CN107923013A

CN107923013A - 高强度钢板及其制造方法

Info

Publication number: CN107923013A
Application number: CN201680047641.XA
Authority: CN
Inventors: 本田佑马; 船川义正; 原田耕造; 小泽悠; 小泽悠一
Original assignee: NKK Corp
Current assignee: JFE Engineering Corp
Priority date: 2015-08-19
Filing date: 2016-08-18
Publication date: 2018-04-17
Anticipated expiration: 2036-08-18
Also published as: MX2018001946A; JPWO2017029814A1; JP6123957B1; KR20180030109A; WO2017029814A1; CN107923013B; KR102084867B1; MX387103B

Abstract

本发明得到高屈服比且拉伸特性的各向异性小的高强度钢板。上述高强度钢板为特定的成分组成，钢组织以面积率计由铁素体：90％以上、珠光体和渗碳体的合计:0～10％、马氏体和残余奥氏体的合计：0～2％构成，上述铁素体的平均晶体粒径为15.0μm以下，平均长径比为5.0以下，包含Nb碳化物、Ti碳化物和/或V碳化物，该Nb碳化物以及Ti碳化物和/或V碳化物的平均粒径为5～50nm，Nb碳化物、Ti碳化物和V碳化物的析出量的合计以体积率计为0.005～0.050％。

Description

高强度钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及汽车部件等中应用的高强度钢板和其制造方法。

背景技术

作为汽车部件等的坯板，从基于坯板的薄壁化带来的部件轻量化等观点考虑，优选使用高强度钢板。例如，骨架用部件、耐碰撞用部件等中为了确保乘坐人员的安全而要求在碰撞时不易变形、即高的屈服比。另一方面，为了在不发生破裂的情况下稳定地进行压制成型，期望拉伸特性在钢板内均匀，即拉伸特性的各向异性小的高强度钢板。针对这样的要求，迄今为止公开有各种钢板和其制造技术。

在专利文献1中公开了含有合计0.01质量％以上的Nb、Ti且以再结晶率80％以上的铁素体为主相的高强度钢板和其制造方法。

另外，在专利文献2中公开了钢组织含有20～50面积％的未再结晶铁素体的耐碰撞特性优异的高强度钢板和其制造方法。

在专利文献3中公开了一种热浸镀覆高强度钢板和其制造方法，其添加有V、Ti、Nb中的1种或2种以上，主相为铁素体或贝氏体且将晶界处的铁碳化物的析出量限制为一定以下且将该铁碳化物的最大粒径控制为1μm以下的。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本专利第4740099号公报

专利文献2：日本专利第4995109号公报

专利文献3：日本特开平6－322479号公报

发明内容

然而，专利文献1的技术中，对热轧后～650℃的保持温度以及连续退火炉中的均热后的冷却中的500～400℃的保持时间，均未进行控制，无法控制本发明中重要的Nb碳化物以及Ti碳化物和/或V碳化物的平均粒径，因此，无法得到高屈服比且拉伸特性的各向异性小的高强度钢板。

专利文献2的技术中，由于大量添加Nb、Ti，以面积率计含有20％以上的未再结晶铁素体作为钢组织，因此不仅从所需的屈服强度和拉伸强度的范围偏离，而且未再结晶铁素体在钢板组织中不均匀地分散，因此在局部容易屈服，无法得到高屈服比且拉伸特性的各向异性小的高强度钢板。

专利文献3的技术中，对热轧后～650℃的保持温度以及连续退火炉中的均热后的冷却中的500～400℃的保持时间，均未进行控制，无法控制本发明中重要的Nb碳化物以及Ti碳化物和/或V碳化物的平均粒径，因此，无法得到高屈服比且拉伸特性的各向异性小的高强度钢板。

本发明是鉴于这样的情况而完成的，其目的在于得到高屈服比且拉伸特性的各向异性小的高强度钢板。

本发明人等为了解决上述课题进行了深入研究。其结果发现，重要的是在以铁素体为主体的钢组织中，将铁素体的平均晶体粒径微细化为一定以下，制成平均长径比为一定以下的等轴组织，而且，适当地控制Nb碳化物以及Ti碳化物和/或V碳化物的体积率和粒径。并且发现，为了调整为所需的组织等，调整为规定的成分组成，并且将热轧后的卷取温度、退火的升温时的规定温度区域的滞留时间和均热温度控制在适当的范围是有效的。

本发明是鉴于以上发现而完成的，其主旨如下所述。

[1]一种高强度钢板，其中，成分组成以质量％计含有C：0.02％以上且小于0.10％、Si：小于0.10％、Mn：小于1.0％、P：0.10％以下、S：0.020％以下、Al：0.01～0.10％、N：0.010％以下、Nb：0.005～0.070％、Ti：0.100％以下(包含0％)、V：0.100％以下(包含0％)、以及Nb、Ti和V的合计：0.005～0.100％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，钢组织以面积率计由铁素体：90％以上、珠光体和渗碳体的合计:0～10％、马氏体和残余奥氏体的合计：0～3％构成，上述铁素体的平均晶体粒径为15.0μm以下，平均长径比为5.0以下，含有Nb碳化物以及Ti碳化物和/或V碳化物，该Nb碳化物以及Ti碳化物和/或V碳化物的平均粒径为5～50nm，Nb碳化物、Ti碳化物和V碳化物的析出量的合计以体积率计为0.005～0.050％。

[2]根据[1]所述的高强度钢板，其中，上述成分组成以质量％计进一步含有Cr：0.3％以下、Mo：0.3％以下、B：0.005％以下、Cu：0.3％以下、Ni：0.3％以下、Sb：0.3％以下中的任1种或2种以上。

[3]根据[1]或[2]所述的高强度钢板，其中，在表面具有镀锌层。

[4]根据[3]所述的高强度钢板，其中，上述镀锌层为热浸镀锌层。

[5]根据[4]所述的高强度钢板，其中，上述热浸镀锌层为合金化热浸镀锌层。

[6]根据[3]所述的高强度钢板，其中，上述镀锌层为电镀锌层。

[7]一种高强度钢板的制造方法，是[1]或[2]所述的高强度钢板的制造方法，具有如下工序：热轧工序，将钢热轧，该热轧后，在精轧温度～650℃的温度区域的滞留时间为10秒以下的条件下将钢板冷却，在500～700℃进行卷取；冷轧工序，将上述热轧工序中得到的热轧钢板以75％以下的轧制率进行冷轧；以及，退火工序，将上述冷轧工序中得到的冷延钢板以连续退火炉以升温时的650～750℃的温度区域的滞留时间为60秒以下进行滞留，在该滞留后在均热温度：760～880℃、均热时间：120秒以下的条件下进行均热，在400～500℃的温度区域的滞留时间为100秒以下的条件下进行冷却。

[8]根据[7]所述的高强度钢板的制造方法，其具有将上述退火工序后的冷延钢板进行镀覆处理的镀覆工序。

[9]根据[8]所述的高强度钢板的制造方法，其中，上述镀覆处理为热浸镀锌处理。

[10]根据[9]所述的高强度钢板的制造方法，其具有将上述镀覆工序后的冷延钢板进行合金化处理的合金化工序。

[11]根据[8]所述的高强度钢板的制造方法，其中，上述镀覆处理为电镀锌处理。

在本发明中，适当地控制成分组成、热轧后的卷取条件、退火的升温时的规定温度区域的滞留时间以及均热温度等制造条件。通过该控制，得到本发明作为目的的钢组织，其结果，能够稳定地制造具有汽车部件等用途所要求的高屈服比且拉伸特性的各向异性小的高强度钢板。利用本发明的高强度钢板，能够进行汽车的进一步的轻量化，本发明在汽车、钢铁业界中的利用价值极大。

具体实施方式

以下，对本发明的实施方式进行说明。应予说明，本发明不限定于以下实施方式。

首先，对本发明的高强度钢板的概要进行说明。

本发明的高强度钢板具有330MPa以上且小于500MPa的拉伸强度、0.70以上的屈服比，在拉伸方向与轧制方向平行的方向进行的拉伸试验中的屈服强度与在拉伸方向与轧制方向垂直的方向进行的拉伸试验中的屈服强度的差为30MPa以下。由于屈服比为0.70以上，因此本发明的高强度钢板具有高的屈服比。此外，由于上述屈服强度的差为30MPa以下，因此本发明的高强度钢板的拉伸特性的各向异性小。

本发明中，特别重要的是制成含有Nb：0.005％～0.070％、Ti：0.100％以下(包含0％)、V：0.100％以下(包含0％)且Nb、Ti和V合计为0.005％～0.100％以下的成分组成。

通过调整成分组成、制造条件，从而调整为：以必需的铁素体和任意的珠光体等构成钢组织，该铁素体的平均晶体粒径为15.0μm以下，平均长径比为5.0以下，含有Nb碳化物以及Ti碳化物和/或V碳化物，该Nb碳化物以及Ti碳化物和/或V碳化物的平均粒径为5～50nm，Nb碳化物、Ti碳化物和V碳化物的析出量的合计以体积率计为0.005～0.050％，由此，可得到高屈服比且拉伸特性的各向异性小的高强度钢板。

本发明中，Nb碳化物、Ti碳化物和V碳化物还包括Nb碳氮化物、Ti碳氮化物、V碳氮化物和Nb、Ti复合碳氮化物、Nb、V复合碳氮化物和Nb、Ti、V复合碳氮化物。应予说明，关于Nb、Ti复合碳氮化物，其作为Nb的碳化物或Ti的碳化物考虑平均粒径、合计体积率即可。关于Nb、V复合碳氮化物和Nb、Ti、V复合碳氮化物也同样。

如上所述，为了使铁素体的平均晶体粒径、平均长径比以及碳化物(Nb碳化物以及Ti碳化物和/或V碳化物)的平均粒径和析出量满足所需的条件，不仅成分组成重要，制造条件也是重要。具体而言，在热轧后的冷却中将精轧温度～650℃的温度区域的滞留时间设为10秒以下，将卷取温度设为500～700℃。此外，在退火的加热中将650～750℃的温度区域的滞留时间设为60秒以下，接下来，在760～880℃的均热温度下均热120秒以下。在卷取后的冷却中使Nb碳化物、Ti碳化物和/或V碳化物均匀微细地析出，冷轧后，在退火中使铁素体在较低温下再结晶，且将在再结晶温度区域的滞留时间控制在规定以下，从而得到本发明的目标钢组织。

屈服强度和拉伸强度是以拉伸方向与轧制方向垂直的方式提取JIS5号拉伸试验片，通过按照JIS Z 2241的拉伸试验求出。拉伸特性的各向异性是从拉伸方向与轧制方向垂直和平行的方向分别提取JIS5号拉伸试验片，进行按照JIS Z 2241的拉伸试验，由屈服强度的差求出。

基于以上发现而完成的本发明的高强度钢板具有汽车部件等的坯板所要求的、高屈服比且拉伸特性的各向异性小的特征。

接着，对本发明的成分组成的限定理由、钢组织的限定理由和制造条件的限定理由进行说明。

(1)成分组成

本发明的高强度钢板以质量％计含有C：0.02％以上且小于0.10％、Si：小于0.10％、Mn：小于1.0％、P：0.10％以下、S：0.020％以下、Al：0.01～0.10％、N：0.010％以下、Nb：0.005～0.070％、Ti：0.100％以下(包含0％)和V：0.100％以下(包含0％)、以及合计0.005～0.100％以下的Nb、Ti和V。

此外，本发明的高强度钢板也可以以质量％计进一步含有Cr：0.3％以下、Mo：0.3％以下、B：0.005％以下、Cu：0.3％以下、Ni：0.3％以下、Sb：0.3％以下中的任1种或2种以上作为任意成分。

上述以外的剩余部分为Fe和不可避免的杂质。

以下的成分组成的说明中“％”表示“质量％”。

C：0.02％以上且小于0.10％

C成为Nb碳化物、Ti碳化物、V碳化物或者使珠光体、马氏体增加，因此，是对屈服强度和拉伸强度的增加有效的元素。C含量小于0.02％时，碳化物的合计析出量不成为期望的范围，因此，得不到本发明的目标拉伸强度。如果C含量为0.10％以上，则过度地生成珠光体或马氏体，因此，屈服比降低，拉伸特性的各向异性增大。因此，C含量为0.02％以上且小于0.10％。优选为0.02～0.06％。

Si：小于0.10％

Si一般通过铁素体的固溶强化而对于增加屈服强度和拉伸强度有效。但是，如果添加Si，则由于加工硬化能力的显著提高，比起屈服强度，拉伸强度的增加量更大，屈服比降低，表面性状变差。因此，Si含量为小于0.10％。应予说明，Si含量的下限没有特别限定，但Si以外的构成也可提高屈服强度、拉伸强度，因此，在本发明中，Si含量越少越优选。因此，在本发明中，也可以不添加Si，但在制造上有时不可避免地含有0.005％的Si。

Mn：小于1.0％

Mn通过铁素体的固溶强化而对于增加屈服强度和拉伸强度有效。但是，如果Mn含量成为1.0％以上，则钢组织中的马氏体分率增加，因此，拉伸强度过度增大，得不到本发明的目标拉伸强度，屈服比降低。因此，Mn含量小于1.0％。Mn也可以不添加，但添加Mn时，作为下限优选的Mn含量为0.2％以上。作为上限优选的Mn含量为0.8％以下。

P：0.10％以下

P通过铁素体的固溶强化而对增加屈服强度和拉伸强度有效。因此，在本发明中，可以适当含有P。但是，如果P含量超过0.10％，则由于铸造偏析、铁素体晶界偏析而局部地发生铁素体的屈服，因此拉伸特性的各向异性增大。因此，P含量为0.10％以下。也可以不添加P，但添加P时，作为下限优选的P含量为0.01％以上。作为上限优选的P含量为0.04％以下。

S：0.020％以下

S是作为杂质而不可避免地含有的元素。由于MnS等夹杂物的形成而弯曲性、局部伸长性等成型性降低，因此，优选尽量降低S含量。在本发明中，S含量为0.020％以下。优选为0.015％以下。应予说明，如上所述，S含量越低越优选，在本发明中，也可以不添加S。但是，在制造上有时含有0.0003％的S。

Al：0.01～0.10％

Al是为了精炼工序中的脱氧和为了将固溶N以AlN的形式固定而添加的。为了得到充分的效果，需要使Al含量为0.01％以上。另外，如果Al含量超过0.10％，则AlN大量析出而铁素体的平均长径比增大，导致拉伸特性的各向异性的增大。因此，Al含量为0.01～0.10％。优选为0.01～0.07％。另外，进一步优选为0.01～0.06％。

N：0.010％以下

N是在铁水的精炼工序为止不可避免地混入的元素。如果N含量超过0.010％，则在铸造时Nb碳化物、Ti碳化物、V碳化物析出后，在加热板坯时，Nb碳化物、Ti碳化物、V碳化物不熔解而以粗大的碳化物的形式残留，因此，导致铁素体平均结晶粒的粗大化。因此，N含量为0.010％以下。应予说明，在本发明中，也可以不添加N，但在制造上有时含有0.0005％的N。

Nb：0.005～0.070％

Nb是有助于铁素体平均晶粒的微细化、因Nb碳化物的析出所致的屈服比的增加的重要的元素。在Nb含量小于0.005％时，有时碳化物的析出量不充分等，从而无法得到本发明的效果。此外，如果Nb含量超过0.070％，则Nb碳化物过量地析出而残留退火后也缺乏延展性的未再结晶铁素体，或者铁素体的平均长径比超过5.0，因此拉伸特性的各向异性增大。因此，Nb含量为0.005～0.070％。优选为0.005～0.040％。

Ti：0.100％以下(包含0％)

V：0.100％以下(包含0％)

Nb、Ti和V合计为0.005～0.100％

Ti和V通过与Nb复合添加而作为Ti碳化物和/或V碳化物析出，有助于将铁素体的平均长径比控制在5.0以下。Nb、Ti和V的合计小于0.005％时，Nb碳化物以及Ti碳化物和/或V碳化物的体积率变得不充分，其结果，碳化物的析出量不成为所需的范围，无法得到本发明的效果。此外，Nb、Ti和V的合计超过0.100％时，Ti碳化物和/或V碳化物过量地析出而残留退火后也缺乏延展性的未再结晶铁素体，拉伸特性的各向异性增大。因此，Ti和V设为Ti：0.100％以下(包含0％)和V：0.100％以下(包含0％)且Nb、Ti和V合计为0.005～0.100％。优选合计量为0.007～0.040％。

本发明的高强度钢板可以含有以下的成分作为任意成分。

Cr：0.3％以下

作为不损害本发明的作用效果的微量元素可以含有Cr。如果Cr含量超过0.3％，则有时由于淬透性的提高而过量地生成马氏体，导致屈服比的降低。因此，添加Cr时，Cr含量为0.3％以下。

Mo：0.3％以下

作为不损害本发明的作用效果的微量元素可以含有Mo。然而，如果Mo含量超过0.3％，则有时由于淬透性的提高而过量地生成马氏体，导致屈服比的降低。因此，添加Mo时，Mo含量为0.3％以下。

B：0.005％以下

作为不损害本发明的作用效果的微量元素可以含有B。然而，如果B含量超过0.005％，则有时由于淬透性的提高而过量地生成马氏体，导致屈服比的降低。因此，添加B时，B含量为0.005％以下。

Cu：0.3％以下

作为不损害本发明的作用效果的微量元素可以含有Cu。然而，如果Cu含量超过0.3％，则有时由于淬透性的提高而过量地生成马氏体，导致屈服比的降低。因此，添加Cu时，Cu含量为0.3％以下。

Ni：0.3％以下

作为不损害本发明的作用效果的微量元素可以含有Ni。然而，如果Ni含量超过0.3％，则有时由于淬透性的提高而过量地生成马氏体，导致屈服比的降低。因此，添加Ni时，Ni含量为0.3％以下。

Sb：0.3％以下

作为不损害本发明的作用效果的微量元素可以含有Sb。然而，如果Sb含量超过0.3％，则导致高强度钢板的脆化。因此，添加Sb时，Sb含量为0.3％以下。

上述以外的剩余部分为Fe和不可避免的杂质。另外，在本发明中，除上述以外，也可以在不损害本发明的作用效果的微量范围内含有Sn、Co、W、Ca、Na、Mg等元素作为不可避免的杂质。“微量的范围”是指使这些元素合计为0.01％以下。

(2)钢组织

本发明的高强度钢板的钢组织以面积率计由铁素体：90％以上、珠光体和渗碳体的合计:0～10％、马氏体和残余奥氏体的合计：0～3％构成。另外，在该钢组织中，上述铁素体的平均晶体粒径为15.0μm以下，Nb碳化物以及Ti碳化物和/或V碳化物的平均粒径为5～50nm，Nb碳化物以及Ti碳化物和/或V碳化物的析出量的合计以体积率计为0.005～0.050％。

铁素体：90％以上

铁素体具有良好的延展性，在钢组织中作为主相含有，其含量以面积率计为90％以上。铁素体的含量以面积率计小于90％时，得不到本发明作为目标的高屈服比，另外，拉伸特性的各向异性也变大。因此，铁素体的含量以面积率计为90％以上。优选为95％以上。应予说明，本发明的高强度钢板的钢组织可以为铁素体单相(铁素体的含量以面积率计为100％)。

珠光体和渗碳体的合计：0～10％

珠光体和渗碳体对于得到所需的屈服强度和拉伸强度有效。但是，如果珠光体和渗碳体的合计以面积率计超过10％，则得不到本发明作为目标的高屈服比，拉伸特性的各向异性也变大。因此，珠光体和渗碳体的合计以面积率计为0～10％。优选为0～5％。

马氏体和残余奥氏体的合计：0～3％

钢组织可以以面积率计含有合计0～3％的马氏体和残余奥氏体。如果马氏体和残余奥氏体的合计超过3％，则得不到0.70以上的屈服比。因此，马氏体和残余奥氏体的合计为0～3％。

铁素体的平均晶体粒径为15.0μm以下

将铁素体的平均晶体粒径调整为所需的范围对于得到本发明作为目的的0.70以上的高屈服比是重要的。如果铁素体的平均晶体粒径超过15.0μm，则得不到0.70以上的屈服比。因此，铁素体的平均晶体粒径为15.0μm以下。优选为10.0μm以下。另外，铁素体平均晶体粒径的下限没有特别限定，小于1.0μm时，有时拉伸强度、屈服强度过度增加，导致弯曲性、伸长性变差，因此，铁素体平均晶体粒径优选为1.0μm以上。

铁素体的平均长径比为5.0以下

如果铁素体的平均长径比超过5.0，则未再结晶铁素体增加，拉伸特性的各向异性增大。本发明中，铁素体的平均长径比优选为4.5以下，更优选为4.2以下。

Nb碳化物以及Ti碳化物和/或V碳化物的平均粒径为5～50nm

Nb碳化物、Ti碳化物、V碳化物主要在铁素体粒内析出，其平均粒径对作为本发明的目标的兼具高屈服比和拉伸特性的各向同性是重要的。在上述粒径小于5nm时，不仅屈服强度和拉伸强度过度增加，而且拉伸特性的各向异性也增大。如果上述粒径超过50nm，则屈服强度的增加变得不充分，无法得到作为本发明的目标的高屈服比。因此，Nb碳化物以及Ti碳化物和/或V碳化物的粒径为5～50nm。作为下限优选平均粒径为10nm以上。作为上限优选平均粒径为40nm以下。另外，在本发明中，不区分Nb碳化物、Ti碳化物、V碳化物地测定平均粒径。

Nb碳化物和Ti碳化物以及V碳化物的析出量的合计以体积率计为0.005～0.050％

将Nb碳化物和Ti碳化物以及V碳化物的析出量调整为所需的范围对作为本发明的目标的兼具高屈服比和拉伸特性的各向同性是重要的。如果Nb碳化物和Ti碳化物以及V碳化物的析出量的合计以体积率计小于0.005％，则屈服强度的增加变得不充分，无法得到本发明的目标高屈服比。如果Nb碳化物和Ti碳化物以及V碳化物的析出量的合计以体积率计超过0.050％，则铁素体的再结晶被显著抑制而屈服强度和拉伸强度过度增加，进而，拉伸特性的各向异性增大。因此，Nb碳化物和Ti碳化物以及V碳化物的析出量的合计以体积率计为0.005～0.050％。作为下限优选合计体积率为0.010％以上。作为上限优选合计体积率为0.040％以下。另外，在不含Ti碳化物时，Ti碳化物为0，在不含V碳化物时，V碳化物为0。

应予说明，关于各组织的面积率，利用SEM对以从垂直于轧制宽度方向的截面的钢板表面侧起在板厚方向1/4位置为中心的板厚1/8～3/8的范围进行观察，通过ASTM E562－05中记载的点计数法求出。铁素体的平均晶体粒径通过如下操作求出：利用SEM对以上述板厚1/4位置为中心的板厚1/8～3/8的范围进行观察，由观察面积和结晶粒数算出等效圆直径。对于铁素体的平均长径比，可以在与轧制宽度方向垂直的截面上用光学显微镜观察从钢板表面起在板厚方向为1/4位置，通过求出JIS G 0551的表1中记载的每个晶粒的平均线段长度的方法算出轧制方向和板厚方向的平均晶粒长度，由(轧制方向的平均晶粒长度)/(板厚方向的平均晶粒长度)求出。Nb碳化物、Ti碳化物、V碳化物的粒径通过将高强度钢板制作薄膜样品，由TEM观察图像算出等效圆直径(由观察面积和粒子数算出)而求出。Nb碳化物、Ti碳化物和V碳化物的合计体积率通过提取残渣法求出。

(3)制造条件

本发明的高强度钢板通过如下操作制造：将具有上述成分组成的钢熔炼，通过铸造制造板坯(钢片)后，进行热轧、冷轧，然后，在连续退火炉中进行退火。在热轧后可以进行酸洗。以下，对具有热轧工序、冷轧工序、退火工序的本发明的制造方法进行说明。应予说明，在以下的说明中，温度是指表面温度。

铸造方法没有特别限定，只要不发生显著的成分组成的偏析、组织的不均匀，则可以通过铸锭法、连续铸造法中的任一者进行铸造。

热轧可以将高温的铸造板坯直接进行轧制，也可以将冷却至室温的板坯进行再加热进行轧制。另外，在板坯的时间点上存在劈裂等表面缺陷的情况下，可以利用研磨机等实施板坯修理。对板坯进行再加热时，为了使Nb碳化物以及Ti碳化物和/或V碳化物熔解，优选加热到1100℃以上。

热轧工序是将钢热轧，该热轧后，在精轧温度～650℃的温度区域的滞留时间为10秒以下的条件下将钢板冷却，在500～700℃进行卷取的工序。

在热轧中，对板坯实施粗轧、精轧。然后，将热轧后的钢板卷取而形成热轧卷材。热轧中的粗轧条件和精轧条件没有特别限定，只要依照常规方法决定即可。如果精轧温度小于Ar3点，则有时在热轧钢板的钢组织中生成在轧制方向伸长的粗大的铁素体，在退火后导致延展性的降低。因此，精轧温度优选为Ar3点以上。应予说明，Ar3点通过如下操作求出：使用相变点测定装置(例如FORMASTER试验机)在从奥氏体单相温度区域以1℃/s连续冷却时测定铁素体相变开始的温度。

精轧温度～650℃的温度区域的滞留时间：10秒以下

在热轧后的冷却中，通过适当地控制精轧温度～650℃的温度区域的滞留时间，能够抑制铁素体的平均晶体粒径的粗大化。因此，上述冷却条件在本发明中重要。如果在精轧后的冷却中精轧温度～650℃的温度区域的滞留时间超过10秒，则在热轧的卷取后过度地析出粗大的Nb碳化物、Ti碳化物、V碳化物，因此，在退火时铁素体晶粒容易变得粗大，铁素体的平均晶体粒径超过15.0μm，因此，屈服比降低。因此，上述冷却中的精轧温度～650℃的温度区域的滞留时间为10秒以下。应予说明，上述滞留时间的下限没有特别限定，从在退火时均匀地使Nb碳化物、Ti碳化物、V碳化物析出而使铁素体晶体粒径变得均匀的观点考虑，优选滞留1秒以上。另外，出于抑制Nb碳化物等的平均粒径成为本发明范围外或Nb碳化物等的析出量的合计成为本发明范围外的理由，限制上述滞留时间的温度区域的下限为650℃。

卷取温度：500～700℃

卷取温度对于通过调整Nb碳化物、Ti碳化物、V碳化物的析出量以及它们的平均粒径而将退火后的铁素体平均晶体粒径控制为15.0μm以下是重要的。在钢板的宽度方向中央，卷取温度小于500℃时，在卷取后的冷却中不会充分析出上述碳化物，在退火的加热和均热时析出粗大的碳化物，铁素体晶体粒径粗大化，因此，得不到高屈服比，进而，拉伸强度也变小。如果卷取温度超过700℃，则在卷取后的冷却中析出粗大的Nb碳化物、Ti碳化物、V碳化物，在退火时铁素体晶体粒径粗大化，因此，得不到高屈服比，进而，拉伸强度也变小。因此，卷取温度为500～700℃。作为下限优选的卷取温度为550℃以上。作为上限优选的卷取温度为650℃以下。

冷轧工序是将上述热轧工序中得到的热轧钢板冷轧的工序。冷轧的轧制率为75％以下。优选为30～75％。如果轧制率超过75％，则碳化物的平均粒径变得粗大，无法得到本申请的目标高YR，因此需要为75％以下。如果轧制率为30％以上，则退火时使铁素体完全地再结晶，得到各向同性的拉伸特性，因此优选。

退火由使用连续退火炉升温至均热温度后进行冷却的工序构成。本发明中的退火工序为如下工序：将冷轧工序中得到的冷轧钢板在连续退火炉中在升温时的650～750℃的温度区域以滞留时间为60秒以上进行滞留，在该滞留后在均热温度：760～880℃、均热时间；120秒以下的条件下进行均热，在该均热后400～500℃的温度区域的滞留时间为100秒以下的条件下进行冷却。

升温时在650～750℃的温度区域的滞留时间：60秒以下

升温时的650～750℃中的滞留时间对将退火后的铁素体的平均长径比控制在5.0以下是重要的制造条件。如果升温时的650～750℃中的滞留时间超过60秒，则铁素体在轧制方向容易晶粒生长，因此铁素体的平均长径比超过5.0。因此，升温时的650～750℃中的滞留时间为60秒以下。升温时的650～750℃中的滞留时间优选设为50秒以下。另外，滞留时间的下限没有特别限定，如果滞留时间过短，则铁素体的再结晶无法充分进行，因此滞留时间优选为5秒以上。

均热温度：760～880℃，均热时间：120秒以下

均热温度和均热时间是在控制铁素体平均晶体粒径的方面重要的条件。均热温度小于760℃时，铁素体的再结晶变得不充分，拉伸特性的各向异性增大。如果均热温度超过880℃，则铁素体平均晶体粒径粗大化而得不到作为本发明的目标的屈服比，拉伸强度也变小。因此，均热温度为760～880℃。另外，如果均热时间超过120秒，则铁素体平均晶体粒径粗大化，因此，得不到作为本发明的目标的拉伸强度和高屈服比。因此，均热时间为120秒以下。优选为60秒以下。应予说明，均热时间的下限没有特别限定，从减少拉伸特性的各向异性的观点出发，优选使铁素体完全地再结晶，因此均热时间优选为30秒以上。

升温和均热时的加热方式没有特别限定，可以利用辐射管方式、直火加热方式等进行。

均热后的冷却中的冷却条件是400～500℃的温度区域的滞留时间为100秒以下。滞留时间为100秒以下对于使碳化物的平均粒径为50nm以下是必要的。应予说明，滞留时间的下限没有特别限定，如果极端短，则铁素体中的固溶C增加而耐时效特性变差，或者需要对冷却设备的过度的投资，因此，优选5秒以上。更优选为10秒以上。在此，“400～500℃的温度区域的滞留时间”是指冷却中的钢板为400～500℃的温度的时间的合计，如果冷却停止温度为400℃以上，则是指从冷却停止温度起成为500℃的时间的合计。另外，在该温度区域的滞留相当于过时效处理。应予说明，其它冷却条件没有特别限定，可以举出冷却停止温度为400～500℃、平均冷却速度30℃/s以下的条件。

可以对如上得到的高强度钢板的表面实施镀覆。镀覆优选镀锌，通过对本发明的高强度钢板实施镀锌，在高强度钢板上形成镀锌层。覆锌(电镀锌、热浸镀锌等)中，也优选在热浸镀锌浴中浸渍的热浸镀锌。

通过对高强度钢板进行热浸镀锌而形成热浸镀锌层，对该热浸镀锌层实施合金化处理而形成合金化热浸镀锌层。在实施合金化处理的情况下，保持温度小于450℃时，有时合金化不会充分地进行，镀覆密合性、耐腐蚀性变差。另外，如果保持温度超过560℃，则有时合金化过度地进行而在压制时产生粉化等问题。因此，保持温度优选为450～560℃。另外，保持时间小于5秒时，有时合金化不会充分进行而镀覆密合性、耐腐蚀性变差，因此，保持时间优选为5秒以上。

其后，可以根据需要实施伸长率为0.1～5.0％的调质轧制。

通过以上方法，得到作为本发明的目标的高强度钢板。即使对本发明的高强度钢板实施化学转化处理、有机系皮膜处理等表面处理以及涂装，也不会损害作为本发明的目标的特性。

实施例

以下，通过实施例详细地说明本发明。

将具有表1所示的成分组成的钢A～M的钢板坯在1250℃下均热1小时后，在最终板厚3.2mm、Ar3点以上的精轧温度900℃的条件下压制后，在表2所示的条件下冷却，以表2所示的卷取温度卷取。将制造的热轧钢板酸洗后，实施最终板厚1.4mm的冷轧而制成冷轧钢板，实施表2所示的条件的退火而制造No.1～31的高强度钢板。应予说明，退火中的冷却的冷却条件是冷却停止温度为480℃、平均冷却速度为20℃/s以下、在400～500℃的温度区域(500℃～冷却停止温度的温度区域)的滞留时间为30秒。在不实施镀覆时，退火使用CAL进行。另外，实施镀覆时，使用CGL实施热浸镀锌或合金化热浸镀锌。使镀覆层为合金化热浸镀锌层时，实施在510℃下保持10秒的合金化处理。

对得到的高强度钢板进行钢组织观察和拉伸试验。

关于钢组织的面积率，各组织的面积率是利用SEM对以从垂直于压制宽度方向的截面的钢板表面侧起在板厚方向1/4位置为中心的板厚1/8～3/8的范围进行观察并通过ASTM E 562－05中记载的点计数法求出。铁素体的平均晶体粒径通过如下方式求出：利用SEM对以上述板厚1/4位置为中心的板厚1/8～3/8的范围进行观察，由观察面积和结晶粒数算出等效圆直径。对于铁素体的平均长径比，在与轧制宽度方向垂直的截面上用光学显微镜观察从钢板表面起在板厚方向为1/4位置，通过求出JIS G 0551的表1中记载的每个晶粒的平均线段长度的方法算出轧制方向和板厚方向的平均晶粒长度，由(轧制方向的平均晶粒长度)/(板厚方向的平均晶粒长度)求出。碳化物(Nb碳化物、Ti碳化物、V碳化物)的平均粒径通过如下方式求出：进行TEM观察，通过图像处理求出等效圆直径。Nb碳化物、Ti碳化物和V碳化物的合计体积率通过提取残渣法求出。观察均在各10个视野中进行，算出其平均。应予说明，结果示于表2(将表2－1和表2－2合在一起作为表2)，表2的α是指铁素体，P是指珠光体，M是指马氏体，θ是指渗碳体，α粒径是指铁素体平均晶体粒径，M(C、N)粒径是指碳化物的平均粒径，M(C、N)体积率是指Nb碳化物、Ti碳化物和V碳化物的析出量的合计。另外，上述M(C、N)中的M是指Nb、Ti或V。

关于拉伸强度(TS)和屈服比(YR)，使用以拉伸方向与轧制方向垂直的方式提取的JIS5号拉伸试验片，依据JIS Z 2241的拉伸试验求出。拉伸特性的各向异性是用拉伸方向与轧制方向平行的方向进行的拉伸试验中的屈服强度与拉伸方向与轧制方向垂直的方向进行的拉伸试验中的屈服强度的差进行评价，将差为30MPa以下的试验片设为“○”，将超过30MPa的试验片设为“×”。另外，将330MPa以上且小于500MPa的拉伸强度、0.70以上的屈服比评价为良好。

[表2-1]

(注1)下划线是表示本发明范围外，特性不良好。

(注2)※是表示由于残留有未再结晶组织，所以无法测量。

[表2-2]

(注1)下划线是表示本发明范围外，特性不良好。

(注2)※是表示由于残留有未再结晶组织，所以无法测量。

将钢组织的观察结果、拉伸试验结果示于表2。No.1～3、6、8、9、12～16、18、19、22、24、25、28中，满足本发明的全部条件，因此可得到作为本发明的目标的高屈服比且拉伸特性的各向异性小的高强度钢板。另一方面，No.4、5、7、10、11、17、20、21、23、26、27、29、30、31中，成分组成或制造条件为本发明的范围外，没有得到所需的钢组织，因此无法得到作为本发明的目标的高强度钢板。

产业上的可利用性

本发明的高强度钢板适于以汽车内板部件等为中心的要求高屈服比和拉伸特性的各向同性的领域。

Claims

1.一种高强度钢板，其中，成分组成以质量％计含有C：0.02％以上且小于0.10％、Si：小于0.10％、Mn：小于1.0％、P：0.10％以下、S：0.020％以下、Al：0.01～0.10％、N：0.010％以下、Nb：0.005～0.070％、Ti：0.100％以下且包含0％、V：0.100％以下且包含0％、以及合计0.005～0.100％的Nb、Ti和V，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，

钢组织以面积率计由铁素体：90％以上、珠光体和渗碳体的合计:0～10％、马氏体和残余奥氏体的合计：0～3％构成，

所述铁素体的平均晶体粒径为15.0μm以下，平均长径比为5.0以下，

所述高强度钢板含有Nb碳化物以及Ti碳化物和/或V碳化物，该Nb碳化物以及Ti碳化物和/或V碳化物的平均粒径为5～50nm，

Nb碳化物、Ti碳化物和V碳化物的析出量的合计以体积率计为0.005～0.050％。

2.根据权利要求1所述的高强度钢板，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有Cr：0.3％以下、Mo：0.3％以下、B：0.005％以下、Cu：0.3％以下、Ni：0.3％以下、Sb：0.3％以下中的任1种或2种以上。

3.根据权利要求1或2所述的高强度钢板，其中，在表面具有镀锌层。

4.根据权利要求3所述的高强度钢板，其中，所述镀锌层为热浸镀锌层。

5.根据权利要求4所述的高强度钢板，其中，所述热浸镀锌层为合金化热浸镀锌层。

6.根据权利要求3所述的高强度钢板，其中，所述镀锌层为电镀锌层。

7.一种高强度钢板的制造方法，是权利要求1或2所述的高强度钢板的制造方法，具有如下工序：

热轧工序，将钢热轧，该热轧后，在精轧温度～650℃的温度区域的滞留时间为10秒以下的条件下将钢板冷却，在500～700℃进行卷取；

冷轧工序，将所述热轧工序中得到的热轧钢板以75％以下的轧制率进行冷轧；以及

退火工序，将所述冷轧工序中得到的冷延钢板在连续退火炉以升温时的650～750℃的温度区域的滞留时间为60秒以下进行滞留，在该滞留后在均热温度：760～880℃、均热时间：120秒以下的条件下进行均热，在400～500℃的温度区域的滞留时间为100秒以下的条件下进行冷却。

8.根据权利要求7所述的高强度钢板的制造方法，具有将所述退火工序后的冷延钢板进行镀覆处理的镀覆工序。

9.根据权利要求8所述的高强度钢板的制造方法，其中，所述镀覆处理为热浸镀锌处理。

10.根据权利要求9所述的高强度钢板的制造方法，具有将所述镀覆工序后的冷延钢板进行合金化处理的合金化工序。

11.根据权利要求8所述的高强度钢板的制造方法，其中，所述镀覆处理为电镀锌处理。