CN112585290A - 高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种弯折性和疲劳特性优异且具有1320MPa以上的拉伸强度的高强度钢板及其制造方法。本发明的高强度钢板具有特定的成分组成和如下的钢组织：在上述钢组织中，板厚1/4位置的马氏体和贝氏体的合计面积率为92％～100％，上述合计面积率为100％之外的情况下的其余部分包含残余奥氏体，从表面起至板厚方向10μm为止的区域中的铁素体的面积率为10％～40％；上述高强度钢板的拉伸强度为1320MPa以上，在板厚方向距表面15μm的位置的维氏硬度满足下述式(1)。Hv≥0.294×σ···(1)，其中，Hv为在板厚方向距表面15μm的位置的维氏硬度，σ表示拉伸强度。

Description

高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及在汽车、家电等中的经历冷轧成型工序而使用的适合于冷轧成型用的高强度钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，对适用于汽车骨架零件的钢板的高强度化要求日益增加，在一部分骨架零件中，逐渐开始适用拉伸强度(以下，也简称为TS。)为1320MPa的超高强度钢板。为了得到这样的超高强度，使钢板组织(钢组织)以马氏体、贝氏体这样的硬质组织为主体是非常有效的。但是，与铁素体和马氏体的复合组织钢等相比，这样的组织的伸长率较低，因此适用对象零件被限定在由形状较为简单的弯折加工而成型的零件中。因此，为了使用以马氏体、贝氏体为主体的钢板组织来实现汽车零件的高强度化，优异的弯折性是必需的。至今为止，以目视来确认弯折试验中的龟裂的情况较多，但是，在拉伸强度大于1320MPa的高强度钢中，即使是1mm以下的微细的龟裂，也存在使疲劳特性劣化的风险。
在专利文献1中，提出了规定从钢板的表面至(板厚×0.1)深度为止的表层区域中的夹杂物的分布形，从而改善弯折性的方法。
在专利文献2中，提出了在钢板表层区域形成硬度为钢板中心部的80％以下的软质部，从而改善弯折性的方法。并且，还记载了通过使表层软质部为尽可能不包含铁素体的组织，从而可以抑制疲劳特性的大幅劣化。
现有技术文献
专利文献
专利文献1:专利第5466576号公报
专利文献2:专利第4977879号公报
但是，在专利文献1的技术中，虽然可以抑制以夹杂物为起点的、可目测的级别的粗大的龟裂，但是，无法充分地抑制在钢板的极端表层区域形成的1mm以下的微细的龟裂。
此外，已知钢板的疲劳强度与坯材的强度成比例，在专利文献2记载的技术中，如果钢板表层区域的硬度低至基础材料强度的80％以下，则疲劳强度也会显著地降低。
现状就是尚未开发出具有1320MPa以上的拉伸强度且兼顾优异的弯折性和疲劳特性的钢板。本发明是为了解决上述问题而完成的，目的在于提供一种弯折性和疲劳特性优异且具有1320MPa以上的拉伸强度的高强度钢板及其制造方法。
应予说明的是，本发明中，高强度是指拉伸强度(TS)为1320MPa以上。
发现通过使从钢板表面至10μm为止的区域中包含以面积率计为10～40％的铁素体，并使距钢板表面15μm的位置的硬度为规定的硬度以上，从而可以具有优异的疲劳特性且使弯折性提高。具体来说，本发明提供以下内容。
[1]一种高强度钢板，具有下述的成分组成和下述的钢组织：
上述成分组成以质量％计含有
C：0.13％以上且小于0.40％，
Si：0.01％～1.0％，
Mn：大于1.7％且为3.5％以下，
P：0.030％以下，
S：0.010％以下，
Al：0.20％以下，
N：0.010％以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成；
上述钢组织是板厚1/4位置的马氏体和贝氏体的合计面积率为92％～100％，其中，上述合计面积率为100％之外的情况下的其余部分包含残余奥氏体，从表面起至板厚方向10μm为止的区域中的铁素体的面积率为10％～40％；
上述高强度钢板的拉伸强度为1320MPa以上，
在板厚方向距表面15μm的位置的维氏硬度满足下述式(1)，
Hv≥0.294×σ···(1)
其中，Hv为在板厚方向距表面15μm的位置的维氏硬度，σ表示拉伸强度。
[2]根据[1]所述的高强度钢板，其中，上述成分组成进一步以质量％计含有
Mo：0.005％～0.3％，
Cr：0.01％～1.0％，
Nb：0.001％～0.10％，
Ti：0.001％～0.10％，
B：0.0002％～0.0050％，
Sb：0.001％～0.1％，
Ca：0.0002％～0.0040％，
V：0.003％～0.45％，
Cu：0.005％～0.50％，
Ni：0.005％～0.50％，和
Sn：0.002％～0.1％
中的至少1种。
[3]一种高强度钢板的制造方法，具有如下工序：
热轧工序，在对具有[1]或[2]所述的成分组成的钢坯材进行粗轧后直到精轧为止之间，使用水，以碰撞压3.0MPa以上进行除鳞；
冷轧工序，在所述热轧工序后，对热轧钢板进行冷轧；
连续退火工序，在750℃以上的温度区域的露点为-35℃以下的条件下，以840℃以上的退火温度保持180秒以上，在700℃以上的冷却开始温度，以10℃/s以上的平均冷却速度对从该冷却开始温度到300℃为止的温度区域进行冷却；
过时效处理工序，在所述连续退火工序后，在150℃～260℃的温度区域保持30秒～1500秒。
根据本发明，可以提高兼顾优异的弯折性和疲劳特性的高强度钢板及其制造方法。
附图说明
图1为表示用于评价疲劳特性的试验片的图。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式进行说明。应予说明的是本发明不限定于以下的实施形态。应予说明的是，成分的含量的“％”是指“质量％”。此外，以下的说明中，将从钢板表面至板厚方向10μm为止的区域有时简称为表层区域。
C：0.13％以上且小于0.40％
为了使淬硬性提高，得到板厚1/4位置的马氏体或贝氏体的合计面积率为92％以上的钢组织，C是必需的。此外，从使马氏体或贝氏体的强度上升、确保TS≥1320MPa的观点来看，C是必需的。C的含量如果小于0.13％，则无法得到规定的强度。因此，将C含量设为0.13％以上。从得到TS≥1470MPa的观点出发，C含量优选设为0.15％以上。C含量更优选为0.17％以上。如果C含量为0.40％以上，则难以得到良好的焊接性、抗延迟断裂特性。因此，将C含量设为小于0.40％。C含量优选为0.35％以下，更优选为0.32％以下。
Si：0.01％～1.0％
作为固溶强化的强化元素，并且，从抑制在200℃以上的温度区域回火时的膜状的碳化物的生成，改善弯折性的观点出发，需要含有Si。从得到上述效果的观点出发，将Si含量设为0.01％以上。Si含量优选为0.10％以上，更优选为0.20％以上。另一方面，如果Si的含量过多，则其偏析量会变多，弯折性会劣化。此外，如果Si的含量过多，则会导致热轧、冷轧的轧制负荷显著增加。因此，Si含量为1.0％以下。Si含量优选为0.8％以下，更优选为0.6％以下。
Mn：大于1.7％且为3.5％以下
Mn具有通过增加淬硬性而使马氏体和贝氏体的合计面积率增加的效果，并且，通过固溶强化，从而有助于提高强度。此外，为了将钢中的S固定为MnS，减少热脆性，需要含有Mn。为了在工业上稳定地确保规定的马氏体和贝氏体的合计面积率，需要含有大于1.7％的Mn。Mn含量优选为1.9％以上，更优选为2.1％以上。另一方面，在Mn含量过剩的情况下，会有形成粗大的MnS，使弯折性或疲劳强度劣化的风险。因此，将Mn含量设为3.5％以下。Mn含量优选为3.2％以下，更优选为2.8％以下。
P：0.030％以下
P是强化钢的元素，但如果其含量过多，则点焊性会显著劣化。因此，将P含量设为0.030％以下。从充分地抑制点焊性劣化的观点出发，优选将P含量设为0.010％以下。P含量的下限没有规定，但现在的工业上能实现的下限为0.002％左右，大多数情况下，P含量实质上在此之上。
S：0.010％以下
S通过形成MnS等，对弯折性、疲劳特性产生较大的影响。因此，期望降低S含量。为了减少夹杂物导致的危害，必须将S含量设为至少0.010％以下。S含量的下限没有规定，但现在的工业上能实现的下限为0.0002％左右，大多数情况下，S含量实质上在此之上。
Al：0.20％以下(不含0％)
为了充分地进行脱氧，减少钢中夹杂物，需要含有Al。Al量的下限没有规定，为了稳定地进行脱氧，优选将Al含量设为0.01％以上。另一方面，如果Al含量大于0.20％，则卷绕时生成的渗碳体将在退火过程中难以固溶，有弯折性劣化的风险。因此，将Al的含量设为0.20％以下。
N：0.010％以下
N是在钢中形成TiN、(Nb,Ti)(C,N)、AlN等氮化物、碳氮化物系的夹杂物的元素，通过它们的生成而使弯折性、疲劳特性劣化。因此，必须将N含量设为至少0.010％以下。N含量的下限没有规定，但现在的工业上能实现的下限为0.0006％左右，大多数情况下，N含量实质上在此之上。
除以上的基本成分以外，本发明的钢板的成分组成还可以包含以下任意元素的至少1种。
Mo：0.005％～0.3％
出于使钢的淬硬性提高的效果和使马氏体微细化而得到高强度化的效果的目的，可以添加Mo。为了得到这些效果，将Mo含量设为0.005％以上。Mo含量优选为0.010％以上，更优选为0.040％以上。但是，如果含有的Mo大于0.3％，则化成处理性会劣化。因此，将Mo含量设为0.3％以下。Mo含量优选为0.2％以下，更优选为0.1％以下。
Cr：0.01％～1.0％
为了得到使钢的淬硬性提高的效果，可以添加Cr。为了得到其效果，将Cr含量设为0.01％以上。优选为0.03％以上，更优选为0.05％以上。如果Cr含量大于1.0％，则会使退火时的渗碳体的固溶速度延迟，使未固溶的渗碳体残留，从而使弯折性劣化。此外，也会使耐点蚀性劣化。进而，还会使化成处理性劣化。因此，将Cr含量设为1.0％以下。
Nb：0.001％～0.10％
Nb通过使马氏体、贝氏体的内部结构微细化，有助于高强度化。从得到该效果的观点出发，将Nb含量设为0.001％以上。优选为0.005％以上，更优选为0.008％以上。但是，Nb的含量如果过剩，则会大量生成NbC等夹杂物，弯折性会劣化。为了减轻这样的不良影响，将Nb的含量设为0.10％以下。Nb含量优选为0.08％以下，更优选为0.06％以下。
Ti：0.001％～0.10％
Ti通过使马氏体、贝氏体的内部结构微细化，有助于高强度化。从得到该效果的观点出发，将Ti含量设为0.001％以上。优选为0.005％以上，更优选为0.008％以上。但是，Ti含量如果过剩，则会大量生成TiN、TiC等夹杂物，弯折性会劣化。为了减轻这样的不良影响，将Ti含量设为0.10％以下。Ti含量优选为0.06％以下，更优选为0.03％以下。
B：0.0002％～0.0050％
B是提高钢的淬硬性的元素，具有即使以较少的Mn含量也可生成规定的面积率的马氏体、贝氏体这样的优点。为了得到B的这样的效果，将B含量设为0.0002％以上。优选为0.0005％以上，更优选为0.0010％以上。另一方面，如果含有B大于0.0050％，则不但其效果饱和，而且会使退火时的渗碳体的固溶速度延迟，使未固溶的渗碳体残留，从而使弯折性劣化。因此，将B含量设为0.0050％以下。B含量优选为0.0040％以下，更优选为0.0030％以下。
Sb：0.001％～0.1％
Sb抑制钢板表层区域的氧化、氮化，由此抑制C、B的表层区域中的含量的减少。通过抑制C、B的减少，从而抑制表层区域的铁素体生成，有助于高强度化和疲劳特性的改善。从得到该效果的观点出发，将Sb含量设为0.001％以上。Sb含量优选为0.002％以上，更优选为0.005％以上。但是，如果Sb含量大于0.1％，则铸造性会劣化，此外，在旧奥氏体晶界中Sb会偏析，使弯折性劣化。因此，将Sb含量设为0.1％以下。Sb含量优选为0.04％以下。
Ca：0.0002％～0.0040％
Ca将S固定为CaS，改善弯折性。为了得到该效果，将Ca含量设为0.0002％以上。优选为0.0003％以上，更优选为0.0004％以上。但是，如果大量添加Ca，则表面品质、弯折性会劣化，因此，将Ca含量设为0.0040％以下。Ca含量优选为0.0036％以下，更优选为0.0032％以下。
V：0.003％～0.45％
出于使钢的淬硬性提高的效果、使包含作为氢阱位点的V的微细碳化物生成的效果以及使马氏体微细化而改善抗延迟断裂特性的效果，可以添加V。为了得到其效果，将V含量设为0.003％以上。优选为0.005％以上，更优选为0.010％以上。但是，如果含有的V大于0.45％，则铸造性会显著劣化。因此，将V含量设为0.45％以下。V含量优选为0.30％以下，更优选为0.20％以下。
Cu：0.005％～0.50％
Cu使在汽车的使用环境下的耐腐蚀性提高。Cu是利用废铁作为原料时混入的元素，通过允许Cu混入，从而可以利用再生材料作为原材料，可以削减制造成本。从上述的观点出发，Cu含量为0.005％以上。Cu含量优选为0.010％以上，更优选为0.050％以上。但是，如果其含量过多，则会成为表面缺陷的原因，因此，将Cu含量设为0.50％以下。Cu含量优选为0.40％以下，更优选为0.30％以下。
Ni：0.005％～0.50％
Ni也是具有使耐腐蚀性提高的作用的元素。此外，Ni具有减少在含有Cu的情况下容易产生的表面缺陷的作用。从得到上述效果的观点出发，将Ni含量设为0.005％以上。Ni含量优选为0.008％以上，更优选为0.010％以上。但是，如果Ni的含量过多，则加热炉内的鳞片生成变得不均匀，成为表面缺陷的原因，并且，成本显著地增加。因此，将Ni含量设为0.50％以下。Ni含量优选为0.20％以下，更优选为0.15％以下。
Sn：0.002％～0.1％
Sn抑制钢板表层区域的氧化、氮化，由此抑制C、B的表层区域中的含量的减少。通过抑制C、B的减少，从而抑制表层区域的铁素体生成，有助于高强度化和疲劳特性的改善。从得到该效果的观点出发，将Sn含量设为0.002％以上。Sn含量优选为0.005％以上。但是，如果Sn含量大于0.1％，则铸造性会劣化，此外，在旧奥氏体晶界中Sn会偏析，使弯折性劣化。因此，将Sn含量设为0.1％以下。Sn含量优选为0.04％以下。
上述以外的剩余部分为Fe和不可避免的杂质。应予说明的是，在以小于下限值而包含上述任意元素的情况下，将上述任意元素视为不可避免的杂质。
接下来，对本发明的高强度钢板的钢组织规定进行说明。
板厚1/4位置的马氏体和贝氏体的面积率合计为92％～100％
为了实现TS≥1320MPa的高强度，在钢组织中，将板厚1/4位置的马氏体和贝氏体的合计面积率设为92％以上。合计面积率优选为95％以上。应予说明的是，合计面积率为100％以外的情况下所包含的剩余部分为残余奥氏体等。残余奥氏体是在退火工序的冷却过程中所残留的，到面积率8％为止都是可以允许的。除以上的组织以外，还有微量的铁素体、珠光体、硫化物、氮化物、氧化物等，它们以面积率计为8％以下。应予说明的是，也可以不包含剩余部分，即马氏体和贝氏体的合计面积率为100％。此外，上述面积率以实施例所记载的方法进行测定。
从钢板表面至板厚方向10μm为止的区域(表层区域)中的铁素体的面积率为10％～40％
为了抑制弯折加工时产生的1mm以下的微细的龟裂，在钢板的表层区域以面积率计含有10％～40％的铁素体。为了得到该效果，铁素体的面积率必须为10％以上。铁素体的面积率优选为13％以上，更优选为16％以上。此外，如果含有的铁素体面积率大于40％，则疲劳特性会劣化。因此，将上述铁素体的面积率设为40％以下。铁素体的面积率优选为35％以下，更优选为30％以下。此外，由后述式(1)表示的构成可明确得知，通过仅使至10μm为止的区域变得软质，从而可兼具弯折性与疲劳特性。因此，将表层区域的铁素体的面积率设为10％～40％。为了如此地仅在钢板的表层区域形成微量的铁素体，重要的是后述的连续退火中的露点的控制和退火温度的控制。此外，上述面积率以实施例所记载的方法进行测定。
此外，本发明中，只要将从钢板表面至板厚方向10μm为止的区域(表层区域)中的铁素体的面积率调节为10％～40％，则该区域中的铁素体以外的剩余部分可以是任意的组织。作为铁素体以外的剩余部分，可举出马氏体、贝氏体、残余奥氏体等。
钢板的在板厚方向距表面15μm位置的维氏硬度满足下述式(1)。
Hv≥0.294×σ···(1)
其中，Hv为在钢板的板厚方向距表面15μm位置的维氏硬度，σ表示拉伸强度(MPa)。上述维氏硬度与拉伸强度以实施例所记载的方法进行测定。
如上所述，通过使钢板的表层区域软质化，从而可以实现优异的弯折性，但是由于软质化，疲劳特性会显著地劣化。为了抑制该不良影响，通过至少将在板厚方向距表面15μm位置中的硬度保持在一定以上，从而可以兼具优异的疲劳特性和弯折性。应予说明的是，相比于钢板的在板厚方向距表面15μm的位置，板厚中央侧的硬度由于脱C、脱B较少，更为硬质。伴随钢板的高强度化，会有在压制加工、车体的组装时产生的钢板的残留应力变大的风险，因此，伴随钢板强度的增加，要求更高的疲劳强度。如果以上述硬度为式(1)所规定的方式，根据钢板自身的强度进行控制，则可以得到优异的疲劳特性。为了以这样的方式使钢板的表层区域软化并将其下方保持一定以上的硬度，重要的是后述的连续退火中的露点的控制和退火温度的控制。
接下来，对本发明中优选的高强度钢板的制造方法进行说明。本发明中，优选：将连续铸造而得到的坯材作为钢坯材，施加粗轧，在精轧结束后，进行冷却并卷绕为卷，接下来根据需要进行酸洗，之后，在冷轧后连续退火，施加过时效处理，制造高强度钢板。
对于本发明的制造方法，按照热轧工序(热轧制工序)、冷轧工序、连续退火工序、过时效处理工序的顺序进行说明。以下的说明中，温度为钢板温度。
热轧工序是指如下工序：根据需要，使用加热炉对具有上述成分组成的钢坯材进行再加热，施加粗轧、精轧，进行冷却并卷绕成卷。本发明的热轧工序中，在将具有上述成分组成的钢坯材进行粗轧后，直到精轧为止之间，以碰撞压3.0MPa以上，使用水进行除鳞。本发明中，对于坯材加热条件、粗轧条件、精轧条件、冷却条件、卷绕条件而言，一般的条件即可。在本发明中，在粗轧后、精轧前，以碰撞压3.0MPa以上使用水实施除鳞极为重要。在热轧工序中形成于钢板表层的氧化鳞片与钢中的C结合，形成CO或CO2气体，流出到钢板外，有助于脱碳现象。为了抑制该影响，必须在碰撞压3.0MPa以上进行除鳞。碰撞压的上限没有特别规定，但在过剩的情况下，会有设备成本、制造成本增加的风险，因此优选为10.0MPa以下。
冷轧工序是指在热轧工序后，将热轧钢板进行冷轧的工序。冷轧条件没有特别限定，一般的条件即可。此外，可以在冷轧前施加酸洗，酸洗条件同样为一般的条件即可。
连续退火工序是指如下工序：在上述冷轧工序后，以750℃以上的温度区域的露点为-35℃以下的条件、840℃以上的退火温度，将冷轧钢板保持180秒以上，在700℃以上的冷却开始温度、以10℃/s以上的平均冷却速度，对从该冷却开始温度到300℃为止的温度区域进行冷却。
如果退火温度小于840℃，则会有如下风险：无法生成用于在退火中确保规定强度所必需的奥氏体(淬硬后变为马氏体、贝氏体)，即使在退火后实施淬硬，也无法得到1320MPa以上的拉伸强度。因此，将退火温度设为840℃以上。从稳定地确保奥氏体的平衡面积率为40％以上的观点出发，优选将退火温度设为850℃以上。进而，为了在钢板的表层附近产生脱C、脱B而稳定地确保奥氏体并将上述Hv保持一定以上，退火温度必须为840℃以上。应予说明的是，退火温度的上限没有特别限定，优选为900℃以下。
如果退火温度的保持时间过短，则会有如下风险：退火不充分，冷轧的加工组织存在不均匀的组织，强度、加工性降低。因此，将退火温度的保持时间设为180秒以上。退火中的保持时间的上限没有特别限定，优选为600秒以下。
为了抑制铁素体生成，确保马氏体或贝氏体的面积率，必须在700℃以上的冷却开始温度、以10℃/s以上的平均冷却速度，对从该冷却开始温度至300℃为止的温度区域进行冷却。如果冷却开始温度较此更低、或平均冷却速度较此更慢，则铁素体、残余奥氏体会过剩生成，导致强度降低、疲劳特性劣化。从冷却开始温度至300℃为止的温度区域的平均冷却速度的上限没有特别限定，从节约能量的观点出发，优选为1000℃/s以下。冷却开始温度的上限没有特别规定，因为退火温度的下限为840℃，故实质上为840℃以下。应予说明的是从300℃至冷却停止温度为止的平均冷却速度没有特别限定。
连续退火工序中，将750℃以上的温度区域的露点控制在-35℃以下。如果露点较此更高，则钢板表层区域中铁素体会过剩生成，并且硬度会降低。露点的下限没有特别规定，从制造成本的观点出发，优选以-60℃为下限。
过时效处理工序为如下工序：在连续退火工序后，根据需要进行再加热，在150℃～260℃的温度区域保持30秒～1500秒。
分布在马氏体或贝氏体内部的碳化物是在淬硬后的低温区域保持中生成的碳化物，为了确保弯折性和TS≥1320MPa，必须适当控制。即，必须：在小于150℃的温度淬硬后再加热到150℃～260℃进行保持，或者，将冷却后的冷却停止温度设为150℃～260℃进行保持。
此外，必须将保持时间设为30秒～1500秒。如果保持温度小于150℃或保持时间小于30秒，则会有碳化物分布密度不充分，韧性劣化的风险。另一方面，如果保持温度大于260℃或保持时间大于1500秒，则晶内和块晶界的碳化物的粗大化会显著，弯折性会劣化。
实施例
以下，对本发明的实施例进行说明。
将由表1记载的成分组成(剩余部分为Fe和不可避免的杂质)构成的供试钢进行真空熔制，制成坯材，之后，在1200℃～1280℃的温度对坯材进行加热，之后，在840℃～950℃的精轧温度进行热轧，以450℃～650℃的卷绕温度进行卷绕。对得到的热轧钢板进行酸洗处理，除去表面鳞片，其后，以40％以上的轧制压缩率进行冷轧。热轧工序中的表面除鳞以表2记载的碰撞压的条件、使用水进行除鳞。接下来，以表2记载的条件施加连续退火和过时效处理。其后，进行0.1％的调质轧制，得到钢板。
应予说明的是，表1的“-”不仅是不含有任意元素的情况(0质量％)，还包括以小于下限值含有任意元素作为不可避免的杂质的情况。
从如上所述而得到的钢板采取试验片，实施钢组织的观察、拉伸试验、维氏硬度试验、弯折试验、疲劳试验。它们的结果如表3所示。
钢组织的观察中，将与轧制方向平行的剖面进行机械研磨并进行硝酸化乙醇蚀刻后，对钢板表层区域(从钢板表面至板厚方向10μm为止的区域中仅测定铁素体)和板厚4分之1的位置使用扫描型电子显微镜(SEM)分别观察4个视野。通过对倍率2000倍的SEM图像进行图像解析，求出各组织的面积率。面积率是将4个视野分别求出的面积率平均后求出的。马氏体、贝氏体、残余奥氏体是指在SEM中呈现灰色的组织。另一方面，铁素体是在SEM中呈现黑色对比的区域。残余奥氏体的面积率是将板面作为观察对象，以机械研削和化学研磨加工至板厚的4分之1厚为止后，使用X射线衍射法求出体积率，将该体积率视为面积率而求出的。在X射线衍射法中，例如，根据由Mo-Kα线而测定的(200)α、(211)α、(220)α、(200)γ、(220)γ、(311)γ衍射面峰的积分强度比来进行计算。对于马氏体和贝氏体的面积率的合计而言，在没有剩余部分组织(例如珠光体、硫化物、氮化物、氧化物等)的情况下，作为铁素体与残余奥氏体合计面积率的剩余部分，从而求出。此外，在有剩余部分组织的情况下，使用铁素体、残余奥氏体和剩余部分组织的合计来计算马氏体和贝氏体的面积率的合计。
拉伸试验中，在钢板的板宽4分之1位置，在钢板面上以将相对于轧制方向为直角的方向设为长度方向的方式，切出JIS5号拉伸试验片，实施拉伸试验(JIS Z2241)。通过拉伸试验，求出屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)和伸长率(El)。
维氏硬度试验中，使用微小硬度计(Mitutoyo制、HM-200)，在距钢板表面15μm的位置以压头负荷10g的条件测定10处，求出平均值。
弯折试验中，钢板的板幅4分之一位置中，在钢板面上，切出相对于轧制方向为直角的方向为100mm、轧制方向为35mm的狭条状的试验片，使用前端内角为90度的夹具进行。使夹具的前端内角的曲率半径改变，求出在试验片表面无法确认到龟裂的最小的夹具前端内角，用半径(R)除以板厚(t)，从而算出极限弯折半径(R/t)。该值越小，越具有优异的弯折性。龟裂的判定使用实体显微镜放大至最大20倍，计测龟裂的长度。以实体显微镜难以判别小于0.1mm的微小龟裂与表面的凹凸，因此将0.1mm以上的龟裂判定为裂纹。
疲劳特性以单侧拉伸疲劳试验进行评价。钢板面上，将相对于轧制方向为直角的方向设为长边，切出图1所示形状的试验片10，以应力比0.1、频率20Hz，进行最大1000万次的重复。图1中，纸面的左右方向对应于钢板的轧制方向，R80是指曲率半径为80mm。试验机使用岛津制作所制的型号：Servopet lab。在重复1000万次后，将不产生断裂的最大的负荷应力作为疲劳强度。作为疲劳强度除以坯材的拉伸强度的值，算出耐久比，作为疲劳特性的指标。
本发明例的钢板具备1320MPa以上的拉伸强度、以R/t计为3.0以下的优异的弯折性、以及以耐久比计为0.50以上的优异的疲劳特性。比较例的钢板中，成分组成或制造条件没有被优化，不满足这些条件中的至少1个。
Figure BDA0002945464100000131
Figure BDA0002945464100000141
Figure BDA0002945464100000151
产业上的可利用性
根据本发明，可以提供弯折性和疲劳特性优异、具有1320MPa以上的拉伸强度的高强度钢板及其制造方法。通过这样的特性的改善，从而能够将难以进行基于弯折等的冷轧加工的TS为1320MPa以上的高强度钢板应用于汽车零件中，对零件强度的提高、车体轻量化做出了贡献。

Claims (3)

1.一种高强度钢板，具有下述的成分组成和下述的钢组织：
所述成分组成是以质量％计含有
C：0.13％以上且小于0.40％，
Si：0.01％～1.0％，
Mn：大于1.7％且3.5％以下，
P：0.030％以下，
S：0.010％以下，
Al：大于0％且0.20％以下，以及
N：0.010％以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成；
所述钢组织是板厚1/4位置的马氏体和贝氏体的合计面积率为92％以上且100％以下，其中，所述合计面积率为100％之外的情况下的其余部分包含残余奥氏体，从表面起至板厚方向10μm为止的区域中的铁素体的面积率为10％以上且40％以下；
所述高强度钢板的拉伸强度为1320MPa以上，
在板厚方向距表面15μm的位置的维氏硬度满足下述式(1)，
Hv≥0.294×σ···(1)
其中，Hv为在板厚方向距表面15μm的位置的维氏硬度，σ表示拉伸强度且单位为MPa。
2.根据权利要求1所述的高强度钢板，其中，所述成分组成进一步以质量％计含有
Mo：0.005％～0.3％，
Cr：0.01％～1.0％，
Nb：0.001％～0.10％，
Ti：0.001％～0.10％，
B：0.0002％～0.0050％，
Sb：0.001％～0.1％，
Ca：0.0002％～0.0040％，
V：0.003％～0.45％，
Cu：0.005％～0.50％，
Ni：0.005％～0.50％，以及
Sn：0.002％～0.1％
中的至少1种。
3.一种高强度钢板的制造方法，具有如下工序：
热轧工序，在对具有权利要求1或2所述的成分组成的钢坯材进行粗轧后直到精轧为止之间，使用水，以碰撞压3.0MPa以上进行除鳞；
冷轧工序，在所述热轧工序后，对热轧钢板进行冷轧；
连续退火工序，在750℃以上的温度区域的露点为-35℃以下的条件下，以840℃以上的退火温度保持180秒以上，在700℃以上的冷却开始温度，以10℃/s以上的平均冷却速度对从该冷却开始温度到300℃为止的温度区域进行冷却；
过时效处理工序，在所述连续退火工序后，在150℃以上且260℃以下的温度区域保持30秒以上且1500秒以下。
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