CN107849657A

CN107849657A - 高强度薄钢板及其制造方法

Info

Publication number: CN107849657A
Application number: CN201680039917.XA
Authority: CN
Inventors: 木津太郎; 丰田俊介; 木户章雅; 田谷哲志
Original assignee: NKK Corp
Current assignee: JFE Steel Corp; JFE Engineering Corp
Priority date: 2015-07-06
Filing date: 2016-07-05
Publication date: 2018-03-27
Also published as: US20180371574A9; EP3321387A1; US10526678B2; MX2017016553A; EP3321387B1; KR20180014092A; JPWO2017006563A1; WO2017006563A1; US20180155806A1; EP3321387A4; KR102064147B1; JP6103160B1

Abstract

设定为预定的组成，将粒径小于20nm的Ti、Nb和V析出物的总碳量换算值C*设定为0.010～0.100质量％，另外，将Fe析出物中的Fe量设定为0.03～0.50质量％，进一步在轧制方向截面的铁素体粒径分布中，将粒径排前5％大的铁素体晶粒的平均粒径设定为(4000/TS)²μm以下(TS为拉伸强度(MPa))。

Description

高强度薄钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及适合于汽车的下臂或框架等行走构件、立柱或横梁等骨架构件和它们的增强构件、车门防撞梁、片材构件、以及自动售货机、桌子、家电/OA设备、建材等所使用的结构用构件等用途的冲裁性和韧性优良的高强度薄钢板及其制造方法。

背景技术

近年来，随着对地球环境的关心的提高，削减钢板制造时CO₂排放量增多的厚壁钢板的使用量等的期望增大。另外，在汽车领域中，通过使汽车车身轻量化来提高燃料效率并且使废气量降低等的期望也增大。由于上述情况，正在推进钢板的高强度化和薄壁化。

通常，对于高强度钢板而言，冲裁性、韧性降低，因此，期望开发出能够用于通过基于冲压的冲裁加工来进行成形的部件、需要韧性的部件、特别是符合上述两者的部件的高强度薄钢板。

例如，作为冲裁性优良的钢板，在专利文献1中公开了“一种冲裁加工性优良的高强度热轧钢板，其特征在于，以质量％计含有C：0.010～0.200％、Si：0.01～1.5％、Mn：0.25～3％，P限制为0.05％以下，进一步含有Ti：0.03～0.2％、Nb：0.01～0.2％、V：0.01～0.2％、Mo：0.01～0.2％中的任意一种或两种以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成，铁素体的大角晶界的C的偏析量为4～10atms/nm²”。

另外，作为韧性优良的钢板，在专利文献2中公开了“一种低温下的冲击能量吸收特性和耐HAZ软化特性优良的高屈服比热轧钢板，其特征在于，具有以质量％计含有C：0.04～0.09％、Si：0.4％以下、Mn：1.2～2.0％、P：0.1％以下、S：0.02％以下、Al：1.0％以下、Nb：0.02～0.09％、Ti：0.02～0.07％、N：0.005％以下、2.0≤Mn+8[％Ti]+12[％Nb]≤2.6、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，由珠光体的面积百分率为5％以下、马氏体和残余奥氏体的总面积百分率为0.5％以下、余量为铁素体和贝氏体中的一种或两种的金属组织构成，铁素体和贝氏体的平均结晶粒径为10μm以下，含有Ti和Nb的非共格析出的合金碳氮化物的平均粒径为20nm以下，屈服比为0.85以上，最大拉伸强度为600MPa以上”。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2008-261029号公报

专利文献2：国际公开2013/022043号公报

发明内容

但是，对于专利文献1所记载的钢板而言，存在如下问题：没有考虑析出物的粒径等用于得到优良的韧性所需的条件，不能兼顾冲裁性和韧性。

另一方面，对于专利文献2所记载的钢板而言，存在如下问题：没有考虑用于得到优良的冲裁性所需的条件，仍然不能兼顾冲裁性和韧性。

本发明是为了解决上述问题而开发的，其目的在于提供兼具冲裁性和韧性的高强度薄钢板及其有利的制造方法。

需要说明的是，本发明中所述的高强度薄钢板是以板厚1～4mm的钢板作为对象。另外，在本发明中所述的高强度薄钢板中，除了热轧钢板以外，还包括实施了热镀锌、合金化热镀锌、电镀锌等表面处理的钢板。此外还包括对这些钢板通过化学转化处理等形成有覆膜的钢板。但是，上述镀层或上述覆膜的厚度不包括在板厚中。

用于解决问题的方法

本发明人为了解决上述问题而反复进行了深入研究，结果得出如下见解。

(1)在设定为预定的组成的同时，使粒径小于20nm的微细的Ti、Nb和V析出物等与渗碳体等Fe析出物同时适量析出，由此能够使冲裁性大幅提高。

对于其机理，本发明人认为如下。即，通过使Fe析出物析出，这些Fe析出物成为冲裁加工时的龟裂的起点。另外，Ti、Nb和V等的微细的析出物促进上述龟裂的传播。因此，认为通过使这些Fe析出物与Ti、Nb和V等的微细的析出物适量析出，冲裁加工时的端面裂纹得到抑制，其结果是，冲裁性大幅提高。

需要说明的是，作为Ti、Nb和V等的微细的析出物，可以列举：Ti、Nb和V(根据组成，Ti、Nb、V、Mo、Ta和W)的碳化物、及它们的复合碳化物、以及它们的碳氮化物或复合碳氮化物。另外，作为Fe析出物，除了渗碳体(θ碳化物)以外，还可以列举ε碳化物。

(2)另外，钢板的轧制方向上的铁素体粒径对韧性有很大影响，特别是粒径排前5％大的平均粒径对韧性带来很大影响。另外，根据拉伸强度TS(MPa)，适当地控制该粒径排前5％大的铁素体的平均粒径，由此能够大幅提高韧性。

此外，上述Ti、Nb和V等的微细的析出物成为位错的产生源，由此韧性进一步提高。

本发明是基于上述见解进一步加以研究而完成的。

即，本发明的主旨构成如下所述。

1.一种高强度薄钢板，其具有以质量％计含有C：0.05～0.20％、Si：0.6～1.5％、Mn：1.3～3.0％、P：0.10％以下、S：0.030％以下、Al：0.10％以下和N：0.010％以下、并且含有选自Ti：0.01～1.00％、Nb：0.01～1.00％和V：0.01～1.00％中的一种或两种以上、余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成，

下述式(1)所规定的、粒径小于20nm的Ti、Nb和V析出物的总碳量换算值C*为0.010～0.100质量％，

另外，Fe析出物中的Fe量为0.03～0.50质量％，

并且，在轧制方向截面的铁素体粒径分布中，粒径排前5％大的铁素体晶粒的平均粒径为(4000/TS)²μm以下(TS为拉伸强度(MPa))。

C*＝([Ti]/48+[Nb]/93+[V]/51)×12…(1)

在此，[Ti]、[Nb]和[V]分别为粒径小于20nm的Ti、Nb和V析出物中的Ti、Nb和V量。

2.如上述1所述的高强度薄钢板，其中，作为上述组成，以质量％计还含有选自Mo：0.005～0.50％、Ta：0.005～0.50％和W：0.005～0.50％中的一种或两种以上，

下述式(2)所规定的、粒径小于20nm的Ti、Nb、V、Mo、Ta和W析出物的总碳量换算值C**为0.010～0.100质量％。

C**＝([Ti]/48+[Nb]/93+[V]/51+[Mo]/96+[Ta]/181+[W]/184)×12…(2)

在此，[Ti]、[Nb]、[V]、[Mo]、[Ta]和[W]分别为粒径小于20nm的Ti、Nb、V、Mo、Ta和W析出物中的Ti、Nb、V、Mo、Ta和W量。

3.如上述1或2所述的高强度薄钢板，其中，作为上述组成，以质量％计还含有选自Cr：0.01～1.00％、Ni：0.01～1.00％和Cu：0.01～1.00％中的一种或两种以上。

4.如上述1～3中任一项所述的高强度薄钢板，其中，作为上述组成，以质量％计还含有Sb：0.005～0.050％。

5.如上述1～4中任一项所述的高强度薄钢板，其中，作为上述组成，以质量％计还含有选自Ca：0.0005～0.0100％和REM：0.0005～0.0100％中的一种或两种。

6.一种高强度薄钢板的制造方法，其是用于制造上述1～5中任一项所述的高强度薄钢板的方法，其中，

具有如下工序：对具有上述1～5中任一项所述的组成的钢坯进行包含粗轧和精轧的热轧，该精轧结束后，对所得到的钢板进行冷却、卷取，

将上述精轧中的下述式(3)所规定的累积应变R_t设定为1.3以上，将精轧温度设定为820℃以上且低于930℃，

上述精轧结束后，将从上述精轧温度到缓冷开始温度的平均冷却速度设定为30℃/s以上进行冷却，接着在750～600℃的温度下开始缓冷，将该缓冷中的平均冷却速度设定为小于10℃/s、将冷却时间设定为1～10s，该缓冷结束后，以平均冷却速度为10℃/s以上冷却至350℃以上且低于530℃的卷取温度。

在此，R_n是用m个机架进行精轧的情况下在自上游侧起第n个机架累积的累积应变，如下式所定义。

R_n＝-ln〔1-0.01×r_n×[1-0.01×exp{-(11800+2×10³×[C])/(T_n+273)+13.1-0.1×[C]}]〕

式中，r_n为自上游侧起第n个机架的压下率(％)，T_n为自上游侧起第n个机架的入口侧温度(℃)，[C]为钢中的C的含量(质量％)。另外，n为1～m的整数。

其中，exp{-(11800+2×10³×[C])/(T_n+273)+13.1-0.1×[C]}超过100时，将该值设定为100。

7.如上述6所述的高强度薄钢板的制造方法，其中，在上述热轧工序后进一步以0.1～3.0％的板厚减少率进行加工。

发明效果

根据本发明，可以得到适合于汽车用构件、各种结构用构件等用途的冲裁性和韧性优良的高强度薄钢板，因此，在产业上具有显著的效果。

附图说明

图1是针对发明例和碳量换算值C*或C**为适当范围外的比较例示出碳量换算值C*或C**与冲裁裂纹长度率的关系的图。

图2是针对发明例和碳量换算值C*或C**为适当范围外的比较例示出碳量换算值C*或C**与DBTT的关系的图。

图3是针对发明例和Fe析出物中的Fe量为适当范围外的比较例示出Fe析出物中的Fe量与冲裁裂纹长度率的关系的图。

图4是针对发明例和轧制方向的铁素体粒径分布中的前5％的平均粒径为适当范围外的比较例示出(轧制方向截面的铁素体粒径分布中的前5％的平均粒径)/(4000/TS)²与DBTT的关系的图。

具体实施方式

以下，对本发明具体地进行说明。

首先，对本发明的高强度薄钢板中的成分组成进行说明。需要说明的是，成分组成中的元素的含量的单位均为“质量％”，以下，只要没有特别说明，仅以“％”表示。

C：0.05～0.20％

C与Ti、Nb和V等形成微细的碳化物或它们的复合碳化物、以及它们的碳氮化物或复合碳氮化物(以下，也简称为析出物)，有助于高强度化、冲裁性、韧性的提高。另外，C与Fe形成渗碳体，在这方面也有助于冲裁性的提高。因此，需要将C含量设定为0.05％以上。另一方面，C抑制铁素体相变，因此，C过量含有时，抑制Ti、Nb和V等的微细的析出物的形成。另外，渗碳体过量生成而导致韧性的降低。因此，需要将C含量设定为0.20％以下。优选为0.15％以下、进一步优选为0.12％以下。

Si：0.6～1.5％

Si在钢板制造时的热轧后的利用冷却进行的缓冷过程中促进铁素体相变，并且促进与相变同时析出的Ti、Nb和V等的微细的析出物的形成。另外，Si作为固溶强化元素还有助于高强度化而并不会使成形性大幅降低。从得到这些效果的观点出发，需要将Si含量设定为0.6％以上。另一方面，Si过量含有时，上述铁素体相变被过度促进。由此，Ti、Nb和V等的析出物粗大化，进而不能得到适当量的这些微细的析出物。此外，不仅韧性降低，而且在钢板的表面容易生成Si的氧化物，因此，对于热轧钢板而言容易产生化学转化处理不良，对于镀敷钢板而言容易产生不上镀等。从这样的观点出发，需要将Si含量设定为1.5％以下。优选为1.2％以下。

Mn：1.3～3.0％

Mn具有如下效果：在钢板制造时的热轧后的冷却中，抑制在缓冷开始前发生铁素体相变，抑制Ti、Nb和V等的析出物的粗大化。另外，Mn通过固溶强化还有助于高强度化。此外，还具有使有害的钢中S以MnS的形式无害化的效果。为了得到这些效果，需要将Mn含量设定为1.3％以上。优选为1.5％以上。另一方面，Mn过量含有时，引起钢坯裂纹。另外，抑制铁素体相变，抑制Ti、Nb和V等的微细的析出物的形成。因此，需要将Mn含量设定为3.0％以下。优选为2.5％以下、更优选为2.0％以下。

P：0.10％以下

P在晶界发生偏析，使得延展性、韧性劣化。另外，P量增多时，在钢板制造时的热轧后的冷却中，促进缓冷开始前的铁素体相变，Ti、Nb和V等的析出物粗大化。因此，需要将P含量设定为0.10％以下。优选为0.05％以下、更优选为0.03％以下、进一步优选为0.01％以下。需要说明的是，P含量的下限没有特别限定，但过度的脱P导致成本的增加，因此，P含量的下限优选设定为0.003％。

S：0.030％以下

S使得热轧时的延展性降低，由此诱发热裂纹，并且还使得表面性状劣化。此外，S不仅对强度几乎没有贡献，而且作为杂质元素形成粗大的硫化物，由此使得延展性和延伸凸缘性降低。出于上述原因，S优选尽可能地降低。因此，需要将S含量设定为0.030％以下。优选为0.010％以下、更优选为0.003％以下、进一步优选为0.001％以下。需要说明的是，S含量的下限没有特别限定，但过度的脱S导致成本的增加，因此，S含量的下限优选设定为0.0003％。

Al：0.10％以下

Al含有超过0.10％时，使得韧性和焊接性大幅降低。另外，在表面容易生成Al氧化物，因此，对于热轧钢板而言容易产生化学转化处理不良，对于镀敷钢板而言容易产生不上镀等。因此，需要将Al含量设定为0.10％以下。优选为0.06％以下。需要说明的是，Al含量的下限没有特别限定，但作为Al镇静钢，即使含有0.01％以上也没有问题。

N：0.010％以下

N与Ti、Nb和V等在高温下形成粗大的氮化物，但这些氮化物对强度几乎没有贡献。因此，N含量增多时，使得由Ti、Nb和V带来的高强度化的效果降低，进而还会导致韧性的降低。另外，N在热轧中使钢坯裂纹产生，因此，有可能会产生表面缺陷。因此，需要将N含量设定为0.010％以下。优选为0.005％以下、更优选为0.003％以下、进一步优选为0.002％以下。需要说明的是，N含量的下限没有特别限定，但过度的脱N导致成本的增加，因此，N含量的下限优选设定为0.0010％。

选自Ti：0.01～1.00％、Nb：0.01～1.00％和V：0.01～1.00％中的一种或两种以上

Ti、Nb和V与C形成微细的析出物，有助于高强度化，并且还有助于冲裁性、韧性的改善。为了得到这样的效果，需要含有分别为0.01％以上的选自Ti、Nb和V中的一种或两种以上。优选为0.05％以上。另一方面，即使含有分别大于1.00％的Ti、Nb和V，高强度化的效果也不太大。另外，这些微细析出物过量析出，反而使得韧性和冲裁性降低。因此，需要将Ti、V和Nb含量分别设定为1.00％以下。优选为0.80％以下。

以上，对基本成分进行了说明，以进一步提高高强度化、冲裁性和韧性为目的，本发明的高强度薄钢板可以适当含有下述元素。

选自Mo：0.005～0.50％、Ta：0.005～0.50％和W：0.005～0.50％中的一种或两种以上

与Ti、Nb和V同样，Mo、Ta和W与C形成微细的析出物，有助于高强度化，并且还有助于冲裁性、韧性的改善。因此，在含有Mo、Ta和W的情况下，优选将Mo、Ta和W含量分别设定为0.005％以上。更优选为0.01％以上。另一方面，即使含有分别大于0.50％的Mo、Ta和W，高强度化的效果也不太大。另外，这些微细析出物过量析出，反而使得韧性和冲裁性降低。因此，在含有Mo、Ta和W的情况下，优选将Mo、Ta和W含量分别设定为0.50％以下。更优选为0.40％以下。

选自Cr：0.01～1.00％、Ni：0.01～1.00％和Cu：0.01～1.00％中的一种或两种以上

Cr、Ni和Cu通过使组织细粒化而有助于高强度化和韧性提高。因此，在含有Cr、Ni和Cu的情况下，优选将Cr、Ni和Cu含量分别设定为0.01％以上。另一方面，即使含有分别大于1.00％的Cr、Ni和Cu，上述效果也饱和且导致成本的升高。因此，在含有Cr、Ni和Cu的情况下，优选将Cr、Ni和Cu含量分别设定为1.00％以下。

Sb：0.005～0.050％

Sb在热轧时在表面发生偏析，因此防止钢坯的氮化而抑制粗大的氮化物的形成。因此，在含有Sb的情况下，优选将Sb含量设定为0.005％以上。另一方面，即使含有大于0.050％的Sb，上述效果也饱和且导致成本的升高。因此，在含有Sb的情况下，优选将Sb含量设定为0.050％以下。

选自Ca：0.0005～0.0100％和REM：0.0005～0.0100％中的一种或两种

Ca和REM通过控制硫化物的形态而提高延展性、延伸凸缘性。因此，在含有Ca和REM的情况下，优选将Ca含量和REM含量分别设定为0.0005％以上。另一方面，即使含有大于0.0100％的Ca和REM，上述效果也饱和且导致成本的升高。因此，在含有Ca和REM的情况下，优选将Ca含量和REM含量分别设定为0.0100％以下。

上述以外的成分为Fe和不可避免的杂质。

接着，对本发明的高强度薄钢板中的组织的限定理由进行说明。

粒径小于20nm的Ti、Nb和V析出物的总碳量换算值C*：0.010～0.100质量％、或者粒径小于20nm的Ti、Nb、V、Mo、Ta和W析出物的总碳量换算值C**：0.010～0.100质量％

粒径小于20nm的Ti、Nb和V析出物有助于冲裁性和韧性的提高。为了得到这样的效果，需要将粒径小于20nm的Ti、Nb和V析出物的总碳量换算值C*(以下，也简称为碳量换算值C*)设定为0.010质量％以上。优选为0.015质量％。

另一方面，这样的析出物过量存在时，反而因该析出物周围的内部应力使得冲裁性和韧性劣化。因此，需要将碳量换算值C*设定为0.100质量％以下。优选为0.080质量％以下、进一步优选为0.050质量％以下。

在此，C*通过下式(1)计算出。

C*＝([Ti]/48+[Nb]/93+[V]/51)×12…(1)

在此，[Ti]、[Nb]和[V]分别为粒径小于20nm的Ti、Nb和V析出物中的Ti、Nb和V量。需要说明的是，在不含Ti、Nb或V的情况下，[Ti]、[Nb]或[V]为零。

另外，本发明的高强度薄钢板除了含有选自Ti、Nb和V中的一种或两种以上以外还含有Mo、Ta、W的情况下，将下式(2)所规定的、粒径小于20nm的Ti、Nb、V、Mo、Ta和W析出物的总碳量换算值C**(以下，也简称为碳量换算值C**)设定为0.010～0.100质量％。C**的适当范围及其理由与C*同样。

C**＝([Ti]/48+[Nb]/93+[V]/51+[Mo]/96+[Ta]/181+[W]/184)×12…(2)

在此，[Ti]、[Nb]、[V]、[Mo]、[Ta]和[W]分别为粒径小于20nm的Ti、Nb、V、Mo、Ta和W析出物中的Ti、Nb、V、Mo、Ta和W量。此时，在不含Ti、Nb、V、Mo、Ta或W的情况下，[Ti]、[Nb]、[V]、[Mo]、[Ta]或[W]为零。另外，C**的计算时，以满足C*的规定为前提。

需要说明的是，粒径为20nm以上的Ti、Nb和V析出物等对冲裁性和韧性的提高几乎没有贡献，因此，在此以粒径小于20nm的Ti、Nb和V析出物等作为对象。

Fe析出物中的Fe量：0.03～0.50质量％

Fe析出物、特别是渗碳体在冲裁加工时成为龟裂的起点，有助于冲裁性的提高。为了得到这样的效果，需要将Fe析出物中的Fe量设定为0.03质量％以上。优选为0.05质量％以上、更优选为0.10质量％以上。另一方面，Fe析出物过量时，Fe析出物有可能成为脆性断裂的起点。因此，需要将Fe析出物中的Fe量设定为0.50质量％以下。优选为0.40质量％以下、更优选为0.30质量％以下。

在轧制方向截面的铁素体粒径分布中，铁素体晶粒的粒径排前5％大的平均粒径：(4000/TS)²μm以下(TS为拉伸强度(MPa))

在轧制方向截面的铁素体粒径分布中，按照粒径的大小顺序排前5％大的铁素体晶粒的平均粒径增大时，韧性大幅降低。特别是，拉伸强度TS(MPa)越大则韧性越容易降低，因此，根据拉伸强度来减小粒径很重要。因此，在轧制方向截面的铁素体粒径分布中，需要将按照粒径的大小顺序排前5％大的平均粒径(以下，也简称为前5％的平均粒径)设定为(4000/TS(MPa))²μm以下。在此，TS为钢板的拉伸强度(MPa)。另外，优选为(3500/TS(MPa))²μm以下。另外，以MPa单位表示TS，计算上述(4000/TS)²和(3500/TS)²时，不使用M(＝10⁶)，而仅使用尾数部分。例如，在TS为780MPa的情况下，以TS＝780计算出(4000/TS)²和(3500/TS)²的值即可。另外，对于上述平均粒径的下限没有特别限定，通常其下限为5.0μm。

需要说明的是，本发明的高强度薄钢板的适当的拉伸强度TS为780MPa以上。

另外，关于本发明的高强度薄钢板的组织，优选设定为以铁素体作为主体的组织，具体而言设定为由以相对于组织整体的面积率计为50％以上的铁素体和余量构成的组织。需要说明的是，作为铁素体以外的组织，可以列举贝氏体、马氏体等。

接着，对本发明的高强度薄钢板的制造方法进行说明。

本发明的高强度薄钢板的制造方法具有如下工序：对上述组成的钢坯进行包含粗轧和精轧的热轧，精轧结束后，对所得到的钢板进行冷却、卷取，

将精轧中的累积应变R_t设定为1.3以上，将精轧温度设定为820℃以上且低于930℃，精轧结束后，将从精轧温度到缓冷开始温度的平均冷却速度设定为30℃/s以上进行冷却，接着在750～600℃的温度下开始缓冷，将该缓冷中的平均冷却速度设定为小于10℃/s、将冷却时间设定为1～10s，该缓冷结束后，以平均冷却速度为10℃/s以上冷却至350℃以上且低于530℃的卷取温度。

以下，对上述制造条件的限定理由进行说明。需要说明的是，钢坯的熔炼方法没有特别限定，可以采用转炉、电炉等公知的熔炼方法。另外，熔炼后，从生产率等问题出发，优选通过连铸法制成钢坯，但也可以通过铸锭-开坯轧制法、薄板坯连铸法等公知的铸造方法制成钢坯。

精轧中的累积应变R_t：1.3以上

通过增大精轧中的累积应变R_t，能够减小经过热轧、冷却、卷取而得到的热轧钢板的铁素体粒径。特别是通过使精轧中的累积应变为1.3以上，能够利用精轧向热轧钢板均匀地导入应变。其结果是，能够减小轧制方向的铁素体晶粒的粒径的不均，减小前5％的铁素体晶粒的平均粒径。因此，精轧中的累积应变R_t需要为1.3以上。优选为1.5以上。需要说明的是，精轧中的累积应变R_t的上限没有特别限定，但累积应变过度增大时，有时热轧后的冷却时铁素体相变被过度促进，Ti、Nb和V等的析出物粗大化。因此，精轧中的累积应变R_t优选为2.2以下。更优选为2.0以下。

另外，精轧中的累积应变R_t由下式(3)规定。

在此，R_n是在用m个机架进行精轧的情况下在自上游侧起第n个机架累积的累积应变，将R_n如下式定义。

式中，r_n为自上游侧起第n个机架的压下率(％)，T_n为自上游侧起第n个机架的入口侧温度(℃)，[C]为钢中的C的含量(质量％)。另外，n为1～m的整数。需要说明的是，m通常为7。压下率r_n(％)在将第n个机架的入口侧板厚设为t_an、将出口侧板厚设为t_bn时以r_n＝(t_an-t_bn)/t_an×100表示。

其中，在exp{-(11800+2×10³×[C])/(T_n+273)+13.1-0.1×[C]}超过100时，将该值设定为100。

精轧温度：820℃以上且低于930℃

精轧温度低于820℃的情况下，在热轧后的冷却中，在缓冷开始前铁素体相变被促进，Ti、Nb和V等的析出物粗大化。另外，精轧温度为铁素体区域的情况下，因应变诱发析出使得Ti、Nb和V等的析出物进一步粗大化。在此基础上，因温度降低使得铁素体晶粒变为伸展晶粒，龟裂沿着伸展晶粒进展，因此冲裁性也显著劣化。因此，需要将精轧温度设定为820℃以上。优选为850℃以上。另一方面，精轧温度为930℃以上的情况下，在热轧后的冷却过程中铁素体相变被抑制，抑制Ti、Nb和V等的微细的析出物的生成。因此，需要将精轧温度设定为低于930℃。优选为低于900℃。

需要说明的是，此处所述的精轧温度是指用m个机架进行精轧的情况下自上游侧起第m个机架的出口侧温度(℃)。

从精轧温度到缓冷开始时刻的平均冷却速度：30℃/s以上

从精轧温度到缓冷开始时刻的平均冷却速度小于30℃/s的情况下，铁素体相变被促进，Ti、Nb和V等的析出物粗大化。因此，需要将从精轧温度到缓冷开始时刻的平均冷却速度设定为30℃/s以上。优选为50℃/s以上、更优选为80℃/s以上。需要说明的是，该平均冷却速度的上限没有特别限定，但从温度控制的观点出发，为约200℃/s。

缓冷开始温度：750～600℃

缓冷开始温度超过750℃时，铁素体相变在高温发生，铁素体的晶粒粗大化。另外，Ti、Nb和V等的析出物粗大化。因此，需要将缓冷开始温度设定为750℃以下。另一方面，缓冷开始温度低于600℃的情况下，Ti、Nb和V等的析出物不会充分析出。因此，需要将缓冷开始温度设定为600℃以上。

缓冷时的平均冷却速度：小于10℃/s

缓冷时的平均冷却速度为10℃/s以上的情况下，铁素体相变不会充分发生，Ti、Nb和V等的微细的析出物的析出量减少。因此，需要将缓冷时的平均冷速设定为小于10℃/s。优选为小于6℃/s。需要说明的是，缓冷时的平均冷却速度的下限没有特别限定，约2℃/s就足够。优选为4℃/s以上。

缓冷时的冷却时间：1～10s

缓冷时的冷却时间小于1s的情况下，铁素体相变不会充分发生，Ti、Nb和V等的微细的析出物的析出量减少。因此，需要将缓冷时的冷却时间设定为1s以上。优选为2s以上、更优选为3s以上。另一方面，缓冷时的冷却时间超过10s时，Ti、Nb和V等的析出物粗大化。另外，铁素体的晶粒也粗大化。因此，需要将缓冷时的冷却时间设定为10s以下。优选为6s以下。

缓冷结束后至卷取温度为止的平均冷却速度：10℃/s以上

缓冷结束后至卷取温度为止的平均冷却速度小于10℃/s的情况下，Ti、Nb和V等的析出物粗大化。另外，铁素体的晶粒也粗大化。因此，需要将缓冷结束后至卷取温度为止的平均冷却速度设定为10℃/s以上。优选为30℃/s以上、更优选为50℃/s以上。需要说明的是，该平均冷却速度的上限没有特别限定，但从温度控制的观点出发为约100℃/s。

卷取温度：350℃以上且低于530℃

卷取温度为530℃以上的情况下，Ti、Nb和V等的析出物粗大化。另外，铁素体的晶粒也粗大化。因此，需要将卷取温度设定为低于530℃。优选为低于480℃。另一方面，卷取温度低于350℃的情况下，作为Fe与C的析出物的渗碳体的生成被抑制。因此，需要将卷取温度设定为350℃以上。

需要说明的是，上述精轧温度、缓冷开始温度、卷取温度均为钢板表面温度。平均冷却速度也基于钢板表面的温度来规定。

另外，上述热轧工序后，进一步以0.1％以上的板厚减少率进行加工，由此能够增加可动位错，能够进一步提高冲裁性。优选为0.3％以上。但是，板厚减少率超过3.0％时，因位错的相互作用使得位错难以移动，冲裁性降低。因此，在热轧工序后进一步进行加工的情况下，优选将板厚减少率设定为3.0％以下。更优选为2.0％以下、进一步优选为1.0％以下。

需要说明的是，上述加工可以是利用轧制辊的压下，也可以对钢板施加拉伸。另外，也可以将上述方法组合来进行加工。

另外，可以对如上所述得到的钢板实施镀锌、锌与Al的复合镀敷、锌与Ni的复合镀敷、镀Al、Al与Si的复合镀敷等。此外，也可以利用化学转化处理等形成覆膜。

实施例

将表1所示组成的钢水通过通常公知的方法进行熔炼，进行连铸而制成钢坯。对这些钢坯进行加热而实施粗轧后，在表2所示的条件下进行精轧，精轧结束后，进行冷却并进行卷取，制成热轧钢板。需要说明的是，精轧利用包含7个机架的热轧机进行。另外，对于一部分钢板，进一步在室温下实施利用轧制辊的压下。

从由此得到的钢板裁取试验片，进行下述(i)～(vi)的评价。

(i)粒径小于20nm的Ti、Nb和V析出物的总碳量换算值C*(或者粒径小于20nm的Ti、Nb、V、Mo、Ta和W析出物的总碳量换算值C**)的测定

(ii)Fe析出物中的Fe量的测定

(iii)在轧制方向截面的铁素体粒径分布中，粒径排前5％大的铁素体晶粒的平均粒径的测定

(iv)拉伸试验

(v)冲裁试验

(vi)韧性的评价

将评价结果示于表3中。需要说明的是，评价方法分别如下所述。

如日本专利第4737278号公报所示，将从钢板裁取的试验片作为阳极，在10％AA系电解液(10体积％乙酰丙酮-1质量％四甲基氯化铵-甲醇电解液)中进行恒电流电解，将该试验片溶解一定量后，利用孔径20nm的过滤器将电解液过滤。接着，利用ICP发射光谱分析法对所得到的滤液中的Ti、Nb和V量、以及Mo、Ta和W量进行分析求出，由它们的值根据上述式(1)(或上述式(2))求出碳量换算值C*(或碳量换算值C**)。

(ii)Fe析出物中的Fe量的测定

将从钢板裁取的试验片作为阳极，在10％AA系电解液中进行恒电流电解，将该试验片溶解一定量。然后，利用孔径0.2μm的过滤器对由电解得到的提取残渣进行过滤，回收Fe析出物。接着，将所得到的Fe析出物利用混酸溶解后，利用ICP发射光谱分析法对Fe进行定量，由其测定值计算出Fe析出物中的Fe量。

需要说明的是，Fe析出物发生凝集，因此，利用孔径0.2μm的过滤器进行过滤，由此，也能够回收粒径小于0.2μm的Fe析出物。

(iii)在轧制方向的铁素体粒径分布中，粒径排前5％大的平均粒径的测定

对轧制方向-板厚方向截面进行埋入研磨，用硝酸乙醇溶液腐蚀后，以板厚1/4位置(自钢板表面起在深度方向上相当于板厚的1/4的位置)为中心对100×100μm的范围在步长：0.1μm的条件下进行三处EBSD(电子束背散射衍射法)测定，以取向差：15°以上作为晶界求出轧制方向的铁素体粒径分布。

在此，如上所述得到的钢板均具有以铁素体作为主体的组织(铁素体以面积率计为50％以上)。需要说明的是，铁素体的面积率可以如下求出：将轧制方向-板厚方向截面进行埋入研磨，用硝酸乙醇溶液腐蚀后，对于板厚1/4位置利用SEM(扫描电子显微镜)以3000倍的倍率观察3个视野，算出3个视野的所得到的组织图像中的构成相的面积率，将它们的值进行平均。另外，在上述组织图像中，铁素体呈灰色的组织(基底组织)。

另外，轧制方向截面的铁素体粒径分布通过所谓的截距法求出。即，与轧制方向平行地以等间隔对EBSD测定中的每个测定部位划9根线，对轧制方向上的各铁素体晶粒的截距长度进行测定。并且，将测定的截距长度的平均值作为轧制方向上的铁素体晶粒的平均粒径。另外，从粒径大的晶粒开始依次地将至前5％为止的铁素体晶粒的粒径的平均值设定为粒径排前5％大的平均粒径。需要说明的是，选择粒径排前5％大的铁素体晶粒时，将粒径小于0.1μm的铁素体晶粒排除在外。另外，在此，求取铁素体粒径分布时，对200个以上铁素体晶粒的粒径进行测定。

(vi)拉伸试验

关于拉伸试验，以与轧制方向成直角的方向作为长度方向切割出JIS5号拉伸试验片，依据JIS Z 2241进行拉伸试验，对屈服强度(YP)、拉伸强度(TS)、总伸长率(El)进行评价。

(v)冲裁试验

关于冲裁性，以间隙20％各三次冲裁出直径10mm的孔，对冲裁端面进行整周观察，求出产生裂纹的部分的周长率的平均值(以下，也称为冲裁裂纹长度率)。该冲裁裂纹长度率为10％以下时，可以说冲裁性优良。

(iv)韧性的评价

除了使板厚保持原始厚度(即，设定为表3所记载的板厚)以外，依据JIS Z 2242，通过夏比冲击试验求出延性-脆性转变温度(DBTT)。在此，V缺口试验片是以长度方向为与轧制方向成直角的方向的方式制作出的。该延性-脆性转变温度(DBTT)为-40℃以下时，可以说韧性优良。

由表3可知，发明例中，均得到了具有拉伸强度(TS)为780MPa以上的高强度、兼具优良的冲裁和韧性的高强度薄钢板。

另外，在图1和图2中，针对发明例和碳量换算值C*或C**在适当范围外的比较例分别示出碳量换算值C*或C**与DBTT的关系以及碳量换算值C*或C**与冲裁裂纹长度率的关系。

由图1和图2可知，在将碳量换算值C*或C**设定为0.010～0.100质量％的范围的情况下，DBTT为-40℃以下，并且冲裁裂纹长度率为10％以下。

此外，图3中针对发明例和Fe析出物中的Fe量在适当范围外的比较例示出Fe析出物中的Fe量与冲裁裂纹长度率的关系。

由图3可知，通过将Fe析出物中的Fe量控制在0.03～0.50质量％的范围，冲裁裂纹长度率为10％以下。

另外，图4中针对发明例和轧制方向截面的铁素体粒径分布中的前5％的铁素体晶粒的平均粒径在适当范围外的比较例示出(轧制方向的铁素体粒径分布中的前5％的平均粒径)/(4000/TS)²与DBTT的关系。

由图4可知，(轧制方向截面的铁素体粒径分布中的前5％的铁素体晶粒的平均粒径)/(4000/TS)²为1.0以下、即轧制方向截面的铁素体粒径分布中的前5％的铁素体晶粒的平均粒径在与拉伸强度TS(MPa)的关系中为(4000/TS)²μm以下时，DBTT为-40℃以下。

Claims

另外，Fe析出物中的Fe量为0.03～0.50质量％，

并且，在轧制方向截面的铁素体粒径分布中，粒径排前5％大的铁素体晶粒的平均粒径为(4000/TS)²μm以下，其中，TS为拉伸强度(MPa)，

C*＝([Ti]/48+[Nb]/93+[V]/51)×12…(1)

2.如权利要求1所述的高强度薄钢板，其中，作为所述组成，以质量％计还含有选自Mo：0.005～0.50％、Ta：0.005～0.50％和W：0.005～0.50％中的一种或两种以上，

下述式(2)所规定的、粒径小于20nm的Ti、Nb、V、Mo、Ta和W析出物的总碳量换算值C**为0.010～0.100质量％，

C**＝([Ti]/48+[Nb]/93+[V]/51+[Mo]/96+[Ta]/181+[W]/184)×12…(2)

3.如权利要求1或2所述的高强度薄钢板，其中，作为所述组成，以质量％计还含有选自Cr：0.01～1.00％、Ni：0.01～1.00％和Cu：0.01～1.00％中的一种或两种以上。

4.如权利要求1～3中任一项所述的高强度薄钢板，其中，作为所述组成，以质量％计还含有Sb：0.005～0.050％。

5.如权利要求1～4中任一项所述的高强度薄钢板，其中，作为所述组成，以质量％计还含有选自Ca：0.0005～0.0100％和REM：0.0005～0.0100％中的一种或两种。

6.一种高强度薄钢板的制造方法，其是用于制造权利要求1～5中任一项所述的高强度薄钢板的方法，其中，

具有如下工序：对具有权利要求1～5中任一项所述的组成的钢坯进行包含粗轧和精轧的热轧，该精轧结束后，对所得到的钢板进行冷却、卷取，

将所述精轧中的下述式(3)所规定的累积应变R_t设定为1.3以上，将精轧温度设定为820℃以上且低于930℃，

所述精轧结束后，将从所述精轧温度到缓冷开始温度的平均冷却速度设定为30℃/s以上进行冷却，接着在750～600℃的温度下开始缓冷，将该缓冷中的平均冷却速度设定为小于10℃/s、将冷却时间设定为1～10s，该缓冷结束后，以平均冷却速度为10℃/s以上冷却至350℃以上且低于530℃的卷取温度，

<mrow> <msub> <mi>R</mi> <mi>t</mi> </msub> <mo>=</mo> <msub> <mi>R</mi> <mn>1</mn> </msub> <mo>+</mo> <msub> <mi>R</mi> <mn>2</mn> </msub> <mo>+</mo> <mn>...</mn> <mo>+</mo> <msub> <mi>R</mi> <mi>m</mi> </msub> <mrow> <mo>(</mo> <mo>=</mo> <munderover> <mo>&Sigma;</mo> <mrow> <mi>n</mi> <mo>=</mo> <mn>1</mn> </mrow> <mi>m</mi> </munderover> <msub> <mi>R</mi> <mi>n</mi> </msub> <mo>)</mo> </mrow> <mn>...</mn> <mrow> <mo>(</mo> <mn>3</mn> <mo>)</mo> </mrow> </mrow>

在此，R_n是用m个机架进行精轧的情况下在自上游侧起第n个机架累积的累积应变，如下式所定义，

式中，r_n为自上游侧起第n个机架的压下率(％)，T_n为自上游侧起第n个机架的入口侧温度(℃)，[C]为钢中的C的含量(质量％)，另外，n为1～m的整数，

7.如权利要求6所述的高强度薄钢板的制造方法，其中，在所述热轧工序后进一步以0.1～3.0％的板厚减少率进行加工。