高强度钢板
阅读：101发布：2020-05-31
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1.一种高强度钢板，其特征在于，具有如下成分组成和组织：
所述成分组成为，以质量％计，含有C：0.02％以上且在0.20％以下、Si：0.3％以下、Mn：0.5％以上且在2.5％以下、P：0.06％以下、S：0.01％以下、Al：0.1％以下、Ti：0.05％以上且在0.25％以下、V：0.05％以上且在0.25％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成，所述组织实质上为铁素体单相组织，其中铁素体的体积率为95％以上，在所述铁素体单相组织中，固溶V为200质量ppm以上且小于1750质量ppm，尺寸小于20nm的析出物所含有的Ti为200质量ppm以上且在1750质量ppm以下、V为150质量ppm以上且在1750质量ppm以下。
2.如权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，以质量％计，还含有选自Cr：0.01％以上且在0.5％以下、W：0.005％以上且在0.2％以下、Zr：0.0005％以上且在0.05％以下中的任意1种或2种以上。
3.如权利要求1或2所述的高强度钢板，其特征在于，拉伸强度TS为780MPa以上。
4.如权利要求1或2所述的高强度钢板，其特征在于，温盐水浸渍试验中的胶带剥离试验后的单侧最大剥离宽度为3.0mm以下。
5.如权利要求3所述的高强度钢板，其特征在于，温盐水浸渍试验中的胶带剥离试验后的单侧最大剥离宽度为3.0mm以下。
6.如权利要求1或2所述的高强度钢板，其特征在于，10％延伸率下的轧制后的延伸凸缘特性λ10为60％以上。
7.如权利要求3所述的高强度钢板，其特征在于，10％延伸率下的轧制后的延伸凸缘特性λ10为60％以上。
高强度钢板
技术领域
背景技术
[0002] 汽车的底盘(chassis)、卡车用车架等部件需要具备成形性(主要是延伸率及延伸凸缘特性)，因而以往一直使用拉伸强度为590MPa级的钢。但是，近年来，从汽车的减少环境负荷和提高冲击特性的观点出发，正在推进汽车用钢板的高强度化，开始对拉伸强度为780MPa级的钢的使用进行研究。
[0005] 专利文献2公开了涉及具有880MPa以上的强度和0.80以上的屈服比的高强度热轧钢板的技术，该钢板以质量计，含有C：0.08～0.20％、Si：0.001％以上且小于0.2％、Mn：大于1.0％且在3.0％以下、Al：0.001～0.5％、V：大于0.1％且在0.5％以下、Ti：0.05％以上且小于0.2％、和Nb：0.005％～0.5％，并且满足以下3个式子：
[0006] (式1)(Ti/48+Nb/93)×C/12≤4.5×10-5、
[0007] (式2)0.5≤(V/51+Ti/48+Nb/93)/(C/12)≤1.5、
[0008] (式3)V+Ti×2+Nb×1.4+C×2+Mn×0.1≥0.80，
[0009] 余量由Fe及不可避免的杂质构成，而且具有含有铁素体70体积％以上的钢组织，所述铁素体的平均粒径为5μm以下且硬度为250Hv以上。
[0010] 专利文献3公开了涉及热轧钢板的技术，所述钢板的特征在于，以质量计，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：大于0.1％且在1.5％以下，余量由Fe及杂质构成，组织以平均粒径1～5μm的铁素体为主相，且在铁素体晶粒内存在平均粒径为50nm以下的V的碳氮化物。
[0011] 专利文献4中公开了使碳化物在钢组织中析出而成的热稳定性优良的高强度薄钢板。该薄钢板的特征在于，碳化物在将金属元素记为M时具有以MC表示的NaCl型晶体结构，金属元素M由2种以上的金属构成，并且这些2种以上的金属在晶格内形成规则排列的超晶格结构。
[0012] 专利文献5公开了以下的热轧钢板。成分组成为：以质量％计，含有C：0.0002～0.25％、Si：0.003～3.0％、Mn：0.003～3.0％及Al：0.002～2.0％，余量由Fe及不可避免的杂质构成，杂质中的P为0.15％以下，S为0.05％以下，N为0.01％以下。而且，以面积比例计，金属组织的70％以上为铁素体相，其平均结晶粒径为20μm以下，长径比为3以下。而且，铁素体晶界的70％以上由大角度晶界构成，在大角度晶界处形成的铁素体相中，最大直径为30μm以下、最小直径为5nm以上的析出物的面积比例为金属组织的2％以下。
而且，除铁素体相和析出物外，剩余相中面积比例最大的第二相的平均结晶粒径为20μm以下，且在最近的第二相之间存在铁素体相的大角度晶界。
而且，除铁素体相和析出物外，剩余相中面积比例最大的第二相的平均结晶粒径为20μm以下，且在最近的第二相之间存在铁素体相的大角度晶界。
[0013] 专利文献6公开了形状冻结性优良的、可拉深的去毛刺(burring)高强度薄钢板，其特征在于，在钢板上涂布具有润滑效果的组合物，所述钢板以质量％计，含有C：0.01～0.1％、S≤0.03％、N≤0.005％、Ti：0.05～0.5％，而且在满足Ti-48/12C-48/14N-48/32S≥0％的范围内含有Ti，余量由Fe及不可避免的杂质构成，在至少板厚的1/2处板面的{100}<011>～{223}<110>方位组的X射线随机强度比的平均值为3以上，并且，{554}<225>、{111}<112>及{111}<110>3个方位的X射线随机强度比的平均值为3.5以下，至少一侧的钢板表面的算术平均粗糙度Ra为1～3.5。
[0014] 专利文献1：日本专利第3591502号公报
[0015] 专利文献2：日本特开2006-161112号公报
[0016] 专利文献3：日本特开2004-143518号公报
[0017] 专利文献4：日本特开2003-321740号公报
[0018] 专利文献5：日本特开2003-293083号公报
[0019] 专利文献6：日本特开2003-160836号公报
发明内容
[0020] 但是，在上述的现有技术中存在如下的问题。
[0021] 在专利文献1和4中，由于含有Mo，因此考虑到近年来Mo的原材料价格的飞涨，存在导致成本显著增加的问题。
[0022] 而且，随着汽车产业全球化的推进，用于汽车的钢板开始在严酷的腐蚀环境下使用，因此对于钢板来说需要更高的涂装后耐腐蚀性。与此相对，由于Mo的添加会阻碍化学转化结晶的生成或生长，因此使钢板的涂装后耐腐蚀性降低，不能满足上述要求。即，通过专利文献1及专利文献4中记载的钢，不能得到满足近年的汽车产业要求的涂装后耐腐蚀性。
[0023] 另一方面，由于近年来冲压技术的进步，因此开始采用拉延(拉深及拉伸成形)→穿孔(冲孔)→凸缘成形(扩孔)这样的加工工序，在经这样的加工工序成形的钢板的延伸凸缘部位，需要拉深/穿孔后、即加工后的延伸凸缘特性。但是，在专利文献2、3、4中，若想得到780MPa以上的TS，则未必能够得到充分的加工后的延伸凸缘特性。专利文献3中添加的Nb，抑制热轧后的奥氏体再结晶的作用大。因此，使钢板中残留有未再结晶晶粒，从而存在使加工性降低的问题。并且，存在使热轧时的轧制载荷增加的问题。
[0024] 专利文献5中公开了拉伸强度TS达422MPa的铁素体单相钢板(例如，实施例的表6、试验编号1至5及实施例的表8、试验编号45)和由拉伸强度TS为780MPa以上的铁素体相和第二相构成的复合组织钢板(例如，实施例表6、试验编号33至36及实施例表8、试验编号49)。这些专利文献5的钢板，主要是有效利用了Si或Mn的固溶强化和利用了硬质的第二相的相变组织强化。因此，需要将钢板在终轧结束后2秒以内以30℃/s以上的平均冷却速度冷却至600～800℃的温度范围，接着在3～15秒的空冷后，进一步以30℃/秒以上的平均冷却速度水冷，并进行卷取。由此，铁素体相变时的两相分离得到促进，钢板的组织成为铁素体相和第二相的复合组织。并且，终轧温度设定为(Ae3点+100℃)～Ae3点，是比认为在后述的制造本发明时优选的温度范围低的温度范围。例如，在拉伸强度TS为780MPa以上的复合组织钢板(实施例的表6、试验编号33至36)中，终轧温度为871℃～800℃。终轧温度低时，奥氏体相中的Ti等碳化物形成元素的固溶极限降低，并且通过利用轧制的加工导入成核点，因此生成20nm以上的析出物。该现象称为应变诱导析出。在专利文献5的钢板及制造方法中，由于发生应变诱导析出，因此尺寸为20nm以上的析出物的生成量增多。
[0025] 而且，专利文献5中公开了通过大量降低钢组成的C含量并降低作为奥氏体稳定化元素的Mn的含量而实现铁素体单相组织的制造的技术(参照：实施例的表2，钢编号AA至AE)。但是，此时，由于同时作为固溶强化元素的Mn的含量降低，因此固溶强化量降低。并且，由于C含量减少，因此对析出强化有效的Ti、Nb等的碳化物的析出量减少，析出强化量也减少。其结果是，即使合并固溶强化量及析出强化量，在为铁素体单相组织钢板的情况下，也不能得到780MPa以上的强度(参照：实施例的表6、试验编号1至5及实施例的表8、试验编号45)。
[0026] 根据以上的理由，专利文献5的技术，不能制造具有作为本发明目的的、组织实质上为铁素体单相、拉伸强度为780MPa以上、且还具有其它特性的钢板。
[0027] 专利文献6中虽然公开了拉伸强度σB为780MPa以上的钢板(例如，实施例表2中的钢记号A-4、A-8、A-10、C、E、H)，但由于这些钢板的YR(单位％，这里YR是指σY/σB×100)较低，为69％～74％，因此推测这些钢板含有马氏体相等硬质的第二相。
[0028] 由此可以认为，专利文献6的780MPa以上的钢板的设计思想与专利文献5相同，主要是有效利用了Si或Mn的固溶强化和利用了硬质的第二相的相变组织强化。因此，与专利文献5一样，需要在比认为在后述的制造本发明时优选的温度范围低的终轧温度(Ae3点+100℃以下)下，进行总轧制率为25％以上的轧制。例如，根据专利文献6的实施例，拉伸强度σB为780MPa以上的钢板的终轧温度为800℃～890℃。专利文献6的钢板及制造方法，与专利文献5同样，发生应变诱导析出而尺寸为20nm以上的析出物的生成量增多，其结果是不能制造具有作为本发明目的的、组织实质上为铁素体单相且拉伸强度为780MPa以上、以及其它特性的钢板。
[0029] 本发明鉴于上述情况，目的在于，提供加工后的延伸凸缘特性优良且涂装后耐腐蚀性优良的高强度钢板。
[0030] 本发明人为了得到加工后的延伸凸缘特性及涂装后耐腐蚀性优良、拉伸强度为780MPa以上的高强度热轧钢板而进行了研究，得到以下的见解：
[0031] i)为了得到高强度和涂装后耐腐蚀性优良的钢板，需要使析出物微小化(尺寸小于20nm)，并提高微小的析出物(尺寸小于20nm)的比例。而且，为了使析出物维持微小的状态，作为析出物，可以列举含有Ti-Mo的物质、或含有Ti-V的物质，但从提高涂装后耐腐蚀性的观点出发，Ti和V的复合析出是有用的，
[0032] ii)为了提高加工后的延伸凸缘性，V的固溶是重要的，且在特性提高方面存在最合适的V的固溶量。
[0033] 本发明基于以上的见解而完成，其主旨如下。
[0034] [1]一种高强度钢板，其特征在于，具有如下成分组成和组织：
[0035] 所述成分组成为，以质量％计，含有C：0.02％以上且在0.20％以下、Si：0.3％以下、Mn：0.5％以上且在2.5％以下、P：0.06％以下、S：0.01％以下、Al：0.1％以下、Ti：0.05％以上且在0.25％以下、V：0.05％以上且在0.25％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成，
[0036] 所述组织实质上为铁素体单相组织，所述铁素体单相组织中，尺寸小于20nm的析出物所含有的Ti为200质量ppm以上且在1750质量ppm以下、V为150质量ppm以上且在1750质量ppm以下、固溶V为200质量ppm以上且小于1750质量ppm。
[0037] [2]如上述[1]所述的高强度钢板，其特征在于，以质量％计，还含有选自Cr：0.01％以上且在0.5％以下、W：0.005％以上且在0.2％以下、Zr：0.0005％以上且在0.05％以下中的任意1种或2种以上。
[0038] [3]如上述[1]或[2]所述的高强度钢板，其特征在于，拉伸强度TS为780MPa以上。
[0039] [4]如上述[1]或[2]所述的高强度钢板，其特征在于，温盐水浸渍试验中的胶带剥离试验后的单侧最大剥离宽度为3.0mm以下。
[0040] [5]如上述[3]所述的高强度钢板，其特征在于，温盐水浸渍试验中的胶带剥离试验后的单侧最大剥离宽度为3.0mm以下。
[0041] [6]如上述[1]或[2]所述的高强度钢板，其特征在于，10％延伸率下的轧制后的延伸凸缘特性λ10为60％以上。
[0042] [7]如上述[3]所述的高强度钢板，其特征在于，10％延伸率下的轧制后的延伸凸缘特性λ10为60％以上。
[0043] 另外，在本说明书中，表示钢的成分的％、ppm均为质量％、质量ppm。并且，本发明的高强度钢板是指拉伸强度(以下，有时称为TS)为780MPa以上的钢板，也以热轧钢板、以及对这些钢板实施了例如镀层处理等表面处理的表面处理钢板为对象。
[0044] 而且，作为本发明的目标的特性，10％延伸率下轧制后的延伸凸缘特性(λ10)为60％以上，后述的温盐水浸渍试验(SDT)中的胶带剥离试验后的单侧最大剥离宽度为3.0mm以下。
[0045] 发明效果
[0046] 根据本发明，可以得到加工后的延伸凸缘特性及涂装后耐腐蚀性优良、TS为780MPa以上的高强度热轧钢板。而且，在本发明中，由于不添加Mo也能得到上述效果，因此可以实现成本降低。
[0047] 而且，期待例如通过将本发明的高强度热轧钢板用于汽车的底盘、卡车用车架等，可以实现板厚减薄，降低汽车的环境负荷，大幅提高冲击特性。
具体实施方式
[0048] 以下，对本发明进行详细地说明。
[0049] (1)首先，对本发明的钢的化学成分(成分组成)的限定理由进行说明。
[0050] C：0.02％以上且在0.20％以下
[0051] C与Ti、V形成碳化物而在铁素体中析出，因而是在钢板的强度方面发挥作用的元素。为了使TS为780MPa以上，需要使C量为0.02％以上。另一方面，若C量大于0.20％，则由于析出物的粗大化、第二相组织的形成，因此加工后的延伸凸缘特性降低。根据以上，使C量为0.02％以上且在0.20％以下，优选使其为0.03％以上且在0.15％以下。
[0052] Si：0.3％以下
[0053] 虽然Si是有助于固溶强化的元素，但若添加超过0.3％，则在晶界生成渗碳体，加工后的延伸凸缘特性降低。因此，使Si量为0.3％以下。优选使其为0.001％以上且在0.2％以下。
[0054] Mn：0.5％以上且在2.5％以下
[0055] Mn是有助于固溶强化的元素。但是，若其量小于0.5％，则不能得到780MPa以上的TS。另一方面，若Mn量添加超过2.5％，则使焊接性显著降低。根据以上，Mn量为0.5％以上且在2.5％以下，优选为0.6％以上且在2.0％以下。
[0056] P：0.06％以下
[0057] 由于P在原奥氏体晶界偏析，因此导致低温韧性变差和加工性降低。因此，优选尽可能降低P量，使其为0.06％以下。优选使其为0.001％以上且在0.055％以下。
[0058] S：0.01％以下
[0059] 若S在原奥氏体晶界偏析或以MnS的形式大量析出，则使低温韧性降低。并且，无论有没有加工都使延伸凸缘性显著降低。因此，优选尽可能降低S量，使其为0.01％以下。优选使其为0.0001％以上、0.005％以下。
[0060] Al：0.1％以下
[0061] Al作为钢的脱氧剂而添加，是在使钢的洁净度提高方面有效的元素。为了得到该效果，优选含有0.001％以上的Al。但是，若大于0.1％则夹杂物大量产生，成为钢板瑕疵的原因。因此，使Al量为0.1％以下。优选为0.01％以上且在0.04％以下。
[0062] Ti：0.05％以上且在0.25％以下
[0063] Ti是在使铁素体析出强化方面非常重要的元素，在得到本发明的效果方面，成为重要的因素。若Ti量小于0.05％，则难以确保必要的强度。另一发面，若大于0.25％则该效果饱和，只会增加成本。因此，Ti量为0.05％以上且在0.25％以下，优选使其为0.08％以上且在0.20％以下。
[0064] V：0.05％以上且在0.25％以下
[0065] V是以析出强化或固溶强化的形式帮助提高强度的元素，与上述Ti同样，在得到本发明的效果方面，成为重要的因素。通过将适量的V与Ti一起复合添加，存在以粒径(以下有时也称为“尺寸”)小于20nm的微小的Ti-V碳化物的形式析出的倾向，并且不会像Mo那样使涂装后耐腐蚀性降低。若V量小于0.05％，则上述添加效果不足。另一方面，若V量大于0.25％，则该效果饱和，只会增加成本。因此，V量为0.05％以上且在0.25％以下，优选使其为0.06％以上且在0.20％以下。
[0066] 虽然通过以上的必须添加元素，可以得到本发明钢的目标特性，但除了上述的必须添加元素之外，还可以根据以下的理由进一步添加Cr：0.01％以上且在0.5％以下、W：0.005％以上且在0.2％以下、Zr：0.0005％以上且在0.05％以下中的任意1种或2种以上。
[0067] Cr：0.01％以上且在0.5％以下、W：0.005％以上且在0.2％以下、Zr：0.0005％以上且在0.05％以下
[0068] Cr、W及Zr与V一样，通过形成析出物或固溶状态而具有强化铁素体的作用。若Cr量小于0.01％、W量小于0.005％或Zr量小于0.0005％，则几乎不会有助于高强度化。另一方面，若Cr量大于0.5％、W量大于0.2％或Zr量大于0.05％，则加工性变差。因此，在添加Cr、W、Zr中的任意1种或2种以上时，使其添加量为Cr：0.01％以上且在0.5％以下、W：0.005％以上且在0.2％以下、Zr：0.0005％以上且在0.05％以下。优选的是Cr：0.03％以上且在0.3％以下、W：0.01％以上且在0.18％以下、Zr：0.001％以上且在0.04％以下。
[0069] 另外，上述以外的余量由Fe及不可避免的杂质构成。作为不可避免的杂质，例如，由于O形成非金属夹杂物而给品质带来不良影响，因此优选将其降低至0.003％以下。并且，在本发明中，作为阻碍本发明的作用效果的微量元素，可以在0.1％以下的范围内含有Cu、Ni、Sn、Sb。
[0070] (2)下面，对本发明的高强度钢板的组织进行说明。
[0071] 实质上为铁素体单相组织
[0072] TS为780MPa以上，并且，对于提高加工后的延伸凸缘特性而言，位错密度低的铁素体是有效的，而且，使组织为单相组织是有效的。特别是，通过使组织为富有延展性的铁素体单相组织，加工后的延伸凸缘性的提高效果变得显著。但是，也不一定完全是铁素体单相组织，只要实质上为铁素体单相组织就可以充分地得到上述效果。这里，实质上为铁素体单相组织是指，除本发明的碳化物以外，容许微量的其它相或析出物，优选铁素体的体积率为95％以上。并且，若体积率为5％以下的范围，则即使含有渗碳体、珠光体、贝氏体的组织，也不会影响本发明的特性。
[0073] 另外，铁素体的体积率是通过下述方法求出的：用3％的硝酸乙醇溶液使与轧制方向平行的板厚截面的显微组织呈现出来，使用扫描电子显微镜(SEM)在1500倍率下观察板厚1/4的位置，使用例如住友金属テクノロジ一株式会社制的图像处理软件“粒子分析II”测定铁素体面积率。
[0074] 铁素体单相组织中，尺寸小于20nm的析出物所含有的Ti为200ppm以上且在1750ppm以下、V为150ppm以上且在1750ppm以下
[0075] 在本发明的高强度钢板中，含有Ti和/或V的析出物主要以碳化物的形式在铁素体中析出。认为这是由于铁素体中的C的固溶极限小、过饱和的C在铁素体中容易以碳化物的形式析出的缘故。而且，由于上述析出物，软质的铁素体硬质化(高硬度化)，变得能得到780MPa以上的TS。并且，YS升高，能得到83％以上的YR(＝YS/YR)。
[0076] 为了得到高强度钢板，如上所述地使析出物微小化(尺寸小于20nm)并提高该微小的析出物(尺寸小于20nm)的比例是重要的。若析出物的尺寸为20nm以上，则抑制位错移动的效果小，不能充分地使铁素体硬质化，因此存在强度降低的情况。
[0077] 而且，研究的结果表明，关于涂装后耐腐蚀性，析出物尺寸微小是重要的。在现有的Ti系(单独添加Ti)HSLA钢中，随着Ti的添加量的增加，存在析出物易粗大化的倾向。因此，这样的钢板，存在随着强度降低、涂装后耐腐蚀性也降低的倾向。虽然涂装后耐腐蚀性随着析出物的粗大化而降低的理由并不清楚，但认为是粗大的析出物阻碍化学转化结晶的生成或生长的缘故。
[0078] 根据以上，优选析出物的尺寸小于20nm。该小于20nm的微小析出物是通过同时添加Ti和V而实现的。V主要与Ti形成复合碳化物。虽然理由并不清楚，但是可知，这些析出物在本发明范围的卷取温度内的高温长时间下，稳定地以微小的状态存在。
[0079] 而且，尺寸小于20nm的析出物所含有的Ti量及V量的控制变得重要。若小于20nm的析出物所含有的Ti量小于200ppm、且V量小于150ppm，则析出物的数密度变小，各析出物的间隔扩大，因此抑制位错移动的效果变小。因此，由于不能使铁素体充分地硬质化，因此得不到TS为780MPa以上的强度。并且，小于20nm的析出物所含有的Ti量为200ppm以上、且小于20nm的析出物所含有的V量小于150ppm时，存在析出物易粗大化的倾向，因此有时得不到TS为780MPa以上的强度。另外，小于20nm的析出物所含有的Ti量小于200ppm以上、且小于20nm的析出物所含有的V量为150ppm以上时，V的析出效率变差，因此存在得不到TS为780MPa以上的强度的情况。另一方面，若小于20nm的析出物所含有的Ti量大于1750ppm、或V量大于1750ppm而析出，则涂装后耐腐蚀性降低，不能得到目标特性。这认为是由于大量的微小析出物在钢板表面阻碍化学转化结晶的生成或生长的缘故。因此，需要同时满足尺寸小于20nm的析出物所含有的析出Ti量和析出V量。
[0080] 而且可知，尺寸小于20nm的析出物所含有的Ti量和V量的比为0.4≤(Ti/48)/(V/51)≤2.5时，能够得到785MPa以上的TS，达到更优选的状态。虽然理由并不清楚，但认为是由于通过将Ti和V的组成比最优化而热稳定性提高的缘故。
[0081] 根据以上，使尺寸小于20nm的析出物所含有的Ti量为200ppm以上且在1750ppm以下、V量为150ppm以上且在1750ppm以下。而且，优选尺寸小于20nm的析出物所含有的Ti量和V量的比为0.4≤(Ti/48)/(V/51)≤2.5。
[0082] 另外，有时将析出物和/或夹杂物统称为析出物等。
[0083] 另外，可以通过卷取温度控制上述Ti量和V量。此时的卷取温度优选为500℃以上且在700℃以下。若卷取温度高于700℃则导致析出物的粗大化，小于20nm的析出物所含有的Ti及V的析出量分别为小于200ppm、小于150ppm，不能得到780MPa以上的TS。并且，卷取温度低于500℃时，小于20nm的析出物所含有的Ti及V的析出量也分别为小于200ppm、小于150ppm。这认为是由于卷取温度低、因而Ti及V的扩散不充分的缘故。
[0084] 尺寸小于20nm的析出物所含有的Ti量及V量可以通过以下的方法进行确认。
[0085] 在电解液中电解预定量的试样后，从电解液中取出试样片并浸渍在具有分散性的溶液中。接着，使用孔径20nm的过滤器过滤该溶液中所含有的析出物。随滤液一起通过该孔径20nm的过滤器的析出物的尺寸小于20nm。接着，从电感耦合等离子体(ICP)发射光谱分析法、ICP质量分析法及原子吸收光谱法等中适当选择一种方法，对过滤后的滤液进行分析，求出尺寸小于20nm的析出物所含有的Ti量及V量。
[0086] 固溶V量为200ppm以上且小于1750ppm的组织
[0087] 在本发明中，固溶V量是最重要的因素。为了提高加工后的延伸凸缘特性，V的固溶是重要的。若固溶V小于20ppm则其效果不足，为了得到上述效果，需要使固溶V量为200ppm以上。另一方面，若固溶V量为1750ppm以上，则该效果饱和，因此该值其作为上限值。
[0088] 根据以上，使固溶V量为200ppm以上且小于1750ppm。另外，虽然本发明钢的加工性随着强度的上升也稍有降低，但若在尺寸小于20nm的析出物所含有的Ti量为1750ppm以下、V量为1750ppm以下的范围内，则通过使固溶V量为200ppm以上，能充分确保作为目标的加工后的延伸凸缘特性。
[0089] 另外，关于固溶V量为200ppm以上且小于1750ppm，例如可以通过以下的方法进行确认。
[0090] 在非水溶剂类电解液中仅电解预定量的试样后，将电解液作为分析溶液进行元素分析。作为分析方法，可以列举电感耦合等离子体(ICP)发射光谱分析法、ICP质量分析法或原子吸收光谱法等。
[0091] (3)下面，对本发明的高强度钢板的制造方法进行说明。
[0092] 本发明的高强度钢板例如如下得到：将调整至上述化学成分范围的钢坯加热至1150℃以上且1350℃以下后，将终轧温度设为850℃以上且1100℃以下而进行热轧，然后，在500℃至700℃下进行卷取。下面对这些优选条件进行详细地说明。
[0093] 钢坯加热温度：1150℃以上且1350℃以下
[0094] Ti或V等碳化物形成元素在钢坯中几乎全部以析出物的形式存在。为了使其在热轧后按照目标在铁素体组织中析出，需要在热轧前暂时溶解以碳化物的形式析出的析出物。因此需要在1150℃以上进行加热。
[0095] 若低于1150℃，则由于对析出强化和涂装后耐腐蚀性没有帮助的尺寸20nm以上的碳化物残留，因此与为了得到本发明的效果而需要的尺寸小于20nm的微小析出物的生成相关的Ti量及V量减少，在后述的卷取时，不能按照目标得到尺寸小于20nm的析出物的量。而且，在本发明的钢板的制造方法中，最优选的方式是：在钢坯加热时和终轧时，使含有Ti、V的碳化物为溶解的状态，且在终轧后的卷取时以含有Ti、V的微小碳化物的形式析出。因此，作为该碳化物几乎完全溶解的温度，加热温度更优选为1170℃以上。
[0096] 另一方面，若加热至高于1350℃，则结晶粒径变得过于粗大，加工后的延伸凸缘特性、拉伸特性都变差。而且，若考虑之后涉及的热处理条件，则只要在1300℃以下，就几乎能完全防止结晶粒径的粗大化。
[0097] 因此，钢坯加热温度优选为1150℃以上且1350℃以下。更优选为1170℃以上且1300℃以下。
[0098] 热轧的终轧温度：850℃以上且1100℃以下
[0099] 为了得到本发明的尺寸小于20nm的析出物所含有的Ti量及V量，终轧温度的控制变得重要。优选在作为热轧的结束温度的终轧温度850℃～1100℃下，对加工后的钢坯进行热轧。若终轧温度低于850℃，则在铁素体+奥氏体的区域被轧制，成为展开的铁素体组织，因此存在加工后的延伸凸缘特性、拉伸特性变差的情况。并且，即使暂时溶解了在使钢坯加热温度为1150℃以上而进行的轧制前以碳化物形式析出的析出物，在终轧温度低于850℃的情况下，由于应变诱导析出，含有Ti、V的碳化物也析出。因此，与达到本发明的效果所需要的尺寸小于20nm的微小的析出物的生成有关的Ti量和V量减少，在后述的卷取时不能按目标得到尺寸小于20nm的析出物的量。即，在上述的钢坯加热时暂时溶解了的含有Ti、V的碳化物，在该终轧中也尽量处于溶解的状态，这对进入下面的卷取工序而言是重要的。因此，为了保持碳化物为溶解的状态，更优选使终轧温度为935℃以上。
[0100] 另一方面，若终轧温度高于1100℃，则由于铁素体晶粒粗大化，因此存在不能得到780MPa的TS的情况。为了防止铁素体晶粒的粗大化，更优选使终轧温度为990℃以下。
[0101] 因此，终轧温度优选为850℃以上且1100℃以下。更优选为935℃以上且990℃以下。
[0102] 卷取温度：500℃以上且700℃以下
[0103] 为了得到本发明的尺寸小于20nm的析出物所含有的Ti量和V量，卷取温度的控制变得重要。这是因为，如前所述，最优选的制造方式是：在该卷取工序中，形成大量成核点，碳化物由该成核点析出，并且，抑制该碳化物的晶粒生长，使其尺寸不达到20nm以上。为了使组织实质上为铁素体单相组织而得到本发明的特性，卷取温度优选为500℃以上且
700℃以下。
700℃以下。
[0104] 在本发明中，若卷取温度低于500℃，则含有Ti和/或V的碳化物的析出量变得不充分，存在导致强度降低的情况。并且，生成贝氏体相，存在不能得到铁素体单相组织的情况。
[0105] 为了大量形成成核点并使碳化物由该成核点生成，优选使温度更高，550℃以上成为更优选的条件。
[0106] 另一方面，若卷取温度高于700℃，则引起析出的碳化物的粗大化，存在导致强度降低的情况。并且，珠光体相变得容易生成，存在导致加工后的延伸凸缘性降低的情况。使卷取温度为650℃以下时，确实防止了析出的碳化物的粗大化，因此更优选。
[0107] 因此，优选卷取温度为500℃以上且700℃以下，更优选为550℃以上且650℃以下。
[0108] 本发明的钢板包括对表面实施了表面处理、表面包覆处理的钢板。特别是，可以在本发明的钢板上形成热镀锌系镀膜而优选地作为热镀锌系钢板应用。即，由于本发明的钢板具有良好的加工性，因此即使形成热镀锌系镀膜也能维持良好的加工性。这里，热镀锌系镀层是指锌及以锌为主体(即含有约90％以上)的热镀层，除锌以外还可以含有Al、Cr等合金元素，并且，即使实施了热镀锌系镀敷，也可以在镀敷后进行合金化处理。
[0109] 另外，钢的熔炼方法没有特别的限定，通常公知的熔炼方法全都可以使用。例如，作为熔炼方法，优选通过转炉、电炉等进行熔炼，通过真空除气炉进行2次精炼的方法。从生产率、品质方面的观点出发，铸造方法优选连铸法。并且，即使进行在铸造后立即进行热轧的直接轧制、或者进行在实施了以保温为目的的加热后的状态下进行热轧的直接轧制，对本发明的效果也没有影响。而且，在粗轧后、终轧前对热轧材料进行加热，或者，在粗轧后将轧制材料接合而进行连续热轧，或者，同时进行热轧材料的加热和连续轧制，本发明的效果均不会受到损害。
[0110] 实施例
[0111] 实施例1
[0112] 用转炉熔炼表1所示组成的钢，通过连铸制成钢坯。接着，在表2所示条件下，对这些钢坯实施加热、热轧、卷取，制成板厚2.0mm的热轧钢板。
[0113] 表1
[0114]
[0115] 对于所得的热轧钢板，通过以下所示的方法分析显微组织，求出小于20nm的析出物所含有的Ti量及V量、和固溶V的量。并且，通过以下所示的方法求出拉伸强度：TS、加工后的延伸凸缘特性：λ10及涂装后耐腐蚀性：SDT单侧最大剥离宽度，并进行评价。
[0116] 显微组织的分析
[0118] 尺寸小于20nm的析出物所含有的Ti量及V量的测定
[0119] 将电解后的表面附着了析出物的试样片从电解液中取出，浸渍在六偏磷酸钠水溶液(500ml/l)(以下称为SHMP水溶液)中，施加超声波振动，使析出物从试样片上剥离，提取至SHMP水溶液中。接着，用孔径20nm的过滤器过滤含有析出物的SHMP水溶液，并使用ICP发射光谱分析装置对过滤后的滤液进行分析，测定滤液中的Ti和V的绝对量。接着，用Ti和V的绝对量除以电解重量，得到尺寸小于20nm的析出物所含有的Ti量及V量。另外，电解质重量是通过测定析出物剥离后的试样的重量、并将其从电解前的试样重量中减去而求出的。
[0120] 固溶V的量的测定
[0121] 以电解后的电解液作为分析溶液，使用ICP质量分析法测定V及参比元素Fe在溶液中的浓度。基于所得到的浓度，算出V相对于Fe的浓度比，并乘以试样中Fe的含有率，由此求出固溶状态的V的量。另外，试样中的Fe的含有率可以通过从100％中减去除Fe以外的组成的值的总量而求出。
[0122] TS
[0123] 将轧制方向设为拉伸方向，使用JIS5号试验片，通过基于JIS Z2241的方法进行拉伸试验，求出TS。
[0124] 加工后的延伸凸缘特性：λ10
[0125] 以10％的延伸率轧制后，基于日本钢铁联合会标准JFST 1001进行扩孔试验，求出λ10。
[0126] 涂装后耐腐蚀性：SDT单侧最大剥离宽度
[0127] 使用日本ペイント株式会社制的脱脂剂：サ一フクリ一ナ一ECO90、表面调整剂：サ一フフアイン5N-10、化学转化处理剂：サ一フダインSD2800，在各温度和浓度条件比标准条件恶劣的条件下实施化学转化处理。作为标准条件的1例，脱脂工序为：浓度16g/l、处理温度42～44℃、处理时间120s、喷淋脱脂，表面调整工序为：总碱度1.5～2.5点、游离酸度0.7～0.9点、促进剂浓度2.8～3.5点、处理温度44℃、处理时间120s。作为恶劣条件，使化学转化处理工序的处理温度降低至38℃。然后，使用日本ペイント公司制的电泳
2
涂装剂：V-50进行电泳涂装。化学转化处理覆膜的附着量为2～2.5g/m，电泳涂装以膜厚
25μm为目标。
2
涂装剂：V-50进行电泳涂装。化学转化处理覆膜的附着量为2～2.5g/m，电泳涂装以膜厚
25μm为目标。
[0128] 涂装后耐腐蚀性的评价是通过温盐水浸渍试验(SDT)来进行的。用切割机赋予实施了化学转化处理、电泳涂装的试样十字形瑕疵，在温盐水(5％NaCl：55℃)中浸渍10天后，水洗、干燥，对切割瑕疵部进行胶带剥离，测定切割瑕疵部左右的最大剥离宽度。若单侧最大剥离宽度为3.0mm以下，则可以说涂装后耐腐蚀性良好。
[0129] 将通过以上方法得到的结果与制造条件一起示于表2。
[0130]
[0131] 根据表2可知，本发明例的TS为780MPa以上、λ10为60％以上、SDT单侧最大剥离宽度达3.0mm以下，是加工后的延伸凸缘特性及涂装后耐腐蚀性优良的热轧钢板。
[0132] 另一方面，比较例的TS(强度)、λ10(加工后的延伸凸缘特性)、SDT单侧最大剥离宽度(涂装后耐腐蚀性)中的任意1以上差。
[0133] 实施例2
[0134] 用转炉熔炼表3所示组成的钢，通过连铸制成钢坯。接着，在表4所示条件下，对这些钢坯实施加热、热轧、卷取，制成板厚2.0mm的热轧钢板。
[0135] 表3
[0136]
[0137] 对于所得的热轧钢板，通过与实施例1相同的方法分析显微组织，求出小于20nm的析出物所含有的Ti量及V量、和固溶V的量。并且，通过与实施例1相同的方法求出拉伸强度：TS、加工后的延伸凸缘特性：λ10及涂装后耐腐蚀性：SDT单侧最大剥离宽度，并进行评价。
[0138] 将以上得到的结果示于表4。
[0139]
[0140] 根据表4可知，本发明例的TS为780MPa以上、λ10为60％以上、SDT单侧最大剥离宽度达3.0mm以下，是加工后的延伸凸缘特性及涂装后耐腐蚀性优良的热轧钢板。
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