CN104254632B - 高强度薄钢板及其制造方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提供形状固定性优良的高强度薄钢板及其制造方法。所述高强度薄钢板具有如下组成：以质量％计，含有C：0.08～0.20％、Si：0.3％以下、Mn：0.1～3.0％、P：0.10％以下、S：0.030％以下、Al：0.10％以下、N：0.010％以下、V：0.20～0.80％，且余量由Fe和不可避免的杂质构成，并且具有如下组织：含有以面积率计为95％以上的铁素体相，且析出有微细的析出物。关于微细的析出物，使粒径小于10nm的析出物以1.0×105个/μm3以上的数密度且以关于粒径小于10nm的析出物的析出物粒径的自然对数值的标准偏差为1.5以下的分布分散析出。由此，具有屈服强度YP为1000MPa以上的高强度以及粒径小于10nm的微细析出物大量且以窄尺寸分布析出的组织，能够稳定地得到兼具高强度和形状固定性的高强度薄钢板。
Description
技术领域
本发明涉及适合作为汽车的立柱、横梁等骨架构件、汽车的车门防撞梁等增强构件、或者自动售货机、桌台、家电/OA设备、建材等结构用构件的高强度薄钢板。本发明尤其涉及高强度薄钢板的形状固定性的提高。需要说明的是，在此所述的“高强度”是指屈服强度YS为1000MPa以上的情况。另外，本发明的高强度薄钢板的屈服强度优选为1100MPa以上，更优选为1150MPa以上。
背景技术
近年来，从保护地球环境的观点出发，期望削减二氧化碳CO2的排放量。特别是在汽车领域中，为了提高燃料效率而削减CO2的排放量，强烈要求减轻车身重量。这样的状况在钢板的使用时也同样，削减在钢板制造时CO2的排放量大的钢板的使用量的要求提高。
特别是对于作为部件忌变形的结构用构件而言，从削减钢板的使用量(质量)的观点出发，提高钢板的屈服强度而使其薄壁化是有效的。但是，如果提高钢板的屈服强度，则在冲压成形时存在产生由回弹等引起的形状不良的问题。产生形状不良时，需要进一步追加冲压成形工序，进行形状矫正而成形为期望的形状。进行形状矫正不仅会使制造成本增高，而且特别是在屈服强度达到1000MPa以上的高强度钢板中，有时不能实现达到期望形状的形状矫正。由此可见，无法提高高强度钢板的形状固定性在实现高强度钢板的薄壁化方面成为障碍。
因此，作为将软质、容易成形且有利于确保形状的铁素体相与硬质且有利于高强度化的马氏体相复合从而兼具形状固定性和高强度的高强度钢板，开发了双相组织钢板。但是，该技术中，虽然拉伸强度能够提高，但由于软质的铁素体相的存在，存在屈服强度降低的问题。如果要提高上述双相组织钢板的屈服强度，则需要形成使马氏体相的组织百分率显著提高后的组织。但是，在具有这样的组织的双相组织钢板中，又新出现了在冲压成形时产生裂纹的问题。
作为使形状固定性提高的高强度钢板，例如，在专利文献1中记载了形状固定性和延伸凸缘成形性优良的高强度钢板。专利文献1中记载的高强度钢板具有如下组成：以质量％计，含有C：0.02～0.15％、Si：大于0.5％且为1.6％以下、Mn：0.01～3.0％、Al：2.0％以下、Ti：0.054～0.4％、B：0.0002～0.0070％，还含有Nb：0.4％以下、Mo：1.0％以下中的一种或两种。而且，专利文献1中记载的高强度钢板具有如下织构：以铁素体或贝氏体作为最多相，板厚1/2位置的板面的{001}<110>～{223}<110>取向组的X射线随机强度比的平均值为6.0以上，并且在这些取向组中，{112}<110>取向和{001}<110>取向中的任意一者或两者的X射线随机强度比为8.0以上。而且，专利文献1中记载的高强度钢板具有直径为15nm以下的化合物粒子的个数达到全部化合物粒子的个数的60％以上的组织，轧制方向的r值和与轧制方向成直角的方向的r值中的至少一个r值为0.8以下。在专利文献1记载的技术中，通过同时调节析出物和织构，得到了形状固定性显著提高、扩孔性也优良的薄钢板。
另外，在专利文献2中记载了高屈服强度热轧钢板。专利文献2中记载的热轧钢板具有如下组成：以质量％计，含有C：大于0.06％且为0.24％以下、Mn：0.5～2.0％、Mo：0.05～0.5％、Ti：0.03～0.2％、V：大于0.15％且为1.2％以下，Co：0.0010～0.0050％。而且，专利文献2中记载的热轧钢板具有如下组织：实质上为铁素体单相，含有Ti、Mo和V的复合碳化物以及仅含有V的碳化物分散析出，以含有Ti、Mo和V的复合碳化物的形式析出的Ti量与以仅含有V的碳化物的形式析出的V量的合计以质量％计大于0.1000％且小于0.4000％。而且，专利文献2中记载的热轧钢板具有1000MPa以上的高屈服强度。在专利文献2中记载的技术中，通过含有微量的Co、实质上形成铁素体单相并且使含有Ti、Mo和V的复合碳化物以及仅含有V的碳化物分散析出，得到了加工后的弯曲特性显著提高、屈服强度为1000MPa以上的高屈服强度钢板。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第4464748号公报
专利文献2：日本特开2008-174805号公报
发明内容
发明所要解决的问题
但是，在专利文献1中记载的技术中，化合物(析出物)粒径大，所得到的屈服强度为约900MPa以下。即，在专利文献1的技术中，难以实现屈服强度为1000MPa以上的进一步高强度化。另外，在专利文献2中记载的技术中，加工后的弯曲特性提高，但仍然存在无法确保期望的形状固定性的问题。
本发明的目的在于，解决上述现有技术的问题，提供具有屈服强度为1000MPa以上的强度且形状固定性优良的高强度薄钢板及其制造方法。另外，本发明中，高强度薄钢板的屈服强度YP优选为1100MPa以上，进一步优选为1150MPa以上。另外，在此所述的“薄钢板”的厚度为2.0mm以下，优选为1.7mm以下，更优选为1.5mm以下，进一步优选为1.3mm以下。
用于解决问题的方法
为了实现上述目的，本发明人为了兼顾高屈服强度和形状固定性，对影响形状固定性的各种要素进行了深入的研究。结果想到，为了得到形状固定性优良的高强度薄钢板，需要在使微细的析出物分散而确保高强度的基础上适当调节析出物的尺寸分布。
这是因为，在大尺寸的析出物增多的分布中，在冲压成形时位错集中在大的析出物的周围，在位错间产生相互作用，妨碍位错的移动，抑制塑性变形。因此推测，变形依赖于弹性变形的程度增大，容易产生由回弹引起的形状不良，形状固定性降低。另外，本发明人想到，为了抑制冲压成形时的位错的集中而提高形状固定性，重要的是将析出物的尺寸分布调节为小析出物增多的特定的尺寸分布。
首先，对本发明人进行的、作为本发明的基础的实验结果进行说明。
具有如下组成：以质量％计，含有C：0.08～0.21％、Si：0.01～0.30％、Mn：0.1～3.1％、P：0.01～0.1％、S：0.001～0.030％、Al：0.01～0.10％、N：0.001～0.010％、V：0.19～0.80％、Ti：0.005～0.20％，或者还含有适当量的Cr、Ni、Cu、Nb、Mo、Ta、W、B、Sb、Cu、REM中的一种以上，实施各种热轧条件，得到各种热轧钢板。从这些热轧钢板上裁取试验片，进行组织观察、拉伸试验以及形状固定性试验。
首先，在组织观察中，从各热轧钢板上裁取组织观察用试验片，对轧制方向断面(L断面)进行研磨，进行硝酸乙醇溶液腐蚀，利用光学显微镜(倍率：500倍)进行观察，求出铁素体相的面积率。确认得到了多种具有铁素体相的面积率为95％以上的组织的钢板。
另外，从各热轧钢板上裁取薄膜试样，使用透射型电子显微镜测定析出物的大小(粒径)及其数密度。由于析出物不是球形，因此，其大小(粒径)设定为最大径。
另外，在拉伸试验中，由各热轧钢板制作以与轧制方向成直角的方向(C方向)为拉伸方向的方式基于JIS5号制作的拉伸试验片。而且，使用这些试验片，基于JIS Z 2241的规定实施拉伸试验，求出屈服强度(YP)。
另外，在形状固定性试验中，从各热轧钢板上裁取试验材料(大小：80mm×360mm)，进行冲压成形，制作如图1所示的帽型构件。冲压成形后，如图1所示，测定开口量，评价形状固定性。需要说明的是，在成形时，将压边力设定为20吨，将冲模肩半径R设定为5mm。
将所得到的结果示于图2、图3中。
图2示出了在所得到的结果中关于具有铁素体相的面积率为95％以上的组织的钢板的屈服强度(YP)与粒径小于10nm的析出物的数密度的关系。由图2可知，为了确保屈服强度YP为1000MPa以上，需要使粒径小于10nm的析出物的数密度为1.0×105个/μm3以上。
但是，本发明人根据进一步的研究发现，仅通过使微细的析出物以高密度析出，不能得到优良的形状固定性。另外，本发明人发现，为了稳定地确保优良的形状固定性，需要使大量的微细析出物的粒径之间的偏差减小。
而且，为了评价微细析出物的粒径偏差的影响，求出了粒径小于10nm的各微细析出物的粒径的自然对数值，算出了这些值的标准偏差。
图3中示出了在所得到的结果中关于具有铁素体相的面积率为95％以上且粒径小于10nm的析出物的数密度为1.0×105个/μm3以上的组织的钢板的作为形状固定性的指标的开口量与粒径小于10nm的各析出物的粒径的自然对数值的标准偏差的关系。
由图3可以看出标准偏差越小则开口量越小的倾向。本发明人由图3发现，为了确保例如开口量小于130mm这样的、回弹小的优良的形状固定性，需要将粒径小于10nm的微细析出物粒径的自然对数值的标准偏差调节至1.5以下。
由此，本发明人推测，如果微细析出物粒径的自然对数的标准偏差增大，即，微细析出物粒径的偏差增大，则相对大的析出物的存在比率也增多，因此，在大的析出物周围，位错容易集中，位错产生相互作用而妨碍位错的移动，抑制塑性变形，变形依赖于弹性变形的程度增大，容易发生回弹，容易产生形状不良。
本发明人由此得到如下见解：通过使调节至铁素体相的面积率为95％以上、粒径小于10nm的析出物的数密度为1.0×105个/μm3以上、并且小于10nm的析出物的粒径的自然对数值的标准偏差为1.5以下的析出物析出，能够得到具有1000MPa以上的屈服强度(YP)并且形状固定性优良的高强度薄钢板。
本发明是基于这样的见解进一步进行研究而完成的。即，本发明的主旨如下。
(1)一种高强度薄钢板，其特征在于，
具有如下组成：以质量％计，含有C：0.08～0.20％、Si：0.3％以下、Mn：0.1～3.0％、P：0.10％以下、S：0.030％以下、Al：0.10％以下、N：0.010％以下、V：0.20～0.80％，且余量由Fe和不可避免的杂质构成，
具有如下组织：含有以面积率计为95％以上的铁素体相，粒径小于10nm的析出物以1.0×105个/μm3以上的数密度且以关于粒径小于10nm的析出物的析出物粒径的自然对数值的标准偏差为1.5以下的分布分散析出，
并且具有屈服强度为1000MPa以上的高强度。
(2)如(1)所述的高强度薄钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计还含有选自下述A组～F组中的一组或两组以上，
A组：Ti：0.005～0.20％；
B组：选自Nb：0.005～0.50％、Mo：0.005～0.50％、Ta：0.005～0.50％、W：0.005～0.50％中的一种或两种以上；
C组：B：0.0002～0.0050％；
D组：选自Cr：0.01～1.0％、Ni：0.01～1.0％、Cu：0.01～1.0％中的一种或两种以上；
E组：Sb：0.005～0.050％；
F组：选自Ca：0.0005～0.01％、REM：0.0005～0.01％中的一种或两种。
(3)如(1)或(2)所述的高强度薄钢板，其特征在于，在钢板表面上具有镀层。
(4)一种高强度薄钢板的制造方法，对钢原材实施热轧工序，所述热轧工序中，在实施加热、由粗轧和精轧构成的热轧后，冷却，在预定的卷取温度下卷取为卷状，所述钢原材具有以质量％计含有C：0.08～0.20％、Si：0.3％以下、Mn：0.1～3.0％、P：0.10％以下、S：0.030％以下、Al：0.10％以下、N：0.010％以下、V：0.20～0.80％且余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成，所述制造方法的特征在于，
将所述加热设定为在1100℃以上的温度下保持10分钟以上的处理，
将所述粗轧设定为粗轧结束温度为1000℃以上的轧制，
将所述精轧设定为在1000℃以下的温度范围内的轧制率为96％以下、在950℃以下的温度范围内的轧制率为80％以下、精轧结束温度为850℃以上的轧制，
将该精轧结束后的所述冷却设定为在从精轧结束温度至750℃的温度范围内与V含量[V](质量％)关联地以(30×[V])℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却、在从750℃至卷取温度的温度范围内与V含量[V](质量％)关联地以(10×[V])℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却的处理，
将所述卷取温度与V含量[V](质量％)关联地设定为500℃以上且(700-50×[V])℃以下的卷取温度。
(5)如(4)所述的高强度薄钢板的制造方法，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计还含有选自下述A组～F组中的一组或两组以上，
A组：Ti：0.005～0.20％；
B组：选自Nb：0.005～0.50％、Mo：0.005～0.50％、Ta：0.005～0.50％、W：0.005～0.50％中的一种或两种以上；
C组：B：0.0002～0.0050％；
D组：选自Cr：0.01～1.0％、Ni：0.01～1.0％、Cu：0.01～1.0％中的一种或两种以上；
E组：Sb：0.005～0.050％；
F组：选自Ca：0.0005～0.01％、REM：0.0005～0.01％中的一种或两种。
(6)如(4)或(5)所述的高强度薄钢板的制造方法，其特征在于，在所述热轧工序之后，对热轧板实施由酸洗和镀层退火处理构成的镀层退火工序时，
将所述镀层退火处理设定为如下处理：与C含量[C](质量％)关联地在从500℃至均热温度的温度范围内以(5×[C])℃/秒以上的平均加热速度加热至均热温度为(800-200×[C])℃以下的温度，在该均热温度下保持1000秒以下的均热时间后，以1℃/秒以上的平均冷却速度冷却至镀浴温度，浸渍到该镀浴温度为420～500℃的镀锌浴中。
(7)如(6)所述的高强度薄钢板的制造方法，其特征在于，在实施所述镀层退火工序后，进一步实施再加热至加热温度为460～600℃范围的温度并在该加热温度下保持1秒以上的再加热处理。
(8)如(4)～(7)中任一项所述的高强度薄钢板的制造方法，其特征在于，在所述热轧工序后或所述镀层退火工序后，进一步实施赋予板厚减少率为0.1～3.0％的加工的调质处理。
发明效果
根据本发明，能够容易并且稳定地制造具有屈服强度为1000MPa以上的高强度和冲压成形时的优良的形状固定性的高强度薄钢板。该效果在产业上可以说是显著的效果。
附图说明
图1是示意地表示形状固定性的评价中使用的帽型构件的概略形状的说明图。
图2是表示小于10nm的析出物的数密度对屈服强度YP产生的影响的图。
图3是表示冲压成形后的开口量与析出物粒径的自然对数值的标准偏差的关系的图。
具体实施方式
首先，对本发明高强度薄钢板的组成限定理由进行说明。以下，将质量％仅用％表示。
C：0.08～0.20％
C在本发明中与V结合而形成V碳化物，有助于高强度化。另外，C具有在热轧后的冷却中降低铁素体相变开始温度的作用，降低碳化物的析出温度，也有助于析出碳化物的微细化。另外，C还有助于抑制卷取后的冷却过程中的碳化物的粗大化。为了得到这样的效果，高强度薄钢板需要含有0.08％以上的C。另一方面，含有超过0.20％的大量的C会抑制铁素体相变，促进向贝氏体、马氏体的相变，因此，铁素体相中的微细的V碳化物的形成受到抑制。因此，将C的含量限定为0.08～0.20％的范围。另外，优选C的含量的范围为0.10～0.18％，更优选为0.12％以上且0.18％以下，进一步优选为0.14％以上且0.18％以下。
Si：0.3％以下
Si具有在热轧后的冷却中促进铁素体相变而使铁素体相变开始温度升高的作用，使碳化物的析出温度升高，从而使碳化物粗大地析出。另外，Si在热轧后的退火等中在钢板表面上形成Si氧化物。该Si氧化物产生在镀层处理时产生不上镀部分等显著妨碍镀覆性的不良影响。因此，本发明中，将Si的含量限定为0.3％以下。另外，Si的含量优选为0.1％以下，更优选为0.05％以下，进一步优选为0.03％以下。
Mn：0.1～3.0％
Mn在热轧后的冷却中有助于铁素体相变开始温度的降低。由此，碳化物的析出温度降低，能够使碳化物微细化。另外，Mn除了有助于固溶强化之外，通过使铁素体晶粒细粒化的作用还有助于钢板的高强度化。另外，Mn还具有将有害的钢中S以MnS的形式固定而使其无害化的作用。为了得到这样的效果，需要含有0.1％以上的Mn。另一方面，含有超过3.0％的大量的Mn会抑制铁素体相变，促进向贝氏体、马氏体的相变，因此，铁素体相中的微细的V碳化物的形成受到抑制。因此，将Mn的含量限定为0.1～3.0％的范围。另外，Mn的含量优选为0.3％以上且2.0％以下，更优选为0.5％以上且2.0％以下，进一步优选为1.0％以上且1.5％以下。
P：0.10％以下
P是在晶界发生偏析而使延展性、韧性劣化的元素。另外，P在热轧后的冷却中促进铁素体相变，使铁素体相变开始温度升高，使碳化物的析出温度升高，使碳化物粗大地析出。因此，本发明中优选尽可能降低P的含量。但是，P的含量可以允许至0.10％。因此，将P的含量限定为0.10％以下。另外，P的含量优选为0.05％以下，更优选为0.03％以下，进一步优选为0.01％以下。
S：0.030％以下
S显著降低热延展性，因此，诱发热裂纹，使表面性状显著劣化。另外，S不仅对高强度化几乎没有贡献，而且作为杂质元素形成粗大的硫化物，降低钢板的延展性、延伸凸缘性。这种情况在含有超过0.030％的S时变得显著。因此，将S的含量限定为0.030％以下。另外，S的含量优选为0.010％以下，更优选为0.003％以下，进一步优选为0.001％以下。
Al：0.10％以下
Al在热轧后的冷却中促进铁素体相变，通过铁素体相变开始温度的升高而使碳化物的析出温度升高，从而使碳化物粗大地析出。另外，含有超过0.10％的大量的Al会导致铝氧化物的增加，降低钢板的延展性。因此，将Al的含量限定为0.10％以下。另外，Al的含量优选为0.05％以下。另外，下限无需特别限定，Al作为脱氧剂发挥作用，作为Al镇静钢，在高强度薄钢板中含有0.01％以上的Al也没有问题。
N：0.010％以下
N在含有V的本发明中，在高温下与V结合而形成粗大的V氮化物。粗大的V氮化物对强度增加几乎没有贡献，因此，使V添加所产生的高强度化的效果减小。另外，含有大量N时，在热轧中产生钢坯裂纹，有可能使表面缺陷多发。因此，将N的含量限定为0.010％以下。另外，N的含量优选为0.005％以下，更优选为0.003％以下，进一步优选为0.002％以下。
V：0.20～0.80％
V与C结合而形成微细的碳化物，有助于钢板的高强度化。为了得到这样的效果，需要含有0.20％以上的V。另一方面，含有超过0.80％的大量的V时，在热轧后的冷却中促进铁素体相变，通过铁素体相变开始温度的升高而使碳化物的析出温度升高，从而使粗大的碳化物析出。因此，将V的含量限定为0.20～0.80％的范围。另外，V的含量优选为0.25％以上且0.60％以下，更优选为0.30％以上且0.50％以下，进一步优选为0.35％以上且0.50％以下。
上述的成分是在高强度薄钢板中含有的基本成分。另外，高强度薄钢板可以在这些基本成分的基础上，根据需要选择地含有选自下述A组～F组中的一组或两组以上作为选择元素。
A组：Ti：0.005～0.20％
A组的Ti与V、C形成微细的复合碳化物，有助于高强度化。为了得到这样的效果，优选含有0.005％以上的Ti。另一方面，含有超过0.20％的大量的Ti时，在高温下形成粗大的碳化物。因此，在含有Ti的情况下，优选将A组的Ti的含量限定为0.005～0.20％的范围，更优选为0.05％以上且0.15％以下，进一步优选为0.08％以上且0.15％以下。
B组：选自Nb：0.005～0.50％、Mo：0.005～0.50％、Ta：0.005～0.50％、W：0.005～0.50％中的一种或两种以上
B组的Nb、Mo、Ta、W均为形成微细析出物、通过析出强化而有助于高强度化的元素。本发明的高强度薄钢板可以根据需要选择地含有B组中列举的成分中的一种或两种以上。为了得到这样的效果，关于各成分的优选含量，在Nb的情况下为0.005％，在Mo的情况下为0.005％以上，在Ta的情况下为0.005％以上，在W的情况下为0.005％以上。另一方面，即使大量地含有各自超过0.50％的Nb、Mo、Ta、W，效果也饱和，无法期待与含量相符的效果，在经济上变得不利。因此，在含有B组中列举的成分中的一种或两种以上的情况下，优选将Nb的含量限定为0.005～0.50％的范围，将Mo的含量限定为0.005～0.50％的范围，将Ta的含量限定为0.005～0.50％的范围，将W的含量限定为0.005～0.50％的范围。
C组：B：0.0002～0.0050％
C组的B在热轧后的冷却中使铁素体相变开始温度降低，通过碳化物的析出温度的降低，有助于碳化物的微细化。另外，B在晶界发生偏析而使耐二次加工脆性提高。为了得到这样的效果，优选含有0.0002％以上的B。另一方面，含有超过0.0050％的B时，热变形阻力值升高，热轧变得困难。因此，在含有B的情况下，优选将C组的B的含量限定为0.0002～0.0050％的范围，更优选为0.0005％以上且0.0030％以下，进一步优选为0.0010％以上且0.0020％以下。
D组：选自Cr：0.01～1.0％、Ni：0.01～1.0％、Cu：0.01～1.0％中的一种或两种以上
D组的Cr、Ni、Cu均为通过组织的细粒化而有助于高强度化的元素。本发明的高强度薄钢板可以根据需要含有D组中列举的成分中的一种或两种以上。为了得到这样的效果，关于各成分的优选含量，在Cr的情况下为0.01％以上，在Ni的情况下为0.01％以上，在Cu的情况下为0.01％以上。另一方面，在Cr的含量为超过1.0％的量、Ni的含量为超过1.0％的量、Cu的含量为超过1.0％的量时，即使含有任意一种成分，效果也饱和，无法期待与含量相符的效果，因此，在经济上变得不利。因此，在含有D组中列举的成分中的一种或两种以上的情况下，优选将Cr的含量限定为0.01～1.0％的范围，将Ni的含量限定为0.01～1.0％的范围，将Cu的含量限定为0.01～1.0％的范围。
E组：Sb：0.005～0.050％
E组的Sb是在热轧时偏析到表面上、具有防止从钢原材(钢坯)表面发生氮化、抑制粗大氮化物形成的作用的元素。为了得到这样的效果，优选含有0.005％以上的Sb。另一方面，即使含有超过0.050％的大量Sb，效果也饱和，无法期待与含量相符的效果，在经济上变得不利。因此，在含有Sb的情况下，优选将Sb的含量限定为0.005～0.050％的范围。
F组：选自Ca：0.0005～0.01％、REM：0.0005～0.01％中的一种或两种
F组的Ca、REM均为具有控制硫化物的形态、改善延展性、延伸凸缘性的作用的元素。本发明的高强度薄钢板可以根据需要含有F组中列举的成分中的至少一种。关于用于得到这样的效果的各成分的优选含量，在Ca的情况下为0.0005％以上，在REM的情况下为0.0005％以上。另一方面，在Ca的含量为超过0.01％的量、REM的含量为超过0.01％的量时，即使含有任意一种成分，效果也饱和，无法期待与含量相符的效果，在经济上变得不利。因此，在含有F组中列举的成分中的一种或两种的情况下，优选将Ca的含量限定为0.0005～0.01％的范围，将REM的含量限定为0.0005～0.01％的范围。
上述成分以外的余量由Fe和不可避免的杂质构成。另外，作为不可避免的杂质，可以列举Sn、Mg、Co、As、Pb、Zn、O。只要这些元素的含量合计为0.5％以下，则可以允许。
接着，对本发明高强度薄钢板的组织限定理由进行说明。
本发明的高强度薄钢板具有如下组织：含有以面积率计为95％以上的铁素体相，在该铁素体相中粒径小于10nm的析出物以1.0×105个/μm3以上的数密度且以将析出物粒径取自然对数而得到的值的标准偏差为1.5以下的分布分散析出。
铁素体相：以面积率计为95％以上
本发明的高强度薄钢板以铁素体相作为主相。在此所述的“主相”是指以面积率计为95％以上的情况。主相以外的第二相有马氏体相、贝氏体相。在含有主相以外的相的情况下，优选使主相以外的相的量以面积率的合计计为5％以下。这是由于，在组织中存在贝氏体相、马氏体相等低温相变相作为第二相时，通过相变应变导入了可动位错，屈服强度YP降低。另外，作为主相的铁素体相的组织百分率优选以面积率计为98％以上，更优选为100％。需要说明的是，面积率是通过实施例中记载的方法测定而得到的值。
本发明中，为了确保期望的高强度，使对强度增加影响很大的、粒径小于10nm的微细析出物大量分散析出到铁素体相中。
粒径小于10nm的析出物的数密度：1.0×105个/μm3以上
粗大的析出物对强度几乎没有影响。为了确保屈服强度YP为1000MPa以上的高强度，需要使微细的析出物分散。本发明中，如图2所示，使粒径小于10nm的析出物的数密度为1.0×105个/μm3以上(需要说明的是，粒径设定为析出物的最大径)。粒径小于10nm的析出物的数密度小于1.0×105个/μm3时，无法稳定地确保期望的高强度(屈服强度YP为1000MPa以上)。因此，本发明中，将粒径小于10nm的析出物的数密度限定为1.0×105个/μm3以上。另外，上述数密度优选为2.0×105个/μm3以上，更优选为3.0×105个/μm3以上，进一步优选为4.0×105个/μm3以上。另外，析出物的粒径越小，越容易确保高强度，因此，析出物的粒径优选小于5nm，进一步优选小于3nm。
关于粒径小于10nm的析出物，析出物粒径取自然对数而得到的值的标准偏差：1.5以下
关于粒径小于10nm的析出物，析出物粒径的自然对数值的标准偏差增大而超过1.5时，即，微细析出物的粒径的偏差增大时，如图3所示开口量变大，形状固定性降低。因此，本发明中，将关于粒径小于10nm的析出物的析出物粒径的自然对数值的标准偏差限定为1.5以下。另外，上述标准偏差优选为1.0以下，更优选为0.5以下，进一步优选为0.3以下。
需要说明的是，析出物粒径的自然对数值的标准偏差通过下述(1)式计算。
标准偏差
在此，lndm：平均析出物粒径(nm)的自然对数、
lndi：各析出物的粒径(nm)的自然对数、
n：数据数
关于粒径小于10nm的微细析出物，如果析出物粒径的自然对数的标准偏差增大，即，微细析出物粒径的偏差增大，则相对大的析出物的存在比率也增多。因此推测，在大的析出物周围，位错容易集中，位错产生相互作用而妨碍位错的移动，抑制塑性变形，变形依赖于弹性变形的程度增大，容易发生回弹，容易产生形状不良。因此，缩窄小于10nm的微细析出物的尺寸分布对于提高形状固定性变得重要。
需要说明的是，本发明的高强度薄钢板可以在上述的钢板的表面上形成镀覆被膜或化学转化处理被膜。作为镀覆，可以列举热镀锌、合金化热镀锌、电镀锌等。
接着，对本发明的高强度薄钢板的优选的制造方法进行说明。
以上述组成的钢原材(钢坯)作为起始原材。钢原材的制造方法无需特别限定。例如，优选将上述组成的钢水通过转炉等常用的熔炼方法进行熔炼，通过连铸法等常用的铸造方法制成钢坯等钢原材。
接着，对所得到的钢原材实施热轧工序或者进一步实施镀层退火工序，得到特定的尺寸形状的热轧钢板。
热轧工序中，钢原材不进行加热而保持原样、或者对暂时冷却而得到的温片或冷片进行再次加热，接着，实施由粗轧和精轧构成的热轧，然后冷却，在卷取温度下卷取为卷状。
加热温度：1100℃以上
为了将碳化物形成元素固溶，将钢原材(钢坯等)加热至1100℃以上的高温。由此，碳化物形成元素充分地固溶，在之后的热轧的冷却中或卷取后的冷却中能够析出微细的碳化物。加热温度低于1100℃时，无法使碳化物形成元素充分地固溶，因此，无法分散微细的碳化物。另外，加热温度优选设定为1150℃以上，更优选为1220℃以上，进一步优选为1250℃以上。另外，加热温度的上限无需特别规定。从氧化皮熔融而使表面性状降低等表面性状的观点出发，加热温度的上限优选设定为1350℃以下，更优选为1300℃以下。另外，加热温度下的保持时间设定为10分钟以上。保持时间少于10分钟时，碳化物形成元素不能充分地固溶。另外，保持时间优选为30分钟以上。另外，保持时间的上限无需特别限定。在高温下过度地长时间保持时，能源成本提高，因此，保持时间的上限优选设定为300分钟以下，更优选为180分钟以下，进一步优选为120分钟以下。
加热后的钢原材首先通过热轧工序实施粗轧。粗轧的结束温度设为1000℃以上。
粗轧结束温度：1000℃以上
粗轧的结束温度为低于1000℃的低温时，奥氏体的晶粒变小。因此，在从粗轧结束至精轧结束的期间，晶界成为析出物的析出位点，从而促进粗大碳化物的析出。因此，将粗轧结束温度设定为1000℃以上。另外，粗轧结束温度优选为1050℃以上，进一步优选为1100℃以上。
接着，在粗轧后对钢原材实施精轧。精轧设定为在1000℃以下的温度范围内的轧制率为96％以下、在950℃以下的温度范围内的轧制率为80％以下、精轧结束温度为850℃以上的轧制。
在1000℃以下的温度范围内的轧制率：96％以下
在1000℃以下的温度范围内的轧制率增大而超过96％时，奥氏体(γ)晶粒的平均粒径减小，但通过之后的晶粒生长，γ晶粒容易粗大化。结果，所得到的γ晶粒的粒径分布容易变为大粒径一侧。而且，在轧制后的冷却中，由大γ晶粒产生的铁素体(α)相变受到抑制而产生在低温侧，因此，析出微细的碳化物，小粒径的碳化物增多。另一方面，由小γ晶粒产生的铁素体(α)相变自更高温的一侧产生，因此，容易析出粗大的碳化物。因此，在1000℃以下的温度范围内的轧制率增大而超过96％时，析出物的尺寸分布容易变宽。因此，将在1000℃以下的温度范围内的轧制率限定为96％以下。另外，在1000℃以下的温度范围内的轧制率优选为90％以下，更优选为70％以下，进一步优选为50％以下。
在950℃以下的温度范围内的轧制率：80％以下
在950℃以下的温度范围内的轧制率增大而超过80％时，容易促进由未再结晶奥氏体(γ)晶粒产生的α相变。在精轧结束后的冷却中，未再结晶γ晶粒在高温下相变为α相，由此，碳化物的析出温度增高，碳化物(析出物)变大。因此，析出物(碳化物)的尺寸分布容易变宽。因此，将在950℃以下的温度范围内的轧制率限定为80％以下。另外，在950℃以下的温度范围内的轧制率优选为70％以下，更优选为50％以下，进一步优选为25％以下。需要说明的是，“在950℃以下的温度范围内的轧制率为80％以下”包括轧制率为0％的情况。
精轧结束温度：850℃以上
随着精轧结束温度的降低，位错得到蓄积，因此，在轧制后的冷却时促进α相变，碳化物析出温度增高，碳化物(析出物)容易较大地析出。另外，精轧结束温度达到α区域时，通过应变诱发析出而使粗大的碳化物析出。因此，将精轧结束温度限定为850℃以上。另外，精轧结束温度优选为880℃以上，更优选为920℃以上，进一步优选为940℃以上。
在精轧(热轧)结束后，对钢板实施冷却，在预定的卷取温度下卷取为卷状。
V量越多，对碳化物的析出的影响越显著，因此，本发明中，冷却、卷取温度以与V含量[V]关联的方式进行调节。
关于热轧结束后的冷却，在从精轧结束温度至750℃的温度范围内与V含量[V]关联地以(30×[V])℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，在从750℃至卷取温度的温度范围内与V含量[V]关联地以(10×[V])℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却。
在从精轧结束温度至750℃的温度范围内的平均冷却速度：(30×[V])℃/秒以上
在从精轧结束温度至750℃的温度范围内的平均冷却速度小于(30×[V])℃/秒的情况下，铁素体相变得到促进，因此，碳化物(析出物)的析出温度高，碳化物容易较大地析出。因此，将从精轧结束温度至750℃的冷却以平均冷却速度计与V含量[V]关联地限定为(30×[V])℃/秒以上。另外，上述平均冷却速度优选为(50×[V])℃/秒以上，更优选为(100×[V])℃/秒以上，进一步优选为(150×[V])℃/秒以上。另外，从精轧结束温度至750℃的冷却的平均冷却速度的上限无需特别限定。从设备限制的观点出发，上述平均冷却速度的上限优选设定为(500×[V])℃/秒以下。
在从750℃至卷取温度的温度范围内的平均冷却速度：(10×[V])℃/秒以上
在从750℃至卷取温度的温度范围内的平均冷却速度以平均值计小于(10×[V])℃/秒的情况下，铁素体相变缓慢进行，因此，相变开始温度根据部位而不同，碳化物的粒径产生较大偏差，碳化物的尺寸分布变宽。因此，将从750℃至卷取温度的平均冷却速度限定为(10×[V])℃/秒以上。另外，上述平均冷却速度优选为(20×[V])℃/秒以上，更优选为(30×[V])℃/秒以上，进一步优选为(50×[V])℃/秒以上。在从750℃至卷取温度的温度范围内的平均冷却速度的上限无需特别限定，但从容易控制卷取温度的观点出发，优选设定为约1000℃/秒以下，更优选以平均值计为300℃/秒以下。
卷取温度：500～(700-50×[V])℃
生成的碳化物粒径随卷取温度而变化。卷取温度高时，容易析出粗大的碳化物。另外，卷取温度低时，碳化物的析出受到抑制，生成贝氏体、马氏体等低温相变相的倾向增强。这样的倾向与V含量[V]关联地变得显著，因此，与V含量[V]关联地限定卷取温度。
在卷取温度低于500℃的情况下，碳化物的析出受到抑制，生成贝氏体、马氏体等低温相变相。另一方面，卷取温度超过(700-50×[V])℃时，碳化物变得粗大。因此，将卷取温度限定为500℃～(700-50×[V])℃的范围。另外，上述卷取温度优选为530℃以上且(700-100×[V])℃以下，更优选为530℃以上且(700-150×[V])℃以下，进一步优选为530℃以上且(700-200×[V])℃以下。
在上述的热轧工序后，可以进一步对热轧板实施由酸洗和镀层退火处理构成的镀层退火工序，在钢板表面上形成热镀锌层。
镀层退火处理设定为如下处理：与C含量[C](质量％)关联地在从500℃至均热温度的温度范围内在平均加热速度为(5×[C])℃/秒以上、均热温度为(800-200×[C])℃以下的条件下对热轧板进行加热，在该均热温度下在均热时间为1000秒以下的条件下保持后，以1℃/秒以上的平均冷却速度冷却至镀浴温度，浸渍到该镀浴温度为420～500℃的镀锌浴中。另外，对于镀层退火处理中的碳化物的粒径变化，C含量[C](质量％)的影响变得显著。因此，本发明中，镀层退火处理中的平均加热速度、平均冷却速度、均热温度与C含量[C]关联地进行调节。
从500℃至均热温度的平均加热速度：(5×[C])℃/秒以上
在实施热镀锌的情况下，从500℃至均热温度的平均加热速度小于(5×[C])℃/秒时，在热轧工序中微细析出的碳化物(析出物)变得粗大。因此，将从500℃至均热温度的平均加热速度限定为(5×[C])℃/秒以上。另外，上述平均加热速度优选为(10×[C])℃/秒以上。另外，平均加热速度的上限没有特别限定，但随着平均加热速度增大，均热温度的控制变得困难，因此，优选设定为约1000℃/秒以下。另外，上述平均加热速度的上限优选为300℃/秒以下，更优选为100℃/秒以下，进一步优选为50℃/秒以下。
均热温度：(800-200×[C])℃以下
均热温度增高时，微细析出的析出物(碳化物)变得粗大。C含量越多，这样的倾向越显著，因此，将均热温度与C含量[C]关联地限定为(800-200×[C])℃以下。另外，均热温度优选为(800-300×[C])℃以下，更优选为(800-400×[C])℃以下。另外，均热温度的下限没有特别限定，但由于浸渍到镀锌浴中的关系，只要设定为镀锌浴温度即420～500℃就足够。另外，在要求被膜的表面性状的用途中，优选将均热温度设定为600℃以上，更优选为650℃以上。
均热时间：1000秒以下
退火时的均热时间延长而超过1000秒时，微细析出的析出物(碳化物)变得粗大。因此，将均热时间限定为1000秒以下。另外，均热时间优选为500秒以下，更优选为300秒以下，进一步优选为150秒以下。另外，均热保持时间的下限没有特别限定，只要保持1秒以上，则能够实现期望的目的。
接着，将以上述的温度、时间进行均热后的热轧板浸渍到镀锌浴中，在钢板表面上形成热镀锌层。
从均热温度至镀锌浴温度的平均冷却速度：1℃/秒以上
从均热温度至镀锌浴温度的平均冷却速度小于1℃/秒时，微细析出的析出物(碳化物)变得粗大。因此，将从均热温度至镀锌浴温度的平均冷却速度限定为1℃/秒以上。另外，上述平均冷却速度优选为3℃/秒以上，更优选为5℃/秒以上，进一步优选为10℃/秒以上。另外，达到镀浴温度为止的冷却中的平均冷却速度的上限没有特别限定，从设备限制的观点出发，只要为100℃/秒以下就足够。
另外，镀浴的温度、浸渍时间根据镀层厚度等适当调节即可。
再加热处理条件：在460～600℃下保持1秒以上
再加热处理是为了镀覆被膜的Zn与Fe的合金化而进行的。为了进行镀覆被膜的合金化，需要在460℃以上保持。另一方面，再加热温度增高而超过600℃时，合金化过度进行，镀覆被膜变脆。因此，将再加热处理的温度限定为460～600℃的范围。另外，再加热处理的温度优选为570℃以下。另外，保持时间需要设定为1秒以上。但是，长时间保持时，析出物变得粗大，因此，只要保持约10秒以下，就能够充分地实现目的。另外，保持时间优选为5秒以下。
另外，镀层除了上述的锌镀层以外，还可以为锌与Al的复合镀层、锌与Ni的复合镀层、Al镀层、Al与Si的复合镀层等。
另外，在实施热轧工序后或镀层退火工序后，可以实施调质处理。
通过在热轧工序后或镀层退火工序后对钢板实施赋予轻加工的调质处理，可动位错增加，能够提高形状固定性。为了这样的目的，调质处理优选设定为以0.1％以上的板厚减少率(轧制率)赋予加工的处理。另外，优选板厚减少率为0.3％以上。板厚减少率增大而超过3.0％时，由于位错的相互作用而使位错难以移动，形状固定性降低。因此，在进行调质处理的情况下，优选限定为赋予板厚减少率为0.1～3.0％的加工的处理。另外，进行调质处理时的板厚减少率优选为2.0％以下，进一步优选为1.0％以下。另外，加工可以为利用轧制辊进行的加工、通过拉伸进行的加工、或者轧制(冷轧)与拉伸的复合加工。
以下，基于实施例，进一步对本发明进行说明。
实施例1
将表1(表1-1、表1-2)所示的组成的钢水利用转炉进行熔炼，通过连铸法制成钢坯(钢原材壁厚为250mm)，实施表2(表2-1、表2-2)所示条件的热轧工序或者进一步实施镀层退火工序，得到表3(表3-1、表3-2)所示板厚的薄钢板。
从所得到的薄钢板上裁取试验片，进行组织观察、拉伸试验、形状固定性评价试验。试验方法如下。
(1)组织观察
从所得到的薄钢板上裁取组织观察用试验片，对轧制方向断面(L断面)进行研磨，进行硝酸乙醇溶液腐蚀，用光学显微镜(倍率为500倍)进行组织观察。对300μm×300μm范围的区域进行观察，求出组织的种类及其面积率。
另外，从所得到的薄钢板上裁取薄膜用试验片，进行研磨，制成薄膜试样后，利用透射型电子显微镜(TEM)测定粒径小于10nm的析出物的数密度以及各自的析出物粒径。关于小于10nm的析出物的数密度(个/μm3)，在10个100×100nm2范围的区域中计数小于10nm的析出物的个数，并且通过会聚束电子衍射法求出测定视野的膜厚，计算小于10nm的析出物的数密度。另外，关于析出物的粒径，使用相同的薄膜试样，对500个小于10nm的析出物分别测定其粒径di，对这些粒径进行算术平均，求出平均粒径dm，并且求出粒径di的自然对数lndi，计算出它们的标准偏差σ。需要说明的是，析出物不是球形，因此，各析出物的粒径设定为该析出物的最大径。标准偏差σ通过下述(1)式计算。
标准偏差
在此，lndm：平均析出物粒径(nm)的自然对数、
lndi：各析出物的粒径(nm)的自然对数、
n：数据数
(2)拉伸试验
从所得到的薄钢板上以拉伸方向为与轧制方向成直角的方向的方式切下JIS5号拉伸试验片，基于JIS Z 2241的规定实施拉伸试验，求出屈服强度YP、拉伸强度TS、总伸长率El。
(3)形状固定性评价试验
从所得到的薄钢板上裁取试验材料(大小：80mm×360mm)，进行冲压成形，制成图1所示形状的帽型构件。另外，冲压成形时的压边力设定为20吨、冲模肩半径R设定为5mm。成形后，按照图1所示的要领测定开口量。需要说明的是，在一部分试验材料中，进行热冲压成形，即，将试验材料加热至表3所示的冲压成形温度并进行冲压成形。将所得到的结果示于表3中。
本发明例均成为屈服强度YP为1000MPa以上且帽型构件的开口量为130mm以下的形状固定性优良的高强度薄钢板。另一方面，在本发明的范围之外的比较例的屈服强度YP小于1000MPa，强度低，或者帽型构件的开口量超过130mm，形状固定性降低，未得到兼具高强度和形状固定性的高强度薄钢板。
另外可知，使用本发明薄钢板对部件进行冲压成形时，也能够进行再加热至约500～700℃并成形的热冲压成形。
Claims (10)
1.一种高强度薄钢板，其特征在于，
具有如下组成：以质量％计，含有C：0.08～0.20％、Si：0.3％以下、Mn：0.1～3.0％、P：0.10％以下、S：0.030％以下、Al：0.10％以下、N：0.010％以下、V：0.35～0.80％，且余量由Fe和不可避免的杂质构成，
具有如下组织：含有以面积率计为95％以上的铁素体相，粒径小于10nm的析出物以1.0×105个/μm3以上的数密度且以关于粒径小于10nm的析出物的析出物粒径(nm)的自然对数值的标准偏差为1.5以下的分布分散析出，
并且具有屈服强度为1000MPa以上的高强度。
2.如权利要求1所述的高强度薄钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计还含有选自下述A组～F组中的一组或两组以上，
A组：Ti：0.005～0.20％；
B组：选自Nb：0.005～0.50％、Mo：0.005～0.50％、Ta：0.005～0.50％、W：0.005～0.50％中的一种或两种以上；
C组：B：0.0002～0.0050％；
D组：选自Cr：0.01～1.0％、Ni：0.01～1.0％、Cu：0.01～1.0％中的一种或两种以上；
E组：Sb：0.005～0.050％；
F组：选自Ca：0.0005～0.01％、REM：0.0005～0.01％中的一种或两种。
3.如权利要求1或2所述的高强度薄钢板，其特征在于，在钢板表面上具有镀层。
4.一种高强度薄钢板的制造方法，对钢原材实施热轧工序，所述热轧工序中，在实施加热、由粗轧和精轧构成的热轧后，冷却，在预定的卷取温度下卷取为卷状，所述钢原材具有以质量％计含有C：0.08～0.20％、Si：0.3％以下、Mn：0.1～3.0％、P：0.10％以下、S：0.030％以下、Al：0.10％以下、N：0.010％以下、V：0.35～0.80％且余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成，所述制造方法的特征在于，
将所述加热设定为在1100℃以上的温度下保持10分钟以上的处理，
将所述粗轧设定为粗轧结束温度为1000℃以上的轧制，
将所述精轧设定为在1000℃以下的温度范围内的轧制率为96％以下、在950℃以下的温度范围内的轧制率为80％以下、精轧结束温度为850℃以上的轧制，
将该精轧结束后的所述冷却设定为在从精轧结束温度至750℃的温度范围内与V含量[V](质量％)关联地以(30×[V])℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却、在从750℃至卷取温度的温度范围内与V含量[V](质量％)关联地以(10×[V])℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却的处理，
将所述卷取温度与V含量[V](质量％)关联地设定为500℃以上且(700-50×[V])℃以下的卷取温度。
5.如权利要求4所述的高强度薄钢板的制造方法，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计还含有选自下述A组～F组中的一组或两组以上，
A组：Ti：0.005～0.20％；
B组：选自Nb：0.005～0.50％、Mo：0.005～0.50％、Ta：0.005～0.50％、W：0.005～0.50％中的一种或两种以上；
C组：B：0.0002～0.0050％；
D组：选自Cr：0.01～1.0％、Ni：0.01～1.0％、Cu：0.01～1.0％中的一种或两种以上；
E组：Sb：0.005～0.050％；
F组：选自Ca：0.0005～0.01％、REM：0.0005～0.01％中的一种或两种。
6.如权利要求4或5所述的高强度薄钢板的制造方法，其特征在于，在所述热轧工序之后，对热轧板实施由酸洗和镀层退火处理构成的镀层退火工序时，
将所述镀层退火处理设定为如下处理：与C含量[C](质量％)关联地在从500℃至均热温度的温度范围内以(5×[C])℃/秒以上的平均加热速度加热至均热温度为(800-200×[C])℃以下的温度，在该均热温度下保持1000秒以下的均热时间后，以1℃/秒以上的平均冷却速度冷却至镀浴温度，浸渍到该镀浴温度为420～500℃的镀锌浴中。
7.如权利要求6所述的高强度薄钢板的制造方法，其特征在于，在实施所述镀层退火工序后，进一步实施再加热至加热温度为460～600℃范围的温度并在该加热温度下保持1秒以上的再加热处理。
8.如权利要求4或5所述的高强度薄钢板的制造方法，其特征在于，在所述热轧工序后，进一步实施赋予板厚减少率为0.1～3.0％的加工的调质处理。
9.如权利要求6所述的高强度薄钢板的制造方法，其特征在于，在所述热轧工序后或所述镀层退火工序后，进一步实施赋予板厚减少率为0.1～3.0％的加工的调质处理。
10.如权利要求7所述的高强度薄钢板的制造方法，其特征在于，在所述热轧工序后或所述镀层退火工序后，进一步实施赋予板厚减少率为0.1～3.0％的加工的调质处理。
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