[go: up one dir, main page]

CN102471844A - 高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

高强度钢板及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN102471844A
CN102471844A CN2010800308934A CN201080030893A CN102471844A CN 102471844 A CN102471844 A CN 102471844A CN 2010800308934 A CN2010800308934 A CN 2010800308934A CN 201080030893 A CN201080030893 A CN 201080030893A CN 102471844 A CN102471844 A CN 102471844A
Authority
CN
China
Prior art keywords
less
mass
steel sheet
phase
ferrite
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
CN2010800308934A
Other languages
English (en)
Inventor
中川功一
横田毅
濑户一洋
城代哲史
田中裕二
山田克美
妻鹿哲也
中岛胜己
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by JFE Steel Corp filed Critical JFE Steel Corp
Publication of CN102471844A publication Critical patent/CN102471844A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12229—Intermediate article [e.g., blank, etc.]

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

本发明提供加工后的延伸凸缘特性优良的高强度钢板及其制造方法。作为成分组成，以质量％计，含有C：0.08％以上且0.20％以下，Si：0.2％以上且1.0％以下，Mn：0.5％以上且2.5％以下，P：0.04％以下，S：0.005％以下，Al：0.05％以下，Ti：0.07％以上且0.20％以下，V：0.20％以上且0.80％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成。而且，组织是以体积占有率计80％以上且98％以下的铁素体相和第二相。并且，尺寸小于20nm的析出物中含有的Ti和V的总量为0.150质量％以上。上述铁素体相的硬度(HVα)与上述贝氏体相的硬度(HVS)之差(HVα-HVS)为-300以上且300以下。

Description

高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及加工后的延伸凸缘特性优良的、拉伸强度(TS)为980MPa以上的高强度钢板及其制造方法。
背景技术
对于汽车的下部行走构件、或者保险杠和中立柱等碰撞构件，需要成形性(主要是拉伸性以及延伸凸缘特性)，因此，以往，使用拉伸强度590MPa级钢。但是，近年来，从汽车的环境负荷降低和撞击特性提高的观点出发，推进汽车用钢板的高强度化，开始研究拉伸强度为980MPa级的钢的使用。通常随着钢板的强度上升，加工性降低。因此，目前，进行关于具有高强度并且高加工性的钢板的研究。作为提高拉伸性以及延伸凸缘特性的技术，例如可以列举如下。
在专利文献1中公开了一种涉及拉伸强度为980MPa以上的高张力钢板的技术，其中，所述高张力钢板，实质上为铁素体单相组织，平均粒径小于10nm的含有Ti、Mo以及V的碳化物分散析出，并且该含有Ti、Mo以及V的碳化物具有由原子％表示的Ti、Mo、V满足V/(Ti+Mo+V)≥0.3的平均组成。
在专利文献2中公开了一种涉及具有880MPa以上的强度和屈服比0.80以上的高强度热轧钢板的技术，其中，所述高强度热轧钢板具有如下钢组成和钢组织，作为所述钢组成，以质量计，含有C：0.08～0.20％、Si：0.001％以上且小于0.2％、Mn：超过1.0％且在3.0％以下，Al：0.001～0.5％、V：超过0.1％且在0.5％以下，Ti：0.05％以上且小于0.2％以及Nb：0.005％～0.5％，并且满足下述式(a)、式(b)、式(c)，余量由Fe及杂质构成，作为所述钢组织，含有70体积％以上的平均粒径5μm以下、硬度为250Hv以上的铁素体。
式(a)：9(Ti/48+Nb/93)×C/12≤4.5×10-5、
式(b)：0.5％≤(V/51+Ti/48+Nb/93)/(C/12)≤1.5、
式(c)：V+Ti×2+Nb×1.4+C×2+Mn×0.1≥0.80
在专利文献3中公开了一种涉及热轧钢板的技术，其中，所述热轧钢板，以质量％计，含有C：0.05～0.2％、Si：0.001～3.0％、Mn：0.5～3.0％、P：0.001～0.2％、Al：0.001～3％、V：超过0.1％且在1.5％以下、根据需要的Mo：0.05～1.0％，余量由Fe及杂质构成，组织以平均粒径1～5μm的铁素体为主相，在铁素体晶粒内存在平均粒径为50nm以下的V的碳氮化物。
在专利文献4中公开了一种涉及在轧制直角方向上具有880MPa以上的拉伸强度、且具有屈服比0.8以上的高强度钢板的技术，其中，所述高强度钢板具有如下钢组成，以质量％计，含有C：0.04～0.17％、Si：1.1％以下，Mn：1.6～2.6％、P：0.05％以下，S：0.02％以下，Al：0.001～0.05％、N：0.02％以下，V：0.11～0.3％、Ti：0.07～0.25％，余量为铁及不可避免的杂质。
在专利文献5中公开了一种具有880MPa以上的强度和屈服比0.80以上的高强度热轧钢板，其中，所述高强度热轧钢板具有如下钢组成，以质量％计，含有C：0.04～0.20％、Si：0.001～1.1％、Mn：超过0.8％、Ti：0.05％以上且低于0.15％、Nb：0～0.05％，并且，满足下述式(d)、式(e)、式(f)，余量由Fe及不可避的杂质构成。
式(d)：(Ti/48+Nb/93)×C/12≤3.5×10-5
式(e)：0.4≤(V/51+Ti/48+Nb/93)/(C/12)≤2.0
式(f)：V+Ti×2+Nb×1.4+C×2+Si×0.2+Mn×0.1≥0.7
在专利文献6中公开了一种涉及拉伸强度为950MPa以上的延伸凸缘性优良的超高张力钢板的技术，其中，所述超高张力钢板，实质上为铁素体单相组织，在铁素体组织中析出含有Ti、Mo以及C的析出物，并且，在与轧制方向平行的矢量相垂直的截面的板厚1/4～3/4的区域中的邻接的各晶粒的<110>方位群体的面积率为50％以下。
在专利文献7中公开了一种涉及薄钢板的技术，其中，所述薄钢板的特征在于，形成如下组成，以质量％计，含有C：0.10～0.25％、Si：1.5％以下，Mn：1.0～3.0％、P：0.10％以下，S：0.005％以下，Al：0.01～0.5％、N：0.010％以下以及V：0.10～1.0％，并且满足(10Mn+V)/C≥50，余量为Fe及不可避的杂质，对于粒径为80nm以下的析出物求出的含有V的碳化物的平均粒径为30nm以下。
在专利文献8中公开了一种涉及汽车用构件的技术，其中，所述汽车用构件的特征在于，为如下组成，以质量％计，含有C：0.10～0.25％、Si：1.5％以下，Mn：1.0～3.0％、P：0.10％以下，S：0.005％以下，Al：0.01～0.5％、N：0.010％以下以及V：0.10～1.0％，并且满足(10Mn+V)/C≥50，余量由Fe及不可避的杂质构成，回火马氏体相的体积占有率为80％以上，粒径为20nm以下的含有V的碳化物的平均粒径为10nm以下。
在专利文献9中公开了一种涉及高张力热镀锌钢板的技术，所述镀锌钢板，在钢板的表面上具备热镀锌层，其中，作为上述钢板的化学组成，以质量％计，含有C：超过0.02％且在0.2％以下，Si：0.01～2.0％、Mn：0.1％～3.0％、P：0.003～0.10％、S：0.020％以下，Al：0.001～1.0％、N：0.0004～0.015％、Ti：0.03～0.2％，余量为Fe以及杂质，并且上述钢板的金属组织以面积率计含有铁素体30～95％，余下的第二相含有马氏体、贝氏体、珠光体、渗碳体时的马氏体的面积率为0～50％，而且，上述钢板以平均粒子间距30～300nm含有粒径2～30nm的Ti系碳氮化析出物，并且以平均粒子间距50～500μm含有粒径3μm以上的结晶系TiN。
在专利文献10中公开了一种涉及薄钢板的耐疲劳特性改善方法的技术，其中，对所述薄钢板实施生成粒径为10nm以下的微小析出物的应变时效处理，所述薄钢板具有如下组成，以质量％计，含有C：0.01～0.15％、Si：2.0％以下，Mn0.5～3.0％、P：0.1％以下，S：0.02％以下，Al：0.1％以下，N：0.02％以下，Cu：0.5～3.0％，并且组织为以铁素体相作为主相、以面积率计包含2％以上的马氏体相的相作为第二相的复合组织。
在专利文献11中公开了一种涉及具有马氏体体积占有率为80～97％、余量由铁素体构成的微小的2相组织的、拉伸强度为150～200kgf/mm2的成形性以及带钢形状良好的超高强度冷轧钢板的制造方法的技术，其中，所述制造方法中，在终轧温度Ar3点以上对如下钢进行热轧，在500～650℃进行卷取后，酸洗、冷轧，在之后的连续退火中加热至Ac3～[Ac3+70℃]，进行均热30秒以上后，在一次冷却中使铁素体以体积占有率计析出3～20％，然后，在喷流水中快速冷却至室温，在120～300℃的温度下实施1～15分钟的过时效处理，其中，所述钢以质量％计，含有C：0.18～0.3％、Si：1.2％以下，Mn：1～2.5％、P：0.02％以下，S：0.003％以下，Sol.Al0.01～0.1％，在其中总计以0.005～0.10％的范围还含有Nb：0.005～0.030％、V：0.01～0.10％、Ti：0.01～0.10％中的任意一种或两种以上，余量由Fe及不可避的杂质构成。
在专利文献12中公开了一种涉及在高预应变时具有高烧结硬化能的高强度热轧钢板的技术，其中，所述高强度热轧钢板的特征在于，以质量％计，含有C：0.0005～0.3％、Si：0.001～3.0％、Mn：0.01～3.0％、Al：0.0001～0.3％、S：0.0001～0.1％、N：0.0010～0.05％，余量由Fe及不可避的杂质构成，以铁素体作为面积率最大的相，固溶碳：Sol.C以及固溶氮：Sol.N满足Sol.C/Sol.N：0.1～100，在施加5～20％预应变时，在110～200℃下1～60分钟的烧结处理后的屈服强度以及拉伸强度的上升量的平均值或各自的值，与没有施加预应变的烧结处理前的钢板相比为50MPa以上。
专利文献1：日本特开2007-063668号公报
专利文献2：日本特开2006-161112号公报
专利文献3：日本特开2004-143518号公报
专利文献4：日本特开2004-360046号公报
专利文献5：日本特开2005-002406号公报
专利文献6：日本特开2005-232567号公报
专利文献7：日本特开2006-183138号公报
专利文献8：日本特开2006-183139号公报
专利文献9：日本特开2007-16319号公报
专利文献10：日本特开2003-105444号公报
专利文献11：日本特开平4-289120号公报
专利文献12：日本特开2003-96543号公报
发明内容
发明所要解决的问题
但是，上述现有技术中存在以下问题。
在专利文献1以及3中记载的钢含有Mo，因此，随着近年来的Mo的价格的上涨，导致显著的成本增加。另外，随着汽车产业的全球化，为了使汽车中使用的钢板在外国苛刻的腐蚀环境下能够使用，对于钢板而言需要更高的涂装后耐腐蚀性。相对于此，由于Mo的添加阻碍化学转化结晶的生成或生长，因此，使钢板的涂装后耐腐蚀性降低，无法应对上述要求。因此，专利文献1以及3中记载的钢不能充分地满足近年来的汽车产业的要求。
另一方面，由于近年的冲压技术的进步，采用以牵拉(拉深以及鼓出)、修整(冲孔)、再修整(扩孔)的顺序的加工工序。在经过这样的加工工序而成形的钢板的延伸凸缘部位，需要牵拉、修整后、即加工后的延伸凸缘特性。但是，由于加工后的延伸凸缘特性是近年备受瞩目的特性，因此，在专利文献1～12中记载的钢中不一定充分。
作为钢的一般的强化方法之一，具有析出强化。已知析出强化量与析出物的粒径成反比，与析出量的平方根成比例。例如，在专利文献1～12公开的钢板中，添加Ti、V、Nb等碳氮化物形成元素，特别是在专利文献7、9、10中，进行了涉及析出物的尺寸的研究。但是，析出物量不一定充分，析出效率差，因此，高成本化成为问题。
在专利文献2、5、11中添加的Nb，抑制热轧后的奥氏体的再结晶的作用高。因此，使钢板中残存未再结晶粒，具有加工性降低的问题。另外，具有使热轧时的轧制载荷增加的问题。
本发明鉴于上述情况，其目的在于提供加工后的延伸凸缘特性优良的高强度钢板及其制造方法。
用于解决问题的方法
本发明人为了得到加工后的延伸凸缘特性优良、拉伸强度为980MPa以上的高强度钢板，进行了研究，结果得到以下见解。
i)为了得到高强度的钢板，需要使析出物微小化(尺寸小于20nm)，提高微小的析出物(尺寸小于20nm)的比例。另外，作为能够维持微小的状态的析出物，可以列举：含有Ti-Mo的析出物、或者含有Ti-V的析出物。从合金成本的观点出发，Ti与V的复合析出有用。
ii)在铁素体相与第二相的硬度差为-300以上且300以下时，加工后的延伸凸缘特性提高。另外，该加工后的延伸凸缘特性优良的组织，可以通过将第一段冷却停止温度T1以及卷取温度T2控制在最佳范围内而得到。
本发明基于以上的见解而完成，其主旨如下。
[1]一种高强度钢板，其特征在于，作为成分组成，以质量％计，含有C：0.08％以上且0.20％以下、Si：0.2％以上且1.0％以下、Mn：0.5％以上且2.5％以下、P：0.04％以下、S：0.005％以下、Al：0.05％以下、Ti：0.07％以上且0.20％以下、V：0.20％以上且0.80％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成，作为金属组织，以体积占有率计，具有80％以上且98％以下的铁素体相和第二相，尺寸小于20nm的析出物中含有的Ti量和V量的总量为0.150质量％以上，所述铁素体相的硬度HVα与所述第二相的硬度HVS之差即HVα-HVS为-300以上且300以下。
[2]如上述[1]所述的高强度钢板，其特征在于，尺寸小于20nm的析出物中含有的所述Ti量为0.150质量％以上。
[3]如上述[1]所述的高强度钢板，其特征在于，尺寸小于20nm的析出物中含有的所述V量为0.550质量％以上。
[4]如上述[1]～[3]中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，以质量％计，还含有Cr：0.01％以上且1.0％以下、W：0.005％以上且1.0％以下、Zr：0.0005％以上且0.05％以下中的任意一种或两种以上。
[5]一种高强度钢板的制造方法，其特征在于，将钢坯加热至1150℃以上且1350℃以下的温度后，使终轧温度为850℃以上且1000℃以下来进行热轧，然后，以平均冷却速度30℃/秒以上进行第一段冷却，直至650℃以上且低于800℃的温度，以1秒以上且少于5秒的时间进行空冷，然后，以冷却速度20℃/秒以上进行第二段冷却，在高于200℃且在550℃以下的温度下进行卷取，并且满足式(1)，
T1≤0.06×T2+764  式(1)
其中，T1：第一段冷却的停止温度，T2：卷取温度，单位均为℃，
并且，所述钢坯具有如下成分组成，以质量％计，含有C：0.08％以上且0.20％以下、Si：0.2％以上且1.0％以下、Mn：0.5％以上且2.5％以下、P：0.04％以下、S：0.005％以下、Al：0.05％以下、Ti：0.07％以上且0.20％以下、V：0.20％以上且0.80％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成。
[6]如上述[5]所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，作为成分组成，以质量％计，还含有Cr：0.01％以上且1.0％以下、W：0.005％以上且1.0％以下、Zr：0.0005％以上且0.05％以下中的任意一种或两种以上。
需要说明的是，本说明书中，表示钢的成分的％均为质量％。另外，本发明中的高强度钢板是拉伸强度(以下，也有时称为TS)为980MPa以上的钢板，热轧钢板也以进一步对这些钢板实施例如镀覆处理等表面处理后的表面处理钢板为对象。
另外，作为本发明的目标特性，是以伸张率10％轧制后的延伸凸缘特性(λ10)≥40％。
发明效果
根据本发明，能够得到加工后的延伸凸缘特性优良、TS为980MPa以上的高强度钢板。本发明中，即使没有添加Mo，也能够得到上述效果，因此，能够削减成本。通过在汽车的下部行走构件和载重汽车用车架、耐碰撞构件等中使用本发明的高强度钢板，能够期待实现板厚减少，汽车的环境负荷得到降低，撞击特性大幅提高。
附图说明
图1是表示硬度差(HVα-HVS)与加工后的延伸凸缘特性的关系的图。
图2是表示铁素体的体积占有率与加工后的延伸凸缘特性的关系的图。
图3是表示小于20nm的析出物中含有的Ti量和V量的总计与TS的关系的图。
图4是表示小于20nm的析出物中含有的Ti量与V量的关系的图。
具体实施方式
以下，对本发明进行详细说明。
本发明的高强度钢板，除了后述的成分限定之外，其特征在于，作为金属组织，以体积占有率计具有80％以上且98％以下的铁素体相和第二相，尺寸小于20nm的析出物中含有的Ti量和V量的总计量为0.150质量％以上，铁素体相的硬度(HVα)与第二相的硬度(HVS)之差(HVα-HVS)为-300以上且300以下。
这样，本发明中，除了成分限定、组织百分率之外，其特征在于规定小于20nm的析出物中含有的Ti量和V量、以及硬度之差(HVα-HVS)。这在本发明中是最重要的要素，通过制成这样规定的钢板，能够得到加工后的延伸凸缘特性优良、TS为980MPa以上的高强度钢板。
接着，基于实验结果对本发明的细节进行说明。
研究后可知，为了提高加工后的延伸凸缘特性，硬度差(HVα-HVS)很重要。因此，对硬度差(HVα-HVS)与加工后的延伸凸缘特性进行考察。
将含有C：0.09～0.185质量％、Si：0.70～0.88质量％、Mn：1.00～1.56质量％、P：0.01质量％、S：0.0015质量％、Al：0.03质量％、Ti：0.090～0.178质量％、V：0.225～0.770质量％、且余量由Fe及不可避免的杂质构成的组成的钢在转炉中熔炼，通过连铸，形成钢坯。然后，对这些钢坯在钢坯加热温度：1250℃下进行加热，在终轧温度：890～950℃下进行热轧。然后，以冷却速度：55℃/秒进行第一段冷却，直至635～810℃，空冷2～6秒，以冷却速度：40℃/秒进行第二段冷却，在250～600℃下实施卷取，制作板厚2.0mm的热轧钢板。对于所得到的热轧钢板，测定铁素体相的硬度(HVα)与第二相的硬度(HVS)之差(HVα-HVS)，并且考察加工后的延伸凸缘特性。
需要说明的是，铁素体相的硬度(HVα)与第二相的硬度(HVS)之差(HVα-HVS)，使用维氏硬度。用于维氏硬度试验的试验机，使用适合于JISB7725的试验机。裁取组织观察用样品1片，对于与轧制方向平行的截面，使用3％硝酸乙醇溶液使组织呈现，在板厚1/4位置处以试验载荷3g使铁素体晶粒以及第二相上分别出现凹坑。使用JISZ2244中的维氏硬度计算式，由凹坑的对角线长度计算出硬度。测定各30个铁素体晶粒以及第二相的硬度，将各自的平均值作为铁素体相的硬度(HVα)以及第二相的硬度(HVS)，求出硬度差(HVα-HVS)。
关于加工后的延伸凸缘特性，采用扩孔试验用试验片3片，以伸张率10％进行轧制后，基于日本钢铁联盟标准JFST 1001，进行扩孔试验，由3片的平均值求出λ10。
将通过以上得到的结果示于图1。由图1可知，硬度差(HVα-HVS)为-300以上且300以下(用符号○表示)时，具有加工后的延伸凸缘特性优良的倾向，除一部分之外的加工后的延伸凸缘特性大约为40％以上。在与铁素体相相比第二相更硬的情况、通过析出强化铁素体相与第二相相比更硬的情况中的任一种情况下，具有同样的倾向。这样的倾向可以认为是由于，相间硬度差降低，由此，加工时的空隙的生成量减少。
但是，这样在硬度差(HVα-HVS)为-300以上且300以下的热轧钢板的情况下，有时得不到40％以上的加工后的延伸凸缘特性。例如，图1中，硬度差(HVα-HVS)在0附近时，存在加工后的延伸凸缘特性为30％～40％的热轧钢板。于是，观察这样的加工后的延伸凸缘特性较差的材料，结果可知，与加工后的延伸凸缘特性优良的材料比较，铁素体的体积占有率极低或极高。因此，接着考察铁素体的体积占有率与加工后的延伸凸缘特性的关系。
通过上述实验制作的热轧钢板中，对于硬度差(HVα-HVS)为-300以上且300以下的热轧钢板，作为组织百分率，考察铁素体的体积占有率。需要说明的是，关于铁素体的体积占有率，使用3％硝酸乙醇使轧制方向平行的板厚截面的显微组织呈现，使用扫描电子显微镜(SEM)，以1500倍观察板厚1/4位置，使用住友金属テクノロジ一株式会社制的图像处理软件“粒子分析II”，测定铁素体的面积率，作为体积占有率。
将所得到的结果示于图2。由图2可知，通过使铁素体的体积占有率为80％以上且98％以下(用符号○表示)，能够得到40％以上的加工后的延伸凸缘特性。
由以上结果可知，为了得到优良的加工后的延伸凸缘特性，不仅规定铁素体相的硬度(HV α)与第二相的硬度之差(HVα-HVS)很重要，规定铁素体的体积占有率也很重要，通过使铁素体相的硬度(HVα)与第二相的硬度之差(HVα-HVS)为-300以上且300以下，并且使铁素体的体积占有率为80％以上且98％以下，能够确保加工后的延伸凸缘特性为40％以上。
这样，可以认为通过规定硬度差(HVα-HVS)和铁素体的体积占有率使加工后的延伸凸缘特性提高的理由如下。铁素体的体积占有率超过98％时，虽然理由尚不明确，但可以认为是在铁素体相与铁素体相的界面上生成大量空隙，因此，加工后的延伸凸缘特性不会提高。另外，铁素体体积占有率低于80％时，容易形成伸展的第二相，在铁素体相与第二相的界面上产生的空隙在加工时将容易连结，因此，加工后的延伸凸缘特性不会提高。
本发明中，在加工后的延伸凸缘特性的基础上，进一步以高强度TS≥980作为课题。因此，接着，研究用于得到高强度的方法。其结果可知，如上所述，为了得到高强度钢板，需要使析出物微小化(尺寸小于20nm)，提高微小的析出物(尺寸小于20nm)的比例。析出物的尺寸为20nm以上时，抑制位错的移动的效果小，无法使铁素体充分地硬质化，因此，有时强度降低。由此，优选析出物的尺寸小于20nm。该小于20nm的微小的析出物通过在钢中含有Ti、V而实现。Ti和V各自单独或复合来形成碳化物。理由尚不明确，但可知，这些析出物在本发明范围的卷取温度内的高温下长时间稳定地以微小的状态存在。
在本发明的高强度钢板中，含有Ti和/或V的析出物，主要以碳化物的形式在铁素体中析出。这可以认为是由于，铁素体中的C的固溶限比奥氏体的固溶限小，过饱和的C在铁素体中容易以碳化物的形式析出。通过这样的析出物，软质的铁素体硬质化(高强度化)，能够得到980MPa以上的TS。
因此，通过上述实验制作的热轧钢板中，对于硬度差(HVα-HVS)为-300以上且300以下、并且铁素体的体积占有率为80％以上且98％以下的热轧钢板，考察尺寸小于20nm的析出物中含有的Ti和V的量。
图3中示出了小于20nm的析出物中含有的Ti量和V量的总计与TS的关系。图4中示出了小于20nm的析出物中含有的Ti量与V量的关系。需要说明的是，图4中，仅引用了图3中TS为980MPa以上得到的数据。
由图3可知，小于20nm的析出物中含有的Ti量和V量的总计为0.150质量％以上时(用符号○表示)，TS为980MPa以上。小于20nm的析出物中含有的Ti量和V量的总计量低于0.150质量％的情况下，析出物的数量密度变小，各析出物的间隔变宽，因此，抑制位错的移动的效果变小，无法使铁素体充分地硬质化，因而，将无法得到TS为980MPa以上的强度。
根据上述，使组织成为：以体积占有率计具有80％以上且98％以下的铁素体，尺寸小于20nm的析出物中含有的Ti量和V量的总计量为0.150质量％以上，铁素体相的硬度(HVα)与第二相的硬度(HVS)之差(HVα-HVS)为-300以上且300以下。
图4中示出了小于20nm的析出物中含有的Ti量与V量的关系。由图3和图4的结果可知，如果小于20nm的析出物中含有的Ti量和V量的总计为0.150质量％以上，则即使在V量为0质量％的情况下，即并不是Ti与V的复合析出而是Ti的单独析出，也能够得到本发明的效果。同样地，即使在Ti量为0质量％的情况下，即V的单独析出时，也能够得到本发明的效果。
由图4可知，在尺寸小于20nm的析出物中含有的V量为0质量％的情况下，尺寸小于20nm的析出物中含有的Ti量为0.150质量％以上，在尺寸小于20nm的析出物中含有的Ti量为0质量％的情况下，尺寸小于20nm的析出物中含有的V量为0.550质量％以上。
接着，对于本发明中的钢的化学成分(成分组成)的限定理由进行说明。
C：0.08质量％以上且0.20质量％以下
C是通过与Ti或V形成碳化物在铁素体中析出而有助于钢板的强度化的元素。为了使TS为980MPa以上，需要使C量为0.08质量％以上。另一方面，C量超过0.20质量％时，由于析出物的粗大化，延伸凸缘特性降低。由此，C量为0.08质量％以上且0.20质量％以下，优选为0.09质量％以上且0.18质量％以下。
Si：0.2质量％以上且1.0质量％以下
Si是有助于铁素体相变的促进以及固溶强化的元素。因此，使Si为0.2质量％以上。但是，其量超过1.0质量％时，钢板表面性状显著变差，耐腐蚀性降低，因此，使Si的上限为1.0质量％。由此，使Si量为0.2质量％以上且1.0质量％以下，优选使其为0.3质量％以上且0.9质量％以下。
Mn：0.5质量％以上且2.5质量％以下
Mn是有助于与固溶强化的元素。但是，其量不足0.5质量％时，得不到980MPa以上的TS。另一方面，其量超过2.5质量％时，使焊接性显著降低。由此，Mn量为0.5质量％以上且2.5质量％以下，优选为0.5质量％以上且2.0质量％以下。进一步优选为0.8质量％以上且2.0质量％以下。
P：0.04质量％以下
P由于在原奥氏体晶界偏析，因此，导致低温韧性变差和加工性的降低。因此，优选P量尽量降低，使其为0.04质量％以下。
S：0.005质量％以下
S在原奥氏体晶界偏析，或者在以MnS的形式大量析出时使低温韧性降低，或者无论有无加工均使延伸凸缘特性显著降低。因此，优选S量尽量降低，使其为0.005质量％以下。
Al：0.05质量％以下
Al作为钢的脱氧剂而添加，是对于提高钢的纯度有效的元素。为了得到该效果，优选含有0.001质量％以上。但是，其量超过0.05质量％时，大量产生夹杂物，成为钢板的瑕疵的原因，因此，使Al量为0.05质量％以下。更优选的Al量为0.01质量％以上且0.04质量％以下。
Ti：0.07质量％以上且0.20质量％以下
Ti是在将铁素体析出强化的方面非常重要的元素。低于0.07质量％时，难以确保必要的强度，超过0.20质量％时，该效果饱和，仅仅成本上升。由此，使Ti量为0.07质量％以上且0.20质量％以下，优选使其为0.08质量％以上且0.18质量％以下。
V：0.20质量％以上且0.80质量％以下
V是以析出强化或固溶强化的形式有助于强度的提高的元素，在与上述的Ti一起得到本发明的效果的方面，成为重要的要素。通过与Ti一起复合含有适量V，具有以粒径小于20nm的微小的Ti-V碳化物的形式析出的倾向，并且，不会像Mo那样使涂装后耐腐蚀性降低。另外，与Mo相比能够降低成本。V量小于0.20质量％时，上述含有效果欠缺。另一方面，V量超过0.80质量％时，该效果饱和，仅仅成本上升。由此，使V量为0.20质量％以上且0.80质量％以下，优选使其为0.25质量％以上且0.60质量％以下。
通过以上的含有元素，本发明钢能够得到作为目标的特性，但在上述的含有元素的基础上，根据以下的理由，还可以含有Cr：0.01质量％以上且1.0质量％以下、W：0.005质量％以上且1.0质量％以下、Zr：0.0005质量％以上且0.05质量％以下中的任意一种或两种以上。
Cr：0.01质量％以上且1.0质量％以下，W：0.005质量％以上且1.0质量％以下，Zr：0.0005质量％以上且0.05质量％以下
Cr、W以及Zr与V同样具有形成析出物、或者在固溶状态下强化铁素体的作用。Cr量低于0.01质量％、W量低于0.005质量％、或者Zr量低于0.0005质量％时，几乎对高强度化没有帮助。另一方面，Cr量超过1.0质量％、W量超过1.0质量％、或者Zr量超过0.05质量％时，加工性变差。由此，在含有Cr、W、Zr中的任意一种或两种以上的情况下，其含有量为Cr：0.01质量％以上且1.0质量％以下、W：0.005质量％以上且1.0质量％以下、Zr：0.0005质量％以上且0.05质量％以下。优选为Cr：0.1质量％以上且0.8质量％以下、W：0.01质量％以上且0.8质量％以下、Zr：0.001质量％以上且0.04质量％以下。
需要说明的是，上述以外的余量由Fe及不可避免的杂质构成。作为不可避免的杂质，例如，对于O而言，由于形成非金属夹杂物而对品质带来不良影响，因此，优选将其降低至0.003质量％以下。另外，本发明中，作为不损害发明的作用效果的微量元素，可以在0.1质量％以下的范围内含有Cu、Ni、Sn、Sb。
接着，对本发明的高强度钢板的组织进行说明。
80％以上且98％以下的铁素体和第二相
为了提高加工后的延伸凸缘特性，可以认为位错密度低的铁素体成为主相、并且第二相采用在钢板中岛状分散的形态是有效的。如上所述，从提高加工后的延伸凸缘特性的观点出发，铁素体的体积占有率需要为80％以上且98％以下。另外，在上述实验结果的基础上，在铁素体的体积占有率低于80％的情况下，在铁素体相与第二相的界面产生的空隙在加工时容易连结，加工后的延伸凸缘特性(λ10)以及延伸率(El)降低。另一方面，在铁素体的体积占有率超过98％的情况下，虽然理由尚不明确，但在铁素体相与铁素体相的界面上也生成大量空隙，因此，加工后的延伸凸缘特性也不会提高。由此，铁素体的体积占有率为80％以上且98％以下，优选为85％以上且95％以下。
另外，作为第二相，优选贝氏体相或马氏体相。而且，从延伸凸缘特性的观点出发，采用钢板中岛状分散的形态是有效的。
第二相的体积占有率低于2％的情况下，第二相少，因此，有时延伸凸缘特性不会提高。另一方面，在超过20％的情况下，第二相变得过多，钢板变形时，产生第二相的连结，因此，有时加工后的延伸凸缘特性(λ10)以及延伸率(El)降低。由此，如果使第二相的体积占有率为2％以上且20％以下，则成为更优选的状态。在此，对于铁素体、第二相的体积占有率而言，使用3％硝酸乙醇使与轧制方向平行的板厚截面的显微组织呈现，使用扫描电子显微镜(SEM)，以1500倍观察板厚1/4位置，使用住友金属テクノロジ一株式会社制的图像处理软件“粒子分析II”，测定铁素体以及第二相的面积率，作为体积占有率。
尺寸小于20nm的析出物中含有的Ti量和V量的总计量为0.150质量％以上(在此，Ti量和V量是将钢的全部组成的总计设定为100质量％时的浓度)
如上所述，使尺寸小于20nm的析出物中含有的Ti量和V量的总计量为0.150质量％以上。上限没有特别的限定，但Ti量和V量的总计量超过1.0质量％而析出时，虽然理由尚不明确，但钢板发生脆性破坏，将无法得到目标特性。需要说明的是，将析出物和/或夹杂物总称为析出物等。
另外，尺寸小于20nm的析出物中含有的Ti量以及V量，可以通过以下的方法来确认。
将试样在电解液中进行预定量电解后，将试样片从电解液中取出，浸渍到具有分散性的溶液中。然后，将该溶液中含有的析出物使用孔径20nm的滤器进行过滤。与滤液一起通过该孔径20nm的滤器的析出物的尺寸小于20nm。然后，对于过滤后的滤液，从电感耦合等离子体(ICP)发光分光分析法、ICP质谱分析法以及原子吸光分析法等中适当选择并进行分析，求出在尺寸小于20nm的析出物中的量。
铁素体相的硬度(HVα)与第二相的硬度(HVS)之差(HVα-HVS)为-300以上且300以下
如上所述，本发明中，使铁素体相的硬度(HVα)与第二相的硬度(HVS)之差(HVα-HVS)为-300以上且300以下。硬度差低于-300或超过300时，钢板在接受加工时铁素体相与第二相的变形量之差增大，因此，在铁素体相与第二相的界面中的裂纹增大，将无法得到必要的加工后的延伸凸缘特性。硬度差的绝对值较小时较好，优选为-250以上且250以下。
接着，对本发明的高强度钢板的制造方法进行说明。
本发明的高强度钢板如下得到：例如在将调节至上述化学成分范围内的钢坯加热至1150℃以上且1350℃以下的温度后，以使终轧温度为850℃以上且1000℃以下的方式进行热轧，然后，以平均冷却速度30℃/秒以上进行第一段冷却，直至650℃以上且低于800℃的温度，以1秒以上且小于5秒的时间进行空冷，然后，以冷却速度20℃/秒以上进行第二段冷却，在超过200℃且550℃以下的温度下进行卷取，并且满足式(1)。
T1≤0.06×T2+764  式(1)
其中，T1：第一段冷却的停止温度(℃)，T2：卷取温度(℃)。
关于这些条件，以下详细地进行说明。
钢坯加热温度：1150℃以上且1350℃以下
Ti或者V等碳化物形成元素，在钢坯中大部分以碳化物的形式存在。为了如目标那样热轧后使其在铁素体中析出，需要在热轧前将以碳化物的形式析出的析出物暂时熔解。因此，需要在1150℃以上进行加热。另一方面，加热超过1350℃时，结晶粒径变得过于粗大，加工后的延伸凸缘特性、拉伸特性均变差，因此，设定为1350℃以下。由此，使钢坯加热温度为1150℃以上且1350℃以下。更优选为1170℃以上且1260℃以下。
热轧中的终轧温度：850℃以上且1000℃以下
对加工后的钢坯在作为热轧的结束温度的终轧温度850℃～1000℃下进行热轧。终轧温度低于850℃时，在铁素体+奥氏体的区域内轧制，得到伸展的铁素体组织，因此，延伸凸缘特性和拉伸特性变差。另一方面，终轧温度超过1000℃时，铁素体粒粗大化，因此，无法得到980MPa的TS。由此，在终轧温度850℃以上且1000℃以下进行终轧。更优选为870℃以上且960℃以下。
第一段冷却：以平均冷却速度30℃/秒以上冷却至冷却停止温度650℃以上且低于800℃的温度
热轧后，需要以平均冷却速度30℃/秒以上从终轧温度进行冷却至冷却温度650℃～800℃。冷却停止温度为800℃以上时，晶核生成难以发生，因此，铁素体的体积率没有达到80％以上，无法得到含有Ti和/或V的析出物的预定的析出状态。冷却停止温度低于650℃时，C、Ti的扩散速度降低，因此，铁素体的体积率没有达到80％以上，无法得到含有Ti和/或V的析出物的预定的析出状态。因此，使冷却停止温度为650℃以上且低于800℃。另外，从终轧温度至冷却停止温度的平均冷却速度低于30℃/秒时，珠光体生成，因此，加工后的延伸凸缘特性和拉伸特性变差。需要说明的是，冷却速度的上限没有特别的限定，但为了在上述的冷却停止温度范围内正确地使其停止，优选使其为约300℃/秒。
第一段冷却后的空冷：1秒以上且小于5秒
在第一的冷却后，以1秒以上且5秒以下时间停止冷却进行空冷。该空冷的时间小于1秒时，铁素体的体积占有率没有达到80％以上，超过5秒时，生成珠光体，延伸凸缘特性或拉伸特性变差。需要说明的是，空冷时的冷却速度大约为15℃/秒以下。
第二段冷却：以平均冷却速度20℃/秒以上进行冷却至卷取温度即超过200℃且在550℃以下
在空冷后，以平均冷却速度20℃/秒以上进行第二的冷却至卷取温度即超过200℃且在550℃以下。此时，平均冷却速度低于20℃/秒时，在冷却中生成珠光体，因此，使平均冷却速度为20℃/秒以上、优选为50℃/秒以上。需要说明的是，冷却速度的上限，没有特别的限定，为了在上述的卷取温度范围内正确地使其停止，优选为约300℃/秒。
另外，卷取温度为200℃以下时，钢板的形状变差。另一方面，超过550℃时，生成珠光体，延伸凸缘特性变差。另外，有时硬度差超过300。优选为400℃以上且520℃以下。
T1≤0.06×T2+764
其中，T1：第一段冷却的停止温度(℃)，T2：卷取温度(℃)
在第一段冷却后的空冷中，产生在铁素体中的微小析出。由此，大部分的铁素体相被析出强化。析出强化的铁素体相的硬度，受析出物生成的温度、即第一段冷却停止温度的影响。另一方面，第二相的硬度受相变温度、即卷取温度影响。由各种研究的结果可知，如果将第一段冷却停止温度设为T1(℃)、卷取温度设为T2(℃)，则满足T1≤0.06×T2+764时，硬度差为-300以上且300以下。T1＞0.06×T2+764时，铁素体相的硬度低，并且，第二相的硬度高，因此，硬度差低于-300。
由此，得到加工后的延伸凸缘特性优良的高强度钢板。需要说明的是，本发明的钢板包括对表面实施了表面处理或表面包覆处理后的钢板。特别是能够优选地适用于在本发明的钢板上形成热镀锌系被膜而得到热镀锌系钢板的钢板。即，本发明的钢板具有良好的加工性，因此，即使形成热镀锌被膜，也能够保持良好的加工性。在此，热镀锌系是热镀锌以及热镀以锌为主体(即含有约90％以上)的元素，也包括除了锌之外还含有Al、Cr等合金元素的热镀，另外，在实施了热镀锌系的状态下，也可以在镀覆后进行合金化处理。
另外，钢的熔炼方法没有特别的限定，可以采用所有公知的熔炼方法。例如，作为熔炼方法，优选在转炉、电炉等中熔炼并在真空脱气炉中进行2次精炼的方法。作为铸造方法，从生产率、品质的观点出发，优选连铸方法。另外，即使在铸造后立即、或在实施以补热为目的的加热后，实施直接进行热轧的直送轧制，对本发明的效果也不会产生影响。另外，在粗轧后、精轧前，可以对热轧材料进行加热，即使在粗轧后接合轧制材料进行连续热轧，另外，即使同时进行轧制材料的加热材料的加热和连轧，也不会损害本发明的效果。
实施例1
将表1所示的组成的钢在转炉中熔炼，通过连铸得到钢坯。然后，对于这些钢坯，在表2以及表3所示的条件下实施加热、热轧、冷却、卷取，制作板厚2.0mm的热轧钢板。需要说明的是，在此，表2以及表3所示的卷取温度是在钢带的长度方向上测量钢带的宽度方向中央部的卷取温度，并取其平均而得到的值。
Figure BDA0000129548150000221
对于所得到的热轧钢板，通过以下所示的方法，求出小于20nm的析出物中含有的Ti量以及V量。
尺寸小于20nm的析出物中含有的Ti量以及V量的测定
将由上述得到的热轧钢板切割成适当的尺寸，在10％AA系电解液(10体积％乙酰丙酮-1质量％四甲基氯化铵-甲醇)中，在电流密度20mA/cm2下进行恒定电流电解约0.2g。
将电解后的在表面上附着析出物的试样片从电解液中取出，浸渍到六偏磷酸钠水溶液(500mg/l)(以下，称为SHMP水溶液)中，施加超声波振动，将析出物从试样片上剥离，提取到SHMP水溶液中。然后，使用孔径20nm的滤器对包含析出物的SHMP水溶液进行过滤，对于过滤后的滤液，使用ICP发光分光分析装置进行分析，测定滤液中的Ti和V的绝对量。然后，用Ti和V的绝对量除以电解重量，得到尺寸小于20nm的析出物中含有的Ti量以及V量(将试样的全部组成设定为100质量％时的质量％)。需要说明的是，关于电解重量，对于析出物剥离后的试样测定重量，从电解前的试样重量中减去而求得。
另外，在距卷材顶端部30m的位置处从宽度方向中央，裁取JIS5号拉伸试验片(与轧制方向平行的方向)、扩孔试验片以及组织观察用样品，通过以下所示的方法求出拉伸强度：TS、延伸率：El、加工后的延伸凸缘特性：λ10以及硬度差：HVα-HVS，进行评价。
拉伸强度：TS、延伸率：El
将轧制方向作为拉伸方向，裁取JIS5号试验片3片，通过基于JIS Z2241的方法进行拉伸试验，求出拉伸强度(TS)、以及延伸率(El)。
加工后的延伸凸缘特性：λ10
裁取扩孔试验用试验片3片，以伸张率10％进行轧制后，基于日本钢铁联盟标准JFST 1001进行扩孔试验，由3片的平均求出λ10。
硬度差：HVα-HVS
作为用于维氏硬度试验的试验机，使用适于JISB7725的试验机。裁取组织观察用样品1片，对于与轧制方向平行的截面，使用3％硝酸乙醇溶液使组织呈现，在板厚1/4位置处以试验载荷3g使铁素体晶粒以及第二相上分别出现凹坑。
使用JISZ2244中的维氏硬度计算式，由凹坑的对角线长计算出硬度。测定各30个铁素体晶粒以及第二相的硬度，将各自的平均值作为铁素体相的硬度(HVα)以及第二相的硬度(HVS)，求出硬度差(HVα-HVS)。
另外，关于铁素体以及第二相的体积占有率，使用3％硝酸乙醇使与轧制方向平行的板厚截面的显微组织呈现，使用扫描电子显微镜(SEM)，以1500倍观察板厚1/4位置，使用住友金属テクノロジ一株式会社制的图像处理软件“粒子分析II”，测定铁素体以及第二相的面积率，得到体积占有率。
将通过以上得到的结果与制造条件一起示于表2以及表3。
Figure BDA0000129548150000251
Figure BDA0000129548150000261
根据表2，本发明例中，能够得到TS(强度)为980MPa以上、λ10为40％以上的加工后的延伸凸缘特性优良的高强度钢板。而且，El(延伸率)为15％以上，显示出充分的特性。
另一方面，根据表3，比较例的TS、λ10中的任意一个以上较差。
实施例2
将表4所示的组成的钢在转炉中熔炼，通过连铸得到钢坯。然后，对于这些钢坯，在表5所示的条件下实施加热、热轧、冷却、卷取，制作板厚2.0mm的热轧钢板。需要说明的是，在此，表5所示的卷取温度是在钢带的长度方向上测量钢带的宽度方向中央部的卷取温度，取其平均而得到的值。
Figure BDA0000129548150000281
对于所得到的热轧钢板，通过与实施例1同样的方法求出小于20nm的析出物中含有的Ti量以及V量。另外，通过与实施例1同样的方法求出拉伸强度：TS、延伸率：El、加工后的延伸凸缘特性：λ10以及硬度差：HVα-HVS，进行评价。
将通过以上得到的结果与制造条件一起示于表5。
Figure BDA0000129548150000301
根据表5，本发明例中，能够得到TS为980MPa以上、λ10为40％以上的延伸凸缘特性优良的高强度钢板。另外可知，实施例2中的含有Cr、W或Zr的钢，与实施例1中的由同一成分体系构成的钢相比，TS提高。
产业上的可利用性
本发明的钢板为高强度，并且，具有优良的加工后的延伸凸缘特性，因此，作为例如汽车和载重汽车用车架等需要拉伸性以及延伸凸缘特性的部件最佳。

Claims (6)

1.一种高强度钢板，其特征在于，作为成分组成，以质量％计，含有C：0.08％以上且0.20％以下、Si：0.2％以上且1.0％以下、Mn：0.5％以上且2.5％以下、P：0.04％以下、S：0.005％以下、Al：0.05％以下、Ti：0.07％以上且0.20％以下、V：0.20％以上且0.80％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成，作为金属组织，以体积占有率计，具有80％以上且98％以下的铁素体相和第二相，尺寸小于20nm的析出物中含有的Ti量和V量的总量为0.150质量％以上，所述铁素体相的硬度HVα与所述第二相的硬度HVS之差即HVα-HVS为-300以上且300以下。
2.如权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，尺寸小于20nm的析出物中含有的所述Ti量为0.150质量％以上。
3.如权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，尺寸小于20nm的析出物中含有的所述V量为0.550质量％以上。
4.如权利要求1～3中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，以质量％计，还含有Cr：0.01％以上且1.0％以下、W：0.005％以上且1.0％以下、Zr：0.0005％以上且0.05％以下中的任意一种或两种以上。
5.一种高强度钢板的制造方法，其特征在于，将钢坯加热至1150℃以上且1350℃以下的温度后，使终轧温度为850℃以上且1000℃以下来进行热轧，然后，以平均冷却速度30℃/秒以上进行第一段冷却，直至650℃以上且低于800℃的温度，以1秒以上且少于5秒的时间进行空冷，然后，以冷却速度20℃/秒以上进行第二段冷却，在高于200℃且在550℃以下的温度下进行卷取，并且满足式(1)，
T1≤0.06×T2+764  式(1)
其中，T1：第一段冷却的停止温度，T2：卷取温度，单位均为℃，
并且，所述钢坯具有如下成分组成，以质量％计，含有C：0.08％以上且0.20％以下、Si：0.2％以上且1.0％以下、Mn：0.5％以上且2.5％以下、P：0.04％以下、S：0.005％以下、Al：0.05％以下、Ti：0.07％以上且0.20％以下、V：0.20％以上且0.80％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成。
6.如权利要求5所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，作为成分组成，以质量％计，还含有Cr：0.01％以上且1.0％以下、W：0.005％以上且1.0％以下、Zr：0.0005％以上且0.05％以下中的任意一种或两种以上。
CN2010800308934A 2009-07-10 2010-06-29 高强度钢板及其制造方法 Pending CN102471844A (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2009163309A JP5423191B2 (ja) 2009-07-10 2009-07-10 高強度鋼板およびその製造方法
JP2009-163309 2009-07-10
PCT/JP2010/061363 WO2011004779A1 (ja) 2009-07-10 2010-06-29 高強度鋼板およびその製造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN102471844A true CN102471844A (zh) 2012-05-23

Family

ID=43429202

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN2010800308934A Pending CN102471844A (zh) 2009-07-10 2010-06-29 高强度钢板及其制造方法

Country Status (9)

Country Link
US (1) US9212411B2 (zh)
EP (1) EP2453032A4 (zh)
JP (1) JP5423191B2 (zh)
KR (1) KR101424859B1 (zh)
CN (1) CN102471844A (zh)
BR (1) BR112012000648B1 (zh)
CA (1) CA2767439C (zh)
TW (1) TWI438285B (zh)
WO (1) WO2011004779A1 (zh)

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN107406937A (zh) * 2015-03-06 2017-11-28 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
CN107849657A (zh) * 2015-07-06 2018-03-27 杰富意钢铁株式会社 高强度薄钢板及其制造方法
CN108431264A (zh) * 2015-12-22 2018-08-21 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
CN111304516A (zh) * 2020-03-05 2020-06-19 中天钢铁集团有限公司 一种高强度高低温冲击韧性吊钩用非调质钢及生产工艺
CN112739840A (zh) * 2018-10-04 2021-04-30 日本制铁株式会社 合金化热浸镀锌钢板

Families Citing this family (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5429429B2 (ja) * 2011-03-18 2014-02-26 新日鐵住金株式会社 プレス成形性に優れた熱延鋼板及びその製造方法
JP5594438B2 (ja) * 2011-11-08 2014-09-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高張力熱延めっき鋼板およびその製造方法
JP5578288B2 (ja) * 2012-01-31 2014-08-27 Ｊｆｅスチール株式会社 発電機リム用熱延鋼板およびその製造方法
US9803266B2 (en) 2012-06-26 2017-10-31 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength hot-rolled steel sheet and method for producing the same
JP5821864B2 (ja) * 2013-01-31 2015-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 バーリング加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5637225B2 (ja) * 2013-01-31 2014-12-10 Ｊｆｅスチール株式会社 バーリング加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
CN105143486B (zh) * 2013-04-15 2017-05-03 杰富意钢铁株式会社 高强度热轧钢板及其制造方法
BR112017007685B1 (pt) * 2014-10-17 2021-05-11 Nippon Steel Corporation material de aço laminado para haste de conexão de divisão por fratura
WO2016132549A1 (ja) * 2015-02-20 2016-08-25 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
ES2743814T3 (es) 2015-02-20 2020-02-20 Nippon Steel Corp Chapa de acero laminada en caliente
KR101980471B1 (ko) 2015-02-25 2019-05-21 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 열연 강판
WO2016135898A1 (ja) 2015-02-25 2016-09-01 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
JP6358407B2 (ja) * 2016-08-05 2018-07-18 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板
EP3495530A4 (en) * 2016-08-05 2020-01-08 Nippon Steel Corporation STEEL SHEET AND PLATED STEEL SHEET
EP3495527A4 (en) * 2016-08-05 2019-12-25 Nippon Steel Corporation STEEL SHEET AND PLATED STEEL SHEET
EP3495529B1 (en) * 2016-08-05 2021-03-03 Nippon Steel Corporation Steel sheet and plated steel sheet

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1329179A (zh) * 2001-06-22 2002-01-02 钢铁研究总院 高强度螺栓用钢
CN101238234A (zh) * 2005-08-05 2008-08-06 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
CN101351570A (zh) * 2005-12-28 2009-01-21 株式会社神户制钢所 超高强度薄钢板
CN101443467A (zh) * 2006-05-16 2009-05-27 杰富意钢铁株式会社 延伸特性、延伸凸缘特性及拉伸疲劳特性优良的高强度热轧钢板及其制造方法

Family Cites Families (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2528387B2 (ja) 1990-12-29 1996-08-28 日本鋼管株式会社 成形性及びストリップ形状の良好な超高強度冷延鋼板の製造法
JP4071948B2 (ja) 2001-09-25 2008-04-02 新日本製鐵株式会社 高予歪み時において高い焼付け硬化能を持つ高強度鋼板及びその製造方法
JP4826694B2 (ja) 2001-09-28 2011-11-30 Ｊｆｅスチール株式会社 薄鋼板の耐疲労特性改善方法
JP4304421B2 (ja) 2002-10-23 2009-07-29 住友金属工業株式会社 熱延鋼板
JP4214840B2 (ja) 2003-06-06 2009-01-28 住友金属工業株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP4232545B2 (ja) 2003-06-11 2009-03-04 住友金属工業株式会社 高強度熱延鋼板とその製造方法
JP4385791B2 (ja) 2004-02-23 2009-12-16 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性に優れた超高張力鋼板およびその製造方法
JP4730070B2 (ja) 2004-11-30 2011-07-20 Ｊｆｅスチール株式会社 薄鋼板の製造方法
JP4735211B2 (ja) 2004-11-30 2011-07-27 Ｊｆｅスチール株式会社 自動車用部材およびその製造方法
JP4424185B2 (ja) * 2004-12-08 2010-03-03 住友金属工業株式会社 熱延鋼板とその製造方法
JP4581665B2 (ja) 2004-12-08 2010-11-17 住友金属工業株式会社 高強度熱延鋼板とその製造方法
JP5070732B2 (ja) * 2005-05-30 2012-11-14 Ｊｆｅスチール株式会社 伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5076394B2 (ja) 2005-08-05 2012-11-21 Ｊｆｅスチール株式会社 高張力鋼板ならびにその製造方法
JP2007016319A (ja) 2006-08-11 2007-01-25 Sumitomo Metal Ind Ltd 高張力溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JP4888255B2 (ja) * 2007-06-29 2012-02-29 住友金属工業株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
JP5326403B2 (ja) * 2007-07-31 2013-10-30 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板
JP5176431B2 (ja) * 2007-08-24 2013-04-03 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板の製造方法
JP4955497B2 (ja) * 2007-09-28 2012-06-20 株式会社神戸製鋼所 疲労特性及び伸びフランジ性バランスに優れた熱延鋼板
JP5272412B2 (ja) * 2008-01-17 2013-08-28 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1329179A (zh) * 2001-06-22 2002-01-02 钢铁研究总院 高强度螺栓用钢
CN101238234A (zh) * 2005-08-05 2008-08-06 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
CN101351570A (zh) * 2005-12-28 2009-01-21 株式会社神户制钢所 超高强度薄钢板
CN101443467A (zh) * 2006-05-16 2009-05-27 杰富意钢铁株式会社 延伸特性、延伸凸缘特性及拉伸疲劳特性优良的高强度热轧钢板及其制造方法

Cited By (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN107406937A (zh) * 2015-03-06 2017-11-28 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
CN107406937B (zh) * 2015-03-06 2019-10-25 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
US10815547B2 (en) 2015-03-06 2020-10-27 Jfe Steel Corporation High strength steel sheet and manufacturing method therefor
CN107849657A (zh) * 2015-07-06 2018-03-27 杰富意钢铁株式会社 高强度薄钢板及其制造方法
US10526678B2 (en) 2015-07-06 2020-01-07 Jfe Steel Corporation High-strength thin steel sheet and method for manufacturing the same
CN108431264A (zh) * 2015-12-22 2018-08-21 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
US11085107B2 (en) 2015-12-22 2021-08-10 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and method of manufacturing the same
CN112739840A (zh) * 2018-10-04 2021-04-30 日本制铁株式会社 合金化热浸镀锌钢板
CN112739840B (zh) * 2018-10-04 2022-09-06 日本制铁株式会社 合金化热浸镀锌钢板
CN111304516A (zh) * 2020-03-05 2020-06-19 中天钢铁集团有限公司 一种高强度高低温冲击韧性吊钩用非调质钢及生产工艺

Also Published As

Publication number Publication date
JP2011017060A (ja) 2011-01-27
BR112012000648B1 (pt) 2018-10-09
TWI438285B (zh) 2014-05-21
CA2767439A1 (en) 2011-01-13
KR101424859B1 (ko) 2014-08-01
US20120107633A1 (en) 2012-05-03
US9212411B2 (en) 2015-12-15
TW201107498A (en) 2011-03-01
WO2011004779A1 (ja) 2011-01-13
JP5423191B2 (ja) 2014-02-19
BR112012000648A2 (pt) 2016-02-10
CA2767439C (en) 2015-03-24
KR20120023129A (ko) 2012-03-12
EP2453032A4 (en) 2014-06-25
EP2453032A1 (en) 2012-05-16

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN102471844A (zh) 高强度钢板及其制造方法
JP4324072B2 (ja) 延性に優れた軽量高強度鋼とその製造方法
JP5359296B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
CN101772584B (zh) 高强度钢板
EP2243852B1 (en) High-strength hot-dip zinc coated steel sheet excellent in workability and process for production thereof
CN105143488B (zh) 热轧钢板及其制造方法
EP2264206B1 (en) High-strength steel sheets which are extremely excellent in the balance between burring workability and ductility and excellent in fatigue endurance, zinc-coated steel sheets, and processes for production of both
KR101618477B1 (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
KR102544884B1 (ko) 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법
JP4593691B2 (ja) 疲労特性と伸びフランジ性に優れた熱延鋼板およびその製造方法
CN104114731B (zh) 钢板、镀敷钢板和它们的制造方法
JP3924159B2 (ja) 成形加工後の耐遅れ破壊性に優れた高強度薄鋼板及びその製造方法並びに高強度薄鋼板により作成された自動車用強度部品
CN111433380A (zh) 高强度镀锌钢板及其制造方法
WO2012002565A1 (ja) 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
EP2258886A1 (en) High-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent processability and process for producing the same
EP2527484B1 (en) Method for manufacturing a high-strength galvanized steel sheet having excellent formability and spot weldability
JP5338257B2 (ja) 延性に優れた高降伏比超高張力鋼板およびその製造方法
CN107406931A (zh) 高强度钢板及其制造方法
JP7136335B2 (ja) 高強度鋼板及びその製造方法
JP5272412B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP2007277661A (ja) バーリング加工性に優れた高ヤング率薄鋼板及びその製造方法
JP5655381B2 (ja) 高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP2004137554A (ja) 加工性に優れた鋼板及びその製造方法
CN114585758B (zh) 高强度钢板和碰撞吸收构件以及高强度钢板的制造方法
JP7764841B2 (ja) 熱延鋼板およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C12 Rejection of a patent application after its publication
RJ01 Rejection of invention patent application after publication

Application publication date: 20120523