CN103703156B

CN103703156B - 成形性优良的高强度钢板、高强度镀锌钢板及它们的制造方法

Info

Publication number: CN103703156B
Application number: CN201280036158.3A
Authority: CN
Inventors: 川田裕之; 丸山直纪; 村里映信; 南昭畅; 东昌史; 桑山卓也; 米村繁
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2011-07-29
Filing date: 2012-07-27
Publication date: 2016-02-10
Anticipated expiration: 2032-07-27
Also published as: KR101601566B1; TW201309814A; CA2843180A1; JPWO2013018723A1; US20140170440A1; EP2738275A4; MX352397B; BR112014001589A2; CA2843180C; EP2738275A1; ZA201401304B; EP2738275B1; JP5310963B2; RU2556253C1; WO2013018723A1; MX2014001115A; CN103703156A; BR112014001589B1; TWI494448B; KR20140026625A

Abstract

本发明提供一种成形性优良的高强度钢板，是在确保最大抗拉强度为900MPa以上的高强度的同时具有优良的成形性的高强度钢板，其特征在于，具有规定的成分组成，钢板组织含有铁素体相和马氏体相，与bcc铁非共格的Cu粒子的比例相对于全部Cu粒子为15%以上，铁素体相中的Cu粒子密度为1.0×10¹⁸个/m³以上，铁素体相中的Cu粒子的平均粒径为2.0nm以上。

Description

成形性优良的高强度钢板、高强度镀锌钢板及它们的制造方法

技术领域

本发明涉及成形性优良的高强度钢板、高强度镀锌钢板及它们的制造方法。

背景技术

近年来，对汽车等中所用的钢板的高强度化的要求提高，以提高冲撞安全性等为目的，采用最大抗拉应力为900MPa以上的高强度钢板。该高强度钢板与软钢板同样地通过压制加工而大量且廉价地成形，以部件的形式供应。

但是，近年来，伴随着高强度钢板急速地高强度化，尤其在最大抗拉应力为900MPa以上的高强度钢板中存在成形性不足、以延伸凸缘加工所代表的伴有局部变形的加工较为困难的问题。此外，在对钢材作用高速的拉力时，有断裂模式容易从延展性断裂变为脆性断裂的问题。

以往，作为对钢材进行强化的技术的一个例子，已知有通过使Cu微细析出而进行硬化的高强度钢材。专利文献1中公开了一种Cu析出硬化型高强度钢材，其在规定的质量%范围含有C、Si、P、S、Al、N、Cu，含有Mn：0.1～3.0%、Cr：0.1～3.0%中的1种或2种，将（Mn＋Cr）/Cu规定为0.2以上，剩余部分由铁及不可避免的杂质构成，将平均铁素体晶体粒径规定为3μm以上，将铁素体面积率规定为60%以上。

此外，作为使成形性和扩孔性得以兼顾的高强度钢板的一个例子，专利文献2中公开了按规定的质量%含有C、Si、Cu、Mn，进一步适宜含有Al、Ni、Mo、Cr、V、B、Ti、Nb、Ca、Mg中的至少1种以上，且铁素体相的硬度按Hv计为150以上且240以下，同时钢组织中的残留奥氏体的体积率为2～20%，抗拉强度为600～800MPa的成形性及扩孔性优良的高强度钢板。

专利文献3中，作为疲劳特性优良的加工用高强度冷轧钢板的一个例子，公开了一种疲劳特性优良的加工用高强度冷轧钢板，其是含有C：0.05～0.30%、Cu：0.2～2.0%、B：2～20ppm的显微组织由体积率为5%以上且25%以下的残留奥氏体及铁素体、贝氏体构成的钢板，铁素体相中的Cu的存在状态为：由Cu单独构成的粒子的尺寸为2nm以下的固溶状态及/或析出状态。

专利文献4中，作为疲劳特性优良的复合组织高强度冷轧钢板的一个例子，公开了一种疲劳特性优良的复合组织高强度冷轧钢板，其是含有C：0.03～0.20%、Cu：0.2～2.0%、B：2～20ppm的铁素体-马氏体复合组织钢板，铁素体相中的Cu的存在状态为：由Cu单独构成的粒子的尺寸为2nm以下的固溶状态及/或析出状态。

专利文献5中，作为耐延迟断裂特性优良的超高强度钢板的一个例子，公开了一种超高强度钢板，其中，以重量%计含有C：0.08～0.30、Si：低于1.0、Mn：1.5～3.0、S：0.010以下、P：0.03～0.15、Cu：0.10～1.00及Ni：0.10～4.00，剩余部分包含铁及不可避免的杂质，按体积率计含有40%以上的马氏体、回火马氏体或贝氏体组织中的任1种以上，强度为1180MPa以上。

专利文献6中，作为压制成形性和耐蚀性优良的高强度钢板的一个例子，公开了一种压制成形性和耐蚀性优良的高强度钢板，其中，满足C：0.08～0.20%、Si：0.8～2.0%、Mn：0.7～2.5%、P：0.02～0.15%、S：0.010%以下、Al：0.01～0.10%、Cu：0.05～1.0%、Ni：1.0%以下的主要条件，剩余部分为铁及不可避免的杂质，同时满足下式“0.4≤（10P＋Si）/（10C＋Mn＋Cu＋0.5Ni）≤1.6”［式中的元素符号表示各自的含量（%）］的关系，且该钢板的残留奥氏体为3～10%，抗拉强度为610～760MPa。

专利文献7中，作为高强度薄钢板的一个例子，公开了一种高强度钢板，其中，成分组成为含有C：0.05～0.3%、Si：2%以下、Mn：0.05～4.0%、P：0.1%以下、S：0.1%以下、Cu：0.1～2%且为Si（%）/5以上、Al：0.1～2%、N：0.01%以下、Ni：Cu（%）/3以上（在Cu为0.5%以下时也可以不含有），且满足“Si（%）＋Al（%）≥0.5”，“Mn（%）＋Ni（%）≥0.5”，而且具有以体积率计含有5%以上的残留奥氏体的组织，抗拉强度为650～800MPa。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2004-100018号公报

专利文献2：日本特开2001-355044号公报

专利文献3：日本特开平11-279690号公报

专利文献4：日本特开平11-199973号公报

专利文献5：日本特开平08-311601号公报

专利文献6：日本特开平08-199288号公报

专利文献7：日本特开平05-271857号公报

发明内容

发明要解决的问题

以往的高强度钢板在实施了热轧、酸洗及冷轧后，在规定的条件下实施连续退火，通过在钢板组织中使规定的结晶质相按规定的比例析出，谋求兼顾高强度和高的加工性。

但是，在添加元素的含有率低的低合金钢中，退火处理时的相变中进展快速，所以能够使规定的结晶质相按规定的比例析出的作业范围的幅度变窄，其结果是，高强度钢板的材质不稳定，品质有偏差。

此外，以往的抗拉强度为900MPa以上的高强度钢板的加工性不充分，希望提高延伸凸缘性等提高加工性。

本发明是鉴于如此的事情而完成的，其课题是在抗拉强度为900MPa以上的高强度钢板中，提供一种通过提高延伸凸缘性而提高了局部变形能力、同时可提高在作用高速拉伸时的拉力的高强度钢板及其制造方法。

用于解决课题的手段

本发明者们对用于在高强度钢板中使延伸凸缘性的提高及作用高速拉伸时的拉力的提高得以兼顾的钢板组织、制造方法进行了深入研究。其结果是得知：通过在钢板中使Cu高效率地析出，可使延伸凸缘性的提高及作用高速拉伸时的拉力的提高得以兼顾。而且发现：为了形成如此的组织，只要在钢板的退火中对钢板施加应变即可。

本发明是基于上述的见识进行进一步研究的结果，其要点如下。

（1）一种成形性优良的高强度钢板，其特征在于，所述钢板以质量%计含有C：0.075～0.300%、Si：0.30～2.50%、Mn：1.30～3.50%、P：0.001～0.030%、S：0.0001～0.0100%、Al：0.005～1.500%、Cu：0.15～2.00%、N：0.0001～0.0100%、O：0.0001～0.0100%，作为选择性元素含有Ti：0.005～0.150%、Nb：0.005～0.150%、B：0.0001～0.0100%、Cr：0.01～2.00%、Ni：0.01～2.00%、Mo：0.01～1.00%、W：0.01～1.00%、V：0.005～0.150%、Ca、Ce、Mg、REM中的1种或2种以上：合计0.0001～0.50%，剩余部分由铁及不可避免的杂质构成；所述钢板组织包含铁素体相和马氏体相；与bcc铁非共格的Cu粒子的比例相对于全部Cu粒子为15%以上；铁素体相中的Cu粒子密度为1.0×10¹⁸个/m³以上；铁素体相中的Cu粒子的平均粒径为2.0nm以上。

（2）根据上述（1）所述的成形性优良的高强度钢板，其特征在于，所述高强度钢板的1/8厚～3/8厚的范围的组织以体积分率计具有：铁素体相：10～75%、贝氏体铁素体相及/或贝氏体相：50%以下、回火马氏体相：50%以下、新马氏体相：15%以下、残留奥氏体相：20%以下。

（3）一种成形性优良的高强度镀锌钢板，其特征在于，通过在上述（1）或（2）的高强度钢板的表面上形成镀锌层而形成。

（4）一种成形性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，具有以下工序：热轧工序，其将以质量%计含有C：0.075～0.300%、Si：0.30～2.50%、Mn：1.30～3.50%、P：0.001～0.030%、S：0.0001～0.0100%、Al：0.005～1.500%、Cu：0.15～2.00%、N：0.0001～0.0100%、O：0.0001～0.0100%，作为选择性元素含有Ti：0.005～0.150%、Nb：0.005～0.150%、B：0.0001～0.0100%、Cr：0.01～2.00%、Ni：0.01～2.00%、Mo：0.01～1.00%、W：0.01～1.00%、V：0.005～0.150%、Ca、Ce、Mg、REM中的1种或2种以上：合计0.0001～0.50%，剩余部分由铁及不可避免的杂质构成的板坯直接或在暂时冷却后加热至1050℃以上，将800℃和Ar₃相变点中较高的一方的温度作为下限实施轧制，在500～700℃进行卷取；退火工序，退火工序，其将550～700℃时的平均加热速度规定为1.0～10.0℃/秒，将卷取的钢板加热到最高加热温度740～1000℃，然后将最高加热温度～700℃间的平均冷却速度规定为1.0～10.0℃/秒进行冷却，且在最高加热温度～700℃之间对钢板赋予应变，将700℃～Bs点或到500℃的冷却速度规定为5.0～200.0℃/秒进行冷却。

（5）根据上述（5）所述的成形性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，具有在所述热轧工序后、在所述退火工序前，对卷取的钢板进行酸洗，然后以35～75%的压下率实施轧制的冷轧工序。

（6）根据上述（4）或（5）所述的成形性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，所述退火工序中的对钢板的应变的赋予通过对钢板施加5～50MPa的张力、并且在最外周的拉伸应变量达到0.0007～0.0910的范围内实施1次以上的弯曲加工来进行。

（7）根据上述（6）所述的成形性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，所述弯曲加工通过将钢板压紧在辊径为800mm以下的辊上来实施。

（8）一种成形性优良的高强度镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在采用上述（4）～（7）中任1项所述的高强度钢板的制造方法制造了高强度钢板后，实施电镀锌。

（9）一种成形性优良的高强度镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在上述（4）～（8）中任1项所述的高强度钢板的制造方法中，在冷却到Bs点或500℃后，实施热浸镀锌。

（10）根据上述（9）所述的成形性优良的高强度镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在实施了所述热浸镀锌后，在470～650℃的温度下实施合金化处理。

发明效果

根据本发明，能够提供一种在确保最大抗拉强度为900MPa以上的高强度的同时、延伸凸缘性等成形性优良、高速拉伸特性优良的高强度钢板。此外，能够提供一种可确保最大抗拉强度为900MPa以上的高强度、同时延伸凸缘性等的成形性优良、高速拉伸特性优良的高强度镀锌钢板。

具体实施方式

首先对本发明的高强度钢板的组织进行说明。本发明的高强度钢板的组织只要能够确保最大抗拉强度为900MPa以上的强度即可，不特别限定。

例如，也可以是以马氏体单相组织、由马氏体及贝氏体构成的复相组织、由铁素体及马氏体构成的复相组织、由铁素体、贝氏体及残留奥氏体构成的复相组织为代表的单独或复合地含有铁素体、贝氏体、马氏体、残留奥氏体的组织中的任一种。或者，也可以是在这些组织中含有珠光体组织的组织。

高强度钢板的组织中所含的铁素体相也可以是析出强化的铁素体、加工原状的未再结晶铁素体、或恢复了一部分位错的铁素体中的任一种。

本发明的高强度钢板的钢板组织优选在以板厚的1/4为中心的1/8～3/8厚的范围，以体积分率计具有铁素体相：10～75%、贝氏体铁素体相及/或贝氏体相：50%以下、回火马氏体相：50%以下、新马氏体相：15%以下、残留奥氏体相：20%以下。在高强度钢板具有如此的钢板组织时，成为具有更优良的成形性的高强度钢板。

这里，之所以规定为1/8～3/8厚的范围的组织，是因为可以认为该范围的组织代表钢板整体的组织，只要在1/8～3/8厚的范围为上述那样的钢板组织，就能判断钢板整体为上述那样的组织。

对钢板的组织中可含的各相进行说明。

［铁素体相］

铁素体相是对提高延展性有效的组织，优选在钢板组织中以体积分率计含有10～75%。关于铁素体相的体积分率，从延展性的观点出发更优选为含有15%以上，进一步优选含有20%以上。因铁素体相为软质的组织，所以为了充分提高钢板的抗拉强度，更优选将钢板组织中所含的铁素体相的体积分率规定为65%以下，进一步优选规定为50%以下。

［贝氏体铁素体相及/或贝氏体相］

贝氏体铁素体相及/或贝氏体相是强度与延展性的平衡优良的组织，优选在钢板组织中以体积分率计含有10～50%。此外，贝氏体铁素体相及/或贝氏体相是具有软质的铁素体与硬质的马氏体相、回火马氏体相及残留奥氏体相的中间强度的显微组织，从延伸凸缘性的观点出发更优选含有15%以上，进一步优选含有20%以上。如果贝氏体铁素体相及/或贝氏体相的体积分率提高则屈服应力增高，因此从形状冻结性的观点出发，贝氏体铁素体相及/或贝氏体相的体积分率优选为50%以下。

［回火马氏体相］

回火马氏体相是较大地提高抗拉强度的组织。从抗拉强度的观点出发，优选将回火马氏体相的体积分率规定为10%以上。由于如果钢板组织中所含的回火马氏体相的体积分率提高则屈服应力增高，所以从形状冻结性的观点出发，回火马氏体相的体积分率优选为50%以下。

［新马氏体相］

新马氏体相较大地提高抗拉强度。另一方面，成为断裂的起点，有时使延伸凸缘性劣化，因此以体积分率计优选规定为15%以下。为提高延伸凸缘性，更优选将新马氏体相的体积分率规定为10%以下，进一步优选规定为5%以下。

［残留奥氏体相］

残留奥氏体相较大地提高强度及延展性。另一方面，成为断裂的起点，有时使延伸凸缘性劣化，因此以体积分率计优选规定为20%以下。为提高延伸凸缘性，更优选将残留奥氏体相的体积分率规定为15%以下。为得到提高强度及延展性的效果，残留奥氏体相的体积分率优选为3%以上，更优选为5%以上。

［其它］

在本发明的高强度钢板的钢板组织中，也可以含有珠光体及/或粗大的渗碳体等上述以外的组织。可是，如果高强度钢板的钢板组织中珠光体及/或粗大的渗碳体增多则弯曲性劣化。所以，钢板组织中所含的珠光体及/或粗大的渗碳体的体积分率合计优选为10%以下，更优选为5%以下。

本发明的高强度钢板的钢板组织中所含的各组织的体积分率，例如可用以下所示的方法进行测定。

关于残留奥氏体相的体积分率，将与钢板的板面平行且1/4厚的面作为观察面进行X射线分析，算出面积分率，将其值当作体积分率。

关于本发明的高强度钢板的钢板组织中所含的铁素体相、贝氏体铁素体相、贝氏体相、回火马氏体相及新马氏体相的体积分率，将与钢板的轧制方向平行的板厚断面作为观察面采取试样，对观察面进行研磨、硝酸乙醇腐蚀，用场发射型扫描式电子显微镜（FE-SEM：FieldEmissionScanningElectronMicroscope）观察以板厚的1/4的中心的1/8厚～3/8厚的范围，测定面积分率，将其值当作体积分率。

接着，对本发明的高强度钢板的显微组织进行说明。

关于本发明的高强度钢板的显微组织，Cu粒子的密度≥1.0×10¹⁸个/m³、Cu粒子的平均粒径为2.0nm以上、Cu粒子与周围的bcc铁之间非共格的Cu粒子在总Cu粒子中为15%以上是必要的。

所谓bcc铁，是晶体结构为体心立方晶格的铁素体、贝氏体及贝氏体铁素体的总称。只要Cu粒子与bcc铁共格就可较大地提高强度。不与bcc铁共格的Cu粒子阻碍bcc铁中的位错下部组织的发达，随之不易产生大应变变形时的位错的集积，抑制空孔的发生，结果是提高延伸凸缘成形性。

Cu粒子的密度优选为5.0×10¹⁸个/m³以上，更优选为1.0×10¹⁹个/m³以上。

细的Cu粒子容易与bcc铁保持共格性，对延伸凸缘性的贡献小，所以将Cu粒子的平均粒径的下限规定为2.0nm以上。Cu粒子的平均粒径更优选为4.0nm以上，进一步优选为6.0nm以上。

在与bcc铁非共格的Cu粒子的个数低于15%时，延伸凸缘性的提高不足。所以，Cu粒子的个数为15%以上是必要的，优选规定为25%以上，更优选规定为35%以上。

Cu粒子平均粒径、共格性及密度的评价可按以下方式进行。

从钢板的1/4厚处切取试样，采用高分辨率透射型电子显微镜（HRTEM：HighResolutionTransmissionElectronMicroscopy）进行观察。调查在通过电子能量损耗谱学法（EELS：ElectronEnergy-LossSpectroscopy）确认了组成的Cu粒子中，粒径及与bcc铁的共格性的有无。将粒子的尺寸规定为20个以上的粒子的粒径的平均。此外，求出与bcc铁非共格的析出物在观察的粒子的个数中所占的比例。

Cu粒子密度根据平均粒径的不同用两种方法进行测定。在平均粒径低于3nm时，采用3维原子探针（3D-AP：3DimensionalAtomProbe），从钢板的1/4厚处切取试样，进行试验。将试验进行到得到20个以上的Cu粒子为止，或测定体积超过50000nm³为止，通过将粒子个数除以测定体积来得到。另一方面，在平均粒径为3nm以上时，在10000nm²～1μm²的视场中测定Cu粒子的个数，通过会聚束电子衍射法（CBED：Convergent-BeamElectronDiffraction）测定试验片观察部的膜厚，与观察面积相乘而求出观察体积，通过将Cu粒子的个数除以观察体积来求出Cu粒子密度。

Cu粒子的组成、粒径、共格性的测定手段并不限定于上述方法。例如也可以采用场发射型透射式电子显微镜（FE-TEM：Field-EmissionTransmissionElictronMicroscopy）等进行观察。

接着，对本发明的高强度钢板的成分组成进行说明。另外，以下的说明中的“%”为“质量%”。

C：0.075～0.300%

C为提高高强度钢板的强度而含有。如果C含量超过0.300%则焊接性不足。从焊接性的观点出发，C含量优选为0.250%以下，更优选为0.220%以下。如果C含量低于0.075%则强度下降，不能得到900MPa以上的最大抗拉强度。为提高强度，C含量优选为0.090%以上，更优选为0.100%以上。

Si：0.30～2.50%

Si对于抑制钢板中的铁系碳化物的生成、提高强度和成形性是必要的元素。如果Si含量超过2.50%则使钢板脆化，延展性劣化。从延展性的观点出发，Si含量优选为2.20%以下，更优选为2.00%以下。另一方面，在Si含量低于0.30%时，在退火工序中大量生成粗大的铁系碳化物，使强度及成形性劣化。从此观点出发，Si的下限值优选为0.50%以上，更优选为0.70%以上。

Mn：1.30～3.50%

Mn是为提高钢板的强度而添加的。如果Mn含量超过3.50%则在钢板的板厚中央部产生粗大的Mn浓化部，容易产生脆化，容易产生铸造的板坯发生裂纹等事故。此外，如果Mn含量超过3.50%则焊接性也劣化。所以，需要将Mn含量规定为3.50%以下。从焊接性的观点出发，Mn含量优选为3.20%以下，更优选为3.00%以下。另一方面，如果Mn含量低于1.30%，则在退火后的冷却中大量生成软质的组织，因此难以确保900MPa以上的最大抗拉强度，所以需要将Mn含量规定为1.30%以上。为提高强度，Mn含量优选为1.50%以上，更优选为1.70%以上。

P：0.001～0.030%

P有向钢板的板厚中央部偏析的倾向，使焊接部脆化。如果P含量超过0.030%则焊接部大幅度脆化，所以将P含量限制为0.030%以下。P含量的下限不特别限定也可发挥本发明的效果。可是，将P含量规定为低于0.001%则带来制造成本的大幅度增加，所以将0.001%作为下限值。

S：0.0001～0.0100%

S对焊接性以及铸造时及热轧时的制造性产生不良影响。因而，将S含量的上限值规定为0.0100%以下。由于S与Mn结合而形成粗大的MnS，使延展性或延伸凸缘性降低，所以优选规定为0.0050%以下，更优选规定为0.0025%以下。S含量的下限不特别限定也可发挥本发明的效果。可是，如果将S含量规定为低于0.0001%则制造成本大幅度增加，所以将0.0001%作为下限值。

Al：0.005～1.500%

Al抑制铁系碳化物的生成，提高钢板的强度及成形性。如果Al含量超过1.500%则焊接性恶化，所以将Al含量的上限规定为1.500%。从焊接性的观点出发，Al含量优选规定为1.200%以下，更优选规定为0.900%以下。Al作为脱氧材料也是有效的元素，但在Al含量低于0.005%时不能充分得到作为脱氧材料的效果，所以将Al含量的下限规定为0.005%以上。为充分得到脱氧的效果，优选将Al量规定为0.010%以上。

N：0.0001～0.0100%

N形成粗大的氮化物，使延展性及延伸凸缘性劣化，所以需要抑制含量。如果N含量超过0.0100%则此倾向显著，所以将N含量规定为0.0100%以下。此外，N成为焊接时发生气孔的原因，所以含量最好较少。N含量的下限不特别限定也可发挥本发明的效果。可是，如果使N含量低于0.0001%，则制造成本大幅度增加，所以将0.0001%作为下限值。

O：0.0001～0.0100%

O形成氧化物，使延展性及延伸凸缘性劣化，所以需要抑制含量。如果O含量超过0.0100%，则延伸凸缘性的劣化显著，所以将O含量规定为0.0100%以下。O含量优选为0.0080%以下，更优选为0.0060%以下。O含量的下限不特别限定也可发挥本发明的效果。可是，如果使O含量低于0.0001%，则制造成本大幅度增加，所以将0.0001%作为下限。

Cu：0.15～2.00%

Cu是本发明中的重要的元素。Cu以微细的粒子存在于钢中。相对于周边的bcc相为共格或半共格的Cu粒子尤其提高钢板的强度。相对于周边的bcc铁为非共格的Cu粒子，特别是通过抑制钢板内部中的位错下部组织的发达而提高成形性。在本发明中，为充分得到Cu粒子的效果，需要将Cu含量规定为0.15%以上。Cu含量优选为0.30%以上，更优选为0.40%以上。另一方面，如果Cu含量超过2.00%，则损害焊接性，所以将Cu含量规定为2.00%以下。从焊接性的观点出发，Cu含量优选为1.80%以下，更优选为1.50%以下。

在本发明的高强度钢板中，也可以根据需要进一步含有以下所示的元素。

Ni：0.01～2.00%

Ni由于在高温区对起因于添加Cu而产生的脆化进行抑制，所以也可以以提高生产性为目的积极地添加。要得到此效果，需要将Ni含量规定为0.01%以上，优选规定为0.05%以上，更优选规定为0.10%以上，如果Ni含量超过2.00%则损害焊接性，所以将Ni含量规定为2.00%以下。

Ti：0.005～0.150%

Ti是通过析出物强化、由抑制铁素体晶粒生长形成的细粒强化及通过抑制再结晶形成的位错强化从而有助于提高母材钢板的强度的元素。可是，如果Ti含量超过0.150%则碳氮化物的析出增多，使成形性劣化，所以将Ti含量规定为0.150%以下。从成形性的观点出发，Ti含量更优选为0.100%以下，进一步优选为0.070%以下。要充分得到利用Ti提高强度的效果，需要将Ti含量规定为0.005%以上。为了钢板的高强度化，Ti含量更优选为0.010%以上，进一步优选为0.015%以上。

Nb：0.005～0.150%

Nb是通过析出物强化、由抑制铁素体晶粒生长形成的细粒强化及通过抑制再结晶形成的位错强化从而有助于提高钢板强度的元素。如果Nb含量超过0.150%则碳氮化物的析出增多，使成形性劣化，所以将Nb含量规定为0.150%以下。从成形性的观点出发，Nb含量更优选为0.100%以下，进一步优选为0.060%以下。要充分得到利用Nb提高强度的效果，需要将Nb含量规定为0.005%以上。为了钢板的高强度化，Nb含量更优选为0.010%以上，进一步优选为0.015%以上。

V：0.005～0.150%

V是通过析出物强化、由抑制铁素体晶粒生长形成的细粒强化及通过抑制再结晶形成的位错强化从而有助于提高钢板的强度的元素。如果V含量超过0.150%，则碳氮化物的析出增多，使成形性劣化，所以将V含量规定为0.150%以下。要充分得到利用V提高强度的效果，需要将V含量规定为0.005%以上。

B：0.0001～0.0100%

B抑制高温下的相变，是对高强度化有效的元素，也可以通过替代C及/或Mn的一部分来添加。如果B含量超过0.0100%则损害热加工性，使生产性下降，所以将B含量规定为0.0100%以下。从生产性的观点出发，B含量更优选为0.0050%以下，进一步优选为0.0030%以下。要充分得到利用B的高强度化的效果，需要将B含量规定为0.0001%以上。为了高强度化，B含量更优选为0.0003%以上，进一步优选为0.0005%以上。

Mo：0.01～1.00%

Mo抑制高温下的相变，是对高强度化有效的元素，也可以通过替代C及/或Mn的一部分来添加。如果Mo含量超过1.00%则损害热加工性，使生产性下降，所以将Mo含量规定为1.00%以下。要充分得到利用Mo的高强度化的效果，需要将Mo含量规定为0.01%以上。

W：0.01～1.00%

W抑制高温下的相变，是对高强度化有效的元素，也可以通过替代C及/或Mn的一部分来添加。如果W含量超过1.00%则损害热加工性，使生产性下降，所以将W含量规定为1.00%以下。要充分得到利用W的高强度化的效果，需要将W含量规定为0.01%以上。

Cr：0.01～2.00%

Cr抑制高温下的相变，是对高强度化有效的元素，也可以通过替代C及/或Mn的一部分来添加。如果Cr含量超过2.00%则损害热加工性，使生产性下降，所以将Cr含量规定为2.00%以下。要充分得到利用Cr的高强度化的效果，需要将Cr含量规定为0.01%以上。

Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM中的1种或2种以上以合计计为0.0001～0.5000%

Ca、Ce、Mg、REM是对改善成形性有效的元素，能够添加1种或2种以上。可是，如果选自Ca、Ce、Mg及REM中的1种或2种以上的含量的合计超过0.5000%，则有损害延展性的担心，所以将各元素含量的合计规定为0.5000%以下。为了充分得到改善钢板的成形性的效果，需要将各元素的含量的合计规定为0.0001%以上。从成形性的观点出发，各元素的含量的合计更优选为0.0005%以上，进一步优选为0.0010%以上。

所谓REM，是RareEarthMetal的简写，指的是属于镧系的元素。在本发明中，REM和Ce多以稀土金属混合物（Mischmetall）的形式来添加，有时复合含有除La和Ce以外的镧系的元素。即使作为不可避免的杂质而含有这些La和Ce以外的镧系的元素也可发挥本发明的效果。此外，即使添加金属La或Ce，也可发挥本发明的效果。

以上，对本发明的成分组成进行了说明，但只要在不损害本发明的钢板的特性的范围内，也可以含有例如作为起因于原料的杂质的必须添加元素以外的元素。

本发明的高强度钢板也能够制为在表面形成有镀锌层或合金化的镀锌层的高强度镀锌钢板。通过在高强度钢板的表面形成镀锌层，成为具有优良的耐蚀性的钢板。此外，通过在高强度钢板的表面形成合金化的镀锌层，成为具有优良的耐蚀性且涂料的密合性优良的钢板。

接着，下面对本发明的高强度钢板的制造方法进行详细说明。

在制造本发明的高强度钢板时，首先，铸造具有上述的成分组成的板坯。作为供于热轧的板坯，能够采用连续铸造板坯或通过薄板坯浇铸等制造而成的板坯。本发明的高强度钢板的制造方法中，适合采用在铸造后立即进行热轧的连续铸造-直接轧制（CC-DR）这样的工艺。

热轧工序中的板坯加热温度有必要在1050℃以上。如果板坯加热温度低，则精轧温度低于Ar₃点。其结果是，成为铁素体及奥氏体的双相区轧制，所以热轧板组织为不均质的混晶组织，即使经过冷轧及退火工序也不能消除不均质的组织，延展性或弯曲性劣化。此外，如果精轧温度下降，则轧制载荷增加，有使轧制变得困难、或招致轧制后的钢板的形状不良的担心。板坯加热温度的上限不特别限定也可发挥本发明的效果，但使加热温度过度地高温，在经济上是不优选的，因此优选将板坯加热温度的上限规定为1350℃以下。

Ar₃相变点可通过下式来计算。

Ar₃（℃）＝901－325×C＋33×Si－92×（Mn＋Ni/2＋Cr/2＋Cu/2＋Mo/2）＋52×Al

在上式中，C、Si、Mn、Ni、Cr、Cu、Mo、Al为各元素的含量（质量%）。

关于热轧的精轧温度，将800℃或Ar₃点中较高的一方作为下限，将1000℃作为上限。如果精轧温度低于800℃，则精轧时的轧制载荷增高，有轧制变得困难、或招致轧制后得到的热轧钢板的形状不良的担心。如果精轧温度低于Ar₃点，则热轧成为铁素体相及奥氏体相的二相区轧制，有时热轧钢板的组织形成不均质的混晶组织。

精轧温度的上限不特别限定也可发挥本发明的效果，但如果将精轧温度过度地规定为高温，则为了确保该温度必须使板坯加热温度过度地高温。所以，优选将精轧温度的上限温度规定为1000℃以下。

轧制后的钢板在500～700℃进行卷取。如果在超过700℃的温度下卷取钢板，则形成于钢板表面上的氧化物的厚度过度增大，使酸洗性劣化。为了提高酸洗性，卷取温度优选为680℃以下，更优选为660℃以下。如果卷取温度低于500℃，则热轧钢板的强度过度提高，使冷轧变得困难。从减轻冷轧负载的观点出发，卷取温度优选规定为550℃以上，更优选规定为600℃以上。

卷取后的钢板优选以25℃/小时以下的冷却速度进行冷却。以促进Cu的析出。

对如此制造的热轧钢板实施酸洗处理。通过酸洗可将钢板表面的氧化物除去，从提高最终制品的高强度冷轧钢板的化成性、或提高热浸镀锌或合金化热浸镀锌钢板用的冷轧钢板的热浸镀性方面考虑是重要的。酸洗可以是只一次的处理，也可以分多次实施处理。

酸洗后的钢板也可以直接供于退火工序，但通过以35～75%的压下率实施冷轧，可得到板厚精度高且具有优良的形状的钢板。在压下率低于35%时，难以保持形状平坦，使最终制品的延展性恶劣，所以将压下率规定为35%以上。如果压下率超过75%，则冷轧载荷过于增大，使冷轧变得困难。由此，将压下率的上限规定为75%。对于轧制道次的次数、各道次的压下率，不特别规定也可发挥本发明的效果。

接着，对得到的热轧钢板或冷轧钢板实施退火处理。

首先，将550～700℃的平均加热速度设定1.0～10.0℃/秒、优选2.0～5.0℃/秒，加热到最高加热温度。将最高加热温度规定为740～1000℃。通过该处理，将在前面的热轧工序中生成的Cu析出物的晶体结构形成为fcc（面心立方晶格）。此时形成fcc的Cu析出物的一部分在加热工序中熔化残留在奥氏体及/或铁素体中，在其后的冷却工序中也保持fcc结构，所以能够作为与bcc铁非共格的Cu析出物而应用。

最高加热温度低于740℃时，钢板中熔化残留粗大的铁系碳化物，作为断裂起点发挥作用，所以成形性严重劣化。为了减少熔化残留的铁系碳化物，优选将最高加热温度规定为760℃以上。如果最高加热温度超过1000℃，则Cu粒子在加热中熔化，与bcc铁非共格的Cu粒子减少，所以延伸凸缘性劣化。为了较多地残留与bcc铁非共格的Cu粒子，优选将最高加热温度规定为970℃以下，更优选规定为950℃以下。

接着，将最高加热温度～700℃间的平均冷却速度规定为1.0～10.0℃/秒进行冷却，进而，在最高加热温度～700℃的温度区，对钢板赋予应变。作为赋予应变的方法，例如能够采用一边施加5～50MPa的张力、一边在最外周的拉伸应变量达到0.0007以上且0.0910以下的范围中实施1次以上的弯曲加工的方法。由此，能够促进新的相对于周边的bcc相为共格或半共格的Cu析出物的核生成。实施了弯曲加工的钢板也可以回弯。

在施加给钢板的张力低于5MPa时，有时不能充分促进Cu粒子的析出。为促进Cu粒子的析出、更加提高成形性，更优选将张力规定为10MPa以上，进一步优选规定为15MPa以上。如果张力超过50MPa，则有钢板发生塑性变形的可能性，有不能保持形状的可能性。

在应变量低于0.0007时不能充分促进核生成，成形性容易劣化。从成形性的观点出发，应变量优选为0.0010以上。如果应变量超过0.0910则不能保持形状，所以优选将应变量规定为0.0910以下。为保持钢板的形状，更优选将应变量规定为0.0500以下，进一步优选规定为0.0250以下。

钢板的厚度优选为0.6mm以上且10.0mm以下。在厚度低于0.6mm时，有时不能保持钢板的形状。如果厚度超过10.0mm，则难以控制钢板内部的温度。

弯曲加工例如能够通过一边施加张力一边压紧在辊上来实施。为得到充分的应变量，优选将辊径规定为800mm以下。此外，如果采用辊径低于50mm的辊，则设备的维修保养成本增大，所以优选将辊径规定为50mm以上。

然后，在700℃～Bs点（贝氏体相变开始温度）或到500℃为止，以5.0～200.0℃/秒的冷却速度进行冷却。在低于Bs点的温度时，贝氏体或贝氏体铁素体的生成开始，所以冷却速度慢也没有关系。即使是高于Bs点的温度、但如果在500℃以下，则铁素体几乎不生长，因此冷却速度慢也没有关系。Bs点可通过下式来计算。

Bs（℃）＝820－290C/（1－VF）－37Si－90Mn－65Cr－50Ni＋70Al

在上式中，VF为铁素体的体积分率，C、Mn、Cr、Ni、Al、Si分别为各元素的添加量（质量%）。

另外，在高强度钢板的制造中直接测定铁素体相的体积分率是困难的，所以在本发明中，切取向连续退火线通板前的冷轧钢板的小片，对该小片按与向连续退火线通板时相同的温度经历进行退火，测定小片的铁素体的体积的变化，将根据其结果算出的数值作为铁素体的体积分率VF。在按相同的条件制造钢板时，该测定可以采用最初的1次的测定结果，不需要每次测定。在较大地变更制造条件时，重新进行测定。当然，也可以观察实际制造的钢板的显微组织，反馈给下次以后的制造。

将退火后的钢板在250～500℃滞留60～1000秒，在生成硬质组织后立即冷却到室温。在冷却到室温后，也可以以矫正形状为目的实施0.05～3.00%的冷轧。

通过对退火后的钢板实施电镀也可以形成镀膜钢板。此外，通过在从最高加热温度冷却到室温的期间，例如在冷却到500℃后或在停留处理后等浸渍在镀锌液中，形成热浸镀锌钢板。在将钢板浸渍在镀锌液中后，也可以在470～650℃的范围实施合金化处理。另外，也可以形成由P氧化物及/或包含P的复合氧化物构成的皮膜。

实施例

铸造具有表1、表2所示的A～AL的化学成分（组成）的板坯，铸造后立即按表3～表5所示的条件实施热轧、冷却、卷取、酸洗。实验例4、9、14、19、25、29、87、90以热轧钢板的原状、其它实验例在酸洗后实施表3～表6所示的条件的冷轧。然后，按表7～表10所示的条件实施退火，形成实验例1～114的钢板。

另外，实验例102为超过了Cu量的上限的例子，热轧后进行的焊接性试验的结果恶劣，所以中断了以后的试验。

表1

表3

表4

表5

表6

在加热工序中，在550～700℃之间以表7～表10中记载的平均加热速度加热到表7～表10中记载的最高加热温度。

然后，在从最高加热温度到700℃为止的第1冷却工序中，以表7～表10中记载的平均冷却速度进行冷却。在从最高加热温度到700℃的温度区，一边施加表7～表10中记载的张力，一边在实验例1～20中采用半径为600mm的辊，实施最大拉伸应变量为0.0020的6次弯曲加工。同样，在实验例21～39中，采用半径为450mm的辊，实施最大拉伸应变量为0.0055的2次弯曲加工，在实验例41～75中，采用半径为730mm的辊，实施最大拉伸应变量为0.0010的7次弯曲加工，在实验例76～114中，采用半径为500mm的辊实施最大拉伸应变量为0.0040的5次弯曲加工。关于施加弯曲加工时的钢板的板厚，在实验例1～20中规定为1.2mm，在实验例21～39中规定为2.5mm，在实验例41～75中规定为0.7mm，在实验例76～114中规定为2.0mm。

在从700℃到500℃或到Bs点为止的第2冷却工序中，以表7～表10中记载的平均冷却速度进行冷却，然后进一步冷却到250～500℃的范围，在停留表7～表10中记载的时间后，冷却到室温。

在冷却到室温后，在实验例6～20、70～114中实施0.15%的冷轧，在实验例22中实施1.50%的冷轧，在实验例28中实施1.00%的冷轧，在实验例31～54中实施0.25%的冷轧。

实验例29、33、43、60、69是在退火工序后进行电镀处理、形成镀锌钢板（EG）的例子。

实验例13、54、57、63、75、78是在通过第2冷却工序冷却到500℃或Bs点后，在直到在250～500℃的范围内停留为止的期间中浸渍在镀锌液中、形成热浸镀锌钢板（GI）的例子。

实验例18、21、81、84是在250～500℃的范围内停留后，在浸渍在镀锌液中后冷却到室温，形成热浸镀锌钢板（GI）的例子。

实验例3、8、14、25、93、96是在通过第2冷却工序冷却到500℃或Bs点后，在直到在250～500℃的范围内停留为止的期间中浸渍在镀锌液中，进而在记载的温度下实施合金化处理，形成合金化热浸镀锌钢板（GA）的例子。

实验例38、48、51、66、72、87、90是在250～500℃的范围内停留后浸渍在镀锌液中，进而在记载的温度下实施合金化处理，形成合金化热浸镀锌钢板（GA）的例子。实验例38及72是进一步在镀层表面上赋予由P系复合氧化物构成的皮膜的例子。

表11～表14是实验例1～114的钢板的从1/8厚至3/8厚的范围中的显微组织的分率的测定结果。通过X射线衍射测定显微组织分率中的残留奥氏体（残留γ）量，其它的通过切出与轧制方向平行的板厚断面，对研磨成镜面的断面进行硝酸乙醇腐蚀，采用场发射型扫描式电子显微镜（FE-SEM：fieldemissionscanningelectronmicroscope）进行观察来得到。

表15～表18是Cu析出物的观察结果。

对从钢板的1/4厚处切出的试样，用高分辨率透射型电子显微镜（HRTEM）观察Cu析出物。在用电子能量损耗谱学法（EELS）确认了组成的Cu粒子中，调查了粒径及与bcc铁的共格性的有无。粒子的尺寸为25个粒子的粒径的平均。此外，求出与bcc铁非共格的析出物在观察的粒子的个数中所占的比例。

在本次的实验例中，由于没有析出物的平均尺寸为3nm以下的试验片，所以作为平均粒径为3nm以上的情况，通过在10000nm²～1μm²的视场中测定Cu粒子的个数，用会聚束电子衍射法（CBED）测定试验片观察部的膜厚，与观察面积相乘而求出观察体积，将Cu粒子的个数除以观察体积来得到Cu粒子密度。

表15

表16

表17

表18

表19～表22是实验例1～114的钢板的特性评价结果。从实验例1～114的钢板中采取按照JISZ2201的拉伸试验片，按照JISZ2241进行拉伸试验，测定屈服强度（YS）、抗拉强度（TS）、总延伸率（EL）、扩孔率（λ）。

表19

表20

表21

表22

实验例5是热轧的结束温度低的例子，因显微组织为向一个方向伸长的不均质的组织，因而延展性、延伸凸缘性为劣位。

实验例10中因卷取后的冷却速度高，热轧工序中的Cu粒子的析出不充分，与bcc铁非共格的Cu粒子的比例低，因而延伸凸缘性为劣位。

实验例15中因加热速度高、Cu粒子的生长不充分、与bcc铁非共格的Cu粒子的比例低，因而延伸凸缘性为劣位。

实验例20是退火工序中的最高加热温度低的例子，由于含有多个成为断裂起点的粗大的铁系碳化物，所以延展性、延伸凸缘性为劣位。

实验例23是退火工序中的最高加热温度高的例子，因Cu粒子在加热中发生一次固溶，与bcc铁非共格的Cu粒子少，因而延伸凸缘性为劣位。

实验例30是第1冷却工序的平均冷却速度高的例子，因Cu粒子的析出不充分，且软质组织的生长不充分，而使延展性及延伸凸缘性为劣位。

实验例34是第1冷却工序的平均冷却速度低的例子，生成粗大的铁系碳化物，延伸凸缘性为劣位。

实验例35是不施加第1冷却工序中的张力的例子，Cu的析出不充分，因而延伸凸缘性为劣位。

实验例39中因第2冷却工序中的冷却速度低，生成粗大的铁系碳化物，延伸凸缘性为劣位。

实验例40是未实施第1冷却工序中的弯曲加工的例子，Cu的析出不充分，因而延伸凸缘性为劣位。

实验例44中因在250～500℃的停留时间长，过剩地生成铁系碳化物，延伸凸缘性为劣位。

实验例45中因在250～500℃的停留时间短，过剩地生成马氏体，延伸凸缘性为劣位。

实验例97～100是成分组成脱离规定的范围的例子，都没有得到充分的特性。

实验例101是Cu量低于下限的例子，Cu粒子密度低，延伸凸缘性为劣位。

Claims

1.一种成形性优良的高强度钢板，其特征在于，

所述钢板以质量％计含有：

C：0.075～0.300％、

Si：0.30～2.50％、

Mn：1.30～3.50％、

P：0.001～0.030％、

S：0.0001～0.0100％、

Al：0.005～1.500％、

Cu：0.15～2.00％、

N：0.0001～0.0100％、

O：0.0001～0.0100％，

作为选择性元素，含有：

Ti：0.005～0.150％、

Nb：0.005～0.150％、

B：0.0001～0.0100％、

Cr：0.01～2.00％、

Ni：0.01～2.00％、

Mo：0.01～1.00％、

W：0.01～1.00％、

V：0.005～0.150％、

Ca、Ce、Mg、REM中的1种或2种以上：合计0.0001～0.50％，

剩余部分由铁及不可避免的杂质构成；

所述钢板组织包含铁素体相和马氏体相；

与bcc铁非共格的Cu粒子的比例相对于全部Cu粒子为15％以上；

铁素体相中的Cu粒子密度为1.0×10¹⁸个/m³以上；

铁素体相中的Cu粒子的平均粒径为2.0nm以上。

2.根据权利要求1所述的成形性优良的高强度钢板，其特征在于，

所述高强度钢板的1/8厚～3/8厚的范围的组织以体积分率计具有：

铁素体相：10～75％、

贝氏体铁素体相及/或贝氏体相：50％以下、

回火马氏体相：50％以下、

新马氏体相：15％以下、

残留奥氏体相：20％以下。

3.一种成形性优良的高强度镀锌钢板，其特征在于，通过在权利要求1或2中任1项所述的高强度钢板的表面上形成镀锌层而形成。

4.一种成形性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，具有以下工序：

热轧工序，其将以质量％计含有C：0.075～0.300％、Si：0.30～2.50％、Mn：1.30～3.50％、P：0.001～0.030％、S：0.0001～0.0100％、Al：0.005～1.500％、Cu：0.15～2.00％、N：0.0001～0.0100％、O：0.0001～0.0100％，作为选择性元素含有Ti：0.005～0.150％、Nb：0.005～0.150％、B：0.0001～0.0100％、Cr：0.01～2.00％、Ni：0.01～2.00％、Mo：0.01～1.00％、W：0.01～1.00％、V：0.005～0.150％、Ca、Ce、Mg、REM中的1种或2种以上：合计0.0001～0.50％，剩余部分由铁及不可避免的杂质构成的板坯直接或在暂时冷却后加热至1050℃以上，将800℃和Ar₃相变点中较高的一方的温度作为下限实施轧制，在500～700℃进行卷取；

退火工序，其将550～700℃时的平均加热速度规定为1.0～10.0℃/秒，将卷取的钢板加热到最高加热温度740～1000℃，然后将最高加热温度～700℃间的平均冷却速度规定为1.0～10.0℃/秒进行冷却，且在最高加热温度～700℃之间对钢板赋予应变，将700℃到Bs点或到500℃为止的冷却速度规定为5.0～200.0℃/秒进行冷却，

所述退火工序中的对钢板的应变的赋予通过对钢板施加5～50MPa的张力、并且在最外周的拉伸应变量达到0.0007～0.0910的范围内实施1次以上的弯曲加工来进行。

5.根据权利要求4所述的成形性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，

具有在所述热轧工序后、在所述退火工序前对卷取的钢板进行酸洗，然后以35～75％的压下率实施轧制的冷轧工序。

6.根据权利要求5所述的成形性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，所述弯曲加工通过将钢板压紧在辊径为800mm以下的辊上来实施。

7.一种成形性优良的高强度镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在采用权利要求4或5所述的高强度钢板的制造方法制造了高强度钢板后，实施电镀锌。

8.一种成形性优良的高强度镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在权利要求4或5所述的高强度钢板的制造方法中，在冷却到Bs点或500℃后，实施热浸镀锌。

9.根据权利要求8所述的成形性优良的高强度镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在实施了所述热浸镀锌后，在470～650℃的温度下实施合金化处理。