高強度鋼板及其制造方法
【專利摘要】根據(jù)本發(fā)明，通過含有規(guī)定的鋼成分，使鋼板組織成為：相對于鋼板組織整體的面積率計，馬氏體的面積率為5～70%，殘留奧氏體的面積率為5～40%，上貝氏體中的貝氏體鐵素體的面積率為5%以上，且上述馬氏體的面積率、上述殘留奧氏體的面積率和上述貝氏體鐵素體的面積率的合計為40%以上，上述馬氏體中的25%以上為回火馬氏體，多邊形鐵素體相對于鋼板組織整體的面積率超過10%且小于50%且其平均粒徑為8μm以下，將由鄰接的多邊形鐵素體粒構成的一群鐵素體粒作為多邊形鐵素體粒群時，其平均直徑為15μm以下，并且上述殘留奧氏體中的平均C量為0.70質量%以上，并且，使拉伸強度為780MPa以上，從而能夠得到延展性和拉伸凸緣性優(yōu)異且拉伸強度為780～1400MPa的高強度加壓部件。
【專利說明】高強度鋼板及其制造方法
【技術領域】
[0001]本發(fā)明涉及在汽車、電氣設備等產業(yè)領域中使用的、加工性，尤其是延展性和拉伸凸緣性優(yōu)異的拉伸強度(TS)為780MPa~1400MPa的高強度鋼板及其制造方法。
【背景技術】
[0002]近年來，從保護地球環(huán)境的觀點出發(fā)，降低汽車的油耗已成為重要的課題。因此，積極進行著通過車體材料的高強度化來實現(xiàn)車體部件的薄壁化，使車體本身輕型化的研究。
[0003]通常，為了實現(xiàn)鋼板的高強度化，需要增加相對于鋼板的組織整體的馬氏體、貝氏體等硬質相比例。然而，由于通過增加硬質相的比例而使鋼板高強度化會導致加工性的降低，所以期望開發(fā)兼具高強度和優(yōu)異的加工性的鋼板。目前，開發(fā)有鐵素體-馬氏體二相鋼(DP鋼)、利用殘留奧氏體的相變誘發(fā)塑性的TRIP鋼等各種復合組織鋼板。
[0004]在復合組織鋼板中，增加硬質相的比例時，鋼板的加工性受硬質相的加工性的強烈影響。這是由于在硬質相的比例少的軟質的多邊形鐵素體多時，多邊形鐵素體的變形能力對鋼板的加工性起支配用作，即使在硬質相的加工性不充分的情況下，也可確保延展性等加工性，相反，在硬質相的比例多時，變成硬質相的變形能力本身直接影響鋼板的成型性，而不是多邊形鐵素體的變形能力。
[0005]因此，為冷軋鋼板時，進行調整退火和其后的冷卻過程中生成的多邊形鐵素體的量的熱處理后，對鋼板進行水淬火，生成馬氏體，再次將鋼板升溫并高溫保持，由此將馬氏體回火，使作為硬質相的馬氏體中生成碳化物，使馬氏體的加工性提高。然而，這樣的馬氏體的淬火?回火中例如需要具有水淬火功能的連續(xù)退火設備這樣的特別的制造設備。因此，使用在對鋼板進行水淬火后無法`再次升溫并高溫保持的通常的制造設備時，雖然能夠使鋼板高強度化，但無法提高作為硬質相的馬氏體的加工性。
[0006]另外，作為以馬氏體以外為硬質相的鋼板，有主相為多邊形鐵素體、硬質相為貝氏體、珠光體，且使這些作為硬質相的貝氏體、珠光體中生成碳化物的鋼板。該鋼板不僅由多邊形鐵素體來提高加工性，還通過使硬質相中生成碳化物來提高硬質相本身的加工性，特別是實現(xiàn)拉伸凸緣性的提高的鋼板。然而，只要主相為多邊形鐵素體，則難以實現(xiàn)兼具拉伸強度(TS)為780MPa以上的高強度化和加工性。另外，即使通過使硬質相中生成碳化物來提高硬質相本身的加工性，但多邊形鐵素體的加工性變差，因此為了實現(xiàn)拉伸強度(TS)為780MPa以上的高強度化而減少多邊形鐵素體的量的情況下，無法得到充分的加工性。
[0007]針對上述問題，例如專利文獻I中提出了一種高張力鋼板，該高張力鋼板通過規(guī)定合金成分，使鋼組織成為具有殘留奧氏體的微小且均勻的貝氏體，從而使彎曲加工性和沖擊特性優(yōu)異。
[0008]專利文獻2中提出了一種復合組織鋼板，該復合組織鋼板通過規(guī)定指定的合金成分，使鋼組織成為具有殘留奧氏體的貝氏體且規(guī)定貝氏體中的殘留奧氏體量，從而使燒結固化性優(yōu)異。[0009]專利文獻3中提出了一種復合組織鋼板，該復合組織鋼板通過規(guī)定指定的合金成分，使鋼組織成為具有殘留奧氏體的貝氏體以面積率為90%以上，貝氏體中的殘留奧氏體量為1%~15%，且規(guī)定貝氏體的硬度(HV)，從而使耐沖擊性優(yōu)異。
[0010]專利文獻4中提出了一種高強度鋼板，該高強度鋼板通過規(guī)定指定的合金成分和鋼組織，利用馬氏體組織確保強度，有效利用上貝氏體相變來確保穩(wěn)定的殘留奧氏體，并且使馬氏體組織的一部分成為回火馬氏體，從而使加工性優(yōu)異。
[0011]現(xiàn)有技術文獻
[0012]專利文獻
[0013]專利文獻1:日本特開平4-235253號公報
[0014]專利文獻2:日本特開2004-76114號公報
[0015]專利文獻3:日本特開平11-256273號公報
[0016]專利文獻4:日本特開2010-90475號公報

【發(fā)明內容】

[0017]今后，為了進一步擴大高強度鋼板，特別是具有780MPa級以上的強度的鋼板的應用范圍，高強度化時如何在確保拉伸凸緣性的絕對值的基礎上提高延展性等是重要的課題。然而，對于該課題，上述鋼板存在下述問題。
[0018]即，專利文獻I中記載的鋼中，雖然得到了優(yōu)異的彎曲性，但大多得不到充分的拉伸凸緣性，其應用范圍有限。
[0019]另外，專利文獻2 和專利文獻3中記載的鋼中，雖然耐沖擊吸收能力優(yōu)異，但對于拉伸凸緣性沒有進行任何考慮，其結果，面向成型時要求拉伸凸緣性的部位的應用受限制，其可應用的范圍有限。
[0020]專利文獻4中記載的鋼板中，以使用不含鐵素體的鋼組織來解決上述課題為目的，但特別是需要HOOMPa以上的高強度時，雖然對應該強度等級可得到優(yōu)異的拉伸凸緣性和延展性，但在HOOMPa以下的強度等級下不能說充分地確保了對材料所要求的拉伸凸緣性，其應用范圍仍然有限。
[0021]本發(fā)明是鑒于上述現(xiàn)狀而開發(fā)的，其目的是提供一種加工性、尤其是延展性和拉伸凸緣性優(yōu)異的、拉伸強度(TS)為780MPa以上的高強度鋼板及其有利的制造方法。
[0022]應予說明，本發(fā)明的高強度鋼板中包括對鋼板的表面實施了熱浸鍍鋅或合金化熱浸鍍鋅的鋼板。
[0023]另外，在本發(fā)明中，加工性優(yōu)異是指滿足作為拉伸凸緣性的指標的λ的值與鋼板的強度無關地為25%以上且TS (拉伸強度)與Τ.EL (總拉伸率)的積、TSXT.EL的值為27000MPa.% 以上。
[0024]發(fā)明人等為了解決上述課題，對鋼板的成分組成和微觀組織進行了反復深入的研究。其結果發(fā)現(xiàn)在拉伸強度為780~HOOMPa的強度等級下，與僅使回火馬氏體和含有殘留奧氏體的上貝氏體的硬質組織復合化而成的鋼相比，復合有一定程度的量的多邊形鐵素體的鋼可在確保必要的拉伸凸緣性的同時實現(xiàn)延展性的提高，因此能夠大幅度地擴大鋼板的可應用范圍。
[0025]具體而言，發(fā)現(xiàn)了通過使以硬質組織為主體的同時含有規(guī)定的多邊形鐵素體，且實現(xiàn)硬質組織的復合化，在此基礎上有效利用馬氏體組織來實現(xiàn)高強度化，有效利用上貝氏體相變，從而能夠在得到TRIP效應的基礎上確保有利的穩(wěn)定的殘留奧氏體，進一步使馬氏體的一部分成為回火馬氏體，從而得到在確保加工性、尤其是拉伸凸緣性的同時強度與延展性的平衡優(yōu)異的、拉伸強度為780MPa~1400MPa的高強度鋼板。
[0026]另外，發(fā)明人等為了解決上述課題，在實現(xiàn)鐵素體與硬質組織的復合組織化的基礎上著眼于硬質組織的構成，特別是詳細研究了馬氏體的回火狀態(tài)與殘留奧氏體的關系。其結果發(fā)現(xiàn)在基于貝氏體相變的殘留奧氏體的穩(wěn)定化之前，在馬氏體相變的開始=Ms點以下且馬氏體相變的結束:Mf點以上的溫度區(qū)域進行冷卻而生成一部分馬氏體時，通過控制Ms點和從Ms點的過冷度，從而對于高強度化時兼具延展性和拉伸凸緣性而言，能夠進一步提聞延展性。
[0027]應予說明，上述的理由雖然尚不完全清楚，但認為如果在將Ms點和從Ms點的過冷度控制為最佳的狀態(tài)下生成馬氏體，則在其后的基于升溫?保持的貝氏體生成溫度區(qū)域中，因馬氏體的回火和基于馬氏體相變的對未相變奧氏體賦予的壓縮應力，能使殘留奧氏體的
穩(wěn)定化進一步進行。
[0028]本發(fā)明立足于上述見解，其主旨構成如下所述。
[0029]1.一種高強度鋼板，其特征在于，
[0030]由如下組成構成:
[0031]以質量％計含有
[0032]C:0.10% ~0.59%,·[0033]Si:3.0% 以下，
[0034]Mn:0.5% ~3.0%,
[0035]P:0.1% 以下，
[0036]S:0.07% 以下，
[0037]Al:3.0% 以下，和
[0038]N:0.010% 以下，
[0039]并且，滿足[Si%] + [Al%]為0.7%以上，余量為Fe和不可避雜質，其中，[X%]是元素X的質量％，
[0040]作為鋼板組織，
[0041]馬氏體的面積率以相對于鋼板組織整體的面積率計為5%~70%，
[0042]殘留奧氏體量為5%~40%,
[0043]上貝氏體中的貝氏體鐵素體的面積率以相對于鋼板組織整體的面積率計為5%以上，且
[0044]上述馬氏體的面積率、上述殘留奧氏體量和上述貝氏體鐵素體的面積率的合計為40%以上，
[0045]上述馬氏體中的25%以上為回火馬氏體，
[0046]多邊形鐵素體相對于鋼板組織整體的面積率超過10%且小于50%，并且其平均粒徑為8 μ m以下，
[0047]將由鄰接的多邊形鐵素體粒構成的一群鐵素體粒作為多邊形鐵素體粒群時，其平均直徑為15 μ m以下，[0048]并且，上述殘留奧氏體中的平均C量為0.70質量％以上，
[0049]拉伸強度為780MPa以上。
[0050]2.如上述I所述的高強度鋼板，其特征在于，在上述鋼板中，上述回火馬氏體中，每Imm2析出有5X IO4個以上的5nm~0.5 μ m的鐵系碳化物。
[0051]3.如上述I或2所述的高強度鋼板，其特征在于，上述鋼板以質量％計進一步含有選自
[0052]Cr:0.05% ~5.0%,
[0053]V:0.005% ~1.0%,和
[0054]Mo:0.005% ~0.5%
[0055]中的I種或2種以上的元素。
[0056]4.如上述I~3中任一項所述的高強度鋼板，其特征在于，上述鋼板以質量％計進一步含有選自
[0057]T1:0.01% ~0.1%，和
[0058]Nb:0.01% ~0.1%
[0059]中的I種或2種的元素。
[0060]5.如上述I~4中任一項所述的高強度鋼板，其特征在于，上述鋼板以質量％計進·一步含有
[0061]B:0.0003% ~0.0050%。
[0062]6.如上述I~5中任一項所述的高強度鋼板，其特征在于，上述鋼板以質量％計進
一步含有選自
[0063]N1:0.05% ~2.0%，和
[0064]Cu:0.05% ~2.0%
[0065]中的I種或2種的元素。
[0066]7.如上述I~6中任一項所述的高強度鋼板，其特征在于，上述鋼板以質量％計進
一步含有選自
[0067]Ca:0.001% ~0.005%,和
[0068]REM:0.001% ~0.005%
[0069]中的I種或2種的元素。
[0070]8.一種高強度鋼板，其特征在于，上述I~7中任一項所述的鋼板在其表面具有熱浸鍍鋅層或合金化熱浸鍍鋅層。
[0071]9.一種高強度鋼板的制造方法，其特征在于，對由上述I~7中任一項所述的成分組成構成的鋼片進行熱軋時，使終軋溫度為Ar3以上而結束軋制后，以(I/ [C%]) °C/s以上([C%]為碳的質量％)的速度冷卻到至少720°C，接著在卷取溫度:200°C~720°C的條件下卷取，作為熱軋鋼板，將該熱軋鋼板直接或者根據(jù)需要實施冷軋而制成冷軋鋼板后，在鐵素體-奧氏體二相域或奧氏體單相域實施15秒~600秒的退火后，以平均冷卻速度:8°C /秒以上，冷卻至相對于馬氏體相變開始溫度Ms為(Ms-150°C)以上且低于Ms的第一溫度區(qū)域，接著升溫至350°C~490°C的第二溫度區(qū)域，在該第二溫度區(qū)域保持5秒~2000秒。
[0072]10.如上述9所述的高強度鋼板的制造方法，其特征在于，上述卷取溫度為580°C~720°C的范圍。[0073]11.如上述9所述的高強度鋼板的制造方法，其特征在于，上述卷取溫度為360°C~550°C的范圍。
[0074]12.如上述9~11中任一項所述的高強度鋼板的制造方法，其特征在于，對至少結束了冷卻到上述第一溫度區(qū)域的鋼板實施熱浸鍍鋅處理或合金化熱浸鍍鋅處理。
[0075]根據(jù)本發(fā)明，能夠提供加工性、尤其是延展性和拉伸凸緣性優(yōu)異，而且拉伸強度(TS)為780~1400MPa的高強度鋼板，在汽車、電氣設備等產業(yè)領域的利用價值非常大，特別是對汽車車體的輕型化極其有用。
【具體實施方式】
[0076]以下，具體說明本發(fā)明。
[0077]首先，在本發(fā)明中，對如上所述限定鋼板組織的理由進行敘述。以下，只要沒有特別說明，面積率是指相對于鋼板組織整體的面積率。
[0078]馬氏體的面積率:5%~70%
[0079]馬氏體是硬質相，是使鋼板高強度化所需的組織。如果馬氏體的面積率小于5%，則不滿足鋼板拉伸強度(TS)為780MPa。另一方面，如果馬氏體的面積率超過70%，則上貝氏體減少，無法確保C稠化的穩(wěn)定的殘留奧氏體量，所以延展性等加工性的降低成為問題。因此，使馬氏體的面積率為5%~70%。優(yōu)選為60%以下，更優(yōu)選為45%以下。
[0080]馬氏體中的回火馬氏體的比例:25%以上
[0081]馬氏體中的回火馬氏體的比例相對于鋼板中存在的總馬氏體小于25%時,雖然拉伸強度達到780MPa以上，但拉伸凸緣性差。與此相對，使上述回火馬氏體的比例為25%以上時，通過將硬質且變形能 力極低的淬火原樣狀態(tài)的馬氏體回火，能夠改善馬氏體本身的變形能力，能夠提高加工性尤其是拉伸凸緣性，使作為拉伸凸緣性的指標的λ的值與鋼板的強度無關地為25%以上。另外，由于淬火原樣狀態(tài)的馬氏體與上貝氏體的硬度差明顯較大，所以如果回火馬氏體的量少，淬火原樣的狀態(tài)的馬氏體的量多，則淬火原樣的狀態(tài)的馬氏體與上貝氏體的界面變多，穿孔加工等時在淬火原樣的狀態(tài)的馬氏體與上貝氏體的界面產生微小的空隙，在穿孔加工后進行的拉伸凸緣成型時空隙相連接而裂縫容易發(fā)展，因此拉伸凸緣性進一步變差。
[0082]因此，使馬氏體中的回火馬氏體比例相對于鋼板中存在的總馬氏體為25%以上。優(yōu)選為35%以上。應予說明，這里，利用SEM觀察等而可將回火馬氏體作為馬氏體中析出有微小的碳化物的組織進行觀察，并且能夠與在馬氏體內部不會觀察到這樣的碳化物的淬火原樣的狀態(tài)的馬氏體明確區(qū)分開。
[0083]應予說明，上述馬氏體比例的上限為100%。優(yōu)選為80%。
[0084]殘留奧氏體量:5%~40%
[0085]殘留奧氏體通過在加工時基于TRIP效應發(fā)生馬氏體相變，提高應變分散能力，從而提聞延展性。
[0086]在本發(fā)明的鋼板中，有效利用上貝氏體相變，特別是使提高了碳稠化量的殘留奧氏體形成于上貝氏體中。其結果，能夠得到加工時即使在高應變區(qū)域也可顯示TRIP效應的殘留奧氏體。通過使這樣的殘留奧氏體與馬氏體并存而有效利用，從而即使在拉伸強度(以下，也簡稱為TS)為780MPa以上的高強度區(qū)域也得到良好的加工性，具體而言，能夠使TS與總拉伸率(以下，也簡稱為T.EL)的積、TSXT.EL的值為27000MPa.%以上，能夠得到強度與延展性的平衡優(yōu)異的鋼板。
[0087]這里，由于上貝氏體中的殘留奧氏體形成于上貝氏體中的貝氏體鐵素體的板條間且細微地分布，所以為了通過組織觀察求出其量(面積率)，需要以高倍率大量地測定，難以準確地定量。但是，形成于貝氏體鐵素體的板條間的殘留奧氏體的量是與形成的貝氏體鐵素體量在一定程度上相匹配的量。在此，發(fā)明人等進行調查的結果發(fā)現(xiàn)只要上貝氏體中的貝氏體鐵素體的面積率為5%以上，并且根據(jù)利用以往以來作為測定殘留奧氏體量的方法的X射線衍射(XRD)的強度測定，具體而言根據(jù)鐵素體與奧氏體的X射線衍射強度比而求出的殘留奧氏體量為5%以上，就能夠得到充分的TRIP效應，能夠實現(xiàn)拉伸強度(TS)為780MPa以上、TSXT.EL為27000MPa.%以上。應予說明，確認了由以往以來進行的殘留奧氏體量的測定方法得到的殘留奧氏體量為與殘留奧氏體相對于鋼板組織整體的面積率同等的數(shù)值。
[0088]這里，如果殘留奧氏體量小于5%，則無法得到充分的TRIP效應。另一方面，如果超過40%，則顯示TRIP效應后產生的硬質的馬氏體變得過大，韌性變差等將成為問題。因此，使殘留奧氏體的量為5%~40%的范圍。優(yōu)選超過5%，更優(yōu)選為8%~35%的范圍。進一步優(yōu)選為10%~30%的范圍。
[0089]殘留奧氏體中的平均C量:0.70%以上
[0090]為了有效利用TRIP效應而得到優(yōu)異的加工性，在拉伸強度(TS)為780~1400MPa級的高強度鋼板中，重要的是殘留奧氏體中的C量。在本發(fā)明的鋼板中，在形成于上貝氏體中的貝氏體鐵素體的板條間的殘留奧氏體中使C稠化。
[0091]準確地評價上述C量是困難的，但發(fā)明人等進行了調查的結果發(fā)現(xiàn)在本發(fā)明的鋼板中，只要根據(jù)以往以來進行的作為測定殘留奧氏體中的平均C量(殘留奧氏體中的C量的平均)的方法的X射線衍射(XRD)中的衍射峰的位移量而求出殘留奧氏體中的平均C量是0.70%以上的值，就可得到 優(yōu)異的加工性。
[0092]這里，如果殘留奧氏體中的平均C量小于0.70%，則加工時在低應變區(qū)域發(fā)生馬氏體相變，得不到提高加工性的在高應變區(qū)域的TRIP效應。因此，使殘留奧氏體中的平均C量為0.70%以上。優(yōu)選為0.90%以上。另一方面，如果殘留奧氏體中的平均C量超過2.00%，則殘留奧氏體變得過度穩(wěn)定，加工中不發(fā)生馬氏體相變，不顯示TRIP效應，由此延展性降低。因此，優(yōu)選使殘留奧氏體中的平均C量為2.00%以下。更優(yōu)選為1.50%以下。
[0093]上貝氏體中的貝氏體鐵素體的面積率:5%以上
[0094]基于上貝氏體相變生成貝氏體鐵素體是對于得到使未相變奧氏體中的C稠化，加工時在高應變區(qū)域顯示TRIP效應而提高應變分解能力的殘留奧氏體所必需的。從奧氏體到貝氏體的相變在大約150~550°C的寬的溫度范圍內發(fā)生，在該溫度范圍內生成的貝氏體存在各種貝氏體。在現(xiàn)有技術中，大多將這樣的各種的貝氏體簡單地規(guī)定為貝氏體，但在本發(fā)明中為了得到目標加工性，需要明確地規(guī)定貝氏體組織，因此規(guī)定上貝氏體和下貝氏體這樣的組織。
[0095]這里，上貝氏體和下貝氏體如下定義。
[0096]上貝氏體由板條狀的貝氏體鐵素體和存在于貝氏體鐵素體之間的殘留奧氏體和/或碳化物構成，其特征在于，在板條狀的貝氏體鐵素體中不存在規(guī)則地排列的微細的碳化物。另一方面，下貝氏體由板條狀的貝氏體鐵素體和存在于貝氏體鐵素體之間的殘留奧氏體和/或碳化物構成，這與上貝氏體相同，但下貝氏體的特征在于，在板條狀的貝氏體鐵素體中存在規(guī)則地排列的細微的碳化物。
[0097]g卩，上貝氏體和下貝氏體通過貝氏體鐵素體中有無規(guī)則排列的細微的碳化物來區(qū)另O。這樣的貝氏體鐵素體中的碳化物的生成狀態(tài)的差別，對向殘留奧氏體中的C稠化產生
重大影響。
[0098]在本發(fā)明中，上貝氏體內的貝氏體鐵素體的面積率小于5%時，由上貝氏體相變引起的向奧氏體的C稠化進行得不充分，因此加工時在高應變區(qū)域顯示TRIP效應的殘留奧氏體量減少。因此，上貝氏體中的貝氏體鐵素體的面積率以相對于鋼板組織整體的面積率計需要為5%以上。另一方面，如果貝氏體內的貝氏體鐵素體的面積率超過75%，則有可能難以確保強度，因此優(yōu)選為75%以下。更優(yōu)選為65%以下。
[0099]馬氏體的面積率、殘留奧氏體量和上貝氏體中的貝氏體鐵素體的面積率的合計:40%以上
[0100]在本發(fā)明中，僅使馬氏體的面積率、殘留奧氏體量和上貝氏體中的貝氏體鐵素體的面積率分別滿足上述的范圍并不充分，需要使馬氏體的面積率、殘留奧氏體量和上貝氏體中的貝氏體鐵素體的面積率的合計為40%以上。如果上述合計小于40%，則存在鋼板的強度不足、加工性降低或者發(fā)生這兩者的不利情況。優(yōu)選為50%以上，更優(yōu)選為60%以上。
[0101]應予說明，上述面積率的合計的上限為90%。
[0102]多邊形鐵素體的面積率:超過10%且小于50%·[0103]如果多邊形鐵素體的面積率超過10%，則由于加工時混雜在硬質組織內的軟質的多邊形鐵素體中應變集中，所以鋼板容易產生裂縫，結果有時得不到所希望的加工性。然而，發(fā)明人等發(fā)現(xiàn)通過控制其存在形態(tài)，能夠避免加工性的劣化。具體而言，即使存在多邊形鐵素體，只要成為在硬質相中獨立分散的狀態(tài)，就能夠抑制應變的集中，避免加工性的劣化。但是，如果為50%以上，則即使控制其存在形態(tài)也無法避免加工性的降低，也無法確保充分的強度。另外，為了使多邊形鐵素體為10%以下，退火時至少需要在A3附近以上的溫度進行退火，產生設備上的制約。因此，使多邊形鐵素體的面積率超過10%且小于50%。優(yōu)選超過15%且為40%，進一步優(yōu)選為35%以下。
[0104]多邊形鐵素體的平均粒徑為8μπι以下，且將由鄰接的多邊形鐵素體粒構成的一群鐵素體粒作為多邊形鐵素體粒群時，其平均直徑為15 μ m以下
[0105]如上所述，為由多邊形鐵素體與硬質組織構成的復合組織時，有時得不到所希望的加工性。然而，硬質組織內即使存在多邊形鐵素體，由于各個多邊形鐵素體粒子平均粒徑為8 μ m以下、且多邊形鐵素體粒群的平均直徑為15 μ m以下時，成為多邊形鐵素體獨立分散于硬質相中的狀態(tài)，所以也能夠抑制應變向多邊形鐵素體集中，能夠避免鋼板的加工性變差。應予說明，本發(fā)明中的多邊形鐵素體粒群是指將直接鄰接的一群鐵素體粒子作為一個整體而觀察到的組織。
[0106]應予說明，上述多邊形鐵素體粒子各個的平均粒徑的下限沒有特別限定，但如果考慮本發(fā)明的退火熱經(jīng)歷中的多邊形鐵素體的組織生成、生長，則為Iym左右。另外，上述多邊形鐵素體粒群的平均直徑的下限沒有特別限定，但如果考慮本發(fā)明的退火熱經(jīng)歷中的多邊形鐵素體的組織生成、生長，則為2 μ m左右。[0107]回火馬氏體中的碳化物:每Imm2當中為5X IO4個以上5nm~0.5 μ m的鐵系碳化物
[0108]如果5nm~0.5 μ m的鐵系碳化物為每Imm2當中小于5X IO4個,則雖然拉伸強度達到780MPa以上，但確認有拉伸凸緣性差的趨勢。每Imm2不析出5X IO4個以上的5nm~0.5 μ m的鐵系碳化物的自發(fā)回火不充分的回火馬氏體，與充分回火的馬氏體相比，有時加工性變差，所以優(yōu)選使回火馬氏體中的鐵系碳化物以5nm~0.5μπι的鐵系碳化物計為每Imm2當中5Χ IO4個以上。
[0109]應予說明，上述鐵系碳化物主要為Fe3C，但有時也含有其他ε碳化物等。另外，不以鐵系碳化物的大小為小于5nm和超過0.5 μ m的碳化物為判斷對象是由于對于本發(fā)明的鋼板而言，對其加工性提高幾乎沒有幫助。
[0110]應予說明，就本發(fā)明的鋼板而言，鋼板組織中最硬質的組織的硬度為HV < 800。即，在本發(fā)明的鋼板中，存在淬火原樣的狀態(tài)的馬氏體時，淬火原樣的狀態(tài)的馬氏體成為最硬質的組織，但在本發(fā)明的鋼板中，即使是淬火原樣的狀態(tài)的馬氏體，硬度也不過為HV ( 800，不存在HV > 800這樣的非常硬的馬氏體，因而能夠確保良好的拉伸凸緣性。應予說明，不存在淬火原樣的狀態(tài)的馬氏體時，存在回火馬氏體、上貝氏體或者還存在下貝氏體時，包括下貝氏體的任一組織成為最硬質的相，但這些組織均為HV ( 800的相。
[0111]本發(fā)明的鋼板中，作為余量組織，可以含有珠光體、費德曼鐵素體、下貝氏體。此時，優(yōu)選使余量組織的允許含量以面積率為20%以下。更優(yōu)選為10%以下。
[0112]接下來，對本發(fā)明中如上所述限定鋼板的成分組成的理由進行敘述。應予說明，表示以下的鋼板、鍍覆層的成分組成的％是指質量％。
[0113]C:0.10% ~0.59%
[0114]C是為了確保鋼板 的高強度化和穩(wěn)定的殘留奧氏體量而必不可少的元素，是為了確保馬氏體量和室溫下使奧氏體殘留而必需的元素。如果C量小于0.10%，則難以確保鋼板的強度和加工性。另一方面，如果C量超過0.59%，則焊接部和熱影響部的固化顯著，焊接性變差。因此，使C量為0.10%~0.59%的范圍。優(yōu)選超過0.15%且0.48%以下的范圍，進一步優(yōu)選為0.40%以下。
[0115]Si:3.0% 以下(包括 0%)
[0116]Si是利用固溶強化而有助于提高鋼的強度的有用的元素。然而，如果Si量超過
3.0%，則因向多邊形鐵素體和貝氏體鐵素體中的固溶量的增加而導致加工性、韌性變差，另外，因紅色氧化皮等的產生而引起表面性狀的劣化，實施熔融鍍覆時引起鍍層附著性和密合性的劣化。因此，使Si量為3.0%以下。優(yōu)選為2.6%以下。更優(yōu)選為2.2%以下。
[0117]另外，Si是對于抑制碳化物的生成、促進殘留奧氏體的生成有用的元素，因此優(yōu)選使Si量為0.5%以上，但僅用Al抑制碳化物的生成時不需要添加Si，Si量可以為0%。
[0118]Mn:0.5% ~3.0%
[0119]Mn是對鋼的強化有效的元素。如果Mn量小于0.5%，則在退火后的冷卻中，碳化物在比貝氏體、馬氏體生成的溫度高的溫度區(qū)域析出，因此無法確保有助于鋼的強化的硬質相的量。另一方面，如果Mn量超過3.0%，則會引起鑄造性的劣化等。因此，使Mn量為0.5%~3.0%的范圍。優(yōu)選為1.0%~2.5%的范圍。
[0120]P:0.1% 以下[0121]P是對鋼的強化有用的元素，但如果P量超過0.1%，則因晶界偏析而引起脆化，使耐沖擊性變差。另外，對鋼板實施合金化熱浸鍍鋅時，大幅減慢合金化速度。因此，使P量為0.1%以下。優(yōu)選為0.05%以下。應予說明，優(yōu)選減少P量，但如果小于0.005%，則引起成本大幅度增加，所以優(yōu)選使其下限為0.005%左右。
[0122]S:0.07% 以下
[0123]S生成MnS而成為夾雜物，成為耐沖擊性的劣化、在焊接部沿著金屬流產生裂縫的原因，所以優(yōu)選極力減少S量。然而，過度減少S量會導致制造成本的增加，所以使S量為0.07%以下。優(yōu)選為0.05%以下，更優(yōu)選為0.01%以下。應予說明，使S小于0.0005%會伴隨制造成本大幅增加，因此從制造成本的方面考慮，其下限為0.0005%左右。
[0124]Al:3.0% 以下
[0125]Al是在制鋼工序中作為脫氧劑添加的有用的元素。但是，如果Al量超過3.0%，則鋼板中的夾雜物變多而使延展性變差。因此，使Al量為3.0%以下。優(yōu)選為2.0%以下。
[0126]另一方面，Al是對于抑制碳化物的生成、促進殘留奧氏體的生成有用的元素，因此優(yōu)選為0.001%以上，更優(yōu)選為0.005%以上。應予說明，本發(fā)明中的Al量為脫氧后鋼板中含有的Al量。
[0127]N:0.010% 以下
[0128]N是使鋼的抗時效性劣化最嚴重的元素，優(yōu)選極力減少。如果N量超過0.010%,則抗時效性的劣化變得顯著，所以使N量為0.010%以下。應予說明，使N小于0.001%會導致制造成本大幅增加，所以從制造成本的方面考慮，其下限為0.001%左右。
·[0129]以上，對基本成分進行了說明，但本發(fā)明中，僅滿足上述的成分范圍是不充分的，還需要滿足下式。
[0130][Si%] + [Al%] ([X%]是元素 X 的質量 ％):0.7% 以上
[0131]如上所述，Si和Al均是對于抑制碳化物的生成、促進殘留奧氏體的生成有用的元素。即使單獨含有Si或Al，對碳化物生成的抑制也有效，但需要滿足Si量與Al量的合計為0.7%以上。應予說明，上述式中的Al量為脫氧后鋼板中含有的Al量。
[0132]應予說明，上述Si量與Al量的合計的上限沒有特別限定，從鍍覆性、延展性的理由考慮，可以使[Si%] + [Al%]為5.0%以下。優(yōu)選為3.0%以下。
[0133]另外，本發(fā)明中除含有上述基本成分以外，還可以適當?shù)睾幸韵聰⑹龅某煞帧?br> [0134]選自Cr:0.05% ~5.0%、V:0.005% ~1.0%、Mo:0.005% ~0.5% 中的 I 種或 2 種以上
[0135]Cr,V和Mo是從退火溫度的冷卻時具有抑制珠光體生成的作用的元素。其效果在各自添加Cr:0.05%以上、V:0.005%以上和Mo:0.005%以上時得到。另一方面，如果超過Cr:5.0%、V:1.0%和Mo:0.5%，則硬質的馬氏體的量變得過大，達到必要以上的高強度。因此，含有 Cr、V 和 Mo 時，為 Cr:0.05% ~5.0%, V:0.005% ~L 0% 和 Mo:0.005% ~0.5% 的范圍。
[0136]選自Ti:0.01% ~0.1%、Nb:0.01% ~0.1% 中的 I 種或 2 種
[0137]Ti和Nb對鋼的析出強化有用，其效果在各自的含量為0.01%以上時得到。另一方面，如果各自的含量超過0.1%，則加工性和形狀凍結性降低。因此，含有Ti和Nb時，為Ti:0.01% ~0.1% 和 Nb:0.01% ~0.1% 的范圍。[0138]B:0.0003% ~0.0050%
[0139]B是對抑制多邊形鐵素體從奧氏體晶界生成.生長有用的元素。其效果在含有0.0003%以上時得到。另一方面，如果含量超過0.0050%，則加工性降低。因此，含有B時，為 B:0.0003% ~0.0050% 的范圍。
[0140]選自N1:0.05% ~2.0% 和 Cu:0.05% ~2.0% 中的 I 種或 2 種
[0141 ] Ni和Cu是對鋼的強化有效的元素。另外，對鋼板實施熱浸鍍鋅或合金化熱浸鍍鋅時，促進鋼板表層部的內部氧化而提高鍍層密合性。這些效果在各自的含量為0.05%以上時得到。另一方面，如果各自的含量超過2.0%，則使鋼板的加工性降低。因此，含有Ni和Cu 時，為 N1:0.05% ~2.0% 和 Cu:0.05% ~2.0% 的范圍。
[0142]選自Ca:0.001% ~0.005% 和 REM:0.001% ~0.005% 中的 I 種或 2 種
[0143]Ca和REM對于使硫化物的形狀球狀化而改善硫化物對拉伸凸緣性的不良影響有用。其效果在各自的含量為0.001%以上時得到。另一方面，如果各自的含量超過0.005%，則導致夾雜物等的增加，引起表面缺陷和內部缺陷等。因此，含有Ca和REM時，為Ca:0.001% ~0.005% 和 REM:0.001% ~0.005% 的范圍。
[0144]在本發(fā)明的鋼板中，上述以外的成分是Fe和不可避雜質。但是，只要在不損害本發(fā)明效果的范圍內，不拒絕含有上述以外的成分。
[0145]接下來，對本發(fā)明的高強度鋼板的制造方法進行說明。
[0146]制造調整為上述的優(yōu)選成分組成的鋼片后，進行熱軋時，優(yōu)選在加熱至1000°C~1300°C的溫度區(qū)域后，使終軋溫度為至少Ar3以上，優(yōu)選為950°C以下的溫度區(qū)域來實施熱軋，以(I/ [C%]) V /s以上([C%]是碳的質量％)的速度冷卻到至少720°C，在200°C~720°C的溫度區(qū)域進行卷 取。
[0147]為了成為奧氏體單相域，熱軋的終軋需要使終軋溫度為Ar3以上。接著進行冷卻，但精軋后的冷卻中生成大量的多邊形鐵素體，結果碳在殘留的未相變奧氏體中稠化，在其后的精軋時無法穩(wěn)定地得到所希望的低溫相變組織，結果，有時在鋼板的寬度和長度方向具有強度的偏差，阻礙冷軋性。另外，這樣的組織退火后在多邊形鐵素體的生成區(qū)域產生不均，如上所述，多邊形鐵素體難以在硬質組織內均勻且獨立地存在，結果有時得不到所希望的特性。所述組織可以通過使軋制后720°C為止的冷卻速度為(I/ [C%]) °C/s以上而進行控制。
[0148]這里，由于720°C為止的溫度是多邊形鐵素體的生長顯著的溫度區(qū)域，所以需要使軋制后至少720°C為止的溫度的平均冷卻速度為(I/ [C%]) °C /s以上。
[0149]另外，如上所述，卷取溫度為200°C~720°C。這是由于使精軋溫度小于200°C時，生成淬火原樣的狀態(tài)的馬氏體的比例增加而產生過大的軋制負荷或軋制時產生裂縫。另一方面，超過720°C時，有時晶粒過度粗大化，且鐵素體呈帶狀地混雜在珠光體組織內，有時使退火后的組織形成不均勻而使機械特性變差。
[0150]應予說明，特別優(yōu)選使卷取溫度為580°C~720°C或360°C~550°C。
[0151]在此，通過在580°C~720°C的溫度區(qū)域進行卷取，從而能夠使珠光體在熱軋后的鋼組織中析出，形成珠光體主體的鋼組織。另外，通過在360°C~550°C的溫度區(qū)域進行卷取，從而能夠使貝氏體在熱軋后的鋼組織中析出，制成貝氏體主體的鋼組織。
[0152]應予說明，上述的珠光體主體的鋼組織是指以面積率計珠光體占最多分率的構成組織，且占多邊形鐵素體以外的組織的50%以上，貝氏體主體的鋼組織是指以面積率計貝氏體占最多分率的構成組織，且占多邊形鐵素體以外的組織的50%以上。
[0153]設置上述熱軋條件時，能夠降低冷軋時的軋制負荷，另外退火后的多邊形鐵素體也能夠從珠光體團間分散而成核，進行生長，容易得到所希望的組織。
[0154]應予說明，在本發(fā)明中，假定為經(jīng)由通常的煉鋼、鑄造、熱軋、酸洗和冷軋的各工序制造鋼板的情況，但例如可以利用薄板坯鑄造、薄帶鑄造等而省略部分或全部熱軋工序。另外，對熱軋鋼板進行酸洗后，根據(jù)需要用25%~90%的范圍的壓下率進行冷軋制成冷軋鋼板，供給到后續(xù)工序。另外，不要求板厚精度等時，可以將熱軋鋼板原樣直接用于后續(xù)工序。
[0155]將所得鋼板在鐵素體-奧氏體二相域或奧氏體單相域在15秒~600秒的條件下退火，其后冷卻。
[0156]本發(fā)明的鋼板以從上貝氏體、馬氏體之類的未相變奧氏體相變而得到的低溫相變相為主相,含有規(guī)定量的多邊形鐵素體。
[0157]關于退火溫度，只要在上述范圍內就沒有特別限制，如果退火溫度超過1000°C，則奧氏體粒的生長顯著，引起由之后的冷卻而產生的構成相的粗大化，使韌性等變差，因此優(yōu)選為1000°C以下。
[0158]另外，如果退火時間小于15秒，則有時向奧氏體的逆相變進行得不充分，鋼板中的碳化物不充分溶解。另一方面，如果退火時間超過600秒，則導致伴隨大量能量消耗的成本增加。因此，使退火時間為15秒~600秒的范圍。優(yōu)選為60秒~500秒的范圍。
[0159]應予說明，上述退火中，為了在冷卻后得到所希望的組織，優(yōu)選以使鐵素體分率為60%以下，使平均奧氏體粒徑為50 μ m以下的方式進行退火。
·[0160]這里，A3點可以利用下式近似地算出。應予說明，[X%]是鋼板的成分元素X的質量％。
[0161]A3 點(°C) = 910 — 203 X [C%]1/2 + 44.7 X [Si%] — 30 X [Mn%] + 700 X [P%] +130X [Al%] — 15.2X [Ni%] — IlX [Cr%] — 20X [Cu%] + 31.5X [Mo%] + 104X [V%] +400X[Ti%]
[0162]退火后的冷軋鋼板以平均8°C /秒以上的冷卻速度，冷卻至相對于馬氏體相變開始溫度Ms為Ms-150°C以上且小于Ms的第一溫度區(qū)域。該冷卻通過冷卻至小于Ms點，從而使奧氏體的一部分馬氏體相變。這里，第一溫度區(qū)域的下限小于Ms-150°C時,未相變奧氏體在此時刻幾乎全部馬氏體化，所以無法確保上貝氏體(貝氏體鐵素體、殘留奧氏體)量。另一方面，如果第一溫度區(qū)域的上限為Ms以上，則無法確保回火馬氏體量為本發(fā)明的規(guī)定量。因此，使第一溫度區(qū)域的范圍為(Ms-150°C)以上且小于Ms。
[0163]如果平均冷卻速度小于8V /秒，則發(fā)生多邊形鐵素體的過度生成、生長，珠光體等的析出，無法得到所希望的鋼板組織。因此，使從退火溫度到第一溫度區(qū)域的平均冷卻速度為8°C/秒以上。優(yōu)選為10°C/秒以上。只要冷卻停止溫度不產生偏差，平均冷卻速度的上限就沒有特別限定，但就一般的設備而言，如果平均冷卻速度超過100°C /秒，則鋼板的長度方向和板寬方向的組織的偏差明顯變大，所以優(yōu)選為100°C/秒以下。因此，平均冷卻速度優(yōu)選10°c /秒~100°C /秒的范圍。
[0164]為了高精度地判斷上述Ms點，需要利用Formaster試驗等進行實測,但與由下述(O式定義的M具有較好的相關性，本發(fā)明中使用該M作為Ms點。[0165]M( °C )=540-361X{[C%]/(1_[a %]/100))-6X[Si%]-40X[Mn%]+30X[Al%]-20X[Cr%]-35X [V%]-10X [Mo%]-17X [Ni%]-10X [Cu%]≥100...(I)
[0166]其中，[X%]是合金元素X的質量％，[ a %]是多邊形鐵素體的面積率(％)
[0167]冷卻至上述第一溫度區(qū)域的鋼板升溫至350~490°C的第二溫度區(qū)域，在第二溫度區(qū)域保持5秒~2000秒的時間。在第二溫度區(qū)域，將通過從退火溫度冷卻到第一溫度區(qū)域而生成的馬氏體回火，使未相變奧氏體相變?yōu)樯县愂象w。如果第二溫度區(qū)域的上限超過490°C，則碳化物從未相變奧氏體析出，無法得到所希望的組織。另一方面，如果第二溫度區(qū)域的下限不低于350°C，則不生成上貝氏體，而生成下貝氏體，向奧氏體中的C稠化量變少，成為問題。因此，使第二溫度區(qū)域的范圍為350°C~490°C的范圍。優(yōu)選為370°C~460°C的范圍。
[0168]另外，如果第二溫度區(qū)域的保持時間小于5秒，則馬氏體的回火、上貝氏體相變變得不充分，無法形成所希望的鋼板組織。其結果，所得鋼板的加工性變差。另一方面，如果在第二溫度區(qū)域的保持時間超過2000秒，則作為鋼板的最終組織成為殘留奧氏體的未相變奧氏體隨著碳化物的析出而分解，無法得到C稠化的穩(wěn)定的殘留奧氏體，其結果，無法得到所希望的強度和延展性或這兩者。因此，使保持時間為5秒~2000秒。優(yōu)選為15秒~600秒的范圍。進一步優(yōu)選為40秒~400秒。
[0169]應予說明，就本發(fā)明中的一系列的熱處理而言，只要在上述規(guī)定的溫度范圍內，則保持溫度就不需要為恒定，在規(guī)定的溫度范圍內變動也能夠實現(xiàn)本發(fā)明的目的。冷卻速度也同樣。另外，只要滿足熱經(jīng)歷，就可以用任何設備對鋼板實施熱處理。并且，熱處理后，為了矯正形狀而對鋼板的表面實施調質軋制、實施電鍍等表面處理也包括在本發(fā)明的范圍內。
[0170]本發(fā)明的高強度鋼板的制造方法中可以進一步施加熱浸鍍鋅，或者施加在熱浸鍍鋅后進一步實施了合金化處理的合金化熱浸鍍鋅。
[0171]熱浸鍍鋅、合金化熱浸鍍鋅需要為至少結束了第一溫度區(qū)域的冷卻的鋼板。也可以在之后的從第一溫度區(qū)域到第二溫度區(qū)域的升溫中、第二溫度區(qū)域保持中、第二溫度區(qū)域保持后的任一時機施加上述鍍覆，但第二溫度區(qū)域中的保持條件需要滿足本發(fā)明的規(guī)定。
[0172]另外，實施熱浸鍍鋅處理或合金化鍍鋅處理時，在第二溫度區(qū)域的保持時間優(yōu)選包括該處理時間，為5秒~2000秒。應予說明，熱浸鍍鋅處理或合金化熱浸鍍鋅處理優(yōu)選用連續(xù)熱浸鍍鋅生產線進行。更優(yōu)選為1000秒以下。
[0173]另外，本發(fā)明的高強度鋼板的制造方法中，根據(jù)上述本發(fā)明的制造方法，可以在制造了完成到熱處理的高強度鋼板后，再實施熱浸鍍鋅處理或進一步實施合金化處理。
[0174]如果例示對鋼板進行熱浸鍍鋅處理或合金化熱浸鍍鋅處理的方法，則如下所述。
[0175]使鋼板浸入鍍浴中，用氣體吹拂等調整附著量。優(yōu)選使鍍浴中的溶解Al量在熱浸鍍鋅處理時為0.12%~0.22%的范圍，在合金化熱浸鍍鋅處理時為0.08%~0.18%的范圍。
[0176]就處理溫度而言，熱浸鍍鋅處理時，鍍浴的溫度為通常的450°C~500°C的范圍即可，進一步實施合金化處理時，優(yōu)選使合金化時的溫度為550°C以下。如果合金化溫度超過550°C，則碳化物從未相變奧氏體析出或者根據(jù)情況而生成珠光體，因此無法得到強度、加工性或者這兩者，另外，鍍層的耐粉化性也變差。另一方面，如果合金化時的溫度低于450°C，則有時合金化不進行，因此優(yōu)選為450°C以上。
[0177]優(yōu)選使鍍層附著量為每單面當中20g/m2?150g/m2的范圍。如果鍍層附著量小于 20g/m2,則耐腐蝕性不足，另一方面，即使超過150g/m2，耐腐蝕效果也達到飽和，只會導致成 本升聞。
[0178]鍍層的合金化度（Fe% (Fe含量(質量％)))優(yōu)選為7%?15%的范圍。如果鍍層的 合金化度小于7%，則產生合金化不均勻而外觀品質變差，或者在鍍層中生產所謂的（相而 鋼板的滑動性變差。另一方面，如果鍍層的合金化度超過15%，則大量形成硬質且脆的r 相，鍍層密合性變差。
[0179]通過實施如上所述的鍍覆處理，從而能夠得到在其表面具有熱浸鍍鋅層或合金化 熱浸鍍鋅層的高強度鋼板。
[0180]實施例
[0181]以下，通過實施例進一步詳細說明本發(fā)明，但下述實施例并不限定本發(fā)明。另外， 在本發(fā)明的主旨構成的范圍內改變構成也包含于本發(fā)明的范圍內。
[0182](實施例1)
[0183]將熔煉表1所示的成分組成的鋼而得到的鑄片在1200°C加熱，在Ar3以上的溫度 的870°C精熱軋，將該熱軋鋼板按表2所示的條件進行卷取，接著將熱軋鋼板酸洗后，以65% 的軋制率(壓下率)進行冷軋，制成板厚：1. 2mm的冷軋鋼板。將所得冷軋鋼板按表2所示的 條件在鐵素體_奧氏體二相域或奧氏體單相域實施進行退火的熱處理。應予說明，表2中 的冷卻停止溫度：T是指從退火溫度冷卻鋼板時，停止鋼板的冷卻的溫度。
[0184]另外，對一部分冷軋鋼板實施合金化熱浸鍍鋅處理(試樣No. 15)。這里，熱浸鍍鋅 處理以鍍浴溫度：463°C、單位面積重量(每單面）：50g/m2的方式實施兩面鍍覆。另外，合金 化熱浸鍍鋅處理也同樣以鍍浴溫度：463°C、單位面積重量(每單面）：50g/m2，合金化度（Fe% (Fe含量)）成為9%的方式，在合金化溫度：550°C以下調整合金化條件，實施兩面鍍覆。應 予說明，熱浸鍍鋅處理和合金化熱浸鍍鋅處理在臨時冷卻至表2中所示的T°C后進行。
[0185]對于所得鋼板，在不實施鍍覆處理的情況下在熱處理后，在實施熱浸鍍鋅處理或 合金化熱浸鍍鋅處理的情況下在這些處理后，實施軋制率(拉伸率）：0. 3%的調質軋制。
【權利要求】
1.一種高強度鋼板，其特征在于，由如下組成構成: 以質量％計含有
C:0.10% ~0.59%,
S1:3.0% 以下，
Mn:0.5% ~3.0%,
P:0.1% 以下，
S:0.07% 以下， Al:3.0%以下，和 N:0.010% 以下， 并且，[Si%] + [Al%]滿足0.7%以上，其中，[X%]是元素X的質量％，余量為Fe和不可避的雜質， 作為鋼板組織， 馬氏體的面積率以相對于鋼板組織整體的面積率計為5%~70%， 殘留奧氏體量為5%~40%, 上貝氏體中的貝氏體鐵素體的面積率以相對于鋼板組織整體的面積率計為5%以上，且 所述馬氏體的面積率、所述殘留奧氏體量和所述貝氏體鐵素體的面積率的合計為40%以上， 所述馬氏體中的25%以上為回火馬氏體， 多邊形鐵素體相對于鋼板組織整體的面積率超過10%且小于50%，且其平均粒徑為8 μ m以下， 將由鄰接的多邊形鐵素體粒構成的一群鐵素體粒作為多邊形鐵素體粒群時，其平均直徑為15 μ m以下， 并且，所述殘留奧氏體中的平均C量為0.70質量％以上， 拉伸強度為780MPa以上。
2.根據(jù)權利要求1所述的高強度鋼板，其特征在于，在所述鋼板中，所述回火馬氏體中，每Imm2析出有5X IO4個以上的5nm~0.5 μ m的鐵系碳化物。
3.根據(jù)權利要求1或2所述的高強度鋼板，其特征在于，所述鋼板以質量％計進一步含有選自
Cr:0.05% ~5.0%,
V:0.005% ~1.0%，和
Mo:0.005% ~0.5% 中的I種或2種以上的元素。
4.根據(jù)權利要求1~3中任一項所述的高強度鋼板，其特征在于，所述鋼板以質量％計進一步含有選自
T1:0.01% ~0.1%，和
Nb:0.01% ~0.1% 中的I種或2種的元素。
5.根據(jù)權利要求1~4中任一項所述的高強度鋼板，其特征在于，所述鋼板以質量％計進一步含有
B:0.0003% ~0.0050%。
6.根據(jù)權利要求1~5中任一項所述的高強度鋼板，其特征在于，所述鋼板以質量％計進一步含有選自
N1:0.05% ~2.0%，和
Cu:0.05% ~2.0% 中的I種或2種的元素。
7.根據(jù)權利要求1~6中任一項所述的高強度鋼板，其特征在于，所述鋼板以質量％計進一步含有選自
Ca:0.001% ~0.005%，和
REM:0.001% ~0.005% 中的I種或2種的元素。
8.一種高強度鋼板，其特征在于，權利要求1~7中任一項所述的鋼板在其表面具有熱浸鍍鋅層或合金化熱浸鍍鋅層。
9.一種高強度鋼板的制造方法，其特征在于，對由權利要求1~7中任一項所述的成分組成構成的鋼片進行熱軋時，在終軋溫度為Ar3以上而結束軋制后，以(I/ [C%]) V /s以上的速度冷卻到至少720°C，其中，[C%]為碳的質量％，接著，在卷取溫度:200°C~720°C的條件下卷取而制成熱軋鋼板 ，將該熱軋鋼板直接原樣或者根據(jù)需要實施冷軋而制成冷軋鋼板后，在鐵素體-奧氏體二相域或奧氏體單相域實施15秒~600秒的退火后，以平均冷卻速度:8°C /秒以上冷卻至相對于馬氏體相變開始溫度Ms為Ms-150°C以上且小于Ms的第一溫度區(qū)域，接著升溫至350°C~490°C的第二溫度區(qū)域，在該第二溫度區(qū)域保持5秒~2000秒。
10.根據(jù)權利要求9所述的高強度鋼板的制造方法，其特征在于，所述卷取溫度為580°C~720°C的范圍。
11.根據(jù)權利要求9所述的高強度鋼板的制造方法，其特征在于，所述卷取溫度為360°C~550°C的范圍。
12.根據(jù)權利要求9~11中 任一項所述的高強度鋼板的制造方法，其特征在于，對至少結束了所述第一溫度區(qū)域為止的冷卻的鋼板，實施熱浸鍍鋅處理或合金化熱浸鍍鋅處理。
【文檔編號】C23C2/02GK103857819SQ201280048917
【公開日】2014年6月11日 申請日期:2012年10月2日 優(yōu)先權日:2011年10月4日
【發(fā)明者】松田廣志, 船川義正, 奧田金晴, 瀨戶一洋 申請人:杰富意鋼鐵株式會社