CN112585291A - 高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明的课题为提供弯曲性及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下述钢组织，该钢组织中，板厚1/4位置处的马氏体与贝氏体的合计面积率为95％以上且100％以下，上述合计面积率为100％以外的情况下的余量包含残余奥氏体，从表面起至板厚方向上10μm为止的区域中的铁素体的面积率为10％以上且40％以下，上述高强度钢板的拉伸强度为1320MPa以上，从表面起在板厚方向上为15μm的位置处的维氏硬度满足下述式(1)。Hv≥0.294×σ……(1)其中，Hv为从表面起在板厚方向上为15μm的位置处的维氏硬度，σ表示拉伸强度(MPa)。

Description

高强度钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及汽车、家电等中经冷压制成型工序而使用的适于冷压制成型用的高强度钢板及其制造方法。

背景技术

近年来，对于汽车骨架部件所应用的钢板的高强度化要求日益提高，就部分骨架部件而言，逐渐开始应用拉伸强度(以下，也简称为TS。)大于1320MPa级的高强度钢板。为了获得这样的超高强度，形成为以马氏体、贝氏体这样的硬质组织为主体的钢组织是有效的。但是，相比于铁素体与马氏体的复合组织钢等而言，这样的钢组织伸长率较小，因此应用对象部件限于形状较简单的经弯曲加工所成型的部件。因此，要采用以马氏体、贝氏体为主体的钢组织来实现汽车部件的高强度化，要求优异的弯曲性。

以往，弯曲试验中的裂纹多通过目视来确认，但在拉伸强度大于1320MPa的高强度钢中，即使是1mm以下的微细裂纹，也可能导致疲劳特性劣化。

专利文献1中，提出了对从钢板的表面起至(板厚×0.1)深度为止的表层区域中的夹杂物的分布方式进行规定以改善弯曲性的方法。

专利文献2中，提出了使硬度为钢板中心部的80％以下的软质部形成在钢板表层区域以改善弯曲性的方法。另外，记载了能够通过使得表层软质部成为尽量不含铁素体的组织来抑制疲劳特性的大幅度劣化。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本专利第5466576号公报

专利文献2：日本专利第4977879号公报

发明内容

发明要解决的课题

但是，专利文献1的技术虽然能够抑制以夹杂物为起点的可目视观察程度的粗大裂纹，但无法充分抑制在钢板的最表层区域中形成的1mm以下的微细裂纹。

另外，已知钢板的疲劳强度与原料的强度成比例，专利文献2的技术中，认为在使得钢板表层区域的硬度降低至母材强度的80％以下时，疲劳强度也显著下降。

当前尚未开发出具有1320MPa以上的拉伸强度且同时具有优异的弯曲性和疲劳特性的钢板。本发明是为了解决上述问题而做出的，其目的在于提供弯曲性及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。

需要说明的是，在本发明中，高强度表示拉伸强度(TS)为1320MPa以上。

用于解决课题的手段

本申请的发明人为了解决上述课题而反复进行了深入研究。其结果发现，在具有以马氏体及贝氏体为主体的钢组织的高强度钢板中，通过将成分组成调节为特定的范围，并将从表面起至10μm为止的区域中的铁素体的面积率调节为特定的范围，且使从表面起在板厚方向上为15μm的位置处的硬度为规定的硬度以上，从而能够在具有优异的疲劳特性的同时使弯曲性提高。

更具体来说，本发明提供以下技术。

[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：0.13％以上且低于0.40％、Si：0.01％以上且1.0％以下、Mn：1.7％以下(不包括0％)、P：0.030％以下、S：0.010％以下、Al：0.20％以下(不包括0％)、N：0.010％以下，余量为Fe及不可避免的杂质，所述钢组织中，板厚1/4位置处的马氏体与贝氏体的合计面积率为95％以上且100％以下，所述合计面积率为100％以外的情况下的余量包含残余奥氏体，从表面起至板厚方向上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，从表面起在板厚方向上为15μm的位置处的维氏硬度满足下述式(1)。

Hv≥0.294×σ……(1)

其中，Hv为从表面起在板厚方向上为15μm的位置处的维氏硬度，σ表示拉伸强度(MPa)。

[2]根据[1]所述的高强度钢板，其中，所述成分组成以质量％计还含有Mo：0.005％以上且0.3％以下、Cr：0.01％以上且1.0％以下、Nb：0.001％以上且0.10％以下、Ti：0.001％以上且0.10％以下、B：0.0002％以上且0.0050％以下、Sb：0.001％以上且0.1％以下、Ca：0.0002％以上且0.0040％以下、V：0.003％以上且0.45％以下、Cu：0.005％以上且0.50％以下、Ni：0.005％以上且0.50％以下及Sn：0.002％以上且0.1％以下中的至少1种。

[3]高强度钢板的制造方法，其具有下述工序：连续退火工序，其中，在750℃以上的温度范围的露点为-35℃以下的条件下将具有[1]或[2]中记载的成分组成的冷轧钢板于840℃以上的退火温度保持180秒以上，以740℃以上的冷却开始温度在从所述冷却开始温度至150℃为止的温度范围以100℃/s以上的平均冷却速度进行冷却；和过时效处理工序，其中，在所述连续退火工序后，根据需要进行再加热，在150～260℃的温度范围保持30～1500秒。

发明效果

根据本发明，能够提供同时具有优异的弯曲性和疲劳特性的高强度钢板及其制造方法。

附图说明

图1是示出用于评价疲劳特性的试验片的图。

具体实施方式

以下，说明本发明的实施方式。需要说明的是，本发明不限定于以下实施方式。需要说明的是，成分的含量的“％”表示“质量％”。另外，在以下的说明中，也将从钢板表面起至板厚方向上10μm为止的区域简称为表层区域。

C：0.13％以上且低于0.40％

C是为了提高淬硬性并获得板厚1/4位置处的马氏体或贝氏体的合计面积率为95％以上的钢组织所必要的。另外，从提高马氏体或贝氏体的强度以确保TS≥1320MPa的观点出发，C是必要的。若C的含量低于0.13％，则将无法获得规定的强度。因而，C含量设为0.13％以上。从获得TS≥1470MPa的观点出发，优选C含量为0.15％以上。C含量更加优选0.17％以上。若C含量达到0.40％以上，则将难以获得良好的焊接性、耐延迟破坏特性。因而，C含量设为低于0.40％。C含量优选0.35％以下，更加优选0.32％以下。

Si：0.01％以上、1.0％以下

从作为基于固溶强化的强化元素、另外从抑制在200℃以上的温度范围回火的情况下的膜状碳化物的生成以改善弯曲性的观点出发，含有Si。从获得上述效果的观点出发，将Si含量设为0.01％以上。Si含量优选0.10％以上，更加优选0.20％以上。另一方面，若Si的含量过多，则其偏析量增多、弯曲性劣化。另外，若Si含量过多，则导致热轧、冷轧中的轧制载荷的显著增加。因而，Si含量为1.0％以下。Si含量优选0.8％以下，更加优选0.6％以下。

Mn：1.7％以下(不包括0％)

Mn发挥通过淬硬性的增加而使马氏体与贝氏体的合计面积率增加的效果，且通过固溶强化而有助于强度提高。另外，为了将钢中的S固定为MnS、减轻热脆性而含有Mn。Mn含量的下限没有特别规定，但为了工业上稳定地确保规定的马氏体与贝氏体的合计面积率，优选含有0.2％以上的Mn。Mn含量更加优选0.5％以上，进一步优选0.7％以上。另一方面，从焊接稳定性的观点出发，Mn含量设为1.7％以下。Mn含量优选1.6％以下，更加优选1.5％以下。

P：0.030％以下

P为使钢强化的元素，但若其含量多，则点焊性显著劣化。因此，P含量设为0.030％以下。从充分抑制点焊性劣化的观点出发，优选P含量为0.010％以下。P含量的下限没有规定，但当前工业上可实施的下限为0.002％左右，P含量实质上为该下限以上的情况较多。

S：0.010％以下

S通过MnS等的形成而对弯曲性、疲劳特性造成大的影响。因此，希望减少S含量。为了减轻由夹杂物引起的弊端，S含量需要设为至少0.010％以下。S含量的下限没有规定，但当前工业上可实施的下限为0.0002％左右，S含量实质上为该下限以上的情况较多。

Al：0.20％以下(不包括0％)

为进行充分的脱氧、减少钢中夹杂物而含有Al。Al含量的下限没有特别规定，但为了稳定地进行脱氧而优选将Al含量设为0.01％以上。另一方面，若Al含量超过0.20％，则存在卷取时生成的渗碳体在退火过程中变得不易固溶且弯曲性劣化的可能。因此，Al的含量设为0.20％以下。

N：0.010％以下

N为在钢中形成TiN、(Nb，Ti)(C，N)、AlN等氮化物、碳氮化物系的夹杂物的元素，通过生成这些夹杂物而导致弯曲性、疲劳特性劣化。因此，需要使N含量为至少0.010％以下。N含量的下限没有规定，但当前工业上可实施的下限为0.0006％左右，N含量实质上为该下限以上的情况较多。

除了以上基本成分以外，本发明的钢板的成分组成也可以包含以下任意元素中的至少1种。

Nb：0.001％以上、0.10％以下

Nb通过马氏体、贝氏体的内部构造的微细化而有助于高强度化。从获得该效果的观点出发，Nb含量设为0.001％以上。优选0.005％以上，更加优选0.008％以上。但是，若Nb的含量过剩，则生成大量NbC等夹杂物且弯曲性劣化。为了减轻这种不良影响，将Nb的含量设为0.10％以下。Nb含量优选0.08％以下，更加优选0.06％以下。

Ti：0.001％以上、0.10％以下

Ti通过马氏体、贝氏体的内部构造的微细化而有助于高强度化。从获得该效果的观点出发，将Ti含量设为0.001％以上。优选0.005％以上，更加优选0.008％以上。但是，若Ti含量过剩，则生成大量TiN、TiC等夹杂物且使弯曲性劣化。为了减轻这种不良影响，Ti含量设为0.10％以下。Ti含量优选0.06％以下，更加优选0.03％以下。

B：0.0002％以上、0.0050％以下

B为提高钢的淬硬性的元素，具有即使是在Mn含量较少的情况下也能使得规定面积率的马氏体、贝氏体得以生成的优点。要获得这样的B的效果，B含量设为0.0002％以上。优选0.0005％以上，更加优选0.0010％以上。另一方面，若含有大于0.0050％的B，则不仅其效果饱和，而且使得退火时的渗碳体的固溶速度迟缓且残留未固溶的渗碳体，导致弯曲性劣化。因此，B含量设为0.0050％以下。B含量优选0.0040％以下，更加优选0.0030％以下。

Cu：0.005％以上、0.50％以下

Cu提高汽车的使用环境下的耐腐蚀性。Cu为将废料作为原料利用时混入的元素，通过容许Cu的混入，从而能够利用再循环材料作为原材料，降低制造成本。Cu含量从上述观点出发含有0.005％以上。Cu含量优选0.010％以上，更加优选0.050％以上。但是，若其含量过多，则会产生表面缺陷，因此Cu含量设为0.50％以下。Cu含量优选0.40％以下，更加优选0.30％以下。

Ni：0.005％以上、0.50％以下

Ni也为具有提高耐腐蚀性的作用的元素。另外，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。从获得上述效果的观点出发，将Ni含量设为0.005％以上。Ni含量优选0.008％以上，更加优选0.010％以上。但是，若Ni的含量过多，则加热炉内的氧化皮生成变得不均匀且导致表面缺陷，并且，导致显著的成本升高。因此，Ni含量设为0.50％以下。Ni含量优选0.20％以下，更加优选0.15％以下。

Cr：0.01％以上、1.0％以下

为了获得提高钢的淬硬性的效果而可添加Cr。为了获得该效果，将Cr含量设为0.01％以上。优选0.03％以上，更加优选0.05％以上。若Cr含量大于1.0％，则由于退火时的渗碳体的固溶速度下降且残留未固溶的渗碳体，从而导致弯曲性劣化。另外，耐孔蚀性也劣化。此外，化学转化处理性也劣化。因此，Cr含量设为1.0％以下。

Mo：0.005％以上、0.3％以下

为了获得提高钢的淬硬性的效果及由马氏体微细化带来的高强度化的效果而可添加Mo。要获得这些效果，将Mo含量设为0.005％以上。Mo含量优选0.010％以上，更加优选0.040％以上。但是，若含有大于0.3％的Mo，则化学转化处理性劣化。因此，将Mo含量设为0.3％以下。Mo含量优选0.2％以下，更加优选0.1％以下。

V：0.003％以上、0.45％以下

为了获得提高钢的淬硬性的效果、生成作为氢捕获位点的含V的微细碳化物的效果及使马氏体微细化以改善耐延迟破坏特性的效果而可添加V。为了获得该效果，将V含量设为0.003％以上。优选0.005％以上，更加优选0.010％以上。但是，若含有大于0.45％的V，则铸造性显著劣化。因此，V含量设为0.45％以下。V含量优选0.30％以下，更加优选0.20％以下。

Ca：0.0002％以上、0.0040％以下

Ca将S固定为CaS并改善弯曲性。为了获得该效果，将Ca含量设为0.0002％以上。优选0.0003％以上，更加优选0.0004％以上。但是，若大量添加Ca，则会使得表面品质、弯曲性劣化，因此Ca含量设为0.0040％以下。Ca含量优选0.0036％以下，更加优选0.0032％以下。

Sb：0.001％以上、0.1％以下

Sb能够抑制钢板表层区域的氧化、氮化，并抑制由此引起的C、B在表层区域中的含量减少。通过抑制C、B的减少，从而能够抑制表层区域的铁素体生成，有助于高强度化及疲劳特性的改善。从获得该效果的观点出发，Sb含量设为0.001％以上。Sb含量优选0.002％以上，更加优选0.005％以上。但是，若Sb含量大于0.1％，则铸造性劣化，另外，Sb偏析于原γ晶界而使弯曲性劣化。因此，Sb含量设为0.1％以下。Sb含量优选0.04％以下。

Sn：0.002％以上、0.1％以下

Sn能够抑制钢板表层区域的氧化、氮化，并抑制由此引起的C、B在表层区域中的含量减少。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。从获得该效果的观点出发，将Sn含量设为0.002％以上。Sn含量优选0.005％以上。但是，若Sn含量大于0.1％，则铸造性劣化，另外，Sn偏析于原奥氏体晶界而使弯曲性劣化。因此，Sn含量设为0.1％以下。Sn含量优选0.04％以下。

上述以外的余量为Fe及不可避免的杂质。需要说明的是，在以低于下限值的含量含有上述任意元素的情况下，视为上述任意元素作为不可避免的杂质而含有。

接下来，说明本发明的高强度钢板的钢组织规定。

板厚1/4位置处的马氏体与贝氏体的面积率合计为95％以上100％以下

为了实现TS≥1320MPa的高强度，就钢组织而言，将板厚1/4位置处的马氏体与贝氏体的合计面积率设为95％以上。合计面积率优选为97％以上，更加优选98％以上。需要说明的是，在合计面积率为100％以外的情况下，所包含的余量为残余奥氏体等。残余奥氏体为在退火工序的冷却过程中残存的组织，所容许的面积率为5％以下。以上组织以外为微量的铁素体、珠光体、硫化物、氮化物、氧化物等，这些成分以面积率计为5％以下。需要说明的是，也可以不包含余量而使得马氏体与贝氏体的合计面积率为100％。另外，上述面积率通过实施例记载的方法测定。

从钢板表面起至板厚方向上10μm为止的区域(表层区域)中的铁素体的面积率为10％以上、40％以下

为了抑制弯曲加工时产生的1mm以下的微细裂纹，使钢板的表层区域含有以面积率计为10％以上、40％以下的铁素体。为了获得该效果，需要铁素体的面积率为10％以上。铁素体的面积率优选13％以上，更加优选16％以上。另外，若所含有的铁素体的面积率大于40％，则疲劳特性劣化。因而，上述铁素体的面积率设为40％以下。铁素体的面积率优选35％以下，更加优选30％以下。另外，根据以后述的式(1)表示的构成可知，通过仅将至10μm为止的区域设为软质，从而能够同时具有弯曲性和疲劳特性。因此，表层区域的铁素体的面积率设为10％以上、40％以下。为了像这样仅在钢板的表层区域中形成微量的铁素体，后述的连续退火中的露点的控制和退火温度的控制变得重要。另外，上述面积率通过实施例中记载的方法测定。

另外，在本发明中，若将从钢板表面起至板厚方向上10μm为止的区域(表层区域)中的铁素体的面积率调节为10％以上40％以下，则该区域中的铁素体以外的余量可以是任意组织。作为铁素体以外的余量，能够举出马氏体、贝氏体、残余奥氏体等。

钢板的从表面起在板厚方向上为15μm的位置处的维氏硬度满足下述式(1)。

Hv≥0.294×σ……(1)

其中，Hv为钢板的从表面起在板厚方向上为15μm位置处的维氏硬度，σ表示拉伸强度(MPa)。上述维氏硬度及拉伸强度通过实施例记载的方法测定。

如上所述，能够通过使钢板的表层区域软质化来实现优异的弯曲性，但由于软质化，疲劳特性显著劣化。为了抑制该不良影响，能够通过将至少从表面起在板厚方向上为15μm的位置处的硬度保持为一定以上而同时获得优异的疲劳特性和弯曲性。需要说明的是，与从钢板的表面起在板厚方向上为15μm的位置相比，板厚中央侧的硬度由于脱C、脱B少而更加硬质。存在与钢板的高强度化相伴而在压制加工、向车身组装时钢板中产生的残余应力变大的可能，因此，与钢板强度的增加相伴，要求更高的疲劳强度。若将上述硬度以式(1)中规定的方式对应于钢板本身的强度进行控制，则能够获得优异的疲劳特性。为了像这样使钢板的表层区域软化并将其紧下方保持为一定以上的硬度，后述的连续退火中的露点的控制和退火温度的控制是重要的。

接下来，说明本发明中优选的钢板的制造方法。在本发明中，优选以通过连续铸造得到的钢坯为钢原料，实施热轧并在精轧结束后冷却，卷取为卷状，接下来，在酸洗后进行冷轧，然后进行连续退火，实施过时效处理，制造高强度钢板。

在本发明的制造方法中，直到冷轧为止的条件采用通常的条件即可。以下，说明连续退火工序、过时效处理工序中采用的条件。在以下的说明中，温度为钢板的表面温度。

连续退火工序是指在750℃以上的温度范围的露点为-35℃以下的条件下，将具有上述成分组成的冷轧钢板于840℃以上的退火温度保持180秒以上，以740℃以上的冷却开始温度在从所述冷却开始温度至150℃为止的温度范围以100℃/s以上的平均冷却速度进行冷却的工序。

若退火温度低于840℃，则存在退火中未生成确保规定的强度所需的奥氏体(淬火后相变为马氏体、贝氏体)，即使在退火后实施淬火也无法获得1320MPa以上的拉伸强度的可能。因此，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，优选退火温度为850℃以上。此外，为了在钢板的表层附近发生脱C、脱B，以稳定地确保奥氏体并将上述Hv保持为一定以上，退火温度必须设为840℃以上。需要说明的是，退火温度的上限并无特别限定，但由于存在奥氏体粒径变得粗大而韧性恶化的可能，因此优选900℃以下。

若退火温度的保持时间过短，则有退火变得不充分，形成存在基于冷轧的加工组织的不均匀组织从而强度、加工性下降的可能。因此，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并无特别限定，但由于存在奥氏体粒径变得粗大且韧性恶化的可能，因此优选600秒以下。

为了抑制铁素体生成以确保马氏体或贝氏体的面积率，需要以740℃以上的冷却开始温度在从所述冷却开始温度至150℃为止的温度范围以100℃/s以上的平均冷却速度进行冷却。若冷却开始温度低于上述温度或平均冷却速度低于上述速度，则铁素体、残余奥氏体过剩生成，导致强度低下、疲劳特性劣化。从冷却开始温度至150℃为止的温度范围的平均冷却速度的上限并无特别限定，但由于即使超过1500℃/s效果也饱和，因此从节能的观点出发，优选1500℃/s以下。冷却开始温度没有特别规定，但由于退火温度的下限为840℃，因此冷却开始温度实质上为840℃以下。需要说明的是，从150℃到冷却停止温度的平均冷却速度没有特别限定。

在连续退火工序中，将750℃以上的温度范围的露点控制为-35℃以下。若露点高于上述露点，则在钢板表层区域过剩生成铁素体且硬度下降。露点的下限没有特别规定，但从制造成本的观点出发，优选将-60℃设为下限。

过时效处理工序是在连续退火工序后根据需要进行再加热并在150～260℃的温度范围保持30～1500秒的工序。

在马氏体或贝氏体内部分布的碳化物是在淬火后的低温范围保持中生成的碳化物，为了确保弯曲性及TS≥1320MPa，需要恰当控制。也就是说，在连续退火工序后，需要在从150℃以下的温度到150～260℃的温度范围根据需要进行再加热，并在该温度范围内保持30～1500秒。

另外，需要将保持时间控制为30～1500秒。若保持温度低于150℃或保持时间短于30秒，则存在碳化物分布密度变得不充分且韧性劣化的可能。另一方面，若保持温度高于260℃或保持时间超过1500秒，则晶粒内及块晶界处的碳化物的粗大化变得显著，弯曲性劣化。

实施例

以下，说明本发明的实施例。

对表1中记载的成分组成(余量为Fe及不可避免的杂质)形成的试验钢进行真空熔炼，在制成钢坯后，于1200～1280℃的温度对钢坯进行加热，然后，于840～950℃的精轧温度进行热轧，于450～650℃的卷取温度进行卷取。对所制得的热轧钢板进行酸洗处理以除去表面氧化皮，之后，以40％以上的压下率进行冷轧。接下来，在表2记载的条件下实施连续退火及过时效处理。之后，进行0.1％的表面光轧，制得钢板。

需要说明的是，表1的“-”不仅是指不含任意元素的情况(0质量％)，也包括作为不可避免的杂质而以低于下限值的含量含有任意元素的情况。

从按照以上方式制得的钢板采集试验片，实施钢组织的观察、拉伸试验、维氏硬度试验、弯曲试验、疲劳试验。这些结果示于表3。

在钢组织的观察中，在对与轧制方向平行的截面进行机械研磨并进行硝酸乙醇蚀刻后，针对钢板表层区域(在从钢板表面起至板厚方向上10μm为止的区域仅测定铁素体)及板厚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像进行图像解析，从而求出各组织的面积率。面积率将在4个视野中分别求出的面积率取平均而求得。其中，马氏体、贝氏体、残余奥氏体在SEM下显示为呈灰色的组织。另一方面，铁素体为在SEM下呈现为黑色对比的区域。残余奥氏体的面积率如下求得：在以板面为观察对象并通过机械研削及化学研磨加工至板厚的4分之1的厚度后，通过X射线衍射法求出体积率，并将该体积率视为面积率。在该测定中，根据使用Mo-K_α线测定的(200)α、(211)α、(220)α、(200)γ、(220)γ、(311)γ衍射面峰值的积分强度比进行计算。在没有余量组织(例如，珠光体、硫化物、氮化物、氧化物等)的情况下，马氏体及贝氏体的面积率的合计作为将铁素体与残余奥氏体合计而得的面积率的余量来求出。另外，在有余量组织的情况下，使用铁素体与残余奥氏体与余量组织的合计来计算马氏体及贝氏体的面积率的合计。

就拉伸试验而言，在钢板的板宽4分之1位置处，以钢板面中与轧制方向呈直角的方向成为长度方向的方式切出JIS5号拉伸试验片并实施拉伸试验(JIS Z2241)。通过拉伸试验求出屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)及伸长率(El)。

维氏硬度试验使用微小硬度计(Mitutoyo制，HM-200)，在压头载荷10g的条件下对10处从钢板表面起为15μm的位置进行测定，求出平均值。

就弯曲试验而言，在钢板的板宽4分之1位置处，切出钢板面中沿与轧制方向正交的方向为100mm、沿轧制方向为35mm的长条状的试验片，使用前端内角为90度的夹具来进行。改变夹具的前端内角的曲率半径，求出未在试验片表面发现裂纹的最小的夹具前端内角，通过将所得到的半径(R)除以板厚(t)而计算出极限弯曲半径(R/t)。该值越小，越具有越优异的弯曲性。裂纹的判定使用立体显微镜放大为最大20倍来进行，计测裂纹的长度。小于0.1mm的微小裂纹在立体显微镜下不易与表面的凹凸区分开，因此将0.1mm以上的裂纹判定为开裂。

疲劳特性使用脉动拉伸疲劳试验进行评价。以钢板面中与轧制方向正交的方向为长度方向，切出图1中示出的形状的试验片10，以应力比为0.1、频率为20Hz且最大1000万次的反复次数进行。图1中纸面的左右方向与钢板的轧制方向对应，R80表示曲率半径为80mm。试验机使用岛津制作所制的型号：Servopet lab。将反复1000万次后未发生断裂的最大负荷应力设为疲劳强度。采用疲劳强度除以原料的拉伸强度得到的值计算耐久比，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、R/t为3.0以下的优异的弯曲性、耐久比为0.50以上的优异的疲劳特性。

比较例的钢板不满足以上条件中的至少1项。

[表1]

[表2]

[表3]

产业上的可利用性

根据本发明，能够提供弯曲性及疲劳特性优异且具有1320MPa以上的拉伸强度的钢。通过这样的特性改善，能够将难以进行弯曲等冷加工的TS为1320MPa以上的高强度钢板应用于汽车部件，有助于部件强度提高、车身轻量化。

Claims (3)

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：0.13％以上且低于0.40％、

Si：0.01％以上且1.0％以下、

Mn：1.7％以下(不包括0％)、

P：0.030％以下、

S：0.010％以下、

Al：0.20％以下(不包括0％)、

N：0.010％以下，

余量为Fe及不可避免的杂质，

所述钢组织中，板厚1/4位置处的马氏体与贝氏体的合计面积率为95％以上且100％以下，所述合计面积率为100％以外的情况下的余量包含残余奥氏体，从表面起至板厚方向上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，

从表面起在板厚方向上为15μm的位置处的维氏硬度满足下述式(1)，

Hv≥0.294×σ……(1)

其中，Hv为从表面起在板厚方向上为15μm的位置处的维氏硬度，σ表示拉伸强度(MPa)。

2.根据权利要求1所述的高强度钢板，其中，

所述成分组成以质量％计还含有

Mo：0.005％以上且0.3％以下、

Cr：0.01％以上且1.0％以下、

Nb：0.001％以上且0.10％以下、

Ti：0.001％以上且0.10％以下、

B：0.0002％以上且0.0050％以下、

Sb：0.001％以上且0.1％以下、

Ca：0.0002％以上且0.0040％以下、

V：0.003％以上且0.45％以下、

Cu：0.005％以上且0.50％以下、

Ni：0.005％以上且0.50％以下及

Sn：0.002％以上且0.1％以下

中的至少1种。

3.高强度钢板的制造方法，其具有下述工序：

连续退火工序，其中，在750℃以上的温度范围的露点为-35℃以下的条件下将具有权利要求1或2中记载的成分组成的冷轧钢板于840℃以上的退火温度保持180秒以上，以740℃以上的冷却开始温度在从所述冷却开始温度至150℃为止的温度范围以100℃/s以上的平均冷却速度进行冷却；和

过时效处理工序，其中，在所述连续退火工序后，根据需要进行再加热，在150～260℃的温度范围保持30～1500秒。

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