CN102834539B - 温加工性优良的高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

温加工性优良的高强度钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供温加工性优良的高强度钢板及其制造方法。依次实施：热轧工序，将具有如下组成的钢原材加热至奥氏体单相温度区后，实施终轧结束温度为860℃以上的热轧，在卷取温度为400℃以上且低于600℃下卷取，其中，所述钢原材的组成为，以质量%计，含有C：0.01~0.2%、Si：0.5%以下、Mn：2%以下、P：0.03%以下、S：0.01%以下、Al：0.07%以下、N：0.01%以下，还含有选自Ti、Nb、V、Mo、W、B中的一种或两种以上；和热处理工序，在650~750℃的温度区实施热处理。由此，得到温加工性优良的钢板，兼具有在试验温度为400℃以上时局部伸长率大于均匀伸长率的拉伸特性、和在试验温度低于400℃时均匀伸长率相对于总伸长率的比率为40%以上的拉伸特性，还具有实质上为铁素体相单相的基质、和在该基质中尺寸小于10nm的合金碳化物以无变量选择的状态分散析出的组织。

Description

温加工性优良的高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适合用作运输用机械材料、建筑用机械材料等的高强度钢板，特别是涉及作为汽车部件用材料的温加工性(温間加工性)的提高，具体而言温热冲压成形性(温間プレス成形性)的提高。需要说明的是，在此所谓的“高强度”是指具备拉伸强度TS：590MPa以上，优选780MPa以上的高强度的情况。
背景技术
近年来，从保护地球环境的要求出发，强烈要求汽车的燃料效率提高，正在推进汽车的车身轻量化。为了这样的汽车车身的轻量化，强烈要求汽车部件用钢材的薄型化，高强度钢板的使用量不断增加。
作为高强度钢板，提出了在铁素体中使例如马氏体等低温相变产物适量地复合、从而实现高强度化的各种相变组织强化型的高强度钢板。但是，通常而言，与软钢和低强度的钢板相比，这样的高强度钢板具有如下问题，塑性变形受到抑制，延展性(伸长率)降低，在低温(冷間)下进行向复杂形状的冲压成形时，发生破裂等的风险高，冲压成形较困难。而且，对于这样的高强度钢板而言，由于为高强度，还存在如下问题，在低温下的冲压成形中，由弹性回复导致成形品的形状精度降低。
与相变组织强化型的高强度钢板不同，例如，专利文献1中提出了一种材质均匀性优良的高成形性高张力热轧钢板，其中，以重量%计，含有C：0.1%以下，Mo：0.05~0.6%、Ti：0.02~0.10%，并且实质上在铁素体组织中以原子比计在满足Ti/Mo：0.1以上的范围内含有Ti以及Mo的碳化物分散析出而得到。专利文献1中记载的热轧钢板可以通过如下制造方法制造，即，将如下组成的钢加热至奥氏体单相区的温度后，在880℃以上完成终轧，在550~700℃下进行卷取，其中，所述钢的组成为，优选含有C：0.06%以下、Si：0.3%以下、Mn：1~2%、P：0.06%以下、S：0.005%以下、Al：0.06%以下、N：0.006%以下、Cr：0.04~0.5%、Mo：0.05~0.5%、Ti：0.02~0.10%、Nb：0.08%以下，以原子比计使Ti/Mo满足0.1以上的方式含有。该高强度钢板，虽然具有拉伸强度TS：590MPa以上的高强度，但具有高成形性，特别是能够在低温下进行冲压成形时的截面形状复杂的构件的冲压成形。
作为解决高强度钢板在低温下的冲压成形中的问题的一个方法，提出了模淬火法。该模淬火法是将作为被加工材料的钢板加热至高温(熱間)例如900℃以上的奥氏体温度区后，使用冲压金属模具，冲压成形为期望的部件形状的成形方法，但在成形的同时，能够利用金属模具对钢板(部件)进行快速冷却。由此，能够成形为期望的部件形状，并且通过利用金属模具的快速冷却，可以使组织成为以马氏体为主体的组织，从而能够容易并且形状精度良好地制造高强度部件。但是，对于模淬火法而言，由于在高温下进行加热、成形，因此无法避免如下问题，在表面上产生氧化皮而使表面性状降低，进而在镀覆钢板的情况下因暴露于高温下而使镀层劣化等。而且，对于模淬火法而言，为了利用金属模具对钢板充分地进行快速冷却，需要在金属模具内保持10s以上。因此，存在利用模淬火法的部件的生产率极端降低的问题。
针对这样的问题，具有一直以来的温热冲压法，其中，例如将作为被加工材料的钢板加热至约200℃，进行冲压成形。但是，对于该方法而言，由于加热温度低，冲压成形时的钢板强度的降低量少，延展性的上升量少，因此，无法实现避免冲压成形时的破裂发生，并且弹性回复量也与低温下的冲压成形没有大差别。
因此，将作为被加工材料的钢板加热至超过200℃、优选300℃以上至约850℃的温热(温間)范围、进行冲压成形的方法，可以认为是解决以往的温热冲压法的问题的方法。
例如在专利文献2中记载了这样的利用比以往进行的更高温下的温热冲压成形、得到高强度的冲压部件的方法。专利文献2中记载的高强度冲压成形体的制造方法为如下方法：将钢板加热至200~850℃的温度后，在需要强度的部位实施施加2%以上的塑性应变的温热成形。根据该方法，通过对钢板同时实施向预定温度区的加热和预定量的塑性应变施加，能够确保期望的高强度。需要说明的是，专利文献2中记载的技术中使用的钢板具有如下组成，以质量%计，含有C：0.01~0.20%、Si：0.01~3.0%、Mn：0.01~3.0%、P：0.002~0.2%、S：0.001~0.020%、Al：0.005~2.0%、N：0.002~0.01%、Mo：0.01~1.5%，还含有Cr：0.01~1.5%、Nb：0.005~0.10%、Ti：0.005~0.10%、V：0.005~0.10%、B：0.0003~0.005%中的一种或两种以上，并且满足Si、P、Mo、Cr、Nb、Ti、V、B含量之间的特定关系式为预定值以下(140以下)的式(A)。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2002-322541号公报
专利文献2：日本专利第3962186号公报
发明内容
发明所要解决的问题
对以马氏体等低温相变产物作为强化因素的、现有的各种相变组织强化型的高强度钢板，应用加热至超过200℃至约850℃的温度、进行冲压成形的温热冲压法时，由于加热至比制造时的温度更高的温度，因此，钢板强度降低，冲压成形变容易，但在加热时马氏体等强化组织因素发生分解，因此存在温热冲压后冷却至常温时无法保持期望的高强度的问题。
另外，对通过专利文献1中记载的技术制造的钢板应用这样的温热冲压法时，具有臌凸成形部位容易破裂的的问题。
另外，对于专利文献2中记载的技术而言，必须对钢板同时实施向预定温度区的加热和预定量以上的塑性应变施加，从而实现强度上升。因此，对于该技术而言，无法确保加工成形量低于预定值的部件的期望的高强度。而且，通常即使在部件内部，根据部位(位置)不同应变量也不同，因此，强度并不一定均匀地增加，在实际应用时还存在非常受限的问题。
本发明的目的在于，解决这样的现有技术的问题，提供一种具有拉伸强度TS为590MPa以上、优选780MPa以上的高强度的高强度钢板及其制造方法，其中，所述高强度钢板的温加工性优良，可以采用加热至超过200℃至约850℃的温度并在该温度下进行冲压成形的温热冲压法，并且加工时无需在金属模具内长时间的保持，此外，不论温加工量，都能够制造期望的高强度的部件。
用于解决问题的方法
本发明人为了实现上述目的，对于温热冲压成形时的钢板的变形特性进行了深入研究。结果发现，在温热冲压成形时，在作为被成形材料的钢板的、首先与金属模具(冲头)接触的部位，由于与金属模具(冲头)的接触，温度急剧降低，受到在比较低的温度(低于400℃)下的臌凸成形，另一方面，在没有与金属模具接触的部位，钢板的温度不会降低，受到高温(400℃以上)下的延伸凸缘成形。即，对于加热至超过200℃至约850℃的温度的温热冲压成形法而言，由于通过一次成形在同一钢板内同时进行不同的温度区内的加工，因此，作为温热冲压成形用钢板，需要是具有能够对应不同的温度区内的加工的特性的钢板。
因此，进一步研究的结果，得到如下结论：如果是具有在低于400℃的低温时均匀伸长率高、在400℃以上的高温时局部伸长率高的拉伸特性、并且具备温热冲压成形后常温下的拉伸强度TS为590MPa以上、优选780MPa以上的高强度的材料(钢板)，则能够通过采用温热冲压成形来制造复杂的形状的高强度汽车部件。
即，本发明人得到如下见解，作为适于温热冲压成形的钢板，优选为具有如下的拉伸特性的钢板。
新发现适于温热冲压成形的钢板为具有如下拉伸特性的钢板，所述拉伸特性兼具：对应于与金属模具(冲头)接触受到比较低的温度(低于400℃)下的臌凸成形的部位，在比较低的温度(低于400℃)下的均匀伸长率(在此，设定为直到显示最大载荷的变形量)大；对应于不与金属模具接触而在高温(400℃以上)下受到延伸凸缘成形的部位，在高温(400℃以上)下的局部伸长率(在此，设定为从显示最大载荷开始直到断裂的变形量)大。
而且，根据本发明人的进一步研究，新发现具有如上所述的拉伸特性的钢板为如下钢板，具有实质上为铁素体相单相的基质、即铁素体百分率95%以上、优选98%以上的基质，并且具有在该基质中小于10nm的合金碳化物(析出物)相对于母相以所有取向变量(バリアント)析出的、以所谓的无变量选择的状态分散析出的组织。
在此，以“无变量选择的状态”分散析出的析出物，是指析出物的结晶取向相对于母相并非固定的、在全部能够析出的取向变量中选择的状态的情况。另一方面，“具有变量选择的状态”是指析出物的结晶取向相对于母相在一个方向上一致地析出的情况、例如相界面析出这样的情况。
根据本发明人进一步的研究发现，具有如上所述的组织的钢板(热轧钢板)可以如下得到：在预定的热轧结束后，使卷取温度低于600℃来进行卷取后，在650~750℃的温度区实施热处理。
本发明是基于该见解进一步追加研究而完成的。即，本发明的要点如下。
(1)一种温加工性优良的高强度钢板，具有拉伸强度590MPa以上的高强度，其特征在于，具有如下拉伸特性，在试验温度为400℃以上进行的拉伸试验中得到的、显示最大载荷后直到断裂的变形量大于从拉伸开始直到显示该最大载荷前的变形量，并且在试验温度低于400℃下进行的拉伸试验中得到的、从拉伸开始直到显示最大载荷前的变形量相对于从拉伸开始直到断裂的总变形量的比率为40%以上，并且具有铁素体相的面积率为95%以上的实质上为铁素体相单相的基质、和在该基质中尺寸小于10nm的合金碳化物以无变量选择的状态分散析出的组织。
(2)(1)中的高强度钢板，其特征在于，具有如下组成，以质量%计，含有C：0.01~0.2%、Si：0.5%以下、Mn：2%以下、P：0.03%以下、S：0.01%以下、Al：0.07%以下、以及N：0.01%以下，还含有选自Ti：0.005~0.3%、Nb：0.005~0.6%、V：0.005~1.0%、Mo：0.005~0.5%、W：0.01~1.0%、B：0.0005~0.0040%中的一种或两种以上，余量由Fe及不可避免的杂质构成。
(3)(1)或(2)中的高强度钢板，其特征在于，所述高强度钢板在表面上具有镀层。
(4)(3)中的高强度钢板，其特征在于，所述镀层为热镀锌层或合金化热镀锌层。
(5)一种具有拉伸强度590MPa以上、温加工性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，依次实施如下工序：热轧工序，将具有如下组成的钢原材加热至奥氏体单相温度区后，实施终轧结束温度为860℃以上的热轧，在卷取温度为400℃以上且低于600℃下卷取，形成热轧板，其中，所述钢原材的组成为，以质量%计，含有C：0.01~0.2%、Si：0.5%以下、Mn：2%以下、P：0.03%以下、S：0.01%以下、Al：0.07%以下、N：0.01%以下，还含有选自Ti：0.005~0.3%、Nb：0.005~0.6%、V：0.005~1.0%、Mo：0.005~0.5%、W：0.01~1.0%、B：0.0005~0.0040%中的一种或两种以上，余量由Fe及不可避免的杂质构成；和热处理工序，除去该热轧板的表面氧化皮后，在650~750℃的温度区对该热轧板实施热处理。
(6)(5)中的高强度钢板的制造方法，其特征在于，对实施所述热处理工序后的热轧板进一步实施镀覆处理。
(7)(5)中的高强度钢板的制造方法，其特征在于，所述热处理工序之后，实施热镀锌处理，或者进一步实施合金化处理。
发明效果
根据本发明，能够容易并且廉价地制造温加工性优良的高强度钢板，在产业上发挥特别的效果。另外，根据本发明，还具有如下效果，采用温热冲压成形，能够容易并且廉价地制造具有期望的高强度和期望的形状精度的汽车用高强度部件等。
具体实施方式
本发明钢板是具有拉伸强度590MPa以上的高强度、并且具有适合温热冲压成形的拉伸特性、特别是符合温热冲压成形的延伸特性的钢板。本发明钢板，在试验温度低于400℃的低温的情况下，具有均匀伸长率大于局部伸长率的拉伸特性、即均匀伸长率相对于总伸长率的比率为40%以上的延伸特性，另一方面，在试验温度为400℃以上的高温的情况下，具有局部伸长率大于均匀伸长率、即局部伸长率与均匀伸长率之比超过1.0的延伸特性。由此，得到如上具有温热冲压成形时的钢板各部位的温度变化过程(温度履歴)与由金属模具(冲头)产生的钢板各部位的成形形态能够充分对应的变形特性的钢板、即温加工性优良的钢板。
对于加热至超过200℃至约850℃的温度、与金属模具接触而钢板温度降低、进行臌凸成形的部位而言，低温下的相对于总伸长率的均匀伸长率高的情况能够顺利地进行臌凸成形。另一方面，由于进行延伸凸缘成形的部位没有与金属模具接触，保持钢板温度高的状态，因此，高温下的局部伸长率高于均匀伸长率的情况能够顺利地进行延伸凸缘成形，通过兼具有这些低温、高温下的延伸特性，通过温热冲压成形使向复杂的期望形状的部件的成形变容易。在该低温、高温下的延伸特性中，不能满足任意一个的钢板无法通过温热冲压成形制造具有期望的复杂形状的部件。
需要说明的是，在此，“均匀伸长率”是指，由不依赖于试验温度的拉伸试验中得到的载荷-伸长曲线求出的从拉伸开始直到显示最大载荷的变形量(相对于标点间距的比例)，另外，“局部伸长率”是指，由不依赖于试验温度的拉伸试验中得到的载荷-伸长曲线求出的从显示最大载荷开始直到断裂的变形量(相对于标点间距的比例)。另外，“总伸长率”是指由拉伸试验中得到的载荷-伸长曲线求出的所谓的总伸长率、即从拉伸开始直到断裂的总变形量(相对于标点间距的比例)。
另外，“试验温度低于400℃的低温”是在试验温度300℃下进行，另外，“试验温度为400℃以上的高温”是在试验温度500℃下进行，可以代表该温度范围的拉伸特性。
需要说明的是，对于试验温度低于400℃的情况下的延伸特性，从钢板上选取JIS G 0567中规定的I型试验片(平行部宽：10mm、GL：50mm)，在低于400℃的试验温度(例如300℃)下，基于JIS G 0567的规定实施拉伸试验，由所得到的载荷-伸长曲线求出总伸长率、局部伸长率以及均匀伸长率。需要说明的是，使拉伸速度为10mm/分钟。
另一方面，对于试验温度为400℃以上的情况下的延伸特性，从钢板上选取JIS G 0567中规定的I型试验片(平行部宽：10mm、GL：50mm)，加热至400℃以上的试验温度(例如500℃)，基于JIS G 0567的规定，以拉伸速度：10mm/分钟实施高温拉伸试验，由所得到的载荷-伸长曲线计算出总伸长率、均匀伸长率、局部伸长率。
为了满足上述的拉伸特性(拉伸伸长特性)，形成如下钢板，具有实质上为铁素体相单相的基质和在该基质中尺寸小于10nm的合金碳化物以无变量选择的状态分散析出的组织。
本发明钢板中，使组织(基质)实质上为铁素体相单相。通过使组织为富有延展性的铁素体相，能够保持期望的温热冲压成形性，而且在温热冲压成形后也能够保持期望的高强度，而并不会发生像以马氏体等低温相变产物作为强化因素的相变组织强化型钢板那样的由加热至温热冲压成形温度而引起的大幅度的强度降低。需要说明的是，在此所谓的“实质上为铁素体相单相”也允许含有面积率为5%以下的第二相的情况。即，是指铁素体相相对于组织整体的面积率为95%以上。如果为5%以下的第二相，则不会确认到特别是由加热至温热冲压成形温度而引起的大幅度的强度降低，从而能够发挥发明的效果。需要说明的是，第二相优选为2%以下。而且，本发明钢板具有在上述基质中尺寸小于10nm的合金碳化物分散析出的组织。在基质中析出的合金碳化物的尺寸增大至10nm以上时，碳化物变粗大，强度降低，同时局部伸长率减小，温加工性降低。需要说明的是，优选使尺寸小于10nm的合金碳化物的分散个数为5×1011个/mm3以上。另外，在此所谓的合金碳化物是指Ti、Nb、V等的碳化物。需要说明的是，也可以形成它们的复合物。
另外，本发明钢板中，使在基质中分散析出的尺寸小于10nm的合金碳化物以无变量选择的状态分散析出。需要说明的是，“无变量选择的状态”是指，母相的结晶取向与合金碳化物的结晶取向的关系不固定、能够析出的取向不确定为一个的情况。
通过微小的合金碳化物以无变量选择的状态分散析出，在高温下的拉伸试验中，局部伸长率大于均匀伸长率，并且在低温下的拉伸试验中，均匀伸长率大于局部伸长率，从而能够得到适合温热冲压成形的钢板。另一方面，在微小的合金碳化物以具有变量选择的状态分散析出的钢板的情况下，特别是在高温下，不能确保局部伸长率大于均匀伸长率的拉伸特性(延伸特性)。
接着，对于本发明钢板的优选的组成的限定理由进行说明。
本发明钢板，优选具有如下组成，以质量%计，含有C：0.01~0.2%、Si：0.5%以下，Mn：2%以下，P：0.03%以下，S：0.01%以下，Al：0.07%以下，N：0.01%以下，还含有选自Ti：0.005~0.3%、Nb：0.005~0.6%、V：0.005~1.0%、Mo：0.005~0.5%、W：0.01~1.0%、B：0.0005~0.0040%中的一种或两种以上，余量由Fe及不可避免的杂质构成。以下，只要没有特别说明，则质量%简单记为%。
C：0.01~0.2%
C是形成碳化物、使钢板的强度增加的最重要的元素。本发明中，对于C而言，在直到温热冲压成形的成形加工前的工序、特别是热轧后的热处理中，在基质中以微小碳化物的形式析出，有助于部件的高强度化。为了得到这样的效果，优选含有0.01%以上。另一方面，含有超过0.2%，难以使基质实质上为铁素体单相，延展性的降低变显著。因此，优选将C限定在0.01~0.2%的范围内。需要说明的是，更优选为0.18%以下。另外，根据期望的强度水平，能够大致规定C量。例如，拉伸强度TS为590MPa级时，优选使C为0.01%以上~0.03%以下，另外，拉伸强度TS为780MPa级时，优选使C为超过0.03%~0.06%以下，另外，拉伸强度TS为980MPa级时，优选使C为超过0.06%~0.09%以下，另外，拉伸强度TS为1180MPa级时，优选使C为超过0.09%~0.2%以下。
Si：0.5%以下
Si通常是提高回火软化阻抗的元素，因此积极添加，但本发明中，由于促进表面性状的劣化和合金碳化物的变量选择析出，优选尽可能减少。另外，由于Si在温热下提高变形阻抗，因此阻碍伸长率的上升。由此，本发明中，优选将Si限定为0.5%以下。需要说明的是，更优选0.3%以下，进一步优选0.1%以下。
Mn：2%以下
Mn是具有发生固溶而使钢板强度增加的作用的元素，为了得到这样的效果，优选含有0.1%以上，但含有超过2%时，偏析变显著，并且淬透性增大，难以使组织为铁素体相单相。因此，优选将Mn限定为2%以下。需要说明的是，更优选0.1~1.6%。
P：0.03%以下
P是通过固溶强化有效地有助于钢板的强度增加的元素，但容易在晶界上发生偏析，在加工时发生显著的破裂。因此，本发明中，优选尽可能降低，但只要降低至约0.03%以下，则这样的不良影响被减小至可允许的范围。由此，优选使P为0.03%以下。需要说明的是，更优选0.02%以下。
S：0.01%以下
S形成MnS，在成形时促进空隙的产生，使温加工性降低。因此，优选尽可能降低S。只要降低至约0.01%以下，就可以将这样的不良影响减小至可允许的范围。因此，优选将S限定为0.01%以下。需要说明的是，更优选0.002%以下。
Al：0.07%以下
Al是作为脱氧剂起作用的元素，为了得到这样的效果，优选含有0.01%以上，但含有超过0.07%时，氧化物类夹杂物容易增加，使钢的结净度降低，并且使温加工性降低。因此，优选将Al限定为0.07%以下。需要说明的是，更优选0.03~0.06%。
N：0.01%以下
N是带来由TiN的粗大析出而引起的局部伸长率降低这样的不良影响的元素，本发明中，优选尽可能降低。含有超过0.01%时，形成粗大的氮化物，使成形性降低。因此，优选将N限定为0.01%以下。需要说明的是，更优选0.005%以下。
选自Ti：0.005~0.3%、Nb：0.005~0.6%、V：0.005~1.0%、Mo：0.005~0.5%、W：0.01~1.0%、B：0.0005~0.0040%中的一种或两种以上Ti、Nb、V、Mo、W、B均是构成微小的碳化物的元素或具有促进析出的作用的元素，优选选择含有一种或两种以上。为了得到这样的效果，优选分别含有Ti：0.005%以上，Nb：0.005%以上，V：0.005%以上，Mo：0.005%以上，W：0.01%以上，B：0.0005%以上。另一方面，分别含有超过Ti：0.3%、Nb：0.6%、V：1.0%、Mo：0.5%、W：1.0%、B：0.0040%时，由于固溶强化，使温加工性降低。因此，在含有的情况下，优选分别限定在Ti：0.005~0.3%、Nb：0.005~0.6%、V：0.005~1.0%、Mo：0.005~0.5%、W：0.01~1.0%、B：0.0005~0.0040%的范围内。
需要说明的是，作为形成微小的碳化物(合金碳化物)的组合，更优选为Ti-Mo、Nb-Mo、Ti-Nb-Mo、Ti-W、Ti-Nb-Mo-W的组合。特别是同时含有V和Ti的情况下，通过以质量比计使V/Ti为1.75以下，容易得到作为本发明目标的微小的碳化物。
上述成分以外的余量由Fe以及不可避免的杂质构成。需要说明的是，作为不可避免的杂质，例如，分别允许Cu：0.1%以下，Ni：0.1%以下，Sn：0.1%以下，Mg：0.01%以下，Sb：0.01%以下，Co：0.01%以下。
接着，对于本发明钢板的优选的制造方法进行说明。
本发明中，以具有上述组成的钢原材作为起始原材。需要说明的是，钢原材的制造方法，在本发明中无需特别地限定，通常公知的制造方法均可以应用。例如，优选将上述组成的钢液在转炉等中熔炼，通过连铸法等铸造方法得到钢坯等钢原材，但本发明中不限于此。另外，在连铸后，不使钢坯等钢原材冷却至室温而装入加热炉中进行热轧，或者不加热而进行直接热轧的直送轧制，均没有问题。
首先为了使钢原材中的合金碳化物等充分地再固溶，优选将钢原材加热至1150℃以上的奥氏体单相温度区。加热温度低于1150℃时，变形阻抗过高，对热轧机的负荷增大，有时热轧变困难。需要说明的是，达到超过1300℃的高温时，晶粒的粗大化变显著，此外，氧化皮的生成变显著，氧化损失大，成品率的降低变显著，因此，优选使加热温度为1300℃以下。因此，优选使钢原材的加热温度为1150~1300℃。
如上所述，接着对加热至奥氏体单相温度区的钢原材实施热轧工序。热轧工序中，对钢原材实施轧制结束温度达到850℃以上的热轧，形成热轧板，在400℃以上且低于600℃的卷取温度下卷取。
轧制结束温度低于850℃时，表层组织变粗大，温加工性降低。因此，优选使轧制结束温度为850℃以上。需要说明的是，更优选880~940℃。
轧制结束后，在卷取温度为400℃以上且低于600℃下卷取。卷取温度低于400℃时，生成马氏体相，不能得到实质上为铁素体相单相的组织，而且合金碳化物容易粗大化，难以得到微小碳化物。另一方面，卷取温度为600℃以上时，在钢板中生成变量选择的合金碳化物，不能确保期望的温加工性。需要说明的是，优选低于550℃，进一步优选530℃以下。
需要说明的是，只要是在本发明范围内的热轧条件，则在热轧工序后，几乎没有发生微小的(低于10nm)的合金碳化物的析出，此外，也没有确认到无变量选择的状态下的分散析出。
热轧工序后，通过对热轧板进行酸洗等除去表面氧化皮。之后，实施热处理工序。热处理工序中，在加热温度：650~750℃下，优选实施在保持时间：10~300s之间保持的热处理，然后，进行冷却。冷却无需特别限定，优选为空冷、自然冷却。热处理工序中，通过650~750℃下的热处理，使期望的合金碳化物析出。加热温度低于650℃时，合金碳化物的析出慢，没有确认到期望的低于10nm的合金碳化物的无变量选择状态下的分散析出。此外，由于残留一部分贝氏体，难以得到铁素体单相的基质。另一方面，超过750℃的高温时，析出快，形成粗大的合金碳化物，不能确保期望的高强度。此外，一部分组织相变为奥氏体，冷却后形成铁素体+马氏体组织。
需要说明的是，上述热处理如果重复加热温度，则可以由温热冲压成形时的加热处理代用。本发明钢板中，低于10nm的合金碳化物在成形加工后不会析出，直到温热冲压成形时的成形加工前已经析出。
需要说明的是，实施热处理工序后的钢板，可以进一步实施在表面上附着镀层的镀覆处理，得到镀覆钢板。作为镀层，可以例示：热镀锌层、电镀锌层、热镀铝层等。
需要说明的是，在热轧板表面上形成热镀锌层的情况下，例如，可以优选利用连续热镀锌生产线，实施上述热处理工序后，冷却至约500℃以下的预定的温度，接着，实施连续地浸渍于保持在约470℃的预定温度的热镀锌浴中的热镀锌处理，从而在钢板表面上形成热镀锌层。需要说明的是，利用连续热镀锌生产线以外的常用的镀覆生产线也没有任何问题。另外，例如，在每一片切割成期望的尺寸的钢板上涂布锌也没有问题。
另外，在热镀锌处理后，进一步实施通常的镀层的合金化处理，形成合金化热镀锌层也没有任何问题。
以下，基于实施例，对本发明更加详细地进行说明。
实施例
对表1所示的组成的钢原材(钢坯)在表2所示的条件的加热温度、终轧结束温度、卷取温度下实施得到板厚1.6mm的热轧板的热轧工序，接着，进行酸洗，除去热轧板表面的氧化皮，然后，实施进行表2所示的条件的加热温度、保持时间、冷却条件的热处理的热处理工序。对于一部分热轧板，在上述热处理工序中不冷却至室温，而是冷却至表2所示的冷却停止温度，接着，实施在液温470℃的热镀锌浴中浸渍的热镀锌处理，或者进一步实施合金化处理(520℃)，在表面上形成热镀锌层、或者合金化热镀锌层，形成镀覆板。需要说明的是，使镀覆附着量为45g/m2。
从所得到的热轧板、或者镀覆板上选取试验片，实施组织观察、拉伸试验。试验方法如下。
(1)组织观察
从所得到的钢板上选取组织观察用试验片，对与轧制方向平行的截面(L截面)进行研磨，并且进行硝酸乙醇腐蚀，用光学显微镜(倍率：400倍)以及扫描型电子显微镜(倍率：5000倍)观察组织并拍摄，使用图像分析装置进行种类的鉴定以及测定各相的组织百分率。进而，使用从钢板上选取的薄膜，通过带能量色散型X射线分光装置(EDX)的透射型电子显微镜，对析出到基质中的析出物中包含的成分进行分析，鉴定析出物的种类(合金碳化物)，并且考察析出物(合金碳化物)的尺寸及其分散状态。需要说明的是，分散状态分类为无变量选择的析出、或者有变量选择的析出。
(2)拉伸试验
从所得到的钢板上选取JIS G 0567中规定的I型试验片(平行部宽：10mm、GL：50mm)，在室温(20℃)下，基于JIS Z 2241的规定实施拉伸试验，测定拉伸特性(屈服强度YS、拉伸强度TS、伸长率El)。此外，在低于400℃的试验温度(300℃)下，基于JIS G 0567的规定实施拉伸试验，由所得到的载荷-伸长曲线，求出从拉伸开始直到断裂的总伸长率作为总伸长率，并且求出从拉伸开始直到显示最大载荷前的变形量作为均匀伸长率，计算出(均匀伸长率)/(总伸长率)。
另外，从所得到的钢板上选取JIS G 0567中规定的I型试验片(平行部宽：10mm、GL：50mm)，在400℃以上的试验温度(500℃)下，基于JIS G 0567的规定实施高温拉伸试验。由所得到的载荷-伸长曲线，求出从拉伸开始直到显示最大载荷前的变形量作为均匀伸长率，求出显示最大载荷后直到断裂的变形量作为局部伸长率，计算出局部伸长率/均匀伸长率。需要说明的是，试验温度是用在试验片的平行部中央处安装的热电偶测定的值，以拉伸速度10mm/分钟进行。
需要说明的是，在低于400℃的试验温度(300℃)下进行的拉伸试验中，均匀伸长率/总伸长率为40%以上，并且在400℃以上的试验温度(500℃)下进行的拉伸试验中，将局部伸长率/均匀伸长率超过1.0的情况设为○，评价为温热冲压成形性优良。除此以外的情况下，设为×，评价为温热冲压成形性差。
需要说明的是，从所得到的钢板上选取拉伸试验片，在加热温度：700℃下、以保持时间：3分钟保持后，模拟不加工而进行空冷的温热冲压成形的热历史，在室温下实施拉伸试验，测定拉伸强度TS，观察由温热冲压成形加热引起的强度的变化。
将所得到的结果示于表3。
表1
表2
表3
*)F：铁素体、M：马氏体、P：珠光体、C：渗碳体
**)分散：无变量选择的分散析出
***)无合金碳化物的分散析出
本发明例均具有590MPa以上的高强度，而且，在低于400℃的试验温度(300℃)下进行的拉伸试验中，(均匀伸长率)/(总伸长率)为40%以上，并且在400℃以上的试验温度(500℃)下进行的拉伸试验中，(局部伸长率)/(均匀伸长率)超过1.0，温热冲压成形性优良，而且，经过温热冲压成形时的加热，并未确认到强度的大幅变化。
另一方面，在本发明的范围之外的比较例，在低于400℃的试验温度(300℃)下进行的拉伸试验中，(均匀伸长率)/(总伸长率)小于40%，或者在400℃以上的试验温度(500℃)下进行的拉伸试验中，(局部伸长率)/(均匀伸长率)为1.0以下，温热冲压成形性降低，或者经过温热冲压成形时的加热，拉伸强度大幅降低。

Claims (8)

1.一种温加工性优良的高强度钢板，具有拉伸强度590MPa以上的高强度，其特征在于，
具有如下拉伸特性，在试验温度为400℃以上进行的拉伸试验中得到的、显示最大载荷后直到断裂的变形量大于从拉伸开始直到显示该最大载荷前的变形量，并且在试验温度低于400℃下进行的拉伸试验中得到的、从拉伸开始直到显示最大载荷前的变形量相对于从拉伸开始直到断裂的总变形量的比率为40％以上，
并且具有铁素体相的面积率为95％以上的实质上为铁素体相单相的基质、和在该基质中尺寸小于10nm的合金碳化物以无变量选择的状态分散析出的组织，
所述高强度钢板，具有如下组成，以质量％计，含有C：0.01～0.2％、Si：0.5％以下、Mn：2％以下、P：0.03％以下、S：0.01％以下、Al：0.07％以下、以及N：0.01％以下，还含有选自Ti：0.005～0.3％、Nb：0.005～0.6％、V：0.005～1.0％、Mo：0.005～0.5％、W：0.01～1.0％、B：0.0005～0.0040％中的两种以上，余量由Fe及不可避免的杂质构成。
2.如权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，所述高强度钢板在表面上具有镀层。
3.如权利要求2所述的高强度钢板，其特征在于，所述镀层为热镀锌层或合金化热镀锌层。
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，所述高强度钢板的拉伸强度为780MPa以上。
5.一种具有拉伸强度590MPa以上、温加工性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，依次实施如下工序：
热轧工序，将具有如下组成的钢原材加热至奥氏体单相温度区后，实施终轧结束温度为860℃以上的热轧，在卷取温度为400℃以上且低于600℃下卷取，形成热轧板，其中，所述钢原材的组成为，以质量％计，含有C：0.01～0.2％、Si：0.5％以下、Mn：2％以下、P：0.03％以下、S：0.01％以下、Al：0.07％以下、N：0.01％以下，还含有选自Ti：0.005～0.3％、Nb：0.005～0.6％、V：0.005～1.0％、Mo：0.005～0.5％、W：0.01～1.0％、B：0.0005～0.0040％中的两种以上，余量由Fe及不可避免的杂质构成；和
热处理工序，除去该热轧板的表面氧化皮后，在650～750℃的温度区对该热轧板实施保持60～300s的热处理。
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，对实施所述热处理工序后的热轧板进一步实施镀覆处理。
7.如权利要求5所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，所述热处理工序之后，实施热镀锌处理，或者进一步实施合金化处理。
8.如权利要求5～7中任一项所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，所述高强度钢板的拉伸强度为780MPa以上。
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