TWI438285B

TWI438285B - 高強度鋼板及其製造方法

Info

Publication number: TWI438285B
Application number: TW099122645A
Authority: TW
Inventors: Koichi Nakagawa; Takeshi Yokota; Kazuhiro Seto; Satoshi Kinoshiro; Yuji Tanaka; Katsumi Yamada; Tetsuya Mega; Katsumi Nakajima
Original assignee: Jfe Steel Corp
Priority date: 2009-07-10
Filing date: 2010-07-09
Publication date: 2014-05-21
Also published as: CA2767439A1; KR101424859B1; CN102471844A; TW201107498A; BR112012000648B1; US9212411B2; KR20120023129A; EP2453032A1; JP5423191B2; JP2011017060A; WO2011004779A1; CA2767439C; BR112012000648A2; EP2453032A4; US20120107633A1

Description

高強度鋼板及其製造方法

本發明係關於加工後拉伸凸緣特性優異，且拉伸強度(TS)為980MPa以上的高強度鋼板及其製造方法。

汽車的底盤構件、保險桿或中柱之類的衝撞構件，因為需要成形性(主要為伸長與拉伸凸緣特性)，因而習知已使用拉伸強度590MPa級之鋼。但是，近年從汽車的減輕環境負荷及提升衝撞特性之觀點而言，正朝汽車用鋼板的高強度化進展，開始針對拉伸強度980MPa級之鋼的使用進行檢討。一般隨鋼板強度的上升，加工性亦會隨之降低。因而，目前有針對高強度且具高加工性的鋼板進行研究。作為提升伸長與拉伸凸緣特性的技術，例如下述。

專利文獻1有揭示：實質上屬於肥粒鐵單相組織，會分散析出平均粒徑未滿10nm之含Ti、Mo及V的碳化物，該含Ti、Mo及V的碳化物具有依原子%表示，Ti、Mo、V滿足V/(Ti+Mo+V)≧0.3之平均組成，且拉伸強度達980MPa以上的高張力鋼板相關技術。

專利文獻2有揭示：具有由依質量計含有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%，且滿足下式(a)、式(b)、式(c)，其餘則為Fe及雜質所構成的鋼組成；以及平均粒徑5μm以下，且硬度為250Hv以上之肥粒鐵含有70體積%以上的鋼組織；且具有880MPa以上之強度與降伏比0.80以上的高強度熱軋鋼板相關技術。

式(a)：9(Ti/48+Nb/93)×C/12≦4.5×10^-5

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

式(c)：V+Ti×2+Nb×1.4+C×2+Mn×0.1≧0.80

專利文獻3有揭示：由依質量%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%且至1.5%為止、以及視需要的Mo：0.05~1.0%，其餘則為Fe及雜質構成，組織係以平均粒徑1~5μm肥粒鐵為主相，在肥粒鐵粒內有存在平均粒徑50nm以下的V之氮碳化物的熱軋鋼板相關技術。

專利文獻4有揭示：依質量%計含有C：0.04~0.17%、Si：1.1%以下、Mn：1.6~2.6%、P：0.05%以下、S：0.02%以下、Al：0.001~0.05%、N：0.02%以下、V：0.11~0.3%、及Ti：0.07~0.25%，其餘則為鐵及不可避免的雜質的鋼組成，且軋延直角方向具有達880MPa以上的拉伸強度，並具有降伏比0.8以上的高強度鋼板相關技術。

專利文獻5有揭示：具有依質量%計含有C：0.04~0.20%、Si：0.001~1.1%、Mn：超過0.8%、Ti：0.05%以上且未滿0.15%、及Nb：0~0.05%，且滿足下式(d)、式(e)、式(f)，而其餘則為Fe及不可避免的雜質構成的鋼組成，且具有達880MPa以上強度與降伏比0.80以上的高強度熱軋鋼板。

式(d)：(Ti/48+Nb/93)×C/12≦3.5×10^-5

式(e)：0.4≦(V/51+Ti/48+Nb/93)/(C/12)≦2.0

式(f)：V+Ti×2+Nb×1.4+C×2+Si×0.2+Mn×0.1≧0.7

專利文獻6有揭示：實質上屬於肥粒鐵單相組織，肥粒鐵組織中會析出含Ti、Mo及C的析出物，且在軋延方向的平行向量之垂直截面板厚1/4~3/4區域中，相鄰接各結晶粒的＜110＞方位群體面積率在50%以下，並具有拉伸強度950MPa以上之拉伸凸緣性優異的超高張力鋼板相關技術。

專利文獻7有揭示特徵為：依質量%計含有C：0.10~0.25%、Si：1.5%以下、Mn：1.0~3.0%、P：0.10%以下、S：0.005%以下、Al：0.01~0.5%、N：0.010%以下、及V：0.10~1.0%，且滿足(10Mn+V)/C≧50，其餘則為Fe及不可避免的雜質之組成，且針對粒徑80nm以下的析出物所求得含V之碳化物的平均粒徑在30nm以下的薄鋼板相關技術。

專利文獻8有揭示特徵為：依質量%計含有C：0.10~0.25%、Si：1.5%以下、Mn：1.0~3.0%、P：0.10%以下、S：0.005%以下、Al：0.01~0.5%、N：0.010%以下、及V：0.10~1.0%，且滿足(10Mn+V)/C≧50，其餘則為Fe及不可避免的雜質所構成組成，且回火麻田散鐵相的體積佔有率為80%以上，粒徑20nm以下的含V之碳化物平均粒徑在10nm以下的汽車用構件相關技術。

專利文獻9有揭示：鋼板表面設有熔融鍍鋅層的鍍鋅鋼板，而上述鋼板的化學組成係依質量%計含有C：超過0.02%且0.2%以下、Si：0.01~2.0%、Mn：0.1%~3.0%、P：0.003~0.10%、S：0.020%以下、Al：0.001~1.0%、N：0.0004~0.015%、及Ti：0.03~0.2%，其餘則為Fe及雜質，且上述鋼板的金屬組織係依面積率計含有肥粒鐵30~95%，當其餘的第二相係含有麻田散鐵、變韌鐵、珠粒鐵、及碳化鐵體時，麻田散鐵的面積率係0~50%，而上述鋼板係平均粒子間距離30~300nm含有粒徑2~30nm的Ti系氮碳化析出物，且依平均粒子間距離50~500μm含有粒徑3μm以上的晶態式TiN之高張力熔融鍍鋅鋼板相關技術。

專利文獻10有揭示相關薄鋼板之耐疲勞特性改善方法的技術，其特徵在於：對下述該薄鋼板施行使生成粒徑10nm以下細微析出物的應變時效處理，該薄鋼板係具有依質量%計含有C：0.01~0.15%、Si：2.0%以下、Mn0.5~3.0%、P：0.1%以下、S：0.02%以下、Al：0.1%以下、N：0.02%以下、及Cu：0.5~3.0%的組成，且組織係以肥粒鐵相為主相，並將依面積率計含有2%以上麻田散鐵相的相當作第二相之複合組織薄鋼板。

專利文獻11有揭示相關超高強度冷延鋼板之製造方法的技術，將依質量%計含有C：0.18~0.3%、Si：1.2%以下、Mn：1~2.5%、P：0.02%以下、S：0.003%以下、及Sol.Al：0.01~0.1%，且在其中更進一步依合計0.005~0.10%範圍含有Nb：0.005~0.030%、V：0.01~0.10%、Ti：0.01~0.10%中任1種或2種以上，而其餘則為Fe及不可避免的雜質所構成的鋼，依精軋溫度Ar3點以上施行熱軋，並依500~650℃進行捲取後，經酸洗、冷軋，接著利用連續退火加熱至Ac3~[Ac3+70℃]，經30秒以上均熱後，利用一次冷卻而使肥粒鐵依體積佔有率析出3~20%，然後在噴流水中急冷至室溫，再依120~300℃溫度施行1~15分鐘過時效處理，便具有由麻田散鐵體積佔有率80~97%，其餘為肥粒鐵構成細微二相組織，拉伸強度150~200kgf/mm² 之良好成形性與條帶形狀。

專利文獻12有揭示相關在高預應變時具有高烘烤硬化能力的高強度熱軋鋼板，其特徵在於：依質量%計含有C：0.0005~0.3%、Si：0.001~3.0%、Mn：0.01~3.0%、Al：0.0001~0.3%、S：0.0001~0.1%、及N：0.0010~0.05%，其餘為Fe及不可避免的雜質所構成，且將肥粒鐵設為面積率最大的相，固溶碳：Sol.C與固溶氮：Sol.N係滿足Sol.C/Sol.N：0.1~100，當施加預應變5~20%時，依110~200℃施行1~60分鐘烘烤處理後的降伏強度及拉伸強度上升量平均或各值，相較於未施加預應變的烘烤處理前鋼板，係為50MPa以上。

[先行技術文獻] [專利文獻]

[專利文獻1]日本專利特開2007-063668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號公報

[專利文獻4]日本專利特開2004-360046號公報

[專利文獻5]日本專利特開2005-002406號公報

[專利文獻6]日本專利特開2005-232567號公報

[專利文獻7]日本專利特開2006-183138號公報

[專利文獻8]日本專利特開2006-183139號公報

[專利文獻9]日本專利特開2007-16319號公報

[專利文獻10]日本專利特開2003-105444號公報

[專利文獻11]日本專利特開平4-289120號公報

[專利文獻12]日本專利特開2003-96543號公報

然而，上述習知技術會有以下問題。

因為專利文獻1與3所記載的鋼係含有Mo，因而近年隨Mo價格的高漲，導致成本明顯增加。且，隨汽車產業的全球化，汽車所使用的鋼板已形成在國外嚴苛的腐蝕環境下使用之狀態，對鋼板要求更高的塗裝後耐蝕性。針對於此，因為Mo的添加會阻礙化成結晶的生成或成長，因而會使鋼板的塗裝後耐蝕性降低，導致無法因應上述要求。所以，專利文獻1與3所記載的鋼並未充分滿足近年的汽車產業要求。

另一方面，近年來隨沖壓技術的進步，有依序採用伸長(深衝與撐壓)、切邊(trim)(衝孔)、及二次精沖(擴孔)的加工步驟。在經由此種加工步驟所成形的鋼板之拉伸凸緣部位，需要施行伸長、切邊後(亦即加工後)之拉伸凸緣特性。但是，因為加工後拉伸凸緣特性係屬於近年備受矚目的特性，因而專利文獻1~12所記載的鋼未必充足。

鋼的一般強化手法之一係析出強化。已知析出強化量係與析出物的粒徑成反比，且與析出量的平方根成正比。例如專利文獻1~12所揭示的鋼板係經添加Ti、V、Nb等的氮碳化物形成元素進行研究，特別係專利文獻7、9、10係相關析出物的尺寸進行研究。但是，析出物量未必足夠，因為析出效率差，因而會有導致高成本化的問題。

專利文獻2、5、11中所添加的Nb，係對熱軋後的沃斯田鐵再結晶之抑制作用高。因而，會使鋼板中殘存未再結晶粒，導致加工性降低的問題。且，會有導致熱軋時的軋延荷重增加之問題。

本發明係有鑑於該實情，目的在於提供加工後拉伸凸緣特性優異之高強度鋼板及其製造方法。

本發明者等針對為能獲得加工後之拉伸凸緣特性優異、且拉伸強度為980MPa以上的高強度鋼板，而進行探討，結果獲得以下的發現。

i)為能獲得高強度的鋼板，必需將析出物予以細微化(大小未滿20nm)，俾提高細微析出物(大小未滿20nm)的比例。而，能維持細微狀態的析出物係有如含有Ti-Mo者、或含有Ti-V者。從合金成本的觀點而言，Ti與V的複合析出係屬有用。

ii)當肥粒鐵相與第二相的硬度差係-300以上且300以下時，便會提升加工後拉伸凸緣特性。又，該加工後拉伸凸緣特性優異之組織，係藉由將第一段冷卻停止溫度T1與捲取溫度T2控制於最佳範圍內，便可獲得。

本發明係根據以上發現而完成，主旨係如下。

[1]一種高強度鋼板，係成分組成依質量%計含有C：0.08%以上且0.20%以下、Si：0.2%以上且1.0%以下、Mn：0.5%以上且2.5%以下、P：0.04%以下、S：0.005%以下、Al：0.05%以下、Ti：0.07%以上且0.20%以下、以及V：0.20%以上且0.80%以下，其餘則為Fe及不可避免的雜質構成；金屬組織係依體積佔有率計，具有80%以上且98%以下的肥粒鐵相與第二相，且在大小未滿20nm的析出物中所含有之Ti量與V量的合計量係0.150質量%以上，上述肥粒鐵相的硬度(HV_α )與上述第二相的硬度(HV_s )之差(HV_α -HV_s )係-300以上且300以下。

[2]如上述[1]之高強度鋼板，其中，大小未滿20nm的析出物中所含之上述Ti量係0.150質量%以上。

[3]如上述[1]之高強度鋼板，其中，大小未滿20nm的析出物中所含之上述V量係0.550質量%以上。

[4]如上述[1]~[3]中任一項之高強度鋼板，其中，依質量%計，更進一步含有Cr：0.01%以上且1.0%以下、W：0.005%以上且1.0%以下、Zr：0.0005%以上且0.05%以下中之任1種或2種以上。

[5]一種高強度鋼板之製造方法，係將具有依質量%計含有C：0.08%以上且0.20%以下、Si：0.2%以上且1.0%以下、Mn：0.5%以上且2.5%以下、P：0.04%以下、S：0.005%以下、Al：0.05%以下、Ti：0.07%以上且0.20%以下、以及V：0.20%以上且0.80%以下，其餘為Fe及不可避免的雜質所構成成分組成的鋼胚，加熱至1150℃以上且1350℃以下的溫度後，再將精軋溫度設為850℃以上且1000℃以下，並施行熱軋，接著，依650℃以上且未滿800℃的溫度，依平均冷卻速度30℃/s以上施行第一段冷卻，並依1秒以上且未滿5秒的時間施行空冷，接著，依冷卻速度20℃/s以上施行第二段冷卻，再依超過200℃且550℃以下的溫度進行捲取，且滿足式(1)：

T1≦0.06×T2+764　式(1)

其中，T1：第一段冷卻的停止溫度(℃)，T2：捲取溫度(℃)。

[6]如上述[5]之高強度鋼板之製造方法，其中，成分組成係依質量%計而進一步含有Cr：0.01%以上且1.0%以下、W：0.005%以上且1.0%以下、Zr：0.0005%以上且0.05%以下中任1種或2種以上。

另外，本說明書中，表示鋼成分的「%」全部均指質量%。又，本發明中所謂「高強度鋼板」，係指拉伸強度(以下亦有稱「TS」的情況)980MPa以上之鋼板，熱軋鋼板、甚至經對該等鋼板施行例如鍍敷處理等表面處理過的表面處理鋼板亦屬對象。

再者，本發明目標的特性係依伸張率10%施行軋延後的拉伸凸緣特性(λ₁₀ )≧40%。

根據本發明，可獲得加工後拉伸凸緣特性優異且TS為980MPa以上的高強度鋼板。本發明中，因為即便未添加Mo，仍可獲得上述效果，因而可削減成本。藉由將本發明的高強度鋼板使用於汽車的底盤構件、或卡車用車架、耐衝撞構件等，便可減少板厚，俾可期待降低汽車的環境負荷，大幅提升衝撞特性。

以下，針對本發明進行詳細說明。

本發明的高強度鋼板的特徵係在於：除後述成分限定之外，金屬組織係依體積佔有率計具有80%以上且98%以下的肥粒鐵相與第二相，且大小未滿20nm的析出物中所含Ti量與V量的合計量係0.150質量%以上，肥粒鐵相的硬度(HV_α )與第二相的硬度(HV_s )之差(HV_α -HV_s )係-300以上且300以下。依此，本發明特徵在於：除成分限定、組織分率之外，尚規定在未滿20nm的析出物中所含之Ti量與V量、及硬度差(HV_α -HV_s )。此係本發明的最重要要件，藉由形成依此所規定的鋼板，便可獲得加工後拉伸凸緣特性優異、且TS為980MPa以上的高強度鋼板。

其次，針對本發明之詳細內容，根據實驗結果進行說明。為提升加工後之拉伸凸緣特性，經探討結果得知硬度差(HV_α -HV_s )係屬重要事項。在此針對硬度差(HV_α -HV_s )與加工後拉伸凸緣特性進行調查。將由含有C：0.09~0.185質量%、Si：0.70~0.88質量%、Mn：1.00~1.56質量%、P：0.01質量%、S：0.0015質量%、Al：0.03質量%、Ti：0.090~0.178質量%、及V：0.225~0.770質量%，其餘為Fe及不可避雜質所構成組成的鋼，利用轉爐進行熔製，再利用連續鑄造形成鋼胚。接著，對該等鋼胚，依扁胚加熱溫度：1250℃施行加熱，再依精軋溫度：890~950℃施行熱軋。接著，依冷卻速度：55℃/s施行第一段冷卻，直到635~810℃為止，再施行2~6s空冷，再依冷卻速度：40℃/s施行第二段冷卻，並依250~600℃施行捲取，而製得板厚2.0mm的熱軋鋼板。針對所獲得熱軋鋼板，測定肥粒鐵相的硬度(HV_α )與第二相的硬度(HV_s )之差(HV_α -HV_s )，並調查加工後拉伸凸緣特性。

另外，肥粒鐵相的硬度(HV_α )與第二相的硬度(HV_s )之差(HV_α -HV_s )，係使用維氏硬度。維氏硬度試驗中所使用的試驗機係使用適合於JISB7725者。採取1片組織觀察用樣品，針對平行於軋延方向平行的截面，利用3%Nital溶液將組織呈現，並在板厚1/4位置處，依試驗荷重3g分別於肥粒鐵粒及第二相中賦予凹陷。從凹陷對角線長度，使用JISZ2244中的維氏硬度計算式計算出硬度。分別測定30個肥粒鐵粒與第二相的硬度，將各平均值視為肥粒鐵相的硬度(HV_α )與第二相的硬度(HV_s )，並求取硬度差(HV_α -HV_s )。

加工後拉伸凸緣特性係採取3片擴孔試驗用試驗片，經依伸張率10%施行軋延後，根據日本鋼鐵協會規格JFST 1001施行擴孔試驗，從3片的平均求取λ₁₀ 。

依以上所獲得之結果如圖1所示。由圖1中得知，當硬度差(HV_α -HV_s )係-300以上且300以下(依符號「○」表示)時，會有加工後拉伸凸緣特性呈優異的傾向，除其中一部分之外，其餘的加工後之拉伸凸緣特性大約均在40%以上。當相較於肥粒鐵相之下，第二相較硬時，不管因析出強化導致肥粒鐵相較硬於第二相時的任何情況亦均會有同樣的傾向。此種傾向係因為隨相間硬度差的減少，加工時的孔隙生成量會減少所致。

但是，即便依此成為硬度差(HV_α -HV_s )在-300以上且300以下的熱軋鋼板之情況，仍會無法獲得加工後拉伸凸緣特性達40%以上之情況。例如圖1中，硬度差(HV_α -HV_s )在0附近，會有存在加工後拉伸凸緣特性為30%~40%之熱軋鋼板。此處，經觀察此種加工後拉伸凸緣特性較差的材料，相較於加工後拉伸凸緣特性優異的材料之下，得知肥粒鐵的體積佔有率極端偏低、或極端偏高。在此，接著針對肥粒鐵體積佔有率與加工後拉伸凸緣特性間之關係進行調查。

從依上述實驗所製得熱軋鋼板中，對硬度差(HV_α -HV_s )為-300以上且300以下的熱軋鋼板，就組織分率針對肥粒鐵的體積佔有率進行調查。另外，肥粒鐵的體積佔有率係利用3%Nital呈現出軋延方向的平行板厚截面微觀組織，再使用掃描型電子顯微鏡(SEM)依1500倍觀察板厚1/4位置，並使用住友金屬科技股份有限公司製的影像處理軟體「粒子解析II」，測定肥粒鐵的面積率，且視為體積佔有率。

所獲得結果如圖2所示。由圖2中得知，藉由將肥粒鐵的體積佔有率設為80%以上且98%以下(依符號「○」表示)，便可獲得40%以上的加工後拉伸凸緣特性。

由以上的結果得知，為能獲得優異的加工後拉伸凸緣特性，不僅規定肥粒鐵相的硬度(HV_α )與第二相的硬度之差(HV_α -HV_s )，亦規定肥粒鐵的體積佔有率係屬重要，藉由肥粒鐵相的硬度(HV_α )與第二相的硬度之差(HV_α -HV_s )係-300以上且300以下，且將肥粒鐵的體積佔有率設為80%以上且98%以下，便可確保加工後拉伸凸緣特性在40%以上。

依此藉由規定硬度差(HV_α -HV_s )與肥粒鐵的體積佔有率便可提升加工後拉伸凸緣特性的理由，可認為如下述。肥粒鐵的體積佔有率超過98%的理由雖尚不明朗，但可認為因為肥粒鐵相與肥粒鐵相的界面亦會大量生成孔隙，因而不會提升加工後拉伸凸緣特性。又，當肥粒鐵體積佔有率未滿80%時，容易形成經伸展的第二相，導致在肥粒鐵相與第二相的界面所生成之孔隙，在加工時容易相連結，因而並不會提升加工後拉伸凸緣特性。

本發明中，除加工後拉伸凸緣特性之外，更以高強度Ts≧980為課題。所以，接著針對用以形成高強度的手段進行探討。結果，如前述，為能獲得高強度鋼板，得知必需將析出物予以細微化(大小未滿20nm)，俾提高細微析出物(大小未滿20nm)的比例。若析出物的大小係20nm以上，則抑制差排移動的效果較小，無法將肥粒鐵充分地硬質化，因而會有強度降低的情況。所以，析出物的大小最好設為未滿20nm。該未滿20nm的細微析出物係利用鋼中含有Ti、V便可達成。Ti與V會分別單獨或複合形成碳化物。理由雖尚不明朗，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，會安定地維持細微狀態存在。

本發明的高強度鋼板中，含Ti及/或V的析出物主要會依碳化物形式析出於肥粒鐵中。理由可認為因肥粒鐵中的C固溶限小於沃斯田鐵的固溶限，導致過飽和的C容易依碳化物形式析出於肥粒鐵中。依此藉由析出物便能使軟質的肥粒鐵硬質化(高強度化)，可獲得980MPa以上的TS。

在此，在依上述實驗所製得熱軋鋼板中，針對硬度差(HV_α -HV_s )為-300以上且300以下，且肥粒鐵體積佔有率係80%以上且98%以下的熱軋鋼板，就大小未滿20nm的析出物中所含之Ti與V量進行調查。

圖3所示係未滿20nm的析出物中所含之Ti量與V量的合計、與TS間之關係。圖4所示係未滿20nm的析出物中所含之Ti量與V量間之關係。另外，圖4中，僅引用圖3中能獲得TS達980MPa以上的數據。

由圖3得知，當未滿20nm的析出物中所含之Ti量與V量的合計係0.150質量%以上時(依符號「○」表示)，TS會在980MPa以上。若未滿20nm的析出物中所含之Ti量與V量的合計量係未滿0.150質量%時，析出物的數量密度會變小，各析出物的間隔會變寬，因而抑制差排移動的效果變小，導致無法充分地將肥粒鐵硬質化，判斷將無法獲得TS在980MPa以上的強度。

依上述，組織係設為依體積佔有率計具有80%以上且98%以下的肥粒鐵，且大小未滿20nm的析出物中所含之Ti量與V量的合計量在0.150質量%以上，肥粒鐵相的硬度(HV_α )與第二相的硬度(HV_s )之差(HV_α -HV_s )為-300以上且300以下。

圖4所示係未滿20nm的析出物中所含之Ti量與V量的關係。由圖3與圖4的結果得知，若未滿20nm的析出物中所含之Ti量與V量的合計在0.150質量%以上，即便V量為0質量%時(即非屬Ti與V的複合析出，而僅Ti單獨析出)，仍可獲得本發明的效果。同樣的，得知即便Ti量為0質量%時(即V單獨析出)，仍可獲得本發明的效果。

由圖4中得知，當大小未滿20nm的析出物中所含之V量係0質量%的情況，大小未滿20nm的析出物中所含之Ti量會在0.150質量%以上，而當大小未滿20nm的析出物中所含之Ti量係0質量%的情況，大小未滿20nm的析出物中所含之V量會在0.550質量%以上。

其次，針對本發明鋼的化學成分(成分組成)限定理由進行說明。

C：0.08質量%以上且0.20質量%以下

C係屬於藉由與Ti或V形成碳化物並析出於肥粒鐵中，而對鋼板的強度化具貢獻之元素。為能使TS成為達980MPa以上，必需將C量設定為0.08質量%以上。另一方面，若C量超過0.20質量%，則因析出物的粗大化會導致拉伸凸緣特性降低。依上述，C量係設為0.08質量%以上且0.20質量%以下、較佳係0.09質量%以上且0.18質量%以下。

Si：0.2質量%以上且1.0質量%以下

Si係屬於對肥粒鐵變態的促進及固溶強化具貢獻之元素。因而，Si係設為0.2質量%以上。但，若該量超過1.0質量%，則鋼板表面性狀會明顯劣化，且耐蝕性降低，因而Si的上限便設為1.0質量%。依上述，Si量係設為0.2質量%以上且1.0質量%以下、較佳係0.3質量%以上且0.9質量%以下。

Mn：0.5質量%以上且2.5質量%以下

Mn係屬於對固溶強化具貢獻的元素。然而，若該量未滿0.5質量%，便無法獲得980MPa以上的TS。另一方面，若該量超過2.5質量%，則會使溶接性明顯降低。所以，Mn量係設為0.5質量%以上且2.5質量%以下、較佳係0.5質量%以上且2.0質量%以下。更佳係設為0.8質量%以上且2.0質量%以下。

P：0.04質量%以下

因為P會偏析於舊沃斯田鐵晶界，因而會導致低溫韌性劣化與加工性的降低。因而，P量最好極力減少，較佳係設為0.04質量%以下。

S：0.005質量%以下

若S偏析於舊沃斯田鐵晶界、或依MnS形式大量析出，便會使低溫韌性降低，且無關有無加工均會使拉伸凸緣特性明顯降低。因而，S量最好極力減少，較佳係設為0.005質量%以下。

Al：0.05質量%以下

Al係當作鋼的脫氧劑而添加，屬於對提升鋼的潔淨度具有效之元素。為能獲得此項效果，較佳係含有0.001質量%以上。但是，若該量超過0.05質量%，便產生會大量的夾雜物，成為鋼板瑕疵的原因，因而Al量便設為0.05質量%以下。更佳的Al量係0.01質量%以上且0.04質量%以下。

Ti：0.07質量%以上且0.20質量%以下

Ti係在肥粒鐵予以析出強化之前提下屬於非常重要的元素。若未滿0.07質量%，便較難確保必要的強度，反之，若超過0.20質量%，則此項效果已達飽和，僅徒增成本而已。所以，Ti量係設為0.07質量%以上且0.20質量%以下、較佳係0.08質量%以上且0.18質量%以下。

V：0.20質量%以上且0.80質量%以下

V係作為析出強化或固溶強化，屬於對強度的提升具貢獻之元素，在與上述Ti一併獲得本發明效果之前提下，成為重要的要件。藉由適量與Ti一併複合含有，便會有析出粒徑未滿20nm細微Ti-V碳化物的傾向，且不會如Mo般使塗裝後耐蝕性降低。又，相較於Mo之下，可使成本降低。若V量未滿0.20質量%，則上述含有效果較缺乏。另一方面，若V量超過0.80質量%，則效果已達飽和，僅徒增成本而已。所以，V量係設為0.20質量%以上且0.80質量%以下，較佳係0.25質量%以上且0.60質量%以下。

藉由以上的含有元素，本發明鋼便可獲得目的特性，但除上述含有元素之外，依照以下理由，尚可更進一步含有Cr：0.01質量%以上且1.0質量%以下、W：0.005質量%以上且1.0質量%以下、Zr：0.0005質量%以上且0.05質量%以下之任1種或2種以上。

Cr：0.01質量%以上且1.0質量%以下、W：0.005質量%以上且1.0質量%以下、Zr：0.0005質量%以上且0.05質量%以下

Cr、W及Zr係與V同樣的會形成析出物，或者具有依固溶狀態而強化肥粒鐵的作用。若Cr量未滿0.01質量%、W量未滿0.005質量%、或Zr量未滿0.0005質量%，則對高強度化幾乎無具貢獻。反之，若Cr量超過1.0質量%、W量超過1.0質量%、或Zr量超過0.05質量%，則加工性會劣化。所以，當含有Cr、W、Zr中任1種或2種以上的情況，其含有量係設為Cr：0.01質量%以上且1.0質量%以下、W：0.005質量%以上且1.0質量%以下、Zr：0.0005質量%以上且0.05質量%以下。較佳係設為Cr：0.1質量%以上且0.8質量%以下、W：0.01質量%以上且0.8質量%以下、Zr：0.001質量%以上且0.04質量%以下。

另外，除上述以外的其餘係由Fe及不可避免雜質構成。不可避免的雜質係例如O會形成非金屬夾雜物並對品質造成不良影響，因而最好降低至0.003質量%以下。又，本發明中，就不致妨礙發明作用效果的微量元素，亦可依0.1質量%以下的範圍含有Cu、Ni、Sn、Sb。

其次，針對本發明高強度鋼板的組織進行說明。

80%以上且98%以下的肥粒鐵與第二相

在加工後拉伸凸緣特性的提升時，就差排密度較低的肥粒鐵成為主相，且第二相在鋼板中呈島狀分散形態之事，判斷屬有效。而，如前述，就從加工後拉伸凸緣特性提升的觀點，肥粒鐵的體積佔有率必需設在80%以上且98%以下。又，除前述實驗結果之外，當肥粒鐵的體積佔有率未滿80%時，在肥粒鐵相與第二相的界面處所生成的孔隙，於加工時較容易相連結，判斷會導致加工後拉伸凸緣特性(λ₁₀ )與伸長(El)降低。另一方面，若肥粒鐵的體積佔有率超過98%時，理由雖尚不明朗，但可認為在肥粒鐵相與肥粒鐵相的界面處亦會生成較多的孔隙，因而仍然不會提升加工後拉伸凸緣特性。依上述，肥粒鐵的體積佔有率係設為80%以上且98%以下，較佳係85%以上95%以下。

再者，第二相較佳係變韌鐵相或麻田散鐵相。而鋼板中呈島狀分散形態，從拉伸凸緣特性的觀點而言係屬有效。

當第二相的體積佔有率未滿2%時，因為第二相較少，因而會有拉伸凸緣特性不會提升的情況。反之，當超過20%時，第二相會變為過多，當鋼板變形時，會發生第二相的連結，因而有加工後拉伸凸緣特性(λ₁₀ )與伸長(El)降低的情況。所以，若將第二相的體積佔有率設為2%以上且20%以下，便可成為更佳狀態。此處，肥粒鐵、第二相的體積佔有率係利用3%Nital呈現軋延方向的平行板厚截面之微觀組織，再使用掃描型電子顯微鏡(SEM)依1500倍觀察板厚1//4位置，再使用住友金屬科技股份有限公司製的影像處理軟體「粒子解析II」測定肥粒鐵與第二相的面積率，便求得體積佔有率。

大小未滿20nm的析出物中所含之Ti量與V量的合計量為0.150質量%以上(此處，Ti量與V量係將鋼的總組成合計設為100質量%時的濃度)

如前述，大小未滿20nm的析出物中所含之Ti量與V量的合計量係設為0.150質量%以上。上限並無特別的限定，但若Ti量與V量的合計量超過1.0質量%析出，雖理由尚未明朗，但鋼板會遭脆性破壞，無法獲得目標特性。另外，將析出物及/或夾雜物統稱為「析出物等」。

再者，大小未滿20nm的析出物中所含之Ti量與V量，係可依照以下方法進行確認。

將試料在電解液中施行既定量電解後，再將試料片從電解液中取出，並浸漬於具分散性的溶液中。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過濾器的析出物係大小未滿20nm。接著，對經過濾後的濾液，利用從感應耦合電漿(ICP)發光分光分析法、ICP質量分析法、及原子吸光光譜分析法等中適當選擇的方法進行分析，求取大小未滿20nm中的析出物量。

肥粒鐵相的硬度(HV_α )與第二相的硬度(HV_s )之差(HV_α -HV_s )係-300以上且300以下

如前述，本發明中，肥粒鐵相的硬度(HV_α )與第二相的硬度(HV_s )之差(HV_α -HV_s )，係設為-300以上且300以下。若硬度差未滿-300或超過300，則當鋼板接受加工時，因為肥粒鐵相與第二相的變形量差會變大，因而肥粒鐵相與第二相的界面處之龜裂會增大，無法獲得必要的加工後拉伸凸緣特性。硬度差係絕對值越小越好，最好-250以上且250以下。

其次，針對本發明高強度鋼板之製造方法進行說明。

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內的鋼胚，加熱至1150℃以上且1350℃以下的溫度之後，再施行將精軋溫度設為850℃以上且1000℃以下的熱軋，接著，依平均冷卻速度30℃/s以上施行截至650℃以上且未滿800℃溫度的第一段冷卻，再依1秒以上且未滿5秒時間施行空冷，接著，依冷卻速度20℃/s以上施行第二段冷卻，再依超過200℃且550℃以下的溫度施行捲取，藉由滿足式(1)便可獲得。

T1≦0.06×T2+764　式(1)

其中，T1：第一段冷卻的停止溫度(℃)，T2：捲取溫度(℃)

針對該等條件進行以下的詳細說明。

扁胚加熱溫度：1150℃以上且1350℃以下

Ti或V等碳化物形成元素，在鋼胚中幾乎依碳化物形式存在。為能經熱軋後在肥粒鐵中如目標般的析出，必需在熱軋前使依碳化物形式析出的析出物暫時先溶解。因而必需加熱至1150℃以上。另一方面，若加熱超過1350℃，結晶粒徑便會過度粗大，導致加工後拉伸凸緣特性、伸長特性均劣化，因而設為1350℃以下。依上述，扁胚加熱溫度係設為1150℃以上且1350℃以下。更佳係設為1170℃以上且1260℃以下。

熱軋時的精軋溫度：850℃以上且1000℃以下

加工後的鋼胚將依熱軋結束溫度的精軋溫度850℃~1000℃施行熱軋。若精軋溫度未滿850℃，在肥粒鐵+沃斯田鐵的區域中會被軋延，而成為經展伸的肥粒鐵組織，因而拉伸凸緣特性與伸長特性會劣化。另一方面，若精軋溫度超過1000℃，因為肥粒鐵粒會粗大化，因而無法獲得980MPa的TS。所以，依精軋溫度850℃以上且1000℃以下施行精軋。

更佳係870℃以上且960℃以下。

第一段冷卻：依平均冷卻速度30℃/s以上，施行冷卻截至冷卻停止溫度650℃以上且未滿800℃溫度

經熱軋後，必需依平均冷卻速度30℃/s以上，從精軋溫度起施行冷卻至冷卻溫度650℃~800℃。若冷卻停止溫度在800℃以上，便不易發生核生成，因而肥粒鐵的體積率不會為80%以上，無法獲得含Ti及/或V的析出物之既定析出狀態。若冷卻停止溫度未滿650℃，則因為C、Ti的擴散速度降低，因而肥粒鐵的體積率不會為80%以上，無法獲得含Ti及/或V的析出物之既定析出狀態。所以，冷卻停止溫度係設為650℃以上且未滿800℃。又，若從精軋溫度起截至冷卻停止溫度的平均冷卻速度係未滿30℃/s，則會生成珠粒鐵，因而加工後拉伸凸緣特性與伸長特性會劣化。另外，冷卻速度的上限並無特別的限定，為能正確地停止於上述冷卻停止溫度範圍內，最好設為300℃/s左右。

第一段冷卻後的空冷：1秒以上且未滿5秒

經第一段冷卻後，於1秒以上且5秒以下的期間內停止冷卻並空冷。若該空冷的時間未滿1秒，則肥粒鐵的體積佔有率不會達80%以上，反之，若超過5秒，則會生成珠粒鐵，導致拉伸凸緣特性與伸長特性劣化。另外，空冷時的冷卻速度大約係15℃/s以下。

第二段冷卻：依平均冷卻速度20℃/s以上施行冷卻至捲取溫度超過200℃且550℃以下

經空冷後，依平均冷卻速度20℃/s以上施行捲取溫度超過200℃且550℃以下為止的第二冷卻。此時，若平均冷卻速度未滿20℃/s，因為在冷卻中會生成珠粒鐵，因而平均冷卻速度設為20℃/s以上、較佳係50℃/s以上。另外，冷卻速度的上限並無特別的限定，為能正確地停止於上述捲取溫度範圍內，最好設定為300℃/s左右。

再者，若捲取溫度在200℃以下，則鋼板的形狀會變差。反之，若超過550℃，則會生成珠粒鐵，導致拉伸凸緣特性劣化。且，會有硬度差超過300的情況。較佳係400℃以上且520℃以下。

T1≦0.06×T2+764

其中，T1：第一段冷卻的停止溫度(℃)，T2：捲取溫度(℃)

在第一段冷卻後的空冷中，會發生對肥粒鐵的細微析出。藉此，大部分的肥粒鐵相便被析出強化。經析出強化的肥粒鐵相硬度，係受析出物所生成溫度(即第一段冷卻停止溫度)的影響。另一方面，第二相的硬度係受變態溫度(即捲取溫度)的影響。經各種研究結果，得知若將第一段冷卻停止溫度設為T1(℃)、將捲取溫度設為T2(℃)，則當滿足T1≦0.06×T2+764時，硬度差便為-300以上且300以下。T1＞0.06×T2+764時，因為肥粒鐵相的硬度較低，且第二相的硬度較高，因而硬度差未滿-300。

依上述可獲得加工後拉伸凸緣特性優異的高強度鋼板。另外，本發明的鋼板亦涵蓋經對表面施行表面處理或表面被覆處理過者。特別係本發明的鋼板頗適用於形成熔融鋅系鍍敷皮膜，而形成熔融鍍鋅系鋼板者。即，因為本發明鋼板具有良好加工性，因而即便形成熔融鋅系鍍敷皮膜，仍可維持良好加工性。此處所謂「熔融鋅系鍍敷」係指鋅及以鋅為主體(即含有約90%以上)的熔融鍍敷，除鋅之外，尚含有諸如Al、Cr等合金元素，且即便經施行熔融鋅系鍍敷，亦可在鍍敷後再施行合金化處理。

再者，鋼的熔製方法並無特別的限定，所有的公知熔製方法均全部可適用。例如熔製方法最好為利用諸如轉爐、電爐等施行熔製，再利用真空脫氣爐施行二次精煉的方法。鑄造方法係就從生產性、品質上的觀點，最好採行連續鑄造方法。又，經鑄造後，即便馬上、或經施行以補熱為目的之加熱後，施行依原狀進行熱軋的直接軋延，仍不會影響到本發明的效果。且，經粗軋延後，亦可於精軋前便對熱軋材加熱，即便在粗軋延後再施行將軋延材予以接合的連續熱軋，甚至同時實施軋延材的加熱材加熱與連續軋延，仍不會損及本發明效果。

[實施例1]

將表1所示組成鋼利用轉爐施行熔製，再利用連續鑄造形成鋼胚。接著，對該等鋼胚依表2與表3所示條件施行加熱、熱軋、冷卻、捲取，便製得板厚2.0mm熱軋鋼板。另外，此處表2與表3所示捲取溫度係朝鋼帶長邊方向，測量鋼帶寬度方向中央部的捲取溫度，再將該等予以平均的值。

針對所獲得之熱軋鋼板，依以下所示方法求取未滿20nm的析出物中所含之Ti量及V量。

大小未滿20nm的析出物中所含Ti量與V量之測定

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

將經電解後在表面上有附著析出物的試料片從電解液中取出，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，將析出物從試料片上剝離，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過濾器施行過濾，再針對經過濾後的濾液使用ICP發光分光分析裝置進行分析，便測得濾液中的Ti與V之絕對量。接著，將Ti與V之絕對量除以電解重量，便獲得大小未滿20nm的析出物中所含之Ti量及V量(將試料的總組成設為100質量%時的質量%)。另外，電解重量係針對經析出物剝離後的試料進行重量測定，再從電解前的試料重量扣減掉，便可求得。

再者，距鋼捲前端部30m位置處，從寬度方向中央採取JIS5號伸長試驗片(軋延方向的平行方向)、擴孔試驗片、及組織觀察用樣品，並依以下所示方法求取拉伸強度：TS、伸長：El、加工後拉伸凸緣特性：λ₁₀ 、及硬度差：HV_α -HV_s ，且進行評價。

拉伸強度：TS、伸長：El

將軋延方向設為伸長方向，採取3片JIS5號試驗片，依照根據JIS Z 2241的方法施行伸長試驗，求取拉伸強度(TS)、及伸長(El)。

加工後拉伸凸緣特性：λ₁₀

採取3片擴孔試驗用試驗片，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，並從3片的平均求取λ₁₀ 。

硬度差：HV_α -HV_s

維氏硬度試驗所使用的試驗機係使用適合JISB7725者。採取1片組織觀察用樣品，針對平行於軋延方向的截面，利用3%Nital溶液呈現組織，並在板厚1/4位置處依試驗荷重3g分別對肥粒鐵粒與第二相賦予凹陷。

從凹陷的對角線長度，使用JISZ2244的維氏硬度計算式計算出硬度。分別各測定30個肥粒鐵粒及第二相的硬度，再將各自平均值視為肥粒鐵相的硬度(HV_α )及第二相的硬度(HV_s )，並求取硬度差(HV_α -HV_s )。

再者，肥粒鐵及第二相的體積佔有率係利用3%Nital呈現平行於軋延方向的板厚截面微觀組織，再使用掃描型電子顯微鏡(SEM)依1500倍觀察板厚1/4位置處，使用住友金屬科技股份有限公司製的影像處理軟體「粒子解析II」，測定肥粒鐵及第二相的面積率，視為體積佔有率。

依上述所獲得結果，合併製造條件記於表2及表3中。

依照表2，本發明例可獲得TS(強度)為980MPa以上、λ₁₀ 為40%以上、且加工後拉伸凸緣特性優異的高強度鋼板。又，El(伸長)亦呈達15%以上的充分特性。

另一方面，依照表3得知，比較例的TS、λ₁₀ 中會有任一以上較差。

[實施例2]

將表4所示組成鋼利用轉爐施行熔製，再利用連續鑄造形成鋼胚。接著，對該等鋼胚依表5所示條件施行加熱、熱軋、冷卻、捲取，便製得板厚2.0mm熱軋鋼板。另外，此處表5所示捲取溫度係朝鋼帶長邊方向，測量鋼帶寬度方向中央部的捲取溫度，再將該等予以平均的值。

針對所獲得熱軋鋼板，依照實施例1同樣的方法，求取未滿20nm的析出物中所含Ti量及V量。又，依實施例1同樣的方法、求取拉伸強度：TS、伸長：El、加工後拉伸凸緣特性：λ₁₀ 、及硬度差：HV_α -HV_s ，並進行評價。

依上述所獲得結果，合併製造條件記於表5中。

由表5得知，本發明例可獲得TS為980MPa以上、λ₁₀ 為40%以上、且加工後拉伸凸緣特性優異的高強度鋼板。且，實施例2之含有Cr、W或Zr的鋼，相較於實施例1中由同一成分系所構成鋼，得知TS已獲提升。

(產業上之可利用性)

本發明鋼板係屬於高強度，且具有優異加工後拉伸凸緣特性，因而最適用於例如汽車與卡車用的車架等需求伸長與拉伸凸緣特性的零件。

圖1為硬度差(HV_α -HV_s )與加工後之拉伸凸緣特性間之關係圖。

圖2為肥粒鐵體積佔有率與加工後拉伸凸緣特性間之關係圖。

圖3為未滿20nm的析出物中所含之Ti量與V量的合計、與TS間之關係圖。

圖4為未滿20nm的析出物中所含之Ti量與V量間之關係圖。

Claims

一種高強度鋼板，係拉伸強度(TS)為980MPa以上、λ₁₀ (依伸張率10%軋延後之擴孔率)為40%以上、伸長(El)為15%以上，其成分組成依質量%計含有C：0.08%以上且0.20%以下、Si：0.2%以上且1.0%以下、Mn：0.5%以上且2.5%以下、P：0.04%以下、S：0.005%以下、Al：0.05%以下、Ti：0.07%以上且0.20%以下、V：0.20%以上且0.80%以下，其餘則為Fe及不可避免的雜質構成；金屬組織係依體積佔有率計，具有80%以上且98%以下的肥粒鐵相與第二相，在大小未滿20nm的析出物中所含有之Ti量與V量的合計量係0.150質量%以上，上述肥粒鐵相的硬度(HV_α )與上述第二相的硬度(HV_s )之差(HV_α -HV_s )係-300以上且300以下。
如申請專利範圍第1項之高強度鋼板，其中，大小未滿20nm的析出物中所含之上述Ti量係0.150質量%以上。
如申請專利範圍第1項之高強度鋼板，其中，大小未滿20nm的析出物中所含之上述V量係0.550質量%以上。
如申請專利範圍第1至3項中任一項之高強度鋼板，其中，依質量%計，更進一步含有：Cr：0.01%以上且1.0%以下、W：0.005%以上且1.0%以下、Zr：0.0005%以上且0.05%以下中之任1種或2種以上。
一種高強度鋼板之製造方法，係將具有依質量%計含有 C：0.08%以上且0.20%以下、Si：0.2%以上且1.0%以下、Mn：0.5%以上且2.5%以下、P：0.04%以下、S：0.005%以下、Al：0.05%以下、Ti：0.07%以上且0.20%以下、V：0.20%以上且0.80%以下，而其餘為Fe及不可避免的雜質所構成之成分組成的鋼胚，加熱至1150℃以上且1350℃以下的溫度後，將精軋溫度設為850℃以上且1000℃以下，並施行熱軋，接著，依650℃以上且未滿800℃的溫度，依平均冷卻速度30℃/s以上施行第一段冷卻，並依1秒以上且未滿5秒的時間施行空冷，接著，依冷卻速度20℃/s以上施行第二段冷卻，再依超過200℃且550℃以下的溫度進行捲取，且滿足式(1)：T1≦0.06×T2+764 式(1)其中，T1：第一段冷卻的停止溫度(℃)，T2：捲取溫度(℃)。
如申請專利範圍第5項之高強度鋼板之製造方法，其中，成分組成係依質量%計而進一步含有Cr：0.01%以上且1.0%以下、W：0.005%以上且1.0%以下、Zr：0.0005%以上且0.05%以下中任1種或2種以上。