烧结硬化性和低温韧性优异的最大拉伸强度980MPa以上的高强度热轧钢板

摘要

一种高强度钢板，其具有下述组成：按质量％计，C：0.01％～0.2％、Si：0～2.5％、Mn：0～4.0％、Al：0～2.0％、N：0～0.01％、Cu：0～2.0％、Ni：0～2.0％、Mo：0～1.0％、V：0～0.3％、Cr：0～2.0％、Mg：0～0.01％、Ca：0～0.01％、REM：0～0.1％、B：0～0.01％、P：0.10％以下、S：0.03％以下、O：0.01％以下，Ti和Nb中的任意一者或两者总计含有0.01～0.30％，剩余部分由铁和不可避免的杂质组成，钢板的组织包含体积分数的总计90％以上的含有位错密度5×1013(1/m2)以上且1×1016(1/m2)以下、铁系碳化物1×106(个/mm2)以上的回火马氏体或下贝氏体。

说明书

技术领域

本发明涉及最大拉伸强度为980MPa以上并且烧结硬化性和低温韧性优 异的高强度热轧钢板及其制造方法。本发明涉及成型以及涂装烧结处理之后 的硬化性优异并且具备低温韧性从而能够在极低温度区域下使用的钢板。

背景技术

为了抑制源自汽车的二氧化碳的排出量，使用高强度钢板而进行汽车车 体的轻量化。另外，也为了确保搭乘者的安全性，汽车车体除了软钢板之外， 大多使用最大拉伸强度为980MPa以上的高强度钢板。进而为了今后进行汽 车车体的轻量化，必须将高强度钢板的使用强度水平提高到以往以上。但是， 钢板的高强度化通常伴随有成型性(加工性)等材料特性的劣化。如何材料特 性不会劣化地实现高强度化在高强度钢板的开发中是重要的。

另外，对于这种构件使用的钢板，要求在成型后作为零件安装于汽车之 后，即使受到由于碰撞等所导致的冲击、构件也不易破坏的性能。特别是为 了确保寒冷地区中的耐冲击性，也要求提高低温韧性。该低温韧性通过 vTrs(夏比断口转变温度)等规定。因此，也需要考虑到上述钢材的耐冲击性 其本身。并且，高强度化由于难以进行钢板的塑性变形，破坏的担忧进一步 提高，因此韧性作为重要的特性值得期待。

作为成型性不会劣化地提高钢板强度的手法，存在利用涂装烧结而进行 烧结硬化的方法。其是利用涂装烧结处理时的热处理、使得存在于钢板中的 固溶C固着于成型中导入的位错或者以碳化物形式析出，由此实现汽车构件 的高强度化的方法。该方法由于在压制成型之后硬化，不存在由于高强度化 所导致的压制成型性的劣化。由此期待有效利用于汽车结构构件。作为评价 该烧结硬化性的指标，已知室温下施加2％的预形变之后，进行170℃×20分 钟的热处理，进行再拉伸时的评价的试验方法。

对于烧结硬化性而言，由于制造时导入的位错和压制加工时导入的位错 这两者有助于烧结硬化，因此成为这两者的总计的位错密度和钢板中的固溶 C量是重要的。作为确保了大量固溶C、确保了高的烧结硬化性的钢板，存 在专利文献1、2所示的钢板。作为确保了进一步高的烧结硬化性的钢板，已 知除了固溶C之外、还有效利用了N的钢作为具有高的烧结硬化性的钢板(专 利文献3、4)。

但是，专利文献1～4的钢板虽然能够确保高的烧结硬化性，但是母相组 织形成铁素体单相，因此不适于能够有助于结构构件的高强度化、轻量化的 最大拉伸强度980MPa以上的高强度钢板的制造。

与此相对，马氏体组织由于极硬，在具有980MPa级以上的高强度的钢 板中，大多作为主相或第二相用于强化。

但是，由于马氏体含有极其大量的位错，难以得到高的烧结硬化性。这 是由于，与钢中的固溶C量相比，位错密度高。通常若相对于存在于钢板中 的位错密度、固溶C少则烧结硬化性降低，因此比较没有含有很多位错的软 钢和马氏体单相钢的情况下，若固溶C相同则烧结硬化性降低。

因此，作为企图确保更高的烧结硬化性的钢板，已知向钢中添加Cu、 Mo、W等元素，在烧结涂装时使它们的碳化物析出，由此达成了更高强度 的钢板(专利文献5、6)。但是，这些钢板由于需要添加昂贵的元素而经济性 变差。并且，存在下述问题：即使有效利用了含有这些元素的碳化物，也难 以确保980MPa以上的强度。

另一方面，对于高强度钢板中的韧性的提高方法，例如专利文献7中公 开了其制造方法。已知将调整了长厚比的马氏体相作为主相的方法(专利文 献7)。

通常已知马氏体的长厚比依赖于相变前的奥氏体晶粒的长厚比。即，长 厚比大的马氏体意味着由未再结晶奥氏体(通过轧制而延伸的奥氏体)相变而 得到的马氏体，长厚比小的马氏体意味着由再结晶奥氏体相变而得到的马氏 体。

由此，对于专利文献7的钢板，为了减小长厚比而需要将奥氏体再结晶， 并且为了将奥氏体再结晶而需要提高精轧温度，存在奥氏体的粒径进而马氏 体粒径增大的倾向。通常已知晶粒细化对于韧性提高具有效果，因此长厚比 的降低虽然能够降低起因于形状的韧性劣化因子，但是伴随有起因于晶粒粗 化的韧性劣化，其提高有限。并且，没有丝毫谈及本申请研究中着眼的烧结 硬化性，难以确保充分的烧结硬化性。

另外，已知专利文献8中，通过使碳化物微细地析出于平均粒径为5～ 10μm的铁素体中，能够提高强度和低温韧性。通过使钢中的固溶C以含有Ti 等的碳化物形式析出来提高钢板强度，因此认为钢中的固溶C低、难以确保 高的烧结硬化性。

如此对于超过980MPa的高强度钢板而言，难以同时具备高的烧结硬化 性和优异的低温韧性。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特公平5-55586号公报

专利文献2：日本专利第3404798号公报

专利文献3：日本专利第4362948号公报

专利文献4：日本专利第4524859号公报

专利文献5：日本专利第3822711号公报

专利文献6：日本专利第3860787号公报

专利文献7：日本特愿2011-52321号公报

专利文献8：日本特开2011-17044号公报

发明内容

发明要解决的问题

本发明是鉴于上述问题而提出的，其目的在于，提供同时具有980MPa 以上的最大拉伸强度和优异的烧结硬化性及低温韧性的热轧钢板以及可以 稳定地制造该钢板的制造方法。

用于解决问题的方案

本发明人等，通过将高强度热轧钢板的成分和制造条件最优化、控制钢 板的组织，成功地制造了980MPa以上的最大拉伸强度和烧结硬化性及低温 韧性优异的钢板。其主旨如以下所述。

(1)一种最大拉伸强度为980MPa以上的高强度热轧钢板，其具有下述组 成：

按质量％计，

C：0.01％～0.2％、

Si：0～2.5％、

Mn：0～4.0％、

Al：0～2.0％、

N：0～0.01％、

Cu：0～2.0％、

Ni：0～2.0％、

Mo：0～1.0％、

V：0～0.3％、

Cr：0～2.0％、

Mg：0～0.01％、

Ca：0～0.01％、

REM：0～0.1％、

B：0～0.01％、

P：0.10％以下、

S：0.03％以下、

O：0.01％以下，

Ti和Nb中的任意一者或两者总计含有0.01～0.30％，剩余部分由铁和不 可避免的杂质组成，

所述高强度热轧钢板具有下述组织：

回火马氏体和下贝氏体中的任意一者或两者以体积分数的总计计含有 90％以上，马氏体和下贝氏体中的位错密度为5×10¹³(1/m²)以上且1×10¹⁶(1/m²) 以下。

(2)根据(1)所述的高强度热轧钢板，其中，存在于前述回火马氏体和下 贝氏体中的铁系碳化物为1×10⁶(个/mm²)以上。

(3)根据(1)所述的高强度热轧钢板，其中，前述回火马氏体和下贝氏体 的有效晶粒直径为10μm以下。

(4)根据(1)所述的高强度热轧钢板，其按质量％计含有

Cu：0.01～2.0％、

Ni：0.01～2.0％、

Mo：0.01～1.0％、

V：0.01～0.3％、

Cr：0.01～2.0％

中的一种或两种以上。

(5)根据(1)所述的高强度热轧钢板，其按质量％计含有

Mg：0.0005～0.01％、

Ca：0.0005～0.01％、

REM：0.0005～0.1％

中的一种或两种以上。

(6)根据(1)所述的高强度热轧钢板，其按质量％计含有

B：0.0002～0.01％。

(7)一种最大拉伸强度为980MPa以上的高强度热轧钢板的制造方法，其 中，将具有下述组成的铸造板坯直接或暂时冷却之后加热到1200℃以上，在 900℃以上完成热轧，在由精轧温度到400℃期间以平均冷却速度50℃/秒以上 冷却速度进行冷却，使低于400℃时的最大冷却速度不足50℃/秒来进行卷取， 所述铸造板坯具有下述组成：

按质量％计，

C：0.01％～0.2％、

Si：0～2.5％、

Mn：0～4.0％、

Al：0～2.0％、

N：0～0.01％、

Cu：0～2.0％、

Ni：0～2.0％、

Mo：0～1.0％、

V：0～0.3％、

Cr：0～2.0％、

Mg：0～0.01％、

Ca：0～0.01％、

REM：0～0.1％、

B：0～0.01％、

P：0.10％以下、

S：0.03％以下、

O：0.01％以下，

Ti和Nb中的任意一者或两者总计含有0.01～0.30％，剩余部分由铁和不 可避免的杂质组成。

(8)根据(7)所述的高强度热轧钢板的制造方法，其进一步进行镀锌处理 或合金化镀锌处理。

发明的效果

根据本发明，可以提供最大拉伸强度为980MPa以上并且烧结硬化性和 低温韧性优异的高强度钢板。若使用该钢板则容易加工高强度钢板，能够耐 极寒冷地区的使用，因此产业上的贡献极其显著。

具体实施方式

以下对本发明的内容进行详细说明。

本发明人等进行了深入研究，结果发现，钢板的组织具有5×10¹³(1/m²) 以上且1×10¹⁶(1/m²)以下的位错密度，或者进而具有铁系碳化物1×10⁶(个/mm²) 以上的回火马氏体或下贝氏体中的任意一者或两者以体积分数的总计计含 有90％以上。进一步优选使回火马氏体和下贝氏体的有效晶粒直径为10μm以 下，由此能够确保980MPa以上的高强度和高的烧结硬化性及低温韧性。在 此，有效晶粒直径指的是被取向差15°以上的晶界包围的区域，能够使用 EBSD等测定。详细内容如后文所述。

[钢板的显微组织]

首先对本发明的热轧钢板的显微组织进行说明。

本钢板中，使主相为回火马氏体或下贝氏体，其总计的体积率为90％以 上，由此确保980MPa以上的最大拉伸强度。由此，需要使主相为回火马氏 体或下贝氏体。

本发明中，回火马氏体是为了具备强度、高的烧结硬化性以及低温韧性 而最重要的显微组织。回火马氏体为板条状的晶粒的集合，内部含有长径5nm 以上的铁系碳化物，进而该碳化物属于多种变体(variant)、即在不同方向伸 长了的多种铁系碳化物组。

回火马氏体可以如下得到：在降低Ms点(马氏体相变开始温度)以下的冷 却时的冷却速度的情况下、或者暂时形成马氏体组织之后，在100～600℃下 回火，由此可以得到该组织。本发明中，通过低于400℃的冷却控制来控制 析出。

下贝氏体也为板条状的晶粒的集合，内部含有长径5nm以上的铁系碳化 物，进而该碳化物属于单一的变体、即在同一方向伸长了的铁系碳化物组。 通过观察碳化物的伸长方向，可以容易地判别回火马氏体和下贝氏体。在此， 在同一方向伸长了的铁系碳化物组指的是铁系碳化物组的伸长方向的差异 为5°以内的铁系碳化物组。

回火马氏体和下贝氏体的总计体积率不足90％时，不能确保980MPa以上 的高最大拉伸强度，不能确保作为本发明条件的980MPa以上的最大拉伸强 度。因此，其下限为90％。另一方面，即使该体积率为100％，作为本发明效 果的强度、高的烧结硬化性以及优异的低温韧性也得到发挥。

钢板组织中，作为其它的组织，作为不可避免杂质，可以含有总计体积 率10％以下的铁素体、初生马氏体、上贝氏体、珠光体、残余奥氏体中的一 种或两种以上。

在此，初生马氏体定义为不含有碳化物的马氏体。初生马氏体虽然强度 高但是低温韧性差，因此需要将体积率限制于10％以下。另外，位错密度极 高、烧结硬化性也差。由此，该体积率需要限制于10％以下。

残余奥氏体由于压制成型时钢材塑性变形或者碰撞时汽车构件塑性变 形而相变为初生马氏体，因此造成与上述初生马氏体相同的不良影响。由此， 需要将体积率限制于10％以下。

上贝氏体为板条状的晶粒的集合，为在板条之间含有碳化物的板条的集 合体。板条之间含有的碳化物形成破坏的起点，因此使得低温韧性降低。另 外，上贝氏体与下贝氏体相比，在高温下形成，因此强度低，过量形成时难 以确保980MPa以上的最大拉伸强度。该效果若上贝氏体的体积率超过10％ 则变得显著，因此需要将该体积率限制于10％以下。

铁素体指的是作为块状的晶粒的、内部不含有板条等下部组织的组织。 铁素体为最软质的组织，导致强度降低，因此为了确保980MPa以上的最大 拉伸强度，需要限制于10％以下。另外，由于与作为主相的回火马氏体或下 贝氏体相比，极其软质，因此形变集中于两组织界面，容易形成破坏的起点， 因此使得低温韧性降低。该效果若体积率超过10％则变得显著，因此需要将 该体积率限制于10％以下。

珠光体也与铁素体同样地，导致强度降低、低温韧性的劣化，因此需要 将其体积率限制于10％以下。

构成以上的本发明的钢板组织的回火马氏体、初生马氏体、贝氏体、铁 素体、珠光体、奥氏体和剩余部分组织的鉴定、存在位置的确认以及面积率 的测定可以如下进行：利用硝酸乙醇腐蚀液试剂和日本特开昭59-219473号 公报中公开的试剂，腐蚀钢板轧制方向断面或轧制方向直角方向断面，利用 1000～100000倍的扫描电子显微镜和透射式电子显微镜观察，由此进行上述 测定。

另外，也可以由使用了FESEM-EBSP法的晶体取向解析、显微维氏硬度 测定等微小区域的硬度测定来进行组织的判别。例如如上所述，回火马氏体、 上贝氏体和下贝氏体，由于碳化物的形成位置(site)、晶体取向关系(伸长方 向)不同，通过使用FE-SEM观察板条状晶粒内部的铁系碳化物、调查其伸长 方向，可以容易地区别贝氏体和回火马氏体。

本发明中，铁素体、珠光体、贝氏体、回火马氏体和初生马氏体的体积 分数如下得到：将平行于钢板的轧制方向的板厚断面作为观察面，采集试样， 研磨观察面，进行硝酸乙醇腐蚀液蚀刻，对于以板厚的1/4作为中心的1/8～ 3/8厚度范围，利用场致发射扫描电子显微镜(FE-SEM：Field Emission  Scanning Electron Microscope)进行观察，测定面积分数，将其作为体积分数。 以5000倍的倍率各测定10个视野，将其平均值作为面积率。

初生马氏体和残余奥氏体在硝酸乙醇腐蚀液蚀刻中不会被充分腐蚀，因 此在利用FE-SEM进行的观察中，可以与上述组织(铁素体、贝氏体铁素体、 贝氏体、回火马氏体)明显区别。因此，对于初生马氏体的体积分数，可以 以利用FE-SEM观察到的没有腐蚀的区域的面积分数与利用X射线测得的残 余奥氏体的面积分数的差分形式求得。

需要使上述回火马氏体、下贝氏体组织中的位错密度为1×10¹⁶(1/m²)以 下。这是为了得到优异的烧结硬化性。通常存在于回火马氏体中的位错的密 度大，不能确保优异的烧结硬化性。因此，通过使热轧中的冷却条件、特别 是低于400℃时的冷却速度不足50℃/秒，来确保优异的烧结硬化性。

另一方面，位错密度不足5×10¹³(1/m²)时，难以确保980MPa以上的强度， 因此使位错密度的下限为5×10¹³(1/m²)以上。优选处于8×10¹³～8×10¹⁵(1/m²) 的范围内，进一步优选处于1×10¹⁴～5×10¹⁵(1/m²)的范围内。

对于这些位错密度而言，若可以测定位错密度则可以为利用X射线或透 射式电子显微镜进行的观察中的任意一种。本发明中，使用利用电子显微镜 进行的薄膜观察，来进行位错密度的测定。测定时，对测定部位的膜厚进行 测定之后，测定存在于该体积内的位错的根数，由此测定密度。对于测定视 野而言，以10000倍进行各10个视野，算出位错密度。

本发明的回火马氏体或下贝氏体优选含有铁系碳化物1×10⁶(个/mm²)以 上。这是为了提高母相的低温韧性、得到优异的强度与低温韧性的平衡。即， 回火状态下的马氏体，虽然强度优异但是韧性缺乏，需要对其进行改善。因 此，使铁基碳化物析出1×10⁶(个/mm²)以上，由此改善主相的韧性。

本发明人等调查了低温韧性与铁基碳化物的个数密度的关系，结果可知 通过使回火马氏体、下贝氏体中的碳化物的个数密度为1×10⁶(个/mm²)以上， 能够确保优异的低温韧性。由此使其为1×10⁶(个/mm²)以上。优选为5×10⁶(个 /mm²)以上，进一步优选为1×10⁷(个/mm²)以上。

另外，本发明的处理中析出的碳化物的尺寸小、为300nm以下，大部分 析出于马氏体、贝氏体的板条内，因此推定低温韧性不会劣化。

测定碳化物的个数密度时，将平行于钢板的轧制方向的板厚断面作为观 察面，采集试样，研磨观察面，进行硝酸乙醇腐蚀液蚀刻，对于以板厚的1/4 作为中心的1/8～3/8厚度范围，利用场致发射扫描电子显微镜(FE-SEM：Field  Emission Scanning Electron Microscope)进行观察，由此测定碳化物的个数密 度。以5000倍进行各10个视野观察，测定铁基碳化物的个数密度。

为了实现低温韧性进一步提高，除了使得主相为回火马氏体、下贝氏体 之外，还使有效晶粒直径为10μm以下。低温韧性提高的效果通过使有效晶 粒直径为10μm以下而变得显著，因此使有效晶粒直径为10μm以下。优选为 8μm以下。在此所述的有效晶粒直径指的是利用下述手法所述的被晶体取向 差15°以上的晶界包围的区域，对于马氏体、贝氏体而言，相当于块粒径(block  grain size)。

接着对平均晶粒直径和组织的鉴定手法进行说明。本发明中，平均晶粒 直径以及铁素体、进而残余奥氏体使用电子背散射衍射图案-取向成像显微 (EBSP-OIMTM、Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image  Microscopy)定义。EBSP-OIMTM法由在扫描电子显微镜(SEM)内对大斜度的 试样照射电子束，用高灵敏度相机拍摄进行反向散射形成的菊池图案，通过 计算机图像处理、短时间内测定照射点的晶体取向的装置和软件构成。利用 EBSP法时，可以进行大块试样表面的微细结构以及晶体取向的定量性的解 析，分析区域为利用SEM可以观察的区域，取决于SEM的分辨能力，但是可 以以最小20nm的分辨能力分析。本发明中，通过该晶粒的取向差定义为通常 作为晶界认识的大角度晶界的阈值、即15°，而绘制的图像将晶粒可视化， 求出平均晶粒直径。

回火马氏体、贝氏体的有效晶粒(在此指的是被15°以上的晶界包围的区 域)的长厚比优选为2以下。在特定方向扁平的晶粒，各向异性大，在夏比试 验时龟裂沿着晶界传播，因此韧性值大多降低。因此，有效晶粒需要尽可能 为等轴的晶粒。本发明中，观察钢板的轧制方向断面，将轧制方向的长度(L) 与板厚方向的长度(T)之比(＝L/T)定义为长厚比。

[钢板的化学成分]

接着对本发明的高强度热轧钢板的化学成分的限定理由进行说明。需要 说明的是，含量的％为质量％。

C：0.01％～0.2％

C为有助于母材的强度提高、烧结硬化性的提高的元素，也为生成形成 扩孔时的裂纹的起点的渗碳体(Fe₃C)等铁系碳化物的元素。C含量不足0.01％ 时，不能得到通过利用低温相变生成相进行组织强化而实现的强度提高的效 果。若含量超过0.2％则延展性降低的同时，形成冲裁加工时的二次剪切面的 裂纹起点的渗碳体(Fe₃C)等铁系碳化物增加，扩孔性等成型性劣化。因此， C含量限定于0.01％～0.2％的范围内。

Si：0～2.5％

Si为有助于母材的强度提高的元素，也能够作为钢液的脱氧材料有效利 用，因此优选根据需要以0.001％以上的范围含有。但是，即使含量超过2.5％、 有助于强度提高的效果也会饱和，因此Si含量限定于2.5％以下的范围。另外， Si通过含有0.1％以上，随着其含量增加，抑制材料组织中的渗碳体等铁系碳 化物的析出，有助于强度提高和扩孔性的提高。若Si超过2.5％则铁系碳化物 的析出抑制的效果饱和。因此，Si含量的优选范围处于0.1～2.5％的范围内。

Mn：0～4％

Mn除了固溶强化之外，还可以为了利用淬火强化使钢板组织形成回火 马氏体或下贝氏体主相而含有。即使以Mn含量超过4％的方式添加，该效果 也会饱和。另一方面，Mn含量不足1％时，难以发挥冷却中的铁素体相变、 贝氏体相变的抑制效果，因此优选含有1％以上。优选为1.4～3.0％。

Ti、Nb：一者或两者总计为0.01～0.30％

Ti、Nb在兼具优异的低温韧性和980MPa以上的高强度上是最重要的含 有元素。通过它们的碳氮化物或者固溶Ti、Nb延迟热轧时的晶粒生长，可以 将热轧板的粒径微细化，有助于低温韧性提高。其中，Ti除了利用固溶N实 现的晶粒生长的特性之外，还通过以TiN形式存在，通过板坯加热时的晶粒 直径的微细化，有助于低温韧性提高，因此是特别重要的。为了使热轧板的 粒径为10μm以下，需要单独或复合含有0.01％以上的Ti和Nb。另外，即使Ti 和Nb的总含量超过0.30％来含有，上述效果也会饱和而经济性降低。Ti和Nb 的总含量的优选范围为0.02～0.25％，进一步优选为0.04～0.20％。

Al：0～2.0％

Al由于抑制粗大的渗碳体的形成、提高低温韧性而可以含有。另外，也 能够作为脱氧材料有效利用。但是，过量含有时，使得Al系的粗大夹杂物的 个数增大，成为扩孔性的劣化、表面缺陷的原因。由此，使Al含量的上限为 2.0％。优选为1.5％以下。为0.001％以下是困难的，因此这为实质上的下限。

N：0～0.01％

N由于提高烧结硬化性而可以含有。但是，存在焊接时形成气孔、降低 焊接部的接头强度的担心，因此需要为0.01％以下。另一方面，为0.0005％以 下在经济上不优选，因此优选为0.0005％以上。

以上为本发明的热轧钢板的基本的化学成分，可以还含有下述成分。

Cu、Ni、Mo、V、Cr由于抑制冷却时的铁素体相变、使得钢板组织为回 火马氏体或下贝氏体组织，因此可以含有它们中的任意一种或两种以上。另 外，为具有通过析出强化或固溶强化而提高热轧钢板的强度的效果的元素， 可以含有它们中的任意一种或两种以上。但是，Cu、Ni、Mo、V、Cu的各 自含量不足0.01％时，不能充分得到上述效果。另外，即使Cu含量超过2.0％、 Ni含量超过2.0％、Mo含量超过1.0％、V含量超过0.3％、Cr含量超过2.0％来 添加，上述效果也会饱和而经济性降低。因此根据需要含有Cu、Ni、Mo、V、 Cr的情况下，优选Cu含量为0.01％～2.0％、Ni含量为0.01％～2.0％、Mo含量 为0.01％～1.0％、V含量为0.01％～0.3％、Cr含量为0.01％～2.0％。

Mg、Ca和REM(稀土元素)由于为控制形成破坏的起点、成为使得加工 性劣化的原因的非金属夹杂物的形态，提高加工性的元素，因此可以含有它 们中的任意一种或两种以上。Ca和REM及Mg的含量为0.0005％以上时，效果 变得显著，因此含有的情况下需要含有0.0005％以上。另外，即使Mg的含量 超过0.01％、Ca的含量超过0.01％、REM的含量超过0.1％来添加，上述效果 也会饱和而经济性降低。因此，优选Mg含量为0.0005％～0.01％、Ca含量为 0.0005％～0.01％、REM含量为0.0005％～0.1％。

B有助于通过延迟铁素体相变而使得钢板组织形成回火马氏体或下贝氏 体组织。并且，与C同样地在晶界偏析、提高晶界强度，由此提高低温韧性。 由此可以含有于钢板。但是，该效果通过钢板的B含量为0.0002％以上而变得 显著，因此优选下限为0.0002％以上。另一方面，含量超过0.01％时，不仅其 效果饱和，而且经济性变差，因此上限值为0.01％。优选为0.0005～0.005％， 进一步优选为0.0007～0.0030％。

需要说明的是，对于其它元素而言，确认即使Zr、Sn、Co、Zn、W总计 含有1％以下，也不会损害本发明效果。这些元素中Sn由于热轧时有可能产 生缺陷，因此优选为0.05％以下。

本发明中，上述以外的成分为Fe，但是容许由废料等熔解原料、耐火物 等混入的不可避免的杂质。作为代表性的杂质，可列举出以下。

P：0.10％以下

P为铁液中含有的杂质，为在晶界偏析、随着含量增加而降低低温韧性 的元素。因此，P含量越低越优选，若含量超过0.10％则对加工性、焊接性造 成不良影响，因此为0.10％以下。特别是若考虑到焊接性则P含量优选为0.03％ 以下。另一方面，虽然优选P少，但是降低到必要以上对制钢工序施加很大 的负荷，因此使0.001％为下限即可。

S：0.03％以下

S为铁液中含有的杂质，为若含量过多则生成不仅引起热轧时的裂纹、 而且使得扩孔性劣化的MnS等夹杂物的元素。因此，S含量应该极力降低， 但是若为0.03％以下则处于可以容许的范围内，因此为0.03％以下。但是，需 要某种程度的扩孔性时的S含量优选为0.01％以下，更优选为0.005％以下。另 一方面，虽然优选S少，但是降低到必要以上对制钢工序施加很大的负荷， 因此使0.0001％为下限即可。

O：0.01％以下

O若过多则形成在钢中成为破坏的起点的粗大的氧化物，引起脆性断裂、 氢致开裂，因此设为0.01％以下。进而从现场焊接性的观点考虑，优选为0.03％ 以下。需要说明的是，O由于在钢液的脱氧时使得很多微细的氧化物分散， 因此可以含有0.0005％以上。

具有以上的组织和化学成分的本发明的高强度热轧钢板，通过在表面具 备利用热浸镀锌处理形成的热浸镀锌层、进而镀覆之后经过合金化处理形成 的合金化镀锌层，可以提高耐蚀性。另外，镀覆层不限于纯锌，可以添加Si、 Mg、Zn、Al、Fe、Mn、Ca、Zr等元素来实现耐蚀性的进一步提高。通过具 备这种镀覆层，不会损害本发明的优异的烧结硬化性和低温韧性。

另外，即使具有利用有机覆膜形成、薄膜层压、有机盐类/无机盐类处理、 无铬处理等形成的表面处理层中的任意一种，也能够得到本发明效果。

[钢板的制造方法]

接着对本发明的钢板的制造方法进行说明。

为了实现优异的烧结硬化性和低温韧性，使位错密度1×10¹⁶(1/m²)以下、 铁系碳化物1×10⁶(个/mm²)以上、粒径10μm以下的回火马氏体或下贝氏体中 的任意一者或两者总计为90％以上是重要的，用于同时满足它们的制造条件 的详细内容如以下所述。

对热轧之前的制造方法没有特别限定。即，在利用高炉、电炉等进行的 熔炼之后，进行各种的2次冶炼，调整为上述成分，接着除了利用通常的连 续铸造、钢锭法进行铸造之外，还可以利用薄板坯铸造等方法进行铸造。

连续铸造的情况下，可以一下子冷却至低温之后、再次加热后进行热轧， 也可以不将钢锭冷却至室温地进行热轧，或者也可以连续地将铸造板坯进行 热轧。若可以控制于本发明的成分范围则原料可以使用废料。

本发明的高强度钢板在满足以下的条件的情况下可以得到。

制造高强度钢板时，熔炼为规定的钢板成分之后，将铸造板坯直接或者 暂时冷却之后加热到1200℃以上，在900℃以上完成热轧，在由精轧温度到 400℃期间以平均冷却速度50℃/秒以上冷却速度进行冷却，使低于400℃时的 最大冷却速度不足50℃/秒来进行卷取，由此可以制造烧结硬化性和低温韧性 优异的最大拉伸强度980MPa以上的高强度热轧钢板。

热轧的板坯加热温度需要为1200℃以上。本发明的钢板由于进行使用了 固溶Ti、Nb的奥氏体晶粒的粗化抑制，需要将铸造时析出的NbC、TiC再熔 解。板坯加热温度低于1200℃时，Nb、Ti的碳化物熔解需要长时间，因此不 会产生此后的晶粒直径的细化、和利用此实现的低温韧性提高的效果。由此， 板坯加热温度需要为1200℃以上。另外，对板坯加热温度的上限没有特别规 定，使得加热温度过高虽然本发明的效果得到发挥，但是经济上不优选。由 此，板坯加热温度的上限优选低于1300℃。

精轧温度需要为900℃以上。为了将奥氏体粒径细化，本发明的钢板添 加有大量的Ti、Nb。其结果，低于900℃的温度区域的精轧中，奥氏体难以 再结晶，形成在轧制方向伸长的颗粒，容易导致韧性劣化。另外，若由这些 未再结晶奥氏体产生马氏体或贝氏体相变，则蓄积于奥氏体的位错，被马氏 体、贝氏体继承，不能使钢板中的位错密度处于本发明规定的范围内，烧结 硬化性劣化。因此使精轧温度为900℃以上。

在由精轧温度到400℃期间需要以平均冷却速度50℃/秒以上进行冷却。 冷却速度不足50℃/秒时，冷却中途形成铁素体。难以使作为主相的回火马氏 体、下贝氏体的体积率为90％以上。由此，需要使平均冷却速度为50℃/秒以 上。但是，若在冷却过程中没有形成铁素体则可以在中途的温度区域进行空 气冷却。

但是，Bs～下贝氏体的生成温度期间的冷却速度优选为50℃/秒以上。 这是为了避免上贝氏体的形成。若Bs～下贝氏体的生成温度期间的冷却速度 不足50℃/秒，则形成上贝氏体的同时，有可能在贝氏体的板条之间形成初生 马氏体(位错密度高的马氏体)、或者有可能存在残余奥氏体(加工时形成位错 密度高的马氏体)，因此烧结硬化性、低温靭性变差。需要说明的是，Bs点 为根据成分规定的上贝氏体的生成开始温度，为了方便设为550℃。另外， 下贝氏体的生成温度也根据成分规定，但是为了方便设为400℃。由精轧温 度到400℃期间，使特别是550～400℃期间的冷却速度为50℃/秒以上、使由 精轧温度到400℃期间的平均冷却速度为50℃/秒以上。

需要说明的是，使由精轧温度到400℃期间为平均冷却速度50℃/秒以上 也包含由精轧温度直至550℃为止为50℃/秒以上、550～400℃期间的冷却速 度不足50℃/秒的情况。但是，该条件下，容易形成上贝氏体，有可能部分性 地生成超过10％的上贝氏体。因此550～400℃期间的冷却速度优选为50℃/ 秒以上。

低于400℃时的最大冷却速度需要不足50℃/秒。这是为了形成位错密度 和铁基碳化物的个数密度处于上述范围内的回火马氏体或下贝氏体为主相 的组织。最大冷却速度为50℃/秒以上时，不能使铁基碳化物、位错密度处于 上述范围内，不能得到高的烧结硬化性、靭性。由此需要使最大冷却速度不 足50℃/秒。

在此，低于400℃时的最大冷却速度不足50℃/秒的冷却，例如通过空气 冷却来实现。另外，并非仅指的是冷却，还包含等温保持、即低于400℃时 的卷取。进而，该温度区域的冷却速度控制，是为了控制钢板组织中的位错 密度、铁系碳化物的个数密度，因此即使暂时冷却到马氏体相变开始温度(Ms 点)以下之后，升高温度而进行再加热，也可以得到作为本发明的效果的 980MPa以上的最大拉伸强度和高的烧结硬化性及靭性。

通常为了得到马氏体，需要抑制铁素体相变，需要进行50℃/秒以上的 冷却。并且，低温下由被称为膜态沸腾区域的热传递系数比较低、而难以冷 却的温度区域，过渡到被称为核态沸腾温度区域的热传递系数大、而容易冷 却的温度区域。使低于400℃的温度区域为冷却停止温度的情况下，卷取温 度容易变动，随之材质也变动。由此，通常的卷取温度大多为超过400℃或 者室温卷取中的任意一种。

其结果推定，通过本发明的低于400℃时的卷取、冷却速度降低，可以 同时确保980MPa以上的最大拉伸强度和优异的烧结硬化性及低温韧性，这 在以往是难以发现的。

需要说明的是，为了通过钢板形状的矫正、可动位错导入来实现延展性 的提高，在全部工序结束之后优选实施压下率0.1％以上且2％以下的平整。 另外，全部工序结束之后，为了去除附着于所得到的热轧钢板的表面的氧化 皮，可以根据需要对于所得到的热轧钢板进行酸洗。进而，进行酸洗之后， 可以对于所得到的热轧钢板在线或离线实施压下率10％以下的平整道次或 冷轧。

本钢板经过作为通常的热轧工程的连续铸造、粗轧、精轧或酸洗来制造， 但是即使去掉其一部分来进行制造，也能够确保作为本发明的效果的 980MPa以上的最大拉伸强度和优异的烧结硬化性及低温韧性。

另外，暂时制造热轧钢板之后，即使为了析出碳化物而在线或离线在 100～600℃的温度范围进行热处理，也能够确保作为本发明的效果的高的烧 结硬化性、低温韧性、980MPa以上的最大拉伸强度。

本发明中最大拉伸强度980MPa以上的钢板指的是，通过使用相对于热 轧的轧制方向在垂直方向切出的JIS5号试验片，根据JIS Z 2241进行的拉伸试 验得到的拉伸最大应力为980MPa以上的钢板。

本发明的优异的烧结硬化性指的是，根据JIS G 3135的附录中记载的涂 装烧结硬化试验方法测得的烧结硬化量(BH)、即施加2％拉伸预形变之后进 行170℃×20分钟的热处理之后，再拉伸时的屈服强度之差为60MPa以上的钢 板。优选为80MPa以上的钢板。

本发明的低温时的韧性优异的钢板指的是，根据JIS Z 2242进行的夏比 试验的断口转变温度(vTrs)为-40℃的钢板。本发明中，成为对象的钢板主要 用于汽车用途，因此大多形成3mm左右的板厚。因此将热轧板表面磨削，将 钢板加工为2.5mm小型尺寸试验片来进行。

实施例

列举出本发明的实施例的同时对本发明的技术内容进行说明。

对于作为实施例，使用具有表1所示的成分组成的A～S的满足本发明条 件的发明钢和a～k的比较钢进行研究得到的结果进行说明。

将这些钢铸造之后，直接加热到1030℃～1300℃的温度范围内或者暂时 冷却至室温之后再加热而加热到该温度范围，然后在后文的表2-1、2-2的条 件下实施热轧，在760～1030℃下进行精轧，在表2-1、2-2所示的条件下进行 冷却以及卷取，制成板厚3.2mm的热轧钢板。然后，进行酸洗，然后进行0.5％ 的平整。

由所得到的热轧钢板切出各种试验片，实施材质试验、组织观察等。

对于拉伸试验而言，在垂直于轧制方向的方向切出JIS5号试验片，根据 JIS Z 2242实施试验。

对于烧结硬化量的测定而言，在垂直于轧制方向的方向切出JIS5号试验 片，根据JIS G 3135的附录中记载的涂装烧结硬化试验方法实施。预形变量 设为2％、热处理条件设为170℃×20分钟。

夏比试验根据JIS Z 2242实施，测定断口转变温度。本发明的钢板由于 板厚不足10mm，因此将所得到的热轧钢板的表面背面磨削，形成2.5mm之 后，实施夏比试验。

对于一部分的钢板，将热轧钢板加热到660～720℃，进行热浸镀锌处理 或者镀覆处理之后进行540～580℃下的合金化热处理，形成热浸镀锌钢板 (G1)或者合金化热浸镀锌钢板(GA)后，实施材质试验。

对于显微组织观察，利用上述手法实施，测定各组织的体积率、位错密 度、铁系碳化物的个数密度、有效晶粒直径以及长厚比。

结果如表3-1、3-2所示。

可知仅满足本发明条件的情况，具有980MPa以上的最大拉伸强度、优 异的烧结硬化性及低温韧性。

另一方面，钢A-3、B-4、E-4、J-4、M-4、S-4由于板坯加热温度低于1200℃、 铸造时析出的Ti、Nb的碳化物难以固溶化，即使其它热轧条件处于本发明的 范围内，组织分数、有效晶粒直径也不能处于本发明的范围内，强度、低温 韧性变差。

钢A-4、B-5、J-5、M-5、S-5由于精轧温度过低而形成未再结晶奥氏体 区域中的轧制，因此热轧板中含有的位错密度过多而烧结硬化性变差的同 时，形成在轧制方向伸长的颗粒，因此长厚比大，韧性变差。

对于钢A-5、B-6、J-6、M-6、S-6而言，由精轧温度到400℃期间的冷却 速度不足50℃/秒，冷却中形成大量的铁素体，难以确保强度的同时，铁素体 与马氏体界面成为破坏的起点。因此低温韧性变差。

对于钢A-6、B-7、J-7、M-7、S-7而言，低于400℃时的最大冷却速度为 50℃/秒以上，马氏体中的位错密度增多，烧结硬化性劣化的同时，碳化物的 析出量不充分，低温韧性变差。

需要说明的是，实施例的B-3中，550～400℃期间的冷却速度为45℃/s 的情况下，由作为精轧温度的950℃到400℃期间的平均冷却速度为80℃/秒， 满足平均冷却速度50℃/秒以上，对于钢板组织而言，部分地上贝氏体为10％ 以上，材质也产生偏差。

钢A-7由于卷取温度高、为480℃，钢板组织形成上贝氏体组织，因此难 以确保980MPa以上的最大拉伸强度，并且在存在于上贝氏体组织中的板条 之间析出的粗大的铁系碳化物成为破坏的起点，因此低温韧性变差。

对于钢B-8、J-8、M-8而言，卷取温度高、为580～620℃，钢板组织形 成含有Ti、Nb的碳化物的铁素体、和珠光体的混合组织。其结果，存在于钢 板中的C大多以碳化物形式析出，因此不能确保充分量的固溶C，烧结硬化 性变差。

另外，如钢A-8、A-9、B-9、B-10、E-6、E-7、J-9、J-10、M-9、M-10、 S-8、S-9所示，即使进行了热浸镀锌处理或者合金化热浸镀锌处理，也可以 确保本发明的材质。

另一方面，钢板成分不满足本发明范围的钢a～k，不能具备本发明中规 定的980MPa以上的最大拉伸强度、优异的烧结硬化性及低温韧性。

[表1]

钢 C Si Mn P S Al N O Ti Nb 其它 备注 A 0.054 1.32 2.34 0.009 0.0009 0.029 0.0024 0.0022 0.192 - - 发明钢 B 0.063 1.16 2.91 0.012 0.0024 0.033 0.0021 0.0016 0.103 0.021 - 发明钢 C 0.069 0.76 2.31 0.015 0.0023 0.024 0.0021 0.0016 0.062 0.031 Cu＝0.23 发明钢 D 0.070 0.59 2.39 0.007 0.0016 0.018 0.0029 0.0020 0.049 0.039 Ni＝0.42 发明钢 E 0.068 0.72 1.89 0.010 0.0038 0.016 0.0027 0.0023 - 0.087 Mo＝0.38 发明钢 F 0.059 1.76 2.42 0.008 0.0043 0.011 0.0026 0.0015 0.024 0.016 V＝0.046 发明钢 G 0.068 1.06 1.78 0.006 0.0012 0.032 0.0025 0.0027 0.101 - Cr＝0.62 发明钢 H 0.082 0.64 2.28 0.009 0.0005 0.006 0.0027 0.0021 0.089 - Mg＝0.0014 发明钢 I 0.060 0.54 2.30 0.014 0.0038 0.010 0.0032 0.0016 0.102 - Ca＝0.0008 发明钢 J 0.073 0.08 2.53 0.018 0.0026 1.080 0.0072 0.0009 0.052 0.012 B＝0.0028 发明钢 K 0.070 0.84 2.32 0.007 0.0019 0.020 0.0016 0.0018 0.027 0.011 REM＝0.0038 发明钢 L 0.103 0.89 2.27 0.009 0.0030 0.017 0.0030 0.0016 0.086 - - 发明钢 M 0.109 0.92 2.07 0.012 0.0024 0.034 0.0320 0.0022 0.049 0.025 B＝0.0013 发明钢 N 0.107 0.85 1.64 0.011 0.0027 0.016 0.0016 0.0018 0.099 - Cr＝1.26 发明钢 O 0.111 0.69 2.31 0.016 0.0007 0.010 0.0027 0.0021 0.095 - Ca＝0.0022 发明钢 P 0.114 0.13 1.89 0.012 0.0025 0.642 0.0026 0.0012 0.071 0.016 Mo＝0.19，B＝0.0009 发明钢 Q 0.157 1.22 2.34 0.010 0.0018 0.030 0.0030 0.0023 0.048 0.009 B＝0.0009 发明钢 R 0.161 1.08 2.31 0.009 0.0021 0.028 0.0024 0.0018 0.062 - - 发明钢 S 0.200 0.87 2.11 0.013 0.0032 0.020 0.0023 0.0021 0.067 0.002 Cr＝0.29 发明钢 a 0.0020.34 1.32 0.062 0.0056 0.034 0.0033 0.0032 0.019 0.042 - 比较钢b 0.6201.32 2.16 0.013 0.0034 0.024 0.0021 0.0017 0.021 0.029 - 比较钢c 0.084 3.092.34 0.021 0.0029 0.029 0.0023 0.0016 0.086 0.012 - 比较钢d 0.072 0.86 5.610.032 0.0032 0.021 0.0019 0.0021 0.105 - - 比较钢f 0.063 0.84 2.13 0.1090.0018 0.034 0.0035 0.0018 0.079 0.024 - 比较钢g 0.065 0.73 1.89 0.018 0.05100.013 0.0031 0.0020 0.099 0.013 - 比较钢h 0.073 0.69 1.99 0.008 0.0016 2.4620.0030 0.0043 0.104 0.011 - 比较钢i 0.084 0.75 2.05 0.013 0.0025 0.046 0.04900.0026 0.076 0.020 - 比较钢j 0.091 0.81 2.13 0.016 0.0036 0.023 0.0025 0.0027 二 二 - 比较钢k 0.076 0.82 1.97 0.009 0.0045 0.034 0.0029 0.0023 0.4060.023 - 比较钢

下划线表示本发明的范围外。

[表2-1]

下划线表示本发明的范围外。

[表2-2]

下划线表示本发明的范围外。