CN103687976B - 温成形用高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种温成形性良好，并且温成形后的强度和延展性优良的高强度钢板及其制造方法。一种高强度钢板，在室温下的拉伸强度为780MPa以上，在400℃以上且700℃以下的加热温度范围中的屈服应力为室温下的屈服应力的80%以下，所述加热温度范围中的总伸长率为室温下的总伸长率的1.1倍以上，在加热至所述加热温度范围并施加20%以下的应变后从所述加热温度冷却至室温后的屈服应力为所述加热前在室温下的屈服应力的70%以上，在加热至所述加热温度范围并施加20%以下的应变后从所述加热温度冷却至室温后的总伸长率为所述加热前在室温下的总伸长率的70%以上。

Description

温成形用高强度钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种有用的成形温度范围为400℃以上且700℃以下的温成形用高强度钢板及其制造方法，该钢板在室温下的拉伸强度（TS）为780MPa以上，具有在所述成形温度范围中能够应对苛刻的加工条件的极好的延展性，并且在温成形前后的机械特性变化小。

背景技术

近年来，从保护地球环境的观点考虑，为了限制CO₂的排放量，整个汽车业界将目标指向了汽车燃料效率的改善。为了改善燃料效率，最有效地是通过使用部件的薄壁化而实现汽车的轻量化，但由于随着使用部件的薄壁化，汽车的碰撞特性下降，因此安全性下降。因此，对于汽车车身的轻量化，使用部件的薄壁化和高强度化成为必要条件。然而，汽车部件大多是通过将钢板成形为所希望的形状而制造的，成形时钢板的强度越高，则越容易出现形状冻结性变差、对模具的过度负荷、产生裂纹、颈缩或皱褶等的问题。

作为解决上述问题的手段之一，专利文献1中提出了以下技术：将钢板加热至奥氏体区，在Ac₃相变点以上的温度下使用模具开始成形加工，并在加工的同时通过模具散热进行骤冷，由马氏体相变使其硬化，从而对钢板赋予热成形加工后的硬化能和优良的冲击特性。此外，专利文献2中提出了一种具有下述组织的温成形用钢板，所述组织如下：以体积%计含有10%以上固溶C的含有率高并且位错密度高的贝氏体相，珠光体相和马氏体相的合计量以体积%计为10%以下，余量为铁素体相。在250℃以上的温度范围中对具有这种组织的钢板实施温成形时，在成形中和之后的冷却中可以得到较大的应变时效硬化量，因此温成形后的钢板强度显著提高。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2004-211197号公报

专利文献2：日本特开2002-256388号公报

发明内容

发明所要解决的问题

在将室温下的拉伸强度为780MPa以上的钢板成形为所希望的形状时，在冷成形中，由于对形状冻结性低、高强度状态下的钢板实施成形加工，因此发生了回弹，极难获得所希望的形状。此外，由于对高强度状态下的钢板实施成形加工，因此对模具的负荷变大，模具寿命变短。

在专利文献1提出的热成形技术中，由于利用了延展性不足的硬质马氏体相，因此成形后的钢板的延展性不足。因此，即使将这种钢板成形为所希望的形状，也无法获得高强度并且延展性优良的汽车部件。对于汽车部件而言，要求在碰撞时表现出所希望的冲击吸收能，如果汽车部件的延展性不充分，则导致了碰撞时的冲击吸收能下降的问题。而且，对于专利文献1提出的技术而言，由于成形时需要将钢板加热至奥氏体区，因此在使用该技术大量生产汽车部件时，可能会导致成形工序中的能量成本高涨。

另一方面，在温成形中，通过加热成形前的钢板而使钢板强度下降，同时提高延展性，在钢板的变形阻力小、形状冻结性得到改善的状态下实施成形加工。因此，通过温成形，能够抑制回弹的发生，同时还减轻了对模具的负荷。此外，由于在加热钢板时延展性也提高，因此还能够成形为复杂的形状。由于温成形前后的拉伸强度和延展性不会下降，因此不会损害成形部件的冲击吸收能。此外，可以通过在低于专利文献1的技术的温度下加热而得到上述效果，因此在能量成本方面也是有利的。

然而，对于专利文献2所提出的有关温成形的技术而言，钢板组织是含有硬质并且延展性不足的贝氏体相的组织。而且，由于应变时效导致钢板强度上升，因此延展性进一步下降，在温成形时出现了裂纹、模具损坏的问题。

此外，由于汽车部件等是在苛刻的腐蚀环境下使用的，因此在使用钢板制造这些部件时，为了赋予耐腐蚀性，大多需要实施热镀锌处理、合金化热镀锌处理等镀覆处理。因此，对于适用于汽车部件等的钢板，还要求在实施镀覆处理后的特性不会大幅变差。然而，专利文献1、2中提出的技术，是材质受热变化较大的含有马氏体相或贝氏体相的钢板。也就是说，在对这些钢板实施热镀锌处理、合金化热镀锌处理等伴随有加热处理的镀覆处理时，由于经历了该镀覆处理的热过程，因此钢板强度下降等，其特性发生变化。

本发明的目的在于，有利地解决现有技术所存在的上述问题，提供一种温成形时的加工性（成形性）优良，能够适用于苛刻的温成形条件，并且由于材质受热变化小，因此温成形后的强度和延展性下降较小的适用于温成形的高强度钢板及其制造方法以及该高强度钢板的使用方法。

用于解决问题的方法

为了解决上述问题，本发明人对影响高强度钢板的温成形（加热前、加热中、加热后的延展性、强度等）的各种因素进行了深入研究。结果发现，即使是室温下的拉伸强度为780MPa以上的高强度钢板，只要规定的加热温度范围（温成形温度范围）中的屈服应力为室温下的屈服应力的80%以下，上述加热温度范围中的总伸长率为室温下的总伸长率的1.1倍以上，则在上述温成形温度范围中，变形阻力下降，同时延展性上升，能够将钢板成形为复杂的形状，显示出了优良的温成形性。并且发现，只要为这种钢板，则形状冻结性也优良。此外还发现，只要在加热至上述加热温度范围并施加20%以下的应变后冷却至室温后的屈服应力和总伸长率分别为所述加热前在室温下的屈服应力和总伸长率的70%以上，则即使在温成形后，也可以确保汽车部件所需的强度和延展性。

因此，本发明人对用于得到具有上述特性的钢板的钢板组织和钢板组成进行了研究。

首先，本发明人着眼于延展性优良，并且材质受热变化小的铁素体相，想到了使温成形前、温成形时和温成形后的钢板组织实质上均为铁素体单相。此外，本发明人发现，只要是铁素体相中的位错运动容易因加热而活跃的实质上为铁素体单相的钢板，则在加热至400℃以上的温成形温度时，变形阻力下降，并且延展性提高，因此温成形性提高，同时形状冻结性也提高，并且在温成形后也显示出优良的延展性。

进而，鉴于铁素体单相无法获得充分的钢板强度，本发明人对于使实质上为铁素体单相的钢板高强度化的方法进行了研究。即使通过温成形时产生的固溶C和固溶N所引起的应变时效硬化可以实现温成形后的钢板强化，但是温成形时以及温成形后的钢板的延展性不足。此外，通过细粒化强化而产生的高强度化，由于加热时晶粒生长，因此不适合温成形用原材料。

因此，本发明人考虑利用使微细的碳化物分散所产生的析出强化。此外，本发明人还发现，为了提高温成形性和温成形后的强度和延展性，通过在实质上为铁素体单相的基体中使微细的Ti碳化物析出、或者进一步使V碳化物、Mo碳化物、W碳化物析出，良好地实现了钢板的高强度化。根据本发明人的研究，这些碳化物在700℃以下的温成形温度范围（加热温度范围）中不会粗大化，并且即使在温成形后，也维持了微细的析出状态。也就是说，发现了通过在实质上为铁素体单相的基体中使这些碳化物析出，即使在温成形后，也可以得到具有优良强度的钢板。

此外，本发明人发现，将作为碳化物形成元素的Ti的含量调整至适当范围内，或者进一步将Ti、V、Mo、W的含量调整至适当范围内，同时将相对于C含量的Ti含量调整至适当范围内，或者进一步将相对于C含量的Ti、V、Mo、W的含量调整至适当范围内，对于使钢板形成上述所希望的组织是很重要的。此外还发现，在制造具有上述所希望的组织的钢板时，特别是对于抑制上述碳化物的粗大化来说，重要的是将热轧后的冷却条件和卷取条件调整至适当范围内。

本发明是基于上述见解而完成的，其要点如下所述。

[1]一种温成形用高强度钢板，其特征在于，室温下的拉伸强度为780MPa以上，在400℃以上且700℃以下的加热温度范围中的屈服应力为室温下的屈服应力的80%以下，所述加热温度范围中的总伸长率为室温下的总伸长率的1.1倍以上，在加热至所述加热温度范围并施加20%以下的应变后从所述加热温度冷却至室温后的屈服应力为所述加热前在室温下的屈服应力的70%以上，在加热至所述加热温度范围并施加20%以下的应变后从所述加热温度冷却至室温后的总伸长率为所述加热前在室温下的总伸长率的70%以上。

[2]如上述[1]所述的温成形用高强度钢板，其特征在于，具有如下组成：以质量%计含有C：0.03%以上且0.14%以下、Si：0.3%以下、Mn：大于0.60%且1.8%以下、P：0.03%以下、S：0.005%以下、Al：0.1%以下、N：0.005%以下、Ti：0.25%以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，且满足下述(1)式和(2)式，

并且具有如下组织：具有铁素体粒径为1μm以上、铁素体相的面积率为95%以上的基体，且该基体中析出有平均粒径为10nm以下的碳化物，

([Ti]/48+[V]/51+[Mo]/96+[W]/184)＞0.0031…(1)

0.8≤([C]/12)/([Ti]/48+[V]/51+[Mo]/96+[W]/184)≤1.20…(2)

[C]、[Ti]、[V]、[Mo]、[W]：各元素的含量(质量%)。

[3]如上述[2]所述的温成形用高强度钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量%计，进一步含有V：0.5%以下、Mo：0.5%以下、W：1.0%以下中的1种或2种以上。

[4]如上述[1]～[3]中任一项所述的温成形用高强度钢板，其特征在于，其表面具有镀层。

[5]如上述[4]所述的温成形用高强度钢板，其特征在于，所述镀层为热镀锌层或合金化热镀锌层。

[6]一种温成形用高强度钢板的加工方法，其特征在于，将上述[1]至[5]中任一项所述的温成形用高强度钢板加热至400℃以上且700℃以下的加热温度范围并施加20%以下的应变。

[7]一种温成形用高强度钢板的制造方法，其特征在于，将具有如下组成的钢坯加热至1100℃以上且1350℃以下后，进行终轧温度：820℃以上的热轧，在该热轧后2秒以内开始冷却，以30℃/秒以上的平均冷却速度在820℃以上的温度到卷取温度的温度范围内进行冷却，并在550℃以上且680℃以下的卷取温度下卷取为卷材状，

其中，所述钢坯的组成为以质量%计含有C：0.03%以上且0.14%以下、Si：0.3%以下、Mn：大于0.60%且为1.8%以下、P：0.03%以下、S：0.005%以下、Al：0.1%以下、N：0.005%以下、Ti：0.25%以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，且满足下述(1)式和(2)式，

([Ti]/48+[V]/51+[Mo]/96+[W]/184)＞0.0031…(1)

0.8≤([C]/12)/([Ti]/48+[V]/51+[Mo]/96+[W]/184)≤1.20…(2)

[C]、[Ti]、[V]、[Mo]、[W]：各元素的含量(质量%)。

[8]如上述[7]所述的温成形用高强度钢板的制造方法，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量%计，进一步含有V：0.5%以下、Mo：0.5%以下、W：1.0%以下中的1种或2种以上。

发明效果

根据本发明，可以得到一种拉伸强度为780MPa以上，并且能够以较小的压力载荷温成形为复杂形状的部件的温成形性优良的高强度钢板。此外，本发明的高强度钢板除了温成形性优良以外，温成形后的强度下降和延展性下降小，因此适合于要求碰撞时的冲击吸收性的汽车部件等用途。此外，本发明的高强度钢板由于具有材质受热变化小的组织，因此即使经镀覆处理等热过程，钢板特性也几乎没有变化。因此，能够适用于从耐腐蚀性的观点考虑需要镀覆处理的部件，在产业上具有显著的效果。

具体实施方式

以下，对本发明进行详细说明。

本发明的温成形用高强度钢板以室温下的拉伸强度为780MPa以上的钢板作为对象。需要说明的是，本发明中所谓的“室温”表示22±5℃。

本发明的温成形用高强度钢板的特征在于，室温下的拉伸强度为780MPa以上，在400℃以上且700℃以下的加热温度范围中的屈服应力为室温下的屈服应力的80%以下，所述加热温度范围中的总伸长率为室温下的总伸长率的1.1倍以上，在加热至所述加热温度范围并施加20%以下的应变后从所述加热温度冷却至室温后的屈服应力为所述加热前在室温下的屈服应力的70%以上，在加热至所述加热温度范围并施加20%以下的应变后从所述加热温度冷却至室温后的总伸长率为所述加热前在室温下的总伸长率的70%以上。

在本发明中，假设400℃以上且700℃以下的温成形温度，规定400℃以上且700℃以下的加热温度范围的钢板特性。

在室温下的拉伸强度为780MPa以上的钢板的情况下，如果在400℃以上且700℃以下的加热温度范围中的屈服应力超过室温下的屈服应力的80%，则温成形时无法充分降低钢板的变形阻力。因此，必须增大温成形时的压力载荷，出现模具寿命下降的问题。此外，在赋予较大的压力载荷时，压机本身也必然变大，但是在压机本身变大时，将加热至温成形温度的钢板运送至压机需要耗费时间，因此钢板温度下降，难以在希望的温度下进行温成形。此外，由于无法充分改善形状冻结性，因此无法表现出上述温成形的优点。

此外，在室温下的拉伸强度为780MPa以上的钢板的情况下，当400℃以上且700℃以下的加热温度范围中的总伸长率小于室温下的总伸长率的1.1倍时，温成形时钢板的成形性的改善效果不充分。因此，在成形时产生裂纹等缺陷而成为问题。

此外，在对钢板实施温成形时，随着主要对钢板进行加热，有时温成形后的钢板强度会下降。进而，在对钢板实施温成形时，由于上述的应变时效或者加工硬化，温成形后的钢板的延展性有时会下降而成为问题。

通常，在对钢板实施温成形而制造（汽车）部件时，对钢板导入以等效塑性应变计1～10%左右的应变。因此，在本发明中，假设在400℃以上且700℃以下的温度范围下导入最大20%的应变的温成形，规定在加热至400℃以上且700℃以下的加热温度范围并施加20%以下的应变后从所述加热温度冷却至室温后的钢板的屈服应力和总伸长率。从维持温成形前后的延展性的观点考虑，优选赋予15%以下的应变。

此处，在本发明中，所谓加热至400℃以上且700℃以下的加热温度范围而施加的“应变”，是指等效塑性应变（ε），通常由例如非专利文献1中记载的下式来表示。

$\mathrm{\ϵ}=\sqrt{\frac{2}{3}\{{\left({\mathrm{\ϵ}}_{\mathrm{xx}}^p\right)}^2+{\left({\mathrm{\ϵ}}_{\mathrm{yy}}^p\right)}^2+{\left({\mathrm{\ϵ}}_{\mathrm{zz}}^p\right)}^2\}+\frac{1}{3}\{{\left({\mathrm{\γ}}_{\mathrm{xy}}^p\right)}^2+{\left({\mathrm{\γ}}_{\mathrm{yz}}^p\right)}^2+{\left({\mathrm{\γ}}_{\mathrm{zx}}^p\right)}^2\}}$

非专利文献1：吉田总仁，“弹性塑性力学的基础”，初版第3次印刷发行，共立出版株式会社，1999年10月5日，p.155

在室温下的拉伸强度为780MPa以上的钢板的情况下，当温成形后的屈服应力和总伸长率分别小于加热前（温成形前）在室温下的屈服应力和总伸长率的70%时，温成形后的钢板的强度和总伸长率不充分。并且，在通过温成形使这种钢板形成所希望的形状而制成汽车部件时，碰撞时的冲击吸收性能不充分，损害了作为汽车部件的可靠性。

因此，在本发明中，使加热至400℃以上且700℃以下的加热温度范围并施加20%以下的应变后从所述加热温度冷却至室温后的钢板的屈服应力和总伸长率，为加热成形前的室温下的屈服应力和总伸长率的70%以上。

在对钢板赋予以上特性方面，优选形成如下钢板组成：以质量%计含有C：0.03%以上且0.14%以下、Si：0.3%以下、Mn：大于0.60%且1.8%以下、P：0.03%以下、S：0.005%以下、Al：0.1%以下、N：0.005%以下、Ti：0.25%以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，且满足下述(1)式和(2)式，

并且形成如下钢板组织：具有铁素体粒径为1μm以上、铁素体相的面积率为95%以上的基体，且该基体中析出有平均粒径为10nm以下的碳化物，

([Ti]/48+[V]/51+[Mo]/96+[W]/184)＞0.0031…(1)

0.8≤([C]/12)/([Ti]/48+[V]/51+[Mo]/96+[W]/184)≤1.20…(2)

[C]、[Ti]、[V]、[Mo]、[W]：各元素的含量(质量%)。

首先，对上述组织和碳化物的限定理由进行说明。

温成形时和温成形后的钢板含有马氏体相、贝氏体相等硬质相时，难以获得所希望的延展性（总伸长率）。因此，在本发明中，优选使钢板的基体实质上为铁素体单相。在具有上述组成的钢板的情况下，只要加热至温成形温度前的钢板的基体实质上为铁素体单相，则即使加热至400℃以上且700℃以下的加热温度范围（温成形温度），钢板的基体也仍然维持实质上的铁素体单相。于是，随着钢板被加热，延展性增加，可以使400℃以上且700℃以下的加热温度范围中的总伸长率为室温下的总伸长率的1.1倍以上。

此外，在具有上述组成的钢板的情况下，在400℃以上且700℃以下的温度范围中实施温成形时，由于在伴随着位错的恢复的同时进行成形加工，因此几乎不会发生温成形中的延展性下降。此外，即使在温成形后冷却至室温，也不会产生组织变化，因此，钢板的基体仍然维持实质上的铁素体单相，并且显示出优良的延展性。因此，只要使（温成形前的）钢板的基体实质上为铁素体单相，则可以使加热至400℃以上且700℃以下的加热温度范围并施加20%以下的应变后从所述加热温度冷却至室温后的钢板的总伸长率为加热成形前（温成形前）室温下的总伸长率的70%以上。

此外，在将铁素体相加热至400℃以上时，随着温度上升，位错运动变得活跃，因此变形阻力下降，钢板的屈服应力下降。因此，400℃以上且700℃以下的加热温度范围中的钢板的屈服应力为室温下的钢板的屈服应力的80%以下。

铁素体粒径优选为1μm以上。如果铁素体粒径小于1μm，则温成形时晶粒容易生长，温成形后的钢板的材质稳定性下降。但是，如果铁素体粒径过大，则由于细粒化强化量下降，有时难以得到所希望的钢板强度。由此，铁素体粒径优选为15μm以下。更优选为1μm以上且12μm以下。

从赋予优良的延展性的观点考虑，或者从抑制材质受热变化的观点考虑，钢板的基体优选为铁素体单相。此外，在除了铁素体相还混合存在有作为硬质相的贝氏体相、马氏体相时，这些硬质相与铁素体相的硬度差较大，因此也会成为温成形性下降的因素。然而，即使在并非完全的铁素体单相时，只要实质上为铁素体单相，即铁素体相的面积相对于基体整体的面积为95%以上，则可以对温成形中和温成形后的钢板赋予充分的延展性，并且抑制材质受热变化。

另外，在本发明的钢板中，作为铁素体相以外的金属组织，可以列举：渗碳体、珠光体、贝氏体相、马氏体相、残余奥氏体相等，只要它们的合计相对于组织整体的面积率为5%以下则是允许的。

如上所述，只要使温成形前的钢板基体实质上为铁素体单相，则可以充分确保温成形时和温成形后钢板的延展性（总伸长率）。然而，以铁素体单相难以获得所希望的钢板强度（拉伸强度：780MPa以上）。

因此，本发明中，通过在实质上为铁素体单相的基体中使微细的碳化物析出，具体而言使Ti碳化物，或者进一步的V碳化物、Mo碳化物、W碳化物析出，从而实现了钢板的高强度化。此处，如果碳化物的平均粒径超过10nm，则钢板无法达到所希望的强度（拉伸强度：780MPa以上）。由此，使上述碳化物的平均粒径为10nm以下。优选为7nm以下。

另外，钢板中所含的碳化物通常随着加热而粗大化，析出强化能下降。然而，在上述平均粒径为10nm以下的碳化物（Ti碳化物，或进一步的V碳化物、Mo碳化物、W碳化物）的情况下，如果其加热温度为700℃以下，则平均粒径维持在10nm以下而不会粗大化。也就是说，即使将实质上为铁素体单相的基体中含有平均粒径为10nm以下的碳化物（Ti碳化物，或进一步的V碳化物、Mo碳化物、W碳化物）的钢板加热至400℃以上且700℃以下的加热温度范围实施温成形，碳化物的粗大化得到抑制，因此大幅抑制了温成形后钢板强度的下降。因此，只要形成在实质上为铁素体单相的基体中含有平均粒径为10nm以下的碳化物的钢板组织，则能够使加热至400℃以上且700℃以下的加热温度范围并施加最大20%的应变后从所述加热温度冷却至室温后的钢板的屈服应力为加热成形前（温成形前）在室温下的屈服应力的70%以上。

接着，对于上述组成的限定理由进行说明。需要说明的是，表示以下成分组成的%只要没有特别限定则表示质量%。

C：0.03%以上且0.14%以下

C是形成Ti的碳化物，或者进一步形成V、Mo、W的碳化物，并使其微细分散在钢中，从而实现钢板的高强度化所必需的元素。为了得到拉伸强度780MPa以上的钢板，优选含有至少0.03%以上的C。另一方面，如果C的含量超过0.14%，则韧性显著变差，无法得到具有良好的冲击吸收能（例如由TS×El表示。TS：拉伸强度，El：总伸长率）的钢板。因此，C含量优选为0.03%以上且0.14%以下。更优选为0.04%以上且0.13%以下。

Si：0.3%以下

Si是固溶强化元素，其阻碍了加热温度范围中的强度下降，使温成形性下降。因此，优选尽可能减少Si，但可以允许0.3%以下。因此，Si含量优选为0.3%以下，更优选为0.1%以下。

Mn：大于0.6%且为1.8%以下

Mn是使钢的相变点下降，容易得到微细析出物，从而有助于强化的元素。因此，优选含有超过0.60%的Mn，更优选为0.8%以上。但是，如果Mn含量超过1.8%，则钢板的加工性显著下降，因此Mn含量优选为1.8%以下。此外，更优选为1.5%以下。

P：0.030%以下

P是固溶强化能非常高，阻碍温成形时钢板强度下降的元素。此外，由于P向晶界偏析，因此还是使温成形时和温成形后的延展性下降的元素。因此，优选尽可能减少P，优选为0.030%以下。

S：0.005%以下

S是在钢中作为夹杂物存在的有害元素，特别是与Mn结合形成硫化物，使温热下的延展性下降的元素。因此，优选尽可能减少S，优选为0.005%以下。

Al：0.1%以下

Al是用作脱氧剂的元素，而为了获得该效果，优选含有0.02%以上。但是，Al是形成氧化物从而使延展性下降的元素。如果Al含量超过0.1%，则夹杂物对于温热下延展性下降的影响不可忽视，因此，Al含量优选为0.1%以下。此外，更优选为0.07%以下。

N：0.005%以下

N由于在炼钢阶段与Ti、V结合，形成粗大的氮化物，因此显著地降低了钢板强度。因此，优选尽可能减少N，并优选为0.005%以下。

Ti：0.25%以下

Ti是与C形成碳化物而有助于钢板强化的元素，而为了获得该效果，优选使Ti含量为0.01%以上。另外，在不添加后述的V、Mo、W时，在使钢板强度为780MPa方面，优选使Ti含量为0.13%以上，更优选为0.15%以上。但是，超过0.25%的含量会成为在热轧前的钢坯加热时残留有粗大的TiC从而生成微孔的原因。因此，Ti含量优选为0.25%以下。更优选为0.20%以下。

以上是本发明中优选的基本组成，而在基本组成的基础上，可以进一步含有V：0.5%以下、Mo：0.5%以下、W：1.0%以下中的1种或2种以上。

V：0.5%以下、Mo：0.5%以下、W：1.0%以下

V、Mo和W，是和Ti同样，形成碳化物而有助于钢板强化的元素。因此，在要求钢板进一步高强度化时，可以任选含有，而为了获得该效果，优选使V含量为0.01%以上，使Mo含量为0.01%以上，使W含量为0.01%以上。

然而，如果V含量超过0.5%，则碳化物容易粗大化，并且由于在400℃以上且700℃以下的加热温度范围中碳化物粗大化，因此难以使冷却至室温后的碳化物的平均粒径达到10nm以下。

因此，V含量优选为0.5%以下，更优选为0.35%以下。

此外，如果Mo含量和W含量分别超过0.5%和1.0%，则铁素体相变极度延迟。因此，在钢板组织中混合存在有贝氏体相、马氏体相，难以得到实质上的铁素体相单相。因此，Mo含量和W含量分别优选为0.5%以下和1.0%以下，分别更优选为0.4%以下和0.9%以下。

此外，在采用上述钢组成时，为了得到室温下的拉伸强度为780MPa以上，温成形时的延展性优良，并且温成形后的强度和延展性优良的钢板，必须满足以下（1）式和（2）式。

([Ti]/48+[V]/51+[Mo]/96+[W]/184)＞0.0031…(1)

0.8≤([C]/12)/([Ti]/48+[V]/51+[Mo]/96+[W]/184)≤1.20…(2)

需要说明的是，在式（1）和（2）中，[C]、[Ti]、[V]、[Mo]、[W]为各元素的含量(质量%)。此外，对于[V]、[Mo]、[W]来说，在各自的含量小于0.01%时，或者不含有时，作为零进行计算。

([Ti]/48+[V]/51+[Mo]/96+[W]/184)＞0.0031…(1)

如前所述，在本发明中制造具有实质上为铁素体相单相的基体的钢板时，通过使平均粒径为10nm以下的碳化物，具体来说为Ti碳化物或进一步的V碳化物、Mo碳化物、W碳化物微细分散在基体中的析出强化，实现了钢板的高强度化。因此，在提高钢板的拉伸强度方面，必须含有规定量的作为碳化物构成元素的Ti或进一步的V、Mo、W。此处，对于作为碳化物构成元素的Ti或进一步的V、Mo、W的含量来说，如果([Ti]/48+[V]/51+[Mo]/96+[W]/184)为0.0031以下，则基体中析出的碳化物不足，难以使钢板的拉伸强度为780MPa以上。因此，在采用上述钢组成时，使([Ti]/48+[V]/51+[Mo]/96+[W]/184)大于0.0031。优选大于0.0033。

0.8≤([C]/12)/([Ti]/48+[V]/51+[Mo]/96+[W]/184)≤1.20…(2)

如果钢板中存在大量的固溶C，则温成形时产生应变时效，温成形时和温成形后钢板的延展性下降。此外，如果钢板中存在硬质并且微米级的渗碳体，则温成形时在铁素体相和渗碳体的界面处产生微孔，因此温成形时和温成形后钢板的延展性下降。

也就是说，在采用上述钢组成时，为了得到室温下的拉伸强度为780MPa以上，温成形时的延展性优良，并且温成形后的强度和延展性优良的钢板，优选积极地使微细的碳化物在钢板中析出，同时限制与碳化物生成无关的C量，尽可能降低钢板中的固溶C和渗碳体。

因此，在采用上述钢组成时，控制相对于C含量的Ti含量，或者进一步控制相对于C含量的V、Mo、W的含量。

如果([C]/12)/([Ti]/48+[V]/51+[Mo]/96+[W]/184)小于0.8，则碳化物构成元素无法作为碳化物而充分析出，并且无法得到在室温下的拉伸强度为780MPa以上的钢板。

另一方面，如果([C]/12)/([Ti]/48+[V]/51+[Mo]/96+[W]/184)超过1.2，则未与碳化物结合的C以固溶状态或作为渗碳体存在，在400℃以上且700℃以下的加热温度范围（温成形时）或温成形后无法得到良好的延展性。

因此，在采用上述的钢组成时，为了满足（2）式，使([C]/12)/([Ti]/48+[V]/51+[Mo]/96+[W]/184)为0.8以上且1.20以下。

本发明中，上述成分以外的余量为Fe和不可避免的杂质。需要说明的是，作为不可避免的杂质，可以列举O（氧）、Cu、Cr、Ni、Co等本发明中未规定的元素，只要它们的含量合计为0.5%以下，则可以允许。

如前所述，即使在对作为实质上为铁素体单相的基体中析出有微细碳化物的上述钢板实施加热处理时，只要是700℃以下的加热温度，则加热处理不会对材质产生影响。因此，还可以对上述钢板实施镀覆处理，在其表面上设置镀层，例如电镀层、化学镀层、热镀层等。此外，镀层的合金成分没有特别限定，能够应用镀锌、合金化镀锌等。

如上所述，本发明的钢板，在400℃以上且700℃以下的加热温度范围中施加20%以下的拉伸等效应变时，可以发挥优良的温成形性，同时温成形后的强度、延展性良好。因此，本发明的温成形用高强度钢板，优选通过加热至400℃以上且700℃以下的加热温度范围并施加20%以下的应变的加工进行温成形，制造汽车用等部件。

接着，对本发明的温成形用高强度钢板的制造方法进行说明。

本发明的温成形用高强度钢板，例如，可以通过熔炼上述组成的钢水形成钢坯，并将该钢坯加热至1100℃以上且1350℃以下后，进行终轧温度（热轧结束时的钢板温度）：820℃以上的热轧，在该热轧后2秒以内开始冷却，以30℃/秒以上的平均冷却速度在820℃以上的温度到卷取温度的温度范围内进行冷却，并在550℃以上且680℃以下的卷取温度下卷取为卷材状而得到。

在本发明中，钢的熔炼方法没有特别限定，例如，将具有所希望成分组成的钢在转炉或电炉等中熔炼后，用真空脱气炉进行2次精炼而制造。此外，熔炼后，通过以往公知的铸造方法形成钢坯，但从生产率、品质的观点考虑，优选用连铸法进行。铸造后，使用本发明的方法加热钢坯后，进行热轧。

钢坯的加热温度：1100℃以上且1350℃以下

在热轧前的加热中，需要将钢坯形成为实质上均匀的奥氏体相，并溶解钢坯中的粗大碳化物。当钢坯的加热温度低于1100℃时，由于粗大的碳化物未溶解，因此在最终所得的钢板中微细分散的碳化物的量减少，钢板强度显著下降。另一方面，如果上述加热温度超过1350℃，则产生氧化皮咬入缺陷，表面性状变差。因此，使钢坯的加热温度为1100℃以上且1350℃以下。优选为1150℃以上且1300℃以下。

另外，在将铸造后的钢坯保持上述加热温度（1100℃以上且1350℃以下）时，可以对钢坯进行直送轧制而不进行加热。此外，在对钢坯实施由粗轧和精轧所组成的热轧时，对于粗轧条件没有特别限定。

终轧温度：820℃以上

如果终轧温度低于820℃，则由于形成铁素体晶粒伸展的组织，并且形成了各个铁素体粒径有很大差异的混晶组织，因此钢板强度显著下降。此外，为了得到铁素体粒径为1μm以上的组织，必须防止铁素体相变中成核位点数过多，成核位点数与轧制中钢板蓄积的应变能量有密切关系。此处，如果终轧温度低于820℃，则无法防止应变能量的过量蓄积，难以形成铁素体粒径为1μm以上的组织。因此，使终轧温度为820℃以上。优选为860℃以上。

热轧后到开始冷却的时间：2秒以下

由于刚精轧后的钢的奥氏体相蓄积了较大的应变能量，因此刚精轧后的钢发生了应变诱导析出。通过该应变诱导析出所得到的碳化物在高温下析出而容易粗大化，因此，如果由应变诱导析出所得的碳化物大量产生，则最终所得的钢板中难以析出微细的碳化物。因此，本发明中，在热轧结束后，必须尽可能快地开始冷却，从而抑制应变诱导析出，因此在热轧后2秒以内开始冷却。

在820℃以上的温度到卷取温度的温度范围内的平均冷却速度：30℃/秒以上

和上述同样，维持在高温的时间越长，则因应变诱导析出而产生的碳化物粗大化越容易进行。因此，精轧后必须骤冷，并且为了抑制碳化物的粗大化，必须以30℃/秒以上的平均冷却速度在820℃以上的温度到卷取温度的温度范围内进行冷却。优选为50℃/秒以上。

卷取温度：550℃以上且680℃以下

如果卷取温度低于550℃，则钢板中析出的碳化物不充分，钢板强度下降。另一方面，如果卷取温度超过680℃，则析出的碳化物粗大化，因此钢板强度下降。因此，使卷取温度为550℃以上且680℃以下。优选为575℃以上且660℃以下。

另外，即使是热轧后表面上附着氧化皮的状态，以及通过酸洗除去了氧化皮的状态，钢板的特性也不会变化。

此外，可以对上述所得的钢板实施镀覆处理，在钢板表面上形成镀层，例如热镀锌层、合金化热镀锌层等。镀层可以通过以往公知的附着方法形成，例如，可以通过将钢板浸渍到镀浴中后再提起而形成。镀层附着量（镀层的厚度），随着镀浴的浸渍温度和时间、提起速度而变化，但优选使镀层的厚度为4μm以上，更优选为6μm以上。此外，形成合金化热镀锌层时的合金化处理，可以在镀覆处理后在煤气炉等能够加热钢板表面的炉中进行。

实施例

在转炉中熔炼具有表1所示化学组成的钢No.A～L，形成钢坯。将这些钢坯加热至表2所示的温度，均热保持，并在表2所示的热轧条件下制造卷材状的热轧钢板（板厚1.6mm）No.1～18。另外，在表2记载的钢板（热轧钢板）中，对钢板No.9、11、13（后述表3中所记载的试验片No.o、q、s），在连续热镀锌线上加热至700℃后，浸渍到460℃的热镀锌浴中，在500℃下进行合金化处理，在钢板表面上形成7μm厚度的合金化热镀锌层。此外，对于钢板No.2，制成与上述同样操作而形成有合金化热镀锌层的材料（后述表3中所记载的试验片No.b～e）和未通过连续热镀锌线而没有形成镀层的材料（后述表3中所记载的试验片No.f～h）。

表2

从所得的热轧钢板上裁取试验片，进行拉伸试验、组织观察和析出物观察、温成形温度范围中的扩孔试验，求出室温下的拉伸强度、温成形温度范围中的屈服应力和总伸长率、在温成形温度范围中导入表3所示的应变（最大15%的应变）后冷却至室温后的屈服应力和总伸长率。此外，从所得的热轧钢板上裁取试验片，求出加热至温成形温度范围前的铁素体粒径、铁素体相的面积率、碳化物的平均粒径、以及温成形温度范围中的扩孔率。试验方法如下所述。

（i）拉伸试验

从所得的热轧钢板中，在与轧制方向垂直的方向上裁取JISZ2201（1998）中规定的13B号拉伸试验片，并根据JISG0567（1998）进行拉伸试验，求出室温（22±5℃）下的平均屈服应力（YS-1）、拉伸强度（TS-1）、总伸长率（El-1），和400～800℃的温度范围的各温度下的平均屈服应力（YS-2）、拉伸强度（TS-2）、总伸长率（El-2）。此外，和上述同样地裁取试验片，并在与上述高温拉伸试验相同的条件下进行拉伸试验，在各温度下导入表3所示的应变后，以表3所示的冷却速度冷却至室温（22±5℃）。对于如此所得的各试验片，在室温下进行拉伸试验，求出平均的屈服应力（YS-3）、拉伸强度（TS-3）、总伸长率（El-3）。

另外，上述拉伸试验均在十字头速度：10mm/分钟的条件下进行。此外，在加热温度范围中进行高温拉伸试验时，使用电炉将试验片加热至表3所示的温度，在试验片温度可以稳定在试验温度±3℃以内后，保持15分钟。

（ii）组织观察

从所得的热轧钢板上裁取试验片，对于和轧制方向平行的剖面（L剖面）的板厚中心部，使用扫描型电子显微镜（SEM）将5%硝酸乙醇腐蚀露出的组织放大400倍，并对10个视野进行拍照。

铁素体相的占空系数（面积率）是对上述所得的组织照片（SEM照片）进行图像分析，分离为铁素体相和其它相，并由铁素体相相对于观察视野的面积率而求出的。需要说明的是，对于铁素体相而言，晶粒内未观察到腐蚀痕迹，并且可观察到晶界为光滑的曲线，以线状形态观察到的晶界作为铁素体相的一部分计算在内。

此外，铁素体粒径是使用上述所得的组织照片，并通过基于ASTME112-10的切割法而求出的。

碳化物的平均粒径，是通过薄膜法由所得的热轧钢板的板厚中央部制作样品，并使用透射型电子显微镜（倍率：12万倍）进行观察，由100点以上（100～300点）的碳化物粒径的平均值而求出的。算出该碳化物粒径，不含大于微米级，即大于1μm的粗大的渗碳体、氮化物。

（iii）温成形温度范围中的扩孔试验（温成形性）

在试验温度：550℃下进行扩孔试验，并根据所得的扩孔率评价温成形性。

扩孔试验是根据日本钢铁联盟标准（T1001-1996）进行的。也就是说，从所得的热轧钢板上裁取100W×100Lmm的试验片，将冲裁间隙设定为12%，通过冲裁加工在该试验片的中央成形出直径10mm的孔。接着，通过加热炉将试验片加热至600℃，均热保持，将圆台形的冲头插入到处于550±25℃状态的试验片的孔中，扩张试验片的孔，直至由以下（3）式算出的扩孔率达到80%。

（扩孔率）=（试验后孔径-试验前孔径（=10mm））/（试验前孔径）×100…(3)

扩孔试验后，对各试验片确认孔缘端面是否有裂缝贯穿。此外，试验后，对试验片切下一部分后的剖面的板厚中央部进行维氏试验。维氏试验的试验载荷为1kgf，测定点数为5点。

将孔缘端面上未确认到贯穿裂纹，并且维氏硬度为260HV以上的试验片评价为温成形性良好（○）。另一方面，将孔缘端面上确认到贯穿裂纹的试验片或维氏硬度低于260HV的试验片评价为温成形性不良（×）。

将由上所得的结果示于表3和表4。

表4

本发明例的钢板（试验片No.a、b、c、d、e、g、o、p、q、r、s），在室温下的拉伸强度（TS-1）均为780MPa以上，在加热至400℃以上且700℃以下的温度范围后的屈服应力（YS-2）相对于室温下的屈服应力（YS-1）均为80%以下，在加热至400℃以上且700℃以下的温度范围后的总伸长率（El-2）相对于室温下的总伸长率（El-1）均为1.1倍以上。此外，本发明例的钢板，在上述加热温度范围中施加20%以下的应变后冷却至室温时的屈服应力（YS-3）和总伸长率（El-3），相对于室温（应变导入前）下的屈服应力（YS-1）和总伸长率（El-1）均为70%以上。此外，本发明例的钢板的温成形性均良好。

另一方面，比较例的钢板（试验片No.f、h、i、j、k、l、m、n、t、u、v、w、x），也就是说，在室温下的拉伸强度（TS-1）、在加热至400℃以上且700℃以下的温度范围后的屈服应力（YS-2）和总伸长率（El-2）、在上述加热温度范围中施加20%以下的应变后冷却至室温时的屈服应力（YS-3）和总伸长率（El-3）的任一项在本发明范围之外的钢板，温成形性均不良。

此外，在进行本发明的温成形条件以外的加工（试验片No.f、h）时，结果不满足冷却至室温后的屈服应力（YS-3）是加热前在室温下的屈服应力（YS-1）的70%以上，或冷却至室温后的总伸长率（El-3）是上述加热前在室温下的总伸长率（El-1）的70%以上中的任一项。

此外，作为比较例的试验片No.f，由于高温拉伸试验的试样温度（加热温度）超过了700℃，因此在加热中生成奥氏体相，并且碳化物粗大化，加热后的机械特性显著变差。

作为比较例的试验片No.h，由于施加的应变过大，因此加热时位错不能充分恢复，加热后冷却至室温时的延展性下降。

作为比较例的试验片No.i由于钢坯加热温度低，并且，试验片No.j由于终轧温度低，因此在室温下的拉伸强度（TS-1）达不到780MPa。

作为比较例的试验片No.k、l、m，由于在精轧后暴露于高温下的时间长，或者平均冷却速度、卷取温度落在本发明的范围外，因此碳化物的平均粒径超过10nm。因此在室温下的拉伸强度（TS-1）达不到780MPa。

作为比较例的试验片No.n，由于卷取温度低，因此无法得到充分的碳化物，在室温下的拉伸强度（TS-1）未达到780MPa。此外，由于碳化物未析出，而含有较多的固溶C，因此加热时固溶C产生应变时效析出，阻碍了加热时的应力下降和延展性上升，在加热后冷却至室温后的延展性也下降。

作为比较例的试验片No.t，由于不满足(2)式，构成碳化物的C、Ti、V、W、Mo的含量的平衡不适当，因此在室温下的拉伸强度（TS-1）达不到780MPa。

作为比较例的试验片No.u，由于Mn含量少，因此在高温下析出碳化物，并且粗大化，因此在室温下的拉伸强度（TS-1）达不到780MPa。

作为比较例的试验片No.v，由于不满足(1)式，因此析出的碳化物不充分，在室温下的拉伸强度（TS-1）达不到780MPa。

作为比较例的试验片No.w，由于不满足(2)式，并且与碳化物无关的C含量多，因此在温成形时的加热中产生应变时效，加热温度范围（温成形温度范围）中的总伸长率（El-2）不充分，不适合温成形。

作为比较例的试验片No.x，由于W的含量多，因此铁素体相变延迟，铁素体相的面积率小。因此，确认了加热后在室温下的机械特性变差。

接着，对于表2所示的钢板中符合本发明例的钢板（No.1、2、9、10、11、12、13），为了确认在400～700℃的加热温度范围中的机械特性（屈服应力、总伸长率）和在上述加热温度范围中施加20%以下的应变并冷却至室温后的机械特性，与加热前在室温下的机械特性的关系，和上述同样地进行拉伸试验（高温拉伸试验和冷却至室温后的拉伸试验）。

也就是说，将试验温度设定为400℃、650℃进行拉伸试验，求出平均屈服应力（YS-2）和总伸长率（El-2），同时在400℃、650℃下通过拉伸试验施加表5所示的20%以下的应变，并以表5所示的冷却速度冷却至室温，对所得的各试验片在室温下进行拉伸试验，求出平均屈服应力（YS-3）和总伸长率（El-3）。将结果示于表5。

如表5所示，本发明的钢板在室温下的拉伸强度（TS-1）均为780MPa以上，在加热至400℃以上且700℃以下的温度范围时的屈服应力（YS-2）相对于室温下的屈服应力（YS-1）均为80%以下，在加热至400℃以上且700℃以下的温度范围时的总伸长率（El-2）相对于室温下的总伸长率（El-1）均为1.1倍以上，此外，在上述加热温度范围中施加20%以下的应变后冷却至室温时的屈服应力（YS-3）和总伸长率（El-3），相对于室温（应变导入前）下的屈服应力（YS-1）和总伸长率（El-1）分别为70%以上。

另外，钢板组织和钢板组成为上述优选的组织和组成的本发明例，在400℃以上且700℃以下的加热温度范围中维持实质上的铁素体单相组织，并且钢板中的碳化物状态不会产生对钢板材质产生影响程度的变化。因此，在加热至加热温度范围（温成形温度范围）实施温成形后，冷却至室温时的冷却速度，不会对温成形后的钢板材质产生任何影响。因此，本发明的温成形用高强度钢板，能够适用于附带有对温成形后的钢板进行骤冷的骤冷装置的温成形设备。当然，本发明的温成形用高强度钢板也能够适用于不带有上述骤冷装置的温成形设备也能够适用。

Claims (7)

1.一种温成形用高强度钢板，其特征在于，室温下的拉伸强度为780MPa以上，在400℃以上且700℃以下的加热温度范围中的屈服应力为室温下的屈服应力的80％以下，所述加热温度范围中的总伸长率为室温下的总伸长率的1.1倍以上，在加热至所述加热温度范围并施加20％以下的应变后从所述加热温度冷却至室温后的屈服应力为所述加热前在室温下的屈服应力的70％以上，在加热至所述加热温度范围并施加20％以下的应变后从所述加热温度冷却至室温后的总伸长率为所述加热前在室温下的总伸长率的70％以上，

所述钢板具有如下组成：以质量％计含有C：0.03％以上且0.14％以下、Si：0.3％以下、Mn：大于0.60％且1.8％以下、P：0.03％以下、S：0.005％以下、Al：0.1％以下、N：0.005％以下、Ti：0.25％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，且满足下述(1)式和(2)式，

并且具有如下组织：具有铁素体粒径为1μm以上、铁素体相的面积率为95％以上的基体，且该基体中析出有平均粒径为10nm以下的碳化物，

([Ti]/48+[V]/51+[Mo]/96+[W]/184)＞0.0031…(1)

0.8≤([C]/12)/([Ti]/48+[V]/51+[Mo]/96+[W]/184)≤1.20…(2)

[C]、[Ti]、[V]、[Mo]、[W]：各元素的含量(质量％)。

2.如权利要求1所述的温成形用高强度钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计，进一步含有V：0.5％以下、Mo：0.5％以下、W：1.0％以下中的1种或2种以上。

3.如权利要求1或2所述的温成形用高强度钢板，其特征在于，表面具有镀层。

4.如权利要求3所述的温成形用高强度钢板，其特征在于，所述镀层为热镀锌层或合金化热镀锌层。

5.一种温成形用高强度钢板的加工方法，其特征在于，将权利要求1至4中任一项所述的温成形用高强度钢板加热至400℃以上且700℃以下的加热温度范围并施加20％以下的应变。

6.一种温成形用高强度钢板的制造方法，用于制造权利要求1至4中任一项所述的温成形用高强度钢板，其特征在于，将具有如下组成的钢坯加热至1100℃以上且1350℃以下后，进行终轧温度：820℃以上的热轧，在该热轧后2秒以内开始冷却，以30℃/秒以上的平均冷却速度在820℃以上的温度到卷取温度的温度范围内进行冷却，并在550℃以上且680℃以下的卷取温度下卷取为卷材状，

其中，所述钢坯的组成为以质量％计含有C：0.03％以上且0.14％以下、Si：0.3％以下、Mn：大于0.6％且为1.8％以下、P：0.03％以下、S：0.005％以下、Al：0.1％以下、N：0.005％以下、Ti：0.25％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，且满足下述(1)式和(2)式，

([Ti]/48+[V]/51+[Mo]/96+[W]/184)＞0.0031…(1)

0.8≤([C]/12)/([Ti]/48+[V]/51+[Mo]/96+[W]/184)≤1.20…(2)

[C]、[Ti]、[V]、[Mo]、[W]：各元素的含量(质量％)。

7.如权利要求6所述的温成形用高强度钢板的制造方法，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计，进一步含有V：0.5％以下、Mo：0.5％以下、W：1.0％以下中的1种或2种以上。