TWI390050B

TWI390050B - High strength steel plate

Info

Publication number: TWI390050B
Application number: TW097128967A
Authority: TW
Inventors: Nakagawa Koichi; Yokota Takeshi; Nakamura Nobuyuki; Seto Kazuhiro; Kinoshiro Satoshi; Yamada Katsumi
Original assignee: Jfe Steel Corp
Priority date: 2007-07-31
Filing date: 2008-07-31
Publication date: 2013-03-21
Also published as: US20100196189A1; CN101772584A; MX2010001110A; CA2693489C; CN101772584B; TW200912015A; JP2009052139A; JP5326403B2; CA2693489A1; EP2177640B1; KR20100029138A; WO2009017256A1; EP2177640A4; EP2177640A1

Description

高強度鋼板

本發明係關於經加工後的拉伸凸緣特性與塗裝後耐蝕性均優異的高強度鋼板。

諸如汽車底盤零件、卡車用車架等零件係需要成形性(主要為拉伸與拉伸凸緣特性)，習知係使用拉伸強度590MPa級的鋼。但是，近年就從減輕汽車的環境負荷、及提升碰撞特性的觀點，有朝汽車用鋼板高強度化發展，開始就拉伸強度780MPa級鋼的使用進行檢討。

一般鋼鐵材料係隨強度的上升而加工性降低。所以，就具有高強度且高加工性的鋼板進行研究。就提升拉伸與拉伸凸緣特性的技術，有如專利文獻1~6。

專利文獻1所揭示技術係實質為肥粒鐵單相組織，特徵在於將平均粒徑未滿10nm之含Ti與Mo的碳化物分散析出，拉伸強度達590MPa以上的加工性優異高張力鋼板。

專利文獻2所揭示技術係關於具有依質量計，由含有：C：0.08~0.20%、Si：0.001%以上且未滿0.2%、Mn：超過1.0%且3.0%以下、Al：0.001~0.5%、V：超過0.1%且0.5%以下、Ti：0.05%以上且未滿0.2%及Nb：0.005%~0.5%，且滿足：

(式1)(Ti/48+Nb/93)×C/12≦4.5×10^-5 、

(式2)0.5≦(V/51+Ti/48+Nb/93)/(C/12)≦1.5、

(式3)V+Ti×2+Nb×1.4+C×2+Mn×0.1≧0.80

等3式，其餘為Fe與不可避免的雜質構成，且平均粒徑5μm以下、硬度達250Hv以上的肥粒鐵佔70體積%以上之鋼組織，並具有880MPa以上的強度與降伏比0.80以上的高強度熱軋鋼板。

專利文獻3所揭示關於熱軋鋼板的技術，係依質量計，含有：C：0.05~0.2%、Si：0.001%~3.0%、Mn：0.5~3.0、P：0.001~0.2%、Al：0.001~3%、V：超過0.1%且小於1.5%，其餘為Fe與雜質構成，且組織係以平均粒徑1~5μm的肥粒鐵為主相，肥粒鐵粒內存在平均粒徑50nm以下的V之氮碳化物。

專利文獻4所揭示係鋼組織中析出碳化物的熱安定性優異高強度薄鋼板。該薄鋼板的特徵在於當碳化物係以M為金屬元素時，具有依MC表示的NaCl型結晶構造，金屬元素M係由2種以上的金屬構成，且形成該等2種以上的金屬在晶格內規則排列的超晶格構造。

專利文獻5係揭示以下的熱軋鋼板。成分組成係依質量%計，含有：C：0.0002~0.25%、Si：0.003~3.0%、Mn：0.003~3.0%及Al：0.002~2.0%，其餘為Fe與不可避免雜質構成，雜質中的P係0.15%以下、S係0.05%以下、N係0.01%以下。然後，依面積比例，金屬組織的70%以上係肥粒鐵相，且平均結晶粒徑在20μm以下、縱橫比在3以下。此外，肥粒鐵晶界的70%以上係由大角晶界構成，由大角晶界形成的肥粒鐵相中，最大徑在30μm以下、最小徑在5nm以上的析出物面積比例，係金屬組織的2%以下。此外，除肥粒鐵相與析出物以外的其餘相之中，面積比例最大的第二相平均結晶粒徑係20μm以下，在最靠近的第二相間存在有肥粒鐵相的大角晶界。

專利文獻6所揭示係關於：在依質量%計，含有：C：0.01~0.1%、S≦0.03%、N≦0.005%、Ti：0.05~0.5%，且更依滿足Ti-48/12C-48/14N-48/32S≧0%的範圍含有Ti，其餘則由Fe與不可避免雜質構成，至少板厚的1/2厚處，板面的{100}＜011＞~{223}＜110＞方位組之X射線隨機強度比平均值係3以上，且{554}<225＞、{111}＜112＞及{111}＜110＞等3方位的X射線隨機強度比平均值係3.5以下，至少其中一鋼板表面的算術平均粗糙度Ra係1~3.5的鋼板上，塗佈具潤滑效果的組成物之形狀凍結性優異且可拉抽的沖緣加工性高強度薄鋼板。

專利文獻1：登錄專利第3591502號公報

專利文獻2：日本專利特開2006-161112號公報

專利文獻3：日本專利特開2004-143518號公

專利文獻4：日本專利特開2003-321740號公報

專利文獻5：日本專利特開2003-293083號公報

專利文獻6：日本專利特開2003-160836號公報

然而，上述習知技術有下述問題。

專利文獻1及4因為含有Mo，因隨近年的Mo原材料價格高漲，而有導致成本明顯增加的問題。

再者，隨汽車產業全球化的演進，汽車中所使用的鋼板演進成在嚴苛腐蝕環境下使用，而對鋼板要求更高的塗裝後耐蝕性。相對於此，因為Mo的添加會抑制化成結晶的生成或成長，因而鋼板的塗裝後耐蝕性降低，而無法因應上述要求。即，專利文獻1與專利文獻4所記載的鋼，並無法獲得滿足近年汽車產業所要求的塗裝後耐蝕性。

另一方面，近年隨沖壓技術的進步，已有開始採取諸如延伸(拉抽及撐壓)→鑽孔(沖孔)→鉸孔加工(擴孔)之類的加工步驟，在經由此種加工步驟所成形鋼板的拉伸凸緣部位處，在經施行延伸/鑽孔後(即加工後)，要求拉伸凸緣特性。但是，就專利文獻2、3、4，若欲獲得780MPa以上的TS，則未必能獲得足夠的加工後拉伸凸緣特性。專利文獻3中所添加的Nb，就經熱軋後的沃斯田鐵再結晶抑制作用較高。因而，鋼板中殘存著未再結晶粒，有加工性降低的問題。且，有熱軋時的軋延荷重增加之問題。

專利文獻5中有揭示：拉伸強度TS達422MPa止的肥粒鐵單相鋼板(例如實施例的表6中之試驗編號1至5、及實施例的表8中之試驗編號45)；與拉伸強度TS達780MPa以上的肥粒鐵相，係由第二相構成的複合組織鋼板(例如實施例的表6中之試驗編號33至36、及實施例的表8中之試驗編號49)。該等專利文獻5的鋼板，主要係活用利用Si或Mn所產生的固溶強化、以及利用硬質第二相的變態組織強化。因而，鋼板必需在精整軋延結束後2秒以內，依平均冷卻速度30℃/s以上冷卻至600~800℃溫度範圍，接著，經施行3~15秒鐘的空冷後，再依平均冷卻速度30℃/秒以上施行水冷並進行捲取。藉此，促進肥粒鐵變態時的二相分離，鋼板組織成為由肥粒鐵相與第二相構成的複合組織。此外，精整軋延溫度設定為(Ae3點+100℃)~Ae3點，與較當製造後述本發明時認定較佳溫度範圍的更低溫度範圍內。例如拉伸強度TS為780MPa以上的複合組織鋼板(實施例的表6中之試驗編號33至36)，精整軋延溫度便設為871℃~800℃。當精整軋延溫度偏低的情況，沃斯田鐵相中的Ti等碳化物形成元素的固溶極限降低，且因為利用軋延施行加工而導入析出位，因而生成20nm以上的析出物。此現象通稱「應變誘發析出」。專利文獻5的鋼板及製造方法中，因為生成應變誘發析出，因而大小達20nm以上的析出物生成量變多。

再者，專利文獻5係揭示藉由鋼組成的C含有量設為非常少，且減少屬於沃斯田鐵安定化元素的Mn含有量，而實現肥粒鐵單相組織製造的技術(參照：實施例的表2之鋼編號AA至AE)。但是，此情況，因為就連固溶強化元素的Mn含有量亦減少，因而固溶強化量降低。此外，C因含有量的減少，對析出強化具效果的Ti或Nb等碳化物析出量便減少，析出強化量亦減少。結果，即便合併固溶強化量與析出強化量，當肥粒鐵單相組織鋼板的情況，仍無法出現達780MPa以上的強度(參照：實施例的表6之試驗編號1至5、及實施例的表8之試驗編號45)。

由以上的理由得知，專利文獻5的技術並無法製造出本發明目的之組織實質為肥粒鐵單相，且拉伸強度達780MPa以上，亦具有其他特性的鋼板。

專利文獻6有揭示拉伸強度σB達780MPa以上的鋼板(例如實施例的表2中之鋼編號A-4、A-8、A-10、C、E、H)，但該等鋼板的YR(單位%，其中，YR係指σY/σB×100)係69%至74%的較低值，因而推測該等鋼板含有麻田散鐵相等硬質第二相。

依此可認為專利文獻6的780MPa以上之鋼板設計思想，係如同專利文獻5，主要係活用由Si或Mn產生的固溶強化、以及利用硬質第二相的變態組織強化。因而，如同專利文獻5，必需依較當製造後述本發明時認定較佳溫度範圍更低的精整軋延溫度(Ar3點+100℃以下)，施行合計軋縮率達25%以上的軋延。例如根據專利文獻6的實施例，拉伸強度σB達780MPa以上的鋼板之精整軋延溫度係800℃至890℃。專利文獻6的鋼板及製造方法係如同專利文獻5，產生應變誘發析出，大小達20nm以上的析出物生成量增加，結果無法製造出本發明目的之組織實質為肥粒鐵單相，且拉伸強度達780MPa以上，並具有其他特性的鋼板。

本發明係有鑑於該等實情，目的在於提供加工後的拉伸凸緣特性優異，且塗裝後耐蝕性亦優異的高強度鋼板。

本發明者等就加工後的拉伸凸緣特性與塗裝後耐蝕性均優異，且拉伸強度達780MPa以上的高強度熱軋鋼板進行檢討，結果獲得以下的發現。

i)為能獲得高強度與塗裝後耐蝕性均優異的鋼板，便必須將析出物細微化(大小未滿20nm)，而提高細微析出物(大小未滿20nm)的比例。而，就將析出物維持細微狀態方面，析出物係有如含Ti-Mo物、或含Ti-V物，但就從提升塗裝後耐蝕性的觀點，Ti與V的複合析出屬有效。

ii)就提升加工後的拉伸凸緣性方面，V的固溶屬重要，在特性提升方面存在有最佳的V固溶量。

本發明係根據如上述發現而完成，主旨如下：

[1]一種高強度鋼板，係具有：依mass%計，由含有：C：0.02%以上且0.20%以下、Si：0.3%以下、Mn：0.5%以上且2.5%以下、P：0.06%以下、S：0.01%以下、Al：0.1%以下、Ti：0.05%以上且0.25%以下、V：0.05%以上且0.25%以下，其餘為Fe與不可避免雜質構成的成分組成；以及實質為肥粒鐵單相組織，上述肥粒鐵單相組織中，在大小未滿20nm的析出物中所含的Ti為200mass ppm以上且1750mass ppm以下、V為150mass ppm以上且1750mass ppm以下，固溶V為200mass ppm以上且未滿1750mass ppm的組織。

[2]如上述[1]之高強度鋼板，其中，依mass%計，更進一步含有：Cr：0.01%以上且0.5%以下、W：0.005%以上且0.2%以下、Zr：0.0005%以上且0.05%以下中之任1種或2種以上。

[3]如上述[1]或[2]之高強度鋼板，其中，拉伸強度TS係達780MPa以上。

[4]如上述[1]或[2]之高強度鋼板，其中，鹽溫水浸漬試驗中，經膠帶剝離試驗後的單側最大剝離寬度係3.0mm以下。

[5]如上述[3]之高強度鋼板，其中，鹽溫水浸漬試驗中，經膠帶剝離試驗後的單側最大剝離寬度係3.0mm以下。

[6]如上述[1]或[2]之高強度鋼板，其中，經伸張率10%的軋延後之拉伸凸緣特性λ₁₀ 係60%以上。

[7]如上述[3]之高強度鋼板，其中，經伸張率10%的軋延後之拉伸凸緣特性λ₁₀ 係60%以上。

另外，本說明書中，表示鋼成分的「%」、「ppm」全部係指「mass%」、「mass ppm」。此外，本發明中所謂高強度鋼板，拉伸強度(以下亦有稱「TS」的情況)達780MPa以上的鋼板，熱軋鋼板、以及更進一步對該等鋼板施行例如電鍍處理等表面處理的表面處理鋼板亦均涵蓋於對象內。

再者，本發明目標的特性係伸張率10%，且軋延後的拉伸凸緣特性(λ₁₀ )係達60%以上，在後述鹽溫水浸漬試驗(SDT)中經膠帶剝離試驗後的單側最大剝離寬度係在3.0mm以下。

(發明效果)

根據本發明，可獲得加工後的拉伸凸緣特性與塗裝後耐蝕性均優異，且TS達780MPa以上的高強度熱軋鋼板。此外，本發明因為並未添加Mo，且可獲得上述效果，因而可大幅削減成本。

再者，例如藉由將本發明高強度熱軋鋼板使用為汽車底盤零件、卡車用車架等，便可減少板厚，可期待減輕汽車的環境負荷、及大幅提升碰撞特性。

以下，針對本發明進行詳細說明。

(1)首先，針對本發明鋼的化學成分(成分組成)限定理由進行說明。

C：0.02%以上且0.20%以下

C係屬於藉由與Ti、V等形成碳化物並析出於肥粒鐵中，而對鋼板強度化具貢獻的元素。為能將TS設定達780MPa以上，便必須將C量設定在0.02%以上。另一方面，若C量超過0.20%，因析出物的粗大化、第二相組織的形成，導致加工後的拉伸凸緣特性降低。依如上述，C量設定在0.02%以上且0.20%以下，最好0.03%以上且0.15%以下。

Si：0.3%以下

Si係屬於對固溶強化具貢獻的元素，但若添加超過0.3%，在晶界便生成碳化鐵體，導致經加工後的拉伸凸緣特性降低。所以，將Si量設定在0.3%以下。最好0.001%以上且0.2%以下。

Mn：0.5%以上且2.5%以下

Mn係屬於對固溶強化具有貢獻的元素。然而，若該量未滿0.5%，便無法獲得780MPa以上的TS。另一方面，若Mn量添加超過2.5%，溶接性便明顯降低。依上述，Mn量設定在0.5%以上且2.5%以下，最好0.6%以上且2.0%以下。

P：0.06%以下

因為P偏析於舊沃斯田鐵晶界，因而導致低溫韌性劣化與加工性降低。所以，最好盡量減少P量，設定在0.06%以下。尤以0.001%以上且0.055%以下為佳。

S：0.01%以下

S係若偏析於舊沃斯田鐵晶界、或大量析出MnS，便導致低溫韌性降低。且，無關於有無施行加工，均使拉伸凸緣性明顯降低。所以，最好儘量減少S量，設定在0.01%以下。尤以0.0001%以上且0.005%以下為佳。

Al：0.1%以下

Al係依鋼的脫氧劑形式添加，就鋼的潔淨度提升方面，屬有效元素。為能獲得該項效果，最好含有0.001%以上。但是，若超過0.1%，便產生大量的夾雜物，導致成為鋼板出現瑕疵的肇因。所以，將Al量設定在0.1%以下。最好0.01%以上且0.04%以下。

Ti：0.05%以上且0.25%以下

Ti係就肥粒鐵的析出強化屬於非常重要的元素，在獲得本發明效果之前提下，屬重要的要件。若Ti量未滿0.05%，便頗難確保必要的強度。反之，若超過0.25%，則效果已達飽和，僅徒增成本而已。所以，將Ti量設定在0.05%以上且0.25%以下，最好0.08%以上且0.20%以下。

V：0.05%以上且0.25%以下

V係屬於對析出強化或固溶強化具有強度提升貢獻的元素，與上述Ti合併屬於獲得本發明效果的重要要件。藉由適量與Ti一起複合添加，便有析出粒徑(以下亦稱「大小」)未滿20nm的細微Ti-V碳化物之傾向，且不會如Mo般的降低塗裝後耐蝕性。若V量未滿0.05%，則上述添加效果較弱。反之，若V量超過0.25%，則效果已達飽和，僅徒增成本而已。所以，將V量設定在0.05%以上且0.25%以下，最好0.06%以上且0.20%以下。

藉由以上的必要添加元素，本發明鋼便可獲得目標特性，但除上述必要添加元素之外，就從下述理由，亦可更進一步添加：Cr：0.01%以上且0.5%以下、W：0.005%以上且0.2%以下或Zr：0.0005%以上且0.05%以下中之任1種或2種以上。

Cr：0.01%以上且0.5%以下、W：0.005%以上且0.2%以下、Zr：0.0005%以上且0.05%以下

Cr、W及Zr係如同V，形成析出物、或具有依固溶狀態強化肥粒鐵的作用。若Cr量未滿0.01%、W量未滿0.005%或Zr量未滿0.0005%，則對高強度化幾乎無具貢獻。反之，若Cr量超過0.5%、W量超過0.2%、或Zr量超過0.05%，則加工性劣化。所以，當添加Cr、W、Zr中任1種或2種以上的情況，添加量設定為：Cr：0.01%以上且0.5%以下、W：0.005%以上且0.2%以下、Zr：0.0005%以上且0.05%以下。最好Cr：0.03%以上且0.3%以下、W：0.01%以上且0.18%以下、Zr：0.001%以上且0.04%以下。

另外，除上述以外的其餘係由Fe與不可避雜質構成。不可避免的雜質係例如O形成非金屬夾雜物而對品質造成不良影響，因而最好減少至0.003%以下。此外，本發明中，尚可含有不妨礙本發明作用效果的微量元素，諸如Cu、Ni、Sn、Sb等含有0.1%以下的範圍。

(2)其次，針對本發明高強度鋼板的組織進行說明。

實質的肥粒鐵單相組織

在使TS達780MPa以上、且提升經加工後之拉伸凸緣性方面，差排密度較低的肥粒鐵屬有效，且形成單相組織屬有效。特別係藉由形成富延性的肥粒鐵單相組織，則經加工後的拉伸凸緣性提升效果趨於明顯。但，亦可未必完全為肥粒鐵單相組織，只要實質係屬於肥粒鐵單相組織的話，便可充分獲得上述效果。此處所謂「實質的肥粒鐵單相組織」係指除本發明的碳化物以外，尚容許微量的其他相或析出物，最好肥粒鐵的體積率達95%以上。此外，若體積率在5%以內的範圍內，即使含有諸如碳化鐵體、波來鐵、變韌鐵等組織，仍不會影響本發明的特性。

另外，肥粒鐵的體積率係可利用3%硝酸浸蝕液(Nital)顯示出平行於軋延方向的板厚截面微觀組織，並使用掃描式電子顯微鏡(SEM)，依1500倍觀察板厚1/4位置，再使用例如Sumitomo Metal Technology股份有限公司製的影像處理軟體「粒子解析II」，測定肥粒鐵面積率便可求得。

肥粒鐵單相組織中，大小未滿20nm的析出物中所含Ti係200ppm以上且1750ppm以下，V係150ppm以上且1750ppm以下。

本發明的高強度鋼板中，含有Ti及/或V的析出物，主要係依碳化物形式析出於肥粒鐵中。此現象可認為係因為肥粒鐵中較小於C固溶極限、或過飽和的C，在肥粒鐵中較容易依碳化物形式析出的緣故。而，將因此種析出物使軟質的肥粒鐵呈硬質化(高強度化)，便可獲得達780MPa以上的TS。此外，YS將提高，可獲得達83%以上的YR(=YS/YR)。

為能獲得高強度鋼板，依如上述，將析出物細微化(大小未滿20nm)，並提高該細微析出物(大小未滿20nm)的比例之事屬重要。若析出物的大小達20nm以上，則抑制差排移動的效果較小，而無法使肥粒鐵充分的硬質化，因而有強度降低的情況。

再者，經檢討的結果，相關塗裝後耐蝕性，得知析出物尺寸細微屬重要事項。習知Ti系(單獨添加Ti)HSLA鋼中，隨Ti添加量的增加，有析出物容易粗大化的傾向。所以，此種鋼板隨強度低下，亦有塗裝後耐蝕性降低的傾向。隨析出物的粗大化，塗裝後耐蝕性降低的理由雖尚未明朗，但可認為粗大的析出物阻礙化成結晶的生成或成長的緣故所致。

依如上述，析出物的大小最好設定為未滿20nm。該未滿20nm的細微析出物，係可利用一起添加Ti與V而達成。V主要係將與Ti形成複合碳化物。理由雖尚未明確，但得知該等析出物在本發明範圍的捲取溫度內之高溫長時間下，穩定地保持著細微狀態存在。

再者，大小未滿20nm的析出物中所含Ti量與V量的控制屬重要。得知若未滿20nm的析出物中所含Ti量未滿200ppm，且V量未滿150ppm，則析出物的數量密度變小，各析出物的間隔擴大，因而抑制差排移動的效果減小。所以，因為無法將肥粒鐵充分硬質化，故無法獲得TS達780MPa以上的強度。反之，若未滿20nm的析出物中所含Ti量達200ppm以上，且未滿20nm的析出物中所含V量未滿150ppm時，有析出物容易粗大化的傾向，故有無法獲得TS達780MPa以上之強度的情況。此外，若未滿20nm的析出物中所含Ti量未滿200ppm，且未滿20nm的析出物中所含V量達150ppm以上時，因V的析出效率惡化，故有無法獲得TS達780MPa以上之強度的情況。另一方面，若未滿20nm的析出物中所含Ti量析出超過1750ppm或V量析出超過1750ppm，則塗裝後耐蝕性降低，而無法獲得目標特性。此現象可認為大量的細微析出物在鋼板表面，阻礙化成結晶的生成或成長之緣故所致。所以，大小未滿20nm的析出物中所含析出Ti量與析出V量均必須滿足。

再者，當在大小未滿20nm的析出物中所含Ti量與V量的比，係0.4≦(Ti/48)/(V/51)≦2.5時，可獲得785MPa以上的TS，得知成為更佳狀態。理由雖尚未明朗，但可認為藉由Ti與V的組成比最佳化，而提升熱安定性的緣故所致。

依上述，大小未滿20nm的析出物中所含Ti量設定在200ppm以上且1750ppm以下，V量設定在150ppm以上且1750ppm以下。且，大小未滿20nm的析出物中所含Ti量與V量的比，最好為0.4≦(Ti/48)/(V/51)≦2.5。

另外，有將析出物及/或夾雜物統稱為「析出物等」的情況。

另外，上述Ti量與V量係可利用捲取溫度進行控制。此時的捲取溫度最好設定為500℃以上且700℃以下。若捲取溫度超過700℃，則引發析出物的粗大化，未滿20nm的析出物中所含Ti與V析出量分別未滿200ppm、未滿150ppm，而無法獲得達780MPa以上的TS。此外，即使捲取溫度未滿500℃，則未滿20nm的析出物中所含Ti與V析出量分別未滿200ppm、150ppm。此現象係因為捲取溫度偏低，因而Ti與V的擴散不足之緣故所致。

大小未滿20nm的析出物中所含Ti量與V量，係可依照以下的方法進行確認。

將試料在電解液中施行既定量電解後，將試料片從電解液中取出，再浸漬於具有分散性的溶液中。接著，將該溶液中所含的析出物，使用孔徑20nm的過濾器施行過濾。與濾液一起通過該孔徑20nm過濾器的析出物大小係未滿20nm。接著，對經過濾後的濾液，從諸如感應耦合電漿(ICP)原子發射光譜分析法、ICP質量分析法、及原子吸收光譜法等中適當選擇任一方法進行分析，並求取大小未滿20nm的析出物中所含Ti量與V量。

固溶V量達200ppm以上且未滿1750ppm的組織本發明中，固溶V係屬於最重要的要件。在提升經加工後的拉伸凸緣特性方面，V的固溶屬重要事項。若固溶V未滿200ppm，除缺乏該項效果，為能獲得上述效果，固溶V量必需達200ppm以上。另一方面，若固溶V量達1750ppm以上，則效果已達飽和，因而便設為上限值。

由以上，將固溶V量設定在200ppm以上且未滿1750ppm。另外，雖本發明鋼亦隨強度的上升，而加工性會稍微降低，但藉由在大小未滿20nm的析出物中所含Ti量為1750ppm以下、V量為1750ppm以下之範圍內，將固溶V量設定在200ppm以上，便可充分確保目標之加工後的拉伸凸緣特性。

另外，相關固溶V量在200ppm以上且未滿1750ppm，例如可依照以下的方法進行確認。

將試料在非水溶劑系電解液中僅施行既定量的電解後，便將電解液當作分析溶液並施行元素分析。分析方法係有如：感應耦合電漿(ICP)原子發射光譜分析法、ICP質量分析法、或原子吸收光譜法等。

(3)其次，針對本發明高強度鋼板的製造方法進行說明。

本發明的高強度鋼板係例如將經調整為上述化學成分範圍的鋼坯，加熱至1150℃以上且1350℃以下之後，再將精整軋延溫度設為850℃以上且1100℃以下，並施行熱軋，然後，依500℃起至700℃的溫度施行捲取便可獲得。相關該等較佳條件，詳細說明如下。

鋼坯加熱溫度：1150℃以上且1350℃以下

Ti或V等碳化物形成元素在鋼坯中幾乎依碳化物的形式存在。為能在熱軋後可依目標設計般的析出於肥粒鐵組織中，便必須將熱軋前依碳化物形式析出的析出物先溶解。因而，必需在1150℃以上施行加熱。

若未滿1150℃，因為對析出強化與塗裝後耐蝕性無具貢獻的大小達20nm以上之碳化物殘存，因而相關為獲得本發明效果所必要之大小未滿20nm細微析出物生成的Ti量與V量減少。在後述捲取時，大小未滿20nm的析出物量無法達目標值。此外，本發明的鋼板之製造方法中，在鋼坯加熱時與精整軋延時，最佳形態係含有Ti或V的碳化物呈溶解狀態下，而經精整軋延後的捲取時，則最佳形態係依含有Ti或V的細微碳化物形式析出。因而，該碳化物幾乎完全溶解的溫度，最好加熱溫度係達1170℃以上。

另一方面，若加熱超過1350℃，結晶粒徑變為過於粗大，且加工後的拉伸凸緣特性、拉伸特性均劣化。且，經考慮後續的熱處理條件，若設定在1300℃以下，便可幾乎完全防止結晶粒徑的粗大化。

所以，鋼坯加熱溫度最好設定在1150℃以上且1350℃以下。尤以1170℃以上且1300℃以下為佳。

熱軋時的精整軋延溫度：850℃以上且1100℃以下

為能獲得本發明在大小未滿20nm析出物中所含的Ti量與V量，精整軋延溫度的控制屬重要事項。將經加工後的鋼坯，最好依熱軋結束溫度的精整軋延溫度850℃~1100℃施行熱軋。若精整軋延溫度未滿850℃，在肥粒鐵+沃斯田鐵的區域中施行軋延，因為成為經展伸的肥粒鐵組織，故有加工後的拉伸凸緣特性、拉伸滑性劣化之情況。此外，即使作為在依鋼坯加熱溫度1150℃以上施行軋延前的碳化物而所析出的析出物溶解，當精整軋延溫度未滿850℃時，仍因應變誘發析出導致含有Ti或V的碳化物析出。因而，有關本發明效果所必要之大小未滿20nm細微析出物生成的Ti量與V量會減少，在進行後述捲取時，大小未滿20nm的析出物量無法獲得目標值。即，在前述鋼坯加熱時一經溶解之含Ti或V的碳化物，在精整軋延時於盡量保持溶解狀態下，前進至接著施行的捲取步驟屬重要事項。所以，為能保持碳化物呈溶解狀態，尤以將精整軋延溫度設為935℃以上為佳。

反之，若精整軋延溫度超過1100℃，因為肥粒鐵粒粗大化，而有無法獲得780MPa的TS之情況。就防止肥粒鐵粒粗大化，最好設定在990℃以下。

所以，精整軋延溫度最好設定在850℃以上且1100℃以下。尤以935℃以上且990℃以下為佳。

捲取溫度：500℃以上且700℃以下

為能獲得本發明大小未滿20nm析出物中所含Ti量與V量，捲取溫度的控制屬重要。如前述，理由係在該捲取步驟中，形成多數析出位，從該析出位析出碳化物，且該碳化物的粒成長抑制為大小不會達20nm以上，屬最佳製造形態。為能將組織形成實質肥粒鐵單相組織，而獲得本發明特性，最好將捲取溫度設定為500℃以上且700℃以下。

本發明中，若捲取溫度未滿500℃，則含Ti及/或V的碳化物析出量不足，有導致強度降低的情況。且，有生成變韌鐵相，而無法獲得肥粒鐵單相組織的情況。

為能形成多數析出位，且從該析出位生成碳化物，溫度係越高越好，達550℃以上屬較佳條件。

另一方面，若捲取溫度超過700℃，則引發所析出碳化物的粗大化，將有導致強度降低的情況。且，有容易生成波來鐵，導致加工後的拉伸凸緣性降低之情況。若設定在650℃以下，便可確實地防止所析出碳化物粗大化，因而屬更佳狀況。

所以，捲取溫度最好設為500℃以上且700℃以下，尤以550℃以上且650℃以下為佳。

本發明的鋼板係涵蓋表面經施行表面處理或表面被覆處理者。特別係最適用於在本發明鋼板上形成熔融鋅系電鍍皮膜，而形成熔融鍍鋅系鋼板。即，因為本發明的鋼板具有良好的加工性，因而即使形成熔融鋅系電鍍皮膜仍可維持良好的加工性。此處所謂「熔融鋅系電鍍」，係指以鋅及鋅為主體(即含有約90%以上)的熔融電鍍，除鋅之外，尚含有諸如Al、Cr等合金元素，且即使經施行熔融鋅系電鍍的狀態下，當然亦可在電鍍後施行合金化處理。

另外，鋼的熔製方法並無特別的限制，所有周知熔製方法均可適用。例如熔製方法最好採取利用諸如轉爐、電爐等施行熔製，再利用真空脫氣爐施行2次精煉的方法。鑄造方法係就從生產性、品質上的觀點，最好採連續鑄造。此外，經鑄造後，馬上、或經以補熱為目的而施行加熱後，即使在此狀態下施行熱軋的直接軋延，仍不致影響本發明的效果。且，經粗軋延後，亦可於精整軋延前，便將熱軋材施行加熱，即使在粗軋延後便施行將軋延材接合的連續熱軋，甚至同時施行軋延材的加熱材加熱與連續軋延，仍不致損及本發明的效果。

[實施例] [實施例1]

利用轉爐熔製表1所示組成鋼，並利用連續鑄造而形成鋼坯。接著，對該等鋼坯，依表2所示條件施行加熱、熱軋、捲取，便製得板厚2.0mm的熱軋鋼板。

針對所獲得的熱軋鋼板，依照以下所示方法施行微觀組織的解析，求取未滿20nm的析出物中所含Ti量與V量、以及固溶V量。此外，依照以下所示方法求取拉伸強度：TS、加工後的拉伸凸緣特性：λ₁₀ 、及塗裝後耐蝕性：SDT單側最大剝離寬度，並施行評估。

(微觀組織的解析)

將依上述所獲得熱軋鋼板裁剪為適當大小，在10%AA系電解液(10vol%乙醯丙酮-1mass%氯化四甲銨-甲醇)中，依電流密度20mA/cm² 施行定電流電解約0.2g。

(大小未滿20nm的析出物中所含Ti量與V量的測定)

將經電解後在表面上已附著析出物的試料片從電解液中取出，並浸漬於六偏磷酸鈉水溶液(500mg/l)(以下稱「SHMP水溶液」)中，賦予超音波振動，使析出物從試料片上剝落，並萃取於SHMP水溶液中。接著，將含有析出物的SHMP水溶液使用孔徑20nm的過濾器施行過濾，對經過濾後的濾液使用ICP原子發射光譜分析裝置施行分析，並測定濾液中的Ti與V絕對量。接著，將Ti與V的絕對量除以電解重量，便獲得大小未滿20nm的析出物中所含Ti量與V量。另外，電解重量係對經析出物剝落後的試料施行重量測定，再從電解前的試料重量中扣減便可求得。

(固溶V量的測定)

以經電解後的電解液為分析溶液，使用ICP質量分析法測定V及比較元素的Fe之液中濃度。以所獲得濃度為基礎，計算出V對Fe的濃度比，更乘上試料中的Fe含有率，便求得固溶狀態中的V量。另外，試料中的Fe含有率係從100%扣減掉除Fe以外的組成值合計便可求得。

(TS)

將軋延方向視為拉伸方向，使用JIS5號試驗片，依照根據JIS Z 2241的方法施行拉伸試驗，而求得TS。

加工後的拉伸凸緣特性：λ₁₀

依伸張率10%施行軋延後，根據日本鋼鐵協會規格JFST 1001施行擴孔試驗，而求得λ₁₀ 。

(塗裝後耐蝕性：SDT單側最大剝離寬度)

化成處理係使用日本塗料(股)製的脫脂劑：ECO90、表面調整劑：5N-10、以及化成處理劑：SD2800，且依各自的溫度、濃度條件均較差於標準條件的惡劣條件實施。標準條件之一例，係脫脂步驟為濃度16g/l、處理溫度42~44℃、處理時間120s、噴霧脫脂，表面調整步驟係總鹼度1.5~2.5點、游離酸度0.7~0.9點、促進劑濃度2.8~3.5點、處理溫度44℃、處理時間120s。惡劣條件係使化成處理步驟中的處理溫度降低至38℃。然後，使用日本塗料公司製的電鍍塗裝劑：V-50施行電鍍塗裝。化成處理皮膜的附著量係2~2.5g/m² ，目標設為電鍍塗裝膜厚25μm。

塗裝後耐蝕性評估係利用鹽溫水浸漬試驗(SDT)實施。對經施行化成處理、電鍍塗裝過的試料利用切割刀賦予橫切瑕疵，經在鹽溫水(5%NaCl：55℃)中浸漬10日後，施行水洗，經乾燥，再針對切割瑕疵部施行膠帶剝離，並測定切割瑕疵部左右的最大剝離寬度。若單側最大剝離寬度在3.0mm以下，便可謂塗裝後耐蝕性良好。

依上述所獲得的結果，將與製造條件合併記於表2中。

由表2中得知，本發明例係屬於TS達780MPa以上，λ₁₀ 在60%以上，且SDT單側最大剝離寬度在3.0mm以下，經加工後的拉伸凸緣特性及塗裝後耐蝕性均優異的熱軋鋼板。

另一方面，比較例則TS(強度)、λ₁₀ (加工後的拉伸凸緣性)、SDT單側最大剝離寬度(塗裝後耐蝕性)中任一以上較差。

[實施例2]

利用轉爐熔製表3所示組成鋼，並利用連續鑄造而形成鋼坯。接著，對該等鋼坯，依表4所示條件施行加熱、熱軋、捲取，便製得板厚2.0mm的熱軋鋼板。

針對所獲得的熱軋鋼板，依照如同實施例1相同的方法施行微觀組織的解析，求取未滿20nm的析出物中所含Ti量與V量、以及固溶V量。此外，依照同實施例1相同的方法求取拉伸強度：TS、加工後的拉伸凸緣特性：λ₁₀ 、及塗裝後耐蝕性：SDT單側最大剝離寬度，並施行評估。

由以上所獲得的結果，如表4所示。

由表4中得知，本發明例係屬於TS達780MPa以上，λ₁₀ 在60%以上，且SDT單側最大剝離寬度在3.0mm以下，經加工後的拉伸凸緣特性及塗裝後耐蝕性均優異的熱軋鋼板。

再者，相較於鋼板No.1(表2)之下，經添加Cr、W或Zr的鋼板No.25~28、35~37，得知TS更為提升。

(產業上之可利用性)

本發明的鋼板係屬於高強度，且具有優異的加工後之拉伸凸緣特性與塗裝後耐蝕性，因而最適合作為例如汽車、卡車用車架等需要拉伸與拉伸凸緣特性的零件。

Claims

一種高強度鋼板，係具有：依mass%計，由含有：C：0.02%以上且0.20%以下、Si：0.3%以下、Mn：0.5%以上且2.5%以下、P：0.06%以下、S：0.01%以下、Al：0.1%以下、Ti：0.05%以上且0.25%以下、V：0.05%以上且0.25%以下，其餘為Fe與不可避免雜質構成的成分組成；以及實質上為肥粒鐵單相組織，上述肥粒鐵單相組織中，在大小未滿20nm的析出物中所含的Ti為200mass ppm以上且1750mass ppm以下、V為150mass ppm以上且1750mass ppm以下，固溶V為200mass ppm以上且未滿1750mass ppm的組織；鹽溫水浸漬試驗中，經膠帶剝離試驗後的單側最大剝離寬度係3.0mm以下，且經加工後之拉伸凸緣特性優異。
一種高強度鋼板，係具有：依mass%計，由含有：C：0.02%以上且0.20%以下、Si：0.3%以下、Mn：0.5%以上且2.5%以下、P：0.06%以下、S：0.01%以下、Al：0.1%以下、Ti：0.05%以上且0.25%以下、V：0.05%以上且0.25%以下，更進一步含有：Cr：0.01%以上且0.5%以下、W：0.005%以上且0.2%以下、Zr：0.0005%以上且0.05%以下中之任1種或2種以上，其餘為Fe與不可避免雜質構成的成分組成；以及實質上為肥粒鐵單相組織，上述肥粒鐵單相組織中，在大小未滿20nm的析出物中所含的Ti為200mass ppm以上且 1750mass ppm以下、V為150mass ppm以上且1750mass ppm以下，固溶V為200mass ppm以上且未滿1750mass ppm的組織；鹽溫水浸漬試驗中，經膠帶剝離試驗後的單側最大剝離寬度係3.0mm以下，且經加工後之拉伸凸緣特性優異。
如申請專利範圍第1或2項之高強度鋼板，其中，拉伸強度TS係達780MPa以上。
如申請專利範圍第1或2項之高強度鋼板，其中，伸張率10%的軋延後之拉伸凸緣特性λ₁₀ 係60%以上。