CN113544301B

CN113544301B - 钢板

Info

Publication number: CN113544301B
Application number: CN202080019850.XA
Authority: CN
Inventors: 塚本绘里子; 林宏太郎
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2019-03-27
Filing date: 2020-02-12
Publication date: 2023-07-14
Anticipated expiration: 2040-02-12
Also published as: CN113544301A; WO2020195279A1; JPWO2020195279A1; JP7063414B2

Abstract

一种钢板，其以质量％计含有C：超过0.18％且低于0.32％、Si：0.01％以上且低于3.50％、Mn：超过4.20％且低于6.50％及sol.Al：0.001％以上且低于1.50％，将P、S、N及O限制为规定量内，并含有任意选择的元素，剩余部分为铁及杂质，在L截面中距离表面为厚度的1/4位置处的金属组织以面积％计包含25％以上且90％以下的回火马氏体相及10％以上且75％以下的残余奥氏体相，以体积率计包含0.30％以上且2.20％以下的圆换算直径为10nm以上且20nm以下的VC。

Description

钢板

技术领域

本公开涉及钢板，具体而言涉及具备优异的均匀延伸特性和高强度和高屈服强度的含Mn浓度高的钢板。

背景技术

为了达成汽车的车体及部件等的轻量化和安全性这两者，作为它们的原材料的钢板的高强度化一直在进行中。一般而言，若将钢板高强度化，则延伸率降低，钢板的成型性受损。因此，为了使用高强度钢板作为汽车用的构件，需要提高相反的特性即强度和成型性这两者。此外，对于车体骨架用的高强度钢板，要求碰撞时的能量吸收能力，屈服强度高也是重要的。

为了提高均匀延伸率，迄今为止，提出了利用残余奥氏体(残余γ)的相变诱发塑性的所谓的TRIP钢(例如专利文献1)。

残余奥氏体通过使C在奥氏体中浓集，从而奥氏体即使在室温下也不会相变为其他的组织，由此获得。作为使奥氏体稳定化的技术，提出了使钢板中含有Si及Al等碳化物析出抑制元素，在钢板的制造阶段在钢板中产生的贝氏体相变的期间，使C在奥氏体中浓集。就该技术而言，如果钢板中含有的C含量多，则奥氏体进一步稳定化，能够增加残余奥氏体量，其结果是，能够制造强度和延伸率这两者均优异的钢板。

此外，作为残余奥氏体量比上述TRIP钢多、延展性超过上述TRIP钢的钢板，提出了添加了超过4.0％的Mn的钢(例如非专利文献1)。上述钢由于含有大量的Mn，因此对于其使用构件的轻量化效果也显著。

在专利文献2中公开了一种钢板，其通过将添加了超过4.0％的Mn的钢进行冷轧，实施300秒～1200秒的短时间加热，以面积％计将铁素体控制为30％～80％，从而延伸率显著改善。

在专利文献3中公开了一种钢板，其通过以添加了超过4.0％的Mn的钢在740℃以上的温度区域中保持10秒以上，使其以面积％计包含25％以上且90％以下的回火马氏体及10％以上且75％以下的残余奥氏体，从而确保优异的均匀延伸特性和高强度。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平5-59429号公报

专利文献2：日本特开2012-237054号公报

专利文献3：国际公开第2018/131722号

非专利文献

非专利文献1：古川敬、松村理、热处理、日本国的日本热处理协会、平成9年、第37号卷第4号p.204

发明内容

发明所要解决的课题

在钢板被用于结构构件的情况下，大多对钢板进行焊接，但若钢板中的C含量多则焊接变得困难。因此，期望以更少的C含量提高钢板的延伸率和强度这两者。

专利文献2中记载的钢板由于具有包含许多铁素体的组织，因此从以汽车用钢板的进一步高强度化并且轻量化为目标的观点考虑，并非可充分兼具抗拉强度和成型性。

此外，专利文献3中记载的钢板虽然加工硬化性优异，但为了得到进一步高的冲击吸收特性，在屈服强度的观点方面存在进一步改善的余地。

因此，期望具有优异的均匀延伸特性、高强度及高屈服强度的含Mn浓度高的钢板。

用于解决课题的手段

在含Mn浓度高的钢板中，为了确保优异的均匀延伸特性、高强度及高屈服强度，本发明人们认识到：使钢板中以面积％计包含25％以上且90％以下的回火马氏体相及10％以上且75％以下的残余奥氏体相，以体积率计包含0.30％以上且2.20％以下的以圆换算直径计为10nm以上且20nm以下的VC(碳化钒)是有效的。

本公开的钢板是基于上述认识而进行的，其主旨如下所述。

(1)一种钢板，其以质量％计含有：

C：超过0.18％且低于0.32％、

Si：0.01％以上且低于3.50％、

Mn：超过4.20％且低于6.50％、

sol.Al：0.001％以上且低于1.50％、

V：超过0.10％且1.20％以下、

P：0.100％以下、

S：0.010％以下、

N：低于0.050％、

O：低于0.020％、

Cr：0％以上且低于0.50％、

Mo：0％以上且2.00％以下、

W：0％以上且2.00％以下、

Cu：0％以上且2.00％以下、

Ni：0％以上且2.00％以下、

Ti：0％以上且0.300％以下、

Nb：0％以上且0.300％以下、

B：0％以上且0.010％以下、

Ca：0％以上且0.010％以下、

Mg：0％以上且0.010％以下、

Zr：0％以上且0.010％以下、

REM：0％以上且0.010％以下、

Sb：0％以上且0.050％以下、

Sn：0％以上且0.050％以下及

Bi：0％以上且0.050％以下，

剩余部分为铁及杂质，

在L截面中距离表面为厚度的1/4位置处的金属组织以面积％计包含25％以上且90％以下的回火马氏体相及10％以上且75％以下的残余奥氏体相，以体积率计包含0.30％以上且2.20％以下的以圆换算直径计为10nm以上且20nm以下的VC(碳化钒)。

(2)根据上述(1)所述的钢板，其中，以质量％计进一步含有选自由下述元素构成的组中的1种或2种以上，

Cr：0.01％以上且低于0.50％、

Mo：0.01％以上且2.00％以下、

W：0.01％以上且2.00％以下、

Cu：0.01％以上且2.00％以下、

Ni：0.01％以上且2.00％以下、

Ti：0.005％以上且0.300％以下、

Nb：0.005％以上且0.300％以下、

B：0.0001％以上且0.010％以下、

Ca：0.0001％以上且0.010％以下、

Mg：0.0001％以上且0.010％以下、

Zr：0.0001％以上且0.010％以下、

REM：0.0001％以上且0.010％以下、

Sb：0.0005％以上且0.050％以下、

Sn：0.0005％以上且0.050％以下及

Bi：0.0005％以上且0.050％以下。

(3)根据上述(1)或(2)所述的钢板，其中，在上述钢板的表面具有热浸镀锌层。

(4)根据上述(1)或(2)所述的钢板，其中，在上述钢板的表面具有合金化热浸镀锌层。

发明效果

根据本公开，能够提供具有优异的均匀延伸特性、高强度及高屈服强度的含Mn浓度高的钢板。

具体实施方式

以下，对本公开的钢板的实施方式的例子进行说明。

1.化学组成

对如上述那样规定本公开的钢板的化学组成的理由进行说明。在以下的说明中，表示各元素的含量的“％”只要没有特别说明，则是指质量％。

(C：超过0.18％且低于0.32％)

C是为了提高钢的强度、确保残余奥氏体相而言极为重要的元素。此外，C在本实施方式中也是为了生成VC而需要的元素。为了得到充分的残余奥氏体量，需要超过0.18％的C含量。另一方面，若过量地含有C则会损害钢板的焊接性，因此将C含量的上限设定为低于0.32％。

C含量的下限值优选为0.20％以上，更优选为0.22％以上。通过C含量在上述范围内，能够更良好地确保VC量和残余奥氏体量。C含量的上限值优选为0.31％以下，更优选为0.28％以下，通过将C含量的上限值设定为上述优选的范围，能够进一步提高钢板的韧性。

(Si：0.01％以上且低于3.50％)

Si是对于将回火马氏体相强化、将组织均匀化、改善加工性而言有效的元素。此外，Si还具有抑制渗碳体相的析出、促进奥氏体相的残余的作用。为了得到上述效果，需要0.01％以上的Si含量。另一方面，若过量地含有Si，则会损害钢板的镀覆性、化学转化处理性，因此将Si含量的上限值设定为低于3.50％。

Si含量的下限值优选为0.05％以上，更优选为0.30％以上，进一步优选为0.50％以上。通过将Si含量的下限值设定为上述范围，能够进一步提高钢板的均匀延伸特性。Si含量的上限值优选为3.00％以下，更优选为2.50％以下。

(Mn：超过4.20％且低于6.50％)

Mn是使奥氏体相稳定化、提高淬火性、确保均匀延伸率的元素。此外，在本实施方式的钢板中，使Mn分配在奥氏体相中，使奥氏体相更加稳定化。为了在室温下使奥氏体相稳定化，需要超过4.20％的Mn。另一方面，钢板若过量地含有Mn，则精炼中的制造性降低，因此将Mn含量的上限设定为低于6.50％。

Mn含量的下限值优选为4.40％以上，更优选为4.80％以上。Mn含量的上限值优选为6.00％以下，更优选为5.50％以下。通过将Mn含量的下限值及上限值设定为上述范围，能够使奥氏体相进一步稳定化。

(sol.Al：0.001％以上且低于1.50％)

Al是脱氧剂，需要含有0.001％以上。此外，Al由于扩大退火时的二相温度区域，因此还具有提高材质稳定性的作用。Al的含量越多则其效果变得越大，但若过量地含有Al，则变得难以维持表面性状、涂装性及焊接性，因此将sol.Al的上限设定为低于1.50％。

sol.Al含量的下限值优选为0.005％以上，更优选为0.01％以上，进一步优选为0.02％以上。sol.Al含量的上限值优选为1.25％以下，更优选为1.00％以下。通过将sol.Al含量的下限值及上限值设定为上述范围，脱氧效果及材质稳定提高效果与表面性状、涂装性及焊接性的平衡变得更加良好。

(V：超过0.10％且1.20％以下)

V是通过形成微细碳化物而使钢板的屈服强度上升、提高碰撞特性的元素，需要超过0.10％的V含量。此外，通过形成该微细碳化物，耐氢脆特性提高。另一方面，若过量地含有V，则确保残余奥氏体相所需的碳不足，因此将V含量的上限值设定为1.20％以下。

V含量的下限值优选为超过0.30％，更优选为0.32％以上，进一步优选为0.35％以上，进一步更优选为0.60％以上。特别是通过将V含量的下限值设定为上述优选的范围内，能够更多地得到VC量，并能够得到具有非常优异的屈服强度的钢板，此外还能够提高耐氢脆特性。

V含量的上限值优选为1.10％以下，更优选为1.00％以下。通过将V含量的上限值设定为上述范围，能够使微细碳化物析出，并且更良好地进行残余奥氏体相的确保，钢板的均匀延伸特性、高强度及高屈服强度的平衡变得更加良好，能够确保高的氢脆特性。

(P：0.100％以下)

P是杂质，钢板若过量地含有P，则会损害韧性、焊接性。因此，将P含量的上限设定为0.100％以下。P含量的上限值优选为0.050％以下，更优选为0.030％以下，进一步优选为0.020％以下。本实施方式的钢板由于不需要P，因此P含量的下限值为0％。P含量的下限值也可以为超过0％或0.001％以上，但P含量越少越优选。

(S：0.010％以下)

S为杂质，钢板若过量地含有S，则生成通过热轧而伸长的MnS，导致成型性的降低。因此，将S含量的上限设定为0.010％以下。S含量的上限值优选为0.007％以下，更优选为0.003％以下。本实施方式的钢板由于不需要S，因此S含量的下限值为0％。也可以将S含量的下限值设定为超过0％或0.001％以上，但S含量越少越优选。

(N：低于0.050％)

N为杂质，钢板若含有0.050％以上的N则会导致韧性的降低。因此，将N含量的上限设定为低于0.050％。N含量的上限值优选为0.010％以下，更优选为0.006％以下。本实施方式的钢板由于不需要N，因此N含量的下限值为0％。也可以将N含量的下限值设定为超过0％或0.003％以上，但N含量越少越优选。

(O：低于0.020％)

O为杂质，钢板若含有0.020％以上的O则均匀延伸特性降低。因此，将O含量的上限设定为低于0.020％。O含量的上限值优选为0.010％以下，更优选为0.005％以下，进一步优选为0.003％以下。本实施方式的钢板由于不需要O，因此O含量的下限值为0％。也可以将O含量的下限值设定为超过0％或0.001％以上，但O含量越少越优选。

本实施方式的钢板也可以进一步含有选自由Cr、Mo、W、Cu、Ni、Ti、Nb、B、Ca、Mg、Zr、REM、Sb、Sn及Bi构成的组中的1种或2种以上。然而，本实施方式的钢板由于不需要Cr、Mo、W、Cu、Ni、Ti、Nb、B、Ca、Mg、Zr、REM、Sb、Sn及Bi，因此也可以不含有Cr、Mo、W、Cu、Ni、Ti、Nb、B、Ca、Mg、Zr、REM、Sb、Sn及Bi，即含量的下限值也可以为0％。

(Cr：0％以上且低于0.50％)

(Mo：0％以上且2.00％以下)

(W：0％以上且2.00％以下)

(Cu：0％以上且2.00％以下)

(Ni：0％以上且2.00％以下)

Cr、Mo、W、Cu及Ni由于分别不是本实施方式的钢板所必需的元素，因此也可以不含有，各自的含量为0％以上。然而，Cr、Mo、W、Cu及Ni由于是提高钢板的强度的元素，因此也可以含有。为了得到钢板的强度提高效果，钢板也可以分别含有0.01％以上的选自由Cr、Mo、W、Cu及Ni构成的组中的1种或2种以上的元素。钢板若过量地含有这些元素，则在热轧时变得容易生成表面缺陷，进而，有时热轧钢板的强度变得过高，冷轧性降低。因此，选自由Cr、Mo、W、Cu及Ni构成的组中的1种或2种以上的元素各自的含量中，将Cr的含量的上限值设定为低于0.50％，将Mo、W、Cu及Ni各自的含量的上限值设定为2.00％以下。

(Ti：0％以上且0.300％以下)

(Nb：0％以上且0.300％以下)

Ti及Nb由于不是本实施方式的钢板所必需的元素，因此也可以不含有，各自的含量为0％以上。但是，Ti及Nb由于是生成微细的碳化物、氮化物或碳氮化物的元素，因此对于钢板的强度提高是有效的。因此，钢板也可以含有选自由Ti及Nb构成的组中的1种或2种的元素。为了得到钢板的强度提高效果，优选将选自由Ti及Nb构成的组中的1种或2种的元素各自的含量的下限值设定为0.005％以上。另一方面，若过量地含有这些元素，则有时热轧钢板的强度过度上升，冷轧性降低。因此，将选自由Ti及Nb构成的组中的1种或2种的元素各自的含量的上限值设定为0.300％以下。

(B：0％以上且0.010％以下)

(Ca：0％以上且0.010％以下)

(Mg：0％以上且0.010％以下)

(Zr：0％以上且0.010％以下)

(REM：0％以上且0.010％以下)

B、Ca、Mg、Zr及REM(稀土类金属)由于不是本公开的钢板所必需的元素，因此也可以不含有，各自的含量为0％以上。然而，B、Ca、Mg、Zr及REM通过使夹杂物的MnS微细化而提高成型性。为了得到该效果，将选自由B、Ca、Mg、Zr及REM构成的组中的1种或2种以上的元素各自的下限值优选设定为0.0001％以上，更优选设定为0.001％以上。但是，过量的这些元素会使钢板的加工性降低，因此优选将这些元素各自的含量的上限设定为0.010％以下，将选自由B、Ca、Mg、Zr及REM构成的组中的1种或2种以上的元素的含量的合计设定为0.030％以下。

(Sb：0％以上且0.050％以下)

(Sn：0％以上且0.050％以下)

(Bi：0％以上且0.050％以下)

Sb、Sn及Bi由于不是本公开的钢板所必需的元素，因此也可以不含有，各自的含量为0％以上。然而，Sb、Sn及Bi会抑制钢板中的Mn、Si和/或Al等易氧化性元素扩散至钢板表面而形成氧化物，提高钢板的表面性状、镀覆性。为了得到该效果，将选自由Sb、Sn及Bi构成的组中的1种或2种以上的元素各自的含量的下限值优选设定为0.0005％以上，更优选设定为0.001％以上。另一方面，若这些元素各自的含量超过0.050％，则其效果饱和，因此将这些元素各自的含量的上限值设定为0.050％以下。

剩余部分是铁及杂质。作为杂质，其是从钢原料、废铁和/或炼钢过程中不可避地混入的物质，可例示出在不阻碍本实施方式的钢板的特性的范围内被容许的元素。此外，所谓杂质是上文说明的成分以外的元素，也包含以该元素特有的作用效果不影响本发明的实施方式的钢板的特性的水平包含于该钢板中的元素。

2.金属组织

接着，对本实施方式的钢板的金属组织进行说明。

本实施方式的钢板的距离表面为厚度的1/4位置(也称为1/4t部)的L截面中的金属组织以面积％计包含25％以上且90％以下的回火马氏体相及10％以上且75％以下的残余奥氏体相，并且以体积率计包含0.30％以上且2.20％以下的圆换算直径为10nm以上且20nm以下的VC。所谓L截面是指按照与板厚方向及轧制方向平行地穿过钢板的中心轴的方式切断的面。

(钢板的1/4t部的金属组织中的回火马氏体相的面积％：25～90面积％)

在本实施方式的钢板的L截面中距离表面为厚度的1/4位置处的金属组织以面积％计包含25％以上且90％以下的回火马氏体相。回火马氏体相是提高钢板的强度、提高均匀延伸特性的组织。

为了在作为目标的强度水平的范围内优选地保证钢板的强度和均匀延伸特性这两者，将回火马氏体相的面积率设定为25～90面积％。若回火马氏体相的面积率低于25％或超过90％，则变得难以获得充分的强度及均匀延伸特性。

回火马氏体相的面积率的下限值优选为35面积％以上，更优选为50面积％以上。如果将回火马氏体相的面积率设定为上述优选的范围内，则即使是更高强度也可维持更优异的均匀延伸特性。

回火马氏体相的面积率的上限值从氢脆性的观点出发优选为70面积％。

(钢板的1/4t部的金属组织中的残余奥氏体相的面积％：10％以上且75％以下)

在本实施方式的钢板的L截面中距离表面为厚度的1/4位置处的金属组织以面积％计包含10％以上且75％以下的残余奥氏体相。残余奥氏体相是通过相变诱发塑性而提高钢板的延展性及成型性、特别是钢板的均匀延伸特性的组织。对于残余奥氏体相，由于通过伴随拉伸变形的鼓凸加工、拉深加工、拉伸凸缘加工、或弯曲加工可相变为马氏体相，因此不仅有助于钢板的各种加工性，还有助于钢板的强度的提高。为了得到这些效果，本实施方式的钢板需要在金属组织中以面积率计含有10％以上的残余奥氏体相。

残余奥氏体相的面积率的下限值优选为15％以上，更优选为18％以上，进一步优选为20％以上。如果将残余奥氏体相的面积率设定为上述优选的范围内，则即使是更高强度也可维持更优异的均匀延伸特性。

残余奥氏体相的面积率越大越优选。然而，在具有上述的化学成分的钢板中，由于通过VC析出而固溶碳减少，因此以面积率计75％成为残余奥氏体相的面积率的上限。

(在钢板的1/4t部的金属组织中以体积率计含有0.30％以上且2.20％以下的圆换算直径为10nm以上且20nm以下的VC)

在本实施方式的钢板中，在金属组织中以体积率计包含0.30％以上且2.20％以下的圆换算直径为10nm以上且20nm以下的VC。通过析出许多微细的VC，成为相对于可动位错的运动的阻力，能够表现出析出强化而提高屈服强度。据认为这些VC的大部分在回火马氏体中析出。这起因于：由于回火马氏体与铁素体相比包含大量成为析出物的生成位点的位错，因此能够析出更大量的析出物。需要说明的是，为了析出许多微细的VC，在后述的第2退火工序中使VC析出是有效的。另一方面，若在第2退火工序之前的热轧前的钢材(板坯)的加热、热轧钢板的卷取及第1退火工序中VC析出，则在之后的工序中VC粗大化，因此有可能变得难以得到所期望的微细的VC。因此，在第2退火工序之前的工序中不使VC析出是重要的。

在VC相对于母相的体积率相同的情况下，数目越多则VC的大小变得越微细而屈服强度越增加。为了得到这些效果，本实施方式的钢板以相对于母相的体积率为0.30％以上且2.20％以下的量含有圆换算直径为10nm以上且20nm以下的VC。

圆换算直径为10nm以上且20nm以下的VC的体积率低于0.30％的情况下，屈服强度变得不充分。此外，在本实施方式的钢板的成分范围内，圆换算直径为10nm以上且20nm以下的VC的体积率的上限成为2.20％。

圆换算直径为10nm以上且20nm以下的VC的体积率优选为0.50％以上，更优选为0.80％以上。通过VC的体积率在上述优选的范围内，可兼顾均匀延伸率和屈服强度。

进而，本实施方式的钢板由于在金属组织中包含大量微细的VC，因此耐氢脆特性优异。一般而言，钢内部的扩散性氢越多则耐氢脆特性越恶化。扩散性氢被钢中的空孔、位错、晶界或析出物捕获。因此，包含许多位错、析出物的钢板由于在钢板内部能够充分地捕获扩散性氢，因此能够抑制氢脆开裂。如果在金属组织中圆换算直径为10nm以上且20nm以下的VC以体积率计为0.30％以上，则在金属组织中以充分的个数存在微细的VC析出物，因此共格界面(coherent interface)、错配位错增加而氢捕获量增加，其结果是，耐氢脆特性提高。另一方面，圆换算直径为10nm以上且20nm以下的VC体积率低于0.30％的情况下，有时氢捕获量变得不充分，得不到充分的耐氢脆特性。

VC的圆换算直径通过进行距离钢板表面为1/4位置处的直径为3.0mm的圆形区域的提取复型样品的透射型电子显微镜(TEM)观察，并将所得到的TEM图像利用图像软件进行二值化来测定。作为TEM图像，选择随机地选择的面积为10μm²的区域。接着，求出通过二值化而识别的各粒子图像的面积，基于该面积而算出该各粒子的圆换算直径。然后，提取所识别的粒子中当量圆直径在10～20nm的范围内的粒子。这里，对于本公开的钢板通过能量色散型X射线分析(EDS)进行确认，其结果是，圆换算直径为10～20nm的粒子全部为VC。接着，求出如上述那样提取的粒子、即提取的圆换算直径为10～20nm的VC的总面积，通过将其除以二值化图像的面积(10μm²)而求出VC的面积率。将该面积率的值视为VC相对于母相的体积率，算出以圆换算直径计为10nm以上且20nm以下的VC的体积率(％)。所谓提取复型法是一般用于将析出物或夹杂物从金属中剥离的方法。

作为本实施方式的钢板的金属组织中的回火马氏体相及残余奥氏体相以外的剩余部分组织，也可以为铁素体相、贝氏体相、新鲜马氏体相(即，未被回火的马氏体相)、渗碳体相及回火贝氏体相。

在本实施方式的钢板中，在金属组织中可包含铁素体相。从确保均匀延伸特性的观点出发，金属组织中的铁素体相的面积率优选为10％以下，更优选为3％以下，进一步优选为0％。因而，例如在本实施方式的钢板中，金属组织中的铁素体相的面积率也可以为0％以上且10％以下、或0％以上且3％。

此外，在本实施方式的钢板中，在金属组织中可包含贝氏体相。有时在贝氏体相中存在硬质的组织即岛状马氏体。从确保钢板的均匀延伸特性的观点出发，金属组织中的贝氏体相的面积率优选设定为5％以下，更优选设定为0％。因而，例如在本实施方式的钢板中，金属组织中的贝氏体相的面积率也可以为0％以上且5％以下。

对各相的面积率的测定方法进行以下说明。

(残余奥氏体相的面积％的测定方法)

残余奥氏体相的面积％通过X射线衍射法来测定。从钢板的主面中央部切取宽度25mm(轧制方向的长度)、长度25mm(轧制直角方向的长度)及具有退火后的试样的厚度原样的板厚方向的厚度的试验片，对该试验片实施化学研磨而将板厚减厚1/4量，得到具有经化学研磨的表面的试验片。对于试验片的表面，通过使用Co真空管，实施3次将测定范围2θ设定为45～105度的X射线衍射分析，对所得到的残余奥氏体相的分布图进行解析，分别进行平均，得到板厚1/4部的残余奥氏体相的面积％。本实施方式中，将本方法中得到的板厚1/4部处的残余奥氏体相的面积％与L截面中的残余奥氏体相的面积％视为相同，将本方法中得到的面积％设定为L截面的面积率。

(回火马氏体相的面积％的测定方法)

回火马氏体相的面积％由利用扫描型电子显微镜(SEM)的组织观察算出。将钢板的L截面进行镜面研磨后，用3％硝酸乙醇(3％硝酸-乙醇溶液)进行腐蚀，用加速电压为15.0kV、倍率为3000倍的扫描型电子显微镜对钢板的距离表面为厚度的1/4位置的纵25μm(板厚方向的长度)×横40μm(轧制方向的长度)的范围的显微组织进行观察，可以测定回火马氏体相的面积％。

对于回火马氏体相，通过将在扫描型电子显微镜的观察中认识到的白色的组织中的在晶粒内确认到下部组织者判断为回火马氏体相，从而算出面积％。

对于铁素体相、贝氏体相、渗碳体相及回火贝氏体相的面积率的测定，可以与上述的回火马氏体相的面积率的测定同样地通过扫描型电子显微镜观察来进行。铁素体相判别为灰色的基底组织而算出面积％。对于贝氏体相，在扫描型电子显微镜的观察中是板条状的晶粒的集合，判别为在板条内碳化物沿同一方向延伸的组织，算出面积％。在贝氏体相中，也可包含回火贝氏体相，但本公开说明书中不进行区别。关于渗碳体相，将在2次电子图像中以比其他区域明亮的对比度拍摄到的区域设定为渗碳体，通过图像解析而算出面积％。

接着，对本实施方式的钢板的机械特性进行说明。

本实施方式的钢板的TS优选为1180MPa以上，更优选为1470MPa。这是由于：在将钢板作为汽车的原材料使用时，通过高强度化使板厚减少，有助于轻量化。

此外，为了将本实施方式的钢板供于压制成型，优选均匀延伸率(uEL)也优异。本实施方式的钢板的TS×uEL优选为21000MPa·％以上，更优选为24000MPa·％以上，进一步优选为25000MPa·％以上，进一步更优选为26000MPa·％以上。

此外，本实施方式的钢板的屈服强度优选为800MPa以上，更优选为1000MPa以上。

本实施方式的钢板由于如上述那样具有高强度，均匀延伸特性也良好，进而屈服强度也高，因此最适于支柱、车架横梁等汽车的结构部件用途。进而，本实施方式的钢板由于含Mn浓度高，因此还有助于汽车的轻量化，因此产业上的贡献极为显著。

3.制造方法

接着，对本实施方式的钢板的制造方法的一个例子进行说明。

本实施方式的钢板可以通过将具有上述的化学组成的钢通过常规方法进行熔炼、铸造而制作钢材(板坯)，将其加热而进行热轧，将所得到的热轧钢板酸洗后实施退火来制造。

本实施方式的钢板只要具有上述的化学组成，则钢液可以是通过普通的高炉法熔炼的钢液，也可以是如通过电炉法制成的钢那样原材料大量地包含废铁的钢液。板坯可以通过普通的连续铸造工艺而制造，也可以通过薄板坯铸造而制造。

热轧可以以普通的连续热轧生产线来进行。热轧优选在还原气氛中进行，例如也可以在氮98％及氢2％的还原气氛中进行。退火只要满足后述的条件，则可以通过退火炉及连续退火生产线中的任一者来进行，但优选后述的第1退火工序及第2退火工序均使用连续退火生产线来进行为好，这种情况下，能够提高生产率。第1退火工序及第2退火工序优选在还原气氛中进行，例如也可以在氮98％及氢2％的还原气氛中进行。通过在还原气氛中进行热处理，能够防止在钢板的表面附着氧化皮，可以不需要酸洗涤而原样送至镀覆工序。进而，也可以对冷轧轧制后的钢板进行表皮光轧。

为了得到本公开的钢板的金属组织，优选在以下所示的范围内进行热处理条件、特别是退火条件。

供于热轧工序的钢材优选在热轧之前被加热。供于热轧的钢材的温度(热轧前的加热温度)优选设定为1100℃以上且1300℃以下。通过将供于热轧的钢材的温度设定为1100℃以上，能够使V在更短时间内固溶，此外能够进一步减小热轧时的变形阻力。另一方面，通过将供于热轧的钢材的温度设定为1300℃以下，能够抑制因氧化皮损耗的增加而引起的成品率的降低。在本公开说明书中，所谓温度是指钢材(板坯)、热轧钢板、或冷轧钢板的主面中央部的表面温度。

在热轧前加热至上述优选的温度范围即1100℃以上且1300℃以下的温度区域的时间优选设定为30分钟以上，进一步优选设定为60分钟以上。通过在热轧前以上述优选的时间进行加热，能够使VC更良好地固溶，在最终组织中使VC微细析出。为了抑制过度的氧化皮损耗，在热轧前在上述优选的温度范围即1100℃以上且1300℃以下的温度区域中加热保持的时间的上限优选设定为10小时以下，进一步优选设定为5小时以下。在进行直送轧制或直接轧制的情况下，也可以不对钢材实施加热处理而直接供于热轧。

优选在热轧中进行精轧。通过将精轧开始温度设定为1100℃以下，能够抑制因晶界氧化而引起的钢板的表面性状的降低。

精轧结束温度优选为900℃以上且1050℃以下。通过将精轧结束温度设定为上述优选的范围内，能够抑制刚精轧后的VC的析出。可以将进行精轧而得到的热轧钢板冷却、卷取而制成卷材。

卷取温度优选设定为350℃以下。通过将卷取温度设定为350℃以下，能够使V成为固溶状态，能够抑制卷取工序中的VC析出。卷取温度更优选为200℃以下，进一步优选为100℃以下。卷取温度的下限值没有特别限定，但从生产率的观点出发室温程度可成为下限值。在精轧结束后，从800℃至500℃的冷却优选以40℃/秒以上的平均冷却速度进行。通过将从800℃至500℃的平均冷却速度的下限设定为上述优选的范围内，能够进一步抑制VC的析出。平均冷却速度的上限没有特别限定，但若考虑抑制冷却不均的产生、设备能力，则优选为1000℃/秒以下，更优选为200℃/秒以下，进一步优选为100℃/秒以下。

为了抑制冷轧时的断裂，也可以在冷却至室温后，在冷轧前将热轧板在300℃以上且350℃以下进行回火。如果热轧板回火温度为上述温度范围内，则能够在冷轧前不使VC析出的情况下得到冷轧时的断裂抑制效果。

热轧钢板通过常规方法而实施酸洗后，进行冷轧，可制成冷轧钢板。冷轧的压下率优选设定为20％以上。从抑制冷轧中的断裂的观点出发，冷轧的压下率优选设定为70％以下。

若在冷轧之前且酸洗之前或之后进行大于0％至5％左右的轻度的轧制而修正形状，则在平坦确保的方面变得有利，因此优选。此外，通过在酸洗前进行轻度的轧制而酸洗性提高，促进表面浓集元素的除去，具有提高化学转化处理性、镀覆处理性的效果。

优选将经由上述热轧工序及冷轧工序而得到的冷轧钢板加热，实施以下记载的退火工序。对于退火工序，包含在冷轧后实施的第1退火工序和在第1退火工序中的最终冷却后进行的第2退火工序。

(第1退火工序中的退火条件：以10℃/秒以上的平均加热速度从350℃升温至820℃以上且Ac3点以上的温度，并在820℃以上且Ac3点以上的温度区域中保持30秒以上)

在第1退火工序中，优选以10℃/秒以上的平均加热速度从350℃升温至820℃以上并且Ac3以上的第1退火温度，在820℃以上且Ac3点以上的温度区域中保持30秒以上。其中，Ac3点设定为使用热力学计算软件Thermo Calc，以包含C、Si、Mn、Al及V、以及在钢板中包含任选元素的情况下的该成分(其中Bi、Sc、Sb、Sn、Nb及Zr除外)的成分体系使用TCFE8作为引用数据库而求出的值。

通过将第1退火工序中的退火温度设定为820℃以上且Ac3点以上，能够使母相相变为奥氏体相而提高均匀延伸特性及强度，进而能够将在热轧时可析出的VC熔体化。此外，第1退火工序中的退火温度的上限值没有特别限定，但通过将退火温度设定为1000℃以下，能够抑制退火炉的损伤而提高生产率。

为了进一步促进VC熔体化，第1退火工序中的退火温度更优选为850℃以上，进一步优选为900℃以上。此外，第1退火工序中的退火温度更优选为980℃以下，进一步优选为950℃以下。

优选在第1退火工序中，优选从350℃起的第1退火温度(820℃以上且Ac3点以上)的温度范围内，优选以10℃/秒以上、更优选以15℃/秒以上的平均加热速度进行升温。通过将平均加热速度的下限设定为上述优选的范围内，能够抑制升温中的VC的析出或粗大化，能够促进第1退火工序中的熔体化。需要说明的是，平均加热速度的上限没有特别限定，从抑制钢板的加热不均及设备能力的观点出发，优选在从350℃起820℃以上且Ac3点以上的温度范围内设定为30℃/秒以下。

在第1退火工序中，为了将母相充分奥氏体化、使析出物熔体化，优选将第1退火温度的退火时间设定为30秒以上。退火时间更优选设定为40秒以上。此外，退火时间的上限值没有特别限定，但从生产率的观点出发，优选将退火时间设定为300秒以内。

(第1退火工序中的退火后的冷却条件：冷却至350℃以下的温度区域)

在第1退火工序中的退火后的冷却中，优选从第1退火温度冷却至350℃以下。通过将第1退火工序中的退火后的最终冷却温度设定为350℃以下，能够抑制冷却中的VC的析出。

更优选第1退火工序中的退火后的最终冷却温度低于100℃。由此，能够增加刚第1退火工序后的板条马氏体组织。从确保钢板的搬送时的安全的观点出发，优选第1退火工序中的退火后的最终冷却温度为室温(50℃以下)。

在第1退火工序中的冷却中，为了将钢板淬火而促进马氏体相变，优选在从第1退火工序中的退火温度至350℃为止的温度范围以平均冷却速度10℃/秒以上进行冷却。通过将从第1退火温度至350℃为止的温度范围的平均冷却速度(以下也称为退火后的平均冷却速度)设定为10℃/秒以上，能够抑制冷却中的VC的析出。

第1退火工序中的退火后的平均冷却速度优选为20℃/秒以上，更优选为50℃/秒以上，进一步优选为200℃/秒以上，进一步更优选为250℃/秒以上。通过将退火后的平均冷却速度设定为上述优选的范围，能够以临界冷却速度以上被冷却，将冷却后的钢材整体制成马氏体主体的组织，因此能够使V保持在固溶状态，此外容易控制最终热处理后的组织，能够提高材质稳定性。

第1退火工序中的退火后的平均冷却速度的上限没有特别限定，即使使用水淬冷却法、喷雾冷却法，也难以控制为超过2000℃/秒，因此退火后的平均冷却速度的实质的上限成为2000℃/秒。

在第1退火工序中的退火后的冷却中，将上述范围的平均冷却速度的冷却停止温度设定为优选350℃以下、更优选为200℃以下、进一步优选为100℃以下。通过以上述范围的平均冷却速度进行冷却，将冷却停止温度设定为上述温度范围，能够抑制冷却后的VC析出。

(第1退火工序中的冷却停止后的保持条件：在350℃以下的温度区域中保持10秒以上且1000秒以下)

优选在第1退火工序中的退火后的冷却之后，在350℃以下的温度区域中保持10秒以上且1000秒以下。通过将上述温度区域中的冷却停止后的温度保持时间设定为10秒以上，向奥氏体中的C分配充分地进行，能够在最终热处理前(第2退火工序前)的组织中进一步生成奥氏体。其结果是，能够进一步抑制在最终热处理后的组织中生成块状的奥氏体，进一步抑制强度特性的变动。另一方面，即使上述保持时间超过1000秒，由上述作用带来的效果也饱和，生产率降低。上述温度区域中的保持时间更优选为30秒以上。从生产率的观点出发，上述温度区域中的保持时间更优选为300秒以下。

在第1退火工序中，上述温度区域中的冷却停止后保持温度的下限值没有特别限定，通过将冷却停止后保持温度设定为优选50℃以上、更优选为100℃以上、进一步优选为200℃以上，能够提高连续退火生产线的效率。另一方面，通过将冷却停止后保持温度优选设定为350℃以下，能够抑制VC析出。需要说明的是，在上述保持时间的期间，如果保持温度的范围为350℃以下，则该钢板的温度没有必要恒定。此外，也可以不一定进行冷却后的上述保持温度范围内的保持。

(第2退火工序的退火条件：在640℃以上且720℃以下的温度区域中保持50秒以上且360秒以下)

在第1退火工序中的退火后的冷却之后，优选在100℃以上且350℃以下的温度区域中保持后，将钢板冷却至低于100℃、优选至室温后，再次加热而进行第2退火工序。在第2退火工序中，优选在640℃以上且720℃以下的温度区域中保持50秒以上且360秒以下。

通过将第2退火温度设定为640℃以上，能够使VC充分析出，能够增加屈服强度。此外，通过将第2退火温度设定为720℃以下，能够确保充分量的回火马氏体，进而能够充分确保VC的析出量，能够充分确保屈服强度和均匀延伸率。

为了残余奥氏体的稳定化和VC的析出量的确保，将第2退火时间设定为50秒以上。第2退火时间优选设定为100秒以上，更优选设定为200秒以上。此外，为了抑制VC的粗大化，将第2退火时间设定为360秒以内。

在第2退火工序中，优选在加热至640℃以上且720℃以下的温度区域时，在从500℃至600℃为止的温度范围以10℃/秒以上且200℃/秒以下的平均加热速度升温。通过将第2退火中的从500℃至600℃为止的平均加热速度设定为10℃/秒以上，可抑制组织中的渗碳体的生成，能够更可靠地确保残余奥氏体的稳定化、VC的析出所需的C。此外，通过在500℃～600℃的温度范围以200℃/秒以下的平均加热速度进行升温，变得不易产生钢板的温度不均，能够确保更稳定的品质。

(第2退火工序的退火后的冷却条件：以平均冷却速度10℃/秒以上冷却至350℃以下的温度区域)

优选在第2退火工序中的640℃以上且720℃以下的温度区域中保持后，钢板以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却至350℃以下。通过将从第2退火温度至350℃为止的平均冷却速度设定为上述优选的范围内，能够抑制VC的粗大化。该平均冷却速度为从第2退火工序中的保持温度至350℃为止的温度范围内的平均冷却速度。需要说明的是，在途中停止冷却而进行后述的热浸镀锌处理和/或合金化处理的情况下，在算出上述平均冷却速度时，不考虑这些处理所需的时间而算出。

对于第2退火工序中的退火后的冷却，在不对钢板进行镀覆的情况下，只要原样进行至室温即可。此外，在对钢板进行镀覆的情况下，可以如以下那样操作。

在对钢板的表面实施热浸镀锌而制造热浸镀锌钢板的情况下，可以在430～500℃的温度范围内停止第2退火工序中的退火后的冷却，接着将冷轧钢板浸渍于熔融锌的镀浴中进行热浸镀锌处理。镀浴的条件只要设定为通常的范围内即可。镀覆处理后只要冷却至室温即可，优选以30℃/秒以上的平均冷却速度冷却至100℃以下。或者，也可以将第2退火工序中的退火后的冷却进行至350℃以下的温度区域后，将冷轧钢板升温至430～500℃的温度范围，将该冷轧钢板浸渍于熔融锌的镀浴中而进行热浸镀锌处理。在进行热浸镀锌的情况下，通过将第2退火工序的退火温度与通过镀覆后的冷却而达到的最终温度之差除以从第2退火工序后至镀覆开始为止的冷却时间与从镀覆结束后至达到上述最终温度为止的冷却时间之和，能够求出第2退火工序的退火后的平均冷却速度。

在对钢板的表面实施合金化热浸镀锌而制造合金化热浸镀锌钢板的情况下，在对钢板实施热浸镀锌处理后且将钢板冷却至室温之前，可以在450～620℃的温度下进行热浸镀锌的合金化处理。合金化处理条件只要设定为通常的范围内即可。合金化处理后只要冷却至室温即可，但优选以30℃/秒以上的平均冷却速度冷却至100℃以下。在热浸镀锌后进行合金化处理的情况下，通过将第2退火工序的退火温度与通过合金化处理后的冷却而到达的最终温度之差除以从第2退火工序后至镀覆开始为止的冷却时间与从合金化结束后至到达至上述最终温度为止的冷却时间之和，可以求出第2退火工序的退火后的平均冷却速度。

上述制造方法为本公开的钢板的制造方法的一个例子，本公开的钢板的制造方法并不限定于上述制造方法。

实施例

参照例子对本公开的钢板更具体地进行说明。但是，以下的例子为本公开的钢板及其制造方法的例子，本公开的钢板及其制造方法并不限定于以下的例子的方案。

1.评价用钢板的制造

将具有表1中所示的化学成分的钢通过转炉进行熔炼，通过连续铸造而得到245mm厚的板坯。

将所得到的钢材(板坯)在表2中所示的条件下进行热处理、热轧、卷取及回火而得到热轧钢板。接着，对卷取后或回火后的热轧钢板进行冷轧。热轧及热轧钢板的热处理在氮98％及氢2％的还原气氛中进行。在全部例子中，将热轧前的加热温度下的保持时间设定为60分钟，将冷轧率设定为40％。

表2

对于所得到的冷轧钢板，实施表3中所示的条件的2次退火(第1退火工序、第2退火工序)而制作退火冷轧钢板。冷轧钢板的2次退火在氮98％及氢2％的还原气氛中进行。

表3

对于一部分退火冷轧钢板例，在460℃下停止第2次退火后的冷却，将冷轧钢板在460℃的熔融锌的镀浴中浸渍2秒钟，进行了热浸镀锌处理。镀浴的条件与以往的条件相同。在不实施后述的合金化处理的情况下，在460℃的保持后，以平均冷却速度30℃/秒冷却至室温。需要说明的是，关于表3中表示为“镀覆”的例子的“从第2退火温度至350℃以下为止的平均冷却速度”，通过将表3的第2退火温度与室温之差除以从第2退火工序后至镀覆开始为止的冷却时间与从镀覆后至到达至室温为止的冷却时间之和而求出。

对于一部分退火冷轧钢板例，在进行热浸镀锌处理后，不冷却至室温，继续实施了合金化处理。加热至520℃，在520℃下保持5秒钟而进行合金化处理，之后，以平均冷却速度30℃/秒冷却至室温。需要说明的是，关于表3中表示为“合金化”的例子的“从第2退火温度至350℃以下为止的平均冷却速度”，通过将表3的第2退火温度与室温之差除以从第2退火工序后至镀覆开始为止的冷却时间与从合金化处理后至到达至室温为止的冷却时间之和而求出。

将像这样得到的退火冷轧钢板以延伸率0.1％进行调质轧制，准备了各种评价用钢板。

2.评价方法

对于各例中得到的退火冷轧钢板，实施显微组织观察、拉伸试验及均匀延伸率试验，对回火马氏体面积率、铁素体面积率、残余奥氏体面积率及贝氏体面积率、圆换算直径为10～20nm的VC体积率、以及抗拉强度(TS)、均匀延伸特性(TS×μEL)及屈服强度(YS)进行了评价。各评价的方法如下。

(各相的面积率)

回火马氏体相、铁素体相、残余奥氏体相及贝氏体相的面积率由利用扫描型电子显微镜的组织观察及X射线衍射测定算出。对于将钢板与板厚方向和轧制方向平行地切断而得到的L截面，进行镜面研磨，接着通过3％硝酸乙醇使显微组织显现出来，用倍率为5000倍的扫描型电子显微镜，对距离表面为1/4位置处的显微组织进行观察，对0.1mm×0.3mm的范围通过图像解析(Photoshop(注册商标))算出回火马氏体相、铁素体相及贝氏体相的面积率。此外，从钢板的主面中央部切取宽度25mm(轧制方向的长度)、长度25mm(轧制直角方向的长度)及具有退火后的试样的厚度原样的板厚方向的厚度的试验片，对该试验片实施化学研磨而将板厚减少板厚1/4量，得到具有经化学研磨的表面的试验片。对于试验片的表面，通过使用Co真空管，实施3次将测定范围2θ设定为45～105度的X射线衍射分析，对所得到的残余奥氏体相的分布图进行解析，分别进行平均，得到板厚1/4部的残余奥氏体相的面积％。将本方法中得到的板厚1/4部处的残余奥氏体相的面积％与L截面中的残余奥氏体相的面积％视为相同，将本方法中得到的面积％设定为L截面的面积率。

(VC的圆换算直径及体积率)

VC的圆换算直径通过进行距离钢板表面为1/4位置处的直径为3.0mm的圆形区域的提取复型样品的透射型电子显微镜(TEM)观察，并将所得到的TEM图像利用图像软件进行二值化而测定。作为TEM图像，选择随机选择的面积10μm²的区域。接着，求出通过二值化而识别的各粒子图像的面积，基于该面积算出该各粒子的圆换算直径。然后，提取所识别的粒子中当量圆直径在10～20nm的范围内的粒子。这里，对于各钢板通过能量色散型X射线分析(EDS)进行确认，结果是，圆换算直径为10～20nm的粒子全部为VC。接着，求出如上述那样提取的粒子、即提取的圆换算直径为10～20nm的VC的总面积，通过将其除以二值化图像的面积(10μm²)而求出VC的面积率。将该面积率的值视为VC相对于母相的体积率，算出以圆换算直径计为10nm以上且20nm以下的VC的体积率(％)。

(拉伸试验·均匀延伸率试验方法)

从与钢板的轧制方向成直角的方向采集JIS5号拉伸试验片，测定抗拉强度(TS)、均匀延伸率(uEL)及屈服强度(YS)。拉伸试验通过使用了JIS5号拉伸试验片的JIS-Z2201中规定的方法来进行。均匀延伸率试验通过使用了平行部长度50mm的JIS5号试验片的JIS-Z2201中规定的方法来进行。

3.评价结果

将上述的评价的结果示于表4中。将显示出1180MPa以上的抗拉强度(TS)、21000MPa·％以上的TS×uEL及800MPa以上的屈服强度(YS)的钢板评价为具有优异的均匀延伸特性、高强度及高屈服强度的钢板。

表4

对于上述例编号10、11、31、33及47，评价了耐氢脆特性。评价的方法如下。

(耐氢脆特性的评价方法)

从例编号10、11、31、33及47的钢板，分别采集3个以留空量10％冲裁成30mmφ的试验片，将冲裁的试验片在pH为1的盐酸水溶液中浸渍48小时，用光学显微镜观察冲裁端面的开裂的有无。将3个试验片全部在48小时的浸渍后未见到开裂的钢板设定为合格。

将上述的评价的结果示于表5中。将在48小时的浸渍后在3个试验片全部中未显示出开裂的钢板评价为具有优异的耐氢脆特性的钢板，表5中表示为耐氢脆特性“〇”，将1个试验片显示出开裂的钢板在表5中表示为耐氢脆特性“×”。

表5

Claims

1.一种钢板，其以质量％计含有：