專利名稱：：高強度薄鋼板的制作方法
技術領域：
：本發明涉及耐氫脆化特性優異的高強度薄鋼板，特別是涉及抗拉強度為980MPa以上的鋼板中成為問題的季節性開裂和延遲斷裂這樣的由氫脆化引起的破壞得到抑制的高強度薄鋼板。
背景技術：
：對構成汽車等高強度部件進行擠壓成形加工和彎曲加工時，要求供該加工的鋼板兼具優異的強度和延展性。近年來，為了使汽車輕量化而實現低燃油消耗率，而期望提高作為汽車的原材所使用的鋼板的強度，從而使板厚更薄以使之輕量化。另外，為了提高汽車的碰撞安全性，對梁等汽車用結構部件要求進一步的高強度化，抗拉強度為980MPa以上的高強度薄鋼板的應用得到研究。作為兼具高強度和延展性的鋼板，被注目的有TRIP(TransformationInducedPlasticity:相變誘發塑性)鋼板。TRIP鋼板是這樣一種鋼板，其在鋼中殘留有奧氏體組織，若在馬氏體相變開始溫度(Ms點)使之加工變形，則在應力作用下，殘留奧氏體(殘留Y)誘發相變成馬氏體而能夠獲得大的延伸率。作這其種類可列舉幾個，例如已知有(1)以多邊鐵素體為母相，含有殘留奧氏體的TRIP型復合組織鋼(TPF鋼)，(2)以回火馬氏體為母相，含有殘留奧氏體的TRIP型回火馬氏體鋼(TAM鋼)，(3)以貝氏體鐵素體為母相，含有殘留奧氏體的TRIP型貝氏體鋼(TBF鋼)等。其中很久以來就已知有TBF鋼，其利用硬質的貝氏體鐵素體能夠容易地獲得高強度，另外在板條狀的貝氏體鐵素體的邊界容易生成微細的殘留奧氏體，這樣的組織形態帶來非常優異的延伸率。此外，TBF鋼還有通說過1次熱處理(連續退火工序或鍍敷工序)就能夠容易地制造這一制造上的優點。但是在抗拉強度為980MPa以上的高強度域，可知隨著時間的推移，會新生由氫脆化造成的延遲斷裂這樣的弊病。延遲斷裂是在高強度鋼中，從腐蝕環境或氣氛發生的氫擴散到鋼中的位錯、晶格空位和晶界等缺陷部而使材料脆化，由于在此狀態下被施加應力從而發生斷裂的現象。由延遲斷裂會造成金屬材料的延展性和韌性降低等弊病。因此本發明者們在特開2006_207016號公報、特開2006—207017號公報、特開2006—207018號公報中，提出了不損害作為TRIP鋼板的特征的優異的延展性，具有高強度，而且改善了耐氫脆化特性的TRIP型的超高強度薄鋼板。在此，主要是為了使耐氫脆化特性提高，而使用添加有Mo更優選為0.1%以上的Mo添加鋼。
發明內容本發明基于這樣的狀況而形成，其目的在于，提供一種抗拉強度為980MPa以上，耐氫脆化特性得到提高的高強度薄鋼板。另外，本發明的另一目的在于，提供一種冷延展性得到改善的熱軋鋼板，其是可以以優良的生產性制造上述高強度薄鋼板的冷軋用的熱軋鋼板。能夠解決上述課題的本發明的高強度薄鋼板是如下這種薄鋼板，其要點在于，以質量。/。計滿足C:0.100.25%、Si:0.53%、Mn:1.03.2%、P:0.1%以下、S:0.05%以下、Al:0.010.1%、Mo:0.02%以下、Ti:0.0050.1%、B:0.00020.0030%、N:0.01%以下，余量由鐵和不可避免的雜質構成，該薄鋼板由下式(1)計算的Z值為2.06.0，以相對于全部組織的面積率計，殘留奧氏體為1%以上，貝氏體鐵素體和馬氏體合計為80%以上，并且上述殘留奧氏體晶粒的平均軸比(長軸/短軸)為5以上，抗拉強度為980MPa以上。式中，[]表示薄鋼板中所含的各元素的含量(質量％)。Z值二9X[C]+[Mn]+3X[Mo]+490X[B]+7X[Mo]/{100X([B]+0.001)}……(1)另外，能夠解決上述課題的本發明的冷軋用熱軋鋼板是如下這種冷軋用熱軋鋼板，其要點在于，以質量。/。計滿足C:0.100.25%、Si:0.53%、Mn:1.03.2%、P:0.1%以下、S:0.05%以下、Al:0.010.1%、Mo:0.02%以下、Ti:0.0050.1%、B:0.00020.0030%、N:0,01%以下，余量由鐵和不可避免的雜質構成，該熱軋鋼板由下式(O計算的Z值為2.06.0，抗拉強度在900MPa以下。式中，[]表示熱軋鋼板中所含的各元素的含量(質量％)。Z值二9X[C]+[Mn]+3X[Mo]+490X[B]+7X[Mo]/{100X([B]+0.001)}......(1)上述高強度薄鋼板和上述冷軋用熱軋鋼板，作為其他元素，也可以還含有如下等(a)Nb:0.0050.1%、V:0.010.5%、和Cr:0.010.5%中的至少一種元素；(b)Cu:0.011。/。和Ni:0.011%中的至少一種元素；(c)W:0.011%;(d)Ca:0.00050.005%、Mg:0.00050.005%、和REM:0.00050.005%中的至少一種元素。本發明的冷軋用熱軋鋼板，能夠通過如下方式制造將滿足上述成分組成的板坯進行熱軋，在550800'C巻取。根據本發明，熱軋鋼板的成分組成被適當控制，因此能夠將熱軋鋼板的抗拉強度抑制在900MPa以下，能夠改善冷軋性。因此將該熱軋鋼板冷軋后，如果實施適當的熱處理，則能夠高生產性地制造TRIP型的高強度薄鋼板(高強度薄冷軋鋼板)。本發明的高強度薄鋼板，能夠將抗拉強度提高到980MPa以上，并且還能夠使從外部侵入的氫無害化而改善耐氫脆化特性。圖1是用于說明耐氫脆化特性的評價方法的圖，(a)是試驗片的概略圖，(b)是表示評價中的試驗片的形狀的圖。具體實施例方式本發明者們繼提出上述特開2006-207016號公報的技術之后，為了盡可能不使該超高強度薄鋼板的強度和耐氫脆化特性降低而又提高生產性，繼續反復銳意研究，其結果發現，(1)如果使用將Mo抑制在0.02。/。以下的Mo非添加鋼，且適當調整由Mo和B的平衡所表示的Z值，則能夠將現有抗拉強度超過900MPa的熱軋鋼板的抗拉強度降低至900MPa以下，能夠改善冷軋性；(2)如果對于將該熱軋鋼板進行冷軋而得到的冷軋鋼板，以特開2006-207016號公報中公開的條件進行熱處理，則能夠將抗拉強度提高到980MPa以上，能夠實現高強度化；(3)另外，經熱處理而得到的鋼強度鋼板，能夠達成與特開2006-207016號公報中提出的超高強度薄鋼板同水平的耐氫脆化特性，從而完成了本發明。以下，對于本發明進行詳細地說明。首先，對于用于得到本發明的高強度薄鋼板所適合的冷軋熱鋼板進行說明。在本說明書中，高強度薄鋼板和冷軋用熱鋼板為最終制品和中間體的關系。以下，將高強度薄鋼板和冷軋用熱軋鋼板統稱為鋼板。本發明的熱軋鋼板，主要具有的特征是，為了提高冷軋性而控制成分組成，重要的是將Mo降低至0.02o/。以下，另一方面，在0.00020.0030%的范圍含有B，并且將根據Mo、B、C和Mn的含量以下式(1)計算的Z值調整到2.06.0的范圍。還有，在本說明書中，為了說明的方便，特別稱將Mo降低至0.02。/o以下(含0%)的鋼為Mo非添加鋼。Z值二9X[C]+[Mn]+3X[Mo]+490X[B]+7X[Mo]/U00X([B]+0.001)}......(1)由上式(1)表示的Z值，主要是為了提高熱軋鋼板的冷軋性，并且確保使用該熱軋鋼板而得到的薄鋼板的強度而確定的參數。詳細地說，若將Z值調整到2.06.0的范圍，則能夠將熱軋鋼板的抗拉強度抑制在900MPa以下，能夠生產性良好地進行冷軋，另一方面，若對冷軋鋼板實施適當的熱處理，則能夠得到充分淬火而具有9S0MPa以上的抗拉強度的高強度薄鋼板。而且Z值的上限從熱軋鋼板的冷軋性的觀點出發來決定，Z值的下限從薄鋼板的強度的觀點出發來決定。上述Z值表示有助于淬火性的元素(C、Mn、Mo、B)的平衡，是反復經過各種實驗而獲得的數值。特別是上式(1)中，9X[C]、[Mn]、3X[Mo]、490X[B]表示各元素對薄鋼板的強度造成的影響的程度(貢獻度)。另一方面，在上式(1)中，7X[Mo]/{100X([B]+0.001)}是基于具有有助于薄鋼板的高強度化而提高熱軋鋼板的強度卻阻礙冷軋性的作用的Mo，和與MO比較具有抑制熱軋鋼板的強度上升卻不會阻礙冷軋性的提高薄鋼板的強度的作用的B的平衡而規定的。若上述Z值超過6.0，則淬火性提高元素的平衡變差，熱軋鋼板的強度過高，冷軋性降低。因此，調整各元素的含量而使Z值在6.0以下。優選在5.9以下，更優選在5.8以下。如果只從冷軋性的觀點出發，則優選Z值盡可能小的方法，但Z值低于2.0時，淬火性不充分，不能確保作為薄鋼板的強度。因此調整各種元素的含量而使Z值在2.0以上。優選在3.0以上，更優選在4.0以上。其次，對于構成Z值的各元素進行說明。Mo是淬火性提高元素，通過含有Mo，Mo作為微細碳化物析出，有助于借助析出強度的薄鋼板的高強度化。另外，析出的碳化物作為氫捕集點發揮作用，還發揮著抑制來自氫脆化造成的延遲斷裂的效果。在上述特開2006-207016號公報中，正是以這樣的Mo帶來的高強度化作用和耐氫脆化特性的改善為目標而積極地添加Mo。可是若使用大量含有Mo的Mo添加鋼，則在熱軋時硬質相(例如貝氏體和馬氏體)生成，熱軋鋼板的強度顯著變高，使熱軋后冷軋時的冷軋性劣化，這經過其后的發明者們的研究而判明。因此，為了改善使用Mo添加鋼的超高強度薄鋼板的冷軋性，只要不極力添加Mo即可。但是，如前述，Mo作為淬火性提高元素有用，若僅僅使Mo的添加為零，則淬火性變差，不能充分確保最終得到的薄鋼板所需要的強度。因此使用Mo添加鋼而制造超高強度薄鋼板時，為了改善冷軋性，采取的方法有在熱軋后進行回火，使貝氏體中的位錯密度降低，另外使之從馬氏體變化為軟質的鐵素體和滲碳體的混合組織等以改善冷軋性等，從而招致在熱軋后需要冷軋前的回火處理這樣的生產性的降低。因此在本發明中，主要在提高熱軋鋼板的冷軋性的一方面，從確保最終得到的薄鋼板的高強度這一觀點出發，以規定量含有B而作為Mo的替代元素。這次全新判明B與Mo相比具有促進珠光體相變的效果。現有的Mo添加鋼，在熱軋巻取后的冷卻過程中不使珠光體相變完畢，從而馬氏體生成而高強度化，但通過含有B而替代Mo，則促進珠光體相變，從而能夠抑制馬氏體的生成。由此能夠成為以鐵素體和珠光體為主體的組織，上升。此外在本發明中還判明，如上述隨著Mo的減少，也有耐氫脆化特性降低的可能，但通過以規定量使B含有，還能夠提高耐氫脆化特性。關于能夠提高耐氫脆化特性的機理雖不明確，但推定為因為B向奧氏體中的溶解度小，所以在奧氏體晶界偏析，提高了晶界彼此的結合力，由此氫脆化難以發生。Mo的含量為0.02%以下。優選為0.015%以下，更優選為0.01%以下。優選Mo盡可能少，最優選為0%。另一方面，B的含量為0.00020.0030%。B低于0.0002%時，不能充分淬火，作為薄鋼板時的強度不足。因此B為0.0002%以上，優選為0.0005%以上。但是若B過剩地被含有，則熱加工性劣化。另外，硼化物在晶界析出，發生晶界脆化，由此不能取得作為薄鋼板時的期望的耐氫脆化特性。因此B為0.0030°/。以下，優選為0.0025%以下。為了有效地發揮由B添加帶來的冷軋性提高作用，要降低鋼中的N而極力不使BN生成。因此N為0.01。/。以下。此外為了盡可能抑制BN的生成，在本發明中在0.0050.1°/。的范圍含有與N的親和性比B更高的Ti，將鋼中的N作為TiN加以捕集。N優選為0.008%以下，更優選為0.005%以下。N以盡可能少為宜，但降低為0°/。是不現實的，因此不含0%。Ti除了對捕集N有作用以外，與后述的Cu和Ni—樣，還是促進保護性銹的生成的元素。保護性銹特別是在氯化物環境下生成而抑制對耐腐蝕性(作為結果是耐氫脆化特性)造成不利影響的P—FeOOH的生成。因此Ti為0.005%以上，優選為0.01%以上，更優選為0.03%以上。但若過剩地添加Ti，則Ti的碳化物和氮化物或碳氮化物的析出變多，招致加工性和耐氫脆化特性的劣化。因此Ti的上限為0.1。/。。優選為0.08%以下。本發明的鋼板，以滿足上式(1)的方式調整C、Mn、Mo和B的含量的平衡很重要，但C和Mn的含量如下。(C:0.100.25%)C是確保作為薄鋼板時的強度的元素。g卩，是使淬火性提高而確保980MPa以上的高強度所需要的元素。另外，使奧氏體相中含有充分的C，即使在室溫下仍會使期望的奧氏體相殘留，C在這一點上也是重要的元素。通過奧氏體殘留，強度-延展性平衡變得良好。另外，板條狀的穩定的殘留奧氏體(詳情后述)作為氫捕集點發揮作用，使耐氫脆化特性提高。從這樣的觀點出發，在本發明中使C含有0.10^以上。優選為0.12%以上，更優選為0.15%以上。但是若過剩地含有，則強度過高，容易發生氫脆性。另外，焊接性也劣化。因此，C的上限為0.25%。優選為0.23%以下，更優選為0.20%以下。(Mn:1.03,2%)Mn是在使奧氏體穩定化上發揮作用的元素，是用于確保奧氏體量所需要的元素。另外，Mn是使淬火性提高的元素，也對高強度化起作用。為了發揮這樣的作用，使Mn含有1.0。/。以上。優選為1.2%以上，更優選為1.5%以上。但是若過剩地含有，則偏析顯著，另外助長P的晶界偏析，由于晶界脆化導致耐氫脆化特性劣化。因此Mn的上限為3.2%。優選為3.0%以下，更優選為2.8%以下。本發明的鋼板除上述元素以外，作為基本成分還含有Si和Al，并且P和S被抑制在下述范圍內。(Si:0.53%)Si作為固溶強化元素起作用，在確保薄鋼板的強度上是重要的元素。另外，Si在用于抑制殘留奧氏體分解，碳化物生成，從而得到期望的殘留奧氏體上也是發揮作用的元素。為了發揮這樣的作用，使Si含有0.5n/。以上。優選為0.8%以上，更優選為1.0%以上。但是若過剩地含有，則熱軋中的氧化皮形成顯著，酸洗性降低。因此Si的上限為3。/。。優選為2.8%以下，更優選為2.5%以下。(Al:0.0卜0.1%)Al作為脫氧元素添加。為了有效地發揮這樣的作用，可以使A1含有0.01%以上。優選為0.02%以上，更優選為0.03%以上。但是，若A1變得過剩，則薄鋼板的韌性劣化，氧化鋁等夾雜物增加，加工性劣化，因此Al為0.iy。以下。優選為0.08%以下，更優選為0.05%以下。(P:0.1%以下)P是助長因晶界偏析造成的晶界破壞的元素，因此優選低的方面，其上限為0.1%。優選為0.05%以下，更優選為0.01%以下。(S:0.05%以下)S是在腐蝕環境下助長薄鋼板的氫吸收的元素。另外，在薄鋼板中形成MnS等硫化物，該硫化物成為氫脆化導致的裂紋的起點，因此優選S低的方面。因此S為0.05%以下。優選為0.03%以下，更優選為0.01%以下。本發明的鋼板的基本成分如上所述，余量實質上是鐵，但能夠允許含有因原料、物資和制造設備等狀況而混入的不可避免的雜質。另外，在本發明的鋼板中，除上述成分以外，也可以在下述的范圍積極地含有如下元素(a)Nb、V和Cr之中的至少一種元素；(b)Cu和Ni的至少一種元素；(c)W;(d)Ca、Mg和REM之中的至少一種元素。Nb、V、Cr均是對薄鋼板的強度上升非常有效地發揮作用的元素。特別是Nb除了使薄鋼板的強度上升以外，還是通過組織的細粒化而對韌性提高有效發揮作用的元素。為了有效地發揮這樣的效果，推薦使Nb含有0.005%以上。更優選為0.01%以上，進一步優選為0.02%以上。但是，即使過剩地含有Nb，這些效果也是飽和，經濟性上造成浪費。另外，形成粗大的析出物，脆化發生。因此Nb抑制在0.1。/。以下。優選為0.09%以下，更優選為0.08%以下。V除了使薄鋼板的強度上升以外，還是通過組織的細粒化而對韌性提高有效發揮作用的元素。另外V的碳化物和氮化物或碳氮化物作為氫捕集點起作用，對提高耐氫脆化特性也發揮著作用。為了有效地發揮這樣的效果，推薦使V含有0.01。/。以上。更優選為0.05%以上，進一步優選為0.1%以上。但是，若過剩地含有V，則V的碳化物和氮化物或碳氮化物過剩地析出，從而引起脆化，使加工性和耐氫脆化特性劣化。因此V抑制在0.5%以下。優選為0.4%以下，更優選為0.3%以下。Cr除了使薄鋼板的強度上升以外，對抑制氫的侵入也起作用。另外含有Cr的析出物(例如Cr的碳化物和碳氮化物)作為氫捕集點起作用，對提高耐氫脆化特性也發揮著作用。為了有效地發揮這樣的效果，推薦含有Cr在0.01。/。以上。更優選為0.05%以上，進一步優選為0.1%以上。但是，若過剩地含有Cr，則延展性和加工性降低。因此0抑制在0.5%以下。優選為0.4%以下，更優選為0.3%以下。Cu和Ni抑制成為氫脆化的原因的氫的發生，并且抑制發生的氫向薄鋼板的侵入，是在使耐氫脆化特性提高上發揮作用的元素。Cu和Ni使薄鋼板自身的耐腐蝕性提高，從而抑制基于薄鋼板的腐蝕的氫發生。另外Cu和Ni還具有的效果是，促進在大氣中生成的銹之中一般被認為在熱力學上有穩定保護性的氧化鐵(a—FeOOH)生成，通過實現銹的生成促進，能夠抑制發生的氫向薄鋼板的侵入，能夠在嚴酷的腐蝕環境下提高耐氫脆化特性。為了發揮這樣的效果，Cu可以含有0.01。/。以上，優選為0.1%以上，更優選為0.15%以上，進一步優選為0.2%以上。Ni可以含有0.01。/。以上，優選為0.1%以上，更優選為0.15%以上。但若過剩地含有，則招致加工性的劣化。因此Cu為l。/。以下，優選為0.8%以下，更優選為0.5%以下。Ni為1%以下，優選為0.8%以下，更優選為0.5%以下。Cu和Ni可以分別單獨含有，但也可以并用Cu和Ni，由此上述效果容易體現。W是對薄鋼板的強度上升有效發揮作用的元素。另外，因為含有W的析出物作為氫捕集點發揮作用，所以其也使耐氫脆化特性提高。為了有效地發揮這樣的效果，W可以含有0.01%以上，優選為0.1%以上，更優選為0.15%以上。但是若過剩地含有，則延展性和加工性降低。因此W為1%以下。優選為0.8%以下，更優選為0.5%以下。Ca、Mg、REM(稀土類元素)抑制薄鋼板的表面腐蝕，界面氣氛的氫離子濃度上升(即，抑制pH的降低)，是對提高薄鋼板的耐腐蝕性發揮作用的元素。另外，其在控制薄鋼板中的硫化物的形態從而提高加工性上也起作用。為了有效地發揮這樣的效果，Ca、Mg、REM的情況均使之為0.001%以上。但是若過剩地含有則加工性劣化，因此Ca、Mg、REM的情況均抑制在0.005。/。以下，優選抑制在0.004%以下。滿足上述成分組成的本發明的冷軋用熱軋鋼板，平衡良好地含有淬火性提高元素，因此該熱軋鋼板的組織成為以鐵素體和珠光體為主體的組織。其結果是，熱軋強度被抑制在900MPa以下，能夠得到良好的冷軋性。另一方面，在冷軋后實施后述的熱處理，B的淬火性得到發揮，能夠得到抗拉強度為980MPa以上的薄鋼板。本發明的薄鋼板，以相對于全部組織的面積率計，(i)貝氏體鐵素體(BF)和馬氏體(M)合計為80%以上，(ii)殘留奧氏體(殘留y)為1%以上，并且(iii)上述殘留奧氏體晶粒的平均軸比(長軸/短軸)為5以上。以下，對于本發明中規定各組織的理由進行詳述。(i)在本發明中，如上述，使薄鋼板的組織為貝氏體鐵素體和馬氏體的二相組織(以下稱為BF-M組織)。特別是貝氏體鐵素體為主體的二相組織。BF-M組織為硬質，容易獲得高強度。另外BF-M組織具有的優點是，母相的位錯密度高，在該位錯上氫大量被捕集，其結果是，例如與以多邊鐵素體為母相這樣的TRIP鋼相比，能夠吸收大量的氫。此外還具有的優點是，在板條狀的貝氏體鐵素體的邊界，本發明規定的板條狀的殘留奧氏體容易生成，能夠得到非常優異的延伸率。為了有效地發揮這樣的作用，以相對于全部組織的面積率計，貝氏體鐵素體和馬氏體合計為80%以上，優選為85%以上，更優選為90%以上。貝氏體鐵素體和馬氏體的上限根據與其他組織(例如殘留奧氏體)的平衡來決定，不含后述的殘留奧氏體以外的組織(例如鐵素體等)時，其上限控制在99%。本發明中所謂貝氏體鐵素體，是板狀狀的鐵素體，意思是位錯密度高的下部組織。還有，貝氏體鐵素體和沒有位錯或具有極少下部組織的多邊鐵素體，通過SEM觀察被明了地區別。即，貝氏體鐵素體在SEM照片中顯示深灰色，而多邊鐵素體在SEM照片中呈現黑色塊狀。BF-M組織的面積率以如下方式求得。g卩，用硝酸乙醇腐蝕液腐蝕薄鋼板，用具有EBSP(ElectronBackScatterdiffractionPattern)檢測器的高FieldEmissiontypeScanningElectronMicroscope,Philips公司制，XL30S-FEG)在板厚的1/4的位置，對與軋制面平行的面的任意的測定區域(約50X50jim，測定間隔為O.l(am)進行觀察，據此進行計算。在SEM照片中，也有不能分離區別BF-M組織和殘留奧氏體的情況，但根據上述方法，具有能夠以SEM觀察的區域為原位，同時通過EBSP檢測器進行分析，能夠分離區別BF-M組織和殘留奧氏體這樣的優點。觀察倍率為1500倍即可。在此，若對于EBSP法進行簡單地說明，則EBSP是使試料表面入射電子射線，分析這時發生的由反射電子得到的菊池圖，由此決定電子射線入射位置的結晶方位，使電子射線在試料表面進行二維掃描，如果在每個規定的間距測定結晶方位，則能夠測定試料表面的方位分布。根據此EBSP觀察，具有的優點是，在通常的顯微觀察下為判斷為相同的組織，根據色調差能夠識別結晶方位差不同的板厚方向的組織。(ii)殘留奧氏體不只對總延伸率的提高有用，而且也大大有助于耐氫脆化特性的提高。本發明的薄鋼板中使殘留奧氏體存在1%以上。優選為3%以上，更優選為5%以上。但是，若殘留奧氏體大量存在，則不能確保期望的高強度，因此推薦其上限為15%(更優選為10%)。(iii)如果殘留奧氏體為板條狀，則氫捕集能力比碳化物壓倒性地大，特別是其形狀以平均軸比(長軸/短軸)計為5以上時，能夠使所謂的大氣腐蝕下侵入的氫實質無害化，從而顯著提高耐氫脆化特性。殘留奧氏體的平均軸比優選為10以上，更優選為15以上。另一方面，上述平均軸比的上限從提高耐氫脆化特性的觀點出發沒有特別限定，但為了有效地發揮TRIP效果，需要殘留奧氏體的厚度達到一定程度，如果考慮這一點，則優選其上限為30，更優選在20以下。殘留奧氏體意思是使用具有上述的EBSP檢測器的高分解能型FE-SEM，作為fcc相(面心立方晶格)被觀察的區域。對于由EBSP進行測定的一個具體例進行說明。測定對象為，與進行上述貝氏體鐵素體和馬氏體的觀察相同的測定區域，即，在板厚的l/4的位置，對與軋制面平行的面的任意的測定區域(約50X50,，測定間隔為0.1拜)。但是，研磨機械研磨造成的殘留奧氏體的相變，可以進行電解研磨。接著，使用具有上述的EBSP檢測器的高分解能型FE-SEM，對位于SEM的鏡筒內的試料照射電子射線。用高靈敏度照相機(Dage-MTIInc.制，VE-1000-SIT)拍攝投影到屏幕上的EBSP圖像，作為圖像輸入計算機。然后用計算機進行圖像分析，對于通過與使用已知的結晶系[殘留奧氏體的情況為fcc相(面心立方晶格)]模擬的圖案進行比較而決定的fcc相繪制彩圖。求得如此繪圖的區域的面積率，將其定為殘留奧氏體的面積率。還有在本發明中，作為上述分析的硬件及軟件，使用TexSEMLaboratoriesInc.的OIM(OrientationImagingMicroscopy)系統。另外，殘留奧氏體晶粒的平均軸比的測定，是用TEM(TransmissionElec加nMicroscope)，以倍率1.5萬倍進行觀察，在任意選擇的3個視野中(1個視野為8fimX^m)，測定存在的殘留奧氏體晶粒的長軸和短軸并求得軸比(長軸/短軸)，計算其平均值作為平均軸比。本發明的薄鋼板雖然也可以由貝氏體鐵素體、馬氏體和殘留奧氏體的混合組織構成，但是在不損害本發明的作用的范圍內，也可以具有其他組織(代表性的有鐵素體和珠光體)。這里所說有鐵素體意思是多邊鐵素體。即，意為沒有位錯密度或位錯極少的鐵素體。鐵素體和珠光體是在本發明的制造過程中必然會殘存的組織。這些組織越少越為優選，在本發明中優選抑制在9%以下。更優選低于5%，進一步優選為低于3%。本發明的薄鋼板，能夠通過如下方式制造將滿足前述的成分組成的板坯進行熱軋而和到熱軋鋼板后，進行冷軋而得到冷軋鋼板，接著對該冷軋鋼板進行熱處理。為了得到冷軋性優異的熱軋鋼板，在熱軋工序中，使巻取溫度為55080(TC。由此熱軋鋼板的組織成為以鐵素體和珠光體為主體的組織，熱軋鋼板的強度被抑制在900MPa以下，容易冷軋。巻取溫度低于55(TC時，貝氏體和馬氏體等硬質相生成，強度變高，不能改善冷軋性。因此巻取溫度為550。C以上，優選為60(TC以上。還有，巻取溫度的上限沒有特別規定，但是因設備的制約而為80(TC。巻取溫度優選為75(TC以下，更優選為70(TC以下。對于巻取前的熱軋條件，如果將巻取溫度調整到上述范圍內則沒有特別限定，例如，將鑄造所得的板坯在鑄造狀態下或加熱至1150130(TC左右，使終軋溫度為85095(TC而進行熱軋，接著以0.11000。C/秒的冷卻速度冷卻至上述巻取溫度為止。根據本發明，對調整了成分組成的板坯進行熱軋，以規定的溫度將其巻取，因此能夠將熱軋鋼板的強度抑制在900MPa以下。因此本發明的熱軋鋼板作為在熱軋后不用進行回火(調質處理)就能夠進行冷軋的非調質材有用，能夠使生產性提高。熱軋后的冷軋條件未特別限定，遵循常規方法冷軋熱軋鋼板即可。冷軋率推薦為170%。這是由于冷軋率超過70%的冷軋軋制載荷增大，軋制困難。冷軋后的熱處理條件推薦為，將滿足前述的成分組成的冷軋鋼板以Ad點(Ac3點+50。C)的溫度(Tl)保持101800秒(tl)后，以3°C/秒以上的平均冷卻速度冷卻至(Ms點一100。C)Bs點的溫度(T2)，在該溫度域保持601800秒(t2)。若上述T1超過(A。點+50。C)的溫度或tl超過1800秒，則招致奧氏體的晶粒成長，加工性(延伸凸緣性)惡化，因此不為優選。因此tl為1800秒以下，優選為600秒以下，更優選為400秒以下。另一方面，若上述T1比Ae3點的溫度低，則得不到規定的貝氏體鐵素體和馬氏體組織。另外，上述tl低于10秒時，奧氏體化無法充分進行，Fe的碳化物(滲碳體)和其他的合金的碳化物殘存，因此不為優選。因此tl為10秒以上，優選為30秒以上，更優選為60秒以上。Ac3點能夠根據"^7'J—鋼鐵材料學"的273頁記述的如下所示的算式計算。Ac3=910-203x[C]05-15.2x網+44.7x[Si]+104x[V]+31.5x[Mo〗+l3.1x[W〗-30x[Mn]-11x[Cr]-20x[Cu]+700x[P]+400x[Al]+400x[Ti]接著以3。C/秒以上的平均冷卻速度冷卻上述冷卻軋鋼板，避開珠光體相變域而防止珠光體組織的生成。推薦該平均冷卻速度以大的程度為宜，優選為5。C/秒以上，更優選為10。C/秒以上。冷卻到達溫度為(Ms點一100。C)Bs點的溫度(T2)，在該溫度相，從而能夠成為規定的組織。若T2(保持溫度)超過Bs點的溫度，則對本發明來說不為優選的珠光體大量生成，不能充分確保貝氏體鐵素體和馬氏體組織。另一方面，若T2低于(Ms點一100。C)的溫度，則殘留奧氏體減少，因此不為優選。Ms點能夠根據如下所示的算式計算。Ms=561-474X[C]-33X[Mn]-17X[Ni]-17X[Cr]-21X[Mo]Bs點能夠根據如下所示的算式計算。Bs=830-270x[C]-90x[Mn]-37x[Ni]-70x[Cr]-83x[Mo]另外，若t2(保持時間)超過1800秒，則貝氏體鐵素體的位錯密度變小，氫的捕集量變少，此外還得不到規定的殘留奧氏體。因此上述t2為1800以下，優選為1200秒以下，更優選為600秒以下。另一方面，上述t2低于60秒也不能得到規定的貝氏體鐵素體和馬氏體組織。因此上述t2優選為60秒以上，更優選為90秒以上，進一步優選為120秒以上。關于保持后的冷卻方法沒有特別限定，能夠進行空冷、急冷、氣水冷卻等。若考慮到實際作業，則上述熱處理(退火處理)采用連續退火設備或分批式退火設備進行較為簡便。另外對冷軋鋼板實施鍍敷而進行熔融鍍鋅時，鍍敷條件以滿足上述熱處理條件的方式設定，也可以在該鍍敷工序中一并進行上述熱處理。本發明雖然是以板厚5mm以下的薄鋼板為對象，但制品形態并未限定，也可以對于經過熱軋、冷軋和熱處理(退火處理)而得到的薄鋼板實施化成處理，可以實施熔融鍍敷、電鍍、蒸鍍等的鍍敷，也可以實施各種涂裝、涂裝襯底處理、有機皮膜處理等。作為上述鍍敷的種類，一般性的鍍鋅、鍍鋁等都可以。另外鍍敷的方法熔融鍍和電鍍都可以，此外可以在鍍敷后實施合金化熱處理，也可以實施多層鍍敷。另外也可以在非鍍鋼板上和鍍敷鋼板上實施層合薄膜(filmlaminate)處理。進行上述涂裝時，根據各種用途實施磷酸鹽處理等化成處理，也可以實施電沉積涂裝。涂料可以使用公知的樹脂，例如，可以將環氧樹脂、氟酸酯樹脂、丙烯樹脂、聚酯樹脂、酚醛樹脂、醇酸樹脂、密胺樹脂等與公知的硬化劑一起使用。特別是從耐腐蝕性的觀點出發，推薦使用環氧樹脂、氟含有樹脂、硅丙烯樹脂。此外，涂料中所添加的公知的添加劑，例如可以添加著色用顏料、耦合劑、流平劑、敏化劑、抗氧化劑、紫外線穩定劑、阻燃劑等。另外涂料的形態也未特別限定，能夠根據用途適宜選擇溶劑系涂料、粉體涂料、水系涂料、水分散型涂料、電沉積涂料等。為了使用上述涂料使期望的被覆層形成于鋼材上，使用浸漬法、輥涂法、噴霧法、簾流式涂布法等公知的方法即可。被覆層的厚度根據用途采用公知的適當值即可。本發明的薄鋼板因為強度高，所以除了適用于例如保險杠、車門防撞梁、柱、加強件、骨架件等汽車的增加部件等汽車用強度部件以外，還能夠適用于座椅橫擋(seatrail)等室內部件等。在如此成形加工所得到的部件中，還具有充分的材質特性(強度)且發揮著優異的耐氫脆化特性。實施例以下，列舉實施例更具體地說明本發明，但本發明并不受下述實施例限制，在能夠符合前后述的宗旨的范圍也可以適當加以變更實施，這些均包含在本發明的技術范圍內。真空熔煉表1或表2所示的成分組成(余量是鐵和不可避免的雜質)的供試鋼(鋼種AU和鋼種ar)，成為實驗用板坯后，得到板厚3.2mm的熱軋鋼板，之后通過酸洗除去表面氧化皮，其后冷軋制1.2mm厚，進行連續退火。熱軋工序、冷軋工序的條件如下。還有在下述表1和表2中顯示，根據成分組成采用下式分別計算Ac3點的溫度、Bs點的溫度、Ms點的溫度。另外，根據表1和表2所示的成分組成，運用上式(1)計算的Z值顯示在下述表3和表4中。熱軋工序是將上述實驗用板坯以1250。C保持30分鐘后，使終軋溫度(FDT)為850。C而進行熱軋，以平均冷速度40。C/秒冷卻至巻取溫度(500650°C)。接著，以該巻取溫度保持30分鐘后，放冷至室溫而得到熱軋鋼板。以冷軋率50%對得到的熱軋鋼板進行冷軋(冷軋工序)，接著進行連續退火(退火工序)。連續退火其進行是以溫度T1(。C)保持120秒(tl)后，以平均冷卻速度20。C/秒急速冷卻(空冷)至表3或表4所示的溫度T2(。C)，以該溫度T2(。C)保持240秒(t2)。以溫度T2保持后，氣水冷卻至室溫而得到薄鋼板。按下述要領分別調査如此得到的熱軋鋼板的抗拉強度(TS)、冷軋性、薄鋼板的抗拉強度、薄鋼板的金屬組織和薄鋼板的耐氫脆化特性。[熱軋鋼板的抗拉強度(TS)和冷軋性]熱軋鋼板的抗拉強度(TS)，作為試驗片使用JIS5號試驗片，進行拉伸試驗而測定。還有，拉伸試驗的應變速度為lmm/秒。熱軋鋼板的抗拉強度為900MPa以下時評價為冷軋性優異，在下述表3和表4中以〇表示。另一方面，超過900MPa時評價為冷軋性差，在下述表3和表4中以X表示。[薄鋼板的抗拉強度(TS)]薄鋼板的抗拉強度(TS)作為試驗片采用JIS5號試驗片，進行拉伸試驗而測定。拉伸試驗的應變速度也為lmm/秒。薄鋼板的抗拉強度為980MPa以上時評價為高強度(合格)，低于980MPa評價為強度不足(不合格)。[薄鋼板的金屬組織]以薄鋼板的板厚1/4的位置與軋制面平行的面的任意的測定區域(約50X50pm，測定間隔為0.1iam)為對象進行觀察、拍攝，遵循前述的方法測定貝氏體鐵素體(BF)和馬氏體(M)的面積率、殘留奧氏體(殘留Y)的面積率。在任意選擇的上述尺寸的2個視野中進行同樣的測定，求得平均值。其他的組織(鐵素體和珠光體)的面積率，是從全部組織(100%)中減去上述組織(BF+M+殘留y)所占的面積率而求得。殘留奧氏體的晶粒的平均軸比依據前述的方法測定，平均軸比為5以上的滿足本發明的要件評價為(〇)，平均軸比低于5的不滿足本發明的要件評價為(X)。[薄鋼板的耐氫脆化特性]當測定耐氫脆化特性時，從各薄鋼板上切割下150mmX30mm的短條試驗片作為試驗片。S卩，如圖1的(a)所示，切割下的短條試驗片上開(b)所示，使彎曲部的R為15mm這樣實施彎曲加工后，在所述孔中貫通螺釘1緊固，對彎曲部負荷1000MPa的應力，以此為試驗片使用。還有，彎曲部的應力，其調整是在以螺釘1緊固實施了彎曲加工的試驗片之前，在彎曲部貼裝應變計2，之后通過緊固螺釘1而使該彎曲部所負荷的應力達到1000MPa。將該試驗片浸漬在5%鹽酸水溶液中，測定至裂紋發生的時間。至裂紋發生的時間為24小時以上的薄鋼板評價為耐氫脆化特性優異，低于24小時的薄鋼板評價為耐氫脆化特性差。以上結果一并記錄在表3和表4中。<table>tableseeoriginaldocumentpage21</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage22</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage23</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage24</column></row><table>由表3和表4能夠進行如下考察。滿足本發明規定的要件的No.l、2、4、5、7、911、14、16、17、1926、3537、39、40，熱軋鋼板的抗拉強度在900MPa以下，不僅冷軋性優異，而且能夠確保薄鋼板的抗拉強度在980MPa以上，而且在嚴酷的環境下的耐氫脆化特性也優異。相對于此，No.3、6、8、12、13、15、18、2734、38、41不滿足本發明規定的某一要件。No.3、6、8是Mo量過剩的例子，熱軋鋼板的強度變高，不能改善冷軋性。No.l2是B量過剩的例子，晶界有硼碳化物析出，產生晶界脆化，由此導致耐氫脆化特性劣化。No.l3是C量過剩的例子，熱軋鋼板的強度高，不能改善冷軋性。另外薄鋼板的強度過高，不能充分改善耐氫脆化特性。No.l5是Si量不足的例子，殘留奧氏體幾乎不存在，因此耐氫脆化特性差。No.l8是Mn量過剩的例子，熱軋鋼板的強度高，不能改善冷軋性。另外偏析顯著，耐氫脆化特性劣化。No.2733是Mo量過剩，而且不含B的例子，熱軋鋼板的強度高，不能改善冷軋性。No.34因為溫度Tl低，所以成為在(ot+Y)的二相域的退火，鐵素體大量生成。另外殘留奧氏體晶粒的平均軸比不滿足本發明規定的范圍。No.38因為Z值比本發明規定的范圍小，所以不能確保作為薄鋼板的強度。No.41因為巻取溫度低，所以貝氏體和馬氏體等硬質相生成，熱軋鋼板的強度高，不能改善冷軋性。產業上的利用可能性由本發明得到的高強度薄鋼板，因為顯示出優異的耐氫脆化特性，所以能夠適用為要求有980MPa以上的抗拉強度的高強度部件(例如保險杠、防撞梁和座椅橫擋、柱、加強件、骨架件等汽車部件)的原材。權利要求1.一種高強度薄鋼板，其特征在于，以質量％計含有C0.10～0.25％、Si0.5～3％、Mn1.0～3.2％、P0.1％以下、S0.05％以下、Al0.01～0.1％、Mo0.02％以下、Ti0.005～0.1％、B0.0002～0.0030％、N0.01％以下，余量是鐵和不可避免的雜質，該薄鋼板中由下式(1)算出的Z值為2.0～6.0，并且，以相對于全部組織的面積率計，殘留奧氏體為1％以上，貝氏體鐵素體和馬氏體合計為80％以上，并且所述殘留奧氏體晶粒的平均軸比即長軸/短軸為5以上，抗拉強度為980MPa以上，Z值＝9×[C]+[Mn]+3×[Mo]+490×[B]+7×[Mo]/{100×([B]+0.001)}……(1)式中，[]表示薄鋼板中所含的各元素的質量百分比含量。2.—種冷軋用熱軋鋼板，其特征在于，以質量％計含有C:0.100.25%、Si:0.53%、Mn:1.03.2%、P:0.1%以下、S:0.05%以下、Al:0.010.1%、Mo:0,02%以下、Ti:0.0050.1%、B:0扁20.0030%、N:0.01%以下，余量是鐵和不可避免的雜質，該熱軋鋼板中由下式(1)算出的Z值為2.06.0，抗拉強度在900MPa以下，Z值二9X[C]+[Mn]+3X[Mo]+490X[B]+7X[Mo]/{100X([B]+0.001)}......(1)式中，[]表示熱軋鋼板中所含的各元素的質量百分比含量。3.根據權利要求1所述的鋼板，其特征在于，作為其他元素，以質量。/o計還含有Nb:0.0050.1%、V:0.010.5%和Cr:0.010.5%中的至少一種。4.根據權利要求1所述的鋼板，其特征在于，作為其他元素，以質量Q/。計還含有Cu:0.011。/。和Ni:0.011%中的至少一種。5.根據權利要求1所述的鋼板，其特征在于，作為其他元素，以質量。/o計還含有W:0.011%。6.根據權利要求1所述的鋼板，其特征在于，作為其他元素，以質量%計還含有Ca:0.00050.005%、Mg:0.00050.005%和REM:0,00050.005%中的至少一種。7.根據權利要求2所述的冷軋用熱軋鋼板，其特征在于，作為其他元素，以質量。/。計還含有Nb:0.0050.1%、V:0.010.5%和Cr:0.010.5%中的至少一種。8.根據權利要求2所述的冷軋用熱軋鋼板，其特征在于，作為其他元素，以質量。/。計還含有Cu:0.011。/o和Ni:0.011%的至少一種。9.根據權利要求2所述的冷軋用熱軋鋼板，其特征在于，作為其他元素，以質量。/。計還含有W:0.011%。10.根據權利要求2所述的冷軋用熱軋鋼板，其特征在于，作為其他元素，以質量％計還含有Ca:0.00050.005%、Mg:0.00050.005%和REM:0.00050.005%中的至少一種。11.一種冷軋用熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，對滿足權利要求2所述的成分組成的板坯進行熱軋，在55080(TC巻取。全文摘要本發明是含有C、Mn、P、S、Al、Mo、Ti、B和N的薄鋼板，該薄鋼板由下式(1)計算的Z值為2.0～6.0，以相對于全部組織的面積率計，殘留奧氏體為1％以上，貝氏體鐵素體和馬氏體合計為80％以上，并且所述殘留奧氏體晶粒的平均軸比(長軸/短軸)為5以上，抗拉強度為980MPa以上，Z值＝9×[C]+[Mn]+3×[Mo]+490×[B]+7×[Mo]/{100×([B]+0.001)}，由此能夠提供抗拉強度在980MPa以上，耐氫脆化特性得到提高的高強度薄鋼板。另外根據本發明，還能夠提供一種冷軋性得到改善的熱軋鋼板，其是可以以良好的生產性制造上述高強度薄鋼板的冷軋用的熱軋鋼板。文檔編號C22C38/00GK101541992SQ20078004319公開日2009年9月23日申請日期2007年12月10日優先權日2006年12月11日發明者向井陽一,池田宗朗,湯瀨文雄,粕谷康二,衣笠潤一郎申請人:株式會社神戶制鋼所