的平均冷却速度冷却，如图1的[4]所示，从急冷开始温度起以平均冷却速度20℃/秒以上且低于200℃/秒，冷却至处于500℃以下的滞留开始温度为止。
在300℃～500℃的温度范围内，以10℃/秒以下的冷却速度滞留10秒以上。即，在300℃～500℃的温度范围内，以冷却速度为10℃/秒以下的状态放置10秒以上。冷却速度为10℃/秒以下的状态，如图1的[5]这样，也包括实质上以固定的温度保持的(即，冷却速度为0℃/秒)的情况。
经过该滞留，部分性地使贝氏体形成。而后，由于贝氏体比奥氏体的碳固溶限低，所以渗出超出固溶限的碳。其结果是，在贝氏体周围形成碳稠化的奥氏体的区域。
该区域经过后述的冷却、再加热，成为略微粗大的残余奥氏体。通过形成该略微粗大的残余奥氏体，能够如上述这样提高深拉性。
若滞留的温度高于500℃，则碳稠化区域变得过大，不仅残余奥氏体变得粗大，而且MA也变得粗大，因此扩孔率降低。另一方面，若滞留的温度低于300℃，则碳稠化区域小，粗大的残余奥氏体的量不足，深拉性降低。
另外，若滞留时间比10秒短，则碳稠化区域的面积变小，粗大的残余奥氏体的量不足，深拉性降低。另一方面，若滞留时间达到300秒以上，则碳稠化区域变得过大，不仅残余奥氏体变得粗大，而且MA也变得粗大，因此扩孔率降低。
另外，若滞留中的冷却速度大于10℃/秒，则充分的贝氏体相变不会发生，因此，无法形成足够的碳稠化区域，粗大的残余奥氏体的量不足。
因此，在300℃～500℃的温度范围内，以10℃/秒以下的冷却速度滞留10秒以上。优选在320～480℃的温度范围内，以8℃/秒以下的冷却速度滞留10秒以上，其间，优选以固定温度保持3～80秒。
更优选在340～460℃的温度范围内，以3℃/秒以下的冷却速度滞留10秒以上，其间，以固定温度保持5～60秒。
(3)冷却至100℃以上且低于300℃之间的冷却停止温度为止
上述的滞留后，如图1的[6]所示，从300℃以上的第二冷却开始温度起，以10℃/秒以上的平均冷却速度，冷却至100℃以上且低于300℃之间的冷却停止温度为止。优选的实施方式之一，如图1的[6]所示，将上述的滞留的结束温度(例如，图1的[5]所示的保持温度)作为第二冷却开始温度。
通过这一冷却，在上述的碳稠化区域作为奥氏体残留的状态下，使马氏体相变发生。在100℃以上且低于300℃的温度范围内控制冷却停止温度，由此调整未相变成马氏体而残存的奥氏体的量，控制最终的残余奥氏体量。
若冷却速度比10℃/秒慢，则冷却中碳稠化区域过度地扩展，MA变得粗大，因此扩孔率降低。若冷却停止温度低于100℃，则残余奥氏体量不足。其结果是，虽然TS高，但是EL降低，TS×EL平衡不足。
若冷却停止温度在300℃以上，则粗大的未相变奥氏体增加，即使经其后的冷却仍残存，最终MA尺寸变得粗大，扩孔率λ降低。
还有，优选的冷却速度为15℃/s以上，优选的冷却停止温度为120℃以上且280℃以下。更优选的冷却速度为20℃/s以上，更优选的冷却停止温度为140℃以上且260℃以下。
如图1的[7]所示，也可以在冷却停止温度下保持。作为保持时优选的保持时间，能够列举1～600秒。即使保持时间长，特性上也几乎没有影响，但超过600秒的保持时间会使生产率降低。
(4)再加热至300℃～500℃的温度范围为止
如图1的[8]所示，从上述的冷却停止温度起，以30℃/秒以上的再加热速度，加热至处于300℃～500℃范围的再加热温度为止。通过急速加热，能够缩短在可促进碳化物的析出和生长的温度域的滞在时间，能够抑制微细的碳化物的形成。优选的再加热速度为60℃/s以上，更优选为70℃/s。
这样的急速加热，例如能够以高频加热、通电加热等方法达成。
到达再加热温度后，如图1的[9]所示这样，以此温度保持。这时，优选使以下的式(1)所表示的回火参数P为10000以上且14500以下，并且，保持时间为1～150秒。本实施方式的钢板的回火参数P由以下的式(1)表示。
P＝T(K)×(20+log(t/3600)…(1)
在此，T为回火温度(K)，t为保持时间(秒)。
再加热之时，在马氏体中过饱和固溶的碳发生再分配。具体来说，就是发生以下两个现象，即，碳从马氏体向奥氏体的扩散；和马氏体的板条中的碳化物(渗碳体)析出。这两个现象之中，若低温下进行长时间的保持，则容易发生碳化物的析出。另外，即使以高温保持时，若加热速度慢时，和保持时间过长，则碳化物也会析出。另一方面，碳从马氏体向奥氏体的扩散，强烈依存于扩散速度，因此在高温下经短时间的处理便能够充分进行。
存在于马氏体中的渗碳体的粒子容易成为碰撞破坏的起点，变成使耐碰撞特性降低的原因。因此，在再加热时，希望进行一边抑制马氏体的板条内的碳化物(渗碳体)的析出，一边促进碳从马氏体向奥氏体的扩散这样的再加热处理。因此，有效的是实施急速加热、和高温且短时间的热处理。
但是，为了使充分的碳扩散发生而得到预期的抗拉强度，需要将作为温度与时间的组合因子的回火参数P控制在一定的范围内。
若回火参数P小于10000，则碳从马氏体向奥氏体的扩散未充分发生，奥氏体变得不稳定，不能确保残余奥氏体量，因此TS×EL平衡不足。另外，若回火参数P大于14500，则即使短时间处理也不能防止碳化物的形成，不能确保残余奥氏体量，TS×EL平衡劣化。还有，即使回火参数适当，若加热速度过低，时间过长，则马氏体板条内仍会形成碳化物，碰撞变形时的龟裂进展容易发生，耐碰撞特性劣化。马氏体板条内的碳化物的量能够根据小角X射线散射的散射强度求得。
若再加热温度低于300℃，则碳的扩散不足而得不到充分的残余奥氏体量，TS×EL降低。若再加热温度高于500℃，则残余奥氏体分解为渗碳体与铁素体，残余奥氏体不足，不能确保特性。
若不进行保持或保持时间短于1秒，则碳的扩散同样有可能不足。因此，优选以再加热温度进行1秒以上的保持。若保持时间比150秒长，则碳同样有可能作为渗碳体析出。因此，保持时间优选为150秒以下。
优选的再加热温度为320～480℃，更优选的再加热温度为340～460℃。
优选回火参数P为10500～14500，这时优选的保持时间为1～150秒。更优选的回火参数P为11000～14000，这时优选的保持时间为1～100秒，更优选为1～60秒。
再加热之后，如图1的[10]所示，例如可以冷却至室温这样200℃以下的温度。作为冷却到200℃以下的优选的平均冷却速度，能够列举10℃/秒。
通过以上的热处理，能够得到本发明的实施方式的高强度钢板。
如果是接触过以上说明的本发明的实施方式的高强度钢板的制造方法的本领域技术人员，则存在如下可能性，即，能够通过尝试法，运用与上述制造方法不同的制造方法，得到本发明的实施方式的高强度钢板。
【实施例】
1.试样制作
经过真空熔炼，制造具有表1所述的化学组成的铸造材之后，对该铸造材进行热锻而成为板厚30mm的钢板后，实施热轧。还有，表1中还记述有根据组成计算出的Ac3点。
热轧的条件不会对本专利的最终组织和特性施加本质上的影响，但加热到1200℃后，经多级轧制达到板厚2.5mm。这时，热轧的结束温度为880℃。其后，以30℃/秒冷却到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，作为热轧钢板。
对该热轧钢板实施酸洗而除去表面的氧化皮后，实施冷轧至1.4mm。对该冷轧板进行热处理，得到试样。热处理条件显示在表2中。还有，表2中，例如像[2]这样显示在[]内的编号，与图1中显示在[]内的相同的编号的过程对应。在表2中，试样No.1、4、7和26，是在相当于图1的[5]的工序中，没有在300～500℃的温度范围内，以10℃/秒以下的冷却速度滞留10秒以上的试样。特别是试样No.1和26，是以700℃开始急冷后，一口气冷却到200℃的试样(是跳过图1中相当于[5]、[6]的工序的试样)。试样No.9是在冷却至再加热温度后，以此温度保持的试样，以之替代冷却至100℃以上且低于300℃之间的冷却停止温度(是跳过图1中相当于[6]～[8]的工序的试样)。
相当于[8]的再加热通过通电加热法进行。
还有，在表1～表4中，带星号(＊)的数值，表示脱离本发明的实施方式的范围之外。
【表1】
【表2】
2.钢组织
对于各个试样，根据上述方法，求得铁素体分率、回火马氏体与回火贝氏体的合计分率(表3中记述为“回火M/B”)、残余奥氏体量(残余γ量)、MA的平均尺寸、残余奥氏体的平均尺寸(残留γ平均尺寸)、尺寸为1.5μm以上的残余奥氏体在全部奥氏体中所占的比率(表3中记述为“1.5μm以上的残留γ比率”)、小角X射线散射的q值为1nm－1的散射强度。残余奥氏体量的测量中，使用株式会社リガク制二维微区X射线衍射装置(RINT－RAPIDII)。得到的结果显示在表3中。
还有，在本实施例中，表3所述的钢组织以外的钢组织(剩余组织)，除去试样No.9以外的试样是未被回火的马氏体，试样No.9是未被回火的贝氏体。
【表3】
3.机械特性
对于得到的试样，使用拉伸试验机，测量YS、TS、EL，计算YR和TS×EL。另外，根据上述的方法求得扩孔率λ、深拉性LDR、点焊部的十字拉伸强度(SW十字拉伸)和R5拉伸板厚减薄率。所得到的结果显示在表4中。
【表4】
考察表4的结果。试样No.13、15、18、21和28～36，是满足本发明的实施方式中规定的全部要件(组成、制造条件和钢组织)的实施例。这些试料均达成980MPa以上的抗拉强度(TS)、0.75以上的屈强比(YR)、20000MPa％以上的TS×EL、2.05以上的LDR、20％以上的扩孔率(λ)、6kN以上的SW十字拉伸和50％以上的R5拉伸板厚减薄率(RA)。
相对于此，试样No.1由于在奥氏体化后，未在300℃～500℃的温度范围内滞留，所以尺寸1.5μm以上的残余奥氏体量不充分，其结果是，得不到充分的深拉性。此外，因为[7]保持时间长达300秒，所以碳化物(渗碳体)析出。另外，由于小角X射线散射的散射强度大，所以约1nm的渗碳体的体积分率可谓大。其结果是，耐碰撞特性(板厚减薄率)降低。
试样No.2，因为[5]保持温度长达300秒，所以MA平均尺寸过大，其结果是，得不到充分的扩孔率。
试样No.3，因为[6]冷却速度慢至1℃/秒，所以MA平均尺寸过大，其结果是，得不到充分的扩孔率。此外[7]保持时间长达300秒，因此碳化物(渗碳体)析出。另外，由于小角X射线散射的散射强度大，所以约1nm的渗碳体的体积分率可谓大。其结果是，耐碰撞特性(板厚减薄率)降低。
试样No.4，因为[5]保持时间短至3秒，所以尺寸1.5μm以上的残余奥氏体量不充分，得不到充分的深拉性。
试样No.5，因为[5]保持温度高达550℃，所以MA平均尺寸过大，其结果是，得不到充分的扩孔率和充分的深拉性。
试样No.6，因为[5]保持温度低至250℃，所以尺寸1.5μm以上的残余奥氏体量不充分，其结果是，得不到充分的深拉性。
试样No.7，因为[6]冷却停止温度高达350℃，所以回火马氏体和回火贝氏体的合计量不足，MA平均尺寸过大，且残余奥氏体的平均尺寸也过大。其结果是，得不到充分的扩孔率和深拉性。
试样No.8，因为[1]加热温度低至780℃，所以铁素体量过大，且回火马氏体和回火贝氏体的合计量不足，其结果是，得不到充分的抗拉强度和屈强比。
试样No.9，因为[6]冷却停止温度高达400℃，所以马氏体和贝氏体未形成，MA平均尺寸过大，且残余奥氏体的平均尺寸也过大。其结果是，得不到充分的抗拉强度和屈强比。此外，因为以此温度保持300秒([9]保持时间)，所以碳化物的形成也少。这些结果是λ降低。
试样No.10，因为[5]冷却停止温度低至20℃，所以残留γ量少，且尺寸1.5μm以上的残余奥氏体量不充分。其结果是，得不到充分的TS×EL的值和充分的深拉性。
试样No.11，因为[8]再加热速度慢达30℃/秒，所以碳化物(渗碳体)析出。另外，由于小角X射线散射的散射强度大，所以约1nm的渗碳体的体积分率可谓大。其结果是，耐碰撞特性(板厚减薄率)降低。
试样No.12，因为[4]急冷开始温度低至580℃，所以铁素体量过大，且回火马氏体和回火贝氏体的合计量不足，其结果是，得不到充分的抗拉强度和屈强比。
试样No.14，因为[4]冷却速度慢至8℃/秒，所以铁素体量过大，回火马氏体和回火贝氏体的合计量不足，且MA平均尺寸过大。其结果是，得不到充分的抗拉强度和屈强比。
试样No.16，因为[9]保持时间长达300秒，所以碳化物(渗碳体)析出。另外，由于小角X射线散射的散射强度大，所以约1nm的渗碳体的体积分率可谓大。其结果是，耐碰撞特性(板厚减薄率)降低。
试样No.17，因为[8]再加热速度慢至15℃/秒，所以碳化物(渗碳体)析出。另外，由于小角X射线散射的散射强度大，所以约1nm的渗碳体的体积分率可谓大。其结果是，耐碰撞特性(板厚减薄率)降低。
试样No.19，因为[7]再加热温度高达550℃，所以参数高达14604。因此，残留γ量少，且尺寸1.5μm以上的残余奥氏体量不充分。作为结果是TS×EL和深拉性降低。另外，由于小角X射线散射的散射强度大，所以约1nm的渗碳体的体积分率可谓大。其结果是，耐碰撞特性(板厚减薄率)降低。
试样No.20，因为[8]再加热温度低至250℃，所以参数低至9280。因此，碳的扩散不足，残留γ量少，且尺寸为1.5μm以上的残余奥氏体量不充分。其结果是，TS×EL和深拉性降低。
试样No.22中，C量少，残余奥氏体量不足，且尺寸1.5μm以上的残余奥氏体量不充分，其结果是，得不到充分的TS×EL和深拉性。
试样No.23中，Mn量多，残余奥氏体量不足，其结果是，得不到充分的TS×EL。
试样No.24中，Mn量少，铁素体量过大，回火马氏体和回火贝氏体的合计量不足。其结果是，得不到充分的抗拉强度和屈强比。
试样No.25中，Si+Al量少，回火马氏体和回火贝氏体的合计量不足，残余奥氏体少，MA平均尺寸过大，且残余奥氏体的平均尺寸也过大。其结果是，得不到充分的TS×EL、扩孔率和深拉性。
试样No.26中C量过大，且奥氏体化后，未在300℃～500℃的温度范围内滞留，因此得不到充分的SW十字拉伸强度。
试样No.27中，Si+Al量过多，得不到充分的TS×EL。
4.总结
如此，满足本发明的实施方式规定的组成和钢组织的钢板，能够确认抗拉强度(TS)、屈强比(YR)、(TS)与总延伸率(EL)的积(TS×EL)、LDR、扩孔率(λ)、拉伸试验时的断裂部的板厚减薄率(RA)和点焊部的十字拉伸强度均处于高水平。
另外能够确认，根据本发明的实施方式的制造方法，能够制造满足本发明的实施方式所规定的组成和钢组织的钢板。
本申请伴随以申请日为2016年8月3日的日本国专利申请，特愿2016－153107号以基础申请的优先权主张。特愿2016－153107号由于参照而编入本说明书。

Claims (6)

1.一种高强度钢板，其含有
C：0.15质量％～0.35质量％、
Si和Al的合计：0.5质量％～3.0质量％、
Mn：1.0质量％～4.0质量％、
P：0.05质量％以下、
S：0.01质量％以下，
余量由Fe和不可避免的杂质构成，
钢组织中，
铁素体分率为5％以下，
回火马氏体和回火贝氏体的合计分率为60％以上，
残余奥氏体量为10％以上，
MA的平均尺寸为1.0μm以下，
残余奥氏体的平均尺寸为1.0μm以下，
尺寸为1.5μm以上的残余奥氏体为残余奥氏体总量的2％以上，
小角X射线散射中的q值为1nm-1的散射强度在1.0cm-1以下。
2.根据权利要求1所述的高强度钢板，其中，C量为0.30质量％以下。
3.根据权利要求1或2所述的高强度钢板，其中，Al量低于0.10质量％。
4.一种高强度钢板的制造方法，其中，包括如下工序：
准备轧制材的工序，其含有C：0.15质量％～0.35质量％、Si和Al的合计：0.5质量％～3.0质量％、Mn：1.0质量％～4.0质量％、P：0.05质量％以下、S：0.01质量％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成；
将所述轧制材加热到Ac3点以上的温度并进行奥氏体化的工序；
所述奥氏体化后，在650℃～500℃之间以平均冷却速度15℃/秒以上且低于200℃/秒进行冷却，并在300℃～500℃的范围内以10℃/秒以下的冷却速度滞留10秒以上且低于300秒的工序；
在所述滞留之后，从300℃以上的温度起，以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却到100℃以上且低于300℃之间的冷却停止温度为止的工序；
从所述冷却停止温度起，以30℃/秒以上的平均加热速度加热到处于300℃～500℃范围的再加热温度为止的工序；
在所述再加热温度T下，以满足式(1)所规定的回火参数P为10000～14500且保持时间t为1～150秒的方式进行保持的工序；以及
在所述保持之后，从所述再加热温度起，以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却至200℃为止的工序，
P＝T×(20+log(t/3600))…(1)
在此，T：再加热温度，单位为K；t：保持时间，单位为秒。
5.根据权利要求4所述的制造方法，其中，包括在所述滞留为300℃～500℃的范围内的固定温度下进行保持的工序。
6.根据权利要求4或5所述的制造方法，其中，所述回火参数为11000～14000，保持时间为1～150秒。
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