專利名稱：高強(qiáng)度鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及汽車、電氣等產(chǎn)業(yè)領(lǐng)域中使用的成形性優(yōu)良的拉伸強(qiáng)度為1400MPa以 上的高強(qiáng)度鋼板及其制造方法。并且，本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板包括在鋼板的表面上實(shí)施了熱 鍍鋅或合金化熱鍍鋅的鋼板。
背景技術(shù)：
近年來，從保護(hù)地球環(huán)境的觀點(diǎn)出發(fā)，提高汽車的燃料效率已成為重要的課題。因 此，正積極進(jìn)行通過車體材料的高強(qiáng)度化來實(shí)現(xiàn)薄壁化，從而使車體本身輕量化的研究。但 是，由于鋼板的高強(qiáng)度化導(dǎo)致成形加工性降低，因此期望兼具高強(qiáng)度和優(yōu)良的加工性的材 料的開發(fā)。對(duì)于這種要求，目前已開發(fā)出鐵素體_馬氏體雙相鋼(DP鋼)和利用了殘留奧 氏體的相變誘發(fā)塑性的TRIP鋼等各種復(fù)合組織鋼板。而且，近年來，正在研究有效利用拉伸強(qiáng)度超過1400MPa的高強(qiáng)度鋼板，并進(jìn)行該 鋼板的開發(fā)。例如，專利文獻(xiàn)1中提出了一種成形性和鋼板形狀良好的拉伸強(qiáng)度超過1500MPa 的超高強(qiáng)度冷軋鋼板，其通過在預(yù)定的條件下退火后，在噴水中急冷至室溫，然后進(jìn)行過時(shí) 效處理而得到；專利文獻(xiàn)2中提出了一種加工性及沖擊特性優(yōu)良的拉伸強(qiáng)度超過1500MPa 的超高強(qiáng)度冷軋鋼板，其通過在預(yù)定的條件下退火后，在噴水中急冷至室溫，然后進(jìn)行過時(shí) 效處理而得到。此外，專利文獻(xiàn)3中提出了一種拉伸強(qiáng)度為980MPa以上的高強(qiáng)度薄鋼板，其 通過制成含有以體積率計(jì)為70%以上的馬氏體的鋼組織，并且限制預(yù)定大小以上的Fe-C 系析出物的個(gè)數(shù)，防止了氫脆化。專利文獻(xiàn)1 日本專利第2528387號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)2 日本特公平8-26401號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)3 日本專利第2826058號(hào)公報(bào)

發(fā)明內(nèi)容
但是，上述現(xiàn)有技術(shù)中存在以下所述的問題。在專利文獻(xiàn)1和2中，雖然考慮到延展性、彎曲性，但沒有考慮拉伸凸緣性，而且， 由于退火后需要在噴水中急冷至室溫，因此存在只要不是在退火爐和過時(shí)效爐之間設(shè)有能 夠急冷鋼板的特殊設(shè)備的生產(chǎn)線就不能制造的問題。此外，專利文獻(xiàn)3中，僅表現(xiàn)出鋼板的 氫催化的改善，并對(duì)彎曲加工性進(jìn)行了一些研究，而除此之外，卻在沒有充分考慮加工性的 方面留有問題。通常，為了實(shí)現(xiàn)鋼板的高強(qiáng)度化，需要使硬質(zhì)相相對(duì)于整個(gè)組織的比例增加。特別 是在為了得到超過1400MPa的拉伸強(qiáng)度的情況下，需要大幅提高硬質(zhì)相的比例，因此鋼板 的加工性受到硬質(zhì)相的加工性的影響。即，對(duì)于硬質(zhì)相的比例少的情況下，由于鐵素體變 形，因此即使在硬質(zhì)相的加工性不充分的情況下仍確保了最低限度的加工性，但對(duì)于硬質(zhì) 相的比例多的情況下，由于不能期待鐵素體的變形，因此硬質(zhì)相的變形能本身直接影響鋼板的成形性。因此，對(duì)于硬質(zhì)相的加工性不充分的情況下，鋼板的成形性顯著變差。因此，在冷軋鋼板的情況下，例如如上所述，通過在具有水淬火功能的連續(xù)退火時(shí) 設(shè)備中實(shí)施水淬火使馬氏體生成，然后進(jìn)行再加熱將馬氏體回火，由此提高硬質(zhì)相的加工 性。但是，對(duì)于使生成這種馬氏體生成后，不能通過再加熱使馬氏體回火的設(shè)備而言， 雖然能夠確保強(qiáng)度，但難以確保馬氏體等硬質(zhì)相的加工性。此外，作為馬氏體以外的硬質(zhì)相，通過充分利用貝氏體、珠光體來確保硬質(zhì)相的加 工性，能夠?qū)崿F(xiàn)冷軋鋼板的拉伸凸緣性的提高，但未必通過貝氏體、珠光體能夠確保充分的 加工性，而且，在以強(qiáng)度為代表的特性的穩(wěn)定性方面存在問題。特別是在充分利用了貝氏體的情況下，由于貝氏體生成的溫度和保持的時(shí)間的變 化，因此存在延展性、拉伸凸緣性較大變化的問題。而且，為了確保延展性和拉伸凸緣性，還進(jìn)行了制造馬氏體和貝氏體的混合組織 等的研究。但是，為了使硬質(zhì)相成為各種相的混合組織，并高精度地控制其比例，需要嚴(yán)密地 控制熱處理?xiàng)l件，因而在制造穩(wěn)定性的方面存在問題。本發(fā)明順利地解決了上述問題，其目的在于，提供兼具拉伸強(qiáng)度為1400MPa以上 的高強(qiáng)度和優(yōu)良的成形性的超高強(qiáng)度鋼板、及其有利的制造方法。并且，成形性通過TSXT.EL及拉伸凸緣性的指標(biāo)λ進(jìn)行評(píng)價(jià)，本發(fā)明中，以 TSXT. El彡14500MPa· %、λ》15%作為目標(biāo)特性。為了解決上述問題，本發(fā)明人對(duì)馬氏體的生成過程、特別是鋼板的冷卻條件給馬 氏體帶來的影響進(jìn)行了研究。其結(jié)果得到如下見解，只要適當(dāng)?shù)乜刂评滠埡蟮臒崽幚項(xiàng)l件，就能在馬氏體相變 的同時(shí)使相變后的馬氏體回火，并將通過上述處理生成的自回火馬氏體控制為預(yù)定的比 例，由此能夠得到作為本發(fā)明目標(biāo)的兼具優(yōu)良的成形性和拉伸強(qiáng)度為HOOMPa以上的高強(qiáng) 度的高強(qiáng)度鋼板。本發(fā)明基于上述見解，進(jìn)一步反復(fù)研究而完成，其主旨構(gòu)成如下。1. 一種高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，組成為，以質(zhì)量％計(jì)，含有C 0. 12 %以上且
0.50% 以下、Si 2. 0% 以下、Mn 1. 0% 以上且 5. 0% 以下、P 0. 以下、S 0. 07% 以下、Al
1.0%以下及N 0. 008%以下，余量為Fe及不可避免的雜質(zhì)；作為鋼組織，以面積率計(jì)，具 有80%以上的自回火馬氏體，并且滿足鐵素體小于5%、貝氏體為10%以下、殘留奧氏體為 5%以下，所述自回火馬氏體中的5nm以上且0. 5 μ m以下的鐵碳化物的平均析出個(gè)數(shù)在每 Imm2中為5 X IO4個(gè)以上，且拉伸強(qiáng)度為1400MPa以上。2.如上述1所述的高強(qiáng)度鋼板，其中，所述鋼板以質(zhì)量％計(jì)，還含有選自Cr 0. 05%以上且5. 0%以下、V 0. 005%以上且1. 0%以下及Mo 0. 005%以上且0. 5%以下中 的1種或2種以上的元素。3.如上述1或2所述的高強(qiáng)度鋼板，其中，所述鋼板以質(zhì)量％計(jì)，還含有選自Ti 0. 01%以上且0. 以下、Nb 0. 01%以上且0. 以下、B 0. 0003%以上且0. 0050%以下、 Ni 0. 05%以上且2.0%以下及Cu 0. 05%以上且2.0%以下中的1種或2種以上的元素。4.如上述1 3中任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度鋼板，其中，所述鋼板以質(zhì)量％計(jì)，還含有選自Ca 0. 001%以上且0. 005%以下及REM :0. 001%以上且0. 005%以下中的1中或2種元素。5.如權(quán)利要求1 4中任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度鋼板，其中，所述自回火馬氏體中， 0. Iym以上且0. 5 μ m以下的鐵碳化物的析出個(gè)數(shù)在每Imm2中為5X IO2個(gè)以下的自回火 馬氏體的比例，相對(duì)于所述自回火馬氏體總量以面積率計(jì)為3%以上。6.如上述1 5中任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度鋼板，其中，在所述鋼板的表面上設(shè)置熱鍍鋅層。7.如上述1 5中任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度鋼板，其中，在所述鋼板的表面上設(shè)置合金 化熱鍍鋅層。8. 一種高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于，將具有上述1 4中任一項(xiàng)所述的 成分組成的鋼坯熱軋后，通過冷軋制成冷軋鋼板，接著對(duì)所述冷軋鋼板，在Ac3相變點(diǎn)以上 且1000°C以下的第一溫度范圍內(nèi)實(shí)施15秒以上且600秒以下的退火，然后以平均3°C / 秒以上的速度從所述第一溫度范圍冷卻至780°C，再以平均10°C /秒以上的速度在780°C 至550°C的第二溫度范圍內(nèi)進(jìn)行冷卻，然后，在Ms點(diǎn)低于300°C的情況下，以0. 01°C /秒 以上且10°C /秒以下的速度在至少M(fèi)s點(diǎn)至150°C的第三溫度范圍內(nèi)進(jìn)行冷卻，在Ms點(diǎn)為 300°C以上的情況下，以0.5°C /秒以上且10°C /秒以下的速度從Ms點(diǎn)冷卻至300°C，并以 0. 01°C /秒以上且10°C /秒以下的速度從300°C冷卻至150°C，在所述第三溫度范圍內(nèi)進(jìn)行 自回火處理，所述自回火處理在使馬氏體生成的同時(shí)對(duì)相變后的馬氏體進(jìn)行回火。9.如上述8所述的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其中，對(duì)于經(jīng)過了所述第二溫度范圍 的鋼板，在Ms點(diǎn)低于300°C的情況下，以1. O0C /秒以上且10°C /秒以下的速度在至少M(fèi)s 點(diǎn)至150°C的第三溫度范圍內(nèi)進(jìn)行冷卻，在Ms點(diǎn)為300°C以上的情況下，以0. 5°C /秒以上 且10°C /秒以下的速度從Ms點(diǎn)冷卻至300°C，并以1. 0°C /秒以上且10°C /秒以下的速度 從300°C冷卻至150°C，在所述第三溫度范圍內(nèi)進(jìn)行自回火處理，所述自回火處理在使馬氏 體生成的同時(shí)對(duì)相變后的馬氏體進(jìn)行回火。根據(jù)本發(fā)明，通過使鋼板中含有適量的自回火馬氏體，能夠得到兼具拉伸強(qiáng)度為 1400MPa以上的高的強(qiáng)度和優(yōu)良的加工性的超高強(qiáng)度鋼板，較好地有助于汽車車身的輕量 化。此外，本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板的制造方法中，由于不需要淬火后的鋼板的再加熱，因 此不需要特殊的制造設(shè)備，而且由于能夠容易地應(yīng)用在熱鍍鋅或合金化熱鍍鋅工序中，因 此有助于減少工序及降低成本。


圖1是表示得到通常的回火馬氏體的淬火/回火工序的模式圖。圖2A是表示根據(jù)本發(fā)明得到自回火馬氏體的自回火處理工序的模式圖。圖2B是表示根據(jù)本發(fā)明得到自回火馬氏體的自回火處理工序的模式圖。
具體實(shí)施例方式下面，對(duì)本發(fā)明進(jìn)行具體說明。首先，對(duì)本發(fā)明中如上限定鋼板的組織的理由進(jìn)行說明。
自回火馬氏體的面積率80%以上在本發(fā)明中，自回火馬氏體不是指如以往那樣通過淬火/回火處理而得到的所謂 回火馬氏體，而是指通過自回火處理使馬氏體相變與其回火同時(shí)進(jìn)行而得到的組織。該組 織并不是如通常的淬火/回火處理那樣，在由淬火引起的馬氏體相變結(jié)束后通過升溫、回 火而生成的均勻回火后的組織，而是控制在Ms點(diǎn)以下的范圍內(nèi)的冷卻過程，階段性地進(jìn)行 馬氏體相變及其回火，從而使回火情況不同的馬氏體混合存在的組織。該自回火馬氏體是有助于鋼板的高強(qiáng)度化的硬質(zhì)相。因此，為了得到拉伸強(qiáng)度為 1400MPa以上的高強(qiáng)度，需要使自回火馬氏體的面積率達(dá)到80%以上。而且，自回火馬氏體 不僅是硬質(zhì)相而且加工性優(yōu)良，因此即使面積率為100%也能夠確保所要求的加工性。
本發(fā)明中，鋼板組織優(yōu)選為由上述自回火馬氏體構(gòu)成的組織。而且，雖然存在由鐵 素體、貝氏體、殘留奧氏體等其它的相形成的情況，但只要在以下所述的容許范圍內(nèi)，則即 使形成這些相也沒有問題。鐵素體的面積率小于5% (其中包括0% )鐵素體是軟質(zhì)的組織，若鐵素體向本發(fā)明的鋼板的具有80%以上的自回火馬氏體 的鋼組織中的混入量，以面積率計(jì)，達(dá)到5%以上，則根據(jù)鐵素體的分布，有時(shí)難以確保拉伸 強(qiáng)度為1400MPa以上、更優(yōu)選為1470MPa。因此本發(fā)明中，使鐵素體的面積率小于5%。貝氏體的面積率10%以下(其中包括0% )貝氏體是有助于高強(qiáng)度化的硬質(zhì)相，因此可以與自回火馬氏體同時(shí)包含在鋼組織 內(nèi)。但是，由于貝氏體生成溫度范圍不同、其特性發(fā)生較大變化，從而存在使材質(zhì)的不均增 加的傾向，因此需要使其為10%以下。優(yōu)選為5%以下。殘留奧氏體面積率5%以下(其中包括0%)殘留奧氏體在加工時(shí)相變成為硬質(zhì)的馬氏體，使拉伸凸緣性降低。因此，優(yōu)選在鋼 組織中盡量減少，但能夠容許多至5%。優(yōu)選3%以下。自回火馬氏體中的鐵碳化物尺寸5nm以上且0. 5 μ m以下，平均析出個(gè)數(shù)在每Imm2中為5X IO4個(gè)以上自回火馬氏體是通過本發(fā)明的方法進(jìn)行過熱處理(自回火處理)的馬氏體，但自 回火處理不適當(dāng)時(shí)加工性仍降低。自回火處理的程度能夠通過自回火馬氏體中的鐵碳化 物的生成情況(分布狀態(tài))來確認(rèn)。該鐵碳化物中，其尺寸為5nm以上且5μπι以下的鐵 碳化物的平均析出個(gè)數(shù)在每Imm2中為5Χ IO4個(gè)以上時(shí)，能夠判斷為實(shí)施過所要求的自回 火處理。沒有將尺寸小于5nm的鐵碳化物作為判斷的對(duì)象，這是因?yàn)槠鋵?duì)自回火馬氏體的 加工性沒有影響。另一方面，尺寸超過0. 5 μ m的鐵碳化物雖然有時(shí)使自回火馬氏體的強(qiáng)度 降低，但對(duì)加工性的影響輕微，因此不作為判斷的的對(duì)象。鐵碳化物的個(gè)數(shù)低于每Imm2中 5 X IO4個(gè)的情況下，不能得到提高加工性、特別是拉伸凸緣性的效果，因此判斷為自回火處 理不充分。鐵碳化物的優(yōu)選的個(gè)數(shù)在每Imm2中為1 X IO5個(gè)以上且1 X IO6個(gè)以下的范圍， 更優(yōu)選為4X IO5個(gè)以上且1 X IO6個(gè)以下的范圍。并且，這里所說的鐵碳化物主要是Fe3C, 但有時(shí)也可以包括其他ε碳化物。為了確認(rèn)碳化物的生成狀況，對(duì)鏡面拋光后的樣品進(jìn)行SEM(掃描性電子顯微 鏡)或TEM(透射型電子顯微鏡)觀察是有效的。碳化物的鑒定可以通過截面拋光的 SEM-EDS (能量色散X射線分析)、EPMA (電子探針)、FE-AES (場(chǎng)發(fā)射俄歇電子能譜)等進(jìn)行。此外，本發(fā)明的鋼板中，在上述的自回火馬氏體中，可以對(duì)進(jìn)一步限定了該自回火 馬氏體中析出的鐵碳化物的尺寸及個(gè)數(shù)的自回火馬氏體的量適當(dāng)進(jìn)行如下設(shè)定。0. Iym以上且0. 5 μ m以下的鐵碳化物的析出個(gè)數(shù)在每Imm2中為5 X IO2個(gè)以下 的自回火馬氏體相對(duì)自回火馬氏體總量以面積率計(jì)為3 %以上自回火馬氏體中，提高0. Ιμπι以上且0.5 μπι以下的鐵碳化物的析出個(gè)數(shù)在每 Imm2中為5Χ102個(gè)以下的自回火馬氏體的比例，由此能夠不使拉伸凸緣性變差而使延展性 進(jìn)一步提高。為了得到這種效果，優(yōu)選使0. 1 μ m以上且0. 5 μ m以下的鐵碳化物的析出個(gè) 數(shù)在每Imm2中為5X IO2個(gè)以下的自回火馬氏體的比例，以相對(duì)于自回火馬氏體總量的面積 率計(jì)優(yōu)選為3%以上。并且，0. 1 μ m以上且0. 5 μ m以下的鐵碳化物的析出個(gè)數(shù)在每Imm2中 為5X IO2個(gè)以下的自回火馬氏體若在鋼板中大量存在則使加工性顯著變差，因此這種自回 火馬氏體的比例，以相對(duì)于自回火馬氏體總量的面積率計(jì)優(yōu)選為40%以下。更優(yōu)選為30% 以下。此外，在使0. Iym以上且0.5 μπι以下的鐵碳化物的析出個(gè)數(shù)在每Imm2中為 5X IO2個(gè)以下的自回火馬氏體的比例，以相對(duì)于自回火馬氏體總量的面積率計(jì)為3%以上 的情況下，自回火馬氏體中含有的鐵碳化物中微細(xì)的鐵碳化物增多，因此自回火馬氏體總 量的鐵碳化物的平均析出個(gè)數(shù)增加。因此，優(yōu)選自回火馬氏體中的5nm以上且0. 5μπι以下 的鐵碳化物的平均析出個(gè)數(shù)在每Imm2中為IXlO5個(gè)以上且5Χ106個(gè)以下的范圍。更優(yōu)選 為IX IO5個(gè)以上且5Χ IO6個(gè)以下的范圍。如上所述沒有使拉伸凸緣性變差、而使延展性進(jìn)一步提高的具體原因雖然尚不清 楚，但認(rèn)為有如下可能。在使0. 1 μ m以上且0. 5 μ m以下的比較大的鐵碳化物的析出個(gè)數(shù) 在每Imm2中為5X IO2個(gè)以下的自回火馬氏體，以相對(duì)于自回火馬氏體總量的面積率計(jì)存在 3%以上的情況下，自回火馬氏體組織成為混合有大量含有比較大的鐵碳化物的部分、和比 較大的鐵碳化物少的部分的組織。比較大的鐵碳化物少的部分由于大量含有微細(xì)的鐵碳化 物，因此成為硬質(zhì)的自回火馬氏體。另一方面，大量含有比較大的鐵碳化物的部分成為軟質(zhì) 的自回火馬氏體。使該硬質(zhì)的自回火馬氏體，以被軟質(zhì)的自回火馬氏體包圍的狀態(tài)而存在， 由此能夠抑制因自回火馬氏體內(nèi)的硬度差而產(chǎn)生的拉伸凸緣性的變差，并通過使硬質(zhì)的馬 氏體分散并存在于軟質(zhì)的自回火馬氏體中，來提高加工硬化能并提高延展性。下面，對(duì)本發(fā)明的鋼板而言，對(duì)將成分組成設(shè)定在上述范圍的理由進(jìn)行說明。并 且，表示以下的成分組成的％表示質(zhì)量％。C :0· 12% 以上且 0. 50% 以下C是鋼板的高強(qiáng)度化所不可缺少的元素，若C量小于0. 12%則難以兼具鋼板的強(qiáng) 度和延展性、拉伸凸緣性等加工性。另一方面，若C量超過0. 3%則焊接部及惹影響部的硬 化變得顯著、焊接性變差。因此，本發(fā)明中，使C量在0. 12%以上且0. 50%以下的范圍內(nèi)。 優(yōu)選在0. 14%以上且0. 23%以下的范圍內(nèi)。Si:2.0% 以下Si是有效抑制鐵碳化物的析出狀態(tài)的元素，優(yōu)選含有0. 以上。但是若Si過量 添加，則因發(fā)生紅銹等而導(dǎo)致表面性狀的變差、或鍍層附著/粘合性的變差，因此，使Si量 為2.0%以下。優(yōu)選為1.6%以下。
Mn :1· 0% 以上且 5. 0% 以下Mn在鋼的強(qiáng)化方面有效的元素。而且，是使奧氏體穩(wěn)定的元素，是確保預(yù)定量的 硬質(zhì)相所必須的元素。因此，需要含有1.0%以上的Mn。另一方面，若Mn過量添加而超過 5.0%，則引起鑄造性的變差。因此，使Mn量為1.0%以上且5.0%以下。優(yōu)選在1.5%以上 且4.0%以下的范圍內(nèi)。P:0. 以下P通過晶界偏析而引起脆化，使耐沖擊性變差，但容許高至0. 1%。此外，在實(shí)施合 金化熱鍍鋅的情況下，超過0. 1 %的P量使合金化速度大幅降低。因此，使P量為0. 1 %以 下。優(yōu)選為0.05%以下。S:0.07% 以下S形成MnS等夾雜物，部件使耐沖擊性變差，而且成為沿焊接部的金屬流動(dòng)的裂 紋的原因，因此優(yōu)選盡量減少，但從制造成本的觀點(diǎn)出發(fā)容許高至0. 07%。優(yōu)選的S量為 0. 04%以下。Al: 1.0% 以下Al是有助于鐵素體生成的元素，并且是有助于控制制造時(shí)的鐵素體生成量的元 素。但是，若含有過量的Al則使煉鋼時(shí)的鋼坯品質(zhì)變差。因此，使Al量為1.0%以下。優(yōu) 選為0. 5%以下。并且，在Al含量過少的情況下，由于脫氧變得困難，因此優(yōu)選使Al量為 0. 01%以上。N :0· 008% 以下N是使鋼的耐時(shí)效性大幅變差的元素，因而越少越好，若超過0. 008%則耐時(shí)效性 的變差變得顯著。因此，使N量為0.008%以下。優(yōu)選為0.006%以下。此外，本發(fā)明的鋼板中，除上述基本成分之外，可以根據(jù)需要適當(dāng)含有以下所述的 成分。選自Cr 0. 05%以上且5. 0%以下、V 0. 005%以上且1. 0%以下及Mo 0. 005%以 上且0.5%以下中的1種或2種以上由于Cr、V及Mo在從退火溫度開始的冷卻時(shí)具有抑制珠光體的生成的作用，因此 可以根據(jù)需要而含有。其效果能夠在Cr 0. 05%以上、V 0. 005%以上、Mo 0. 005%以上時(shí) 得到。另一方面，若過量添加Cr超過5. 0 %、過量添加V超過1. 0 %、或過量添加Mo超過 0. 5%，則導(dǎo)致由帶狀組織的發(fā)展而引起的加工性降低。因此，在含有這些元素的情況下，優(yōu) 選使Cr在0.005%以上且5.0%以下的范圍內(nèi)、使V在0. 005%以上且1. 0%以下的范圍內(nèi)、 使Mo在0. 005%以上且0. 5%以下的范圍內(nèi)。此外，對(duì)于Ti、Nb、B、Ni及Cu而言，可以含有從上述元素中選擇的1種或2種以
上，但其含量范圍的限定理由如下。Ti 0. 01%以上且0. 1 %以下及Nb 0. 01%以上且0. 1 %以下Ti及Nb有助于鋼的析出強(qiáng)化，其效果能夠在各元素含量分別為0. 01%以上時(shí)得 到，另一方面，若含量超過0. 則加工性及形狀固定性降低。因此，優(yōu)選使Ti及Nb的含量 分別在0.01%以上且0. 以下的范圍內(nèi)。B 0. 0003 % 以上且 0. 0050 % 以下由于B具有抑制來自?shī)W氏體晶界的鐵素體的生成、生長(zhǎng)的作用，因此可以根據(jù)需要而含有。其效果能夠在B含量為0. 0003%以上時(shí)得到，另一方面，若超過0. 0050%則加 工性降低。因此，在含有B的情況下，優(yōu)選使其在0. 0003%以上且0. 0050%以下的范圍內(nèi)。 并且，含有B時(shí)，優(yōu)選在得到上述效果的基礎(chǔ)上抑制BN的生成，因此優(yōu)選復(fù)合含有Ti。Ni 0. 05%以上且2. 0%以下及Cu 0. 05%以上且2. 0%以下Ni及Cu在實(shí)施熱鍍鋅時(shí)促進(jìn)內(nèi)部氧化，使鍍層粘合性提高。而且，Ni及Cu是在 鋼的強(qiáng)化方面有效的元素。這些效果能夠在各含量為0.05%以上時(shí)得到。另一方面，若含 有上述元素超過2. 0%，則使鋼板的加工性降低。因此，因此優(yōu)選使Ni及Cu的含量分別在 0. 05%以上且2. 0%以下的范圍內(nèi)。選自Ca :0. 001%以上且0.005%以下及REM :0. 001%以上且0.005%以下中的1 種或2種Ca及REM使硫化物的形狀球狀化，是在改善硫化物給拉伸凸緣性帶來的不良影響 的方面有效的元素。其效果能夠在各含量為0.001%以上時(shí)得到。另一方面，若含有超過 0. 005%則導(dǎo)致夾雜物等的增加，引起表面及內(nèi)部缺陷等。因此，在含有Ca、REM的情況下， 優(yōu)選使含量在0. 001 %以上且0. 005%以下的范圍內(nèi)。本發(fā)明的鋼板中，上述以外的成分為Fe及不可避免的雜質(zhì)。但是，只要是在不損 害本發(fā)明的效果的范圍內(nèi)，則不拒絕含有上述以外的成分。此外，可以在本發(fā)明的鋼板的表面設(shè)置熱鍍鋅層或合金化熱鍍鋅層。下面，對(duì)本發(fā)明的鋼板的優(yōu)選制造方法及制造條件的限定理由進(jìn)行說明。首先，制造調(diào)節(jié)為上述的優(yōu)選成分組成的鋼坯，然后進(jìn)行熱軋，接著實(shí)施冷軋從而 制成冷軋鋼板。在本發(fā)明的鋼板的制造方法中，上述處理沒有特殊限制，可以按照通常的方 法進(jìn)行。這里，優(yōu)選的制造條件如下。將鋼坯加熱至1100°C以上且1300°C以下，然后在 8700C以上且950°C以下的溫度下進(jìn)行熱精軋，即、使熱軋終了溫度為870°C以上且950°C以 下，再在350°C以上且720°C以下的溫度下對(duì)所得熱軋鋼板進(jìn)行卷取。接著，將熱軋鋼板酸 洗后，在40%以上且90%以下的軋制率下進(jìn)行冷軋從而制成冷軋鋼板。并且，假設(shè)熱軋鋼板是經(jīng)由通常的煉鋼、鑄造及熱軋的各工序而制造，但熱軋鋼板 也能夠通過例如薄板坯連鑄等、省略熱軋工序的一部分或全部來進(jìn)行制造。在Ac3相變點(diǎn)以上且1000°C以下的第一溫度范圍，具體而言，在奧氏體單相范圍 內(nèi)，對(duì)所得的冷軋鋼板實(shí)施15秒以上且600秒以下的退火。在退火溫度低于Ac3相變點(diǎn)的 情況下，存在退火中產(chǎn)生鐵素體，即使加快至鐵素體成長(zhǎng)范圍的550°C為止的冷卻速度也難 以抑制器生長(zhǎng)的情況。另一發(fā)面，在退火溫度高于1000°C的情況下，奧氏體晶粒的生長(zhǎng)顯 著，雖然自回火馬氏體以外的鐵素體或奧氏體、貝氏體的生長(zhǎng)受到抑制，但存在使韌性變差 的情況。而且，退火少于15秒，則存在冷軋鋼板中的碳化物的熔解沒有充分進(jìn)行的情況。另 一方面，超過600秒的退火導(dǎo)致伴隨巨大的能源消耗的成本增加。因此，使退火溫度及退火 時(shí)間分別在Ac3相變點(diǎn)以上且1000°C以下、15秒以上且600秒以下的范圍內(nèi)。優(yōu)選的退火 溫度及退火時(shí)間分別為[Ac3相變點(diǎn)+10] 0C以上且950°C以下、30秒以上且400秒以下。并且，Ac3相變點(diǎn)使用下式求出。[Ac3 相變點(diǎn)](°C ) = 910-230X [C% ] 1/2+44. 7X [Si % ]_30X [Mn % ]+700X [P %]+400X [Al%]-15. 2X [Ni% J-IlX [Cr% ]-20X [Cu%]+31. 5X [Mo%]+104X [V%]+400X [T1% ]其中，]為鋼坯的成分元素C的質(zhì)量％。以3°C /秒以上的平均速度將退火后的冷軋鋼板從第一溫度范圍冷卻至780V。從 第一溫度范圍到780°C，即從第一溫度范圍的下限溫度々(3相變點(diǎn)到780°C的溫度范圍內(nèi)， 雖然鐵素體析出速度雖然比在后述的780°C以下的溫度范圍慢，但由于使能夠引起鐵素體 析出的溫度范圍，因此需要以3°C/秒以上的平均速度在從AcJH變點(diǎn)到780°C內(nèi)進(jìn)行冷卻。 平均冷卻速度小于3°C /秒時(shí)，鐵素體生成/生長(zhǎng)，有時(shí)不能得到預(yù)定的組織。平均冷卻速 度的上限雖然沒有特殊規(guī)定，但由于為了得到200°C /秒以上的冷卻速度需要特別的冷卻 設(shè)備，因此優(yōu)選為200°C /秒以下。優(yōu)選的平均冷卻速度在5°C /秒以上且200°C /秒以下 的范圍內(nèi)。在從780°C到550°C的第二溫度范圍內(nèi)，以平均10°C /秒以上的冷卻速度對(duì)冷卻 至780°C的冷軋鋼板進(jìn)行冷卻。780°C到550°C的溫度范圍是鐵素體析出速度加快，且容易 引起鐵素體相變的溫度范圍。該溫度范圍內(nèi)的平均冷卻速度小于10°C /秒時(shí)，鐵素體、珠光 體等析出，有時(shí)不能得到目標(biāo)組織。優(yōu)選的平均冷卻速度為15°C/秒以上。并且，Ac3相變 點(diǎn)為780°C以下時(shí)，可以使從780°C以下的相變點(diǎn)溫度到550°C的第二溫度范圍的平均冷卻 速度為10°C /秒以上。將冷卻至550°C的冷軋鋼板提供至自回火處理工序。自回火處理是指，對(duì)于達(dá)到 Ms點(diǎn)、即馬氏體相變開始溫度的鋼板，在使馬氏體發(fā)生相變的同時(shí)對(duì)相變后的馬氏體進(jìn)行 回火處理，因此含有自回火馬氏體作為鋼組織，這是本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板的最大的特征。普通的馬氏體能夠通過在退火后通過水冷等進(jìn)行淬火來得到。該馬氏體為極硬的 相，雖然有助于鋼板的高強(qiáng)度化但加工性差。因此，為了將該馬氏體制成加工性良好的回火 馬氏體，通?？梢赃M(jìn)行將淬火后的鋼板再次加熱并實(shí)施回火的處理。圖1模式地示出了以 上的工序。在這種通常的淬火/回火處理中，在通過淬火使馬氏體相變結(jié)束后進(jìn)行升溫、回 火處理，由此制成均勻回火的組織。與此相對(duì)，自回火處理如圖2A、圖2B所示，不伴隨淬火及再加熱引起的回火，是生 產(chǎn)率非常高的方法。含有能夠通過該自回火處理得到的自回火馬氏體的鋼板，具有與實(shí)施 了圖1所示的淬火及再加熱引起的回火的鋼板同等或以上的強(qiáng)度和加工性。而且，在自回 火處理中，通過在第三溫度范圍內(nèi)進(jìn)行連續(xù)冷卻(包括階段性的冷卻/保持)，能夠連續(xù) /階段性地發(fā)生馬氏體相變及其回火，從而能夠得到回火情況不同的馬氏體混合存在的組 織?；鼗鹎闆r不同的馬氏體，強(qiáng)度、加工性等特性不同，但通過利用自回火處理將回火情況 不同的馬氏體的量控制為最佳，能夠滿足鋼板整體所要求的特性。而且，自回火處理不伴隨 使全部的馬氏體相變結(jié)束這樣的直至低溫范圍的急冷，因此鋼板內(nèi)的殘留應(yīng)力小，有利于 得到板形優(yōu)良的鋼板。下面示出具體的自回火處理。如圖2A所示，Ms點(diǎn)低于300°C時(shí)，在從至少M(fèi)s點(diǎn)到150°C的第三溫度范圍內(nèi)，以 0. ore /秒以上且io°c /秒以下的平均速度進(jìn)行冷卻。若冷卻速度小于0. ore /秒，則自 回火過度進(jìn)行，自回火馬氏體內(nèi)部的碳化物的粗大化變得顯著，從而存在不能確保強(qiáng)度的 情況。另一方面，若平均冷卻速度超過10°c /秒，則自回火沒有充分地進(jìn)行，馬氏體的加工 性變得不充分。優(yōu)選的平均冷卻速度為0. 1°C /秒以上且8°C /秒以下的范圍。
此外，對(duì)于Ms點(diǎn)位300°C以上的情況下，如圖2B所示，以0. 5°C /秒以上且10°C / 秒以下的平均速度在從Ms點(diǎn)到300°C的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行冷卻，以0. 01°C /秒以上且10°C / 秒以下的平均速度在從300°C到150°C的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行冷卻。若從Ms點(diǎn)到300°C的溫度 范圍的平均冷卻速度小于0. 5V /秒，則自回火處理過度進(jìn)行，自回火馬氏體內(nèi)部的碳化物 的粗大化變得顯著，從而存在難以確保強(qiáng)度的情況。另一方面，若平均冷卻速度超過10°C / 秒，則自回火處理沒有充分地進(jìn)行，不能確保馬氏體的加工性。優(yōu)選平均冷去速度在rc / 秒以上且8°C /秒以下的范圍內(nèi)。此外，若從300°C到150°C的溫度范圍的平均冷卻速度小于0.01°C /秒，則自回火 過度進(jìn)行，自回火馬氏體內(nèi)部的碳化物的粗大化變得顯著，存在不能確保強(qiáng)度的情況。另一 方面，若冷卻速度超過10°c /秒，則自回火沒有充分地進(jìn)行，馬氏體的加工性變得不充分。此外，對(duì)于從第二溫度范圍下限的550°C到第三溫度范圍上限的Ms點(diǎn)的溫度范圍 而言，冷軋鋼板的冷卻速度沒有受到特殊限制，但優(yōu)選進(jìn)行控制使珠光體、貝氏體相變沒有 進(jìn)行，優(yōu)選以0. 5°C /秒以上且200°C /秒以下的范圍的速度進(jìn)行冷卻。并且，上述Ms點(diǎn)如通常所進(jìn)行的那樣，通過冷卻時(shí)的熱膨脹測(cè)定或電阻測(cè)定來求 出。而且上述的Ms點(diǎn)能夠通過例如下式⑴來近似求出。M是根據(jù)經(jīng)驗(yàn)而求得的近似值。M(°C ) = 540-361 X {[C% ]/(1-[α % ]/100)}-6X [Si% ]-40Χ [Μη% ]+30Χ [Al % ]-20Χ [Cr% ]-35Χ [V% ]_10Χ [Μο% ]_17Χ [Ni% ]_10Χ [Cu% ]· · . (1)其中，]為鋼坯的成分元素X的質(zhì)量％，[α % ]為多邊形鐵素體的面積率 )。并且，多邊形鐵素體的面積率，例如通過1000 3000倍的SEM照片的圖像處理/ 分析來進(jìn)行測(cè)定。認(rèn)為通過上式(1)近似求出Ms點(diǎn)的情況下，算出的M值與真正的Ms點(diǎn)之間有少 許的差。特別是Ms點(diǎn)低于300°C時(shí)，由于自回火的進(jìn)行速度慢，因此該差成為問題。因此， Ms點(diǎn)低于300°C時(shí)，對(duì)于以M值作為Ms點(diǎn)來使用的情況下，優(yōu)選將第三溫度范圍的控制冷 卻的開始溫度設(shè)為超過M值的溫度的M值+50°C，以能夠確保從至少M(fèi)s點(diǎn)到150°C的第三 溫度范圍的冷卻溫度。另一方面，Ms點(diǎn)為300°C以上時(shí)，由于自回火的進(jìn)行速度快，因此由 M值與真正的Ms點(diǎn)的差引起的自回火遲延的問題小，相反若以上述冷卻速度從高的溫度范 圍開始冷卻，則可能自回火過度進(jìn)行。因此，基于由M值算出的Ms點(diǎn)，在上述條件下從Ms 點(diǎn)冷卻至300°C并從300°C冷卻至150°C即可。而且，在穩(wěn)定的到自回火馬氏體的方面，優(yōu)選 使通過M值算出的Ms點(diǎn)位250°C以上。并且，在上述條件下的退火/冷卻后的鋼板中觀察到多邊形鐵素體。為了滿足由 上述M算出的Ms點(diǎn)與冷卻條件的關(guān)系，在制造所要求的成分組成的冷軋鋼板后，計(jì)算多邊 形鐵素體的面積率，再與由鋼板組成求出的合金元素的含量一起由上述式(1)求出M，并將 其作為Ms點(diǎn)的值即可。由上述制造條件求出的Ms點(diǎn)以下的冷卻條件偏離本發(fā)明的范圍 時(shí)，若要使制造條件在本發(fā)明的范圍內(nèi)，則只要適當(dāng)調(diào)節(jié)冷卻條件或成分組成的含量等即 可。并且，本發(fā)明例中，如上所述，由于鐵素體的殘存量非常少，而且，對(duì)基于上述Ms點(diǎn)以 下的溫度范圍的冷卻條件的鐵素體面積率的影響非常小，因此由冷卻條件的調(diào)整引起的Ms 點(diǎn)的變化小。而且，在本發(fā)明的制造方法中，可以根據(jù)需要適當(dāng)添加以下的構(gòu)成。
而且，以10°C /秒以上的速度在第二溫度范圍內(nèi)冷卻后，在Ms點(diǎn)低于300°C的情 況下，優(yōu)選以1. 0°C /秒以上且10°C /秒以下的速度在從至少M(fèi)s點(diǎn)到150的第三溫度范圍 內(nèi)進(jìn)行冷卻，在Ms點(diǎn)位300°C以上的情況下，以0. 50C /秒以上10°C /秒的速度從Ms點(diǎn)冷 卻至300°C、并且以1. 0°C /秒以上且10°C /秒的速度從300°C冷卻至150°C，在該第三溫度 范圍內(nèi)進(jìn)行自回火處理，所述自回火處理在使馬氏體生成的同時(shí)對(duì)相變后的馬氏體進(jìn)行回 火，由此，能夠使自回火馬氏體中含有部分(以面積率計(jì)為3%以上)0. 1 μ m以上且0. 5 μ m 以下的鐵碳化物的析出在每Imm2中為5X IO2個(gè)以上的物質(zhì)，并使延展性提高。而且，可以對(duì)本發(fā)明的鋼板實(shí)施熱鍍鋅及合金化熱鍍鋅。熱鍍鋅及合金化熱鍍鋅的方法如下。首先，使鋼板浸漬在鍍?cè)≈?，然后通過氣體擦 拭等調(diào)整附著量。作為鍍?cè)≈械娜劢釧l量，在熱鍍鋅的情況下使其在0. 12%以上且0. 22% 以下的范圍內(nèi)，在合金化熱鍍鋅的情況下使其在0.08%以上且0. 18%以下的范圍內(nèi)。此 外，在熱鍍鋅的情況下，作為鍍?cè)〉臏囟?，只要?50°C以上且500°C以下的范圍內(nèi)即可，在 進(jìn)一步實(shí)施合金化處理來進(jìn)行合金化熱鍍鋅的情況下，合金化時(shí)的溫度優(yōu)選在450°C以上 且550°C以下的范圍內(nèi)。合金化的溫度高于550°C時(shí)，碳化物從未相變奧氏體過量地析出， 或在不同的情況下珠光體化，由此可能無法得到目標(biāo)強(qiáng)度或延展性。而且，粉化性也變差。 另一方面，合金化時(shí)的溫度低于450°C時(shí)，沒有進(jìn)行合金化。優(yōu)選鍍層附著量在每個(gè)表面上為20 150g/m2。鍍層附著量小于20g/m2時(shí)，耐腐 蝕性變差。另一方面，即使鍍層附著量超過150g/m2對(duì)耐腐蝕性的效果飽和，只會(huì)導(dǎo)致成本 上升。此外，優(yōu)選合金化程度為鍍層中的Fe含量為約7 約15質(zhì)量％。若合金化程度為 Fe小于7質(zhì)量％，則產(chǎn)生合金化不平坦外觀性變差，或生成所謂的ζ相滑動(dòng)性變差。另一 方面，若合金化程度為Fe超過15質(zhì)量％則大量形成硬質(zhì)且易碎的Γ相，鍍層粘合性變差。并且，在本發(fā)明中，第一溫度范圍的保持溫度未必需要恒定，只要在規(guī)定的范圍內(nèi) 則即使發(fā)生變化也不會(huì)損害本發(fā)明的主旨。此外，各溫度范圍的冷卻速度也是一樣。而且， 只要滿足熱歷史，則鋼板可以通過任何設(shè)備來實(shí)施退火及自回火處理。而且，本發(fā)明的范圍 還包括在自回火處理后，為了形狀矯正而對(duì)本發(fā)明的鋼板進(jìn)行表面光軋。實(shí)施例實(shí)施例1以下，通過實(shí)施例進(jìn)一步對(duì)本發(fā)明進(jìn)行說明，但下述實(shí)施例并沒有對(duì)本發(fā)明構(gòu)成 限定。而且，在本發(fā)明的主旨構(gòu)成的范圍內(nèi)所進(jìn)行的構(gòu)成變化，包含在本發(fā)明的范圍內(nèi)。將具有表1所示各種成分組成的鋼坯加熱至1250°C，然后在880°C下熱精軋，并在 600°C下將所得的熱軋鋼板卷取，接著將熱軋鋼板酸洗后，在65%的軋制率下冷軋，制成板 厚為1.2mm的冷軋鋼板。在表2所示的條件下對(duì)所得的冷軋鋼板實(shí)施熱處理。同表中的任 一樣品均沒有進(jìn)行淬火。熱鍍鋅是在鍍?cè)囟葹?63°C、附著量(每單面)為50g/m2 (雙面鍍敷)的條件下 進(jìn)行的。此外，合金化熱鍍鋅是指，在鍍層中的Fe量(鐵含量)達(dá)到9質(zhì)量％的條件下進(jìn) 一步進(jìn)行的合金化處理。無論有無鍍層，均對(duì)所得的鋼板實(shí)施軋制率(延伸率)為0.3%的 表面光軋。
通過以下的方法對(duì)如上得到的鋼板進(jìn)行評(píng)價(jià)。為了調(diào)查鋼板的組織，從各鋼板切 下2個(gè)試樣，一個(gè)直接研磨，另一個(gè)在實(shí)施了 200°C下2小時(shí)的熱處理后進(jìn)行研磨。研磨面 是與軋制方向平行的板厚方向截面。使用掃描型電子顯微鏡(SEM)在3000倍下對(duì)研磨面 進(jìn)行鋼組織觀察，由此測(cè)定各相的面積率，從而鑒定各結(jié)晶晶粒的相結(jié)構(gòu)。進(jìn)行10個(gè)視野 的觀察，面積率為10個(gè)視野的平均值。通過直接研磨的樣品求出自回火馬氏體和鐵素體、 貝氏體的面積率。使用實(shí)施了 200°C下2小時(shí)的熱處理的樣品，求出回火馬氏體和殘留奧氏
體的面積率。準(zhǔn)備實(shí)施了 200°C下2小時(shí)的熱處理的試樣，是為了在SEM觀察時(shí)區(qū)分沒有回 火的馬氏體和殘留奧氏體。在SEM觀察中，難以區(qū)分沒有回火的馬氏體和殘留奧氏體。若 馬氏體回火則在馬氏體中生成鐵碳化物，由于該鐵碳化物的存在因此能夠進(jìn)行與殘留奧氏 體的區(qū)分。200°C下2小時(shí)的熱處理沒有對(duì)馬氏體之外的相產(chǎn)生影響，就是說沒有使各相的 面積率發(fā)生變化，因而可以使馬氏體回火，其結(jié)果是能夠通過生成的鐵碳化物來進(jìn)行與殘 留奧氏體的區(qū)分。并且，使用SEM觀察直接研磨后的試樣和進(jìn)行了 200°C下2小時(shí)的熱處理 的試樣并進(jìn)行比較，其結(jié)果確認(rèn)馬氏體之外的相沒有發(fā)生變化。接著，通過SEM對(duì)自回火馬氏體中的鐵碳化物的尺寸和個(gè)數(shù)進(jìn)行觀察。試樣是上 述的組織觀察所使用的試樣，但當(dāng)然觀察的是沒有進(jìn)行200°C下2小時(shí)的熱處理的試樣。根 據(jù)鐵碳化物的析出狀態(tài)和尺寸，在10000 30000倍的范圍內(nèi)進(jìn)行觀察。鐵碳化物的尺寸 通過每個(gè)析出物的長(zhǎng)徑和短徑的平均值來進(jìn)行評(píng)價(jià)，計(jì)算其尺寸為5nm以上且0. 5 μ m以下 的鐵碳化物的個(gè)數(shù)，求出在每Imm2的自回火馬氏體中的個(gè)數(shù)。進(jìn)行5 20個(gè)視野的觀察， 并由各樣品的全部視野的個(gè)數(shù)的合計(jì)算出平均值來作為各樣品的鐵碳化物的個(gè)數(shù)(每Imm2 的自回火馬氏體的個(gè)數(shù))。強(qiáng)度如下進(jìn)行測(cè)定從相對(duì)鋼板的軋制方向平行的方向切下JIS 5號(hào)試驗(yàn)片，根 據(jù)JIS Z2241進(jìn)行拉伸試驗(yàn)。測(cè)定拉伸強(qiáng)度(TS)、屈服強(qiáng)度(YS)及總延伸率(T.E1)，算出 用于評(píng)價(jià)強(qiáng)度和延伸率的平衡的拉伸強(qiáng)度與總延伸率的乘積(TSXT.E1)。并且，在本發(fā)明 中，將TSXT. El彡14500 (MPa · % )的情況判定為良好。拉伸凸緣性根據(jù)日本鋼鐵聯(lián)盟標(biāo)準(zhǔn)JFST1001來進(jìn)行評(píng)價(jià)。將所得的各鋼板裁剪 為IOOmmX IOOmm后，沖出間隔為板厚的12%、直徑IOmm的孔，然后在使用內(nèi)徑75mm的沖模 以88. 2kN的褶皺壓制力進(jìn)行抑制的狀態(tài)下，將60°錐狀凸模壓入孔中，測(cè)定裂紋發(fā)生時(shí)的 孔直徑，并由(2)式求出最大擴(kuò)孔率(％)，并使用該最大擴(kuò)孔率的值評(píng)價(jià)拉伸凸緣性。最大擴(kuò)孔率λ (% ) = ((Df-D0)/D0} X 100. · · (2)其中，Df為裂紋發(fā)生時(shí)的孔徑OiimhDci為初始孔徑(mm)。將以上的評(píng)價(jià)結(jié)果示于表3。
由同表可知，本發(fā)明的鋼板的拉伸強(qiáng)度為1400MPa以上，而且TSXT. El彡14500 (MPa · % )及表示拉伸凸緣性的λ的值為15%以上，因此能夠確認(rèn)兼具高的強(qiáng) 度和良好的加工性。另一方面，樣品No. 3的拉伸強(qiáng)度滿足1400MPa以上，但延伸率及λ沒有達(dá)到目標(biāo) 值因而加工性差。這是因?yàn)椋Y(jié)構(gòu)組織的鐵素體比例高，并且自回火馬氏體中的碳化物少。 此外，樣品No. 5滿足拉伸強(qiáng)度為1400MPa以上、TSXT. El為14500MPa · %以上，但λ沒 有達(dá)到目標(biāo)值因而加工性差。這是因?yàn)?，第三溫度范圍?nèi)的冷卻速度快，自回火沒有充分進(jìn)
行，因此雖然來自拉伸時(shí)的鐵素體_馬氏體界面的裂紋產(chǎn)生受到抑制，但馬氏體中的碳化 物少，擴(kuò)孔試驗(yàn)中穿孔時(shí)強(qiáng)加工的端面附近，馬氏體的加工性不充分，因而馬氏體內(nèi)容易地
產(chǎn)生裂紋。根據(jù)以上內(nèi)容能夠確認(rèn)，馬氏體中的鐵碳化物個(gè)數(shù)在每Imm2中為5X IO4個(gè)以上 的、充分實(shí)施了自回火處理的、含有自回火馬氏體的本發(fā)明的鋼板兼具高強(qiáng)度化和加工性。實(shí)施例2將具有表1的鋼種A、C及F所示成分組成的鋼坯加熱至1250°C，然后在600°C下 將880°C下熱精軋后的熱軋鋼板卷取，接著將熱軋鋼板酸洗后，在65%的軋制率下冷軋，制 成板厚為1. 2mm的冷軋鋼板。在表4所示的條件下對(duì)所得的冷軋鋼板實(shí)施熱處理。無論有無鍍層，對(duì)所得的鋼板進(jìn)行軋制率(延伸率)為0. 3%的表面光軋。通過與實(shí)施例1同樣的方法對(duì)如上得到的鋼板進(jìn)行評(píng)價(jià)。將結(jié)果示于表5。樣品No. 24 27雖然都使用了適合鋼，但熱處理的冷卻速度在本發(fā)明所規(guī)定的范 圍外，因此鋼組織、鐵碳化物的個(gè)數(shù)不在本發(fā)明的范圍內(nèi)，能夠確認(rèn)沒有兼具高強(qiáng)度和加工 性。
實(shí)施例3將表1的鋼種P、C及F所示成分組成的鋼坯加熱至1250°C，然后在600°C下將 880 V下熱精軋后的熱軋鋼板卷取，接著將熱軋鋼板酸洗后，在65 %的軋制率下冷軋，制成
板厚為1.2mm的冷軋鋼板。在表6所示的條件下對(duì)所得的冷軋鋼板實(shí)施熱處理。無論有無 鍍層，對(duì)所得的鋼板進(jìn)行軋制率(延伸率)為0.3%的表面光軋。并且，表6中，No.28、30、 32分別表示與表2所示的No. 4、6、11相同的樣品。通過與實(shí)施例1同樣的方法對(duì)如上得到的鋼板進(jìn)行評(píng)價(jià)。并且，自回火馬氏體中， 0. Iym以上且0.5μπι以下的鐵碳化物的析出個(gè)數(shù)在每Imm2中為5Χ IO2個(gè)以下的自回火 馬氏體的量通過以下的方法求出。如上所述，在10000 30000倍的范圍內(nèi)對(duì)沒有進(jìn)行200°C下2小時(shí)的熱處理的樣 品進(jìn)行SEM觀察，鐵碳化物的尺寸通過每個(gè)析出物的長(zhǎng)徑和短徑的平均值來進(jìn)行評(píng)價(jià)，測(cè) 定其尺寸為0. 1 μ m以上且0. 5 μ m以下的自回火馬氏體的面積率。進(jìn)行5 20個(gè)視野的觀察。將結(jié)果示于表7。能夠確認(rèn)樣品28是M低于300°C的適合鋼，其經(jīng)過第二溫度范圍后，以1. 0°C / 秒以上且10°C /秒以下的速度在從Ms點(diǎn)到150°C的第三溫度范圍內(nèi)進(jìn)行冷卻，最適當(dāng) 地控制自回火馬氏體內(nèi)的鐵碳化物的析出，由此不使拉伸凸緣性大幅降低而得到TSXT. EL彡18000MPa · %的優(yōu)良的延展性。而且能夠確認(rèn)樣品No. 30及32是M為300°C以上的適合鋼，其經(jīng)過第二溫度范圍 后，以1. O0C /秒以上且10°C /秒以下的速度在從Ms點(diǎn)到150°C的第三溫度范圍內(nèi)進(jìn)行冷 卻，最適當(dāng)?shù)乜刂谱曰鼗瘃R氏體內(nèi)的鐵碳化物的析出，由此不使拉伸凸緣性大幅降低而得 到TS XT. EL彡18000MPa · %的優(yōu)良的延展性。

權(quán)利要求
一種高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，組成為，以質(zhì)量％計(jì)，含有C0.12％以上且0.50％以下、Si2.0％以下、Mn1.0％以上且5.0％以下、P0.1％以下、S0.07％以下、Al1.0％以下及N0.008％以下，余量為Fe及不可避免的雜質(zhì)；作為鋼組織，以面積率計(jì)，具有80％以上的自回火馬氏體，并且滿足鐵素體小于5％、貝氏體為10％以下、殘留奧氏體為5％以下，所述自回火馬氏體中的5nm以上且0.5μm以下的鐵碳化物的平均析出個(gè)數(shù)在每1mm2中為5×104個(gè)以上，且拉伸強(qiáng)度為1400MPa以上。
2.如權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)度鋼板，其中，所述鋼板以質(zhì)量％計(jì)，還含有選自Cr 0. 05%以上且5. 0%以下、V 0. 005%以上且1. 0%以下及Mo 0. 005%以上且0. 5%以下中 的1種或2種以上的元素。
3.如權(quán)利要求1或2所述的高強(qiáng)度鋼板，其中，所述鋼板以質(zhì)量％計(jì)，還含有選自Ti 0. 01%以上且0. 以下、Nb 0. 01%以上且0. 以下、B 0. 0003%以上且0. 0050%以下、 Ni 0. 05%以上且2.0%以下及Cu 0. 05%以上且2.0%以下中的1種或2種以上的元素。
4.如權(quán)利要求1 3中任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度鋼板，其中，所述鋼板以質(zhì)量％計(jì)，還含有 選自Ca:0. 001%以上且0. 005%以下及REM :0. 001%以上且0. 005%以下中的1中或2種 元素。
5.如權(quán)利要求1 4中任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度鋼板，其中，所述自回火馬氏體中，0.Ιμπι 以上且0. 5 μ m以下的鐵碳化物的析出個(gè)數(shù)在每Imm2中為5X IO2個(gè)以下的自回火馬氏體的 比例，相對(duì)于所述自回火馬氏體總量以面積率計(jì)為3%以上。
6.如權(quán)利要求1 5中任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度鋼板，其中，在所述鋼板的表面上設(shè)置熱鍍鋅層。
7.如權(quán)利要求1 5中任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度鋼板，其中，在所述鋼板的表面上設(shè)置合金 化熱鍍鋅層。
8.一種高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于，將具有權(quán)利要求1 4中任一項(xiàng)所述的 成分組成的鋼坯熱軋后，通過冷軋制成冷軋鋼板，接著對(duì)所述冷軋鋼板，在Ac3相變點(diǎn)以上 且1000°C以下的第一溫度范圍內(nèi)實(shí)施15秒以上且600秒以下的退火，然后以平均3°C / 秒以上的速度從所述第一溫度范圍冷卻至780°C，再以平均10°C /秒以上的速度在780°C 至550°C的第二溫度范圍內(nèi)進(jìn)行冷卻，然后，在Ms點(diǎn)低于300°C的情況下，以0. 01°C /秒 以上且10°C /秒以下的速度在至少M(fèi)s點(diǎn)至150°C的第三溫度范圍內(nèi)進(jìn)行冷卻，在Ms點(diǎn)為 3000C以上的情況下，以0. 50C /秒以上且10°C /秒以下的速度從Ms點(diǎn)冷卻至300°C，并以 0. 01°C /秒以上且10°C /秒以下的速度從300°C冷卻至150°C，在所述第三溫度范圍內(nèi)進(jìn)行 自回火處理，所述自回火處理在使馬氏體生成的同時(shí)對(duì)相變后的馬氏體進(jìn)行回火。
9.如權(quán)利要求8所述的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其中，對(duì)于經(jīng)過了所述第二溫度范圍 的鋼板，在Ms點(diǎn)低于300°C的情況下，以1. 0°C /秒以上且10°C /秒以下的速度在至少M(fèi)s 點(diǎn)至150°C的第三溫度范圍內(nèi)進(jìn)行冷卻，在Ms點(diǎn)為300°C以上的情況下，以0. 5°C /秒以上 且10°C /秒以下的速度從Ms點(diǎn)冷卻至300°C，并以1. 0°C /秒以上且10°C /秒以下的速度 從300°C冷卻至150°C，在所述第三溫度范圍內(nèi)進(jìn)行自回火處理，所述自回火處理在使馬氏 體生成的同時(shí)對(duì)相變后的馬氏體進(jìn)行回火。
全文摘要
提供兼具拉伸強(qiáng)度為1400MPa以上的高強(qiáng)度和優(yōu)良的成形性的超高強(qiáng)度鋼板及其有利的制造方法。其組成為，以質(zhì)量％計(jì)，含有C0.12％以上且0.50％以下、Si2.0％以下、Mn1.0％以上且5.0％以下、P0.1％以下、S0.07％以下、Al1.0％以下及N0.008％以下，余量為Fe及不可避免的雜質(zhì)；鋼組織為，以面積率計(jì)，具有80％以上的自回火馬氏體，并且滿足鐵素體小于5％、貝氏體為10％以下、殘留奧氏體為5％以下，使所述自回火馬氏體中的5nm以上且0.5μm以下的鐵碳化物的平均析出個(gè)數(shù)在每1mm2中為5×104個(gè)以上。
文檔編號(hào)C23C2/06GK101932745SQ20098010382
公開日2010年12月29日 申請(qǐng)日期2009年1月29日 優(yōu)先權(quán)日2008年1月31日
發(fā)明者松田廣志, 水野玲子, 田中靖, 船川義正 申請(qǐng)人:杰富意鋼鐵株式會(huì)社