CN110651062A - 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，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(含0质量％)、S：0.01质量％以下(含0质量％)、Ti：0.01质量％～0.2质量％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，钢板组织中，铁素体分率为5％以下，回火马氏体与回火贝氏体的合计分率为60％以上，残余奥氏体分率为10％以上，初生马氏体分率为5％以下，残余奥氏体的平均粒径为0.5μm以下，粒径1.0μm以上的残余奥氏体为残余奥氏体总量的2％以上，原始奥氏体粒径为10μm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首的各种用途中使用的高强度钢板。
背景技术
近年来，适用于汽车零件等的钢板为了实现燃油效率改善而要求薄壁化，而为了使钢板薄壁化的同时还确保零件强度，则要求钢板的高强度化。专利文献1公开有一种高强度钢板，其具有980MPa～1180MPa的抗拉强度，并且，显示出良好的深冲特性。
【在先技术文献】
【专利文献】
【专利文献1】日本特开2009－203548号公报
但是，在以汽车零件为首的高强度钢板的采用中，令人担心的是钢板的低温韧性。已知钢在室温以下的低温环境中会发生脆性断裂，使冲击值大幅降低。在设想适用高强度钢板的骨架零件中，要求零件通过大幅变形来吸收碰撞时的能量。在钢板发生脆化这样的寒冷地区等，在实际的使用环境下，如果在零件脆化的状态下发生碰撞，则存在导致重大事故的可能性。因此，在实用化时，作为钢板特性，不仅要求具有高抗拉强度(TS)和优异的深冲性(LDR)，而且为了确保零件成形时的成形性，要求钢板还具有优异的强度延展性平衡和高扩孔率(λ)，从确保碰撞安全性的观点出发，则要求钢板还具有高屈强比(YR)，此外还有优异的低温韧性。
具体来说，就是要求如下这样的钢板，其在拉伸试验中的抗拉强度(TS)为980MPa以上，抗拉强度(TS)与总延伸率(EL)的积(TS×EL)为20,000MPa％以上，屈强比(YR)为0.75以上，扩孔率(λ)为20％以上，深冲性(LDR)为2.00以上，点焊部的十字抗拉强度为6kN以上，且－40℃下的夏比摆锤冲击值为60J/cm2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，从而要求一种能够满足全部这些要求的高强度钢板。
发明内容
本发明的实施方式正是为了响应这样的要求而形成，其目的在于，提供一种抗拉强度(TS)、点焊部的十字抗拉强度(SW十字拉伸)、屈强比(YR)、抗拉强度(TS)与总延伸率(EL)的积(TS×EL)、深冲性(LDR)、扩孔率(λ)和低温韧性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，其特征在于，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(含0质量％)、
S：0.01质量％以下(含0质量％)、
Ti：0.01质量％～0.2质量％，
余量由Fe和不可避免的杂质构成，
钢板组织中，
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，
残余奥氏体分率为10％以上，
初生马氏体分率为5％以下，
残余奥氏体的平均粒径为0.5μm以下，
粒径1.0μm以上的残余奥氏体为残余奥氏体总量的2％以上，
原始奥氏体粒径为10μm以下。
本发明的方式2是根据方式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是根据方式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是根据方式1～3中任一项所述的高强度钢板，其中，还含有Cu、Ni、Mo、Cr和B中的一种以上，Cu、Ni、Mo、Cr和B的合计含量为1.0质量％以下。
本发明的方式5是根据方式1～4中任一项所述的高强度钢板，其中，还含有V、Nb、Mo、Zr和Hf中的一种以上，V、Nb、Mo、Zr和Hf的合计含量为0.2质量％以下。
本发明的方式6是根据方式1～5中任一项所述的高强度钢板，其中，还含有Ca、Mg和REM中的一种以上，Ca、Mg和REM的合计含量为0.01质量％以下。
本发明的方式7是一种高强度钢板的制造方法，其中包括：
准备轧制材，所述轧制材含有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(含0质量％)、S：0.01质量％以下(含0质量％)、Ti：0.01质量％～0.2质量％，余量由Fe和不可避免的杂质构成；
将所述轧制材加热至Ac3点以上、Ac3点+100℃以下的温度进行奥氏体化；
在所述奥氏体化后，在650℃～500℃之间，以15℃/秒以上、低于200℃/秒的平均冷却速度进行冷却，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、低于300秒；
在所述滞留之后，从300℃以上的温度，以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却至100℃以上、低于300℃之间的冷却停止温度；
从所述冷却停止温度加热至处于300℃～500℃的范围的再加热温度。
本发明的方式8是根据方式7所述的制造方法，其中，所述滞留包括在300℃～500℃的范围内的一定温度下进行保持。
根据本发明的实施方式，能够提供抗拉强度(TS)、点焊部的十字抗拉强度(SW十字拉伸)、屈强比(YR)、抗拉强度(TS)与总延伸率(EL)的积(TS×EL)、深冲性(LDR)、扩孔率(λ)和低温韧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。
具体实施方式
本发明者们经过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)以如下为特征，即铁素体分率为5％以下，回火马氏体和回火贝氏体的合计分率为60％以上，残余奥氏体分率为10％以上，初生马氏体分率为5％以下，残余奥氏体的平均粒径为0.5μm以下，粒径1.0μm以上的残余奥氏体为残余奥氏体总量的2％以上，原始奥氏体粒径为10μm以下，从而则能够得到抗拉强度(TS)、点焊部的十字抗拉强度(SW十字拉伸)、屈强比(YR)、抗拉强度(TS)与总延伸率(EL)的积(TS×EL)、低温韧性(低温下的冲击值)、深冲性(LDR)和扩孔率(λ)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，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时点得到的认知考虑得到的机理，但要留意的是，其并非是限定本发明的技术范围。
(1)铁素体分率：5％以下
铁素体一般来说虽然加工性优异，但存在强度低这样的问题。另外，若铁素体量多，则扩孔性(延伸凸缘性)降低。因此，使铁素体分率为5％以下(5体积％以下)。此外通过使铁素体分率为5％以下，能够得到优异的扩孔率λ。另外，使铁素体分率为5％以下，能够得到高屈强比。
铁素体分率优选为3％以下，更优选为0％。
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。而后，可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
使回火马氏体和回火贝氏体的合计分率为60％以上(60体积％以上)，能够使高强度与高扩孔性并立。回火马氏体和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：对于进行了硝酸乙醇腐蚀液腐蚀的截面进行SEM观察，测量MA(即，残余奥氏体与初生马氏体的合计)的分率，再从钢组织总体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
残余奥氏体会发生在冲压加工等的加工中由于加工诱发相变而相变为马氏体的TRIP现象，并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。通过使残余奥氏体量为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。
残余奥氏体量，能够利用X射线衍射求得铁素体(X射线衍射中包含贝氏体、回火贝氏体、回火马氏体和未回火的马氏体)和奥氏体的衍射强度比通过计算而取得。作为X射线源，能够使用Co－Kα射线。
(4)初生马氏体分率：5％以下
初生马氏体是硬质相，变形时在母相/硬质相界面附近作为孔穴形成点作用。初生马氏体分率越多，越会引发应变向母相/硬质相界面的集中，从而容易发生以形成于母相/硬质相界面附近的孔穴为起点的破坏。
因此，通过使初生马氏体分率为5％以下，抑制以母相/硬质相界面为起点的破坏，从而能够使扩孔率和冲击值(韧性)提高。初生马氏体分率优选为2％以下。
初生马氏体分率，根据EBSD(Electron Back Scatter Diffraction Patterns)测量中的KAM(Kernel Average Misorientation)分析，定义为晶体取向差大的区域。KAM分析是对于测量点的某一个像素，使之与邻接的6个像素的取向差平均化，作为中央的像素的值，从而能够作成基于局部的晶体取向差的映像。
还有，KAM分析的条件为，在EBSD测量数据中，将表示晶体取向的可靠性的指数(CI(Confidention Index)值)显著低的0.1以下的数据除外，KAM分析中的邻接的像素间的最大取向差为5°。因为初生马氏体具有高密度的位错，所以认为其相当于晶体取向差大的区域。即，可以将KAM分析中的晶体取向差的平均值为4.0°以上的区域作为初生马氏体，其面积比(面积％)作为初生马氏体的体积率。
(5)原始奥氏体粒径：10μm以下
通过使原始奥氏体粒径微细化，能够使成为破坏的截面单位(facetsize)微细化，使冲击值提高。因此，通过使原始奥氏体粒径为10μm以下，能够使冲击值提高。
原始奥氏体粒径能够通过如下方式求得：通过苦味酸腐蚀而使原始奥氏体晶界显现，利用光学显微镜观察，在照片中的任意的位置引直线，测量该直线与原始奥氏体晶界交叉的截距长度，计算这些截距长度的平均值而求得。
(6)残余奥氏体的平均粒径(平均尺寸)：0.5μm以下，和粒径(尺寸)1.0μm以上的残余奥氏体：残余奥氏体总量的2％以上
发现通过使残余奥氏体的平均尺寸为0.5μm，且使尺寸1.0μm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，能够得到优异的深冲性。
相对于深冲成形时所形成的纵壁部的拉伸应力，若凸缘部的流入应力小，则拉深成形容易进行，能够得到良好的深冲性。凸缘部的变形举动如下：因为在盘面方向，从圆周强力施加压缩应力，所以在被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着体积膨胀，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发马氏体相变受到抑制，加工硬化变小。
其结果是，深冲性得到改善。残余奥氏体的尺寸越大，抑制马氏体相变的效果显示得越大。
另外，为了提高由深冲成形所形成的纵壁部的拉伸应力，需要在变形中使高加工硬化率持续。通过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余奥氏体，和若不在高应力下就不会发生加工诱发相变的稳定的残余奥氏体混合，在宽的应力范围使加工诱发相变发生，由此能够在变形中使高加工硬化率持续。另一方面，粗大而不稳定的残余奥氏体，在扩孔这样的延伸凸缘变形时，或是在冲击变形时，容易从残余奥氏体通过加工诱发相变而相变成硬质的马氏体，由于硬质相/母相界面的局部应变的集中而成为破坏的起点。为此，研究了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，从而兼备这些特性的钢板组织。于是，本发明者们发现，使残余奥氏体的平均尺寸为0.5μm，且使尺寸1.0μm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，得到优异的深冲性(LDR)。
另外，如上述，残余奥氏体在加工诱发相变时发生TRIP现象，能够得到高延伸率。另一方面，经过加工诱发相变而形成的马氏体组织硬，作为破坏的起点作用。越是大的马氏体组织，越容易成为破坏的起点。通过使残余奥氏体的平均尺寸为0.5μm以下，减少因加工诱发相变而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1.0μm以上的残余奥氏体量在残余奥氏体总量中所占的比率，能够通过运用使用了SEM的作为结晶分析方法的EBSD(Electron BackScatter Diffraction Patterns)法作成Phase映像而求得。根据所得到的Phase映像，求得各个奥氏体相(残余奥氏体)的面积，根据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，通过累计当量圆直径为1.0μm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1.0μm以上的残余奥氏体在全部残余奥氏体中所占的比率。还有，如此求得的尺寸1.0μm以上的残余奥氏体在全部残余奥氏体中所占的比率是面积比，但与体积比等价。
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。首先，对于作为基本元素的C、Si、Al、Mn、P、S和Ti进行说明，再对于可以选择性地添加的元素进行说明。
还有，在成分组成中单位的％表示，全都是质量％的意思。
(1)C：0.15～0.35％
C是用于得到希望的组织，确保高(TS×EL)等的特性所必须的元素。另外，C使残余奥氏体稳定化，通过确保必要量的残余奥氏体量，由此在使深冲性提高上是有效的元素。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，不能取得充分的焊接强度。优选为0.18％以上，更优选为0.20％以上。另外，优选为0.30％以下。C量为0.30％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，具有促进残余奥氏体的形成的作用。为了有效地发挥这样的作用，需要添加合计0.5％以上的Si和Al。但是，若Si和Al的合计高于3.0％，则残余奥氏体变得粗大，扩孔率劣化。优选为0.7％以上，更优选为1.0％以上。另外，优选为2.5％以下，更优选为2.0％以下。
还有，关于Al，也可以是作为脱氧元素发挥功能的这一程度的添加量，即低于0.10质量％，另外，例如出于抑制渗碳体的形成，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％，则贝氏体相变被抑制，因此不能形成比较粗大的残余奥氏体。因此不能使深冲性改善。Mn的含量优选为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(含0％)
P作为杂质元素不可避免地存在。若高于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(含0％)
S作为杂质元素不可避免地存在。若高于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，使λ降低。因此，S的含量为0.01％以下(含0％)。优选为0.005％以下(含0％)。
(6)Ti：0.01％～0.2％
Ti具有析出强化和组织微细化的效果，对于高强度化和提高冲击值是有用的元素。为了有效地发挥这样的作用，需要使之含有0.01％以上，推荐进一步使之含有0.02％以上。但是，即使使这些元素过剩地含有，上述效果也是饱和，经济上造成浪费，因此Ti的添加量为0.2％以下，更优选为0.1％以下。
(7)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”的情况，是除去另行规定其组成范围的元素后的概念。
本发明不限定于上述实施方式的组成。只要能够维持本发明的实施方式的高强度钢板的特性，可以再含有任意的其他元素。以下展示能够如此选择性地含有的其他的元素。
(8)Cu、Ni、Mo、Cr和B中的一种以上：合计含量1.0％以下
这些元素作为钢的强化元素有用，并且对于使残余奥氏体稳定化确保规定量是有效的元素。为了有效地发挥这样的作用，推荐这些元素合计量为0.001％以上，进一步使之含有0.01％以上。但是，即使让这些元素过剩地含有，上述效果也是饱和，在经济上造成浪费，因此优选这些元素合计量为1.0％以下，更优选为0.5％以下。
(9)V、Nb、Mo、Zr和Hf中的一种以上：合计含量0.2％以下
这些元素具有析出强化和组织微细化的效果，是对高强度化有用的元素。为了有效地发挥这样的作用，推荐使这些元素合计量为0.01％以上，进一步使之含有0.02％以上。但是，即便使这些元素过剩地含有，上述效果也是饱和，在经济上造成浪费，因此优选这些的元素合计量为0.2％以下，更优选为0.1％以下。
(10)Ca、Mg和REM中的一种以上：合计含量0.01％以下
这些元素控制钢中硫化物的形态，是对提高加工性有效的元素。在此，作为用于本发明的实施方式的REM(希土元素)，可列举Sc、Y、镧系元素等。为了使上述作用有效地发挥，推荐使这些元素合计量为0.001％以上，进一步使之含有0.002％以上。但是，即便使这些元素过剩地含有，上述效果也是饱和，在经济上造成浪费，因此优选这些元素合计量为0.01％以下，更优选为0.005％以下。
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、SW十字拉伸、低温韧性均处于高水平。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。由此能够确保充分的强度。
(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协同而实现高屈服强度，能够在高应力下使用通过深冲加工等的加工而得到的最终制品。优选具有0.80以上的屈强比。
(3)抗拉强度(TS)与总延伸率(EL)的积(TS×EL)
TS×EL为20,000MPa％以上。通过具有20,000MPa％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23,000MPa％以上。
(4)深冲性(LDR)
LDR是用于深冲性的评价的指标。在圆筒拉深成形中，设所得到的圆筒的直径为d，设经过一次深冲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时，将D/d称为LDR(Limiting DrawingRatio)。更详细地说，就是将板厚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的模具进行圆筒深冲，求得没有断裂而进行了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)，据此能够求得LDR。
本发明的实施方式的高强度钢板，LDR为2.00以上，优选为2.05以上，具有优异的深冲性。
(5)扩孔率(λ)
扩孔率λ依据日本工业标准JIS Z 2256求得。在试验片上开出直径d0(d0＝10mm)的冲孔，将前端角度为60°的冲头压入该冲孔，测量发生的龟裂贯通试验片的板厚的时刻的冲孔的直径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)点焊部十字抗拉强度(SW十字拉伸)
点焊部的十字抗拉强度依据日本工业标准JIS Z 3137进行评价。点焊的条件是，使用将两张钢板(后述的实施例中为厚度1.4mm的钢板)重叠而成的试料，以DR(DomeRadius)型的电极，在加压力4kN下，使电流从6kA至12kA以0.5kA的间距实施点焊。由此，求得飞溅发生的最低电流。而后，以比飞溅发生的最低电流低0.5kA的电流进行点焊，测量所得到的接头的十字抗拉强度。
本发明的实施方式的高强度钢板，点焊部的十字抗拉强度(SW十字拉伸)为6kN以上，优选为8kN以上，更优选为10kN以上。
(7)低温韧性
低温韧性能够依据日本工业标准JIS Z 2242，由－40℃下的摆锤冲击试验值求得。制作如下试验片供评价，试验片形状为，试验片宽度：板厚状态(1.4mm厚)、高度：10mm、长度：55mm，切口形状如下，切口角度：45°、切口深度：2mm、切口底半径：0.25mm。
本发明的实施方式的高强度钢板，－40℃下的摆锤冲击试验值为60J/cm2以上，优选为70J/cm2以上，具有优异的低温韧性。
4.制造方法
接着对于本发明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)，从而具有上述希望的钢组织，结果是得到具有上述的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。
实施热处理的轧制材，通常，在热轧后进行冷轧而制造。但是，不限定于此，也可以进行热轧和冷轧的任意一方来制造。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点以上的温度进行奥氏体化。可以在此加热温度下保持1～1800秒。
若加热温度低于Ac3点，则奥氏体化未充分进行，最终的钢板中的铁素体量变得过大。另外，因为奥氏体化没有充分进行，所以奥氏体不足，由奥氏体得到的马氏体不足，作为结果，是回火马氏体和回火贝氏体的合计量不足。
加热温度为Ac3点以上、Ac3点+100℃以下。通过限定Ac3点+100℃以下的温度，能够抑制原始奥氏体的晶粒的粗大化。加热温度优选为Ac3点+10℃以上、Ac3点+90℃以下，更优选为Ac3点+20℃以上、Ac3点+80℃以下。这是为了能够更完全地进行奥氏体化抑制铁素体的形成，并且更确实地抑制晶粒的粗大化。
如图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、低于20℃/秒。
另外，Ac3点能够运用下式求得。
Ac3点(℃)＝911－203×√[C]+44.7×[Si]－30×[Mn]+400×[Al]
其中，[]分别表示以质量％计的各元素的含量。
(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、低于300秒。
冷却中，至少在650℃～500℃之间，以15℃/秒以上、低于200℃/秒的平均冷却速度进行冷却。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，通过使冷却速度低于200℃/秒，能够防止因急剧的冷却而发生过大的热应变。作为这样冷却的优选例能够列举如下的：如图1的[3]所示，到650℃以上的急冷开始温度为止，以0.1℃/秒以上、10℃/秒以下的较低的平均冷却速度进行冷却，如图1的[4]所示，从急冷开始温度起，以20℃/秒以上、低于200℃/秒的平均冷却速度，冷却至500℃以下的滞留开始温度。
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、低于300秒。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、低于300秒。冷却速度为10℃/秒以下的状态，如图1的[5]所示，实质上也包括以一定的温度进行保持(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极限低，所以析出超出固溶极限的碳。其结果是，在贝氏体周围形成碳稠化的奥氏体的区域。
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，如上述能够提高深冲性。
若滞留的温度高于500℃，则碳稠化区域变得过大，残余奥氏体的平均尺寸变得粗大，因此扩孔率和低温韧性降低。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，深冲性降低。
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，深冲性降低。另一方面，若滞留时间在300秒以上，则碳稠化区域变得过大，残余奥氏体的平均尺寸变得粗大，因此扩孔率和低温韧性降低。
另外，若滞留中的冷却速度大于10℃/秒，则无法发生充分的贝氏体相变，因此，无法形成充分的碳稠化区域，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、低于300秒。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，优选以一定温度保持3秒～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，以一定温度保持5秒～60秒。
(3)冷却至100℃以上、低于300℃之间的冷却停止温度
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、低于300℃之间的冷却停止温度。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。
通过该冷却，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。通过在100℃以上、低于300℃的温度范围内控制冷却停止温度，从而调整未相变为马氏体而残留下来的奥氏体的量，控制最终的残余奥氏体量。
若冷却速度比10℃/秒慢，则在冷却中碳稠化区域过度地扩展，残余奥氏体的平均尺寸变得粗大，因此扩孔率和低温韧性降低。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会残存，最终残余奥氏体尺寸变得粗大，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、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、260℃以下。
如图1的[7]所示，可以在冷却停止温度进行保持。作为保持时的优选的保持时间，能够列举1秒～600秒。即使保持时间长，在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
如图1的[8]所示，从上述的冷却停止温度，加热至处于300℃～500℃的范围的再加热温度。加热速度没有特别限制。到达再加热温度后，如图1的[9]所示，优选在该温度进行保持。作为优选的保持时间，能够列举50秒～1200秒。
通过此再加热，能够使马氏体中的碳析出，促进碳向周围的奥氏体的稠化，使奥氏体稳定化。由此，能够使最终得到的残余奥氏体量增大。
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。另外，若残余奥氏体量不足，则1μm以上的残余奥氏体量也容易不足。
若再加热温度高于500℃，则碳作为渗碳体析出，因此碳向奥氏体的稠化不充分。因此，不能获得充分的量的残余奥氏体，TS×EL降低。另外，若残余奥氏体量不足，则1μm以上的残余奥氏体量也容易不足。另外，若再加热温度高于500℃，碳向奥氏体的稠化不充分，则初生马氏体分率变多，冲击值降低。
另外，若不进行保持，或保持时间比50秒短，则碳的扩散同样有可能不足。因此，优选以再加热温度进行50秒以上的保持。
另外若保持时间比1200秒长，则同样有可能碳作为渗碳体析出。因此，优选保持时间为1200秒以下。
优选的再加热温度为320℃～480℃，这种情况下，优选保持时间的上限为900秒。更优选的再加热温度为340℃～460℃，这种情况下，优选保持时间的上限为600秒。
再加热之后，如图1的[10]所示，例如可以冷却至室温这样的200℃以下的温度。作为至200℃以下的优选的平均冷却速度，能够列举10℃/秒以上。
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从业者，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
通过真空熔炼制造具有表1所述的化学组成的铸造材后，对该铸造材进行热锻而成为板厚30mm的钢板，之后实施热轧。还有，表1中也记载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产生本质上的影响，但加热至1200℃后，经多级轧制，板厚成为2.5mm。这时，热轧的结束温度为880℃。其后，以30℃/秒冷却至600℃，停止冷却，插入加热到600℃的炉中之后，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、20和29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。更具体地说，是在700℃开始急冷后直接冷却至200℃的试样(是跳过图1中相当于[5]、[6]的工序的试样)。另外，试样No.7是没有冷却至100℃以上、低于300℃之间的冷却停止温度的试样(是跳过图1中相当于[6]～[8]的工序的试样)。
还有，在表1～表4中，带下划线的数值表示脱离本发明的实施方式的范围。但是要留意的是，关于“－”，即使脱离本发明的实施方式的范围，也不带下划线。
【表1】
Figure BDA0002281255160000161
【表2】
Figure BDA0002281255160000171
2.钢组织
在各个试样中，将平行于轧制方向的截面作为观察截面，对于板厚1/4位置，利用扫描电子显微镜，使观察倍率为3,000倍而进行观察，根据上述的方法，求得(i)铁素体分率，(ii)回火马氏体和回火贝氏体的合计分率(表3中记述为“回火M/B”)。(iii)残余奥氏体量(残余γ量)的测量中，使用株式会社リガク社制二维微区X射线衍射装置(RINT－RAPIDII)。在(iv)初生马氏体分率、(v)残余奥氏体的平均尺寸(残余γ平均粒径)和(vi)尺寸1.0μm以上的残余奥氏体在全部残余奥氏体中所占的比率(表3中记述为“1.0μm以上的残余γ比率”)的测量中，使用日本电子社制场发射型扫描电子显微镜，在EBSD测量中使用EDAX-TSL社制OIM系统，使测量区域为30μm×30μm，测量间隔为0.1μm。所得到的结果显示在表3中。
(vii)原始奥氏体粒径(在表3中记述为“Dγ”)的测量中，将平行于轧制方向的截面作为观察截面，在板厚1/4位置，利用光学显微镜，使观察倍率为1,000倍而进行观察，根据上述的方法测量。
【表3】
Figure BDA0002281255160000191
3.力学特性
对于所得到的试样，使用拉伸试验机，测量0.2％屈服强度(YS)、抗拉强度(TS)、总延伸率(EL)，计算YR和TS×EL。还有，拉伸试验中，将与轧制方向垂直的方向作为拉伸试验轴而制作JIS5号试验片，实施试验。另外，根据上述的方法，求得扩孔率λ、深冲LDR、点焊部的十字抗拉强度(SW十字拉伸)和－40℃下的摆锤冲击试验值(冲击值)。所得到的结果显示在表4中。
【表4】
Figure BDA0002281255160000211
4.总结
作为满足本发明的实施方式的条件的实施例试样的试样No.10、12～14、18、19、22～24和31～48，均可达成980MPa以上的抗拉强度、0.75以上的屈强比、20,000MPa％以上的TS×EL、2.00以上的LDR、20％以上的扩孔率、6kN以上的SW十字拉伸和60J/cm2以上的冲击值。
相对于此，试样No.1，由于奥氏体化后，未在300～500℃的温度范围内滞留，所以1.0μm以上的残余奥氏体的量不充分，得不到充分的深冲性。
试样No.2，因为奥氏体化后，在300～500℃的温度范围内的滞留时间(表2所示的“[5]保持时间”)长，另外，试样No.3因为从第二冷却开始温度(表2所示的“[5]保持温度”)至冷却停止温度的平均冷却速度慢，所以分别是残余奥氏体的平均粒径粗大，扩孔率和冲击值降低。
试样No.4，因为奥氏体化后，在300～500℃的温度范围的保持时间短，所以1.0μm以上的残余奥氏体的量不充分，得不到充分的深冲性。
试样No.5，因为奥氏体化后，以高于300～500℃的温度范围的温度滞留，所以残余奥氏体的平均粒径粗大，扩孔率和冲击值降低。
试样No.6，因为奥氏体化后，以低于300～500℃的温度范围的温度滞留，所以1.0μm以上的残余奥氏体的量不充分，得不到充分的深冲性。
试样No.7，因为没有进行第二冷却和再加热处理，所以回火马氏体和回火贝氏体的合计量不足，残余奥氏体的平均粒径粗大，得不到充分的扩孔性和冲击值。
试样No.8，因为用于奥氏体化的加热温度低，所以铁素体量过大。另外，由于铁素体量变得过大，所以马氏体形成不足，回火马氏体和回火贝氏体的合计量不足，其结果是，得不到充分的屈强比和扩孔性。
试样No.9，因为用于奥氏体化的加热温度高，所以原始奥氏体粒径粗大且残余奥氏体的平均粒径粗大，因此得不到充分的扩孔性和冲击值。
试样No.11，因此冷却停止温度比100℃以上、低于300℃的温度范围低，所以残余奥氏体量少，在此影响下，尺寸1.0μm以上的残余奥氏体量也不足。其结果是，得不到充分的TS×EL的值和充分的深冲性。
试样No.15，因为从急冷开始温度至滞留开始温度(表2的“[5]保持温度”)的冷却速度慢，所以在冷却中形成铁素体，铁素体量过大。另外，铁素体形成导致马氏体形成不足，由此，回火马氏体和回火贝氏体的合计量不足。其结果是，屈强比、扩孔率低。
试样No.16，因为再加热温度高于300℃～500℃的温度范围，所以碳作为渗碳体析出。因此，残余奥氏体少，在此影响下，尺寸1.0μm以上的残余奥氏体量不足。另外，因为再加热温度高，所以初生马氏体分率变多。其结果是，TS×EL、扩孔性、深冲性和冲击值低。
试样No.17，因为再加热温度低于300℃～500℃的温度范围，所以碳的扩散不充分。因此，残余奥氏体少，在此影响下，尺寸1.0μm以上的残余奥氏体量不足。其结果是，TS×EL、深冲性低。
试样No.20，由于没有添加Ti，奥氏体化后，未在300～500℃的温度范围内滞留，所以原始奥氏体粒径大，1.0μm以上的残余奥氏体的量不充分。因此，得不到充分的深冲性和充分的冲击值。
试样No.21，因为没有添加Ti，所以原始奥氏体粒径大，且残余奥氏体的平均粒径粗大。其结果是，得不到充分的扩孔性和冲击值。
试样No.25，因为C量少，所以残余奥氏体量不足，且尺寸1.0μm以上的残余奥氏体量不充分。其结果是，得不到充分的TS×EL和充分的深冲性。
试样No.26，因为Mn量多，所以残余奥氏体量不足，且尺寸1.0μm以上的残余奥氏体量不充分，其结果是，得不到充分的TS×EL和充分的深冲性。
试样No.27，因为Mn量少，所以铁素体量过大。另外，由于铁素体量变得过大，导致马氏体形成不足，回火马氏体和回火贝氏体的合计量不足。其结果是，得不到充分的屈强比和扩孔性。
试样No.28，因为Si+Al量少，所以残余奥氏体少，1.0μm以上的残余奥氏体的量不充分。其结果是，TS×EL和深冲性降低。
试样No.29由于C量过大，且奥氏体化后，没有在低于300～500℃的温度范围的温度下滞留，所以得不到充分的SW十字抗拉强度。
试样No.30，因为Si+Al量过多，残余奥氏体粗大，所以扩孔性和冲击值低。
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，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(含0质量％)、
S：0.01质量％以下(含0质量％)、
Ti：0.01质量％～0.2质量％，
余量由Fe和不可避免的杂质构成，
钢板组织中，
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，
残余奥氏体分率为10％以上，
初生马氏体分率为5％以下，
残余奥氏体的平均粒径为0.5μm以下，
粒径1.0μm以上的残余奥氏体为残余奥氏体总量的2％以上，
原始奥氏体粒径为10μm以下。
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。
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％。
方式4：
根据方式1～3中任一项所述的高强度钢板，其中，还含有Cu、Ni、Mo、Cr和B中的一种以上，Cu、Ni、Mo、Cr和B的合计含量为1.0质量％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，还含有V、Nb、Mo、Zr和Hf中的一种以上，V、Nb、Mo、Zr和Hf的合计含量为0.2质量％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，还含有Ca、Mg和REM中的一种以上，Ca、Mg和REM的合计含量为0.01质量％以下。
方式7：
一种高强度钢板的制造方法，其中，包括：
准备轧制材，所述轧制材含有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(含0质量％)、S：0.01质量％以下(含0质量％)、Ti：0.01质量％～0.2质量％，余量由Fe和不可避免的杂质构成；
将所述轧制材加热至Ac3点以上、Ac3点+100℃以下的温度进行奥氏体化；
在所述奥氏体化后，在650℃～500℃之间，以15℃/秒以上、低于200℃/秒的平均冷却速度进行冷却，在300℃～500℃的范围内，以10℃/秒以下的冷却速度滞留10秒以上、低于300秒；
所述滞留之后，从300℃以上的温度，以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却至100℃以上、低于300℃之间的冷却停止温度；
从所述冷却停止温度加热至处于300℃～500℃的范围的再加热温度。
方式8：
根据方式7所述的制造方法，其中，所述滞留包括在300℃～500℃的范围内的一定温度下进行保持。
本申请伴随以申请日为2017年5月24日的日本国专利申请，日本特愿第2017－103024号为基础申请的优先权主张。日本特愿第2017－103024号因参照而编入本说明书。

Claims (5)

1.一种高强度钢板，其特征在于，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％以下且含0质量％、
S：0.01质量％以下且含0质量％、
Ti：0.01质量％～0.2质量％，
余量由Fe和不可避免的杂质构成，
钢板组织中，
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，
残余奥氏体分率为10％以上，
初生马氏体分率为5％以下，
残余奥氏体的平均粒径为0.5μm以下，
粒径为1.0μm以上的残余奥氏体为残余奥氏体总量的2％以上，
原始奥氏体粒径为10μm以下。
2.根据权利要求1所述的高强度钢板，其中，满足以下的(a)～(e)中任意一个以上：
(a)C量为0.30质量％以下；
(b)Al量低于0.10质量％；
(c)还含有Cu、Ni、Mo、Cr和B中的一种以上，Cu、Ni、Mo、Cr和B的合计含量为1.0质量％以下；
(d)还含有V、Nb、Mo、Zr和Hf中的一种以上，V、Nb、Mo、Zr和Hf的合计含量为0.2质量％以下；
(e)还含有Ca、Mg和REM中的一种以上，Ca、Mg和REM的合计含量为0.01质量％以下。
3.一种高强度钢板的制造方法，其中，包括：
准备轧制材，所述轧制材含有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％以下且含0质量％、S：0.01质量％以下且含0质量％、Ti：0.01质量％～0.2质量％，余量由Fe和不可避免的杂质构成；
将所述轧制材加热至Ac3点以上、Ac3点+100℃以下的温度进行奥氏体化；
所述奥氏体化后，在650℃～500℃之间，以15℃/秒以上、低于200℃/秒的平均冷却速度进行冷却，在300℃～500℃的范围内，以10℃/秒以下的冷却速度滞留10秒以上、低于300秒；
所述滞留之后，从300℃以上的温度，以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却至100℃以上、低于300℃之间的冷却停止温度；
从所述冷却停止温度，加热至处于300℃～500℃的范围的再加热温度。
4.根据权利要求3所述的制造方法，其中，所述滞留包括在300℃～500℃的范围内的一定温度下进行保持。
5.根据权利要求3或4所述的制造方法，其中，所述轧制材满足以下的(a)～(e)的任意一个以上：
(a)C量为0.30质量％以下；
(b)Al量低于0.10质量％；
(c)还含有Cu、Ni、Mo、Cr和B中的一种以上，Cu、Ni、Mo、Cr和B的合计含量为1.0质量％以下；
(d)还含有V、Nb、Mo、Zr和Hf中的一种以上，V、Nb、Mo、Zr和Hf的合计含量为0.2质量％以下；
(e)还含有Ca、Mg和REM中的一种以上，Ca、Mg和REM的合计含量为0.01质量％以下。
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