CN117043381A

CN117043381A - 高强度钢板及其制造方法

Info

Publication number: CN117043381A
Application number: CN202280023929.9A
Authority: CN
Inventors: 段蒂玄; 长谷川宽; 木村英之
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2021-03-31
Filing date: 2022-03-15
Publication date: 2023-11-10
Also published as: JP7168137B1; WO2022209839A1; KR20230148352A; US20240158881A1; JPWO2022209839A1; EP4282993A1

Abstract

本发明的目的在于提供一种兼具拉伸强度、压制成型性和弯曲加工性的高强度钢板及其制造方法。上述高强度钢板具有规定的成分组成，微观组织在从钢板表面到板厚1/10位置的表层区域和从板厚1/10位置到板厚3/10位置的内部区域中含有特定的组织，在从钢板表面到板厚1/10位置的表层区域的平均晶粒直径为6μm以下，从钢板表面到板厚1/10位置的表层区域的硬度(HV1)与从板厚1/10位置到板厚3/10位置的内部区域的硬度(HV2)的差(HV2－HV1)相对于[0.3×拉伸强度(MPa)]为5％～15％，拉伸强度为980MPa以上，均匀伸长率为6％以上，并且极限弯曲半径R与板厚t之比R/t为1.5以下。

Description

高强度钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及高强度钢板及其制造方法。特别涉及一种在具有980MPa以上的拉伸强度和6％以上的均匀伸长率之外还兼具优异的弯曲加工性的，适合作为卡车、乘用车的车架、悬架部件等的坯材的高强度钢板及其制造方法。

背景技术

在以控制全球变暖为目的的汽车排放限制的背景下，要求汽车的轻量化。对于汽车的轻量化，通过使作为汽车部件的坯材使用的材料高强度化、薄壁化来减少在相同的汽车部件中使用的材料的量是有效的。因此，高强度钢板的使用逐年增加。特别是具有980MPa以上的拉伸强度的高强度钢板作为能够通过轻量化而显著提高汽车的燃油效率的坯材备受期待。

另一方面，如果提高钢板的拉伸强度，则延展性降低，因此该钢板的压制成型性变差。汽车部件、特别是悬架部件等的底盘部件需要复杂的形状以确保刚性。因此，汽车部件的坯材需要高的压制成型性即延展性。

而且，如果提高钢板的拉伸强度，则弯曲加工时容易产生裂纹。如果弯曲加工部产生裂纹，裂纹成为疲劳断裂的产生起点，有可能无法获得设计上设想的部件耐久性。因此，汽车部件等所使用的材料需要优异的弯曲加工性。

到目前为止，为了在提高钢板的拉伸强度的同时使延展性和弯曲加工性提高，提出了各种技术。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2012-012701号公报

专利文献2：国际公开第2016/010004号

专利文献3：日本特开2013-117068号公报

专利文献4：日本特开2017－115191号公报

专利文献5：国际公开第2020/110855号

专利文献6：国际公开第2020/110843号

发明内容

但是，专利文献1～6所记载的现有技术存在以下所述的问题。

在专利文献1、2记载的技术中，得不到980MPa以上的拉伸强度。另外，虽然均称为其热轧钢板具有优异的加工性，但是只使用了“伸长率”作为加工性的指标。该“伸长率”也称为总伸长率(El)，表示拉伸试验中试片断裂时刻的伸长率。然而，实际上，在发生断裂之前的阶段产生缩颈(necking)。产生缩颈时，板厚局部变薄，导致压制成型时产品不良。因此，对于实现优异的压制成型性而言，仅仅总伸长率高是不够的。另外，在专利文献1、2中，未提及弯曲加工性。

在专利文献3～5记载的技术中，认为可以得到弯曲加工性优异的高强度钢板，但都只关注了弯曲外侧产生的裂纹。不论是弯曲的外侧还是内侧，只要在弯曲加工时产生裂纹则该裂纹成为疲劳断裂产生起点，部件的耐久性可能会降低，因此如果不抑制弯曲内侧的裂纹，则不能说充分确保了弯曲加工性。

在专利文献6记载的技术中，认为可以得到弯曲加工性优异的高强度钢板，但只关注了弯曲内侧产生的裂纹。不论弯曲的外侧还是内侧，只要在弯曲加工时产生裂纹则该裂纹成为疲劳断裂产生起点，部件的耐久性可能会降低，因此如果不能兼顾抑制弯曲内侧和弯曲外侧的裂纹，则无法确保部件的性能。

如上所述，实际的情况是用于得到以高水平兼具拉伸强度、压制成型性和弯曲加工性的高强度钢板的技术尚未确立。

本发明是鉴于上述实际情况而进行的，目的在于提供一种兼具拉伸强度、压制成型性和弯曲加工性的高强度钢板及其制造方法。

本发明者人等为了解决上述课题，制作了具有980MPa以上的拉伸强度、各种屈服应力和均匀伸长率的钢板的虚拟应力－应变曲线，使用应力－应变曲线，进行了悬架部件的压制成型模拟。然后，基于模拟的结果，对得到优异的压制成型性所需的钢板的特性进行了研究。

其结果发现，在拉伸强度980MPa以上的钢板中，如果确保均匀伸长率为6％以上，则能够将压制成型时的减薄控制为最小限度，能够抑制压制成型不良。

另外，本发明者人等对获得拉伸强度980MPa以上和均匀伸长率6％以上的最佳的钢板组织进行了研究。其结果表明，通过形成主相为上贝氏体且含有适量的含新鲜马氏体和/或残余奥氏体的硬质第二相的微观组织，能够兼得980MPa以上的高强度和6％以上的均匀伸长率。

应予说明，这里所说的上贝氏体是指取向差小于15°的板条状铁素体的集合体，是板条状铁素体之间具有Fe系碳化物和/或残余奥氏体的组织(其中也包括在板条状铁素体之间不具有Fe系碳化物和/或残余奥氏体下的情况)。板条状铁素体与珠光体中的薄片状(层状)铁素体、多边形铁素体不同，由于形状为板条状并且内部具有较高的位错密度，因此两者能够使用SEM(扫描电子显微镜)、TEM(透过电子显微镜)进行区分。应予说明，在板条间具有残余奥氏体的情况下，仅将板条状铁素体部视为上贝氏体，与残余奥氏体区别。另外，新鲜马氏体是指不具有Fe系碳化物的马氏体。新鲜马氏体和残余奥氏体在SEM下具有相同的对比度，但可以使用电子背散射衍射(Electron Backscatter Diffraction Patterns：EBSD)法区分。

接着，本发明人等对具有980MPa以上的拉伸强度和6％以上的均匀伸长率的高强度钢板的弯曲加工性进行了研究。具体而言，使用不同制造方法的拉伸强度980MPa以上且均匀伸长率6％以上的钢板，进行90°V弯曲试验，观察弯曲裂纹的断面和裂纹附近的微观组织。在弯曲外侧，裂纹断面为延展性断面，并且在裂纹附近的微观组织中观察到了许多空隙，因此可知弯曲外裂纹为延性破坏。另一方面，在弯曲内侧，裂纹断面为脆性断面，在裂纹附近的微观组织中观察不到空隙，因此弯曲内裂纹是强压缩引起的脆性破坏。因此，延展性的提高能够抑制弯曲外裂纹，耐压缩脆化特性的提高能够抑制弯曲内裂纹。因此可知，需要控制能够产生弯曲裂纹的表层区域及其附近区域的微观组织。

本发明是基于以上的见解进一步研究完成的，主旨如下。

[1]一种高强度钢板，具有以下成分组成：以质量％计含有C：0.05～0.20％、Si：0.5～1.2％、Mn：1.5～4.0％、P：0.10％以下、S：0.03％以下、Al：0.001～2.0％、N：0.01％以下、O：0.01％以下以及B：0.0005～0.010％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成；

并且，微观组织为：在从钢板表面到板厚1/10位置的表层区域中，包含以面积率计80％以上的上贝氏体和以合计的面积率计2％以上的新鲜马氏体和/或残余奥氏体，

在从板厚1/10位置到板厚3/10位置的内部区域中，包含以面积率计70％以上的上贝氏体和以合计的面积率计3％以上的新鲜马氏体和/或残余奥氏体，在从钢板表面到板厚1/10位置的表层区域的平均晶粒直径为6μm以下；

从钢板表面到板厚1/10位置的表层区域的硬度(HV1)与从板厚1/10位置到板厚3/10位置的内部区域的硬度(HV2)的差(HV2-HV1)相对于[0.3×拉伸强度(MPa)]为5％～15％；

并且，拉伸强度为980MPa以上，均匀伸长率为6％以上，且极限弯曲半径R与板厚t之比R/t为1.5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％计进一步含有Cr：1.0％以下和Mo：1.0％以下中的至少一种。

[3]根据[1]或[2]所述的高强度钢板，其中，上述成分组成以质量％计进一步含有Cu：2.0％以下、Ni：2.0％以下、Ti：0.3％以下、Nb：0.3％以下以及V：0.3％以下中的至少一种。

[4]根据[1]～[3]中任一项所述的高强度钢板，其中，上述成分组成以质量％计进一步含有Sb：0.005～0.020％。

[5]根据[1]～[4]中任一项所述的高强度钢板，其中，上述成分组成以质量％计进一步含有Ca：0.01％以下、Mg：0.01％以下以及REM：0.01％以下中的至少一种。

[6]一种高强度钢板的制造方法，是[1]～[5]中任一项所述的高强度钢板的制造方法，

将具有上述成分组成的钢坯材加热到1150℃以上的加热温度，

接着，实施粗轧后，

在RC1以下的温度范围的合计压下率为25％～80％且精轧结束温度为(RC2-50℃)～(RC2+120℃)的条件下进行热轧，制成热轧钢板，

将上述热轧钢板在从热轧结束到冷却开始的时间为2.0s以内、板厚3/10位置的平均冷却速度为15℃/s以上、冷却停止温度为Trs～(Trs+250℃)的条件下进行冷却，

将上述冷却后的热轧钢板在卷绕温度为Trs～(Trs+250℃)的条件下卷绕，

以20℃/s以下的平均冷却速度冷却至100℃以下，

应予说明，RC1、RC2、Trs分别以下述(1)、(2)、(3)式定义，

RC1(℃)＝900+100×C+100×N+10×Mn+700×Ti+5000×B+10×Cr+50×Mo+2000×Nb+150×V…(1)

RC2(℃)＝750+100×C+100×N+10×Mn+350×Ti+5000×B+10×Cr+50×Mo+1000×Nb+150×V…(2)

Trs(℃)＝500-450×C-35×Mn-15×Cr-10×Ni-20×Mo…(3)

其中，上述(1)、(2)、(3)式中的各元素符号表示各元素的含量(质量％)，不含的元素为0。

[7]根据[6]所述的高强度钢板的制造方法，其中，在上述热轧结束后的冷却工序中，表层的平均冷却速度与板厚3/10位置的平均冷却速度为(4)式。

表层的平均冷却速度－板厚3/10位置的平均冷却速度≥10℃/s…(4)

根据本发明，能够获得兼具980MPa以上的拉伸强度、压制成型性和弯曲加工性的高强度钢板。本发明的高强度钢板虽然拉伸强度高，但压制成型性优异，能够在不产生缩颈、裂纹等的成型缺陷的情况下进行压制成型。另外，将本发明的高强度钢板用于卡车、乘用车的部件时，能够在确保安全性的同时减少使用钢材，由此能够减轻汽车车身的重量，有助于降低环境负荷。

应予说明，在本发明中，压制成型性优异是指具有6％以上的均匀伸长率。另外，弯曲加工性优异是指在90°V弯曲试验中，弯曲外侧和弯曲内侧均未产生深度50μm以上的裂纹，且极限弯曲半径R与板厚t之比R/t为1.5以下。

以下，具体地对本发明进行说明。应予说明，以下说明是表示本发明的优选实施方式的例子，本发明不限于此。

具体实施方式

[成分组成]

首先，对本发明的高强度钢板的成分组成的限定理由进行说明。应予说明，作为含量单位的“％”只要没有特别说明，就表示“质量％”。

C：0.05～0.20％

C是具有提高钢的强度的作用的元素。C通过提高淬透性而促进贝氏体的生成，有助于高强度化。另外，C通过提高马氏体的强度也有助于高强度化。为了得到980MPa以上的拉伸强度，需要使C含量为0.05％以上。因此，C含量为0.05％以上，优选为0.06％以上。另一方面，如果C含量超过0.20％，则马氏体的强度过度上升，作为主相的上贝氏体与新鲜马氏体和/或残余奥氏体的强度差变大，其结果，均匀伸长率降低。因此，将C含量设为0.20％以下，优选为0.18％以下。

Si：0.5～1.2％

Si具有抑制Fe系碳化物形成的作用，抑制上贝氏体相变时的渗碳体的析出。由此，C分配到未相变奥氏体中，在热轧工序中的卷绕后的冷却中，未相变奥氏体成为新鲜马氏体和/或残余奥氏体，能够得到所希望的新鲜马氏体和/或残余奥氏体。为了得到这些效果，需要使Si含量为0.5％以上。优选Si含量为0.6％以上。另一方面，如果Si的含量超过1.2％，形成多于所希望的面积率的新鲜马氏体和/或残余奥氏体，其结果，无法得到所希望的上贝氏体的面积率，可能会使弯曲性劣化。因此，Si含量为1.2％以下，优选为1.1％以下。

Mn：1.5～4.0％

Mn使奥氏体稳定，有助于新鲜马氏体和/或残余奥氏体的生成。为了得到这样的效果，需要使Mn含量为1.5％以上。因此，Mn含量为1.5％以上，优选为1.7％以上。另一方面，如果Mn含量超过4.0％，则新鲜马氏体和/或残余奥氏体过量生成，其结果，得不到所希望的上贝氏体的面积率，弯曲性降低。因此，Mn含量为4.0％以下，优选为3.8％以下。

P：0.10％以下

P是固溶而有助于钢的强度增加的元素。然而，P也是通过在热轧时的奥氏体晶界偏析，导致热轧时的板坯开裂的元素。另外，在晶界偏析使均匀伸长率降低。因此，优选尽量降低P含量，但可以允许含有0.10％以下的P。因此，P含量设0.10％以下。对于下限没有特别限定，但由于P含量小于0.0002％时会导致生产效率的降低，因此优选为0.0002％以上。

S：0.03％以下

S与Ti、Mn结合而形成粗大的硫化物，这是通过加快空隙的产生来降低均匀伸长率。因此，优选尽量降低S含量，但可以允许含有0.03％以下的S。因此，使S含量为0.03％以下。对于下限没有特别限定，但由于S含量小于0.0002％时会导致生产效率的降低，因此优选0.0002％以上。

Al：0.001～2.0％

Al作为脱氧剂发挥作用，是有效提高钢的清洁度的元素。由于Al含量小于0.001％时效果不足，因此Al含量为0.001％以上，优选为0.005％以上，更优选为0.010％以上。另外，Al与Si同样具有抑制Fe系碳化物的形成的效果，抑制上贝氏体相变时的渗碳体的析出。由此，在卷绕后的冷却中有助于新鲜马氏体和/或残余奥氏体的生成。另一方面，含有过量的Al会导致氧化物系夹杂物的增加，使均匀伸长率降低。因此，Al含量为2.0％以下，优选为1.0％以下，更优选为0.1％以下。

N：0.01％以下

N通过与氮化物形成元素结合而作为氮化物析出，通常有助于晶粒细化。然而，由于N在高温下与Ti结合形成粗大的氮化物，因此含有超过0.01％时会成为均匀伸长率降低的原因。因此，使N含量为0.01％以下。对于下限没有特限定，但由于N含量小于0.0002％时会导致生产效率的降低，因此优选0.0002％以上。

O：0.01％以下

由于O生成氧化物而使成型性劣化，因此需要控制含量。特别地，如果O超过0.01％，则该趋势变得显著。因此，使O含量为0.01％以下，优选为0.005％，更优选为0.003％。下限没有特别规定，但由于小于0.00005％时，有时会导致生产效率明显降低，因此优选为0.00005％以上。

B：0.0005～0.010％

B在原奥氏体晶界偏析，抑制铁素体的生成，由此促进上贝氏体的生成，是有助于钢板的强度提高的元素。为了体现这些效果，需要使B含量为0.0005％以上。因此，使B含量为0.0005％以上，优选为0.0006％，更优选为0.0007％。另一方面，如果B含量超过0.010％，则上述效果饱和。因此，使B含量为0.010％以下，优选为0.009％以下，更优选为0.008％以下。

剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。应予说明，作为不可避免的杂质，例如可以举出Zr、Co、Sn、Zn和W。成分组成含有Zr、Co、Sn、Zn和W中的至少一种作为不可避免的杂质时，优选这些元素的合计含量为0.5％以下。

本发明的高强度钢板的成分组成可以进一步任意地含有以下举出的元素中的至少一种。

Cr：1.0％以下

Cr是碳化物形成元素，具有在卷绕后的上贝氏体相变时，在上贝氏体与未相变奥氏体之间的界面偏析，使贝氏体相变的驱动力降低，使上贝氏体相变停止的效果。通过停止上贝氏体的相变，残留的未相变奥氏体通过卷绕后的冷却成为新鲜马氏体和/或残余奥氏体。因此，在添加Cr的情况下，Cr也有助于形成所希望的面积率的新鲜马氏体和/或残余奥氏体。使Cr优选为0.1％以上可得到该效果。然而，如果Cr含量超过1.0％，则新鲜马氏体和/或残余奥氏体过量生成，其结果，由于得不到所希望的上贝氏体的面积率，弯曲性变差，因此在添加Cr的情况下，使Cr含量为1.0％以下，优选为0.9％以下，更优选为0.8％以下。

Mo：1.0％以下

Mo通过淬透性的提高而促进贝氏体的形成，有助于钢板的强度提高。另外，Mo与Cr同样是碳化物形成元素，在卷绕后的上贝氏体相变时，通过在上贝氏体与未相变奥氏体的界面处偏析，从而使贝氏体的相变驱动力降低，有助于卷绕冷却后的新鲜马氏体和/或残余奥氏体的生成。然而，如果Mo含量超过1.0％，则新鲜马氏体和/或残余奥氏体过量生成，其结果，得不到所希望的上贝氏体的面积率，从而使均匀伸长率劣化。在Mo优选为0.1％以上时可以得到该效果。因此，在添加Mo的情况下，使Mo含量为1.0％以下，优选为0.9％以下，更优选为0.8％以下。

另外，本发明的高强度钢板的成分组成可以进一步任意地含有以下举出的元素中的至少一种。

Cu：2.0％以下

Cu是固溶而有助于钢的强度增加的元素。另外，Cu通过淬透性的提高促进贝氏体的形成，有助于强度提高。在Cu优选为0.01％以上时可以得到该效果。然而，如果Cu含量超过2.0％，则导致高强度钢板的表面性状的降低，高强度钢板的弯曲性变差。因此，在添加Cu的情况下，使Cu含量为2.0％以下，优选为1.9％以下，更优选为1.8％以下。

Ni：2.0％以下

Ni是固溶而有助于钢的强度增加的元素。另外，Ni通过淬透性的提高而促进贝氏体的形成，有助于强度提高。在Ni优选为0.01％以上时可以得到该效果。然而，如果Ni含量超过2.0％，则新鲜马氏体和/或残余奥氏体过量增加，其结果，由于得不到所希望的上贝氏体的面积率，使高强度钢板的延展性劣化。因此，在添加Ni的情况下，使Ni含量为2.0％以下，优选为1.9％以下，更优选为1.8％以下。

Ti：0.3％以下

Ti是具有通过析出强化或者固溶强化提高钢板的强度的作用的元素。Ti在奥氏体的高温区间形成氮化物。由此，抑制BN的析出，B成为固溶状态。因此，在添加Ti的情况下，Ti也有助于确保上贝氏体的生成所需的淬透性，强度提高。在Ti优选为0.01％以上时可以得到该效果。然而，如果Ti含量超过0.3％，则生成大量Ti氮化物，使均匀伸长率降低。因此，在添加Ti的情况下，使Ti含量为0.3％以下，优选为0.28％以下，更优选为0.25％以下。

Nb：0.3％以下

Nb是具有通过析出强化或者固溶强化而提高钢板的强度作用的元素。另外，Nb与Ti同样通过提高热轧时的奥氏体的再结晶温度，从而能够在奥氏体未再结晶区间进行轧制，有助于上贝氏体的粒径细化以及新鲜马氏体和/或残余奥氏体的面积率的增加。另外，Nb与Cr同样是碳化物形成元素，在卷绕后的上贝氏体相变时，通过在上贝氏体与未相变奥氏体的界面偏析，从而具有使贝氏体的相变驱动力降低，在残留未相变奥氏体的状态下使上贝氏体相变停止的效果的元素。然后，通过冷却未相变奥氏体，由此成为新鲜马氏体和/或残余奥氏体。因此，在添加Nb的情况下，Nb也有助于形成所希望的面积率的新鲜马氏体和/或残余奥氏体。在Nb优选为0.01％以上时可以得到该效果。然而，如果Nb含量超过0.3％，则新鲜马氏体和/或残余奥氏体过度增加，其结果，由于得不到所希望的上贝氏体的面积率，均匀伸长率降低。因此，在添加Nb的情况下，使Nb含量设为0.3％以下，优选为0.28％以下，更优选为0.25％以下。

V：0.3％以下

V是具有通过析出强化和固溶强化提高钢板的强度的作用的元素。另外，V与Ti同样通过提高热轧时的奥氏体的再结晶温度，从而能够在奥氏体未再结晶区间进行轧制，有助于上贝氏体的粒径细化。另外，V与Cr同样是碳化物形成元素，并且在卷绕后的上贝氏体相变时，通过在上贝氏体与未相变奥氏体的界面处偏析，从而具有使贝氏体的相变驱动力降低，在残留未相变奥氏体的情况下使上贝氏体相变停止的效果的元素。未相变奥氏体通过之后被冷却而成为新鲜马氏体和/或残余奥氏体。因此，在添加V的情况下，V也有助于形成所希望的面积率的新鲜马氏体和/或残余奥氏体。在V优选为0.01％以上时可以得到该效果。然而，如果V含量超过0.3％，则新鲜马氏体和/或残余奥氏体过度增加，其结果，由于得不到所希望的上贝氏体的面积率，均匀伸长率降低。因此，在添加V的情况下，使V含量为0.3％以下，优选为0.28％以下，更优选为0.25％以下。

另外，本发明的高强度钢板的成分组成可以进一步任意地含有以下举出的元素。

Sb：0.005～0.020％

Sb是具有在加热钢坯材(板坯)时抑制钢坯材表面的氮化的效果的元素。通过添加Sb，能够抑制钢坯材的表层部中的BN的析出。其结果，残留的固溶B有助于确保贝氏体的生成所需的淬透性和由此带来的钢板的强度提高。在添加Sb的情况下，为了得到上述效果，使Sb含量为0.005％以上，优选为0.006％以上，更优选为0.007％以上。另一方面，如果Sb含量超过0.020％，则钢的韧性降低，有时会引起板坯开裂和热轧开裂。因此，在添加Sb的情况下，使Sb含量为0.020％以下，优选为0.019％以下，更优选为0.018％以下。

另外，本发明中的高强度钢板的成分组成可以进一步任意地含有以下举出的元素的至少一种。以下举出的元素有助于压制成型性等特性的进一步提高。

Ca：0.01％以下

Ca控制氧化物、硫化物系的夹杂物的形状，有助于抑制钢板的剪切端面的裂纹和进一步提高弯曲加工性。在Ca优选为0.001％以上时可以得到该效果。然而，如果Ca含量超过0.01％，则Ca系夹杂物增加，钢的清洁度劣化，有时反而会成为剪切端面裂纹、弯曲加工裂纹的原因。因此，在添加Ca的情况下，使Ca含量为0.01％以下。

Mg：0.01％以下

Mg与Ca同样控制氧化物、硫化物系的夹杂物的形状，有助于抑制钢板的剪切端面的裂纹和进一步提高弯曲加工性。在Mg优选为0.001％以上时可以得到该效果。然而，如果Mg含量超过0.01％，则钢的清洁度劣化，有时反而会成为剪切端面裂纹、弯曲加工裂纹的原因。因此，在添加Mg的情况下，使Mg含量为0.01％。

REM：0.01％以下

REM(稀土类金属)与Ca同样有助于控制氧化物、硫化物系的夹杂物的形状而抑制钢板的剪切端面的裂纹和进一步提高弯曲加工性。在REM优选为0.001％以上时可以得到该效果。然而，如果REM含量超过0.01％，那么钢的清洁度劣化，有时反而会成为剪切端面裂纹、弯曲加工裂纹的原因。因此，在添加REM的情况下，使REM含量为0.01％以下。

[微观组织]

接着，对本发明的高强度钢板的微观组织的限定理由进行说明。

本发明的高强度钢板具有以下微观组织：在从钢板表面到板厚1/10位置的表层区域中，包含以面积率计80％以上的上贝氏体和以合计的面积率计2％以上的新鲜马氏体和/或残余奥氏体，在从板厚1/10位置到板厚3/10位置的内部区域中，包含以面积率计70％以上的上贝氏体和以合计的面积率计3％以上的新鲜马氏体和/或残余奥氏体，从钢板表面到板厚1/10位置的表层区域的平均晶粒直径为6μm以下，从钢板表面到板厚1/10位置的表层区域的硬度(HV1)与从板厚1/10位置到板厚3/10位置的内部区域的硬度(HV2)的差(HV2-HV1)相对于[0.3×拉伸强度(MPa)]为5％～15％。

在从钢板表面到板厚1/10位置的表层区域中，上贝氏体：80％以上，新鲜马氏体和/或残余奥氏体：以合计的面积率计2％以上

在本发明的高强度钢板中，通过使硬质的新鲜马氏体和/或残余奥氏体细小分散在软质的上贝氏体中，能够提高延展性，抑制弯曲外裂纹。为了得到该效果，使表层的上贝氏体的面积分率为80％以上，新鲜马氏体和/或残余奥氏体的面积率为2％以上。上贝氏体的面积率优选为85％以上，新鲜马氏体和/或残余奥氏体的面积率优选为3％以上。应予说明，另一方面，若新鲜马氏体和/或残余奥氏体的合计的面积率达到20％以上，由于可能会降低弯曲性，因此新鲜马氏体和/或残余奥氏体的合计的面积率优选为20％以下。更优选为18％以下，进一步优选为15％以下。

由于在钢板的表层区域中的冷却速度快，贝氏体相变的进行快，因此用来形成新鲜马氏体和/或残余奥氏体的C的富集比内部少。若C的富集少，则马氏体相变被抑制。其结果，钢板的表层区域的新鲜马氏体和/或残余奥氏体的面积率少于内部。

在从板厚1/10位置到板厚3/10位置的内部区域中，以面积率计70％以上的上贝氏体和以合计的面积率计3％以上的新鲜马氏体和/或残余奥氏体

在本发明中，在从板厚1/10位置到板厚3/10位置的内部区域中，包含上贝氏体作为主相。如果上贝氏体的面积率小于70％，则无法实现980MPa以上的拉伸强度和6％以上的均匀伸长率。因此，使上贝氏体的面积率为70％以上，优选为80％以上。另外，在本发明中，在从板厚1/10位置到板厚3/10位置的内部区域中包含新鲜马氏体和/或残余奥氏体。新鲜马氏体具有通过促进加工硬化而延缓塑性失稳(plastic instability)的发生，从而提高此均匀伸长率的效果。由于TRIP效应(Transformation Induced Plasticity)残余奥氏体能够增加均匀伸长率。为了得到这些效果，使新鲜马氏体和/或残余奥氏体的合计的面积率为3％以上，优选为4％以上。

另外，在本发明中，板厚3/10位置后的板厚中心附近的微观组织对弯曲性的影响小，但从延展性的观点出发，优选上贝氏体的面积率为60％以上。由于板厚中心的Mn偏析，也可以含有新鲜马氏体/回火马氏体/残余奥氏体等达到40％。

从钢板表面到板厚1/10位置的表层区域的平均晶粒直径：6μm以下

弯曲内裂纹是强压缩引起的脆性断裂。即，如果提高耐压缩脆化特性，则能够抑制弯曲内裂纹。而且，通过晶粒细化，压缩脆化的发生变得困难。为了得到该效果，使表层区域中的平均晶粒直径为6μm以下，优选为5μm以下。平均晶粒直径变得越小越能够获得耐压缩脆化的提高效果，但如果平均晶粒直径变得过小，强度变高的同时伸长率降低，可能无法抑制外弯曲的裂纹。因此，表层区域中的平均晶粒直径优选为2μm以上。

即，为了得到980MPa以上的拉伸强度和6％以上的均匀伸长率以及良好的弯曲加工性，通过将新鲜马氏体和/或残余奥氏体的均匀伸长率提高效果与表层微观组织的控制带来的弯曲裂纹抑制效果相结合，才能够实现。

从钢板表面到板厚1/10位置的表层区域的硬度(HV1)与从板厚1/10位置到板厚3/10位置的内部区域的硬度(HV2)的差(HV2－HV1)相对于[0.3×拉伸强度(MPa)]为5％～15％

在本发明的高强度钢板中，通过软质的表层来抑制弯曲外侧的裂纹，通过与其表层邻接的硬质的内部来抑制弯曲裂纹的板厚方向的扩展。为了得到这样抑制弯曲裂纹的产生和扩展的效果，使表层区域的硬度(HV1)与内部区域(HV2)的硬度的差(HV2-HV1)相对于0.3×拉伸强度(MPa)为5％以上。优选为6％以上，更优选为7％以上。另一方面，如果表层区域的硬度与内部区域的硬度的差大，则在拉伸试验中表层与内部之间发生应变失配，得不到目标的拉伸特性。因此，使表层区域的硬度与内部区域的硬度的差相对于0.3×拉伸强度(MPa)为15％以下。优选为14％以下，更优选为13％以下。应予说明，通过对钢板的表面与板厚内部的冷却速度进行控制，可以得到上述的效果。

上述微观组织可以进一步含有上贝氏体、新鲜马氏体和残余奥氏体以外的任意的组织(以下，称为“其它组织”)。从提高微观组织控制的效果的观点出发，优选其它组织的合计的面积率为3％以下。换言之，优选上述微观组织中的上贝氏体、新鲜马氏体和残余奥氏体的合计面积率为97％以上。作为其它组织，例如可以举出渗碳体、多边形铁素体、珠光体、回火马氏体和下贝氏体等。

[机械特性]

本发明的高强度钢板兼具980MPa以上的拉伸强度、6％以上的均匀伸长率和R/t(弯曲外侧和弯曲内侧均不产生深度50μm以上的裂纹的极限弯曲半径R与板厚t之比)为1.5以下。因此，本发明的高强度钢板尽管拉伸强度高，但是压制成型性优异，能够在不产生缩颈、裂纹等成型不良的情况下进行压制成型，并且在弯曲加工部中，能够在弯曲外侧和弯曲内侧均不产生大的裂纹，确保部件的耐久性。因此，在卡车、乘用车的部件中使用时，能够确保安全性。

应予说明，本发明的微观组织、硬度、机械特性可以按照后述的实施例中记载的测定方法求出。

[制造方法]

接着，对本发明的一个实施方式中的高强度钢板的制造方法进行说明。应予说明，以下说明中的温度只要没有特别说明，就表示对象物(钢坯材或钢板)的表面温度。

本发明的高强度钢板可以通过对钢坯材依次实施下述(1)～(5)的处理来制造。以下，对各工序进行说明。

(1)加热

(2)热轧

(3)冷却(第一冷却)

(4)卷绕

(5)冷却(第二冷却)

应予说明，作为钢坯材，只要具有上述的成分组成，就可以使用任意的钢坯材。最终得到的高强度钢板的成分组成与使用的钢坯材的成分组成相同。作为钢坯材，例如可以使用钢板坯。另外，钢坯材的制造方法没有特别限定。例如，可以将具有上述成分组成钢水通过转炉等公知的方法熔炼，在利用连续铸造等铸造方法得到钢坯材。也可以使用除了铸锭－开坯轧制方法等连续铸造法以外的方法。另外，作为原料也可以使用铁屑。钢坯材通过连续铸造法等方法制造后，可以直接供给后续的加热工序，另外，可以将冷却而制成的热片或冷片的钢坯材供给加热工序。

(1)加热

首先，将钢坯材加热到1150℃以上的加热温度。通常，钢坯材中Ti等碳氮化合物形成元素几乎都作为粗大的碳氮化合物存在。这种粗大且不均匀的析出物的存在通常会导致面向卡车用、乘用车用部件的高强度钢板所需的各种特性(例如，耐剪切端面裂纹性、弯曲加工性、毛刺加工性等)的劣化。因此，需要在热轧前加热钢坯材，将粗大的析出物固溶。具体而言，为了将粗大的析出物充分固溶，需要使钢坯材的加热温度为1150℃以上。另一方面，钢坯材的加热温度如果变得过高，则由于板坯缺陷的产生、氧化皮脱落导致的成品率降低。因此，从提高成品率的观点出发，钢坯材的加热温度优选为1350℃以下。钢坯材的加热温度的下限更优选为1180℃以上，进一步优选为1200℃以上。钢坯材的加热温度的上限更优选为1300℃以下，进一步优选为1280℃以下。

加热中，从使钢坯材的温度均匀的观点出发，将钢坯材升温到上述加热温度后，优选在该加热温度下保持。加热温度保持的时间(保持时间)没有特别限定，但从提高钢坯材的温度的均匀性的观点出发，优选设为1800秒以上。另一方面，如果保持时间超过10000秒，氧化皮产生量增大。其结果，在后续的热轧中容易产生氧化皮咬入等，导致表面缺陷不良引起的成品率的降低。因此，保持时间优选为10000秒以下，更优选为8000秒以下。

(2)热轧

接下来，对经过加热的钢坯材进行热轧，制成热轧钢板。热轧可以由粗轧和精轧构成。在进行粗轧时，其条件没有特别限定。另外，粗轧后，为了去除表面氧化皮，优选在精轧前进行除氧化皮。应予说明，精轧中也可以在机架间进行除氧化皮。

接下来，在本发明中，在精轧时，当温度RC1、温度RC2以下式(1)、(2)定义时，在RC1以下的温度范围的合计压下率为25％～80％，并且精轧结束温度为(RC2-50℃)～(RC2+120℃)。

RC1是根据成分组成推测的奥氏体50％再结晶温度，RC2是根据成分组成推测的奥氏体再结晶下限温度。当RC1以下的合计压下率小于25％时，平均晶粒直径变大，得不到良好的弯曲加工性。另一方面，如果RC1以下的温度范围的合计压下率超过80％，则奥氏体的位错密度变高，由位错密度高的状态的奥氏体相变得到的贝氏体组织的缺乏延展性，得不到6％以上的均匀伸长率。因此，RC1以下的温度范围的合计压下率为25％～80％。

另外，在精轧结束温度：(RC2-50℃)～(RC2+120℃)的条件下进行热轧。如果精轧结束温度小于(RC2-50℃)，则由位错密度高的状态的奥氏体发生贝氏体相变。由位错密度高的状态的奥氏体相变得到的上贝氏体的位错密度高且缺乏延展性，所以均匀伸长率降低。另外，轧制结束温度低且在铁素体+奥氏体的两相区温度下进行轧制时，均匀伸长率也降低。因此，使精轧结束温度为(RC2-50℃)以上。另一方面，如果精轧结束温度高于(RC2+120℃)，则奥氏体晶粒粗大化，上贝氏体的平均粒径变大，因此强度降低。另外，新鲜马氏体和/或残余奥氏体也变得粗大，其结果，均匀伸长率降低。因此，使精轧结束温度为(RC2+120℃)以下。

应予说明，RC1、RC2以下述(1)、(2)式定义。

这里，上述(1)、(2)式中的各元素符号表示各元素的含量(质量％)，不含的元素为0。

(3)冷却(第一冷却)

接下来，对得到的热轧钢板进行冷却(第一冷却)。此时，使从热轧结束(精轧的结束)到冷却开始为止的时间(冷却开始时间)为2.0s以内。如果冷却开始时间超过2p.0s，则发生奥氏体晶粒的晶粒长大，无法确保980MPa以上的拉伸强度。冷却开始时间优选为1.5s以内。

使板厚3/10位置的平均冷却速度为15℃/s以上。在本发明中，通过使表层比内部更迅速地冷却形成表层与内部不同的微观组织。由于表层的迅速冷却，表层的贝氏体相变开始较早，由于C的富集而形成的马氏体、残余奥氏体少于内部。如果冷却中的平均冷却速度小于15℃/s，则表层未充分迅速冷却，得不到以面积率计80％以上的上贝氏体和以合计的面积率计2％以上的新鲜马氏体和/或残余奥氏体的表层组织。因此，使平均冷却速度为15℃/s以上，优选为20℃/s以上，更优选为50℃/s以上。另一方面，平均冷却速度的上限没有特别限定，如果平均冷却速度变得过大，冷却停止温度的管理变得困难。因此，平均冷却速度优选为200℃/s以下。应予说明，平均冷却速度是基于钢板的表面的平均冷却速度进行规定。

在本发明中，使表层的平均冷却速度－板厚3/10位置的平均冷却速度满足10℃/s以上，由此通过表层的C的富集而形成的马氏体、残余奥氏体少于板厚3/10位置。其结果，能够形成软质的表层组织。另一方面，在钢板的内部由于比表层的冷却速度慢，贝氏体相变的进行比表层慢，因此通过C的富集而形成的马氏体、残余奥氏体变得多于内部，能够形成硬度高的内部组织。即，能够实现表层与内部的硬度差。如果板厚3/10位置表层的平均冷却速度－板厚3/10位置的平均冷却速度小于10℃/s，则看不出上述效果，因此使表层的平均冷却速度－板厚3/10位置的平均冷却速度为10℃/s以上。应予说明，平均冷却速度用(冷却开始时的温度－冷却结束时的温度)/冷却时间求出。表层的温度通过温度计实际测量。板厚3/10位置的温度通过传热分析计算钢板剖面内的温度分布，并根据实际的钢板的表面的温度对其结果进行修正而求出。

另外，冷却中，可以按照上述平均冷却速度进行强制冷却。冷却的方法没有特别限定，例如，优选通过水冷进行。

冷却停止温度为Trs～(Trs+250℃)。如果冷却停止温度小于Trs，则微观组织为回火马氏体或下贝氏体。回火马氏体和下贝氏体均为高强度的组织，但均匀伸长率明显较低。因此，使冷却停止温度为Trs以上。另一方面，如果冷却停止温度高于(Trs+250℃)，则产生铁素体，因此得不到980MPa的拉伸强度。因此使冷却停止温度为(Trs+250℃)以下。

应予说明，Trs以下述(3)式定义。

Trs(℃)＝500－450×C－35×Mn－15×Cr－10×Ni－20×Mo…(3)

这里，上述(3)式中的各元素符号表示各元素的含量(质量％)，不含的元素为0。

(4)卷绕

接下来，对冷却后的热轧钢板在卷绕温度：Trs～(Trs+250℃)的条件下进行卷绕。如果卷绕温度小于Trs，则卷绕后进行马氏体相变或者下贝氏体相变，得不到所希望的新鲜马氏体和/或残余奥氏体。因此，使卷绕温度为Trs以上。另一方面，如果卷绕温度高于(Trs+250℃)，则产生铁素体，因此得不到980MPa的拉伸强度。因此使卷绕温度为(Trs+250℃)以下。

(5)冷却(第二冷却)

卷绕后，进一步以20℃/s以下的平均冷却速度冷却到100℃以下(第二冷却)。平均冷却速度影响新鲜马氏体和/或残余奥氏体的生成。如果平均冷却速度超过20℃/s，则未相变奥氏体大多发生马氏体相变，得不到所希望的残余奥氏体，均匀伸长率降低。因此，使平均冷却速度为20℃/s以下，优选为2℃/s以下，更优选为0.02℃/s以下。另一方面，上述平均冷却速度的下限没有特别限定，优选为0.0001℃/s以上。

冷却可以进行到100℃以下的任意温度，优选冷却至10～30℃左右(例如室温)。应予说明，冷却可以在任意的形态下进行，例如，可以以卷绕的卷的状态进行。

通过以上的步骤，能够制造本发明的高强度钢板。应予说明，在卷绕和其后续的冷却之后，可以使用常规方法进行。例如，可以实施调质轧制，另外，可以实施酸洗除去表面形成的氧化皮。

实施例

将表1所示的组成的钢水在转炉中熔炼，通过连续铸造法制造作为钢坯材的钢板坯。将得到的钢坯材加热到表2所示的加热温度，接下来，对加热后的钢坯材实施由粗轧和精轧构成的热轧，制成热轧钢板。热轧中的精轧结束温度如表2所示。

接着，对得到的热轧钢板在表2所示的平均冷却速度和冷却停止温度的条件下进冷却(第一冷却)。将冷却后的热轧钢板在表2所示的卷绕温度下进行卷绕，对卷绕得到的钢板在表2所示的平均冷却速度下进行冷却(第二冷却)，得到高强度钢板。应予说明，在冷却后进行表皮光轧和酸洗作为后处理。酸洗使用浓度10质量％的盐酸水溶液，在温度85℃下实施。

从得到的高强度钢板采取试片，按照下述步骤评价微观组织、表面粗糙度和机械特性。

(微观组织)

从得到的高强度钢板采取微观组织观察用试片，使平行于轧制方向的板厚剖面为观察面。对得到的试片的表面进行研磨，再使用腐蚀液(3vol.％硝酸乙醇溶液)腐蚀表面使微观组织显露。

接下来，使用扫描电子显微镜(SEM)在5000倍的倍率下拍摄从试片表面到板厚1/10位置的表层区域和从板厚1/10位置到板厚3/10位置的内部区域的10个视场，得到微观组织的SEM图像。通过图像处理对得到的SEM图像进行分析，将上贝氏体(UB)、多边形铁素体(F)和回火马氏体(TM)的面积率定量。另外，由于新鲜马氏体(M)和残余奥氏体(γ)在SEM下很难区分，使用电子背散射衍射(Electron Back scatter Diffraction Patterns：EBSD)法鉴定，求出各自的面积率和平均晶粒直径。测定得到的各微观组织的面积率和表层组织的平均晶粒直径如表3所示。应予说明，表3中一并标注了新鲜马氏体和残余奥氏体的合计面积率(M+γ)。

(硬度测定)

从得到的高强度钢板中采取硬度测定用样品，使平行于轧制方向的板厚剖面为硬度测定剖面，测定从钢板表面到板厚1/10位置的表层区域和从板厚1/10位置到板厚3/10位置的内部区域的硬度。从钢板表面到板厚1/10位置的表层区域的硬度是在远离表面50μm的位置以压痕间隔250μm来测定的。从板厚1/10位置到板厚3/10位置的内部区域的硬度是在板厚1/5位置以压痕间隔250μm来测定的。硬度测定条件均为载荷100g，保持时间10s，5个测定点取平均值。

(拉伸试验)

从得到的高强度钢板中采取JIS5号试片(标距(gauge length，GL)：50mm)，使拉伸方向与轧制方向正交。依据JIS Z 2241的规定使用得到的试片进行拉伸试验，求出屈服强度(屈服点，YP)、拉伸强度(TS)、屈服比(YR)、总伸长率(El)、均匀伸长率(u－El)。对各高强度钢板进行两次拉伸试验，将得到的测定值的平均值作为该高强度钢板的机械特性并示于表3。本发明中，将TS为980MPa以上的情况评价为高强度。另外，将均匀伸长率为6％以上的情况评价为压制成型性良好。

(90°V弯曲试验)

使用从得到的热轧钢板的宽度方向1/2位置切出的100mm×35mm的短条状试片，使试片长边方向与轧制方向正交，依据JIS Z 2248(2014年)(V型块90°V弯曲试验)实施弯曲试验。弯曲冲头半径R以0.5mm的增量从0.5mm到板厚t的2.0倍以上。关于弯曲裂纹的有无及其深度，在与试片长边方向平行且垂直于板面的面上，将弯曲试验后的试片在试片宽度的1/4位置、1/2位置和3/4位置的三处切断，得到剖面并进行镜面研磨，然后在光学显微镜下观察试片的弯曲外侧和弯曲内侧的裂纹，测定3个的剖面中产生的弯曲外侧和弯曲内侧的最大裂纹深度，求出弯曲外侧和弯曲内侧的裂纹深度均不超过50μm的极限弯曲半径(最小弯曲半径)。R/t在1.5以下为合格。应予说明，如果即便极限弯曲半径为板厚t的2.0倍以上还是会在弯曲外侧或弯曲内侧产生50μm以上的裂纹的情况，视为弯曲加工性不良，不计算极限弯曲半径R。

[表2]

下划线为超出本发明范围

根据表3的结果，本发明例均兼具980MPa以上的拉伸强度、压制成型性和弯曲加工性。

Claims

1.一种高强度钢板，具有以下成分组成：以质量％计含有C：0.05～0.20％、Si：0.5～1.2％、Mn：1.5～4.0％、P：0.10％以下、S：0.03％以下、Al：0.001～2.0％、N：0.01％以下、O：0.01％以下以及B：0.0005～0.010％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成；

从钢板表面到板厚1/10位置的表层区域的硬度HV1与从板厚1/10位置到板厚3/10位置的内部区域的硬度HV2的差(HV2-HV1)相对于[0.3×拉伸强度]为5％～15％，其中，拉伸强度的单位为MPa；

并且，拉伸强度为980MPa以上，均匀伸长率为6％以上，且极限弯曲半径R与板厚t的比R/t为1.5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％计进一步含有Cr：1.0％以下和Mo：1.0％以下中的至少一种。

3.根据权利要求1或2所述的高强度钢板，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有Cu：2.0％以下、Ni：2.0％以下、Ti：0.3％以下、Nb：0.3％以下和V：0.3％以下中的至少一种。

4.根据权利要求1～3中任一项所述的高强度钢板，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有Sb：0.005～0.020％。

5.根据权利要求1～4中任一项所述的高强度钢板，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有Ca：0.01％以下、Mg：0.01％以下和REM：0.01％以下中的至少一种。

6.一种高强度钢板的制造方法，是权利要求1～5中任一项所述的高强度钢板的制造方法，

将具有所述成分组成的钢坯材加热到1150℃以上的加热温度，

接着，实施粗轧后，

将所述热轧钢板在从热轧结束到冷却开始为止的时间为2.0s以内、板厚3/10位置的平均冷却速度为15℃/s以上、冷却停止温度为Trs～(Trs+250℃)的条件下进行冷却，

将所述冷却后的热轧钢板在卷绕温度为Trs～(Trs+250℃)的条件下卷绕，

以20℃/s以下的平均冷却速度冷却至100℃以下；

其中，RC1、RC2、Trs分别以下述(1)、(2)、(3)式定义，单位为℃，

RC1＝900+100×C+100×N+10×Mn+700×Ti+5000×B+10×Cr+50×

Mo+2000×Nb+150×V…(1)

RC2＝750+100×C+100×N+10×Mn+350×Ti+5000×B+10×Cr+50×

Mo+1000×Nb+150×V…(2)

Trs＝500-450×C-35×Mn-15×Cr-10×Ni-20×Mo…(3)

所述(1)、(2)、(3)式中的各元素符号表示各元素的质量％含量，不含有的元素为0。

7.根据权利要求6所述的高强度钢板的制造方法，其中，在热轧后的所述冷却中，表层的平均冷却速度与板厚3/10位置的平均冷却速度满足(4)式，

表层的平均冷却速度－板厚3/10位置的平均冷却速度≥10℃/s…(4)。