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、電器等產(chǎn)業(yè)領(lǐng)域中所使用的成形性優(yōu)良的拉伸強(qiáng)度為980MPa 以上的高強(qiáng)度鋼板及其制造方法。另外，本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板包括在鋼板表面上實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，通過車身材料的高強(qiáng)度化來謀求薄壁化，并且欲使車身自身輕量化的動向也比較活躍。 但是，鋼板的高強(qiáng)度化會導(dǎo)致成形加工性的降低，因此，一直期望開發(fā)同時具有高強(qiáng)度和高加工性的材料。對于上述要求，至今為止已開發(fā)了鐵素體-馬氏體雙相鋼(DP鋼)和利用殘余奧氏體的相變誘發(fā)塑性的TRIP鋼等各種復(fù)合組織鋼板。例如，對于DP鋼而言，專利文獻(xiàn)1中提出了通過規(guī)定成分組成與熱軋和退火條件而得到的表面性狀和彎曲加工性優(yōu)良的拉伸強(qiáng)度588 882MPa的低屈服比高張力鋼板， 專利文獻(xiàn)2中提出了通過規(guī)定預(yù)定的成分組成的鋼的熱軋、冷軋及退火條件而得到的彎曲性優(yōu)良的高張力冷軋鋼板。此外，專利文獻(xiàn)3中提出了通過規(guī)定馬氏體百分比及其粒徑和機(jī)械特性而得到的碰撞安全性和成形性優(yōu)良的鋼板，專利文獻(xiàn)4中提出了通過規(guī)定成分組成和馬氏體百分比及其粒徑而得到的延伸凸緣性和耐碰撞特性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板、高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板和高強(qiáng)度合金化熱鍍鋅鋼板，專利文獻(xiàn)5中提出了通過規(guī)定成分組成、鐵素體粒徑及其織構(gòu)及馬氏體百分比而得到的延伸凸緣性、準(zhǔn)確成形性及耐碰撞特性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板、高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板和高強(qiáng)度合金化熱鍍鋅鋼板，專利文獻(xiàn)6中提出了通過規(guī)定成分組成、馬氏體量及其制造條件而得到的具有優(yōu)良的機(jī)械性質(zhì)的高強(qiáng)度鋼板。進(jìn)而，專利文獻(xiàn)7及專利文獻(xiàn)8中提出了通過規(guī)定成分組成和在熱鍍鋅線中的制造條件而使延伸凸緣性和彎曲性提高的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板。另一方面，作為硬質(zhì)第二相中具有包括馬氏體以外的組織的鋼板，專利文獻(xiàn)9中提出了通過使硬質(zhì)第二相為馬氏體和/或貝氏體、并規(guī)定成分和粒徑、硬度比等來改善疲勞特性的鋼板，專利文獻(xiàn)10中提出了使第二相以貝氏體或珠光體為主體、并規(guī)定成分組成及其硬度比來改善延伸凸緣性的鋼板，專利文獻(xiàn)11中提出了作為第二相由貝氏體和馬氏體構(gòu)成的擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度高延展性熱鍍鋅鋼板，專利文獻(xiàn)12中提出了通過硬質(zhì)第二相中同時含有貝氏體和馬氏體、并規(guī)定各構(gòu)成相的百分比、粒徑和硬度及全部硬質(zhì)相的平均自由行程而得到的疲勞特性優(yōu)良的復(fù)合組織鋼板，專利文獻(xiàn)13中提出了通過規(guī)定成分組成和殘余奧氏體量而得到的延展性及擴(kuò)孔性優(yōu)良的高張力鋼板，專利文獻(xiàn)14中提出了通過對包含貝氏體、殘余奧氏體和/或馬氏體的鋼板規(guī)定成分組成和各相的百分比等而得到的加工性優(yōu)良的高強(qiáng)度復(fù)合組織冷軋鋼板。
此外，專利文獻(xiàn)15中提出了通過規(guī)定鐵素體中的硬質(zhì)第二相晶粒的分布狀態(tài)及由回火馬氏體和貝氏體構(gòu)成的晶粒在其中的存在比率來改善加工性的高強(qiáng)度鋼板。進(jìn)而，作為貝氏體主體的組織，專利文獻(xiàn)16中提出了通過規(guī)定成分組成和制造工序而得到的拉伸強(qiáng)度為IlSOMPa以上的耐延遲破壞性優(yōu)良的超高張力冷軋鋼板，專利文獻(xiàn) 17中提出了通過規(guī)定成分組成和制造方法而得到的拉伸強(qiáng)度為980MPa以上的彎曲性優(yōu)良的超高張力冷軋鋼板，專利文獻(xiàn)18中提出了通過將回火馬氏體中鐵系碳化物的個數(shù)限制在一定數(shù)量來防止氫脆化的拉伸強(qiáng)度為980MPa以上的超高強(qiáng)度薄壁鋼板。現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)1 日本專利第1853389號公報專利文獻(xiàn)2 日本專利第3610883號公報專利文獻(xiàn)3 日本特開平11-61327號公報專利文獻(xiàn)4 日本特開2003-213369號公報專利文獻(xiàn)5 日本特開2003-213370號公報專利文獻(xiàn)6 日本特表2003-505604號公報專利文獻(xiàn)7 日本特開平6-93340號公報專利文獻(xiàn)8 日本特開平6-108152號公報專利文獻(xiàn)9 日本特開平7-11383號公報專利文獻(xiàn)10 日本特開平10-60593號公報專利文獻(xiàn)11 日本特開2005-281854號公報專利文獻(xiàn)12 日本專利第3231204號公報專利文獻(xiàn)13 日本特開2001-207234號公報專利文獻(xiàn)14 日本特開平7-207413號公報專利文獻(xiàn)15 日本特開2005-264328號公報專利文獻(xiàn)16 日本專利第沈16350號公報專利文獻(xiàn)17 日本專利第沈21744號公報專利文獻(xiàn)18 日本專利第觀沈058號公報然而，上述技術(shù)中存在如下所述的問題。專利文獻(xiàn)1 7、9 10及12 14是相對于拉伸強(qiáng)度小于900MPa的鋼板的技術(shù)，更進(jìn)一步進(jìn)行高強(qiáng)度化的情況下，多數(shù)不能確保加工性。此外，專利文獻(xiàn)1中規(guī)定了在單相區(qū)內(nèi)進(jìn)行退火，然后，進(jìn)行6 20°C /秒的冷卻直至400°C，但是，在熱鍍鋅鋼板的情況下，需要考慮鍍層密合性，此外，直至400°C為止的冷卻是冷卻到鍍浴溫度以下，因此在鍍敷前需要進(jìn)行升溫，不能在鍍浴前不具備升溫設(shè)備的連續(xù)熱鍍鋅線中進(jìn)行制造。進(jìn)而，專利文獻(xiàn)7及8中，需要在熱鍍鋅線內(nèi)進(jìn)行的熱處理中使回火馬氏體生成， 因此，在直至Ms點(diǎn)以下的冷卻后需要進(jìn)行再加熱的設(shè)備。專利文獻(xiàn)11中，使硬質(zhì)第二相的相構(gòu)成為貝氏體及馬氏體，并規(guī)定其百分比，但是，在規(guī)定范圍內(nèi)特性的波動大，而且為了抑制波動，需要操作條件的精密控制。在專利文獻(xiàn)15中，為了在貝氏體相變之前使馬氏體生成而冷卻至Ms點(diǎn)以下，因此，需要進(jìn)行再加熱的設(shè)備，而且為了得到穩(wěn)定的特性，操作條件的精密控制成為必不可少的，因此，產(chǎn)生設(shè)備和操作方面的成本增加。專利文獻(xiàn)16及17中，為了形成以貝氏體為主體的組織，在退火后需要在貝氏體生成溫度范圍內(nèi)進(jìn)行保持，不僅難以確保延展性，而且在熱鍍鋅鋼板的情況下，需要再加熱至鍍浴溫度以上。專利文獻(xiàn)18 中，僅僅單獨(dú)示出了鋼板的氫脆化的改善，如果排除彎曲加工性的若干研究，則幾乎未對加工性進(jìn)行考慮。一般而言，為了謀求鋼板的高強(qiáng)度化，需要使硬質(zhì)第二相相對于全部組織的比例增加，但是，使硬質(zhì)第二相的比例增加的情況下，鋼板的加工性會強(qiáng)烈受到硬質(zhì)第二相的加工性的影響。這是由于，硬質(zhì)第二相的比例少的情況下，通過作為母相的鐵素體本身發(fā)生變形，即使在硬質(zhì)第二相的加工性不充分的情況下，也能確保最低限度的加工性，然而，硬質(zhì)第二相的比例多的情況下，并非鐵素體的變形而是硬質(zhì)第二相的變形能力本身對鋼板的成形性產(chǎn)生直接影響。因此，例如，冷軋鋼板的情況下，利用具有水淬火功能的連續(xù)退火設(shè)備來調(diào)節(jié)鐵素體與硬質(zhì)第二相的百分比并進(jìn)行水淬火，從而使馬氏體生成，然后，通過進(jìn)行升溫和保持對馬氏體進(jìn)行回火來使硬質(zhì)第二相的加工性提高。然而，在使上述馬氏體生成之后，不能通過升溫和高溫保持來進(jìn)行回火的設(shè)備的情況下，可以確保強(qiáng)度，但難以確保馬氏體等硬質(zhì)第二相的加工性。以通過馬氏體以外的硬質(zhì)相的有效利用來確保延伸凸緣性為目的，通過使鐵素體為母相，并使含有碳化物的貝氏體和珠光體為硬質(zhì)第二相，能夠確保硬質(zhì)第二相的加工性， 并能夠謀求延伸凸緣性的確保，但這種情況下，不能確保充分的延展性。此外，在有效利用貝氏體的情況下，存在由于貝氏體生成區(qū)域內(nèi)的溫度和保持時間的波動而特性發(fā)生較大變化的問題。此外，使第二相為馬氏體或殘余奧氏體(也包括含有殘余奧氏體的貝氏體)的情況下，為了確保延展性的同時確保延伸凸緣性，例如，進(jìn)行了使第二相組織為馬氏體和貝氏體的混合組織等的研究。然而，為了使第二相為各種相的混合存在組織、且對其百分比等以高精度進(jìn)行控制，需要熱處理條件的精密控制，并且多數(shù)情況下在制造穩(wěn)定性等方面產(chǎn)生問題。

發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明所要解決的問題本發(fā)明有利地解決了上述問題，其目的在于，提供將強(qiáng)度和成形性等特性容易波動的貝氏體的生成控制在最低限度、并且能夠兼具高強(qiáng)度化和優(yōu)良的加工性的拉伸強(qiáng)度為 980MPa以上的高強(qiáng)度鋼板，并同時提供其有利的制造方法。需要說明的是，對于加工性而言，以作為延展性指標(biāo)的強(qiáng)度-伸長率平衡(TSXT. EL)及作為延伸凸緣性指標(biāo)的λ值進(jìn)行評價，本發(fā)明中，將TSXT.E1彡14500MPa ·
λ彡15%作為目標(biāo)特性。用于解決問題的方法為了解決上述問題，發(fā)明人對馬氏體的生成過程、特別是對鋼板的冷卻條件給馬氏體帶來的影響進(jìn)行了研究。結(jié)果，得到下述見解如果對冷軋后的熱處理條件進(jìn)行優(yōu)化控制，則在馬氏體相變的同時，相變后的馬氏體被回火而變成馬氏體中硬度不同的馬氏體混合存在，結(jié)果，能夠一并得到本發(fā)明中作為目標(biāo)的優(yōu)良的加工性和拉伸強(qiáng)度980MPa以上的高強(qiáng)度。
5
本發(fā)明基于上述見解。即，本發(fā)明的主旨構(gòu)成如下所述。1. 一種高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計含有C :0. 以上且0.3%以下、Si 2. 0%以下、Mn 0. 5%以上且3. 0%以下、P :0. 以下、S :0. 07%以下、Al :1. 0%以下及N 0. 008%以下，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，作為鋼組織，以面積率計具有50%以上的馬氏體，同時，鐵素體為50%以下(其中包括0% )，貝氏體為10%以下(其中包括0% )， 殘余奧氏體為10%以下(其中包括0%)，測定所述馬氏體的硬度分布而得到的納米硬度的頻數(shù)分布的半高寬為2. OGPa以上，且拉伸強(qiáng)度為980MPa以上。2.根據(jù)上述1所述的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，所述鋼板以質(zhì)量％計還含有選自 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%以下中的一種或兩種以上。3.根據(jù)上述1或2所述的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，所述鋼板以質(zhì)量％計還含有選自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%以下中的一種或兩種以上。4.根據(jù)上述1 3中任一項所述的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，所述鋼板以質(zhì)量％計還含有選自Ca 0. 001%以上且0. 005%以下及REM :0. 001%以上且0. 005%以下中的一種或兩種。5.根據(jù)上述1 4中任一項所述的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，所述鋼板的表面上具有熱鍍鋅層或合金化熱鍍鋅層。6. 一種高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于，通過對上述1 4中任一項所述成分組成的鋼片進(jìn)行熱軋之后進(jìn)行冷軋，制成冷軋鋼板，接著，對所述冷軋鋼板在700°C以上且 950°C以下的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行退火時，以在700°C以上且低于770°C的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行100 秒以上且1800秒以下的時間、在770 V以上且低于850 V的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行50秒以上且 1800秒以下的時間、在850°C以上且950°C以下的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行15秒以上且1800秒以下的時間中的任意一種條件進(jìn)行退火，然后，直至500°C為止以4°C /秒以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻，從500°C開始以7°C /秒以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻，并且在100°C至(Ms-10°C )的溫度范圍內(nèi)保持10秒以上，然后以5°C /秒以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻。7. 一種高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于，通過對上述1 4中任一項所述成分組成的鋼片進(jìn)行熱軋之后進(jìn)行冷軋，制成冷軋鋼板，接著，對所述冷軋鋼板在700°C以上且 950°C以下的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行退火時，以在700°C以上且低于770°C的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行100 秒以上且1800秒以下的時間、在770°C以上且低于850°C的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行50秒以上且 1800秒以下的時間、在850°C以上且950°C以下的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行15秒以上且1800秒以下的時間中的任意一種條件進(jìn)行退火，然后，以20°C /秒以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻，并且在 100°C至(MS-10°C )的溫度范圍內(nèi)保持80秒以上，然后以15°C /秒以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻。8. 一種高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于，通過對上述1 4中任一項所述成分組成的鋼片進(jìn)行熱軋之后進(jìn)行冷軋，制成冷軋鋼板，接著，對所述冷軋鋼板在850°C以上且950°C以下的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行時間為15秒以上且600秒以下的退火，然后，以20°C /秒以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻，并且在100°c至(Ms-I(TC)的溫度范圍內(nèi)保持80秒以上，然后以15°C /秒以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻。發(fā)明效果根據(jù)本發(fā)明，能夠穩(wěn)定地得到加工性優(yōu)良且拉伸強(qiáng)度為980MPa以上的高強(qiáng)度鋼板。


圖1是表示根據(jù)本發(fā)明得到的高強(qiáng)度鋼板的馬氏體組織的照片。圖2是表示根據(jù)本發(fā)明得到的高強(qiáng)度鋼板的馬氏體組織的硬度分布的圖。圖3是表示對根據(jù)本發(fā)明得到的高強(qiáng)度鋼板的馬氏體組織中的軟質(zhì)的回火馬氏體與硬質(zhì)的淬火馬氏體的硬度分布進(jìn)行比較的圖。圖4是表示根據(jù)現(xiàn)有方法得到的高強(qiáng)度鋼板的馬氏體組織的照片。圖5是表示根據(jù)現(xiàn)有方法得到的高強(qiáng)度鋼板的馬氏體組織的硬度分布的圖。
具體實施例方式下面對本發(fā)明進(jìn)行具體說明。首先，對本發(fā)明中對鋼板組織進(jìn)行如上限定的理由進(jìn)行說明。馬氏體面積率50%以上馬氏體是對高強(qiáng)度化有用的硬質(zhì)相。本發(fā)明中，如下所述，通過對馬氏體的硬度分布進(jìn)行優(yōu)化控制，能夠使加工性提高。但是，馬氏體量以面積率計不足50%時，難以確保所需的強(qiáng)度，因此，馬氏體量以面積率計限定為50%以上。需要說明的是，對于上述的加工性的提高效果而言，馬氏體面積率越大變得越顯著，因此，優(yōu)選使馬氏體面積率為70%以上， 更優(yōu)選使其為90%以上。鐵素體面積率50%以下(其中包括0% )為了兼具加工性和拉伸強(qiáng)度980MPa以上，鐵素體的比率是重要的，需要使鐵素體面積率為50%以下。這是由于，鐵素體面積率超過50%時，不能確保充分量的硬質(zhì)相而使強(qiáng)度不足。另外，所述鐵素體可以為面積率0%。貝氏體面積率10%以下(其中包括0% )貝氏體是對高強(qiáng)度化作出貢獻(xiàn)的硬質(zhì)相，但是，存在根據(jù)其生成溫度范圍、特性發(fā)生較大變化而使材質(zhì)的波動增加的情況，因此，優(yōu)選在鋼組織中使其盡量不含有，但可容許至10%。優(yōu)選為5%以下?？梢詾?%。殘余奧氏體面積率10%以下(其中包括0%)殘余奧氏體在加工時發(fā)生相變而成為硬質(zhì)的馬氏體，從而使延伸凸緣性降低。因此，優(yōu)選鋼組織中盡量不存在，但可容許至10%。優(yōu)選為5%以下，更優(yōu)選為3%以下?？梢詾?%。優(yōu)選使本發(fā)明的鋼板的鋼組織由上述組織構(gòu)成，但是，即使包含以總面積率計為 10 %以下的其他珠光體等，也沒有問題。測定所述馬氏體的硬度分布而得到的納米硬度的頻數(shù)分布的半高寬為2. OGPa以上
馬氏體的硬度分布是本發(fā)明中最重要的要素。為了提高作為硬質(zhì)組織的馬氏體的加工性，發(fā)明人對馬氏體組織與加工性的關(guān)系進(jìn)行了詳細(xì)調(diào)查。結(jié)果確認(rèn)，在馬氏體組織中，硬度不同的馬氏體混合存在的組織的延展性提高。該原因尚不明確，但認(rèn)為通過像鐵素體-馬氏體(DP)鋼那樣使硬質(zhì)組織和軟質(zhì)組織混合存在，促進(jìn)軟質(zhì)組織的加工硬化而與延展性的提高相關(guān)。通過發(fā)明人的調(diào)查可知，隨機(jī)地測定馬氏體組織中的硬度并對其硬度分布進(jìn)行評價，半高寬為2. OGPa以上時延展性提高。因此，本發(fā)明中，將測定所述馬氏體的硬度分布而得到的納米硬度的頻數(shù)分布的半高寬規(guī)定為2. OGPa以上。需要說明的是，實施通常的淬火回火處理的馬氏體的納米硬度的頻數(shù)分布的半高寬通常為約1. OGI^a 約1. 9GPa，不能得到2. OGPa以上的半高寬。此外，對于淬火狀態(tài)的馬氏體的所述半高寬而言也是同樣的。通過對具有含有C 0. 2%, Si 1. 5%, Mn 0. 3%, P 0. Oil S 0. 002%, Al 0. 044%, N 0. 0033%及Cr :1. 0%，余量為！^及不可避免的雜質(zhì)的成分組成的鋼片進(jìn)行熱軋之后進(jìn)行冷軋，制成冷軋鋼板，接著，在900°C下進(jìn)行退火150秒，然后，以40°C /秒的速度冷卻至200°C，在上述溫度下保持90秒，然后，以15°C /秒的速度進(jìn)行冷卻，從而制造高強(qiáng)度鋼板。需要說明的是，上述鋼材的馬氏體相變開始點(diǎn)(Ms點(diǎn))為419°C。將如上所得到的高強(qiáng)度鋼板的馬氏體組織照片示于圖1中。此外，圖2中示出了隨機(jī)測定上述高強(qiáng)度鋼板的馬氏體組織的硬度(n = 37)并對其硬度分布進(jìn)行調(diào)查的結(jié)果。如圖2所示，上述樣品的納米硬度的頻數(shù)分布的半高寬為2. 8GPa。此時的TSXΤ. El為17567MPa · %，確認(rèn)延展性優(yōu)良。對圖1所示的馬氏體組織進(jìn)行了細(xì)致調(diào)查，結(jié)果，對于所述組織而言，在較高溫度下馬氏體發(fā)生相變、之后被回火的軟質(zhì)的回火馬氏體(圖中，以實線包圍的區(qū)域)與在較低溫度下馬氏體發(fā)生相變的硬質(zhì)的淬火馬氏體(圖中，以虛線包圍的區(qū)域)混合存在。因此，對這些區(qū)域分別調(diào)查了納米硬度的頻數(shù)分布的半高寬，得到圖3所示的結(jié)^ ο由圖3可知，對于以實線包圍的區(qū)域及以虛線包圍的區(qū)域而言，納米硬度存在相當(dāng)大的差異。因此認(rèn)為，通過使這樣的軟質(zhì)馬氏體與硬質(zhì)馬氏體混合存在，如圖2所示，納米硬度的頻數(shù)分布的半高寬變大，結(jié)果，延展性有效地得到改善。在上述方面，對于如上所述的在Ms點(diǎn)以下的溫度范圍內(nèi)不進(jìn)行保持處理、根據(jù)常規(guī)方法冷卻至室溫之后進(jìn)行回火而得到的現(xiàn)有的高強(qiáng)度鋼板的組織而言，如圖4所示，基本上是回火馬氏體單相組織，此外，對于納米硬度的頻數(shù)分布的半高寬而言，如圖5所示， 只不過在1.7GPa左右。需要說明的是，上述鋼板的TSXT. El為11466MPa · %，與軟質(zhì)馬氏體和硬質(zhì)馬氏體的混合存在組織相比，其延展性變差。接下來，對本發(fā)明中將成分組成設(shè)定在上述范圍的理由進(jìn)行說明。需要說明的是， 涉及成分的“ ％，，標(biāo)記在沒有特別說明的情況下表示質(zhì)量％。C :0· 以上且 0. 3% 以下C是對鋼板的高強(qiáng)度化必不可少的元素，低于0. 1 %時，難以兼具鋼板強(qiáng)度的確保與延展性和延伸凸緣性等的加工性。另一方面，C量超過0.3%時，焊接部及焊接熱影響部的硬化顯著而焊接性變差。因此，本發(fā)明中，C量限定在0. 1 %以上且0. 3 %以下的范圍。優(yōu)選0. 12%以上且0. 23%以下的范圍。Si :2.0% 以下Si是對鐵素體的固溶強(qiáng)化有效的元素，為了確保延展性和鐵素體的硬度，優(yōu)選含有0. 以上，但超過2. 0%的過量添加會通過紅氧化皮等的產(chǎn)生而引起表面性狀的變差和鍍層附著和粘著性的變差。因此，使Si量在2.0%以下。優(yōu)選在1.6%以下。Mn :0· 5% 以上且 3. 0% 以下Mn是對鋼的強(qiáng)化有效的元素。此外，具有使奧氏體穩(wěn)定的作用，并且是用于確保硬質(zhì)相的面積率所需的元素。因此，使Mn含有0.5%以上，但在超過3.0%而過量含有時，會引起鑄造性的變差等。因此，Mn量限定在0.5%以上且3.0%以下的范圍。優(yōu)選在1.5%以上且2. 5%以下的范圍。P :0.1% 以下P通過晶界偏析而引起脆化、且使耐碰撞性變差，但可容許至0. 1%。此外，在實施合金化熱鍍鋅的情況下，超過0. 的P量會使合金化速度大幅度延遲。因此，P量限制在 0.1%以下。優(yōu)選在0.05%以下。S :0.07% 以下S不僅形成MnS等夾雜物而使耐碰撞性變差，而且成為沿焊接部的金屬流形成的裂縫的原因，因此優(yōu)選盡量降低，但從制造成本的觀點(diǎn)出發(fā)，可容許至0. 07%。優(yōu)選S量在 0. 04%以下，更優(yōu)選在0. 01 %以下。Al :1.0% 以下Al是鐵素體生成元素，并且是對控制制造時的鐵素體生成量有效的元素。但是，超過1.0%的Al的過量添加會使制鋼時的鋼坯質(zhì)量變差。因此，使Al量為1.0%以下。優(yōu)選為0.5%以下。需要說明的是，在Al的含有過少的情況下，脫酸變得困難，因此，優(yōu)選含有的 Al量在0.01%以上。N :0. 008% 以下N是使鋼的耐時效性最大程度地變差的元素，越少越好，超過0.008%時，耐時效性的變差變得顯著。因此，使N量在0.008%以下。優(yōu)選在0.006%以下。此外，本發(fā)明中，除上述基本成分之外，可根據(jù)需要適宜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%以下中的一種或兩種以上Cr、V及Mo具有在從退火溫度開始的冷卻時抑制珠光體生成的作用，因此可根據(jù)需要進(jìn)行添加。其效果在Cr :0. 05%以上、V :0. 005%以上、Mo :0. 005%以上時得以發(fā)揮。 另一方面，以超過Cr 5. 0%,V :1. 0%,Mo :0. 5%而過量含有時，硬質(zhì)相的面積率變得過大， 從而導(dǎo)致必要以上的強(qiáng)度升高且使加工性變差。因此，在含有這些元素的情況下，設(shè)定為 Cr 0. 005%以上且5. 0%以下、V :0. 005%以上且1. 0%以下、Mo :0. 005%以上且0. 5%以下的范圍。此外，對于Ti :0. 01 %以上且0. 1 %以下、Nb :0. 01 %以上且0. 1 %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%以下而言，可含有從其中選擇的一種或兩種以上，其限定理由如下。Ti :0. 01% 以上且 0. 以下、Nb :0. 01% 以上且 0. 以下Ti及Nb對鋼的析出強(qiáng)化有效，其效果分別在0. 01 %以上時得到，但超過0. 1 %時， 加工性及準(zhǔn)確成形性降低。因此，使Ti、Nb分別以0. 01 %以上且0. 1 %以下的范圍含有。B :0. 0003% 以上且 0. 0050% 以下B抑制由奧氏體晶界的鐵素體的生成和生長、并對鋼的強(qiáng)化有效地作出貢獻(xiàn)，因此可根據(jù)需要含有。其效果在0. 0003%以上時得到，另一方面，超過0. 0050%時，加工性降低。因此，在含有B的情況下，使其在0.0003%以上且0.0050%以下的范圍。Ni 0. 05% 以上且 2. 0% 以下、Cu :0. 05% 以上且 2. 0% 以下Ni及Cu具有在實施熱鍍鋅時促進(jìn)內(nèi)部氧化而使鍍層粘著性提高的效果。其效果分別在0.05%以上時得到，但超過2.0%含有時，使鋼板的加工性降低。而且，Ni及Cu也是對鋼的強(qiáng)化有效的元素。因此，使Ni、Cu分別以0.05%以上且2.0%以下的范圍含有。選自Ca 0. 001%以上且0. 005%以下及REM :0. 001%以上且0. 005%以下中的一種或兩種Ca及REM是用于使硫化物的形狀進(jìn)行球狀化、并改善硫化物對延伸凸緣性的不利影響的有效元素。其效果分別在0. 001%以上時得到，但超過0. 005%的含有會導(dǎo)致夾雜物等的增加，并引起表面及內(nèi)部缺陷等。因此，在含有Ca、REM的情況下，使其在0.001%以上且0. 005%以下的范圍。對于本發(fā)明的鋼板而言，上述以外的成分為!^e及不可避免的雜質(zhì)。但是，只要在不損害本發(fā)明效果的范圍內(nèi)，則不排除上述以外的成分的含有。此外，對于本發(fā)明而言，在鋼板的表面上可以具有熱鍍鋅層或合金化熱鍍鋅層。接下來，對本發(fā)明鋼板的優(yōu)選制造方法及條件的限定理由進(jìn)行說明。首先，制造調(diào)整為上述優(yōu)選成分組成的鋼片，然后進(jìn)行熱軋，接著，實施冷軋來制成冷軋鋼板。本發(fā)明中，這些處理沒有特別限制，根據(jù)常規(guī)方法進(jìn)行即可。此處，優(yōu)選的制造條件如下。將鋼片加熱至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)行熱終軋，將得到的熱軋鋼板在350°C以上且720°C以下的溫度下進(jìn)行卷取。接著，對熱軋鋼板進(jìn)行酸洗，然后，以40%以上且90%以下的軋制率進(jìn)行冷軋，從而制成冷軋鋼板。需要說明的是，熱軋鋼板不僅可以經(jīng)過通常的制鋼、鑄造及熱軋的各工序來進(jìn)行制造，也可以通過例如薄板坯鑄造等來省略熱軋工序的一部分或全部而進(jìn)行制造。冷軋鋼板的退火條件所述退火處理是為了在奧氏體單相區(qū)或奧氏體相與鐵素體相的雙相區(qū)域使向奧氏體的逆相變充分進(jìn)行來確保以面積率計為50%以上的奧氏體相而進(jìn)行的。但是，即使在優(yōu)化的溫度范圍內(nèi)，在高溫側(cè)和低溫側(cè)，適當(dāng)?shù)耐嘶饡r間也是不同的。S卩，在850°C以上的高溫側(cè)，在比較短的時間內(nèi)向奧氏體的逆相變進(jìn)行，因此，退火時間為至少15秒即可。另一方面，在低于850°C的溫度范圍內(nèi)，即使超過Ac3點(diǎn)，向奧氏體的逆相變也難以進(jìn)行，因此，需要50秒以上的退火時間。進(jìn)而，在退火溫度低于770°C的情況下，碳化物難以進(jìn)行固溶，因此，需要最低100秒的退火時間。因此，本發(fā)明中，將退火溫度范圍劃分為700°C以上且低于770°C的溫度范圍、770°C以上且低于850 V的溫度范圍和850 °C以上且950 V以下的溫度范圍三個范圍，對于各溫度范圍內(nèi)的退火時間而言，在700°C以上且低于770°C的溫度范圍內(nèi)限定為100秒以上且1800秒以下的時間、在770°C以上且低于850°C的溫度范圍內(nèi)限定為50秒以上且1800 秒以下的時間、在850°C以上且950°C以下的溫度范圍內(nèi)限定為15秒以上且1800秒以下的時間，設(shè)定在任意一種條件下進(jìn)行退火。需要說明的是，850°C以上且950°C以下的溫度范圍與其他溫度范圍相比，從短時間就能進(jìn)行退火的方面來講而優(yōu)選。此處，對于各溫度范圍內(nèi)的退火時間的上限，從確保奧氏體相的觀點(diǎn)出發(fā)，沒有特別限制，但太長時會導(dǎo)致較大能量消耗伴隨的成本增加，因此，在任意一個溫度范圍內(nèi)退火溫度的上限均設(shè)為1800秒。需要說明的是，特別是在850°C以上且950°C以下的溫度范圍內(nèi)，超過600秒的退火會導(dǎo)致過多能量消耗伴隨的成本增加，因此，優(yōu)選設(shè)為600秒以下。此外，將退火溫度的下限設(shè)為700°C是由于，退火溫度不滿700°C時，鋼板中的碳化物不能充分固溶、鐵素體的再結(jié)晶不能停止，因此，不能得到作為目標(biāo)的延展性和延伸凸緣性，另一方面，將退火溫度的上限設(shè)為950°C是由于，退火溫度超過950°C時，奧氏體晶粒的生長顯著、在之后的冷卻時引起生成的構(gòu)成相的粗大化，從而可能使延展性和延伸凸緣性變差。從退火溫度開始的冷卻速度首先，直至500°C為止以4°C /秒以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻，接著，從500°C開始以 7。C /秒以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻。上述退火后，直至下述低溫保持溫度為止的冷卻條件在抑制本發(fā)明中作為目的的馬氏體相以外的組織的析出的方面是重要的。在從退火溫度開始至低溫保持溫度為止的溫度范圍內(nèi)，存在珠光體和貝氏體的相變?nèi)菀桩a(chǎn)生而不能得到作為目標(biāo)的組織的情況。在此， 在從退火溫度開始至500°C為止的溫度范圍內(nèi)，珠光體相變特別容易產(chǎn)生，在從500°C開始至低溫保持溫度為止的溫度范圍內(nèi)，貝氏體相變特別容易產(chǎn)生。為了抑制上述的珠光體相變和貝氏體相變而得到作為目標(biāo)的組織，需要在從退火溫度開始至500°C為止的溫度范圍內(nèi)以4°C/秒以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻，接著在從500°C開始至低溫保持溫度為止的溫度范圍內(nèi)以7°C /秒以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻。優(yōu)選在從退火溫度開始至低溫保持溫度為止的溫度范圍內(nèi)以20°C /秒以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻。更優(yōu)選以30°C /秒以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻。需要說明的是，冷卻速度的上限沒有特別限定，但為了得到超過200°C/秒的冷卻速度，需要特殊的冷卻設(shè)備，因此，優(yōu)選使其在約200°C /秒以下。在100°C至(Ms-10°C )的溫度范圍內(nèi)保持10秒以上，然后以5°C /秒以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻上述低溫保持及之后的冷卻是本發(fā)明中最重要的工序。首先，通過冷卻至馬氏體相變開始點(diǎn)(Ms)以下的低溫保持溫度、并在所述溫度范圍內(nèi)保持10秒以上，進(jìn)行根據(jù)過冷度的馬氏體相變。此外，通過在低溫范圍內(nèi)進(jìn)行保持，相變后的馬氏體立即進(jìn)行回火，但所述回火馬氏體在較高溫度下被回火，因此變成軟質(zhì)的馬氏體。另一方面，在保持過程中未相變的奧氏體在低溫保持后的冷卻過程中發(fā)生馬氏體相變。其也進(jìn)行回火，但由于變成低溫下的回火，因此，其進(jìn)行緩慢而變成硬質(zhì)的馬氏體。這樣，通過在一定的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行保持，能夠得到馬氏體的回火狀態(tài)不同的組織，即硬度不同的馬氏體混合存在的組織。通過發(fā)明人的調(diào)查，低溫保持溫度低于100°C時，相變后的馬氏體的回火進(jìn)行緩慢，另一方面，超過(Ms-I(TC)時，不能進(jìn)行充分的馬氏體相變，因此，需要在100°C至 (Ms-IO0C )的溫度范圍內(nèi)保持10秒以上。優(yōu)選保持80秒以上。保持時間少于10秒時，回火的進(jìn)行不充分，不能得到作為目的的特性。需要說明的是，保持時間的上限沒有特別限定，但即使極端延長也得不到顯著的效果，倒是可能產(chǎn)生一部分碳化物的不均勻的粗大化， 因此，優(yōu)選使保持時間的上限為約1200秒。此外，為了在上述低溫保持后的冷卻過程中得到硬質(zhì)的馬氏體，以5°C /秒以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻是重要的。優(yōu)選以15°C/秒以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻。對于上述冷軋鋼板的退火處理及其后續(xù)的冷卻處理，列舉特別優(yōu)選的條件如下。S卩，對冷軋鋼板在850°C以上且950°C以下的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行時間為15秒以上且 600秒以下的退火，然后，以20°C /秒以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻，并且在100°C至(MS-10°C ) 的溫度范圍內(nèi)保持80秒以上，然后以15°C /秒以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻。此外，可以對本發(fā)明的鋼板實施熱鍍鋅、進(jìn)一步實施合金化熱鍍鋅。熱鍍鋅及合金化熱鍍鋅處理優(yōu)選在滿足上述條件下的退火和冷卻條件并在連續(xù)熱鍍鋅線中進(jìn)行。在此， 熱鍍鋅處理、合金化處理優(yōu)選在420°C以上且550°C以下的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行，這種情況下， 優(yōu)選使包括熱鍍鋅處理或進(jìn)一步的合金化處理時間在內(nèi)的、420°C以上且550°C以下的溫度范圍內(nèi)的保持時間為600秒以下。對于熱鍍鋅及合金化熱鍍鋅而言，只要能得到預(yù)定的組織和結(jié)構(gòu)，則可以在任意階段進(jìn)行，但是，在上述100°C至(Ms-I(TC)的溫度范圍內(nèi)的保持中或保持后實施是有利的。需要說明的是，為了以高精度求出上述Ms點(diǎn)，需要進(jìn)行利用熱加工模擬(7才一 ι ”、試驗等的實際測定，但所述Ms點(diǎn)與以下式(1)式定義的M具有較好的相關(guān)性，因此，也可以使用下式(1)來求出Ms點(diǎn)。M(°C ) = 540-361 X {[C% ]/(1-[α % ]/100)}-6X [Si% ]-40X [Mn% ]+30X [Al % ]-20X [Cr% ]-35X [V% ]_10X [Mo% ]_17X [Ni% ]_10X [Cu% ]... (1)其中，[X% ]為合金元素X的質(zhì)量％，[α % ]為多邊形鐵素體的面積率(％ )另外，本發(fā)明中，上述多邊形鐵素體的面積率與在上述條件下的退火和冷卻后的鋼板所觀察到的鐵素體的面積率相等。熱鍍鋅及合金化熱鍍鋅的方法如下。首先，將鋼板浸漬到鍍浴中，利用氣體擦拭等來調(diào)節(jié)附著量。作為鍍浴中的溶解 Al量，在熱鍍鋅的情況下，優(yōu)選使其在0. 12%以上且0. 22%以下的范圍，在合金化熱鍍鋅的情況下，優(yōu)選使其在0. 08%以上且0. 18%以下的范圍。此外，在熱鍍鋅的情況下，作為鍍浴的溫度，只要在420°C以上且500°C以下的范圍內(nèi)即可，進(jìn)一步實施合金化而進(jìn)行合金化熱鍍鋅的情況下，合金化時的溫度優(yōu)選為450°C以上且550°C以下的范圍。在合金化溫度超過550°C的情況下，碳化物從未相變奧氏體中過量析出，或者根據(jù)情況由于進(jìn)行珠光體化而得不到作為目標(biāo)的強(qiáng)度和延展性。此外，粉化性也變差。另一方面，合金化時的溫度低于 450 0C的情況下，合金化不進(jìn)行。優(yōu)選使鍍層附著量為每單面約20g/m2 約150g/m2。在鍍層附著量小于20g/m2的
12情況下，耐腐蝕性變差。另一方面，鍍層附著量即使超過150g/m2，耐腐蝕效果達(dá)到飽和而只會導(dǎo)致成本增加。此外，優(yōu)選使合金化度以鍍層中的狗含量計為約7質(zhì)量％ 約15質(zhì)量％。狗含量小于7質(zhì)量％時，合金化不均勻產(chǎn)生而使外觀性變差，所謂ζ相生成而使滑動性變差。另一方面，狗含量超過15質(zhì)量％時，硬質(zhì)且脆的Γ相大量生成而使鍍層粘著性變差。需要說明的是，本發(fā)明中，退火和低溫保持溫度范圍等的保持溫度不需要是固定的，只要在規(guī)定的范圍內(nèi)，則即使發(fā)生變動也不損害本發(fā)明的宗旨。對于冷卻速度也是同樣的。此外，只要滿足熱滯后，對鋼板可以使用任何設(shè)備來實施熱處理。進(jìn)而，熱處理之后，為了矯正形狀而對本發(fā)明鋼板進(jìn)行表面光軋，這也包括在本發(fā)明的范圍內(nèi)。[實施例]下面通過實施例對本發(fā)明進(jìn)一步進(jìn)行說明，但下述實施例并不是對本發(fā)明進(jìn)行限定。此外，在本發(fā)明的主旨構(gòu)成的范圍內(nèi)對構(gòu)成進(jìn)行變更，其包括在本發(fā)明的范圍內(nèi)。實施例1將表1所示成分組成的鋼片加熱至1250°C，然后，將在880°C下進(jìn)行熱軋終軋而得到的熱軋鋼板在600°C下進(jìn)行卷取，接著，對熱軋鋼板進(jìn)行酸洗，然后，以65%的軋制率進(jìn)行冷軋，從而制成板厚為1. 2mm的冷軋鋼板。對得到的冷軋鋼板在表2所示的條件下實施熱處理。需要說明的是，同一表中的任意一個樣品均未實施通常的淬火。另外，表2中的保持時間為在表2中的保持溫度下的保持時間。此外，表2中的Ms通過上述(1)式求出。此外，對于一部分樣品，隨后實施熱鍍鋅處理，進(jìn)而對其中的一部分實施合金化處理。需要說明的是，上述熱鍍鋅處理在鍍浴溫度463°C、附著量(每單面)50g/m2(雙面鍍層)的條件下進(jìn)行。此外，合金化熱鍍鋅處理在鍍層中的(鐵含量)為9質(zhì)量％的條件下進(jìn)行。對于所得到的鋼板，不管有無鍍層，均實施軋制率(延伸率)0. 3%的表面光軋。將如上所得到的鋼板的組織百分比一并記載于表2中。此外，將對所得到的鋼板的各特性進(jìn)行調(diào)查的結(jié)果示于表3中。此處，組織百分比的測定方法及諸特性的評價方法如下。鋼板組織的各相的面積率通過對與軋制方向平行的板厚方向截面利用掃描電子顯微鏡(SEM)在3000倍下進(jìn)行鋼組織觀察來測定。觀察進(jìn)行3個視野以上，并得到其平均值。對于馬氏體、鐵素體及貝氏體而言，使用直接研磨的樣品求出面積率。殘余奧氏體量通過板厚1/4板面的X射線衍射來測定。對于納米硬度而言，對樣品表面進(jìn)行電解研磨，并使用HYSITR0N公司制的TRIBO SCOPE進(jìn)行測定。在3000 μ N的固定荷載的條件下在馬氏體組織中隨機(jī)測定30點(diǎn)以上，并求出納米硬度，通過所述值的頻數(shù)分布求出正態(tài)分布曲線，從而測定半高寬。對于強(qiáng)度而言，沿相對于鋼板的軋制方向平行的方向裁取JIS5號試驗片，依據(jù) JIS Ζ2241進(jìn)行拉伸試驗。測定拉伸強(qiáng)度(TS)、屈服強(qiáng)度(YS)及總延伸率(Τ.Ε1)，并算出用于評價延展性(強(qiáng)度-延伸平衡)的拉伸強(qiáng)度與總延伸率之積(TSXT.E1)。需要說明的是，本發(fā)明中，將TSXT.E1彡14500 (MPa · % )的情況判定為良好。延伸凸緣性依據(jù)日本鋼鐵聯(lián)盟標(biāo)準(zhǔn)JFST1001進(jìn)行評價。將所得到的鋼板切割成 IOOmmX IOOmm后，以間隙板厚的12%沖裁直徑10mm的孔，然后，使用內(nèi)徑75mm的沖模，在以壓邊力88. 2kN進(jìn)行抑制的狀態(tài)下將60°圓錐沖頭壓入孔內(nèi)來測定裂紋產(chǎn)生極限的孔直徑，由下式⑵求出極限擴(kuò)孔率(％ )，并通過所述極限擴(kuò)孔率的值來評價延伸凸緣性。 需要說明的是，本發(fā)明中，將λ ^ 15%設(shè)為良好。極限擴(kuò)孔率λ (% ) = ((Df-D0)/D0} X 100- (2)其中，Df為裂紋產(chǎn)生時的孔徑(mm)，D0為初始孔徑(mm)。
權(quán)利要求
1.一種高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計含有C :0. 1 %以上且0. 3 %以下、Si : 2. 0%以下、Mn 0. 5%以上且3. 0%以下、P :0. 以下、S :0. 07%以下、Al :1. 0%以下及N 0. 008%以下，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，作為鋼組織，以面積率計具有50%以上的馬氏體，同時，鐵素體為50%以下(其中包括0% )，貝氏體為10%以下(其中包括0% )， 殘余奧氏體為10%以下(其中包括0%)，測定所述馬氏體的硬度分布而得到的納米硬度的頻數(shù)分布的半高寬為2. OGPa以上，且拉伸強(qiáng)度為980MPa以上。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，所述鋼板以質(zhì)量％計還含有選自 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%以下中的一種或兩種以上。
3.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，所述鋼板以質(zhì)量％計還含有選自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%以下中的一種或兩種以上。
4.根據(jù)權(quán)利要求1 3中任一項所述的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，所述鋼板以質(zhì)量％計還含有選自Ca 0. 001%以上且0. 005%以下及REM :0. 001%以上且0. 005%以下中的一種或兩種。
5.根據(jù)權(quán)利要求1 4中任一項所述的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，所述鋼板的表面上具有熱鍍鋅層或合金化熱鍍鋅層。
6.一種高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于，通過對權(quán)利要求1 4中任一項所述成分組成的鋼片進(jìn)行熱軋之后進(jìn)行冷軋，制成冷軋鋼板，接著，對所述冷軋鋼板在700°C以上且 950°C以下的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行退火時，以在700°C以上且低于770°C的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行100 秒以上且1800秒以下的時間、在770°C以上且低于850°C的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行50秒以上且 1800秒以下的時間、在850°C以上且950°C以下的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行15秒以上且1800秒以下的時間中的任意一種條件進(jìn)行退火，然后，直至500°C為止以4°C /秒以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻，從500°C開始以7°C /秒以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻，并且在100°C至(Ms-10°C )的溫度范圍內(nèi)保持10秒以上，然后以5°C /秒以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻。
7.一種高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于，通過對權(quán)利要求1 4中任一項所述成分組成的鋼片進(jìn)行熱軋之后進(jìn)行冷軋，制成冷軋鋼板，接著，對所述冷軋鋼板在700°C以上且 950°C以下的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行退火時，以在700°C以上且低于770°C的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行100 秒以上且1800秒以下的時間、在770 V以上且低于850 V的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行50秒以上且 1800秒以下的時間、在850°C以上且950°C以下的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行15秒以上且1800秒以下的時間中的任意一種條件進(jìn)行退火，然后，以20°C /秒以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻，并且在 100°C至(Ms-I(TC)的溫度范圍內(nèi)保持80秒以上，然后以15°C/秒以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻。
8.一種高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于，通過對權(quán)利要求1 4中任一項所述成分組成的鋼片進(jìn)行熱軋之后進(jìn)行冷軋，制成冷軋鋼板，接著，對所述冷軋鋼板在850°C以上且950°C以下的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行時間為15秒以上且600秒以下的退火，然后，以20°C /秒以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻，并且在100°C至(Ms-I(TC)的溫度范圍內(nèi)保持80秒以上，然后以15°C /秒以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻。
全文摘要
提供一種加工性優(yōu)良且拉伸強(qiáng)度為980MPa以上的高強(qiáng)度鋼板。以質(zhì)量％計含有C0.1％以上且0.3％以下、Si2.0％以下、Mn0.5％以上且3.0％以下、P0.1％以下、S0.07％以下、Al1.0％以下及N0.008％以下，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，作為鋼組織，以面積率計具有馬氏體50％以上、鐵素體50％以下(其中包括0％)、貝氏體10％以下(其中包括0％)及殘余奧氏體10％以下(其中包括0％)，進(jìn)而使測定所述馬氏體的硬度分布而得到的納米硬度的頻數(shù)分布的半高寬為2.0GPa以上，且拉伸強(qiáng)度為980MPa以上。
文檔編號C21D9/46GK102471849SQ201080033938
公開日2012年5月23日 申請日期2010年7月28日 優(yōu)先權(quán)日2009年7月30日
發(fā)明者松田廣志, 水野玲子, 船川義正 申請人:杰富意鋼鐵株式會社