專利名稱：：延伸性、拉伸翻邊性及焊接性優(yōu)異的高強度鋼板的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及一種高強度鋼板，例如具有980MPa級以上的抗拉強度，并且延伸率、拉伸翻邊性(stretchflangeability)及點焊性(spot-weldability)優(yōu)良，耐延遲破壞特性也同樣優(yōu)異，作為機動車用結(jié)構(gòu)構(gòu)件等(支柱、桿件、加強類等體骨架構(gòu)件，緩沖器、門把手、板零件、行走部分零件其他的強化構(gòu)件)等是有用的。
背景技術(shù)：
：近年來，以機動車等的車體重量輕量化帶來的燃油效率的提高及確保沖撞時安全性等為目的，對高強度鋼板的需求量越來越大。與此同時，對鋼板的抗拉強度的要求從現(xiàn)有的590MPa提高到980MPa級以上。但是，高強度鋼板的抗拉強度達(dá)到980MPa級以上時，成形性降低是不可避免的，難以適用于復(fù)雜形狀的零件加工，因此制約了其應(yīng)用用途。特別是被沖壓加工成復(fù)雜形狀的用途中，要求提供兼?zhèn)溲由炻始袄旆呅詢煞N特性的高強度鋼板。但是，作為顯示出優(yōu)異的延伸率的高強度鋼板，作為金屬組織含有殘留奧氏體的各種鋼板被實用化。例如，在非專利文獻(xiàn)1中公開有一種鋼板，其在貝氏體鐵素體(bainiticferrite)主體內(nèi)，將金屬組織作為具有條狀(lath-type)殘留奧氏體的復(fù)合組織，由此確保了高強度，并且提高了擴(kuò)孔性(即，拉伸翻邊性)。但是，該鋼板當(dāng)抗拉強度(TS)達(dá)到980MPa級以上時，停止在用當(dāng)作強度(TS)-延伸性(EI)指標(biāo)的TSXEI盡可能地顯示出900010300，不能說能夠滿足。另外，使用連續(xù)退火爐的實際作業(yè)的批量生產(chǎn)線中的最高加熱溫度為900°C左右，加熱時間為5分鐘以下。但該文獻(xiàn)公布的制造條件中要求，在950。C、1200秒退火后，在鹽浴(saltbath)冷卻至350400°C，與實際作業(yè)不相稱。另外，在專利文獻(xiàn)l中，通過將母相作為貝氏體鐵素體主體組織，含有3%以上的殘留奧氏體，確保980MPa級以上的抗拉強度，并且得到延伸率(EI)為20%左右，拉伸翻邊性(X)為55%水平。但是，該技術(shù)中，由于高價合金元素即Mo及Ni、Cu等的添加是不可缺少的，所以還留有降低成本的余地。另外，在專利文獻(xiàn)2中公開有一種鋼板，通過將母相組織作為回火貝氏體主體，提高全體延伸率和拉伸翻邊性。但是，該鋼種以抗拉強度計為900MPa級以下為中心進(jìn)行探討，所以對于在980Mpa級以上特別是成為問題的延遲破壞沒有充分地考慮。非專利文獻(xiàn)ISIJInternational，Vol.40(2000),No.9,p920-926專利文獻(xiàn)l:(日本)特開2004-332099號公報專利文獻(xiàn)2:(日本)特開2002-30933號公報
發(fā)明內(nèi)容本發(fā)明是鑒于上述現(xiàn)有技術(shù)而開發(fā)的，其目的在于，提供一種高強度鋼板，其不添加如Mo、Ni、Cu那樣的高價合金元素，具有作為機動車用結(jié)構(gòu)構(gòu)件等有用的980MPa級以上的抗拉強度，且具有優(yōu)異的延伸率(EI)和拉伸翻邊性(X)，除此之外，點焊性及耐延遲破壞性也同樣優(yōu)異。能夠解決上述問題的本發(fā)明的高強度鋼板，是一種延伸率、拉伸翻邊性及焊接性優(yōu)異的高強度鋼板，由鋼組成，該鋼含有C:0.120.25%，Si:1.03.0%，Mn:1.53.0%，P:0.15°/。以下(不含0%〉，S:0.02。/。以下(不含0%)，Al:0.4°/。以下(不含0%);余量含有Fe及不可避免的雜質(zhì)，所述Si和C和含有比率(Si/C)以質(zhì)量計為714范圍，且縱斷面微觀組織以相對全組織的占空系數(shù)計滿足1)貝氏體鐵素體..50%以上，2)條狀殘留奧氏體3°/。以上，3)塊狀殘留奧氏體1。/。以下1/2X條狀殘留奧氏體占空系數(shù)，且，4)塊狀第二相平均尺寸為lOum以下。本發(fā)明的上述鋼板中作為其他元素也可以含有由Ti:0.15%以下(不含0%)、Nb:0.1%以下(不含0%)、Cr:1.0%以下(不含0%)中選擇至少一種，或也可以含有Ca:30ppm以下(不含0%)及/或REM:30ppm以下(不含0%)。本發(fā)明的高強度鋼板由于更有效利用其優(yōu)異的強度，因此，抗拉強度特別優(yōu)選具有980MPa以上。根據(jù)本發(fā)明，可以廉價地提供一種鋼板，通過如上那樣特定鋼材的化學(xué)成分，特別是將Si/C比控制在特定范圍內(nèi)，并且將金屬組織作成在貝氏體鐵素體主體內(nèi)含有條狀殘留奧氏體和塊狀殘留奧氏體復(fù)合組織，確?？估瓘姸壤?80MPa水平以上，并且延伸率-拉伸翻邊性優(yōu)良，顯現(xiàn)出優(yōu)異的加工性，進(jìn)而焊接性優(yōu)良，耐延遲破壞性也同樣地優(yōu)異。具體實施例方式本發(fā)明者在如上的解決課題下，對以貝氏體鐵素體為母相的980MPa級以上的TRIP(TRansformationInducedPlasticity:相變誘發(fā)塑性)鋼板進(jìn)行刻意研究，為了進(jìn)一步改善其延伸率及拉伸翻邊性，著眼于金屬組織中的第二相形態(tài)和化學(xué)成分，特別是C和Si而重新進(jìn)行改質(zhì)研究，結(jié)果得到如下述的結(jié)論。1)作為金屬組織，當(dāng)減少塊狀殘留奧氏體(下面記為殘留Y)，增加條狀殘留Y時，加工性特別是拉伸翻邊性提高，且耐延遲破壞特性也提高。2)含有一定量的微細(xì)塊狀殘留Y時，抑制了拉伸翻邊性的降低，其結(jié)果是提高抗拉強度(TS)X延伸率(EI)平衡。3)若將鋼的化學(xué)成分中的Si/C的質(zhì)量比率調(diào)節(jié)在適當(dāng)范圍內(nèi)，則得到所期望的組織，其抑制點焊性的降低，并且具有980MPa級以上的強度。因此，有效利用這種結(jié)論，以對鋼成分中的Si、C含量和包含在金屬組織中的殘留Y的特性、該鋼板強度及延伸率和拉伸翻邊性、進(jìn)而是點焊性及延遲破壞特性造成的影響為主體重新進(jìn)行研究。其結(jié)果是，以使用如上述特定成分組成的鋼材為前提，控制貝氏體鐵素體在金屬組織所占的占空系數(shù)，并且若將條狀殘留Y和塊狀殘留Y的占空系數(shù)及塊狀殘留Y的尺寸控制在規(guī)定值，則確認(rèn)得到與上述目的一致的高性能的高強度鋼板，在本發(fā)明中想出。5下面，遵循規(guī)定了鋼材化學(xué)成分及金屬組織的理由，明確本發(fā)明的具體結(jié)構(gòu)。首先，對規(guī)定了鋼材化學(xué)成分的理由進(jìn)行說明。C:0.10%以上、0.25%以下C是在保障高強度，并且確保殘留Y方面不能缺少的元素，由于Y相中含有足夠量的C，且即使在室溫下也能殘存規(guī)定量的Y相，因此也是重要的元素。為了有效地發(fā)揮這種作用，必須含有0.10。/。以上的C，優(yōu)選其含量為0.12%以上，更優(yōu)選可以為0.15%以上。但是，C含量過多時，對于點焊性呈現(xiàn)出顯著的惡劣影響，所以為了確保點焊性，將C含量的上限規(guī)定在0.25%，優(yōu)選在0.23%以下，更優(yōu)選在0.20%以下。Si:1.03.0o/oSi除作為固溶強化(solution-hardening)元素而起有效作用外，還是在抑制殘留Y分解且碳化物生成方面所必需的元素，為了有效地發(fā)揮這些作用，Si的含量必須在1.0%以上，優(yōu)選其含量可以在1.2%以上。但是，其效果在3.0%飽和，達(dá)到其以上值時，導(dǎo)致引起點焊性劣化及熱軋脆性等危害，所以，其含量最多在3.0%以下，優(yōu)選可以控制在2.5%以下。Mn:1.53.0%Mn是必須元素，其抑制多邊形鐵素體(polygonalferrite)生成，作為貝氏體鐵素體主體組織。另外，在對Y穩(wěn)定化，且確保期望的殘留Y方面也是重要的元素，其含量至少在1.5%以上，優(yōu)選其含量可以在2.0%以上。但是，過度的添加使點焊性及耐延遲破壞特性劣化，因此其含量最多在3.0%以下，優(yōu)選可以控制在2.5%以下。P:0.15%以下，S:0.02%以下該元素是鋼內(nèi)不可避地混入的元素，但含量增多時，使加工性及點焊性劣化，因此其含量必須分別控制在上限值以下。Al:0.4%以下Al和Si—樣在抑制碳化物生成，確保殘留Y方面是有用的元素，但過度含有時，易生成多邊形鐵素體，所以其含量最多在0.4%以下，優(yōu)選應(yīng)控制在0.2%以下。Si/C:714(質(zhì)量比)通常，為了確保鋼金屬組織中的殘留Y量，需要規(guī)定量的C，但增加C的含量時，點焊性，特別是交叉抗拉強度(crosstensilestrength)降低。即，由于利用TRIP效果提高加工性，因此增加殘留Y的含量時，點焊性降低不可避免，很難使加工性和點焊性并存。但若調(diào)整Si、C的含量以使Si/C比達(dá)到7以上，則可以更高效地將C濃縮到殘留Y中，其結(jié)果可以避免點焊性的降低。另外，為了得到本發(fā)明中想得到的金屬組織，需要盡可能地抑制多邊形鐵素體的生成，并促使貝氏體鐵素體相變，但對Si來說，由于具有促使貝氏體鐵素體相變的作用，因此，若根據(jù)C含量很好地調(diào)整Si含量，則易得到本發(fā)明中獲取的金屬組織。順便說明，Si/C比不足7，即相對于C含量，Si含量過少時，貝氏體鐵素體相變很難進(jìn)行，易使粗大的塊狀殘留Y的量增多。該情況下，殘留Y的穩(wěn)定性降低，也不能期待對延伸率的效果，且無法得到滿足的若干拉伸翻邊性。這種效果在Si/C比約為14時飽和，超過14，Si含量過多時，易生成多邊形鐵素體及粗大的塊狀殘留Y，反而有損本發(fā)明的效果。根據(jù)這種觀點，更優(yōu)選的Si/C比為8以上、12以下。Nb:0.1%以下、Ti:0.15%以下這些元素都具有對金屬組織進(jìn)行微細(xì)化，提高韌性的作用，所以根據(jù)需要，可以少量添加。但是，即使超過上限值添加，也無法得到上述的效果，只會引起成本升高，因此是徒勞的。Cr:1.0%以下Cr具有抑制多邊形鐵素體生成，提高強度的作用，所以，根據(jù)需要進(jìn)行添加是有效的。但過度添加時，有可能對作為本發(fā)明中成為目標(biāo)的金屬組織的產(chǎn)生不良影響，所以其含量最應(yīng)至多在1.0%以下。Mo、Cu、Ni:分別為0.1%左右以下這些元素對強度及耐延遲破壞性的提高起到有效的作用，但本發(fā)明中即使不添加這些元素，也能夠確保足夠優(yōu)異的性能，另外，這些元素因高價而引起成本上升，所以不一定必須添加。但是，沒有限制到雜質(zhì)水平的混入的理由，而分別在0.1%左右的添加為容許范圍。下面，對于金屬組織的限定理由進(jìn)行說明。貝氏體鐵素體>50%貝氏體鐵素體不僅位移密度高某種程度，可以容易地實現(xiàn)高強度，而且還發(fā)揮降低和第二相即殘留Y的硬度差，且提高拉伸翻邊性的作用，且在提高耐延遲破壞性方面也是重要的組織，為了有效地發(fā)揮這種效果，必須使貝氏體鐵素體以占空系數(shù)為50%以上存在，更優(yōu)選的占空系數(shù)為60%以上。另外，本發(fā)明中，貝氏體鐵素體在組織內(nèi)不含有碳化物這點上和貝氏體組織有明顯地不同，另外，也和準(zhǔn)多邊形鐵素體組織不同，準(zhǔn)多邊形鐵素體組織具有多邊形鐵素體組織及細(xì)小的亞晶粒等底層組織，其中，多邊形鐵素體組織具有沒有位移或位移極少的底層組織，通過TEM(透射型電子顯微鏡)觀察等能夠很容易地識別這些不同點。條狀殘留Y》3%本說明書中的所謂"形態(tài)為條狀"意味著平均軸比(縱軸/橫軸比縱橫尺寸比)是3以上。這種條狀殘留Y不僅發(fā)揮和現(xiàn)有的殘留Y—樣的TRIP效果，而且和在中心存在舊Y晶粒邊界的塊狀殘留Y相比較，條狀殘留Y在舊Y晶粒內(nèi)也分散，因此，組織整體均勻，由于條狀殘留Y可以一定程度變形，因此抑制局部相變時的裂痕產(chǎn)生，有助于拉伸翻邊性的提高。另外，條狀殘留Y由于和母相的每體積的邊界面積大，氫吸附能力高，因此具有抑制擴(kuò)散性氫引起的延遲破壞。而且，條狀殘留Y和塊狀殘留Y相比較穩(wěn)定，加工后也有一定量殘存，而且，和母相的邊界面在相變?yōu)轳R氏體后，也作為氫的陷阱位置而起作用，因此，這種特性也有助于耐延遲破壞性的提高。為了有效地發(fā)揮這些效果，需要含有條狀殘留Y在3%以上，理想的是可以其含有在6%以上。1%《塊狀殘留Y《條狀殘留Y占空系數(shù)X1/2在此，"塊狀"意味著平均軸比(縱軸/橫軸)不足3。殘留Y具有通過在鋼材受應(yīng)變而變形時相變?yōu)轳R氏體，促使變形部硬化，防止應(yīng)變集中的作用(TRIP效果)。條狀殘留Y與塊狀殘留Y相比，至高應(yīng)變區(qū)域是穩(wěn)定的，但延伸率比較低，易斷裂，抗拉強度是980MPa級以上高強度鋼板中，可能在充分發(fā)揮TRIP效果前斷裂。與之相對，塊狀殘留Y在低應(yīng)變區(qū)域易發(fā)現(xiàn)TRIP效果。因此，若適當(dāng)控制塊狀殘留Y和條狀殘留Y的含有比率，則可以得到從低應(yīng)變區(qū)域至高應(yīng)變區(qū)域的大范圍應(yīng)變區(qū)域優(yōu)異的TRIP效果。為了有效地發(fā)揮這種效果，必須確保塊狀殘留Y的占空系數(shù)在1%以上。但是，其量超過條狀殘留Y的1/2倍(0.5倍)時，除在低應(yīng)變區(qū)域內(nèi)的TRIP效果成為主體且不會有延伸率提高的效果之外，由于在變形早期，相變?yōu)轳R氏體的塊狀殘留Y增多，因此易產(chǎn)生因其后的變形而將馬氏體作為起點的斷裂，拉伸翻邊性也降低。而且，耐延遲破壞特性也惡化，所以，以占空系數(shù)計至多控制在條狀殘留Y的0.5倍以下。另外，即使在塊狀殘留Y中混入了馬氏體，只要滿足后述和條狀殘留Y的上述占空系數(shù)的關(guān)系的平均粒徑，就能夠充分地控制特性的劣化，因此，可以不管混入不可避的馬氏體的量的多少。塊狀殘留Y的平均粒徑S10um為了有效地發(fā)揮上述塊狀殘留Y的效果，必須含有容許混入的馬氏體，將塊狀殘留Y的平均粒徑控制在10Um以下。順便說明，塊狀殘留Y的平均粒徑超過10um時，不僅斷裂提早發(fā)生，拉伸翻邊性降低，而且耐延遲破壞性也降低。根據(jù)這種觀點，塊狀殘留Y的更優(yōu)選的平均粒徑為5^m以下。另外，在此所說的塊狀殘留Y的平均粒徑是指塊狀殘留Y的圓當(dāng)量直徑(面積相同的圓的直徑)的平均值。下面，對用于得到在本發(fā)明中規(guī)定的金屬組織的制造條件沒有特別地限制，例如一般鋼板的制造工序為連續(xù)鑄造一熱軋一酸洗一冷軋一連續(xù)退火，其中，只要適當(dāng)?shù)乜刂萍訜釡囟燃吧郎厮俣?、保持溫度、冷卻開始溫度及冷卻速度等即可，另外，在溶融鍍鋅鋼板及合金化溶融鍍鋅鋼板的情況下，只要包含連續(xù)鍍鋅生產(chǎn)線并進(jìn)行適當(dāng)?shù)臏囟瓤刂萍纯?，但在得到上述金屬組織方面最重要的是連續(xù)退火生產(chǎn)線的熱處理條件，因此，下面以連續(xù)退火生產(chǎn)線的優(yōu)選的熱處理條件為主加以說明。退火時的加熱溫度Ac3+10°C以上由于得到貝氏體鐵素體的金屬組織，所以為了抑制多邊形鐵素體的生9成，可以將退火時的加熱溫度設(shè)定為Ac3+10°C以上。順便說明，是因為當(dāng)在AC3點以下進(jìn)行連續(xù)退火時，在其后的冷卻過程中以殘存的鐵素體為核，易生成多邊形鐵素體，難以得到本發(fā)明想得到的金屬組織。更優(yōu)選的加熱溫度為Ac3+30°C以上。退火后的冷卻速度退火后的冷卻速度因多邊形鐵素體的生成穩(wěn)定，所以是一個重要的控制項目。即，退火后的冷卻速度過快時，多邊形鐵素體少，退火后的冷卻速度過慢時，除多邊形鐵素體生成量過多外，產(chǎn)生結(jié)晶粒徑也粗大化的傾向。因此，退火后的冷卻速度為15100。C/秒，更優(yōu)選冷卻速度可以控制在2070。C/秒的范圍內(nèi)。另外，不以一定的速度進(jìn)行冷卻，而高速(例如20。C/秒以上)冷卻至易生成微細(xì)的鐵素體的550。C左右以下，通過將其溫度以下的冷卻速度控制在例如1020。C/秒程度內(nèi)，對得到作為目標(biāo)金屬組織也有效。退火后的急冷停止溫度-退火后停止急冷的溫度可以控制在除微細(xì)多角鐵素體和貝氏體鐵素體以外的相變未進(jìn)行的溫度(具體地說是340460。C)。急冷至非常低溫時，易生成馬氏體，難以得到想要的金屬組織。冷卻后的保持溫度上述冷卻后，通過保持在一定溫度，貝氏體鐵素體相變進(jìn)行，另外，向生成奧氏體的C的濃縮進(jìn)行而形成殘留Y，因此，適當(dāng)?shù)乜刂评鋮s后保持溫度也是重要的。得到本發(fā)明金屬組織方面優(yōu)選的保持溫度是360440。C范圍。優(yōu)選的保持時間為l分鐘以上。在此，需要使保持溫度比急冷停止溫度更高。這樣，作為實現(xiàn)本發(fā)明規(guī)定組織的退火條件，首先通過以高速冷卻至低溫，將塊狀殘留Y的量控制為少量且微細(xì)。在此，滿足本發(fā)明規(guī)定的組成及其關(guān)系式時，確保一定以上的塊狀殘留Y量。而且，通過將其后的保持溫度保持在比冷卻停止溫度更趨向高溫側(cè)，促進(jìn)貝氏體鐵素體相變，并將條狀殘留Y控制為與塊狀殘留Y達(dá)到規(guī)定的關(guān)系的量。本發(fā)明高強度鋼板通過使用如上述所述的特定化學(xué)成分的鋼材，且含有冷卻條件及保持條件等，并采用適當(dāng)?shù)臒崽幚項l件，確保了規(guī)定的金屬組織，由此，能夠廉價地提供具有980MPa級以上的高強度，并且延展-拉伸翻邊性良好，點焊性及耐延遲破壞特性也同樣優(yōu)異的鋼板。實施例下面，列舉實驗例更具體地說明本發(fā)明，但不用說，本發(fā)明不受下述實驗例限制，也可以在可適于前、后的主要內(nèi)容的范圍內(nèi)適當(dāng)?shù)卦黾幼兏鼇韺嵤?，這些都包含在本發(fā)明的技術(shù)范圍內(nèi)。實驗例通過熔煉表l所示成分組成的鋼材，連續(xù)鑄造后，以下述條件進(jìn)行熱軋、酸洗、冷軋，接著，通過以表2所示的條件進(jìn)行熱處理(退火)，得到冷軋鋼板。(熱軋)加熱溫度1200。CX60分精加工溫度800°C冷卻以40。C/秒的冷卻速度冷卻至720。C，經(jīng)過10分鐘空冷后，以40。C/秒冷卻至500°C，之后以500°C保持60分鐘之后爐冷。精加工板厚3.2mm。(酸洗、冷軋)酸洗后，冷軋至1.2mm板厚。[熱處理(退火)]如表2所示，加熱至規(guī)定的退火溫度且保持180秒后，以規(guī)定的速度冷卻至規(guī)定的冷卻停止溫度，以規(guī)定溫度保持4分鐘之后隨爐冷卻。用下述的方法確認(rèn)所得的冷軋鋼板的金屬組織，并且對于各供試驗鋼板，進(jìn)行抗拉試驗、擴(kuò)孔試驗、點焊試驗、耐延遲破壞試驗，得到在表2及表3中匯總表示的結(jié)果。(金屬組織)組織鑒別方法A:里佩拉(k乂，一)腐蝕進(jìn)行光學(xué)顯微鏡觀察(1000倍)，l視野B:SEM觀察(4000)、4視野。多角鐵素體(PF):由利用上述A拍攝到的照片進(jìn)行計算。相對于殘留Y和馬氏體的白色，PF因被腐蝕成灰色而能夠識別。條狀殘留Y及塊狀殘留Y:利用電子反散射像法(ElectronBackscatteringPattern也叫作EBSP)，確認(rèn)了殘留Y后，占空系數(shù)由用上述B拍攝到的照片計算出。即，由SEM像的圖像解析抽取縱橫比不足3的殘留Y，求出這些圓當(dāng)量直徑的平均值。是否是殘留Y由EBSP來確認(rèn)。貝氏體鐵素體(BF)利用透射型電子顯微鏡(TEM:倍率15000)，確認(rèn)了不是除如貝氏體及假鐵素體以外的組織后，面積率為從100%減去多邊形鐵素體量和上述殘留Y量的值。(性能評價試驗)抗拉試驗利用JIS5號抗拉試驗片進(jìn)行測定。擴(kuò)孔試驗按照鋼鐵聯(lián)盟規(guī)格JFST1001實施。點焊性以下述的條件進(jìn)行點焊，若溶核直徑5Vt時的延性比為0.30以上，則點焊性良好(〇)。(焊接條件)供試驗材料厚度1.2mm電極球半徑型(頂端直徑6mm)壓力375kg電流緩升l周期，通電時間12周期，同步1周期(60Hz)溶核直徑的調(diào)節(jié)通過焊接電流調(diào)整，延性比交叉抗拉強度/剪斷拉伸強度(耐延遲破壞性)使用R=3mm的60°V型塊實施V字彎曲后，向彎曲部施加1500Mpa的應(yīng)力，浸入5%鹽酸水溶液中，測定至產(chǎn)生破裂的時間。將24小時內(nèi)沒有破裂的性能設(shè)作耐延伸裂斷性良好(〇)。表1化學(xué)成分(質(zhì)量％)<table>tableseeoriginaldocumentpage13</column></row><table>表3<table>tableseeoriginaldocumentpage14</column></row><table>由表13可以有下面的觀點。編號112是完全滿足本發(fā)明的規(guī)定主要條件的實施例，含有強度X延伸率特性、強度X拉伸翻邊特性，得到機械特性的全部優(yōu)異的結(jié)果，點焊性及耐延遲破壞性也同樣良好。與之相對，編號12由于所用的鋼材C的含量不足，并且Si/C比偏離規(guī)定范圍，所以塊狀殘留Y量過多，強度X延伸率特性、強度X拉伸翻邊特性都惡化。另外，編號13由于所用的鋼材的Si含量不足，并且Si/C比偏離規(guī)定范圍，所以塊狀殘留Y量過多強度X延伸率特性、強度X拉伸翻邊特性都惡化，點焊性和耐延遲破壞性也不良。編號14由于鋼中Mn的含量不足，所以強度不夠，不能滿足980MPa級的要求水平。就編號15而言，C、Si的絕對量滿足規(guī)定值，但Si/C比偏離規(guī)定主要條件，塊狀殘留Y量增多，其尺寸也大，所以強度X延伸率特性惡化，且點焊性及耐延遲破壞性也劣化。編號16由于雖然鋼組成是適當(dāng)?shù)模珶崽幚頃r冷卻速度是不適宜，塊狀殘留Y量多，因此，強度X延伸率特性、強度X拉伸翻邊特性都不充分，耐延遲破壞性也惡化。編號17由于熱處理時的冷卻速度及冷卻停止溫度、保持溫度的平衡變壞，無法完全生成塊狀殘留Y，所以延伸率降低，強度X延伸率特性也劣化。權(quán)利要求1、一種延伸率、拉伸翻邊性及焊接性優(yōu)異的高強度鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計含有C0.10～0.25％、Si1.0～3.0％、Mn1.5～3.0％、P0.15％以下、S0.02％以下、Al0.4％以下，余量是Fe及不可避免的雜質(zhì)，所述Si和C的含量比率(Si/C)以質(zhì)量比計為7～14的范圍，并且，縱斷面的微觀組織以相對全部組織的占空系數(shù)計滿足1)貝氏體鐵素體50％以上，2)條狀殘留奧氏體3％以上，3)塊狀殘留奧氏體1％以上～1/2×條狀殘留奧氏體占空系數(shù)，并且，4)塊狀第二相的平均尺寸為10μm以下。2、如權(quán)利要求1所述的高強度鋼板，其特征在于，作為其他元素以質(zhì)量^計含有從Ti:0.15%以下、Nb:0.1%以下、Cr:1.0%以下中選出的至少一種。3、如權(quán)利要求1或2所述的高強度鋼板，其特征在于，作為其他元素含有Ca:30ppm以下和/或REM:30ppm以下。4、如權(quán)利要求1或2所述的高強度鋼板，其特征在于，抗拉強度為980MPa以上。全文摘要本發(fā)明提供一種高強度鋼板，例如具有980MPa級以上的抗拉強度，且延伸率、拉伸翻邊性及點焊性優(yōu)良，耐延遲破壞特性也同樣優(yōu)異。該高強度鋼板由鋼組成，其化學(xué)成分滿足C0.12～0.25％、Si1.0～3.0％、Mn1.5～3.0％、P0.15％以下、S0.02％以下、Al0.4％以下，余量為Fe及不可避的雜質(zhì)，上述的Si和C的含有比率(Si/C)以質(zhì)量比計為7～14范圍，而且，縱斷面的微觀組織以相對于全部組織的占空系數(shù)計滿足1)貝氏體鐵素體50％以上，2)條狀殘留奧氏體3％以上，3)塊狀殘留奧氏體1％以上～1/2×條狀殘留奧氏體占空系數(shù)，且4)塊狀第二相的平均尺寸為10μm以下。文檔編號C22C38/00GK101460645SQ200780020760公開日2009年6月17日申請日期2007年6月4日優(yōu)先權(quán)日2006年6月5日發(fā)明者中屋道治,向井陽一,杉本公一申請人:株式會社神戶制鋼所;株式會社信州Tlo