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、電氣設(shè)備等產(chǎn)業(yè)領(lǐng)域中使用的、加工性特別是延展性優(yōu)良的拉伸強(qiáng)度(TS)為1470MPa以上的高強(qiáng)度鋼板及其制造方法。
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)行通過車身材料的高強(qiáng)度化來實(shí)現(xiàn)車身部件的薄壁化、從而使車身本身輕量化的研究。通常，為了實(shí)現(xiàn)鋼板的高強(qiáng)度化，需要增加馬氏體或貝氏體等硬質(zhì)相相對(duì)于鋼板的組織整體的比例。但是，由增加硬質(zhì)相的比例帶來的鋼板的高強(qiáng)度化會(huì)導(dǎo)致加工性降低，因此期望開發(fā)出兼具高強(qiáng)度和優(yōu)良的加工性的鋼板。到目前為止，已開發(fā)出鐵素體-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。在復(fù)合組織鋼板中增加硬質(zhì)相的比例時(shí)，鋼板的加工性受到硬質(zhì)相的加工性的強(qiáng)烈影響。這是因?yàn)?，在硬質(zhì)相的比例少、軟質(zhì)多邊形鐵素體多的情況下，多邊形鐵素體的變形能力對(duì)鋼板的加工性起支配作用，即使在硬質(zhì)相的加工性不充分的情況下也可確保延展性等加工性，與此相對(duì)，在硬質(zhì)相的比例多的情況下，硬質(zhì)相的變形能力本身對(duì)鋼板的成形性產(chǎn)生直接影響，而不是多邊形鐵素體的變形能力對(duì)鋼板的成形性產(chǎn)生直接影響。因此，在冷軋鋼板的情況下，進(jìn)行熱處理來調(diào)節(jié)退火及之后的冷卻過程中生成的多邊形鐵素體的量，然后，對(duì)鋼板進(jìn)行水淬而生成馬氏體，再次對(duì)鋼板進(jìn)行升溫并進(jìn)行高溫保持，由此使馬氏體回火，在作為硬質(zhì)相的馬氏體中生成碳化物，從而提高馬氏體的加工性。但是，通常在實(shí)施這樣的水淬的連續(xù)退火水淬設(shè)備的情況下，淬火后的溫度必然接近水溫，因此，未相變奧氏體幾乎都發(fā)生馬氏體相變，因而難以有效利用殘余奧氏體和其他低溫相變組織。因此，硬質(zhì)組織的加工性的提高始終受限于馬氏體的回火帶來的效果，結(jié)果，鋼板的加工性的提高也受到限制。此外，作為以馬氏體以外為硬質(zhì)相的鋼板，有使主相為多邊形鐵素體、硬質(zhì)相為貝氏體或珠光體且在這些作為硬質(zhì)相的貝氏體或珠光體中生成有碳化物的鋼板。該鋼板為如下鋼板，其不是僅通過多邊形鐵素體提高加工性，而且也通過在硬質(zhì)相中生成碳化物來提高硬質(zhì)相本身的加工性，特別是實(shí)現(xiàn)延伸凸緣性的提高。但是，既然使主相為多邊形鐵素體，就難以兼顧拉伸強(qiáng)度(TS)超過1180MPa的高強(qiáng)度和加工性。關(guān)于含有殘余奧氏體的復(fù)合組織鋼板，例如專利文獻(xiàn)I中提出了一種高張力鋼板，通過規(guī)定合金成分而使鋼組織為具有殘余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)良。另外，專利文獻(xiàn)2中提出了一種復(fù)合組織鋼板，通過規(guī)定預(yù)定的合金成分而使鋼組織為具有殘余奧氏體的貝氏體，并且規(guī)定貝氏體中的殘余奧氏體量，從而使燒結(jié)硬化性優(yōu)良。另外，專利文獻(xiàn)3中提出了一種復(fù)合組織鋼板，通過規(guī)定預(yù)定的合金成分而使鋼組織中具有殘余奧氏體的貝氏體以面積率計(jì)為90%以上且貝氏體中的殘余奧氏體量為1%以上且15%以下，并且規(guī)定貝氏體的硬度(HV)，從而使抗沖擊性優(yōu)良。現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)I :日本特開平4-235253號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)2 :日本特開2004-76114號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)3 :日本特開平11-256273號(hào)公報(bào)

發(fā)明內(nèi)容

發(fā)明所要解決的問題但是，上述鋼板存在下述問題。對(duì)于專利文獻(xiàn)I中記載的成分組成而言，在賦予鋼板應(yīng)變時(shí)，難以確保在高應(yīng)變區(qū)內(nèi)顯示出TRIP效果的穩(wěn)定的殘余奧氏體的量，雖然得到了彎曲性，但延展性低甚至產(chǎn)生塑性不穩(wěn)定，從而使脹形性差。對(duì)于專利文獻(xiàn)2中記載的鋼板而言，雖然得到了燒結(jié)硬化性，但由于是含有貝氏體或者進(jìn)一步含有鐵素體作為主體而極力抑制馬氏體的組織，因此，不要說得到超過1180MPa的拉伸強(qiáng)度(TS)，就連高強(qiáng)度化時(shí)的加工性也難以確保。對(duì)于專利文獻(xiàn)3中記載的鋼板而言，由于是以提高抗沖擊性為主要目的而以硬度為HV250以下的貝氏體為主相、具體而言含有超過90%的硬度為HV250以下的貝氏體的組織，因此極難使拉伸強(qiáng)度(TS)超過1180MPa。另一方面，在通過沖壓加工成形的汽車部件中，例如對(duì)于作為在汽車碰撞時(shí)抑制變形的車門防撞梁和保險(xiǎn)杠加強(qiáng)件等特別要求強(qiáng)度的部件的原材料使用的鋼板，要求1180MPa以上的拉伸強(qiáng)度(TS)，而且今后進(jìn)一步要求1470MPa以上的拉伸強(qiáng)度(TS)。另外，對(duì)于形狀比較復(fù)雜的結(jié)構(gòu)部件即構(gòu)件類和中柱內(nèi)板等結(jié)構(gòu)部件而言，期待980MPa以上的拉伸強(qiáng)度(TS)，而且今后進(jìn)一步期待IlSOMPa以上的拉伸強(qiáng)度(TS)。本發(fā)明有利地解決了到目前為止由于高強(qiáng)度而難以確保加工性的問題，其目的在于提供拉伸強(qiáng)度(TS)為1470MPa以上且延展性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板，并且提供其有利的制造方法。另外，本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板包括對(duì)鋼板的表面實(shí)施熱鍍鋅或合金化熱鍍鋅而得到的鋼板。需要說明的是，本發(fā)明中，加工性優(yōu)良是指拉伸強(qiáng)度(TS) X總伸長率(T. EL)的值為 29000MPa · % 以上。用于解決問題的方法發(fā)明人為了解決上述問題而對(duì)鋼板的成分組成和顯微組織反復(fù)進(jìn)行了深入的研究。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，通過有效利用馬氏體組織而實(shí)現(xiàn)了高強(qiáng)度化，并且，在提高C含量使鋼板中的C量達(dá)到O. 30%以上且添加具有抑制鐵素體生成的效果和提高馬氏體回火時(shí)的加工性的效果的Cr的基礎(chǔ)上，對(duì)在奧氏體單相區(qū)退火后的鋼板進(jìn)行急冷而使奧氏體一部分發(fā)生馬氏體相變后，實(shí)現(xiàn)了馬氏體的回火和殘余奧氏體的穩(wěn)定化，由此，得到加工性、特別是強(qiáng)度與延展性的平衡顯著優(yōu)良、并且拉伸強(qiáng)度為1470MPa以上的高強(qiáng)度鋼板。
本發(fā)明基于上述見解，其主旨構(gòu)成如下。(I) 一種高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，由如下組成構(gòu)成以質(zhì)量％計(jì)含有C :0. 30%以上且O. 73%以下、Si :3. 0%以下、Al 3. 0% 以下、Si+Al 0. 7% 以上、Cr :0. 2% 以上且 8. 0% 以下、Mn :10. 0% 以下、Cr+Mn :1. 0% 以上、P :0. 1%以下、S :0. 07%以下和N :0. 010%以下，余量為Fe及不可避免的雜質(zhì)，作為鋼板組織，滿足如下條件馬氏體相對(duì)于鋼板組織整體的面積率為15%以上且90%以下，殘余奧氏體量為10%以上且50%以下，該馬氏體中50%以上為回火馬氏體且該回火馬氏體相對(duì)于鋼板組織整體的面積率為10%以上，多邊形鐵素體相對(duì)于鋼板組織整體的面積率為10%以下(包括0%)，并且，拉伸強(qiáng)度為1470MPa以上，拉伸強(qiáng)度X總伸長率為29000MPa · %以上。(2)如上述(I)所述的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，原奧氏體晶界的總長度的30%以上存在于上述回火馬氏體中或者與上述回火馬氏體鄰接。(3)如上述(I)或(2)所述的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，上述殘余奧氏體中的平均C量為O. 7質(zhì)量％以上。(4)如上述(1Γ(3)中任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，上述鋼板以質(zhì)量％計(jì)還含有Ni :0. 05%以上且5. 0%以下，并且滿足Cr+Mn+Ni :1. 0%以上來代替上述Cr+Mn I. 0%以上。 (5)如上述(1Γ(4)中任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，上述鋼板以質(zhì)量％計(jì)還含有選自V :0. 005%以上且I. 0%以下、Mo :0. 005%以上且O. 5%以下和Cu :0. 05%以上且2. 0%以下中的一種或兩種以上。(6)如上述(1Γ(5)中任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，上述鋼板以質(zhì)量％計(jì)還含有選自Ti :0. 01%以上且O. 1%以下和Nb :0. 01%以上且O. 1%以下中的一種或兩種。(7)如上述(1Γ(6)中任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，上述鋼板以質(zhì)量％計(jì)還含有B :0. 0003%以上且O. 0050%以下。(8)如上述(1Γ(7)中任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，上述鋼板以質(zhì)量％計(jì)還含有選自Ca :0. 001%以上且O. 005%以下和REM :0. 001%以上且O. 005%以下中的一種或兩種。(9) 一種高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，在上述(1Γ(8)中任一項(xiàng)所述的鋼板的表面上具有熱鍍鋅層或合金化熱鍍鋅層。(10) 一種高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于，對(duì)具有上述(1Γ(8)中任一項(xiàng)所述的成分組成的鋼片進(jìn)行熱軋，然后進(jìn)行冷軋，由此制成冷軋鋼板，接著，在奧氏體單相區(qū)對(duì)該冷軋鋼板進(jìn)行15秒以上且1000秒以下的退火后，以3°C /秒以上的平均冷卻速度冷卻至相對(duì)于馬氏體相變開始溫度Ms為Ms-150°C以上且低于Ms的第一溫度范圍，然后，升溫至340°C以上且520°C以下的第二溫度范圍，接著在該第二溫度范圍內(nèi)保持15秒以上且1000秒以下。(11)如上述(10)所述的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于，在向上述第二溫度范圍的升溫中或者在上述第二溫度范圍內(nèi)的保持中，實(shí)施熱鍍鋅處理或合金化熱鍍鋅處理。發(fā)明效果
根據(jù)本發(fā)明，能夠穩(wěn)定地得到加工性、特別是延展性顯著優(yōu)良、并且拉伸強(qiáng)度(TS)為1470MPa以上的高強(qiáng)度鋼板。因此，本發(fā)明在汽車、電氣設(shè)備等產(chǎn)業(yè)領(lǐng)域的利用價(jià)值非常大，特別是對(duì)汽車車身的輕量化非常有用。


圖I是表示根據(jù)本發(fā)明的制造方法中的熱處理的溫度圖形的圖。
具體實(shí)施例方式以下，對(duì)本發(fā)明進(jìn)行具體說明。首先，對(duì)在本發(fā)明中如上限定鋼板組織的理由進(jìn)行說明。以下，面積率是指相對(duì)于鋼板組織整體的面積率。 馬氏體的面積率15%以上且90%以下馬氏體為硬質(zhì)相，并且是用于使鋼板高強(qiáng)度化所需的組織。如果馬氏體的面積率小于15%，則鋼板的拉伸強(qiáng)度(TS)不滿足1470MPa。另一方面，如果馬氏體的面積率超過90%，則無法確保穩(wěn)定的殘余奧氏體量，因此，會(huì)產(chǎn)生延展性等加工性降低的問題。因此，使馬氏體的面積率為15%以上且90%以下。優(yōu)選為20%以上且80%以下。馬氏體中回火馬氏體的比例50%以上回火馬氏體的面積率10%以上在回火馬氏體的比例低于全部馬氏體的面積率的50%或相對(duì)于鋼板組織整體低于10%的情況下，雖然拉伸強(qiáng)度達(dá)到1470MPa以上，但有時(shí)得不到充分的延展性。這是由于，含有高C的淬火狀態(tài)下的馬氏體為極硬質(zhì)，變形能力低而使韌性差，其量增多時(shí)，賦予應(yīng)變時(shí)發(fā)生脆性斷裂，結(jié)果得不到優(yōu)良的延展性。對(duì)于這樣的淬火狀態(tài)下的馬氏體而言，通過回火，雖然會(huì)使強(qiáng)度略微降低，但馬氏體本身的變形能力得到大幅改善，因此，賦予應(yīng)變時(shí)不會(huì)發(fā)生脆性斷裂，通過實(shí)現(xiàn)本發(fā)明的組織構(gòu)成，能夠使TSXT. EL為29000MPa · %以上。因此，使馬氏體中回火馬氏體的比例為鋼板中存在的全部馬氏體面積率的50%以上，并且使回火馬氏體相對(duì)于鋼板組織整體的面積率為10%以上。優(yōu)選為全部馬氏體面積率的70%以上，并且相對(duì)于鋼板組織整體以面積率計(jì)為20%以上，進(jìn)一步優(yōu)選為全部馬氏體面積率的80%以上，并且相對(duì)于鋼板組織整體以面積率計(jì)為30%以上。需要說明的是，通過利用掃描電子顯微鏡(SEM)進(jìn)行觀察等，以在馬氏體中析出有微小碳化物的組織的形式觀察到回火馬氏體，能夠明確地區(qū)別于在馬氏體內(nèi)部未觀察到這樣的碳化物的淬火狀態(tài)下的馬氏體。殘余奧氏體量10%以上且50%以下殘余奧氏體在加工時(shí)通過TRIP效果而發(fā)生馬氏體相變，利用含有高C的硬質(zhì)馬氏體而進(jìn)行高強(qiáng)度化，同時(shí)通過提高應(yīng)變分散能力而提高延展性。對(duì)于本發(fā)明的鋼板而言，一部分發(fā)生馬氏體相變后，通過有效利用例如抑制了碳化物生成的上貝氏體相變等而特別形成碳富集量得到提高的殘余奧氏體。結(jié)果，能夠得到加工時(shí)即使在高應(yīng)變區(qū)也能顯示出TRIP效果的殘余奧氏體。需要說明的是，本發(fā)明中，重要的是確保預(yù)定量的碳濃度高的穩(wěn)定的殘余奧氏體，作為其方法，有效利用抑制了碳化物生成的上貝氏體相變是有效的方法。但是，該上貝氏體相變的有效利用并不一定是必須的，例如在馬氏體百分率高的狀態(tài)下，能夠在淬火后的高溫保持中實(shí)現(xiàn)碳在奧氏體中的富集。通過使這樣的殘余奧氏體和馬氏體并存而進(jìn)行有效利用，即使在拉伸強(qiáng)度(TS)為1470MPa以上的高強(qiáng)度區(qū)也能夠得到良好的加工性，具體而言，能夠使TSXT. EL的值為29000MPa · %以上，從而能夠得到強(qiáng)度與延展性的平衡極優(yōu)良的鋼板。在此，殘余奧氏體以被回火馬氏體包圍的狀態(tài)分布，因此，難以通過組織觀察對(duì)其量(面積率)正確地進(jìn)行定量，使用了以往進(jìn)行的測定殘余奧氏體量的方法即利用X射線衍射(ERD)的強(qiáng)度測定方法。具體而言，如果由鐵素體與奧氏體的X射線衍射強(qiáng)度比求出的殘余奧氏體量為10%以上，則確認(rèn)能夠得到充分的TRIP效果，從而能夠?qū)崿F(xiàn)拉伸強(qiáng)度(TS)為1470MPa以上且TSXT. EL為29000MPa ·%以上。需要說明的是，確認(rèn)到通過以往進(jìn)行的殘余奧氏體量的測定方法得到的殘余奧氏體量與殘余奧氏體相對(duì)于鋼板組織整體的面積率同等。在殘余奧氏體量小于10%的情況下，得不到充分的TRIP效果。另一方面，超過50%時(shí)，在TRIP效果顯示后產(chǎn)生的硬質(zhì)馬氏體變得過大，韌性變差等成為問題。因此，使殘余奧 氏體的量為10%以上且50%以下的范圍。優(yōu)選為14%以上且45%以下的范圍。進(jìn)一步優(yōu)選為18%以上且40%以下的范圍。多邊形鐵素體的面積率10%以下(包括0%)多邊形鐵素體的面積率超過10%時(shí)，難以滿足1470MPa以上的拉伸強(qiáng)度(TS)，同時(shí)，應(yīng)變集中在加工時(shí)混合存在于硬質(zhì)組織內(nèi)的軟質(zhì)多邊形鐵素體中，因此加工時(shí)容易產(chǎn)生裂紋，結(jié)果不能得到期望的加工性。在此，如果多邊形鐵素體的面積率為10%以下，則即使存在多邊形鐵素體，少量的多邊形鐵素體在硬質(zhì)相中也形成孤立分散的狀態(tài)，從而能夠抑制應(yīng)變的集中，能夠避免加工性變差。因此，使多邊形鐵素體的面積率為10%以下。優(yōu)選為5%以下，進(jìn)一步優(yōu)選為3%以下，也可以為0%。本發(fā)明的鋼板當(dāng)然可以含有有時(shí)在生成一部分馬氏體后生成的上貝氏體，而且可以含有珠光體和魏氏體鐵素體、下貝氏體作為余量組織。該情況下，優(yōu)選使除上貝氏體以外的余量組織的容許含量以面積率計(jì)為20%以下。更優(yōu)選為10%以下。另一方面，上貝氏體是在淬火狀態(tài)下使馬氏體回火時(shí)產(chǎn)生的某種組織，其含量過大時(shí)，難以確保特別是超過
I.7GPa這樣的強(qiáng)度，因此，優(yōu)選使上貝氏體以相對(duì)于組織整體的面積率計(jì)為60%以下。更優(yōu)選小于50%，進(jìn)一步優(yōu)選小于35%。以上為本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板中的鋼板組織的基本構(gòu)成，但也可以根據(jù)需要加入如下構(gòu)成。原奧氏體晶界的總長度的30%以上存在于回火馬氏體中或者與回火馬氏體鄰接在像本發(fā)明鋼這樣具有包含高C的殘余奧氏體、馬氏體的組織的情況下，由于鋼本身為高強(qiáng)度，因此，有時(shí)會(huì)在成形、加工時(shí)從原奧氏體晶界開始產(chǎn)生斷裂。這認(rèn)為是由于原奧氏體晶界的韌性不足而產(chǎn)生的，通過使原奧氏體晶界存在于加工性優(yōu)良的回火馬氏體的內(nèi)部或者與回火馬氏體鄰接，能夠改善成形性、加工性。為了得到這樣的效果，需要使原奧氏體晶界的總長度中30%以上存在于回火馬氏體中或者與回火馬氏體鄰接。優(yōu)選為45%以上。需要說明的是，原奧氏體晶界的總長度的測定可以由日本特開2005-241635號(hào)公報(bào)所公開的方法中出現(xiàn)的原奧氏體晶界的長度求出。另外，通過對(duì)同一視野的區(qū)域再次進(jìn)行拋光、硝酸乙醇溶液腐蝕，能夠求出該原奧氏體晶界在回火馬氏體中存在的比例或者與回火馬氏體鄰接的比例。殘余奧氏體中的平均C量0. 70%以上為了有效利用TRIP效果而得到優(yōu)良的加工性，對(duì)于拉伸強(qiáng)度(TS)為1470MPa級(jí)以上的高強(qiáng)度鋼板而言，重要的是殘余奧氏體中的C量。發(fā)明人研究的結(jié)果表明，對(duì)于本發(fā)明的鋼板而言，由在以往進(jìn)行的殘余奧氏體中的平均C量(殘余奧氏體中的C量的平均值)測定方法即X射線衍射(XRD)中的衍射峰的偏移量求出的殘余奧氏體中的平均C量為
O.70%以上時(shí)，能夠得到更加優(yōu)良的加工性。殘余奧氏體中的平均C量小于O. 70%的情況下，加工時(shí)在低應(yīng)變區(qū)發(fā)生馬氏體相變，從而有時(shí)無法充分得到在提高加工性的高應(yīng)變區(qū)的TRIP效果。因此，優(yōu)選使殘余奧氏體中的平均C量為O. 70%以上，更優(yōu)選為O. 90%以上。另一方面，殘余奧氏體中的平均C量超過2. 00%時(shí)，殘余奧氏體變得過于穩(wěn)定，從而在加工中不會(huì)發(fā)生馬氏體相變，顯示不出TRIP效果，因此，擔(dān)心延展性降低。因此，優(yōu)選使殘余奧氏體中的平均C量為2. 00%以下。
接下來，對(duì)本發(fā)明中如上限定鋼板的成分組成的理由進(jìn)行說明。需要說明的是，表示以下的成分組成的％是指質(zhì)量％。C 0. 30% 以上且 O. 73% 以下C是用于確保鋼板的高強(qiáng)度化和穩(wěn)定的殘余奧氏體量必不可少的元素，并且是用于確保馬氏體量以及在室溫下使奧氏體殘留所需的元素。C量小于O. 30%時(shí)，難以確保鋼板的強(qiáng)度和加工性。另一方面，C量超過O. 73%時(shí)，焊接部和焊接熱影響部的硬化顯著而使焊接性變差。因此，使C量為O. 30%以上且O. 73%以下的范圍。優(yōu)選為大于O. 34%且O. 69%以下的范圍，進(jìn)一步優(yōu)選為O. 39%以上。Si :3.0% 以下Si是通過固溶強(qiáng)化而有助于提高鋼的強(qiáng)度的有用元素。但是，Si量超過3. 0%時(shí)，由于固溶量在多邊形鐵素體中增加而導(dǎo)致加工性、韌性變差，另外，有時(shí)會(huì)由于產(chǎn)生紅氧化皮等而導(dǎo)致表面性狀變差，在實(shí)施熱鍍的情況下，有時(shí)會(huì)引起鍍層附著性和密合性變差，因此使Si量為3. 0%以下。更優(yōu)選為2. 6%以下，進(jìn)一步優(yōu)選為2. 2%以下，可以為0%。Al 3. 0% 以下Al是在煉鋼工序中作為脫氧劑添加的有用元素，但超過3. 0%時(shí)，鋼板中的夾雜物增多，有時(shí)使延展性變差，因此，使Al量為3.0%以下。更優(yōu)選為2.0%以下。另一方面，為了得到Al的脫氧效果，優(yōu)選使Al量為O. 001%以上，更優(yōu)選為O. 005%以上。需要說明的是，本發(fā)明中的Al量為脫氧后鋼板中含有的Al量。而且，在利用Si等進(jìn)行脫氧的情況下，Al可以為0%。Si+Al 0. 7% 以上Si和Al均是抑制碳化物的生成、在本發(fā)明中確保強(qiáng)度與延展性的平衡的基礎(chǔ)上對(duì)促進(jìn)作為重要組織的殘余奧氏體生成有用的元素。即使單獨(dú)含有Si或Al，對(duì)抑制碳化物也有效，但需要至少含有Si量與Al量的合計(jì)為O. 7%以上的Si和Al。Cr 0. 2% 以上且 8. 0% 以下Cr是本發(fā)明中必需的元素，在從退火溫度開始的冷卻時(shí)具有抑制鐵素體和珠光體生成的作用，同時(shí)提高馬氏體的加工性。其機(jī)制尚不明確，但認(rèn)為通過使碳化物的生成狀態(tài)等發(fā)生變化，即使是硬質(zhì)且高強(qiáng)度的馬氏體，也實(shí)現(xiàn)了加工性優(yōu)良的狀態(tài)，其效果在Cr量為O. 2%以上時(shí)得到。優(yōu)選為O. 5%以上，進(jìn)一步優(yōu)選為1.0%以上。另一方面，Cr量超過8. 0%時(shí)，硬質(zhì)馬氏體的量變得過大，有時(shí)得到必要以上的高強(qiáng)度或有時(shí)得不到充分的延展性。因此，使Cr量為8. 0%以下。優(yōu)選為6. 0%以下，進(jìn)一步優(yōu)選為4. 0%以下。Mn :10.0% 以下Mn是對(duì)鋼的強(qiáng)化有效的元素，優(yōu)選含有O. 01%以上，能夠與Cr 一起利用。但是，含量超過10. 0%時(shí)，會(huì)引起鑄造性變差等。因此，需要使Mn量為10. 0%以下。優(yōu)選為7.0%以下，進(jìn)一步優(yōu)選為4. 0%以下。需要說明的是，在充分地有效利用Cr等的情況下，Mn可以為0%。Cr+Mn :1.0% 以上Cr和Mn是在從退火溫度開始的冷卻時(shí)抑制鐵素體、珠光體、貝氏體生成的元素。本發(fā)明中，優(yōu)選在盡量保持退火時(shí)生成的奧氏體的狀態(tài)下一部分發(fā)生馬氏體相變，為了實(shí) 現(xiàn)該效果，需要Cr+Mn量為I. 0%以上。優(yōu)選為I. 5%以上。P 0. 1% 以下P是對(duì)鋼的強(qiáng)化有用的元素，但P量超過O. 1%時(shí)，由于晶界偏析而發(fā)生脆化，由此使抗沖擊性變差，在對(duì)鋼板實(shí)施合金化熱鍍鋅的情況下，使合金化速度大幅延遲。因此，使P量為O. 1%以下。優(yōu)選為O. 05%以下。需要說明的是，雖然優(yōu)選降低P量，但P量小于O. 005%時(shí)，會(huì)引起成本的大幅增加，因此，優(yōu)選使其下限為約O. 005%。S 0. 07% 以下S形成MnS等夾雜物而成為抗沖擊性變差、沿焊接部的金屬流產(chǎn)生裂紋的原因，因此，優(yōu)選盡量降低S量。但是，使S量過度降低時(shí)，會(huì)導(dǎo)致制造成本的增加，因此，使S量為
0.07%以下。優(yōu)選為O. 05%以下，更優(yōu)選為O. 01%以下。需要說明的是，S小于O. 0005%時(shí)，會(huì)伴隨制造成本的大幅增加，因此，從制造成本的觀點(diǎn)出發(fā)，使其下限為約O. 0005%。N 0. 010% 以下N是使鋼的耐時(shí)效性最大程度變差的元素，優(yōu)選盡量降低。N量超過O. 010%時(shí)，耐時(shí)效性顯著變差，因此，使N量為O. 010%以下。需要說明的是，使N小于O. 001%時(shí)，會(huì)導(dǎo)致制造成本的大幅增加，因此，從制造成本的觀點(diǎn)出發(fā)，使其下限為約O. 001%。另外，本發(fā)明中，除了上述基本成分之外，還可以適當(dāng)含有以下所述的成分。Ni :0. 05%以上且5. 0%以下，并且Cr+Mn+Ni :1. 0%以上來代替Cr+Mn : I. 0%以上Ni與Cr和Mn同樣地是在從退火溫度開始的冷卻時(shí)抑制鐵素體、珠光體、貝氏體生成的元素，為了得到這樣的效果，優(yōu)選使Ni量為O. 05%以上。另外，本發(fā)明中，如上所述，優(yōu)選在盡量保持退火時(shí)生成的奧氏體的狀態(tài)下一部分發(fā)生馬氏體相變，因此，在含有Ni的情況下，優(yōu)選使Ni量為O. 05%以上，并且使Cr+Mn+Ni量為I. 0%以上來代替上述Cr+Mn量為
1.0%以上的條件。更優(yōu)選Ni量為O. 05%以上并且Cr+Mn+Ni量為I. 5%以上。需要說明的是，Ni量超過5. 0%時(shí)，有時(shí)會(huì)使鋼板的加工性降低，因此，Ni量優(yōu)選為5. 0%以下。選自V :0· 005%以上且I. 0%以下、Mo 0. 005%以上且O. 5%以下、Cu 0. 05%以上且
2.0%以下中的一種或兩種以上V、Mo和Cu是具有在從退火溫度開始的冷卻時(shí)抑制珠光體生成的作用的元素。其效果在V 0. 005%以上、Mo 0. 005%以上和Cu 0. 05%以上時(shí)得到。另一方面，在超過V
I.0%、Mo :0. 5%和Cu :2. 0%時(shí)，硬質(zhì)馬氏體的量變得過大，從而得到必要以上的高強(qiáng)度。因此，在含有V、Mo和Cu的情況下，使V、Mo和Cu為V :0. 005%以上且I. 0%以下、Mo :0. 005%以上且O. 5%以下和Cu :0. 05%以上且2. 0%以下的范圍。選自Ti :0. 01%以上且O. 1%以下、Nb :0. 01%以上且O. 1%以下中的一種或兩種Ti和Nb對(duì)鋼的析出強(qiáng)化有用，其效果在各自的含量為O. 01%以上時(shí)得到。另一方面，各自的含量超過O. 1%時(shí)，加工性和形狀凍結(jié)性降低。因此，在含有Ti和Nb的情況下，使Ti和Nb為Ti :0. 01%以上且O. 1%以下和Nb :0. 01%以上且O. 1%以下的范圍。B 0. 0003% 以上且 O. 0050% 以下B是對(duì)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O. 0003%以上時(shí)得到。另一方面，含量超過O. 0050%時(shí)，加工性降低。因此，在含有B的情況下，使B為B :0. 0003%以上且O. 0050%以下的范圍。選自Ca :0. 001%以上且O. 005%以下、REM :0. 001%以上且O. 005%以下中的一種或 兩種Ca和REM使硫化物的形狀形成球形而對(duì)改善硫化物給延伸凸緣性帶來的不利影響有用。其效果在各自的含量為0.001%以上時(shí)得到。另一方面，各自的含量超過O. 005%時(shí)，會(huì)導(dǎo)致夾雜物等的增加，從而產(chǎn)生表面缺陷和內(nèi)部缺陷等。因此，在含有Ca和REM的情況下，使Ca和REM為Ca :0. 001%以上且O. 005%以下和REM :0. 001%以上且O. 005%以下的范圍。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，只要在不損害本發(fā)明的效果的范圍內(nèi)，則可以含有上述以外的成分。下面，對(duì)本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板的制造方法進(jìn)行說明。在制造調(diào)整為上述優(yōu)選的成分組成的鋼片后，進(jìn)行熱軋，接著實(shí)施冷軋而制成冷軋鋼板。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，但優(yōu)選的制造條件如下。將鋼片加熱至1000°c以上且1300°C以下的溫度范圍，然后，在870°C以上且950°C以下的溫度范圍內(nèi)結(jié)束熱軋，在350°C以上且720°C以下的溫度范圍內(nèi)對(duì)所得到的熱軋鋼板進(jìn)行卷取。接著，對(duì)熱軋鋼板進(jìn)行酸洗后，以40%以上且90%以下的范圍的壓下率進(jìn)行冷軋而制成冷軋鋼板。需要說明的是，本發(fā)明中假設(shè)了經(jīng)過通常的煉鋼、鑄造、熱軋、酸洗和冷軋各工序來制造鋼板的情況，但也可以通過例如薄板坯鑄造、薄帶鑄造等省略熱軋工序的一部分或全部來進(jìn)行制造。對(duì)所得到的冷軋鋼板實(shí)施圖I所示的熱處理。以下，參考圖I進(jìn)行說明。在奧氏體單相區(qū)實(shí)施15秒以上且1000秒以下的退火。本發(fā)明的鋼板以馬氏體等由未相變奧氏體相變而得到的低溫相變相作為主相，優(yōu)選多邊形鐵素體盡量少，因此，需要在奧氏體單相區(qū)進(jìn)行退火。關(guān)于退火溫度，只要在奧氏體單相區(qū)則沒有特別限制，但退火溫度超過1000°C時(shí)，奧氏體晶粒的生長顯著，使通過之后的冷卻產(chǎn)生的構(gòu)成粗大，從而使韌性等變差。因此，需要使退火溫度為A3點(diǎn)(奧氏體相變點(diǎn))V以上，并優(yōu)選使其為1000°C以下。在此，A3點(diǎn)可以通過下式計(jì)算。A3 點(diǎn)(°C ) =910-203 X [C%] 1/2+44. 7 X [Si%] -30 X [Mn%] +700 X [P%] +130 X [Al%]-I5. 2 X [Ni%]-llX [Cr%] -20 X [Cu%] +31. 5 X [Mo%]+104X [V%] +400 X [Ti%]
需要說明的是，[X%]為鋼板的成分元素X的質(zhì)量％。另外，在退火時(shí)間小于15秒的情況下，有時(shí)會(huì)使向奧氏體的逆相變進(jìn)行不充分或使鋼板中的碳化物溶解不充分。另一方面，退火時(shí)間超過1000秒時(shí)，會(huì)導(dǎo)致伴隨大量的能量消耗而來的成本增加。因此，使退火時(shí)間為15秒以上且1000秒以下的范圍。優(yōu)選為60秒以上且500秒以下的范圍。以平均冷卻速度控制在3°C /秒以上的方式將退火后的冷軋鋼板冷卻至Ms-150°c以上且低于Ms點(diǎn)的第一溫度范圍。該冷卻通過冷卻至低于Ms點(diǎn)而使奧氏體的一部分發(fā)生馬氏體相變。在此，在第一溫度范圍的下限低于Ms-150°C時(shí),在該時(shí)刻未相變奧氏體發(fā)生馬氏體化的量變得過大，從而得不到極優(yōu)良的強(qiáng)度-延展性平衡。另一方面，第一溫度范圍的上限達(dá)到Ms以上時(shí)，無法確保適當(dāng)量的回火馬氏體量。因此，使第一溫度范圍的范圍為Ms-150°C以上且低于Ms點(diǎn)。另外，平均冷卻速度小于3°C /秒的情況下，會(huì)發(fā)生多邊形鐵素體的過量生成、生長和珠光體等的析出，從而得不到期望的鋼板組織。因此，從退火溫度開始至第一溫度范圍為止的平均冷卻速度為3°C /秒以上。優(yōu)選為5°C /秒以上，進(jìn)一步優(yōu)選為8°C /秒以上。平均冷卻速度的上限只要不使冷卻停止溫度產(chǎn)生偏差則沒有特別限定，對(duì) 于普通的設(shè)備而言，平均冷卻速度超過100°C /秒時(shí)，在鋼板的長度方向和板寬方向上組織的偏差顯著增大，因此，優(yōu)選為100°C /秒以下。因而，平均冷卻速度優(yōu)選為8°C/秒以上且100°C /秒以下的范圍。需要說明的是，上述Ms點(diǎn)優(yōu)選通過利用熱模擬試驗(yàn)等的冷卻時(shí)的熱膨脹測定或電阻測定進(jìn)行實(shí)際測定來確定，也可以通過例如下式所示的近似式求出。M為經(jīng)驗(yàn)上求出的近似值。M 點(diǎn)(°C ) =540-361 X {[C%] / (I- [ α %] /100)} _6 X [Si%] -40 X [Mn%] +30 X [Al%] _2OX [Cr%]-35X [V%]-10X [Mo%]-17X [Ni%]-10X [Cu%]其中，[X%]為鋼板的成分元素X的質(zhì)量％，[ α %]為多邊形鐵素體的面積率。需要說明的是，多邊形鐵素體的面積率通過例如100(Γ3000倍的SEM照片的圖像處理等測定。另外，多邊形鐵素體是在上述條件下的退火、冷卻后的鋼板中觀察到的，對(duì)于期望的成分組成的冷軋鋼板而言，在退火、冷卻后求出多邊形鐵素體的面積率，與由鋼板的成分組成求出的合金元素的含量一起代入上式，由此，可以求出M的值。將冷卻至第一溫度范圍的鋼板升溫至340°C以上且520°C以下的第二溫度范圍，在第二溫度范圍內(nèi)保持15秒以上且1000秒以下的時(shí)間。在第二溫度范圍內(nèi)，將通過從退火溫度開始至第一溫度范圍為止的冷卻生成的馬氏體回火，使未相變奧氏體相變?yōu)橐种铺蓟锏纳傻纳县愂象w等，由此進(jìn)行奧氏體的穩(wěn)定化。第二溫度范圍的上限超過520°C時(shí)，碳化物從未相變奧氏體中析出，因此，得不到期望的組織。另一方面，第二溫度范圍的下限低于340°C的情況下，由未相變奧氏體生成下貝氏體而使C在奧氏體中的富集量減少成為問題。因此，使第二溫度范圍的范圍為340°C以上且520°C以下的范圍。優(yōu)選為370°C以上且450°C以下的范圍。另外，在第二溫度范圍內(nèi)的保持時(shí)間小于15秒的情況下，馬氏體的回火變得不充分，從而無法得到期望的鋼板組織，結(jié)果，有時(shí)不能充分確保所得到的鋼板的加工性，因此，在該第二溫度范圍內(nèi)的保持時(shí)間需要為15秒以上。另一方面，本發(fā)明中，對(duì)于在第二溫度范圍內(nèi)的保持時(shí)間而言，即使在需要進(jìn)行上貝氏體相變的情況下，利用由在第一溫度范圍內(nèi)生成的馬氏體帶來的貝氏體相變促進(jìn)效果，也只要為1000秒即足夠。通常，像本發(fā)明鋼這樣在C或Cr、Mn等合金成分增多時(shí)，貝氏體相變延遲，但以往有若干報(bào)道稱像本發(fā)明這樣使馬氏體與未相變奧氏體共存時(shí)，貝氏體相變速度顯著加快，發(fā)明人在本發(fā)明鋼中也得到了一致的見解。另一方面，在第二溫度范圍內(nèi)的保持時(shí)間超過1000秒的情況下，碳化物從形成殘余奧氏體的未相變奧氏體中析出而得不到C富集的穩(wěn)定的殘余奧氏體作為鋼板的最終組織，結(jié)果，有時(shí)得不到期望的強(qiáng)度和延展性或其兩者。因此，使保持時(shí)間為15秒以上且1000秒以下。優(yōu)選為30秒以上且700秒以下。進(jìn)一步優(yōu)選為40秒以上且400秒以下。需要說明的是，在本發(fā)明的一系列熱處理中，只要在上述預(yù)定的溫度范圍內(nèi)，則保持溫度不需要是固定的，即使在預(yù)定的溫度范圍內(nèi)發(fā)生變化，也不會(huì)損害本發(fā)明的主旨。對(duì)于冷卻速度也同樣。另外，只要滿足熱歷程，則可以利用任何設(shè)備對(duì)鋼板實(shí)施熱處理。另夕卜，熱處理后，為了矯正形狀而對(duì)鋼板的表面實(shí)施表面光軋或?qū)嵤╇婂兊缺砻嫣幚?，這也包括在本發(fā)明的范圍內(nèi)。
本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板的制造方法中，還可以進(jìn)行熱鍍鋅處理或者在熱鍍鋅處理的基礎(chǔ)上進(jìn)行合金化處理的合金化熱鍍鋅處理。熱鍍鋅處理和合金化熱鍍鋅處理可以在從第一溫度范圍向第二溫度范圍的升溫中、第二溫度范圍保持中、第二溫度范圍保持后的任意一個(gè)階段進(jìn)行，在任意一種情況下，在第二溫度范圍內(nèi)的保持時(shí)間，也包括熱鍍鋅處理或合金化熱鍍鋅處理的處理時(shí)間在內(nèi)均設(shè)定為15秒以上且1000秒以下。需要說明的是，該熱鍍鋅處理或合金化熱鍍鋅處理優(yōu)選在連續(xù)熱鍍鋅線中進(jìn)行。另外，本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板的制造方法中，根據(jù)上述本發(fā)明的制造方法，制造直到完成熱處理的高強(qiáng)度鋼板，然后，可以再次進(jìn)行熱鍍鋅處理或者進(jìn)一步實(shí)施合金化處理。對(duì)鋼板進(jìn)行熱鍍鋅處理或合金化熱鍍鋅處理的方法沒有特別的限定，根據(jù)常規(guī)方法即可。例如如下。將鋼板浸入到鍍?cè)≈?，通過氣體擦拭等調(diào)節(jié)附著量。就鍍?cè)≈械娜芙釧l量而言，在熱鍍鋅處理的情況下，優(yōu)選使其為O. 12質(zhì)量％以上且O. 22質(zhì)量％以下的范圍，在合金化熱鍍鋅處理的情況下，優(yōu)選使其為O. 08質(zhì)量％以上且O. 18質(zhì)量％以下的范圍。對(duì)于處理溫度而言，在熱鍍鋅處理的情況下，鍍?cè)〉臏囟葹橥ǔ５?50°C以上且500°C以下的范圍即可，進(jìn)一步實(shí)施合金化處理的情況下，優(yōu)選使合金化時(shí)的溫度為550°C以下。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析出或者根據(jù)情況生成珠光體，因此，得不到強(qiáng)度、加工性或其兩者，另外，鍍層的粉化性也變差。另一方面，合金化時(shí)的溫度低于450°C時(shí)，有時(shí)不進(jìn)行合金化，因此，優(yōu)選使其為450°C以上。鍍層附著量優(yōu)選每單面為20g/m2以上且150g/m2以下的范圍。鍍層附著量小于20g/m2時(shí)，耐腐蝕性不足，另一方面，即使超過150g/m2，耐腐蝕效果也飽和，從而僅僅導(dǎo)致成本上升。鍍層的合金化度(鍍層中的Fe質(zhì)量％(Fe含量))優(yōu)選為7質(zhì)量％以上且15質(zhì)量％以下的范圍。鍍層的合金化度低于7質(zhì)量％時(shí)，產(chǎn)生合金化不均而使外觀質(zhì)量變差，或者在鍍層中生成所謂的(相而使鋼板的滑動(dòng)性變差。另一方面，鍍層的合金化度超過15質(zhì)量％時(shí)，形成大量硬質(zhì)且脆的Γ相而使鍍層密合性變差。實(shí)施例以下，通過實(shí)施例對(duì)本發(fā)明進(jìn)一步詳細(xì)地進(jìn)行說明，但下述實(shí)施例并不限定本發(fā)明。另外，在本發(fā)明的主旨構(gòu)成的范圍內(nèi)改變構(gòu)成也包括在本發(fā)明的范圍內(nèi)。將表I所示的成分組成的鋼熔煉而得到鋼片，將該鋼片加熱至1200°C，在870°C下進(jìn)行終熱軋而得到熱軋鋼板，在650°C下對(duì)上述熱軋鋼板進(jìn)行卷取，接著，對(duì)熱軋鋼板進(jìn)行酸洗后，以65%的軋制率(壓下率)進(jìn)行冷軋，制成板厚為I. 2mm的冷軋鋼板。在表2所示的條件下對(duì)所得到的冷軋鋼板實(shí)施熱處理。需要說明的是，表2中的冷卻停止溫度Tl是指在從退火溫度開始冷卻鋼板時(shí)使鋼板的冷卻停止的溫度?！?br> 權(quán)利要求
1.一種高強(qiáng)度鋼板，其特征在于， 由如下組成構(gòu)成以質(zhì)量％計(jì)含有c :0. 30%以上且O. 73%以下、Si :3. 0%以下、Al :3. 0%以下、Si+Al 0. 7% 以上、Cr :0. 2% 以上且 8. 0% 以下、Mn :10. 0% 以下、Cr+Mn :1. 0% 以上、P O.1%以下、S :0. 07%以下和N :0. 010%以下，余量為Fe及不可避免的雜質(zhì)， 作為鋼板組織，滿足如下條件馬氏體相對(duì)于鋼板組織整體的面積率為15%以上且90%以下，殘余奧氏體量為10%以上且50%以下，該馬氏體中50%以上為回火馬氏體且該回火馬氏體相對(duì)于鋼板組織整體的面積率為10%以上，多邊形鐵素體相對(duì)于鋼板組織整體的面積率為10%以下(包括0%)， 并且，拉伸強(qiáng)度為1470MPa以上，拉伸強(qiáng)度X總伸長率為29000MPa · %以上。
2.如權(quán)利要求I所述的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，原奧氏體晶界的總長度的30%以上存在于所述回火馬氏體中或者與所述回火馬氏體鄰接。
3.如權(quán)利要求I或2所述的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，所述殘余奧氏體中的平均C量為O.7質(zhì)量％以上。
4.如權(quán)利要求Γ3中任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，所述鋼板以質(zhì)量％計(jì)還含有Ni :0. 05%以上且5. 0%以下，并且滿足Cr+Mn+Ni :1. 0%以上來代替所述Cr+Mn :1. 0%以上。
5.如權(quán)利要求Γ4中任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，所述鋼板以質(zhì)量％計(jì)還含有選自V :0. 005%以上且I. 0%以下、Mo :0. 005%以上且O. 5%以下和Cu :0. 05%以上且2. 0%以下中的一種或兩種以上。
6.如權(quán)利要求f5中任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，所述鋼板以質(zhì)量％計(jì)還含有選自Ti :0.01%以上且O. 1%以下和Nb :0.01%以上且O. 1%以下中的一種或兩種。
7.如權(quán)利要求f6中任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，所述鋼板以質(zhì)量％計(jì)還含有B :0. 0003%以上且O. 0050%以下。
8.如權(quán)利要求Γ7中任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，所述鋼板以質(zhì)量％計(jì)還含有選自Ca :0. 001%以上且O. 005%以下和REM :0. 001%以上且O. 005%以下中的一種或兩種。
9.一種高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，在權(quán)利要求廣8中任一項(xiàng)所述的鋼板的表面上具有熱鍍鋅層或合金化熱鍍鋅層。
10.一種高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于，對(duì)具有權(quán)利要求Γ8中任一項(xiàng)所述的成分組成的鋼片進(jìn)行熱軋，然后進(jìn)行冷軋，由此制成冷軋鋼板，接著，在奧氏體單相區(qū)對(duì)該冷軋鋼板進(jìn)行15秒以上且1000秒以下的退火后，以3°C /秒以上的平均冷卻速度冷卻至相對(duì)于馬氏體相變開始溫度Ms為Ms-150°C以上且低于Ms的第一溫度范圍，然后，升溫至340°C以上且520°C以下的第二溫度范圍，接著在該第二溫度范圍內(nèi)保持15秒以上且1000秒以下。
11.如權(quán)利要求10所述的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于，在向所述第二溫度范圍的升溫中或者在所述第二溫度范圍內(nèi)的保持中，實(shí)施熱鍍鋅處理或合金化熱鍍鋅處理。
全文摘要
根據(jù)本發(fā)明，能夠得到延展性高且拉伸強(qiáng)度高的高強(qiáng)度鋼板，其中，作為鋼組成，含有C0.30%以上且0.73%以下、Si3.0%以下、Al3.0%以下、Si+Al0.7%以上、Cr0.2%以上且8.0%以下、Mn10.0%以下、Cr+Mn1.0%以上、P0.1%以下、S0.07%以下和N0.010%以下，余量為Fe及不可避免的雜質(zhì)，另外，作為鋼組織，馬氏體相對(duì)于鋼板組織整體的面積率為15%以上且90%以下，殘余奧氏體量為10%以上且50%以下，該馬氏體中50%以上為回火馬氏體且該回火馬氏體相對(duì)于鋼板組織整體的面積率為10%以上，多邊形鐵素體相對(duì)于鋼板組織整體的面積率為10%以下(包括0%)，由此，使拉伸強(qiáng)度為1470MPa以上且拉伸強(qiáng)度×總伸長率為29000MPa·%以上。
文檔編號(hào)C21D9/46GK102884218SQ20118002304
公開日2013年1月16日 申請(qǐng)日期2011年2月28日 優(yōu)先權(quán)日2010年3月9日
發(fā)明者松田廣志, 船川義正, 田中靖 申請(qǐng)人:杰富意鋼鐵株式會(huì)社