CN115003839A - 钢板及其制造方法 - Google Patents

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temperature
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丸山直纪
匹田和夫
田畑进一郎
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Nippon Steel Corp
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Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
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Abstract

一种钢板，其化学组成以质量％计为C：0.14～0.60％、Si+Al≤3.00、P≤0.030％、S≤0.0050％、N≤0.015％、B≤0.0050％、C×Mn≤0.80、Mn+Ni+Cu+1.3Cr+4(Mo+W)≥0.80、0.003≤Ti+Zr+Hf+V+Nb+Ta+Sc+Y≤0.20、Sn+As+Sb+Bi≤0.020、Mg：0～0.005％、Ca：0～0.005％、REM：0～0.005％、余量：Fe和杂质，且Ms＝546×exp(‑1.362×C)‑11×Si‑30×Mn‑18×Ni‑20×Cu‑12×Cr‑8(Mo+W)≥200，钢板的金相组织以体积％计为马氏体≥85％、残余奥氏体≤15％、余量：贝氏体，马氏体和贝氏体的平均块粒径≤3.0μm、马氏体和贝氏体的平均轴比：1.0004～1.0100、钢板的屈服应力为1000Mpa以上。

Description

钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种钢板及其制造方法。
背景技术
从减轻车身重量和确保碰撞安全性的角度出发，高强度钢板的应用主要针对汽车用钢板。作为汽车用构件，除了保险杠或车门防撞条等加强构件之外，还可列举出车柱、车身底框或梁这些骨架用构件。对于适用于这些构件的高强度钢板，要求能够确保碰撞时乘车人的安全的耐冲击特性(例如专利文献1～3)。这里，所谓耐冲击特性是指具有高反作用力特性，并且即使在碰撞变形时构件发生较大变形也能够吸收碰撞变形时的能量，而不发生脆性断裂的特性。
作为能量吸收性能优异的钢板，使用具有铁素体和马氏体二相组织的DP钢板(例如专利文献4)，或者除了铁素体和贝氏体还具有残余γ的组织的TRIP钢板(相变诱导塑性钢板)(例如专利文献5)。另外，公开了包括以马氏体为主体的组织的、具有高屈服应力的钢板和构件(例如专利文献6～8)。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2009-185355号公报
专利文献2：日本特开2011-111672号公报
专利文献3：日本特开2012-251239号公报
专利文献4：日本特开平11-080878号公报
专利文献5：日本特开平11-080879号公报
专利文献6：日本特开2010-174280号公报
专利文献7：日本特开2013-117068号公报
专利文献8：日本特开2015-175050号公报
非专利文献
非专利文献1：“钢的贝氏体照片集-1”、日本铁钢协会(1992年)p.4
非专利文献2：“铁钢的组织控制”、牧正志著、内田老鹤圃(2015年)
非专利文献3：Liu Xiao等5人、Lattice-parameter variation with carboncontent of martensite.I.X-ray-diffraction experimentalstudy.Physical.Review.B，第52卷(1995)第9970页～第9978页
发明内容
发明要解决的问题
但是，专利文献4或5所述的DP钢板或TRIP钢板中，所得到的屈服应力低，反作用力特性不充分，并且在碰撞变形时从冲裁剪切加工生成的端面产生裂纹，从而有时无法获得规定的能量吸收量。
另外，专利文献6～8所述的具有以马氏体为主体的组织的钢板中，虽然可以获得高屈服应力，但在构件成型后的碰撞变形时，在冲裁端面或板弯曲的部位等应力集中部产生脆性龟裂，有时无法充分吸收碰撞能量。
本发明的目的在于，解决上述技术问题，提供一种具有1000MPa以上的屈服应力的钢板及其制造方法，所述钢板在成型为部件形状后施加冲击载荷时发挥出良好的反作用力特性，并且难以从部件端面或冲击时弯曲的部位产生裂纹。
用于解决问题的方案
本发明人等对解决上述技术问题的方法进行了深入研究，结果得到了以下见解。
(a)通过优化马氏体的晶体结构,并将块粒径设为一定值以下，能够抑制高速大变形时应力集中部分的裂纹的发生和扩展。
(b)通过规范成分以及规范马氏体相变开始温度Ms，能够抑制高速变形时应力集中部的裂纹的发生和扩展。
(c)通过抑制上述裂纹的发生并具有高屈服应力，能够获得高反作用力特性和冲击能量吸收能。
本发明是基于上述见解而完成的，主旨在于以下的钢板及其制造方法。
(1)一种钢板，其化学组成以质量％计为
C：0.14～0.60％、
Si：大于0％且小于3.00％、
Al：大于0％且小于3.00％、
Mn：5.00％以下、
P：0.030％以下、
S：0.0050％以下、
N：0.015％以下、
B：0～0.0050％、
Ni：0～5.00％、
Cu：0～5.00％、
Cr：0～5.00％、
Mo：0～1.00％、
W：0～1.00％、
Ti：0～0.20％、
Zr：0～0.20％、
Hf：0～0.20％、
V：0～0.20％、
Nb：0～0.20％、
Ta：0～0.20％、
Sc：0～0.20％、
Y：0～0.20％、
Sn：0～0.020％、
As：0～0.020％、
Sb：0～0.020％、
Bi：0～0.020％、
Mg：0～0.005％、
Ca：0～0.005％、
REM：0～0.005％、
余量：Fe和杂质，
且所述化学组成满足下述(i)～(v)式，
下述(vi)式所示的Ms的值为200以上，
所述钢板的金相组织以体积％计为
马氏体：85％以上、
残余奥氏体：15％以下、
余量：贝氏体，
马氏体和贝氏体的平均块粒径：3.0μm以下、
马氏体和贝氏体的平均轴比：1.0004～1.0100，
所述钢板的屈服应力为1000MPa以上，
Si+Al≤3.00 (i)
C×Mn≤0.80 (ii)
Mn+Ni+Cu+1.3Cr+4(Mo+W)≥0.80 (iii)
0.003≤Ti+Zr+Hf+V+Nb+Ta+Sc+Y≤0.20 (iv)
Sn+As+Sb+Bi≤0.020 (v)
Ms＝546×exp(-1.362×C)-11×Si-30×Mn-18×Ni-20×Cu-12×Cr-8(Mo+W) (vi)
其中，上述式中的元素符号表示各元素的钢板中的含量(质量％)，在不含有的情况下代入0。
(2)根据上述(1)所述的钢板，其中，所述金相组织中所含的铁碳化物的平均粒径为0.005～0.20μm。
(3)根据上述(1)或(2)所述的钢板，其中，在表面具有镀层。
(4)一种上述(1)～(3)中的任一项所述的钢板的制造方法，其中，
对具有上述(1)所述的化学组成的铸坯依次实施热轧工序、冷轧工序、退火工序和热处理工序，
在所述热轧工序中，将从轧制结束温度起至650℃为止的期间的平均冷却速度设为8℃/s以上，冷却至室温，
在所述退火工序中，以Ac3点～(Ac3点+100)℃的温度范围保持3～90s，
并且将从700℃起至(Ms点-50)℃为止的期间的平均冷却速度设为10℃/s以上，
在所述热处理工序中，
在Ms点为250℃以上的情况下，
将在(Ms点+50)～250℃的温度范围的滞留时间设为100～10000s，
在Ms点小于250℃的情况下，
将(Ms点+80)～100℃的温度范围的滞留时间设为100～50000s，
其中，上述Ms点(℃)和Ac3点(℃)由下述式表示，式中的元素符号表示各元素的钢板中的含量(质量％)，在不含有的情况下代入0。
Ms＝546×exp(-1.362×C)-11×Si-30×Mn-18×Ni-20×Cu-12×Cr-8(Mo+W) (vi)
Ac3＝910-203×C0.5+44.7(Si+Al)-30×Mn+700×P-15.2×Ni-26×Cu-11×Cr+31.5×Mo (vii)
(5)一种上述(1)～(3)中的任一项所述的钢板的制造方法，其中，
对具有上述(1)所述的化学组成的铸坯依次实施热轧工序、退火工序和热处理工序，
在所述热轧工序中，将从轧制结束温度起至650℃为止的期间的平均冷却速度设为8℃/s以上，冷却至室温，
在所述退火工序中，以Ac3～(Ac3+100)℃的温度范围保持3～90s，并且将从700℃起至(Ms-50)℃为止的期间的平均冷却速度设为10℃/s以上，
在所述热处理工序中，
在Ms点为250℃以上的情况下，
将在(Ms+50)～250℃的温度范围的滞留时间设为100～10000s，
在Ms点小于250℃的情况下，
将在(Ms+80)～100℃的温度范围的滞留时间设为100～50000s，
其中，上述Ms点(℃)和Ac3点(℃)由下述式表示，式中的元素符号表示各元素的钢板中的含量(质量％)，在不含有的情况下代入0。
Ms＝546×exp(-1.362×C)-11×Si-30×Mn-18×Ni-20×Cu-12×Cr-8(Mo+W) (vi)
Ac3＝910-203×C0.5+44.7(Si+Al)-30×Mn+700×P-15.2×Ni-26×Cu-11×Cr+31.5×Mo (vii)
(6)一种上述(1)～(3)中的任一项所述的钢板的制造方法，其中，
对具有上述(1)所述的化学组成的铸坯依次实施热轧工序和热处理工序，
在所述热轧工序中，将轧制结束温度设为Ar3点以上，
并且将从轧制结束温度起至(Ms-50)℃为止的期间的平均冷却速度设为10℃/s以上，
在所述热处理工序中，
在Ms点为250℃以上的情况下，
将在(Ms+50)～250℃的温度范围的滞留时间设为100～10000s，
在Ms点小于250℃的情况下，
将在(Ms+80)～100℃的温度范围的滞留时间设为100～50000s，
其中，上述Ms点(℃)和Ar3点(℃)由下述式表示，式中的元素符号表示各元素的钢板中的含量(质量％)，在不含有的情况下代入0。
Ms＝546×exp(-1.362×C)-11×Si-30×Mn-18×Ni-20×Cu-12×Cr-8(Mo+W) (vi)
Ar3＝910-310×C+33×Si-80×Mn-55×Ni-20×Cu-15×Cr-80×Mo (viii)
发明的效果
根据本发明，能够获得在成型为部件形状后施加冲击载荷时发挥出良好的反作用力特性，并且难以从部件端面或冲击时弯曲的部位产生裂纹，具有1000MPa以上的屈服应力的高强度钢板。
附图说明
图1是用于说明碰撞试验中所使用的试验体的形状的图。
具体实施方式
以下，对本发明的各条件进行详细说明。
(A)化学组成
限定各元素的理由如下。需要说明的是，以下说明中关于含量的“％”，是指“质量％”。
C：0.14～0.60％
C是对提高强度以及使块粒径微细化有效的元素。为了维持1000MPa的屈服应力，将C含量设为0.14％以上。另一方面，如果C含量超过0.60％，则Ms点下降，后述的平均轴比容易增大。其结果，碰撞变形时在应力集中部发生脆性断裂，冲击能量吸收能力下降。因此，将C含量设为0.14～0.60％。C含量优选为0.15％以上，更优选为0.18％以上，优选为0.50％以下。
Si：大于0％且小于3.00％以及Al：大于0％且小于3.00％，并且
Si+Al≤3.00 (i)
Si和Al是对钢的脱氧有效的元素，在本发明中，其具有增大马氏体的平均轴比的效果、抑制铁碳化物形成的效果、以及减小马氏体的块粒径的效果，由此来抑制构件碰撞变形时的裂纹从而提高能量吸收能力。为了获得脱氧效果，分别含有超过0％的Si和Al。优选分别含有0.01％以上的Si和Al。
但是，若其总含量超过3.00％，则碰撞变形时脆性断裂的倾向变强，冲击能量吸收能力下降。因此，将Si和Al的总含量设为3.00％以下。上述总含量优选为2.50％以下。总含量的下限没有特别限制，但为了确实获得减小块粒径的效果，优选为0.10％以上。
Mn：5.00％以下
Mn具有抑制铁素体的形成、提高屈服应力的效果，并且是对控制平均轴比有用的元素。但是，Mn含量超过5.00％时，则Ms点下降，后述的平均轴比容易增大。其结果，碰撞变形时在应力集中部发生脆性断裂，冲击能量吸收能力下降。因此，将Mn含量设为5.00％以下。Mn含量优选为4.00％以下、3.00％以下或者2.00％以下。为了确实获得上述效果，优选含有0.01％以上。
C×Mn≤0.80 (ii)
C和Mn的含量乘积是与碰撞变形时的应力集中部的脆性断裂相关的参数。C×Mn的值超过0.80时，脆性断裂倾向变强，因此设为0.80以下。该值优选为0.60以下，更优选为0.40以下。
P：0.030％以下
P是有助于提高强度的元素。但是，P含量超过0.030％时，碰撞变形时晶界断裂倾向增大，冲击能量吸收能力下降。因此，将P含量设为0.030％以下。从电阻焊接性的角度出发，P含量优选为0.020％以下。对于下限没有特别限定，但如果减少至小于0.001％，则会导致制造成本增加，因此实用上0.001％为下限。
S：0.0050％以下
S是杂质元素，其含量超过0.0050％时，则在碰撞时从冲裁部或弯曲部引起断裂发生。因此，将S含量设为0.0050％以下。S含量优选为0.0040％以下或者0.0030％以下。对于下限没有特别限定，但如果减少至小于0.0002％，则会导致制造成本增加，因此实用上0.0002％为下限。
N：0.015％以下
N是可以控制平均轴比的元素。但是，N含量超过0.015％时，钢板的韧性下降，碰撞时有从应力集中部产生裂纹的倾向。因此，将N含量设为0.015％以下。N含量优选为0.010％以下或者0.005％以下。对于下限没有特别限定，但如果减少至小于0.001％，则会导致制造成本增加，因此实用上0.001％为下限。
B：0～0.0050％
B是具有提高钢板的淬透性的效果的元素，因此可以根据需要含有。但是，B含量超过0.0050％时，则在碰撞变形时有时会产生裂纹。因此，将B含量设为0.0050％以下。B含量优选为0.0040％以下或者0.0030％以下。对于下限没有特别限定，可以为0％，但想获得上述效果的情况下，B含量优选为0.0003％以上。
Ni：0～5.00％、Cu：0～5.00％、Cr：0～5.00％、Mo：0～1.00％、以及W：0～1.00％、并且
Mn+Ni+Cu+1.3Cr+4(Mo+W)≥0.80 (iii)
Ni、Cu、Cr、Mo、W与Mn一样，具有抑制铁素体的形成、提高屈服应力的效果，并且是对控制平均轴比有用的元素。因此，可以含有选自这些元素中的一种以上。为了获得该效果，这些元素的含量必须满足(iii)式。
从稳定地抑制铁素体和贝氏体形成的角度出发，上述(iii)式的左边值优选为1.00以上。对于上限没有特别限定，但如果超过4.00，则Ms点下降，后述的平均轴比容易增大。其结果，可能在碰撞变形时在应力集中部发生脆性断裂，冲击能量吸收能力下降。因此，上述(iii)式的左边值优选为4.00以下。
另外，Ni和Cu的含量优选分别为4.00％以下，更优选为3.00％以下，进一步优选为1.00％以下。Cr含量优选为3.00％以下，更优选为1.00％以下。此外，Mo和W的含量优选分别为0.80％以下，更优选为0.60％以下。
Ti：0～0.20％、Zr：0～0.20％、Hf：0～0.20％、V：0～0.20％、Nb：0～0.20％、Ta：0～0.20％、Sc：0～0.20％以及Y：0～0.20％、并且
0.003≤Ti+Zr+Hf+V+Nb+Ta+Sc+Y≤0.20 (iv)
这些元素具有减小马氏体块粒径的效果和抑制铁碳化物形成的效果，由此抑制碰撞变形时从应力集中部产生裂纹和扩展。因此，含有这些元素中的至少1种以上，并将其总含量设为0.003％以上。另一方面，总含量超过0.20％时，则大量的合金析出物析出，碰撞变形时容易产生裂纹，因此设为0.20％以下。总含量优选为0.010％以上。
Sn：0～0.020％、As：0～0.020％、Sb：0～0.020％以及Bi：0～0.020％、并且
Sn+As+Sb+Bi≤0.020 (v)
Sn、As、Sb和Bi是为了获得规定的金相组织而使用的元素，因此可以根据需要含有选自这些元素中的1种以上。但是，它们的总含量超过0.020％时，则碰撞变形时晶界断裂倾向增大，因此将上限设为0.020％。对于下限没有特别限定，但减少至小于0.00005％时，则会导致制造成本增大，因此实用上0.00005％为下限。
Mg：0～0.005％、Ca：0～0.005％以及REM：0～0.005％
由于Mg、Ca和REM是具有控制氧化物和硫化物的形态的作用的元素，因此可以根据需要含有选自它们中的1种以上。但是，任一元素的含量超过0.005％时，则添加效果饱和，并且碰撞变形时的能量吸收能力下降，因此设为0.005％以下。Mg、Ca、REM的含量均优选为0.003％以下。在想获得上述效果的情况下，优选含有选自Mg：0.001％以上、Ca：0.001％以上以及REM：0.001％以上的一种以上。
这里，在本发明中，REM是指镧系元素的15种元素，所述REM的含量是指镧系元素的总含量。需要说明的是，镧系元素在工业上以混合金属的形式添加。
Ms的值：200以上
Ms是指马氏体相变开始温度(℃)。钢板的Ms点小于200℃时则轴比增大，在本发明的构成中，难以抑制碰撞变形时的脆性断裂。因此，将Ms的值设为200以上。Ms的值优选为220以上。
Ms＝546×exp(-1.362×C)-11×Si-30×Mn-18×Ni-20×Cu-12×Cr-8(Mo+W) (vi)
在本发明的钢板的化学组成中，余量为Fe和杂质。在此，“杂质”是指工业上制造钢板时由于矿石、废料等原料、制造工序的种种因素而混入的成分，为在对本发明不会造成不良影响的范围内允许的成分。
(B)金相组织
对本发明的一实施方式的钢板的金相组织进行说明。以下说明中的“％”是指“体积％”。
马氏体：85％以上
以马氏体为主要组织对于确保1000MPa以上的屈服应力是必不可少的。马氏体的体积分数小于85％时，则难以确保1000MPa以上的屈服应力。因此，将马氏体的体积分数设为85％以上。为了稳定地确保屈服应力，马氏体的体积分数优选为90％以上。需要说明的是，马氏体包括经回火的马氏体，即在内部形成有碳化物的马氏体。另外，马氏体的形态可以是板条、蝶形、孪晶、薄板等的任一种。
残余奥氏体：15％以下
残余奥氏体是对提高成形性和冲击能量吸收特性有效的金相组织。但是，其体积率超过15％时，屈服应力下降，碰撞变形时有发生脆性裂纹的倾向。因此，将残余奥氏体的体积率设为15％以下。残余奥氏体的体积率优选为12％以下。对于下限没有特别限定，优选为0.1％以上。
上述组织以外的余量组织为贝氏体。在此，贝氏体包括下贝氏体和上贝氏体，并且，非专利文献1所述的贝氏体铁素体(α°B)归类为贝氏体。需要说明的是，即使根据参考文献1，经回火的马氏体也可能难以与贝氏体组织分离。像这样组织分离困难时，视为马氏体来算出组织分数。不需要对余量的贝氏体的面积率的上限进行设定，基本上为15％以下，优选为10％以下。
通过以下步骤求出金相组织的体积率。首先，对与钢板的轧制方向和厚度方向平行的面的1/4厚度部分进行镜面研磨，然后进行硝酸酒精溶液腐蚀。然后，利用扫描电子显微镜(SEM)或进一步透射电子显微镜(TEM)对其表面进行组织观察，使用拍摄的组织写真，通过点计数法或图像分析求出马氏体和贝氏体的面积率，将其作为体积率。另外，通过X射线衍射法求出残余奥氏体的体积率。对于所观察的面积区域，SEM的情况下设为1000μm2以上，使用TEM的情况下设为100μm2以上。
另外，在本发明中，对马氏体和贝氏体的平均块粒径和平均轴比也进行如下限定。
马氏体、贝氏体的平均块粒径：3.0μm以下
马氏体的块粒径影响碰撞变形时的脆性断裂的发生和扩展，其数值越小，越能获得良好的冲击特性。平均块粒径超过3.0μm时，则在碰撞变形时的弯曲部有时会发生板断裂，因此设为3.0μm以下。平均块粒径优选为2.7μm以下、2.5μm以下或者2.4μm以下。
在此，对块粒径进行说明。如非专利文献2的p.223的表所示，马氏体和贝氏体可以归类为由作为其亚结构的24个不同的晶体单元(变体)构成的马氏体和贝氏体。作为将这24个变体进行分组的方法之一，有非专利文献2的p.223所述的Bain分组，由此能够将马氏体和贝氏体分类为3种的晶体单元。本发明中的块粒径是指以该Bain分组进行分类时的组颗粒的平均尺寸。
另外，通过以下步骤测定平均块粒径。首先，以与轧制方向和厚度方向平行的面为观察面的方式对各钢板进行切割，通过EBSD法对从该截面的板厚1/4位置至1/2位置之间的5000μm2以上的面积区域进行测定。将测定的步长设为0.2μm。然后，基于由EBSD测定得到的晶体取向信息，将取向分类为3个Bain分组单元，显示图像，通过JIS G 0552的附录2中记载的交叉线分割法求出该晶体单元的大小。
马氏体和贝氏体的平均轴比：1.0004～1.0100
除残余奥氏体以外的金相组织部分，即马氏体和贝氏体的晶体结构对碰撞变形时的应力集中部和弯曲部的开裂行为有影响。特别是，需要适当调整具有正方晶结构的马氏体和贝氏体的平均轴比。在此，轴比是指，正方晶结构中的a轴和c轴的晶格常数分别为a和c时，由c/a所示的值。轴比c/a的大小与碰撞试验时的高速大变形时的开裂行为相关的原因尚不清楚，但可能是晶格应变带来了某种影响。
平均轴比小于1.0004时，则在碰撞变形时可能会出现裂纹或者有难以吸收冲击能量的倾向。另一方面，超过1.0100时，则在碰撞变形时有从构件端面或弯曲部脆性断裂的倾向。因此，将平均轴比设为1.0004～1.0100。从确保稳定的屈服应力的角度出发，平均轴比优选为1.0006以上。另外，为了更可靠地抑制碰撞变形时的裂纹，平均轴比优选为1.0007以上。另一方面，从吸收更多的冲击能量的角度出发，平均轴比优选为1.0080以下。
在此，通过X射线衍射法按照以下步骤测定马氏体和贝氏体的平均轴比。此时，根据正方晶铁或立方晶铁的衍射线有无分裂，通过以下2种方法中的任一种求出平均轴比c/a。在此，试样上的X射线照射区域面积设为0.2mm2以上。
(a)200衍射线和002衍射线清晰地分成两部分时
利用伪Voigt函数从{200}面进行衍射线的峰分离，将由200衍射角算出的晶格常数设为a，由002衍射角算出的晶格常数设为c，将其比设为平均轴比c/a。
(b)衍射线没有清晰地分成两部分时
将由从{200}面衍射的衍射角算出的晶格常数设为a，由从{110}面衍射的衍射角算出的晶格常数设为c’，其比c’/a与平均轴比c/a近似(参见非专利文献3)。
铁碳化物的平均粒径：0.005～0.20μm
本发明的其他实施方式的钢板的金相组织中可以含有铁碳化物。铁碳化物的平均粒径超过0.20μm时，在碰撞变形过程中存在促进从弯曲部开始的断裂的倾向；另一方面，铁碳化物的平均粒径小于0.005μm时，在铁碰撞变形过程中存在促进从弯曲部开始的脆性断裂的倾向。因此，铁碳化物的平均粒径优选为0.005～0.20μm。需要说明的是，铁碳化物中除了Fe之外，还可以包含Mn或Cr等合金元素。
对于马氏体和贝氏体中的铁碳化物的平均粒径，通过SEM和TEM对10μm2以上的面积区域进行组织观察来测定。对于通过TEM无法分辨的微细的铁碳化物，利用原子探针法进行测定。在这种情况下，测定5个以上的铁碳化物。
(C)镀层
对于本发明的其他实施方式的钢板，可以在其表面具有镀层。对于镀层的组成没有特别限定，另外，热浸镀、合金化热浸镀、电镀中的任一种都可以。
(D)机械特性
屈服应力：1000MPa以上
屈服应力小于1000MPa时，则无法获得通过使构件变薄来减轻构件重量的优点，因此将屈服应力设为1000MPa以上。在此，将屈服应力设为根据JIS Z 2241 2011进行拉伸试验时的、应变为0.002时的流变应力(0.2％屈服应力)。
另外，对于拉伸强度没有特别限定，从提高冲击能量吸收特性的角度出发，优选为1400MPa以上。
(E)制造方法
对于本发明的钢板的制造条件没有特别限定，可以通过对具有上述化学组成的铸坯实施具有以下(a)～(c)所示工序的处理来制造。对各方法进行详细说明。
需要说明的是，铸坯可以通过常规方法由具有上述化学组成的钢水获得。对供于热轧的铸坯没有特别限制。即，其为由连铸板坯或薄板坯连铸机等制造的即可。另外，也适用于铸造后立即进行热轧的连续铸造-直接轧制这种工艺。
另外，在以下的说明中，Ms点(℃)、Ac3点(℃)、Ar3点(℃)由下式表示，式中的元素符号表示各元素的钢板中的含量(质量％)，在不含有的情况下代入0。
Ms＝546×exp(-1.362×C)-11×Si-30×Mn-18×Ni-20×Cu-12×Cr-8(Mo+W) (vi)
Ac3＝910-203×C0.5+44.7(Si+Al)-30×Mn+700×P-15.2×Ni-26×Cu-11×Cr+31.5×Mo (vii)
Ar3＝910-310×C+33×Si-80×Mn-55×Ni-20×Cu-15×Cr-80×Mo (viii)
(a)包括热轧工序、冷轧工序、退火工序和热处理工序的方法
对上述铸坯依次实施热轧工序、冷轧工序、退火工序和热处理工序。在这种情况下，得到的钢板为冷轧钢板。对各工序进行详细说明。
在热轧工序中，首先加热铸坯。对于加热温度没有特别限定，但为了使铸造过程或粗轧过程中析出的合金碳氮化物再溶解，优选设为1200℃以上。
加热后进行热轧。此时，将从轧制结束温度起至650℃为止的期间的平均冷却速度设为8℃/s以上。上述平均冷却速度小于8℃/s时，最终产品的马氏体的块粒径变大，冲击特性下降。之后，将钢板卷取。对于卷取温度没有特别限定，优选为630℃以下。然后，卷取后进一步冷却至室温。
接着，进行酸洗等处理后，进行冷轧。对于冷轧的条件，没有必要特别限定轧制道次、压下率，按照常规方法即可。
在退火工序中，将冷轧后的钢板以Ac3点～(Ac3点+100)℃的温度范围保持3～90s。退火温度小于Ac3点时，则无法获得规定量的马氏体，并且超过(Ac3点+100)℃时，则块粒径变大。另外，该温度范围内的保持时间小于3s时，无法获得规定量的马氏体，不能获得1000MPa以上的屈服应力。另一方面，保持时间超过90s时，块粒径变大。从减小块粒径的角度出发，退火温度优选低，优选为(Ac3点+80)℃以下。另外，保持时间优选为10s以上，优选为60s以下。
以上述温度范围保持规定时间后，以从700℃起至(Ms点-50)℃为止的期间的平均冷却速度为10℃/s以上的条件进行冷却。该平均冷却速度小于10℃/s时，则无法获得规定量的马氏体，屈服应力下降，并且块粒径进一步增大，碰撞变形时容易产生裂纹。在将上述平均轴比设为1.0007以上，且希望更切实地抑制碰撞变形时的裂纹的情况下，优选平均冷却速度为20℃/s以上。需要说明的是，停止该冷却的温度为(Ms-50)℃以下即可，没有特别限定，但从耐断裂特性的角度出发，优选为100℃以上。
在热处理工序中，根据由钢板的化学组成计算出的Ms，以下述热历程的方式进行热处理。需要说明的是，停止上述冷却后，可以继续进行下述热处理，也可以进行不超过下述热处理工序的温度范围的上限的程度的加热。
由钢板的化学组成计算出的Ms点为250℃以上的情况下，将在(Ms点+50)～250℃的温度范围的滞留时间设为100～10000s。滞留时间小于100s时，则平均轴比会超过规定值从而在碰撞试验时可能发生脆性断裂，或者可能无法获得规定的屈服应力。另一方面，超过10000s时，则平均轴比小于规定值，并且铁碳化物粗大化，碰撞时容易产生裂纹。滞留时间优选为400s以上，优选为5000s以下。特别是，在将上述平均轴比设为1.0007以上且希望更切实地抑制碰撞变形时的裂纹的情况下，滞留时间更优选为1500s以下。
另外，由钢板的化学组成计算出的Ms点小于250℃的情况下，将在(Ms点+80)～100℃的温度范围的滞留时间设为100～50000s。滞留时间小于100s时，则平均轴比会超过规定值，在碰撞试验时可能会发生脆性断裂。另一方面，超过50000s时，则平均轴比小于规定值，并且铁碳化物粗大化，碰撞时容易产生裂纹。滞留时间优选为400s以上，优选为30000s以下，更优选为10000s以下。
(b)包括热轧工序、退火工序和热处理工序的方法
对上述铸坯依次实施热轧工序、退火工序和热处理工序。在这种情况下，得到的钢板为热轧钢板。对各工序进行详细描述。
相对于上述(a)所示的工序，在本工序中不进行冷轧工序。在退火工序中，在将冷轧钢板从室温加热至退火温度期间，作为母相的铁素体重结晶，织构发展。在该晶体方向的取向的影响下，即使以Ac3点～(Ac3点+100)℃的温度范围的保持下存在的奥氏体，其织构也会发展。由于织构的发展，取向发生偏移的奥氏体转变为马氏体时，马氏体的晶体朝着特定的方向生成并生长。
另外，钢由于马氏体晶体的生成和生长而膨胀，因此从宏观角度来看，钢板偏向特定方向膨胀。但是，钢带在退火工序中自由膨胀或变形时，会导致过板性下降，因此通常会施加张力来矫正钢板的形状，同时确保过板的稳定性。
需要说明的是，在施加这种过度张力的状态下发生马氏体相变时，则钢板内被赋予残余应力从而难以获得抑制裂纹的效果。另外，钢板内的残余应力变高时，则使钢板变形时产生的龟裂容易生成和扩散。因此，从更可靠地抑制碰撞变形时的裂纹的角度出发，优选省略冷轧工序，即，为了防止在退火工序中由母相的铁素体的重结晶而导致的织构发展，并且使晶体取向无规则，本发明的一实施方式的钢板优选为热轧钢板。
在热轧工序中，首先加热铸坯。对于加热温度没有特别限定，但为了使铸造过程或粗轧过程中析出的合金碳氮化物再溶解，优选设为1200℃以上。
加热后进行热轧。此时，将从轧制结束温度起至650℃为止的期间的平均冷却速度设为8℃/s以上。上述平均冷却速度小于8℃/s时，最终产品的马氏体的块粒径变大，冲击特性下降。之后，可以将钢板卷取，也可以不卷取而冷却至室温。另外，冷却后，可以进行酸洗等处理，也可以进行形状矫正。
在退火工序中，对热轧后的钢板以Ac3点～(Ac3点+100)℃的温度范围保持3～90s。退火温度小于Ac3点时，则无法获得规定量的马氏体；并且，超过(Ac3点+100)℃时，则块粒径变大。另外，该温度范围内的保持时间小于3s时，则无法获得规定量的马氏体，不能获得1000MPa以上的屈服应力。另一方面，保持时间超过90s时，块粒径变大。从减小块粒径的角度出发，退火温度优选低，优选为(Ac3点+80)℃以下。另外，保持时间优选为10s以上，优选为60s以下。
以上述温度范围保持规定时间后，以从700℃起至(Ms点-50)℃为止的期间的平均冷却速度为10℃/s以上的条件进行冷却。该平均冷却速度小于10℃/s时，则无法获得规定量的马氏体，屈服应力下降，并且块粒径进一步增大，碰撞变形时容易产生裂纹。在将上述平均轴比设为1.0007以上，且希望更切实地抑制碰撞变形时的裂纹的情况下，优选平均冷却速度为20℃/s以上。需要说明的是，停止该冷却的温度为(Ms-50)℃以下即可，没有特别限定，但从耐断裂特性的角度出发，优选为100℃以上。
在热处理工序中，根据由钢板的化学组成计算出的Ms，以下述热历程的方式进行处理。需要说明的是，停止上述退火工序的冷却后，可以继续进行下述热处理，也可以进行不超过下述热处理的温度范围的上限的程度的加热。
由钢板的化学组成计算出的Ms点为250℃以上的情况下，将在(Ms点+50)～250℃的温度范围的滞留时间设为100～10000s。滞留时间小于100s时，则平均轴比会超过规定值从而在碰撞试验时可能发生脆性断裂，或者可能无法获得规定的屈服应力。另一方面，超过10000s时，则平均轴比小于规定值，并且铁碳化物粗大化，碰撞时容易产生裂纹。滞留时间优选为400s以上，优选为5000s以下。特别是，在将上述平均轴比设为1.0007以上且希望更切实地抑制碰撞变形时的裂纹的情况下，滞留时间更优选为1500s以下。
另外，由钢板的化学组成计算出的Ms点小于250℃的情况下，将在(Ms点+80)～100℃的温度范围的滞留时间设为100～50000s。滞留时间小于100s时，则平均轴比会超过规定值，在碰撞试验时可能会发生脆性断裂。另一方面，超过50000s时，则平均轴比小于规定值，并且铁碳化物粗大化，碰撞时容易产生裂纹。滞留时间优选为400s以上，优选为30000s以下，更优选为10000s以下。
(c)包括热轧工序和热处理工序的方法
对上述铸坯依次实施热轧工序和热处理工序。在这种情况下，得到的钢板为热轧钢板。对各工序进行详细说明。
相对于上述(b)所示的工序，在本工序中不进行退火工序。进行退火时，在退火工序中从室温加热至退火温度期间，发生马氏体组织的界面迁移。进而，在该界面迁移中，具有高迁移率的特定取向的晶体界面优先迁移，因此损害晶体取向的无规化，在经过退火工序的钢板中残留少量的残余应力。因此，从尽可能减少残余应力的角度出发，优选省略退火工序。
在热轧工序中，首先加热铸坯。对于加热温度没有特别限定，但为了使铸造过程或粗轧过程中析出的合金碳氮化物再溶解，优选设为1200℃以上。
加热后进行热轧。此时，以轧制结束温度为Ar3点以上的方式进行。轧制结束温度小于Ar3点时，则形成铁素体，难以获得规定的屈服应力。
热轧后，以从轧制结束温度起至(Ms点-50)℃为止的期间的平均冷却速度为10℃/s以上的条件进行冷却。该平均冷却速度小于10℃/s时，则铁素体或贝氏体的体积率增大，无法获得规定量的马氏体，屈服应力下降，并且块粒径进一步增大，碰撞变形时容易产生裂纹。需要说明的是，停止该冷却的温度为(Ms-50)℃以下即可，没有特别限定，但从耐断裂特性的角度出发，优选为100℃以上。
在热处理工序中，根据由钢板的化学组成计算出的Ms，以下述热历程的方式进行处理。需要说明的是，停止上述热轧工序的冷却后，可以继续进行下述热处理，也可以进行不超过下述热处理的温度范围的上限的程度的加热。
由钢板的化学组成计算出的Ms点为250℃以上的情况下，将在(Ms点+50)～250℃的温度范围的滞留时间设为100～10000s。滞留时间小于100s时，则平均轴比会超过规定值从而在碰撞试验时可能发生脆性断裂，或者可能无法获得规定的屈服应力。另一方面，超过10000s时，则平均轴比小于规定值，并且铁碳化物粗大化，碰撞时容易产生裂纹。滞留时间优选为400s以上，优选为5000s以下。特别是，在将上述平均轴比设为1.0007以上且希望更切实地抑制碰撞变形时的裂纹的情况下，滞留时间更优选为1500s以下。
另外，由钢板的化学组成计算出的Ms点小于250℃的情况下，将在(Ms点+80)～100℃的温度范围的滞留时间设为100～50000s。滞留时间小于100s时，则平均轴比会超过规定值，在碰撞试验时可能会发生脆性断裂。另一方面，超过50000s时，则平均轴比小于规定值，并且铁碳化物粗大化，碰撞时容易产生裂纹。滞留时间优选为1000s以上，优选为30000s以下，更优选为10000s以下。
以上(a)～(c)的任一工序结束后，为了矫正形状，可以进行表面光轧。对于伸长率没有特别限制。另外，在满足上述热历程的范围内，可以在其热处理中途或者热处理结束后实施镀覆处理。另外，对于镀覆方法，即使是采用连续退火、镀覆线来进行制造，可以与退火线分开使用镀覆专用的设备。对于镀覆的组成没有特别限定，另外，可以是热浸镀、合金化热浸镀、电镀中的任一种。
以下，通过实施例对本发明进行更具体的说明，但本发明不限于这些实施例。
实施例1
将具有表1所示组成的钢进行熔炼制造板坯，将该板坯以1220～1260℃加热从而进行热粗轧。接着进行精轧，冷却后以500～620℃进行卷取处理，冷却至室温。然后，如表2和表3所示，改变从轧制结束温度(FT)起至650℃为止的期间的平均冷却速度(CR1)。
冷却至室温后，进行酸洗处理，去除氧化皮后，以冷轧率30～70％进行冷轧使得厚度为1.2mm，之后进行退火。
对于退火，改变退火温度(ST)、退火保持时间(t1)、700℃～(Ms点-50)℃期间的平均冷却速度(CR2)，另外，在热处理工序中，对于Ms为250℃以上的钢，改变从(Ms+50)℃～250℃期间的滞留时间(t2)，对于Ms小于250℃的钢，改变从(Ms+80)℃～100℃期间的滞留时间(t3)。热处理工序后，为了矫正形状，进行表面光轧。
[表1]
Figure BDA0003757728470000211
[表2]
Figure BDA0003757728470000221
[表3]
Figure BDA0003757728470000231
接着，对得到的钢板的金相组织进行观察，测定各组织的体积率。具体而言，对与钢板的轧制方向和厚度方向平行的面的1/4厚度部分进行镜面研磨，然后通过SEM对进行了硝酸酒精溶液腐蚀的表面进行观察。使用其组织照片，通过点计数法进行测定，从而求出各组织的面积率，将其值作为各组织的体积率。此时，将观察面积设为2500μm2以上。另外，通过X射线衍射法测定残余奥氏体的体积率。
需要说明的是，表中的余量组织栏中记载的F表示铁素体，B表示贝氏体，P表示珠光体，fM和fA分别表示马氏体和残余奥氏体相对于全部组织的体积率。
此外，通过以下步骤测定马氏体和贝氏体的平均块粒径。首先，以与轧制方向和厚度方向平行的面为观察面的方式对各钢板进行切割，通过EBSD法对从该截面的板厚1/4位置至1/2位置之间的5000μm2以上的面积区域进行测定。将测定的步长为设为0.2μm。
接着，基于通过EBSD测定获得的晶体取向信息，将取向分类为非专利文献2的p.223的表中所示的三个Bain分组单元。接着，将这些分组之间的边界作为块晶界，将由该边界包围的区域作为块晶粒，通过JIS G0552的附录2中记载的交叉线分割法求出块晶粒的尺寸(db)。
通过X射线衍射法按照以下步骤测定马氏体和贝氏体的平均轴比。此时，根据正方晶铁或立方晶铁的衍射线有无分裂，通过以下2种方法测定轴比c/a，并求出平均轴比。
(a)200衍射线和002衍射线清晰地分成两部分时
利用伪Voigt函数从{200}面进行衍射线的峰分离，将由200衍射角算出的晶格常数设为a，由002衍射角算出的晶格常数设为c，将其比设为平均轴比c/a。
(b)衍射线没有清晰地分成两部分时
将由从{200}面衍射的衍射角计算的晶格常数设为a，由从{110}面衍射的衍射角计算的晶格常数设为c’，其比c’/a设为平均轴比c/a。
进一步，通过SEM和TEM进行组织观察，测定存在于10μm2以上的面积区域中的铁碳化物的平均粒径，作为圆当量直径(dcar)算出。对于通过TEM无法分辨的微细的铁碳化物，利用原子探针法进行测定。
接着，以轧制垂直方向(板宽方向)为长度方向，从得到的钢板采集JIS Z 2241(2011)记载的拉伸试验片。然后，使用该拉伸试验片，按照JIS Z 2241(2011)进行拉伸试验，测定机械特性(屈服应力YS、拉伸强度TS)。
另外，为了调查钢板的耐冲击特性，通过以下步骤实施碰撞试验，评价了此时有无断裂。
首先，通过冷弯或者滚压成形将钢板成型为帽形部件A，然后通过点焊将帽形部件A和盖B接合，制作具有图1所示形状的试验体。接着，将试验体以A为上表面的方式放置在台D上，使圆筒状的重量500kg的重物C从3m的高度与试验体的中央部碰撞。然后，目视观察因碰撞而弯曲的部分和试验体端面，评价裂纹。在评价时，根据裂纹的最大长度，将最大长度为10mm以上的评价为E，最大长度为7mm以上且小于10mm的评价为D，最大长度为4mm以上且小于7mm的评价为C，最大长度为2mm以上且小于4mm的评价为B，最大长度小于2mm的评价为A。
将以上的测定结果和评价结果汇总于表2和表3。从表2和表3所示的结果可以看出，满足所有限定的本发明例的情况下，屈服应力为1000MPa以上，构件的碰撞试验后没有产生裂纹。由此可知，本发明的钢板具有优异的碰撞特性。
实施例2
将具有表1所示组成的钢进行熔炼制造板坯，将该板坯以1220～1260℃加热从而进行热粗轧，接着进行精轧，冷却至室温。然后，如表4所示，改变从终轧温度(FT)至650℃期间的平均冷却速度(CR1)，650℃以下的情况下，进行10℃/s～20℃/h范围的冷却。
热轧结束后，进行形状矫正、退火。对于退火，改变退火温度(ST)、退火保持时间(t1)、700℃～(Ms点-50)℃期间的平均冷却速度(CR2)，另外，在热处理工序中，对于Ms为250℃以上的钢，改变从(Ms+50)℃～250℃期间的滞留时间(t2)，对于Ms小于250℃的钢，改变从(Ms+80)℃～100℃期间的滞留时间(t3)。热处理工序后，为了矫正形状，进行表面光轧。
对于所得到的钢板，以与实施例1同样的方式测定金相组织和机械特性，评价耐冲击特性。将测定结果和评价结果示于表4。
[表4]
Figure BDA0003757728470000271
由表4所示的结果可知，满足所有限定的本发明例的情况下，屈服应力为1000MPa以上，构件的碰撞试验后没有产生裂纹。由此可知，本发明的钢板具有优异的碰撞特性。
实施例3
将具有表1所示组成的钢进行熔炼制造板坯，将该板坯以1220～1260℃加热从而进行热粗轧，接着进行精轧，然后改变热历程。如表5所示，改变终轧温度(FT)、从终轧温度～(Ms-50)℃期间的平均冷却速度(CR3)。另外，在热处理工序中，对于Ms为250℃以上的钢，改变从(Ms+50)℃～250℃期间的滞留时间(t2)，对于Ms小于250℃的钢，改变从(Ms+80)℃～100℃期间的滞留时间(t3)。热处理工序后，为了矫正形状，进行表面光轧。
对于所得到的钢板，以与实施例1同样的方式测定金相组织和机械特性，评价耐冲击特性。将测定结果和评价结果示于表5。
[表5]
Figure BDA0003757728470000291
由表5所示的结果可知，满足所有限定的本发明例的情况下，屈服应力为1000MPa以上，构件的碰撞试验后没有产生裂纹。由此可知，本发明的钢板具有优异的碰撞特性。
产业上的可利用性
根据本发明，能够获得：在成型为部件形状后施加冲击载荷时，发挥良好的反作用力特性，并且难以从部件端面或者碰撞时的弯曲部位产生裂纹，具有1000MPa以上的屈服应力的高强度钢板。因此，本发明的钢板适用于汽车的骨架部件、加强部件和建筑工业机械的部件。

Claims (6)

1.一种钢板，其化学组成以质量％计为
C：0.14～0.60％、
Si：大于0％且小于3.00％、
Al：大于0％且小于3.00％、
Mn：5.00％以下、
P：0.030％以下、
S：0.0050％以下、
N：0.015％以下、
B：0～0.0050％、
Ni：0～5.00％、
Cu：0～5.00％、
Cr：0～5.00％、
Mo：0～1.00％、
W：0～1.00％、
Ti：0～0.20％、
Zr：0～0.20％、
Hf：0～0.20％、
V：0～0.20％、
Nb：0～0.20％、
Ta：0～0.20％、
Sc：0～0.20％、
Y：0～0.20％、
Sn：0～0.020％、
As：0～0.020％、
Sb：0～0.020％、
Bi：0～0.020％、
Mg：0～0.005％、
Ca：0～0.005％、
REM：0～0.005％、
余量：Fe和杂质，
且所述化学组成满足下述(i)～(v)式，
下述(vi)式所示的Ms的值为200以上，
所述钢板的金相组织以体积％计为
马氏体：85％以上、
残余奥氏体：15％以下、
余量：贝氏体，
马氏体和贝氏体的平均块粒径：3.0μm以下、
马氏体和贝氏体的平均轴比：1.0004～1.0100，
所述钢板的屈服应力为1000MPa以上，
Si+Al≤3.00 (i)
C×Mn≤0.80 (ii)
Mn+Ni+Cu+1.3Cr+4(Mo+W)≥0.80 (iii)
0.003≤Ti+Zr+Hf+V+Nb+Ta+Sc+Y≤0.20 (iv)
Sn+As+Sb+Bi≤0.020 (v)
Ms＝546×exp(-1.362×C)-11×Si-30×Mn-18×Ni-20×Cu-12×Cr-8(Mo+W)(vi)
其中，上述式中的元素符号表示各元素的钢板中的质量％含量，在不含有的情况下代入0。
2.根据权利要求1所述的钢板，其中，所述金相组织中所含的铁碳化物的平均粒径为0.005～0.20μm。
3.根据权利要求1或权利要求2所述的钢板，其中，在表面具有镀层。
4.一种权利要求1～权利要求3中的任一项所述的钢板的制造方法，其中，
对具有权利要求1所述的化学组成的铸坯依次实施热轧工序、冷轧工序、退火工序和热处理工序，
在所述热轧工序中，将从轧制结束温度起至650℃为止的期间的平均冷却速度设为8℃/s以上，冷却至室温，
在所述退火工序中，以Ac3点～(Ac3点+100)℃的温度范围保持3～90s，
并且将从700℃起至(Ms点-50)℃为止的期间的平均冷却速度设为10℃/s以上，
在所述热处理工序中，
在Ms点为250℃以上的情况下，
将在(Ms点+50)～250℃的温度范围的滞留时间设为100～10000s，
在Ms点小于250℃的情况下，
将(Ms点+80)～100℃的温度范围的滞留时间设为100～50000s，
其中，上述Ms点和Ac3点由下述式表示，式中的元素符号表示各元素的钢板中的质量％含量，在不含有的情况下代入0，所述Ms点和所述Ac3点的单位为℃，
Ms＝546×exp(-1.362×C)-11×Si-30×Mn-18×Ni-20×Cu-12×Cr-8(Mo+W)(vi)
Ac3＝910-203×C0.5+44.7(Si+Al)-30×Mn+700×P-15.2×Ni-26×Cu-11×Cr+31.5×Mo (vii)。
5.一种权利要求1～权利要求3中的任一项所述的钢板的制造方法，其中，
对具有权利要求1所述的化学组成的铸坯依次实施热轧工序、退火工序和热处理工序，
在所述热轧工序中，将从轧制结束温度起至650℃为止的期间的平均冷却速度设为8℃/s以上，冷却至室温，
在所述退火工序中，以Ac3～(Ac3+100)℃的温度范围保持3～90s，
并且将从700℃起至(Ms-50)℃为止的期间的平均冷却速度设为10℃/s以上，
在所述热处理工序中，
在Ms点为250℃以上的情况下，
将在(Ms+50)～250℃的温度范围的滞留时间设为100～10000s，
在Ms点小于250℃的情况下，
将在(Ms+80)～100℃的温度范围的滞留时间设为100～50000s，
其中，上述Ms点和Ac3点由下述式表示，式中的元素符号表示各元素的钢板中的质量％含量，在不含有的情况下代入0，所述Ms点和所述Ac3点的单位为℃，
Ms＝546×exp(-1.362×C)-11×Si-30×Mn-18×Ni-20×Cu-12×Cr-8(Mo+W)(vi)
Ac3＝910-203×C0.5+44.7(Si+Al)-30×Mn+700×P-15.2×Ni-26×Cu-11×Cr+31.5×Mo (vii)。
6.一种权利要求1～权利要求3中的任一项所述的钢板的制造方法，其中，
对具有权利要求1所述的化学组成的铸坯依次实施热轧工序和热处理工序，
在所述热轧工序中，将轧制结束温度设为Ar3点以上，
并且将从轧制结束温度起至(Ms-50)℃为止的期间的平均冷却速度设为10℃/s以上，
在所述热处理工序中，
在Ms点为250℃以上的情况下，
将在(Ms+50)～250℃的温度范围的滞留时间设为100～10000s，
在Ms点小于250℃的情况下，
将在(Ms+80)～100℃的温度范围的滞留时间设为100～50000s，
其中，上述Ms点和Ac3点由下述式表示，式中的元素符号表示各元素的钢板中的质量％含量，在不含有的情况下代入0，所述Ms点和所述Ac3点的单位为℃，
Ms＝546×exp(-1.362×C)-11×Si-30×Mn-18×Ni-20×Cu-12×Cr-8(Mo+W)(vi)
Ac3＝910-310×C+33×Si-80×Mn-55×Ni-20×Cu-15×Cr-80×Mo (viii)。
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