TWI485261B - 溫間加工性優異之高強度鋼板及其製造方法 - Google Patents

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Description

溫間加工性優異之高強度鋼板及其製造方法
本發明係關於頗適用於諸如輸送用機材、建築用機材用等的高強度鋼板，特別係關於當作汽車零件用，可提升溫間加工性，詳言之係提升溫間沖壓成形性。另外，此處所謂「高強度」係指具備拉伸強度TS：590MPa以上、較佳達780MPa以上高強度的情況。
近年就從地球環境保護的期待，強烈要求汽車的燃油效率提升，正朝汽車的車體輕量化演進。為求此種汽車車體的輕量化，強烈渴求汽車零件用鋼材的薄板化，使高強度鋼板的使用量增加。
高強度鋼板有提案在肥粒鐵中，適當量複合例如麻田散鐵等低溫變態生成物，而達高強度化的各種變態組織強化型高強度鋼板。但是，一般此種高強度鋼板相較於軟鋼與低強度鋼板的情況下，塑性變形受抑制且軋延性(伸長)降低，若依冷間施行複雜形狀的沖壓成形，發生龜裂等的危險性較高，會有較難沖壓成形的問題。又，因為此種高強度鋼板係屬於高強度，因而在冷間的沖壓成形時，亦會有因彈回(spring back)而導致成形品的形狀精度降低之問題。
變態組織強化型高強度鋼板之外，例如專利文獻1尚有提案：依重量%計含有：C：0.1%以下、Mo：0.05~0.6%、Ti：0.02~0.10%，實質的在肥粒鐵組織中，依原子比計，依滿足Ti/Mo：0.1以上的範圍，分散析出含Ti與Mo之碳化物，材質均勻性優異的高成形性高張力熱軋鋼板。專利文獻1所記載的熱軋鋼板，較佳係將含有：C：0.06%以下、Si：0.3%以下、Mn：1~2%、P：0.06%以下、S：0.005%以下、Al：0.06%以下、N：0.006%以下、Cr：0.04~0.5%、Mo：0.05~0.5%、Ti：0.02~0.10%、Nb：0.08%以下，依原子比計，滿足Ti/Mo達0.1以上的組成鋼，加熱至沃斯田鐵單相域的溫度後，依880℃以上完成精軋，再依550~700℃施行捲取，依照此製造方法便可進行製造。該高強度鋼板係具有拉伸強度TS：590MPa以上的高強度，具有高成形性，特別係冷間下的沖壓成形時，截面形狀可成為複雜構件的沖壓成形。
解決高強度鋼板在冷間下的沖壓成形問題之一方法，有提案金屬模淬火工法。該金屬模淬火工法係將屬於被加工材的鋼板加熱至熱間例如900℃以上的沃斯田鐵溫度域後，使用沖壓模，沖壓成形為所需零件形狀的成形方法，在成形之同時，亦可利用模具將鋼板(零件)予以急冷。藉此，可成形為所需的零件形狀，且藉由利用模具施行急冷，便可將組織形成麻田散鐵主體的組織，可輕易地形成高強度零件，且亦可形狀精度佳地製造。但是，因為金屬模淬火工法係利用熱間施行加熱、成形，因而表面會生成氧化銹皮，導致無法避免諸如表面性狀降低，甚至當鍍敷鋼板的情況，會被暴露於高溫中導致鍍敷層劣化等問題。又，因為金屬模淬火工法係利用模具將鋼板充分急冷，所以在模具內必需保持10s以上。因而，會有利用金屬模淬火工法進行的零件生產性極端降低之問題。
針對此種問題，例如有將屬於被加工材的鋼板，加熱至200℃程度再施行沖壓成形的習知溫間沖壓工法。但是，該工法，因為加熱溫度較低、沖壓成形時的鋼板強度降低量較少、軋延性上升量較少，因而無法避免沖壓成形時發生龜裂情形，且彈回量亦是與冷間時的沖壓成形沒有太大差異。
此處將屬於被加工材的鋼板加熱至超過200℃、較佳為300℃以上且850℃程度的溫間區域，並施行沖壓成形的方法，可認為屬於解決習知溫間沖壓工法問題的工法。
此種利用自習知起便採行的高溫下之溫間沖壓成形，獲得高強度沖壓零件的方法，例如專利文獻2中有記載。專利文獻2所記載高強度沖壓成形體的製造方法，係將鋼板加熱至200~850℃溫度後，再對需要強度的部位施行賦予2%以上塑性應變的溫間成形之方法。根據該方法，藉由對鋼板合併施行加熱至既定溫度域、與賦予既定量塑性應變，便可確保所需的高強度。另外，專利文獻2所記載技術中使用的鋼板，係具有依質量%計含有：C：0.01~0.20%、Si：0.01~3.0%、Mn：0.01~3.0%、P：0.002~0.2%、S：0.001~0.020%、Al：0.005~2.0%、N：0.002~0.01%、Mo：0.01~1.5%，且進一步含有：Cr：0.01~1.5%、Nb：0.005~0.10%、Ti：0.005~0.10%、V：0.005~0.10%、B：0.0003~0.005%中之1種或2種以上，Si、P、Mo、Cr、Nb、Ti、V、B含有量間的特定關係式，滿足既定值以下(140以下)的式(A)之組成的鋼板。
[先行技術文獻] [專利文獻]
[專利文獻1]日本專利特開2002-322541號公報
[專利文獻2]日本專利第3962186號公報
若以諸如麻田散鐵等低溫變態生成物為強化因子的習知各種變態組織強化型高強度鋼板，使用加熱至超過200℃且850℃左右的溫度，並施行沖壓成形的溫間沖壓工法，因為會加熱至較製造時的溫度更高溫，因而鋼板強度會降低，俾使沖壓成形較為容易，但因為加熱時，諸如麻田散鐵等強化組織因子會分解，因而會有經溫間沖壓後再冷卻至常溫時，無法維持所需高強度的問題。
再者，若依照專利文獻1所記載技術製造的鋼板，使用此種溫間沖壓工法，會有撐壓成形部位容易出現龜裂的問題。
再者，專利文獻2所記載的技術，必需對鋼板合併施行加熱至既定溫度域、與賦予既定量以上的塑性應變，俾達強度提升。所以，此項技術係就加工成形量未滿既定值的零件便無法確保所需的高強度。且，即便一般零件內部仍會因部位(位置)而使應變量不同，因而在無法均等增加強度的前提下，實際使用時亦會有非常受限定的問題。
本發明係解決此種習知技術的問題，目的在於提供：溫間加工性優異，加熱至超過200℃且850℃左右的溫度，可依該溫度施行沖壓成形的溫間沖壓工法，且加工時不需要在模具內長時間保持，又不管溫間加工量，均可製造所需高強度零件，具備拉伸強度TS：590MPa以上、較佳780MPa以上高強度的高強度鋼板、及其製造方法。
本發明者等為達成上述目的，針對溫間沖壓成形時的鋼板變形行為進行深入鑽研。結果發現當溫間沖壓成形時，在屬於被成形材的鋼板之首先會接觸到模具(穿孔鏨)的部位，會因與模具(穿孔鏨)間的接觸而導致溫度急遽降低，而承受較低溫(未滿400℃)的撐壓成形，另一方面，未接觸到模具的部位，並不會有鋼板溫度降低情形，而承受高溫(400℃以上)的拉伸凸緣成形。即，加熱至超過200℃且850℃左右溫度的溫間沖壓成形法中，因為利用單次的成形在同一鋼板內同時施行不同溫度域的加工，因而溫間沖壓成形用鋼板必需屬於具有能因應不同溫度域中之加工特性的鋼板。
所以進行更深入探討，結果獲得若屬於在未滿400℃的低溫下，具有均勻伸長較高，400℃以上高溫時具有較高之局部伸長的拉伸特性，且溫間沖壓成形後，具有常溫下的拉伸強度TS：590MPa以上、較佳780MPa以上之高強度的材料(鋼板)，當適用溫間沖壓成形時，便可製造複雜形狀之高強度汽車零件的結論。
即，本發明者等就適用於溫間沖壓成形的鋼板，發現最好為具有如下述拉伸特性的鋼板。
新發現適用溫間沖壓成形的鋼板係兼具下述拉伸特性的鋼板，其一拉伸特性係對應與模具(穿孔鏨)接觸之較低溫(未滿400℃)會承受撐壓成形的部位，依較低溫(未滿400℃)的均勻伸長(此處係指達最高荷重所示的變形量)較大；其二拉伸特性係對應於未接觸到模具，會承受依高溫(400℃以上)的拉伸凸緣成形，在高溫(400℃以上)下的局部伸長(此處係指從呈現最高荷重起至出現斷裂為止的變形量)較大。
所以，根據本發明者等更進一步探討，新發現具有如上述拉伸特性的鋼板，係具有實質屬於肥粒鐵相單相的基質，即肥粒鐵分率95%以上、較佳98%以上的基質，在該基質中未滿10nm的合金碳化物(析出物)，具有相對於母相會依全部變晶析出析出物，所謂無變晶選擇狀態進行分散析出之組織的鋼板。
此處所謂依「無變晶選擇狀態」分散析出的析出物，係指析出物的結晶方位相對於母相非呈一定，全部選擇可析出的變晶之狀態情況。另一方面，所謂「具變晶選擇的狀態」係指析出物的結晶方位相對於母相，整合於一個方向析出的情況，例如相界面析出的情況。
根據本發明者等的更進一步研究，發現具有如上述組織的鋼板(熱軋鋼板)，係藉由經既定熱間軋延結束後，將捲取溫度設為未滿600℃並施行捲取後，再依650~750℃溫度域施行熱處理便可獲得。
本發明係根據此種發現，經更進一步鑽研而完成。即，本發明主旨係如下述。
(1)一種溫間加工性優異之高強度鋼板，係具有拉伸強度：590MPa以上之高強度的高強度鋼板，其所具備之拉伸特性為依試驗溫度：400℃以上施行的拉伸試驗所獲得之呈最高荷重後直到斷裂為止的變形量大於從開始拉伸起至呈該最高荷重前為止的變形量，且依試驗溫度：未滿400℃施行的拉伸試驗所獲得之從開始拉伸起至呈最高荷重前為止的變形量相對於從開始拉伸起至斷裂為止的總變形量比率為40%以上；並具有如下組織：肥粒鐵相面積率為95%以上之實質肥粒鐵相單相基質、與該基質中大小為未滿10nm的合金碳化物，係依無變晶選擇狀態進行分散析出。
(2)一種高強度鋼板係就(1)中，上述高強度鋼板係依質量%計含有：C：0.01~0.2%、Si：0.5%以下、Mn：2%以下、P：0.03%以下、S：0.01%以下、Al：0.07%以下、N：0.01%以下，且進一步含有從Ti：0.005~0.3%、Nb：0.005~0.6%、V：0.005~1.0%、Mo：0.005~0.5%、W：0.01~1.0%、B：0.0005~0.0040%中選擇之1種或2種以上，其餘為Fe及不可避免的雜質構成的組成。
(3)一種高強度鋼板係就(1)或(2)中，上述高強度鋼板係於表面設有鍍敷層。
(4)一種高強度鋼板係就(3)中，上述鍍敷層為熔融鍍鋅層或合金化熔融鍍鋅層。
(5)一種溫間加工性優異之高強度鋼板之製造方法，係將具有如下組成的鋼素材，依照加熱至沃斯田鐵單相溫度域後，依序施行設為精軋結束溫度：860℃以上的熱間軋延，依捲取溫度：400℃以上且未滿600℃進行捲取，而形成熱軋板的熱軋步驟，以及接著經去除該熱軋板的表面銹皮後，再對該熱軋板依650~750℃之溫度域施行熱處理的熱處理步驟，而獲得具有拉伸強度：590MPa以上的溫間加工性優異之高強度鋼板；而該鋼素材係依質量%計含有：C：0.01~0.2%、Si：0.5%以下、Mn：2%以下、P：0.03%以下、S：0.01%以下、Al：0.07%以下、N：0.01%以下，且進一步含有從Ti：0.005~0.3%、Nb：0.005~0.6%、V：0.005~1.0%、Mo：0.005~0.5%、W：0.01~1.0%、B：0.0005~0.0040%中選擇之1種或2種以上，其餘為Fe及不可避免的雜質所構成。
(6)一種高強度鋼板之製造方法係就(5)中，對經施行上述熱處理步驟的熱軋板，更進一步施行鍍敷處理。
(7)一種高強度鋼板之製造方法係就(5)中，接著上述熱處理步驟之後，施行熔融鍍鋅處理、或更進一步施行合金化處理。
根據本發明，可輕易且廉價地製造溫間加工性優異之高強度鋼板，達產業上的特別效果。又，根據本發明，亦具有使用溫間沖壓成形，可輕易且廉價地製造具有所需高強度與所需形狀精度的汽車用高強度零件等之效果。
本發明鋼板係具有拉伸強度：590MPa以上的高強度，並具有適於溫間沖壓成形的拉伸特性，特別係具有配合溫間沖壓成形的伸長特性之鋼板。本發明鋼板係當試驗溫度未滿400℃的低溫時，具有均勻伸長大於局部伸長的拉伸特性，即均勻伸長相對於總伸長的比率達40%以上之伸長特性，另一方面，當試驗溫度達400℃以上高溫時，具有局部伸長大於均勻伸長、即局部伸長與均勻伸長的比值超過1.0之伸長特性。藉此，便成為能充分因應如上述溫間沖壓成形時的鋼板各部位溫度履歷、以及利用模具(穿孔鏨)進行鋼板各部位成形形態之變形特性的鋼板，即溫間加工性優異的鋼板。
加熱至超過200℃且850℃左右的溫度，接觸模具導致鋼板溫度降低並施行撐壓成形的部位，在低溫下相對於總伸長，均勻伸長越高越能進行良好的撐壓成形。另一方面，因為拉伸凸緣成形的部位並未接觸到模具而使鋼板溫度維持較高狀態，因而高溫下的局部伸長越高於均勻伸長，越能進行良好的拉伸凸緣成形，兼具該等低溫、高溫時的伸長特性，便可輕易地依溫間沖壓成形成形為複雜所需形狀的零件。該低溫、高溫時的伸長特性中，未滿足任一項的鋼板，將無法依溫間沖壓成形製造具有所需複雜形狀的零件。
另外，此處所謂「均勻伸長」係未依存於試驗溫度，而是從依拉伸試驗所獲得荷重-伸長曲線求得，從拉伸開始起至呈最高荷重為止的變形量(相對於標點間距離的比例)；所謂「局部伸長」係指未依存於試驗溫度，而是從依拉伸試驗所獲得荷重-伸長曲線求得，從呈最高荷重起至斷裂為止的變形量(相對於標點間距離的比例)。又，所謂「總伸長」係指從依拉伸試驗所獲得荷重-伸長曲線求得，所謂總伸長之從開始拉伸起至斷裂為止的總變形量(相對於標點間距離的比例)。
再者，所謂「試驗溫度未滿400℃的低溫」係指依試驗溫度：300℃實施，又所謂「試驗溫度達400℃以上的高溫」係指依試驗溫度：500℃實施，亦可以該溫度區域的拉伸特性為代表。
另外，試驗溫度：未滿400℃時的伸長特性係從鋼板中採取JIS G 0567所規定的I型試驗片(平行部寬：10mm、GL：50mm)，並依未滿400℃的試驗溫度(例如300℃)，根據JIS G 0567的規定實施拉伸試驗，再從所獲得的荷重-伸長曲線求取總伸長、局部伸長及均勻伸長。另外，拉伸速度係設為10mm/min。
另一方面，試驗溫度：達400℃以上時的伸長特性，係從鋼板中採取JIS G 0567所規定的I型試驗片(平行部寬：10mm、GL：50mm)，加熱至400℃以上的試驗溫度(例如500℃)，根據JIS G 0567的規定，依拉伸速度：10mm/min實施高溫拉伸試驗，再從所獲得的荷重-伸長曲線，計算出總伸長、均勻伸長、局部伸長。
為使能滿足上述拉伸特性(拉伸伸長特性)，便設為具有實質為肥粒鐵相單相基質、與該基質中大小未滿10nm的合金碳化物依無變晶選擇狀態分散析出之組織的鋼板。
本發明鋼板中，將組織(基質)設為實質的肥粒鐵相單相。藉由將組織設為富軋延性的肥粒鐵相，便可保持所需的溫間沖壓成形性，且不會有因加熱至以麻田散鐵等低溫變態生成物為強化因子，諸如變態組織強化型鋼板的溫間沖壓成形溫度，而造成強度大幅降低情形，即便溫間沖壓成形後仍可維持所需的高強度。另外，此處所謂「實質的肥粒鐵相單相」亦容許依面積率計含有至5%之第二相的情況。即，肥粒鐵相係指相對於組織整體的面積率達95%以上。若至5%的第二相，特別係不會有因加熱至溫間沖壓成形溫度而造成強度大幅降低情形，可發揮發明的效果。另外，第二相較佳係2%以下。且，本發明鋼板係具有在上述基質中，大小未滿10nm的合金碳化物分散析出之組織。若基質中析出的合金碳化物大小達10nm以上，碳化物便會粗大化，導致強度降低，且局部性變小，造成溫間加工性降低。另外，大小未滿10nm的合金碳化物分散個數最好設為5×1011 個/mm3 以上。又，此處所謂「合金碳化物」係指Ti、Nb、V等碳化物。另外，亦可為該等的複合。
再者，本發明鋼板中，基質中分散析出之大小未滿10nm的合金碳化物，係依無變晶選擇狀態分散析出。另外，所謂「無變晶選擇狀態」係指母相的結晶方位與合金碳化物的結晶方位間之關係沒有一定，可析出的方位未固定於1個的情況。
細微的合金碳化物係藉由依無變晶選擇狀態分散析出，而在高溫的拉伸試驗中，局部伸長大於均勻伸長，且低溫的拉伸試驗中，均勻伸長大於局部伸長，可適用於溫間沖壓成形的鋼板。另一方面，當細微合金碳化物係依有變晶選擇狀態分散析出的鋼板時，特別係在高溫時，無法確保局部伸長大於均勻伸長的拉伸特性(伸長特性)。
接著，針對本發明鋼板較佳組成的限定理由進行說明。
本發明鋼板較佳係具有依質量%計含有：C：0.01~0.2%、Si：0.5%以下、Mn：2%以下、P：0.03%以下、S：0.01%以下、Al：0.07%以下、N：0.01%以下，且進一步含有從Ti：0.005~0.3%、Nb：0.005~0.6%、V：0.005~1.0%、Mo：0.005~0.5%、W：0.01~1.0%、B：0.0005~0.0040%中選擇之1種或2種以上，其餘為Fe及不可避免的雜質所構成的組成。以下在無特別聲明的前提下，將「質量%」僅記為「%」。
C：0.01~0.2%
C係形成碳化物，使鋼板強度增加的最重要元素。本發明中，C係在截至溫間沖壓成形的成形加工前之步驟，特別係熱間軋延後的熱處理，在基質中依細微碳化物形式析出而對零件的高強度化具貢獻。為能獲得此種效果，最好含有達0.01%以上。另一方面，含有超過0.2%時，頗難將基質形成實質的肥粒鐵單相，導致軋延性明顯降低。因而，C最好限定於0.01~0.2%範圍內。另外，更佳係0.18%以下。又，可依照所需的強度水準，規定大概的C量。例如拉伸強度TS：590MPa級時，最好將C設為0.01%以上~0.03%以下，又拉伸強度TS：780MPa級時，最好將C設為0.03%超~0.06%以下，又拉伸強度TS：980MPa級時，最好將C設為0.06%超~0.09%以下，又拉伸強度TS：1180MPa級時，最好將C設為0.09%超~0.2%以下。
Si：0.5%以下
Si一般係屬於提高回火軟化阻力的元素，因而積極的添加，但因為在本發明中會促進表面性狀劣化與合金碳化物的變晶選擇析出，因而最好盡可能的減少。又，Si係在溫間時會提高變形阻力，因而會阻礙伸長的提升。就從此現象觀之，本發明中，Si最好限定於0.5%以下。另外，更佳係設在0.3%以下、特佳係0.1%以下。
Mn：2%以下
Mn係具有固溶而使鋼板強度增加之作用的元素，為能獲得此種效果，最好含有達0.1%以上，若含有超過2%，偏析會趨於明顯，且淬火性會增大，頗難將組織形成肥粒鐵相單相。因而，Mn最好限定於2%以下。另外，更佳係0.1~1.6%。
P：0.03%以下
P係屬於利用固溶強化而對鋼板的強度增加具有效貢獻的元素，容易偏析於晶界，使加工時發生明顯龜裂。因而，本發明中最好盡可能減少，若降低至0.03%以下左右，便可將此種不良影響降低至可容許程度。就從此現象觀之，P最好設為0.03%以下。另外，更佳係0.02%以下。
S：0.01%以下
S係形成MnS，在成形時促進孔隙生成，使溫間加工性降低。因而，S最好盡可能減少。若降低至0.01%以下左右，便可將此種不良影響降低至可容許程度。因而，S最好限定於0.01%以下。另外，更佳係0.002%以下。
Al：0.07%以下
Al係具有脫氧劑作用的元素，為能獲得此種效果，最好含有0.01%以上，若含有超過0.07%，氧化物系夾雜物便容易增加，俾使鋼的潔淨度降低，且亦會使溫間加工性降低。因而，Al最好限定於0.07%以下。另外，更佳係0.03~0.06%。
N：0.01%以下
N係會因TiN的粗大析出而造成局部伸長降低之不良影響的元素，本發明中最好盡可能減少。若含有超過0.01%，便會形成粗大的氮化物，導致成形性降低。因而，N最好限定於0.01%以下。另外，更佳係0.005%以下。
從Ti：0.005~0.3%、Nb：0.005~0.6%、V：0.005~1.0%、Mo：0.005~0.5%、W：0.01~1.0%、B：0.0005~0.0040%中選擇之1種或2種以上
Ti、Nb、V、Mo、W、B均屬於構成細微碳化物的元素、或具有促進析出作用的元素，最好選含有1種或2種以上。為能獲得此種效果，最好分別含有Ti：0.005%以上、Nb：0.005%以上、V：0.005%以上、Mo：0.005%以上、W：0.01%以上、B：0.0005%以上。另一方面，若分別含有超過Ti：0.3%、Nb：0.6%、V：1.0%、Mo：0.5%、W：1.0%、B：0.0040%，便會因固溶強化而造成溫間加工性降低。因而，當含有的情況，最好分別限定於Ti：0.005~0.3%、Nb：0.005~0.6%、V：0.005~1.0%、Mo：0.005~0.5%、W：0.01~1.0%、B：0.0005~0.0040%的範圍內。
另外，形成細微碳化物(合金碳化物)的組合，最好係諸如：Ti-Mo、Nb-Mo、Ti-Nb-Mo、Ti-W、Ti-Nb-Mo-W的組合。又，特別係當一起含有V與Ti的情況，藉由依質量比計將V/Ti設為1.75以下，便可輕易地獲得本發明目的之細微碳化物。
除上述成分以外的其餘係由Fe及不可避免的雜質構成。另外，不可避免的雜質係分別容許例如Cu：0.1%以下、Ni：0.1%以下、Sn：0.1%以下、Mg：0.01%以下、Sb：0.01%以下、Co：0.01%以下。
接著，針對本發明鋼板的較佳製造方法進行說明。
本發明中，將具有上述組成的鋼素材設為起始素材。另外，鋼素材的製造方法在本發明中並無必要特別的限定，可適用通常公知任一製造方法。例如最好將上述組成的溶鋼利用轉爐等進行熔製，並依諸如連續鑄造法等鑄造方法形成鋼胚等鋼素材，惟本發明並不僅侷限於此。又，即便經連續鑄造後，在未將諸如鋼胚等鋼素材冷卻至室溫的情況下，裝入加熱爐中並施行熱間軋延，且採行未施行加熱而直接施行熱間軋延的直送軋延，亦毫無問題。
鋼素材係首先為使鋼素材中的合金碳化物等能充分再固溶，較佳係加熱至1150℃以上的沃斯田鐵單相溫度域。若加熱溫度未滿1150℃，變形阻力會過高，導致對熱間軋延機的負荷變大，會有熱間軋延趨於困難的情況。另外，若超過1300℃的高溫，結晶粒的粗大化明顯，且氧化銹皮的生成明顯，氧化損失較大，良率降低明顯，因而加熱溫度最好設為1300℃以下。因而，鋼素材的加熱溫度最好設為1150~1300℃。
依如上述，經加熱至沃斯田鐵單相溫度域的鋼素材，接著施行熱軋步驟。熱軋步驟中，對鋼素材施行軋延結束溫度成為850℃以上的熱間軋延，而形成熱軋板，再依400℃以上且未滿600℃的捲取溫度進行捲取。
若軋延結束溫度未滿850℃，表層組織會粗大化，溫間加工性會降低。因而，軋延結束溫度較佳係設為850℃以上。另外，更佳係880~940℃。
待軋延結束後，依捲取溫度：400℃以上且未滿600℃施行捲取。若捲取溫度未滿400℃，便會生成麻田散鐵相，無法形成實質為肥粒鐵相單相之組織，且合金碳化物容易粗大化，不易獲得細微碳化物。另一方面，若捲取溫度達600℃以上，在鋼板中會生成變晶選擇的合金碳化物，導致無法確保所需的溫間加工性。另外，較佳係未滿550℃、更佳係530℃以下。
另外，若在本發明範圍內的熱軋條件下，於熱軋步驟後幾乎不會有細微(未滿10nm)合金碳化物的析出，且亦不會有無變晶選擇狀態的分散析出。
經熱軋步驟後，熱軋板係利用酸洗等將表面銹皮予以除去。然後，施行熱處理步驟。熱處理步驟中，經依加熱溫度：650~750℃，較佳保持時間：10~300s的保持之熱處理後，便冷卻。冷卻並無特別限定的必要，較佳係空冷、放冷。熱處理步驟時，藉由依650~750℃的熱處理而使析出所需的合金碳化物。若加熱溫度未滿650℃，合金碳化物的析出較慢，不會有所需未滿10nm合金碳化物之無變晶選擇狀態的分散析出。又，因變韌鐵其中一部分會殘留，導致不易獲得肥粒鐵單相的基質。另一方面，若超過750℃的高溫，析出較快速，會成為粗大的合金碳化物，導致無法確保所需的高強度。又，組織的其中一部分會變態為沃斯田鐵，導致經冷卻後會成為肥粒鐵+麻田散鐵組織。
另外，上述熱處理係若重複加熱溫度，便可代用溫間沖壓成形時的加熱處理。本發明鋼板中，未滿10nm的合金碳化物，在成形加工後並不會析出，而是溫間沖壓成形時的成形加工前便已然析出。
另外，經施行熱處理步驟的鋼板，亦可更進一步施行使表面附著鍍敷層的鍍敷處理，而形成鍍敷鋼板。鍍敷層係可例示諸如熔融鍍鋅層、鍍敷鋅層、熔融鍍鋁層等任一種。
另外，當在熱軋板表面上形成熔融鍍鋅層時，亦可例如較佳利用連續熔融鍍鋅生產線，經施行上述熱處理步驟後，再冷卻至500℃以下左右的既定溫度，接著在保持於470℃左右之既定溫度的熔融鍍鋅浴中，施行連續浸漬的熔融鍍鋅處理，而在鋼板表面上形成熔融鍍鋅層。另外，除連續熔融鍍鋅生產線以外，當然即便利用常用的鍍敷生產線亦不會有問題。又，例如即便將被切斷為所需大小的鋼板逐一每片施行鋅塗佈亦不會有問題。
再者，當然經熔融鍍鋅處理後，即便更進一步施行通常的鍍敷層合金化處理，而形成合金化熔融鍍鋅層，亦不會有問題。
以下，根據實施例，針對本發明進行更進一步詳細說明。
[實施例]
對表1所示組成的鋼素材(鋼胚)，依表2所示條件的加熱溫度、精軋結束溫度、捲取溫度，施行形成板厚：1.6mm之熱軋板的熱軋步驟，接著施行酸洗，而將熱軋板表面的銹皮予以除去後，便施行表2所示條件的加熱溫度、保持時間、冷卻條件之熱處理，而施行熱處理步驟。其中一部分的熱軋板在上述熱處理步驟中並非冷卻至室溫，而是冷卻至表2所示冷卻停止溫度，接著施行浸漬於液溫：470℃熔融鍍鋅浴中的熔融鍍鋅處理，或更進一步施行合金化處理(520℃)，便在表面上形成熔融鍍鋅層、或合金化熔融鍍鋅層，而形成鍍敷板。另外，鍍敷附著量係設為45g/m2 。
從所獲得熱軋板或鍍敷板採取試驗片，並實施組織觀察、拉伸試驗。試驗方法係如下述。
(1)組織觀察
從所獲得鋼板採取組織觀察用試驗片，針對軋延方向的平行截面(L截面)施行研磨，經Nital腐蝕，再利用光學顯微鏡(倍率：400倍)及掃描式電子顯微鏡(倍率：5000倍)，觀察組織並攝像，使用影像解析裝置，施行種類鑑定、及測定各相的組織分率。且，使用從鋼板所採取到的薄膜，利用具能量散佈式X射線分光裝置(EDX)的穿透式電子顯微鏡，基質中所析出的析出物中含有之成分進行分析，鑑定析出物的種類(合金碳化物)，且調查析出物(合金碳化物)大小、與其分散狀態。另外，分散狀態係依無變晶選擇的析出、或有變晶選擇的析出進行分類。
(2)拉伸試驗
從所獲得鋼板採取JIS G 0567所規定的I型試驗片(平行部寬：10mm、GL：50mm)，在室溫(20℃)中，根據JIS Z 2241的規定實施拉伸試驗，並測定拉伸特性(降伏強度YS、拉伸強度TS、伸長El)。又，在未滿400℃的試驗溫度(300℃)下，根據JIS G 0567的規定，實施拉伸試驗，從所獲得荷重-伸長曲線，求取總伸長之從開始拉伸起至斷裂的總伸長、以及均勻伸長之從開始拉伸起至呈最高荷重前的變形量，並計算(均勻伸長)/(總伸長)。
再者，從所獲得鋼板採取JIS G 0567所規定的I型試驗片(平行部寬：10mm、GL：50mm)，在400℃以上的試驗溫度(500℃)下，根據JIS G 0567的規定，實施高溫拉伸試驗。從所獲得荷重-伸長曲線，求取均勻伸長之從開始拉伸起至呈最高荷重前的變形量、以及局部伸長之呈最高荷重後起至斷裂的變形量，並計算出局部伸長/均勻伸長。另外，試驗溫度係利用在試驗片的平行部中央所安裝熱電偶進行測定之值，依拉伸速度：10mm/min實施。
另外，在依未滿400℃的試驗溫度(300℃)實施之拉伸試驗中，均勻伸長/總伸長係達40%以上，且依400℃以上的試驗溫度(500℃)實施之拉伸試驗中，當局部伸長/均勻伸長超過1.0時便評為「○」，屬於溫間沖壓成形性優異。此外的情況均評為「×」，屬於溫間沖壓成形性差。
另外，從所獲得鋼板採取拉伸試驗片，依加熱溫度：700℃保持保持時間：3min後，在未施行加工情況下進行空冷，模擬溫間沖壓成形的熱經歷，在室溫下實施拉伸試驗，測定拉伸強度TS，觀察因溫間沖壓成形加熱所造成的強度變化。
所獲得結果如表3所示。
本發明例均屬於具有590MPa以上的高強度，且在依未滿400℃的試驗溫度(300℃)所實施拉伸試驗中，(均勻伸長)/(總伸長)達40%以上，且在依400℃以上的試驗溫度(500℃)所實施拉伸試驗中，(局部伸長)/(均勻伸長)超過1.0，屬於溫間沖壓成形性優異，且無發現因溫間沖壓成形時的加熱而有較大的強度變化。
另一方面，逾越本發明範圍外的比較例，在依未滿400℃的試驗溫度(300℃)所實施拉伸試驗中，(均勻伸長)/(總伸長)並未滿40%，或者在依400℃以上的試驗溫度(500℃)所實施拉伸試驗中，(局部伸長)/(均勻伸長)係在1.0以下，出現溫間沖壓成形性降低，或者會有因溫間沖壓成形時的加熱而造成拉伸強度大幅降低。

Claims (6)

  1. 一種溫間加工性優異之高強度鋼板，係具有依質量%計含有：C：0.01~0.2%、Si：0.5%以下、Mn：2%以下、P：0.03%以下、S：0.01%以下、Al：0.07%以下、N：0.01%以下，且進一步含有從Ti：0.005~0.3%、Nb：0.005~0.6%、V：0.005~1.0%、Mo：0.005~0.5%、W：0.01~1.0%、B：0.0005~0.0040%中選擇之1種或2種以上，其餘為Fe及不可避免的雜質構成的組成，且具有拉伸強度：590MPa以上之高強度的高強度鋼板，其所具備之拉伸特性為依試驗溫度：400℃以上施行的拉伸試驗所獲得之呈最高荷重後直到斷裂為止的變形量大於從開始拉伸起至呈該最高荷重前為止的變形量，且依試驗溫度：未滿400℃施行的拉伸試驗所獲得之從開始拉伸起至呈最高荷重前為止的變形量相對於從開始拉伸起至斷裂為止的總變形量比率為40%以上；並且具有如下組織：肥粒鐵相面積率為95%以上之實質肥粒鐵相單相基質、與該基質中大小為未滿10nm的合金碳化物，係依無變晶選擇狀態進行分散析出。
  2. 如申請專利範圍第1項之高強度鋼板，其中，上述高強度鋼板係於表面設有鍍敷層。
  3. 如申請專利範圍第2項之高強度鋼板，其中，上述鍍敷層為熔融鍍鋅層或合金化熔融鍍鋅層。
  4. 一種溫間加工性優異之高強度鋼板之製造方法，係將具有如下組成的鋼素材，依照加熱至沃斯田鐵單相溫度域後，依序施行設為精軋結束溫度：860℃以上的熱間軋延，依捲取溫度：400℃以上且未滿600℃進行捲取，而形成熱軋板的熱軋步驟，以及接著經去除該熱軋板的表面銹皮後，再對該熱軋板依650~750℃之溫度域施行60~300s期間的保持之熱處理的熱處理步驟，而獲得具有拉伸強度：590MPa以上之高強度鋼板；該鋼素材係依質量%計含有：C：0.01~0.2%、Si：0.5%以下、Mn：2%以下、P：0.03%以下、S：0.01%以下、Al：0.07%以下、N：0.01%以下，且進一步含有從Ti：0.005~0.3%、Nb：0.005~0.6%、V：0.005~1.0%、Mo：0.005~0.5%、W：0.01~1.0%、B：0.0005~0.0040%中選擇之1種或2種以上，其餘為Fe及不可避免的雜質所構成。
  5. 如申請專利範圍第4項之高強度鋼板之製造方法，其中，對經施行上述熱處理步驟的熱軋板，更進一步施行鍍敷處理。
  6. 如申請專利範圍第4項之高強度鋼板之製造方法，其 中，接著上述熱處理步驟之後，施行熔融鍍鋅處理、或更進一步施行合金化處理。
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