CN107406937A

CN107406937A - 高强度钢板及其制造方法

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Publication number: CN107406937A
Application number: CN201680013160.7A
Authority: CN
Inventors: 木津太郎; 丰田俊介; 木户章雅; 田谷哲志
Original assignee: NKK Corp
Current assignee: JFE Steel Corp; JFE Engineering Corp
Priority date: 2015-03-06
Filing date: 2016-03-01
Publication date: 2017-11-28
Anticipated expiration: 2036-03-01
Also published as: CN107406937B; EP3266897A4; KR101986033B1; EP3266897A1; JP6172399B2; JPWO2016143298A1; WO2016143298A1; EP3266897B1; KR20170118868A; MX2017011382A; US20180016657A1; US10815547B2

Abstract

本发明提供具有拉伸强度为780MPa以上这样的高强度、并且兼具优异的冲裁性和延伸凸缘性的高强度钢板及其制造方法。本发明为一种高强度钢板，其以质量％计含有C：0.05～0.30％、Si：0.6～2.0％、Mn：1.3～3.0％、P：0.10％以下、S：0.030％以下、Al：2.0％以下、N：0.010％以下、以及Ti、Nb及V的1者或2者以上：各自为0.01～1.0％，余部由铁及不可避免的杂质，具有以面积分数计为50％以上的铁素体组织，Fe的析出量为0.04质量％以上，含有粒子直径小于20nm的析出物，下述(1)式定义的C^*和下述(2)式定义的C^* _p满足下述(3)～(5)式的条件。记C^*＝([Ti]/48+[Nb]/93+[V]/51+[Mo]/96+[Ta]/181+[W]/184)×12……(1)C^* _p＝([Ti]_p/48+[Nb]_p/93+[V]_p/51+[Mo]_p/96+[Ta]_p/181+[W]_p/184)×12……(2) C^*≧0.035……(3)‑0.015≦[C]‑C^*≦0.03……(4)C^* _p/C^*≧0.3……(5)。

Description

高强度钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及高强度钢板，尤其涉及适合于汽车的下臂(lower arm)等行走部分构件，柱(pillar)、机件(member)等骨架构件和它们的增强构件，防撞梁(door impactbeam)、片材构件、自动售货机、桌子、家电·OA设备(办公自动化设备)、建材等所使用的结构用构件等的兼具强度和冲裁性及延伸凸缘性的高强度钢板。此外，本发明涉及所述高强度钢板的制造方法。

背景技术

近年来，随着对地球环境的关心的提高，欲削减制造时的CO₂排出量多的钢板的使用量这样的需求正在增加。另外，在汽车领域，维持汽车车体的强度的同时减轻车体从而提高燃油效率这样的要求也正在逐渐变大。在维持汽车车体的强度并实现轻量化方面，通过作为汽车部件用原料的钢板的高强度化而将钢板薄壁化是有效的。

另一方面，由于以钢板为原料的汽车部件大多数是通过冲压加工、凸缘成型等成型的，因而对汽车部件用钢板要求具有优异的冲裁性及延伸凸缘性。因此，在汽车部件用钢板中，强度和加工性均重要，需求延伸凸缘性等加工性优异的高强度钢板。

因此，为了得到兼具强度和加工性的高强度钢板而正在进行研究开发，但是对一般的钢铁材料而言，由于高强度化导致加工性降低，因此在不损害强度的情况下对高强度钢板赋予冲裁性、延伸凸缘性等加工性是困难的。

例如，专利文献1中公开了一种提高了冲裁加工性的钢板，所述钢板含有C：0.010～0.200％、Si：0.01～1.5％、Mn：0.25～3％、P：0.05％以下、以及选自由Ti、Nb、V、Mo组成的组中的1者或2者以上，铁素体的大角度晶界中的C偏析量为4～10atms/nm²。

此外，专利文献2中公开了一种钢板，所述钢板通过含有C：0.08～0.20％、Si：0.2～1.0％、Mn：0.5～2.5％、P：0.04％以下、S：0.005％以下、Al：0.05％以下、Ti：0.07～0.20、及V：0.20～0.80，具有80～98％的铁素体相和第二相，使小于20nm的析出物中包含的Ti、V量总计为0.150％以上，并且使铁素体相与第二相的维氏硬度之差为-300～300，由此来提高凸缘加工性。

专利文献3中公开了一种钢板，所述钢板为含有C：0.03～0.07％、Si：0.005～1.8％、Mn：0.1～1.9％、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.001～0.1％、N：0.005％以下、及Nb：0.002～0.008％并且控制了Ti、S量的成分组成，并且具有90％以上的先共析铁素体，平均结晶粒径为5～12μm、伸长率(elongation rate)为1.2～3，TiC的平均粒径为1.5～3nm、密度为1×10¹⁶～～5×10¹⁷个/cm³。

专利文献4中公开了一种钢板，所述钢板以铁素体相和贝氏体相为组织，铁素体相的40％以上析出至面间隔为20～60nm的相界面。

并且，专利文献5中公开了一种钢板，所述钢板具有含有C：0.06～0.15％、Si：1.2％以下、Mn：0.5～1.6％、P：0.04％以下、S：0.05％以下、Al：0.05％以下、及Ti：0.05～0.16％的成分组成，铁素体相为50～90％，铁素体相与贝氏体相的总计为95％以上，铁素体相中含有包含Ti的、小于20nm的析出物为650～1100ppm，并且贝氏体相的维氏硬度的偏差为150以下。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2008-261029号公报

专利文献2：日本特开2011-17060号公报

专利文献3：日本特开2011-12308号公报

专利文献4：日本特开2011-225938号公报

专利文献5：日本特开2011-68945号公报

发明内容

发明要解决的课题

然而，专利文献1记载的技术中，在热轧中的精轧(finish rolling)结束后，必须以50℃/s以上这样的高冷却速度将钢板冷却至600～650℃狭窄的温度范围。因此，难以稳定地制造专利文献1记载的钢板，除此之外，存在为了制作该钢板必需巨大的设备投资这样的问题。

此外，专利文献2～5记载的钢板中，虽然关于延伸凸缘性、内缘翻边加工性看到了一定的改善，但存在冲裁性不充分这样的问题。

因此，为了解决上述现有技术的课题，本发明的目的在于提供具有拉伸强度(TS)为780MPa以上这样的高强度、并且兼具优异的冲裁性和延伸凸缘性的高强度热轧钢板及其制造方法。

用于解决课题的手段

本申请的发明人对同时实现高强度、和优异的冲裁性及延伸凸缘性进行了研究，结果获得了以下见解。

通过将延展性高的铁素体组织作为主相，并使粒子直径为20nm以下的微细的析出物在钢中析出，从而不使成型性明显劣化就能实现高强度化。此外，通过使Fe作为渗碳体析出而将渗碳体作为冲裁时的龟裂的起点，同时通过粒子直径为20nm以下的微细析出物促进龟裂的传播来抑制冲裁时的端面裂纹，由此能够使冲裁性大幅度地提高。另外，在凸缘成型时，微细析出物抑制向渗碳体的应力集中从而应力分散，由此能够使延伸凸缘性也飞跃性地提高。

基于以上的见解进行研究，从而完成了本发明。即，本发明的要旨构成如下所述。

1.高强度钢板，所述高强度钢板具有如下的成分组成：以质量％计含有

C：0.05～0.30％、

Si：0.6～2.0％、

Mn：1.3～3.0％、

P：0.10％以下、

S：0.030％以下、

Al：2.0％以下、

N：0.010％以下、以及

Ti、Nb、及V的1者或2者以上：各自为0.01～1.0％、

余部由Fe及不可避免的杂质构成，

具有以面积分数(area ratio)计为50％以上的铁素体组织，

Fe的析出量为0.04质量％以上，

含有粒子直径小于20nm的析出物，

下述(1)式定义的C*和下述(2)式定义的C*_p满足下述(3)～(5)式的条件。

记

C*＝([Ti]/48+[Nb]/93+[V]/51+[Mo]/96+[Ta]/181+[W]/184)×12……(1)

C*_p＝([Ti]_p/48+[Nb]_p/93+[V]_p/51+[Mo]_p/96+[Ta]_p/181+[W]_p/184)×12……(2)

C*≥0.035……(3)

-0.015≤[C]-C*≤0.03……(4)

C*_p/C*≥0.3……(5)

(其中，[M]为将所述高强度钢板中的元素M的含量以质量％表示的值，[M]_p为将所述粒子直径小于20nm的析出物中含有的元素M相对于钢板整体的含量以质量％表示的值，所述高强度钢板中不含有元素M的情况下，[M]及[M]_p为0)

2.如上述1所述的高强度钢板，其中，所述成分组成以质量％计还含有

Mo、Ta、及W的1者或2者以上：各自为0.005～0.50％。

3.如上述1或2所述的高强度钢板，其中，所述成分组成以质量％计，还含有

Cr、Ni、及Cu的1者或2者以上：各自为0.01～1.0％。

4.如上述1～3中任一项所述的高强度钢板，其中，所述成分组成以质量％计还含有

Sb：0.005～0.050％。

5.如所述1～4中任一项所述的高强度钢板，其中，所述成分组成以质量％计还含有

Ca及REM的一者或两者：各自为0.0005～0.01％。

6.高强度钢板的制造方法，其为上述1～5中任一项所述的高强度钢板的制造方法，所述制造方法包括下述工序：

热轧工序，对具有上述1～5中任一项所述的成分组成的钢原料实施粗轧和精轧从而得到钢板；

第一急冷工序，以从精轧结束时至后续的中间缓冷工序开始之前之间的平均冷却速度为30℃/s以上，将所述精轧结束后的钢板进行冷却；

中间缓冷工序，以小于10℃/s的平均冷却速度将所述第一急冷工序结束后的钢板从大于650℃且750℃以下的开始温度缓慢冷却1～10s；

第二急冷工序，以从中间缓冷结束时至后续的卷绕开始之前之间的平均冷却速度为10℃/s以上，将所述中间缓冷结束后的钢板进行冷却；和

卷绕工序，以卷绕温度350～500℃将所述第二急冷工序结束后的钢板进行卷绕，

并在下述条件下进行所述精轧，所述条件为：

精轧输入侧的钢板的温度：900～1100℃、

精轧总压下率：88％以上、

精轧输出侧的钢板的温度：800～950℃、及

精轧输出侧的通板速度：300m/min以上。

7.如上述6所述的高强度钢板的制造方法，其在所述卷绕工序后，进一步包括以0.1～3.0％的板厚减少率进行加工的加工工序。

发明的效果

根据本发明，可得到具有拉伸强度(TS)为780MPa以上这样的高强度、并且兼具优异的冲裁性和延伸凸缘性的高强度热轧钢板。

附图说明

[图1]为示出C*_p/C*对TS×λ产生影响的图。

[图2]为示出C*_p/C*对冲裁性产生影响的图。

[图3]为示出Fe析出量对冲裁性产生影响的图。

具体实施方式

接下来，对实施本发明的方法具体进行说明。

本发明中，高强度钢板具有上述成分组成是重要的。因此，首先对本发明像上述那样限定钢材的成分组成的理由进行说明。需要说明的是，除非另有特别说明，否则涉及成分组成的“％”表示“质量％”。

C：0.05～0.30％

C是通过与Ti、Nb、V形成微细碳化物从而具有提高钢的强度的作用的元素。此外，C与Fe形成渗碳体，并有助于提高冲裁性。为了获得所述效果，C含量必须为0.05％以上。另一方面，存在大量的C时，铁素体相变被抑制，结果导致Ti、Nb、V的微细碳化物形成量降低。此外，过量的C导致生成大量的渗碳体，明显降低延伸凸缘性。因此，必须使C含量为0.30％以下。需要说明的是，优选C含量为0.25％以下，更优选为0.20％以下。

Si：0.6～2.0％

Si在热轧后的中间缓冷过程中促进铁素体相变，并且使与相变同时析出的Ti、Nb、V易于形成微细碳化物。另外，Si还具有无需使成型性明显降低就能将钢高强度化的作为固溶强化元素的功能。为了获得所述效果，必须使Si含量为0.6％以上，优选为1.0％以上，进一步优选为1.2％以上。另一方面，若大量添加Si，则中间缓冷前的急冷过程(第一冷却工序)中的铁素体相变被促进，导致Ti、Nb、V的粗大的碳化物析出。进而，由于易于在表面生成Si的氧化物，因而在热轧钢板中易于产生化学转化处理不良、在镀覆钢板中易于产生不镀覆等的不良。因此必须使Si含量为2.0％以下，优选为1.5％以下。

Mn：1.3～3.0％、

Mn具有在热轧后的冷却中抑制中间缓冷前开始铁素体相变的作用。另外，Mn还有助于基于固溶强化的钢的高强度化。此外，Mn还具有将有害的钢中的S以MnS形式无害化的作用。为了获得这样的效果，必须使Mn含量为1.3％以上，优选为1.5％以上。另一方面，大量的Mn抑制铁素体相变，并抑制Ti、Nb、V的微细碳化物形成。因此，必须使Mn含量为3.0％以下，优选为2.5％以下，进一步优选为2.0％以下。

P：0.10％以下

P向粒界偏析，从而使钢的延展性、韧性降低。另外，若大量添加P，则在轧制后，中间缓冷前的急冷过程(第一急冷工序)中的铁素体相变被促进，粗大地析出Ti、Nb、V的碳化物。因此，必须使P含量为0.10％以下，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。需要说明的是，关于下限没有限定，也可以为0％，但工业上为大于0％。此外，由于过度的低P化导致精炼时间的增加、成本的上升，因此优选为0.0005％以上。

S：0.030％以下

S显著降低热轧时的延展性，由此诱发热裂，使表面性状显著劣化。另外，S不仅对强度提高没有帮助，而且通过形成粗大的硫化物而使钢的延展性、延伸凸缘性降低。因此，极力降低S含量是理想的。由于S含量大于0.030％时上述问题变得尤为显著，因此本发明中S含量为0.030％以下。此外，优选使S含量为0.010％以下，更优选为0.003％以下，进一步优选为0.001％以下。需要说明的是，关于下限没有限定，也可以为0％，但工业上为大于0％。此外，由于过度的低S化导致精炼时间的增加、成本的上升，因此优选使S含量为0.0005％以上。

Al：2.0％以下

若大量添加Al，则在轧制后，中间缓冷前的急冷过程(第一急冷工序)中的铁素体相变被促进，导致析出Ti、Nb、V的粗大的碳化物。另外，由于易于在钢板的表面生成Al的氧化物，因而在热轧钢板中易于产生表面缺陷等不良、在镀覆钢板中易于产生不镀覆等不良或化学转化处理不良。因此，必须使Al含量为2.0％以下，优选为1.5％以下，进一步优选为1.0％以下。下限没有特别规定，也可以为作为脱氧剂而含有0.01％以上Al的Al镇静(killed)钢。此外，Al在轧制后的中间缓冷过程中，具有促进铁素体相变，同时促进Ti、Nb、V的微细碳化物形成的作用。为了获得所述效果，优选使Al含量为0.2％以上，更优选为0.5％以上。

N：0.010％以下

N与Ti、Nb、V于高温形成粗大的氮化物，对强度提高几乎没有帮助。因此，N减小因添加Ti、Nb、V而产生的高强度化的效果。进而，大量含有N的钢中，可能在热轧中引起板坯裂纹，产生表面缺陷。因此，必须使N含量为0.010％以下，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。需要说明的是，关于下限没有限定，可以为0％，但工业上为大于0％。此外，由于过度的低N化导致精炼时间的增加、成本的上升，因此必须使N含量为0.0005％以上。

Ti、Nb、V的1者或2者以上：各自0.01～1.0％

Ti、Nb、V与C形成微细的碳化物，有助于高强度化，同时还具有改善冲裁性、延伸凸缘性的效果。为了获得这样的效果，必须含有Ti、Nb、V的1者或2者以上各自0.01％以上。另一方面，即使添加各自大于1.0％的Ti、Nb、V的1者或2者以上，也几乎不会增大高强度化的效果，而且会使制造成本上升。因此，必须使Ti、Nb、及V的含量为各自1.0％以下。

进而，出于提高强度、冲裁性、延伸凸缘性等特性的目的，可向钢中任意地添加以下的成分。

Mo、Ta、W的1者或2者以上：各自0.005～0.50％

Mo、Ta、W通过形成微细析出物而有助于强度、冲裁性、延伸凸缘性的改善。为了获得所述效果，添加Mo、Ta、W的情况下，优选添加各自0.005％以上的Mo、Ta、W的1者或2者以上。另一方面，即使大量添加Mo、Ta、W，也导致不仅效果饱和而且成本上升，因此添加Mo、Ta、及W中的至少一者的情况下，优选各自的含量为0.50％以下。

Cr、Ni、Cu的1者或2者以上：各自0.01～1.0％

Cr、Ni、Cu通过将钢的组织细粒化而有助于高强度化和提高韧性。为了获得这样的效果，添加Cr、Ni、Cu的情况下，优选添加各自0.01％以上的Cr、Ni、Cu的1者或2者以上。另一方面，即使大量添加Cr、Ni、Cu，也导致不仅效果饱和而且成本上升，因此添加Cr、Ni、及Cu中的至少一者的情况下，优选它们的含量为各自1.0％以下。

Sb：0.005～0.050％

Sb在热轧时向钢的表面偏析，具有防止钢被氮化的作用。因此，通过添加Sb，能够抑制粗大的氮化物的形成。为了获得这样的效果，添加Sb的情况下，优选使Sb含量为0.005％以上。另一方面，由于若大量添加Sb则成本上升，因此添加Sb的情况下，优选使含量为0.050％以下。

Ca、REM的一者或两者：各自0.0005～0.01％

Ca、REM(稀土类金属)可以通过控制硫化物的形态来提高延展性、延伸凸缘性。为了获得这样的效果，添加Ca、REM的情况下，优选添加Ca、REM的一者或两者各自0.0005％以上。另一方面，大量的添加不仅效果饱和而且成本上升，因此添加Ca、REM的情况下，优选Ca、REM的含量为各自0.01％以下。

本发明的高强度钢板的余部由Fe及不可避免的杂质构成。需要说明的是，在不损害本发明的作用·效果的范围内，可以允许含有以杂质为首的其他微量元素。例如，总计含有0.5％以下的Sn、Mg、Co、As、Pb、Zn、及O等杂质是允许的，这是由于钢板的特性未受影响。

另外，本发明中，高强度钢板具有以面积分数计为50％以上的铁素体组织且Fe的析出量为0.04％以上是重要的。以下，对所述组织的限定理由进行说明。

铁素体组织：面积分数50％以上

铁素体的加工性优异。本发明中，为了提高钢板的加工性，铁素体组织占钢板的金属组织的比例以面积分数计为50％以上。铁素体面积分数优选为60％以上，更优选为70％以上。另一方面，铁素体面积分数的上限没有特别限定，优选为100％。

需要说明的是，关于铁素体以外的余部的组织没有特别限定，可以为贝氏体、马氏体、珠光体等任意的组织。从韧性的观点考虑，优选含有上贝氏体组织。含有上贝氏体组织的情况下，其面积分数优选为5％以上，更优选为10％以上。上贝氏体组织的面积分数的上限没有特别限定，小于50％即可，优选为小于40％，更优选为小于30％。

Fe的析出量：0.04质量％以上

Fe一旦形成碳化物，则作为渗碳体在钢中析出。若Fe的析出量少，则冲裁性明显降低。因此，本发明中Fe的析出量为0.04质量％以上。另一方面，若Fe过量析出，则延伸凸缘性恶化。因此，Fe的析出量优选为0.5％质量以下，更优选为0.3质量％以下，进一步优选为0.2质量％以下。需要说明的是，此处，Fe的析出量是指相对于钢板整体而言析出的Fe的质量比例。

进而，本发明中，高强度钢板含有粒子直径小于20nm的析出物、上述(1)式定义的C*和上述(2)式定义的C*_p满足上述(3)～(5)式的条件是重要的。以下，对上述限定的理由进行说明。

关于(1)、(3)、(4)式

上述(1)式定义的C*的值为将钢中含有的Ti、Nb、V、Mo、Ta、及W的总计量换算成碳量而得到的值(假定这些元素全部形成碳化物)。Ti、Nb、V、Mo、Ta、及W(以下，也有时记为Ti等)形成碳化物从而具有使钢的强度提高的作用。因此，本发明中，为了提高钢的强度，如上述(3)式规定的那样添加上述元素，使得C*为0.035以上。需要说明的是，C*的上限没有特别限定，从抑制因析出的碳化物量的增加导致的加工性的降低的观点考虑，优选为0.2％以下，更优选为0.15％以下。

此外，即使以满足上述(3)式的条件的量添加Ti等元素，若C含量相对于Ti等的添加量少，以碳化物形式析出的量也减少。其结果，Ti等中的没有析出的物质固溶于钢中，固溶了的Ti等元素对钢的高强度化没有帮助。此外，由于因与Ti等元素形成碳化物从而C被消耗，因此若添加C量少则用于形成渗碳体的C量也减少。其结果，渗碳体的析出量减少。因此，必须如上述(4)式规定的那样使([C]-C*)的值为-0.015以上。需要说明的是，优选([C]-C*)为0以上，即优选[C]为C*以上。另一方面，若C含量相对于Ti等的添加量过多，则不与Ti等元素形成碳化物的剩余C增加。若大量存在剩余C，则渗碳体的析出量增加，延伸凸缘性明显降低。因此，必须如上述(4)式规定的那样使钢的C含量([C]-C*)的值为0.03以下。需要说明的是，([C]-C*)优选为0.02以下。

关于(2)、(5)式

如上述那样Ti等元素以碳化物形式析出，但粒子直径为20nm以上的析出物对钢板的高强度化没有帮助。因此，本发明中，钢板必须含有粒子直径小于20nm的析出物。另外，此时，若以粒子直径小于20nm的析出物形式析出的Ti等相对于钢中添加的Ti、Nb、V、Mo、Ta、及W的量的比例少，则高强度化的效率变差、制造成本上升，此外，无法获得充分的冲裁性、延伸凸缘性。因此，本发明中，如上述(5)式所规定的那样使上述(2)式定义的C*_p的值相对于上述(1)式定义的C*的值的比(C*_p/C*)为0.3以上。此处，所述C*_p的值为将钢中含有的Ti、Nb、V、Mo、Ta、及W中的、粒子直径小于20nm的析出物中含有的物质的总计量换算成碳量而得到的值(假定这些元素全部形成碳化物)。因此，钢中含有的Ti、Nb、V、Mo、Ta、及W全部以粒子直径小于20nm的析出物的形式析出的情况下，C*_p/C*为1。需要说明的是，C*_p/C*优选为0.5以上，更优选为0.7以上，进一步优选为0.9以上。另一方面，关于C*_p/C*的上限没有特别限定，如上述那样最大为1。

[制造方法]

接下来，对制造本发明的高强度钢板的方法进行说明。需要说明的是，关于温度的记载除非另有特别说明，否则表示钢板的表面温度。

本发明的高强度钢板可通过按照特定的条件对具有上述的成分组成的钢原料进行热轧而制造。具体而言，依次进行以下的(1)～(5)的工序。

工序(1)，热轧工序，对钢原料实施粗轧和精轧从而得到钢板，

工序(2)，第一急冷工序，将所述精轧结束后的钢板冷却，

工序(3)，中间缓冷工序，将所述第一急冷工序结束后的钢板缓慢冷却，

工序(4)，第二急冷工序，将所述中间缓冷结束后的钢板冷却，及

工序(5)，卷绕工序，将所述第二急冷工序结束后的钢板卷绕。

还可以任意地设置工序(6)，加工工序，对所述卷绕工序后的钢板实施加工。

以下，对上述(1)～(6)的各工序具体进行说明。需要说明的是，以下说明以外的制造工序没有特别限定，可按照通常的钢板制造方法进行。

(1)热轧工序

最先制造具有上述成分的钢原料。上述钢原料可以利用常法将钢熔炼、铸造来制造。从生产性的观点考虑，所述铸造优选使用连续铸造法。接下来，将所述钢原料(板坯)热轧。所述钢原料可以在铸造后直接进行热轧，或者也可以在成为温片或冷片后，再加热然后实施热轧。热轧工序可以通过粗轧和精轧2个阶段进行。本发明中，粗轧的条件没有特别限定。尤其是采用了薄板坯铸造法的情况下，可以省略粗轧。此外，所述精轧的条件如下所述。

精轧输入侧温度：900～1100℃

若精轧机输入侧的钢板的温度低，则在粗轧机中生成的粗大的奥氏体粒保持不变、而在精轧机中累积应变，因而相变后的铁素体粒的方位差小，而且铁素体粒径也变大，所以韧性、冲裁性降低。因此，精轧机输入侧的钢板温度必须为900℃以上，优选为950℃以上。另一方面，若精轧输入侧的钢板温度过高，则进行奥氏体的再结晶，应变的累积变小，相变后的铁素体粒径变大，韧性、冲裁性降低。因此，精轧输入侧的钢板温度必须为1100℃以下，优选为1050℃以下。

精轧总压下率：88％以上

若精轧中的总压下率小，则在奥氏体区域的应变的累积变小。其结果，相变后的铁素体粒径变大，韧性、冲裁性降低。因此，精轧中的总压下率必须为88％以上。需要说明的是，总压下率优选为90％以上，更优选为92％以上，进一步优选为94％以上。另一方面，精轧总压下率的上限没有特别限定，优选为96％以下。若压下率过大，则由于轧制负荷也变大，因此轧制本身变得困难。此处，精轧总压下率用精轧结束后的板厚t2相对于精轧即将开始前的板厚t1的比计，被定义为(t1-t2)/t1。

精轧输出侧温度：800～950℃

若精轧的输出侧的钢板的温度低，则从精轧结束至中间缓冷之前的冷却过程(第一急冷工序)中的铁素体相变被促进，导致析出粗大的Ti、Nb、V的碳化物。进而，若精轧的结束温度落在铁素体区域，则由于应变诱导析出导致Ti、Nb、V的碳化物进一步变得粗大。因此，最终精轧输出侧的钢板温度必须为800℃以上，优选为850℃以上。另一方面，若精轧输出侧的钢板的温度过高，则奥氏体域的应变的累积变小，因此相变后的铁素体粒变大，韧性、冲裁性降低。因此，精轧输出侧的温度必须为950℃以下，优选为900℃以下。

精轧输出侧的通板速度：300m/min以上

若精轧输出侧的通板速度小，则奥氏体区域的应变的累积变小，在相变后易于部分生成粗大的铁素体。因此，精轧输出侧的通板速度必须为300m/min以上，优选为400m/min以上。另一方面，通板速度的上限没有特别限定，为了通板稳定性，优选为1000m/min以下。

(2)第一急冷工序

从精轧结束至中间缓冷开始之前的平均冷却速度：30℃/s以上

接下来，进行将精轧结束后的钢板冷却的第一急冷工序。在第一急冷工序中，从精轧结束至中间缓冷开始之前之间的平均冷却速度为30℃/s以上。若从精轧结束至中间缓冷开始之前的冷却速度小，则铁素体相变被促进，导致析出粗大的Ti、Nb、V的碳化物。因此，所述平均冷却速度必须为30℃/s以上，优选为50℃/s以上，进一步优选为80℃/s以上。所述平均冷却速度的上限没有特别限定，从控制温度的观点考虑，优选为200℃/s以下。

(3)中间缓冷工序

中间缓冷开始温度：大于650℃且750℃以下

在钢板的温度达到规定的温度的时间点结束上述急冷，开始中间缓冷。若开始中间缓冷的温度过高，则由于在高温下产生铁素体相变，因而导致析出粗大的Ti、Nb、V的碳化物。因此，中间缓冷开始温度必须为750℃以下。另一方面，若中间缓冷开始温度过低，则不能充分地析出Ti、Nb、V的碳化物。因此，必须使中间缓冷开始温度高于650℃。

中间缓冷时的平均冷却速度：小于10℃/s

若中间缓冷时的冷却速度大，则铁素体相变不充分，导致Ti、Nb、V的微细碳化物的析出量也变少。因此，中间缓冷时的平均冷却速度必须小于10℃/s，优选小于6℃/s。下限没有特别限定，优选为4℃/s以上。

中间缓冷时间：1～10s

若中间缓冷时间过短，则铁素体相变不充分，Ti、Nb、V的微细碳化物的析出量也变少。因此，中间缓冷时间必须为1s以上，优选为2s以上，更优选为3s以上。另一方面，若中间缓冷时间过长，则导致Ti、Nb、V的碳化物粗大化。因此，中间缓冷时间必须为10s以下，优选为6s以下。

(4)第二急冷工序

从中间缓冷结束至卷绕开始之前的平均冷却速度：10℃/s以上

中间缓冷结束后，进而实施第二急冷工序。第二急冷工序中，从中间缓冷结束时至后续的卷绕开始之前之间的平均冷却速度为10℃/s以上。若从中间缓冷结束时至开始卷绕之前的冷却速度过小，则导致Ti、Nb、V的碳化物粗大化。因此，从中间缓冷结束至开始卷绕之前的平均冷却速度必须为10℃/s以上，优选为30℃/s以上，更优选为50℃/s以上。上限没有特别限定，从控制温度的观点考虑，优选为100℃/s以下。

(5)卷绕工序

卷绕温度：350～500℃

接下来，将第二急冷工序结束后的钢板卷绕成卷状。此时，卷绕温度为350～500℃。若卷绕温度过高，则导致Ti、Nb、V的碳化物粗大化。因此，卷绕温度必须为500℃以下。另一方面，若卷绕温度过低，则作为Fe的碳化物的渗碳体的生成被抑制。因此，卷绕温度必须为350℃以上。

(6)加工工序

也可以通过对上述卷绕工序后的钢板施加轻加工而增加可动位错、提高钢板的冲裁性。为此，优选以0.1％以上的板厚减少率实施加工。需要说明的是，所述板厚减少率更优选为0.3％以上。另一方面，若板厚减少率过大，则因位错的相互作用而使位错难以移动，反而降低冲裁性。因此，实施加工的情况下，板厚减少率优选为3.0％以下，更优选为2.0％以下，进一步优选为1.0％以下。此处，所述加工的方法可以是利用轧辊的压下轧制，也可以是通过拉伸钢板来施加张力的拉伸加工，还可以是轧制和拉伸的结合。

需要说明的是，本发明的高强度钢板包括实施了表面处理、被覆的高强度钢板。例如，可以对按照上述的步骤制造而成的热轧钢板进行酸洗从而将形成于表面的氧化皮除去，然后对钢板表面实施镀覆。作为所述镀覆，可使用镀锌、锌和A1的复合镀、锌和Ni的复合镀等锌系镀覆；镀Al、Al和Si的复合镀等Al系镀覆等各种镀覆。此外，所述镀覆的方式可利用热浸镀、电镀任一者。此外，可通过镀覆后的加热进行合金化。其中，优选为热浸镀锌系钢板、合金化热浸镀锌系钢板。进而，在镀覆后，可通过化学转化处理、涂装来实施被覆。

需要说明的是，本发明的高强度钢板的拉伸强度(TS)优选为780MPa以上。此外，扩孔率优选为55％以上。扩孔率的上限优选为150％左右。拉伸强度与扩孔率之积(TS×λ)优选为60000MPa·％以上，优选为150000MPa·％以下。冲裁性优选为：在后述的冲裁试验中在端面视认不到裂纹。此外，高强度钢板的板厚优选为2.0～4.0mm。

实施例

接下来，基于实施例对本发明进一步具体地进行说明。以下的实施例是示出本发明的优选的一例，本发明并不受该实施例的任何限定。

将表1所示的成分组成的板坯加热后，以表2所示的条件进行热轧来制造热轧钢板。此外，关于一部分钢板，进而以表2所记载的板厚减少率进行加工。从各自得到的热轧钢板采集试验片，利用以下所述的方法评价组织及机械特性。将各项目的评价结果示于表3。

[铁素体面积分数]

按照以下的步骤对铁素体面积分数进行评价。首先，将平行于钢板的轧制方向的板厚截面用硝酸乙醇腐蚀，使其呈现出微观组织，从而得到试样。接下来，使用扫描型电子显微镜(SEM)，以500倍的倍率对所述试样表面的300×300μm²区域的组织进行观察，求出铁素体组织的面积分数。

[Fe的析出量]

Fe的析出量通过电解提取法求出。具体而言，如下所述。首先，将试验片作为阳极进行恒流电解，溶解规定量的该试验片。所述电解在10％AA系电解液、即10体积％乙酰丙酮-1质量％氯化四甲基铵-甲醇溶液中进行。接下来，使用孔径为0.2μm的过滤器将通过所述电解而提取的残渣过滤，并将析出物回收。将得到的析出物用混酸溶解，然后利用ICP发射光谱分析法将Fe定量，由其测定值算出Fe的析出量。

[C*_p]

使用以下的方法求出(2)式规定的C*_p的值。首先，将试验片作为阳极在10％AA系电解液中进行恒流电解从而溶解规定量的该试验片，然后用孔径为20nm的过滤器将电解液过滤。利用ICP发射光谱分析法对得到的滤液进行分析，分别测定Ti、Nb、V、Mo、Ta、及W的量，由其测定值算出C*_p的值。

[拉伸试验(YS、TS、E1)]

从各自得到的热轧钢板中切出JIS-5号拉伸试验片，使得试验片的纵向与轧制方向正交，利用JIS-Z2241中规定的金属材料拉伸试验方法对各试验片的机械特性进行评价。测定的项目为屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)、总延伸率(E1)。

[扩孔率(λ)]

基于扩孔率(λ)对钢板的延伸凸缘性进行评价。扩孔率(λ)是通过从各热轧钢板中切出试验片，并按照JIS-Z2256进行扩孔试验来测定的。

[冲裁性]

钢板的冲裁性通过以下的方法来评价。以5％的间隔在间隙5～30％之间冲裁直径为10mm的孔，每个间隙实施3次冲裁，用放大镜对端面状态最差的样品进行目视观察(倍率：10倍)，按有端面裂纹(×)、有微小龟裂(△)、无裂纹(○)3个水平进行评价。

如表3所示，满足本发明的条件的钢板(发明例)均具有780MPa以上的高拉伸强度(TS)，同时兼具优异的延伸凸缘性(扩孔率)和冲裁性。另一方面，不满足本发明的条件的钢板(比较例)的拉伸强度、延伸凸缘性、及冲裁性中的1者或2者以上不良。

将No.1～7、10～18、20、及21的钢板中的C*_p/C*值与拉伸强度和扩孔率之积(TS×λ)之间的相关性示于图1。同样地，将所述钢板中的C*_p/C*值与冲裁性之间的相关性示于图2。由图1、2可知，通过使C*_p/C*值为0.3以上，可以使TS×λ为60000MPa·％以上、冲裁性为○。

此外，将No.1～8、10、11、14～16、18、19、及22的钢板中的Fe析出量与冲裁性之间的相关性示于图3。由图3可知，通过使Fe析出量为0.04％以上，可使冲裁性为○。需要说明的是，图1～3中，为了消除各图的横轴所取的值以外的参数的影响，除了横轴所取的值以外，将钢的组织和成分组成不满足本申请的条件的钢板的数据从图中排出了。

Claims

C：0.05～0.30％、

Si：0.6～2.0％、

Mn：1.3～3.0％、

P：0.10％以下、

S：0.030％以下、

Al：2.0％以下、

N：0.010％以下、以及

Ti、Nb、及V的1者或2者以上：各自为0.01～1.0％、

余部由Fe及不可避免的杂质构成，

所述高强度钢板具有以面积分数计为50％以上的铁素体组织，

Fe的析出量为0.04质量％以上，

含有粒子直径小于20nm的析出物，

下述(1)式定义的C^*和下述(2)式定义的C^* _p满足下述(3)～(5)式的条件，

记

C^*＝([Ti]/48+[Nb]/93+[V]/51+[Mo]/96+[Ta]/181+[W]/184)×12……(1)

C^* _p＝([Ti]_p/48+[Nb]_p/93+[V]_p/51+[Mo]_p/96+[Ta]_p/181+[W]_p/184)×12……(2)

C^*≥0.035……(3)

-0.015≤[C]-C^*≤0.03……(4)

C^* _p/C^*≥0.3……(5)

其中，[M]为将所述高强度钢板中的元素M的含量以质量％表示的值，[M]_p为将所述粒子直径小于20nm的析出物中含有的元素M相对于钢板整体的含量以质量％表示的值，所述高强度钢板中不含有元素M的情况下，[M]及[M]_p为0。

2.如权利要求1所述的高强度钢板，其中，所述成分组成以质量％计还含有

Mo、Ta、及W的1者或2者以上：各自为0.005～0.50％。

3.如权利要求1或2所述的高强度钢板，其中，所述成分组成以质量％计还含有

Cr、Ni、及Cu的1者或2者以上：各自为0.01～1.0％。

4.如权利要求1～3中任一项所述的高强度钢板，其中，所述成分组成以质量％计还含有

Sb：0.005～0.050％。

5.如权利要求1～4中任一项所述的高强度钢板，其中，所述成分组成以质量％计还含有

Ca及REM的一者或两者：各自为0.0005～0.01％。

6.高强度钢板的制造方法，其为权利要求1～5中任一项所述的高强度钢板的制造方法，所述制造方法包括下述工序：

热轧工序，对具有权利要求1～5中任一项所述的成分组成的钢原料实施粗轧和精轧从而得到钢板；

并在下述条件下进行所述精轧，所述条件为：

精轧输入侧的钢板的温度：900～1100℃、

精轧总压下率：88％以上、

精轧输出侧的钢板的温度：800～950℃、及

精轧输出侧的通板速度：300m/min以上。

7.如权利要求6所述的高强度钢板的制造方法，其进一步包括以0.1～3.0％的板厚减少率对所述卷绕工序后的钢板进行加工的加工工序。