一种烧结硬化性和低温韧性优异的最大拉伸强度980MPa以上的高强度热轧钢板的制作工艺流程

　　烧结硬化性和低温韧性优异的最大拉伸强度980MPa以上的高强度热轧钢板的制作方法

　　【技术领域】

　　[0001] 本发明涉及最大拉伸强度为980MPa以上并且烧结硬化性和低温韧性优异的高强 度热轧钢板及其制造方法。本发明涉及成型以及涂装烧结处理之后的硬化性优异并且具备 低温韧性从而能够在极低温度区域下使用的钢板。

　　【背景技术】

　　[0002] 为了抑制源自汽车的二氧化碳的排出量，使用高强度钢板而进行汽车车体的轻量 化。另外，也为了确保搭乘者的安全性，汽车车体除了软钢板之外，大多使用最大拉伸强度 为980MPa以上的高强度钢板。进而为了今后进行汽车车体的轻量化，必须将高强度钢板的 使用强度水平提高到以往以上。但是，钢板的高强度化通常伴随有成型性（加工性）等材 料特性的劣化。如何材料特性不会劣化地实现高强度化在高强度钢板的开发中是重要的。

　　[0003] 另外，对于这种构件使用的钢板，要求在成型后作为零件安装于汽车之后，即使受 到由于碰撞等所导致的冲击、构件也不易破坏的性能。特别是为了确保寒冷地区中的耐冲 击性，也要求提高低温韧性。该低温韧性通过vTrs(夏比断口转变温度）等规定。因此，也 需要考虑到上述钢材的耐冲击性其本身。并且，高强度化由于难以进行钢板的塑性变形，破 坏的担忧进一步提高，因此韧性作为重要的特性值得期待。

　　[0004]作为成型性不会劣化地提高钢板强度的手法，存在利用涂装烧结而进行烧结硬化 的方法。其是利用涂装烧结处理时的热处理、使得存在于钢板中的固溶C固着于成型中导 入的位错或者以碳化物形式析出，由此实现汽车构件的高强度化的方法。该方法由于在压 制成型之后硬化，不存在由于高强度化所导致的压制成型性的劣化。由此期待有效利用于 汽车结构构件。作为评价该烧结硬化性的指标，已知室温下施加2%的预形变之后，进行 170°CX20分钟的热处理，进行再拉伸时的评价的试验方法。

　　[0005] 对于烧结硬化性而言，由于制造时导入的位错和压制加工时导入的位错这两者有 助于烧结硬化，因此成为这两者的总计的位错密度和钢板中的固溶C量是重要的。作为确 保了大量固溶C、确保了高的烧结硬化性的钢板，存在专利文献1、2所示的钢板。作为确保 了进一步高的烧结硬化性的钢板，已知除了固溶C之外、还有效利用了N的钢作为具有高的 烧结硬化性的钢板（专利文献3、4)。

　　[0006] 但是，专利文献1~4的钢板虽然能够确保高的烧结硬化性，但是母相组织形成铁 素体单相，因此不适于能够有助于结构构件的高强度化、轻量化的最大拉伸强度980MPa以 上的高强度钢板的制造。

　　[0007] 与此相对，马氏体组织由于极硬，在具有980MPa级以上的高强度的钢板中，大多 作为主相或第二相用于强化。

　　[0008] 但是，由于马氏体含有极其大量的位错，难以得到高的烧结硬化性。这是由于，与 钢中的固溶C量相比，位错密度高。通常若相对于存在于钢板中的位错密度、固溶C少则烧 结硬化性降低，因此比较没有含有很多位错的软钢和马氏体单相钢的情况下，若固溶C相 同则烧结硬化性降低。

　　[0009] 因此，作为企图确保更高的烧结硬化性的钢板，已知向钢中添加Cu、Mo、W等元素， 在烧结涂装时使它们的碳化物析出，由此达成了更高强度的钢板（专利文献5、6)。但是，这 些钢板由于需要添加昂贵的元素而经济性变差。并且，存在下述问题：即使有效利用了含有 这些元素的碳化物，也难以确保980MPa以上的强度。

　　[0010] 另一方面，对于高强度钢板中的韧性的提高方法，例如专利文献7中公开了其制 造方法。已知将调整了长厚比的马氏体相作为主相的方法（专利文献7)。

　　[0011] 通常已知马氏体的长厚比依赖于相变前的奥氏体晶粒的长厚比。即，长厚比大的 马氏体意味着由未再结晶奥氏体（通过轧制而延伸的奥氏体）相变而得到的马氏体，长厚 比小的马氏体意味着由再结晶奥氏体相变而得到的马氏体。

　　[0012] 由此，对于专利文献7的钢板，为了减小长厚比而需要将奥氏体再结晶，并且为了 将奥氏体再结晶而需要提高精轧温度，存在奥氏体的粒径进而马氏体粒径增大的倾向。通 常已知晶粒细化对于韧性提高具有效果，因此长厚比的降低虽然能够降低起因于形状的韧 性劣化因子，但是伴随有起因于晶粒粗化的韧性劣化，其提高有限。并且，没有丝毫谈及本 申请研宄中着眼的烧结硬化性，难以确保充分的烧结硬化性。

　　[0013] 另外，已知专利文献8中，通过使碳化物微细地析出于平均粒径为5~10ym的铁 素体中，能够提高强度和低温韧性。通过使钢中的固溶C以含有Ti等的碳化物形式析出来 提高钢板强度，因此认为钢中的固溶C低、难以确保高的烧结硬化性。

　　[0014] 如此对于超过980MPa的尚强度钢板而目，难以同时具备尚的烧结硬化性和优异 的低温韧性。

　　[0015] 现有技术文献

　　[0016] 专利文献

　　[0017] 专利文献1 :日本特公平5-55586号公报

　　[0018] 专利文献2:日本专利第3404798号公报

　　[0019] 专利文献3:日本专利第4362948号公报

　　[0020] 专利文献4:日本专利第4524859号公报

　　[0021] 专利文献5 :日本专利第3822711号公报

　　[0022] 专利文献6 :日本专利第3860787号公报

　　[0023] 专利文献7:日本特愿2011-52321号公报

　　[0024] 专利文献8:日本特开2011-17044号公报

　　【发明内容】

　　[0025] 发明要解决的问题

　　[0026] 本发明是鉴于上述问题而提出的，其目的在于，提供同时具有980MPa以上的最大 拉伸强度和优异的烧结硬化性及低温韧性的热轧钢板以及可以稳定地制造该钢板的制造 方法。

　　[0027] 用于解决问题的方案

　　[0028] 本发明人等，通过将高强度热轧钢板的成分和制造条件最优化、控制钢板的组织， 成功地制造了 980MPa以上的最大拉伸强度和烧结硬化性及低温韧性优异的钢板。其主旨 如以下所述。

　　[0029] (1) -种最大拉伸强度为980MPa以上的高强度热轧钢板，其具有下述组成：

　　[0030] 按质量％计，

　　[0031] C:0? 01%~0? 2%、

　　[0032] Si:0~2.5%、

　　[0033] Mn:0 ~4.0%、

　　[0034] A1:0 ~2.0%、

　　[0035] N:0 ~0.01%、

　　[0036] Cu:0 ~2.0%、

　　[0037] Ni:0 ~2.0%、

　　[0038] Mo:0 ~1.0%、

　　[0039] V:0 ~0.3%、

　　[0040] Cr:0 ~2.0%、

　　[0041] Mg:0 ~0.01%、

　　[0042] Ca:0 ~0.01%、

　　[0043] REM:0 ~0.1%、

　　[0044] B:0 ~0.01%、

　　[0045] P:0.10% 以下、

　　[0046] S:0.03% 以下、

　　[0047] 0:0.01 % 以下，

　　[0048] Ti和Nb中的任意一者或两者总计含有0. 01~0. 30%，剩余部分由铁和不可避免 的杂质组成，

　　[0049] 所述高强度热轧钢板具有下述组织：

　　[0050] 回火马氏体和下贝氏体中的任意一者或两者以体积分数的总计计含有90%以上， 马氏体和下贝氏体中的位错密度为5X1013(l/m2)以上且lX1016(l/m2)以下。

　　[0051] (2)根据⑴所述的高强度热轧钢板，其中，存在于前述回火马氏体和下贝氏体中 的铁系碳化物为1X106 (个/mm2)以上。

　　[0052] (3)根据⑴所述的高强度热轧钢板，其中，前述回火马氏体和下贝氏体的有效晶 粒直径为10ym以下。

　　[0053] (4)根据（1)所述的高强度热轧钢板，其按质量％计含有

　　[0054] Cu:0? 01 ~2. 0%、

　　[0055] Ni:0? 01 ~2. 0%、

　　[0056] Mo:0? 01 ~1. 0%、

　　[0057] V:0.01 ~0.3%、

　　[0058] Cr:0.01 ~2.0%

　　[0059] 中的一种或两种以上。

　　[0060] (5)根据（1)所述的高强度热轧钢板，其按质量％计含有

　　[0061] Mg:0? 0005 ~0? 01%、

　　[0062] Ca:0? 0005 ~0? 01%、

　　[0063] REM:0? 0005 ~0? 1%

　　[0064] 中的一种或两种以上。

　　[0065] (6)根据（1)所述的高强度热轧钢板，其按质量％计含有

　　[0066] B:0? 0002 ~0? 01%。

　　[0067] (7) -种最大拉伸强度为980MPa以上的高强度热轧钢板的制造方法，其中，将具 有下述组成的铸造板坯直接或暂时冷却之后加热到1200°C以上，在900°C以上完成热轧， 在由精轧

　　温度到400°C期间以平均冷却速度50°C/秒以上冷却速度进行冷却，使低于400°C 时的最大冷却速度不足50°C/秒来进行卷取，所述铸造板坯具有下述组成：

　　[0068] 按质量％计，

　　[0069] C:0? 01%~0? 2%、

　　[0070]Si:0~2.5%、

　　[0071] Mn:0 ~4. 0%、

　　[0072]A1:0 ~2.0%、

　　[0073] N:0 ~0.01%、

　　[0074] Cu:0 ~2.0%、

　　[0075] Ni:0 ~2.0%、

　　[0076] Mo:0 ~1.0%、

　　[0077] V:0 ~0.3%、

　　[0078] Cr:0 ~2.0%、

　　[0079] Mg:0 ~0.01%、

　　[0080] Ca:0 ~0.01%、

　　[0081] REM:0 ~0.1%、

　　[0082] B:0 ~0.01%、

　　[0083] P:0.10% 以下、

　　[0084] S:0.03% 以下、

　　[0085] 0:0.01 % 以下，

　　[0086] Ti和Nb中的任意一者或两者总计含有0. 01~0. 30%，剩余部分由铁和不可避免 的杂质组成。

　　[0087] (8)根据（7)所述的高强度热轧钢板的制造方法，其进一步进行镀锌处理或合金 化镀锌处理。

　　[0088] 发明的效果

　　[0089] 根据本发明，可以提供最大拉伸强度为980MPa以上并且烧结硬化性和低温韧性 优异的高强度钢板。若使用该钢板则容易加工高强度钢板，能够耐极寒冷地区的使用，因此 产业上的贡献极其显著。

　　【具体实施方式】

　　[0090] 以下对本发明的内容进行详细说明。

　　[0091] 本发明人等进行了深入研宄，结果发现，钢板的组织具有5X1013(l/m2)以上且 lX1016(l/m2)以下的位错密度，或者进而具有铁系碳化物1X106(个/mm2)以上的回火马氏 体或下贝氏体中的任意一者或两者以体积分数的总计计含有90%以上。进一步优选使回火 马氏体和下贝氏体的有效晶粒直径为10 Um以下，由此能够确保980MPa以上的高强度和高 的烧结硬化性及低温韧性。在此，有效晶粒直径指的是被取向差15°以上的晶界包围的区 域，能够使用EBSD等测定。详细内容如后文所述。

　　[0092][钢板的显微组织]

　　[0093] 首先对本发明的热轧钢板的显微组织进行说明。

　　[0094] 本钢板中，使主相为回火马氏体或下贝氏体，其总计的体积率为90%以上，由此确 保980MPa以上的最大拉伸强度。由此，需要使主相为回火马氏体或下贝氏体。

　　[0095] 本发明中，回火马氏体是为了具备强度、高的烧结硬化性以及低温韧性而最重要 的显微组织。回火马氏体为板条状的晶粒的集合，内部含有长径5nm以上的铁系碳化物，进 而该碳化物属于多种变体（variant)、即在不同方向伸长了的多种铁系碳化物组。

　　[0096] 回火马氏体可以如下得到：在降低Ms点（马氏体相变开始温度）以下的冷却时的 冷却速度的情况下、或者暂时形成马氏体组织之后，在1〇〇~600°C下回火，由此可以得到 该组织。本发明中，通过低于400°C的冷却控制来控制析出。

　　[0097] 下贝氏体也为板条状的晶粒的集合，内部含有长径5nm以上的铁系碳化物，进而 该碳化物属于单一的变体、即在同一方向伸长了的铁系碳化物组。通过观察碳化物的伸长 方向，可以容易地判别回火马氏体和下贝氏体。在此，在同一方向伸长了的铁系碳化物组指 的是铁系碳化物组的伸长方向的差异为5°以内的铁系碳化物组。

　　[0098] 回火马氏体和下贝氏体的总计体积率不足90%时，不能确保980MPa以上的高最 大拉伸强度，不能确保作为本发明条件的980MPa以上的最大拉伸强度。因此，其下限为 90%。另一方面，即使该体积率为100%，作为本发明效果的强度、高的烧结硬化性以及优异 的低温韧性也得到发挥。

　　[0099] 钢板组织中，作为其它的组织，作为不可避免杂质，可以含有总计体积率10%以下 的铁素体、初生马氏体、上贝氏体、珠光体、残余奥氏体中的一种或两种以上。

　　[0100] 在此，初生马氏体定义为不含有碳化物的马氏体。初生马氏体虽然强度高但是低 温韧性差，因此需要将体积率限制于10%以下。另外，位错密度极高、烧结硬化性也差。由 此，该体积率需要限制于10%以下。

　　[0101] 残余奥氏体由于压制成型时钢材塑性变形或者碰撞时汽车构件塑性变形而相变 为初生马氏体，因此造成与上述初生马氏体相同的不良影响。由此，需要将体积率限制于 10%以下。

　　[0102] 上贝氏体为板条状的晶粒的集合，为在板条之间含有碳化物的板条的集合体。板 条之间含有的碳化物形成破坏的起点，因此使得低温韧性降低。另外，上贝氏体与下贝氏体 相比，在高温下形成，因此强度低，过量形成时难以确保980MPa以上的最大拉伸强度。该效 果若上贝氏体的体积率超过10%则变得显著，因此需要将该体积率限制于10%以下。

　　[0103] 铁素体指的是作为块状的晶粒的、内部不含有板条等下部组织的组织。铁素体 为最软质的组织，导致强度降低，因此为了确保980MPa以上的最大拉伸强度，需要限制于 10%以下。另外，由于与作为主相的回火马氏体或下贝氏体相比，极其软质，因此形变集中 于两组织界面，容易形成破坏的起点，因此使得低温韧性降低。该效果若体积率超过10%则 变得显著，因此需要将该体积率限制于10%以下。

　　[0104] 珠光体也与铁素体同样地，导致强度降低、低温韧性的劣化，因此需要将其体积率 限制于10%以下。

　　[0105] 构成以上的本发明的钢板组织的回火马氏体、初生马氏体、贝氏体、铁素体、珠光 体、奥氏体和剩余部分组织的鉴定、存在位置的确认以及面积率的测定可以如下进行：利用 硝酸乙醇腐蚀液试剂和日本特开昭59-219473号公报中公开的试剂，腐蚀钢板轧制方向断 面或轧制方向直角方向断面，利用1000~100000倍的扫描电子显微镜和透射式电子显微 镜观察，由此进行上述测定。

　　[0106] 另外，也可以由使用了FESEM-EBSP法的晶体取向解析、显微维氏硬度测定等微小 区域的硬度测定来进行组织的判别。例如如上所述，回火马氏体、上贝氏体和下贝氏体，由 于碳化物的形成位置（site)、晶体取向关系（伸长方向）不同，通过使用FE-SEM观察板条 状晶粒内部的铁系碳化物、调查其伸长方向，可以容易地区别贝氏体和回火马氏体。

　　[0107] 本发明中，铁素体、珠光体、贝氏体、回火马氏体和初生马氏体的体积分数如下得 到：将平行于钢板的轧制方向的板厚断面作为观察面，采集试样，研磨观察面，进行硝酸乙 醇腐蚀液蚀刻，对于以板厚的1/4作为中心的1/8~3/8厚度范围，利用场致发射扫描电子 显微镜（FE_SEM:FieldEmissionScanningElectronMicroscope)进行观察，测定面积分 数，将其作为体积分数。以5000倍的倍率各测定10个视野，将其平均值作为面积率。

　　[0108] 初生马氏体和残余奥氏体在硝酸乙醇腐蚀液蚀刻中不会被充分腐蚀，因此在利用 FE-SEM进行的观察中，可以与上述组织（铁素体、贝氏体铁素体、贝氏体、回火马氏体）明显 区别。因此，对于初生马氏体的体积分数，可以以利用FE-SEM观察到的没有腐蚀的区域的 面积分数与利用X射线测得的残余奥氏体的面积分数的差分形式求得。

　　[0109] 需要使上述回火马氏体、下贝氏体组织中的位错密度为lX1016(l/m2)以下。这是 为了得到优异的烧结硬化性。通常存在于回火马氏体中的位错的密度大，不能确保优异的 烧结硬化性。因此，通过使热轧中的冷却条件、特别是低于400°C时的冷却速度不足50°C/ 秒，来确保优异的烧结硬化性。

　　[0110] 另一方面，位错密度不足5X1013(l/m2)时，难以确保980MPa以上的强度，因此使 位错密度的下限为5X1013(l/m2)以上。优选处于8X1013~8X1015(l/m2)的范围内，进一 步优选处于1 X 1014~5 X 10 15 (1/m2)的范围内。

　　[0111] 对于这些位错密度而言，若可以测定位错密度则可以为利用X射线或透射式电子 显微镜进行的观察中的任意一种。本发明中，使用利用电子显微镜进行的薄膜观察，来进行 位错密度的测定。测定时，对测定部位的膜厚进行测定之后，测定存在于该体积内的位错的 根数，由此测定密度。对于测定视野而言，以10000倍进行各10个视野，算出位错密度。

　　[0112] 本发明的回火马氏体或下贝氏体优选含有铁系碳化物1X106(个/mm2)以上。这 是为了提高母相的低温韧性、得到优异的强度与低温韧性的平衡。即，回火状态下的马氏 体，虽然强度优异但是韧性缺乏，需要对其进行改善。因此，使铁基碳化物析出IX 106(个/ mm2)以上，由此改善主相的韧性。

　　[0113] 本发明人等调查了低温韧性与铁基碳化物的个数密度的关系，结果可知通过使回 火马氏体、下贝氏体中的碳化物的个数密度为1 X 106(个/mm2)以上，能够确

　　保优异的低温 韧性。由此使其为IX 106(个/mm2)以上。优选为5X106(个/mm2)以上，进一步优选为 1X107(个/mm2)以上。

　　[0114] 另外，本发明的处理中析出的碳化物的尺寸小、为300nm以下，大部分析出于马氏 体、贝氏体的板条内，因此推定低温韧性不会劣化。

　　[0115] 测定碳化物的个数密度时，将平行于钢板的轧制方向的板厚断面作为观察面，采 集试样，研磨观察面，进行硝酸乙醇腐蚀液蚀刻，对于以板厚的1/4作为中心的1/8~3/8 厚度范围，利用场致发射扫描电子显微镜（FE_SEM:FieldEmissionScanningElectron Microscope)进行观察，由此测定碳化物的个数密度。以5000倍进行各10个视野观察，测 定铁基碳化物的个数密度。

　　[0116] 为了实现低温韧性进一步提高，除了使得主相为回火马氏体、下贝氏体之外，还使 有效晶粒直径为10um以下。低温韧性提高的效果通过使有效晶粒直径为10ym以下而变 得显著，因此使有效晶粒直径为10ym以下。优选为8ym以下。在此所述的有效晶粒直径 指的是利用下述手法所述的被晶体取向差15°以上的晶界包围的区域，对于马氏体、贝氏 体而言，相当于块粒径（blockgrainsize)。

　　[0117] 接着对平均晶粒直径和组织的鉴定手法进行说明。本发明中，平均晶粒直径以及 铁素体、进而残余奥氏体使用电子背散射衍射图案-取向成像显微（EBSP-0MTM、EleCtr〇n BackScatterDiffractionPattern-OrientationImageMicroscopy)定义。EBSP_OIMTM 法由在扫描电子显微镜（SEM)内对大斜度的试样照射电子束，用高灵敏度相机拍摄进行反 向散射形成的菊池图案，通过计算机图像处理、短时间内测定照射点的晶体取向的装置和 软件构成。利用EBSP法时，可以进行大块试样表面的微细结构以及晶体取向的定量性的解 析，分析区域为利用SEM可以观察的区域，取决于SEM的分辨能力，但是可以以最小20nm的 分辨能力分析。本发明中，通过该晶粒的取向差定义为通常作为晶界认识的大角度晶界的 阈值、即15°，而绘制的图像将晶粒可视化，求出平均晶粒直径。

　　[0118] 回火马氏体、贝氏体的有效晶粒（在此指的是被15°以上的晶界包围的区域）的 长厚比优选为2以下。在特定方向扁平的晶粒，各向异性大，在夏比试验时龟裂沿着晶界传 播，因此韧性值大多降低。因此，有效晶粒需要尽可能为等轴的晶粒。本发明中，观察钢板 的轧制方向断面，将轧制方向的长度（L)与板厚方向的长度（T)之比（=L/T)定义为长厚 比。

　　[0119] [钢板的化学成分]

　　[0120] 接着对本发明的高强度热轧钢板的化学成分的限定理由进行说明。需要说明的 是，含量的％为质量％。

　　[0121] C:0.01%~0.2%

　　[0122] C为有助于母材的强度提高、烧结硬化性的提高的元素，也为生成形成扩孔时的裂 纹的起点的渗碳体（Fe3C)等铁系碳化物的元素。C含量不足0.01%时，不能得到通过利用 低温相变生成相进行组织强化而实现的强度提高的效果。若含量超过〇. 2%则延展性降低 的同时，形成冲裁加工时的二次剪切面的裂纹起点的渗碳体（Fe3C)等铁系碳化物增加，扩 孔性等成型性劣化。因此，C含量限定于0. 01 %~0. 2%的范围内。

　　[0123]Si:0~2.5%

　　[0124] Si为有助于母材的强度提高的元素，也能够作为钢液的脱氧材料有效利用，因此 优选根据需要以0. 001%以上的范围含有。但是，即使含量超过2. 5%、有助于强度提高的 效果也会饱和，因此Si含量限定于2. 5%以下的范围。另外，Si通过含有0. 1%以上，随着 其含量增加，抑制材料组织中的渗碳体等铁系碳化物的析出，有助于强度提高和扩孔性的 提高。若Si超过2. 5%则铁系碳化物的析出抑制的效果饱和。因此，Si含量的优选范围处 于0. 1~2. 5%的范围内。

　　[0125] Mn:0 ~4%

　　[0126]Mn除了固溶强化之外，还可以为了利用淬火强化使钢板组织形成回火马氏体或下 贝氏体主相而含有。即使以Mn含量超过4%的方式添加，该效果也会饱和。另一方面，Mn含 量不足1 %时，难以发挥冷却中的铁素体相变、贝氏体相变的抑制效果，因此优选含有1 % 以上。优选为1.4~3.0%。

　　[0127]Ti、Nb:-者或两者总计为0? 01~0? 30%

　　[0128]Ti、Nb在兼具优异的低温韧性和980MPa以上的高强度上是最重要的含有元素。通 过它们的碳氮化物或者固溶Ti、Nb延迟热轧时的晶粒生长，可以将热轧板的粒径微细化， 有助于低温韧性提高。其中，Ti除了利用固溶N实现的晶粒生长的特性之外，还通过以TiN 形式存在，通过板坯加热时的晶粒直径的微细化，有助于低温韧性提高，因此是特别重要 的。为了使热轧板的粒径为10um以下，需要单独或复合含有0.01%以上的Ti和Nb。另 外，即使Ti和Nb的总含量超过0. 30%来含有，上述效果也会饱和而经济性降低。Ti和Nb 的总含量的优选范围为〇. 02~0. 25%，进一步优选为0. 04~0. 20%。

　　[0129]A1:0 ~2.0%

　　[0130] A1由于抑制粗大的渗碳体的形成、提高低温韧性而可以含有。另外，也能够作为脱 氧材料有效利用。但是，过量含有时，使得A1系的粗大夹杂物的个数增大，成为扩孔性的劣 化、表面缺陷的原因。由此，使A1含量的上限为2.0%。优选为1.5%以下。为0.001 %以 下是困难的，因此这为实质上的下限。

　　[0131]N:0 ~0.01%

　　[0132]N由于提高烧结硬化性而可以含有。但是，存在焊接时形成气孔、降低焊接部的接 头强度的担心，因此需要为0. 01%以下。另一方面，为0. 0005%以下在经济上不优选，因此 优选为0.0005%以上。

　　[0133]以上为本发明的热轧钢板的基本的化学成分，可以还含有下述成分。

　　[0134]Cu、Ni、Mo、V、Cr由于抑制冷却时的铁素体相变、使得钢板组织为回火马氏体或下 贝氏体组织，因此可以含有它们中的任意一种或两种以上。另外，为具有通过析出强化或固 溶强化而提高热轧钢板的强度的效果的元素，可以含有它们中的任意一种或两种以上。但 是，&1、附1〇、￥、(：11的各自含量不足0.01%时，不能充分得到上述效果。另外，即使(：11含量 超过2. 0 %、Ni含量超过2. 0 %、Mo含量超过1. 0 %、V含量超过0. 3 %、Cr含量超过2. 0 % 来添加，上述效果也会饱和而经济性降低。因此根据需要含有Cu、Ni、Mo、V、Cr的情况下， 优选Cu含量为0.01 %~2.0%、Ni含量为0.01 %~2.0%、Mo含量为0.01 %~1.0%、V 含量为〇? 〇1 %~〇? 3 %、Cr含量为0? 01 %~2. 0 %。

　　[0135]Mg、Ca和REM(稀土元素）由于为控制形成破坏的起点、成为使得加工性劣化的原 因的非金属夹杂物的形态，提高加工性的元素，因此可以含有它们中的任意一种或两种以 上。Ca和REM及Mg的含量为0. 0005%以上时，效果变得显著，因此含有的情况下需要含有 0. 0005%以上。另外，即使Mg的含量超过0. 01 %、Ca的含量超过0. 01 %、REM的含量超过 0. 1%来添加，上述效果也会饱和而经济性降低。因此，优选Mg含量为0.0005%~0.01%、 Ca含量为 0? 0005%~0? 01%、REM含量为 0? 0005%~0? 1%。

　　[0136] B有助于通过延迟铁素体相变而使得钢板组织形成回火马氏体或下贝氏体组织。 并且，与C同样地在晶界偏析、提高晶界强度，由此提高低温韧性。由此可以含有于钢板。但 是，该效果通过钢板的B含量为0. 0002%以上而变得显著，因此优选下限为0. 0002%以上。 另一方面，含量超过0. 01 %时，不仅其效果饱和，而且经济性变差，因此上限值为0. 01 %。 优选为〇? 0005~0? 005 %，进一步优选为0? 0007~0? 0030 %。

　　[0137] 需要说明的是，对于其它元素而言，确认即使21~、511、&)、211、1总计含有1%以下， 也不会损害本发明效果。这些元素中Sn由于热轧时有可能产生缺陷，因此优选为0. 05%以 下。

　　[0138] 本发明中，上述以外的成分为Fe，但是容许由废料等熔解原料、耐火物等混入的不 可避免的杂质。作为代表性的杂质，可列举出以下。

　　[0139] P:0.10%以下

　　[0140] P为铁液中含有的杂质，为在晶界偏析、随着含量增加而降低低温韧性的元素。 因此，P含量越低越优选，若含量超过0. 10%则对加工性、焊接性造成不良影响，因此为 0.10%以下。特别是若考虑到焊接性则P含量优选为0.03%以下。另一方面，虽然优选P 少，但是降低到必要以上对制钢工序施加很大的负荷，因此使0. 001 %为下限即可。

　　[0141] S:0.03% 以下

　　[0142]S为铁液中含有的杂质，为若含量过多则生成不仅引起热轧时的裂纹、而且使得扩 孔

　　性劣化的MnS等夹杂物的元素。因此，S含量应该极力降低，但是若为0. 03%以下则处于 可以容许的范围内，因此为0. 03%以下。但是，需要某种程度的扩孔性时的S含量优选为 0. 01 %以下，更优选为0. 005%以下。另一方面，虽然优选S少，但是降低到必要以上对制钢 工序施加很大的负荷，因此使0. 0001 %为下限即可。

　　[0143] 0:0.01% 以下

　　[0144] 0若过多则形成在钢中成为破坏的起点的粗大的氧化物，引起脆性断裂、氢致开 裂，因此设为0.01%以下。进而从现场焊接性的观点考虑，优选为0.03%以下。需要说明 的是，0由于在钢液的脱氧时使得很多微细的氧化物分散，因此可以含有0. 0005%以上。

　　[0145] 具有以上的组织和化学成分的本发明的高强度热轧钢板，通过在表面具备利用热 浸镀锌处理形成的热浸镀锌层、进而镀覆之后经过合金化处理形成的合金化镀锌层，可以 提高耐蚀性。另外，镀覆层不限于纯锌，可以添加Si、Mg、Zn、Al、Fe、Mn、Ca、Zr等元素来实 现耐蚀性的进一步提高。通过具备这种镀覆层，不会损害本发明的优异的烧结硬化性和低 温韧性。

　　[0146] 另外，即使具有利用有机覆膜形成、薄膜层压、有机盐类/无机盐类处理、无铬处 理等形成的表面处理层中的任意一种，也能够得到本发明效果。

　　[0147][钢板的制造方法]

　　[0148] 接着对本发明的钢板的制造方法进行说明。

　　[0149] 为了实现优异的烧结硬化性和低温韧性，使位错密度lX1016(l/m2)以下、铁系碳 化物1 X 106(个/mm2)以上、粒径10 y m以下的回火马氏体或下贝氏体中的任意一者或两者 总计为90%以上是重要的，用于同时满足它们的制造条件的详细内容如以下所述。

　　[0150] 对热轧之前的制造方法没有特别限定。即，在利用高炉、电炉等进行的熔炼之后， 进行各种的2次冶炼，调整为上述成分，接着除了利用通常的连续铸造、钢锭法进行铸造之 外，还可以利用薄板坯铸造等方法进行铸造。

　　[0151] 连续铸造的情况下，可以一下子冷却至低温之后、再次加热后进行热轧，也可以不 将钢锭冷却至室温地进行热轧，或者也可以连续地将铸造板坯进行热轧。若可以控制于本 发明的成分范围则原料可以使用废料。

　　[0152] 本发明的高强度钢板在满足以下的条件的情况下可以得到。

　　[0153] 制造高强度钢板时，熔炼为规定的钢板成分之后，将铸造板坯直接或者暂时冷却 之后加热到1200°C以上，在900°C以上完成热轧，在由精轧温度到400°C期间以平均冷却速 度50°C/秒以上冷却速度进行冷却，使低于400°C时的最大冷却速度不足50°C/秒来进行 卷取，由此可以制造烧结硬化性和低温韧性优异的最大拉伸强度980MPa以上的高强度热 轧钢板。

　　[0154] 热轧的板坯加热温度需要为1200°C以上。本发明的钢板由于进行使用了固溶Ti、 Nb的奥氏体晶粒的粗化抑制，需要将铸造时析出的NbC、TiC再熔解。板坯加热温度低于 1200°C时，Nb、Ti的碳化物熔解需要长时间，因此不会产生此后的晶粒直径的细化、和利用 此实现的低温韧性提高的效果。由此，板坯加热温度需要为1200°C以上。另外，对板坯加热 温度的上限没有特别规定，使得加热温度过高虽然本发明的效果得到发挥，但是经济上不 优选。由此，板坯加热温度的上限优选低于1300°C。

　　[0155] 精轧温度需要为900°C以上。为了将奥氏体粒径细化，本发明的钢板添加有大量的 Ti、Nb。其结果，低于900°C的温度区域的精轧中，奥氏体难以再结晶，形成在轧制方向伸长 的颗粒，容易导致韧性劣化。另外，若由这些未再结晶奥氏体产生马氏体或贝氏体相变，则 蓄积于奥氏体的位错，被马氏体、贝氏体继承，不能使钢板中的位错密度处于本发明规定的 范围内，烧结硬化性劣化。因此使精轧温度为900°C以上。

　　[0156] 在由精轧温度到400°C期间需要以平均冷却速度50°C/秒以上进行冷却。冷却速 度不足50°C/秒时，冷却中途形成铁素体。难以使作为主相的回火马氏体、下贝氏体的体积 率为90%以上。由此，需要使平均冷却速度为50°C/秒以上。但是，若在冷却过程中没有 形成铁素体则可以在中途的温度区域进行空气冷却。

　　[0157] 但是，Bs~下贝氏体的生成温度期间的冷却速度优选为50°C/秒以上。这是为了 避免上贝氏体的形成。若Bs~下贝氏体的生成温度期间的冷却速度不足50°C/秒，则形 成上贝氏体的同时，有可能在贝氏体的板条之间形成初生马氏体（位错密度高的马氏体）、 或者有可能存在残余奥氏体（加工时形成位错密度高的马氏体），因此烧结硬化性、低温靭 性变差。需要说明的是，Bs点为根据成分规定的上贝氏体的生成开始温度，为了方便设为 550°C。另外，下贝氏体的生成温度也根据成分规定，但是为了方便设为400°C。由精轧温 度到400°C期间，使特别是550~400°C期间的冷却速度为50°C/秒以上、使由精轧温度到 400°C期间的平均冷却速度为50°C/秒以上。

　　[0158] 需要说明的是，使由精轧温度到400°C期间为平均冷却速度50°C/秒以上也包含 由精轧温度直至550°C为止为50°C/秒以上、550~400°C期间的冷却速度不足50°C/秒的 情况。但是，该条件下，容易形成上贝氏体，有可能部分性地生成超过10%的上贝氏体。因 此550~400°C期间的冷却速度优选为50°C/秒以上。

　　[0159] 低于400°C时的最大冷却速度需要不足50°C/秒。这是为了形成位错密度和铁基 碳化物的个数密度处于上述范围内的回火马氏体或下贝氏体为主相的组织。最大冷却速度 为50°C/秒以上时，不能使铁基碳化物、位错密度处于上述范围内，不能得到高的烧结硬化 性、靭性。由此需要使最大冷却速度不足50°C/秒。

　　[0160] 在此，低于400°C时的最大冷却速度不足50°C/秒的冷却，例如通过空气冷却来实 现。另外，并非仅指的是冷却，还包含等温保持、即低于400°C时的卷取。进而，该温度区域 的冷却速度控制，是为了控制钢板组织中的位错密度、铁系碳化物的个数密度，因此即使暂 时冷却到马氏体相变开始温度（Ms点）以下之后，升高温度而进行再加热，也可以得到作为 本发明的效果的980MPa以上的最大拉伸强度和高的烧结硬化性及靭性。

　　[0161] 通常为了得到马氏体，需要抑制铁素体相变，需要进行50°C/秒以上的冷却。并 且，低温下由被称为膜态沸腾区域的热传递系数比较低、而难以冷却的温度区域，过渡到被 称为核态沸腾温度区域的热传递系数大、而容易冷却的温度区域。使低于400°C的温度区域 为冷却停止温度的情况下，卷取温度容易变动，随之材质也变动。由此，通常的卷取温度大 多为超过400°C或者室温卷取中的任意一种。

　　[0162] 其结果推定，通过本发明的低于400°C时的卷取、冷却速度降低，可以同时确保 980MPa以上的最大拉伸强度和优异的烧结硬化性及低温韧性，这在以往是难以发现的。

　　[0163] 需要说明的是，为了通过钢板形状的矫正、可动位错导入来实现延展性的提高，在 全部工序结束之后优选实施压下率〇. 1 %以上且2%以下的平整。另外，全部工序结束之 后，为了去除附着于所得到的热轧钢板的表面的氧化皮，可以根据需要对于所得到的热轧 钢板进行酸洗。进而，进行酸洗之后，可以对于所得到的热轧钢板在线或离线实施压下率 10%以下的平整道次或冷轧。

　　[0164] 本钢板经过作为通常的热轧工程的连续铸造、粗乳、精轧或酸洗来制造，但是即使 去掉其一部分来进行制造，也能够确保作为本发明的效果的980MPa以上的最大拉伸强度 和优异的烧结硬化性及低温韧性。

　　[0165]另外，暂时制造热轧钢板之后，即使为了析出碳化物而在线或离线在100~600°C的温度范围进行热处理，也能够确保作为本发明的效果的高的烧结硬化性、低温韧性、 980MPa以上的最大拉伸强度。

　　[0166] 本发明中最大拉伸强度980MPa以上的钢板指的是，通过使用相对于热轧的轧制 方向在垂直方向切出的JIS5号试验片，根据JISZ2241进行的拉伸试验得到的拉伸最大 应力为980MPa以上的钢板。

　　[0167] 本发明的优异的烧结硬化性指的是，根据JISG3135的附录中记载的涂装烧结硬 化试验方法测得的烧结硬化量（BH)、即施加2%拉伸预形变之后进行170°CX20分钟的热 处理之后，再拉伸时的屈服强度之差为60MPa以上的钢板。优选为80MPa以上的钢板。

　　[0168] 本发明的低温时的韧性优异的钢板指的是，根据JISZ2242进行的夏比试验的断 口转变温度（vTrs)为-40°C的钢板。本发明中，成为对象的钢板主要用于汽车用途，因此大 多形成3mm左右的板厚。因此将热轧板表面磨削，将钢板加工为2. 5mm小型尺寸试验片来 进行。

　　[0169] 实施例

　　[0170]列举出本发明的实施例的同时对本发明的技术内容进行说明。

　　[0171] 对于作为实施例，使用具有表1所示的成分组成的A~S的满足本发明条件的发 明钢和a~k的比较钢进行研宄得到的结果进行说明。

　　[0172] 将这些钢铸造之后，

　　直接加热到1030°C~1300°C的温度范围内或者暂时冷却至 室温之后再加热而加热到该温度范围，然后在后文的表2-1、2-2的条件下实施热轧，在 760~1030°C下进行精轧，在表2-1、2-2所示的条件下进行冷却以及卷取，制成板厚3. 2_ 的热轧钢板。然后，进行酸洗，然后进行0.5%的平整。

　　[0173] 由所得到的热轧钢板切出各种试验片，实施材质试验、组织观察等。

　　[0174] 对于拉伸试验而言，在垂直于乳制方向的方向切出JIS5号试验片，根据JIS Z 2242实施试验。

　　[0175] 对于烧结硬化量的测定而言，在垂直于轧制方向的方向切出JIS5号试验片，根据 JISG3135的附录中记载的涂装烧结硬化试验方法实施。预形变量设为2%、热处理条件 设为170°CX20分钟。

　　[0176] 夏比试验根据JISZ2242实施，测定断口转变温度。本发明的钢板由于板厚不足 10mm，因此将所得到的热轧钢板的表面背面磨削，形成2. 5mm之后，实施夏比试验。

　　[0177] 对于一部分的钢板，将热轧钢板加热到660~720°C，进行热浸镀锌处理或者镀覆 处理之后进行540~580°C下的合金化热处理，形成热浸镀锌钢板（G1)或者合金化热浸镀 锌钢板（GA)后，实施材质试验。

　　[0178] 对于显微组织观察，利用上述手法实施，测定各组织的体积率、位错密度、铁系碳 化物的个数密度、有效晶粒直径以及长厚比。

　　[0179] 结果如表3-1、3_2所示。

　　[0180] 可知仅满足本发明条件的情况，具有980MPa以上的最大拉伸强度、优异的烧结硬 化性及低温韧性。

　　[0181] 另一方面，钢4-3、8-43-4、1-4、11-4、5-4由于板坯加热温度低于12001：、铸造时 析出的Ti、Nb的碳化物难以固溶化，即使其它热轧条件处于本发明的范围内，组织分数、有 效晶粒直径也不能处于本发明的范围内，强度、低温韧性变差。

　　[0182] 钢A-4、B-5、J-5、M-5、S-5由于精轧温度过低而形成未再结晶奥氏体区域中的轧 制，因此热轧板中含有的位错密度过多而烧结硬化性变差的同时，形成在轧制方向伸长的 颗粒，因此长厚比大，韧性变差。

　　[0183] 对于钢A-5、B-6、J-6、M-6、S-6而言，由精轧温度到400°C期间的冷却速度不足 50°C/秒，冷却中形成大量的铁素体，难以确保强度的同时，铁素体与马氏体界面成为破坏 的起点。因此低温韧性变差。

　　[0184] 对于钢4-6、8-7、1-7^-7、5-7而言，低于400°〇时的最大冷却速度为501：/秒以 上，马氏体中的位错密度增多，烧结硬化性劣化的同时，碳化物的析出量不充分，低温韧性 变差。

　　[0185] 需要说明的是，实施例的B-3中，550~400°C期间的冷却速度为45°C/s的情况 下，由作为精轧温度的950°C到400°C期间的平均冷却速度为80°C/秒，满足平均冷却速度 50°C/秒以上，对于钢板组织而言，部分地上贝氏体为10%以上，材质也产生偏差。

　　[0186] 钢A-7由于卷取温度高、为480°C，钢板组织形成上贝氏体组织，因此难以确保 980MPa以上的最大拉伸强度，并且在存在于上贝氏体组织中的板条之间析出的粗大的铁系 碳化物成为破坏的起点，因此低温韧性变差。

　　[0187] 对于钢B-8、J-8、M-8而言，卷取温度高、为580~620°C，钢板组织形成含有Ti、Nb 的碳化物的铁素体、和珠光体的混合组织。其结果，存在于钢板中的C大多以碳化物形式析 出，因此不能确保充分量的固溶C，烧结硬化性变差。

　　[0188] 另外，如钢A-8、A-9、B-9、B-10、E-6、E-7、J-9、J-10、M-9、M-10、S-8、S-9 所示，即 使进行了热浸镀锌处理或者合金化热浸镀锌处理，也可以确保本发明的材质。

　　[0189] 另一方面，钢板成分不满足本发明范围的钢a~k，不能具备本发明中规定的 980MPa以上的最大拉伸强度、优异的烧结硬化性及低温韧性。

　　[0190] [表 1]

　　[0191]

　　[0192] 下划线表示本发明的范围外。

　　[0193][表 2-1]

　　[0195] 下划线表示本发明的范围外。

　　[0196] [表 2-2]

　　[0197]

　　[0198] 下划线表示本发明的范围外。

　　[0199]

　　[0200]

　　【主权项】

　　1. 一种最大拉伸强度为980MPa以上的高强度热轧钢板，其具有下述组成： 按质量％计， C :0? 01%~0? 2%、 Si :0 ~2. 5%、 Mn :0 ~4. 0%、 Al :0 ~2. 0%、 N :0 ~0. 01%、 Cu :0 ~2. 0%、 Ni :0 ~2. 0%、 Mo :0 ~1. 0%、 V :0 ~0? 3%、 Cr :0 ~2. 0%、 Mg :0 ~0? 01%、 Ca :0 ~0? 01%、 REM :0 ~0? 1%、 B :0 ~0. 01%、 P :0? 10% 以下、 S :0? 03% 以下、 0 :0? 01% 以下， Ti和Nb中的任意一者或两者总计含有0. 01~0. 30%，剩余部分由铁和不可避免的杂 质组成， 所述高强度热轧钢板具有下述组织： 回火马氏体和下贝氏体中的任意一者或两者以体积分数的总计计含有90%以上，马氏 体和下贝氏体中的位错密度为5X IO13以上且IX 10 16以下，其中，位错密度的单位为1/m2。2. 根据权利要求1所述的高强度热轧钢板，其中，存在于所述回火马氏体和下贝氏体 中的铁系碳化物为IX IO6个/mm 2以上。3. 根据权利要求1所述的高强度热轧钢板，其中，所述回火马氏体和下贝氏体的有效 晶粒直径为IOum以下。4. 根据权利要求1所述的高强度热轧钢板，其按质量％计含有 Cu :0? 01 ~2. 0%、 Ni :0. 01 ~2. 0%、 Mo :0. 01 ~1. 0%、 V :0? 01 ~0? 3%、 Cr :0. 01 ~2. 0% 中的一种或两种以上。5. 根据权利要求1所述的高强度热轧钢板，其按质量％计含有 Mg :0. 0005 ~0. 01%、 Ca :0. 0005 ~0. 01%、 REM :0. 0005 ~0. 1% 中的一种或两种以上。6. 根据权利要求1所述的高强度热轧钢板，其按质量％计含有 B :0. 0002 ~0. 01%。7. -种最大拉伸强度为980MPa以上的高强度热轧钢板的制造方法，其中，将具有下述 组成的铸造板坯直接或暂时冷却之后加热到1200°C以上，在900°C以上完成热轧，在由精 轧温度到400°C期间以平均冷却速度50°C /秒以上冷却速度进行冷却，使低于400°C时的最 大冷却速度不足50°C /秒来进行卷取，所述铸造板坯具有下述组成： 按质量％计， C :0? 01%~0? 2%、 Si:0~2. 5%、 Mn :0 ~4. 0%、 Al :0 ~2. 0%、 N :0 ~0. 01%、 Cu :0 ~2. 0%、 Ni :0 ~2. 0%、 Mo :0 ~1. 0%、 V :0 ~0? 3%、 Cr :0 ~2. 0%、 Mg:0~0? 01%、 Ca:0 ~0? 01%、 REM :0 ~0? 1%、 B:0~0. 01%、 P :0? 10%以下、 S :0? 03%以下、 0 :0? 01% 以下， Ti和Nb中的任意一者或两者总计含有0. 01~0. 30%，剩余部分由铁和不可避免的杂 质组成。8. 根据权利要求7所述的高强度热轧钢板的制造方法，其进一步进行镀锌处理或合金 化镀锌处理。

　　【专利摘要】一种高强度钢板，其具有下述组成：按质量％计，C：0.01％～0.2％、Si：0～2.5％、Mn：0～4.0％、Al：0～2.0％、N：0～0.01％、Cu：0～2.0％、Ni：0～2.0％、Mo：0～1.0％、V：0～0.3％、Cr：0～2.0％、Mg：0～0.01％、Ca：0～0.01％、REM：0～0.1％、B：0～0.01％、P：0.10％以下、S：0.03％以下、O：0.01％以下，Ti和Nb中的任意一者或两者总计含有0.01～0.30％，剩余部分由铁和不可避免的杂质组成，钢板的组织包含体积分数的总计90％以上的含有位错密度5×1013(1/m2)以上且1×1016(1/m2)以下、铁系碳化物1×106(个/mm2)以上的回火马氏体或下贝氏体。

　　【IPC分类】C22C38/14, C21D9/46, C22C38/00, C22C38/58

　　【公开号】CN104968822

　　【申请号】CN201480007277

　　【发明人】东昌史, 首藤洋志, 横井龙雄, 神澤佑树, 上西朗弘

　　【申请人】新日铁住金株式会社

　　【公开日】2015年10月7日

　　【申请日】2014年2月25日

　　【公告号】EP2907886A1, US20150329950, WO2014132968A1