專利名稱：加工性優良的高屈服比高強度鋼板的制作方法
技術領域：
本發明涉及加工性優良的高屈服比高強度的鋼板(冷軋鋼板、熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板)，尤其涉及在不使加工性降低的情況下提高屈服比的抗拉強度為980MPa以上的高強度鋼板。本發明的鋼板例如適合使用于要求有高的加工性且高的屈服強度的機動車用結構構件(例如，側門框、支柱、骨架件、加強件類等車身框架構件；保險杠、門扶手、座椅部件、行走部件等強度構件)或家電用構件等。
背景技術：
在最近的機動車中，例如，在要求有防銹性的車身框架構件或加強構件等中，正在積極地適用高強度的熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板(以下，存在以鍍敷鋼板進行代表的情況。)。上述鋼板要求點焊性良好，具有良好的加工性和碰撞時的能量吸收能力，還要求屈服強度、即屈服比高。從提高點焊性的觀點出發，降低C量有效，例如，在日本.特開2007-231369號中使用一種使C量顯著降低到小于0.1 %的鋼板。然而，當使C量降低時，雖然延性等加工性優良，但成為低屈服強度，因此存在無法使高屈服強度和加工性并存這樣的問題。另外，在日本 特開2002-322539號中公開有一種薄鋼板，其含有小于0.10%的C，實質上由鐵素體單相組織的基體和分散在該基體中的粒徑小于IOnm的微細析出物構成，具有550MPa以上的抗拉強度且沖壓成形性優良。但是，根據上述專利公報所記載的實施例，上述薄鋼板的抗拉強度充其量為810 856MPa左右，未公開即使為980MPa以上的高強度鋼板也具有高屈服強度且兼備優良的加工性的情況。另一方面，作為兼備高強度和加工性的鋼板，列舉有以具有高的伸長率的鐵素體和發揮高強度的馬氏體為主體的復合組織鋼板(DP鋼板)，但對于DP鋼板來說，只能得到低屈服比，無法使高屈服比和高的加工性并存。例如，作為上述DP鋼板，在日本.特開昭55-122820號及日本.特開2001-220641號中公開一種強度_延性平衡等優良的高強度熔融鋅鋼板。但是，在上述的在先技術中，在熔融鍍鋅后或合金化處理后的冷卻過程中生成馬氏體，當馬氏體相變時向鐵素體中導入運動位錯，因此屈服強度降低。

發明內容
本發明鑒于上述情況而提出，其目的在于提供一種抗拉強度為980MPa以上，表現出高屈服比且加工性(詳細而言，TS-EL的平衡)優良的鋼板及其制造方法。用于解決課題的手段能夠解決上述課題的本發明為一種鋼板，其滿足:C:0.05%以上且小于0.12%(質量％的意思。對于化學成分組成，以下相同)；S1:0.1 %以下(不包含0%) ;Μη:2.0 3.5%;從由T1、Nb及V構成的組中選擇的至少一種元素合計為0.01 0.2%;B:0.0003 0.005% ；P:0.05% 以下；S:0.05% 以下；A1:0.1% 以下；&N:0.015% 以下，剩余部分為鐵及不可避免的雜質，其中金屬組織以相對于整個組織的面積率計，滿足:貝氏體:42 85% ;馬氏體:15 50% ;鐵素體:5%以下；除了貝氏體、馬氏體及鐵素體之外的剩余部分組織:3%以下，并且貝氏體的平均結晶粒徑:7 μ m以下，所述鋼板的抗拉強度為980MPa以上。在本發明優選的實施方式中，上述鋼板還合計含有1.0%以下的Cr及Mo。另外，能夠解決上述課題的本發明涉及的鋼板的制造方法為制造上述的鋼板的方法，其順次進行:準備具有上述組成的鋼的工序；在熱軋及冷軋后，以Ac3點 (Ac3點+150°C )的溫度保持5 200秒的均熱工序；以平均冷卻速度:5°C /秒以上進行冷卻的冷卻工序；以Ms點 (Ms點+50°C )的溫度保持15 600秒的保持工序。根據本發明，由于組織的基本結構為貝氏體、馬氏體及鐵素體(也可以不含有鐵素體)，適當控制馬氏體及鐵素體的面積率，并且適當控制貝氏體的平均結晶粒徑，因此能夠得到抗拉強度為980MPa以上，并具有高屈服比(屈服強度/抗拉強度=70%以上)，且加工性(抗拉強度X總伸長率=10.0GPa.%以上)優良的鋼板。


圖1是表示制造本發明的鋼板時的加熱曲線的簡圖。圖2是表示制造本發明的鋼板時的加熱曲線的變形例的簡圖。
具體實施例方式本發明涉及一種在從點焊性的觀點出發而將C量的上限為小于0.12%的低C范圍作為前提下，具有980MPa以上的高強度，且兼備高屈服比及高加工性這全部的特性的鋼板。達到上述構成要件的原委的概要如以下這樣。

如上所述，從點焊性的觀點出發期望降低C量，但在這樣的含有低C的鋼板中，未公開具有980MPa以上的高強度且使高屈服強度和良好的加工性并存的鋼板。另一方面，作為兼備強度和加工性的鋼板，列舉出以鐵素體和馬氏體為主體的DP鋼板，但DP鋼板由于在馬氏體相變時向鐵素體中導入運動位錯，因此成為低屈服比。因此，本發明的諸發明者的基本的思想為:在C量的上限小于0.12%的低C鋼板中，將現有的DP鋼板中的鐵素體的一部分置換成貝氏體，而以貝氏體及馬氏體為母相組織(最多的組織)，來降低鐵素體的比率(鐵素體也可以為零)，由此實現高屈服比。但是，因貝氏體的導入而鐵素體相對地減少，由此伸長率容易降低，另外，因馬氏體相對地減少而強度容易降低。并且，當增多馬氏體的分率時，加工性(TSXEL的平衡)降低，而當鐵素體的分率比較多時，存在難以實現高強度及高屈服比的情況。因此，為了能夠實現高強度、高屈服比及高加工性這全部的特性，對馬氏體及鐵素體的各分率進行了銳意研究，其結果是，對上述組織的分率確定了最佳范圍，成功地實現了具有高屈服比，且以高的平衡確保強度和加工性。并且，通過使貝氏體的平均結晶粒徑微細化，使加工性的平衡進一步提高，從而完成了本發明。在本說明書中，“加工性優良”是指在抗拉強度(TS)為980MPa以上的高強度區域中，TS-EL(總伸長率)的平衡優良的情況。具體而言，是指在上述的高強度區域中，滿足抗拉強度(TS:MPa) X 總伸長率(EL10.0X IO3MPa.% ( = 10.0GPa.% )的情況。優選TS X EL為10.5GPa.%以上。
另外，在本說明書中，“高屈服比”是指由屈服強度(YS)/抗拉強度(TS)表示的屈服比(YR)為70%以上的情況。優選YR為73%以上。本發明的鋼板包括冷軋鋼板、熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板。在本說明書中，在上述的鋼板中存在將熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板統一地僅由“鍍敷鋼板”代表的情況。以下，對本發明涉及的鋼板的構成要件進行說明。首先，詳細敘述使本發明帶有特征的組織。本發明的鋼板的金屬組織含有貝氏體及馬氏體，還可以含有鐵素體，也可以具有除了貝氏體、馬氏體及鐵素體之外的剩余部分組織。即，本發明的鋼板只要滿足以下詳細敘述的各組織的分率即可，可以僅由貝氏體及馬氏體(2相組織)構成，也可以由貝氏體、馬氏體及鐵素體(3相組織)構成，或者也可以在上述的2相組織及3相組織中分別具有貝氏體、馬氏體、鐵素體以外的剩余部分組織，上述形態都包含在本發明的范圍內。[馬氏體分率:15 50面積％]馬氏體為確保高強度所需要的組織，在本發明中，相對于整個組織的馬氏體分率為15面積％以上。優選為20面積％以上。另一方面，當馬氏體增多時，除了伸長率降低且加工性(TS X EL的平衡)降低之外，貝氏體分率也變少，從而貝氏體起到的提高高屈服比的作用無法有效地發揮，因此需要將其上限抑制為50面積％以下。優選為45面積％以下。[貝氏體]貝氏體是有助于提高屈服比的組織。另外，與馬氏體相比，雖然強度低，但具有延性等提高加工性的作用。相對于整個組織的貝氏體分率在不妨礙上述的馬氏體起到的上述作用的情況下，可以根據整個組織 的結構而適當控制，從而使貝氏體起到的上述作用有效發揮。例如，在本發明的鋼板僅由馬氏體和貝氏體構成的情況下，貝氏體分率為超過50面積％且小于85面積％。另外，在本發明的鋼板僅由馬氏體、貝氏體及鐵素體構成的情況下，貝氏體分率為超過45面積％且小于85面積％。需要說明的是，在本發明中，馬氏體和貝氏體的含有率哪個多都可以，只要滿足本發明中規定的各組織的分率即可，可以包括馬氏體 > 貝氏體、馬氏體=貝氏體、馬氏體<貝氏體中的任一種形態。但是，若考慮提高TSXEL等，則優選為馬氏體<貝氏體的形態。[鐵素體分率:5面積％以下(包括0%)]本發明的鋼板可以僅由上述的馬氏體和貝氏體構成，但是也可以以5面積％以下的分率含有鐵素體。即，鐵素體雖然是有助于提高伸長率特性的組織，但當鐵素體分率超過5面積％時，抗拉強度及屈服比降低，因此使其上限為5面積％以下。鐵素體的優選的分率根據作為主相的馬氏體或貝氏體的比率、要求的特性(重視屈服比或加工性中的哪一個)等而不同，但是在與加工性相比更希望顯著地發揮實現高屈服比的情況下，鐵素體少的情況為好，優選大致為3面積％以下，最優選為O %。[剩余部分組織的分率:3面積％以下(包括O% )]本發明的鋼板如上所述，⑴可以僅由馬氏體及貝氏體這2相構成，⑵可以僅由馬氏體、貝氏體及鐵素體這3相構成，但是在上述的2相組織及3相組織中，在不妨礙本發明的作用的限度內，分別可以含有例如制造過程等中不可避免地生成的組織(剩余部分組織)。作為這樣的組織，列舉有例如珠光體、殘留奧氏體等，優選上述組織相對于整個組織的分率合計為3面積％以下。上述組織的同定及分率的測定可以通過后述的實施例所示的方法進行。[貝氏體的平均結晶粒徑:7μ m以下]在本發明中，除了各組織的分率滿足上述要件之外，還使貝氏體的平均結晶粒徑為7 μ m以下。在此，貝氏體的結晶粒是指由認為相當于舊奧氏體晶界的大傾角晶界包圍的結晶粒。通過這樣使貝氏體的粒徑微細化，從而TSXEL的平衡進一步提高。貝氏體的平均結晶粒徑越小，上述作用越被有效地發揮，優選為6μπι以下，更優選為5μπι以下。需要說明的是，其下限在與上述作用的關系方面未被限定，但當考慮本發明的成分組成或制造方法等時，優選大致為I μ m以上。貝氏體的平均結晶粒徑能夠通過后述的實施例所示的方法進行測定。需要說明的是，在本發明中如上述那樣，對貝氏體規定了其平均結晶粒徑，但在馬氏體中，也優選與貝氏體同程度地微細化，由此，使貝氏體的平均結晶粒徑控制起到的提高TSXEL的平衡的作用進一步有效地發揮。在本發明中，特別地僅規定貝氏體的平均結晶粒徑是因為，本發明的鋼板優選最多地含有貝氏體，另外，根據本發明的制造方法(后述。)，若使貝氏體的平均結晶粒徑微細化，則馬氏體的平均結晶粒徑也必然微細化。以上，對本發明涉及的鋼板的組織進行了詳細敘述。在本發明中，為了充分發揮上述組織起到的優良的特性(高強度、高屈服比及高加工性)，且同時也發揮點焊性或鍍敷密接性等其它特性，需要對鋼板的化學成分組成如下述這樣進行控制。以下，對化學成分組成進行詳細敘述。

[C:0.05% 以上且小于 0.12% ]C是為了確保鋼板的強度所需要的元素。當C量不足時，不僅鐵素體較多地生成，而且貝氏體或馬氏體也軟質化，因此難以實現高屈服比或高強度。因此，在本發明中，將C量確定為0.05%以上。優選為0.07%以上。另一方面，當過剩地含有C時，點焊性降低，因此使C量的上限小于0.12%。優選為0.11%以下。[S1:0.1 % 以下]Si是雖然對鐵素體的固熔強化有效，但使點焊性或鍍敷密接性降低的元素，因此在本發明中優選盡量少。使Si量的上限為0.1%以下。優選為0.07%以下，更優選為0.05%以下。[Mn:2.0 3.5% ]Mn是提高淬火性而有助于確保高強度的元素。當Mn量不足時，淬火性不充分且鐵素體較多地生成，難以實現高強度或高屈服比。因此，在本發明中含有2.0%以上的Mn。優選Mn量的下限為2.3%以上，更優選為2.5%以上。另一方面，當過剩地含有Mn時，貝氏體相變受到抑制而造成強度-伸長率平衡降低，焊接性也容易劣化，因此使Mn量的上限為3.5%。Mn量的優選的上限為3.2%以下，更優選為2.9%以下。[從由T1、Nb及V構成的組中選擇的至少一種元素合計為0.01 0.2% ]T1、Nb及V是如下這樣的元素:通過碳氮化物的析出產生的釘扎效應使加熱時的奧氏體結晶粒微細化，由此使來自奧氏體的相變組織即鐵素體、貝氏體及馬氏體的組織微細化，從而有助于提高 強度-伸長率的平衡。上述的元素可以單獨添加，也可以并用兩種以上。為了充分發揮這樣的效果，優選合計量(在單獨含有的情況下為單獨的含有量，以下相同)的下限為0.01%以上，更優選為0.02%以上。但是，考慮上述合計量變多時在熱軋及冷軋之際變形阻力增大而致使生產率可能降低的情況、及成本上升的情況、以及即使過剩地含有上述效果也飽和的情況等，使合計量為0.2%以下。優選的上限為0.15%以下。[B:0.0003 0.005% ]B是提高淬火性而有助于確保高強度的元素。并且還具有抑制鐵素體的生成，且抑制大量的鐵素體生成引起的抗拉強度及屈服比的降低的作用。為了發揮這樣的效果，使B量的下限為0.0003%以上。優選為0.0005%以上。但是，當過剩地含有B量時，熱變形阻力增大，生產率可能會下降，因此使其上限為0.005%以下。優選為0.0035%以下。[P:0.05% 以下]P是對鐵素體的固熔強化有效的元素，但也是使點焊性和鍍敷密接性降低的元素，因此優選盡量少，使P量的上限為0.05%以下。優選為0.03%以下。[S:0.05% 以下]S是不可避免的雜質元素，從確保加工性和點焊性的觀點出發，優選盡量少，因此使其上限為0.05%以下。優選為0.02%以下，更優選為0.01%以下。[Al:0.1% 以下]Al是具有脫氧作用的元素，為了有效地發揮這樣的作用，優選使其下限為
0.005%以上。但是，由于即使過剩地添加Al其效果也飽和，因此使Al量的上限為0.1%。優選為0.08%以下，更優選為0.06%以下。[N:0.015% 以下]N是不可避免的雜質元素，當大量含有時，存在使韌性和延性(伸長率)劣化的傾向，因此使N量的上限為0.015%。優選為0.01%以下，更優選為0.005%以下。本發明中使用的鋼的基本成分如上述那樣，剩余部分為鐵及不可避免的雜質。作為因原料、材料、制造設備等的狀況而帶入的上述不可避免的雜質，除了上述S、N之外，還列舉有O、混入元素(Sn、Zn、Pb、As、Sb、Bi等)等。本發明中使用的鋼根據需要還可以含有以下的任意元素(選擇成分)。[Cr及Mo合計為1.0%以下]Cr及Mo都是提高淬火性而有助于確保高強度的元素。在本發明中，可以單獨添加上述的元素，也可以并用。為了發揮這樣的效果，優選合計量(單獨含有時為單獨的量，以下相同)的下限為0.04%以上。但是，當過剩地含有Cr及Mo時，延性(伸長率)劣化，因此優選使合計量的上限為1.0%以下。更優選為0.40%以下。接著，對制造上述鋼板的方法進行說明。本發明涉及的鋼板的制造方法的特征在于順次進行以下工序:準備具有上述組成的鋼的工序；在熱軋及冷軋后，以AC3點 (A C3點+150°C )的溫度保持5 200秒的均熱工序；以平均冷卻速度:5°C /秒以上進行冷卻的冷卻工序；以Ms點 (Ms點+50°C )的溫度保持15 600秒的保持工序。在此，AC3點是指加熱鋼板時向奧氏體的相變結束溫度，Ms點是指馬氏體相變開始溫度。在上述制造方法中，尤其是適當控制冷軋后的退火工序極為重要。以下，參照圖1及圖2，詳細敘述使本發明帶有特 征的退火工序。其中，圖1是表示以固定的溫度進行均熱工序及低溫保持工序的加熱曲線的圖，圖2是表示在滿足本發明的要件的范圍內使上述均熱工序及低溫保持工序變化而進行的加熱曲線的圖。首先，準備具有上述組成的鋼。接著，基于通常方法，進行熱軋及冷軋。例如，對于熱軋而言，可以是精軋溫度:約Ac3點以上，卷取溫度:大致為400 700°C。熱軋后，根據需要進行酸洗，并例如進行冷軋率:大致35 80%的冷軋。接著，進行以下的退火工序。首先，從室溫加熱到Ac3點 (Ac3點+150°C )的溫度區域(均熱溫度Tl)。如后述那樣，本發明中的特征在于，確定上述均熱溫度Tl，從室溫到該均熱溫度Tl的平均加熱速度沒有特別地限定，在通常使用的范圍內進行適當控制即可。在本發明中，考慮生產率等，優選在上述溫度區域中以平均加熱速度為l°c /秒以上進行加熱。更優選為2°C /秒以上。

[在Ac3點 (Ac3點+150°C)的溫度區域(均熱溫度Tl)保持5 200秒(均熱時間tl)的均熱工序]接著，在Ac3點 (Ac3點+150°C )的溫度區域(均熱溫度Tl)進行5 200秒(均熱時間tl)的均熱。當均熱溫度Tl低于Ac3點時，奧氏體相變不充分，鐵素體較多地殘存而難以確保所期望的組織。并且，在鐵素體中容易殘存加工應變，因此基于鐵素體得到的優良的伸長率特性難以有效地發揮。均熱溫度Tl優選為(Ac3A+10°C)以上。另一方面，當均熱溫度Tl超過(Ac3點+150°C )時，促進奧氏體的晶粒成長而貝氏體或馬氏體的組織粗大化，從而該組織的平均結晶粒徑變大而強度-伸長率的平衡降低，因此不優選。均熱溫度Tl優選為(Ac3點+100°C )以下。均熱時間tl為5 200秒。在小于5秒時,奧氏體相變不充分,鐵素體較多地殘存而難以確保所期望的組織。另外，在鐵素體中殘存有加工應變的情況下，基于鐵素體得到的優良的伸長率特性難以有效地發揮。優選為20秒以上。另一方面，當均熱時間tl過于長時，促進奧氏體的晶粒成長而如上述那樣組織粗大化，從而強度-伸長率的平衡容易降低。因此，均熱時間tl為200秒以下。需要說明的是，均熱溫度Tl不需要為固定溫度，只要將Ac3點 (Ac3點+150°C )的溫度區域(Tl)中的均熱時間(tl)確保5 200秒即可，也可以如圖2所示那樣變化。具體而言，例如可以在直接升溫到Ac3點 (Ac3點+150°C )的溫度區域(Tl)后，以該溫度等溫保持5 200秒，也可以在到達Ac3點 (Ac3點+150°C )的溫度區域(Tl)后，在該溫度區域內進一步升溫，相反也可以進一步降溫，總之只要是將上述Tl的溫度區域中的均熱時間tl確保規定時間的方式，就全部包含在本發明的范圍內，無論哪種情況都能夠實現所期望的特性。[在從Tl到Ms點 (Ms點+50°C)的溫度區域(T2)的范圍內以平均冷卻速度(CRl):5°C /秒以上進行冷卻的冷卻工序]為了滿足上述鐵素體分率，使從Tl到Ms點 (Ms點+50°C )的溫度區域(T2)的平均冷卻速度(CRl)為5°C /秒以上。當平均冷卻速度CRl低于5°C /秒時，鐵素體相變進展下去，難以將鐵素體分率抑制為5%以內，因此難以確保高強度及高屈服比。平均冷卻速度CRl優選為10°C /秒以上。需要說明的是，平均冷卻速度CRl的上限從上述觀點出發沒有特別地限定，但考慮冷卻停止溫度控制的精度惡化、線圈內的溫度偏差等，作為實際作業線中能夠實現的上限，優選大致為100°C /秒以下。
需要說明的是，從Tl到Ms點 (Ms點+50°C )的溫度區域(T2)的冷卻未必需要以固定速度進行冷卻，可以分多階段進行冷卻，總之只要從Tl到T2的溫度范圍內的平均冷卻速度在5°C/秒以上的范圍內即可。例如，可以使上述溫度范圍的冷卻為平均冷卻速度不同的兩階段冷卻，使從Tl到中間溫度(例如500 700°C )的一次冷卻速度(CRll)和從中間溫度到T2的二次冷卻速度(CR12)改變。[在Ms點 (Ms點+50°C)的溫度區域(低溫保持溫度T2)保持15 600秒(低溫保持時間t2)的低溫保持工序]在以上述平均冷卻速度(CRl)冷卻到低溫保持溫度T2后，在該溫度區域(低溫保持溫度T2)保持15 600秒(低溫保持時間t2)。由此，貝氏體相變進展，從而能夠以規定分率確保貝氏體及馬氏體。當低溫保持溫度T2低于Ms點時，馬氏體的分率變多。另一方面，當低溫保持溫度T2超過(Ms點+50°C)的溫度時，貝氏體相變難以產生，還是馬氏體的分率變多。低溫保持溫度T2優選為Ms點+5°C以上且Ms點+45°C以下。并且，使低溫保持時 間t2為15 600秒。當低溫保持時間t2低于15秒時，貝氏體相變未充分地產生，馬氏體的分率變多，難以得到所期望的組織。優選為20秒以上。另一方面，即使低溫保持時間t2超過600秒，貝氏體相變也不會進一步進展，從而生產率降低，因此使低溫保持時間t2的上限為600秒。優選為500秒以下。需要說明的是，低溫保持溫度T2不需要為固定溫度，只要在從均熱溫度Tl的冷卻時，將Ms點 (Ms點+50°C )的溫度區域(T2)中的保持時間確保15 600秒即可，也可以如圖2所示那樣變化。具體而言，例如可以在直接從均熱溫度Tl冷卻到低溫保持溫度區域T2后，以該溫度進行等溫保持，也可以在達到低溫保持溫度T2后，在該溫度區域內進一步冷卻，或者也可以在該溫度區域內進一步升溫，總之只要是將上述T2的溫度區域中的低溫保持時間t2確保規定時間的方式，則全部包含于本發明的范圍內，哪種情況都能夠實現所期望的特性。接著，通過在從Ms點 (Ms點+50°C )的溫度區域(低溫保持溫度T2)到室溫的溫度區域中進行冷卻，從而能夠制造本發明涉及的高強度鋼板(冷軋鋼板)。如上所述，本發明中的特點在于，確定上述低溫保持溫度T2，從該低溫保持溫度T2到室溫的溫度區域的平均冷卻速度沒有特別地限定，在通常使用的范圍內進行適當控制即可。在本發明中，優選在上述溫度區域中以平均冷卻速度為1°C /秒以上進行冷卻。這是由于當平均冷卻速度小于1°C/秒時，除了生產率降低之外，因馬氏體的等溫淬火(自身回火)而馬氏體變軟，從而TS可能降低。更優選的平均冷卻速度為3°C /秒以上。在上述高強度鋼板的表面可以形成熔融鍍鋅層或合金化熔融鍍鋅層。形成熔融鍍鋅層或合金化熔融鍍鋅層時的條件沒有特別地限定，可以采用通常方法的熔融鍍鋅處理，還可以采用通常方法的合金化處理，由此，能夠得到本發明的熔融鍍鋅鋼板(GI)及合金化熔融鍍鋅鋼板(GA)。具體而言，在上述圖1中，通過在低溫保持工序中途、低溫保持工序與其之后的二次冷卻工序之間、二次冷卻工序的中途等上述的工序(或工序之間)中實施熔融鍍鋅處理，或進一步實施合金化處理，從而能夠得到所期望的鍍敷鋼板。需要說明的是，在低溫保持工序的中途進行熔融鍍鋅處理或合金化處理的情況下，需要以使在該處理的前后實施的T2溫度區域中的保持時間的合計滿足15 600秒的方式進行控制。
熔融鍍鋅處理及合金化處理的條件沒有特別地限定，可以采用通常使用的條件。例如，在制造熔融鍍鋅鋼板時，列舉有浸潰于溫度調整成約430 500°C的鍍敷浴而實施熔融鍍鋅，之后進行冷卻。另外，在制造合金化熔融鍍鋅鋼板時，列舉有在上述熔融鍍鋅后，力口熱到500 750°C左右的溫度，之后進行合金化并進行冷卻。實施例以下，舉出實施例來更具體地說明本發明，但本發明沒有被下述實施例限制，也可以在能夠適合于上述、后述的主旨的范圍內施加變更而進行實施，這些都包含在本發明的技術的范圍內。[實施例1]熔煉表I所示的各種化學組成的鋼，并將其熱軋至2.4mm厚。精軋溫度為880°C，卷取溫度為600°C。接著，對得到的熱軋鋼板進行酸洗，之后冷軋至1.2_厚(冷軋率:50%)。接著，根據表2所示的退火條件，在鍍敷連續退火作業線中進行退火處理后，以鍍敷浴溫度450 V制造熔融鍍鋅鋼板(GI)或者以鍍敷浴溫度450 V鍍鋅后以550 V保持25秒來制造合金化熔融鍍鋅鋼板(GA)。需要說明的是，上述表I中的Ac3點及Ms點的計算式參照> ^ U—鉄鋼材料學(幸田成康監譯，丸善株式會社，1985年發行，p.273 (Ac3點)或P.231 (Ms點))。詳細情況如以下這樣。式中，[]是各元素的含有量(質量％)，在鋼中不含有該元素時，以該元素=O進行計算。
權利要求
1.一種鋼板，其化學成分組成以質量％計滿足:C:0.05%以上且小于0.12% ；S1:0.1 %以下但不包含0% ；Mn:2.0 3.5% ;從由T1、Nb及V構成的組中選擇的至少一種元素合計為0.01 0.2% ;B:0.0003 0.005% ；P:0.05% 以下；S:0.05% 以下；Al:0.1%以下;以及N:0.015% 以下，剩余部分為鐵及不可避免的雜質，金屬組織滿足:以相對于整個組織的面積率計為，貝氏體:42 85% ；馬氏體:15 50% ；鐵素體:5%以下；除了貝氏體、馬氏體及鐵素體之外的剩余部分組織:3%以下，并且，貝氏體的平均結晶粒徑:7 μ m以下，所述鋼板的抗拉強度為980MPa以上。
2.根據權利要求1所述的鋼板，其中，所述鋼板以質量％計合計含有1.0 %以下的Cr及Mo。
3.—種制造權利要求1所述的鋼板的方法，其順次進行:準備具有權利要求1所述的組成的鋼的工序；在熱軋及冷軋后，以Ac3點 Ac3點+150°C的溫度保持5 200秒的均熱工序；以平均冷卻速度:5°C /秒以上進行冷卻的冷卻工序；以Ms點 Ms點+50°C的溫度保持15 600秒的保持工序。
全文摘要
本發明提供一種抗拉強度為980MPa以上并表現出高屈服比且加工性優良的鋼板。本發明的鋼板滿足如下條件含有規定量的C、Si、Mn、B，還含有從由Ti、Nb及V構成的組中選擇出的至少一種、P、S、Al及N，金屬組織含有貝氏體及馬氏體，還可以含有鐵素體，以相對于整個組織的面積率計，馬氏體15～50％，鐵素體5％以下，除了貝氏體、馬氏體及鐵素體之外的剩余部分組織3％以下，并且貝氏體的平均結晶粒徑為7μm以下。
文檔編號C22C38/12GK103160758SQ20121055467
公開日2013年6月19日 申請日期2012年12月19日 優先權日2011年12月19日
發明者濱田和幸, 淺井達也 申請人:株式會社神戶制鋼所