專利名稱：高強(qiáng)度鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及加工后的延伸凸緣特性優(yōu)良的、拉伸強(qiáng)度(TS)為980MPa以上的高強(qiáng)度鋼板及其制造方法。
背景技術(shù)：
對于汽車的下部行走構(gòu)件、或者保險杠和中立柱等碰撞構(gòu)件，需要成形性(主要是拉伸性以及延伸凸緣特性)，因此，以往，使用拉伸強(qiáng)度590MPa級鋼。但是，近年來，從汽車的環(huán)境負(fù)荷降低和撞擊特性提高的觀點(diǎn)出發(fā)，推進(jìn)汽車用鋼板的高強(qiáng)度化，開始研究拉伸強(qiáng)度為980MI^級的鋼的使用。通常隨著鋼板的強(qiáng)度上升，加工性降低。因此，目前，進(jìn)行關(guān)于具有高強(qiáng)度并且高加工性的鋼板的研究。作為提高拉伸性以及延伸凸緣特性的技術(shù)， 例如可以列舉如下。在專利文獻(xiàn)1中公開了一種涉及拉伸強(qiáng)度為980MPa以上的高張力鋼板的技術(shù)，其中，所述高張力鋼板，實(shí)質(zhì)上為鐵素體單相組織，平均粒徑小于IOnm的含有Ti、Mo以及V的碳化物分散析出，并且該含有Ti、Mo以及V的碳化物具有由原子％表示的Ti、Mo、V滿足V/ (Ti+Mo+V)彡0. 3的平均組成。在專利文獻(xiàn)2中公開了一種涉及具有880MPa以上的強(qiáng)度和屈服比0. 80以上的高強(qiáng)度熱軋鋼板的技術(shù)，其中，所述高強(qiáng)度熱軋鋼板具有如下鋼組成和鋼組織，作為所述鋼組成，以質(zhì)量計，含有C 0. 08 0. 20%, Si 0. 001%以上且小于0. 2%, Mn 超過1. 0%且在 3. 0%以下，Al 0. 001 0. 5%,V 超過0. 且在0. 5%以下，Ti :0. 05%以上且小于0. 2% 以及Nb :0. 005% 0.5%，并且滿足下述式(a)、式(b)、式(c)，余量由！^及雜質(zhì)構(gòu)成，作為所述鋼組織，含有70體積％以上的平均粒徑5 μ m以下、硬度為250Hv以上的鐵素體。式(a)9 (Ti/48+Nb/93) X C/12 彡 4. 5 X 1(Γ5、式(b)0. 5%^ (V/51+Ti/48+Nb/93)/(C/12) ( 1.5、式(c):V+TiX2+NbXl. 4+CX2+MnX0. 1 彡 0· 80在專利文獻(xiàn)3中公開了一種涉及熱軋鋼板的技術(shù)，其中，所述熱軋鋼板，以質(zhì)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. 且在1. 5%以下、根據(jù)需要的Mo :0. 05 1. 0%，余量由!^e及雜質(zhì)構(gòu)成，組織以平均粒徑1 5μπι的鐵素體為主相，在鐵素體晶粒內(nèi)存在平均粒徑為50nm 以下的V的碳氮化物。在專利文獻(xiàn)4中公開了一種涉及在軋制直角方向上具有880MPa以上的拉伸強(qiáng)度、 且具有屈服比0. 8以上的高強(qiáng)度鋼板的技術(shù)，其中，所述高強(qiáng)度鋼板具有如下鋼組成，以質(zhì)量％計，含有 C :0. 04 0. 17%,Si 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%,Ti :0. 07 0. 25%，余量為鐵及不可避免的雜質(zhì)。在專利文獻(xiàn)5中公開了一種具有880MPa以上的強(qiáng)度和屈服比0.80以上的高強(qiáng)度熱軋鋼板，其中，所述高強(qiáng)度熱軋鋼板具有如下鋼組成，以質(zhì)量％計，含有C :0. 04 0. 20 Si :0. 001 1. 1 %、Mn 超過 0. 8%, Ti :0. 05 % 以上且低于 0. 15 Nb 0 0.05%，并且，滿足下述式(d)、式(e)、式(f)，余量由狗及不可避的雜質(zhì)構(gòu)成。式(d) (Ti/48+Nb/93) X C/12 彡 3. 5 X 1(Γ5式(e)0. 4 ( (V/51+Ti/48+Nb/93) / (C/12)彡 2. 0式(f):V+TiX2+NbXl. 4+CX2+SiX0. 2+MnXO. 1 ^ 0. 7在專利文獻(xiàn)6中公開了一種涉及拉伸強(qiáng)度為950MPa以上的延伸凸緣性優(yōu)良的超高張力鋼板的技術(shù)，其中，所述超高張力鋼板，實(shí)質(zhì)上為鐵素體單相組織，在鐵素體組織中析出含有Ti、Mo以及C的析出物，并且，在與軋制方向平行的矢量相垂直的截面的板厚 1/4 3/4的區(qū)域中的鄰接的各晶粒的<110>方位群體的面積率為50%以下。在專利文獻(xiàn)7中公開了一種涉及薄鋼板的技術(shù)，其中，所述薄鋼板的特征在于， 形成如下組成，以質(zhì)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% 以下以及 V :0. 10 1. 0%，并且滿足(10Mn+V)/C彡50，余量為Fe及不可避的雜質(zhì)，對于粒徑為SOnm以下的析出物求出的含有V的碳化物的平均粒徑為30nm以下。在專利文獻(xiàn)8中公開了一種涉及汽車用構(gòu)件的技術(shù)，其中，所述汽車用構(gòu)件的特征在于，為如下組成，以質(zhì)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% 以下以及 V :0. 10 1. 0%， 并且滿足(lOMn+V) /C > 50，余量由Fe及不可避的雜質(zhì)構(gòu)成，回火馬氏體相的體積占有率為 80%以上，粒徑為20nm以下的含有V的碳化物的平均粒徑為IOnm以下。在專利文獻(xiàn)9中公開了一種涉及高張力熱鍍鋅鋼板的技術(shù)，所述鍍鋅鋼板，在鋼板的表面上具備熱鍍鋅層，其中，作為上述鋼板的化學(xué)組成，以質(zhì)量％計，含有C:超過 0. 02% 且在 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%,Ti :0. 03 0. 2%，余量為 Fe 以及雜質(zhì)，并且上述鋼板的金屬組織以面積率計含有鐵素體30 95%，余下的第二相含有馬氏體、貝氏體、珠光體、滲碳體時的馬氏體的面積率為0 50%，而且，上述鋼板以平均粒子間距30 300nm含有粒徑2 30nm的Ti系碳氮化析出物，并且以平均粒子間距50 500 μ m 含有粒徑3 μ m以上的結(jié)晶系TiN。在專利文獻(xiàn)10中公開了一種涉及薄鋼板的耐疲勞特性改善方法的技術(shù)，其中，對所述薄鋼板實(shí)施生成粒徑為IOnm以下的微小析出物的應(yīng)變時效處理，所述薄鋼板具有如下組成，以質(zhì)量％計，含有C :0. 01 0. 15%,Si 2. 0%以下，MnO. 5 3. 0%,P :0. 以下， S 0. 02%以下，Al 0. 以下，N :0. 02%以下，Cu :0. 5 3. 0%，并且組織為以鐵素體相作為主相、以面積率計包含2%以上的馬氏體相的相作為第二相的復(fù)合組織。在專利文獻(xiàn)11中公開了一種涉及具有馬氏體體積占有率為80 97%、余量由鐵素體構(gòu)成的微小的2相組織的、拉伸強(qiáng)度為150 200kgf/mm2的成形性以及帶鋼形狀良好的超高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法的技術(shù)，其中，所述制造方法中，在終軋溫度Ar3點(diǎn)以上對如下鋼進(jìn)行熱軋，在500 650°C進(jìn)行卷取后，酸洗、冷軋，在之后的連續(xù)退火中加熱至 Ac3 [Ac3+70°C ]，進(jìn)行均熱30秒以上后，在一次冷卻中使鐵素體以體積占有率計析出 3 20%，然后，在噴流水中快速冷卻至室溫，在120 300°C的溫度下實(shí)施1 15分鐘的過時效處理，其中，所述鋼以質(zhì)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，Sol. A10. 01 0. 1%，在其中總計以0. 005 0. 10%的范圍還含有Nb 0. 005 0. 030%, V :0. 01 0. 10%, Ti :0. 01 0. 10%中的任意一種或兩
種以上，余量由Fe及不可避的雜質(zhì)構(gòu)成。在專利文獻(xiàn)12中公開了一種涉及在高預(yù)應(yīng)變時具有高燒結(jié)硬化能的高強(qiáng)度熱軋鋼板的技術(shù)，其中，所述高強(qiáng)度熱軋鋼板的特征在于，以質(zhì)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 %、 N 0. 0010 0. 05%，余量由!^e及不可避的雜質(zhì)構(gòu)成，以鐵素體作為面積率最大的相，固溶碳Sol.C以及固溶氮Sol.N滿足Sol.C/Sol.N:0. 1 100，在施加5 20%預(yù)應(yīng)變時，在 110 200°C下1 60分鐘的燒結(jié)處理后的屈服強(qiáng)度以及拉伸強(qiáng)度的上升量的平均值或各自的值，與沒有施加預(yù)應(yīng)變的燒結(jié)處理前的鋼板相比為50MPa以上。專利文獻(xiàn)1 日本特開2007-063668號公報專利文獻(xiàn)2 日本特開2006-161112號公報專利文獻(xiàn)3 日本特開2004-143518號公報專利文獻(xiàn)4 日本特開2004-360046號公報專利文獻(xiàn)5 日本特開2005-00M06號公報專利文獻(xiàn)6 日本特開2005-232567號公報專利文獻(xiàn)7 日本特開2006-183138號公報專利文獻(xiàn)8 日本特開2006-183139號公報專利文獻(xiàn)9 日本特開2007-16319號公報專利文獻(xiàn)10 日本特開2003-105444號公報專利文獻(xiàn)11 日本特開平4489120號公報專利文獻(xiàn)12 日本特開2003-96543號公報

發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明所要解決的問題但是，上述現(xiàn)有技術(shù)中存在以下問題。在專利文獻(xiàn)1以及3中記載的鋼含有Mo，因此，隨著近年來的Mo的價格的上漲，導(dǎo)致顯著的成本增加。另外，隨著汽車產(chǎn)業(yè)的全球化，為了使汽車中使用的鋼板在外國苛刻的腐蝕環(huán)境下能夠使用，對于鋼板而言需要更高的涂裝后耐腐蝕性。相對于此，由于Mo的添加阻礙化學(xué)轉(zhuǎn)化結(jié)晶的生成或生長，因此，使鋼板的涂裝后耐腐蝕性降低，無法應(yīng)對上述要求。因此，專利文獻(xiàn)1以及3中記載的鋼不能充分地滿足近年來的汽車產(chǎn)業(yè)的要求。另一方面，由于近年的沖壓技術(shù)的進(jìn)步，采用以牽拉(拉深以及鼓出)、修整(沖孔)、再修整(擴(kuò)孔)的順序的加工工序。在經(jīng)過這樣的加工工序而成形的鋼板的延伸凸緣部位，需要牽拉、修整后、即加工后的延伸凸緣特性。但是，由于加工后的延伸凸緣特性是近年備受矚目的特性，因此，在專利文獻(xiàn)1 12中記載的鋼中不一定充分。作為鋼的一般的強(qiáng)化方法之一，具有析出強(qiáng)化。已知析出強(qiáng)化量與析出物的粒徑成反比，與析出量的平方根成比例。例如，在專利文獻(xiàn)1 12公開的鋼板中，添加Ti、V、Nb 等碳氮化物形成元素，特別是在專利文獻(xiàn)7、9、10中，進(jìn)行了涉及析出物的尺寸的研究。但是，析出物量不一定充分，析出效率差，因此，高成本化成為問題。
在專利文獻(xiàn)2、5、11中添加的Nb，抑制熱軋后的奧氏體的再結(jié)晶的作用高。因此， 使鋼板中殘存未再結(jié)晶粒，具有加工性降低的問題。另外，具有使熱軋時的軋制載荷增加的問題。本發(fā)明鑒于上述情況，其目的在于提供加工后的延伸凸緣特性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板及其制造方法。用于解決問題的方法本發(fā)明人為了得到加工后的延伸凸緣特性優(yōu)良、拉伸強(qiáng)度為980MPa以上的高強(qiáng)度鋼板，進(jìn)行了研究，結(jié)果得到以下見解。i)為了得到高強(qiáng)度的鋼板，需要使析出物微小化(尺寸小于20nm)，提高微小的析出物(尺寸小于20nm)的比例。另外，作為能夠維持微小的狀態(tài)的析出物，可以列舉含有 Ti-Mo的析出物、或者含有Ti-V的析出物。從合金成本的觀點(diǎn)出發(fā)，Ti與V的復(fù)合析出有用。ii)在鐵素體相與第二相的硬度差為-300以上且300以下時，加工后的延伸凸緣特性提高。另外，該加工后的延伸凸緣特性優(yōu)良的組織，可以通過將第一段冷卻停止溫度Tl 以及卷取溫度T2控制在最佳范圍內(nèi)而得到。本發(fā)明基于以上的見解而完成，其主旨如下。[1] 一種高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，作為成分組成，以質(zhì)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，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，作為金屬組織，以體積占有率計，具有80% 以上且98%以下的鐵素體相和第二相，尺寸小于20nm的析出物中含有的Ti量和V量的總量為0. 150質(zhì)量％以上，所述鐵素體相的硬度HVa與所述第二相的硬度HVs之差即HVa-HVs 為-300以上且300以下。[2]如上述[1]所述的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，尺寸小于20nm的析出物中含有的所述Ti量為0. 150質(zhì)量％以上。[3]如上述[1]所述的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，尺寸小于20nm的析出物中含有的所述V量為0. 550質(zhì)量％以上。[4]如上述[1] [3]中任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計，還含有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% 以下中的任意一種或兩種以上。[5] 一種高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于，將鋼坯加熱至1150°C以上且 1350°C以下的溫度后，使終軋溫度為850°C以上且1000°C以下來進(jìn)行熱軋，然后，以平均冷卻速度30°C /秒以上進(jìn)行第一段冷卻，直至650°C以上且低于800°C的溫度，以1秒以上且少于5秒的時間進(jìn)行空冷，然后，以冷卻速度20°C /秒以上進(jìn)行第二段冷卻，在高于200°C 且在550°C以下的溫度下進(jìn)行卷取，并且滿足式(1)，Tl 彡 0. 06XT2+764 式(1)其中，Tl 第一段冷卻的停止溫度，T2 卷取溫度，單位均為。C，并且，所述鋼坯具有如下成分組成，以質(zhì)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，余量由
Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。[6]如上述[5]所述的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于，作為成分組成，以質(zhì)量％計，還含有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 %以下中的任意一種或兩種以上。需要說明的是，本說明書中，表示鋼的成分的％均為質(zhì)量％。另外，本發(fā)明中的高強(qiáng)度鋼板是拉伸強(qiáng)度(以下，也有時稱為TS)為980MPa以上的鋼板，熱軋鋼板也以進(jìn)一步對這些鋼板實(shí)施例如鍍覆處理等表面處理后的表面處理鋼板為對象。另外，作為本發(fā)明的目標(biāo)特性，是以伸張率10 %軋制后的延伸凸緣特性 (λ 10)彡 40%。發(fā)明效果根據(jù)本發(fā)明，能夠得到加工后的延伸凸緣特性優(yōu)良、TS為980MPa以上的高強(qiáng)度鋼板。本發(fā)明中，即使沒有添加Mo，也能夠得到上述效果，因此，能夠削減成本。通過在汽車的下部行走構(gòu)件和載重汽車用車架、耐碰撞構(gòu)件等中使用本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板，能夠期待實(shí)現(xiàn)板厚減少，汽車的環(huán)境負(fù)荷得到降低，撞擊特性大幅提高。


圖1是表示硬度差(HVa-HVs)與加工后的延伸凸緣特性的關(guān)系的圖。圖2是表示鐵素體的體積占有率與加工后的延伸凸緣特性的關(guān)系的圖。圖3是表示小于20nm的析出物中含有的Ti量和V量的總計與TS的關(guān)系的圖。圖4是表示小于20nm的析出物中含有的Ti量與V量的關(guān)系的圖。
具體實(shí)施例方式以下，對本發(fā)明進(jìn)行詳細(xì)說明。本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板，除了后述的成分限定之外，其特征在于，作為金屬組織，以體積占有率計具有80%以上且98%以下的鐵素體相和第二相，尺寸小于20nm的析出物中含有的Ti量和V量的總計量為0. 150質(zhì)量％以上，鐵素體相的硬度(HVa)與第二相的硬度 (HVs)之差(HVa-HVs)為-300以上且300以下。這樣，本發(fā)明中，除了成分限定、組織百分率之外，其特征在于規(guī)定小于20nm的析出物中含有的Ti量和V量、以及硬度之差(HVa-HVs)。這在本發(fā)明中是最重要的要素，通過制成這樣規(guī)定的鋼板，能夠得到加工后的延伸凸緣特性優(yōu)良、TS為980MPa以上的高強(qiáng)度鋼板。接著，基于實(shí)驗(yàn)結(jié)果對本發(fā)明的細(xì)節(jié)進(jìn)行說明。研究后可知，為了提高加工后的延伸凸緣特性，硬度差(HVa-HVs)很重要。因此， 對硬度差(HVa-HVs)與加工后的延伸凸緣特性進(jìn)行考察。將含有C 0. 09 0. 185 質(zhì)量％、Si :0. 70 0. 88 質(zhì)量％、Mn :1. 00 1. 56 質(zhì)量％、 P :0. 01 質(zhì)量％、S :0. 0015 質(zhì)量％、A1 :0. 03 質(zhì)量％、Ti :0. 090 0. 178 質(zhì)量％、V:0. 225
0. 770質(zhì)量％、且余量由!^e及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的組成的鋼在轉(zhuǎn)爐中熔煉，通過連鑄，形成鋼坯。然后，對這些鋼坯在鋼坯加熱溫度1250°C下進(jìn)行加熱，在終軋溫度890 950°C下進(jìn)行熱軋。然后，以冷卻速度/秒進(jìn)行第一段冷卻，直至635 810°C，空冷2 6 秒，以冷卻速度40°C /秒進(jìn)行第二段冷卻，在250 600°C下實(shí)施卷取，制作板厚2. Omm的熱軋鋼板。對于所得到的熱軋鋼板，測定鐵素體相的硬度(HVa)與第二相的硬度(HVs)之差(HVa-HVs),并且考察加工后的延伸凸緣特性。需要說明的是，鐵素體相的硬度(HVa)與第二相的硬度(HVs)之差(HVa-HVs), 使用維氏硬度。用于維氏硬度試驗(yàn)的試驗(yàn)機(jī)，使用適合于JISB7725的試驗(yàn)機(jī)。裁取組織觀察用樣品1片，對于與軋制方向平行的截面，使用3%硝酸乙醇溶液使組織呈現(xiàn)，在板厚 1/4位置處以試驗(yàn)載荷3g使鐵素體晶粒以及第二相上分別出現(xiàn)凹坑。使用JISZ2244中的維氏硬度計算式，由凹坑的對角線長度計算出硬度。測定各30個鐵素體晶粒以及第二相的硬度，將各自的平均值作為鐵素體相的硬度(HVa)以及第二相的硬度(HVS)，求出硬度差 (HVa-HVs)0關(guān)于加工后的延伸凸緣特性，采用擴(kuò)孔試驗(yàn)用試驗(yàn)片3片，以伸張率10%進(jìn)行軋制后，基于日本鋼鐵聯(lián)盟標(biāo)準(zhǔn)JFST 1001，進(jìn)行擴(kuò)孔試驗(yàn)，由3片的平均值求出λ1(1。將通過以上得到的結(jié)果示于圖1。由圖1可知，硬度差(HVa-HVs)為-300以上且 300以下(用符號〇表示)時，具有加工后的延伸凸緣特性優(yōu)良的傾向，除一部分之外的加工后的延伸凸緣特性大約為40%以上。在與鐵素體相相比第二相更硬的情況、通過析出強(qiáng)化鐵素體相與第二相相比更硬的情況中的任一種情況下，具有同樣的傾向。這樣的傾向可以認(rèn)為是由于，相間硬度差降低，由此，加工時的空隙的生成量減少。但是，這樣在硬度差(HVa-HVs)為-300以上且300以下的熱軋鋼板的情況下，有時得不到40%以上的加工后的延伸凸緣特性。例如，圖1中，硬度差(HVa-HVs)在0附近時， 存在加工后的延伸凸緣特性為30% 40%的熱軋鋼板。于是，觀察這樣的加工后的延伸凸緣特性較差的材料，結(jié)果可知，與加工后的延伸凸緣特性優(yōu)良的材料比較，鐵素體的體積占有率極低或極高。因此，接著考察鐵素體的體積占有率與加工后的延伸凸緣特性的關(guān)系。通過上述實(shí)驗(yàn)制作的熱軋鋼板中，對于硬度差(HVa-HVs)為-300以上且300以下的熱軋鋼板，作為組織百分率，考察鐵素體的體積占有率。需要說明的是，關(guān)于鐵素體的體積占有率，使用3%硝酸乙醇使軋制方向平行的板厚截面的顯微組織呈現(xiàn)，使用掃描電子顯微鏡(SEM)，以1500倍觀察板厚1/4位置，使用住友金屬〒々)π 7 —株式會社制的圖像處理軟件“粒子分析II ”，測定鐵素體的面積率，作為體積占有率。將所得到的結(jié)果示于圖2。由圖2可知，通過使鐵素體的體積占有率為80%以上且98%以下(用符號〇表示)，能夠得到40%以上的加工后的延伸凸緣特性。由以上結(jié)果可知，為了得到優(yōu)良的加工后的延伸凸緣特性，不僅規(guī)定鐵素體相的硬度(HV α)與第二相的硬度之差(HVa-HVs)很重要，規(guī)定鐵素體的體積占有率也很重要， 通過使鐵素體相的硬度(HVa)與第二相的硬度之差(HVa-HVs)為-300以上且300以下， 并且使鐵素體的體積占有率為80%以上且98%以下，能夠確保加工后的延伸凸緣特性為 40%以上。這樣，可以認(rèn)為通過規(guī)定硬度差(HVa-HVs)和鐵素體的體積占有率使加工后的延伸凸緣特性提高的理由如下。鐵素體的體積占有率超過98%時，雖然理由尚不明確，但可以認(rèn)為是在鐵素體相與鐵素體相的界面上生成大量空隙，因此，加工后的延伸凸緣特性不會提高。另外，鐵素體體積占有率低于80%時，容易形成伸展的第二相，在鐵素體相與第二相的界面上產(chǎn)生的空隙在加工時將容易連結(jié)，因此，加工后的延伸凸緣特性不會提高。本發(fā)明中，在加工后的延伸凸緣特性的基礎(chǔ)上，進(jìn)一步以高強(qiáng)度TS > 980作為課題。因此，接著，研究用于得到高強(qiáng)度的方法。其結(jié)果可知，如上所述，為了得到高強(qiáng)度鋼板， 需要使析出物微小化(尺寸小于20nm)，提高微小的析出物(尺寸小于20nm)的比例。析出物的尺寸為20nm以上時，抑制位錯的移動的效果小，無法使鐵素體充分地硬質(zhì)化，因此，有時強(qiáng)度降低。由此，優(yōu)選析出物的尺寸小于20nm。該小于20nm的微小的析出物通過在鋼中含有Ti、V而實(shí)現(xiàn)。Ti和V各自單獨(dú)或復(fù)合來形成碳化物。理由尚不明確，但可知，這些析出物在本發(fā)明范圍的卷取溫度內(nèi)的高溫下長時間穩(wěn)定地以微小的狀態(tài)存在。在本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板中，含有Ti和/或V的析出物，主要以碳化物的形式在鐵素體中析出。這可以認(rèn)為是由于，鐵素體中的C的固溶限比奧氏體的固溶限小，過飽和的C 在鐵素體中容易以碳化物的形式析出。通過這樣的析出物，軟質(zhì)的鐵素體硬質(zhì)化(高強(qiáng)度化)，能夠得到980MPa以上的TS。因此，通過上述實(shí)驗(yàn)制作的熱軋鋼板中，對于硬度差(HVa-HVs)為-300以上且300 以下、并且鐵素體的體積占有率為80%以上且98%以下的熱軋鋼板，考察尺寸小于20nm的析出物中含有的Ti和V的量。圖3中示出了小于20nm的析出物中含有的Ti量和V量的總計與TS的關(guān)系。圖 4中示出了小于20nm的析出物中含有的Ti量與V量的關(guān)系。需要說明的是，圖4中，僅引用了圖3中TS為980MPa以上得到的數(shù)據(jù)。由圖3可知，小于20nm的析出物中含有的Ti量和V量的總計為0. 150質(zhì)量％以上時(用符號〇表示)，TS為980MPa以上。小于20nm的析出物中含有的Ti量和V量的總計量低于0. 150質(zhì)量％的情況下，析出物的數(shù)量密度變小，各析出物的間隔變寬，因此，抑制位錯的移動的效果變小，無法使鐵素體充分地硬質(zhì)化，因而，將無法得到TS為980MPa以上的強(qiáng)度。根據(jù)上述，使組織成為以體積占有率計具有80%以上且98%以下的鐵素體，尺寸小于20nm的析出物中含有的Ti量和V量的總計量為0. 150質(zhì)量％以上，鐵素體相的硬度(HVa)與第二相的硬度(HVs)之差(HVa-HVs)為-300以上且300以下。圖4中示出了小于20nm的析出物中含有的Ti量與V量的關(guān)系。由圖3和圖4的結(jié)果可知，如果小于20nm的析出物中含有的Ti量和V量的總計為0. 150質(zhì)量％以上，則即使在V量為0質(zhì)量％的情況下，即并不是Ti與V的復(fù)合析出而是Ti的單獨(dú)析出，也能夠得到本發(fā)明的效果。同樣地，即使在Ti量為0質(zhì)量％的情況下，即V的單獨(dú)析出時，也能夠得到本發(fā)明的效果。由圖4可知，在尺寸小于20nm的析出物中含有的V量為0質(zhì)量％的情況下，尺寸小于20nm的析出物中含有的Ti量為0. 150質(zhì)量％以上，在尺寸小于20nm的析出物中含有的Ti量為0質(zhì)量％的情況下，尺寸小于20nm的析出物中含有的V量為0. 550質(zhì)量％以上。接著，對于本發(fā)明中的鋼的化學(xué)成分(成分組成)的限定理由進(jìn)行說明。C :0. 08質(zhì)量％以上且0.20質(zhì)量％以下C是通過與Ti或V形成碳化物在鐵素體中析出而有助于鋼板的強(qiáng)度化的元素。為了使TS為980MPa以上，需要使C量為0. 08質(zhì)量％以上。另一方面，C量超過0. 20質(zhì)量％ 時，由于析出物的粗大化，延伸凸緣特性降低。由此，C量為0.08質(zhì)量％以上且0. 20質(zhì)量％以下，優(yōu)選為0. 09質(zhì)量％以上且0. 18質(zhì)量％以下。Si :0.2質(zhì)量％以上且1.0質(zhì)量％以下Si是有助于鐵素體相變的促進(jìn)以及固溶強(qiáng)化的元素。因此，使Si為0. 2質(zhì)量％以上。但是，其量超過1.0質(zhì)量％時，鋼板表面性狀顯著變差，耐腐蝕性降低，因此，使Si的上限為1. 0質(zhì)量％。由此，使Si量為0. 2質(zhì)量％以上且1. 0質(zhì)量％以下，優(yōu)選使其為0. 3質(zhì)量％以上且0.9質(zhì)量％以下。Mn :0.5質(zhì)量％以上且2.5質(zhì)量％以下Mn是有助于與固溶強(qiáng)化的元素。但是，其量不足0. 5質(zhì)量％時，得不到980MPa以上的TS。另一方面，其量超過2.5質(zhì)量％時，使焊接性顯著降低。由此，Mn量為0.5質(zhì)量％ 以上且2. 5質(zhì)量％以下，優(yōu)選為0. 5質(zhì)量％以上且2. 0質(zhì)量％以下。進(jìn)一步優(yōu)選為0. 8質(zhì)量％以上且2.0質(zhì)量％以下。P :0.04 質(zhì)量％ 以下P由于在原奧氏體晶界偏析，因此，導(dǎo)致低溫韌性變差和加工性的降低。因此，優(yōu)選 P量盡量降低，使其為0. 04質(zhì)量％以下。S :0.005 質(zhì)量％ 以下S在原奧氏體晶界偏析，或者在以MnS的形式大量析出時使低溫韌性降低，或者無論有無加工均使延伸凸緣特性顯著降低。因此，優(yōu)選S量盡量降低，使其為0. 005質(zhì)量％以下。Al :0.05 質(zhì)量％ 以下Al作為鋼的脫氧劑而添加，是對于提高鋼的純度有效的元素。為了得到該效果，優(yōu)選含有0.001質(zhì)量％以上。但是，其量超過0.05質(zhì)量％時，大量產(chǎn)生夾雜物，成為鋼板的瑕疵的原因，因此，使Al量為0.05質(zhì)量％以下。更優(yōu)選的Al量為0.01質(zhì)量％以上且0.04 質(zhì)量％以下。Ti :0. 07質(zhì)量％以上且0.20質(zhì)量％以下Ti是在將鐵素體析出強(qiáng)化的方面非常重要的元素。低于0.07質(zhì)量％時，難以確保必要的強(qiáng)度，超過0. 20質(zhì)量％時，該效果飽和，僅僅成本上升。由此，使Ti量為0. 07質(zhì)量％以上且0. 20質(zhì)量％以下，優(yōu)選使其為0. 08質(zhì)量％以上且0. 18質(zhì)量％以下。V :0. 20質(zhì)量％以上且0.80質(zhì)量％以下V是以析出強(qiáng)化或固溶強(qiáng)化的形式有助于強(qiáng)度的提高的元素，在與上述的Ti 一起得到本發(fā)明的效果的方面，成為重要的要素。通過與Ti 一起復(fù)合含有適量V，具有以粒徑小于20nm的微小的Ti-V碳化物的形式析出的傾向，并且，不會像Mo那樣使涂裝后耐腐蝕性降低。另外，與Mo相比能夠降低成本。V量小于0.20質(zhì)量％時，上述含有效果欠缺。另一方面，V量超過0. 80質(zhì)量％時，該效果飽和，僅僅成本上升。由此，使V量為0. 20質(zhì)量％以上且0. 80質(zhì)量％以下，優(yōu)選使其為0. 25質(zhì)量％以上且0. 60質(zhì)量％以下。通過以上的含有元素，本發(fā)明鋼能夠得到作為目標(biāo)的特性，但在上述的含有元素的基礎(chǔ)上，根據(jù)以下的理由，還可以含有Cr 0. 01質(zhì)量％以上且1. 0質(zhì)量％以下、W 0. 005 質(zhì)量％以上且1. 0質(zhì)量％以下、Zr 0. 0005質(zhì)量％以上且0. 05質(zhì)量％以下中的任意一種或兩種以上。Cr 0. 01質(zhì)量％以上且1. 0質(zhì)量％以下，W :0. 005質(zhì)量％以上且1. 0質(zhì)量％以下，Zr :0. 0005質(zhì)量％以上且0. 05質(zhì)量％以下Cr、W以及^ 與V同樣具有形成析出物、或者在固溶狀態(tài)下強(qiáng)化鐵素體的作用。Cr 量低于0. 01質(zhì)量％、W量低于0. 005質(zhì)量％、或者ττ量低于0. 0005質(zhì)量％時，幾乎對高強(qiáng)度化沒有幫助。另一方面，Cr量超過1. 0質(zhì)量％、W量超過1. 0質(zhì)量％、或者&量超過0. 05 質(zhì)量％時，加工性變差。由此，在含有Cr、W、^ 中的任意一種或兩種以上的情況下，其含有量為Cr :0. 01質(zhì)量％以上且1.0質(zhì)量％以下、W :0. 005質(zhì)量％以上且1.0質(zhì)量％以下、Zr 0. 0005質(zhì)量％以上且0. 05質(zhì)量％以下。優(yōu)選為Cr :0. 1質(zhì)量％以上且0. 8質(zhì)量％以下、W 0. 01質(zhì)量％以上且0. 8質(zhì)量％以下、Zr 0. 001質(zhì)量％以上且0. 04質(zhì)量％以下。需要說明的是，上述以外的余量由!^e及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。作為不可避免的雜質(zhì)，例如，對于0而言，由于形成非金屬夾雜物而對品質(zhì)帶來不良影響，因此，優(yōu)選將其降低至0. 003質(zhì)量％以下。另外，本發(fā)明中，作為不損害發(fā)明的作用效果的微量元素，可以在0. 1 質(zhì)量％以下的范圍內(nèi)含有Cu、Ni、Sn、釙。接著，對本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板的組織進(jìn)行說明。80%以上且98%以下的鐵素體和第二相為了提高加工后的延伸凸緣特性，可以認(rèn)為位錯密度低的鐵素體成為主相、并且第二相采用在鋼板中島狀分散的形態(tài)是有效的。如上所述，從提高加工后的延伸凸緣特性的觀點(diǎn)出發(fā)，鐵素體的體積占有率需要為80%以上且98%以下。另外，在上述實(shí)驗(yàn)結(jié)果的基礎(chǔ)上，在鐵素體的體積占有率低于80%的情況下，在鐵素體相與第二相的界面產(chǎn)生的空隙在加工時容易連結(jié)，加工后的延伸凸緣特性(λ1(ι)以及延伸率(El)降低。另一方面，在鐵素體的體積占有率超過98%的情況下，雖然理由尚不明確，但在鐵素體相與鐵素體相的界面上也生成大量空隙，因此，加工后的延伸凸緣特性也不會提高。由此，鐵素體的體積占有率為80%以上且98%以下，優(yōu)選為85%以上且95%以下。另外，作為第二相，優(yōu)選貝氏體相或馬氏體相。而且，從延伸凸緣特性的觀點(diǎn)出發(fā)， 采用鋼板中島狀分散的形態(tài)是有效的。第二相的體積占有率低于2%的情況下，第二相少，因此，有時延伸凸緣特性不會提高。另一方面，在超過20%的情況下，第二相變得過多，鋼板變形時，產(chǎn)生第二相的連結(jié)， 因此，有時加工后的延伸凸緣特性Ultl)以及延伸率(El)降低。由此，如果使第二相的體積占有率為2%以上且20%以下，則成為更優(yōu)選的狀態(tài)。在此，對于鐵素體、第二相的體積占有率而言，使用3%硝酸乙醇使與軋制方向平行的板厚截面的顯微組織呈現(xiàn)，使用掃描電子顯微鏡(SEM)，以1500倍觀察板厚1/4位置，使用住友金屬〒” )π 7—株式會社制的圖像處理軟件“粒子分析II”，測定鐵素體以及第二相的面積率，作為體積占有率。尺寸小于20nm的析出物中含有的Ti量和V量的總計量為0. 150質(zhì)量％以上(在此，Ti量和V量是將鋼的全部組成的總計設(shè)定為100質(zhì)量％時的濃度)如上所述，使尺寸小于20nm的析出物中含有的Ti量和V量的總計量為0. 150質(zhì)量％以上。上限沒有特別的限定，但Ti量和V量的總計量超過1.0質(zhì)量％而析出時，雖然理由尚不明確，但鋼板發(fā)生脆性破壞，將無法得到目標(biāo)特性。需要說明的是，將析出物和/ 或夾雜物總稱為析出物等。另外，尺寸小于20nm的析出物中含有的Ti量以及V量，可以通過以下的方法來確認(rèn)。
將試樣在電解液中進(jìn)行預(yù)定量電解后，將試樣片從電解液中取出，浸漬到具有分散性的溶液中。然后，將該溶液中含有的析出物使用孔徑20nm的濾器進(jìn)行過濾。與濾液一起通過該孔徑20nm的濾器的析出物的尺寸小于20nm。然后，對于過濾后的濾液，從電感耦合等離子體(ICP)發(fā)光分光分析法、ICP質(zhì)譜分析法以及原子吸光分析法等中適當(dāng)選擇并進(jìn)行分析，求出在尺寸小于20nm的析出物中的量。鐵素體相的硬度(HVa)與第二相的硬度(HVs)之差(HVa-HVs)為-300以上且300 以下如上所述，本發(fā)明中，使鐵素體相的硬度(HVa)與第二相的硬度(HVs)之差 (HVa-HVs)為-300以上且300以下。硬度差低于-300或超過300時，鋼板在接受加工時鐵素體相與第二相的變形量之差增大，因此，在鐵素體相與第二相的界面中的裂紋增大，將無法得到必要的加工后的延伸凸緣特性。硬度差的絕對值較小時較好，優(yōu)選為-250以上且 250以下。接著，對本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板的制造方法進(jìn)行說明。本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板如下得到例如在將調(diào)節(jié)至上述化學(xué)成分范圍內(nèi)的鋼坯加熱至1150°C以上且1350°C以下的溫度后，以使終軋溫度為850°C以上且1000°C以下的方式進(jìn)行熱軋，然后，以平均冷卻速度30°C/秒以上進(jìn)行第一段冷卻，直至650°C以上且低于800°C 的溫度，以1秒以上且小于5秒的時間進(jìn)行空冷，然后，以冷卻速度20°C /秒以上進(jìn)行第二段冷卻，在超過200°C且550°C以下的溫度下進(jìn)行卷取，并且滿足式(1)。Tl ^ 0. 06XT2+764 式(1)其中，Tl 第一段冷卻的停止溫度(°C )，T2 卷取溫度(°C )。關(guān)于這些條件，以下詳細(xì)地進(jìn)行說明。鋼坯加熱溫度1150°C以上且1350°C以下Ti或者V等碳化物形成元素，在鋼坯中大部分以碳化物的形式存在。為了如目標(biāo)那樣熱軋后使其在鐵素體中析出，需要在熱軋前將以碳化物的形式析出的析出物暫時熔解。因此，需要在1150°C以上進(jìn)行加熱。另一方面，加熱超過1350°C時，結(jié)晶粒徑變得過于粗大，加工后的延伸凸緣特性、拉伸特性均變差，因此，設(shè)定為1350°C以下。由此，使鋼坯加熱溫度為1150°C以上且1350°C以下。更優(yōu)選為1170°C以上且1260°C以下。熱軋中的終軋溫度850°C以上且1000°C以下對加工后的鋼坯在作為熱軋的結(jié)束溫度的終軋溫度850°C 1000°C下進(jìn)行熱軋。 終軋溫度低于850°C時，在鐵素體+奧氏體的區(qū)域內(nèi)軋制，得到伸展的鐵素體組織，因此，延伸凸緣特性和拉伸特性變差。另一方面，終軋溫度超過1000°C時，鐵素體粒粗大化，因此， 無法得到980MPa的TS。由此，在終軋溫度850°C以上且1000°C以下進(jìn)行終軋。更優(yōu)選為 870°C以上且960°C以下。第一段冷卻以平均冷卻速度30°C /秒以上冷卻至冷卻停止溫度650°C以上且低于800°C的溫度熱軋后，需要以平均冷卻速度30°C /秒以上從終軋溫度進(jìn)行冷卻至冷卻溫度 650°C 800°C。冷卻停止溫度為800°C以上時，晶核生成難以發(fā)生，因此，鐵素體的體積率沒有達(dá)到80%以上，無法得到含有Ti和/或V的析出物的預(yù)定的析出狀態(tài)。冷卻停止溫度低于650°C時，C、Ti的擴(kuò)散速度降低，因此，鐵素體的體積率沒有達(dá)到80%以上，無法得到含有Ti和/或V的析出物的預(yù)定的析出狀態(tài)。因此，使冷卻停止溫度為650°C以上且低于 SOO0C。另外，從終軋溫度至冷卻停止溫度的平均冷卻速度低于30°C /秒時，珠光體生成，因此，加工后的延伸凸緣特性和拉伸特性變差。需要說明的是，冷卻速度的上限沒有特別的限定，但為了在上述的冷卻停止溫度范圍內(nèi)正確地使其停止，優(yōu)選使其為約300°C /秒。第一段冷卻后的空冷1秒以上且小于5秒在第一的冷卻后，以1秒以上且5秒以下時間停止冷卻進(jìn)行空冷。該空冷的時間小于1秒時，鐵素體的體積占有率沒有達(dá)到80%以上，超過5秒時，生成珠光體，延伸凸緣特性或拉伸特性變差。需要說明的是，空冷時的冷卻速度大約為15°C /秒以下。第二段冷卻以平均冷卻速度20°C /秒以上進(jìn)行冷卻至卷取溫度即超過200°C且在550°C以下在空冷后，以平均冷卻速度20°C /秒以上進(jìn)行第二的冷卻至卷取溫度即超過 200°C且在550°C以下。此時，平均冷卻速度低于20°C /秒時，在冷卻中生成珠光體，因此， 使平均冷卻速度為20°C /秒以上、優(yōu)選為50°C /秒以上。需要說明的是，冷卻速度的上限， 沒有特別的限定，為了在上述的卷取溫度范圍內(nèi)正確地使其停止，優(yōu)選為約300°C /秒。另外，卷取溫度為200°C以下時，鋼板的形狀變差。另一方面，超過550°C時，生成珠光體，延伸凸緣特性變差。另外，有時硬度差超過300。優(yōu)選為400°C以上且520°C以下。Tl ^ 0. 06XT2+764其中，Tl 第一段冷卻的停止溫度(°C )，T2 卷取溫度(°C )在第一段冷卻后的空冷中，產(chǎn)生在鐵素體中的微小析出。由此，大部分的鐵素體相被析出強(qiáng)化。析出強(qiáng)化的鐵素體相的硬度，受析出物生成的溫度、即第一段冷卻停止溫度的影響。另一方面，第二相的硬度受相變溫度、即卷取溫度影響。由各種研究的結(jié)果可知，如果將第一段冷卻停止溫度設(shè)為Tl (°C )、卷取溫度設(shè)為T2 (°C )，則滿足Tl ( 0. 06XT2+764 時，硬度差為-300以上且300以下。Tl >0. 06XT2+764時，鐵素體相的硬度低，并且，第二相的硬度高，因此，硬度差低于-300。由此，得到加工后的延伸凸緣特性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板。需要說明的是，本發(fā)明的鋼板包括對表面實(shí)施了表面處理或表面包覆處理后的鋼板。特別是能夠優(yōu)選地適用于在本發(fā)明的鋼板上形成熱鍍鋅系被膜而得到熱鍍鋅系鋼板的鋼板。即，本發(fā)明的鋼板具有良好的加工性，因此，即使形成熱鍍鋅被膜，也能夠保持良好的加工性。在此，熱鍍鋅系是熱鍍鋅以及熱鍍以鋅為主體(即含有約90%以上)的元素，也包括除了鋅之外還含有Al、Cr等合金元素的熱鍍，另外，在實(shí)施了熱鍍鋅系的狀態(tài)下，也可以在鍍覆后進(jìn)行合金化處理。另外，鋼的熔煉方法沒有特別的限定，可以采用所有公知的熔煉方法。例如，作為熔煉方法，優(yōu)選在轉(zhuǎn)爐、電爐等中熔煉并在真空脫氣爐中進(jìn)行2次精煉的方法。作為鑄造方法，從生產(chǎn)率、品質(zhì)的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選連鑄方法。另外，即使在鑄造后立即、或在實(shí)施以補(bǔ)熱為目的的加熱后，實(shí)施直接進(jìn)行熱軋的直送軋制，對本發(fā)明的效果也不會產(chǎn)生影響。另外， 在粗軋后、精軋前，可以對熱軋材料進(jìn)行加熱，即使在粗軋后接合軋制材料進(jìn)行連續(xù)熱軋， 另外，即使同時進(jìn)行軋制材料的加熱材料的加熱和連軋，也不會損害本發(fā)明的效果。實(shí)施例1將表1所示的組成的鋼在轉(zhuǎn)爐中熔煉，通過連鑄得到鋼坯。然后，對于這些鋼坯， 在表2以及表3所示的條件下實(shí)施加熱、熱軋、冷卻、卷取，制作板厚2. Omm的熱軋鋼板。需要說明的是，在此，表2以及表3所示的卷取溫度是在鋼帶的長度方向上測量鋼帶的寬度方向中央部的卷取溫度，并取其平均而得到的值。
權(quán)利要求
1.一種高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，作為成分組成，以質(zhì)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，余量由狗及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，作為金屬組織，以體積占有率計，具有80%以上且98%以下的鐵素體相和第二相，尺寸小于20nm的析出物中含有的Ti量和V量的總量為0. 150質(zhì)量％以上，所述鐵素體相的硬度HVa與所述第二相的硬度HVs之差即HVa-HVs 為-300以上且300以下。
2.如權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，尺寸小于20nm的析出物中含有的所述Ti量為0. 150質(zhì)量％以上。
3.如權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，尺寸小于20nm的析出物中含有的所述V量為0. 550質(zhì)量％以上。
4.如權(quán)利要求1 3中任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計，還含有 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%以下中的任意一種或兩種以上。
5.一種高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于，將鋼坯加熱至1150°C以上且1350°C以下的溫度后，使終軋溫度為850°C以上且1000°C以下來進(jìn)行熱軋，然后，以平均冷卻速度 30°C/秒以上進(jìn)行第一段冷卻，直至650°C以上且低于800°C的溫度，以1秒以上且少于5秒的時間進(jìn)行空冷，然后，以冷卻速度20°C /秒以上進(jìn)行第二段冷卻，在高于200°C且在550°C 以下的溫度下進(jìn)行卷取，并且滿足式(1)，Tl ^ 0. 06XT2+764 式(1)其中，Tl 第一段冷卻的停止溫度，T2 卷取溫度，單位均為。C，并且，所述鋼坯具有如下成分組成，以質(zhì)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，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。
6.如權(quán)利要求5所述的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于，作為成分組成，以質(zhì)量％ 計，還含有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 %以下中的任意一種或兩種以上。
全文摘要
本發(fā)明提供加工后的延伸凸緣特性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板及其制造方法。作為成分組成，以質(zhì)量％計，含有C0.08％以上且0.20％以下，Si0.2％以上且1.0％以下，Mn0.5％以上且2.5％以下，P0.04％以下，S0.005％以下，Al0.05％以下，Ti0.07％以上且0.20％以下，V0.20％以上且0.80％以下，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。而且，組織是以體積占有率計80％以上且98％以下的鐵素體相和第二相。并且，尺寸小于20nm的析出物中含有的Ti和V的總量為0.150質(zhì)量％以上。上述鐵素體相的硬度(HVα)與上述貝氏體相的硬度(HVS)之差(HVα-HVS)為-300以上且300以下。
文檔編號C22C38/38GK102471844SQ20108003089
公開日2012年5月23日 申請日期2010年6月29日 優(yōu)先權(quán)日2009年7月10日
發(fā)明者中島勝己, 中川功一, 城代哲史, 妻鹿哲也, 山田克美, 橫田毅, 瀨戶一洋, 田中裕二 申請人:杰富意鋼鐵株式會社