CN103361577B - 加工性优异的高屈强比高强度钢板 - Google Patents

Abstract

本发明的钢板，抗拉强度为980MPa以上，显示高屈强比，并且加工性(详细地说，强度-延展性平衡)优异。该钢板满足C：0.06％以上低于0.12％、Si：0.2％以下、Mn：2.0～3.5％、从Ti、Nb以及V构成的群中选择的至少一种元素：合计0.01～0.15％，B：0.0003～0.005％、P：0.05％以下、S：0.05％以下、Al：0.005～0.1％以及N：0.015％以下，余量是铁和不可避免的杂质，相对于金属组织全体，铁素体：超过5％但在15％以下、马氏体：25～55％、贝氏体以及回火马氏体：合计30％以上但低于70％，并且，铁素体的平均晶粒直径：3.0μm以下。

Description

加工性优异的高屈强比高强度钢板

技术领域

本发明涉及加工性优异的高屈强比高强度的钢板(冷轧钢板、熔融镀锌钢板以及合金化熔融镀锌钢板)，特别是涉及不使加工性降低而提高屈强比的抗拉强度为980MPa以上的高强度钢板。

本发明的钢板适用于例如要求高加工性并且高屈强比的机动车用结构部件(例如，侧梁、柱、横梁、车门防撞条类等的车身结构部件；保险杠、门横梁、座椅部件、底部部件等强度部材)和家电用部材等。

背景技术

近年来，由于地球环保问题的意识高涨，各机动车厂家以提高燃油使用率为目的进行车身的轻量化。另外，从乘客的安全性的观点出发，机动车的冲突安全基准被强化，还要求部件相对于冲击的耐久性。为此，在最近的机动车中，高强度钢板的使用比率进一步上升，例如，在要求防锈性的车身框架构件和车门防撞条等中，积极地适用高强度的熔融镀锌钢板以及合金化熔融镀锌钢板(以下，也有以镀敷钢板代表的情况。)。

对于上述钢板，要求点焊性优异，良好的加工性，并且要求冲突时的能量吸收能，还要求屈服强度即屈强比高。

从提高点焊性的观点出发，降低C量是有效的，例如在日本·特开2007-231369号中，使用将C量显著降低到低于0.1％的钢板。但是，降低C量时，虽然延展性等的加工性优异，但成为低屈服强度，因此，存在不能兼备高屈服强度和加工性的问题。

另外，在日本·特开2002-322539号中公开了如下的冲压成形性优异的薄钢板，其含有低于0.10％的C，实质上由铁素体单相组织的基材和在该基材中分散的粒径低于10nm的微细析出物构成，具有550MPa以上的抗拉强度。但是，根据该专利公报的实施例，上述薄钢板的抗拉强度也就810～856MPa左右，并未公开980MPa以上的高强度钢板具有高屈服强度，并兼具优异的加工性。

另一方面，作为兼具高强度和加工性的钢板，可以例举以具有高拉伸率的铁素体和发挥高强度的马氏体为主体的复合组织钢板(DP钢板)。但是，DP钢板只能得到低屈强比，不能兼具高屈强比和高加工性。例如，作为上述DP钢板，在日本·特开昭55-122820号以及日本·特开2001-220641号中公开了强度-延展性平衡等优异的高强度溶融锌钢板，但在该方法中，在熔融镀锌后或合金化处理后的冷却过程中马氏体生成，在马氏体相变时，可动位错被导入铁素体中，因此，屈服强度变低。

发明内容

本发明鉴于上述情况而形成，其目的在于，提供一种钢板，其抗拉强度为980MPa以上，显示高屈强比，并且加工性(详细地说，强度-延展性平衡)优异。

能够解决上述课题的本发明的钢板，满足C：0.06％(质量％的意思。以下，对于化学成分组成相同。)以上但低于0.12％、Si：0.2％以下、Mn：2.0～3.5％、从由Ti、Nb以及V构成的群中选择的至少一种元素：合计0.01～0.15％、B：0.0003～0.005％、P：0.05％以下、S：0.05％以下、Al：0.005～0.1％以下以及N：0.015％以下，余量是铁和不可避免的杂质，相对于金属组织全体，满足铁素体：大于5％但在15％以下、马氏体：25～55％、贝氏体以及回火马氏体：合计30％以上但低于70％，铁素体的平均晶粒直径：3.0μm以下，并且抗拉强度为980MPa以上。

所述钢板还可以含有Cr以及Mo中选出的至少一种元素：合计1.0％以下(不含0％)作为其他元素。在所述钢板的表面可以具有熔融镀锌层或合金化熔融镀锌层，在本发明也包括高屈强比高强度的熔融镀锌钢板以及高屈强比高强度的合金化熔融镀锌钢板。

根据本发明，金属组织的基本构成为铁素体、马氏体、贝氏体以及回火马氏体，并适当分别控制铁素体的面积率、马氏体的面积率、贝氏体以及回火马氏体的合计面积率，并且，适当控制铁素体的平均晶粒直径，由此，能够得到抗拉强度为980MPa以上，具有高屈强比(屈服强度/抗拉强度×100＝68％以上)，并且，加工性(抗拉强度×全拉伸率＝10.0GPa·％以上)优异的钢板。

附图说明

图1是显示制造本发明的钢板时的热图案的概略图。

图2是显示制造本发明的钢板时的热图案的变形例的概略图。

具体实施方式

本发明从提高点焊性的观点出发，涉及将C量设于低于0.12％的低C范围为前提，在此基础上，具有980MPa以上的高强度，并且兼具高屈强比以及高加工性全部特性的钢板。实现上述构成要件的经过如下所述。

如上所述，从提高点焊性的观点出发，希望降低C量，在这种含低C的钢板中，并未公开具有980MPa以上的高强度，而且兼具高屈服强度和良好的加工性的钢板。另一方面，作为兼具强度和加工性的钢板，可以例举以铁素体和马氏体为主体的DP钢板，但DP钢板在马氏体相变时可动位错被导入铁素体中，因此，成为低屈服强度。

因此，本发明者们的基本思想如下：在C量低于0.12％的低C钢板中，将现有的DP钢板中的铁素体和马氏体的一部分置换为贝氏体和回火马氏体，通过形成铁素体、马氏体、贝氏体以及回火马氏体的混合组织，从而实现高屈强比。

但是，相对于以铁素体和马氏体为主体的DP钢板，由于贝氏体以及回火马氏体的导入，铁素体相对减少，由此延展性(全拉伸率)容易降低，另外，由于马氏体相对减少，强度容易降低。另外，铁素体相对于金属组织全体的分率过低时，强度-延展性平衡低下，加工性变差，铁素体的分率过多时，难以实现高强度以及高屈强比。

另外，马氏体相对于金属组织全体的分率过低时，强度容易下降，马氏体的分率变多时，加工性(强度-延展性平衡)降低。

因此，为了实现高强度、高屈强比以及高加工性的全部特性，本发明者们对铁素体的面积率、马氏体的面积率、贝氏体以及回火马氏体的合计面积率进行锐意研究，其结果发现，将这些组织的分率限定在最佳范围内，从而实现具有高屈强比，并确保高强度和高加工性。

另外，通过使铁素体的平均晶粒直径微细化，进一步提高加工性(强度-延展性平衡)，完成了本发明。

在本说明书中，所谓“加工性优异”是指在抗拉强度980MPa以上的高强度区域中强度-延展性平衡优异。具体地说，在上述高强度区域中，抗拉强度(TS：单位MPa)×全拉伸率(EL：单位％)满足10.0×10³MPa·％(＝10.0GPa·％)以上。优选TS×EL为10.5GPa·％以上。

另外，在本说明书中，所谓“高屈强比”是指由“屈服强度(YS)/抗拉强度(TS)×100”表示的屈强比(YR)为68％以上。优选YR为70％以上。

本发明的钢板包括冷轧钢板、熔融镀锌钢板(GI钢板)以及合金化熔融镀锌钢板(GA钢板)。本说明书中，在这些钢板中，有时将熔融镀锌钢板以及合金化熔融镀锌钢板简称为“镀敷钢板”。

以下，对本发明的钢板的构成要件进行说明。

首先，对本发明的组织特征进行详细说明。本发明的钢板中，金属组织含有铁素体、马氏体、贝氏体以及回火马氏体，另外，也可以具有除去铁素体、马氏体、贝氏体以及回火马氏体之外的余量组织。但是，贝氏体以及回火马氏体如后所述不能通过扫描型电子显微镜观察进行区别。本发明的钢板只要满足以下所述的各组织的分率，(A)可以由铁素体、马氏体、贝氏体以及回火马氏体构成，(b)也可以还含有铁素体、马氏体、贝氏体以及回火马氏体以外的余量组织，这些形态均包含在本发明的范围内。

[铁素体分率：超过5面积％但在15面积％以下]

铁素体是有助于提高钢板的拉伸率特性的组织，铁素体分率相对于金属组织全体为5面积％以下时，钢板的拉伸率下降，强度-延展性平衡变差。因此，铁素体分率相对于金属组织全体为大于5面积％，优选为6面积％以上，更优选为7面积％以上。但是，铁素体分率相对于金属组织全体超过15面积％时，钢板的抗拉强度以及屈强比下降。因此，铁素体分率相对于金属组织全体为15面积％以下，优选为14面积％以下，更优选为13面积％以下。

[马氏体分率：25～55面积％]

马氏体是确保高强度的必要组织，在本发明中，马氏体分率相对于金属组织全体为25面积％以上。优选为27面积％以上，更优选为30面积％以上。但是，马氏体过多时，拉伸率下降，加工性(强度-延展性平衡)变差。另外，会出现贝氏体以及回火马氏体的合计分率过少，不能有效发挥提高高屈强比的作用。因此，马氏体分率相对于金属组织全体为55面积％以下，优选为52面积％以下，更优选为49面积％以下。

[贝氏体以及回火马氏体的合计分率：30面积％以上低于70面积％]

贝氏体以及回火马氏体是有助于提高屈强比的组织。因此，贝氏体以及回火马氏体相对于金属组织全体的合计分率为30面积％以上，优选为33面积％以上，更优选为36面积％以上。为了发挥铁素体的上述作用，并发挥马氏体的上述作用，贝氏体以及回火马氏体相对于金属组织全体的合计分率的上限为低于70面积％。贝氏体以及回火马氏体相对于金属组织全体的合计分率可以根据金属组织的构成适当调整，优选为67面积％以下，更优选为64面积％以下。

还有，贝氏体和回火马氏体均是呈现在铁素体中有碳化物析出的组织，难以通过扫描型电子显微镜观察进行区分，因此，在本发明中，将贝氏体和回火马氏体以合计量限定。

在本发明中，马氏体量和贝氏体以及回火马氏体的合计量的任一方可以多量含有，只要满足本发明限定的各组织的分率，可以包括马氏体＞贝氏体+回火马氏体、马氏体＝贝氏体+回火马氏体、马氏体＜贝氏体+回火马氏体的任一种方式。但是，考虑到强度-拉伸率平衡等，优选马氏体＜贝氏体+回火马氏体的方式。

[余量组织的分率：5面积％以下(包括0面积％)]

本发明的钢板如上所述，可以仅由铁素体、马氏体、贝氏体以及回火马氏体构成，在不妨碍本发明的作用的程度中，也可以含有在例如制造过程等中不可避免地生成的组织(余量组织)。作为上述余量组织，例如有珠光体、残留奥氏体等。优选上述余量组织相对于金属组织全体的分率合计为5面积％以下，更优选为3面积％以下，最优选为0面积％。

上述金属组织的确定和分率的测定可以通过后述的实施例所示的方法进行。

[铁素体的平均晶粒直径：3.0μm以下]

在本发明中，在各组织的分率满足上述要件之外，铁素体的平均晶粒直径为3.0μm以下。在此，所谓铁素体的晶粒是指由被认为相当于旧奥氏体晶界的大角晶界围住的晶粒。通过使铁素体的晶粒微细化，能够进一步提高强度-延展性平衡。上述作用在铁素体的平均晶粒直径越小时越有效发挥，因此为3.0μm以下，优选为2.8μm以下，更优选为2.6μm以下。还有，其下限在和上述作用的关系中并未限定，但考虑到本发明的成分组成和制造方法等，大致优选1μm以上。

铁素体的平均晶粒直径可以通过后述的实施例所示的方法测定。

以上，对本发明的钢板的金属组织进行了详细说明。

在本发明中，为了充分发挥上述金属组织带来的优异的特性(高强度、高屈强比以及高加工性)，并发挥点焊性和镀敷密接性等其他特性，需要如下控制钢板的化学成分组成。

以下，详细说明钢板的成分组成。

[C：0.06％以上低于0.12％]

C是用于确保钢板的强度所必要的元素。C量不足时，不仅铁素体大量生成，而且贝氏体和马氏体也软质化，因此，难以实现高强度。因此，在本发明中将C量定为0.06％以上。优选为0.07％以上，更优选为0.080％以上。另一方面，C过量含有时，点焊性低下，因此，C量上限为低于0.12％。优选为0.110％以下，更优选为0.100％以下。

[Si：0.2％以下]

Si是对铁素体的固溶强化有效的元素，但也是使点焊性和镀敷密接性降低的元素，因此，本发明中极力减少即可。因此，Si量的上限为0.2％。优选为0.15％以下，更优选为0.10％以下。

[Mn：2.0～3.5％]

Mn是提高淬火性有助于确保高强度的元素。Mn量不足时，铁素体过量生成，难以实现高强度和高屈强比。因此，在本发明中，含有Mn为2.0％以上。优选为2.3％以上，更优选为2.5％以上。另一方面，Mn过量含有时，不能确保铁素体的生成量，强度-延展性平衡变差。另外，Mn量过多时，点焊性容易低下。因此，Mn量的上限为3.5％。Mn量优选为3.2％以下，更优选为2.90％以下。

[从由Ti、Nb以及V构成的群中选择的至少一种元素：合计0.01～0.15％]

Ti、Nb以及V是通过碳氮化物的析出带来的钉止效果，使加热时的奥氏体晶粒微细化，由此使作为来自奥氏体的相变组织的铁素体、贝氏体、以及马氏体的组织微细化，有助于提高强度-延展性平衡的元素。另外，通过奥氏体晶粒的微细化，铁素体相变的各生成点增加，能够促进铁素体相变。这些元素可以单独添加，也可以2种以上并用。为了发挥这种效果，合计量(单独含有时为单独含量，下同)的下限为0.01％。优选为0.02％以上，更优选为0.05％以上。但是，上述合计量过多时，铁素体过量生成，难以实现高强度以及高屈强比。另外，上述合计量过多时，热轧以及冷轧时，变形阻抗增大，生产性降低，并带来成本上升，即使过量含有上述效果也饱和，考虑到这些情况，合计量为0.15％以下。优选为0.12％以下。

[B：0.0003～0.005％]

B是提高淬火性抑制铁素体/贝氏体相变，确保马氏体的生成量有助于使钢板高强度化的元素。另外，也具有抑制铁素体的生成，抑制大量铁素体生成带来的抗拉强度以及屈强比降低的作用。为了发挥这种效果，B量为0.0003％以上。优选为0.0005％以上。但是，B量过量时，热变形阻抗增大，生产性低下。另外，即使过量含有，B添加带来的提高淬火性的效果也饱和，导致高成本。因此，B量为0.005％以下。优选为0.0035％以下。

[P：0.05％以下]

P是对铁素体的固溶强化有效的元素，也是使点焊性和镀敷密接性降低的元素，因此，极力减少即可。因此，P量上限为0.05％。优选为0.03％以下，更优选为0.02％以下。还有，P量为0％在工业上困难。

[S：0.05％以下]

S是不可避免的杂质元素，从确保加工性和点焊性的观点出发，极力减少即可。因此，S量上限为0.05％以下。优选为0.02％以下，更优选为0.01％以下。S量尽可能地减少，但0％在工业上困难。

[Al：0.005～0.1％]

Al是具有脱氧作用的元素。为了有效地发挥这种作用，需要含有0.005％以上。更优选为0.01％以上。但是，Al即使过量添加其效果也是饱和，因此，上限为0.1％。优选为0.08％以下，更优选为0.06％以下。

[N：0.015％以下]

N是不可避免的杂质元素，大量含有时，会有使韧性和延展性(拉伸率)劣化的倾向，因此，N量上限为0.015％。优选为0.01％以下，更优选为0.005％以下。N量尽可能地减少即可，但0％在工业上困难。

本发明所用的钢的基本成分如上所述，余量是铁以及不可避免的杂质。作为根据原料、材质、制造设备等的状況混入的上述不可避免的杂质，在上述S和N之外，可以例举O和不确定(Tramp)元素(Sn、Zn、Pb、As、Sb、Bi等)等。

本发明所用的钢根据需要还可以含有以下的任意元素(选择成分)。[从Cr以及Mo构成的群中选出的至少一种元素：合计1.0％以下(不含0％)]

Cr以及Mo均是使淬火性提高有助于确保高强度的元素。在本发明中，这些元素可以单独添加，也可以并用。为了发挥这种效果，优选合计量(单独含有时为单独的量，下同)的下限为0.04％以上。更优选为0.07％以上，特别优选为0.10％以上。但是，Cr以及Mo过量含有时，延展性(拉伸率)劣化，因此，优选合计量上限为1.0％以下。更优选为0.8％以下，特别优选为0.6％以下。

为了制造本发明的钢板，特别是适当控制冷轧后的退火条件是有效的。本发明的钢板可以如下述顺序进行如下工序进行制造：例如，准备具有上述成分组成的钢的工序，和在热轧以及冷轧后在Ac₃点～(Ac₃点+150℃)的温度保持5～200秒的均热工序，和以平均冷却速度：3～30℃/秒进行冷却的冷却工序，和在(Ms点-50℃)～(Ms点+50℃)的温度保持15～600秒的低温保持工序。在此，Ac₃点是指加热钢板时的向奥氏体相变完成的完成温度，Ms点是指马氏体相变的开始温度。以下，顺序说明制造上述钢板的方法。

首先，准备具有上述成分组成的钢。

接着，根据通常方法进行热轧以及冷轧。对于热轧，例如，终轧温度：大约Ac₃点以上，卷取温度：大致400～700℃。热轧后根据需要进行酸洗，例如，进行冷轧率：大致35～80％的冷轧。

接着，对于冷轧后的退火工序，参照图1以及图2详细说明。图1是表示在一定温度进行上述均热工序以及低温保持工序的热图案的图，图2是表示在本发明推荐的范围内进行变化而进行上述均热工序以及低温保持工序的热图案的图。

在退火工序中，首先，从室温加热到Ac₃点～(Ac₃点+150℃)的温度区域。以下，将该温度区域中的任意温度称为均热温度T1。

从室温到上述均热温度T1的平均加热速度没有特别限定，在通常使用的范围内进行适当控制即可。在本发明中，考虑到生产性等，优选以1℃/秒以上的平均加热速度从室温加热到上述均热温度T1，更优选为2℃/秒以上。从室温到上述均热温度T1的平均加热速度的上限没有特别限定，例如为50℃/秒左右。

[均热工序]

在均热工序中，优选在Ac₃点～(Ac₃点+150℃)的温度区域(均热温度T1)均热5～200秒(以下，称为均热时间T1。)。均热温度T1低于Ac₃点时，奥氏体相变不十分，铁素体大量残存不能确保贝氏体以及回火马氏体的生成量，难以确保希望的金属组织。因此，优选均热温度T1为Ac₃点以上，更优选为(Ac₃点+10℃)以上。另一方面，均热温度T1高于(Ac₃点+150℃)时，奥氏体的粒成长被促进，组织粗大化，铁素体相变的核生成点减少。为此，铁素体相变受到抑制，不能确保铁素体的生成量，强度-延展性平衡降低。因此，优选均热温度T1为(Ac₃点+150℃)以下，更优选为(Ac₃点+100℃)以下。

均热时间T1低于5秒时，奥氏体相变不十分，铁素体大量残存难以确保希望的组织，不能实现高强度和高屈强比。因此，优选均热时间T1为5秒以上，更优选为20秒以上。但是，均热时间T1过长时，奥氏体的粒成长被促进，如上所述，组织粗大化，强度-延展性平衡容易降低。另外，均热时间T1过长时，生产性降低。因此，优选均热时间T1为200秒以下，更优选为150秒以下。

还有，均热温度T1无需是一定的温度，只要能确保Ac₃点～(Ac₃点+150℃)的温度区域(T1温度区域)的均热时间T1为5～200秒，也可以如图2所示进行变化。具体地说，例如，如图2中实线所示，在连续升温到Ac₃点～(Ac₃点+150℃)的温度区域(T1温度区域)后，可以在该温度等温保持5～200秒，如图2中虚线所示，在到达Ac₃点～(Ac₃点+150℃)的温度区域(T1温度区域)后，也可以在该温度区域内进一步升温，相反，也可以进一步降温，重要的是，如果是确保在上述T1温度区域的均热时间T1为规定时间的方式，则全部包含在本发明的范围内，每一种情况均能实现希望的特性。

[冷却工序]

在冷却工序中，优选从上述均热温度T1到(Ms点-50℃)～(Ms点+50℃)的温度区域的范围内，以平均冷却速度(CR1)3～30℃/秒进行冷却。以下，将(Ms点-50℃)～(Ms点+50℃)的温度区域中的任意温度称为低温保持温度T2。通过使上述平均冷却速度CR1为例如3℃/秒以上，从而能够以满足上述铁素体分率的方式生成铁素体。在平均冷却速度CR1低于3℃/秒时，铁素体相变进行，铁素体分率过多难以确保高强度以及高屈强比。上述平均冷却速度CR1更优选为5℃/秒以上。但是上述平均冷却速度CR1过大时，铁素体相变基本不会发生，难以确保铁素体量。因此，上述平均冷却速度CR1优选为30℃/秒以下，更优选为25℃/秒以下，最优选为20℃/秒以下。

还有，从上述均热温度T1到(Ms点-50℃)～(Ms点+50℃)的温度区域(T2温度区域)的冷却，没有必要以一定速度进行冷却，可以分多阶段进行冷却。重要的是，只要从均热温度T1到低温保持温度T2的温度范围的平均冷却速度CR1在3～30℃/秒的范围内即可。例如，可以将上述温度范围的冷却作为平均冷却速度不同的二阶段的冷却，变更从均热温度T1到中间温度(例如，500～700℃)的冷却速度和从中间温度到低温保持温度T2的冷却速度。

[低温保持工序]

在低温保持工序中，优选在(Ms点-50℃)～(Ms点+50℃)的温度区域(T2温度区域)保持15～600秒(以下，称为低温保持时间T2。)。通过在该温度区域保持规定时间，能够以规定分率确保贝氏体以及回火马氏体。在上述低温保持温度T2超过(Ms点+50℃)时，难易发生贝氏体相变，马氏体分率变多。因此，上述低温保持温度T2优选为(Ms点+50℃)以下，更优选为(Ms点+40℃)以下。但是，上述低温保持温度T2低于(Ms点-50℃)时，贝氏体相变的进行不充分，马氏体分率变多，强度-延展性平衡变差。因此，上述低温保持温度T2优选为(Ms点-50℃)以上，更优选为(Ms点-40℃)以上。

上述低温保持时间T2低于15秒时，贝氏体相变不能充分发生，因此，马氏体分率变多，不能实现高屈强比，强度-拉伸率平衡也变差。因此，上述低温保持时间T2优选为15秒以上，更优选为20秒以上，最优选为25秒以上。但是，上述低温保持时间T2即使超过600秒时，贝氏体相变也不会进一步进行，生产性降低。因此，上述低温保持时间T2优选为600秒以下，更优选为500秒以下，最优选为450秒以下。

还有，上述低温保持温度T2无需是一定的温度，只要在从均热温度T1进行的冷却时，确保(Ms点-50℃)～(Ms点+50℃)的温度区域(T2温度区域)的低温保持时间为15～600秒，则可如图2所示进行变化。具体地说，例如如图2中实线所示，在从均热温度T1连续冷却到低温保持温度区域T2后，在该温度进行等温保持，或如图2中虚线所示，在到达低温保持温度T2后，在该温度区域内进一步冷却，或在该温度区域内进一步升温，重要的是，如果是能够确保在上述T2温度区域的低温保持时间T2为规定时间的方式，则全部包含在本发明的范围内，每一种情况均能实现希望的特性。

在低温保持工序后，接着，通过在从(Ms点-50℃)～(Ms点+50℃)的温度区域(T2温度区域)到室温的温度区域进行冷却，从而能够制造本发明的高强度钢板(冷轧钢板)。

上述T2温度区域中的从低温保持温度T2到室温的温度区域的平均冷却速度CR2没有特别限定，适当控制在通常使用的范围即可。在本发明中，在上述温度区域，优选以平均冷却速度(CR2)1℃/秒以上进行冷却。这是因为，上述平均冷却速度CR2低于1℃/秒时，生产性降低，并且，由于马氏体的自回火(才一ステンパ)，马氏体变软，TS降低。上述平均冷却速度CR2更优选为3℃/秒以上。上述平均冷却速度CR2的上限没有特别限定，例如优选为100℃/秒左右。

还有，上述平均冷却速度CR2在从上述T2温度区域中的低温保持温度T2到室温的温度区域中进行控制即可，该低温保持温度T2是指，如上述图2中虚线所示，在T2温度区域内进行冷却或升温时，冷却或升温后的温度(T2结束温度)。

可以在冷却到室温所得到的上述高强度钢板(冷轧钢板)的表面形成熔融镀锌层或合金化熔融镀锌层。

形成熔融镀锌层或合金化熔融镀锌层时的条件没有特别限定，可以采用通常的熔融镀锌处理和通常的合金化处理，由此，可以得到本发明的熔融镀锌钢板(GI钢板)以及合金化熔融镀锌钢板(GA钢板)。具体地说，在上述图1中，通过在低温保持工序途中、在低温保持工序和其后的二次冷却工序之间、二次冷却工序的途中等，在这些工序(或工序间)中实施熔融镀锌处理，或合金化处理，能够得到希望的镀敷钢板。

还有，在低温保持工序的途中进行熔融镀锌处理或合金化处理时，需要以在该处理前后实施的T2温度区域的保持时间的合计满足15～600秒的方式进行控制。

熔融镀锌处理以及合金化处理的条件没有特别限定，可以采用通常使用的条件。例如，在制造熔融镀锌钢板时，可以例举浸渍在温度调整为大约430～500℃的镀浴中进行熔融镀锌后进行冷却。另外，在制造合金化熔融镀锌钢板时，可以例举在上述熔融镀锌后，加热到500～750℃左右的温度后进行合金化，进行冷却。

实施例

以下，举实施例更具体地说明本发明，本发明并不限定于下述实施例，在适合前·后宗旨的范围内可以变更实施，这些均包含在本发明的技术的范围内。

熔炼下述表1所示的成分组成的钢(余量为铁以及不可避免的杂质)，热轧到厚度为2.4mm。终轧温度为880℃，巻取温度为600℃。

接着，对所得到的热轧钢板进行酸洗后，冷轧到厚度为1.2mm，制造冷轧钢板(冷轧率：50％)。

接着，对所得到的冷轧钢板以如下顺序实施退火处理。即，以平均加热速度HR(℃/秒)从室温(27℃)加热到下述表2所示的均热温度T1(℃)后，在均热温度T1(℃)保持下述表2所示的时间T1(秒)。保持后，以平均冷却速度CR1(℃/秒)从均热温度T1(℃)冷却到下述表2所示的低温保持开始温度T2(℃)，在该低温保持开始温度T2进行等温保持(T2开始温度＝T2结束温度)，或冷却到低温保持结束温度T2(T2开始温度＞T2结束温度)，或加热到低温保持结束温度T2(T2开始温度＜T2结束温度)。低温保持后，以下述表2所示的平均冷却速度CR2(℃/秒)从T2结束温度冷却到室温(27℃)。

还有，下述表2的No.31是通过镀敷连续退火线以下述表2所示的退火条件进行退火处理制造的冷轧钢板(表2中，记为CR)。

下述表2的No.1～29是通过镀敷连续退火线以下述表2所示的退火条件进行退火处理后，在镀浴温度450℃进行熔融镀锌制造的熔融镀锌钢板(表2中，记为GI)。

下述表2的No.30是通过镀敷连续退火线以下述表2所示的退火条件进行退火处理后，在镀浴温度450℃进行熔融镀锌，接着在550℃进行合金化处理制造的合金化熔融镀锌钢板(表2中，记为GA)。

在下述表2中显示基于下述表1所示的成分组成以及西斯利(レスリ一)铁钢材料学(幸田成康监译，丸善株式会社，1985年发行，p.273(Ac₃点)或p.231(Ms点))中所示的Ac₃点的计算式以及Ms点的计算式算出的Ac₃点的温度以及Ms点的温度。在下述式中，[]表示各元素的含量(质量％)，在钢中不含该元素时，该元素＝0质量％进行计算。在下述表2中还算出Ac₃点+150℃、Ms点-50℃、Ms点+50℃的值一并显示。Ac₃点＝910-203×[C]^1/2-15.2×[Ni]+44.7×[Si]+104×[V]+31.5×[Mo]+13.1×[W]-30×[Mn]-11×[Cr]-20×[Cu]+700×[P]+400×[Al]+120×[As]+400×[Ti]Ms点＝561-474×[C]-33×[Mn]-17×[Ni]-17×[Cr]-21×[Mo]

对如上述得到的各钢板(CR，GI，GA)，如下进行金属组织观察，并且，如下进行抗拉试验，测定机械特性。

[金属组织观察(微观组织观察)]

为了观察上述各钢板(CR，Gl，GA)的与轧制方向正交的截面的T/4(T：板厚)位置，通过用硝酸乙醇(ナイタ一ル)进行蚀刻使组织显现，通过扫描型电子显微镜(SEM)观察组织。具体地说，铁素体以及马氏体的面积率(在下述表3分别记为VF、VM)，通过使用与组织的晶粒直径的大小相对应的倍率(1000倍、1500倍、3000倍中的任一个)的截面组织照片的图像解析进行测定，求得5视野的平均。视野尺寸为，观察倍率1000倍时为75μm×75μm，观察倍率1500倍时为50μm×50μm，观察倍率3000倍时为25μm×25μm。

在本实施例中，没有观察到珠光体等余量组织，因此，贝氏体以及回火马氏体的合计面积率(后述表3中记为VB+VTM)，是从全部组织(100面积％)中减去如上述测定的铁素体(VF)以及马氏体(VM)的面积率而算出。

还有，贝氏体和回火马氏体均呈现为在铁素体中有碳化物析出的组织，根据SEM照片难以区分两组织，因此，表示为合计面积率。

另外，铁素体的平均晶粒直径(在后述表3中记为DF)是根据JISG0552中规定的“钢的铁素体晶粒度试验方法”中的切断法测定铁素体的平均晶粒度，求出平均晶粒直径DF。

在下述表3中显示这些测定结果。

[机械特性的测定]

从上述各钢板(CR、GI、GA)，采取以轧制方向为长方向的JISZ2201的5号试验片，根据JISZ2241测定屈服强度(YS)、抗拉强度(TS)、全拉伸率(EL)。从这些值，算出屈强比[YR＝(YS/TS)×100]以及TS×EL的值。

在本实施例中，TS为980MPa以上的情况评价为高强度，YR为68％以上的情况评价为高屈强比，TS×EL为10.0GPa·％以上的情况评价为强度和拉伸率的平衡(强度-延展性平衡)优异。

从下述表1～3可以进行如下分析。首先，下述表3的No.1～7、21～31是使用满足本发明规定的成分组成的下述表1的钢种A～G、M～T，根据本发明推荐的方法制造的例，抗拉强度均为980MPa以上、显示68％以上的高屈强比，并且，TS×EL为10.0GPa·％以上，具有良好的特性。

对此，不满足本发明规定的某一个要件的，不能得到希望的特性。首先，下述表3的No.8～15，虽然使用满足本发明规定的成分组成的下述表1的钢种A、C、D，但制造条件不满足本发明推荐的要件，因此，不能得到希望的特性。

其中，下述表3的No.8，由于均热温度T1过低，因此，铁素体过量生成，不能实现希望的高强度以及高屈强比。另外，由于铁素体过量生成，因此，贝氏体和回火马氏体的合计量变少，不能实现高屈强比。另一方面，下述表3的No.9，由于均热温度T1过高，因此，未生成铁素体，强度-延展性平衡降低。

下述表3的No.10，由于均热时间T1过短，因此，铁素体过量生成，不能实现希望的高强度以及高屈强比。另外，由于铁素体过量生成，因此，贝氏体和回火马氏体的合计量变少，不能实现高屈强比。

下述表3的No.11，由于均热后的一次冷却速度CR1过小，因此，铁素体过量生成，不能实现希望的高强度以及高屈强比。下述表3的No.12，由于均热后的一次冷却速度CR1过大，因此，不能确保铁素体的生成量，强度-延展性平衡降低。

下述表3的No.13是低温保持温度T2过低的例，马氏体过量生成，强度-延展性平衡降低。下述表3的No.14是低温保持温度T2过高的例，马氏体过量生成，强度-延展性平衡降低。另外，由于铁素体过量生成，贝氏体和回火马氏体的合计量变少，不能实现高屈强比。

下述表3的No.15，由于低温保持时间T2过短，所以马氏体过量生成，强度-延展性平衡降低。另外，由于马氏体过量生成，所以贝氏体和回火马氏体的合计量变少，不能实现高屈强比。

下述表3的No.16～20由于使用不满足本发明规定的成分组成的钢制造，所以不能得到希望的特性。其中，下述表3的No.16由于使用C量少的下述表1的钢种H，所以强度不能达到980MPa。下述表3的No.17由于使用Mn量少的下述表1的钢种I，所以铁素体过量生成，不能实现高强度以及高屈强比。

下述表3的No.18由于使用不含有从Ti、Nb、V构成的群中选出的元素的下述表1的钢种J，所以铁素体的平均晶粒直径变大，强度-延展性平衡降低。下述表3的No.19由于使用Ti量多的下述表1的钢种K，所以铁素体过量生成，不能实现高强度以及高屈强比。下述表3的No.20由于使用不含B的下述表1的钢种L，所以铁素体过量生成，不能实现高强度以及高屈强比。

下述表3的No.6、7、21、23～29具有高强度以及高屈强比，并且强度-延展性平衡优异。从这些结果可以确认到，即使在本发明推荐的温度范围内变更低温保持中的温度(加热或冷却)时，也能够实现希望的特性。

从上述实施例的结果可以确认到，满足本发明规定的要件的钢板(CR、GI、GA)兼具良好的特性。

VF：铁素体、VM：马氏体、VB：贝氏体、VTM：回火马氏体。

Claims (3)

1.一种钢板，其中，以质量％计满足C：0.06％以上但低于0.12％、Si：0.2％以下、Mn：2.0～3.5％、从由Ti、Nb以及V构成的群中选出的至少一种元素：合计0.01～0.15％、B：0.0003～0.005％、P：0.05％以下、S：0.05％以下、Al：0.005～0.1％以及N：0.015％以下，余量是铁和不可避免的杂质，

相对于金属组织全体，满足：

铁素体：大于5％但在15％以下；

马氏体：25～55％；

贝氏体以及回火马氏体：合计30％以上但低于70％，

并且，铁素体的平均晶粒直径：3.0μm以下，

抗拉强度为980MPa以上。

2.根据权利要求1所述的钢板，其中，以质量％计还含有合计为1.0％以下但不含0％的从Cr和Mo中选出的至少一种元素作为其他元素。

3.根据权利要求1或2所述的钢板，其中，在所述钢板的表面具有熔融镀锌层或合金化熔融镀锌层。