CN108474069B - 高强度钢板、高强度镀锌钢板及其制造方法 - Google Patents

高强度钢板、高强度镀锌钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供拉伸强度为980MPa以上的弯曲加工性优异的高强度钢板、高强度镀锌钢板以及它们的制造方法。该高强度钢板的特征在于，具有特定的成分组成，具有如下的特定的金属组织：距表面在板厚方向100μm以内的区域中的Mn偏析度为1.5以下，距表面在板厚方向100μm以内的区域中的与钢板的板面平行的面中，粒子长径5μm以上的氧化物系夹杂物在每100mm2内为1000个以下，在粒子长径5μm以上的氧化物系夹杂物的总个数中，具有氧化铝含有率为50质量％以上、二氧化硅含有率为20质量％以下、氧化钙含有率为40质量％以下的组成的氧化物系夹杂物的个数比率为80％以上；拉伸强度为980MPa以上。

Description

高强度钢板、高强度镀锌钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及优选用作汽车部件等的材料、弯曲性优异的高强度钢板、高强度镀锌钢板以及它们的制造方法。
背景技术
近年来，随着地球环境保护意识的提高，一直强烈要求面向减少汽车的CO2排放量的油耗改善。与之相伴，使作为汽车部件的材料的钢板高强度化而实现部件的薄壁化、使车体轻量化的活动变得活跃。另一方面，高强度钢板与软质钢板相比加工性差，因此难以进行冲压成型等成型加工。特别是拉伸强度为980MPa级以上的钢板大多通过以弯曲加工方式为主体的发泡成型进行加工，因此在成型性中还重视弯曲加工性。
对于高强度钢板的弯曲加工性的改善手段，以往，已经进行了各种研究。例如，在专利文献1中公开了如下技术：通过改善凝固组织的不均质性使钢板表层的硬度分布均质化，从而成为包含铁素体和马氏体的组织，同时提高弯曲性。另外，在专利文献1所记载的技术中，通过使用铸模内电磁搅拌装置等，加快板坯的铸模弯月面附近的凝固界面的钢水流速，利用钢水的流动对处于凝固过程的板坯表层的钢水进行搅拌，从而不易在枝晶的臂间陷入夹杂物、缺陷，防止铸造时在板坯表层附近不均质的凝固组织发展，减少由这些凝固组织的不均质性引起的冷轧-退火后的钢板表层的组织的不均匀的变动、以及由此引起的弯曲性的劣化。
另外，作为控制夹杂物的量或形状、改善钢板的材料特性的技术，例如有专利文献2或3的技术。
在专利文献2中公开了一种以提高延伸凸缘性为目的、限制金属组织和夹杂物量的高强度冷轧钢板。在专利文献2中提出了一种延伸凸缘性优异的高强度冷轧钢板，其具有如下组织：以面积率计含有50％以上(包括100％)的硬度380Hv以下的回火马氏体，剩余部分由铁素体构成，存在于回火马氏体中的当量圆直径0.1μm以上的渗碳体粒子在该回火马氏体每1μm2中为2.3个以下，存在于全部组织中的长径比2.0以上的夹杂物在每1mm2中为200个以下。
另外，在专利文献3中提出了一种延伸凸缘性和疲劳特性优异的高强度钢板，其具有如下化学成分：Ce或La中的1种或2种的合计为0.001～0.04％，此外，以质量基准计，(Ce+La)/酸溶Al≥0.1且(Ce+La)/S为0.4～50。在专利文献3中公开了如下内容：通过添加Ce、La而进行脱氧，在由此生成的微细且硬质的Ce氧化物、La氧化物、氧硫化铈、氧硫化镧上析出MnS、TiS、(Mn、Ti)S，在轧制时也不易发生该析出的MnS、TiS、(Mn、Ti)S的变形，因此在钢板中延伸的粗大的MnS明显减少，在反复变形时或扩孔加工时，这些MnS系夹杂物不易成为裂纹产生的起点或龟裂传播的路径。另外，在专利文献3中公开了如下内容：通过成为与酸溶Al浓度对应的Ce、La浓度，对于由Al脱氧生成的Al2O3系夹杂物，所添加的Ce、La还原分解而形成微细的夹杂物，氧化铝系氧化物不会簇状化而变得粗大。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2011-111670号公报
专利文献2：日本特开2009-215571号公报
专利文献3：日本特开2009-299137号公报
发明内容
然而，在专利文献1所记载的技术中，因为在铸模弯月面附近的凝固界面的钢水流速为15cm/秒以上的条件下进行铸造，所以非金属夹杂物容易残留，存在无法抑制由该夹杂物引起的弯曲裂纹的课题。即，存在弯曲加工性并不良好的课题。应予说明，铸模弯月面附近是指在铸造钢水时，从板坯表面朝向板坯中心形成枝晶组织的程度的附近。
另外，专利文献2所记载的技术虽然对MnS夹杂物等的形态进行控制而改善延伸凸缘性，但没有给出关于大大影响弯曲加工性的氧化物系夹杂物的控制的启示。因此，无法说在专利文献2所记载的技术中弯曲加工性改善是充分的。
另外，专利文献3所记载的技术对弯曲加工性提高并不一定有效。另外，需要添加Ce、La这样的特殊元素，因此制造成本明显上升。
本发明鉴于上述情况，目的在于提供拉伸强度为980MPa以上的弯曲加工性优异的高强度钢板、高强度镀锌钢板以及它们的制造方法。
本发明人等为了解决上述课题，对高强度钢板的弯曲加工性支配因素进行了研究。其结果，发现了加工时的裂纹的起点是存在于距钢板表面100μm以内的粒子长径为5μm以上的氧化物系夹杂物。而且，明确了为了确保优异的弯曲加工性，使该夹杂物个数在观察面积每100mm2(1cm2)内为1000个以下(10个以下/mm2)是有效的，另外，明确了在弯曲加工时产生的微细裂纹的发展受到钢的成分组成、距钢板表面100μm以内的区域的钢板表层的Mn偏析度、以及由热处理决定的钢板的金属组织的影响。另外，还对在制成980MPa以上的弯曲加工性优异的高强度钢板方面的钢板的化学成分(成分组成)、金属组织明确了适当的范围，从而完成了本发明。
本发明是基于上述见解而完成的，其要旨如下。
[1]一种高强度钢板，具有如下成分组成：以质量％计，含有C：0.07～0.30％、Si：0.10～2.5％、Mn：1.8～3.7％、P：0.03％以下、S：0.0020％以下、Sol.Al：0.01～1.0％、N：0.0006～0.0055％、O：0.0008～0.0025％，剩余部分由铁和不可避免的杂质构成，距表面在板厚方向100μm以内的区域中的Mn偏析度为1.5以下，距表面在板厚方向100μm以内的区域中的与钢板的板面平行的面内，粒子长径5μm以上的氧化物系夹杂物为每100mm2内1000个以下，在粒子长径5μm以上的氧化物系夹杂物的总个数中，具有氧化铝含有率为50质量％以上、二氧化硅含有率为20质量％以下、氧化钙含有率为40质量％以下的组成的氧化物系夹杂物的个数比率为80％以上，金属组织以体积率计，包含马氏体相和贝氏体相的合计：25～100％、铁素体相：小于75％(包括0％)、奥氏体相：小于15％(包括0％)，拉伸强度为980MPa以上。
[2]根据[1]所述的高强度钢板，其中，在上述成分组成中，Si(质量％)/Mn(质量％)为0.20～1.00。
[3]根据[1]或[2]所述的高强度钢板，其中，上述成分组成以质量％计，进一步含有Ca：0.0002～0.0030％。
[4]根据[1]～[3]中任一项所述的高强度钢板，其中，上述成分组成以质量％计，进一步含有Ti：0.01～0.1％、Nb：0.01～0.1％、V：0.001～0.1％、Zr：0.001～0.1％中的1种或2种以上。
[5]根据[1]～[4]中任一项所述的高强度钢板，其中，上述成分组成以质量％计，进一步含有Cr：0.01～1.0％、Mo：0.01～0.20％、B：0.0001～0.0030％中的1种或2种以上。
[6]根据[1]～[5]中任一项所述的高强度钢板，其中，上述成分组成以质量％计，进一步含有Cu：0.01～0.5％、Ni：0.01～0.5％、Sn：0.001～0.1％中的1种或2种以上。
[7]根据[1]～[6]中任一项所述的高强度钢板，其中，以质量％计，进一步含有Sb：0.005～0.05％。
[8]根据[1]～[7]中任一项所述的高强度钢板，其中，以质量％计，进一步含有REM、Mg中的1种或2种合计为0.0002％～0.01％。
[9]一种高强度镀锌钢板，具有[1]～[8]中任一项所述的高强度钢板、和形成于该高强度钢板的表面的镀锌层。
[10]一种高强度钢板的制造方法，是[1]～[8]中任一项所述的高强度钢板的制造方法，使RH真空脱气装置中的回流时间为900秒以上，精炼结束后，当进行连续铸造时，在铸模弯月面附近的凝固界面的钢水流速成为1.2m/分钟以下的条件下进行铸造，将该铸造中得到的钢坯材直接或暂时冷却后在1220℃～1300℃进行加热，使粗轧的第1道次的压下量为10％以上，使精轧的第1道次的压下量为20％以上，在Ar3相变点以上的终轧温度结束热轧，在400℃以上且小于550℃的温度区域进行卷取而制成热轧板，将该热轧板酸洗后，以轧制率为40％以上的条件进行冷轧而制成冷轧板，将该冷轧板在加热温度：800～880℃的条件下加热，接着冷却至550～750℃的骤冷开始温度，使上述加热和冷却中的在800～880℃的温度区域的滞留时间为10秒以上，使从该骤冷开始温度到骤冷停止温度的平均冷却速度为15℃/秒以上，冷却至350℃以下的骤冷停止温度，接着在150～450℃的温度区域的滞留时间：100～1000秒的条件下保持。
[11]一种高强度镀锌钢板的制造方法，在由[10]所述的方法得到的高强度钢板的表面施加镀锌层。
根据本发明，通过减小钢板表层(距钢板表面100μm以内的区域)的夹杂物个数，同时将该夹杂物组成控制在适当范围内，以及减小钢板表层的Mn偏析度，从而得到适用于汽车的结构部件等汽车部件用材料、弯曲性(弯曲加工性)优异的高强度钢板、高强度镀锌钢板。
如果本发明的或由本发明的制造方法制造的高强度钢板、高强度镀锌钢板，则实现汽车的碰撞安全性的提高，并且还实现由汽车部件的轻量化带来的油耗效率的改善。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式进行说明。应予说明，本发明不限定于以下的实施方式。
＜高强度钢板＞
首先，对本发明的高强度钢板的成分组成进行说明。
本发明的高强度钢板的成分组成以质量％计，含有C：0.07～0.30％、Si：0.10～2.5％、Mn：1.8～3.7％、P：0.03％以下、S：0.0020％以下、Sol.Al：0.01～1.0％、N：0.0006～0.0055％、O：0.0008～0.0025％，剩余部分由铁和不可避免的杂质构成。
另外，上述成分组成以质量％计，可以进一步含有Ca：0.0002～0.0030％。
另外，上述成分组成可以进一步含有Ti：0.01～0.1％、Nb：0.01～0.1％、V：0.001～0.1％、Zr：0.001～0.1％中的1种或2种以上。
另外，上述成分组成以质量％计，可以进一步含有Cr：0.01～1.0％、Mo：0.01～0.20％、B：0.0001～0.0030％中的1种或2种以上。
另外，上述成分组成以质量％计，可以进一步含有Cu：0.01～0.5％、Ni：0.01～0.5％、Sn：0.001～0.1％中的1种或2种以上。
另外，上述成分组成以质量％计，可以进一步含有Sb：0.005～0.05％。
另外，上述成分组成以质量％计，可以进一步含有REM、Mg中的1种或2种合计为0.0002％～0.01％。
以下，对各成分进行具体说明。在以下说明中表示成分含量的“％”是指“质量％”。
C：0.07～0.30％
C是用于增强淬火组织的马氏体的重要的元素。C含量小于0.07％时强度上升的效果变得不充分。因此，C含量为0.07％以上。优选C含量为0.09％以上。另一方面，如果C含量超过0.30％，则强度变得过高，弯曲加工性明显劣化。另外，因为在点焊的十字拉伸试验中焊接部断裂，所以接合强度明显降低。因此，C含量为0.30％以下。优选C含量为0.25％以下。
Si：0.10～2.5％
Si对提高高强度钢板的延展性是有效的。另外，Si通过将铁素体相固溶强化，从而减少低温转变相与铁素体相的硬度差，因此有助于提高弯曲性或延伸凸缘性。Si含量小于0.10％时其效果并不充分。此外，Si含量小于0.10％时，看不到由作为本发明的特征的氧化物系夹杂物的组成控制带来的弯曲加工性改善效果。因此，Si含量为0.10％以上。另一方面，如果Si含量超过2.5％，则在热轧工序中使钢板表面形成大量的Si氧化物而产生表面缺陷。因此，Si含量为2.5％以下。
Mn：1.8～3.7％
Mn是用于提高高强度钢板的强度而添加的。但是，如果Mn含量超过3.7％，则冷轧时的变形阻力增大，因此不仅冷轧性降低，而且钢板过度硬质化而使延展性和弯曲性变得不充分。此外，由于Mn的偏析，不仅拉伸特性的各向异性变大，而且金属组织在钢板厚度方向不均匀，弯曲性也劣化。另一方面，如果Mn含量小于1.8％，则在退火冷却时生成的铁素体生成量变多，另外也容易导致生成珠光体，强度变得不充分。因此，Mn含量为1.8～3.7％的范围。优选的Mn含量的下限为2.0％以上。优选的Mn含量的上限为3.5％以下。
Si(质量％)/Mn(质量％)：0.20～1.00
Si/Mn比没有特别限定，如果超过1.00，则有时化学转化处理性大幅降低。另一方面，如果小于0.20，则基于Si的固溶强化变小，有时由Mn偏析所致的弯曲裂纹敏感性提高。因此，Si/Mn优选为0.20～1.00的范围。下限优选的范围为0.25以上。上限优选的范围为0.70以下。
P：0.03％以下
P在本发明钢中是杂质，由于使点焊性劣化，因而优选尽可能在炼钢工序中除去。这里，如果P含量超过0.03％，则点焊性的劣化明显。因此，P含量必须为0.03％以下。优选P含量为0.02％以下。更优选为0.01％以下。从抑制制造成本的观点考虑，优选为0.003％以上。
S：0.0020％以下
S在本发明钢中是杂质，除了使点焊性劣化以外，还与Mn结合而形成粗大的MnS使弯曲加工性劣化，因此优选尽可能在炼钢工序中除去。因此，S含量必须为0.0020％以下。优选为0.0010％以下。从抑制制造成本的观点考虑，优选0.0003％以上。
Sol.Al：0.01～1.0％
Sol.Al含量小于0.01％时，脱氧·脱氮的效果不充分。因此，Sol.Al含量为0.01％以上。优选Sol.Al含量为0.03％以上。另外，Sol.Al与Si同样是铁素体生成元素，在希望形成含有铁素体的微观组织时被积极添加。另一方面，含有超过1.0％时，难以稳定地确保拉伸强度980MPa，因此上限为1.0％。应予说明，这里，Sol.Al为酸溶铝，Sol.Al含量是在钢中总Al含量中的除去以氧化物的形式存在的Al的Al含量。
N：0.0006～0.0055％
N是粗钢中含有的杂质，使钢板的成型性劣化，因此N含量必须为0.0055％以下。优选N含量为0.0045％以下。另一方面，如果使N含量小于0.0006％，则精炼成本明显上升。因此，N含量为0.0006％以上。
O：0.0008～0.0025％
O包含于在精炼时生成的金属氧化物等中以钢中的夹杂物的形式残留。如果O含量超过0.0025％，则弯曲加工性明显降低。因此，O含量为0.0025％以下。优选O含量为0.0020％以下。另一方面，如果使O含量小于0.0008％，则精炼成本明显上升。在本发明中，如后所述，通过适当控制氧化物系夹杂物的组成，能够改善弯曲加工性。因此，为了控制精炼成本上升，使O含量为0.0008％以上。
另外，在本发明的钢中，除了上述元素以外，根据目的，可以进一步含有下述元素。
Ca：0.0002～0.0030％
Ca是粗钢中含有的杂质，与氧反应而形成氧化物，或者与其它氧化物反应而形成复合氧化物。如果它们存在于钢中，则会成为钢板中的缺陷的原因，或者使弯曲性劣化，因此Ca含量必须为0.0030％以下。优选为0.0010％以下。应予说明，在拉伸强度980MPa级且要求严格的弯曲性时更优选为0.0005％以下。这里，“严格的弯曲性”是指由实施例中记载的方法测定的临界弯曲半径R/t对980MPa级(980～1179MPa)而言为1.5以下，对1180MPa级(1180～1319MPa)而言为2.5以下，对1320MPa级以上(1320MPa～)而言为3.0以下。
Ti：0.01～0.1％、Nb：0.01～0.1％、V：0.001～0.1％、Zr：0.001～0.1％中的1种或2种以上
Ti、Nb、V、Zr具有如下效果：通过在铸造、热轧工序中在钢中形成碳化物、氮化物，抑制晶体粒径的粗大化，从而抑制由加工产生的龟裂的传播。为了得到这样的效果，可以含有这些元素中的1种或2种以上。然而，过量添加时，碳氮化物的析出量变多，粗大的碳氮化物在板坯加热时熔融残留，从而使产品的成型性降低。因此，设为Ti：0.01～0.1％、Nb：0.01～0.1％、V：0.001～0.1％、Zr：0.001～0.1％的范围。
Cr：0.01～1.0％、Mo：0.01～0.20％、B：0.0001～0.0030％中的1种或2种以上
Cr、Mo、B是对连续退火工序中的制造稳定化有效的元素，为了得到这样的效果，可以含有这些元素中的1种或2种以上。因为分别为0.01％以上、0.01％以上、0.0001％以上能够得到这样的效果，所以Cr含量为0.01％以上，Mo含量为0.01％以上，B含量为0.0001％以上。优选Cr含量为0.1％以上、Mo含量为0.05％以上、B含量为0.0003％以上。另一方面，Cr、Mo、B分别超过1.0％、0.20％、0.0030％时会使延展性劣化。因此，Cr含量为1.0％以下，Mo含量为0.20％以下，B含量为0.0030％以下。优选Cr含量为0.7％以下，Mo含量为0.15％以下，B含量为0.0020％以下。
Cu：0.01～0.5％、Ni：0.01～0.5％、Sn：0.001～0.1％中的1种或2种以上
Cu、Ni、Sn具有提高钢板的耐腐蚀性的效果，为了得到这样的效果，可以含有这些元素中的1种或2种以上。因为分别为0.01％以上、0.01％以上、0.001％以上能够得到这样的效果，所以Cu含量为0.01％以上，Ni含量为0.01％以上，Sn含量为0.001％以上。另一方面，Cu、Ni、Sn分别超过0.5％、0.5％、0.1％时因铸造和热轧时的脆化而产生表面缺陷。因此，Cu含量为0.5％以下，Ni含量为0.5％以下，Sn含量为0.1％以下。
Sb：0.005～0.05％
Sb通过在连续退火的退火过程中在钢板的表层稠化而抑制存在于钢板的表层的B含量的减少。为了得到这样的效果，使Sb含量为0.005％以上。另一方面，如果Sb含量超过0.05％，则不仅其效果饱和，而且因Sb的晶界偏析而使韧性降低。因此，Sb为0.005～0.05％的范围内。优选的Sb含量的下限为0.008％以上。优选的Sb含量的上限为0.02％以下。
REM、Mg中的1种或2种合计为0.0002％～0.01％
这些元素是对使夹杂物微细化、减少破坏的起点而提高成型性有用的元素。添加合计含量小于0.0002％时，无法有效地发挥如上所述的作用。另一方面，如果合计含量超过0.01％，反而使夹杂物粗大化，成型性降低。这里，REM是指Sc、Y和镧系元素的合计17种元素，为镧系元素时，工业上以混合稀土(Mischmetall)的形式添加。本发明中，REM的含量是指这些元素的合计含量。
应予说明，在本发明的钢板中，上述以外的成分为Fe和不可避免的杂质。包含小于上述下限值的上述可任意含有的元素时，这些元素不损害本发明的效果，因此考虑含有这些元素作为不可避免的杂质。
接下来，对本发明钢板的表层的Mn偏析度的限定理由进行说明。
距表面100μm以内的区域中的Mn偏析度为1.5以下
本发明中，Mn偏析度是指相对于钢板的不包括中心偏析部的平均的Mn量的距表面在板厚方向100μm以内的区域(表层)的最大的Mn量(Mn偏析度＝(最大Mn量/平均Mn量))。另外，测定Mn偏析度时，利用EPMA(电子探针显微分析仪，Electron Probe Micro Analyzer)对钢板的Mn浓度分布进行测定。此时，因为Mn偏析度的数值根据EPMA的探针直径而变化，所以使探针直径为2μm，由此对Mn的偏析进行适当的评价。应予说明，因为存在MnS等夹杂物时，最大Mn偏析度明显变大，所以当碰到夹杂物的情况下排除其值而进行评价。
如果Mn偏析度超过1.5，则因金属组织的不均匀化而在弯曲加工时助长龟裂生成，使弯曲性降低。因此，Mn偏析度为1.5以下。优选为1.3以下。
应予说明，相对于距钢板表面100μm存在于板厚中心侧的Mn偏析对弯曲加工性的影响小，因此在本发明中不特别规定。
接下来，对关于氧化物系夹杂物的限定理由进行说明。
本发明中，距钢板的表面在板厚方向100μm以内的区域中的粒子长径5μm以上的氧化物系夹杂物为每100mm2内1000个以下，在该氧化物系夹杂物的总个数中，具有氧化铝含有率为50质量％以上、二氧化硅含有率为20质量％以下、氧化钙含有率为40质量％以下的组成的氧化物系夹杂物的个数比率为80％以上。
将氧化物系夹杂物的形态、组成控制在上述范围是用于实现作为本发明的目的的弯曲加工性提高的最重要的要件。相对于距钢板表面在板厚方向100μm存在于板厚中心侧的氧化物系夹杂物或粒子长径小于5μm的氧化物系夹杂物对弯曲加工性影响较小，因此在本发明中无需特别控制。因此，对存在于距钢板表面100μm以内的区域的粒子长径5μm以上的氧化物系夹杂物进行如下限定。应予说明，粒子长径是指当量圆直径。
在距钢板表面100μm以内的区域中与钢板的板面平行的面上，粒子长径5μm以上的氧化物系夹杂物为每100mm2内超过1000个时弯曲加工性明显劣化。因此，该夹杂物的个数为每100mm2内1000个以下。应予说明，因为氧化物系夹杂物因轧制而伸展，所以在本发明中，夹杂物的大小在与钢板的板面平行的面内进行评价。另外，因为粒子长径5μm以上的氧化物系夹杂物的从钢板表面到深度方向(板厚方向)100μm以内的分布通常大致均匀，所以评价位置可以在距钢板表面100μm以内的任意截面(与钢板表面平行的面)内进行。但是，粒子长径5μm以上的氧化物系夹杂物在板厚方向不均匀分布时，以分布个数最多的深度进行评价。另外，评价面积为100mm2以上。这里“不均匀分布”表示相对于从距表层(表面)10μm的深度开始在深度方向以10μm间距测定9处位置时的氧化物系夹杂物的平均个数存在30％以上或30％以下的个数的情况。另外，“分布个数最多的深度”表示从距表层(表面)10μm的深度开始在深度方向以10μm间距测定9处位置时分布个数最多的深度。
在粒子长径为5μm以上的氧化物系夹杂物中氧化铝作为脱氧产物而不可避免地含有，但氧化铝单独对弯曲加工性的影响较小。另一方面，氧化物系夹杂物中的氧化铝含有率小于50质量％时，氧化物低熔点化，氧化物系夹杂物在轧制加工时伸展，容易成为弯曲加工时的裂纹起点。因此，粒子长径为5μm以上的氧化物系夹杂物中的氧化铝含有率为50质量％以上。二氧化硅、氧化钙因为与氧化铝共存，所以氧化物低熔点化，氧化物系夹杂物在轧制加工时伸展，容易成为弯曲加工时的裂纹起点，因此使钢板的弯曲加工性劣化。以质量％计，分别超过20％、40％时弯曲加工性劣化明显，因此二氧化硅含有率为20质量％以下，氧化钙含有率为40质量％以下。应予说明，作为更优选的夹杂物组成，钢水中的钢中氧化物的平均组成以质量％计，氧化铝含有率为60％以上，且二氧化硅含有率为10％以下，且氧化钙含有率为20％以下。此时，如上所述，在距进行评价的钢板的表面100μm以内的钢板中的粒子长径5μm以上的氧化物系夹杂物的总个数中，只要以个数比率计80％以上满足上述组成的范围，则得到良好的弯曲加工性。因此，使满足上述组成的氧化物系夹杂物的个数比率为80％以上。即，使具有氧化铝含有率为50质量％以上且二氧化硅含有率为20质量％以下且氧化钙含有率为40质量％以下的组成的氧化物系夹杂物的个数比率为80％以上。为了进一步提高弯曲加工性，使该个数比率优选为88％以上，进一步优选为90％以上。氧化物组成的调整通过调整转炉或二次精炼工艺的熔渣组成而实现。另外，钢中氧化物的平均组成可以通过由板坯切出样品，提取残渣分析法(例如，藏保等：铁与钢，Vol.82(1996)，1017)而定量地求出。
接下来，对金属组织的限定理由进行说明。
马氏体相和贝氏体相的体积率：25～100％
通过使马氏体相和贝氏体相的合计的体积率为25％以上，容易确保拉伸强度为980MPa以上的强度。更选体积率为40％以上。上限允许为100％以下，但为了稳定地确保弯曲加工性，马氏体相和贝氏体相的合计的体积率优选95％以下。更优选为90％以下。应予说明，本发明中，马氏体相是指包含经回火的马氏体相。
铁素体相的体积率：小于75％(包括0％)
软质的铁素体相有助于提高钢板的伸长率，因此本发明中可以在小于75％的范围含有铁素体相。另一方面，铁素体相以体积分率计超过75％时，也取决于与低温转变相的组合，但有难以确保拉伸强度980MPa的情况。因此，铁素体相以体积分率计为小于75％的范围。优选为60％以下。
奥氏体相(残留奥氏体相)：小于15％(包括0％)
奥氏体相优选在为含有铁素体相的组织时不含有，但如果小于15％，则因实质上无害而可以含有。进一步优选3％以下。这里，作为优选不含有奥氏体相的情况的“含有铁素体相的情况”是指铁素体相的含量以体积率计为4％以上。无论铁素体相的量如何，奥氏体相小于15％都可以允许，根据铁素体相的量，优选的奥氏体量有所不同。这是由于奥氏体相在弯曲加工时转变为较硬的马氏体相，因而在存在软质的铁素体相时硬度差较大而成为弯曲裂纹的起点，但不含有铁素体相时与周围的相的硬度差小而不易成为弯曲裂纹的起点。即，如果铁素体相的体积率为4％以上，则奥氏体相优选0～5％，如果铁素体相的体积率小于4％，则奥氏体相优选小于15％。
其它相可以在不损害本发明的效果的范围含有。如果合计的体积率为4％以下，则可以允许。作为其它相，例如可举出珠光体。
应予说明，上述高强度钢板可以具有镀锌层。镀锌层例如为热浸镀锌层、电镀锌层。另外，热浸镀锌层可以为经合金化的合金化热浸镀锌层。
接下来，对本发明的高强度钢板的制造方法进行说明。
RH真空脱气装置中的回流时间：900秒(sec)以上
使成分调整用的金属或合金铁的最终添加后的RH真空脱气装置中的回流时间为900秒以上。因为在钢板中存在Ca系复合氧化物时使弯曲性劣化，所以需要减少这些氧化物。因此，在精炼工序中，需要使成分调整用的金属或合金铁的最终添加后的RH真空脱气装置中的回流时间为900秒以上。优选为950s以上。另外，如果考虑生产率，则上述回流时间优选1200s以下。
铸模弯月面附近的凝固界面的钢水流速：1.2m/分钟以下
精炼结束后，当进行连续铸造时，通过使铸模弯月面附近的凝固界面的钢水流速成为1.2m/分钟以下，从而使非金属系夹杂物浮上而除去。优选为1.0m/分钟以下。另一方面，如果钢水流速超过1.2m/分钟，则残留于钢中的非金属系夹杂物的量增加，弯曲性劣化。应予说明，上述钢水流速在考虑生产率时优选0.5m/分钟以上。
另外，为了抑制Mn的偏析，连续铸造中的最终凝固时的轻压下也是有效的。最终凝固时的轻压下是为了消除由铸造的冷却的不均匀而引起的凝固部和未凝固部的混合存在而实施的，由此，板宽方向上的不均匀凝固减少，而且板厚中央的偏析也减少。
板坯加热温度：1220℃～1300℃
根据需要对上述铸造中得到的钢坯材进行加热(如果铸造后的钢板坯的温度在1220℃～1300℃的范围，则无需加热)。加热时，从确保Ar3相变点以上的终轧温度的观点、板坯加热温度的降低有可能导致轧制负荷的过度增加而难以轧制、或者导致轧制后的母材钢板的形状不良的观点、未熔解的粗大的Nb、Ti系的析出物存在时使钢板的加工性显著劣化的观点考虑，板坯加热温度需要为1220℃以上。因为过度使加热温度为高温在经济上不优选，所以板坯加热温度的上限为1300℃。
板坯加热时间没有特别规定，但为短时间时，粗大的Nb、Ti系夹杂物无法熔解，会以粗大的状态残留，有可能使钢板的加工性劣化。因此，优选30分钟以上的板坯加热时间。更优选为1小时以上。
粗轧的第1道次的压下量为10％以上
在钢板表层Mn偏析度较高时，由于微观组织的不均匀化而在弯曲加工时助长龟裂生成，使弯曲性降低。因此，可以通过使粗轧的第1道次的压下量为10％以上而减少Mn偏析。优选为12％以上。小于10％时Mn偏析的减少效果降低，弯曲性变得不充分。应予说明，第1道次中的过量的压下量有时损害钢板形状，因而优选18％以下。
精轧的第1道次的压下量为20％以上
在钢板表层Mn偏析度较高时，由于微观组织的不均匀化而在弯曲加工时助长龟裂生成，使弯曲性降低。因此，可以通过使精轧的第1道次的压下量为20％以上而减少Mn偏析。优选为24％以上。小于20％时Mn偏析的减少效果降低，弯曲性变得不充分。应予说明，从热轧时的通板性的观点考虑，上述压下量优选35％以下。
热精轧温度：Ar3点(Ar3相变点)以上
热精轧温度低于Ar3点时，热精轧后的组织成为带状的展伸颗粒组织，冷轧退火后也保持带状的展伸颗粒组织的状态。因此，弯曲性、延伸凸缘性降低。终轧温度的上限没有特别规定，但如果超过1000℃，则热精轧后的组织变为粗大颗粒，冷轧退火后的组织也为粗大的状态。因此，冷轧退火后的冷却中的铁素体相的生成延迟，过度硬度化，同时表现出弯曲性、延伸凸缘性降低的趋势。另外，该情况下，热精轧后会在高温滞留，因此氧化皮厚度变厚，酸洗后的表面的凹凸变大，结果对冷轧退火后的钢板的弯曲性造成不良影响。应予说明，Ar3由以下公式进行定义。
Ar3＝910－310C－80Mn－20Cu－15Cr－55Ni－80Mo+0.35(t－8)
下述式中，元素符号表示各元素的含量(质量％)，不含有的元素为0。另外，t表示热轧钢板厚度(mm)。
卷取温度：400℃以上且小于550℃
如果卷取温度为550℃以上，则热精轧后的组织的铁素体相的体积率变多，而且成为铁素体相和珠光体相混合存在的组织。该组织为存在C浓度低的铁素体相的区域和C浓度高的珠光体相的区域的不均匀的组织。另外，该组织在连续退火这样的短时间的热处理时在冷轧退火后也保持不均匀的组织的状态，钢板的弯曲性、延伸凸缘性都劣化。另一方面，如果卷取温度过低，则在成本上不利，另外，因为钢板过度硬质化而使冷轧时的变形阻力增大，所以冷轧性降低。因此，卷取温度为400℃以上。
冷轧率：40％以上
如果轧制率小于40％，则不会向钢板中导入均匀的应力，因此在钢板中再结晶的进行情况产生偏差，成为存在粗大的晶粒和微细的晶粒的不均匀的组织，弯曲性、延伸凸缘性劣化。另外，因为冷轧后的退火过程中的再结晶、相变行为延迟，退火中的奥氏体相的量减少，所以最终得到的钢板中的铁素体相的量变得过量。其结果，钢板的拉伸强度降低。上限没有特别设置，如果轧制率超过70％，则再结晶迅速进行，促进晶粒生长，因此晶体粒径粗大化。另外，冷却中的铁素体相的生成受到抑制而过度硬度化，弯曲性、延伸凸缘性劣化，因此优选70％以下。
加热温度(退火温度(均热温度))：800℃～880℃
退火温度小于800℃时，由于加热退火中的铁素体分率提高，从而使退火后最终得到的铁素体相的体积率过量，难以确保拉伸强度980MPa以上。另外，产生作为C、Mn等添加元素的扩散不充分的状态的浓度不均，钢板组织(金属组织)成为低温转变相偏在的不均匀的组织，表现出钢板的加工性(弯曲性、伸长率、延伸凸缘性)劣化的趋势。另一方面，超过880℃时，如果加热到奥氏体单相的温度区域，则奥氏体粒径过度粗大化，在其后的冷却过程中生成的铁素体相的量减少，伸长率降低。另外，铁素体相、低温转变相的晶体粒径粗大化，弯曲性、延伸凸缘性劣化。因此，退火温度为800℃～880℃的范围。更优选为820℃～860℃的范围。
骤冷开始温度：550～750℃
上述加热后，冷却至550～750℃的骤冷开始温度。该过程中，根据需要生成适量的铁素体，在提高延展性的同时进行强度的调整。因此，该骤冷开始之前的冷却优选为缓慢冷却。通过使该过程中的冷却速度(平均冷却速度)小于15℃/秒，从而进一步提高产品的材质的稳定性。因此，该冷却速度优选小于15℃/秒。另外，该冷却的结束温度、即、接着该冷却进行的骤冷的开始温度小于550℃时，铁素体体积率变得过高而容易使强度不足。因此，骤冷开始温度为550℃以上。优选骤冷开始温度为570℃以上。另一方面，如果骤冷开始温度超过750℃，则不仅延展性劣化，而且存在钢板的平坦性劣化的可能性。因此，骤冷开始温度为750℃以下。优选骤冷开始温度为720℃以下。
800℃～880℃的滞留时间：10秒以上
另外，在上述加热和冷却中，在800℃～880℃的温度范围的滞留时间为10秒以上。应予说明，以下，也将该滞留时间称为均热时间。该均热时间小于10秒时无法充分生成奥氏体，难以得到足够的强度。优选该均热时间为30秒以上。应予说明，为了不损害生产率，该均热时间优选为1200秒以下。应予说明，为了确保上述滞留时间，可以在加热后不立即开始冷却而保持一定时间。
从骤冷开始温度到骤冷停止温度的平均冷却速度：15℃/秒以上
骤冷停止温度：350℃以下
上述的从骤冷开始温度到骤冷停止温度的冷却速度(平均冷却速度)小于15℃/秒时淬透变得不充分，容易使强度不足。因此，从骤冷开始温度到骤冷停止温度的冷却速度为15℃/秒以上。为了产品材质稳定化，该冷却速度优选为20℃/秒以上。
另外，如果骤冷停止温度超过350℃，则贝氏体相过量生成，或奥氏体过量残留，使强度不足、延伸凸缘性劣化。因此，骤冷停止温度为350℃以下。
150～450℃的滞留(保持)时间：100～1000秒
如上所述，冷却至骤冷停止温度，接着直接或者再加热后，在150～450℃保持100～1000秒。通过这样进行150～450℃下的保持，从而使之前的骤冷中生成的马氏体回火，弯曲加工性提高。骤冷停止后的保持温度小于150℃时无法充分得到这样的效果。因此，骤冷停止后的保持温度为150℃以上。另外，如果该保持温度超过450℃，则强度降低明显，难以得到980MPa以上的拉伸强度。因此，骤冷停止后的保持温度为450℃以下。另外，在这样的骤冷停止后进行的150～450℃下的保持时间小于100秒时，无法充分得到如上所述的马氏体回火、弯曲加工性提高的效果。因此，150～450℃下的保持时间为100秒以上。另一方面，如果该保持时间超过1000秒，则强度降低明显，难以得到980MPa以上的拉伸强度。因此，150～450℃下的保持时间为1000秒以下。
应予说明，优选在上述保持后，进一步实施调质轧制。为了不丧失屈服伸长率，调质轧制优选在伸长率为0.1～0.7％的范围进行。另外，本发明钢板可以对钢板表面实施电镀或热浸镀锌，另外，可以涂布固体润滑材料等。另外，也可以在热浸镀锌后实施合金化处理。
实施例
使用表1中示出的成分组成的钢，按照表2中示出的条件熔解钢锭，进行铸造。对得到的钢锭(厚度250mm的板坯)以表2中示出的条件实施热轧而得到板厚2.6mm的热轧钢板。接着，进行冷轧，制成板厚1.4mm，进一步实施模拟连续退火的热处理。
将该模拟连续退火的热处理按表2中示出的条件进行(直到骤冷停止温度为止的冷却速度为10℃/s)。接下来，按表2中示出的条件进行再加热或在骤冷停止温度下保持的回火处理，冷却后，进行0.2％的调质轧制。
[表1]
Figure GDA0001708471600000171
[表2]
Figure GDA0001708471600000181
如下所示对如上得到的钢板调查Mn偏析度、氧化物系夹杂物而进行评价，同时对金属组织(组织分率(体积率))、拉伸特性、弯曲加工性进行调查而评价。
Mn偏析度的评价
利用EPMA(电子探针显微分析仪，Electron Probe Micro Analyzer)，对距表面在板厚方向100μm以内的150mm2的区域中的Mn浓度分布进行测定。此时，因为Mn偏析度(距表面100μm以内的区域的Mn浓度的最大值/距表面100μm以内的区域的Mn浓度的平均值)的数值根据EPMA的探针直径而变化，所以使探针直径为2μm，由此来评价Mn的偏析。应予说明，因为存在MnS等夹杂物时最大Mn偏析度明显变大，所以当碰到夹杂物的情况下排除其值而进行评价。
钢板中的氧化物系夹杂物的评价
对距钢板表面在板厚方向深度为50μm、100μm的与板面平行的面在10mm×10mm的范围内进行观察，调查粒子长径5μm以上的夹杂物粒子的个数(因为在深度50μm的位置和100μm的位置结果相同(均等)，所以仅将一方的结果示于表中)。应予说明，当然，与板面平行的面为包含轧制方向的截面(包含轧制方向且与板面平行的面)。另外，对粒子长径5μm以上的夹杂物粒子全部进行SEM-EDX分析，对组成进行定量分析，求出具有氧化铝含有率为50质量％以上、而且二氧化硅含有率为20质量％以下、氧化钙含有率为40质量％以下的组成的夹杂物粒子数(符合组成的个数)。另外，求出符合组成的个数与通过上述观察得到的粒子长径5μm以上的夹杂物粒子的总个数的比率((符合组成的个数)/(粒子长径5μm以上的夹杂物粒子的总个数))，作为符合组成的比率。
金属组织(组织分率)
通过在轧制方向截面，利用扫描式电子显微镜(SEM)观察板厚的1/2位置的面而进行调查。观察以N＝5(观察视场为5处位置)实施，使用倍率：2000倍的截面组织照片，利用图像解析，求出存在于任意设定的50μm×50μm四方的正方形区域内的各相的占有面积，对其进行平均，由此得到各相的体积分率。这里，将除了铁素体相和珠光体相以外的组织视为马氏体相、贝氏体相和残留奥氏体相而进行判定。接下来，使用Mo的Kα射线利用X射线衍射法求出残留奥氏体相的量。即，使用将钢板的板厚1/4附近的面作为测定面的试验片，由奥氏体相的(211)面和(220)面以及铁素体相的(200)面和(220)面的峰强度算出残留奥氏体相的体积率，作为体积分率的值。接下来，将从上述的视为马氏体相、贝氏体相和残留奥氏体相的组织的体积分率中减去残留奥氏体相的体积分率而得的差值判断为马氏体相和贝氏体相的体积分率。
拉伸特性
将与轧制方向成直角的方向作为长边来采取JIS5号试验片(JIS Z2201)，按照JISZ2241进行拉伸试验，求出屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)、作为延展性的指标的总伸长率(El)。另外，在本发明例中，能够确保980MPa以上。
弯曲加工性
对以卷材宽度方向为长边的JIS3号试验片在1/2宽度位置进行采取，通过按照JISZ2248的弯曲试验V形块法(挤压模具的前端角：90°，前端半径从R：0.5mm开始以0.5mm间距进行变更)而求出临界弯曲半径(R(mm))，除以板厚(t(mm))而得的值、即R/t作为指标。此外，为了进行宽度方向的弯曲性的偏差评价，对1/8位置～7/8位置这7处以前述的R/t的临界弯曲半径R实施N5弯曲试验。将裂纹产生率为6％以下的条件判定为偏差性良好。对于弯曲性的评价，利用放大镜以10倍进行观察，将可看到0.2mm以上的长度的裂纹的情况判定为有裂纹。
在表3中示出评价结果。根据该结果可知本发明例的钢板的拉伸强度TS≥980MPa，临界弯曲半径R/t对980MPa级而言为1.5以下，对1180MPa级而言为2.5以下，对1320MPa级以上为3.0以下，机械特性、弯曲加工性优异。另一方面，比较例的钢板的任一特性都差。另外，本发明例的延伸凸缘性良好。
[表3]
Figure GDA0001708471600000211

Claims (6)

1.一种高强度钢板，具有如下成分组成：以质量％计，含有C：0.07～0.30％、Si：0.10～2.5％、Mn：1.8～3.7％、P：0.03％以下、S：0.0020％以下、Sol.Al：0.01～1.0％、N：0.0006～0.0055％、O：0.0008～0.0025％，剩余部分由铁和不可避免的杂质构成；
距表面在板厚方向100μm以内的区域中的Mn偏析度为1.5以下，
距表面在板厚方向100μm以内的区域中的与钢板的板面平行的面内，粒子长径5μm以上的氧化物系夹杂物为每100mm2内1000个以下，
在粒子长径5μm以上的氧化物系夹杂物的总个数中，具有氧化铝含有率为50质量％以上、二氧化硅含有率为20质量％以下、氧化钙含有率为40质量％以下的组成的氧化物系夹杂物的个数比率为80％以上，
金属组织以体积率计，包含马氏体相和贝氏体相的合计：25～100％、铁素体相：小于75％且包括0％、奥氏体相：小于15％且包括0％，
拉伸强度为980MPa以上，
其中，Mn偏析度是指相对于钢板的不包括中心偏析部的平均的Mn量的距表面在板厚方向100μm以内的区域的最大的Mn量，即Mn偏析度＝最大Mn量/平均Mn量，其中从Mn量中排除MnS夹杂物，测定Mn偏析度时，利用电子探针显微分析仪使探针直径为2μm对钢板的Mn浓度分布进行测定。
2.根据权利要求1所述的高强度钢板，其中，在所述成分组成中，以质量％计，Si/Mn为0.20～1.00。
3.根据权利要求1或2所述的高强度钢板，其中，所述成分组成以质量％计，进一步含有作为选择元素的以下A组～F组中的1种以上，
A组：Ca：0.0002～0.0030％，
B组：Ti：0.01～0.1％、Nb：0.01～0.1％、V：0.001～0.1％、Zr：0.001～0.1％中的1种或2种以上，
C组：Cr：0.01～1.0％、Mo：0.01～0.20％、B：0.0001～0.0030％中的1种或2种以上，
D组：Cu：0.01～0.5％、Ni：0.01～0.5％、Sn：0.001～0.1％中的1种或2种以上，
E组：Sb：0.005～0.05％，
F组：合计为0.0002％～0.01％的REM、Mg中的1种或2种。
4.一种高强度镀锌钢板，具有权利要求1～3中任一项所述的高强度钢板、和形成于该高强度钢板的表面的镀锌层。
5.一种高强度钢板的制造方法，是权利要求1～3中任一项所述的高强度钢板的制造方法，
使RH真空脱气装置中的回流时间为900秒以上，精炼结束后，当进行连续铸造时，在铸模弯月面附近的凝固界面的钢水流速成为1.2m/分钟以下的条件下进行铸造，
将该铸造所得到的钢坯材直接或暂时冷却后在1220℃～1300℃进行加热，使粗轧的第1道次的压下量为10％以上，使精轧的第1道次的压下量为20％以上，在Ar3相变点以上的终轧温度结束热轧，在400℃以上且小于550℃的温度区域进行卷取而制成热轧板，
将该热轧板酸洗后，以轧制率为40％以上的条件进行冷轧而制成冷轧板，
将该冷轧板在加热温度为800～880℃的条件下加热，接着冷却至550～750℃的骤冷开始温度，使所述加热和冷却中的在800～880℃的温度区域的滞留时间为10秒以上，使从该骤冷开始温度到骤冷停止温度的平均冷却速度为15℃/秒以上，冷却至350℃以下的骤冷停止温度，接着在150～450℃的温度区域的滞留时间为100～1000秒的条件下保持。
6.一种高强度镀锌钢板的制造方法，在由权利要求5所述的方法得到的高强度钢板的表面施加镀锌层。
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