CN113544300B - 高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

高强度钢板及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN113544300B
CN113544300B CN202080018921.4A CN202080018921A CN113544300B CN 113544300 B CN113544300 B CN 113544300B CN 202080018921 A CN202080018921 A CN 202080018921A CN 113544300 B CN113544300 B CN 113544300B
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel sheet
hot
less
precipitates
strength
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN202080018921.4A
Other languages
English (en)
Other versions
CN113544300A (zh
Inventor
东昌史
樱田荣作
虻川玄纪
大冢研一郎
丰田武
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp filed Critical Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Publication of CN113544300A publication Critical patent/CN113544300A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN113544300B publication Critical patent/CN113544300B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES OR PROFILES, OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
    • B21C47/00—Winding-up, coiling or winding-off metal wire, metal band or other flexible metal material characterised by features relevant to metal processing only
    • B21C47/02—Winding-up or coiling
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/001—Heat treatment of ferrous alloys containing Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/02—Hardening by precipitation
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/02—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working
    • C21D7/10—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working of the whole cross-section, e.g. of concrete reinforcing bars
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0242—Flattening; Dressing; Flexing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/12—Aluminium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23G—CLEANING OR DE-GREASING OF METALLIC MATERIAL BY CHEMICAL METHODS OTHER THAN ELECTROLYSIS
    • C23G1/00—Cleaning or pickling metallic material with solutions or molten salts
    • C23G1/02—Cleaning or pickling metallic material with solutions or molten salts with acid solutions
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • General Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

该高强度钢板具有预定的化学组成，显微组织以体积率计含有80％以上的回火马氏体，余量由铁素体和贝氏体构成，所述显微组织的每单位体积含有5.0×1011个/mm3以上的等效圆直径为5.0nm以下的含Ti析出物，从表面起深度20μm的位置处的平均硬度Hvs与从所述表面起0.20～0.50mm的位置处的平均硬度Hvc之比即Hvs/Hvc为0.85以上，抗拉强度为1180MPa以上。

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及其制造方法。
本申请基于2019年3月22日向日本申请的日本特愿2019-055471号主张优先权，将其内容援引于此。
背景技术
近年来，为了保护地球环境，要求提高汽车的燃料经济性。关于汽车的燃料经济性提高，对于在汽车部件中使用的钢板(汽车用钢板)，为了确保耐碰撞性能并将车身轻量化，高强度钢板的应用正在推进，面向行驶部件也在推进高强度钢板的开发。对于向汽车的行驶部件应用的钢板，除了高抗拉强度、高屈服强度(高YP)之外，也要求耐疲劳特性优异。
例如专利文献1、2公开了通过对热轧后的钢板实施退火并在其前后实施平整轧制而谋求了高强度化的钢板。另外，专利文献1、2公开了这些钢板的耐疲劳特性优异。
但是，专利文献1、2公开的高强度钢板的抗拉强度均小于1180MPa。
近年来，为了追求汽车的进一步的轻量化，对汽车用钢板要求1180MPa以上的抗拉强度，凭借专利文献1、2公开的技术无法响应这样的要求。
如上所述，以往，并未提出具有1180MPa以上的高抗拉强度并具有高屈服强度，且耐疲劳特性也优异的钢板。
现有技术文献
专利文献1：国际公开第2018/026013号
专利文献2：国际公开第2010/137317号
发明内容
本发明是鉴于上述课题而完成的。本发明的目的在于，提供对于汽车的行驶部件适宜的高屈服强度并具有优异的耐疲劳特性，且抗拉强度为1180MPa以上的高强度钢板及其制造方法。
本发明人关于解决上述课题的手法进行了锐意研究。其结果，发现了：在具有预定化学组成的钢板中，通过将显微组织设为主相为回火马氏体且余量由铁素体和贝氏体构成的组织，显微组织的每单位体积含有5.0×1011个/mm3以上的等效圆直径为5.0nm以下的含Ti析出物，从表面起深度20μm的位置处的平均硬度Hvs与从表面起0.20～0.50mm的位置处的平均硬度Hvc之比即Hvs/Hvc为0.85以上，由此能够制造高屈服强度且耐疲劳特性优异的抗拉强度为1180MPa以上的钢板。
另外，发现了为得到这样的钢板有效的是：为了将大量含有的Ti、Nb熔解，将供于热轧的板坯加热到超过1280℃，使热轧后的卷绕温度低于300℃并使马氏体分率成为80％以上，并且抑制热轧后的卷绕时的析出物析出，通过对卷绕后的热轧钢板实施轻压下而导入位错，将位错设为Ti、Nb析出物的成核位点，在450～Ac1℃的温度范围进行短时间热处理，从而使包含细微Ti的析出物析出预定量以上。
本发明基于上述见解而完成，其主旨如下。
(1)本发明一方案的高强度钢板，化学组成以质量％计含有C：0.020～0.120％、Si：0.01～2.00％、Mn：1.00～3.00％、Ti：0.010～0.200％、Nb：0～0.100％、V：0～0.200％、Al：0.005～1.000％、P：0.100％以下、S：0.0100％以下、N：0.0100％以下、Ni：0～2.00％、Cu：0～2.00％、Cr：0～2.00％、Mo：0～2.00％、W：0～0.100％、B：0～0.0100％、REM：0～0.0300％、Ca：0～0.0300％、Mg：0～0.0300％，余量由Fe和杂质构成，且满足0.100≤Ti+Nb+V≤0.450，显微组织以体积率计含有80％以上的回火马氏体，余量由铁素体和贝氏体构成，所述显微组织的每单位体积含有5.0×1011个/mm3以上的等效圆直径为5.0nm以下的含Ti析出物，从表面起深度20μm的位置处的平均硬度Hvs与从所述表面起0.20～0.50mm的位置处的平均硬度Hvc之比即Hvs/Hvc为0.85以上，抗拉强度为1180MPa以上。
(2)根据上述(1)所述的高强度钢板，所述化学组成以质量％计可以含有选自以下之中的1种或2种以上，Ni：0.01～2.00％、Cu：0.01～2.00％、Cr：0.01～2.00％、Mo：0.01～2.00％、W：0.005～0.100％、B：0.0005～0.0100％、REM：0.0003～0.0300％、Ca：0.0003～0.0300％、Mg：0.0003～0.0300％。
(3)根据上述(1)或(2)所述的高强度钢板，可以在所述表面具备热浸镀锌层。
(4)根据上述(3)所述的高强度钢板，所述热浸镀锌层可以是合金化热浸镀锌层。
(5)本发明另一方案的高强度钢板的制造方法，是制造上述(1)或(2)所述的高强度钢板的方法，具备加热工序、热轧工序、卷绕工序、酸洗工序、轻压下工序和再加热工序，所述加热工序将板坯加热到超过1280℃，所述板坯的化学组成以质量％计含有C：0.020～0.120％、Si：0.01～2.00％、Mn：1.00～3.00％、Ti：0.010～0.200％、Nb：0～0.100％、V：0～0.200％、Al：0.005～1.000％、P：0.100％以下、S：0.0100％以下、N：0.0100％以下、Ni：0～2.00％、Cu：0～2.00％、Cr：0～2.00％、Mo：0～2.00％、W：0～0.100％、B：0～0.0100％、REM：0～0.0300％、Ca：0～0.0300％、Mg：0～0.0300％，余量由Fe和杂质构成，所述热轧工序以精轧温度达到930℃以上的方式对所述板坯进行热轧而得到热轧钢板，所述卷绕工序以低于300℃将所述热轧钢板卷绕并冷却至室温，所述酸洗工序对所述卷绕工序后的所述热轧钢板进行酸洗，所述轻压下工序对所述酸洗工序后的所述热轧钢板进行压下率为1～30％的压下，所述再加热工序将所述轻压下工序后的所述热轧钢板再加热到450～Ac1℃的温度范围并保持10～1500秒。
(6)根据上述(5)所述的高强度钢板的制造方法，可以还具备对所述再加热工序后的所述热轧钢板实施热浸镀锌的热浸镀锌工序。
(7)根据上述(6)所述的高强度钢板的制造方法，可以还具备将所述热浸镀锌工序后的所述热轧钢板加热到460～600℃的合金化工序。
根据本发明的上述方案，能够提供具有高屈服强度和优异的耐疲劳特性的、抗拉强度为1180MPa以上的高强度钢板。该钢板有助于汽车部件的轻量化，因此在工业上的价值大。另外，该钢板为高强度(高抗拉强度)、高屈服强度，且耐疲劳特性优异，因此对于汽车的行驶部件是适宜的。
本发明的高强度钢板包括在表面具备镀锌层的高强度热浸镀锌钢板以及高强度合金化热浸镀锌钢板等镀覆钢板。
附图说明
图1A是表示比较钢(实施例中的钢编号C9)的含Ti析出物的按粒径计的个数密度的图。
图1B是表示本发明钢(实施例中的钢编号C5)的含Ti析出物的按粒径计的个数密度的图。
图2是表示本发明钢(实施例中的钢编号C16)及比较钢(实施例中的钢编号17)的钢板表层的硬度分布的一例。
图3A是表示表1所示化学成分C的钢的轻压下及热处理后的热处理温度与等效圆直径5.0nm以下的含Ti析出物的个数密度的关系的图。
图3B是表示表1所示化学成分C的钢的轻压下及热处理后的热处理温度与抗拉强度的关系的图。
图3C是表示表1所示化学成分C的钢的轻压下及热处理后的热处理温度与Hvs/Hvc(表层与内部的硬度比)的关系的图。
图3D是表示表1所示化学成分C的钢的轻压下及热处理后的热处理温度与疲劳极限/TS(疲劳极限与TS之比)的关系的图。
图4A是表示将表1所示化学成分C的钢在C5、C14～C17的条件下热轧并施加轻压下后的轻压下的压下率与等效圆直径5.0nm以下的含Ti析出物的个数密度的关系的图。
图4B是表示将表1所示化学成分C的钢在C5、C14～C17的条件下热轧并施加轻压下后的轻压下的压下率与抗拉强度的关系的图。
图4C是表示将表1所示化学成分C的钢在C5、C14～C17的条件下热轧并施加轻压下后的轻压下的压下率与Hvs/Hvc(表层与内部的硬度比)的关系的图。
图4D是表示将表1所示化学成分C的钢在C5、C14～C17的条件下热轧并施加轻压下后的轻压下的压下率与疲劳极限/TS(疲劳极限与TS之比)的关系的图。
图5A是表示进行了表1所示化学成分C的钢的轻压下及热处理时的热处理时间与热处理后的等效圆直径5.0nm以下的含Ti析出物的个数密度的关系的图。
图5B是表示进行了表1所示化学成分C的钢的轻压下及热处理时的热处理时间与热处理后的抗拉强度的关系的图。
图5C是表示进行了表1所示化学成分C的钢的轻压下及热处理时的热处理时间与热处理后的Hvs/Hvc(表层与内部的硬度比)的关系的图。
图5D是表示进行了表1所示化学成分C的钢的轻压下及热处理时的热处理时间与热处理后的疲劳极限/TS(疲劳极限与TS之比)的关系的图。
具体实施方式
本发明一实施方式的高强度钢板(以下记为本实施方式的钢板)具有预定的化学组成，显微组织以体积率计含有80％以上的回火马氏体，余量由铁素体和贝氏体构成，所述回火马氏体的每单位体积含有5.0×1011个/mm3以上的等效圆直径为5.0nm以下的含Ti析出物，从表面起深度20μm的位置处的平均硬度Hvs与从表面起0.20～0.50mm的位置处的平均硬度Hvc之比即Hvs/Hvc为0.85以上。另外，本实施方式的钢板，抗拉强度为1180MPa以上。
以下，对本实施方式的钢板进行详细说明。
<显微组织以体积率计含有80％以上的回火马氏体，余量由铁素体和贝氏体构成>
首先，关于显微组织(金属组织)的限定理由进行叙述。
在本实施方式的钢板中，显微组织的主相是以体积率计为80％以上的回火马氏体。
如后所述，本实施方式的钢板利用热轧、其后的轻压下实现的位错导入及热处理，控制等效圆直径为5.0nm以下的含Ti析出物以使其个数密度达到5.0×1011个/mm3以上。因而，需要使热处理前的显微组织的主相成为包含很多在热处理时成为析出物的析出位点的位错的马氏体。通过对包含很多位错的马氏体进行热处理，包含细微析出物的回火马氏体成为主相。
另外，由于铁素体、贝氏体在高温下形成，所以若形成这些组织，则在其内部析出的含Ti析出物也容易粗大化。在该情况下，无法将等效圆直径为5.0nm以下的含Ti析出物确保5.0×1011个/mm3以上。由此来看，显微组织需要以体积率计包含80％以上的回火马氏体，并使余量成为20％以下。优选的是，回火马氏体的体积率为90％以上。在本实施方式中，回火马氏体是指包含渗碳体和/或含Ti析出物的马氏体。
关于显微组织，通过与轧制方向平行地切取钢板，以板厚方向成为观察面的方式进行研磨且利用硝酸乙醇试剂进行蚀刻后，使用SEM以1000～30000倍的倍率观察在板厚方向上从表面起板厚1/4的位置，由此能够确定铁素体、贝氏体、珠光体、马氏体。即，能够根据组织形态，即铁素体是不含铁系碳化物的等轴形状的粒，珠光体是铁素体和渗碳体的层状组织，贝氏体是具有板条状形态且在板条间包含渗碳体、残余奥氏体的组织等来判断。求出从SEM观察图像确定出的各组织的面积率，将其设为体积率。
在马氏体中存在在板条内包含碳化物的回火马氏体以及不含碳化物的淬火原样的马氏体(新鲜马氏体)这两者，它们能够通过利用SEM、TEM来观察并确认有无碳化物而确定。一般来说，回火马氏体大多是指包含渗碳体等铁系碳化物的马氏体，但本实施方式中，将包含含Ti细微析出物的马氏体也定义为回火马氏体。各体积分率通过以上述倍率观察5视场以上(例如5～10视场)并将各视场下得到的各组织的分率进行平均而求出。
<显微组织的每单位体积含有5.0×1011个/mm3以上的等效圆直径为5.0nm以下的含Ti析出物>
接着，关于本发明人着眼于析出物的尺寸、个数密度的理由进行说明。本发明人锐意调查了能够确保1180MPa以上的抗拉强度的析出物的尺寸与个数密度的关系。其结果，知道了：以往的热轧钢板、专利文献1、2的钢板中包含的析出物未能将尺寸(等效圆直径)控制为5.0nm以下，个数密度也小，因此无法确保1180MPa以上的抗拉强度。本发明人进一步进行了研究，结果发现了其原因在于，形成析出物的Ti等的含量少，或者即使含Ti等，在板坯的阶段中也作为粗大析出物而存在，在板坯加热时也不熔解，在热轧后的卷绕这样的长时间热处理中析出的TiC粗大化，由此，等效圆直径为5.0nm以下的析出物的个数密度小于5.0×1011个/mm3。
本实施方式的钢板通过将等效圆直径5.0nm以下的含Ti析出物以个数密度计含有5.0×1011个/mm3以上的回火马氏体设为主相，能够确保1180MPa以上的抗拉强度，耐疲劳特性也优异。
关于析出物的尺寸及个数密度的限定理由进行说明。
将等效圆直径为5.0nm以下的含Ti析出物的每单位体积的个数密度设为5.0×1011个/mm3以上是为了确保1180MPa以上的抗拉强度。若个数密度小于5.0×1011个/mm3，则难以确保1180MPa以上的抗拉强度。因而，等效圆直径为5.0nm以下的含Ti析出物的个数密度需要设为5.0×1011个/mm3以上。
将析出物设为含Ti析出物是因为含Ti析出物在热轧前的板坯的加热阶段中容易大量熔解，且作为等效圆直径为5.0nm以下的细微析出物而析出。作为析出物，碳化物、氮化物、碳氮化物等种类没有限定，但尤其碳化物作为5.0nm以下的细微析出物而析出，有助于强度提高，因此优选。Ti的析出物主要包含于作为主相的回火马氏体中。
Nb也具有与Ti类似的效果，但Nb的碳化物在板坯的加热阶段中能够熔解的量少，并且，即使使Nb单独含有也无法确保1180MPa以上的抗拉强度。另外，V在板坯的加热阶段中能够大量熔解，但析出物的尺寸比较大，即使使V单独含有也难以将5.0nm以下的析出物确保5.0×1011个/mm3以上。因此，需要设为含Ti析出物。不过，只要能够将5.0nm以下的析出物确保5.0×1011个/mm3以上即可，也可以是具有将Ti的一部分用Nb、V和/或Mo进行了取代的构造的复合析出物((Ti，Nb，V)C等)。
与上述个数密度的控制一起将析出物的尺寸以等效圆直径计设为5.0nm以下的理由是为了确保1180MPa以上的抗拉强度。在等效圆直径超过5.0nm的析出物中，无法将个数密度设为5.0×1011个/mm3以上，无法确保1180MPa以上的抗拉强度。
等效圆直径是将观察到的析出物的形状假定为圆且向其面积成为等价的圆的直径换算而得到的值。具体而言，Ti的析出物除了球状以外，有时具有板状、针状的形状，测定观察到的析出物的面积，将析出物假定为圆，向其面积成为等价的圆的直径换算而得到的值是等效圆直径。
本实施方式的钢板有效利用析出强化来确保钢板强度。因而，能够抑制是电弧焊等焊接时的课题的热影响区处的软化，焊接部的疲劳强度也优异。另外，本实施方式的钢板通过等效圆直径5.0nm以下的含Ti析出物来提高强度。在这样的情况下，屈服应力(YP)与抗拉强度(TS)之比即屈强比(＝YP/TS)为0.90以上、极高。通过使用屈强比高的本实施方式的钢板，能够提供在爬上路缘石、碰撞时难以变形的汽车用行驶部件。
关于含Ti析出物的个数密度，使用电解提取残值法，测定钢板的每单位体积中包含的析出物的1.0nm间距下的按等效圆直径计的个数密度(例如等效圆直径超过0nm且为1.0nm以下的个数密度、超过1.0nm且为2.0nm以下的个数密度、超过2.0nm且为3.0nm以下的个数密度...这样的状况)。关于析出物的个数密度，优选由能够得到钢板的代表性组织的从表面起在深度方向上0.20mm～3/8厚度位置、例如从表面起板厚1/4的位置附近制取。板厚中心因中心偏析的影响而有时存在粗大碳化物，并且因偏析影响而局部性的化学组成不同，因此作为测定位置是不优选的。从表面起在深度方向上小于0.20mm的位置会受因轻压下而导入的高密度位错的影响、加热时的脱碳影响，有时碳化物的个数密度与内部不同，因此作为测定位置是不优选的。
在测定时，利用透射型电子显微镜(TEM)和EDS来进行碳化物的组成分析，确认细微析出物是含Ti析出物即可。具体而言，将钢板从表面起研磨至板厚1/4的位置，按照电解提取残值法，将钢板熔解1g左右，然后将得到的包含Ti析出物的溶液利用滤纸过滤，使得到的析出物附着于C膜，然后实施TEM观察。在观察时，倍率在50000～100000倍下设为20～30视场，将得到的析出物的化学组成利用EDS来确定。之后，对通过TEM观察得到的照片进行图像解析，算出各析出物的等效圆直径和个数密度。
设为测定对象的析出物的尺寸的下限不特别规定，通过将等效圆直径5.0nm以下的析出物设为每单位体积5.0×1011个/mm3以上，能够得到效果，但在本实施方式的热轧钢板中，认为小于0.4nm的析出物少，因此也可以将0.4nm以上的等效圆直径的析出物设为实质性的对象。
<从表面起深度20μm的位置处的平均硬度Hvs与从表面起0.20～0.50mm的位置处的平均硬度Hvc之比即Hvs/Hvc为0.85以上>
在本实施方式的钢板中，需要将从表面起深度20μm的位置处的平均硬度Hvs与从表面起0.20～0.50mm的位置(在板厚方向上从表面起0.20mm的位置～从表面起0.50mm的位置的范围)中的平均硬度Hvc之比即Hvs/Hvc设为0.85以上。
将从表面起在板厚方向上20μm的位置的平均硬度(Hvs)与从表面起在板厚方向上0.20～0.50mm的位置处的平均硬度(Hvc)之比即Hvs/Hvc设为0.85以上是为了提高Hvs/Hvc而使耐疲劳特性大幅提高。
一般来说，疲劳断裂从表面产生，因此，为了抑制疲劳龟裂的产生，将表层硬质化是有效的。另一方面，热轧钢板在板坯加热、热轧中暴露于氧化性氛围，因此会产生脱碳等，表层硬度容易下降。若表层硬度下降，则耐疲劳特性劣化。
本发明人进行了锐意研究，结果发现了通过将轻压下与其后的热处理组合，能够使表层优先硬化，作为结果，能够提高耐疲劳特性。
作为表层的硬度而定义从表面起在深度方向(板厚方向)上20μm的位置的硬度是因为：通过使本位置的硬度上升，能够提高耐疲劳特性。另外，是因为：从表面起小于20μm的位置处的硬度测定会受表面的影响，因此难以进行准确测定，另一方面，比从表面起20μm的位置靠钢板内部侧的位置处的硬度上升与耐疲劳特性的相关性小。
从表面起0.20～0.50mm的位置的平均硬度(Hvc)设为该范围的平均硬度。板厚中心会受Mn等的偏析的影响，有时硬度不稳定。因此，希望避免板厚中心即偏析部处的硬度测定。
将Hvs/Hvc设为0.85以上是因为：通过硬度比成为0.85以上，存在显著的耐疲劳特性提高效果。该效果在0.87以上时更显著，因此优选将Hvs/Hvc设为0.87以上。更优选为0.90以上。
从表面起深度20μm的位置处的平均硬度Hvs和从表面起0.20～0.50mm位置处的平均硬度Hvc通过以下的方法求出。
关于从表面起深度20μm的位置处的平均硬度Hvs，从钢板的宽度方向1/4位置以使与轧制方向平行的截面成为测定面的方式切取样本，实施埋入研磨后，将从表面起20μm位置的维氏硬度依照JIS Z 2244:2009而在10gf的载荷下进行10点测定，将其平均值设为Hvs。关于Hvc，从钢板的宽度方向1/4位置以使与轧制方向平行的截面成为测定面的方式切取样本，实施埋入研磨后，在10gf的载荷下从距表面0.20～0.50mm位置起在板厚方向上以约0.05mm间距将维氏硬度测定合计7点(例如在从表面起0.20mm、0.25mm、0.30mm、0.35mm、0.40mm、0.45mm及0.50mm的位置处测定)，将其平均值定义为Hvc。
<抗拉强度为1180MPa以上>
本实施方式的钢板为了追求汽车的进一步的轻量化，考虑要求的强度，将抗拉强度设为1180MPa以上。
关于抗拉强度(TS)，使用在相对于轧制方向垂直的方向上切取的JIS5号试验片，通过依照JIS Z 2241:2011而进行的拉伸试验来求出。
本实施方式的钢板的板厚没有特别限定，但在考虑了制造的稳定性等的情况下，例如是1.0～4.0mm。优选是1.5～3.0mm。
接着，说明本实施方式的钢板的化学组成的限定理由。含量的％是质量％。
C：0.020～0.120％
C是为了提高钢板强度而有效的元素。另外，C是形成含Ti碳化物的元素。若C含量小于0.020％，则无法将碳化物的个数密度确保5.0×1011个/mm3以上。因而，将C含量设为0.020％以上。
另一方面，若C含量超过0.120％，则不仅其效果饱和，在板坯加热时碳化物也难以熔化。因而，C含量为0.120％以下。优选为0.090％以下。
Si：0.01～2.00％
Si是通过固溶强化而有助于钢板高强度化的元素。因此，将Si含量设为0.01％以上。
另一方面，若Si含量超过2.00％，则不仅效果饱和，在热轧钢板也会产生坚固的氧化皮，外观、酸洗性劣化。因而，将Si含量设为2.00％以下。
Mn：1.00～3.00％
Mn是为了提高钢板的显微组织中的回火马氏体的体积率而提高钢板强度而有效的元素。为了将回火马氏体的体积率设为80％以上，将Mn含量设为1.00％以上。若Mn含量小于1.00％，则回火马氏体的体积率下降，无法实现充分的强化。
另一方面，若Mn含量超过3.00％，则其效果饱和，并且经济性下降。因而，将Mn含量设为3.00％以下。
Al：0.005～1.000％
Al是对于热轧中的组织控制及脱酸有效的元素。为了得到这些效果，将Al含量设为0.005％以上。若Al含量小于0.005％，则无法得到充分的脱酸效果，在钢板中形成大量的中间物(氧化物)。
另一方面，若Al含量超过1.000％，则板坯脆化，因此不优选。因而，将Al含量设为1.000％以下。
Ti：0.010～0.200％
Nb：0～0.100％
V：0～0.200％
0.100≤Ti+Nb+V≤0.450(Ti、Nb、V是以质量％计的Ti含量、Nb含量、V含量)
Ti、Nb、V是与C、N结合而形成析出物(碳化物、氮化物、碳氮化物等)且通过由这些析出物带来的析出强化而有助于钢板强度提高的元素。为了通过后述的制造方法而将等效圆直径5.0nm以下的含Ti细微析出物得到5.0×1011个/mm3以上，在将Ti含量设为了0.010％以上的基础上，将Ti、Nb、V的合计含量(Ti+Nb+V)设为0.100％以上。Ti、Nb、V的合计含量优选为0.130％以上，更优选为0.150％以上。
另一方面，Ti、Nb、V的合计含量(Ti+Nb+V)超过0.450％的过度含有会使板坯、钢板脆化，招致制造时的问题。因而，Ti、Nb、V的合计含量设为0.450％以下。
另外，将Ti含量的上限设为0.200％，将Nb含量的上限设为0.100％，将V含量的上限设为0.200％是因为：若超过这些上限，则即使使板坯加热温度的下限超过了1280℃，也难以将在铸造阶段析出的粗大析出物熔解。除此之外，Ti、Nb、V的过度含有会使板坯、钢板脆化。因而，优选的是，若是Ti则将0.200％设为上限，若是Nb则将0.100％设为上限，若是V则将0.200％设为上限。
用于将等效圆直径5.0nm以下的含Ti细微碳化物确保5.0×1011个/mm3以上的Ti、Nb、V的组合可以是各种组合，但为了使热轧板坯加热时的碳化物熔解，将容易更大量地含有且廉价的Ti含量设为至少0.010％以上。
P：0.100％以下
P是向钢板的板厚中央部偏析的元素，并且，也是使焊接部脆化的元素。若P含量超过0.100％，则特性的劣化显著，因此将P含量设为0.100％以下。优选为0.050％以下。P含量优选低，下限不用特别规定就会发挥效果(也可以是0％)，但将P含量降低为小于0.001％在经济上不利，因此也可以将P含量的下限设为0.001％。
S：0.0100％以下
S是通过作为硫化物存在而带来板坯脆化的元素。另外，S是会使钢板的成形性劣化的元素。因而，限制S含量。若S含量超过0.0100％，则特性的劣化显著，因此将S含量设为0.0100％以下。另一方面，下限不用特别规定就会发挥效果(也可以是0％)，但将S含量降低为小于0.0001％在经济上不利，因此也可以将S含量的下限设为0.0001％。
N：0.0100％以下
N是形成粗大氮化物而使弯曲性、扩孔性劣化的元素。若N含量超过0.0100％，则弯曲性、扩孔性显著劣化，因此将N含量设为0.0100％以下。另外，N通过与Ti结合而成为粗大的TiN，在大量包含N的情况下，等效圆直径为5.0nm以下的含Ti析出物的个数密度低于5.0×1011个/mm3。因此，N含量优选少。
另一方面，N含量的下限无需特别规定(也可以是0％)，但若将N含量降低为小于0.0001％，则制造成本大幅增加，因此0.0001％是N含量的实质性下限。从制造成本的观点来看，也可以将N含量设为0.0005％以上。
以上是本实施方式的钢板的基本化学成分，本实施方式的钢板的化学组成含有上述元素，余量可以由Fe及杂质构成。但是，能够以各种特性的提高为目的而进一步含有如下所述的成分。以下元素未必需要含有，因此含量的下限是0％。
Ni：0～2.00％
Cu：0～2.00％
Cr：0～2.00％
Mo：0～2.00％
Ni、Cu、Cr、Mo是通过热轧中的组织控制而有助于钢板高强度化的元素。在得到该效果的情况下，通过将Ni、Cu、Cr、Mo中的1种或2种以上分别含有0.01％以上而变得显著。因而，在得到效果的情况下，优选将含量分别设为0.01％以上。
另一方面，若各元素的含量分别超过2.00％，则焊接性、热加工性等劣化。因而，即使在含有的情况下，Ni、Cu、Cr、Mo的上限也分别设为2.00％。
W：0～0.100％
W是通过析出强化而有助于钢板强度提高的元素。在得到该效果的情况下，优选将W含量设为0.005％以上。
另一方面，若W含量超过0.100％，则不仅效果饱和，热加工性也下降。因而，即使在含有的情况下，也将W含量设为0.100％以下。
B：0～0.0100％
B是为了控制热轧中的相变且通过组织强化而使钢板强度提高而有效的元素。在得到该效果的情况下，优选将B含量设为0.0005％以上。
另一方面，若B含量超过0.0100％，则不仅效果饱和，也会析出铁系硼化物，失去由固溶B带来的淬火性提高的效果。因而，优选将B含量设为0.0100％以下。更优选为0.0080％以下，进一步优选为0.0050％以下。
REM：0～0.0300％
Ca：0～0.0300％
Mg：0～0.0300％
REM、Ca、Mg是对钢板的强度带来影响而有助于材质改善的元素。若REM、Ca、Mg中的1种或2种以上的合计小于0.0003％，则无法得到充分的效果，因此，在得到效果的情况下，优选将REM、Ca、Mg的合计含量设为0.0003％以上。
另一方面，若REM、Ca、Mg分别超过0.0300％，则铸造性、热加工性劣化。因而，即使在含有的情况下，也将各自的含量设为0.0300％以下。
在本实施方式中，REM是稀土金属(Rare Earth Metal)的简称，是指属于镧系的元素，REM含量是这些元素的合计含量。REM大多利用混合稀土金属来添加，并且，有时除了Ce之外还复合地含有镧系元素。即使本实施方式的钢板包含La、Ce以外的镧系元素作为杂质，也会体现效果。另外，即使添加金属，也会体现效果。
如上所述，本实施方式的钢板包含基本元素，根据需要而包含任选元素，余量由Fe和杂质构成。杂质是在钢板的制造过程中从原料或者从其他制造工序非有意地包含的成分。例如，作为杂质，有时除了P、S、N以外还微量含有O。O有时形成氧化物而作为夹杂物存在。
在本实施方式的钢板中，也可以在表面还具备热浸镀锌层。另外，热浸镀锌也可以是被实施了合金化处理的合金化热浸镀锌。
镀锌有助于耐蚀性提高，因此，在向期待耐蚀性的用途的应用的情况下，优选设为实施了镀锌的热浸镀锌钢板或合金化热浸镀锌钢板。
汽车的行驶部件存在由腐蚀引起的开孔的顾虑，因此，即使高强度化，有时也无法薄壁化成某一定板厚以下。钢板的高强度化的目的之一是由薄壁化实现的轻量化，因此，即使开发高强度钢板，若耐蚀性低，则应用部位也受限。作为解决这些课题的手法，可考虑将耐蚀性高的热浸镀锌等的镀层施加于钢板上。本实施方式的钢板由于如上述那样控制钢板成分，所以能够进行热浸镀锌。
镀层可以是电镀锌，也可以是除了Zn之外还包含Al和/或Mg的镀层。
接着，对本实施方式的钢板的优选制造方法进行说明。本实施方式的钢板不管制造方法如何，只要具有上述的特征就能够得到其效果。但是，根据以下的方法，能够稳定地制造，因此优选。
具体而言，本实施方式的钢板能够通过包括以下的工序(I)～(VI)的制造方法来制造。
(I)将具有预定化学组成的板坯加热到超过1280℃的加热工序
(II)以精轧温度达到930℃以上的方式对所述板坯进行热轧而得到热轧钢板的热轧工序
(III)在低于300℃将所述热轧钢板进行卷绕并冷却至室温的卷绕工序
(IV)对所述卷绕工序后的所述热轧钢板进行酸洗的酸洗工序
(V)对所述酸洗工序后的所述热轧钢板进行压下率为1～30％的压下的轻压下工序
(VI)将所述轻压下工序后的所述热轧钢板再加热到450～Ac1℃的温度范围并保持10～1500秒的再加热工序
以下，对各工序的优选条件进行说明。
<加热工序>
在加热工序中，将供于热轧工序的具有上述化学组成的板坯加热到超过1280℃。使加热温度超过1280℃的理由是为了使板坯中包含的Ti、Nb、V之类的有助于析出强化的元素(在板坯中大多作为超过5.0nm的大析出物而存在)熔解，在之后的热处理工序中作为等效圆直径为5.0nm以下的含Ti析出物而析出5.0×1011个/mm3以上。为了确保预定个数密度的析出物，需要大量的Ti、Nb、V，因此需要在以往发明(专利文献1、2)以上的高温下进行板坯加热。若加热温度为1280℃以下，则Ti、Nb、V不会充分熔解。
加热温度的上限不特别限定，但若超过1400℃，则不仅效果饱和，形成于板坯表面的氧化皮也会熔融，熔化后的氧化物会将加热炉内的耐火物熔损，因此不优选。因此，加热温度优选为1400℃以下。
<热轧工序>
对加热后的板坯进行热轧。在热轧中，根据需要而进行了粗轧后，进行精轧。精轧温度(精轧完成温度)设为930℃以上。
本实施方式的钢板包含很多Ti、Nb、V，因此，若在精轧前板坯、粗轧后的热轧钢板的温度下降，则会形成含Ti析出物。在该阶段中析出的含Ti碳化物的尺寸变大，因此需要抑制精轧前的含Ti析出物并实施精轧及卷绕。若精轧温度低于930℃，则含Ti析出物的形成变得显著，因此将精轧温度设为930℃以上。精轧温度的上限无需特别限定。
<卷绕工序>
对于热轧工序后的钢板(热轧钢板)，冷却后进行卷绕。热轧钢板的卷绕温度设为低于300℃，在卷绕后，在卷材状态下冷却至室温。
直到卷绕温度为止的冷却只要能够冷却就可以是各种方法，但从喷嘴使用水来冷却的方法是一般的，生产性也优异。除此之外，本实施方式的钢板需要以马氏体为主相，需要在卷绕之前抑制铁素体、珠光体、贝氏体组织的形成，因此优选实施冷却速度大的水冷。进行水冷的情况下的冷却速度例如为20℃/秒以上。另外，低于300℃会低于马氏体相变开始温度，因此若直到该温度范围为止进行水冷，则铁素体、珠光体、贝氏体几乎不生成。
若卷绕温度为300℃以上，则会形成贝氏体，马氏体的体积率小于80％。另外，在卷绕时会在铁素体、贝氏体组织中形成含Ti析出物，并且被高温长时间保持，因此会晶粒生长而使等效圆直径超过5.0nm的析出物个数增大，由此，即使在之后的工序中施加了压下和热处理，细微析出物的个数密度也会低于5.0×1011个/mm3。因而，将卷绕温度设为低于300℃。
卷绕工序后的马氏体不管是几乎不含铁系碳化物的淬火原样的马氏体(新鲜马氏体)还是在卷绕后被冷却至室温时在马氏体中析出了铁系碳化物的自回火马氏体的哪一个都行。
将在低于300℃下卷绕后的卷材冷却至室温时的冷却条件无需特别限定，例如通过放置卷材而冷却至室温即可。
<酸洗工序>
对卷绕工序后的热轧钢板进行酸洗。通过实施酸洗，能够改善之后的制造工序中的镀覆性，提高汽车制造工序中的化学转化处理性。另外，若将带有氧化皮的热轧钢板进行轻压下，则氧化皮剥离，也有时由于其被压入而成为瑕疵。因而，在进行轻压下前，首先实施热轧钢板的酸洗。
酸洗条件没有特别限定，但一般利用含有抑制剂的盐酸、硫酸等来酸洗。
<轻压下工序>
在轻压下工序中，对酸洗工序后的热轧钢板以1～30％的压下率施加压下。
通过对热轧钢板施加压下来导入用于供后工序的热处理中的析出物析出的析出位点。通过析出位点的导入，能够通过热处理而使等效圆直径为5.0nm以下的含Ti细微碳化物析出5.0×1011个/mm3以上。另外，如图4A～图4D所示，通过将压下率设为1％以上，能够提高TS、Hvs/Hvc、疲劳极限。因而，施加压下率为1％以上的压下。
另一方面，若压下率超过30％，则不仅效果饱和，导入的位错的恢复也不充分，会招致大幅的伸长率劣化。另外，在作为后工序的再加热工序中，根据加热温度及加热时间，会产生再结晶，失去Ti析出物与母相(在此是再结晶后的铁素体)的匹配性，析出强化量降低。在该情况下，难以确保1180MPa以上的抗拉强度。因而，将压下率设为30％以下。压下率优选小于20％，更优选为15％以下，进一步优选小于15％。
只要能够导入成为析出物的成核位点的位错即可，压下可以在1道次中实施1～30％的压下，也可以分为多次进行，以使累积压下率成为1～30％的方式进行。
轻压下工序在本实施方式的钢板的制造方法中是最重要的工序，是具有与所谓的冷轧不同的作用的工序。即，冷轧大多为了钢板的板厚控制、利用了再结晶的织构控制、粒径控制而实施，但如上所述，本实施方式中的轻压下为了由位错导入带来的细微碳化物析出促进而实施。
<再加热工序>
将轻压下工序后的热轧钢板再加热到450～Ac1℃的温度范围，进行以在该温度范围停留10～1500秒钟的方式保持的热处理。通过将轻压下工序后的热轧钢板再加热而进行热处理，能够使等效圆直径为5.0nm以下的含Ti析出物析出5.0×1011个/mm3以上。若再加热工序中的热处理温度(再加热温度)低于450℃，则原子扩散不充分，无法得到足够量的析出物。若考虑短时间内的热处理，则热处理温度优选为500℃以上。若热处理温度超过Ac1℃，则析出物粗大化，并且在热处理时形成的奥氏体在冷却时成为铁素体、贝氏体，可能无法使回火马氏体的体积率成为80％以上，并且因向奥氏体的相变而使Ti析出物与母相(在此是奥氏体在冷却过程中相变而得到的马氏体)的匹配关系破裂，析出强化量下降。其结果，即使将析出物的个数密度设为上述范围，也难以确保1180MPa以上的抗拉强度。因而，热处理温度设为Ac1℃以下，优选设为700℃以下。Ac1(Ac1相变点)(℃)能够通过测定加热时的膨胀曲线来确定。具体而言，通过以5℃/秒测定加热时的相变曲线，能够确定Ac1相变点。
图1A、图1B是表示实施例中的钢编号C9(无再加热)和钢编号C5(再加热到640℃)的含Ti析出物的按粒径(等效圆直径)计的个数密度的图。
如图1B所示，可知通过在轻压下后进行合适的再加热(热处理)，粒径(等效圆直径)为5.0nm以下的含Ti析出物的个数密度(比图中虚线靠左的个数密度)变大。
另外，如图3A～图3D所示，通过将再加热温度(热处理温度)设为450～Ac1℃，热处理及轻压下后的粒径(等效圆直径)为5.0nm以下的含Ti析出物的个数密度、TS、Hvs/Hvc、疲劳极限变高。
若再加热工序中的热处理时间(保持时间)小于10秒，则原子扩散不充分，无法使等效圆直径为5.0nm以下的含Ti析出物析出5.0×1011个/mm3以上。若热处理时间超过1500秒，则析出物粗大化，等效圆直径为5.0nm以下的含Ti析出物小于5.0×1011个/mm3。因此，热处理时间需要设为10～1500秒之间。450～Ac1℃的温度范围中的热处理也包括该温度范围中的加热、缓冷。即，热处理时间是指再加热后钢板处于450～Ac1℃的温度范围的时间，只要在该温度范围停留预定时间即可，也可以在中途存在温度变化。
如图5A～图5D所示，通过将热处理时间设为10～1500秒的范围，热处理及轻压下后的粒径(等效圆直径)为5.0nm以下的含Ti析出物的个数密度、TS、Hvs/Hvc、疲劳极限变高。
另外，如图2所示，轻压下及再加热的实施使表层硬度优先增加。
保持工序之后的冷却没有特别限定。
通过包括上述工序的制造方法，能够得到本实施方式的钢板。但是，在将本实施方式的钢板以提高耐蚀性为目的而设为热浸镀锌钢板或合金化热浸镀锌的情况下，优选还包括以下工序。
<镀覆工序>
对再加热工序后的热轧钢板实施热浸镀锌。镀锌有助于耐蚀性提高，因此在向期待耐蚀性的用途的应用的情况下优选实施镀锌。镀锌优选是热浸镀锌。热浸镀锌的条件没有特别限定，在公知条件下进行即可。
通过将热浸镀锌后的热轧钢板(热浸镀锌钢板)加热到460～600℃而将镀层合金化，能够制造热浸镀锌层是合金化热浸镀锌层的合金化热浸镀锌钢板。合金化热浸镀锌钢板除了耐蚀性的提高之外，还能够赋予点焊性的提高、拉深成形时的滑动性提高等效果，因此也可以根据用途而在合金化工序中实施合金化。
除了镀锌以外，即使实施了镀Al、含Mg镀覆、电镀，也能够制造具有1180MPa以上的抗拉强度的耐疲劳特性优异的本实施方式的钢板。
实施例
将具有表1的钢种A～P及a～f所示化学组成的钢熔炼，通过连铸而制造了厚度为240～300mm的板坯。
将得到的板坯在表2-1、表2-2所示条件下加热，进行精轧，设为2.3mm的热轧钢板，水冷至卷绕温度后，卷绕成卷材并空冷至室温。
将卷材回卷后，进行酸洗，对酸洗后的热轧钢板以表2-1、表2-2所示压下率进行了轻压下。不过，关于在表2-1、表2-2中压下率为0％的例子未进行轻压下。
对于进行了轻压下后的热轧钢板(在未进行轻压下的情况下是酸洗后的热轧钢板)，再加热到表2-1、表2-2所示温度而进行热处理，制造了钢编号A1～f1的热轧钢板。
对于热处理后的热轧钢板，根据需要而进行镀覆，关于部分例子进一步进行了合金化处理。在表2-1、表2-2中，HR表示未进行镀覆的热轧钢板，GI表示热浸镀锌钢板，GA表示合金化热浸镀锌钢板。
表2-1
下划线表示在本发明范围外。
表2-2
下划线表示在本发明范围外。
对得到的热轧钢板进行了显微组织观察、等效圆直径5.0nm以下的含Ti析出物的个数密度的测定、Hvs/Hvc的测定、拉伸特性的评价、扩孔性的评价、耐疲劳特性的评价。
<显微组织观察>
关于显微组织，将得到的热轧钢板与轧制方向平行地切取后，进行研磨并利用硝酸乙醇试剂进行蚀刻后，使用SEM以30000倍的倍率对在板厚方向上从表面起板厚1/4的位置进行5视场观察，从而确定铁素体、贝氏体、珠光体、新鲜马氏体、回火马氏体，求出回火马氏体及其他组织的面积率，将其设为了体积率。
<等效圆直径5.0nm以下的含Ti析出物的个数密度的测定>
关于含Ti析出物的个数密度，对从距表面1/4的位置制取到的样本使用电解提取残值法测定了钢板的每单位体积中包含的析出物的每1nm等效圆直径的个数密度。此时，以上述要点利用透射型电子显微镜(TEM)及EDS进行碳化物的组成分析，确认了细微析出物是含Ti析出物。
<Hvs/Hvc的测定>
关于从表面起深度20μm的位置处的平均硬度Hvs，从钢板的宽度方向1/4位置以与轧制方向平行的截面成为测定面的方式切取样本，实施埋入研磨，然后将从表面起20μm的位置的维氏硬度依照JIS Z 2244:2009而在载荷10gf下进行10点测定，将其平均值设为Hvs。另外，关于Hvc，从钢板的宽度方向1/4位置以与轧制方向平行的截面成为测定面的方式将切取样本，实施了埋入研磨，然后依照JIS Z 2244:2009而在10gf的载荷下由从表面起0.20～0.50mm位置在板厚方向上以约0.05mm间距对维氏硬度进行了合计7点测定，将其平均值设为Hvc。根据该Hvs及Hvc求出了Hvs/Hvc。
<拉伸特性的评价>
关于拉伸特性(YP、TS、El)，使用在相对于轧制方向垂直的方向上切取的JIS5号试验片，通过依照JIS Z 2241:2011而进行的拉伸试验而求出。
判断为在YP/TS为0.90以上且TS为1180MPa以上时得到了优选的屈服强度、抗拉强度(高屈服强度且高强度)。
<扩孔性的评价>
扩孔率通过依照JIS Z 2256:2010而进行的扩孔试验方法而求出。具体而言，从钢板的宽度方向1/4宽度位置切取试验片，使用直径10mm的冲头、内径10.6mm的冲模进行了冲裁后，使用60°圆锥冲头，将冲裁部的毛刺以成为与冲头相反的一侧的方式安设，实施扩孔，在产生于冲裁部的龟裂贯通了板厚的时间点中止试验，测定扩孔试验后的孔径而求出了扩孔率。若扩孔率为20％以上，则判断为扩孔性优异。若扩孔率为20％以上，则对于存在翻边部、拉伸凸缘部的行驶部件是适宜的。
<耐疲劳特性的评价>
关于耐疲劳特性，通过JIS Z 2275:1978所记载的交变的平面弯曲疲劳试验(应力比，R＝-1)来测定并评价。具体而言，求出负荷应力与反复数的关系后，将即使施加107次的反复应力也不断裂的应力定义为疲劳极限(FS)，利用将其除以TS而得到的值整理了耐疲劳特性。将该值超过0.40判断为耐疲劳特性优异。
在表3-1、表3-2中示出结果。
表3-1
下划线表示在本发明范围外。
表3-2
下划线表示在本发明范围外。
从表1～表3-2可知，在具有本发明的化学组成且满足了本发明的热轧条件、压下率及热处理条件的例子(本发明钢)中，等效圆直径为5.0nm以下的含Ti析出物的个数密度为5.0×1011个/mm3以上。另外，在这些例子中，满足了1180MPa以上的抗拉强度、0.90以上的高的屈强比(YP/TS)、优异的耐疲劳特性。
另一方面，在再加热工序中的热处理温度超过Ac1℃的钢编号C3、C19、D13、E13中，析出物粗大化，无法将等效圆直径5.0nm以下的含Ti析出物的个数密度确保5.0×1011个/mm3以上，无法确保1180MPa以上的抗拉强度。另外，在热处理温度高的C3中，由于在加热中形成的奥氏体向马氏体进行了相变，所以成为含有很多新鲜马氏体的组织，扩孔率呈现低的值。
在热处理温度高的C22、E16中，由于在加热中形成的奥氏体向铁素体进行了相变，所以含Ti析出物粗大化，并且因相变而失去了析出物与铁素体的匹配性，因此无法确保1180MPa以上的抗拉强度。
在热处理温度低于450℃的钢编号C9、C18、D12、E12中，含Ti析出物的形成不充分。其结果，个数密度低于5.0×1011个/mm3，无法确保1180MPa以上的抗拉强度。
在板坯加热温度为1280℃以下的钢编号C10、D4、E4中，无法将在热轧的铸造时形成的Ti的粗大析出物熔解，即使实施之后的压下和热处理，也无法将等效圆直径5.0nm以下的含Ti析出物的个数密度确保5.0×1011个/mm3以上，无法确保1180MPa以上的抗拉强度。
在热轧的精轧温度低于930℃的钢编号C11、D5、E5中，在精轧之前形成粗大析出物，即使实施之后的压下和热处理，也无法将等效圆直径5.0nm以下的含Ti析出物的个数密度确保5.0×1011个/mm3以上，无法确保1180MPa以上的抗拉强度。
在热轧后的卷绕温度成为300℃以上的钢编号C12、C13、D9、D10、E6、E7中，在热轧及卷绕后铁素体、贝氏体、珠光体生成20体积％以上，无法使马氏体体积率成为80％以上。因而，即使实施之后的压下和热处理，也无法将等效圆直径5.0nm以下的含Ti析出物的个数密度确保5.0×1011个/mm3以上，无法确保1180MPa以上的抗拉强度。
在轻压下率小于1％的钢编号C17、D11、E11中，由于未导入成为析出物的成核位点的位错，所以无法将等效圆直径5.0nm以下的含Ti析出物的个数密度确保5.0×1011个/mm3以上，无法确保1180MPa以上的抗拉强度。
在轻压下率超过30％的钢编号C23、E17中，在热处理时产生了再结晶，结果，失去了作为母相的铁素体与含Ti析出物的匹配性，结果，由析出物带来的强化量下降，无法确保1180MPa以上的抗拉强度。
在热处理时间小于10秒的钢编号C20、D14、E14中，由于热处理时间过短，所以无法将等效圆直径5.0nm以下的含Ti析出物的个数密度确保5.0×1011个/mm3以上，无法确保1180MPa以上的抗拉强度。
在热处理时间超过1500秒的钢编号C21、D15、E15中，由于在热处理中析出物粗大化，所以无法将等效圆直径5.0nm以下的含Ti析出物的个数密度确保5.0×1011个/mm3以上，无法确保1180MPa以上的抗拉强度。
在钢编号a1中，由于C含量过少，所以无法将等效圆直径5.0nm以下的含Ti析出物的个数密度确保5.0×1011个/mm3以上，无法确保1180MPa以上的抗拉强度。
在钢编号b1中，由于C含量过多，所以在本板坯加热条件下无法使Ti的粗大析出物充分熔解，即使在之后的工序中进行了压下及热处理，也无法将等效圆直径5.0nm以下的含Ti析出物的个数密度确保5.0×1011个/mm3以上，无法确保1180MPa以上的抗拉强度。
在钢编号c1中，由于Mn含量过少，所以在热轧完成～卷绕前，会形成铁素体、珠光体，无法使回火马氏体成为80％以上。因此，无法将等效圆直径5.0nm以下的含Ti析出物的个数密度确保5.0×1011个/mm3以上，无法确保1180MPa以上的抗拉强度。
在钢编号d1、e1中，由于Ti、Nb、V的含量过少，所以无法将等效圆直径5.0nm以下的含Ti析出物的个数密度确保5.0×1011个/mm3以上，无法确保1180MPa以上的抗拉强度。
在钢编号f1中，由于Ti、Nb、V的合计含量过少，所以无法将等效圆直径5.0nm以下的含Ti析出物的个数密度确保5.0×1011个/mm3以上，无法确保1180MPa以上的抗拉强度。
产业上的可利用性
根据本发明，能够提供具有高屈服强度和优异的耐疲劳特性且抗拉强度为1180MPa以上的高强度钢板。该钢板有助于汽车部件的轻量化，因此在工业上的价值大。另外，该钢板为高强度(高抗拉强度)、高屈服强度，且耐疲劳特性优异，因此对于汽车的行驶部件是适宜的。

Claims (7)

1.一种高强度钢板，其特征在于，
化学组成以质量%计含有
C：0.020~0.120%、
Si：0.01~2.00%、
Mn：1.00~3.00%、
Ti：0.010~0.200%、
Nb：0~0.100%、
V：0~0.200%、
Al：0.005~1.000%、
P：0.100%以下、
S：0.0100%以下、
N：0.0100%以下、
Ni：0~2.00%、
Cu：0~2.00%、
Cr：0~2.00%、
Mo：0~2.00%、
W：0~0.100%、
B：0~0.0100%、
REM：0~0.0300%、
Ca：0~0.0300%、
Mg：0~0.0300%，
余量由Fe和杂质构成，
且满足0.100≤Ti+Nb+V≤0.450，
显微组织以体积率计含有80%以上的回火马氏体，余量由铁素体和贝氏体构成，
所述显微组织的每单位体积含有5.0×1011个/mm3以上的等效圆直径为5.0nm以下的含Ti析出物，
从表面起深度20μm的位置处的平均硬度Hvs与从所述表面起0.20~0.50mm的位置处的平均硬度Hvc之比即Hvs/Hvc为0.85以上，
抗拉强度为1180MPa以上，
疲劳极限比超过0.40。
2.根据权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，
所述化学组成以质量%计含有选自以下之中的1种或2种以上，
Ni：0.01~2.00%、
Cu：0.01~2.00%、
Cr：0.01~2.00%、
Mo：0.01~2.00%、
W：0.005~0.100%、
B：0.0005~0.0100%、
REM：0.0003~0.0300%、
Ca：0.0003~0.0300%、
Mg：0.0003~0.0300%。
3.根据权利要求1或2所述的高强度钢板，其特征在于，
在所述表面具备热浸镀锌层。
4.根据权利要求3所述的高强度钢板，其特征在于，
所述热浸镀锌层是合金化热浸镀锌层。
5.一种权利要求1或2所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，具备加热工序、热轧工序、卷绕工序、酸洗工序、轻压下工序和再加热工序，
所述加热工序将板坯加热到超过1280℃，
所述热轧工序以精轧温度达到930℃以上的方式对所述板坯进行热轧而得到热轧钢板，
所述卷绕工序以低于300℃将所述热轧钢板卷绕并冷却至室温，
所述酸洗工序对所述卷绕工序后的所述热轧钢板进行酸洗，
所述轻压下工序对所述酸洗工序后的所述热轧钢板进行压下率为1%以上且小于20%的压下，
所述再加热工序将所述轻压下工序后的所述热轧钢板再加热到450~Ac1℃的温度范围并保持10~1500秒。
6.根据权利要求5所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，
还具备对所述再加热工序后的所述热轧钢板实施热浸镀锌的热浸镀锌工序。
7.根据权利要求6所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，
还具备将所述热浸镀锌工序后的所述热轧钢板加热到460~600℃的合金化工序。
CN202080018921.4A 2019-03-22 2020-03-19 高强度钢板及其制造方法 Active CN113544300B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2019-055471 2019-03-22
JP2019055471 2019-03-22
PCT/JP2020/012469 WO2020196326A1 (ja) 2019-03-22 2020-03-19 高強度鋼板及びその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN113544300A CN113544300A (zh) 2021-10-22
CN113544300B true CN113544300B (zh) 2023-08-08

Family

ID=72609359

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202080018921.4A Active CN113544300B (zh) 2019-03-22 2020-03-19 高强度钢板及其制造方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US12018344B2 (zh)
EP (1) EP3916115A4 (zh)
JP (1) JP7136336B2 (zh)
KR (1) KR102658165B1 (zh)
CN (1) CN113544300B (zh)
MX (1) MX2021010462A (zh)
WO (1) WO2020196326A1 (zh)

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
MX2024001551A (es) * 2021-09-06 2024-02-13 Nippon Steel Corp Lamina de acero laminada en caliente.

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001220642A (ja) * 2000-02-03 2001-08-14 Sumitomo Metal Ind Ltd 軟質で熱処理歪みの小さい高炭素鋼帯とその製造方法
CN104105807A (zh) * 2012-02-08 2014-10-15 新日铁住金株式会社 高强度冷轧钢板及其制造方法
CN105102657A (zh) * 2013-03-29 2015-11-25 杰富意钢铁株式会社 钢材及氢用容器、以及它们的制造方法
CN106661699A (zh) * 2014-08-28 2017-05-10 杰富意钢铁株式会社 高强度熔融镀锌钢板及其制造方法
CN107849652A (zh) * 2015-07-31 2018-03-27 新日铁住金株式会社 加工诱发相变型复合组织钢板及其制造方法

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101313957B1 (ko) * 2009-05-27 2013-10-01 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 피로 특성과 연신 및 충돌 특성이 우수한 고강도 강판, 용융 도금 강판, 합금화 용융 도금 강판 및 그들의 제조 방법
MX363871B (es) * 2011-11-21 2019-04-05 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Lamina de acero laminada en caliente para nitruracion, lamina de acero laminada en frio para nitruracion, excelente en resistencia a la fatiga, metodo de fabricacion de la misma, y parte de automovil excelente en resistencia a la fatiga utilizando la misma.
JP6001883B2 (ja) * 2012-03-09 2016-10-05 株式会社神戸製鋼所 プレス成形品の製造方法およびプレス成形品
EP2998414B1 (en) * 2013-05-14 2019-04-24 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-rolled steel sheet and manufacturing method thereof
WO2014188966A1 (ja) * 2013-05-21 2014-11-27 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
JP6119627B2 (ja) * 2014-02-05 2017-04-26 Ｊｆｅスチール株式会社 比例限の高い高強度冷延薄鋼板およびその製造方法
CN109477184B (zh) 2016-08-05 2021-10-08 日本制铁株式会社 钢板及镀覆钢板
KR102242067B1 (ko) 2016-11-16 2021-04-19 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그 제조 방법
JP2019055471A (ja) 2017-09-22 2019-04-11 株式会社デンソーウェーブ 移動ロボット

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001220642A (ja) * 2000-02-03 2001-08-14 Sumitomo Metal Ind Ltd 軟質で熱処理歪みの小さい高炭素鋼帯とその製造方法
CN104105807A (zh) * 2012-02-08 2014-10-15 新日铁住金株式会社 高强度冷轧钢板及其制造方法
CN105102657A (zh) * 2013-03-29 2015-11-25 杰富意钢铁株式会社 钢材及氢用容器、以及它们的制造方法
CN106661699A (zh) * 2014-08-28 2017-05-10 杰富意钢铁株式会社 高强度熔融镀锌钢板及其制造方法
CN107849652A (zh) * 2015-07-31 2018-03-27 新日铁住金株式会社 加工诱发相变型复合组织钢板及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
MX2021010462A (es) 2021-09-21
WO2020196326A1 (ja) 2020-10-01
JPWO2020196326A1 (zh) 2020-10-01
KR20210125056A (ko) 2021-10-15
CN113544300A (zh) 2021-10-22
KR102658165B1 (ko) 2024-04-19
JP7136336B2 (ja) 2022-09-13
EP3916115A4 (en) 2022-07-06
US12018344B2 (en) 2024-06-25
EP3916115A1 (en) 2021-12-01
US20220112574A1 (en) 2022-04-14

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN109642288B (zh) 高强度钢板及其制造方法
TWI524953B (zh) 冷軋鋼板及冷軋鋼板之製造方法
KR101218448B1 (ko) 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
RU2684655C1 (ru) Сверхпрочная многофазная сталь и способ производства холоднокатаной стальной полосы из нее
KR102544884B1 (ko) 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법
WO2013018722A1 (ja) 成形性に優れた高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板及びそれらの製造方法
WO2013118679A1 (ja) 高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP4501699B2 (ja) 深絞り性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
KR101989726B1 (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
JP7095818B2 (ja) 被覆鋼部材、被覆鋼板およびそれらの製造方法
CN114667360B (zh) 钢板及其制造方法
JP4000943B2 (ja) 高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
CN113348259A (zh) 高强度热浸镀锌钢板和其制造方法
CN113544299B (zh) 高强度钢板及其制造方法
JP4288146B2 (ja) 溶接熱影響部の耐軟化性に優れたバーリング性高強度鋼板の製造方法
JP6460238B2 (ja) 鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
JP7280537B2 (ja) 熱延鋼板
CN113544300B (zh) 高强度钢板及其制造方法
JP5482779B2 (ja) 打抜き性と伸びフランジ加工性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法
JP6947334B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
CN116234932A (zh) 热冲压用钢板及其制造方法以及热冲压构件及其制造方法
CN116490630A (zh) 成型性和表面质量优异的高强度镀覆钢板及其制造方法
KR20170140358A (ko) 고강도 강판 및 그의 제조 방법
CN114945690B (zh) 钢板及其制造方法
TWI629363B (zh) Steel plate

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant