專利名稱：加工性優(yōu)異的超高強(qiáng)度鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及抗拉強(qiáng)度為IlOOMPa以上的具有超高強(qiáng)度的鋼板、熔融鍍鋅鋼板和合金化熔融鍍鋅鋼板、以及它們的制造方法。詳細(xì)地說，是涉及改善該鋼板的加工性的技術(shù)。
背景技術(shù)：
例如，高強(qiáng)度鋼板在汽車、運(yùn)輸機(jī)、家電制品、建材等大范圍的用途中被使用。在汽車和運(yùn)輸機(jī)等之中，為了實(shí)現(xiàn)低燃費(fèi)化，期望使汽車等輕量化。對于汽車等特別要求碰撞安全性，對于柱等結(jié)構(gòu)部件和保險(xiǎn)杠、防撞梁等加強(qiáng)部件也要求進(jìn)一步的高強(qiáng)度化。在要求有防銹性的構(gòu)件中，也使用熔融鍍鋅鋼板(以下稱為GI鋼板。)和對GI鋼板實(shí)施了合金化處理的合金化熔融鍍鋅鋼板(以下稱為GA鋼板)。對于GI鋼板和GA鋼板，防銹性優(yōu)異。但是，若使鋼板高強(qiáng)度化，則延伸率(延展性)劣化，因此加工性變差。因此為了不使加工性劣化，對于上述鋼板就要求強(qiáng)度和延伸率的平衡良好。另外，對于上述鋼板，還要求在加工時(shí)不會發(fā)生裂紋，彎曲加工性良好。 作為改善高強(qiáng)度鋼板的加工性(強(qiáng)度/延伸率平衡以及彎曲加工性)的技術(shù)，專利文獻(xiàn)I 4有所公開。其中，在專利文獻(xiàn)I中記述有一種高強(qiáng)度GI鋼板,其是使鋼板的金屬組織含有50%以上的鐵素體相和10%以上的馬氏體相，使貝氏體鐵素體相在所述鐵素體相中所占的面積率為20 80%，使所述馬氏體相的平均粒徑為IOym以下，由此達(dá)到780MPa以上的抗拉強(qiáng)度，且改善了擴(kuò)孔性和彎曲性。詳細(xì)地說，為了確保充分的延展性，而使富有延展性的軟質(zhì)的鐵素體相的面積率達(dá)到50%以上，為了使第二相的馬氏體量增加以確保強(qiáng)度，而大量添加了 Cr。在專利文獻(xiàn)2中，公開有一種抗拉強(qiáng)度在IlOOMPa以上，擴(kuò)孔率為40%以上的冷軋薄鋼板，其由如下構(gòu)成馬氏體相為50 90體積％、硬質(zhì)貝氏體相為5 35體積％、軟質(zhì)貝氏體相為35體積％以下、殘留奧氏體為O. I 5體積％。但是，因該冷軋薄鋼板含有硬質(zhì)貝氏體相，所以延伸率變低，被認(rèn)為使強(qiáng)度-延伸率平衡與彎曲性并立有困難。而且為了得到硬質(zhì)貝氏體相，必須組合進(jìn)行緩冷和急冷，需要用于進(jìn)行這種冷卻的設(shè)備，造成高成本。在專利文獻(xiàn)3中，公開有一種具有優(yōu)異的成形性的、抗拉強(qiáng)度為980MPa以上高強(qiáng)度鋼板，其活用馬氏體組織以實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度化，并且在使鋼板中的C量在O. 16 %以上的基礎(chǔ)上，活用上部貝氏體相變，從而在得到TRIP (Transformation Induced Plasticity ;相變誘發(fā)塑性)效果的基礎(chǔ)上，能夠確保有利的穩(wěn)定的殘留奧氏體(具體來說是5%以上、50%以下)。在專利文獻(xiàn)4中，公開有一種抗拉強(qiáng)度在800MPa以上的、擴(kuò)孔性優(yōu)異的高強(qiáng)度鋼板，其是在復(fù)合添加有Nb和Mo的鋼板中，金屬組織含有貝氏體、貝氏體鐵素體、碳量低于
O.1%或維氏硬度為450以下的馬氏體中的一相或二相以上合計(jì)70%以上，將殘留奧氏體限制在低于3%的高強(qiáng)度鋼板。專利文獻(xiàn)
專利文獻(xiàn)I :日本特開2009-149937號公報(bào)專利文獻(xiàn)2 :日本特開2007-177271號公報(bào)專利文獻(xiàn)3 :日本特開2010-65272號公報(bào)專利文獻(xiàn)4 :日本專利第4102281號公報(bào)

發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明所要解決的技術(shù)問題上述高強(qiáng)度鋼板所需的強(qiáng)度近年來日益變高，需要的是被稱為超高強(qiáng)度的 IlOOMPa以上的抗拉強(qiáng)度。但是，若使這些鋼板超高強(qiáng)度化，則延伸率進(jìn)一步劣化，因此強(qiáng)度/延伸率平衡變得更差，加工性越發(fā)劣化。另外，由于超高強(qiáng)度化導(dǎo)致彎曲加工性也變差，力口工性越發(fā)劣化。本發(fā)明著眼于上述這樣的情況而做成，其目的在于，提供一種強(qiáng)度/延伸率平衡和彎曲加工性這兩方面優(yōu)異的、抗拉強(qiáng)度為IlOOMPa以上的超高強(qiáng)度鋼板及其制造方法。解決課題所需的手段能夠解決上述課題的本發(fā)明的超高強(qiáng)度鋼板是滿足C :0. 05 O. 25% (質(zhì)量％的意思。以下涉及到的成分均為質(zhì)量％。)、Si :0. 5 2. 5%、Mn :2. O 4%、P :0. I %以下(不含 0% )、S 0. 05% 以下(不含 0% )、A1 0. 01 O. I %和 N :0.01% 以下(不含 0% )，剩余部分由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的鋼板。而且，上述鋼板的金屬組織滿足如下要旨具有馬氏體、作為軟質(zhì)相的貝氏體鐵素體和多邊鐵素體；對于相對于金屬組織總體的比率而言，上述馬氏體為50面積％以上，上述貝氏體鐵素體為15面積％以上，上述多邊鐵素體為5面積％以下(含O面積％ );在測量所述軟質(zhì)相的當(dāng)量圓直徑時(shí)，其變異系數(shù)(標(biāo)準(zhǔn)偏差/平均值)被抑制在I. O以下；抗拉強(qiáng)度為IlOOMPa以上。作為其他的元素，上述鋼板還可含有(a)從 Ti 0. 10% 以下(不含 0% )、Nb :0.2% 以下(不含 0% )和 V:0.2% 以下(不含0% )中選擇的至少一種元素；(b)從Cr :1%以下(不含0% )、Cu :1%以下(不含0% )和Ni :1%以下(不含0%)中選擇的至少一種元素；(C)Mo :1%以下(不含0% )和/或W :1%以下(不含0% )；(d)B :0.005% 以下(不含 0% );(e)從 Ca 0. 005% 以下(不含 0% )、Mg 0. 005% 以下(不含 0% )和 REM 0. 005%以下(不含0% )中選擇的至少一種元素；等。在本發(fā)明中還包括在上述超高強(qiáng)度鋼板的表面形成有熔融鍍鋅層的超高強(qiáng)度熔融鍍鋅鋼板，該超高強(qiáng)度熔融鍍鋅鋼板的加工性優(yōu)異。另外，在本發(fā)明中還包括對上述超高強(qiáng)度熔融鍍鋅鋼板實(shí)施了合金化處理而得到的超高強(qiáng)度合金化熔融鍍鋅鋼板，該超高強(qiáng)度合金化熔融鍍鋅鋼板的加工性優(yōu)異。本發(fā)明的上述超高強(qiáng)度鋼板，能夠通過如下方式制造按照使冷軋率CR(% )滿足下式(I)的方式，對滿足上述成分組成的熱軋鋼板進(jìn)行冷軋，然后在Ac3A-KTC以上、Ac3點(diǎn)+50°C以下的溫度范圍進(jìn)行均熱處理，接著冷卻至550°C以下、450°C以上的冷卻停止溫度。另外，本發(fā)明的上述超高強(qiáng)度熔融鍍鋅鋼板能夠通過對由上述制造方法制得的超高強(qiáng)度鋼板實(shí)施熔融鍍鋅來制造。此外，在實(shí)施了上述熔融鍍鋅之后，通過進(jìn)行合金化處理，能夠制造上述超高強(qiáng)度合金化熔融鍍鋅鋼板。下式(I)中，[]表示各元素的含量(質(zhì)量％ )。O. 4XCR-400X [Ti]-250 X [Nb]-150 X [V]+10 X [Si]-10 X [Mn]+10 彡 O......(I)發(fā)明效果在本發(fā)明中，形成了以馬氏體為主體并具有作為軟質(zhì)相的貝氏體鐵素體和多邊鐵素體的金屬組織，關(guān)于所述軟質(zhì)相，使貝氏體鐵素體生成為規(guī)定量以上，另一方面，將所述多邊鐵素體的生成量抑制在規(guī)定值以下，并且減小了上述軟質(zhì)相的當(dāng)量圓直徑的偏差，因此，能夠提供IlOOMPa以上的超高強(qiáng)度而且加工性(強(qiáng)度/延伸率平衡和彎曲加工性)優(yōu)異的超高強(qiáng)度鋼板、超高強(qiáng)度GI鋼板和超高強(qiáng)度GA鋼板。


圖I是表示上式(I)的左邊的值(Z值)與軟質(zhì)相的當(dāng)量圓直徑的變異系數(shù)的關(guān)系的曲線圖。圖2 是表示冷軋率 CR(% )與 X 值(400X [Ti]+250X [Nb]+150X [V]-10X [Si]+1OX [Mn]-10)的關(guān)系的曲線圖。
具體實(shí)施例方式本發(fā)明人等為了改善抗拉強(qiáng)度IlOOMPa以上的超高強(qiáng)度鋼板、超高強(qiáng)度GI鋼板和超高強(qiáng)度GA鋼板的加工性(強(qiáng)度/延伸率平衡和彎曲加工性)，特別著眼于金屬組織而反復(fù)進(jìn)行了深入的研究。其結(jié)果發(fā)現(xiàn)，如果使這些鋼板的金屬組織以馬氏體為主體，確保IlOOMPa以上的抗拉強(qiáng)度，且使貝氏體鐵素體和多邊鐵素體的軟質(zhì)相生成而作為第二相，并且，抑制多邊鐵素體的生成而促進(jìn)貝氏體鐵素體的生成，且適當(dāng)控制軟質(zhì)相的大小的偏差(變異系數(shù))，則超高強(qiáng)度區(qū)域的加工性飛躍性地提高，從而完成了本發(fā)明。其中，已知軟質(zhì)相的大小的變異系數(shù)對于為了確保所需的特性而言是極其重要的要件，即使金屬組織的分率滿足上述范圍，若該變異系數(shù)脫離本發(fā)明的范圍，則超高強(qiáng)度域的強(qiáng)度/延伸率平衡和彎曲加工性(特別是彎曲加工性)仍會降低(參照后述的實(shí)施例)。首先，說明完成本發(fā)明的原委。本發(fā)明人們?yōu)榱思却_保IlOOMPa以上的抗拉強(qiáng)度，又防止彎曲加工時(shí)的裂紋發(fā)生，且改善強(qiáng)度/延伸率平衡，而使鋼板的金屬組織以馬氏體為主體(具體來說，相對于金屬組織為50面積％以上)，抑制多邊鐵素體的生成(具體來說，相對于金屬組織為5面積％以下)，使比多邊鐵素體的質(zhì)地更硬且比馬氏體的延伸率更優(yōu)異的貝氏體鐵素體積極地生成(具體來說，相對于金屬組織為15面積％以上)。可是，即使如此控制金屬組織，在彎曲加工時(shí)仍有裂紋發(fā)生，或者存在強(qiáng)度/延伸率平衡依然差的情況。
因此進(jìn)一步研究時(shí)發(fā)現(xiàn)上述多邊鐵素體和上述貝氏體鐵素體(以下，統(tǒng)稱為軟質(zhì)相。)的大小的偏差(在本發(fā)明中，以當(dāng)量圓直徑的變異系數(shù)進(jìn)行評價(jià)。)，會對彎曲加工時(shí)的裂紋發(fā)生和強(qiáng)度/延伸率平衡造成巨大影響。在多次測量上述軟質(zhì)相的當(dāng)量圓直徑時(shí)判明即使其平均值相同，但測量值存在偏差時(shí)，彎曲加工時(shí)仍容易發(fā)生裂紋，而且強(qiáng)度/延伸率平衡劣化。在當(dāng)量圓直徑的測量值產(chǎn)生了偏差的情況下，可認(rèn)為在彎曲加工時(shí)應(yīng)力沒有被均勻地施加，應(yīng)力集中于當(dāng)量圓直徑大的軟質(zhì)相，另外由于軟質(zhì)相的大小而導(dǎo)致強(qiáng)度和延伸率發(fā)生偏差。接下來，對本發(fā)明的超高強(qiáng)度鋼板具體地加以說明。本發(fā)明的超高強(qiáng)度鋼板的金屬組織具有馬氏體、作為軟質(zhì)相的貝氏體鐵素體和多邊鐵素體。具體來說，馬氏體相對于金屬組織總體，為50面積％以上，貝氏體鐵素體相對于金屬組織總體，為15面積％以上，多邊鐵素體相對于金屬組織總體，被抑制在5面積％以下。而且，其具有的最大特征在于，以變異系數(shù)整理上述當(dāng)量圓直徑的測量值的偏差，該變異系數(shù)被抑制在I. O以下。需要說明的是，所謂變異系數(shù)是用根據(jù)測量結(jié)果求得的標(biāo)準(zhǔn)偏差除以測量結(jié)果的平均值而得的值(標(biāo)準(zhǔn)偏差/平均值)。作為主相的上述馬氏體，是用于確保IlOOMPa以上的抗拉強(qiáng)度所需要的組織。若馬氏體相對于金屬組織總體而言低于50面積％，則無法確保強(qiáng)度。因此，馬氏體為50面積％以上，優(yōu)選為60面積％以上，更優(yōu)選為70面積％以上。為了確保后述的貝氏體鐵素體的生成量，而將馬氏體的上限設(shè)為85面積％。需要說明的是，若馬氏體變多，則有時(shí)延伸率 劣化，強(qiáng)度/延伸率平衡變差，加工性降低。因此馬氏體更優(yōu)選為80面積％以下。第二相的上述軟質(zhì)相由貝氏體鐵素體和多邊鐵素體構(gòu)成，它們合計(jì)相對于金屬組織總體而言低于50面積％。需要說明的是，多邊鐵素體也可以是O面積％。上述貝氏體鐵素體是提高鋼板的延伸率，改善強(qiáng)度/延伸率平衡，使加工性提高的組織。另外，貝氏體鐵素體比多邊鐵素體的質(zhì)地更硬。因此通過抑制多邊鐵素體的生成，另一方面積極地使貝氏體鐵素體生成，從而能夠減小鐵素體與馬氏體的硬度差，能夠改善彎曲加工性。因此在本發(fā)明中，貝氏體鐵素體相對于金屬組織總體而言為15面積％以上，優(yōu)選為20面積％以上，更優(yōu)選為25面積％以上。為了確保上述的馬氏體分率的生成量，而使貝氏體鐵素體低于50面積％。需要說明的是，若貝氏體鐵素體變多，則難以確保強(qiáng)度。因此貝氏體鐵素體更優(yōu)選為45面積％以下，進(jìn)一步優(yōu)選為40面積％以下。上述多邊鐵素體相對于金屬組織總體而言被抑制在5面積％以下。多邊鐵素體優(yōu)選為4面積％以下，更優(yōu)選為3面積％以下，最優(yōu)選為O面積％。上述貝氏體鐵素體是指位錯密度高的下部組織。另一方面，上述多邊鐵素體是等軸狀的鐵素體，是指沒有位錯或位錯密度極低的下部組織。上述貝氏體鐵素體和上述多邊鐵素體能夠通過掃描型電子顯微鏡(Scanning Electron Microscope ；SEM)觀察而如下所述進(jìn)行明確地區(qū)別。上述貝氏體鐵素體和上述多邊鐵素體的面積率，能夠以如下方式求得。S卩，以能夠觀察到鋼板的t/4位置(t為板厚)的剖面的方式將試樣切割出，進(jìn)行硝酸乙醇腐蝕液腐蝕，對于剖面的任意位置的測量區(qū)域(約20μπιΧ約20μπι)進(jìn)行SEM觀察(觀察倍率4000倍)。這時(shí)，在SEM照片中，貝氏體鐵素體由深灰色表示，多邊鐵素體由黑色表示。另外，多邊鐵素體為等軸狀且在內(nèi)部不含殘留奧氏體、馬氏體。本發(fā)明具有的特征在于，使上述軟質(zhì)相(第二相)的當(dāng)量圓直徑的變異系數(shù)在I. O以下。若當(dāng)量圓直徑的變異系數(shù)超過1.0，則軟質(zhì)相的大小產(chǎn)生偏差，彎曲加工性、強(qiáng)度/延伸率平衡劣化。上述變異系數(shù)越小越好，為I. O以下，優(yōu)選為O. 9以下，更優(yōu)選為O. 8以下。對于上述軟質(zhì)相的當(dāng)量圓直徑，以SEM對鋼板的t/4位置(t為板厚)進(jìn)行至少3個(gè)視野的觀察，以觀察視野內(nèi)所存在的全部軟質(zhì)相(貝氏體鐵素體和多邊鐵素體)作為對象來進(jìn)行測量。當(dāng)量圓直徑是指著眼于軟質(zhì)相的大小，以與其面積相等的方式而假定的圓的直徑。根據(jù)測量結(jié)果求得標(biāo)準(zhǔn)偏差，使該標(biāo)準(zhǔn)偏差除以測量結(jié)果的平均值，從而算出變異系數(shù)(標(biāo)準(zhǔn)偏差/平均值)。對于上述軟質(zhì)相的當(dāng)量圓直徑，例如優(yōu)選標(biāo)準(zhǔn)偏差為O. 7 I. 4，平均值為I. I
1.7ym0對于軟質(zhì)相的當(dāng)量圓直徑，例如優(yōu)選最小值為0.05 μ m以上，最大值為3. 3μπι以下。本發(fā)明的超高強(qiáng)度鋼板的金屬組織由主相(母相)的馬氏體與第二相的軟質(zhì)相(貝氏體鐵素體和多邊鐵素體)構(gòu)成即可，如果是不損害本發(fā)明的作用效果的程度，則也可以生成其他的金屬組織(例如珠光體、貝氏體、殘留奧氏體等)。但是，其他的金屬組織優(yōu)選抑制在5面積％以下，更優(yōu)選為4面積％以下，進(jìn)一步優(yōu)選為3面積％以下。本發(fā)明的超高強(qiáng)度鋼板的金屬組織滿足上述要件，該鋼板的成分組成需要滿足C :O. 05 O. 25%、Si :0· 5 2. 5%、Mn :2· O 4%、P 0. 1% 以下(不含 0% )、S :0· 05% 以下(不含0% )、Al :0.01 O. 1%和N :0.01%以下(不含0% )。規(guī)定這樣的范圍的理由 如下。C使淬火性提高，另外是用于使馬氏體硬質(zhì)化而確保鋼的強(qiáng)度所不能欠缺的元素。因此C為O. 05%以上，優(yōu)選為O. I %以上，更優(yōu)選為O. 13%以上。但是若C超過O. 25%，則強(qiáng)度變得過高，延伸率變差，無法改善強(qiáng)度和延伸率的平衡，無法使加工性提高。因此C為O. 25%以下，優(yōu)選為O. 2%以下，更優(yōu)選為O. 18%以下。Si不會使延伸率劣化，是通過固溶強(qiáng)化來提高鋼的強(qiáng)度的元素。另外Si具有的作用是抑制作為裂紋的起點(diǎn)的滲碳體的生成。此外，如后述，Si是提高Ac1點(diǎn)而拓寬重結(jié)晶溫度范圍，有效地發(fā)揮促進(jìn)重結(jié)晶的作用，有助于上述變異系數(shù)的減小的元素。因此Si為O. 5%以上，優(yōu)選為O. 75%以上，更優(yōu)選為1%以上。但是若Si超過2. 5%，則鍍敷性劣化。因此Si為2. 5%以下，優(yōu)選為2%以下，更優(yōu)選為I. 8%以下。Mn提高淬火性，是用于確保強(qiáng)度所需要的元素。因此Mn為2.0%以上，優(yōu)選為
2.3%以上，更優(yōu)選為2. 5%以上。但是如后述，Mn降低Ac1點(diǎn)而縮小重結(jié)晶溫度范圍，對重結(jié)晶的促進(jìn)造成不利影響，是增大上述變異系數(shù)的元素。另外，若使之過剩地含有，則鍍敷性變差。此外，若使之過剩地含有，Mn發(fā)生偏析，則強(qiáng)度降低。另外，Mn助長P的晶界偏析，是引起晶界脆化的元素。因此Mn為4%以下，優(yōu)選為3. 5%以下，更優(yōu)選為3%以下。P是發(fā)生晶界偏析而引起晶界脆化的元素。因此P為O. 1%以下，優(yōu)選為O. 03%以下，更優(yōu)選為O. 015%以下。S在鋼中大量形成硫化物系夾雜物(例如MnS等)，該夾雜物成為裂紋的起點(diǎn)，成為使加工性(特別是彎曲加工性)劣化的原因。因此S為O. 05%以下，優(yōu)選為O. 01%以下，更優(yōu)選為O. 008%以下。Al是作為脫氧劑而發(fā)揮作用的元素。因此Al為O. 01%以上，優(yōu)選為O. 02%以上，更優(yōu)選為O. 03%以上。但是若使之過剩含有，則含Al的夾雜物(例如氧化鋁等的氧化物等)增加，成為使韌性和加工性劣化的原因。因此Al為O. 1%以下，優(yōu)選為O. 08%以下，更優(yōu)選為O. 05%以下。N是不可避免含有的元素，若過剩地含有，則使加工性劣化。另外，在使鋼中含有B (硼)的情況下，會使BN析出，阻礙來自B的淬火性提高作用，因此期望N盡可能地減少。因此N為O. 01%以下，優(yōu)選為O. 008%以下，更優(yōu)選為O. 005%以下。
本發(fā)明的超高強(qiáng)鋼板的基本成分組成如上所述，其余部分是鐵和不可避免的雜質(zhì)。對于本發(fā)明的超高強(qiáng)鋼板，作為其他的元素，還可以含有以下(a) (e)所示的元素。[(a)從 Ti 0. 10% 以下(不含 0% ) ,Nb 0. 2% 以下(不含 0% )和 V :0· 2% 以下(不含0% )中選擇的至少一種元素]Ti、Nb和V是用于使淬火性提高，并且使金屬組織微細(xì)化，提高強(qiáng)度的元素。另夕卜，這些元素是通過添加而使重結(jié)晶開始溫度上升，縮小重結(jié)晶溫度范圍，使上述變異系數(shù)增大的元素。這些元素可以單獨(dú)添加，也可以兩種以上并用。但是若過剩地含有，則上述變異系數(shù)變大，加工性劣化。因此Ti優(yōu)選為O. 10%以下，更優(yōu)選為O. 09%以下，進(jìn)一步優(yōu)選為O. 08%以下。Nb優(yōu)選為O. 2%以下，更優(yōu)選為O. 15%以下，進(jìn)一步優(yōu)選為O. I %以下。V 優(yōu)選為O. 2%以下，更優(yōu)選為O. 15%以下，進(jìn)一步優(yōu)選為O. 1%以下。需要說明的是，優(yōu)選使Ti含有O. 01 %以上，更優(yōu)選含有O. 02%以上，進(jìn)一步優(yōu)選含有O. 03%以上。優(yōu)選使Nb含有O. 01 %以上，更優(yōu)選含有O. 02%以上，進(jìn)一步優(yōu)選含有O. 03%以上。優(yōu)選使V含有O. 01 %以上。[(b)從Cr :1%以下(不含0% ) ,Cu :1%以下(不含0% )和Ni :1%以下(不含0%)中選擇的至少一種元素]Cr、Cu和Ni均是對提高強(qiáng)度發(fā)揮作用的元素。這些元素可以單獨(dú)添加，也可以兩種以上并用。Cr是抑制滲碳體的生成和生長，對于改善彎曲加工性也發(fā)揮作用的元素。但是若過剩地含有，則Cr碳化物大量生成，加工性劣化。另外，若過剩地含有Cr，則鍍敷性變差。因此Cr優(yōu)選為1%以下，更優(yōu)選為O. 7%以下，進(jìn)一步優(yōu)選為O. 4%以下。需要說明的是，優(yōu)選使Cr含有O. 01%以上，更優(yōu)選含有O. 02%以上，進(jìn)一步優(yōu)選含有O. 05%以上。另一方面，Cu和Ni均是使鋼板的耐腐蝕性提高的元素。但是若過剩地含有，則熱加工性劣化。因此Cu優(yōu)選為I %以下，更優(yōu)選為O. 8%以下，進(jìn)一步優(yōu)選為O. 5%以下。Ni優(yōu)選為I %以下，更優(yōu)選為O. 8%以下，進(jìn)一步優(yōu)選為O. 5%以下。需要說明的是，優(yōu)選使Cu含有O. 01%以上，更優(yōu)選含有O. 05%以上，進(jìn)一步優(yōu)選含有O. I %以上。優(yōu)選使Ni含有O. 01%以上，更優(yōu)選含有O. 05%以上，進(jìn)一步優(yōu)選含有O. I %以上。[(c)Mo :1%以下(不含0% )和/或W :1%以下(不含0% )]Mo和W均是對提高強(qiáng)度發(fā)揮作用的元素。這些元素可以單獨(dú)添加，也可以并用。但是即使使Mo過剩地含有，添加效果也飽和，造成高成本。因此Mo優(yōu)選為1%以下，更優(yōu)選為O. 5%以下，進(jìn)一步優(yōu)選為O. 3%以下。另一方面，若使W過剩含有，則延伸率變差，加工性劣化。因此W優(yōu)選為1%以下，更優(yōu)選為0.5%以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.3%以下。需要說明的是，Mo優(yōu)選含有O. 01%以上，更優(yōu)選含有O. 03%以上，進(jìn)一步優(yōu)選為O. 05%以上。W優(yōu)選含有O. 01%以上，更優(yōu)選含有O. 02%以上，進(jìn)一步優(yōu)選含有O. 03%以上。[ (d) B :0· 005 % 以下(不含 0% )]B是具有提高淬火性而提高強(qiáng)度這一作用的元素。但是若過剩地含有，則熱加工性劣化。因此B優(yōu)選為O. 005%以下，更優(yōu)選為O. 003%以下，進(jìn)一步優(yōu)選為O. 001%以下。需要說明的是，B優(yōu)選含有O. 0002 %以上，更優(yōu)選為O. 0003 %以上，進(jìn)一步優(yōu)選含有O. 0005 %以上。[(e)從 Ca :0. 005% 以下(不含 0% )、Mg 0. 005 % 以下(不含 O % )、和 REM :O. 005%以下(不含0%)中選擇的至少一種元素]Ca,Mg和REM (稀土類元素)均具有控制鋼中的夾雜物的形態(tài)的作用，它們是使夾雜物微細(xì)分散而有助于加工性的改善的元素。這些元素可以單獨(dú)添加，也可以兩種以上并用。但是若過剩地含有，加工性反而劣化。因此Ca優(yōu)選為O. 005%以下，更優(yōu)選為O. 004%以下，進(jìn)一步優(yōu)選為O. 003%以下。Mg優(yōu)選為O. 005%以下，更優(yōu)選為O. 004%以下，進(jìn)一步優(yōu)選為O. 003%以下。REM優(yōu)選為O. 005%以下，更優(yōu)選為O. 003%以下，進(jìn)一步優(yōu)選為
O.001 %以下。需要說明的是，Ca優(yōu)選含有O. 0005%以上，更優(yōu)選為O. 0007%以上，進(jìn)一步優(yōu)選為O. 0009%以上。Mg優(yōu)選含有O. 0005%以上，更優(yōu)選含有O. 001%以上，進(jìn)一步優(yōu)選含有O. 0015%以上。REM優(yōu)選含有O. 0001%以上，更優(yōu)選含有O. 00013%以上，進(jìn)一步優(yōu)選含有O. 00015%以上。需要說明的是，在本發(fā)明中，REM(稀土類元素)包括鑭系元素(從原子序號57的La至原子序號71的Lu的15種元素)以及原子序號21的Sc (鈧)和原子序號39的Y (釔)。這些元素之中，優(yōu)選含有從La、Ce和Y中選擇的至少一種元素，更優(yōu)選含有La和/ 或 Ce。以上，對于本發(fā)明的超高強(qiáng)度鋼板進(jìn)行了說明。在上述超高強(qiáng)度鋼板的表面，可以形成熔融鍍鋅層而成為超高強(qiáng)度GI鋼板。另夕卜，GI鋼板的熔融鍍鋅層可以進(jìn)行合金化，在本發(fā)明中，還包括對上述超高強(qiáng)度GI鋼板實(shí)施合金化處理而得到的超高強(qiáng)度GA鋼板。其次，對于制造本發(fā)明的超高強(qiáng)度鋼板的方法進(jìn)行說明。為了以馬氏體為主體，適當(dāng)控制構(gòu)成第二相的軟質(zhì)相的貝氏體鐵素體與多邊鐵素體的生成平衡，且將該軟質(zhì)相的當(dāng)量圓直徑的變異系數(shù)控制在規(guī)定的范圍，重要的是恰當(dāng)控制冷軋條件、均熱條件和均熱后的冷卻條件。即，以使冷軋率CR(%)滿足下式(I)的方式對滿足上述成分組成的熱軋鋼板進(jìn)行冷軋后，升溫至Ac3點(diǎn)前后(具體來說，是Ac3點(diǎn)-10°C以上、Ac3點(diǎn)+50°C以下)，由此在該升溫過程中充分地進(jìn)行重結(jié)晶，將軟質(zhì)相的當(dāng)量圓直徑的變異系數(shù)抑制在規(guī)定值以下。需要說明的是，下式(I)中，[]表示各元素的含量(質(zhì)量％ )。O. 4X CR-400 X [Ti] -250 X [Nb]-150 X [V] +10 X [Si] -10 X [Mn] +10 ^ O......(I)接著，在上述Ac3點(diǎn)前后進(jìn)行均熱處理，由此抑制多邊鐵素體的生成，并且促進(jìn)馬氏體的生成。然后，通過冷卻(具體來說，就是使冷卻停止溫度為550°C以下、450°C以上)使貝氏體鐵素體生成。以下，對于本發(fā)明的超高強(qiáng)度鋼板的制造方法具體地進(jìn)行說明。首先，準(zhǔn)備具有上述成分組成的熱軋鋼板。熱軋遵循常規(guī)方法進(jìn)行即可，但為了確保最終溫度以及防止奧氏體晶粒的粗大化，加熱溫度為1150 1300°C左右即可。終軋按照使阻礙加工性的集合組織不要形成的方式，使終軋溫度為850 950°C而進(jìn)行，并加以纏繞即可。 熱軋后，根據(jù)需要而遵循常規(guī)方法進(jìn)行酸洗，然后進(jìn)行冷軋。冷軋以使冷軋率CR滿足上式(I)的方式進(jìn)行。
上式(I)是基于為了減小軟質(zhì)相的大小的偏差而在加熱中充分進(jìn)行重結(jié)晶是有效的這一觀點(diǎn)而設(shè)定的。重結(jié)晶的程度被認(rèn)為與從重結(jié)晶開始溫度至Ac1點(diǎn)的重結(jié)晶溫度范圍有關(guān)，因此通過拓寬重結(jié)晶溫度范圍，從而能夠減小軟質(zhì)相的大小的偏差，能夠確保最終所需的彎曲加工性和強(qiáng)度/延伸率平衡。本發(fā)明人們挑出冷軋率CR、Ti、Nb和V作為對重結(jié)晶開始溫度造成影響的因素，挑出Si和Mn作為對Ac1點(diǎn)造成影響的因素，就各因素對重結(jié)晶溫度范圍的貢獻(xiàn)率和對軟質(zhì)相的大小的偏差帶來的影響，反復(fù)進(jìn)行了大量的基礎(chǔ)實(shí)驗(yàn)而進(jìn)行研究，結(jié)果導(dǎo)出重結(jié)晶溫度范圍的程度Z。如上式(I)所示，通過按照與各成分的含量的關(guān)系適當(dāng)?shù)乜刂评滠埪蔆R，從而可使重結(jié)晶溫度范圍被充分?jǐn)U展，因此能夠使軟質(zhì)相的大小的偏差變小。其中，冷軋率CR和Si是有助于重結(jié)晶溫度范圍的擴(kuò)大的正面因素。詳細(xì)地說，若冷軋率CR變大，則所導(dǎo)入的應(yīng)變變多，因此重結(jié)晶開始溫度變低，在拓展重結(jié)晶溫度范圍的方向上發(fā)揮作用。Si是鐵素體生成元素，在提高Ac1點(diǎn)的溫度、拓展重結(jié)晶溫度范圍的方向上發(fā)揮作用。 另一方面，Ti、Nb、V和Mn是不同于上述的負(fù)面因素，是縮小重結(jié)晶溫度范圍的因素。詳細(xì)地說，對于Ti、Nb和V，因?yàn)樘嫉镆种浦亟Y(jié)晶粒的生長，所以在提高重結(jié)晶開始溫度、縮小重結(jié)晶溫度范圍的方向上起作用。Mn是奧氏體生成元素，在降低Ac1點(diǎn)的溫度、縮小重結(jié)晶溫度范圍的方向上起作用。上式⑴的左邊的值(以下有時(shí)稱為Z值。)為正(O以上)這種情況表示重結(jié)晶溫度范圍寬，升溫過程中發(fā)生充分重結(jié)晶，能夠降低上述變異系數(shù)。需要說明的是，Ti、Nb和V不是必須元素，在不含這些元素的情況下，在上式(I)的這個(gè)位置代入“O質(zhì)量％”而算出Z值即可。冷軋后，通過加熱保持在Ac3點(diǎn)-10°C以上、Ac3點(diǎn)+50°C以下的溫度范圍而進(jìn)行均熱處理，從而能夠抑制多邊鐵素體的生成，且促進(jìn)馬氏體的生成。若均熱處理溫度低于Ac3點(diǎn)-10°C，則多邊鐵素體大量生成，馬氏體的生成受到抑制，無法提高強(qiáng)度。因此將均熱處理溫度設(shè)為Ac3點(diǎn)-10°C以上，優(yōu)選設(shè)為Ac3點(diǎn)-5°C以上，更優(yōu)選設(shè)為Ac3點(diǎn)以上。但是若均熱處理溫度超過Ac3點(diǎn)+50°C，則奧氏體晶粒粗大化，加工性惡化。因此將均熱處理溫度設(shè)為Ac3點(diǎn)+50°C以下，優(yōu)選設(shè)為Ac3點(diǎn)+40°C以下，更優(yōu)選設(shè)為Ac3點(diǎn)+30°C以下。均熱處理時(shí)的保持時(shí)間未特別限定，例如為10 100秒左右(特別是10 80秒左右)即可。需要說明的是，Ac3點(diǎn)(加熱時(shí)鐵素體相變結(jié)束溫度)是基于下式(i)而算出的。式中[]表示各元素的含量(質(zhì)量％ )。該式記載于“Leslie鐵鋼材料學(xué)”(丸善株式會社發(fā)行，William C. Leslie 著，p273)。Ac3( °C ) = 910-203X [C]1/2-15. 2X [Ni]+44. 7X [Si]+104X [V]+31. 5X [Mo]+ 13. IX [ff]-{30X [Mn]+11 X [Cr]+20X [Cu]-700X [P]_400X [Al]-120X [As]-400X [Ti]}……⑴均熱處理后，冷卻至550°C以下、450°C以上的冷卻停止溫度，由此使貝氏體鐵素體生成。若冷卻停止溫度超過550°C，則貝氏體鐵素體的生成量變少,彎曲加工性和強(qiáng)度/延伸率平衡降低。因此將冷卻停止溫度設(shè)為550°C以下，優(yōu)選設(shè)為540°C以下，更優(yōu)選設(shè)為530°C以下。但是若冷卻停止溫度低于450°C，則貝氏體鐵素體大量生成，馬氏體的生成量減少，無法確保強(qiáng)度。因此將冷卻停止溫度設(shè)為450°C以上，優(yōu)選設(shè)為460°C以上，更優(yōu)選設(shè)為470°C以上。對于從均熱處理溫度冷卻至冷卻停止溫度時(shí)的平均冷卻速度而言，為了防止珠光體等的生成，例如設(shè)為rc /秒以上即可。平均冷卻速度低于rc /秒時(shí)，冷卻中生成珠光體組織，其作為最終組織而殘留，成為使延伸率劣化的原因。平均冷卻速度優(yōu)選設(shè)為5°c /秒以上。平均冷卻速度的上限沒有特別規(guī)定，但若考慮鋼板溫度的控制容易度和設(shè)備成本，則設(shè)為100°C /秒左右為宜。平均冷卻速度優(yōu)選為50°C /秒以下，更優(yōu)選為30°C /秒以下。冷卻到550°C以下、450°C以上的溫度范圍后，通過在該溫度范圍保持I 200秒左右(特別是在超高強(qiáng)度鋼板的情況下為100 200秒左右，在后述的超高強(qiáng)度GI鋼板或超高強(qiáng)度GA鋼板的情況下為I 100秒左右)，而能夠使貝氏體鐵素體生成，能夠得到本發(fā)明的超高強(qiáng)度鋼板。上述保持后，在所得到的超高強(qiáng)度鋼板的表面，遵循常規(guī)方法形成熔融鍍鋅層，由 此能夠得到本發(fā)明的超高強(qiáng)度GI鋼板。例如優(yōu)選將電鍍液溫度設(shè)為400 500°C而進(jìn)行熔融鍍鋅，更優(yōu)選為440 470°C。電鍍液的組成未特別限定，使用公知的熔融鋅電鍍液即可。熔融鍍鋅后，遵循常規(guī)方法進(jìn)行冷卻，從而能夠得到所需組織的超高強(qiáng)度GI鋼板。具體來說，通過以rc/秒以上的平均冷卻速度冷卻至常溫，而使鋼板中的奧氏體相變成馬氏體，得到馬氏體主體的金屬組織。平均冷卻速度低于l°c/秒時(shí)，難以生成馬氏體，而有可能生成珠光體、中間階段相變組織。平均冷卻速度優(yōu)選為5°c/秒以上。平均冷卻速度的上限沒有特別規(guī)定，但若考慮鋼板溫度的控制容易度和設(shè)備成本，則設(shè)為50°C /秒左右為宜。平均冷卻速度優(yōu)選為40°C /秒以下，更優(yōu)選為30°C /秒以下。通過對上述超高強(qiáng)度GI鋼板實(shí)施常法的合金化處理，而能夠制造超高強(qiáng)度GA鋼板。即，合金化處理按照如下方式進(jìn)行即可，所述方式為在以上述條件下進(jìn)行熔融鍍鋅后，在500 600°C左右(特別是530 580°C左右)保持5 30秒左右(特別是10 25秒左右)。合金化處理例如使用加熱爐、直火或紅外線加熱爐等進(jìn)行即可。加熱方法也沒有特別限定，例如能夠采用氣體加熱、感應(yīng)加熱器加熱(利用高頻感應(yīng)加熱裝置進(jìn)行的加熱)等慣用的方法。合金化處理后，遵循常規(guī)方法進(jìn)行冷卻，由此能夠得到所需組織的超高強(qiáng)度GA鋼板。具體來說，通過以1°C /秒以上的平均冷卻速度冷卻至常溫，而得到馬氏體主體的金屬組織。對于上述超高強(qiáng)度GI鋼板或上述超高強(qiáng)度GA鋼板，也可以進(jìn)行各種涂裝、涂裝襯底處理(例如磷酸鹽處理等化成處理)、有機(jī)皮膜處理(例如薄膜層壓等有機(jī)皮膜的形成)
坐寸ο對于用于各種涂裝的涂料而言，可使用公知的樹脂，例如環(huán)氧樹脂、氟樹脂、硅丙烯酸樹脂、聚氨酯樹脂、丙烯酸樹脂、聚酯樹脂、酚醛樹脂、醇酸樹脂、三聚氰胺樹脂等。從耐腐蝕性的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選環(huán)氧樹脂、氟樹脂、硅丙烯酸樹脂。也可以將硬化劑與所述樹脂一起使用。另外涂料也可以含有公知的添加劑，例如著色用顏料、偶聯(lián)劑、勻染劑、增感劑、抗氧化劑、紫外線穩(wěn)定劑、阻燃劑等。在本發(fā)明中，涂料形態(tài)沒有特別限定，能夠使用所有形態(tài)的涂料，例如溶劑系涂料、水系涂料、水分散型涂料、粉體涂料、電泳涂料等。另外涂裝方法也沒有特別限定，能夠使用浸潰法，滾涂法，噴霧法，簾涂法、電泳涂裝法等。覆蓋層(鍍敷層、有機(jī)皮膜、化成處理皮膜、涂膜等)的厚度根據(jù)用途適當(dāng)?shù)卦O(shè)定即可。對于本發(fā)明的超高強(qiáng)度鋼板而言，因?yàn)槭浅邚?qiáng)度的、而且加工性(彎曲加工性和強(qiáng)度/延伸率平衡)優(yōu)異，所以能夠用于以汽車用強(qiáng)度部件，例如用于以前部和后部的大梁、碰撞盒等碰撞部件為代表的中柱加強(qiáng)件等柱類中以及上邊梁加強(qiáng)件、側(cè)梁、底梁、踏板部等車體結(jié)構(gòu)部件中。
以下，列舉實(shí)施例更具體地說明本發(fā)明，但本發(fā)明當(dāng)然不受下述實(shí)施例限制，在能夠符合前、后述的宗旨的范圍內(nèi)當(dāng)然也可以適當(dāng)變更而加以實(shí)施，這些均包含在本發(fā)明的技術(shù)的范圍內(nèi)。實(shí)施例將下表I或表2所示的成分組成(剩余部分為鐵和不可避免的雜質(zhì))的板坯加熱至1250°C，使最終溫度達(dá)到900°C而進(jìn)行熱軋，然后進(jìn)行酸洗，之后，以下表3或表4所示的冷軋率CR(% )進(jìn)行冷軋，制造冷軋鋼板。需要說明的是，在下表I中，REM使用的是含有La為50%左右、Ce為30%左右的稀土金屬混合物。另外，在下表I或表2中，示出各板坯的成分組成和基于上式(i)算出的Ac3點(diǎn)的溫度。另外，在下表3和表4中，示出基于冷軋時(shí)的冷軋率CR和板坯的成分組成而算出的上式(I)的左邊的值(Z值)。將所得到的冷軋鋼板以10°C /秒的平均升溫速度加熱至下表3或表4所示的均熱溫度，在該溫度下保持50秒而進(jìn)行均熱處理，然后以10°C /秒的平均冷卻速度冷卻至下表3或表4所示的冷卻停止溫度，在該溫度下保持50秒或180秒。在下表3或表4中，示出基于下表I或表2所示的Ac3點(diǎn)的溫度而算出的“Ac3點(diǎn)-10°C ”和“Ac3點(diǎn)+50°C ”。另外，示出冷卻停止溫度下的保持時(shí)間。上述保持后，對所得到的一部分的冷軋鋼板實(shí)施熔融鍍鋅而制造GI鋼板(No. 9 14),或在熔融鍍鋅后再進(jìn)行加熱而進(jìn)行合金化處理，制造GA鋼板(No. I 8、15 24)。需要說明的是，No. 25 33是沒有進(jìn)行上述鍍敷處理的冷軋鋼板本身。GI鋼板其制造是在上述保持后，使之浸潰在460°C的熔融鋅電鍍液中(浸潰時(shí)間50秒左右)而實(shí)施熔融鍍鋅，然后以10°C /秒的平均冷卻速度冷卻至室溫。GA鋼板其制造是在實(shí)施上述熔融鍍鋅后，加熱至550°C，在該溫度下保持20秒而進(jìn)行合金化處理，然后以10°c /秒的平均冷卻速度冷卻至室溫。在下表3或表4中示出鍍敷的種類(GI或GA)。需要說明的是，表中，“無”表示沒有實(shí)施鍍敷的冷軋鋼板。按如下步驟觀察所得到的冷軋鋼板、GI鋼板或GA鋼板的金屬組織，測量馬氏體和軟質(zhì)相(貝氏體鐵素體和多邊鐵素體)的分率?！督饘俳M織的觀察》對于鋼板的金屬組織，使相對于板寬方向而垂直的剖面露出，研磨該剖面，再進(jìn)行電解研磨，然后對經(jīng)腐蝕的部分進(jìn)行SEM觀察。觀察位置設(shè)為t/4位置(t為板厚)，對由SEM拍攝的金屬組織照片進(jìn)行圖像解析，分別測量馬氏體、貝氏體鐵素體和多邊鐵素體的面積率。觀察倍率為4000倍，觀察區(qū)域?yàn)?0 μ mX 20 μ m，對3個(gè)視野進(jìn)行觀察，計(jì)算平均值。計(jì)算結(jié)果由下表3或表4示出。
另外，對上述金屬組織照片(3個(gè)視野的照片)進(jìn)行圖像解析，測量軟質(zhì)相(貝氏體鐵素體和多邊鐵素體)的當(dāng)量圓直徑，算出其標(biāo)準(zhǔn)偏差。另外，算出測量結(jié)果的平均值，由標(biāo)準(zhǔn)偏差和平均值算出變異系數(shù)(標(biāo)準(zhǔn)偏差/平均值)。在下表3或表4中示出標(biāo)準(zhǔn)偏差、平均值、變異系數(shù)。另外，在下表3或表4中，在測量結(jié)果中一并示出當(dāng)量圓直徑的最小值和最大值。圖I中，將上式⑴的左邊的值(Z值)與軟質(zhì)相的當(dāng)量圓直徑的變異系數(shù)的關(guān)系表示在曲線圖中。由圖I所表明的可讀取到如果以使Z值成為O以上的方式控制冷軋率CR(% )，則軟質(zhì)相的當(dāng)量圓直徑的變異系數(shù)有被抑制在1.0以下的趨勢。其次，對所得到的冷軋鋼板、GI鋼板或GA鋼板的機(jī)械特性和加工性進(jìn)行考察。《機(jī)械特性》使垂直于鋼板的軋制方向的方向與試驗(yàn)片的縱長方向平行，如此從鋼板提取JIS5號拉伸試驗(yàn)片，遵循JIS Z2241測量抗拉強(qiáng)度(TS)和延伸率(EL)。測量結(jié)果在下表5中 示出。在本實(shí)施例中，將抗拉強(qiáng)度為IlOOMPa以上的情況設(shè)為“超高強(qiáng)度”(合格)?！都庸ば浴穼τ阡摪宓募庸ば远?，綜合地評價(jià)了(a)TSXEL的值和(b)彎曲試驗(yàn)的結(jié)果。(a)由上述機(jī)械特性的測量結(jié)果計(jì)算TSXEL的值，計(jì)算結(jié)果在下表5中示出。將TSXEL的值為15000MPa · %以上的情況評價(jià)為合格(〇)，低于15000MPa · %的情況評價(jià)為不合格(X)，評價(jià)結(jié)果在下表5中示出。(b)對于彎曲試驗(yàn)而言，所使用的試驗(yàn)片是按照使垂直于鋼板的軋制方向的方向與試驗(yàn)片的縱長方向平行的方式從鋼板切下的20mmX70mm的試驗(yàn)片，按照使彎曲脊線成為縱長方向的方式進(jìn)行90° V彎曲試驗(yàn)。使彎曲半徑R適宜變化而實(shí)施試驗(yàn)，求得在試驗(yàn)片上不發(fā)生裂紋而能夠進(jìn)行彎曲加工的最小彎曲半徑Rmin。最小彎曲半徑Rmin為2. 3Xt (t為板厚)以下時(shí)評價(jià)為彎曲加工性優(yōu)異(合格〇)，超過2.3Xt(t為板厚)時(shí)評價(jià)為彎曲加工性差(不合格X)，評價(jià)結(jié)果在下表5中示出。在本實(shí)施例中，TS X EL的值為合格(〇)且V彎曲試驗(yàn)的結(jié)果合格(〇)時(shí)評價(jià)為“加工性優(yōu)異”(綜合評價(jià)(〇)，TSXEL的值和彎曲試驗(yàn)的結(jié)果中至少一方不合格(X)時(shí)評價(jià)為“加工性差”(綜合評價(jià)X)。在此，將以下式(2)的方式使上式(I)變形而得的左邊的值(400X [Ti]+250X [Nb]+150X [V]-10X [Si]+10X [Mn]-10)設(shè)為X值，該值在下表3或表4中示出。另外，冷軋率CR與X值的關(guān)系在圖2中示出。圖2中，〇表示抗拉強(qiáng)度為IlOOMPa以上且加工性優(yōu)異的結(jié)果，X表示抗拉強(qiáng)度在IlOOMPa以上，但加工性差的結(jié)果。另外，圖2所示的直線表示X值=O. 4XCR0需要說明的是，圖2是對在表3和表4中鋼中成分和制造條件[除了上述(I)式以外]滿足本發(fā)明的要件的例子(No. I 7、9 12、15、17、18、20、22 33)進(jìn)行繪圖而得到的圖。400 X [Ti]+250 X [Nb] +150 X [V]-10 X [Si] +10 X [Mn] -10 彡 O. 4X CR......(2)如圖2所表明的可知，如果冷軋率CR與X值滿足上式⑵規(guī)定的關(guān)系，則能夠使IlOOMPa以上的抗拉強(qiáng)度和加工性并立。由下表I 表5能夠進(jìn)行如下考察。No. 2、4、6、7、9、11、12、15、17、20、23 28、31、33 是滿足本發(fā)明規(guī)定的要件的例子，為抗拉強(qiáng)度IlOOMPa以上的超高強(qiáng)度，且加工性(強(qiáng)度/延伸率平衡和彎曲加工性)優(yōu)
巳No. 1、3、5、10、16、18、22、29、30、32，Z值低于0，不滿足式(I)，因此軟質(zhì)相的當(dāng)量
圓直徑的變異系數(shù)超過I. O而變大，不能改善加工性。在本發(fā)明中，軟質(zhì)相的當(dāng)量圓直徑的變異系數(shù)對于彎曲加工性和強(qiáng)度/延伸率平衡的確保造成巨大的影響，這可通過對比例如表3的No. 2、3(使用鋼種B、鋼種C)，No. 4、5 (使用鋼種D)，No. 22、23 (使用鋼種Q)，No. 26、29 (使用鋼種T、鋼種V)，No. 31、32 (使用鋼種X、鋼種Y)而進(jìn)行確認(rèn)。即，這些均是使用滿足本發(fā)明規(guī)定的優(yōu)選的鋼中成分的鋼種、且金屬組織的分率也滿足本發(fā)明規(guī)定的要件的例子，但變異系數(shù)被控制得小的例子(No. 2、
4、23、26、31)能夠確保所需的特性(彎曲加工性和強(qiáng)度/延伸率平衡)，與此相對，變異系 數(shù)大的例子(No. 3、5、22、29、32)至少某一種特性降低。確認(rèn)了 變異系數(shù)變大了的上述例子是僅Z值脫離本發(fā)明規(guī)定的要件的例子，還確認(rèn)了 Z值的控制是對變異系數(shù)的控制來說重要的要件。No. 8是因?yàn)榫鶡釡囟冗^低，所以無法生成規(guī)定量以上的貝氏體鐵素體而大量地生成了多邊鐵素體的例子。另外，軟質(zhì)相的當(dāng)量圓直徑的變異系數(shù)超過I. O而變大。因此，不能改善加工性。No. 13是Si少的例子，TS變大，但其反面是EL降低，強(qiáng)度和延伸率的平衡差。另夕卜，V彎曲試驗(yàn)的結(jié)果也差。因此不能改善加工性。No. 14是Mn少的例子，淬火性降低，馬氏體變少，大量地生成了多邊鐵素體，因此TS 低于 IlOOMPa0No. 19是冷卻停止溫度高的例子，貝氏體鐵素體變少，強(qiáng)度和延伸率的平衡變差。因此不能改善加工性。No. 21是冷卻停止溫度低的例子，馬氏體的生成量變少，貝氏體鐵素體的生成量多，結(jié)果，TS低于IlOOMPa0
權(quán)利要求
1.一種加工性優(yōu)異的超高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，滿足 C :0. 05 O. 25%、指質(zhì)量％、以下涉及到的成分均為質(zhì)量％，Si 0. 5 2. 5%,Mn 2. O 4%， P :0. 1%以下且不含0%， S :0. 05%以下且不含0%，Al 0. 01 O. 1%，和N:0.01%以下且不含0% ； 剩余部分由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成； 所述鋼板的金屬組織具有馬氏體、作為軟質(zhì)相的貝氏體鐵素體和多邊鐵素體，對于相對于金屬組織總體的比率，所述馬氏體為50面積％以上，所述貝氏體鐵素體為15面積％以上、所述多邊鐵素體為5面積％以下且含O面積％ ； 測量所述軟質(zhì)相的當(dāng)量圓直徑時(shí)，其變異系數(shù)，即，標(biāo)準(zhǔn)偏差/平均值被抑制在I. O以下； 抗拉強(qiáng)度為IlOOMPa以上。
2.根據(jù)權(quán)利要求I所述的超高強(qiáng)度鋼板，其中， 作為其他的元素，所述鋼板還含有從Ti :0. 10%以下且不含0%、Nb :0. 2%以下且不含0%、和V :0. 2%以下且不含0%中選擇的至少一種元素。
3.根據(jù)權(quán)利要求I所述的超高強(qiáng)度鋼板，其中， 作為其他的元素，所述鋼板還含有從Cr : I %以下且不含O %、Cu : I %以下且不含O %、和Ni :1%以下且不含0%中選擇的至少一種元素。
4.根據(jù)權(quán)利要求I所述的超高強(qiáng)度鋼板，其中， 作為其他的元素，所述鋼板還含有Mo :1 %以下且不含O %和/或W :1 %以下且不含0%。
5.根據(jù)權(quán)利要求I所述的超高強(qiáng)度鋼板，其中， 作為其他的元素，所述鋼板還含有B :0. 005%以下且不含0%。
6.根據(jù)權(quán)利要求I所述的超高強(qiáng)度鋼板，其中， 作為其他的元素，所述鋼板還含有從Ca :0. 005%以下且不含0%、Mg :0. 005%以下且不含0%、和REM :0. 005%以下且不含0%中選擇的至少一種元素。
7.根據(jù)權(quán)利要求I所述的超高強(qiáng)度鋼板，其中，在所述鋼板的表面形成有熔融鍍鋅層或合金化熔融鍍鋅層。
8.—種加工性優(yōu)異的超高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于，按照使以％計(jì)的冷軋率CR滿足下式(I)的方式，對滿足權(quán)利要求I 6中任一項(xiàng)所述的成分組成的熱軋鋼板進(jìn)行冷軋，然后在Ac3點(diǎn)-10°C以上、Ac3點(diǎn)+50°C以下的溫度范圍進(jìn)行均熱處理，接著冷卻至5500C以下、450°C以上的冷卻停止溫度，O. 4XCR-400X [Ti]-250 X [Nb]-150 X [V]+10 X [Si]-10 X [Mn]+10 彡 O......(I) 式(I)中，[]表示各元素的以質(zhì)量％計(jì)的含量。
9.一種加工性優(yōu)異的超高強(qiáng)度熔融鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，對按照權(quán)利要求8所述的制造方法制得的超高強(qiáng)度鋼板實(shí)施熔融鍍鋅。
10.一種加工性優(yōu)異的超高強(qiáng)度合金化熔融鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，在權(quán)利要求9中實(shí)施了所述熔融鍍鋅后，再進(jìn)行合金化處理。
全文摘要
提供一種強(qiáng)度/延伸率平衡和彎曲加工性這兩方面均優(yōu)異的、抗拉強(qiáng)度為1100MPa以上的超高強(qiáng)度鋼板及其制造方法。一種超高強(qiáng)度鋼板，其中，鋼板的金屬組織具有馬氏體、以及貝氏體鐵素體和多邊鐵素體的軟質(zhì)相，上述馬氏體為50面積％以上，上述貝氏體鐵素體為15面積％以上，上述多邊鐵素體為5面積％以下(含0面積％)，測量上述軟質(zhì)相的當(dāng)量圓直徑時(shí)，其變異系數(shù)(標(biāo)準(zhǔn)偏差/平均值)為1.0以下，抗拉強(qiáng)度為1100MPa以上。
文檔編號C22C38/60GK102869801SQ20118001509
公開日2013年1月9日 申請日期2011年3月25日 優(yōu)先權(quán)日2010年3月29日
發(fā)明者池田宗朗, 內(nèi)海幸博, 三浦正明 申請人:株式會社神戶制鋼所