专利名称：高强度钢板及其制造方法
技术领域：
本发明涉及高强度钢板及其制造方法，特别涉及同时具有较高的高速变形强度和冲击能吸收性能与高加工性的汽车用高强度钢板的制造技术。
背景技术：
高强度钢板用于汽车的车体等，对于涉及这种钢板的技术，已公开了以下内容。即，公开了一种在加工时具有优良的形状冻结性和冲击能吸收能力的高加工性高强度钢板，其中，将限定成分的钢制成含有体积分数在3％以上的残留奥氏体的复合组织，至少1/2板厚的板面的{100}<011>～{223}<110>方位组的X射线随机强度比的平均值在3.0以上，并且{554}<225>、{111}<112>和{111}<110>这三个晶体取向的X射线随机强度比的平均值在3.5以下，进而压延方向的r值和与压延方向成直角的方向的r值中至少一个r值在0.7以下(参见专利文献1)。
另外，公开了一种高强度钢板以质量％计，该钢板含有0.05％～0.20％的C、2.0％以下的Si、0.3％～3.0％的Mn、0.1％以下的P、0.1％以下的Al，其余部分为Fe和不可避免的杂质，该钢板是由马氏体相和实质上是铁素体相的其余部分构成的两相组织钢板，马氏体相的体积分数为5％～30％，马氏体相的硬度Hv(M)与铁素体相的硬度Hv(F)之比Hv(M)/Hv(F)为3.0～4.5(参见专利文献2)。
另外，公开了一种通过多次循环重复进行以下工序而制造出将金属板的平均晶粒粒径微细化到1μm以下的超微细组织高强度金属板的方法，所述工序包括将表面清洁后的2块以上的金属板进行层积，并对金属板的前端部进行接合的工序；将前端部已接合的层积板加热到产生回复且低于再结晶温度的温度区域的工序；将加热到再结晶温度以下且处于产生回复的温度区域内的层积板压延到指定的板厚以进行接合的工序；以及将压延接合的层积板在长度方向上切断到指定的长度以形成2块以上的金属板，对该金属板的表面进行清洁的工序(参见专利文献3)。
此外，公开了一种高强度高延性低碳钢材，其拉伸强度为800MPa以上、均匀伸长率为5％以上以及断裂伸长率为20％以上，该高强度高延性低碳钢材的制造方法如下对普通低碳钢或者对添加有0.01％以下的促进马氏体转变的有效量的B的普通低碳钢进行加工和热处理；通过使奥氏体晶粒粗化后进行水冷却，得到马氏体相占90％以上的钢材，对这种钢材进行低应变加工，具体来说，通过总压下率在20％以上且至多不超过80的冷轧和温度在500℃以上600℃以下的低温退火，由此制成平均晶粒粒径为1.0μm以下的超微细晶粒铁素体组织，这样，得到了所述高强度和高延性的低碳钢材(参见专利文献4)。
专利文献1特开2002-97545号公报(权利要求书)专利文献2特开平10-147838号公报(权利要求书)专利文献3特开2000-73152号公报(权利要求书)专利文献4特开2002-285278号公报(权利要求书)通常，在汽车冲撞时为了保护乘车人员，采用的有效措施是提高车体使用的钢板的强度并且提高冲击能吸收能力。可是，如果仅仅提高钢板强度，则加工性降低，从而难以加压成型。因此，通常采用的措施是提高所谓的静动差，使加压成型性和冲击能吸收能力兼备。所述静动差是指，相当于加压成型时的静态变形时的应力和相当于冲撞时的动态变形时的应力之差。
即，在上述专利文献1中，作为静动差高的钢板，提出了呈现铁素体和残留奥氏体的复合组织的钢板，并且根据这一技术，正如在专利文献1(第13页的表2)中记载的，得到了例如静态变形时的应力为784MPa且静动差为127MPa的钢板。可是，该静动差比软钢板的静动差低。以往，对于静态变形时的应力超过500MPa的高强度钢板，不可能具有与软钢板相当的170MPa以上的静动差。
对于这一理由，进行如下说明。为了以软钢板为原料通过采用现有方法来提高强度时，即，通过固溶强化、析出强化、复合组织强化和淬火强化等来提高强度，必须添加大量的合金元素。因此，在实施这样一系列的手段时，铁素体的纯度降低。这里，铁素体的静动差是由下述热成分所决定，即，在位错迁移时必须越过的势能的能垒高度中，原子热振动贡献的部分。若热成分越多则变形应力对应变速率的依赖性也越大，但是，如果铁素体的纯度较低，则热成分减少，结果导致变形应力对应变速率的依赖性也变小。因此，在采用现有方法提高钢强度时，静动差的降低是不可避免的。
另外，上述专利文献2中，通过对铁素体和马氏体的复合组织钢中的固溶C量进行控制，进行相当于烤漆的处理(2％的预应变和170℃×20分钟的热处理)，由此可以提高强度。可是，在该方法中，由于应变达不到的部位的强度不发生改变，所以，在通过简化加压工序由挤压成型变为弯曲成型时，变得难以获得强度提高的效果。进而，由于近年来烤漆向低温化和短时间化发展，因此，难以得到所期待的上述效果。因此，即使不考虑烤漆处理，人们也要求开发出具有优良的冲击吸收能的钢板。
在这种状况下，作为不依赖上述对钢进行高强度化的那些现有方法，发明人着眼于对铁素体晶粒进行微细化。即，该方法通过增大晶界的面积而不添加合金元素来尽可能地抑制添加合金元素，并且通过在保持铁素体高纯度的状态下使晶粒微细化来提高强度。该方法的机理要点基于以下理由佩尔斯(peierls)势能中的一次跃迁所必要的移动距离不依赖于晶粒的大小，因此，变形应力对应变速率的依赖性也不依赖于晶粒的大小。
此处，对于晶粒粒径和强度的关系，豪-佩奇(Hall-Petch)公式是众所周知的，变形强度与晶粒粒径的-1/2次方成比例。根据该公式，若晶粒粒径小于1μm，则可以使强度急剧上升，例如，对比晶粒粒径为10μm的情况和为1μm的情况，则强度变成3倍以上。
但是，对于能够加压成型的钢板而言，作为将铁素体晶粒粒径微细化到小于1μm的纳米级的方法，可以举出上述专利文献3公开的方法。在该方法中，如果进行7道次累积叠轧，则钢板变为晶粒粒径为纳米级的超微细组织，并且拉伸强度也达到原料IF钢的3.1倍(870MPa)。可是，该方法存在两个缺点。
第一个缺点是，如果只有晶粒粒径在1μm以下的超微细晶粒(下文中，称为“纳米晶粒”)的组织，则材料的延性极低。其原因记载于该专利文献的发明人撰写的论文中，例如“鉄と鋼”(日本钢铁协会，Vol.88，7(2002)，p.365，图6(b))。即，铁素体晶粒粒径在小于1.2μm时，总伸长率急剧降低，同时均匀伸长率也几乎降至零。这种组织不适于冲压加工用钢板。
第二个缺点是，在工业过程中进行累积叠轧时，生产效率降低，导致生产成本大幅度提高。为了将晶粒超微细化，必须给予大的应变，例如，通过5道次的叠轧，以压延率换算，给予97％的应变，由此可以进行初次晶粒的超微细化。进一步说，为了采用通常的冷轧进行该超微细化，必须将厚度例如从32mm压延到1mm，但是，这实际上是不能实施的。
发明内容
本发明是针对上述各种状况而提出的，本发明的目的是提供一种高强度钢板及其制造方法，该钢板中合金元素的添加量得到抑制，并且通过铁素体晶粒的微细化使强度提高，而且，该钢板的强度和延性的均衡性能优异，该性能在加压成型时很重要，以及该钢板的静动差在170MPa以上。
发明人对于下述高强度钢板进行了深入研究在所述钢板中合金元素的添加量得到抑制，并且通过对铁素体晶粒进行微细化使强度提高，而且其强度和延性的均衡性能优异，该性能在加压成型时很重要，以及该钢板的静动差在170MPa以上。结果得到了如下认识将钢板的组织不是制成晶粒粒径在1.2μm以下的铁素体(下面，本申请中简称为“纳米晶粒”)的单独组织，而是制成纳米晶粒与晶粒粒径超过1.2μm的铁素体(下面，本申请中简称为“微晶粒”)的混合组织，在此前提下，通过对包含在钢板中的硬质第二相的比例进行适当调整以及对除硬质第二相以外的部分的组织进行适当调整，由此能够得到在静态变形时抑制纳米晶粒的影响而表现为低强度、但在动态变形时能够发挥纳米晶粒的影响的高强度钢板。另外，在本发明的技术领域中，通常，纳米晶粒是指晶粒粒径在1.0μm以下的晶粒，并且，微晶粒是指晶粒粒径超过1.0μm的晶粒，然而，在本申请中，如上所述，将处于纳米晶粒和微晶粒之间的晶粒粒径的临界值定为1.2μm。
即，本发明的高强度钢板的特征在于，该钢板呈现由铁素体相和分散于该铁素体相中的硬质第二相构成的金属组织，在该金属组织中硬质第二相所占的面积分数为3％～30％，在所述铁素体相中纳米晶粒所占的面积分数为15％～90％，在所述铁素体相中，纳米晶粒的平均粒径dS和微晶粒的平均粒径dL满足下述(1)式。
dL/dS≥3(1)在这种高强度钢板中，在钢板的与压延方向平行的截面上，在任意选出9个以上3μm见方的正方形格子的情况下，在将各格子中的硬质第二相的面积分数设为Ai(i＝1，2，3，…)时，优选Ai的平均值A(ave)和标准偏差s满足下述(2)式。
s/A(ave)≤0.6 (2)另外，在这种高强度钢板中，在含有C的同时，还含有Si、Mn、Cr、Mo、Ni和B中的至少一种元素，优选C(从总C量中减去与Nb和Ti结合的C量后得到的固溶碳量)在下述(3)式的前提下满足下述(4)式～下述(6)式。另外，在(3)式中，对于各添加元素，是以该添加元素的构成比例(质量％)代入的。
F1(Q)＝0.65Si+3.1Mn+2Cr+2.3Mo+0.3Ni+2000B (3)F1(Q)≥-40C+6 (4)F1(Q)≥25C-2.5 (5)0.02≤C≤0.3(6)进而，在这种高强度钢板中，优选含有成分在下述(7)式和下述(8)式的前提下满足下述(9)式。另外，在(7)式和(8)式中，对于各添加元素，是以该添加元素的构成比例(质量％)代入的。
F2(S)＝112Si+98Mn+218P+317Al+9Cr+56Mo+8Ni+1417B (7)F3(P)＝500×Nb+1000×Ti (8)F2(S)+F3(P)≤360 (9)此外，在这种高强度钢板中，以质量％计，优选含有0.72％以下的Nb和0.36％以下的Ti中的至少一种成分，或者以质量％计，优选含有2％以下的P和18％以下的Al中的至少一种成分；以质量％计，特别优选Si为5％以下、Mn为3.5％以下、Cr为1.5％以下、Mo为0.7％以下、Ni为10％以下和B为0.003％以下。
另外，发明人对适于制造上述高强度钢板的方法反复进行了深入研究。结果得到了如下认识为了采用通常的冷轧来实现晶粒的超微细化，将压延前的结晶组织制成软质铁素体和硬质第二相的复合组织，同时采用适于硬质第二相的间隔所期望的压延率实施冷轧，进而以能够抑制晶粒生长的温度、时间进行退火，这样能够得到具有上述微晶粒和纳米晶粒的混合组织的高强度钢板。
即，本发明的高强度钢板的制造方法的特征在于，对金属组织由铁素体相和硬质第二相构成的热轧钢板，进行加工度指数D满足下述(10)式的冷轧，然后，进行满足下述(11)式的退火。
D＝d×t/t0≤1 (10)(d硬质第二相的平均间隔(μm)，t冷轧后的板厚，t0热轧后冷轧前的板厚)680＜-40×log(ts)+Ts＜770 (11)(ts保持时间(秒)，Ts保持温度(℃)，log(ts)是ts的常用对数)在这种高强度钢板中，在上述热轧钢板的板厚方向上的硬质第二相的平均间隔优选在5μm以下。
根据本发明，对在纳米晶粒和微晶粒的混合组织的钢板中所含的硬质第二相的比例进行适当调整，以及对除硬质第二相以外的部分的组织进行适当调整，由此可以得到在静态变形时抑制纳米晶粒的影响而表现为低强度、但在动态变形时能够发挥纳米晶粒的影响的高强度钢板。
另外，根据本发明，在将压延前的晶体组织制成软质铁素体和硬质第二相的复合组织的同时，采用适于硬质第二相的间隔的必要的压延率进行冷轧，进而通过在晶粒不生长的温度区域内进行退火，这样能够制造出具有由上述微晶粒和纳米晶粒构成的混合组织的高强度钢板。如此得到的本发明的高强度钢板是下述钢板在该钢板中合金元素的添加量得到抑制，并且由于铁素体晶粒的微细化使强度得到提高，而且该钢板的强度和延性的均衡性能优异，该性能在加压成型时重要，以及该钢板的静动差在170MPa以上。
图1是表示热轧板中的硬质第二相彼此之间的间隔的测定方法的示意图。
图2是表示热轧的热历史的图。
图3是表示退火时保持温度和保持时间的关系图。
图4是表示五个退火曲线中的热历史的图。
图5是表示本发明的高强度钢板在冷轧后的组织的SEM照片。
图6是表示纳米晶粒为88％的晶体组织的SEM照片。
图7是表示纳米晶粒为79％的晶体组织的SEM照片。
图8是表示纳米晶粒为39％的晶体组织的SEM照片。
图9是表示纳米晶粒为15％的晶体组织的SEM照片。
图10是表示用于高速拉伸试验的试片的形状的图。
图11是表示3％～5％的平均应力的静动差与纳米晶粒的面积分数的关系图。
图12是表示应变3％～5％的平均应力的静动差与静态拉伸强度(静态TS)的关系图。
图13是表示应变到5％的动态吸收能与静态拉伸强度(静态TS)的关系图。
具体实施例方式
下面，参照附图对本发明的优选实施方式进行说明。首先，对本发明的高强度钢板中的各种设计方程式的规定理由进行说明。另外，以下所示的各元素的含量全部为质量％，为方便起见，只记载“％”。
使用碳钢作为本发明的高强度钢板的原料，如下所述，有必要将从总碳量中减去与Ti和Nb结合的C量后得到的固溶碳量调整到0.02％～0.3％。为了提高淬透性和通过固溶强化来提高钢强度，在该碳钢中添加第一元素组Si、Mn、Cr、Mo、Ni和B中的至少一种元素。另外，为了通过晶粒的微细化和析出强化来提高钢强度，在该碳钢中根据需要添加第二元素组Nb和Ti中的至少一种元素。进而，为了通过固溶强化来提高钢强度，在该碳钢中根据需要添加第三元素组P和Al中的至少一种元素。
此外，在下述(3)式、(7)式和(8)式的前提下，将得到的钢制成满足全部下述(4)式～(6)式和(9)式的钢。下述式中的元素符号表示该元素的构成比例(质量％)，例如，“Cr”是指Cr的构成比例(质量％)。
F1(Q)＝0.65Si+3.1Mn+2Cr+2.3Mo+0.3Ni+2000B (3)F1(Q)≥-40C+6(4)F1(Q)≥25C-2.5 (5)0.02≤C≤0.3 (6)F2(S)＝112Si+98Mn+218P+317Al+9Cr+56Mo+8Ni+1417B (7)F3(P)＝500×Nb+1000×Ti (8)F2(S)+F3(P)≤360 (9)下面，对上述式中的符号的含义和各式的规定理由进行说明。
<(3)式～(5)式的规定理由>
F1(Q)是表示钢的淬透性的指数，该指数如(3)式所确定，并且从各添加元素的构成比例(质量％)计算得到。
如下所述，在本发明的高强度钢板的制造方法中，重要的是将冷轧前的金属组织制成软质铁素体和硬质第二相(马氏体、贝氏体和残留奥氏体中的至少一种相)的复合组织。对于这些组织可以通过以下方法得到在热轧后从铁素体和奥氏体构成的两相区域进行急冷的方法；在热轧后先冷却到室温，然后，再直接进行加热的方法；或者在热轧后，先进行冷轧后，进行加热，保持在由铁素体和奥氏体构成的两相区域，然后再进行急冷的方法。可是，在得到这些组织时，出现两个问题。
第一个问题是，若C量少，则淬透性降低，因此，难以得到硬质第二相。作为这一问题的对策，有必要添加使淬透性提高的元素即上述第一元素组，来易于得到硬质第二相。但是，由于必要的淬透性与C量成反比，因此，添加C量越多使淬透性提高的元素的量就越少。上述(4)式显示了这一关系。根据上述(4)式来添加必要量的使淬火性提高的元素。另外，这里所说的C量(C)是指从总C量中减去与Nb和Ti结合的C量后得到的固溶碳量，对于该C量将在后述中做详细说明。
第二个问题是，在C量多的情况下，在从由铁素体和奥氏体构成的两相区域进行冷却的过程中，容易出现珠光体转变，从而变得难以得到必要的硬质第二相。也为了避免这一问题，添加第一元素组是有效的。即，通过添加使淬透性提高的元素，使在连续冷却转变曲线图(Continuouscooling transformation diagram，在下文中简称为“CCT曲线”)中的珠光体转变开始的鼻尖(nose，最左点)移向长时间一侧。于是，避免了珠光体的出现，从而可以制成铁素体和硬质第二相的复合组织。在C多的情况下，由于容易出现珠光体转变，因此，必须添加较多的使淬透性提高的元素。上述(5)式表示这一关系。根据上述(5)式来添加必要量的使淬透性提高的元素。另外，这里所说的C量也是上述的C。
<C的说明以及(6)式的规定理由>
C是指从总C量中减去与第二组元素(Nb和Ti)结合的C后得到的固溶碳量，该C量是根据下述(12)式计算出的值。另外，在(12)式中，分别将添加元素的构成比例(质量％)代入到各添加元素中。
C＝总C量-(12/92.9×Nb+12/47.9×Ti) (12)(12)式中的系数92.9和47.9分别是Nb和Ti的原子量，(12/92.9×Nb+12/47.9×Ti)表示与Nb或Ti结合成为碳化物的C量(质量％)。因此，从总C量中减去与Nb或Ti结合成为碳化物的C量后得到的C量为固溶C。
接着，(6)式规定了固溶C的上限值和下限值，其理由是为了在期望的范围内生成冷轧前的金属组织。在此，将固溶C的下限值设定在0.02％是因为，在C不足0.02％时，即使添加使淬透性提高的元素也不生成硬质第二相，而形成铁素体单相。对于铁素体单相，只要不采用上述的累积叠轧等特殊方法，就不能将钢的晶粒粒径微细化到比1μm还小的纳米级。
另外，将上限值设定在0.3％是因为，在超过0.3％时，则不能得到目标的铁素体和硬质第二相的复合组织。若C超过0.3％，则即使添加使淬透性提高的元素，在CCT曲线中的珠光体转变鼻尖还是停留在短时间一侧。这样，在从由铁素体和奥氏体构成的两相区域进行急冷时，其CCT曲线在任何冷却速率下都穿过珠光体转变鼻尖，从而冷轧前的金属组织成为由铁素体和珠光体构成的复合组织。
这里的珠光体是C和Fe的化合物即渗碳体与铁素体的层状组织，渗碳体对于变形显示出高脆性，因此，在冷轧时产生的能量被渗碳体的断裂所消耗。于是，在钢的组织中含有珠光体的情况下，不能表现出本发明的制造方法的特征，即不能对软质铁素体相给予较大的应变。因此，将可以通过添加使淬透性提高的元素来避免珠光体转变的C的上限值设定为0.03％。
<(7)式～(9)式的规定理由>
F2(S)是表示通过第一元素组和第三元素组的固溶强化作用来使高强度钢板得到强化的量，该量的单位是MPa，并且，该量是根据(7)式从添加元素的质量％算出的。(7)式中的各元素所乘的系数是基于下述考虑方法从下述(13)式算出的。
各元素的系数＝|r(X)-r(Fe)|/r(Fe)×M(Fe)/M(X)×1000 (13)式中的r(X)表示该元素的原子半径，r(Fe)表示铁的原子半径，M(X)表示该元素的原子量，以及M(Fe)表示铁的原子量。
(13)式的含义如下。即，将某添加元素的原子半径与铁的原子半径之差除以铁的原子半径，得到的数值与每一个该元素的固溶强化量成比例。为了换算成该元素的质量％，将铁的原子量与该元素的原子量之比值乘到所述数值上，进而，再乘以1000以将单位换算成MPa。表1中给出了使用的各元素的物理常数以及根据该常数算出的(13)式的系数。
表1
在上述第二元素组与钢中的C形成碳化物且通过析出强化使钢得到强化时，F3(P)是表示该强化量的指数，并且如上述(8)式所示来确定该指数。
(8)式的含义如下。即，Nb和Ti在钢中形成碳化物的能力较强，例如在800℃的钢中，Nb和C的溶度积以及Ti和C的溶度积(质量％)2均为10-5数量级。在碳钢中，Ti和Nb几乎不能作为固溶体存在，而作为与C以1∶1结合而成的碳化物，即作为NbC或TiC存在。因此，可以期望与添加的Nb和Ti的添加量成比例的析出强化量。当然，这是残存有未与Nb或Ti结合的C的情况，在所有的C处于与Nb或Ti结合的状态下，即使再添加Nb或Ti也不能得到所期望的析出量。另外，析出强化量根据析出产物的尺寸而变化。
通常，若对析出产物进行粗化，则析出强化能力降低。对于本发明的高强度钢板，如下所述，在冷轧后进行退火时，不考虑长时间保持在Nb或Ti的碳化物易于生长的700℃以上的温度范围内。因此，Nb或Ti的碳化物呈均匀微细地分散，仅通过这些元素的添加量来确定析出强化量。上述(8)式表示这一情况。
其中(8)式中的系数500和1000分别是表示Nb或Ti的每1质量％的析出强化量的常数，该常数是根据实验得到的数值。Nb和Ti的析出强化量的合计量是F3(P)，即总析出强化量。
基于以上认识，(9)式表示的是，因固溶强化和析出强化产生的铁素体的强化量的合计量应该在360MPa以下。这是因为，钢板的强化量过高，则得不到作为本发明的特征的高静动差(动态强度和静态强度之差)。如上所述，若通过添加大量的合金元素来大大强化铁素体，则同时会导致铁素体纯度降低，并且铁素体的变形应力对应变速率的依赖性变小。对于本发明的高强度钢板的金属组织，在铁素体的纯度达到规定以上的情况下，可以得到比现有钢高的静动差，但是，如果铁素体的纯度过低，则不出现高的静动差。
为了得到高静动差，发明人尝试了对必要的铁素体的纯度进行定量化。其结果，在实验上确定了各添加元素对铁素体的静动差产生的不良影响度与每单位添加量(质量％)的铁素体强化量(固溶强化和析出强化)成比例。基于该结果进行了深入研究，研究结果表明，能够得到高静动差的铁素体强化量的上限值为360MPa。上述(9)式对这一结果进行了数值化。
<各化学成分的限定理由>
下面，对本发明的高强度钢板中的各化学成分的限定理由进行说明。以下表示的各元素的含量的单位也全部为质量％，为方便起见，简记为“％”。另外，对于C，由(6)式进行个别限定，而对于其它元素，大多数情况下是由(4)式和(5)式进行个别限定下限值，由(9)式、(14)式和(15)式进行个别限定上限值，此外，再个别设定上限值。
Cr≤1.5(14)Mo≤0.7(15)<C是固溶C且为0.02％～0.3％>
通过添加C，可以在高温下生成由铁素体和奥氏体构成的混合组织，并且通过对该混合组织进行急冷，可以形成马氏体、贝氏体以及残留奥氏体的硬质第二相。因此，C在本发明中是最重要的元素。
在本发明的高强度钢板中可以添加Nb和Ti，所以，调整C的添加量，以使在这种情况下作为碳化物析出的C以外的固溶C满足上述(6)式。若固溶C不足0.02％，则压延前的金属组织为铁素体；若固溶C超过0.3％，则金属组织成为由铁素体和珠光体构成的复合组织，这两种情况对本发明的高强度钢板的制造方法均是不适合的。
<第一元素组Si、Mn、Cr、Mo、Ni、B>
添加这些元素的目的是为了提高钢的淬透性和通过固溶强化来提高钢的强度。调整这些元素的添加量以满足上述(4)式、(5)式、(9)式、(14)式和(15)式。下面，对各元素的添加量的上限值和下限值的限定理由进行说明。
<Si0.2％～5％>
在Si添加量不足0.2％时，不能明显显现出淬透性提高的效果。因此，将Si添加量的下限值定为0.2％。另外，若Si添加量超过5％，则Si与Fe结合，出现晶体结构为D03型或B2型的金属间化合物Fe3Si，从而使钢的延性降低。因此，将Si添加量的上限值定为5％。
<Mn0.1％～3.5％>
在Mn添加量不足0.1％时，不能明显显现出淬透性提高的效果。因此，将Mn添加量的下限值定为0.1％。另外，若Mn添加量超过3.5％，则在室温下，除了铁素体之外，奥氏体也作为稳定相而存在。由于奥氏体的强度低，导致钢整体的强度降低，因此，Mn添加量不优选超过3.5％。所以，将Mn添加量的上限值定为3.5％。
<Cr0.1％～1.5％>
在Cr添加量不足0.1％时，不能明显显现出淬透性提高的效果。因此，将Cr添加量的下限值定为0.1％。另外，若Cr添加量超过1.5％，则钢中的C和Cr结合成为碳化物，因此，不能得到与添加量相当的固溶Cr，从而也不能期望淬透性提高。因此，将Cr添加量的上限值定为1.5％。该上限值是Cr能够以固溶状态存在的值。
<Mo0.1％～0.7％>
在Mo添加量不足0.1％时，不能明显显现出淬透性提高的效果。因此，将Mo添加量的下限值定为0.1％。另外，若Mo添加量超过0.7％，则钢中的C和Mo结合成为碳化物，因此，不能得到与添加量相当的固溶Mo，从而也不能期望淬透性提高。因此，将Mo添加量的上限值定为0.7％。该上限值是Mo能够以固溶状态存在的值。
<Ni0.2％～10％>
在Ni添加量不足0.2％时，不能明显显现出淬透性提高的效果。因此，将Ni添加量的下限值定为0.2％。另外，若Ni添加量超过10％，则在室温下，除了铁素体之外，奥氏体也作为稳定相而存在。由于奥氏体的强度低，导致钢整体的强度降低，因此，Ni添加量不优选超过10％。所以，将Ni添加量的上限值定为10％。
<B0.0005％～0.003％>
在B添加量不足0.0005％时，不能明显显现出淬透性提高的效果。因此，将B添加量的下限值定为0.05％。另外，进入铁素体中的B的固溶限本身非常小，因此，可以认为B在添加量少时主要偏析到钢的晶界处而存在，但是，若B添加量超过0.003％，则只在晶界处作为B的存在场所就变得不充足，从而出现金属间化合物Fe2B，使钢的延性降低。因此，将B添加量的上限值定为0.003％。
<第二元素组Nb、Ti>
为了通过晶粒的微细化和析出强化来提高钢的强度，根据需要可以添加这组元素。下面，对各元素的添加量的上限值和下限值的限定理由进行说明。
<Nb0.01％～0.72％>
在Nb添加量不足0.01％时，不能明显显现出微细化和析出强化的效果。因此，将Nb添加量的下限值定为0.01％。另外，从上述(8)式明显可知，在Nb添加量超过0.72％时，仅NbC产生的析出强化量就达到360MPa，从而不满足上述(9)式，因此，将Nb添加量的上限值限定为0.72％。
<Ti0.01％～0.36％>
在Ti添加量不足0.01％时，不能明显显现出微细化和析出强化的效果。因此，将Ti添加量的下限值定为0.01％。另外，从上述(8)式明显可知，在Ti添加量超过0.36％时，仅TiC产生的析出强化量就达到360MPa，从而不满足上述(9)式，因此，将Ti添加量的上限值限定为0.36％。
<第三元素组P、Al>
这组元素作为钢的强化元素可以根据需要进行添加。下面，对各元素的添加量的上限值和下限值的限定理由进行说明。
<P0.03％～2％>
P作为钢的固溶强化元素进行添加是有效的，在P添加量不足0.03％时，不能明显显现出固溶强化的效果。因此，将P添加量的下限值定为0.03％。另外，若P添加量超过2％，则生成金属间化合物Fe3P，导致钢的延性降低。因此，将P添加量的上限值定为2％。
<Al0.01％～18％>
Al是固溶强化元素，同时具有作为脱氧剂的效果，可以使钢成为所谓的“镇静钢”。另外，Al在制钢工序中与钢中的溶解氧结合并作为氧化铝而上浮，通过去除该氧化铝可以使钢的延性和韧性得到提高。因此，Al可以根据需要进行添加。在Al添加量不足0.01％时，不能明显显现出作为脱氧剂的效果和作为固溶强化元素的效果。因此，将Al添加量的下限值定为0.01％。另一方面，若Al添加量超过18％，则生成金属间化合物Fe3Al，从而使钢的延性降低。因此，将Al添加量的上限值定为18％。
<关于组织的限定理由>
下面，对本发明的高强度钢板的金属组织进行详细说明。
本发明的高强度钢板的金属组织同时满足下述1)～4)所记载的要点1)金属组织由铁素体相和硬质第二相(渗碳体、珠光体、马氏体、贝氏体和残留奥氏体中的至少一种相)构成。另外，切出钢板的与压延方向平行的截面，并且使用硝酸酒精溶液等对该截面进行蚀刻后，使用扫描电子显微镜以5000倍的放大倍数进行拍摄，根据拍摄得到的二次电子像(以下称为“SEM照片”)测量出的硬质第二相的面积分数为3％～30％。
2)在金属组织中，硬质第二相均匀分散在铁素体相中，并且满足以下要点。即，在钢板的与压延方向平行的截面的5000倍的SEM照片中，任意取出9个以上3μm见方的正方形格子，在采用图像分析对各格子中的硬质第二相的面积分数进行测定时，将各硬质第二相的面积分数设为Ai(i＝1，2，3，…)时，Ai的平均值A(ave)和标准偏差s满足下述(2)式。
s/A(ave)≤0.6 (2)
3)在钢板的与压延方向平行的截面的5000倍的SEM照片中，在从照片的总面积减去硬质第二相后的铁素体部分中，纳米晶粒的面积分数为15％～90％。
4)纳米晶粒的平均粒径dS与微晶粒的平均粒径dL满足下述(1)式。
dL/dS≥3 (1)此处的平均粒径是指，在钢板的与压延方向平行的截面的5000倍的SEM照片中，采用图像分析对全部的铁素体粒子的面积进行测定，从每个面积求得的等面积圆的直径。具体来说，将通过图像分析得到的铁素体粒子的面积设为Si(i＝1，2，3，…)时，等面积圆的直径Di(i＝1，2，3，…)根据下述(16)式计算。
Di＝2(Si/3.14)1/2(16)设定上述要点1)～4)的理由如下。即，通过使适量的硬质第二相均匀分散析出，可以将C等固溶元素从铁素体部分向硬质第二相排出，从而提高铁素体的纯度，由此可以提高钢的延性，同时使静动差得到提高。在硬质第二相的分散状态不均匀时，硬质第二相中的密度低的铁素体部分的纯度变低，从而不能发挥高延性和高静动差。
另外，将硬质第二相的面积分数规定为3％～30％的理由如下。即，在硬质第二相的面积分数不足3％时，由于铁素体的高纯度化不充分，静动差不能提高。另一方面，若硬质第二相的面积分数超过30％，则铁素体的纯度高且静动差提高，但是，纯度低且静动差低的硬质第二相的不良影响变大，导致材料整体的静动差不提高。
此处，在本发明的高强度钢板的组织中，硬质第二相是指以下全部与铁素体平衡的相、以及在从该平衡相进行冷却过程中所转变的组织，进一步通过所述平衡相和所述所转变的组织的退火而变化的组织。具体来说，硬质第二相是渗碳体、珠光体、马氏体、贝氏体和残留奥氏体中的任意一种以上的相。渗碳体是在钢中与铁素体平衡而存在的相，珠光体、马氏体、贝氏体和残留奥氏体是来自平衡相的转变组织。其中的残留奥氏体是只在高温下作为平衡相存在的奥氏体残留到室温时的未转变的奥氏体，因而残留奥氏体实际上是未转变的相，但是，残留奥氏体是指来自奥氏体的经冷却而在室温所得到的组织，因此，包含在转变组织中。
除了上述相和组织以外，硬质第二相中还存在回火贝氏体、回火马氏体、屈氏体、索氏体以及通过珠光体的退火使渗碳体部分球状化的组织。可是，这些组织作为包含在已例举具体名称的硬质第二相的任意一相中的物质进行处理。
首先，回火贝氏体是将贝氏体在300℃～400℃下进行退火以使韧性得到提高的组织，是位错密度高的铁素体和渗碳体的混合组织，由于回火贝氏体在本质上与贝氏体没有区别，因此，在本发明中，将回火贝氏体作为包含在贝氏体中的物质进行处理。
接着，回火马氏体是通过对马氏体进行退火使硬度降低、韧性提高的组织，在本发明中，将回火马氏体作为包含在马氏体中的物质进行处理。马氏体的回火是过饱和地固溶有碳的马氏体分解成铁素体和碳化物的过程。但是，正如“社团法人日本金属学会编，讲座·现代金属学，材料篇4，钢铁材料，39页”所记载的，即使在300℃～500℃下进行回火，铁素体也具有相当高的位错密度，而且，作为板条马氏体的特征的束状(packet)或块状(block)等结构不变。因此，即使是硬度也高的退火马氏体，也不丧失马氏体的特征。此外，如上述文献第39页所记载，过饱和地固溶在刚刚淬火后的马氏体中的C极易发生扩散，因此，从约-100℃起，已确认到C的迁移，并且析出的准备阶段已开始。因此，难以明确地区分淬火状态下的马氏体和回火马氏体。考虑到上述状况，在本发明中，将马氏体和回火马氏体作为相同的组织进行处理。
另外，屈氏体是现在不太使用的用语，在JIS G0201钢铁用语(热处理)中，屈氏体被分类成回火屈氏体和淬火屈氏体。回火屈氏体是在马氏体回火后呈粒状析出生长的铁素体和渗碳体的混合组织，但实际是回火马氏体。另外，淬火屈氏体是在淬火时产生的微细珠光体组织，在本发明中一并作为珠光体处理。
此外，索氏体现在也不太使用，在JIS G0201钢铁用语(热处理)中，索氏体被分类成回火索氏体和淬火索氏体。回火索氏体是在马氏体回火后呈粒状析出生长的渗碳体和铁素体的混合组织，但实际上是回火马氏体。淬火索氏体是在淬火时生成的微细珠光体组织，在本发明中一并作为珠光体处理。
另外，通过珠光体的退火将渗碳体部分进行球状化的组织也是铁素体和渗碳体的混合组织，换言之，硬质第二相是渗碳体。
接着，对硬质第二相以外的铁素体部分进行说明。铁素体部分的组织是大小不同的纳米晶粒和微晶粒的混合组织。因此，加压成型时强度较低，在强度和延性的平衡上优异，另一方面在做成制品后，在撞击时等高速变形时发挥优异的强度。因此，采用这种铁素体部分的组织，可以在高水平上同时获得成型性和冲击吸收能。
另外，在本申请中，对于将纳米晶粒的晶粒粒径定义在1.2μm以下的理由进行如下说明。即，正如在“鉄と鋼”(日本钢铁协会，Vol.88，7(2002)，p.365，图6(b))中所公开的，是由于以铁素体的晶粒粒径约为1.2μm的区域作为晶界，材料特性特别是延性发生不连续地变化。具体来说，在铁素体的晶粒粒径达不到1.2μm时，总伸长率急剧降低，并且显示不出均匀伸长率。
以上是本发明的高强度钢板所涉及的各式的规定理由、化学成分的限定理由以及关于组织的限定理由，下面，对关于本发明的高强度钢板的作用效果的机理进行详细说明。
<关于本发明的高强度钢板的作用效果的机理1>
通过将铁素体制成纳米晶粒和微晶粒的混合组织，能够赋予高静动差，其机理如下。即，本发明的高强度钢板是由强度非常高的部分即晶粒粒径在1.2μm以下的纳米晶粒和晶粒粒径超过1.2μm的具有通常强度的微晶粒构成的一种复合组织钢板。关于本发明的高强度钢板的静态变形行为与一般的复合组织钢板的变形行为相同；关于静态变形，首先从材料的最易变形的部分开始变形，具体来说，从微晶粒内部或微晶粒内的与纳米晶粒的界面附近开始变形。然后，变形缓慢进行，微晶粒是变形的主体。因此，以与仅有微晶粒的情况同等程度的应力进行变形，从而强度和延性的平衡性能也一般。
另一方面，在应变速率为1000/s左右的高速变形的情况下，与一般的钢板的行为不同。变形速率约为静态变形时的10万倍，这一速率仅靠软质微晶粒为主体的变形是难以跟上的。因此，不仅微晶粒，纳米晶粒的内部也必须承担变形。因此，强度非常高的纳米晶粒的影响变得显著，从而需要高变形应力。
这一现象是在纳米晶粒的比例处于15％～90％的范围内出现的。在纳米晶粒的比例不足15％时，纳米晶粒的影响小，在静态变形或动态变形中，软质微晶粒都能充分分担变形，从而静动差不高。另一方面，在纳米晶粒的比例超过90％时，由于几乎都是纳米晶粒，因此，在静态变形时纳米晶粒的影响已很显著，导致强度高但延性低，因此，不适于加压成型。所以，在纳米晶粒的比例不足15％和超过90％时，都不能同时获得优异的高速变形强度和冲击能吸收能力以及优异的加工性。
以上对本发明的高强度钢板进行了说明，下面，对适于制造上述高强度钢板的方法进行说明。另外，本发明的高强度钢板的制造方法可以通过通常的冷轧钢板制造过程，即板坯铸锭(slab ingot)、热轧、冷轧和退火的各工序来制造。
<板坯铸锭>
板坯铸锭是以常规方法使用指定成分进行的。工业上直接使用熔铣，或者将城市生活废铁或在钢制造工序中产生的中间废铁等冷铁源在电炉或转炉中熔解后，经氧气精炼后，通过连续铸造或间歇的分块铸造进行铸造。即使在中试装置或实验室等的小型设备中，也在真空中或大气中通过加热炉将电解铁或废铁等铁材料进行熔解，添加指定的合金元素后，注入铸型中，由此能够得到素材。
<热轧>
在本发明的高强度钢板的制造方法中，热轧是最初的重要的过程。在本发明的制造方法中，将热轧后的晶体组织制成以铁素体为主相、以面积分数为10％～85％的范围含有硬质第二相的复合组织，而且在板厚方向测定到的硬质第二相的平均间隔为5μm以下。
这里所说的硬质第二相是指，从本发明的高强度钢板的最终组织中的硬质第二相中除去珠光体和渗碳体后的相，也就是马氏体、贝氏体和残留奥氏体中的至少一种相。在渗碳体或珠光体为硬质第二相时，得不到本发明的高强度钢板的金属组织。
下面，就如上所述选定硬质第二相的理由进行说明。
对于本发明的高强度钢板的金属组织，在铁素体相中纳米晶粒所占的面积分数为15％～90％。为了得到这种金属组织，进行以下处理。即，首先，将冷轧前的金属组织制成铁素体和硬质第二相的复合组织。然后，通过冷轧赋予软质铁素体以较大的剪切应变。最后，通过对该部分连续进行的退火，制成晶粒粒径为1.2μm以下的纳米晶粒。
另一方面，尽管通过冷轧使冷轧前存在的硬质第二相(马氏体、贝氏体和残留奥氏体中的至少一种相)得以变形，但是不能赋予像铁素体部分那么大的剪切应变。因此，在冷轧后的退火工序中，不生成纳米晶粒，而是在析出渗碳体的同时向铁素体转变，或者，经过由应变小的新的铁素体粒子的核的生成和生长引起的通常的静态再结晶的过程，生成具有微米级的晶粒粒径的微晶粒。根据这种机理，可以得到纳米晶粒和微晶粒的混合组织。
这样，硬质第二相具有比作为基体的铁素体高的硬度，而且硬质第二相在冷轧和退火后，必须是可变化成铁素体的组织。换言之，在本发明的制造方法中作为必要的硬质第二相，是铁素体或奥氏体为主体并具有高硬度的组织，而不是像渗碳体那种碳化物单独的组织。
下面，对马氏体、贝氏体和残留奥氏体适合作为本发明的硬质第二相的理由进行说明。
马氏体是过饱和地含有C的铁素体，由于C引起的晶格应变所导致的高位错密度，因此马氏体的硬度较高。可是，马氏体的C含量最大为在Fe-C平衡状态图中的Fe和Fe3C的低共熔点的C浓度，约为0.8％左右，该值与以Fe3C化学式表示的渗碳体相比C含量非常少。因此，在冷轧后的退火工序中，在析出渗碳体的同时变化为铁素体。所以，马氏体是以铁素体为主体并具有高硬度的组织，适合作为本发明中的硬质第二相。
贝氏体是在比开始形成马氏体的温度略高的温度下转变的组织，是羽毛状或针状的铁素体和微细的渗碳体的混合组织。不同于马氏体，贝氏体是在铁素体部分含有大量的位错(社团法人日本金属学会编，讲座·现代金属学，材料篇4，钢铁材料，35页)，不仅渗碳体具有高硬度，而且位错密度高的铁素体部分也具有高硬度。因此，以铁素体为主体且具有高硬度的组织、即贝氏体也适合作为本发明的硬质第二相。
由上述说明显然可知，贝氏体是铁素体和渗碳体的混合组织，但是，可以将渗碳体和高位错密度的铁素体组合而成的整个组织看作硬质第二相，并且可以与在位错密度低的铁素体基体中单独作为硬质第二相存在的渗碳体明确地加以区分。
另外，从金属组织的观察中也能够清楚地判别贝氏体和渗碳体之间的差别。在对钢的截面进行研磨、蚀刻后，通过光学显微镜进行观察时，若是贝氏体的组织，则由于高位错密度使观察到的针状铁素体部分发暗，而看到的周围的低位错密度的铁素体基体发亮。另一方面，相对于发亮的铁素体基体，渗碳体单独的组织是呈灰色的球状的析出相。
最后，残留奥氏体由于压延工序的应变，产生应变诱导转变而变化为马氏体，因此，残留奥氏体具有与马氏体相同的效果，此外，在冷轧后的退火工序中的组织变化也与马氏体相同。因此，残留奥氏体适合作为本发明的硬质第二相。
下面，就硬质第二相是单独的渗碳体或珠光体的情况进行说明。这里的珠光体是铁素体和渗碳体形成层状的混合组织，因此，层状的渗碳体起到硬质第二相的作用。所以，硬质第二相是渗碳体的情况或者是珠光体的情况本质上是相同的。在硬质第二相是渗碳体的情况下，在冷轧中，难以体现出本发明的特征，即难以赋予软质铁素体部分较大的剪切应变。这是因为，渗碳体对于变形是非常脆弱的，冷轧时的能量被渗碳体的断裂所消耗，从而不能有效地赋予铁素体应变。
如果以压延率为85％以上的高压下率进行冷轧，则生成纳米晶体。可是，即使在该情况下，冷轧后的退火过程中的变化也与硬质第二相是马氏体、贝氏体、残留奥氏体的情况有很大不同，因此，不形成作为本发明的特征的纳米晶粒和微晶粒的混合组织。在以高压下率进行冷轧后的退火工序中，对于退火温度在Ac1转变点以下的情况，在作为准稳定相的渗碳体的形状为层状时，尽管向球状变化，但是仍以渗碳体的状态残存。因此，退火后的组织形成纳米晶粒的铁素体和渗碳体，而不形成作为本发明的特征的混合组织。所以，显示不出高速变形时的强度上升即静动差高这一特性。
另外，对于退火温度在Ac1转变点以上的情况，C浓度非常高的渗碳体部分优先转变为奥氏体，在这一转变后的冷却过程中，转变为珠光体、马氏体、贝氏体和残留奥氏体中的至少一种的混合组织。因此，形成纳米晶粒的铁素体与这些转变组织的混合组织。同样得不到作为本发明的特征的高静动差。在本发明的钢的最终金属组织中，铁素体以外的相可以是渗碳体，但是，重要的是铁素体相为纳米晶粒和微晶粒的混合组织。
在此，就热轧钢板中的硬质第二相的测定方法进行说明。在热轧钢板中，对与压延方向平行的截面拍摄400倍～1000倍的光学显微镜照片。然后，如图1所示，沿板厚方向在任意位置画三条直线(在同一图中，画一条直线作为代表。)。在该直线上，以硬质第二相、铁素体、硬质第二相的顺序进行切断，用标尺测出从硬质第二相与铁素体之间的第一个界面开始穿过铁素体粒子到下一个界面的距离，并将单位换算成μm。对在照片上切开的全部的硬质第二相进行这一操作，并对全部的测定值进行平均，得到的平均值为硬质第二相的平均间隔。
下面，对用于得到目标组织的制造方法进行说明。图2是表示热轧的温度历史的图。如图中所示，首先，将板坯加热到奥氏体区域即Ac3转变点以上，进行粗压延，然后进行精压延。将该精压延的温度设为略高于Ar3转变点的温度，即设为在铁素体不析出的范围内尽量低温的奥氏体区域，由此来抑制压延时的粒子生长。然后，通过冷却到铁素体和奥氏体的两相区域，从而制成铁素体和奥氏体的混合组织。
这时，通过抑制压延时的奥氏体粒子生长，使从奥氏体晶界进行核生成的铁素体的核生成密度变高，从而能够将粒径微细化。若在压延时铁素体析出，则加工后的铁素体状态不变地残存到室温，因此，降低了通过转变使微细铁素体析出的效果。
接着，在保持或不保持原有两相区域的状态下进行急冷。在该急冷过程中，奥氏体部分转变为硬质第二相，但是，在保持两相区域的阶段将晶粒微细化，这对缩小硬质第二相的间隔起到有效的作用。
另外，从两相区域进行急冷是指，以根据钢成分确定的临界冷却速率以上的速率进行冷却，即，以不穿过CCT曲线中的珠光体转变开始的鼻尖而达到Ms点(马氏体转变开始温度)这样的冷却速率以上的速率进行冷却。
如果这时的冷却速率如也不穿过CCT曲线中的贝氏体转变开始鼻尖的冷却速率那么大，则硬质第二相成为马氏体。另外，如果穿过贝氏体转变开始鼻尖并冷却到Ms点以下，则硬质第二相成为马氏体和贝氏体的混合组织。进而，如果在略高于Ms点停止冷却并在保温后冷却到室温，则硬质第二相成为贝氏体。
另外，如果增加Si和Al作为高强度钢板的成分，同时在略高于Ms点的温度停止冷却并在保温后冷却到室温，则在硬质第二相中除了贝氏体之外还含有残留奥氏体。重要的是避免珠光体转变以使铁素体以外的硬质第二相中不含有渗碳体。
在这样的高强度钢板的制造方法中，优选使热轧后的钢板如下，即，在与压延方向平行的截面观察到的金属组织中，在板厚方向确定的硬质第二相的平均间隔为5μm以下，其理由在下文中说明。
<冷轧>
在将热轧后的组织中的硬质第二相的平均间隔设为d(μm)、将热轧后(冷轧前)的板厚设为t0以及将冷轧后的板厚设为t时，在加工度指数D满足下述(10)式的条件下，进行冷轧。
D＝d×t/t0≤1 (10)进而，在本发明中，将上述d设为5μm以下。在d超过5μm时，若要满足(8)式，则t/t0在0.2以下，即必须以超过80％的压延率进行高压下的压延，因而为了压延本发明这种高强度钢板，需对压延机施加大载荷。即使通过使用四连轧机和五连轧机来减少每压延1道次的压下率，也不能在一次压延中确保必要的压延率，从而有必要进行二次压延。因此，在本发明中，为了在实际中采用一次压延就可以完成，并且即使压延率在80％以下也能得到纳米晶粒的组织，将热轧板中的硬质第二相间隔限定在5μm以下。
<退火>
退火是通过对冷轧后的材料进行热处理以去除加工应变的同时、制造目标金属组织的工序。退火由对冷轧后的材料进行加热、保温、冷却的过程构成，保持温度Ts(℃)和保持在Ts下的时间ts(秒)之间的关系满足下述(11)式。
680＜-40×log(ts)+Ts＜770 (11)(ts保持时间(秒)，Ts保持温度(℃)，log(ts)是ts的常用对数)图3是表示上述保持温度和保持时间的适当范围的曲线图。(-40×log(ts)+Ts)的值在680(℃)以下时，由于纳米晶粒的面积分数超过上限值90％，所以不优选。另一方面，(-40×log(ts)+Ts)值在770(℃)以上时，由于纳米晶粒的面积分数低于下限值15％，所以不优选。
对于退火后的金属组织中的硬质第二相，根据退火曲线可以得到各种相。图4是表示各种退火曲线的图。图4中，曲线1、曲线2和曲线3为CAL(连续退火线)的情况，曲线4为CGL(连续热镀锌线)的情况，曲线5是装箱退火的情况。另外，表2是表示由图4所示的各退火曲线得到的组织的一览表。
P珠光体，M马氏体，B贝氏体，A残留奥氏体，C渗碳体首先，对退火温度进行说明。如果将退火温度Ts设定在Ac1转变点以下，就可以得到由铁素体和渗碳体构成的复合组织。另外，如果将退火温度Ts和急冷开始温度TQ设定在Ac1转变点以上，就可以制成由作为基体的铁素体和来自奥氏体的转变组织或将该转变组织退火后得到的退火组织中的至少一种相(硬质第二相)构成的混合组织。
在此，来自奥氏体的转变组织是指珠光体、马氏体、贝氏体、还有残留奥氏体。在此，残留奥氏体实际上是未转变组织，是指来自奥氏体的通过冷却而在室温得到的组织，其包含在转变组织中。另外，将转变组织退火后得到的退火组织是指上述转变组织的退火组织，如上述“关于组织的限定理由”中所做的说明，将转变组织退火后得到的退火组织作为在上述转变组织的任意一种中所包含的相进行处理。
另外，即使退火温度Ts和急冷开始温度TQ在Ac1转变点以上，在升温速率大、保持时间短的情况下，钢中的C向奥氏体的富集也变得不充分，并且在铁素体中可能残存有过饱和的C，有时该残存的过饱和的C在冷却时作为渗碳体析出。因此，在这种情况下，生成由作为基体的铁素体和来自奥氏体的转变组织或将这些转变组织退火后得到的退火组织中的至少一种组织(硬质第二相)构成的混合组织，此外在铁素体中有时也含有渗碳体。
另外，Ac1转变点由材料的成分和加热速度所决定，在本发明中，Ac1转变点为700℃～850℃之间。
下面，说明退火后的冷却方法。冷却可以采用如下方法中的任意一种方法进行使用气体的方法；使用水喷射的方法或使用水和气体的混合喷射的方法；或者在水池中进行淬火(WQ)或利用辊进行接触冷却。在此所称的气体是指空气、氮气、氢气、氮气和氢气的混合气、氦气或氩气中的任意一种气体。
在上述冷却过程中，若冷却速率过慢，则不能忽视铁素体晶粒的生成，其结果导致纳米晶粒的面积分数降低，因此，将板温在600℃以上的范围内的冷却速率定为10℃/s以上。限定板温仅在600℃以上的范围的理由是因为，在板温不足600℃时，晶粒的成长非常缓慢，因此，基本上可以忽略冷却速率的影响。
接着，对于冷却后的退火曲线，根据退火线的构成，可以适用图4所示的5种曲线。在退火带之后，在具有冷却带以及随后的过时效带的构成的线中，可以采用在指定温度附近停止冷却，然后直接进行过时效处理的曲线1；或者可以采用在退火后通过再加热进行过时效处理的曲线2。另外，曲线4是相当于CGL(连续热镀锌线)的曲线，但是，冷却的终点温度被限定在熔融锌浴的温度，除此以外与曲线2相同。
正如已说明的，对于退火温度Ts在Ac1转变点以下的情况，得到的硬质第二相仅为渗碳体，因此，下面对于退火温度Ts和急冷开始温度TQ在Ac1转变点以上的情况进行详细说明。在冷却速率大且不穿过CCT曲线中的铁素体转变鼻尖或贝氏体转变鼻尖而到达Ms点以下时，得到马氏体作为硬质第二相。在具有过时效带的曲线1、曲线2和曲线4中，马氏体严格地成为回火马氏体。但是，如上所述，回火马氏体由于依然保持高位错密度，从而具有高硬度并且大大有助于钢的强化，因此，在本发明中，回火马氏体与马氏体不相区别地进行处理。
另外，在以穿过贝氏体转变鼻尖的冷却速率进行冷却，并且将冷却终止温度定为Ms点以下时，硬质第二相为由马氏体和贝氏体构成的复合组织；在具有过时效带的曲线1、曲线2和曲线4中，如果在略高于Ms点的温度停止冷却并直接进行过时效处理，则生成贝氏体或者为残留奥氏体和贝氏体的混合组织作为硬质第二相。是否生成残留奥氏体由退火时的奥氏体的稳定性决定。即，通过增加合金元素(Si、Al)的量，或者通过延长过时效处理时间来促进C向奥氏体富集，使奥氏体得到稳定，由此得到残留奥氏体。
另外，在冷却速率较慢且也穿过珠光体转变鼻尖进行冷却时，在硬质第二相中还含有珠光体。这种情况下，在铁素体中有时也含有微细的碳化物。这是因为，在退火时固溶在铁素体中的C在冷却过程中作为准稳定相的渗碳体析出。
分别进行具体分析，曲线1和曲线2得到的组织的种类相同，对于退火温度Ts和急冷开始温度TQ在Ac1转变点以上的情况，硬质第二相是珠光体、马氏体、贝氏体和残留奥氏体中的至少一种相。在退火温度Ts低于Ac1转变点时，硬质第二相仅为渗碳体。
接着，如退火曲线3所示，在不具有过时效带的构成的线中，在退火后，冷却到100℃以下结束。在这种情况下，对于退火温度Ts和急冷开始温度TQ在Ac1转变点以上时，硬质第二相是珠光体、马氏体和贝氏体中的至少一种相。在退火温度Ts低于Ac1转变点时，硬质第二相仅为渗碳体。
另外，退火曲线4是相当于CGL(连续热镀锌线)的退火曲线。从退火温度进行急冷并在熔融锌浴中使表面附着锌。然后，可以如图所示进行再加热，以使镀锌层合金化，也可以不进行再加热以不使镀锌层得到合金化。对于得到的硬质第二相的种类，在再加热的情况下与曲线1和曲线2相同，而在不进行再加热的情况下与曲线3相同。
最后，退火曲线5是装箱退火。在装箱退火中的退火结束后，从炉体中取出带卷，进行强制冷却并且能满足10℃/s以上的冷却速率的条件，在这种情况下，对于退火温度没有限制，但通常在退火结束后不从炉体中取出带卷，而在炉中进行冷却，因此不满足冷却速率为10℃/s以上的条件，所以需要将退火温度限定为低于600℃。
<关于本发明的高强度钢板的作用效果的机理2>
此外，关于通过通常的冷轧来得到纳米晶粒的组织的机理，进行如下说明。
首先，对于在开头描述的作为一直以来的尝试的累积叠轧进行说明。累积叠轧给予板状样品以较大的应变，是得到具有纳米晶粒的组织的有效方法。例如，在日本塑性加工学会志(vol.40(467)，p.1190)中给出了铝的例子。对于在润滑压延辊后进行压延的情况，只得到位向差小的亚晶粒组织，而在不润滑压延辊的情况下得到纳米晶粒。
这种现象产生的原因是由于，在通过无润滑产生剪切变形时，能导入比润滑的情况更大的应变，此外通过叠轧道次的反复，使前一道次作为表层的部分变成材料内部，结果剪切应变被导入到材料内部。即，如果在累积叠轧过程中，通过进行无润滑压延也不能给予材料内部以较大的剪切应变，则不能实现晶粒的超微细化。
发明人对于即使不进行生产效率低的累积叠轧或者向压延辊施加较大的载荷的无润滑压延，也能够通过通常的油润滑压延赋予材料内部以剪切应变的方法进行了研究。结果得到的认识是只要将压延前的组织制成软质部分和硬质部分的复合组织即可。即，通过对由软质铁素体和硬质第二相构成的复合组织的钢板实施冷轧，使夹在硬质第二相之间的铁素体区域由于硬质第二相的束缚而发生剪切变形。这样，可以将剪切应变导入到材料内部较宽的范围内。
此外，发明人在详细研究的基础上得到如下认识即使压延前的硬质第二相间隔不同，如果进行压延直至压延后的硬质第二相间隔达到一定值，则剪切变形可以同样地导入到材料内部。即，表明了在将热轧后的组织中的硬质第二相的平均间隔设为d(μm)、将热轧后(冷轧前)的板厚设为t0、将冷轧后的板厚设为t时，可以在加工度指数D满足下述(10)式的条件下进行冷轧。
D＝d×t/t0≤1(10)在此，根据本发明的制造方法，经过一系列的工序进行到冷轧得到钢板，图5表示该钢板的与压延方向平行的截面的5000倍的SEM照片的例子。从图中可知，夹在泛白的硬质第二相(马氏体)之间的泛黑的铁素体部分发生了剪切变形。由此，即使采用通常的压延也可以赋予钢板内部较大的剪切应变，通过接下来进行的退火，可以得到纳米晶粒的组织。
实施例1以对表3列出的组成作为化学组成的板坯(发明板坯1～19和比较板坯1～11)进行铸锭。
※各成分的单位是质量％，在表中简化表示为％。
接着，使用这些板坯，以表4给出的各条件制造热轧板，然后，以表5给出的各条件进行冷轧和退火，得到具有表6所示的退火组织等的钢板(发明例1～26和比较例1～26)。
P珠光体 M马氏体 C渗碳体 B贝氏体 A残留奥氏体 WQ水淬 P珠光体 M马氏体 C渗碳体 B贝氏体 A残留奥氏体进而，从发明例3、发明例2、比较例1和发明例11的各钢板切出与压延方向平行的截面，对这些截面用1％的硝酸酒精溶液进行蚀刻，然后，通过SEM观察组织。观察到的组织示于图6～图9中。
从图中可知，在其中的图6、图7和图8中，含有渗碳体作为硬质第二相，并且其余部分为纳米晶粒和微晶粒构成的混合组织。另外，在图9中可知，含有渗碳体和马氏体作为硬质第二相，并且其余部分为纳米晶粒和微晶粒构成的混合组织。
此外，为了使与压延方向平行的方向成为拉伸轴，从各钢板切下图10所示形状的拉伸试片以进行拉伸试验。拉伸试验是采用鹭宫制作所的高速材料试验机TS-2000并以0.01/s和1000/s的应变速率实施。从得到的公称应力公称应变线图中，求得屈服点、拉伸强度和吸收能等特性。这些结果一并列于表6中。
<对于发明例1～26的考察>
对于发明例1～26，可知各钢板均显示出各种优异的材料特性，特别是静动差较大(大致在170MPa以上)。因此，对于各发明例的钢板，由于可以同时得到较高的高速变形强度和冲击能吸收性能以及高加工性，因此可以用于汽车的车体等。
<对于比较例1～26的考察>
与发明例1～26相比，比较例3～26的各钢板均表现出较小的静动差(基本不到170MPa)。因此，对于这些比较例的钢板而言，不能同时得到较高的高速变形强度和冲击能吸收性能以及高加工性，因此，不优选用于汽车的车体等。另外，对于比较例1和比较例2，尽管得到了170MPa以上的静动差，但是由于冷轧的压延率极高，因此，需对压延机施加大载荷，从制造上考虑是不优选的。
<关于本发明的变化>
在本发明中，不仅以上所示的制造方法，通过在退火时实际附着镀层，可以得到熔融镀锌钢板和合金化熔融镀锌钢板。另外，为了提高耐腐蚀性，在实施了熔融镀锌后，还可以进一步采用电镀线进行镀铁。进而，在对本发明的钢实施退火后，采用电镀线对表面实施电镀，由此，可以得到电镀锌钢板或合金化(Ni-Zn)电镀锌钢板。此外，为了提高耐腐蚀性，还可以实施有机膜处理。
接着，图11是应变3％～5％的平均应力的静动差与纳米晶粒的面积分数的关系图。由图11可知，上述面积分数在15％～90％的范围内，静动差变大，从而可以确认本发明的权利要求1所规定的数值范围的根据。
另外，在图11中，除了发明例和比较例之外，还记载了关于一般的市售材料的数据。关于这些市售材料的材料特性列于表7中。
F铁素体，M马氏体，C渗碳体由表7可知，与表6的各发明例相比，各市售材料1～6均具有较小的静动差。因此，与现有的市售材料相比，在各发明例的钢板中，可以确认以特别高的水平同时获得高速变形强度和冲击能吸收性能以及加工性。
另外，图12是应变3％～5％的平均应力的静动差和静态拉伸强度(静态TS)的关系图。由图12可知，各发明例具有比其它例更高的吸收能。
另外，图13表示的是应变到5％的吸收能和静态拉伸强度(静态TS)的关系图。由图13可知，各发明例具有比其它例更高的吸收能，而且具有与静态TS高达200MPa的比较例同等程度的吸收能。
工业实用性根据本发明，可以提供一种高强度钢板，该钢板具有与例如拉伸强度为600MPa等级的钢板同等程度的加压成型性，同时产品化后的撞击变形时的拉伸强度有较大地提高，由此使本发明的高强度钢板具有与拉伸强度为800MPa等级同等程度的高冲击能吸收能力。由此，本发明有望能用于既以较高的高速变形强度和冲击能吸收性能力以及高加工性这两者为必需特性的汽车用车体。
权利要求
1.一种高强度钢板，其特征在于，该钢板呈现出由铁素体相和分散于该铁素体相中的硬质第二相构成的金属组织，在该金属组织中所述硬质第二相所占的面积分数为3％～30％，在所述铁素体相中晶粒粒径为1.2μm以下的铁素体所占的面积分数为15％～90％，并且，在所述铁素体相中，所述晶粒粒径为1.2μm以下的铁素体的平均粒径dS和晶粒粒径超过1.2μm的铁素体的平均粒径dL满足下述(1)式dL/dS≥3 (1)。
2.根据权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，在所述钢板的与压延方向平行的截面上，在任意选出9个以上3μm见方的正方形格子的情况下，将所述各格子中的所述硬质第二相的面积分数设为Ai且i＝1、2、3、…时，所述Ai的平均值A(ave)和标准偏差s满足下述(2)式s/A(ave)≤0.6(2)。
3.根据权利要求1或2所述的高强度钢板，其特征在于，在所述钢板中，含有C，并且含有Si、Mn、Cr、Mo、Ni和B中的至少一种元素，所述C是指从总C量中减去与Nb和Ti结合的C量后得到的固溶碳量，在下述(3)式的前提下，所述C满足下述(4)式～(6)式，F1(Q)＝0.65Si+3.1Mn+2Cr+2.3Mo+0.3Ni+2000B (3)F1(Q)≥-40C+6 (4)F1(Q)≥25C-2.5 (5)0.02≤C≤0.3(6)其中，在所述(3)式中，所述各添加元素是以该添加元素的构成比例代入的，所述构成比例以质量％表示。
4.根据权利要求3所述的高强度钢板，其特征在于，在下述(7)式和(8)式的前提下，所述含有成分满足下述(9)式，F2(S)＝112Si+98Mn+218P+317Al+9Cr+56Mo+8Ni+1417B (7)F3(P)＝500×Nb+1000×Ti (8)F2(S)+F3(P)≤360 (9)其中，在所述(7)式和所述(8)式中，所述各添加元素是以该添加元素的构成比例代入的，所述构成比例以质量％表示。
5.根据权利要求3或4所述的高强度钢板，其特征在于，以质量％计，在所述钢板中含有0.72％以下的Nb和0.36％以下的Ti中的至少一种成分。
6.根据权利要求4或5所述的高强度钢板，其特征在于，以质量％计，在所述钢板中含有2％以下的P和18％以下的Al中的至少一种成分。
7.根据权利要求3～6中任意一项所述的高强度钢板，其特征在于，以质量％计，在所述钢板中，Si为5％以下、Mn为3.5％以下、Cr为1.5％以下、Mo为0.7％以下、Ni为10％以下和B为0.003％以下。
8.一种高强度钢板的制造方法，该制造方法是制造权利要求1～7中任意一项所述的高强度钢板的方法，其特征在于，所述制造方法包括如下过程对金属组织由铁素体相和硬质第二相构成的热轧钢板，进行加工度指数D满足下述(10)式的冷轧，然后，进行满足下述(11)式的退火，D＝d×t/t0≤1(10)(10)式中的d表示所述硬质第二相的平均间隔，单位为μm，t表示冷轧后的板厚，t0表示热轧后冷轧前的板厚，680＜-40×log(ts)+Ts＜770 (11)(11)式中的ts表示保持时间，单位为秒，Ts表示保持温度，单位为℃，log(ts)是ts的常用对数。
9.根据权利要求8所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在所述热轧钢板的板厚方向上的所述硬质第二相的平均间隔在5μm以下。
全文摘要
本发明提供一种高强度钢板及其制造方法，所述高强度钢板含有纳米晶粒(晶粒粒径为1.2μm以下)并且合金元素添加量得到抑制，通过对铁素体晶粒的微细化，从而使钢板强度提高，并且其强度和延性的均衡性能优异，该性能在加压成型时很重要，而且钢板的静动差为170MPa以上。本发明的高强度钢板的特征在于，该钢板呈现出由铁素体相和分散于该铁素体相中的硬质第二相构成的金属组织，在该金属组织中硬质第二相所占的面积分数为3％～30％，在所述铁索体相中晶粒粒径为1.2μm以下的纳米晶粒所占的面积分数为15％～90％，并且晶粒粒径为1.2μm以下的纳米晶粒的平均粒径dS和晶粒粒径超过1.2μm的微晶粒的平均粒径dL满足式(dL/dS≥3)。
文档编号C22C38/58GK101065509SQ20058004058
公开日2007年10月31日 申请日期2005年11月30日 优先权日2004年12月3日
发明者兴津贵隆 申请人:本田技研工业株式会社