CN116806274A - 高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明的目的在于提供具有980MPa以上的TS并且具有优良的延展性、扩孔性、弯曲性和耐氢脆弯曲特性的高强度钢板及其制造方法。一种高强度钢板，其具有规定的成分组成，具有以面积率计铁素体为1％以上且40％以下、新鲜马氏体小于1.0％、贝氏体与回火马氏体之和为40％以上且90％以下、残余奥氏体为6％以上的钢组织，残余奥氏体中的平均Mn量(质量％)除以铁素体中的平均Mn量(质量％)而得到的值为1.1以上，并且长径比为2.0以上的残余奥氏体中的平均C量(质量％)除以铁素体中的平均C量(质量％)而得到的值为3.0以上，钢中扩散性氢量为0.3质量ppm以下。

Description

高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适合作为汽车、电气等产业领域中使用的构件的、成形性优良的高强度钢板和制造方法，特别是想要得到具有980MPa以上的TS(拉伸强度)、在钢中内部存在的氢量少的耐氢脆弯曲特性优良的高强度钢板。
背景技术
近年来，从保护地球环境的观点考虑，提高汽车的燃料效率已成为重要课题。因此，通过车身材料的高强度化来实现薄壁化、想要使车身本身轻量化的动向越来越活跃。另一方面，钢板的高强度化导致成形性的降低。此外，伴随着含有氢的还原性气氛下的退火，氢侵入钢板中，该钢板内部存在的氢使弯曲性等成形性降低。因此，期望开发出具有高强度和高成形性、并且兼具耐氢脆化特性的材料。
作为高强度且高延展性优良的钢板，提出了利用残余奥氏体的加工诱发相变的高强度钢板。这样的钢板呈现具有残余奥氏体的组织，在钢板的成形时容易利用残余奥氏体进行成形，另一方面，在成形后残余奥氏体发生马氏体化，因此具备高强度。
例如，专利文献1中提出了拉伸强度为1000MPa以上、总伸长率(EL)为30％以上的利用了残余奥氏体的加工诱发相变的、具有非常高的延展性的高强度钢板。这样的钢板通过对以C、Si、Mn作为基本成分的钢板进行奥氏体化后、进行在贝氏体相变温度范围内淬火并等温保持的、所谓等温淬火处理来制造。通过利用该等温淬火处理使C向奥氏体的富集而生成残余奥氏体，但为了得到大量的残余奥氏体，需要添加超过0.3％的大量C。但是，钢中的C浓度增高时，点焊性降低，特别是在超过0.3％的C浓度下，其降低显著，难以作为汽车用钢板实用化。另外，上述专利文献中，以提高高强度薄钢板的延展性作为主要目的，因此并没有考虑扩孔性。
另外，专利文献2中公开了：使用含有3.0质量％以上且7.0质量％以下的Mn的钢，实施铁素体与奥氏体的双相区中的热处理。结果，通过使Mn向未相变奥氏体中富集，形成稳定的残余奥氏体而使总伸长率提高。但是，热处理时间短、Mn的扩散速度慢，因此推测，为了具有伸长率以外还兼顾扩孔性、弯曲性，Mn的富集是不充分的。
此外，专利文献3中公开了：使用含有0.50质量％以上且12.00质量％以下的Mn的钢，对热轧板在铁素体与奥氏体的双相区中实施长时间热处理。结果，形成促进了Mn向未相变奥氏体中的富集的长径比大的残余奥氏体，使均匀伸长率提高。但是，并没有对于扩孔性的提高、弯曲性和伸长率的兼顾进行研究。
另外，专利文献4中公开了如下方法：将退火后的钢板、热镀锌钢板或合金化热镀锌钢板在50℃以上且300℃以下的温度范围内保持1800秒以上且43200以下，由此使钢中氢量降低。但是，并没有对于钢中氢量的降低所带来的弯曲性的提高进行研究。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开昭61-157625号公报
专利文献2：日本特开2003-138345号公报
专利文献3：专利第6123966号公报
专利文献4：国際公开第2019/188642号
发明内容
发明所要解决的问题
本发明是鉴于如上所述的现状而完成的，其目的在于提供具有980MPa以上的TS(拉伸强度)、并且具有优良的成形性和钢中内部存在的氢量少的耐氢脆弯曲特性的高强度钢板及其制造方法。在此所述的成形性表示延展性、扩孔性和弯曲性。
用于解决问题的方法
本发明人为了解决上述问题，为了制造具有优良的成形性的高强度钢板，从钢板的成分组成和制造方法的观点考虑，反复进行了深入研究，结果发现以下事项。
即发现，含有2.00质量％以上且8.00质量％以下的Mn、并适当调整Ti等其他合金元素的成分组成，进行热轧后，根据需要在Ac1相变点以下的温度范围内保持超过1800s，根据需要实施酸洗处理，进行冷轧。然后，在Ac3相变点-50℃以上的温度范围内保持20s以上且1800s以下后，冷却至马氏体相变开始温度以下的冷却停止温度，再加热至120℃以上且450℃以下的范围内的再加热温度。然后，在上述再加热温度下保持2s以上且1800s以下后，冷却至室温，由此，在后续的退火工序中，使作为长径比大且Mn和C显著富集的微细的残余奥氏体的核的富集有C的膜状奥氏体生成，这是重要的。
另外，上述冷却后，在Ac1相变点-20℃以上的温度范围内保持20s以上且600s以下后，冷却至马氏体相变开始温度以下的冷却停止温度，再加热至120℃以上且480℃以下的范围内的再加热温度。然后，在上述再加热温度下保持2s以上且600s以下，然后根据需要镀覆处理，冷却至室温以上且马氏体相变开始温度以下。然后，进一步在50℃以上且400℃以下的温度范围内保持2s以上，由此使氢高效地脱离，耐氢脆弯曲特性提高。以上述方式制造的钢板具有以面积率计铁素体为1％以上且40％以下、新鲜马氏体小于1.0％、贝氏体与回火马氏体之和为40％以上且90％以下、残余奥氏体为6％以上的钢组织。此外可知，能够制造具有优良的成形性和耐氢脆弯曲特性的高强度钢板，所述钢板的特征在于，该钢组织中，残余奥氏体中的平均Mn量(质量％)除以铁素体中的平均Mn量(质量％)而得到的值为1.1以上，并且长径比2.0以上的残余奥氏体中的平均C量(质量％)除以铁素体中的平均C量(质量％)而得到的值为3.0以上，钢中扩散性氢量为0.3质量ppm以下。
本发明是基于上述见解而完成的，其主旨如下所述。
本发明是基于上述见解而完成的，其主旨如下所述。
[1]一种高强度钢板，其具有：以质量％计含有C：0.030％以上且0.250％以下、Si：0.01％以上且3.00％以下、Mn：2.00％以上且8.00％以下、P：0.100％以下、S：0.0200％以下、N：0.0100％以下、Al：0.001％以上且2.000％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成；以及以面积率计铁素体为1％以上且40％以下、新鲜马氏体小于1.0％、贝氏体与回火马氏体之和为40％以上且90％以下、残余奥氏体为6％以上的钢组织，残余奥氏体中的平均Mn量(质量％)除以铁素体中的平均Mn量(质量％)而得到的值为1.1以上，并且长径比为2.0以上的残余奥氏体中的平均C量(质量％)除以铁素体中的平均C量(质量％)而得到的值为3.0以上，钢中扩散性氢量为0.3质量ppm以下。
[2]根据[1]所述的高强度钢板，其中，上述成分组成以质量％计还含有选自Ti：0.200％以下、Nb：0.200％以下、V：0.500％以下、W：0.500％以下、B：0.0050％以下、Ni：1.000％以下、Cr：1.000％以下、Mo：1.000％以下、Cu：1.000％以下、Sn：0.200％以下、Sb：0.200％以下、Ta：0.100％以下、Zr：0.200％以下、Ca：0.0050％以下、Mg：0.0050％以下、REM：0.0050％以下中的至少一种元素。
[3]根据[1]或[2]所述的高强度钢板，其中，块状残余奥氏体的面积率除以全部残余奥氏体和块状新鲜马氏体的面积率而得到的值为0.5以下。
[4]根据[1]～[3]中任一项所述的高强度钢板，其在表面进一步具有镀锌层。
[5]根据[4]所述的高强度钢板，其中，上述镀锌层为合金化镀锌层。
[6]一种高强度钢板的制造方法，其是[1]～[3]中任一项所述的高强度钢板的制造方法，其中，对具有[1]或[2]所述的成分组成的钢坯进行加热，在精轧出口侧温度为750℃以上且1000℃以下的条件下进行热轧，在300℃以上且750℃以下实施卷取、冷轧，然后，在Ac3相变点-50℃以上的温度范围内保持20s以上且1800s以下后，冷却至马氏体相变开始温度以下的冷却停止温度，再加热至120℃以上且450℃以下的范围内的再加热温度后，在上述再加热温度下保持2s以上且1800s以下后，冷却至室温，然后，在Ac1相变点-20℃以上的温度范围内保持20s以上且600s以下后，冷却至马氏体相变开始温度以下的冷却停止温度，再加热至120℃以上且480℃以下的范围内的再加热温度后，在上述再加热温度下保持2s以上且600s以下，然后冷却至室温以上且马氏体相变开始温度以下，进一步在50℃以上且400℃以下的温度范围内保持2s以上。
[7]根据[6]所述的高强度钢板的制造方法，其中，在再加热至上述120℃以上且480℃以下的范围内的再加热温度后，在上述再加热温度下保持2s以上且600s以下之后、并且冷却至上述室温以上且马氏体相变开始温度以下之前，进一步实施镀覆处理。
[8]根据[7]所述的高强度钢板的制造方法，其中，在上述镀覆处理中，实施镀锌处理。
[9]根据[8]所述的高强度钢板的制造方法，其中，继上述镀锌处理之后，在450℃以上且600℃以下实施合金化处理。
[10]根据[6]～[9]中任一项所述的高强度钢板的制造方法，其中，在上述卷取后、冷轧前，在Ac1相变点以下的温度范围内保持超过1800s。
发明效果
根据本发明，可以得到具有980MPa以上的TS(拉伸强度)、镀覆处理后的成形性、特别是不仅延展性优良、而且扩孔性和弯曲性也优良的高强度钢板。通过将利用本发明的制造方法得到的高强度钢板应用于例如汽车结构构件，能够实现车身轻量化所带来的燃料效率改善，产业上的利用价值极大。
具体实施方式
以下，对本发明具体地进行说明。需要说明的是，表示成分元素的含量的“％”在没有特别声明的情况下是指“质量％”。
(1)对在本发明中将钢的成分组成限定为上述范围的理由进行说明。
C：0.030％以上且0.250％以下
C是使马氏体等的低温相变相生成而使强度升高所需的元素。另外，C是对提高残余奥氏体的稳定性、提高钢的延展性而言有效的元素。C量小于0.030％时，铁素体过量生成，得不到期望的强度。
另外，难以确保充分的残余奥氏体的面积率，得不到良好的延展性。另一方面，C超过0.250％而过量含有时，硬质的马氏体的面积率变得过大，在扩孔试验时，马氏体的晶界处的微空隙增加，并且龟裂的传播进行，扩孔性降低。另外，焊接部和热影响部的硬化显著，焊接部的机械特性降低，因此点焊性、弧焊性等劣化。从这样的观点考虑，将C量设定为0.030％以上且0.250％以下。优选的下限值为0.080％以上。另外，优选的上限值为0.200％以下。
Si：0.01％以上且3.00％以下
Si使铁素体的加工硬化能力提高，因此对确保良好的延展性有效。Si量小于0.01％时，其含有效果不足，因此将下限设定为0.01％。但是，超过3.00％的Si的过量含有引起钢的脆化，难以确保延展性，不仅如此，还会由于红色氧化皮等的产生而引起表面性状的劣化。此外，导致镀层品质的降低。因此，Si设定为0.01％以上且3.00％以下。优选的下限值为0.20％以上。另外，优选的上限值为2.00％以下、更优选为小于1.20％。
Mn：2.00％以上且8.00％以下
Mn在本发明中是极其重要的元素。Mn是使残余奥氏体稳定化的元素，对确保良好的延展性有效，并且是通过固溶强化使钢的强度升高的元素。这样的作用在钢的Mn量为2.00％以上时被确认到。但是，Mn量超过8.00％的过量含有会因Mn偏析而形成不均匀的带状组织，使弯曲性劣化。从这样的观点考虑，将Mn量设定为2.00％以上且8.00％以下。优选的下限值为2.30％％以上、更优选为2.50％以上。另外，优选的上限值为6.00％以下、更优选为4.20％以下。
P：0.100％以下
P是具有固溶强化的作用、可以根据期望的强度含有的元素。P量超过0.100％时，导致焊接性的劣化，并且在对镀锌层进行合金化处理时使合金化速度降低，损害镀锌层的品质。下限值可以为0％，但从生产费用的方面考虑，优选为0.001％以上。因此，P量设定为0.100％以下。更优选的下限值为0.005％以上。另外，优选的上限值设定为0.050％以下。
S：0.0200％以下
S向晶界偏析而在热加工时使钢脆化，并且以硫化物的形式存在而使局部变形能力降低。因此，需要将其量设定为0.0200％以下、优选为0.0100％以下、更优选为0.0050％以下。下限值可以为0％，但从生产费用的方面考虑，优选为0.0001％以上。因此，S量设定为0.0200％以下。优选的上限值设定为0.0100％以下、更优选为0.0050％以下。
N：0.0100％以下
N是使钢的耐时效性劣化的元素。特别是N量超过0.0100％时，耐时效性的劣化变得显著。其量越少越优选，下限值可以为0％，但从生产费用的方面考虑，N量优选为0.0005％以上。因此，N量设定为0.0100％以下。更优选的下限值设定为0.0010％以上。优选的上限值设定为0.0070％以下。
Al：0.001％以上且2.000％以下
Al是使铁素体与奥氏体的双相区扩大、对机械特性的退火温度依赖性的降低、即材质稳定性有效的元素。Al的含量小于0.001％时，其含有效果不足，因此，将下限设定为0.001％。另外，Al是作为脱氧剂发挥作用、对钢的洁净度有效的元素，优选在脱氧工序中添加。但是，超过2.000％的大量含有会使连续铸造时的钢片破裂发生的风险增高，使制造性降低。从这样的观点考虑，将Al量设定为0.001％以上且2.000％以下。优选的下限值为0.200％以上。另外，优选的上限值为1.200％以下。
另外，在上述的成分的基础上，可以以质量％计含有选自Ti：0.200％以下、Nb：0.200％以下、V：0.500％以下、W：0.500％以下、B：0.0050％以下、Ni：1.000％以下、Cr：1.000％以下、Mo：1.000％以下、Cu：1.000％以下、Sn：0.200％以下、Sb：0.200％以下、Ta：0.1000％以下、Zr：0.200％以下、Ca：0.0050％以下、Mg：0.0050％以下、REM：0.0050％以下中的至少一种元素。
Ti：0.200％以下
Ti对钢的析出强化有效，通过使铁素体的强度提高，能够降低与硬质第二相(马氏体或残余奥氏体)的硬度差，能够确保更良好的扩孔性，因此，可以根据需要含有。但是，超过0.200％时，硬质的马氏体的面积率变得过大，在扩孔试验时，马氏体的晶界处的微空隙增加，并且龟裂的传播进行，扩孔性有时降低。因此，在含有Ti的情况下，将其含量设定为0.200％以下。优选的下限值设定为0.005％以上、更优选为0.010％以上。优选的上限值设定为0.100％以下。
Nb：0.200％以下、V：0.500％以下、W：0.500％以下
Nb、V、W对钢的析出强化有效，与Ti含有的效果同样地通过提高铁素体的强度，能够降低与硬质第二相(马氏体或残余奥氏体)的硬度差，能够确保更良好的扩孔性，因此，可以根据需要含有。但是，Nb超过0.200％、V、W超过0.500％时，硬质的马氏体的面积率变得过大，在扩孔试验时，马氏体的晶界处的微空隙增加，并且龟裂的传播进行，扩孔性有时降低。因此，在含有Nb的情况下，其含量设定为0.200％以下，优选的下限值设定为0.005％以上、更优选为0.010％以上。优选的上限值设定为0.100％以下。在含有V、W的情况下，其含量各自设定为0.500％以下，优选的下限值各自设定为0.005％以上、更优选各自为0.010％以上。优选的上限值各自设定为0.300％以下。
B：0.0050％以下
B具有抑制从奥氏体晶界起的铁素体的生成和生长的作用，通过使铁素体的强度提高，能够降低与硬质第二相(马氏体或残余奥氏体)的硬度差，能够确保更良好的扩孔性，因此，可以根据需要含有。但是，超过0.0050％时，成形性有时降低。因此，在含有B的情况下，其含量设定为0.0050％以下。优选的下限值设定为0.0003％以上、更优选为0.0005％以上。另外，优选的上限值设定为0.0030％以下。
Ni：1.000％以下
Ni是使残余奥氏体稳定化的元素，对确保更良好的延展性有效，并且是通过固溶强化使钢的强度进一步升高的元素，因此，可以根据需要含有。另一方面，超过1.000％而含有时，硬质的马氏体的面积率变得过大，在扩孔试验时，马氏体的晶界处的微空隙增加，并且龟裂的传播进行，扩孔性降低。因此，在含有Ni的情况下，其含量设定为1.000％以下，优选设定为0.005％以上且1.000％以下。
Cr：1.000％以下、Mo：1.000％以下
Cr、Mo具有使强度与延展性的平衡提高的作用，因此，可以根据需要含有。但是，Cr、Mo各自超过Cr：1.000％、Mo：1.000％而过量含有时，硬质的马氏体的面积率变得过大，在扩孔试验时，马氏体的晶界处的微空隙增加，并且龟裂的传播进行，扩孔性有时降低。因此，在含有这些元素的情况下，将其量各自设定为Cr：1.000％以下、Mo：1.000％以下，优选设定为Cr：0.005％以上且1.000％以下、Mo：0.005％以上且1.000％以下。
Cu：1.000％以下
Cu是对钢的强化有效的元素，只要在本发明中规定的范围内就可以根据需要用于钢的强化。另一方面，超过1.000％而含有时，硬质的马氏体的面积率变得过大，在扩孔试验时，马氏体的晶界处的微空隙增加，并且龟裂的传播进行，扩孔性降低。因此，在含有Cu的情况下，将其量设定为1.000％以下，优选设定为0.005％以上且1.000％以下。
Sn：0.200％以下、Sb：0.200％以下
从抑制因钢板表面的氮化、氧化而产生的钢板表层的约数十μm的区域的脱碳的观点考虑，Sn和Sb根据需要含有。抑制这样的氮化、氧化，防止在钢板表面中马氏体的面积率减少，对确保强度、材质稳定性有效，因此，可以根据需要含有。另一方面，这些中的任意一种元素超过0.200％而过量含有时，都会导致韧性的降低。因此，在含有Sn和Sb的情况下，其含量各自设定为0.200％以下，优选设定为0.002％以上且0.200％以下。
Ta：0.100％以下
Ta与Ti、Nb同样地生成合金碳化物、合金碳氮化物而有助于高强度化。另外，认为Ta还具有如下效果：一部分固溶在Nb碳化物、Nb碳氮化物中而生成(Nb、Ta)(C、N)这样的复合析出物，由此显著地抑制析出物的粗大化，使析出强化对强度的贡献稳定化。因此，可以根据需要含有Ta。另一方面，即使过量添加Ta，析出物稳定化效果也饱和，而且合金成本也增加。因此，在含有Ta的情况下，其含量设定为0.100％以下，优选设定为0.001％以上且0.100％以下。
Zr：0.200％以下
Zr是用于使硫化物的形状球状化、改善硫化物对弯曲性的不良影响的有效元素，因此，可以根据需要含有。但是，超过0.200％的过量含有会引起夹杂物等的增加，引起表面和内部缺陷等。因此，在含有Zr的情况下，其含量设定为0.200％以下，优选设定为0.0005％以上且0.0050％以下。
Ca：0.0050％以下、Mg：0.0050％以下、REM：0.0050％以下
Ca、Mg和REM是用于使硫化物的形状球状化、改善硫化物对扩孔性的不良影响的有效元素，因此，可以根据需要含有。但是，各自超过0.0050％的过量含有会引起夹杂物等的增加，引起表面和内部缺陷等。因此，在含有Ca、Mg和REM的情况下，其含量各自设定为0.0050％以下，优选设定为0.0005％以上且0.0050％以下。
上述成分以外的余量为Fe和不可避免的杂质。
(2)接着，对钢组织进行说明。
铁素体的面积率：1％以上且40％以下
为了确保充分的延展性，需要使铁素体的面积率为1％以上。另外，为了确保980MPa以上的TS，需要使软质的铁素体的面积率为40％以下。需要说明的是，在此所说的铁素体是指多边形铁素体、粒状铁素体或针状铁素体，是比较软质且富有延展性的铁素体。优选为3％以上且30％以下。
新鲜马氏体的面积率：小于1.0％
新鲜马氏体与软质的铁素体相的硬度差大，因此，在冲裁时因该硬度差而使扩孔性劣化。因此，为了确保良好的扩孔性，需要使新鲜马氏体的面积率小于1.0％。
贝氏体与回火马氏体的面积率之和为40％～90％
贝氏体和回火马氏体是对提高扩孔性有效的组织。贝氏体与回火马氏体的面积率之和小于40％时，得不到良好的扩孔性。因此，贝氏体与回火马氏体的面积率之和需要为40％以上。另一方面，贝氏体与回火马氏体的面积率之和大于90％时，得不到承担延展性的期望的残余奥氏体，因此得不到良好的延展性。因此，贝氏体与回火马氏体的面积率之和需要为90％以下。优选为50％以上且85％以下。
需要说明的是，铁素体、新鲜马氏体、回火马氏体和贝氏体的面积率可以如下求出：对与钢板的轧制方向平行的板厚截面(L截面)进行研磨后，用3体积％硝酸乙醇溶液进行腐蚀，对于板厚1/4位置(相当于在深度方向上距钢板表面为板厚的1/4的位置)，使用SEM(扫描电子显微镜)，以2000倍的倍率观察10个视野，使用所得到的组织图像，使用MediaCybernetics公司的Image-Pro，算出10个视野的各组织(铁素体、新鲜马氏体、回火马氏体、贝氏体)的面积率，对它们的值进行平均。另外，上述的组织图像中，铁素体呈现为灰色的组织(基底组织)，马氏体呈现为白色的组织，回火马氏体呈现为在白色马氏体的内部具有灰色的内部结构的组织，贝氏体呈现为具有大量直线性晶界的具有暗灰色的组织。
残余奥氏体的面积率：6％以上
为了确保充分的延展性，需要使残余奥氏体的面积率为6％以上。优选为8％以上。更优选为10％以上。
需要说明的是，关于残余奥氏体的面积率，将钢板研磨至距板厚1/4位置0.1mm的面后，通过化学研磨进一步研磨掉0.1mm，对于得到的板厚1/4位置的研磨面，利用X射线衍射装置，使用CoKα射线测定fcc铁的{200}、{220}、{311}面和bcc铁的{200}、{211}、{220}面的衍射峰各自的积分强度比，将所得到的9个积分强度比进行平均化来求出。
残余奥氏体中的平均Mn量(质量％)除以铁素体中的平均Mn量(质量％)而得到的值：1.1以上
残余奥氏体中的平均Mn量(质量％)除以铁素体中的平均Mn量(质量％)而得到的值为1.1以上在本发明中是极其重要的构成要件。为了确保良好的延展性，需要使富集有Mn的稳定的残余奥氏体的面积率高。优选为1.2以上。
长径比为2.0以上的残余奥氏体中的平均C量(质量％)除以铁素体中的平均C量(质量％)而得到的值为3.0以上
长径比(长轴/短轴)为2.0以上的残余奥氏体中的平均C量(质量％)除以铁素体中的平均C量(质量％)而得到的值为3.0以上在本发明中是极其重要的构成要件。为了确保良好的弯曲性，需要使富集有C的稳定的残余奥氏体的面积率高。优选为5.0以上。需要说明的是，残余奥氏体的长径比的上限值没有特别规定，可以优选为20.0以下。
关于残余奥氏体和铁素体中的C和Mn量，可以使用FE-EPMA(Field Emission-Electron Probe Micro Analyzer：场发射电子探针显微分析仪)，对板厚1/4位置处的轧制方向截面的各相中的Mn的分布状态进行定量化，利用30个残余奥氏体晶粒和30个铁素体晶粒的量分析结果的平均值来求出。
为了从残余奥氏体和马氏体中识别残余奥氏体，利用SEM(Scanning ElectronMicroscope，扫描电子显微镜)和EBSD(Electron Backscattered Diffraction，电子背散射衍射)对同一个视野进行观察。接着，通过EBSD的相图(Phase Map)识别，指定出SEM图像中的残余奥氏体。需要说明的是，残余奥氏体的长径比通过使用Photoshop elements13描画与残余奥氏体晶粒外切的椭圆并用其长轴长度除以短轴长度来算出。
钢中扩散性氢量为0.3质量ppm以下
为了确保良好的耐氢脆弯曲特性，钢中扩散性氢量设定为0.3质量ppm以下是重要的。优选为0.20质量ppm以下。需要说明的是，钢中扩散性氢量的下限没有特别规定，从生产技术上的制约考虑，钢中扩散性氢量可以为0.01质量ppm以上。
在此，钢中扩散性氢量的测定方法如下所述。从制品卷材裁取长度为30mm、宽度为5mm的试验片。在热镀锌钢板或合金化热镀锌钢板的情况下，利用磨削或碱将试验片的热镀锌层或合金化热镀锌层除去。然后，通过热脱附谱法(Thermal Desorption Spectrometry：TDS)测定从试验片释放的氢量。具体而言，将试验片以升温速度200℃/小时从室温连续加热至300℃，然后冷却至室温，测定从室温到210℃为止从试验片释放的累计氢量，作为钢中扩散性氢量。
块状残余奥氏体的面积率除以全部残余奥氏体和块状新鲜马氏体的面积率而得到的值为0.5以下
块状残余奥氏体因来自周围的晶粒的约束而稳定性高，因此，在冲裁时马氏体相变在高应变区域产生，与周围的晶粒的硬度差增大，扩孔性有时劣化。因此，优选使块状残余奥氏体的面积率除以全部残余奥氏体和块状新鲜马氏体的面积率而得到的值为0.5以下。更优选为0.4以下。需要说明的是，块状残余奥氏体是指长径比小于2.0的奥氏体。对于块状残余奥氏体的平均结晶粒径没有限制，但可以考虑例如3μm以下的平均结晶粒径。关于该平均结晶粒径，可以通过以往公知的方法、例如通过对利用扫描电子显微镜(SEM)拍摄的块状残余奥氏体的组织图像进行图像分析来求出。
除此以外，优选使残余奥氏体中的平均Mn量(质量％)除以铁素体中的平均Mn量(质量％)而得到的值乘以残余奥氏体的平均长径比而得到的值为3.0以上。为了确保良好的延展性，需要使长径比大、且富集有Mn的稳定的残余奥氏体的面积率高。优选为4.0以上。另外，优选的上限值为20.0以下。
本发明的钢组织中，除了铁素体、新鲜马氏体、贝氏体、回火马氏体和残余奥氏体以外，即使在以面积率计为10％以下的范围内含有珠光体、渗碳体等碳化物，也不会损害本发明的效果。
上述高强度钢板可以进一步具有镀锌层。镀锌层可以为实施了合金化处理的合金化镀锌层。
(3)接着，对制造条件进行说明。
钢坯的加热温度
虽然没有特别限定，但钢坯的加热温度优选设定为1100℃以上且1300℃以下。在钢坯的加热阶段存在的析出物在最终得到的钢板内作为粗大的析出物存在，对于强度没有贡献，因此，优选使铸造时析出的Ti、Nb系析出物再溶解。因此，钢坯的加热温度优选设定为1100℃以上。另外，从除去钢坯表层的气泡、偏析等缺陷、减少钢板表面的龟裂、凹凸而实现更平滑的钢板表面的观点考虑，钢坯的加热温度优选设定为1100℃以上。另一方面，钢坯的加热温度超过1300℃时，随着氧化量的增加，氧化皮损失有时增大，因此，钢坯的加热温度优选设定为1300℃以下。更优选设定为1150℃以上且1250℃以下。
为了防止宏观偏析，钢坯优选通过连铸法来制造，但也可以通过铸锭法、薄坯体铸造法等来制造。另外，制造钢坯后，除了暂时冷却至室温然后进行再次加热的现有方法以外，也可以毫无问题地应用不冷却至室温地以温片的状态装入到加热炉中、或者略微进行保温后立即进行轧制的直送轧制等节能工艺。另外，钢坯在通常的条件下通过粗轧制成薄板坯，但是，在加热温度低的情况下，从防止热轧时的故障的观点考虑，优选在精轧前使用棒加热器等对薄板坯进行加热。
热轧的精轧出口侧温度：750℃以上且1000℃以下
加热后的钢坯通过粗轧和精轧进行热轧，制成热轧钢板。此时，精轧温度超过1000℃时，氧化物(氧化皮)的生成量急剧增大，钢基与氧化物的界面粗糙，存在酸洗、冷轧后的表面品质劣化的倾向。另外，如果在酸洗后局部地存在热轧氧化皮的残留等，则对延展性、扩孔性带来不良影响。此外，有时结晶粒径变得过度粗大、加工时产生压制品表面粗糙。另一方面，精轧温度低于750℃时，轧制载荷增大，轧制负荷变大，奥氏体为未再结晶状态下的压下率变高，异常的织构发达，最终制品中的面内各向异性变得显著，损害材质的均匀性(材质稳定性)，不仅如此，延展性本身也降低。因此，需要将热轧的精轧出口侧温度设定为750℃以上且1000℃以下。优选设定为800℃以上且950℃以下。
热轧后的卷取温度：300℃以上且750℃以下
热轧后的卷取温度超过750℃时，热轧板组织的铁素体的结晶粒径变大，难以确保最终退火板的期望强度。另一方面，热轧后的卷取温度低于300℃时，热轧板强度升高，冷轧中的轧制负荷增大、或者产生板形状的不良，因此生产率降低。因此，需要将热轧后的卷取温度设定为300℃以上且750℃以下。优选设定为400℃以上且650℃以下。
需要说明的是，也可以在热轧时将粗轧板彼此接合而连续地进行精轧。另外，也可以对粗轧板暂时进行卷取。另外，为了降低热轧时的轧制载荷，可以使精轧的一部分或全部为润滑轧制。从钢板形状的均匀化、材质的均匀化的观点考虑，进行润滑轧制也是有效的。需要说明的是，润滑轧制时的摩擦系数优选设定为0.10以上且0.25以下。
根据需要对这样制造的热轧钢板进行酸洗。酸洗能够除去钢板表面的氧化物，因此，为了确保最终制品的高强度钢板的良好的化学转化处理性、镀层品质，优选进行。另外，在进行酸洗的情况下，可以进行一次酸洗，也可以分多次进行酸洗。
冷轧
卷取后，根据需要实施酸洗，然后进行冷轧。冷轧压下率没有特别限制，优选为5％～60％。
在Ac1相变点以下的温度范围内保持超过1800s
在Ac1相变点以下的温度范围内保持超过1800s能够使用于实施之后的冷轧的钢板软质化，因此根据需要实施。在Ac1相变点以上的温度范围内进行保持的情况下，Mn在奥氏体中富集，冷却后，生成硬质的马氏体和残余奥氏体，有时不会进行钢板的软质化。另外，在1800s以下进行保持的情况下，无法除去热轧后的应变，有时不会进行钢板的软质化。
需要说明的是，热处理方法为连续退火、分批退火中的任一种退火方法均可。另外，上述热处理后，冷却至室温，但其冷却方法和冷却速度没有特别规定，分批退火中的炉冷、空冷和连续退火中的气体喷射冷却、喷雾冷却、水冷等中的任一种冷却均可。另外，在实施酸洗处理的情况下，可以采用常规方法。
在Ac3相变点-50℃以上的温度范围内保持20s以上且1800s以下(对应于实施例的冷轧板第一次退火处理)
在低于Ac3相变点-50℃的温度范围内进行保持的情况下，Mn在奥氏体中富集，在冷却中不发生马氏体相变，无法得到长径比大的残余奥氏体的核。其结果是，在之后的退火工序(对应于实施例的冷轧板第二次退火处理)中，残余奥氏体从晶界形成，长径比小的残余奥氏体增加，得不到期望的组织。在保持小于20s的情况下，不会进行充分的再结晶，得不到期望的组织，因此扩孔性降低。另外，用于确保之后的镀层品质的Mn表面富集不会充分进行。另一方面，在保持超过1800s的情况下，Mn表面富集变得过量，镀层品质劣化，不仅如此，退火中的奥氏体晶粒粗大化，由此，在之后的冷却过程中，长径比小的残余奥氏体的核残留，得不到期望的组织，延展性、扩孔性和弯曲性降低。
冷却至马氏体相变开始温度以下的冷却停止温度
在超过马氏体相变开始温度的冷却停止温度的情况下，进行相变的马氏体量少时，未相变奥氏体在最终冷却中全部发生马氏体相变，无法得到长径比大的残余奥氏体的核。其结果是，在之后的退火工序(对应于实施例的冷轧板第二次退火处理)中，残余奥氏体从晶界形成，长径比小的残余奥氏体增加，得不到期望的组织。优选为马氏体相变开始温度-250℃以上马氏体相变开始温度-50℃以下。
再加热至120℃以上且450℃以下的范围内的再加热温度后，在上述再加热温度下保持2s以上且1800s以下后，冷却至室温
在低于120℃的再加热温度的情况下，在之后的退火工序中形成的残余奥氏体中C不会富集，得不到期望的组织。在超过450℃的再加热温度的情况下，长径比大的残余奥氏体的核分解，长径比小的残余奥氏体增加，得不到期望的组织。另外，保持小于2s的情况也同样，无法得到长径比大的残余奥氏体的核，得不到期望的组织。
此外，在保持超过1800s的情况下，长径比大的残余奥氏体的核分解，长径比小的残余奥氏体增加，Mn不会向残余奥氏体中富集，得不到期望的组织。
在该再加热后保持规定的时间后，暂时冷却至室温。冷却方法没有特别限制，可以为公知的方法。
在Ac1相变点-20℃以上的温度范围内保持20s以上且600s以下(对应于实施例的冷轧板第二次退火处理)
在Ac1相变点-20℃以上的温度范围内保持20s以上且600s以下在本发明中是极其重要的发明构成要件。在低于Ac1相变点-20℃的温度范围和小于20s时保持的情况下，退火中的奥氏体的量少，铁素体的面积率变多，难以确保TS。另外，在升温中形成的碳化物未完全溶解，难以确保足够面积率的残余奥氏体，延展性降低。
优选为Ac1相变点以上。更优选为Ac1相变点+20℃以上且Ac3相变点+50℃以下。此外，在保持超过600s的情况下，在退火中奥氏体粗大化，因此，Mn向奥氏体中的扩散变得不充分，无法富集，不能得到用于确保延展性的足够面积率的残余奥氏体。
冷却至马氏体相变开始温度以下的冷却停止温度
在超过马氏体相变开始温度的冷却停止温度的情况下，进行相变的马氏体量少，在之后的再加热中回火的马氏体的量少，得不到期望的回火马氏体量。优选为马氏体相变开始温度-250℃以上且马氏体相变开始温度-30℃以下。
再加热至120℃以上且480℃以下的范围内的再加热温度后，在上述再加热温度下保持2s以上且600s以下
在低于120℃的再加热的情况下，新鲜马氏体未被回火，得不到期望的组织。在超过480℃的再加热温度的情况下，贝氏体相变延迟，得不到期望的组织，不仅如此，碳化物析出、奥氏体的稳定化降低，得不到期望的残余奥氏体量。
另外，在保持小于2s的情况下，不仅新鲜马氏体未被回火，而且C不会在长径比大的γ中富集，得不到期望的组织。另一方面，在超过600s的保持的情况下，在贝氏体相变时碳化物析出，残余奥氏体中的C量降低，得不到期望的组织。
镀覆处理
对于所得到的高强度钢板，根据需要实施镀覆处理。在实施热镀锌处理的情况下，将实施了上述退火处理的钢板在440℃以上且500℃以下的镀锌浴中浸渍，实施热镀锌处理，然后，通过气体擦拭等对镀覆附着量进行调整。需要说明的是，热镀锌优选使用Al量为0.08％以上且0.30％以下的镀锌浴。
实施热镀锌层的合金化处理时，在热镀锌处理后在450℃以上且600℃以下的温度范围内实施镀锌层的合金化处理。在超过600℃的温度下进行合金化处理时，未相变奥氏体相变为珠光体，无法确保期望的残余奥氏体的面积率，延展性有时降低。因此，进行镀锌层的合金化处理时，优选在450℃以上且600℃以下的温度范围内实施镀锌层的合金化处理。
冷却至室温以上且马氏体相变开始温度以下的冷却停止温度
在超过马氏体相变温度温度的冷却停止温度的情况下，在之后的再加热时氢的扩散慢的奥氏体增多，钢中扩散性氢量不会充分降低。因此，需要冷却至马氏体相变开始温度以下。优选为50℃以上且马氏体相变开始温度-30℃以下。
在50℃以上且400℃以下的温度范围内保持2s以上
作为最后的热处理，在50℃以上且400℃以下的温度范围内保持2s以上在本发明中是重要的发明构成要件。在低于50℃的温度范围内或小于2s的条件下保持时，新鲜马氏体量过量生成，并且钢中扩散性氢不会从钢板中释放，因此耐氢脆弯曲特性降低。另一方面，在超过400℃的温度范围内保持时，由于残余奥氏体的分解，得不到足够体积率的残余奥氏体，钢的延展性降低。保持时间的上限没有特别规定，从生产技术上的制约考虑，可以为43200s以下。
其他制造方法的条件没有特别限定，从生产率的观点考虑，上述退火优选通过连续退火设备来进行。另外，退火、热镀锌、镀锌层的合金化处理等一系列处理优选通过热镀锌线CGL(连续镀锌线，Continuous Galvanizing Line)来进行。
需要说明的是，出于形状矫正、表面粗糙度的调整等目的，可以对上述“高强度钢板”、“高强度热镀锌钢板”进行表皮光轧。表皮光轧的压下率优选为0.1％以上且2.0％以下的范围。小于0.1％时，效果小，也难以控制，因此将其作为良好范围的下限。另外，超过2.0％时，生产率显著降低，因此将其作为良好范围的上限。需要说明的是，表皮光轧可以在线进行，也可以离线进行。另外，可以一次性地进行目标压下率的表皮光轧，也可以分成多次进行。另外，也可以实施树脂或油脂涂布等各种涂装处理。
实施例
将具有表1所示的成分组成、余量由Fe和不可避免的杂质构成的钢利用转炉进行熔炼，通过连续铸造法制成钢坯。将得到的钢坯再加热至1250℃后，在表2、3所示的条件下得到高强度冷轧钢板(CR)，进一步实施镀锌处理，得到热镀锌钢板(GI)、合金化热镀锌钢板(GA)。需要说明的是，CR、GI、GA的板厚为1.0mm以上且1.8mm以下。关于热镀锌浴，对于热镀锌钢板(GI)而言，使用含有Al：0.19质量％的锌浴，对于合金化热镀锌钢板(GA)而言，使用含有Al：0.14质量％的锌浴，浴温设定为465℃。镀层附着量设定为每单面45g/m2(两面镀层)，GA以使镀层中的Fe浓度为9质量％以上且12质量％以下的方式进行调整。通过上述方法对所得到的钢板的截面的钢组织进行观察，对拉伸特性、扩孔性、弯曲性进行调查，将其结果示于表4～6中。
马氏体相变开始温度以及Ac1相变点和Ac3相变点使用下式来求出。
马氏体相变开始温度(℃)＝550-350×(％C)-40×(％Mn)-10×(％Cu)-17×(％Ni)-20×(％Cr)-10×(％Mo)-35×(％V)-5×(％W)+30×(％Al)
Ac1相变点(℃)＝751-16×(％C)+11×(％Si)-28×(％Mn)-5.5×(％Cu)-16×(％Ni)+13×(％Cr)+3.4×(％Mo)
Ac3相变点(℃)＝910-203√(％C)+45×(％Si)-30×(％Mn)-20×(％Cu)-15×(％Ni)+11×(％Cr)+32×(％Mo)+104×(％V)+400×(％Ti)+200×(％Al)
在此，(％C)、(％Si)、(％Mn)、(％Ni)、(％Cu)、(％Cr)、(％Mo)、(％V)、(％Ti)、(％W)、(％Al)为各元素的含量(质量％)，在不含有的情况下设定为零。
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[表4]
下划线部：表示本发明范围外。
F：铁素体、M：新鲜马氏体、RA：残余奥氏体
[表5]
下划线部：表示本发明范围外。
F：铁素体、RA：残余奥氏体、P：珠光体、θ：碳化物(渗碳体等)
[表6]
下划线部：表示本发明范围外。
拉伸试验中，使用以拉伸方向为与钢板的轧制方向成直角的方向的方式裁取样品的JIS5号试验片，依据JIS Z 2241(2011年)进行，测定TS(拉伸强度)、EL(总伸长率)。关于机械特性，将下述的情况判断为良好。
TS：980MPa以上且小于1180MPa的情况下，EL≥20％
TS：1180MPa以上的情况下，EL≥12％
扩孔性依据JIS Z 2256(2010年)进行。将所得到的各钢板切割成100mm×100mm后，以12％±1％的间隙冲裁出直径10mm的孔，然后，使用内径75mm的冲模以9吨的压边力按压的状态下，将60°圆锥的冲头压入孔中，测定龟裂产生极限时的孔直径，根据下式求出极限扩孔率λ(％)，根据该极限扩孔率的值来评价扩孔性。
极限扩孔率λ(％)＝{(Df-D0)/D0}×100
其中，Df为龟裂产生时的孔径(mm)，D0为初始孔径(mm)。需要说明的是，本发明中，针对各TS范围，将下述的情况判断为良好。
TS：980MPa以上且小于1180MPa的情况下，λ≥15％
TS：1180MPa以上的情况下，λ≥25％
关于弯曲试验，以轧制方向为弯曲轴(Bending direction)的方式从各退火钢板裁取宽度30mm、长度100mm的弯曲试验片，基于JIS Z 2248(1996年)的V型块法实施测定。以100mm/秒的推压速度在各弯曲半径下实施n＝3的试验，针对弯曲部外侧，利用实体显微镜判定龟裂的有无，将不产生龟裂的最小的弯曲半径作为极限弯曲半径R。需要说明的是，本发明中，将满足90°V弯曲下的极限弯曲R/t≤2.5(t：钢板的板厚)的情况判断为钢板的弯曲性良好。
关于耐氢脆弯曲特性，由上述的弯曲试验如下进行评价。上述中测定的钢板中的R/t除以同一钢板的钢中氢量为0.00质量ppm时的(R/t)’而得到的值小于1.4时，在本发明中判定为耐氢脆化特性良好。需要说明的是，(R/t)’通过如下方法测定：通过将同一钢板在大气中长时间放置而使内部的钢中氢降低，然后，通过TDS(Thermal DesorptionSpectrometry)确认钢中氢量达到0.00质量ppm后，进行弯曲试验。
本发明例的高强度钢板均得到了具有980MPa以上的TS、成形性优良的高强度钢板。另一方面，比较例中，TS、EL、λ、弯曲性、耐氢脆弯曲特性中的至少一个特性差。
产业上的可利用性
根据本发明，可以得到具有980MPa以上的TS(拉伸强度)的成形性和耐氢脆弯曲特性优良的高强度钢板。通过将本发明的高强度钢板应用于例如汽车结构构件，能够实现车身轻量化所带来的燃料效率改善，产业上的利用价值极大。

Claims (10)

1.一种高强度钢板，其具有：
以质量％计含有C：0.030％以上且0.250％以下、Si：0.01％以上且3.00％以下、Mn：2.00％以上且8.00％以下、P：0.100％以下、S：0.0200％以下、N：0.0100％以下、Al：0.001％以上且2.000％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成；以及
以面积率计铁素体为1％以上且40％以下、新鲜马氏体小于1.0％、贝氏体与回火马氏体之和为40％以上且90％以下、残余奥氏体为6％以上的钢组织，
残余奥氏体中的以质量％计的平均Mn量除以铁素体中的以质量％计的平均Mn量而得到的值为1.1以上，并且长径比为2.0以上的残余奥氏体中的以质量％计的平均C量除以铁素体中的以质量％计的平均C量而得到的值为3.0以上，
钢中扩散性氢量为0.3质量ppm以下。
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％计还含有选自Ti：0.200％以下、Nb：0.200％以下、V：0.500％以下、W：0.500％以下、B：0.0050％以下、Ni：1.000％以下、Cr：1.000％以下、Mo：1.000％以下、Cu：1.000％以下、Sn：0.200％以下、Sb：0.200％以下、Ta：0.100％以下、Zr：0.200％以下、Ca：0.0050％以下、Mg：0.0050％以下、REM：0.0050％以下中的至少一种元素。
3.根据权利要求1或2所述的高强度钢板，其中，块状残余奥氏体的面积率除以全部残余奥氏体和块状新鲜马氏体的面积率而得到的值为0.5以下。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的高强度钢板，其在表面进一步具有镀锌层。
5.根据权利要求4所述的高强度钢板，其中，所述镀锌层为合金化镀锌层。
6.一种高强度钢板的制造方法，其是权利要求1～3中任一项所述的高强度钢板的制造方法，其中，
对具有权利要求1或2中记载的成分组成的钢坯进行加热，在精轧出口侧温度为750℃以上且1000℃以下的条件下进行热轧，在300℃以上且750℃以下实施卷取、冷轧，然后，在Ac3相变点-50℃以上的温度范围内保持20s以上且1800s以下后，冷却至马氏体相变开始温度以下的冷却停止温度，再加热至120℃以上且450℃以下的范围内的再加热温度后，在所述再加热温度下保持2s以上且1800s以下后，冷却至室温，然后，在Ac1相变点-20℃以上的温度范围内保持20s以上且600s以下后，冷却至马氏体相变开始温度以下的冷却停止温度，再加热至120℃以上且480℃以下的范围内的再加热温度后，在所述再加热温度下保持2s以上且600s以下，然后冷却至室温以上且马氏体相变开始温度以下，进一步在50℃以上且400℃以下的温度范围内保持2s以上。
7.根据权利要求6所述的高强度钢板的制造方法，其中，在再加热至所述120℃以上且480℃以下的范围内的再加热温度后，在所述再加热温度下保持2s以上且600s以下之后、并且冷却至所述室温以上且马氏体相变开始温度以下之前，进一步实施镀覆处理。
8.根据权利要求7所述的高强度钢板的制造方法，其中，在所述镀覆处理中，实施镀锌处理。
9.根据权利要求8所述的高强度钢板的制造方法，其中，继所述镀锌处理之后，在450℃以上且600℃以下实施合金化处理。
10.根据权利要求6～9中任一项所述的高强度钢板的制造方法，其中，在所述卷取后、冷轧前，在Ac1相变点以下的温度范围内保持超过1800s。
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* Cited by examiner, † Cited by third party
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JPS6123966U (ja) 1984-07-18 1986-02-13 株式会社東芝 靴洗い装置
JPS61157625A (ja) 1984-12-29 1986-07-17 Nippon Steel Corp 高強度鋼板の製造方法
JP3857939B2 (ja) 2001-08-20 2006-12-13 株式会社神戸製鋼所 局部延性に優れた高強度高延性鋼および鋼板並びにその鋼板の製造方法
MX2019008167A (es) * 2017-01-16 2019-09-06 Nippon Steel Corp Lamina de acero y proceso para producir la misma.
JP6597811B2 (ja) * 2017-04-05 2019-10-30 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
EP3778949A4 (en) * 2018-03-30 2021-07-21 Nippon Steel Corporation GALVANISED STEEL
KR102437795B1 (ko) 2018-03-30 2022-08-29 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그 제조 방법
US20220364196A1 (en) * 2019-10-23 2022-11-17 Jfe Steel Corporation High strength steel sheet and method for manufacturing the same

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