CN110678569A - 高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明的高强度钢板，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％、Al：0.01质量％以上、N：0.01质量％以下、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1.5μm以上的残余奥氏体为残余奥氏体总量的2％以上，钢板中的固溶氮量为0.002质量％以下。

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首的可以在各种用途中使用的高强度钢板。

背景技术

供汽车用零件(例如骨架零件)等所用的钢板(例如，冷轧钢板、合金化熔融镀锌钢板等)，为了通过车身轻量化来实现燃油效率改善而要求薄壁化，为了达成薄壁化以及确保零件强度而要求钢板的高强度化。另一方面，这样的钢板，为了成形为复杂形状的零件，还要求有优异的加工性。专利文献1公开有一种高强度钢板，其具有980～1180MPa的抗拉强度，且显示出良好的深冲性。

【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，在以汽车用零件为首的各种用途中，要求不仅具有高抗拉强度(TS)、优异的总延伸率(EL)和优异的深冲性(LDR)，还要求具有优异的强度延展性平衡(TS×EL)、高屈强比(YR)和优异的扩孔率(λ)。

关于抗拉强度、强度延展性平衡、屈强比、深冲特性和扩孔率，具体来说，分别要求如下。

关于抗拉强度，要求为980MPa以上。此外关于抗拉强度，在焊接部也要求具有充分的值。具体来说，要求点焊部的十字抗拉强度为6kN以上。

另外，为了提高在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，还要求提高钢板的屈服强度。因此，具体来说，要求有0.75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20000MPa％以上。此外为了确保零件成形时的成形性，还要求表示深冲性的LDR为2.05以上，和表示扩孔性的扩孔率λ为30％以上。另外，作为汽车用钢板的基本性能，还要求点焊部的接头强度。

但是，在专利文献1公开的高强度钢板中，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应对这样的要求而形成，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)、(TS)与总延伸率(EL)的积(TS×EL)、深冲性(LDR)和扩孔率(λ)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％、

Al：0.01质量％以上、

N：0.01质量％以下、

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1.5μm以上的残余奥氏体为残余奥氏体总量的2％以上，

钢板中的固溶氮量为0.002质量％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，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，根据方式1～4中任一项所述的高强度钢板，其中，还含有Ti、V、Nb、Mo、Zr和Hf中的一种以上，

Ti、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，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：

准备具有上述方式1～6中任一项的方式所述的成分组成的热轧钢板；

对于所述热轧钢板，在450℃～Ae₁点的温度进行10分钟～30小时的预备退火；

在预备退火后，实施冷轧而得到冷轧钢板；

将所述冷轧钢板加热至Ac₃点以上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。

本发明的方式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进行保持。

根据本发明的实施方式，能够提供抗拉强度(TS)、焊接部的十字抗拉强度(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)和扩孔率(λ)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，特别是冷轧后的热处理的图。

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)为，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、残余奥氏体量：10％以上、残余奥氏体的平均尺寸：1.0μm以下、尺寸1.5μm以上的残余奥氏体：残余奥氏体总量的2％以上和钢板中的固溶氮量：0.002质量％以下，从而能够得到抗拉强度(TS)、焊接部的十字抗拉强度(SW十字拉伸)、屈强比(YR)、抗拉强度(TS)与总延伸率(EL)的积(TS×EL)、LDR和扩孔率(λ)均处于高水平的高强度钢板。

1.钢组织和固溶氮量

以下，说明本发明的实施方式的高强度钢板的钢组织和固溶氮量的详情。

在以下的钢组织的说明中，有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认知而认为的机理，但要留意的是，其并非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，但具有强度低这样的问题。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0％。

铁素体分率能够用光学显微镜观察，通过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，可以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

通过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)，能够使高强度和高扩孔性并立。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，残余奥氏体和淬火状态的马氏体的合计)的分率，通过从全体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，会发生由于加工诱发相变而相变成马氏体的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。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％以上的优异的强度－延展性平衡。

残余奥氏体量优选为15％以上。

在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(马氏体－奥氏体组元)的简称，是马氏体和奥氏体的复合体(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射线衍射中包含贝氏体、回火贝氏体、回火马氏体和未回火的马氏体)与奥氏体的衍射强度比，并通过计算得出。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穴形成点起作用。MA尺寸变得越粗大，越会引起应变向母相/硬质相界面的集中，从而容易发生以形成于母相/硬质相界面邻域的孔穴为起点的破坏。

因此，使MA尺寸，特别是使MA平均尺寸微细到1.0μm以下，抑制破坏，从而能够使扩孔率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：对于进行了硝酸乙醇腐蚀液腐蚀的截面，利用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交叉的截距长度，并通过计算这些截距长度的平均值而求得。

还有，引直线时每一条至少为20μm以上。

(5)残余奥氏体的平均尺寸：1.0μm以下，和尺寸1.5μm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1.0μm，且使尺寸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，能够得到优异的深冲性。

若相对于深冲成形时形成的纵壁部的拉伸应力，凸缘部的流入应力小时，则深冲成形容易进行，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现得越明显。

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则不会发生加工诱发相变的稳定的残余奥氏体混合，则能够在宽应力范围使加工诱发相变发生，从而能够在变形中使高加工硬化率持续。为此，对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的钢组织进行了研究。于是，本发明者们发现，通过使残余奥氏体的平均尺寸为1.0μm，且使尺寸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，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，能够得到大的延伸率。另一方面，经过加工诱发相变而形成的马氏体组织硬，作为破坏的起点起作用。越是更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1.0μm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1.5μm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，通过拟定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，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)钢板中的固溶氮量为0.002质量％以下

发明者们发现，钢板中的固溶氮影响到延伸凸缘性(扩孔性)。通过将钢板中的固溶氮量减少到0.002质量％以下，能够提高延伸凸缘性(扩孔性)。

关于钢板中的固溶氮量，是通过化学成分分析求得钢板中的总氮量，将其与化合物型氮量的差分作为“固溶氮量”。化合物型氮量通过如下方式求得：使用0.1μm的孔径的过滤器过滤对于钢板电解萃取之后的电解液，以靛酚蓝吸光光度法测量残留在过滤器上的残渣而求得。固溶氮量优选为0.002质量％以下，更优选为0.0015质量％以下。

(7)其他的钢组织：

在本说明书中，前述的铁素体、回火马氏体、回火贝氏体和残余奥氏体以外的钢组织没有特别规定。但是，除铁素体等的钢组织以外，也存在珠光体、没有回火的贝氏体和没有回火的马氏体等。铁素体等的钢组织，只要满足前述的组织条件，则即使存在珠光体等，仍可发挥本发明的实施方式的效果。

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。首先，对于基本的元素进行说明，再对于可以选择性地添加的元素进行说明。

还有，关于成分组成，单位的％表示全是质量％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，为了有效地发挥这样的作用而需要添加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。C量优选为0.17％以上，更优选为0.18％以上。另外，优选为0.30％以下。若C量为0.30％以下则能够更容易地焊接。

(2)Si与Al的合计：0.5～3.0％

Si和Al分别具有抑制渗碳体的析出，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Si和Al合计0.5％以上。但是，若Si和Al的合计高于3.0％，则作为残余奥氏体和马氏体的混合组织的MA变得粗大，因此扩孔率劣化。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。

(3)Al：0.01％以上

Al添加作为脱氧元素而发挥功能的这一程度的添加量，即0.01％以上。Al也可以低于0.10％，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％以上这样很多的量。

(4)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。因此不能改善深冲性。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。

(5)P：0.05％以下

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％)。

(6)S：0.01％以下

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，成为裂纹的起点而使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％)。

(7)N：0.01％以下

若N的含量过剩，则氮化物的析出量增大，对韧性造成不良影响。因此N量为0.01％以下。优选为0.008％以下，更优选为0.006％以下。还有，若考虑到炼钢的成本等，则N的含有通常为0.001％以上。

(8)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，通常含量越少越为优选，因此虽是不可避免的杂质，但在此组成范围中，如上述是另行规定的元素。因此，在本说明书中，构成余量的“不可避免的杂质”这种情况，是除去了其组成范围被另行规定的元素的概念。

但是，本发明不受该实施方式的组成限定。只要能够维持本发明的实施方式的高强度钢板的特性，可以还含有任意的其他的元素。以下，显示能够如此选择性地含有的其他的元素。

(9)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，并且是对于使残余奥氏体稳定化确保其达到规定量有效的元素。为了有效地发挥这样的作用，优选这些元素合计量为0.001％以上，进一步优选含有0.01％以上。但是，即使过剩地含有这些元素，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，进一步优选为0.5％以下。

(10)Ti、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，对于高强度化是有用的元素。为了有效地发挥这样的作用，优选含有这些元素合计量为0.01％以上，进一步优选含有0.02％以上。但是，即使过剩地含有这些元素，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0.2％以下，进一步优选为0.1％以下。

(11)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，对于加工性提高是有效的元素。在此，作为用于本发明的实施方式的REM(稀土元素)，可列举Sc、Y、镧系元素等。为了使上述作用有效地发挥，优选含有这些元素合计量为0.001％以上，进一步优选含有0.002％以上。但是，即使过剩地含有这些元素，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，进一步优选为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。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。由此与上述的高抗拉强度协同而能够实现高屈服强度，通过深冲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。通过具有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2.05以上，优选为2.10以上，具有优异的深冲性。

(5)扩孔率(λ)

扩孔率λ依据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30％以上，优选为40％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。

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，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)，从而具有上述的预期的钢组织，其结果是，得到具有上述的预期的特性的高强度钢板。

以下说明其详情。

(1)热轧钢板的准备和预备退火

准备具有上述的成分组成的热轧钢板。热轧条件没有特别限定，由通常的热轧工序制造。

将所得到的轧制钢板，加热至450℃以上、Ae₁点以下的预备退火温度，在此预备退火温度下实施10分钟～30小时的预备退火处理。借助该退火工序，促进AlN的析出，减少残留在热轧钢板中的固溶氮。

另外，Ae₁点能够使用下式求得。

Ae₁点(℃)＝723－10.7×[Mn]+29.1×[Si]

其中，[]分别表示以质量％计的各元素的含量。

若预备退火温度低于450℃，则AlN的析出不充分，在最终制品的钢板中固溶氮残留规定量以上。若预备退火温度高于Ae₁点，则在预备退火后的冷却过程中马氏体生成，在之后进行的冷轧中，会有钢板断裂的忧虑。因此，优选预备退火温度为450℃～Ae₁点。

预备退火时间低于10分钟时，AlN的析出不充分，最终制品的钢板中固溶氮残留规定量以上。为了降低固溶氮量，虽然可以实施长时间的预备退火，但是，即使过度延长退火时间，上述效果也饱和，生产率还会降低，因此优选为30小时以下。

(2)冷轧钢板的制作

进行了预备退火的热轧钢板，通过酸洗等除去氧化皮。其后，实施冷轧而成为冷轧钢板。冷轧条件没有特别限定。

对于如此得到的冷轧钢板实施后述这样的热处理，从而得到希望的钢板组织，其结果是，能够得到具有希望的特性的高强度钢板。

参照图1说明适于本发明的实施方式的钢板的制造的热处理。图1是说明本发明的实施方式的高强度钢板的制造方法，特别是冷轧后的热处理(后述的(3)～(6)的热处理工序)的图。

(3)奥氏体化处理

如图1的[1]和[2]所示，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。加热温度优选为Ac₃点以上、Ac₃点+100℃以下。这是因为在Ac₃点+100℃以下的温度能够进一步抑制晶粒的粗大化。加热温度更优选为Ac₃点+10℃以上、Ac₃点+90℃以下，进一步优选为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在任意的加热速度下进行，但作为优选的平均加热速度能够可列举1℃/秒以上、低于20℃/秒。

另外，Ac₃点能够使用下式求得。

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。

(4)冷却和在300℃～500℃的温度区域的滞留

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。通过使平均冷却速度为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，能够防止急剧的冷却造成过大的热应变的发生。作为这样的冷却的优选例，能够列举如下：如图1的[3]所示，截至到650℃以上急冷开始温度为止，以0.1℃/秒以上、10℃/秒以下的比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，在冷却速度为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]这样，也包括实质上在一定的温度进行保持(即，冷却速度为0℃/秒)的情况。

通过该滞留，部分性地使贝氏体形成。而后，由于贝氏体与奥氏体相比碳的固溶极限低，所以析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。

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(具体来说，就是1.5μm以上的残余奥氏体)。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，不仅残余奥氏体粗大，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，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，优选在一定温度下保持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，在一定温度下保持5～60秒。

(5)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，从而调整未相变成马氏体而残留的奥氏体的量，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

若冷却停止温度为300℃以上，则粗大的未相变奥氏体增加，即使经过之后的冷却也会残存，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℃/℃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，也可以在冷却停止温度下进行保持。作为进行保持时的优选的保持时间能够列举1～600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。

(6)再加热到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℃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，优选如图1的[9]所示这样在此温度下进行保持。作为优选的保持时间能够列举50～1200秒。

通过此再加热，使马氏体中的碳析出，促进碳向周围的奥氏体的稠化，能够使奥氏体稳定化。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，若不进行保持，或保持时间比50秒短，则同样会有碳的扩散不足的忧虑。因此，优选在再加热温度下进行50秒以上的保持。

若再加热温度高于500℃，则碳作为渗碳体析出，无法得到足够量的残余奥氏体，因此TS×EL降低。另外若保持时间比1200秒长，则同样，会有碳作为渗碳体析出的忧虑。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℃，这时，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。

经过以上的工序(1)～(6)，能够得到本发明的实施方式的高强度钢板。

如果是与以上说明的本发明的实施方式的高强度钢板的制造方法接触过的从业者，则存在通过尝试法，运用与上述制造方法不同的制造方法，能够得到本发明的实施方式的高强度钢板的可能性。

【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的钢板后，实施热轧。还有，表1中也记述有根据组成计算的Ac₃点。

热轧的条件不会对本发明的实施方式的最终组织和特性造成本质上的影响，但加热至1200℃后，以多级轧制成为板厚2.5mm。这时，使热轧的结束温度为880℃。其后，以30℃/秒冷却至600℃，停止冷却，插入到加热到600℃的炉中之后，保持30分钟，其后，进行炉冷，作为热轧钢板。

对该热轧钢板实施预备退火。预备退火的条件(预备退火温度和预备退火时间)显示在表2－1、表2－2中。

对于进行了预备退火的热轧钢板实施酸洗，除去表面的氧化皮后，实施冷轧直至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2－1、表2－2中。还有，表2－1、表2－2中的例如，如[2]这样在[]内显示的编号，与图1中[]内显示的相同的编号的过程对应。在表2－1、表2－2中，试样No.4是在700℃开始急冷后，直接冷却至200℃的试样(是跳过相当于图1中[5]、[6]的工序的试样)，试样No.10是在100℃以上、低于300℃之间的冷却停止温度下未停止，且没有进行再加热的试样(是跳过相当于图1中[6]～[8]的工序的试样)。

还有，在各表中，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】

【表2－1】

【表2－2】

2.钢组织和固溶氮量

对于各个试样，根据上述的方法，求得铁素体分率、回火马氏体和回火贝氏体的合计分率(表3－1、表3－2中记述为“回火M/B”)、残余奥氏体量(残余γ量)、MA平均尺寸、残余奥氏体的平均尺寸(残余γ平均尺寸)、尺寸1.5μm以上的残余奥氏体在全部奥氏体中所占的比率(表3－1、表3－2中记述为“1.5μm以上的残余γ比率”)、固溶氮量。在残余奥氏体量的测量中，使用株式会社リガク社制二维微区X射线衍射装置(RINT－RAPID II)。得到的结果显示在表3－1、表3－2中。

【表3－1】

【表3－2】

3.力学特性

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、深冲LDR和点焊部的十字抗拉强度(SW十字拉伸)。得到的结果显示在表4－1、表4－2中。

【表4－1】

【表4－2】

4.总结

满足本发明的实施方式的条件的实施例试样即试样No12、14～16、20～24、31～36和38～47，均达成980MPa以上的抗拉强度、0.75以上的屈强比、20000MPa％以上的TS×EL、2.05以上的LDR、30％以上的扩孔率和6kN以上的SW十字拉伸。

相对于此，试样No.1，因为未进行预备退火，所以固溶氮量多，得不到充分的扩孔率。

试样No.2，因为预备退火温度低，另外，试样No.3，因为预备退火时间短，所以固溶氮量多，得不到充分的扩孔率。

试样No.4，由于奥氏体化后，在300℃～500℃的温度范围内未滞留，所以尺寸1.5μm以上的残余奥氏体量不充分，其结果是，得不到充分的深冲性。

试样No.5，因为奥氏体化后，在300℃～500℃的温度范围内的滞留时间长，所以MA的平均尺寸过大，其结果是，得不到充分的扩孔率。

试样No.6，因为从第二冷却开始温度(表2－1、表2－2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MA的平均尺寸过大，其结果是，得不到充分的扩孔率。

试样No.7，因为奥氏体化后，在300℃～500℃的温度范围的保持时间短，所以尺寸1.5μm以上的残余奥氏体量不充分，得不到充分的深冲性。

试样No.8，因为奥氏体化后，在比300℃～500℃的温度范围高的温度下滞留，所以MA的平均尺寸过大，其结果是，得不到充分的扩孔率。

试样No.9，因为奥氏体化后，在比300℃～500℃的温度范围低的温度下滞留，所以尺寸1.5μm以上的残余奥氏体量不充分，其结果是，得不到充分的深冲性。

试样No.10，因为在100℃以上、低于300℃之间的冷却停止温度下没有停止(图1的[7])，以及没有进行再加热(图1的[8]～[10])，所以回火马氏体和回火贝氏体的合计量不足，残余奥氏体的平均尺寸也过大。另外，因为奥氏体化后，在300℃～500℃的温度范围内的滞留时间长，所以MA的平均尺寸过大。根据这些结果，得不到充分的抗拉强度、TS×EL和扩孔率。还有，因为粗大的MA(残余奥氏体和马氏体混合组织)增加，所以可认为组织中的残余奥氏体量满足本申请的规定量。

试样No.11，因为用于奥氏体化的加热温度低，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、屈强比和扩孔率。

试样No.13，因为冷却停止温度比100℃以上、低于300℃的温度范围低，所以残余奥氏体量少，其结果是，得不到充分的TS×EL的值。

试样No.17，因为从急冷开始温度至滞留开始温度(表2－1、表2－2的“[5]保持温度”)的冷却速度慢，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。其结果是，得不到充分的抗拉强度、屈强比和扩孔率。

试样No.18，因为再加热温度比300℃～500℃的温度范围高，所以残余奥氏体少，其结果是，得不到充分的TS×EL。

试样No.19，因为再加热温度比300℃～500℃的温度范围低，所以残余奥氏体少，其结果是，得不到充分的TS×EL的值。

试样No.25，因为C量少，所以残余奥氏体量不足，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和深冲性。

试样No.26，因为Mn量多，所以尺寸1.5μm以上的残余奥氏体量不充分，其结果是，得不到充分的深冲性。另外，因为Mn量多，所以贝氏体相变受到抑制不能形成粗大的残余奥氏体(也就是只能形成微细的残余奥氏体)，其结果可认为，残余奥氏体量不足，TS×EL降低。

试样No.27，因为Mn量少，所以铁素体量过大。另外，因为铁素体量多，所以回火马氏体和回火贝氏体的合计量不足。由这些结果出发，得不到充分的抗拉强度、屈强比和扩孔性。

试样No.28，因为Si+Al量少，残余奥氏体量不足，其结果是，得不到充分的TS×EL。

试样No.29，因为C量过大，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，所以MA平均尺寸过大，因此得不到充分的扩孔率。

试样No.37，因为未进行预备退火，所以固溶氮量多，得不到充分的扩孔率。

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，其中，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％、

Al：0.01质量％以上、

N：0.01质量％以下、

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，

在钢组织中，

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1.5μm以上的残余奥氏体为残余奥氏体总量的2％以上，

钢板中的固溶氮量为0.002质量％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Ti、V、Nb、Mo、Zr和Hf中的一种以上，

Ti、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：

准备具有方式1～6中任一项所述的成分组成的热轧钢板；

对于所述热轧钢板，在450℃～Ae₁点的温度进行10分钟～30小时的预备退火；

预备退火后，实施冷轧而得到冷轧钢板；

将所述冷轧钢板加热到Ac₃点以上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；

从所述冷却停止温度，加热到处于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31日的日本国专利申请，日本特愿第2017－108340号为基础申请的优先权主张。日本特愿第2017－108340号由于参照而编入本说明书。

Claims (5)

1.一种高强度钢板，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％、

Al：0.01质量％以上、

N：0.01质量％以下、

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，

在钢组织中，

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1.5μm以上的残余奥氏体为残余奥氏体总量的2％以上，

钢板中的固溶氮量为0.002质量％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)中任一项以上：

(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Ti、V、Nb、Mo、Zr和Hf中的一种以上，Ti、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，包括：

准备具有权利要求1或2所述的成分组成的热轧钢板；

对所述热轧钢板在450℃～Ae₁点的温度进行10分钟～30小时的预退火；

预退火后，实施冷轧而得到冷轧钢板；

将所述冷轧钢板加热至Ac₃点以上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，所述热轧钢板满足以下的(a)～(e)中任一项以上：

(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Ti、V、Nb、Mo、Zr和Hf中的一种以上，Ti、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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