CN117940588A - 钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明的钢板具有如下成分组成和组织，具有1470～1650MPa的拉伸强度TS和1100MPa以上的屈服强度YS，所述成分组成含有规定量的C、Si、Mn、Cu、P、S、Al和N，进一步任意含有选自规定量的Ti、B、Nb、Cr、V、Mo、Ni、As、Sb、Sn、Ta、Ca、Mg、Zn、Co、Zr和REM中的1种以上，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，所述组织以体积率计含有回火马氏体90％以上、残余奥氏体1～7％、贝氏体铁素体和新鲜马氏体(fresh martensite)中的一者或两者合计3～9％、以及铁素体0～5％，上述残余奥氏体中的碳浓度为0.35％以上。

Description

钢板及其制造方法
相关申请的交叉引用
本申请要求2021年8月24日申请的名称为“Steel Sheet and Method ofProducing Same(钢板及其制造方法)”的美国临时申请第63/236426号的优先权。将该临时申请的全部公开内容在此引入作为参考。
技术领域
本发明涉及钢板及其制造方法。
背景技术
为了使车身轻量化、兼具CO2排出量减少和耐碰撞性能提高，不断进行汽车用钢板的高强度化，新的法规也相继出台。因此，在形成汽车的主要结构部件中，拉伸强度(TS)为1470MPa以上的高强度钢板的应用事例增加。
对汽车所使用的高强度钢板要求优异的屈服强度(YS)和拉伸强度(TS)。例如，在汽车的保险杠等骨架部件中，要求碰撞时的冲击吸收性优异，因此优选使用与冲击吸收性相关的屈服强度(YS)和拉伸强度(TS)优异的钢板。
另外，汽车用钢板进行涂装而使用，作为该涂装的预处理，实施磷酸盐处理等化学转化处理。由于担心在钢板的化学转化处理中因从化学品侵入的氢所致的延迟断裂，因此要求汽车用钢板的耐延迟断裂特性优异。为了增加高强度钢板在汽车部件中的应用比率，迫切期望综合满足这些特性。
针对这些要求，提出了各种高强度钢板。例如，专利文献1中记载了“一种高强度冷轧钢板，成分组成以质量％计含有C：0.10％～0.6％、Si：1.0％～3.0％、Mn：超过2.5％且为10.0％以下、P：0.05％以下、S：0.02％以下、Al：0.01％～1.5％、N：0.005％以下、Cu：0.05％～0.50％，剩余部分由铁和不可避免的杂质构成，以Si为主体的氧化物的钢板表面被覆率为1％以下，铁系氧化物的钢板表面被覆率为40％以下，CuS/CuB满足4.0以下(CuS为钢板表层的Cu浓度，CuB为母材中的Cu浓度)，拉伸强度为1180MPa以上(权利要求1)”，该钢板中，“钢组织中，回火马氏体和/或贝氏体合计体积率为40％～100％，铁素体以体积率计为0％～60％，残余奥氏体以体积率计为2％～30％(权利要求2)”。
另外，专利文献2中记载了“一种钢板，具有如下成分组成：以质量％计含有C：0.06～0.25％、Si：0.6～2.5％、Mn：2.3～3.5％、P：0.02％以下、S：0.01％以下、sol.Al：小于0.50％、N：小于0.015％，剩余部分由铁和不可避免的杂质构成，所述钢板以面积率计包含铁素体：6～80％、由上贝氏体、新鲜马氏体、回火马氏体、下贝氏体、残余γ中的1种或2种以上构成的组织：20～94％，以体积率计含有残余γ：7～20％，粒子宽度为0.18～0.60μm、粒子长度为1.7～7.0μm、长宽比为5～15的残余γUB的面积率：SγUB为0.2～5％，粒子当量圆直径为1.5～15μm且长宽比为3以下的新鲜马氏体和/或粒子当量圆直径为1.5～15μm且长宽比为3以下的残余γ粒子的合计面积率：SγBlock为3％以下(包括0％)(权利要求1)”。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：国际公开第2017/141953号(US2019/040490A1)
专利文献2：国际公开第2018/190416号(US2020/157647A1)
发明内容
专利文献1中，目的在于提供一种具有1180MPa以上的拉伸强度、耐延迟断裂特性和磷酸盐处理性优异的高强度钢板。然而，专利文献1的记载中未考虑与碰撞时的冲击吸收性相关的屈服强度(YS)。另外，耐延迟断裂特性的评价使用经研削加工的试验片进行，没有考虑由剪切条件引起的耐延迟断裂特性的变化。
专利文献2中，目的在于提供一种具有780～1470MPa级的拉伸强度、具有高延展性和优异的延伸凸缘成型性的钢板。然而，专利文献2中并未考虑与碰撞时的冲击吸收性相关的屈服强度(YS)和耐延迟断裂特性。
因此，鉴于上述课题，本发明的目的在于提供具有高屈服强度YS、高拉伸强度TS和优异的耐延迟断裂特性的钢板及其制造方法。
本发明人等为了解决上述课题，反复进行深入研究，从而发现以下方案。
(1)通过使回火马氏体量为90％以上，能够实现1470MPa以上的TS。
(2)通过使回火马氏体量为90％以上且残余奥氏体中的碳浓度为0.35％以上，能够实现1100MPa以上的YS。
(3)通过使残余奥氏体量为7％以下且贝氏体铁素体与新鲜马氏体的合计量为9％以下，能够实现优异的耐延迟断裂特性。
基于上述见解完成的本发明的要旨构成如下。
[1]一种钢板，具有如下成分组成和组织，具有1470～1650MPa的拉伸强度TS和1100MPa以上的屈服强度YS，
所述成分组成以质量％计含有C：0.24～0.28％、Si：0.40～0.80％、Mn：2.30～2.70％、Cu：0.010～1.000％、P：0.001～0.100％、S：0.0001～0.0200％、Al：0.010～0.050％、以及N：0.0010～0.0100％，进一步任意含有选自Ti：0.1000％以下、B：0.01000％以下、Nb：0.1000％以下、Cr：1.00％以下、V：0.100％以下、Mo：0.500％以下、Ni：0.500％以下、As：0.500％以下、Sb：0.200％以下、Sn：0.200％以下、Ta：0.100％以下、Ca：0.0200％以下、Mg：0.0200％以下、Zn：0.0200％以下、Co：0.0200％以下、Zr：0.0200％以下以及REM：0.0200％以下中的1种以上，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
所述组织以体积率计包含回火马氏体：90％以上、残余奥氏体：1～7％、贝氏体铁素体和新鲜马氏体中的一者或两者合计3～9％以及铁素体：0～5％，上述残余奥氏体中的碳浓度为0.35％以上。
[2]根据上述[1]所述的钢板，其中，上述屈服强度YS为1200MPa以上。
[3]一种钢板的制造方法，制造上述[1]所述的钢板，包含如下工序：
准备具有上述[1]所述的成分组成的非镀覆钢板，
将上述钢板加热到850℃以上的加热温度T1，
将上述钢板在上述加热温度T1保持10～1000秒，
将上述钢板在从上述加热温度T1到130～170℃的冷却停止温度T2以如下条件进行连续冷却，
(i)从上述加热温度T1到550℃的平均冷却速度为16℃/s以上，以及
(ii)从550℃到上述冷却停止温度T2的平均冷却速度为150℃/s以下，
将上述钢板在上述冷却停止温度T2保持1～200秒，
将上述钢板从上述冷却停止温度T2到280～350℃的回火温度T3以平均加热速度：10℃/s以上进行加热，
将上述钢板在上述回火温度T3保持10～1000秒，
将上述钢板冷却到50℃以下。
[4]根据上述[3]所述的钢板的制造方法，其中，包含如下工序：在达到50℃以下的上述冷却之后，对上述钢板实施伸长率为0.1～1.0％的调质轧制。
本发明的钢板具有高屈服强度YS、高拉伸强度TS和优异的耐延迟断裂特性。根据本发明的钢板的制造方法，能够制造具有高屈服强度YS、高拉伸强度TS和优异的耐延迟断裂特性的钢板。
具体实施方式
本发明的一个实施方式的钢板(高强度钢板)具有规定的成分组成、规定的组织和规定的机械特性。
首先，对本实施方式的钢板的成分组成进行说明。应予说明，以下的说明中，表示钢板的成分元素的含量的“％”只要没有特别说明，就表示“质量％”。
C：0.24％～0.28％
C是钢的重要基本成分之一，特别在本发明中，是影响残余奥氏体中的碳浓度和TS的重要元素。C量小于0.24％时，(i)残余奥氏体中的碳浓度降低，YS降低，并且(ii)难以实现1470MPa以上的TS。因此，C量为0.24％以上，优选为0.25％以上。另一方面，如果C量超过0.28％，则钢板的强度上升过多，难以实现1650MPa以下的TS。因此，C量为0.28％以下，优选为0.27％以下。
Si：0.40％～0.80％以下
Si是钢的重要基本成分之一，特别在本发明中，是影响残余奥氏体量和残余奥氏体中的碳浓度的重要元素。如果Si小于0.40％，则残余奥氏体中的碳浓度降低，YS降低。因此，Si量为0.40％以上，优选为0.50％以上。另一方面，如果Si量超过0.80％，则残余奥氏体的相分率增加，耐延迟断裂特性降低。另外，还已知磷酸盐处理性随着Si量增加而降低。因此，Si量为0.80％以下，优选为0.70％以下。
Mn：2.30％～2.70％以下
Mn是钢的重要基本成分之一，特别在本发明中，是影响回火马氏体的相分率、铁素体的相分率和耐延迟断裂特性的重要元素。Mn量小于2.30％时，铁素体的相分率增加，难以实现1470MPa以上的TS。因此，Mn量为2.30％以上，优选为2.40％以上。另一方面，如果Mn量超过2.70％，则耐延迟断裂特性降低。应予说明，还已知磷酸盐处理性随着Mn量增加而降低。因此，Mn量为2.70％以下，优选为2.60％以下。
Cu：0.010％～1.000％以下
Cu是钢的重要基本成分之一，特别在本发明中，是影响耐延迟断裂特性的重要元素。Cu量小于0.010％时，耐延迟断裂特性降低。因此，Cu量为0.010％以上，优选为0.050％以上。另一方面，如果Cu量超过1.000％，则在铸造工序中板坯脆化而容易开裂，生产率明显降低。另外，也已知磷酸盐处理性随着Cu量增加而降低。因此，Cu量为1.000％以下，优选为0.900％以下。
P：0.001％～0.100％
如果P量超过0.100％，则P在原奥氏体晶界偏析而使晶界脆化，因此耐延迟断裂特性降低。因此，P量为0.100％以下，优选为0.070％以下，更优选为0.050％以下。另外，由于生产技术上的制约，P量典型的是0.001％以上。
S：0.0001％～0.0200％
如果S量超过0.0200％，则S以硫化物的形式存在，可以成为延迟断裂的起点。因此，S量为0.0200％以下，优选为0.0100％以下，更优选为0.0050％以下。另外，由于生产技术上的制约，S量典型的是0.0001％以上。
Al：0.010％～0.050％
Al提高钢板的强度，容易实现1470MPa以上的TS。因此，Al量为0.010％以上。但是，如果Al量超过0.050％，则铁素体量增加，难以实现1470MPa以上的TS。因此，Al量为0.050％以下，优选为0.040％以下，更优选为0.020％以下。
N：0.0010％～0.0100％
如果N量超过0.0100％，则在铸造工序中板坯脆化而容易开裂，生产率明显降低。因此，N量为0.0100％以下，优选为0.0070％以下，更优选为0.0050％以下。另外，由于生产技术上的制约，N量为0.0010％以上。
在众多实施方式中，钢板的成分组成在以下的含量范围内含有选自Ti、B和Nb中的1种以上。
Ti：0.1000％以下
Ti提高钢板的强度，容易实现1470MPa以上的TS。因此，Ti量优选为0.0010％以上，更优选为0.0050％以上。另一方面，如果Ti量超过0.1000％，则在铸造工序中板坯脆化而容易开裂，生产率明显降低。因此，添加Ti时，Ti量为0.1000％以下，优选为0.0600％以下。
B：0.01000％以下
B抑制冷却时生成铁素体，容易实现1470MPa以上的TS。因此，B量优选为0.00010％以上，更优选为0.00100％以上。另一方面，如果B量超过0.01000％，则在铸造工序中板坯脆化而容易开裂，生产率明显降低。因此，添加B时，B量为0.01000％以下，优选为0.00500％以下。
Nb：0.1000％以下
Nb提高钢板的强度，容易实现1470MPa以上的TS，并且与C结合形成Nb系碳化物而成为氢的捕集位点，因此改善耐延迟断裂特性。因此，Nb量优选为0.0010％以上，更优选为0.0050％以上。另一方面，如果Nb量超过0.1000％，则在铸造工序中板坯脆化而容易开裂，生产率明显降低。因此，添加Nb时，Nb量为0.1000％以下，优选为0.0600％以下。
[Cu]+10×[Nb]：0.15～2.00(优选条件)
本发明人等的调查结果表明[Cu]+10×[Nb]为0.15以上时耐延迟断裂特性提高。因此，优选[Cu]+10×[Nb]为0.15以上。应予说明，[Cu]和[Nb]分别是指成分组成中的Cu量和Nb量(质量％)。另一方面，根据Cu量和Nb量(质量％)各自的上限，优选[Cu]+10×[Nb]为2.00以下。
在各个实施方式中，钢板的成分组成在以下的含量范围内含有选自Cr、V、Mo、Ni、As、Sb、Sn、Ta、Ca、Mg、Zn、Co、Zr和REM中的1种以上。
Cr：1.00％以下
Cr不仅起到作为固溶强化元素的作用，而且还由于在连续退火时的冷却过程中使奥氏体稳定化，能够抑制铁素体的生成，因此提高钢板的强度。为了得到这样的效果，Cr量优选为0.01％以上，更优选为0.02％以上。另一方面，如果Cr量超过1.00％，则大量生成粗大的析出物、夹杂物，降低钢的极限变形能力。因此，添加Cr时，Cr量为1.00％以下，优选为0.70％以下。
V：0.100％以下
V提高钢板的强度。为了得到这样的效果，V量优选为0.001％以上，更优选为0.005％以上。另一方面，如果V量超过0.100％，则大量生成粗大的析出物、夹杂物，降低钢的极限变形能力。因此，添加V时，V量为0.100％以下，优选为0.060％以下。
Mo：0.500％以下
Mo不仅起到作为固溶强化元素的作用，而且还由于在连续退火时的冷却过程中使奥氏体稳定化，能够抑制铁素体生成，因此提高钢板的强度。为了得到这样的效果，Mo量优选为0.010％以上，更优选为0.020％以上。另一方面，如果Mo量超过0.500％，则大量生成粗大的析出物、夹杂物，降低钢的极限变形能力。因此，添加Mo时，Mo量为0.500％以下，优选为0.450％以下。
Ni：0.500％以下
Ni由于在连续退火时的冷却过程中使奥氏体稳定化，能够抑制铁素体生成，因此提高钢板的强度。为了得到这样的效果，Ni量优选为0.010％以上，更优选为0.020％以上。另一方面，如果Ni量超过0.500％，则在铸造工序中板坯脆化而容易开裂，生产率明显降低。因此，添加Ni时，Ni量为0.500％以下，优选为0.450％以下。
As：0.500％以下
As提高钢板的强度。为了得到这样的效果，As量优选为0.001％以上，更优选为0.005％以上。另一方面，如果As量超过0.500％，则大量生成粗大的析出物、夹杂物，降低钢的极限变形能力。因此，添加As时，As量为0.500％以下，优选为0.060％以下。
Sb：0.200％以下
Sb抑制表层软化，提高钢板的强度。为了得到这样的效果，Sb量优选为0.001％以上，更优选为0.005％以上。另一方面，如果Sb量超过0.200％，则在铸造工序中板坯脆化而容易开裂，生产率明显降低。因此，添加Sb时，Sb量为0.200％以下，优选为0.100％以下。
Sn：0.200％以下
Sn抑制表层软化，提高钢板的强度。为了得到这样的效果，Sn量优选为0.001％以上，更优选为0.005％以上。另一方面，如果Sn量超过0.200％，则在铸造工序中板坯脆化而容易开裂，生产率明显降低。因此，添加Sn时，Sn量为0.200％以下，优选为0.100％以下。
Ta：0.100％以下
Ta提高钢板的强度。为了得到这样的效果，Ta量优选为0.001％以上，更优选为0.005％以上。另一方面，如果Ta量超过0.100％，则大量生成粗大的析出物、夹杂物，降低钢的极限变形能力。因此，添加Ta时，Ta量为0.100％以下，优选为0.050％以下。
Ca：0.0200％以下
Ca是用于脱氧的元素，并且对使硫化物的形状球形化、提高钢板的极限变形能力而提高耐延迟断裂特性有效的元素。为了得到这样的效果，Ca量优选为0.0001％以上。另一方面，如果Ca量超过0.0200％，则大量生成粗大的析出物、夹杂物，降低钢的极限变形能力。因此，添加Ca时，Ca量为0.0200％以下。
Mg：0.0200％以下
Mg是用于脱氧的元素，并且是对使硫化物的形状球形化、提高钢板的极限变形能力而提高耐延迟断裂特性有效的元素。为了得到这样的效果，Mg量优选为0.0001％以上。另一方面，如果Mg量超过0.0200％，则大量生成粗大的析出物、夹杂物，降低钢的极限变形能力。因此，添加Mg时，Mg量为0.0200％以下。
Zn：0.0200％以下
Zn是对使夹杂物的形状球形化、提高钢板的极限变形能力而提高耐延迟断裂特性有效的元素。为了得到这样的效果，Zn量优选为0.0010％以上。另一方面，如果Zn量超过0.0200％，则大量生成粗大的析出物、夹杂物，降低钢的极限变形能力。因此，添加Zn时，Zn量为0.0200％以下。
Co：0.0200％以下
Co是使夹杂物的形状球形化、提高钢板的极限变形能力而提高耐延迟断裂特性有效的元素。为了得到这样的效果，Co量优选为0.0010％以上。另一方面，如果Co量超过0.0200％，则大量生成粗大的析出物、夹杂物，降低钢的极限变形能力。因此，添加Co时，Co量为0.0200％以下。
Zr：0.0200％以下
Zr是使夹杂物的形状球形化、提高钢板的极限变形能力而提高耐延迟断裂特性有效的元素。为了得到这样的效果，Zr量优选为0.0010％以上。另一方面，如果Zr量超过0.0200％，则大量生成粗大的析出物、夹杂物，降低钢的极限变形能力。因此，添加Zr时，Zr量为0.0200％以下。
REM：0.0200％以下
REM(Rare Earth Metal，稀土金属)是使夹杂物的形状球形化、提高钢板的极限变形能力而提高耐延迟断裂特性有效的元素。为了得到这样的效果，REM量优选为0.0010％以上。另一方面，如果REM量超过0.0200％，则大量生成粗大的析出物、夹杂物，降低钢的极限变形能力。因此，添加REM时，REM量为0.0200％以下。
在钢板的成分组成中，上述元素以外的剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。应予说明，对于上述任意元素，含量少于优选的下限值时，不损害本发明的效果，因此将上述任意元素作为不可避免的杂质而含有。
接下来，对本实施方式的钢板的钢组织进行说明。钢组织包含作为主相的回火马氏体；规定量的残余奥氏体、规定量的贝氏体铁素体和新鲜马氏体中的一者或两者；以及任意的铁素体。
回火马氏体：以体积率计为90％以上
以回火马氏体为主相对实现1470MPa以上的TS是有用的。从提高TS的观点考虑，回火马氏体量需要为90％以上，优选为92％以上，更优选为94％以上。
这里，回火马氏体的体积率的测定方法如下。将钢板的L截面研磨后用3体积％硝酸酒精进行腐蚀。使用SEM以2000倍的倍率在L截面的板厚1/4位置(从钢板表面起在深度方向相当于板厚的1/4的位置)观察10个视野，得到组织图像。在上述组织图像中，回火马氏体是内部具有微细的凹凸且在内部具有碳化物的组织。在10个视野中求出回火马氏体的面积率，算出其平均值。由于回火马氏体的面积率在垂直于L截面的方向上几乎恒定，因此将该平均值视为“回火马氏体的体积率”。
残余奥氏体：以体积率计为1％～7％
如果残余奥氏体量超过7％，则耐延迟断裂特性降低。由于残余奥氏体而使耐延迟断裂特性降低的原因在于：通过加工而使残余奥氏体发生加工诱发马氏体相变，相对于作为主相的回火马氏体而成为较硬的组织。因此，残余奥氏体量为7％以下，优选为6％以下。另一方面，残余奥氏体量取决于冷却停止温度T2，由于生产技术上的制约，难以使冷却停止温度T2小于130℃。因此，残余奥氏体量为1％以上，优选为2％以上。
这里，残余奥氏体的体积率的测定方法如下。将钢板从表面进行研磨，露出板厚1/4位置的面。在上述研磨的第1步骤中，从钢板表面到比板厚1/4位置更靠近上述表面0.1mm的面，进行机械研磨。然后，在第2步骤中，进行化学研磨使钢板减厚0.1mm，露出板厚1/4位置的面。对露出的板厚1/4位置的面，利用X射线衍射装置使用CoKα射线来测定fcc铁的{200}、{220}、{311}晶面和bcc铁的{200}、{211}、{220}晶面的衍射峰的积分强度。对fcc铁的3个晶面与bcc铁的3个晶面的所有组合(合计9种)，求出积分强度比(fcc/(fcc+bcc))。求出得到的9个积分强度比的平均值，作为“残余奥氏体的体积率”。
贝氏体铁素体和新鲜马氏体中的一者或两者：体积率合计为3％～9％
如果贝氏体铁素体与新鲜马氏体的合计量超过9％，则耐延迟断裂特性降低。由贝氏体铁素体和新鲜马氏体所致的耐延迟断裂特性降低的原因在于两者相对于作为主相的回火马氏体都是硬度不同的组织。因此，其合计量为9％以下，优选为8％以下，更优选为5％以下。另一方面，由于生产技术上的制约，其合计量为3％以上。
这里，贝氏体铁素体和新鲜马氏体的合计体积率的测定方法如下。将钢板的L截面研磨后用3体积％硝酸酒精进行腐蚀。使用SEM以2000倍的倍率在L截面的板厚1/4位置(从钢板表面起在深度方向相当于板厚的1/4的位置)观察10个视野，得到组织图像。在上述组织图像中，贝氏体铁素体、新鲜马氏体和残余奥氏体是内部具有微细凹凸且在内部不具有碳化物的组织。在10个视野中，求出它们3相的合计面积率，算出其平均值。由于它们3相的合计面积率在垂直于L截面的方向上几乎恒定，因此将该平均值视为它们3相的“合计体积率”。可以通过从它们3相的合计体积率中减去由上述方法测定的残余奥氏体的体积率而求出贝氏体铁素体和新鲜马氏体的合计体积率。
铁素体：以体积率计为0％～5％
由于铁素体为软质的组织，因此如果铁素体量超过5％，则难以实现1470MPa以上的TS。因此，铁素体量为5％以下，优选为3％以下，更优选为2％以下。
这里，铁素体的体积率的测定方法如下。将钢板的L截面研磨后用3体积％硝酸酒精进行腐蚀。使用SEM以2000倍的倍率在L截面的板厚1/4位置(从钢板表面起在深度方向相当于板厚的1/4的位置)观察10个视野，得到组织图像。在上述组织图像中，铁素体是在凹部处内部平坦的组织。在10个视野中求出铁素体的面积率，算出其平均值。由于铁素体的面积率在垂直于L截面的方向上几乎恒定，因此将该平均值视为“铁素体的体积率”。
残余奥氏体中的碳浓度：0.35％以上
如果残余奥氏体中的碳浓度小于0.35％，则钢板的屈服的主要因素由回火马氏体变为残余奥氏体，难以实现1100MPa以上的YS。因此，残余奥氏体中的碳浓度为0.35％以上，优选为0.40％以上。另一方面，由于生产技术上的制约，优选残余奥氏体中的碳浓度为1.00％以下。
这里，利用X射线衍射装置使用CoKα射线而得到的残余奥氏体中的碳浓度的测定方法如下。首先，由奥氏体的(220)晶面的衍射峰偏移量利用式(1)算出残余奥氏体的晶格常数a，将得到的残余奥氏体的晶格常数a代入式(2)中，由此算出残余奥氏体中的碳浓度。
a＝1.79021√2/sinθ···(1)
a＝3.578+0.00095[Mn]+0.022[N]+0.0006[Cr]+0.0031[Mo]+0.0051[Nb]+0.0039[Ti]+0.0056[Al]+0.033[C]···(2)
应予说明，
a：残余奥氏体的晶格常数
θ：(220)晶面的衍射峰角度除以2所得的值(rad)
[M]：残余奥氏体中的元素M的含量(质量％)
即，式(2)中的[C]为残余奥氏体中的碳浓度。但是，本公开中，残余奥氏体中的C以外的元素M的含量(质量％)为在钢整体中所占的含量(质量％)。
拉伸强度TS：1470MPa～1650MPa
本实施方式的钢板具有1470MPa～1650MPa的拉伸强度TS。
屈服强度YS：1100MPa以上
本实施方式的钢板具有1100MPa以上的YS，优选具有1150MPa以上的YS，更优选具有1200MPa以上的YS。本实施方式的钢板优选具有1470MPa以下的YS。
屈服比YR：0.75以上(优选条件)
本实施方式的钢板优选具有0.75以上的YR，更优选具有0.80以上的YR。本实施方式的钢板优选具有1.0以下的YR。应予说明，YR＝YS/TS。
本发明的一个实施方式的钢板(高强度钢板)的制造方法如下：准备具有上述成分组成的非镀覆钢板，对该钢板按规定条件进行退火。具体而言，该退火包含如下步骤：将该钢板加热到规定的加热温度T1，将该钢板在T1保持规定时间t1，然后，将该钢板连续冷却至规定的冷却停止温度T2，将该钢板在T2保持规定时间t2，然后，将该钢板加热到规定的回火温度T3，将该钢板在T3保持规定时间t3，然后，将该钢板冷却到50℃以下。通过该方法，能够适当地制造具有上述成分组成、组织和机械特性的钢板。
本实施方式中，供于退火的非镀覆钢板优选为冷轧钢板。以下，对冷轧钢板的优选制造工序进行说明。
首先，制造具有上述成分组成的钢坯。钢坯的制造方法没有特别限定，可以采用使用转炉、电炉等的公知的熔炼方法。钢坯为了防止宏观偏析，优选利用连续铸造法来制造。
接着，对钢坯进行热轧而得到热轧钢板。作为对钢坯进行热轧的方法，可举出将钢坯加热后进行轧制的方法、在连续铸造后不加热钢坯而直接进行轧制的方法、在连续铸造后将钢坯短时间加热而进行轧制的方法等。热轧中的板坯加热温度、板坯均热保持时间、精轧温度和卷绕温度没有特别限定，板坯加热温度优选为1100℃～1300℃，板坯均热保持时间优选为30分钟～250分钟，精轧温度优选为Ar3相变点以上，卷绕温度优选为350℃～650℃。
接着，对热轧钢板进行酸洗。酸洗通过除去钢板表面的氧化物而有助于确保最终产品的高强度钢板的良好的磷酸盐处理性和镀覆品质。酸洗可以为一次，也可以分为多次。
接着，对热轧钢板进行冷轧而得到冷轧钢板。酸洗后可以直接进行冷轧，也可以在酸洗后进行热处理以后进行冷轧。冷轧中的压下率没有特别限定，优选为30％～80％。应予说明，对于轧制道次的次数、各道次的压下率，没有特别限定而能够得到本发明的效果。冷轧钢板的厚度没有特别限定，优选为0.6mm～2.0mm。
加热温度T1：850℃以上
如果加热温度T1小于850℃，则变为在铁素体与奥氏体的二相区域的退火处理，因此退火后铁素体量超过5％，难以实现1470MPa以上的TS。因此，加热温度T1为850℃以上(奥氏体化温度区域)，优选为860℃以上。应予说明，加热温度T1的上限没有特别限定，由于生产技术上的制约，加热温度T1优选为1000℃以下。
在加热温度T1下的保持时间t1：10秒～1000秒
保持时间t1小于10秒时，奥氏体化变得不充分，退火后铁素体量超过5％，难以实现1470MPa以上的TS。因此，保持时间t1为10秒以上，优选为50秒以上，更优选为100秒以上。另一方面，如果保持时间t1超过1000秒，则原奥氏体粒径过度增大，耐延迟断裂特性降低。因此，保持时间t1为1000秒以下，优选为500秒以下，更优选为400秒以下。
从加热温度T1到550℃的平均冷却速度θ1：16℃/s以上
平均冷却速度θ1小于16℃/s时，在从加热温度T1到550℃的温度区域发生贝氏体相变，贝氏体铁素体与新鲜马氏体的合计量达到9％以上，耐延迟断裂特性降低。因此，平均冷却速度θ1为16℃/s以上，优选为20℃/s以上。平均冷却速度θ1的上限没有特别限定，由于生产技术上的制约，平均冷却速度θ1优选为300℃/s以下。
从550℃到冷却停止温度T2的平均冷却速度θ2：150℃/s以下
如果平均冷却速度θ2超过150℃/s，则在冷却中从马氏体向残余奥氏体中的碳分配受到抑制，残余奥氏体中的碳浓度变为小于0.35％，其结果，钢板的屈服的主要因素从回火马氏体变为残余奥氏体，难以实现1100MPa以上的YS。因此，平均冷却速度θ2为150℃/s以下，优选为120℃/s以下，更优选为100℃/s以下。平均冷却速度θ2的下限没有特别限定，由于生产技术上的制约，平均冷却速度θ2优选为5℃/s以上。
从加热温度T1到冷却停止温度T2的连续冷却
已知在一个实施方式中，将钢板从加热温度T1连续冷却到冷却停止温度T2即钢板温度递减对实现1100MPa以上的YS是必要的。例如，如果在从加热温度T1到冷却停止温度T2的温度区域进行1秒以上的等温保持，则难以实现1100MPa以上的YS。因此，不在从加热温度T1到冷却停止温度T2的温度区域进行1秒以上的等温保持。同样，也不进行在从加热温度T1到冷却停止温度T2的温度区域的再加热。
冷却停止温度T2：130℃～170℃
如果冷却停止温度T2超过170℃，则残余奥氏体量超过7％，因此耐延迟断裂特性降低。因此，冷却停止温度T2为170℃以下，优选为160℃以下。另一方面，由于生产技术上的制约，冷却停止温度T2为130℃以上，优选为140℃以上。
在冷却停止温度T2下的保持时间t2：1.0秒～200.0秒
保持时间t2小于1.0秒时，马氏体相变变得不充分，残余奥氏体量超过7％，因此耐延迟断裂特性降低。因此，保持时间t2为1.0秒以上，优选为5.0秒以上。另一方面，如果保持时间t2超过200.0秒，则碳化物的析出量增加，因此残余奥氏体中的碳浓度小于0.35％，其结果，钢板的屈服的主要因素由回火马氏体变为残余奥氏体，难以实现1100MPa以上的YS。因此，保持时间t2为200.0秒以下，优选为150.0秒以下。
从冷却停止温度T2到回火温度T3的平均加热速度θ3：10℃/s以上
平均加热速度θ3小于10℃/s时，碳化物的析出量增加，因此残余奥氏体中的碳浓度小于0.35％，其结果，钢板的屈服的主要因素由回火马氏体变为残余奥氏体，难以实现1100MPa以上的YS。另外，平均加热速度θ3小于10℃/s时，发生贝氏体相变，贝氏体铁素体与新鲜马氏体的合计量为9％以上，耐延迟断裂特性降低。因此，平均加热速度θ3为10℃/s以上，优选为15℃/s以上。平均加热速度θ3的上限没有特别限定，由于生产技术上的制约，平均冷却速度θ3优选为200℃/s以下。
回火温度T3：280℃～350℃
如果回火温度T3超过350℃，则马氏体的回火过度进行，难以实现1470MPa以上的TS。因此，回火温度T3为350℃以下，优选为340℃以下。另一方面，回火温度T3小于280℃时，从马氏体向奥氏体中的碳分配变得不充分，残余奥氏体中的碳浓度变为小于0.35％，其结果，钢板的屈服的主要因素由回火马氏体变为残余奥氏体，难以实现1100MPa以上的YS。因此，回火温度T3为280℃以上，优选为290℃以上。
在回火温度T3下的保持时间t3：10秒～1000秒
保持时间t3小于10s时，在回火温度T3下不进行贝氏体相变，残余奥氏体量超过7％，因此耐延迟断裂特性降低。因此，保持时间t3为10秒以上，优选为50秒以上，更优选为100秒以上。另一方面，如果保持时间t3超过1000秒，则马氏体的回火过度进行，难以实现1470MPa以上的TS。因此，保持时间t3为1000秒以下，优选为800秒以下，更优选为600秒以下。
将钢板冷却到50℃以下
将钢板保持在回火温度T3之后，将钢板冷却到50℃以下、优选室温左右。该冷却的方法和条件没有特别限定。
在各个实施方式中，后续对钢板实施伸长率0.1％以上的调质轧制。由此，碳浓度低的残余奥氏体进行加工诱发马氏体相变，因此残余奥氏体中的碳浓度增加，YS提高。因此，实施调质轧制时，优选使伸长率为0.1％以上。伸长率的上限没有特别限定，即便伸长率过高，YS提高的效果也饱和。另外，从制造设备上的制约的观点考虑，优选伸长率为1.0％以下。
[实施例]
将具有表1所示的成分组成(剩余部分为Fe和不可避免的杂质)的钢用转炉进行熔炼，利用连续铸造法而制成板坯。
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接下来，将得到的板坯加热，热轧后实施酸洗处理以后，实施冷轧，得到冷轧钢板。接着，按照表2所示的条件对冷轧钢板进行退火，然后冷却至室温，得到高强度钢板。应予说明，在一部分的比较例中，在从加热温度T1到冷却停止温度T2之间，以表2中记载的中间保持温度保持表2中记载的中间保持时间。在一部分发明例中，将钢板冷却到室温后，以表2的“SKP”栏所示的伸长率对钢板实施调质轧制。
[表2]
表2
注：下划线表示在本发明范围外。
表2续
下划线表示在本发明范围外
表2(续)
注：下划线表示在本发明范围外。
2(续
注：下划线表示在本发明范围外。
对如上得到的各例的高强度钢板，根据上述方法求出回火马氏体的体积率、残余奥氏体的体积率、贝氏体铁素体与新鲜马氏体的合计体积率、铁素体的体积率、以及残余奥氏体中的碳浓度。将结果示于表3。
[表3]
表3
注1：下划线表示在本发明范围外。
注2：TM：回火马氏体、RA：残余奥氏体、BE：贝氏体铁素体、EM：新鲜马氏体、F：铁素体
表3(续)
注1：下划线表示在本发明范围外。
注2：TM：回火马氏体、RA：残余奥氏体、BE：贝氏体铁素体、FM：新鲜马氏体、F：铁素体
表3(续)
注1：下划线表示在本发明范围外。
注2：TM：回火马氏体、RA：残余奥氏体、BE：贝氏体铁素体、EM：新鲜马氏体、F：铁素体
表3(续)
注1：下划线表示在本发明范围外。
注2：TM：回火马氏体、RA：残余奥氏体、BE：贝氏体铁素体、FM：新蛘马氏体、F：铁素体
另外，将各例的高强度钢板供于以下的拉伸试验和耐延迟断裂特性的评价。
[拉伸试验]
以与轧制方向垂直的方向为试验片的长边的方式从各例的高强度钢板中采取JIS5号试验片(标点距离50mm，平行部宽度25mm)，根据JISZ 2241实施拉伸试验。以十字头速度为1.67×10-1mm/s的条件进行拉伸试验，测定YS和TS。应予说明，本发明中，将TS为1470MPa～1650MPa的情况判断为合格。将YS小于1100MPa的情况判评价为“×”，1100MPa以上且小于1200MPa的情况评价为“○”，1200MPa以上的情况评价为“◎”，YS为1100MPa以上的情况判断为优异。另外，由YS和TS算出屈服比YS，示于表3。
[耐延迟断裂特性的评价]
耐延迟断裂特性评价通过浸渍试验进行。将与轧制方向垂直的方向作为长边，将各例的高强度钢板剪切为30m×110mm，钻出供螺栓通过的孔，由此制成试验片。剪切时的前角统一为0°，剪切间隙变化为5、10、15、20、25、30、35％。用前端的曲率半径10mm的90°V型弯曲冲头和模具对试验片进行弯曲加工后，利用螺栓对试验片顶点部负荷1000MPa的应力。将负荷有应力的状态的试验片在25℃、pH3的盐酸中浸渍100小时。将不产生裂纹的剪切间隙范围小于10％的情况评价为“×”，10％以上且小于15％的情况评价为“○”，不产生裂纹的剪切间隙范围为15％以上的情况评价为“◎”。不产生裂纹的剪切间隙范围为10％以上的情况为耐延迟断裂特性优异。
根据表3可知：在本发明例中，TS为1470MPa～1650MPa，YS为1100MPa以上，并且耐延迟断裂特性优异。另一方面，在比较例中，TS、YS和耐延迟断裂特性中的任一项以上差。
产业上的可利用性
本发明的高强度钢板能够适合作为汽车用部件等结构构件使用，有助于通过车体轻量化来提高油耗效率。

Claims (4)

1.一种钢板，具有如下成分组成和组织，具有1470～1650MPa的拉伸强度TS和1100MPa以上的屈服强度YS，
所述成分组成以质量％计含有C：0.24～0.28％、Si：0.40～0.80％、Mn：2.30～2.70％、Cu：0.010～1.000％、P：0.001～0.100％、S：0.0001～0.0200％、Al：0.010～0.050％以及N：0.0010～0.0100％，进一步任意含有选自Ti：0.1000％以下、B：0.01000％以下、Nb：0.1000％以下、Cr：1.00％以下、V：0.100％以下、Mo：0.500％以下、Ni：0.500％以下、As：0.500％以下、Sb：0.200％以下、Sn：0.200％以下、Ta：0.100％以下、Ca：0.0200％以下、Mg：0.0200％以下、Zn：0.0200％以下、Co：0.0200％以下、Zr：0.0200％以下以及REM：0.0200％以下中的1种以上，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
所述组织以体积率计含有回火马氏体90％以上、残余奥氏体1～7％、贝氏体铁素体和新鲜马氏体中的一者或两者合计3～9％以及铁素体0～5％，所述残余奥氏体中的碳浓度为0.35％以上。
2.根据权利要求1所述的钢板，其中，所述屈服强度YS为1200MPa以上。
3.一种钢板的制造方法，制造权利要求1所述的钢板，包含如下工序：
准备具有权利要求1所述的成分组成的非镀覆钢板，
将所述钢板加热到850℃以上的加热温度T1，
将所述钢板在所述加热温度T1保持10～1000秒，
将所述钢板从所述加热温度T1到130～170℃的冷却停止温度T2在如下条件进行连续冷却，
(i)从所述加热温度T1到550℃的平均冷却速度为16℃/s以上、以及(ii)从550℃到所述冷却停止温度T2的平均冷却速度为150℃/s以下，
将所述钢板在所述冷却停止温度T2保持1.0～200.0秒，
将所述钢板从所述冷却停止温度T2到280～350℃的回火温度T3以平均加热速度10℃/s以上进行加热，
将所述钢板在所述回火温度T3保持10～1000秒，
将所述钢板冷却到50℃以下。
4.根据权利要求3所述的钢板的制造方法，其中，包含如下工序：在达到50℃以下的所述冷却之后，对所述钢板实施伸长率为0.1～1.0％的调质轧制。
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