CN111788323B - 高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

获得强度、λ等加工性、能量吸收特性优异的高强度钢板及其制造方法。高强度钢板具有特定的成分组成、和钢组织，钢组织以面积率计含有1～35％的纵横比为2.0以上的铁素体、10％以下的纵横比小于2.0的铁素体、低于5％的未再结晶铁素体、合计为40～80％的包含贝氏体和碳化物的马氏体、合计为5～35％初生马氏体和残余奥氏体、和3～35％的残余奥氏体，并且残余奥氏体中的C量为0.40～0.70质量％。

Description

高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适用于汽车用构件的高强度钢板及其制造方法。
背景技术
从汽车的碰撞安全性改善和燃料效率提高的观点出发，对汽车用部件使用的钢板要求高强度化。但是，钢板的高强度化通常会导致加工性降低。因此需要开发强度和加工性这双方均优异的钢板。
特别是，拉伸强度(以下，有时称为TS)超过1180MPa的高强度钢板的成型难度高(加工性低)，而且在大变形时容易断裂。因此，高强度钢板很难应用于冲击吸收构件等大变形时承担能量吸收的构件。在此，大变形是伴有90°以上弯曲的蛇腹状的屈曲变形。汽车用构件由于处于腐蚀环境下，因此要求高耐锈蚀性。作为具有高强度和高加工性的钢板，专利文献1中公开了涉及加工性优异的钢板的技术。作为适用于能量吸收构件的钢板，专利文献2中公开了涉及轴向压溃特性优异的钢板。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第6123966号公报
专利文献2:日本专利再公布2014-77294号公报
发明内容
发明要解决的课题
但是，专利文献1的技术中，虽然通过控制残余奥氏体而实现了高强度和优异的加工性，但还没有全部以高水准同时实现TS、均匀伸长率、扩孔率(以下，称为λ)的例子。针对面向能量吸收构件用途的轴向压溃特性等并未加以研究。
专利文献2的技术中，虽然轴向压溃特性优异，但TS仅为980MPa级，也没有研究用于加工成构件的λ等加工性。
本发明是为了解决上述课题而做出的，其目的在于，获得强度、λ等加工性、能量吸收特性优异的高强度钢板及其制造方法。
用于解决课题的方案
本申请的发明人为了解决上述课题而反复进行了潜心研究，结果发现，在将钢板的成分组成调整为特定的范围的基础上，通过将钢组织设为纵横比为2.0以上的铁素体为1～35％、纵横比小于2.0的铁素体为10％以下、未再结晶铁素体为低于5％、贝氏体和包含碳化物的马氏体合计为40～80％、初生马氏体与残余奥氏体合计为5～35％、残余奥氏体为3～35％、且残余奥氏体中的C量为0.40～0.70质量％，从而在1180MPa级也能够表现出优异的加工性和能量吸收特性。
在本发明中，高强度表示TS为1180MPa以上。优异的加工性表示均匀伸长率为9.0％以上且λ为30％以上。优异的能量吸收特性表示轴向压溃时钢板上不产生大裂纹。“大裂纹”表示长度为50mm以上的裂纹。
本发明是基于上述见解提出的，其要旨如下。
[1]高强度钢板，其具有下述成分组成和钢组织，上述成分组成以质量％计含有C：0.12～0.30％、Si：0.5～3.0％、Mn：2.0～4.0％、P：0.100％以下、S：0.02％以下、Al：0.01～1.50％，上述成分组成还含有从V：0.1～1.5％、Mo：0.1～1.5％、Ti：0.005～0.10％及Nb：0.005～0.10％中选择的至少一种，余量为Fe及不可避免的杂质，上述钢组织以面积率计含有1～35％的纵横比为2.0以上的铁素体、10％以下的纵横比小于2.0的铁素体、低于5％的未再结晶铁素体、合计为40～80％的贝氏体和包含碳化物的马氏体、合计为5～35％的初生马氏体和残余奥氏体、和3～35％的残余奥氏体，并且，残余奥氏体中的C量为0.40～0.70质量％。
[2]根据[1]所述的高强度钢板，其以质量％计还含有从Cr：0.005～2.0％、Ni：0.005～2.0％、Cu：0.005～2.0％、B：0.0003～0.0050％、Ca：0.001～0.005％、REM：0.001～0.005％、Sn：0.005～0.50％及Sb：0.005～0.50％中选择的至少一种元素。
[3]根据[1]或[2]所述的高强度钢板，其具有镀覆层。
[4]根据[3]所述的高强度钢板，所述镀覆层为热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层。
[5]高强度钢板的制造方法，其具有下述工序：热轧工序，对具有[1]或[2]中记载的成分组成的板坯实施热轧，进行冷却，并于590℃以下的温度进行卷取；冷轧工序，对在上述热轧工序中得到的热轧板以20％以上的压下率实施冷轧；预退火工序，将在上述冷轧工序中得到的冷轧板加热至830～940℃，在该830～940℃的温度区域内保持10s以上，然后，以5℃/s以上的平均冷却速度冷却至550℃以下；和主退火工序，将上述预退火工序后的钢板加热至Ac1+60℃～Ac3，在该Ac1+60℃～Ac3的温度区域内保持10s以上，然后，以10℃/s以上的平均冷却速度冷却至550℃，在550～400℃的温度区域内保持2～10s，进一步以5℃/s以上的平均冷却速度冷却至150～375℃，再加热至300～450℃，并在该300～450℃的温度区域内保持10～1000s。
[6]根据[5]所述的高强度钢板的制造方法，其具有对上述主退火工序后的钢板实施镀覆处理的镀覆工序。
[7]根据[6]所述的高强度钢板的制造方法，其中，上述镀覆处理为热浸镀锌处理或为进行热浸镀锌处理并进一步进行合金化处理的镀覆处理。
发明效果
根据本发明，能够获得加工性及能量吸收特性优异的高强度钢板。本发明的高强度钢板适合作为汽车部件用材料。
附图说明
图1是轴向压溃部件1的立体图。
图2是压溃试验体4的立体图。
具体实施方式
以下，说明本发明的实施方式。本发明不限定于下述实施方式。若没有特别说明，则表示成分组成中的成分的含量的“％”表示“质量％”。
C：0.12～0.30％
C为对于生成马氏体、贝氏体以使TS上升并获得残余奥氏体而言有效的元素。若C含量低于0.12％则无法充分获得该效果，无法获得期望的强度、钢组织。因此，C含量需要为0.12％以上。C含量优选0.14％以上，进一步优选0.15％以上。另一方面，若C含量超过0.30％，则退火时的奥氏体中的C增加，从而使得贝氏体相变、马氏体相变被抑制而无法获得期望的钢组织。因此，C含量需要为0.30％以下。C的含量优选为0.25％以下，更加优选为0.23％以下。
Si：0.5～3.0％
Si为对于使钢固溶强化以使TS上升、获得残余奥氏体而言必需的元素。为了充分获得该效果，Si含量需要为0.5％以上。Si含量优选为0.6％以上，更加优选为0.8％以上。另一方面，若Si含量超过3.0％，则钢脆化而无法获得期望的能量吸收特性、扩孔性。因此，Si含量需要为3.0％以下。Si含量优选为2.5％以下，更加优选为2.0％以下。
Mn：2.0～4.0％
Mn为对于生成马氏体、贝氏体以使TS上升而言有效的元素。若Mn含量低于2.0％，则无法充分获得使TS上升的效果。因此，Mn含量需要为2.0％以上。Mn含量优选为2.1％以上，更加优选为2.2％以上。另一方面，若Mn含量超过4.0％，则钢脆化而无法获得期望的能量吸收特性、扩孔性。因此，Mn含量需要为4.0％以下。Mn含量优选为3.7％以下，更加优选为3.4％以下。
P：0.100％以下(不包括0％)
P由于会使晶界脆化而使能量吸收特性劣化，因此期望尽量减少其含量。P含量容许至0.100％以下。下限可以不作规定，但若低于0.001％则会导致生产能效降低，因此P含量优选为0.001％以上。
S：0.02％以下(不包括0％)
S由于会使夹杂物增加而使能量吸收特性劣化，因此优选尽可能减少其量。S含量容许至0.02％以下。下限可以不作规定，但若S含量低于0.0001％则会导致生产能效降低。因此，S含量优选为0.0001％以上。
Al：0.01～1.50％
Al作为脱氧剂发挥作用，优选在脱氧工序中添加。Al为对于生成残余奥氏体而言有效的元素。为了实现该效果，Al含量需要为0.01％以上。Al含量优选为0.02％以上，更加优选为0.03％以上。另一方面，若Al含量超过1.50％，则铁素体过量生成而无法获得期望的钢组织。因此，Al含量需要为1.50％以下。Al含量优选为1.00％以下，更加优选为0.70％以下。
从V：0.1～1.5％、Mo：0.1～1.5％、Ti：0.005～0.10％及Nb：0.005～0.10％中选择的至少一种
V、Mo、Ti及Nb是对于获得本发明的优异的能量吸收特性而言的重要的元素。虽然其机理还不清楚，但推测能够通过形成微细的碳化物来抑制马氏体周围的孔隙形成。为了获得该效果，从V、Mo、Ti及Nb中选择的至少一种的含量需要为上述下限量以上。另一方面，若V、Mo、Ti及Nb的含量超过各自的上限值，则碳化物粗大化而钢中的固溶碳量降低，生成大量铁素体而无法获得期望的钢组织。因此，V、Mo、Ti及Nb需要含有从V：0.1～1.5％、Mo：0.1～1.5％、Ti：0.005～0.10％、Nb：0.005～0.10％中选择的至少一种。
V含量优选为0.2％以上。V含量优选为1.0％以下，更加优选为0.6％以下。
Mo含量优选为0.2％以上。Mo含量优选为1.0％以下，更加优选为0.6％以下。
Ti含量优选为0.010％以上，更加优选为0.020％。Ti含量优选为0.07％以下，更加优选为0.05％以下。
Nb含量优选为0.007％以上，更加优选为0.010％以上。Nb含量优选为0.07％以下，更加优选为0.05％以下。
在所含的V、Mo、Ti及Nb低于上述下限量的情况下，这些元素为以不可避免的杂质的形式含有的成分。
根据需要，能够作为任意成分适当含有下述元素中的至少一种。
Cr：0.005～2.0％、Ni：0.005～2.0％、Cu：0.005～2.0％、B：0.0003～0.0050％、Ca：0.001～0.005％、REM：0.001～0.005％、Sn：0.005～0.50％及Sb：0.005～0.50％
Cr、Ni及Cu为对于生成马氏体、贝氏体并实现高强度化而言有效的元素。为了获得该效果，Cr、Ni及Cu含量优选为各自的下限量以上。另一方面，若Cr、Ni及Cu的含量超过各自的上限量，则存在导致扩孔性降低的情况，因此不理想。
Cr含量更加优选为0.010％以上，特别优选为0.020％以上。Cr含量更加优选为1.5％以下，特别优选为1.0％以下。
Ni含量更加优选为0.010％以上，特别优选为0.020％以上。Ni含量更加优选为1.5％以下，特别优选为1.0％以下。
Cu含量更加优选为0.010％以上，特别优选为0.020％以上。Cu含量更加优选为1.5％以下，特别优选为1.0％以下。
B为对于提高钢板的淬硬性、生成马氏体、贝氏体并实现高强度化而言有效的元素。为了获得该效果，B含量优选为0.0003％以上，更加优选为0.0005％以上，特别优选为0.0010％以上。另一方面，若B含量超过0.0050％，则存在夹杂物增加而扩孔性降低的情况。因此，B含量优选为0.0050％以下，更加优选为0.0040％以下，特别优选为0.0030％以下。
Ca、REM为通过夹杂物的形态控制而对扩孔性提高而言有效的元素。为了获得该效果，Ca、REM含量分别优选为0.001％以上，更加优选为0.002以上。另一方面，若Ca、REM含量分别超过0.005％，则存在夹杂物量增加而扩孔性降低的情况。因此，Ca、REM含量分别优选为0.005％以下，更加优选为0.004％以下。
Sn、Sb为抑制脱氮、脱硼等而对于钢的强度降低抑制而言有效的元素。为了获得该效果，Sn、Sb含量分别优选为0.005％以上，更加优选为0.010％以上，特别优选为0.015％以上。另一方面，若Sn、Sb含量超过各自的上限量，则由于晶界脆化而弯曲性降低。因此，Sn、Sb含量分别优选为0.50％以下，更加优选为0.45％以下，特别优选为0.40％以下。
上述成分组成以外的余量为Fe及不可避免的杂质。在所含的上述任意成分低于下限量的情况下，则该成分成为以不可避免的杂质的形式含有的物质。作为不可避免的杂质，也可以作为其他元素合计含有0.002％以下的Zr、Mg、La及Ce。也可以以不可避免的杂质的形式含有0.010％以下的N。
接下来说明本发明的高强度钢板的钢组织。本发明的高强度钢板的钢组织以面积率计含有纵横比为2.0以上的铁素体为1～35％、纵横比小于2.0的铁素体为10％以下、未再结晶铁素体为低于5％、贝氏体和包含碳化物的马氏体合计为40～80％、初生马氏体与残余奥氏体合计为5～35％、残余奥氏体为3～35％，且残余奥氏体中的C量为0.40～0.70质量％。
纵横比为2.0以上的铁素体：1～35％
纵横比为2.0以上的铁素体在保持为主退火的Ac1+60℃～Ac3的过程中生成，在后续的冷却保持时促进贝氏体相变，是对于获得适当的残余奥氏体而言所必需的。此外，纵横比为2.0以上的铁素体承担大变形时的应变，表现优异的能量吸收特性。为了实现该效果，纵横比为2.0以上的铁素体的面积率需要为1％以上。纵横比为2.0以上的铁素体的面积率优选为3％以上，更加优选为5％以上。另一方面，若纵横比为2.0以上的铁素体的面积率超过35％，则将难以同时实现1180MPa以上的TS和能量吸收特性。因此，纵横比为2.0以上的铁素体的面积率需要为35％以下。纵横比为2.0以上的铁素体的面积率优选为30％以下，更加优选为25％以下。在本发明中，纵横比为2.0以上的铁素体不包含未再结晶铁素体。在本发明的钢组织中，通常纵横比为10以下。
纵横比小于2.0的铁素体：10％以下
纵横比小于2.0的铁素体的上述贝氏体相变促进效果、承担变形时的应变的效果轻微且会导致强度降低、扩孔性降低，因此优选其分率低。因此，纵横比小于2.0的铁素体的面积率可以为0％，在本发明中容许至多为10％。因此，纵横比小于2.0的铁素体的面积率需要为10％以下。纵横比小于2.0的铁素体的面积率优选为8％以下，更加优选为5％以下。
未再结晶铁素体：低于5％
未再结晶铁素体由于会使扩孔性降低，因此优选尽可能少。因此，未再结晶铁素体的面积率可以是0％，在本发明中容许至多为低于5％。因此，未再结晶铁素体的面积率需要低于5％。未再结晶铁素体的面积率优选为3％以下，更加优选为1％以下。
贝氏体和包含碳化物的马氏体的合计：40～80％
通过含有规定量的具有中等强度和延展性的贝氏体和包含碳化物的马氏体，从而能够获得稳定的能量吸收特性。为了获得该效果，贝氏体和包含碳化物的马氏体的面积率的合计需要为40％以上。贝氏体和包含碳化物的马氏体的面积率的合计优选为45％以上，更加优选为50％以上。另一方面，若贝氏体和包含碳化物的马氏体的面积率的合计超过80％，则无法获得本发明的均匀伸长率。因此，贝氏体和包含碳化物的马氏体的面积率的合计需要为80％以下。贝氏体和包含碳化物的马氏体的面积率的合计优选为75％以下，更加优选为70％以下。
初生马氏体与残余奥氏体的合计：5～35％
初生马氏体和残余奥氏体为对于提高均匀伸长率而言有效的组织。若初生马氏体与残余奥氏体的面积率的合计低于5％，则无法获得本发明的均匀伸长率。因此，初生马氏体与残余奥氏体的面积率的合计需要为5％以上。初生马氏体与残余奥氏体的面积率的合计优选为8％以上，更加优选为10％以上。另一方面，若初生马氏体与残余奥氏体的面积率的合计超过35％，则轴向压溃时产生很大的龟裂而无法获得能量吸收特性。因此，初生马氏体与残余奥氏体的面积率的合计需要为35％以下。初生马氏体与残余奥氏体的面积率的合计优选为30％以下，更加优选为25％以下。
残余奥氏体：3～35％
残余奥氏体为对于获得能量吸收特性而言必需的组织。为了获得该效果，残余奥氏体的面积率需要为3％以上。残余奥氏体的面积率优选为4％以上，进一步优选为5％以上。另一方面，若残余奥氏体的面积率超过35％，则轴向压溃时产生很大的龟裂而无法获得能量吸收特性。因此，残余奥氏体的面积率需要为35％以下。残余奥氏体的面积率优选为30％以下，更加优选为25％以下。
残余奥氏体中的C量：0.40～0.70质量％
若残余奥氏体中的C量低于0.40质量％，则无法获得本发明的均匀伸长率。因此，残余奥氏体中的C量需要为0.40质量％以上。残余奥氏体中的C量优选为0.45质量％以上，更加优选为0.48质量％以上。另一方面，若残余奥氏体中的C量超过0.70质量％，则无法获得本发明的能量吸收特性。因此，残余奥氏体中的C量需要为0.70质量％以下。残余奥氏体中的C量优选为0.65质量％以下，更加优选为0.60质量％以下。
本发明基本上不含有珠光体，由于不期望珠光体，因此其量优选以面积率计为3％以下。
上述以外的其他组织合计容许至多为3％。
在本发明中，铁素体、马氏体、贝氏体的面积率是各组织的面积占观察面积的比例。作为上述面积率，从退火后的钢板裁切试样，在对与轧制方向平行的板厚截面进行研磨后，使用3质量％硝酸乙醇进行腐蚀，使用SEM(扫描型电子显微镜)以1500倍的倍率分别以三个视野对钢板表面附近以及在板厚方向上距钢板表面300μm的位置进行拍摄，根据所获得的图像数据，使用Media Cybernetics公司制的Image-Pro求算各组织的面积率，将视野的平均面积率设为各组织的面积率。在图像数据中，铁素体以具有大量曲线状晶界的黑色表示。初生马氏体及残余奥氏体以白色或亮灰色表示。贝氏体以具有许多直线状晶界的暗灰色表示。含有碳化物的马氏体以灰色或暗灰色表示。未再结晶铁素体含有亚晶界，因此能够与其他铁素体区分开。在本发明中，含有碳化物的马氏体为回火马氏体。在本发明中，碳化物能够以白色的点或线状区分。在本发明中，虽然基本上不含有珠光体，但珠光体能够以黑色和白色的层状组织区分。纵横比设为晶粒的长轴与短轴的长度之比。
作为残余奥氏体中的C量，通过X射线衍射装置并使用Co的Kα线，使用(220)面的衍射峰的漂移量和下述[1]、[2]式计算。
a＝1.7889×(2)1/2/sinθ……[1]
a＝3.578+0.033[C]+0.00095[Mn]+0.0006[Cr]+0.022[N]+0.0056[Al]+0.0015[Cu]+0.0031[Mo]……[2]
在[1]式中，a为奥氏体的晶格常数
Figure GDA0003544627430000101
θ为(220)面的衍射峰角度除以2得到的值(rad)。在[2]式中，[M]为奥氏体中的元素M的质量％。在本发明中，残余奥氏体中的元素M的质量％设为在钢整体中所占的质量％。
本发明的高强度钢板也可以是在表面具有镀覆层的高强度钢板。作为镀覆层，可以是热浸镀锌层、电镀锌层、热浸镀铝层等。镀覆层也可以是在热浸镀锌后实施合金化处理得到的合金化热浸镀锌层。
对于本发明的高强度钢板，沿与轧制方向垂直的方向采集JIS5号拉伸试验片(JISZ2201)，进行应变速度为10-3/s的基于JIS Z 2241的规定的拉伸试验，所求出的TS为1180MPa以上。从与其他特性协调的观点出发，高强度钢板的TS优选为1300MPa以下。
本发明的高强度钢板在上述拉伸试验中求出的均匀伸长率(UEL)为9.0％以上。从与其他特性协调的观点出发，拉伸试验中求出的均匀伸长率优选为15.0％以下。
对于本发明的高强度钢板，采集100mm×100mm的试验片，基于JFST 1001(日本钢铁联盟标准、2008年)，使用60゜圆锥冲头进行3次扩孔试验而求出的平均扩孔率(％)为30％以上。从与其他特性协调的观点出发，平均扩孔率(％)优选为60％以下。
本发明的高强度钢板的能量吸收特性优异。具体来说，实施例中测定评价的能量吸收特性的评价为“合格”。要使评价“合格”，则需要将钢组织中的上述各组织的比例设为上述特定的范围。
接下来，说明本发明的高强度钢板的制造方法。本发明的高强度钢板的制造方法包括热轧工序、冷轧工序、预退火工序和主退火工序。根据需要也可以包括镀覆工序。以下说明各工序。制造条件中示出的各温度均为钢板的表面温度。
热轧工序为对具有上述成分组成的板坯实施热轧、冷却，并于590℃以下的温度进行卷取的工序。
在本发明中，为了防止宏观偏析，板坯优选使用连铸法制造，但也可以通过铸锭法、薄板坯铸造法制造。关于对板坯进行热轧，既可以将板坯暂时冷却至室温然后进行再加热以进行热轧，也可以不将板坯冷却至室温而装入加热炉进行热轧。或者，也可以应用在稍进行保温后立即热轧的节能工艺。在对板坯进行加热的情况下，为了防止碳化物溶解或轧制负荷增大，优选加热为1100℃以上。为了防止氧化皮损耗增大，优选板坯的加热温度为1300℃以下。板坯温度为板坯表面的温度。在对板坯进行热轧时，也可以对粗轧后的粗轧钢条进行加热。也可以应用将粗轧钢条彼此接合并连续进行精轧的连轧工艺。为了在热轧中实现轧制负荷减小、形状、材质均匀化，优选进行在精轧的所有道次或部分道次实施摩擦系数为0.10～0.25的润滑轧制。
热轧的条件并无特别限定，可以在通常的热轧条件下进行热轧。作为通常的热轧的条件，例如粗轧温度为1000～1100℃、轧制道次数为5～15、精轧温度为800～1000℃。
热轧后的冷却的冷却速度并无特别限定，此处的冷却为通常的热轧后的冷却，平均冷却速度可以是20～50℃/s。冷却停止温度为下述的卷取温度。
卷取温度：590℃以下
若卷取温度超过590℃，则生成V、Mo、Ti、Nb的粗大碳化物，钢中的固溶碳减少，退火后无法获得期望的钢组织。因此，卷取温度需要为590℃以下。下限可以不作规定，但从形状稳定性的观点出发，卷取温度优选为400℃以上。优选在卷取后通过酸洗等去除氧化皮。
冷轧工序是对热轧中得到的热轧板以20％以上的压下率实施冷轧的工序。
冷压下率：20％以上
若冷压下率低于20％，则生成未再结晶铁素体，无法获得期望的钢组织。因此，冷压下率需要为20％以上，优选为30％以上。上限可以不作规定，但从形状稳定性等的观点出发，冷压下率优选为90％以下，更加优选为70％以下。
预退火工序为将冷轧工序中得到的冷轧板加热至830～940℃并在该830～940℃的温度区域内保持10s以上，然后，以5℃/s以上的平均冷却速度冷却至550℃以下的工序。
预退火温度：830～940℃
若预退火温度低于830℃，则生成大量纵横比小于2.0的铁素体，无法获得期望的钢组织。另一方面，若预退火温度超过940℃，则铁素体增加，无法获得含有碳化物的贝氏体及含有碳化物的回火马氏体。因此预退火温度需要为830～940℃。
预退火保持时间：10s以上
若830～940℃的温度区域内的保持时间即预退火保持时间少于10s，则奥氏体的生成不充分，生成大量纵横比小于2.0的铁素体，无法获得期望的钢组织。因此，预退火保持时间需要为10s以上，优选为30s以上。上限可以不作规定，但若预退火保持时间超过1000s，则生产率降低，因此预退火保持时间优选为1000s以下，更加优选为500s以下。
在预退火温度区域内的上述保持后，至550℃以下的平均冷却速度：5℃/s以上
在预退火温度区域内的保持后，若至550℃的平均冷却速度小于5℃/s，则过量生成铁素体(纵横比小于2.0的铁素体)，无法获得期望的钢组织。因此，平均冷却速度需要为5℃/s以上，优选为8℃/s以上。上限可以不作规定，但从形状稳定性等的观点出发，平均冷却速度优选小于100℃/s。对于平均冷却速度而言，能够以下述方式算出：将预退火温度区域内的保持温度与550℃的温度差除以从主退火温度区域内的保持温度(冷却开始温度)起冷却至550℃所需的时间。
上述冷却的冷却停止温度优选为10～550℃。为了获得该冷却速度，预退火工序优选以连续退火等进行，箱型退火不理想。
在上述冷却中，优选在100～450℃的温度区域内保持30s以上，然后冷却至室温(10～30℃)。若为550℃以下的范围，则也可以在暂时停冷却止后进行再加热保持等。例如，出于通过C量的局部富集控制来控制主退火时的逆相变的目的或实现形状稳定化的目的等，也可以在300℃以下暂时停止冷却后，再于550℃以下的温度进行加热保持。
主退火工序为下述工序：将预退火工序后的钢板加热至Ac1+60℃～Ac3，在该Ac1+60℃～Ac3的温度区域内保持10s以上后，以10℃/s以上的平均冷却速度冷却至550℃，在550～400℃的温度区域内保持2～10s，进而以平均为5℃/s以上冷却至150～375℃，再加热至300～450℃，在该300～450℃的温度区域内保持10～1000s。在不实施预退火的情况下，无法充分获得纵横比为2.0以上的铁素体，未再结晶铁素体增加，无法获得本发明的能量吸收特性、扩孔性。
主退火温度：Ac1+60℃～Ac3
若主退火温度低于Ac1+60℃，则奥氏体的生成变得不充分，无法获得期望的钢组织。另一方面，若超过Ac3，则无法充分获得纵横比为2.0以上的铁素体。因此，主退火温度需要为Ac1+60℃～Ac3。Ac1为奥氏体生成开始温度，Ac3为奥氏体生成完成温度。
主退火保持时间：10s以上
若Ac1+60℃～Ac3的温度区域内的保持时间即主退火保持时间少于10s，则奥氏体的生成变得不充分，无法获得期望的钢组织。因此，主退火保持时间需要为10s以上，优选为30s以上。上限可以不作规定，但若主退火保持时间超过1000s，则生产率降低，因此主退火保时时间优选为1000s以下，更加优选为500s以下。
从主退火温度区域内的保持至550℃的平均冷却速度：10℃/s以上
若从主退火温度区域的保持至550℃的平均冷却速度小于10℃/s，则过量生成铁素体，无法获得期望的钢组织。因此，在主退火温度区域内保持后至550℃的平均冷却速度需要为10℃/s以上，优选为20℃/s以上。上限可以不作规定，但从形状稳定性的观点出发，优选从主退火温度区域的保持至550℃的平均冷却速度小于100℃/s。将在至550℃的平均冷却速度为10℃/s以上的条件下进行的冷却作为第1冷却。平均冷却速度能够以下述方式算出：将主退火温度区域内的保持温度与550℃的温度差除以从主退火温度区域内的保持温度(冷却开始温度)冷却至550℃所需的时间。
于400～550℃的保持时间：2～10s
在至550℃的平均冷却速度为10℃/s以上的第1冷却中，将冷却停止温度设在400～550℃的范围内，于400～550℃的保持时间需要为2～10s。通过在400～550℃的温度区域内保持2～10s，能够促进C向奥氏体富集，能够控制此后的贝氏体的相变量、马氏体的相变量及残余奥氏体中的C量以获得期望的钢组织。另一方面，若于400～550℃的保持时间少于2s，则该效果变得不充分，无法获得期望的钢组织。若于400～550℃的保持时间超过10s，则导致生成过量的贝氏体，残余奥氏体中的C量不会达到期望的范围。因此，于400～550℃的保持时间需要为2～10s，优选为2～8s，更加优选为2～5s。
上述保持后的冷却的平均冷却速度：5℃/s以上
在于400～550℃保持后，进一步进行冷却至冷却停止温度。将该冷却设为第2冷却。若第2冷却的平均冷却速度小于5℃/s，则过量生成贝氏体，残余奥氏体中的C量不会达到期望的范围。因此，于400～550℃的保持后的、至冷却停止温度的平均冷却速度需要为5℃/s以上。上限可以不作特别规定，但从形状稳定性的观点出发，优选小于100℃/s。平均冷却速度能够将保持温度与冷却停止温度的温度差除以从保持温度(冷却开始温度)冷却至冷却停止温度所需的时间来算出。
第2冷却的冷却停止温度：150～375℃
若冷却停止温度低于150℃，则过度地产生回火马氏体，无法获得本发明的初生马氏体及残余奥氏体。另一方面，若冷却停止温度超过375℃，则无法获得含有碳化物的贝氏体、含有碳化物的回火马氏体，残留γ中的C量降低。因此，冷却停止温度需要为150～375℃，优选为180～300℃。
再加热温度：300～450℃
若再加热温度低于300℃或超过450℃，则贝氏体相变被抑制，残余奥氏体中的C量不会达到期望的范围。因此，再加热温度需要为300～450℃，优选为325～425℃。
再加热保持时间：10～1000s
若再加热保持时间少于10s，则贝氏体相变不足而残余奥氏体中的C量不会达到期望的范围。另一方面，若再加热保持时间超过1000s，则会导致珠光体产生、过量的贝氏体相变而无法获得期望的钢组织。因此，再加热保持时间需要为10～1000s，优选为20～300s。
镀覆工序是对主退火工序后的钢板实施镀覆处理的工序，根据需要进行。镀覆处理的方法可以对应于待形成的镀覆层而采用通常的方法。在热浸镀锌处理的情况下，也可以在其后进行合金化处理。
实施例1
以下，基于实施例具体地说明本发明。本发明的技术范围不限定于下述实施例。
将表1所示的成分组成的钢(余量为Fe及不可避免的杂质)使用实验室的真空溶解炉进行熔炼、并进行轧制而制成钢板坯。将这些钢板坯加热至1200℃后进行粗轧，在表2、3所示的条件下实施热轧而制得热轧板。接下来，冷轧至1.0mm而制得冷轧板。对所得的冷轧板实施退火。退火在实验室中使用热处理及镀覆处理装置在表2所示的条件下进行，制作合金化热浸镀锌钢板(GA)、热浸镀锌钢板(GI)、冷轧钢板(CR)1～45。热浸镀锌钢板如下制作：在465℃的镀浴中进行浸渍，在钢板两面形成每一面的附着量为40～60g/m2的镀覆层。合金化热浸镀锌钢板如下制作：浸渍在465℃的镀浴中，在钢板两面形成每一面的附着量为40～60g/m2的镀覆层，然后，于540℃保持1～60s，进行合金化处理。在镀覆处理后以8℃/s冷却至室温。
对于所得的钢板，按照以下的试验方法评价拉伸特性、扩孔性、能量吸收特性。钢组织的面积率及残余奥氏体中的C量使用前述方法测定。将其结果示于表4。
＜拉伸试验＞
从钢板沿与轧制方向垂直的方向采集JIS5号拉伸试验片(JIS Z2201)，进行应变速度为10-3/s的基于JIS Z2241的规定的拉伸试验，求出TS及均匀伸长率。在本实施例中，TS为1180MPa以上、均匀伸长率(UEL)为9.0％以上时评价为合格。
＜扩孔性＞
采集100mm×100mm的试验片，基于JFST 1001(日本钢铁联盟标准、2008年)使用60°圆锥冲头进行3次扩孔试验，求出平均扩孔率(％)，评价拉伸凸缘性。在本实施例中，将扩孔率为30％以上评价为良好。
＜能量吸收特性＞
从钢板采集以与轧制方向垂直的方向为宽度方向的宽度为120mm、长度为78mm的试验片和宽度为120mm、长度为150mm的试验片。通过弯曲半径为3mm的弯曲加工及激光焊接，制作轴向压溃部件1。图1是轴向压溃部件1的立体图。然后，通过TIG焊接3将轴向压溃部件1与基底板2接合而制作压溃试验体4。图2是压溃试验体4的立体图。
能量吸收特性通过使用压溃试验体4的压溃试验来评价。压溃试验中，使冲击器从上方以10m/s的碰撞速度与压溃试验体4匀速碰撞，将其以80mm压溃。在压溃后，压溃试验体4被压溃为蛇腹状，将未观察到长度50mm以上的裂纹的情况评价为“合格”，将观察到长度50mm以上的裂纹的情况评价为“不合格”。
[表1]
Figure GDA0003544627430000181
[表2]
Figure GDA0003544627430000201
[表3]
Figure GDA0003544627430000211
*1退火温度～550℃的平均冷却速度。
*2于400～550℃的保持时间。
*3保持温度～冷却停止的平均冷却速度。
*4在300～450℃的温度区域内的保持时间。
*5 GA：合金化热浸镀锌、GI：热浸镀锌、CR：冷轧(非镀覆)
[表4]
Figure GDA0003544627430000231
*1V(F1)：纵横比为2.0以上的铁素体的面积率。*7其他P：珠光体。
*2V(F2)：纵横比小于2.0的铁素体的面积率。*8C(RA)：残余奥氏体中的C量。
*3V(F3)：未再结晶铁素体的面积率。
*4V(BMC)：贝氏体和包含碳化物的马氏体的合计面积率。
*5V(MG):初生马氏体和残余奥氏体的合计面积率。
*6V(G)：残余奥氏体的面积率。
在发明例中，获得了TS为1180MPa以上、均匀伸长率为9.0％以上及扩孔率为30％以上的、具有优异的能量吸收特性的高强度钢板。另一方面，偏离本发明范围的比较例无法获得期望的TS、均匀伸长率、扩孔性、能量吸收特性中的任一者以上。
附图标记说明
1 轴向压溃部件
2 基底板
3 TIG焊接
4 压溃试验体

Claims (11)

1.高强度钢板，其具有下述成分组成和钢组织，
所述成分组成以质量％计含有
C：0.12～0.30％、
Si：0.5～3.0％、
Mn：2.0～4.0％、
P：0.100％以下、
S：0.02％以下、
Al：0.01～1.50％，
所述成分组成还含有从V：0.1～1.5％、Mo：0.1～1.5％、Ti：0.005～0.10％及Nb：0.005～0.10％中选择的至少一种，余量为Fe及不可避免的杂质，
所述钢组织以面积率计含有
1～35％的纵横比为2.0以上的铁素体、
10％以下的纵横比小于2.0的铁素体、
低于5％的未再结晶铁素体、
合计为40～80％的贝氏体和包含碳化物的马氏体、
合计为5～35％的初生马氏体和残余奥氏体、和
3～35％的残余奥氏体，
并且，残余奥氏体中的C量为0.40～0.70质量％。
2.根据权利要求1所述的高强度钢板，其以质量％计还含有从Cr：0.005～2.0％、Ni：0.005～2.0％、Cu：0.005～2.0％、B：0.0003～0.0050％、Ca：0.001～0.005％、REM：0.001～0.005％、Sn：0.005～0.50％及Sb：0.005～0.50％中选择的至少一种元素。
3.根据权利要求1或2所述的高强度钢板，其具有镀覆层。
4.根据权利要求3所述的高强度钢板，所述镀覆层为热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层。
5.根据权利要求1或2所述的高强度钢板，其中，纵横比为2.0以上的铁素体的面积率为1～28％。
6.根据权利要求3所述的高强度钢板，其中，纵横比为2.0以上的铁素体的面积率为1～28％。
7.根据权利要求4所述的高强度钢板，其中，纵横比为2.0以上的铁素体的面积率为1～28％。
8.高强度钢板的制造方法，其具有下述工序：
热轧工序，对具有权利要求1或2中记载的成分组成的板坯实施热轧，进行冷却，并于590℃以下的温度进行卷取；
冷轧工序，对在所述热轧工序中得到的热轧板以20％以上的压下率实施冷轧；
预退火工序，将在所述冷轧工序中得到的冷轧板加热至830～940℃，在该830～940℃的温度区域内保持10s以上，然后，以5℃/s以上的平均冷却速度冷却至550℃以下；和
主退火工序，将所述预退火工序后的钢板加热至Ac1+60℃～Ac3，在该Ac1+60℃～Ac3的温度区域内保持10s以上，然后，以10℃/s以上的平均冷却速度冷却至550℃，在550～400℃的温度区域内保持2～10s，进一步以5℃/s以上的平均冷却速度冷却至150～375℃，再加热至300～450℃，并在该300～450℃的温度区域内保持10～1000s。
9.根据权利要求8所述的高强度钢板的制造方法，其具有对所述主退火工序后的钢板实施镀覆处理的镀覆工序。
10.根据权利要求9所述的高强度钢板的制造方法，其中，所述镀覆处理为热浸镀锌处理或为进行热浸镀锌处理并进一步进行合金化处理的镀覆处理。
11.根据权利要求8～10中任一项所述的高强度钢板的制造方法，其中，在所述主退火工序中，以20℃/s以上的平均冷却速度冷却至550℃。
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