本發明涉及屈強比和加工性優異的超高強度鋼板。作為本發明的超高強度鋼板的鋼板種類，除了冷軋鋼板以外，也包括熔融鍍鋅鋼板、合金化熔融鍍鋅鋼板等各種鍍覆鋼板。
背景技術：
在汽車的骨架構件所使用的鋼板中，以車體輕量化實現燃油效率提高為目的而要求高強度化，并且為了確保碰撞安全性，也要求有高屈強比。另一方面，為了成形為復雜形狀的零件，也要求有優異的加工性。
因此，迫切希望提供一種既具有高屈強比，延伸率(總延伸率；el)又高的超高強度鋼板。具體來說，就是要求抗拉強度為1470mpa以上，屈強比為0.75以上，并且總延伸率為10％以上的鋼板。
另外，汽車用鋼板在車體組裝時和零件安裝時被實施焊接，但焊接性很大程度依存于鋼板的成分組成，特別是若c和mn大量添加，則可知會使焊接性惡化。因此，在汽車用鋼板中，要求以滿足c在0.35質量％以下、并且mn在1.5質量％以下的成分組成，來滿足上述機械的特性。
在此，以前為了提高高強度鋼板的延伸率，主要采用的是以下的2個手段。
(1)提高殘余奧氏體量，利用其trip作用。
(2)提高軟質的鐵素體(含貝氏體鐵素體)量。
但是，在上述(1)的手段中存在這樣的問題，即，為了使大量的奧氏體殘留，需要提高c和mn的添加量，而不能滿足c≤0.35質量％且mn≤1.5質量％，則不能確保充分的焊接性。
另一方面，在上述(2)的手段中存在如下問題，即，為了確保延伸率，需要一定量的軟質相，而不能滿足屈強比0.75以上，不能確保充分的碰撞安全性。
例如，在專利文獻1中提出有一種鋼板，其通過提高鋼板中的mn含量，而使大量的奧氏體殘留，由此在抗拉強度為1180mpa以上的超高強度域，提高耐氫脆化特性，沖孔加工部的抗延遲斷裂性也優異。
但是，上述鋼板如其實施例所示，在發明鋼中，鋼板中的mn含量均高于1.5質量％，在焊接性這一點上有改善的余地。
另外，在專利文獻2中提出有一種鋼板，其提高軟質的鐵素體相的分率，在滿足c在0.35質量％以下，且mn在1.5質量％以下的成分組成中，能夠實現抗拉強度1470mpa以上，并且總延伸率10％以上。
但是，上述鋼板如其實施例所示，存在不能實現屈強比0.75以上，不能確保充分碰撞安全性的問題點。
【現有技術文獻】
【專利文獻】
【專利文獻1】日本國特開2008－81788號公報
【專利文獻2】日本國特開2010－90432號公報
技術實現要素：
因此，本發明的目的在于，提供一種能夠滿足抗拉強度在1470mpa以上，屈強比在0.75以上，并且總延伸率在10％以上的屈強比和加工性優異的超高強度鋼板。
本發明的第一發明的屈強比與加工性優異的超高強度鋼板，其特征在于，具有如下成分組成，
以質量％計，分別含有
c：0.15～0.35％、
si：0.5～3.0％、
mn：0.5～1.5％、
al：0.001～0.10％，
余量由鐵和不可避免的雜質構成，
所述不可避免的雜質之中，p、s、n分別限制如下，
p：0.1％以下、
s：0.01％以下、
n：0.01％以下，
并具有以相對于全部組織的面積率計，
由馬氏體：90％以上、
殘余奧氏體：0.5％以上構成的組織，
局部的mn濃度為鋼板整體的mn含量的1.2倍以上的區域，以面積率計存在1％以上，
抗拉強度為1470mpa以上，屈強比為0.75以上，并且總延伸率為10％以上。
本發明的第二發明的屈強比和加工性優異的超高強度鋼板，根據上述第一發明，其中，
在成分組成中，以質量％計還含有
cu：0.05～1.0％、
ni：0.05～1.0％、
b：0.0002～0.0050％中的一種或兩種以上。
本發明的第三發明的屈強比和加工性優異的超高強度鋼板，根據上述第一或第二發明，其中，在成分組成中，以質量％計還含有
mo：0.01～1.0％、
cr：0.01～1.0％、
nb：0.01～0.3％、
ti：0.01～0.3％、
v：0.01～0.3％中的一種或兩種以上。
本發明的第四發明的屈強比和加工性優異的超高強度鋼板，根據上述第一～第三發明的任意一個發明，其中，
在成分組成中，以質量％計還含有
ca：0.0005～0.01％、
mg：0.0005～0.01％中的一種或兩種。
根據本發明，不用提高鋼板整體的c和mn的平均濃度，通過在鋼的組織中，使馬氏體作為主要組織，并且在殘余奧氏體中使mn稠化，從而一邊確保了焊接性，又能夠提供高強度·高屈強比且加工性優異的超高強度高板。
具體實施方式
以下，更詳細地說明本發明。
首先，對于賦予本發明的屈強比和加工性優異的超高強度鋼板(以下，也稱為“本發明鋼板”。)以特征的組織進行說明。
〔本發明鋼板的組織〕
本發明鋼板，如上述，其特征在于，在使母相成為馬氏體之后，再以規定量含有使mn稠化而成的殘余奧氏體(以下，也將奧氏體表述為γ。)。
＜馬氏體：90％以上＞
為了一邊實現鋼板的抗拉強度1470mpa以上，一邊達成0.75以上的高屈強比，需要馬氏體以面積率計為90％以上，優選為92％以上，更優選為94％以上。還有，在本說明書中，馬氏體在含有未回火的初生馬氏體和經受過回火的回火馬氏體這兩者的意思下使用。
還有，殘余奧氏體以外，可以全部是馬氏體，因此若基于殘余奧氏體的下限值(0.5％)，則馬氏體面積率的上限為99.5％，優選為99％以下
＜殘余奧氏體：0.5％以上＞
為了利用殘余奧氏體的trip作用而使總延伸率提高，需要以面積率計使之為0.5％以上，優選為0.6％以上，更優選為0.7％以上。
還有，馬氏體以外，可以全部是殘余奧氏體，因此若基于馬氏體的下限值(90％)，則殘余奧氏體面積率的上限為10％，優選為5％以下，更優選為3％以下，特別優選為2％以下。
另外，本發明鋼板如上所述，可以只由馬氏體和殘余奧氏體這二相構成(二相的合計的面積率為100％)，但不可避免地可能產生其他的相(鐵素體、貝氏體、珠光體等)。即使存在這樣的其他相，其面積率的合計為9.5％以下即可。其他的相的面積率的合計優選為7.5％以下，更優選為5.5％以下。
＜局部的mn濃度為鋼板整體的mn含量的1.2倍以上的區域：以面積率計為1％以上＞
在殘余奧氏體中使mn稠化而提高該殘余奧氏體的穩定性，至高應變區域使殘余奧氏體殘存，由此進一步提高總延伸率，確保總延伸率在10％以上。另一方面，從確保焊接性的觀點出發，需要鋼板中的平均mn濃度滿足1.5質量％以下，因此在本發明鋼板中要使mn稠化區域形成。即，一邊將母相的mn濃度保持得低，一邊使mn稠化區域所形成的殘余奧氏體穩定化。由此，局部的mn濃度為鋼板整體的mn含量的1.2倍以上的區域的一部分，作為殘余奧氏體存在，有助于總延伸率的進一步提高。
還有，本發明鋼板中形成的殘余奧氏體非常微細，不能直接測量mn濃度。因此，采用局部的mn濃度為鋼板整體的mn含量的1.2倍以上的區域以面積率計存在1％以上(優選為1.1％以上，更優選為1.2％以上)存在的方式，保證mn在殘余奧氏體中充分稠化。
接下來，對于構成本發明鋼板的成分組成進行說明。以下，化學成分的單位全部是質量％。
〔本發明鋼板的成分組成〕
c：0.15～0.35％
c是對鋼板的強度有巨大影響的重要元素。為了確保鋼板的強度，使c含有0.15％以上，優選為0.16％以上，更優選為0.17％以上。但是，若使c過剩地含有，則焊接性劣化，因此使之為0.35％以下，優選為0.3％以下，更優選為0.25％以下。
si：0.5～3.0％
si抑制碳化物的生成，對于促進殘余奧氏體的生成是有用的元素。為了有效地發揮這樣的作用，使si含有0.5％以上，優選為0.8％以上，更優選為1.1％以上。但是，若使si過剩地含有，則焊接性顯著劣化，因此為3.0％以下，優選為2.5％以下，更優選為2.0％以下。
mn：0.5～1.5％
mn作為固溶強化元素，也是有助于鋼板的強度上升的有用元素。另外，也具有提高淬火性，另外抑制冷卻時的鐵素體相變的效果。此外，還具有使奧氏體穩定化的效果，因此能夠使穩定度高的殘余奧氏體形成。為了有效地發揮這樣的作用，使mn含有0.5％以上，優選為0.7％以上，更優選為0.9％以上。但是，從確保焊接性這一觀點出發，優選mn量低的方法，使之為1.5％以下，優選為1.3％以下，更優選為1.15％以下。
al：0.001～0.10％
al是作為脫氧劑被添加的有用元素，為了得到這樣的作用，使之含有0.001％以上，優選為0.01％以上，更優選為0.03％以上。但是，若使al過剩地含有，則使鋼的潔凈度惡化，因此為0.10％以下，優選為0.08％以下，更優選為0.06％以下。
本發明鋼板作為必須的成分而含有上述元素，余量是鐵和不可避免的雜質(p、s、n、o等)，但不可避免的雜質之中，能夠使p、s、n含有截止到下述這樣的各允許范圍。
p：0.1％以下
p作為雜質元素不可避免地存在，通過固溶強化而有助地強度的上升，但其在舊奧氏體晶界偏析，使晶界脆化，從而使加工性劣化，因此p量限制在0.1％以下，優選為0.05％以下，更優選為0.03％以下。
s：0.01％以下
s也作為雜質元素不可避免地存在，形成mns夾雜物，變形時成為龜裂的起點而使加工性降低，因此s量限制在0.01％以下，優選為0.005％以下，更優選為0.003％以下。
n：0.01％以下
n也作為雜質元素不可避免地存在，由于應變時效而使鋼板的加工性降低，因此n量限制在0.01％以下，優選為0.005％以下，更優選為0.003％以下。
另外，在不損害本發明的作用的范圍，還能夠再含有以下的允許成分。
cu：0.05～1.0％、ni：0.05～1.0％、b：0.0002～0.0050％中的一種或兩種以上
這些元素提高淬火性，是具有抑制由奧氏體相變這一效果的有用元素。為了得到這樣的作用，各元素均優選使之含有上述各自的下限值以上。上述元素可以單獨含有，也可以兩種以上并用。但是，即使這些元素過剩地含有，效果也是飽和，在經濟上造成浪費，因此各元素均為上述各自的上限值以下。
mo：0.01～1.0％、cr：0.01～1.0％、nb：0.01～0.3％、ti：0.01～0.3％、v：0.01～0.3％中的一種或兩種以上
這些元素是不會使加工性劣化，而對改善強度有用的元素。為了得到這樣的作用，各元素均優選含有上述各自的下限值以上。上述元素可以單獨含有，也可以兩種以上并用。但是，若使這些元素過剩地含有，則粗大的碳化物形成，加工性劣化，因此各元素均為上述各自的上限值以下。
ca：0.0005～0.01％、mg：0.0005～0.01％中的一種或兩種
這些元素使夾雜物微細化，減少破壞的起點，從而對于提高加工性是有用的元素。為了得到這樣的作用，任意一個元素均優選使之含有0.0005％以上。上述元素可以單獨使用，也可以兩種并用。但是，若使之過剩地含有，則夾雜物反而粗大，加工性劣化，因此無論哪個元素均為0.01％以下。
接著，以下說明用于得到上述本發明鋼板的優選的制造條件。
〔本發明鋼板的優選的制造方法〕
首先，熔煉具有上述成分組成的鋼，通過鑄錠或連續鑄造而作為板坯(鋼材)后，以均熱溫度1200℃以下(更優選為1150℃以下)、最終溫度900℃以下(更優選為880℃以下)的條件進行熱態軋制(熱軋)，從最終溫度冷卻至ac1點以下，成為貝氏體或珠光體單相組織，或含有鐵素體這樣的二相組織。
上述熱軋后，以680℃～ac1點(更優選為690℃～[ac1－10℃])保持0.8h以上(更優選為1h以上)的條件實施退火處理。通過該退火處理，使碳化物球化且粗大化，并且在該碳化物中使mn稠化，使之達到mn向鋼板的添加量的1.2倍以上。還有，該退火處理可以在冷卻至ac1點以下后，直接在上述溫度域保持，也可以在該溫度域內緩冷，或者也可以在熱軋后，先冷卻至低于680℃后再進行。
還有，ac1點能夠根據鋼板的化學成分，使用萊斯利著，“鐵鋼材料科學”，幸田成靖譯，丸善株式會社，1985年，p.273所述的下式(1)求得。
ac1(℃)＝723－10.7×mn－16.9×ni+29.1×si+16.9×cr…(1)
在此，上述式中的元素符號表示各元素的含量(質量％)。
對上述退火板進行冷態軋制(冷軋)后，將該冷軋板在奧氏體單相域溫度(ac3點以上)保持52s以上，以此條件進行熱處理(γ化熱處理)，由此使碳化物奧氏體化。通過前段的退火處理，因為碳化物中mn稠化，因此可形成mn濃度高的奧氏體。從該奧氏體單相域溫度，以100℃/s以上的冷卻速度急冷至室溫，由此，mn稠化至向鋼板中添加的mn量的1.2倍以上的殘余奧氏體，能夠在作為母相的馬氏體中形成。
還有，ac3點能夠根據鋼板的化學成分，使用萊斯利著，“鐵鋼材料科學”，幸田成靖譯，丸善株式會社，1985年，p.273所述的下式(2)求得。
ac3(℃)＝910－203×√c－30×mn+44.7×si+700×p+400×al－15.2×ni－11×cr－20×cu+400×ti+31.5×mo+104×v…(2)
在此，上述式中的元素符號表示各元素的含量(質量％)。
而后，對于上述熱處理板，以150～300℃保持30～1200s的條件進行回火，由此可形成回火馬氏體，使強度－延伸率平衡提高，能夠得到本發明鋼板(屈強比和加工性優異的超高強度鋼板)。
以下，列舉實施例更具體地說明本發明，但本發明當然不受下述實施例限制，在能夠符合前·后述的宗旨的范圍，當然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。
【實施例】
〔試驗方法〕
熔煉具有下述表1所示的a～k的各成分組成的鋼，制作厚度120mm的鑄塊，使用該鑄塊進行熱軋，達到厚2.8mm后，以下述表2所示的退火條件實施退火。對于該退火板進行酸洗后，冷軋至厚度達到1.0mm而成為冷軋板，以下述表2所示的各條件對于冷軋板實施γ化熱處理和回火。
【表1】
(下劃線：本發明的范圍外，*：余量fe和不可避免的雜質，-:無添加)
【表2】
(下劃線:本發明的范圍外，影線:條件在本發明的推薦外)
〔測定方法〕
使用所得到的各鋼板，測量馬氏體和殘余奧氏體的面積率，以及局部的mn濃度。另外，為了評價鋼板的機械的特性，也對于屈服強度(ys)、抗拉強度(ts)和總延伸率(el)進行測量。以下展示其測量方法。
(馬氏體的面積率)
關于馬氏體的面積率，是對于各鋼板進行鏡面研磨，以3％硝酸乙醇腐蝕液腐蝕其表面而使金屬組織出現后，用sem(掃描型電子顯微鏡；scanningelectronmicroscope)，在大約40μm×30μm的區域、就5個視野，以倍率2000倍觀察板厚1/4部的組織，看起來為灰色的區域定義為馬氏體，將各個視野中求得的面積率進行算術平均，作為馬氏體的面積率。
(殘余奧氏體的面積率)
殘余奧氏體的面積率是對各鋼板沿板厚方向進行磨削·研磨，至板厚的1/4，通過x射線衍射強度測量求得。
(局部的mn濃度)
局部的mn濃度是在大約20μm×20mm的區域，就3個視野，使用場發射電子探針顯微分析儀(fe－epma)進行定量分析，在各個視野中，將測量區域分割成1μm×1mm的小區域，將各小區域內的mn濃度進行平均而求得。該平均mn濃度為鋼板的mn含量的1.2倍以上的小區域的比例，定義為各視野中的mn稠化區域的面積率計算，將3個視野的mn稠化區域的面積率進行算術平均而進行評價。
(降伏強度、抗拉強度和總延伸率)
使用評價對象的各鋼板，在與軋制方向成直角的方向上取長軸，制作jisz2201所述的5號試驗片，遵循jisz2241進行測量，求得屈服強度(ys)、抗拉強度(ts)和總延伸率(el)，再由ys/ts求得屈強比(yr)
〔測量結果〕
測量結果顯示在下述表3中。在本實施例中，抗拉強度(ts)在1470mpa以上，屈強比(yr)在0.75以上，并且總延伸率(el)在10％以上的為○，判定為合格，是屈強比和加工性優異的超高強度鋼板。另一方面，抗拉強度(ts)低于1470mpa、或屈強比(yr)低于0.75、或總延伸率(el)低于10％的是×，判定為不合格。
【表3】
(下劃線：本發明的范圍外，影線：條件在本發明的推薦外)
如表3所示，滿足本發明的要件(上述成分要件和上述組織要件)的發明鋼(鋼no.3、8、11、12、15～20)，均能夠得到滿足抗拉強度ts在1470mpa以上、屈強比yr在0.75以上、并且總延伸率el在10％以上，屈強比和加工性優異的超高強度鋼板。
相對于此，欠缺本發明的要件(上述成分要件和上述組織要件)之中至少一個的比較鋼(鋼no.1、2、4～7、9、10、13、14)，抗拉強度ts和屈強比yr和總延伸率el之中至少任意一個的特性差。
例如，鋼no.1、6如表2的制造no.1、6分別所示，熱軋后的退火溫度脫離推薦范圍而過低，因此如表3所示，mn在殘余奧氏體中未充分稠化，總延伸率el差。
另一方面，鋼no.5、10如表2的制造no.5、10分別所示，熱軋后的退火溫度脫離推薦范圍而過高，因此mn通過擴散而均質化，如表3所示，在殘余奧氏體中mn未稠化，總延伸率el差。
另外，鋼no.2、7如表2的制造no.2、7分別所示，熱軋后的退火保持時間脫離推薦范圍而過短，因此如表3所示，殘余奧氏體中mn未充分稠化，總延伸率el差。
另外，鋼no.4、9如表2的制造no.4、9分別所示，γ化熱處理溫度脫離推薦范圍而過低，因此未充分奧氏體化，如表3所示，馬氏體不足，抗拉強度ts和屈強比yr差。
另外，鋼no.13如表1的鋼種e所示，c含量過低，因此如表3所示，馬氏體和殘余奧氏體均不足，并且殘余奧氏體中mn未充分稠化，抗拉強度ts和屈強比yr差。
另外，鋼no.14如表1的鋼種f所示，mn含量過低，因此如表3所示，馬氏體和殘余奧氏體均不足，抗拉強度ts和屈強比yr差。
如以上可確認，滿足本發明的要件，能夠得到屈強比和加工性優異的超高強度鋼板。
詳細并參照特定的實施方式說明了本發明，但不脫離本發明的精神和范圍而能夠加以各種變更和修改，這對從業者來說很清楚。
本申請基于2015年2月13日申請的日本專利申請(專利申請2015－026736)，其內容在此作為參照而并入。
【產業上的可利用性】
本發明的超高強度鋼板，屈強比和加工性優異，作為冷軋鋼板和各種鍍覆鋼板而在車體用方面有用。