高强度钢板及其制造方法与流程

本公开涉及可以在以汽车零件为首的各种用途中使用的高强度钢板。

背景技术：

供汽车用零件等用的钢板，为了一并实现轻量化和碰撞安全性，兼顾强度的提高和抗冲击特性的提高。

例如专利文献1公开有一种高强度钢板，其将板坯加热到1210℃以上，控制热轧条件，从而使0.5μm以下的微细的tin粒子生成，抑制作为低温破坏的起点的粒径为1μm以上的aln粒子的生成，由此试图提高抗冲击特性。

在专利文献2中公开有一种高强度钢板，其使c量高于0.45％并在0.77％以下，使mn量为0.1％以上、0.5％以下，使si量为0.5％以下，以及规定cr、al、n、o添加量，同时使铁素体粒径的50％以上成为与硬质相接合的网眼状组织，从而力图提高耐碰撞特性。

在专利文献3中公开有一种高强度钢板，其通过添加3.5～10％的mn，使残余奥氏体的量为10％以上，使残余奥氏体的平均间隔为1.5μm以下，从而谋求耐碰撞特性的改善。

专利文献4公开有一种具有980～1180mpa的抗拉强度，且显示出良好的深拉性的高强度钢板。

【现有技术文献】

【专利文献】

【专利文献1】日本专利第5240421号说明书

【专利文献2】日本特开2015－105384号公报

【专利文献3】日本特开2012－251239号公报

【专利文献4】日本特开2009－203548号公报

为了实现汽车用零件所使用的钢板的进一步轻量化，需要其更薄，同时还具备充分的强度和抗冲击特性。总之，要求具有更高的抗拉强度和优异的冲击特性的钢板。

另外，在以汽车用零件为代表的各种用途中，不仅要求具有高抗拉强度和冲击特性，而且还要具有优异的强度－延展性平衡、高屈强比、胀大成形性和优异的扩孔率。

关于抗拉强度、强度－延展性平衡、屈强比、深拉特性和扩孔率，具体来说，分别要求如下。

关于抗拉强度，要求在980mpa以上。为了提高使用中能够负荷的应力，除了高抗拉强度(ts)以外，还需要有高屈服强度(ys)。另外，从确保碰撞安全性等的观点出发，还需要提高钢板的屈服强度，另外为了在碰撞时使强度特性稳定显现，也需要有抑制变形时断裂的特性。因此，具体来说，要求有0.75以上的屈强比(yr＝ys/ts)，并且作为代替破坏特性的评价指标，要求拉伸试验时的断裂部的板厚减薄率提高。另外，作为汽车用钢板的基本性能，也要求点焊部的接头强度。具体来说，要求点焊部的十字拉伸强度为6kn以上。

关于强度－延展性平衡，要求ts与总延伸率(el)的积(ts×el)为20000mpa％以上。此外，为了确保零件成形时的成形性，还要求表示扩孔性的扩孔率λ为20％以上，以及表示胀大成形性的极限胀形高度(胀形高度)为16mm以上。

但是，在专利文献1～4公开的高强度钢板中，全部满足这些要求是困难的，所以要求一种能够全部满足这些要求的高强度钢板。

技术实现要素：

本发明的实施方式正是为了应对这样的要求而做出的，其目的在于，提供一种抗拉强度(ts)、屈强比(yr)、(ts)和总延伸率(el)的积(ts×el)、扩孔率(λ)、拉伸试验时的断裂部的板厚减薄率(ra)、极限胀形高度和点焊部的十字拉伸强度(sw十字拉伸)均处于高水平的高强度钢板及其制造方法。

本发明的方式1，是一种高强度钢板，其中，含有

c：0.15质量％～0.35质量％、

si和al的合计：0.5质量％～3.0质量％、

mn：1.0质量％～4.0质量％、

p：0.05质量％以下、

s：0.01质量％以下，

余量由fe和不可避免的杂质构成，

钢组织中，

铁素体分率为5％以下，

回火马氏体与回火贝氏体的合计分率为60％以上，

残余奥氏体量为10％以上，

ma的平均尺寸为1.0μm以下，

与残余奥氏体量为等量的碳稠化区域中的mn的浓度分布的半值宽度为0.3质量％以上，

小角x射线散射的q值为1nm^－1的散射强度在1.0cm^－1以下。

本发明的方式2，根据方式1所述的高强度钢板，其中，c量为0.30质量％以下。

本发明的方式3，根据方式1或2所述的高强度钢板，其中，al量低于0.10质量％。

本发明的方式4，是一种高强度钢板的制造方法，其中，包括如下工序：

准备轧制材的工序，其含有c：0.15质量％～0.35质量％、si和al的合计：0.5质量％～3.0质量％、mn：1.0质量％～4.0质量％、p：0.05质量％以下、s：0.01质量％以下，余量由fe和不可避免的杂质构成；

将所述轧制材在ac1点与0.2×ac1点+0.8×ac3点之间的温度下保持5秒以上后，加热至ac3点以上的温度并保持5～600秒钟而进行奥氏体化的工序；

所述奥氏体化后，以10℃/秒以上的平均冷却速度，从650℃以上的温度起冷却至100℃以上且低于300℃之间的冷却停止温度为止的工序；

以30℃/秒以上的平均加热速度，从所述冷却停止温度起加热至处于300℃～500℃范围的再加热温度为止的工序；

在所述再加热温度下，以满足由式(1)规定的回火参数p为10000～14500且保持时间为1～300秒的方式进行保持的工序；和

所述保持之后，以10℃/秒以上的平均冷却速度从所述再加热温度冷却至200℃为止的工序。

p＝t×(20+log(t/3600))…(1)

在此，t：温度(k)，t：时间(秒)。

本发明的方式5，根据方式4所述的制造方法，其中，到所述冷却停止温度为止的冷却中，包括：以0.1℃/秒以上且低于10℃/秒的平均冷却速度冷却至作为650℃以上的温度的急冷开始温度为止的工序；从所述急冷开始温度起以平均冷却速度10℃/秒以上冷却至所述冷却停止温度为止的工序。

本发明的方式6，根据方式4或5所述的制造方法，其中，所述回火参数为11000～14000，保持时间为1～150秒。

根据本发明的实施方式，能够提供抗拉强度(ts)、屈强比(yr)、(ts)与总延伸率(el)的积(ts×el)、扩孔率(λ)、拉伸试验时的断裂部的板厚减薄率(ra)(抗冲击特性)、极限胀形高度和点焊部的十字拉伸强度(sw十字拉伸)均处于高水平的高强度钢板及其制造方法。

附图说明

图1是说明本发明的实施方式的高强度钢板的制造方法，特别是热处理的图解。

具体实施方式

本发明者们锐意研究的结果发现，在具有规定的成分的钢中，通过使钢组织(金属组织)中，达成铁素体分率：5％以下，回火马氏体与回火贝氏体的合计分率：60％以上，残余γ量：10％以上，ma的平均尺寸：1.0μm以下，相当于残余奥氏体的部分、即碳稠化区域中的mn的浓度分布的半值宽度：0.3质量％以上，此外小角x射线散射的q值为1nm^－1的散射强度：1.0cm^－1以下，则能够得到抗拉强度(ts)、屈强比(yr)、(ts)与总延伸率(el)的积(ts×el)、扩孔率(λ)、拉伸试验时的断裂部的板厚减薄率(ra)(抗冲击特性)、极限胀形高度和点焊部的十字拉伸强度(sw十字拉伸)均处于高水平的高强度钢板。

尽管详情后述，但本发明的实施方式的高强度钢板，具有mn稠化区域，其是在制造时的热处理的奥氏体化工序中，通过在ac1点与ac3点的中间的二相共存区域，更详细地说，就是在ac1点～0.2×ac1点+0.8×ac3点之间的温度下保持规定时间后，再以ac3点以上的温度保持规定时间而形成的。此外，在热处理时还形成有与残余奥氏体对应的(与残余奥氏体量为相同量的)碳稠化区域。而且，在该碳稠化区域中，形成mn稠化区域和mn未稠化区域这两者。即，在碳稠化区域(残余奥氏体)之中，存在含有更多的mn和并非如此的区域。因此，若在整个碳稠化区域(即，对应于全部残余奥氏体)测量mn浓度的分布，则mn浓度具有某种程度以上的偏差。具体来说，mn的浓度分布的半值宽度为0.3质量％以上。

如此，使残余奥氏体含有的mn量有所波动，意味着能够具备有着多样稳定度的残余奥氏体。以较小的应变量便引起加工诱导相变的稳定度低的残余奥氏体、和以大应变量才会引起加工诱导相变的稳定度高的残余奥氏体混合，可以在各种各样的应变区域引起加工诱导相变。其结果是，能够在宽广的应变区域提高n值，能够提高应变分散性而实现高胀形加工性。

以下展示本发明的实施方式的高强度钢板及其制造方法的详情。

1.钢组织

以下说明本发明的实施方式的高强度钢板的钢组织的详情。

在以下的钢组织的说明中，有对于具有这样的组织而能够提高各种特性的机理进行说明的情况。这些是本发明者们基于目前得到的认知而想到的机理，但应该注意的是，其并不是限定了本发明的技术的范围。

(1)铁素体分率：5％以下

铁素体一般具有的问题是，虽然加工性优异，但强度低。其结果是，若铁素体量多，则屈强比降低。因此，使铁素体分率为5％以下(5体积％以下)。

铁素体分率优选为3％以下，更优选为1％以下。

铁素体分率能够通过用光学显微镜观察，以点计数法测量白色的区域而求得。即，通过这样的方法，能够以面积比(面积％)求得铁素体分率。然后，以面积比求得的值可以直接作为体积比(体积％)的值使用。

(2)回火马氏体与回火贝氏体的合计分率：60％以上

使回火马氏体与回火贝氏体的合计分率为60％以上(60体积％以上)，能够使高强度与高扩孔性兼顾。回火马氏体与回火贝氏体的合计分率优选为70％以上。

回火马氏体和回火贝氏体量(合计分率)，能够通过如下方式求得，即，对于进行过硝酸乙醇腐蚀液腐蚀的截面进行sem观察，测量ma(即，残余奥氏体与淬火状态的马氏体的合计)的分率，从全部钢组织中减去上述的铁素体分率和ma分率而求得。

(3)残余奥氏体量：10％以上

残余奥氏体在冲压加工等的加工中，会发生由于加工诱导相变而相变为马氏体的trip现象，能够得到大的延伸率。另外，所形成的马氏体具有高硬度。因此，能够得到优异的强度－延展性平衡。使残余奥氏体量为10％以上(10体积％以上)，能够实现ts×el为20000mpa％以上这样优异的强度－延展性平衡。

残余奥氏体量优选为15％以上。

本发明的实施方式的高强度钢板中，残余奥氏体的大部分以ma的形态存在。所谓ma是martensite-austeniteconstituent的缩写，是马氏体和奥氏体的复合体(复合组织)。

残余奥氏体量能够利用x射线衍射，求得铁素体(x射线衍射中含回火马氏体和未回火的马氏体)与奥氏体的衍射强度比，再通过计算而取得。作为x射线源，能够使用co－kα射线。

(4)ma的平均尺寸：1.0μm以下

ma是硬质相，变形时在母相/硬质相界面邻域作为孔形成点起作用。ma尺寸越粗大，越会引起应变向母相/硬质相界面集中，容易发生以形成于母相/硬质相界面邻域的孔为起点的破坏。

因此，使ma尺寸，特别是ma平均尺寸为1.0μm以下这样微细，抑制破坏，则能够使扩孔率λ提高。

ma的平均尺寸优选为0.8μm以下。

ma的平均尺寸能够通过如下方式求得，即，对于经过硝酸乙醇腐蚀液腐蚀的截面，用sem以3000倍以上观察3个视野以上，在照片中的任意的位置引合计200μm以上的直线，测量该直线与ma交叉的切片长度，计算该切片长度的平均值。

(5)与残余奥氏体量等量的碳稠化区域中的mn浓度分布的半值宽度为0.3质量％以上

如上述，残余奥氏体的大部分以ma的形态存在，利用光学显微镜或sem只识别残余奥氏体有困难。残余奥氏体与铁素体等相比，由于碳的固溶限大，所以通过进行后述的热处理，而使碳在残余奥氏体中稠化。因此，使用epma(electronprobemicroanalyzer)，进行碳的元素映像，将从碳浓度高的测量点按顺序通过上述的x射线衍射求得的与残余奥氏体量等量的测量点作为碳稠化区域，能够将该碳稠化区域判断为残余奥氏体。即，例如，残余奥氏体量为15体积％时，在通过元素映像测量碳量的测量点中，从碳浓度高的一方选择15％，而这些碳浓度高的测量点(碳稠化区域)可以判断为残余奥氏体。

因此“与残余奥氏体量等量的碳稠化区域”，意味着相当于残余奥氏体的(与之对应的)区域。

然后，关于与该残余奥氏体量等量的碳稠化区域中的mn的浓度分布，特别是mn浓度分布的半值宽度，也能够使用epma测量。使被认为是碳稠化区域的测量点的mn量的分布图形化，据此能够得到半值宽度。

该mn浓度分布的半值宽度越大，表示残余奥氏体中的mn浓度的偏差越大(mn的浓度分布的范围宽)。在本发明的实施方式的高强度钢板中，mn的浓度分布的半值宽度为0.3质量％以上，优选为0.5质量％以上，更优选为0.6质量％以上，进一步优选为0.75质量％以上。

如此，使残余奥氏体(碳稠化区域)含有的mn量波动，能够形成从稳定度低的残余奥氏体到稳定度高的残余奥氏体这样稳定度范围广的残余奥氏体。稳定度低的残余奥氏体，在小的应变量下便发生加工诱导相变，成为马氏体。稳定度高的残余奥氏体，不会由小的应变量引起加工诱导相变，只有施加大的应变量才会引起加工诱导相变而成为马氏体。因此，若具有范围广的稳定度的残余奥氏体存在，则由刚开始加工而应变量小的时候，跨越到加工进展而应变量大的时候，加工诱导相变会持续地发生。其结果是，能够跨越宽大的应变范围而提高n值，能够提高应变分散性而实现高胀形加工性。

(6)小角x射线散射的q值为1nm^－1的散射强度在1.0cm^－1以下

所谓小角x射线散射，是对于钢板照射x射线，测量透过钢板的x射线的散射，由此能够求得钢板中所含的微细粒子(例如，分散在钢板中的渗碳体粒子)的尺寸分布。在本发明的实施方式的钢板中，通过小角x射线散射，能够求得分散在回火马氏体中的作为微细粒子的渗碳体粒子的尺寸分布。具体来说，在小角x射线散射中，运用q值与散射强度，能够解析渗碳体的粒子的尺寸及其分率。

q值是钢板中的粒子(例如渗碳体粒子)的尺寸的指标。所谓“q值为1nm^－1”，对应于粒径约1nm的渗碳体粒子。散射强度是钢板中的粒子(例如渗碳体粒子)的体积分率的指标。散射强度越强，表示渗碳体的体积分率越大。

关于某一q值的散射强度，半定量地表示该q值所对应的尺寸的渗碳体粒子的体积分率。例如，q值为1nm^－1的散射强度，半定量地表示约1nm的微细的渗碳体粒子的体积分率。

即，q值为1nm^－1的散射强度大，表示约1nm的微细的渗碳体粒子的体积分率大。在“q值为1nm^－1的散射强度在1.0cm^－1以下”的钢板中，意味着该钢板中存在的约1nm的微细的渗碳体粒子的体积分率在规定的值(相当于散射强度在1.0cm^－1的值)以下。如以下说明，“q值为1nm^－1的散射强度在1.0cm^－1以下”的钢板，因为约1nm的渗碳体的体积分率被抑制得低，所以认为耐碰撞特性优异。

在含残余γ的高延性钢中，优选的是碳集中于残余奥氏体的状态，理想的是不存在渗碳体。钢材中分散的粒径为1nm左右的微细的渗碳体，会妨碍位错的移动而使钢材的变形能力降低。因此，在粒径约1nm的渗碳体的体积分率多的钢材中，变形时的破坏被促进，耐碰撞特性会降低。

本发明的实施方式的钢板，通过将微细的渗碳体的体积分率抑制得低，更具体地说，是使q值为1nm^－1的散射强度处于1cm^－1以下，从而使回火马氏体的板条内所形成的微细的碳化物减少，以提高马氏体中的变形能力。由此，抑制钢板在碰撞时发生破坏，使钢板的耐碰撞特性提高。

小角x射线散射的测量，使用rigaku社制nano-viewer，mo管球进行测量。从钢板上切下φ3mm的圆盘状试样，从板厚1/4附近切削20μm厚的试样，作为试料使用。q值采取0.1～10nm^－1的数据。其中，针对q值为1nm^－1而求得绝对强度。

(7)其他的钢组织：

在本说明书中，所述铁素体、回火马氏体、回火贝氏体、残余奥氏体和渗碳体以外的钢组织没有特别规定。但是，除了这些铁素体等的钢组织以外，也存在珠光体、未被回火的贝氏体和未被回火的马氏体等。铁素体等的钢组织，如果满足前述的组织条件，即使钢中存在珠光体等，仍可发挥本发明的效果。

2.组成

以下对于本发明的实施方式的高强度钢板的组成进行说明。主要对于基本元素c、si、al、mn、p和s进行说明。

还有，成分组成中单位的％表示，全部是质量％的意思。

(1)c：0.15～0.35％

c使预期的组织，特别是残余γ的量增加，是用于确保高强度－延展性平衡(ts×el平衡)等的特性所必须的元素，为了有效地发挥这样的作用，需要添加0.15％以上。但是，高于0.35％则不适于焊接。优选为0.18％以上，更优选为0.20％以上。另外，优选为0.30％以下。若c量在0.25％以下，则能够更容易地进行焊接。

(2)si与al的合计：0.5～3.0％

si和al分别抑制渗碳体的析出，具有使残余奥氏体残存的作用。为了有效地发挥这样的作用，需要添加si和al合计0.5％以上。但是，若si和al的合计高于3.0％，则钢的变形能力降低，ts×el和胀形高度降低。优选为0.7％以上，更优选为1.0％以上。另外，优选为2.5％以下。

还有，关于al，可以是作为脱氧元素起作用的这一程度的添加量，即可低于0.10质量％，另外，出于例如抑制渗碳体的形成，使残余奥氏体量增加的目的等，也可以添加0.7质量％以上这样更多的量。

(3)mn：1.0～4.0％

mn抑制铁素体的形成。另外，mn形成mn稠化区域，形成稳定度不同的残余奥氏体，是使胀形加工性提高所不可缺少的元素。为了有效地发挥这样的作用，需要添加1.0％以上。但是，若高于4.0％，则二相域加热的温度范围难以控制得狭窄，以及温度变得过低，因此，即使以ac1点～0.2×ac1点+0.8×ac3点之间的温度保持规定时间，相变也不会进行，存在不能形成mn稠化区域的情况。优选为1.5％以上，更优选为2.0％以上。另外，优选为3.5％以下。

(4)p：0.05％以下

p作为杂质元素不可避免地存在。若有高于0.05％的p存在，则el和λ劣化。因此，p的含量为0.05％以下(含0％)。优选为0.03％以下(含0％)。

(5)s：0.01％以下

s作为杂质元素不可避免地存在。若高于0.01％的s存在，则形成mns等的硫化物系夹杂物，成为裂纹的起点而使λ降低。因此，s的含量为0.01％以下(含0％)。优选为0.005％以下(含0％)。

(6)余量

在优选的一个实施方式中，余量是铁和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，允许因原料、物资、制造设备等的状况而带入的微量元素(例如，as、sb、sn等)的混入。还有，例如，像p和s这样，通常，含量越少越优选，因此是不可避免的杂质，但是在此组成范围中，有像上述这样另行规定的元素。因此，在本说明书中，构成余量的“不可避免的杂质”这种情况，是除去其组成范围被另行规定的元素以外的概念。

但是，不受此实施方式限定。只要能够维持本发明的实施方式的高强度钢板的特性，可以进一步含有任意的其他元素。

3.特性

如上述本发明的实施方式的高强度钢板，ts、yr、ts×el、λ、耐碰撞特性、极限胀形高度和sw十字拉伸均处于高水平。以下，对于本发明的实施方式的高强度钢板的这些特性进行详述。

(1)抗拉强度(ts)

具有980mpa以上的ts。优选ts为1180mpa以上。这是由于，若ts低于980mpa，则虽然能够更确实地得到优异的断裂特性，但碰撞时的承受载荷变低，因此不为优选。

(2)屈强比(yr)

具有0.75以上的屈强比。由此能够与上述的高抗拉强度相结合而实现高屈服强度，通过深拉加工等的加工而得到的最终制品能够在高应力下使用。优选具有0.80以上的屈强比。

(3)ts与总延伸率(el)的积(ts×el)

ts×el为20000mpa％以上。具有20000mpa％以上的ts×el，能够得到同时具有高强度和高延展性的高水平的强度－延展性平衡。优选ts×el为23000mpa％以上。

(4)胀大成形性(极限胀形高度)

极限胀形高度是用于胀大成形性的评价的指标。极限胀形高度，在载荷－冲程线图中为载荷急剧减少的断裂发生时的冲孔冲程。

更详细地说，用φ120mm的试验片，用φ53.6mm、肩半径8mm的冲模和φ50mm的球头冲头，在冲头与钢板之间夹隔润滑用的聚乙烯片，压边力作为1000kgf进行胀形，测量断裂时的高度(冲孔冲程)，求得极限胀形高度。

本发明的实施方式的高强度钢板，极限胀形高度为20mm以上，优选为21mm以上。

(5)扩孔率(λ)

扩孔率λ遵循日本钢铁联盟规格jfst1001求得。在试验片上挖直径d0(d0＝10mm)的穿孔，将前端角度为60°的冲头按压入该穿孔，测量发生的龟裂贯通了试验片的板厚这一时刻的穿孔的直径d，根据下式求得扩孔率。

λ(％)＝{(d－d0)/d0}×100

本发明的实施方式的高强度钢板，扩孔率λ为20％以上，优选为30％以上。由此能够得到冲压成形性等优异的加工性。

(6)拉伸试验中的板厚减薄率(r5拉伸板厚减薄率)

使用在5号试验片上设有半径5mm的圆弧形的切口的试验片，使拉伸试验的变形速度为10mm/min而进行试验，使试料断裂。其后，进行截面观察，用截面的板厚方向的厚度t1除以原本的板厚t0的值(t1/t0)，作为板厚减薄率。

该试验中的板厚减薄率为50％以上，优选为52％以上，更优选为55％以上。由此，即使碰撞时严重变形也难以断裂，因此能够得到具有优异的抗冲击特性的钢板。

(7)点焊的十字拉伸强度

点焊的十字拉伸强度遵照jisz3137进行评价。点焊的条件使用的是将两张1.4mm的钢板重叠。以圆顶半径(ドームラジアス)型的电极，在加压力4kn下，使电流从6ka至12ka的范围每次增加0.5ka而进行点焊，调查焊接时飞溅(ちり)发生的电流值(最低电流值)。以比该最低电流值低0.5ka的电流进行点焊，将由此焊接而成的十字接头作为十字拉伸强度的测量用的试料。十字拉伸强度在6kn以上为“良好”。还有，十字拉伸强度优选为8kn以上，更优选为10kn以上。

若十字拉伸强度为6kn以上，则由钢板制造汽车用零件等之时，能够得到焊接时的接合强度高的零件。

4.制造方法

接下来，对于本发明的实施方式的高强度钢板的制造方法进行说明。

本发明者们发现，通过对于具有规定的组成的轧制材进行详情后述的热处理(多级的等温淬火处理)，从而具有上述期望的钢组织，其结果是，会得到具有上述希望特性的高强度钢板。

以下说明其详情。

图1是说明本发明的实施方式的高强度钢板的制造方法，特别是热处理的图解。

实施热处理的轧制材，通常在热轧后，进行冷轧而制造。但是，并不限定于此，进行热轧和冷轧的任意一者均可以制造。另外，热轧和冷轧的条件没有特别限定。

(1)奥氏体化

奥氏体化工序中，如图1的[2]所示，将轧制材在ac1点与ac3点的中间的二相共存区域，更详细地说，就是在ac1点与0.2×ac1点+0.8×ac3点之间的温度t1(ac1≤t1≤0.2×ac1点+0.8×ac3)下保持5秒以上之后，如图1的[3]、[4]所示，再截止ac3点以上的温度t2(ac3≤t2)，以加热温度t2保持5～600秒使之奥氏体化。

加热到温度t1保持5秒以上。优选保持时间为900秒以下。还有，保持温度t1，如图1的[2]，也可以在ac1点与0.2×ac1点+0.8×ac3点之间的固定的温度下保持，例如，也可以在ac1点与0.2×ac1点+0.8×ac3点之间缓慢加热等，使之在ac1点与0.2×ac1点+0.8×ac3点之间变动。如此，通过在铁素体和奥氏体的二相共存区域内的比较低的温度域保持，共存的铁素体和奥氏体之中，奥氏体侧分配到更多的mn，由此能够得到mn稠化区域。而后，形成于该mn稠化区域、即使在热处理后作为残余奥氏体残留的奥氏体的mn浓度仍然高，由此可以加大碳稠化区域的mn的浓度的偏差，能够实现高胀大成形性。

若温度t1低于ac1点，则有mn稠化的奥氏体的量少，残余奥氏体(碳稠化区域)中的mn浓度的偏差变小，不能获得充分的胀大成形性。

若温度t1高于0.2×ac1点+0.8×ac3点，则奥氏体的mn浓度变低，残余奥氏体(碳稠化区域)中的mn浓度的偏差变小，不能获得充分的胀大成形性。

若温度t1下的保持时间比5秒的时间短，则mn扩散的时间不足，mn向奥氏体的稠化不充分，残余奥氏体(碳稠化区域)中的mn的偏差变小，不能获得充分的胀大成形性。

优选温度t1下的保持时间长的方面，但从生产率的观点出发，优选为900秒以下。

优选温度t1在0.9×ac1点+0.1×ac3点与0.3×ac1点+0.7×ac3点之间，温度t1下的保持时间为10秒以上且800秒以下。更优选温度t1在0.8×ac1点+0.2×ac3点与0.4×ac1点+0.6×ac3点之间，温度t1下的保持时间为30秒以上且600秒以下。

还有，图1中作为[1]所示的至温度t1的加热速度，优选为5～20℃/秒。

其次如图1的[3]的[4]所示，升温至ac3点以上的温度t2(ac3≤t2)并以温度t2保持而进行奥氏体化。温度t2下的保持时间为5～600秒。

通过加热至ac3点以上的温度t2，在加热至温度t1时作为铁素体的部分也成为奥氏体。该重新相变成奥氏体的部分mn不稠化。因此，在奥氏体中存在上述的mn的稠化区域，同时存在mn不稠化的区域，在热处理后的高强度钢板中，可以加大残余奥氏体(碳稠化区域)的mn浓度的偏差，能够实现高胀大成形性。

若温度t2低于ac3点，或温度t2下的保持时间比5秒短，则所得到的高强度钢板的铁素体分率高于5％，yr降低。

若温度t2过高，先形成的mn稠化区域的mn发生扩散，mn浓度的偏差有可能变得过小。因此，温度t2优选为ac3点+50℃以下。

若温度t2下的保持时间比600秒长，则由于扩散导致mn稠化区域的mn浓度变低，残余奥氏体中的mn浓度的偏差变小，胀大成形性降低。

优选温度t2为ac3点+10℃以上，温度t2下的保持时间为10～450秒。更优选温度t2为ac3点+20℃以上，温度t2下的保持时间为20～300秒。

图1的[3]所示的从温度t1到温度t2的加热，优选以0.1℃/秒以上且低于10℃/秒的加热速度进行。

还有，关于ac1点和ac3点，虽然也可以通过测量求得，但用其组成，由通常所知的算式进行计算为宜。

例如，运用下述(1)式和2(式)，能够计算ac1点和ac3点(例如，参照“莱斯利钢铁材料学”丸善，(1985))。

ac1点(℃)＝723+29.1×[si]－10.7×[mn]+16.9×[cr]－16.9×[ni](1)

ac3点(℃)＝910－203×[c]^1/2+44.7×[si]－30×[mn]+700×[p]+400×[al]+400×[ti]+104×[v]－11×[cr]+31.5×[mo]－20×[cu]－15.2×[ni](2)

在此，[]表示其中所述的元素的以质量％所示的含量。

(2)冷却至100℃以上且低于300℃之间的冷却停止温度为止

上述的奥氏体化后，如图1的[6]所示，以10℃/秒以上的平均冷却速度，冷却至100℃以上且低于300℃之间的冷却停止温度t3为止。在100℃以上、低于300℃的温度范围内控制冷却停止温度，从而调整未相变成马氏体而残存的奥氏体的量，控制最终的残余奥氏体量。

冷却中，至少在650℃～300℃之间，以平均冷却速度10℃/秒以上进行冷却。使平均冷却速度为10℃/秒以上，是为了抑制冷却中的铁素体的形成，成为微细的马氏体主体的组织。

作为这样的冷却的优选例，能够列举的是，如图1的[5]所示，截至650℃以上急冷开始温度t4，以0.1℃/秒以上且低于10℃/秒的比较低的平均冷却速度进行冷却(缓冷)，如图1的[6]所示，从急冷开始温度t4至300℃以下冷却停止温度t3，以平均冷却速度10℃/秒以上进行冷却(急冷)。还有，通过使急冷开始温度t4为650℃以上，能够在冷却(缓冷)中抑制铁素体的形成。

若冷却速度比10℃/秒慢，则铁素体形成，yr降低。另外，ma变得粗大，为此扩孔率降低。

若冷却停止温度t3低于100℃，则残余奥氏体量不足。其结果是，虽然ts变高，但是el降低，ts×el平衡不足。

若冷却停止温度t3为300℃以上，则粗大的未相变奥氏体增加，即使经其后的冷却仍残存，最终ma尺寸变得粗大，扩孔率λ降低。

还有，优选的冷却速度为15℃/℃以上，更优选为20℃/s以上。优选的冷却停止温度t3为120℃以上且280℃以下，更优选为140℃以上且260℃以下。

如图1的[7]所示，也可以在冷却停止温度t3下保持。作为保持时优选的保持时间，能够列举1～150秒。即使保持时间比150秒长，所得到的钢板的特性也没怎么提高，钢板的生产率却降低，因此优选在150秒以下。

(3)再加热至300℃～500℃的温度范围为止

如图1的[8]所示，从上述的冷却停止温度t3起以30℃/秒以上的再加热速度，加热至处于300℃～500℃范围的再加热温度t5为止。通过急速加热，能够缩短在可促进碳化物的析出和生长的温度域的停留时间，能够抑制微细的碳化物的形成。优选的再加热速度为60℃/s以上，更优选为70℃/s。

这样的急速加热，例如能够以高频加热、通电加热等的方法达成。

达到再加热温度t5后，如图1的[9]所示，以此温度t5保持。这时，优选使以下的式(1)所表示的回火参数p为10000以上且14500以下，并且，保持时间为1～150秒。本实施方式的钢板的回火参数p由以下的式(1)表示。

p＝t(k)×(20+log(t/3600)…·(1)

在此，t是回火温度(k)，t是保持时间(秒)。

再加热之时，在马氏体中过饱和固溶的碳发生再分配。具体来说，就是发生以下两个现象，即，碳从马氏体向奥氏体的扩散；和马氏体的板条中的碳化物(渗碳体)析出。这两个现象之中，若低温下进行长时间的保持，则容易发生碳化物的析出。另外，即使以高温保持时，若加热速度慢或保持时间过长，则碳化物也会析出。另一方面，碳从马氏体向奥氏体的扩散，强烈依存于扩散速度，因此在高温下经短时间的处理便能够充分进行。

存在于马氏体中的渗碳体的粒子容易成为碰撞破坏的起点，变成使耐碰撞特性降低的原因。因此，在再加热时，希望进行一边抑制马氏体的板条内的碳化物(渗碳体)的析出，一边促进碳从马氏体向奥氏体的扩散这样的再加热处理。因此，有效的是实施急速加热，和高温且短时间的热处理。

但是，为了使充分的碳扩散发生而得到预期的抗拉强度，需要将作为温度与时间的组合因子的回火参数p控制在一定的范围内。

若回火参数p小于10000，则碳从马氏体向奥氏体的扩散未充分发生，奥氏体变得不稳定，不能确保残余奥氏体量，因此ts×el平衡不足。另外，若回火参数p大于14500，则即使短时间处理也不能防止碳化物的形成，不能确保残余奥氏体量，ts×el平衡劣化。还有，即使回火参数适当，若加热速度过低，时间过长，则马氏体板条内仍会形成碳化物，碰撞变形时的龟裂进展容易发生，耐碰撞特性劣化。马氏体板条内的碳化物的量，能够根据小角x射线散射的散射强度求得。

若再加热温度t5低于300℃，则碳的扩散不足，得不到足够的残余奥氏体量，ts×el降低。若再加热温度t5高于500℃，则残余奥氏体分解成渗碳体与铁素体，残余奥氏体不足，特性不能确保。

若不进行保持或保持时间比1秒短，则碳的扩散同样有可能不足。因此，优选以再加热温度t5进行1秒以上的保持。若保持时间比150秒长，则碳同样有可能作为渗碳体析出。因此，保持时间优选为150秒以下。

优选的再加热温度t5为320～480℃，更优选的再加热温度t5为340～460℃。

优选回火参数p为10500～14500，这时优选的保持时间为1～150秒。更优选的回火参数p为11000～14000，这时优选的保持时间为1～100秒，更优选为1～60秒。

再加热之后，如图1的[10]所示，例如可以冷却至室温这样200℃以下的温度。作为冷却到200℃以下的优选的平均冷却速度，能够列举10℃/秒。

通过以上的热处理，能够得到本发明的实施方式的高强度钢板。

如果是接触过以上说明的本发明的实施方式的高强度钢板的制造方法的本领域技术人员，则存在如下可能性，即，能够通过尝试法，运用与上述制造方法不同的制造方法，得到本发明的实施方式的高强度钢板。

【实施例】

1.试样制作

经过真空熔炼，制造具有表1所述的化学组成的铸造材之后，对该铸造材进行热锻而成为板厚30mm的钢板后，实施热轧。还有，表1中还记述有根据组成计算出的ac3点。

热轧的条件不会对本专利的最终组织和特性施加本质上的影响，加热到1200℃后，经多级轧制达到板厚2.5mm。这时，热轧的结束温度为880℃。其后，以30℃/秒冷却到600℃，停止冷却，插入加热到600℃的炉中后，保持30分钟，其后，进行炉冷，作为热轧钢板。

对该热轧钢板实施酸洗而除去表面的氧化皮后，实施冷轧至1.4mm。对该冷轧板进行热处理，得到试样。热处理条件显示在表2中。还有，表2中，例如像[2]这样显示在[]内的编号，与图1中显示在[]内的相同的编号的过程对应。

在表2中，试样no.1中，未将奥氏体化分成温度t1与温度t2两个阶段进行，只以相当于温度t2的ac3点以上的温度保持。

试样no.9是冷却至再加热温度后，以此温度保持的试样(是跳过图1中相当于[7]～[8]的工序的试样)，以之替代冷却到100℃以上且低于300℃之间的冷却停止温度。

试样15和31～36，是使加热温度t2与急冷开始温度t4相同的试样。即，是在奥氏体化后，经一个阶段冷却至冷却停止温度t3为止的试样。

相当于[8]的再加热由通电加热法进行。

还有，在表1～表4中，带星号(＊)的数值，表示脱离本发明的实施方式的范围之外。

【表1】

【表2】

2.钢组织

对于各个试样，根据上述方法，求得铁素体分率、回火马氏体与回火贝氏体的合计分率(表3中记述为“回火m/b”)、残余奥氏体量(残余γ量)、ma的平均尺寸、碳稠化区域的mn浓度分布的半值宽度、和小角x射线散射的q值为1nm^－1的散射强度。残余奥氏体量的测量中，使用株式会社リガク制二维微区x射线衍射装置(rint－rapidii)。得到的结果显示在表3中。

还有，在本实施例中，表3所述的钢组织以外的钢组织(剩余组织)，除去试样no.9以外的试样是未被回火的马氏体，试样no.9是未被回火的贝氏体。

【表3】

3.机械特性

对于得到的试样，使用拉伸试验机，测量ys、ts、el，计算yr和ts×el。另外，根据上述的方法求得扩孔率λ、极限胀形高度(胀形高度)、点焊部的十字拉伸强度(sw十字拉伸)和r5拉伸板厚减薄率。得到的结果显示在表4中。

【表4】

考察表4的结果。试样no.12～15、18、21和29～36，是满足本发明的实施方式中规定的全部要件(组成、制造条件和钢组织)的实施例。这些试料均达成980mpa以上的抗拉强度(ts)、0.75以上的屈强比(yr)、20000mpa％以上的ts×el、20％以上的扩孔率(λ)、极限胀形高度为16mm以上、6kn以上的sw十字拉伸和50％以上的r5拉伸板厚减薄率(ra)。

相对于此，在试样no.1中，未将奥氏体化分成温度t1与温度t2两个阶段进行，只以相当于温度t2的ac3点以上的温度保持，因此碳稠化区域的mn的浓度分布的半值宽度的值小，极限胀形高度低。此外，因为[7]保持时间长达300秒，所以碳化物(渗碳体)析出。另外，因为小角x射线散射的散射强度大，所以约1nm的渗碳体的体积分率可谓大。其结果是，耐碰撞特性(板厚减薄率)降低。

试样no.2中，因为保持温度t1低，所以碳稠化区域的mn的浓度分布的半值宽度的值小，极限胀形高度变低。

试样no.3中，因为保持温度t1高，所以碳稠化区域中的mn的浓度分布的半值宽度的值小，极限胀形高度低。此外[7]保持时间长达300秒，因此碳化物(渗碳体)析出。另外，由于小角x射线散射的散射强度大，所以约1nm的渗碳体的体积分率可谓大。其结果是，耐碰撞特性(板厚减薄率)降低。

试样no.4和5中，因为加热到加热温度t1并保持后，选择与t1相同的温度作为加热温度t2，所以不能以足够高的温度进行奥氏体化。因此，铁素体量多，回火马氏体与回火贝氏体的合计分率低，碳稠化区域中的mn的浓度分布的半值宽度的值变小。其结果是，抗拉强度、屈强比和极限胀形高度变低。

试样no.6中，加热温度t2低，铁素体量变多，其结果是，屈强比变低。

试样no.7中，因为冷却停止温度t3高，所以回火马氏体与回火贝氏体的合计分率低，且ma的平均尺寸大。其结果是，扩孔率变低。

试样no.8中，因为加热温度t1下的保持时间短，所以碳稠化区域中的mn的浓度分布的半值宽度的值小，其结果是，极限胀形高度变低。

试样no.9中，加热温度t2下的保持时间长，另外冷却停止温度t3高。因此，回火马氏体与回火贝氏体的合计分率为0％，ma的平均尺寸大，且mn的浓度分布的半值宽度的值变小。其结果是，抗拉强度、扩孔率和极限胀形高度低。此外，因为以此温度保持300秒([9]保持时间)，所以碳化物的形成也少。这些结果是扩孔率λ降低。

试样no.10中，冷却停止温度t3低，残余奥氏体量少，其结果是，ts×el的值和极限胀形高度变低。

试样no.11中，因为[8]再加热速度慢达30℃/秒，所以碳化物(渗碳体)析出。另外，由于小角x射线散射的散射强度大，所以约1nm的渗碳体的体积分率可谓大。其结果是，耐碰撞特性(板厚减薄率)降低。

试样no.16中，因为急冷开始温度t4低，所以铁素体量多，回火马氏体与回火贝氏体的合计分率低。其结果是，抗拉强度和屈强比低。此外，因为[9]保持时间长达300秒，所以碳化物(渗碳体)析出。另外，由于小角x射线散射的散射强度大，所以约1nm的渗碳体的体积分率可谓大。其结果是，耐碰撞特性(板厚减薄率)降低。

试样no.17中，因为[8]再加热速度慢达15℃/秒，所以碳化物(渗碳体)析出。另外，由于小角x射线散射的散射强度大，所以约1nm的渗碳体的体积分率可谓大。其结果是，耐碰撞特性(板厚减薄率)降低。

试样no.19中，再加热温度t5高，因此参数高达14604，残余奥氏体量少。其结果是，ts×el的值和极限胀形高度变低。另外，由于小角x射线散射的散射强度大，所以约1nm的渗碳体的体积分率可谓大。其结果是，耐碰撞特性(板厚减薄率)降低。

试样no.20中，再加热温度t5低，因此参数低至9280，残余奥氏体量变少。其结果是，ts×el的值和极限胀形高度变低。

试样no.22中，c量低，残余奥氏体量少，其结果是，ts×el的值和极限胀形高度变低。

试样no.23中，mn量多，残余奥氏体量少，其结果是，ts×el的值和极限胀形高度变低。

试样no.24中，mn量少，铁素体量多，回火马氏体与回火贝氏体的合计量不足。其结果是，抗拉强度和屈强比变低。

试样no.25中，si+al量低，回火马氏体与回火贝氏体的合计分率和残余奥氏体量低，ma平均的尺寸变大。其结果是，ts×el的值，扩孔率和极限胀形高度变低。

试样no.26中，c量多，其结果是sw十字拉伸强度变低。

试样no.27中，si+al量多，其结果是，ts×el的值和极限胀形高度变低。

试样no.28中，因为保持温度t1高，所以碳稠化区域中的mn的浓度分布的半值宽度的值小，极限胀形高度变低。

4.总结

如此，满足本发明的实施方式规定的组成和钢组织的钢板，能够确认抗拉强度(ts)、屈强比(yr)、(ts)与总延伸率(el)的积(ts×el)、扩孔率(λ)、拉伸试验时的断裂部的板厚减薄率(ra)、极限胀形高度和点焊部的十字拉伸强度均处于高水平。

另外能够确认，根据本发明的实施方式的制造方法，能够制造满足本发明的实施方式所规定的组成和钢组织的钢板。

本申请伴随以申请日为2016年8月3日的日本国专利申请，特愿2016－153110号以基础申请的优先权主张。特愿2016－153110号由于参照而编入本说明书。