高强度钢板及其制造方法

专利名称：：高强度钢板及其制造方法
技术领域：
：本发明涉及适合用作汽车用部件(automobileparts)的原材料的、可加工性(formability)优良的高强度钢板(highstrengthsteel(HSS)sheet)及其制造方法。
背景技术：
：从与环保有关的燃料费上升的观点出发，强烈要求汽车用钢板的高强度薄壁化(gaugedownbyusingHSS)。汽车用部件多是通过冲压成形(pressforming)得到的复杂形状物，要求高强度且作为可加工性指标的延伸率(elongation)和延伸凸缘性(stretch-flangeformability,or,stretchflangeability)都优良的材料。近年来，钢板变得逐渐高强度化，要求超过980MPa的强度。并且，从使钢板更加轻量化(weightreduction)的观点出发要求进一步薄壁化，对板厚在2.5mm以下的薄钢板(thingaugesheetsteel)的要求也愈发变得强烈。以往，公开有各种此类钢板，例如在日本特开平6-172924号公报中公开了一种产生位错密度较高的贝氏体铁素体(bainiticferrite)组织的、延伸凸缘性优良的钢板。但是，由于该钢板含有位错密度较高的贝氏体铁素体组织，因而存在延伸率较差的缺点。并且，为了产生贝氏体铁素体，不可避免地要在输出辊道上进行强制冷却，由于在制造薄钢板时在输出辊道的钢带的移动性上产生问题，因而不适合用于生产板厚在2.5mm以下的薄钢板。在日本特开平6-200351号公报中公开了拉伸强度在70kgf/mm2以上的延伸凸缘性优良的钢板，该钢板使组织的大部分为多边形铁素体(polygonalferrite)，进行了以TiC为中心的析出强化(precipitationstrengthening)和固、溶弓虽化(solid-solutionstrengthening)。〈旦是，以在该钢板中使用的通常广泛公知的析出物难以达到980MPa以上的高强度化。艮P，为了实现980MPa以上的高强度化添加大量Ti时，容易产生大尺寸析出物，从而不能得到期待的强度。并且，随着Ti添加量的增大，为了使TiC固溶而所需的钢坯加热温度增大，用普通设备难以进行制造。在日本特开2004-143518号公报中公开了如下热轧钢板(hot-rolledsteelsheet):以平均粒径(averagegrainsize)为15nm的铁素体作为主相，用平均粒径(averageparticlesize)在50nm以下的V的碳氮化物(carbonitride)进行析出强化。但是，要使V析出物微细地析出，通常要在55(TC以下的低温进行巻绕(coiling)，但其结果，难以使析出物量增大，强化存在界限。因此，为了实现高强度化，需要在该钢板中如上所述地与铁素体的细粒强化(grainrefinementstrengthening)进行结合。但是，在日本特开2004-143518号公报记载的技术中，为了使铁素体微细化，需要在进行终轧(finishrolling)时，在连轧机列的最终列之前1段的轧制机架中以Ar3相变点以上进行轧制，然后以5(TC/秒以上的平均冷却速度冷却至"Ar3相变点-50'C"以下的温度后，在最终机架中施行20%以下的轧制。在普通制造生产线中这种制造条件的实现常伴随困难。并且，由于在该钢板中容许产生珠光体等，因而存在延伸率、延伸凸缘性降低的问题。并且，作为得到超高强度钢板的技术，在日本特开2002-322539号公报、日本特开2003-89848号公报公开了得到在铁素体单相中分散由C、Ti、Mo形成的微细碳化物而延伸率和延伸凸缘性都优良的超高强度钢板的技术。但是，与日本特开平6-200351号公报记载的技术相同地，为了得到980MPa以上的拉伸强度而添加大量C、Ti时，存在通常的钢坯加热温度(115(TC125(TC左右)中不能完全熔化在钢坯中析出的TiC等的情况。即，为了得到高强度而使TiC等完全熔化时，需要更高温而有时难以进行制造，并且即使能够进行制造也会对设备施加很大负荷。
发明内容本发明是鉴于上述问题作出的。S卩，本发明的目的在于提供具有980MPa以上的强度一种高强度钢板，适合如汽车用部件一样冲压成形中的剖面形状复杂的用途，作为可加工性指标的延伸率和延伸凸缘性都优良，制造也比以往容易。本发明的另一目的在于提供这种高强度钢板的设备负担更小的制造方法。本发明人为了达成上述目的而进行锐意研究的结果，得出以下见解(a)如果使其成为错位密度低的组织，用微细析出物进行强化，则可提高强度-延伸凸缘性。(b)如果使其实质上成为铁素体单相组织，用微细析出物进行强化，则可提高强度-延伸凸缘性。(c)如果添加C、Ti、Mo、V，并适当控制其添加平衡，则能够微细地析出这些复合的碳化物。(d)复合析出物中的V的比例变低时，析出物粗大化，从而延伸率和延伸凸缘性都降低。(e)添加V的钢，与仅添加Ti、Mo的钢相比，在低温时碳化物熔化，可有效得到对强化有效的微细析出物。本发明是根据上述见解完成的，提供以下(1)(7)。(1)一种拉伸强度在980MPa以上的可加工性优良的高强度钢板，实质上为铁素体单相组织，分散析出平均粒径不足10nm的包含Ti、Mo及V的碳化物，并且该包含Ti、Mo及V的碳化物具有以原子。/。表示的Ti、Mo、V满足V/(Ti+Mo+V)》0.3的平均组成。(2)如上述(1)所述的高强度钢板，在上述碳化物的平均组成中，Ti:Mo:V的原子比a:b:c满足a=0.61.4、b=0.61.4、c=1.42.8，其中a+b+c=4。(3)如上述(1)或(2)所述的拉伸强度在980MPa以上的可加工性优良的高强度钢板，具有如下的成分组成以质量％计，含有C-超过0.06%且0.24%以下、Si《0.3%、Mn:0.52.0%、P《0.06%、S《0.005%、Al《0.06%、N《0.006%、Mo:0.050.5%、Ti:0.030.2%、V:超过0.15%且1.2%以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，并且C、Ti、Mo、V含量满足以下(I)式0.8《(C/12)/{(Ti/48)+(Mo/96)+(V/51)}《1.5…(I)其中，C、Ti、Mo、v表示各成分的质量y。。(4)如上述(1)至(3)中的任一项所述的可加工性优良的高强度钢板，其是板厚在2.5mm以下的热轧薄钢板。(5)如上述(1)至(4)中的任一项所述的可加工性优良的高强度钢板，在表面具有热镀锌类(hotdipgalvanizing)镀敷被膜。(6)—种拉伸强度在980MPa以上的可加工性优良的高强度钢板的制造方法，其中，包括在具有如下的成分组成的钢坯(slab)上，以终轧结束温度(finishingtemperature)880。C以上、巻绕温度570。C以上的条件施行热轧的工序其中，所述钢坯，以质量％计，含有C:超过0.06%且0.24。/。以下、Si《0.3。/。、Mn:0.52.0%、P《0.06%、S《0.005%、Al《0.06%、N《0.006%、Mo:0.050.5%、Ti:0.030.2%、V:超过0.15%且1.2%以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，并且C、Ti、Mo、V含量满足以下(I)式0.8《(C/12)/{(Ti/48)+(Mo/96)+(V/51)}《1.5…(I)其中，C、Ti、Mo、V表示各成分的质量。/。。(7)如上述(6)所述的拉伸强度在980MPa以上的可加工性优良的高强度钢板的制造方法，其中，进而包括在上述热轧后的钢板表面施行热镀锌的工序。其中，在本发明中"实质上为铁素体单相组织"是指，在本发明的析出物以外允许微量的其他相或析出物，优选铁素体的面积比率在95%以上。另外，在拉伸强度在980MPa以上的本发明钢板中，上述平均粒径不足10nm的包含Ti、Mo及V的碳化物，认为每相对lun^分散析出大约5X10S个以上，要求更高强度的情况下，认为每相对lun^分散析出大约1乂106个以上。图1是表示V的添加量(横轴质量％(mass%))和表示V的析出效率的析出率(纵轴％)之间的关系的图表，图2是表示在本发明中得到的、含有Ti、Mo、V的微细碳化物的一例(由透射电子显微镜观察的结果和由EDX分析的分析结果)的图。具体实施方式下面，关于本发明，分为金属组织、化学成分、制造方法等而进行具体说明。(金属组织)本发明的高强度钢板实质上为铁素体单相组织，析出含有Ti、Mo、V的碳化物。实质上为铁素体单相组织-使基体实质上为铁素体单相组织的原因在于，错位密度较低的铁素体对延伸率的提高有效，并且使其成为单相组织对延伸凸缘性的提高有效，特别是在富于延展性的铁素体单相组织中其效果显著。另外，基体不必完全是铁素体单相组织，实质上为铁素体单相组织即可。艮P，允许微量的其他相或析出物。以面积比率计优选95%以上的铁素体即可。其中，贝氏体铁素体(bainiticferrite)、针状铁素体(acicularferrite)等位错密度较高的铁素体不包含在本发明中的铁素体相中，而作为其他相来处理。含有Ti、Mo、V的碳化物含有Ti、Mo及V的碳化物，由于变得微细，且能够确保析出物量，因而对强化钢有效。以往，作为用于强化的析出物，主流是使用不含Mo、V的TiC。但是，Ti由于形成析出物的趋势强烈而容易粗大化，降低对强化的效果。因此，为了得到必要的强化量需要使可加工性变差为止的析出物。另一方面，如日本特开2003-89848号公报记载，仅在Ti添加Mo也可得到析出物微细化，可得到一定程度的强化效果。但是，为了仅通过只含有Ti和Mo的碳化物得到980MPa以上的拉伸强度，添加与其相称的程度的Ti时，如上所述存在要求超过普通热轧前的加热温度的高温的情况，为了实现高温化而例如需要特殊的设备，由此导致成本上升。另一方面，在Ti仅添加V的情况下，不能得到充分的析出物微细化。相对于此，发现含有Ti、Mo和V的复合碳化物，除了微细地析出以外，还容易确保析出物量(数量)，因而能够不使可加工性变差地强化钢。推测其原因如下Mo和V，特别是Mo相比Ti形成析出物的趋势(形成碳化物的趋势)弱。因此，认为上述复合碳化物不变成对强化不作贡献的粗大的析出物，而能够稳定地以微细状态存在，能够以不降低可加工性的比较少量的添加量有效进行强化(其中，在单独添加V的情况下，不低温巻绕时碳化物粗大化)。另一方面，V和C组合的熔化温度非常低，为了得到980MPa以上的高强度而比较大量地添加也能够在普通的加热温度中容易熔化。其中，单独添加V时，V的析出率降低。因此，为了析出能得到拉伸强度980MPa以上的高强度的尺寸和量的析出物，认为除了Ti以外，同时添加Mo和V时有效。另外，以往在含有Ti、Mo等的钢中，添加大量的V时存在延伸率降低的趋势，从而将V的添加抑制在较低范围内。但是，本发明人对Ti、Mo、V类进行详细研究的结果，发现随着V的添加量增大V的析出率也变高(即添加的V作为碳化物而被充分析出)，能够稳定而微细地析出碳化物，从而可在确保充分的延伸率的基础上，达成高强度化。由于碳化物能够稳定而微细地存在，因而影响碳化物的组成。具体来说，碳化物的平均组成中，以原子。/。表示的Ti、Mo、V满足V/(Ti+Mo+V)>0.3时抑制析出物粗大化的效果变高，能够得到所希望的微细析出物。因此，在本发明中，将在以原子。/。表示的Ti、Mo、V满足V/(Ti+Mo+V)》0.3的范围内分散析出含有Ti、Mo、V的碳化物作为必要条件。其中，V/(Ti+Mo+V)的上限优选限定在0.7左右。根据本发明人的发现，最适于微细化的碳化物组成为以Ti:Mo:V的原子比计大致为1:1:2.。因此，在碳化物的平均组成中设Ti:Mo:V的原子比为a:b:c时，进而优选的是，满足a=0.61.4、b=0.61.4、c-1.42.8，其中a+b+c=4。通过使该复合碳化物的平均粒径不足10nm，析出物周围的应变成为错位移动的阻力而更有效，能够有效强化钢。因而在本发明中，以析出平均粒径不足lOnm的含有Ti、Mo、V的碳化物作为必要条件。平均粒径进而优选在5nm以下。另外，还有如在几乎不影响强度的粗大析出物中析出含有Ti、Mo、V的碳化物的情况。由于这种析出物不适合作粒径的评价对象，因而除去粒径超过100nm的析出物后测定平均粒径。并且，不言而喻的是，在拉伸强度(TS)为980MPa的本发明钢板中，由以往的TS780MPa等级的钢板观察到多个上述平均粒径不足10nm的复合碳化物。本发明钢中的该复合碳化物，以日本特开2002-322539的数据作为基础进行概算，认为对应每1um3分散析出大约5X1()S个以上。另外，由于在该公报未公开超过TS800MPa的范围的数据，因而简单地假设在TS的对数和微细碳化物密度的对数之间成立直接关系而插补到TS980MPa(的对数)中。(化学成分)在本发明中，只要满足上述金属组织就可得到所希望的延伸率和延伸凸缘性以及980MPa以上的强度，虽然不特别限定化学成分，但优选的是具有如下的成分组成以质量％计，含有C:超过0.06。％且0.24%以下、Si《0.3%、Mn:0.52.0%、P《0.06%、S《0.005%、Al《0.06%、N《0,006%、Mo:0.050.5%、T"0.030.2%、V:超过0.15%且1.2%以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，C、Ti、Mo、V含量满足以下(I)式0,8《(C/12)/{(Ti/48)+(Mo/96)+(V/51)}《1.5...(I)其中，上述(I)式中，C、Ti、Mo、V表示各成分的质量。/。。下面，对上述各成分条件(不特别说明时为质量％)进行说明。C:超过0.06%且0.24%以下C形成碳化物，对强化钢有效。但是，在0.06%以下时，由于钢的强化不充分，超过0.24%而添加时点焊变得困难，因而C含量优选为超过0.06%且0.24%以下。进而优选在0.07%以上，为了得到1100MPa以上的拉伸强度而特别优选在0.1%以上。最优选的下限值为0.11%。上限优选为大约0.2%。■Si:0.3%以下Si作为对固溶强化有效的元素而以往积极使用，在高强度钢中多添加大约0.4%以上，但在本发明中设含量在0.3%以下。这是因为，超过0.3%而添加时，促进从铁素体析出C而容易在晶界析出粗大的碳化铁，降低延伸凸缘性。并且，在本发明中，通过减少Si而减少奥氏体的轧制载荷，薄钢板的制造变得容易。即，超过0.3%而添加时，2.5mm以下材料的轧制变得不稳定，板形状也变差。由于上述原因，Si含量优选在0.3。/。以下。进而优选在0.15%以下，希望在0.05%以下。另外，Si虽然可以不积极含有，但极端地减少的话使制造成本变差。0.001%左右是实用的下限值。Mn:0.52.0%从通过固溶强化来辅助性地强化钢的观点出发，Mn优选含有0.5。/。以上。但是，超过2.0%而添加时偏析且形成硬质相，降低延伸凸缘性。因此，Mn含量优选为0.52.0%。进而优选的范围在1.0%以上。■P:0.06%以下P对辅助性的固溶强化有效，但超过0.06%而含有时偏析而使延伸凸缘性降低，因而优选在0.06%以下。另外，P虽然可以不积极含有，但极端地减少的话使制造成本变差。0.001%左右是实用的下限值。■S:0.005%以下S越少越好，由于超过0.005%时降低延伸凸缘性，因而优选在0.005%以下。从制造成本方面看0.0005%左右是实用的下限值。■Al:0.06%以下可作为脱氧剂而添加Al。但是，钢中的八1量超过0.06%时降低延伸率和延伸凸缘性，因而优选在0.06%以下。虽然不特别限定下限，但为了充分得到作为脱氧剂的效果，Al量优选在0.01。/。以上。-N:0.006%以下N越少越好，由于超过0.006%时增大粗大的氮化物，降低延伸凸缘性，因而优选在0.006%以下。从制造成本方面看0.0005%左右是实用的下限值。Mo:0.050.5%Mo在本发明中是重要的元素，添加0.05%以上时具有抑制珠光体相变的效果。并且，与Ti、V形成微细的析出物(复合碳化物)，能够确保优良的延伸率和延伸凸缘性的同时强化钢。但是，超过0.5%而添加时形成硬质相，降低延伸凸缘性，从而Mo含量优选为0.050.5%。另外，进而优选的下限为0.15%，进而优选的上限为0.4%。Ti:0.030.2%Ti在本发明中是重要的要素。通过与Mo、V形成复合碳化物，能够确保优良的延伸率和延伸凸缘性的同时强化钢。但是，不足0.03%时，强化钢的效果不充分。另一方面，超过0.2%时降低延伸凸缘性，并且热轧前的钢坯加热温度不是所谓130(TC以上的高温就不能熔化碳化物，因而即使添加其以上也不能作为微细析出物而有效地析出。因此，Ti含量优选为0.030.2%。进而优选的下限为0.08%。■V:超过0.15%且1.2%以下V在本发明中是重要的要素。如上所述，由于碳化物能够稳定而微细地存在，因而影响碳化物的组成。具体来说，碳化物的平均组成中，以原子。/。表示的Ti、Mo、V满足V/(Ti+Mo+V)》0.3时，或优选的是碳化物的平均组成以Ti:Mo:V的原子比计满足0.61.4:0.61.4:1.42.8(其中左边各值的合计为4)时，抑制析出物的粗大化的效果变高，能够得到所希望的微细析出物。关于这一点，发明人进行详细研究的结果，了解到通过超过0.06%而大量添加C的同时大量添加V可提高V的析出效率，可得到满足V/(Ti+Mo+V)》0.3等条件的析出物。在图1表示用于添加到钢的V的添加量(横轴质量％)和所析出的V的析出率(纵轴)之间的关系。在这里，V的析出率意味着实质形成析出物的V相对于所添加的V的比率，表示V的析出效率。其中，该结果是使用如下热轧钢板得到的以C:0.110.15%、Si:0.01%、Mn:1.35%、N:0.003%、Mo:0.32%、Ti:0.16%、V在0.10.3o/o变化的钢作为原材，使终轧结束温度为920°C、巻绕温度为62(TC进行热轧而得到的热轧钢板。在这里，C含量和V添加量，作为(C量，V量)=(0.11%，0.1%)、(0.13%,0.2%)、(0.15%，0.3%)而发生变化，以使C和(Ti+Mo+V)的原子数比大致一定(大约1.01.1)。并且，通过萃取残渣(extractionresidue)的定量分析测定热轧钢板的析出V量，求出为V的析出率(％)=(析出V量(mass%)/V添加量(mass%))X100o如图1所示，随着V添加量增加，V的析出率变大，VX).15。/。时v的析出率〉5oy。，成为非常良好的析出效率。另外，确认了该钢板的钢组织为铁素体单相组织。这样得到良好析出效率时的析出物的一例如图2所示。图2的左侧照片是表示析出物的透射电子显微镜(TEM)照片。并且，图2的右侧照片是表示用能量分散型X射线分光装置(EDX)对析出物中的Ti、Mo、V进行计测的结果(右侧)的图。其中，从X射线衍射峰值的位置等确认该析出物以碳化物作为主体。该结果是使用如下热轧钢板得到的以C:0.15%、Si:0.01%、Mn:1.35%、N:0.003%、Mo:0.32%、Ti:0.16%、V:0.3%的钢作为原材料，使终轧结束温度为920°C、巻绕温度为62(TC进行热轧而进行制造。其中，其他主要成分的含量为P:0.01%、S:0.001%、Al:0.05%。并且，如下进行析出物的观察对所得到的热轧钢板进行酸洗后，从钢板制成薄膜，通过TEM进行观察，并通过由装载于TEM上的EDX进行的分析决定析出物中的Ti、Mo、V的组成。在图2的分析结果中，Ti:Mo:V以原子比计为1.2:0.9:1.9，进而V/(Ti+Mo+V)为0.48。发明人以这种实验结果作为基础，进而进行研究的结果，了解到在钢中超过0.15%而含有V时有非常良好的析出效率，如上所述，碳化物的平均组成为以原子％表示的Ti、Mo、V满足V/(Ti+Mo+V)》0.3，能够与Ti、Mo形成微细的复合碳化物，能够确保优良的延伸率、延伸凸缘性的同时强化钢。并且了解到进而优选的是，通过在钢中含有0.2%以上的V，稳定地满足碳化物的平均组成以Ti:Mo:V的原子比计成为0.61.4:0.61.4:1.42.8(其中左边各值的合计为4)的条件，能够更有效地实现高强度化。进而优选的V下限值为0.3%。但是，V的含量超过1.2%时中心偏析强烈显现，导致延伸率、韧性的降低，因而优选在1.2%以下。进而优选在0.8%以下。因此，V含量优选为超过0.15%且1.2%以下。进而优选为0.20.8%。另外，即使在含有1.2%的V的情况下，钢坯加热温度为1200'C左右的通常温度时完全熔化碳化物。其中，Ti、Mo、V的优选添加量的范围如上所述，优选的是以与目标碳化物的Ti:Mo:V比(0.61.4:0.61.4:1.42.8，其中合计为4)对应的添加量比添加。另外，以原子比换算重量％时，将Ti、Mo、V分别除以原子量(48，96，51)而取比率即可。其中，即使钢组成不满足上述比，也不是微细碳化物中的原子比脱离优选范围的原因。■0.8《(C/12)/{(Ti/48)+(Mo/96)+(V/51)}《1.5(其中，式中的C、Ti、Mo、V表示各成分的质量。/。)在本发明中，C、Ti、Mo、V的添加平衡非常重要。理论上，在钢中的C与(Ti、Mo、V)的原子数比为1，即(C/12)/{(Ti/48)+(Mo/96)+(V/51)}=l的情况下，期待碳不多不少地析出为复合碳化物，但根据本发明人的调查，在设为上述规定范围的C、Ti、Mo、V含量的基础上，通过使(C/12)/"Ti/48)+(Mo/96)+(V/51"为0.81.5，能够在铁素体中容易微细地析出、即使得平均粒径不足10nm而微细地分散析出具有Ti、Mo、V满足V/(Ti+Mo+V)》0.3的组成的大量碳化物。上述原子数比的进而优选的范围为0.81.3。(C/12)/((Ti/48)+(Mo/96)+(V/51"不足0.8时，析出物变得粗大而不能稳定地得到980MPa以上的强度，(C/12)/{(Ti/48)+(Mo/96)+(V/51)}超过1.5时，C过剩而产生珠光体，从而降低成形性。另外，在C过剩的情况下也有碳化物粗大化的趋势。其他在高强度钢板中，有时添加其他碳化物形成元素，特别是Nb、W等。但是在本发明的情况下，由于存在破坏碳化物中的最佳Ti、Mo、V平衡的可能性，因而优选的是，防止添加这些元素，并将其含量设为允许作为杂质的范围。特别是，Nb除了使热轧载荷增大而使薄钢板的制造变得困难之外，存在在本发明的钢组成中促进C的粗大化而使强度降低的可能性。因此，Nb优选在0.02。/。以下，进而优选在0.003%以下。W也优选在0.02%以下，进而优选在0.005%以下。本发明钢板的化学组成中的余量为铁和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，除了上述元素以外，可列举Cr、Cu、Sn、Ni、Ca、Zn、Co、B、As、Sb、Pb、Se等。Cr允许含有l。/。以下，优选在0.6%以下，进而优选在0.1%以下。其他各元素允许含有0.1%以下，进而优选在0.03%以下。制造方法在本发明中，熔炼(melting)出具有上述成分组成的钢，并浇铸成钢坯(包括钢锭、钢坯(^，7')、薄钢坯)后，以终轧结束温度880。C以上、巻绕温度57(TC以上的条件进行热轧。本发明钢板的板厚，即热轧后的板厚优选为1.45.0mm左右，从而尤其关于以往难以制造的板厚在2.5mm以下的薄钢板的制造，也能够正常适用本发明钢板。并且，在制造具有980MPa以上的拉伸强度的2.5mm以下的热轧薄钢板时，本申请在轧制后析出担负强度的析出物。因此，在轧制中钢是软质的，从而不会特别增大与轧制有关的设备负担就能够进行制造。■钢坯加热条件钢坯可以在暂时冷却后，再加热至规定的温度(所谓的钢坯加热温度(slabreheatingtemperature))后施行热轧，并且也可以在钢坯刚要成为比上述规定温度低的低温之前进行热轧。并且，也可以在钢坯冻僵之前直到上述规定温度为止进行短时间的加热，施行热轧。由于钢坯加热温度使碳化物再固溶(或不使其析出)，因而优选115(TC1280。C左右。另外，在本发明的钢组成的情况下，能够以比类似成分的现有钢(Ti碳化物类、Ti-Mo碳化物类)低的钢坯加热温度达成再固溶。■终轧结束温度88(TC以上终轧结束温度对延伸率和延伸凸缘性的确保和轧制载荷的减少很重要。不足88(TC时表层成为粗大颗粒而破坏延伸率和延伸凸缘性。并且，未再结晶中进行轧制而引起的应变的蓄积量增大，轧制载荷显著增大而使薄钢板的热轧变得困难。因此，设终轧结束温度在880°C以上。另外，在本发明的钢组成的情况下，能够以比类似成分的现有钢(Ti碳化物类、Ti-Mo碳化物类)低的终轧结束温度确保强度。并因此，上述现有钢难以制造的薄钢板的制造变得容易。不必特别规定终轧结束温度的上限。但是，由于以高温进行终轧时结晶颗粒粗大化而结晶组织的强度降低，因而额外需要微细碳化物等引起的强度，浪费变多。因此，终轧结束温度优选在IOO(TC以下。-巻绕温度57(TC以上为了得到铁素体组织，并为了确保充分的碳化物析出，进而为了抑制输出辊道上的注水量而使薄钢板稳定通过，使巻绕温度在570'C以上。为了确保输出辊道上的钢板的移动稳定性，优选在600。C以上。另外，为了抑制珠光体的产生，巻绕温度优选在70(TC以下。关于规定组成的钢，通过满足以上热轧条件，在析出的碳化物的平均组成中，满足V/(Ti+Mo+V)>0.3、碳化物的Ti:Mo:V比=0.61.4:0.61.4:1.42.8(其中合计=4)，并且可达成平均粒径不足10nm。其他在本发明的高强度钢板中，还包含在表面施行表面处理、表面被覆处理的钢板。特别是，本发明的钢板适用于形成热镀锌类被膜而构成热镀锌类钢板的钢板。即，由于本发明的高强度钢板具有良好的可加工性，因而即使形成热镀锌类被膜也能够维持良好的可加工性。在这里，热镀锌是指锌以及以锌作为主体(即大约含有80质量％以上)的热镀层，除了锌以外，还包含A1、Cr等合金元素。并且，可以是施行热镀锌的状态，也可以在镀敷后进行合金化处理。实施例实施例1将具有表1所示化学成分的钢坯加热至1250°C，通过普通热轧工序以终轧结束温度88093(TC加工成板厚为3.5mm。然后，以超过600'C的巻绕温度，使冷却速度和巻绕温度发生变化而制造出各种组织的钢板。其中，表1中，A值表示上述(I)式的(C/12)/{(Ti/48)+(Mo/96)+(V/51)}的值。对所得到的钢板进行酸洗后，用透射电子显微镜(TEM)对从钢板板厚的1/8、1/4、3/8、1/2的位置选取而制作的薄膜观察组织，并且测定析出物的尺寸。根据由装载于TEM上的能量分散型X射线分光装置(EDX)进行的分析决定析出物中的Ti、Mo、V的组成，求出析出物的V比率(原子比)=V/(Ti+Mo+V)(式中，Ti、Mo、V是原子％)以及Ti:Mo:V的原子比。在这里，随机选择30个粒径在100nm以下的析出物，并对各析出物测定粒径和Ti、Mo、V的含量。粒径通过使用近似圆的图像处理求出，将上述30个的算术平均作为平均粒径。关于V比率以及Ti:Mo:V的值，通过上述30个的算术平均求出Ti、Mo、V的含量而作为平均组成，并依此进行计算。将这样关于粒径在100nm以下的析出物得到的平均粒径、平均组成作为含有Ti、Mo以及V的碳化物的平均粒径、平均组成。并且，从所得到的钢板选取JIS5号拉伸试验片和扩孔试验片。从轧制垂直方向选取拉伸试验片。准备一试验片进行扩孔试验，该试验片在边长为130mm的正方形钢板的中央具有用10mmd)的冲头使间隙(clearance)(—侧)为板厚的12.5%而冲压的孔。然后，用60°圆锥冲头从冲孔的毛刺侧的相反方向上推，测定裂纹贯通钢板时的孔径d(mm)，并通过以下式计算出扩孔率入。入(％)={(d-10)/10}X100在表2记载组织、析出物平均粒径、析出物的组成(V比率)、拉伸强度(TS)、延伸率(El)、扩孔率(入)。如表2所示，确认本发明钢的No.15都由铁素体组织构成，析出物的平均粒径不足10nin，析出物的V比率(原子比)在0.3以上，拉伸强度(TS)在980MPa以上，由此具有优良的延伸率和延伸凸缘性。相对于此，作为比较例的No.6，由于C量和V量较少，因而钢的强化所需的析出物的量少，拉伸强度(TS)不足980MPa。No.7，由于C量过多，并且Mo量较少，因而产生珠光体，并且析出物粗大化，由此延伸率和延伸凸缘性都低。并且No.8，由于V量多，析出物粗大化且产生马氏体，因而延伸率和延伸凸缘性都低。No.9,由于Ti量、V量较少，因而钢的强化所需的析出物不足而拉伸强度(TS)不足980MPa。表1<table>tableseeoriginaldocumentpage21</column></row><table>*)A值:表示(C/12)/((Ti/48)+(Mo/96)+(V/51))的值。表2<table>tableseeoriginaldocumentpage21</column></row><table>*)组织F表示铁素体，P表示珠光体，M表示马氏体。**)V比率-V/(Ti+Mo+V)实施例2熔炼出如下钢(A值(C/12)/{(Ti/48)+(Mo/96)+(V/51)}=1.01)并制成钢坯化学成分以质量％计，包含C:0.150%、Si:0.02%、Mn:1.34%、P:0.010%、S:0.0008%、Al:0.043%、N:0.0032%、Mo:0.32%、Ti:0.15%、V:0.30%的钢。接着，加热至奥氏体区域后进行热轧，并以表3所示的温度结束轧制。轧制后冷却至表3所示的巻绕温度，并以该巻绕温度进行巻绕。在表3还同时记载有板厚。从所得到的巻材的宽度方向中央部选取样品，使拉伸方向与轧制方向垂直地选取JIS5号拉伸试验片，进行拉伸试验。并且，对从相同位置选取的样品，以与实施例1相同的方法调査析出物，并且还观察钢组织。另外，用目测方式判定轧制后的板形状。其结果也表示在表3。其中，轧制后的板形状的评价基准为将目测出为扁平的情况评价为〇，波纹(waving)显著的情况评价为X。作为结果，表3用于表示在相同化学成分的1180MPa级钢板中使板厚、终轧结束温度以及巻绕温度发生变化的例子。在确保终轧结束温度88(TC以上、巻绕温度57(TC以上的钢No.lO至14中，与板厚无关地产生平均粒径不足10nm的析出物，达成目标拉伸强度(TS)和延伸率。并且板形状也良好。另外，观察组织的结果，确认为铁素体单相组织。另一方面，比较钢的No.15由于终轧结束温度较低而在表层部结晶颗粒粗大化，并且由于析出物也粗大化而不满足目标强度，延伸率也较低。板形状和波纹也显著。No.16由于巻绕温度较低，因而钢的强化所需的析出物不足而不能达到拉伸强度(TS)，并且波纹也显著。在钢No.lO至14中析出物的个数对应每lur^估算为大约1X10'左右，在No.15及16中估算为2.54X1()5个左右。<table>tableseeoriginaldocumentpage23</column></row><table>实施例3在具有表4所示化学成分的钢上，以终轧结束温度92(TC以上、巻绕温度62(TC进行热轧而制造板厚为1.6mm的热轧钢板。对上述热轧钢板进行酸洗后，进行合金化热镀锌(即，施行将锌作为镀浴的热镀锌后，施行合金化处理)。与实施例1相同地，关于由所得到的钢板制成的薄膜，通过透射电子显微镜(TEM)观察组织，并测定析出物的尺寸，并且由装载于TEM上的能量分散型X射线分光装置(EDX)进行的分析决定析出物中的Ti、Mo、V的组成。并且，从上述镀敷钢板选取JIS5号拉伸试验片和扩孔试验片，进行拉伸试验扩孔试验。在表5记载组织、析出物平均粒径、析出物的组成(V比率)、拉伸强度(TS)、延伸率(El)、扩孔率(A)。其中，表4中的A值与表l相同地表示上述(I)式的(C/12)/{(Ti/48)+(Mo/96)+(V/51)}的值。如表5所示，作为本发明例的No.17即使进行热镀锌，延伸率、延伸凸缘性都表示良好的值，相对于此，比较例的No.18由于析出物粗大化，并且在析出物中几乎不含有V，因而延伸率、延伸凸缘性都降低。表4<table>tableseeoriginaldocumentpage24</column></row><table>表5<table>tableseeoriginaldocumentpage24</column></row><table>*)组织F表示铁素体，P表示贝氏体，M表示马氏体。**)V比率=V/(Ti+Mo+V)实施例4将具有表6所示化学成分的钢坯加热至1250°C,通过普通热轧工序以终轧结束温度88093(TC加工成板厚为2.5mm，并以62(TC巻绕成巻材。其中，关于表记以外的成分，以质量％计，使其在Si:0.0010.15%、S:0.00050.005%、Ah0.010.06%、N:0細50.006%的范围内。对所得到的钢板进行酸洗后，通过与实施例1相同的方法调查微细碳化物和钢板的特性(机械特性和可加工性)。调查结果如表6所示。在使碳量一定，A值不脱离适合范围的范围内，从使Ti、Mo、V的任一种元素的含量发生变化的No.2127(V变化)、No.2822(Mo变化)以及No.3336及30(Ti变化)的结果可知，通过使Ti、Mo、V全部在发明范围内，可得到兼具980MPa以上的高强度和延伸率、延伸凸缘性的、非常优良的钢板。并且，从由这些条件制造出的钢的微细碳化物的调査结果可理解，通过使V的比率和Ti:Mo:V在适合范围内，其结果微细且析出充分的量，由此不使可加工性特别变差而对高强度化有效。另夕卜，关于V添加量，由于在0.20%以上(No.22)，得到比不足0.20%的发明例(例如No.23)更显著的高强度化，另一方面，延伸率、延伸凸缘性几乎不变差。并且，从使钢的化学成分中的Ti、Mo、V的比大致一定，并且在A值一定的条件下使C量发生变化的No.3741以及使钢的化学成分中的Ti、Mo、V的比大致一定，并且在C量一定的条件下使A值发生变化的No.4246结果可知，优选使C量、A值都满足适合条件。从No.4750可知，可通过P量、Mn量进而稍微调整钢板的拉伸强度。相对于此，在V量、Ti量或C量不足的No.24、36以及37中，发生认为碳化物量不足引起的钢板强度的不足。并且在C量过剩而推进珠光体化的No.41中，发生认为碳化物量不足引起的钢板强度的不足。并且，Mo量不足或Ti量过剩的No.32及33中，碳化物粗大化而强度依然不足。并且，在A值脱离适当值的情况(No.42及46)下，发生认为碳化物不足引起的钢板强度的不足。并且，在过度添加Ti或Mo的No.27及28中，延伸率、延伸凸缘性显著降低。表6<table>tableseeoriginaldocumentpage26</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage27</column></row><table>*)组织F表示铁素体，P表示贝氏体，M表示马氏体。**)V比率=V/(Ti+Mo+V)产业上的利用可能性根据本发明，除了Ti、Mo以外，以适当的平衡添加V而分散析出含有Ti、Mo及V的微细的碳化物，由此可得到可加工性优良的高强度钢板。并且，可提供作为可加工性指标的延伸率和延伸凸缘性都优良、980MPa以上高强度的高强度热轧钢板。这种钢板适合如汽车用部件一样冲压时的剖面形状复杂的用途。权利要求1.一种高强度钢板，其拉伸强度在980MPa以上，实质上为铁素体单相组织，分散析出平均粒径不足10nm的包含Ti、Mo及V的碳化物，并且该包含Ti、Mo及V的碳化物具有以原子％表示的Ti、Mo、V满足V/(Ti+Mo+V)≥0.3的平均组成。2.如权利要求l所述的高强度钢板，在所述碳化物的平均组成中，Ti:Mo:V的原子比a:b:c满足a=0.61.4、b=0.61.4、c=1.42.8，其中a+b+c=4。3.如权利要求1所述的高强度钢板，具有如下的成分组成以质量％计，含有C:超过0.06%且0.24%以下、Si《0.3%、Mn:0.52.0%、P《0.06%、S《0.005o/o、Al《0.06%、N《0.006%、Mo:0.050.5%、Ti:0.030.2%、V:超过0.15%且1.2%以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，并且C、Ti、Mo、V含量满足以下(I)式0.8《(C/12)/{(Ti/48)+(Mo/96)+(V/51)}《1.5…(I)其中，C、Ti、Mo、V表示各成分的质量y。。4.如权利要求2所述的高强度钢板，具有如下的成分组成以质量％计，含有C:超过0.06%且0.24%以下、Si《0.3%、Mn:0.52.0%、P《0.06%、S《0.005o/o、Al《0.06%、N《0.006%、Mo:0.050.5%、Ti:0.030.2%、V:超过0.15%且1.2%以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，并且C、Ti、Mo、V含量满足以下(I)式0.8《(C/12)/{(Ti/48)+(Mo/96)+(V/51)}《1.5…(I)其中，C、Ti、Mo、V表示各成分的质量。/。。5.如权利要求1至4中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，其为板厚在2.5mm以下的热轧薄钢板。6.如权利要求1至4中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，在表面具有热镀锌被膜。7.—种高强度钢板的制造方法，包括在具有如下成分组成的钢坯上，以终轧结束温度880。C以上、巻绕温度57(TC以上的条件施行热轧的工序，所述钢坯，以质量％计，含有C:超过0.06%且0.24%以下、Si《0.3%、Mn:0.52.0%、P《0.06%、S《0.005%、Al《0.06%、N《0.006%、Mo:0.050.5%、Ti:0.030.2%、V:超过0.15%且1.2%以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，并且C、Ti、Mo、V含量满足以下(I)式0.8《(C/12)/{(Ti/48)+(Mo/96)+(V/51)}《1.5…(I)其中，C、Ti、Mo、V表示各成分的质量n/。。8.如权利要求7所述的高强度钢板的制造方法，进而包括在所述热轧后的钢板表面施行热镀锌的工序。全文摘要本发明提供一种延伸率和延伸凸缘性都优良的980MPa以上的高强度钢板，其实质为铁素体单相组织，分散析出平均粒径不足10nm的包含Ti、Mo及V的碳化物，并且该包含Ti、Mo及V的碳化物具有满足V/(Ti+Mo+V)≥0.3(原子比)的平均组成，由此适合作如汽车用部件进行冲压时剖面形状复杂的用途。文档编号C23C2/06GK101238234SQ20068002913公开日2008年8月6日申请日期2006年8月3日优先权日2005年8月5日发明者小林聪雄,有贺珠子,横田毅,濑户一洋申请人:杰富意钢铁株式会社