2024年6月10日发(作者：剑嘉歆)

(19)中华人民共和国国家知识产权局

(12)发明专利说明书

(21)申请号 CN2.2

(22)申请日 2003.12.26

(71)申请人 新日本制铁株式会社

地址 日本东京

(72)发明人 冈本力 谷口裕一 福田修史

(74)专利代理机构 永新专利商标代理有限公司

代理人 陈建全

(51)

C22C38/00

C22C38/14

C21D9/46

B21B3/00

(10)申请公布号 CN 1860247 A

(43)申请公布日 2006.11.08

权利要求说明书 说明书 幅图

(54)发明名称

板

(57)摘要

一种扩孔性和延展性优良的高强度

扩孔性和延展性优良的高强度薄钢

薄钢板，其特征在于：以质量％计，含有

C：0.01％～0.20％、Si：1.5％或以下、

Al：1.5％或以下、Mn：0.5％～3.5％、

P：0.2％或以下、S：0.0005％～0.009％、

N：0.009％或以下、Mg：0.0006％～

0.01％、O：0.005％或以下；以及Ti：

0.01％～0.20％、Nb：0.01％～0.10％之中

的1种、2种或更多种，剩余部分由铁以及

不可避免的杂质构成，并且Mn％、

Mg％、S％以及O％满足下式，同时钢组

织是以铁素体、贝氏体以及马氏体作为主

体的组织。

法律状态

法律状态公告日

法律状态信息

未缴年费专利权终止IPC(主分

类):C22C38/00专利

2022-12-06

号:ZL2申请

日:20031226授权公告

日:20080903

法律状态

专利权的终止

权 利 要 求 说 明 书

1.一种扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板，其特征在于：以质量％计，

含有

C：0.01％～0.20％、

Si：1.5％或以下、

Al：1.5％或以下、

Mn：0.5％～3.5％、

P：0.2％或以下、

S：0.0005％～0.009％、

N：0.009％或以下、

Mg：0.0006％～0.01％、

O：0.005％或以下；以及

Ti：0.01％～0.20％、

Nb：0.01％～0.10％之中的1种或2种，剩余部分由铁以及不可避免的杂质构成，

并且Mn％、Mg％、S％以及O％满足式(1)～(3)，同时钢组织是以铁素体、贝氏体

以及马氏体之中的1种、2种或更多种作为主体的组织。

[Mg％]≥([O％]/16×0.8)×24 (1)

[S％]≤([Mg％]/24-[O％]/16×0.8+0.00012)×32 (2)

[S％]≤0.0075/[Mn％] (3)

2.根据权利要求1所述的扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板，其特征在

于，在MgO、MgS以及(Nb，Ti)N的复合析出物中，0.05μm～3.0μm的析出物为

每1平方毫米含有5.0×10²个～1.0×10⁷个。

3.根据权利要求1所述的扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板，其特征在

于，以质量％计，Al％以及Si％还满足式(4)。

[Si％]+2.2×[Al％]≥0.35 (4)

4.根据权利要求2所述的扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板，其特征在

于，以质量％计，Al％以及Si％还满足式(4)。

[Si％]+2.2×[Al％]≥0.35 (4)

5.根据权利要求1～4中任何一项所述的扩孔性和延展性优良的高强度薄钢

板，其特征在于，以质量％计，Ti％、C％、Mn％以及Nb％还满足式(5)～(7)，同

时钢组织是以贝氏体作为主体的组织，且强度超过980N/mm²。

0.9≤48/12×[C％]/[Ti％]＜1.7 (5)

50227×[C％]-4479×[Mn％]＞-9860 (6)

811×[C％]+135×[Mn％]+602×[Ti％]+794×[Nb％]＞465 (7)

6.根据权利要求1～4中任何一项所述的扩孔性和延展性优良的高强度薄钢

板，其特征在于，以质量％计，C％、Si％、Al％以及Mn％还满足式(8)，同时钢

组织是以铁素体和马氏体作为主体的组织，且强度超过590N/mm²。

-100≤-300[C％]+105[Si％]-95[Mn％]+233[Al％] (8)

7.根据权利要求6所述的扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板，其特征在

于，在所述钢组织的晶粒中，短径(ds)与长径(dl)之比(ds/dl)为0.1或以上的晶粒存

在80％或以上。

8.根据权利要求7所述的扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板，其特征在

于，在所述钢组织的铁素体的晶粒中，粒径为2μm或以上的晶粒存在80％或以上。

9.根据权利要求1～4中任何一项所述的扩孔性和延展性优良的高强度薄钢

板，其特征在于，以质量％计，C％、Si％、Mn％以及Al％还满足式(8)，同时钢

组织是以铁素体和贝氏体作为主体的组织，且强度超过590N/mm²。

-100≤-300[C％]+105[Si％]-95[Mn％]+233[Al％] (8)

10.根据权利要求9所述的扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板，其特征在

于，在所述钢组织的晶粒中，短径(ds)与长径(dl)之比(ds/dl)为0.1或以上的晶粒存

在80％或以上。

11.根据权利要求10所述的扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板，其特征

在于，在所述钢组织的铁素体的晶粒中，粒径为2μm或以上的晶粒存在80％或以

上。

12.一种扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板的制造方法，其特征在于：将

权利要求1～4的任何一项所述的成分组成的钢，在Ar₃相变点或以上

的终轧温度下结束轧制，接着以20℃/秒或以上的冷却速度进行冷却，在不足300℃

的温度下进行卷绕，制造钢组织是以铁素体和马氏体作为主体的组织、且强度超过

590N/mm²的高强度薄钢板。

13.一种扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板的制造方法，其特征在于：将

权利要求1～4的任何一项所述的成分组成的钢，在Ar₃相变点或以上

的终轧温度下结束轧制，接着以20℃/sec或以上的冷却速度冷却到650℃～750℃，

接着在该温度下进行15秒钟或以下的空气冷却，然后再度进行冷却，在不足300℃

的温度下进行卷绕，制造钢组织是以铁素体和马氏体作为主体的组织、且强度超过

590N/mm²的高强度薄钢板。

14.一种扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板的制造方法，其特征在于：将

权利要求1～4的任何一项所述的成分组成的钢，在Ar₃相变点或以上

的终轧温度下结束轧制，接着以20℃/秒或以上的冷却速度进行冷却，在300℃～

600℃的温度下进行卷绕，制造钢组织是以铁素体和贝氏体作为主体的组织、且强

度超过590N/mm²的高强度薄钢板。

15.一种扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板的制造方法，其特征在于：将

权利要求1～4的任何一项所述的成分组成的钢，在Ar₃相变点或以上

的终轧温度下结束轧制，接着以20℃/秒或以上的冷却速度冷却到650℃～750℃，

接着在该温度下进行15秒钟或以下的空气冷却，然后再度进行冷却，在300℃～

600℃的温度下进行卷绕，制造钢组织是以铁素体和贝氏体作为主体的组织、且强

度超过590N/mm²的高强度薄钢板。

说 明 书

技术领域

本发明涉及主要作为冲压加工的汽车用钢板使用的6.0mm左右或以下的板厚、且

具有590N/mm²或以上进而980N/mm²或以上的抗拉强度

的扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板及其制造方法。

背景技术

近年来，作为汽车燃料费降低的对策的车体轻量化、零件的一体成形所致的成本降

低的要求加强，冲压成形性优良的热轧高强度钢板的开发一直在进行。从前，作为

加工用热轧钢板，已知由铁素体和马氏体组织构成的双相钢板。

双相钢板由软质的铁素体相和硬质的马氏体相的复合组织构成，从硬度显著不同的

两相的界面会发生孔隙而产生裂纹，因此存在扩孔性差的问题，对于行走部件等要

求高扩孔性的用途不适合。

对此，在特开平4-88125号公报、特开平3-180426号公报中提出了以贝氏体作为

主体的组织的扩孔性优良的热轧钢板的制造方法，但该种钢板的延伸特性较差，所

以适用零件受到制约。

作为兼顾扩孔性和延展性的技术，在特开平6-293910号公报、特开2002-180188

号公报、特开2002-180189号公报、特开2002-180190号公报中，提出了铁素体+

贝氏体的混合组织的钢板，但以汽车的进一步轻量化目标和部件的复杂化等为背景，

要求更高的扩孔性，要求采用上述技术不能完全满足的高度的加工性以及高强度化。

此外，本发明人等在特开2001-342543号公报、特开2002-20838号公报中，作为

不会伴有延伸率的劣化而提高扩孔性的手段，发现重要的一点是冲孔裂纹的状态，

并发现通过(Ti，Nb)N的微细化使冲孔断面生成微细均匀的孔隙，能够缓和扩孔加

工时的应力集中，使扩孔性提高。

而且，作为上述(Ti，Nb)N的微细化的手段，提出了Mg系的氧化物的利用。然而，

在这一发明中只控制了氧化物，而氧控制的自由度小、脱氧后可利用的有限的自由

氧的总量也少、难以得到规定的分散状态，很难获得充分的效果。

发明内容

本发明是为了解决上述从前的问题而提出的，提供具有590N/mm²或

以上、进而980N/mm²级别或以上的抗拉强度，且兼顾优良的扩孔性

和延展性的高强度薄钢板。

本发明者为了通过使冲孔的断面生成微细均匀的孔隙来缓和扩孔加工时的应力集中、

使扩孔性提高，就(Ti，Nb)N的微细化的方法重复进行了各种试验和研讨。

其结果发现，从前，硫化物被认为会引起扩孔性的劣化，但是高温析出的Mg系硫

化物对(Ti，Nb)N析出物能起到生成核的作用，低温析出的Mg系硫化物通过与(Ti，

Nb)N的竞争析出而具有抑制(Ti，Nb)N长大的作用，结果，Mg系硫化物有利于

TiN微细化带来的扩孔性的提高。

而且发现，为了避开Mn系硫化物的析出，并通过Mg系硫化物的析出获得上述作

用，要求O、Mg、Mn以及S的添加量满足一定的条件，由此，与单独利用Mg系

氧化物相比，能够容易实现更微细的(Ti，Nb)N的均匀微细化。而且，基于这一见

解，完成了以下的发明。

(1)一种扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板，其特征在于：以质量％计，含有

C：0.01％～0.20％、

Si：1.5％或以下、

Al：1.5％或以下、

Mn：0.5％～3.5％、

P：0.2％或以下、

S：0.0005％～0.009％、

N：0.009％或以下、

Mg：0.0006％～0.01％、

O：0.005％或以下；以及

Ti：0.01％～0.20％、

Nb：0.01％～0.10％之中的1种或2种，剩余部分由铁以及不可避免的杂质构成，

并且Mn％、Mg％、S％以及O％满足式(1)～(3)，同时钢组织是以铁素体、贝氏体

以及马氏体之中的1种、2种或更多种作为主体的组织。

[Mg％]≥([O％]/16×0.8)×24 (1)

[S％]≤([Mg％]/24-[O％]/16×0.8+0.00012)×32 (2)

[S％]≤0.0075/[Mn％] (3)

(2)根据上述(1)所述的扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板，其特征在于，在MgO、

MgS以及(Nb，Ti)N的复合析出物中，0.05μm～3.0μm的析出物是每1平方毫米含

有5.0×10²个～1.0×10⁷个。

(3)根据上述(1)所述的扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板，其特征在于，以质量％

计，Al％以及Si％还满足式(4)。

[Si％]+2.2×[Al％]≥0.35 (4)

(4)根据上述(2)所述的扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板，其特征在于，以质量％

计，Al％以及Si％还满足式(4)。

[Si％]+2.2×[Al％]≥0.35 (4)

(5)根据上述(1)～(4)的任何一项所述的扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板，其特

征在于，以质量％计，Ti％、C％、Mn％以及Nb％还满足式(5)～(7)，同时钢组织

是以贝氏体作为主体的组织，强度超过980N/mm²。

0.9≤48/12×[C％]/[Ti％]＜1.7 (5)

50227×[C％]-4479×[Mn％]＞-9860 (6)

811×[C％]+135×[Mn％]+602×[Ti％]+794×[Nb％]＞465 (7)

(6)根据上述(1)～(4)的任何一项所述的扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板，其特

征在于，以质量％计，C％、Si％、Al％以及Mn％还满足式(8)，同时钢组织是以

铁素体和马氏体作为主体的组织，强度超过590N/mm²。

-100≤-300[C％]+105[Si％]-95[Mn％]+233[Al％] (8)

(7)根据上述(6)所述的扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板，其特征在于，在上述

钢组织的晶粒中，短径(ds)与长径(dl)之比(ds/dl)为0.1或以上的晶粒存在80％或以

上。

(8)根据上述(7)所述的扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板，其特征在于，在上述

钢组织的铁素体的晶粒中，粒径为2μm或以上的晶粒存在80％或以上。

(9)根据上述(1)～(4)的任何一项所述的扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板，其特

征在于，以质量％计，C％、Si％、Mn％以及Al％还满足式(8)，同时钢组织是以

铁素体和贝氏体作为主体的组织，强度超过590N/mm²。

-100≤-300[C％]+105[Si％]-95[Mn％]+233[Al％] (8)

(10)根据上述(9)所述的扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板，其特征在于，在上述

钢组织的晶粒中，短径(ds)与长径(dl)之比(ds/dl)为0.1或以上的晶粒存在80％或以

上。

(11)根据上述(10)所述的扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板，其特征在于，在上

述钢组织的铁素体的晶粒中，粒径为2μm或以上的晶粒存在80％或以上。

(12)一种扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板的制造方法，其特征在于：将上述

(1)～(4)的任何一项所述的成分组成的钢，在Ar₃相变点或以上的终轧

温度下结束轧制，接着以20℃/sec或以上的冷却速度进行冷却，在不足300℃的温

度下进行卷绕，制造钢组织是以铁素体和马氏体作为主体的组织、且强度超过

590N/mm²的高强度薄钢板。

(13)一种扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板的制造方法，其特征在于：将上述

(1)～(4)的任何一项所述的成分组成的钢，在Ar₃相变点或以上的终轧

温度下结束轧制，接着以20℃/sec或以上的冷却速度冷却到650℃～750℃，接着

在该温度下进行15秒钟或以下的空气冷却，然后再度进行冷却，在不足300℃的

温度下进行卷绕，制造钢组织是以铁素体和马氏体作为主体的组织、且强度超过

590N/mm²的高强度薄钢板。

(14)一种扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板的制造方法，其特征在于：将上述

(1)～(4)的任何一项所述的成分组成的钢，在Ar₃相变点或以上的终轧

温度下结束轧制，接着以20℃/sec或以上的冷却速度进行冷却，在300℃～600℃

的温度下进行卷绕，制造钢组织是以铁素体和贝氏体作为主体的组织、且强度超过

590N/mm²的高强度薄钢板。

(15)一种扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板的制造方法，其特征在于：将上述

(1)～(4)的任何一项所述的成分组成的钢，在Ar₃相变点或以上的终轧

温度下结束轧制，接着以20℃/sec或以上的冷却速度冷却到650℃～750℃，接着

在该温度下进行15秒钟或以下的空气冷却，然后再度进行冷却，在300℃～600℃

的温度下进行卷绕，制造钢组织是以铁素体和贝氏体作为主体的组织、且强度超过

590N/mm²的高强度薄钢板。

附图说明

图1是表示抗拉强度与延伸率的关系的图。

图2是表示抗拉强度与扩孔比的关系的图。

图3是表示抗拉强度与延伸率的关系的图。

图4是表示抗拉强度与扩孔比的关系的图。

图5是表示延伸率与ds/dl的关系的图。

图6是表示延伸率与2μm或以上的铁素体晶粒的比例的关系的图。

图7是表示抗拉强度与延伸率的关系的图。

图8是表示抗拉强度与扩孔比的关系的图。

图9是表示延伸率与ds/dl的关系的图。

图10是表示延伸率与2μm或以上的铁素体晶粒的比例的关系的图。

具体实施方式

本发明对于扩孔性的改善，着眼于冲孔的端面性状，通过在规定条件下调整O、

Mg、Mn以及S的添加量，使Mg系氧化物和硫化物均匀微细地析出，抑制冲孔时

的粗大裂纹的发生，使端面性状均匀化，从而改善扩孔性。

以下，就本发明的构成要件，进行详细说明。

首先，就本发明的高强度薄钢板(本发明钢板)的成分组成的限定理由进行叙述。还

有，％是指质量％。

C：是对钢的加工性产生影响的元素，在含量较多时，加工性劣化。特别是超过

0.20％时，会生成对扩孔性有害的碳化物(珠光体、渗碳体)，因此设定为0.20％或

以下。但是，在要求特别高的扩孔性的场合，优选设定为0.1％或以下。而且，从

确保所需要的强度的观点出发，0.01％或以上是必要的。

Si：是抑制有害的碳化物的生成、使铁素体比率增加、使延伸率提高的有效元素，

而且对于由固溶强化而确保材料强度也是有效的元素。所以，优选添加Si，但在

添加量增加时，除了化学转化处理性下降之外，点焊接性也降低，因此上限设定为

1.5％。

Al：与Si一样，是抑制有害的碳化物的生成、使铁素体比率增加、使延伸率提高

的有效元素。特别对于兼顾延展性和化学转化处理性，是必要的元素。

此外，Al从前一直是脱氧所必要的元素，通常添加0.01～0.07％左右，本发明者经

过反复潜心研究，结果发现在低Si系中通过大量添加Al，也能够在不使延展性劣

化的情况下，改善化学转化处理性。

但是，在添加量增加时，不仅延展性的提高效果达到饱和，化学转化处理性也会降

低，而且点焊接性也劣化，因此上限设定为1.5％。特别在化学转化处理严格的条

件下，优选上限设定为1.0％。

Mn：是确保强度所必要的元素，最低需要添加0.50％。而且，为了确保淬火性，

获得稳定的强度，优选超过2.0％的添加。但是，大量添加时，容易引起微观偏析

或宏观偏析，这些偏析使扩孔性劣化，所以上限设定为3.5％。

P：是提高钢板的强度的元素，并且是通过与铜同时添加可使耐蚀性提高的元素。

但是在含量多时，会引起焊接性、加工性、韧性的劣化。所以，将含量设定为0.2％

或以下。特别在耐蚀性不成问题的场合，重视加工性而优选设定为0.03％或以下。

S：是本发明中最重要的添加元素之一。S与Mg结合生成硫化物，成为(Ti，Nb)N

的核，并且通过抑制(Ti，Nb)N的长大，有利于(Ti，Nb)N的微细化，使扩孔性飞

跃性地提高。

为了获得该效果，0.0005％或以上的添加是必要的，优选0.001％或以上的添加。

但是，过剩的添加会形成Mn系硫化物，相反会使扩孔性劣化，因此其上限设定为

0.009％。

N：有利于生成(Ti，Nb)N，因此，为了确保加工性，少一些为宜。在超过0.009％

时，会生成粗大的TiN，加工性劣化，因此将N量设定为0.009％或以下。

Mg：是本发明中最重要的添加元素之一。Mg与氧结合形成氧化物，而且与S结合

形成硫化物。生成的Mg系氧化物以及Mg系硫化物，与不添加Mg的从前的钢相

比，析出物的尺寸小，成为均匀分散的分布状态。

在钢中微细分散的这些析出物，对(Ti，Nb)N的微细分散有利，对于扩孔性的提高

有效果。

但是，添加量在不足0.0006％时，其效果不充分，0.0006％或以上的添加是必要的。

为了充分获得其效果，优选0.0015％或以上的添加。

另一方面，超过0.01％的添加，不仅改善效果饱和，相反使钢的纯度劣化，使扩孔

性和延展性劣化，因此上限设定为0.01％。

O：是本发明中最重要的添加元素之一。与Mg结合形成氧化物，对扩孔性的提高

有利。但是，过剩的添加会使钢的纯度劣化，引起延伸性的劣化，因此上限设定为

0.005％。

Ti和Nb：是本发明中最重要的添加元素之一。Ti及Nb是形成碳化物、对强度的

增加有效的元素，有利于硬度的均匀化而改善扩孔性。而且可以认为，Ti和Nb会

以Mg系氧化物以及Mg系硫化物为核，形成微细均匀的氮化物，该氮化物在冲孔

时通过形成微细的孔隙并抑制应力集中，从而可抑制粗大裂纹的发生，其结果，扩

孔性飞跃性地提高。

为了使其有效地发挥上述效果，Nb和Ti都需要至少添加0.01％或以上。

但是，添加量过多时，析出强化会导致延展性劣化，因此作为上限，Ti设定为

0.20％、Nb设定为0.10％。这些元素无论单独添加还是复合添加都有效果。

此外，在本发明钢板中，也可以添加下述元素的1种、2种或更多种。

Ca、Zr、REM：控制硫化物系的夹杂物的形状，对扩孔性的提高有效。为了获得

该效果，需要至少添加0.0005％或以上的1种、2种或更多种。另一方面，在大量

添加时，相反会使钢的纯度恶化，损害扩孔性和延展性。所以，上限设定为0.01％。

Cu：是通过与P的复合添加来提高耐蚀性的元素。为了获得该作用，优选添加

0.04％或以上。但是，大量添加会使淬火性增加，损害延展性，因此上限设定为

0.4％。

Ni：是抑制添加Cu时的热裂的元素。为了获得该效果，优选添加0.02％或以上。

但是，大量添加时会与Cu一样使淬火性增加，损害延展性，因此上限设定为

0.3％。

Mo：是抑制渗碳体的生成、使扩孔性提高的有效的元素。为了获得该效果，需要

添加0.02％或以上。但是，Mo也是提高淬火性的元素，过剩的添加会使延展性降

低，因此上限设定为0.5％。

V：是形成碳化物、有利于确保强度的元素。为了获得该效果，需要添加0.02％或

以上。但是，大量添加会使延伸性降低，并且添加成本也高，因此上限设定为

0.1％。

Cr：也与V一样，是形成碳化物、有利于确保强度的元素。为了获得该效果，需

要添加0.02％或以上。但是，Cr也是提高淬火性的元素，大量的添加会使延伸性

降低，因此上限设定为1.0％。

B：是强化晶粒边界、改善作为超高强度钢的课题的2次加工裂纹的有效元素。为

了获得该效果，需要添加0.0003％或以上。但是，B也是提高淬火性的元素，大量

的添加会使延展性降低，因此上限设定为0.001％。

本发明者为了解决上述课题进行了潜心研究，结果发现通过将O、Mg、Mn以及S

的添加量在规定的条件下进行调整，从而能够利用Mg系氧化物以及Mg系硫化物，

使(Nb，Ti)N微细分散。

即，通过使Mg系氧化物充分析出；以及在抑制Mn系硫化物的析出的情况下，控

制Mg系硫化物的析出温度而使Mg系硫化物析出，从而能够利用作为上述的核的

作用、以及抑制长大的作用。为此，导出以下的3个关系式。以下进行说明。

在本发明中，除了Mg系氧化物以外，还利用Mg系硫化物，因此Mg需要以O量

或其以上的量进行添加。但是，O与Al等其它元素也形成氧化物，本发明者潜心

研究的结果是，与Mg结合的有效O是分析量的80％，Mg以该量或其以上的量进

行添加，对于形成对扩孔性的提高起作用的充分的硫化物是必要的。所以，Mg的

添加量需要满足式(1)。

另一方面，对于Mg系硫化物的形成，S是必要的元素，但在S量较多时，S会成

为Mn系硫化物。该Mn系硫化物的析出量如果量少，则以与Mg系硫化物的复合

状态存在，对扩孔性的劣化没有影响，可是大量析出时，详细情况虽然尚不清楚，

则会单独析出或对Mg系硫化物的特性产生影响，使扩孔性劣化。因此，S量相对

于Mg和有效O量需要满足式(2)。

此外，在Mn量以及S量均较多的条件下，在高温下会析出Mn系硫化物，抑制

Mg系硫化物的生成，不能得到扩孔性的充分提高。所以，Mn量以及S量需要满

足式(3)。

[Mg％]≥([O％]/16×0.8)×24 (1)

[S％]≤([Mg％]/24-[O％]/16×0.8+0.00012)×32 (2)

[S％]≤0.0075/[Mn％] (3)

为了通过使冲孔的断面生成微细且均匀的孔隙，从而使扩孔加工时的应力集中缓和，

并使扩孔性提高，重要的一点是(Nb，Ti)N的均匀微细化。在(Nb，Ti)N的尺寸较

小时，不能成为微细均匀的孔隙的生成起点，另一方面，在尺寸过大时，会成为粗

大裂纹的起点。

此外，可以认为，该析出物的析出个数较少时，在冲孔时产生的微细孔隙的数量不

足，不能得到抑制粗大裂纹发生的效果。

本发明者潜心研究的结果发现，作为使(Nb，Ti)N均匀且微细析出的方法，可以利

用MgO以及MgS的复合析出。尽管其理由尚未肯定，但发现，在氧化物外加硫化

物的复合利用时，作为发挥效果的复合析出物的尺寸以及析出物密度，在MgO、

MgS以及(Nb，Ti)N的复合析出物中，0.05μm～3.0μm的析出物为每1平方mm含

有5.0×10²个～1.0×10⁷个是必要的。此时，复合氧化物

中即使含有Al₂O₃、SiO₂，也不会损害本效

果，少量含有MnS也不会损害效果。

另外，本发明规定的复合析出物的分散状态，例如可由以下的方法定量地进行测定。

从母材钢板的任意部位制作萃取复型试样，将其用透射电子显微镜(TEM)以

5000～20000倍的倍率、至少在5000μm²或以上、优选在

50000μm²或以上的面积中进行观察，测定作为对象的复合夹杂物的个

数，换算成每单位面积的个数。

此时，氧化物和(Nb，Ti)N的鉴别是通过由附属于TEM的能量散射型X射线光谱

法(EDS)得到的组成分析、以及由TEM得到的电子衍射照片的晶体结构解析来进

行。在对于要测定的全部的复合夹杂物进行这样的鉴别很烦杂的场合，简单地，可

遵循以下程序。

首先，根据上述要领按照不同的形状、尺寸测定作为对象的尺寸的个数，在它们当

中，对于形状、尺寸不同的全部析出物根据上述要领，分别就10个或以上进行鉴

别，计算出氧化物和(Nb，Ti)N的比例。然后，对先前测定的夹杂物的个数，乘以

该比例。

当钢中的碳化物妨碍上述TEM观察时，通过热处理使碳化物聚集粗大化或使其溶

解，能够使作为对象的复合夹杂物的观察容易进行。

Si和Al：是在为了确保延展性的组织控制方面非常重要的元素。但是，Si在热轧

工序中有时发生被称为Si氧化皮的表面凹凸，由此，不仅损害产品外观，而且在

冲压后施以化学转化处理和涂层时，有时出现化学转化处理膜的生成不良和涂层的

附着性不良。

因此，对于一部分要求化学转化处理性严格的用途，某些场合不能添加大量的Si。

此时，为了兼顾延展性和化学转化处理性二者，可以用Al代替Si，但在Si和Al

都大量添加时，铁素体相的比率增大，不能得到目标强度。

因此，为了确保充分的强度，并确保延展性，Si量和Al量需要满足式(4)。但是，

特别在延伸率成为课题时，优选设定为0.9或以上。

[Si％]+2.2×[Al％]≥0.35 (4)

其次，就本发明钢板的组织进行说明。

本发明是改善冲孔时的断面性状的技术，因此钢组织含有铁素体、贝氏体以及马氏

体的任何相，都能发挥所要求的效果。

但是，由于钢组织影响机械性能，所以要根据所要求的机械性能来控制组织。

(1)以贝氏体作为主体的钢板(本发明钢板B)

为了确保超过980MPa的强度，作为强化机构，使用组织强化是必要的，为了提高

加工性中的尤其扩孔性，需要将组织设定为以贝氏体作为主体的组织。

此时，将第2相设为铁素体时，则延展性提高，因此优选含有铁素体作为第2相。

而且，本发明钢板B，即使在组织中残存奥氏体也不会妨碍本发明的效果，但是粗

大的渗碳体、珠光体会降低Mg系析出物改善端面性状的效果，因此不太理想。

强度超过980N/mm²的钢，伴随高强度化，延展性以及扩孔性会劣化。

本发明者为了解决上述课题，潜心研究的结果发现，作为Mg系析出物改善冲孔端

面性状从而改善扩孔性的效果、以及既确保强度又确保延展性的手段，在贝氏体主

体的钢组织中，规定C、Mn、Ti、Nb的成分量的范围是有效的。

即，通过最大限度地利用TiC的析出强化、以及明确Mn和C带来的组织强化对材

质的影响，导出下述的3个关系式。以下，进行说明。

与Ti相比，C的添加量较少时，由于固溶Ti的增加而使延伸率劣化，因此，设定

为0.9≤48/12×C/Ti。另一方面，与Ti相比，C的添加量过高时，于热轧加热中TiC

会析出，不仅不能得到强度升高的效果，而且由于第2相中C量的增加而伴随扩

孔性的劣化。

因为这也关系到Mg系析出物改善端面性状的效果的减低，所以48/12×C/Ti的上限

设定为1.7。

即，Ti量和C量需要满足式(5)。

0.9≤48/12×C/Ti＜1.7 (5)

特别在重视扩孔性的场合，优选设定为1.0≤48/12×C/Ti＜1.3。

尽管由于伴随Mn的添加量的增多，铁素体的生成被抑制，从而第2相的比率增大，

强度的确保变得容易，但是会导致延伸率的下降。另一方面，C会使第2相硬化，

使扩孔性劣化，但可以改善延伸率。

因此，在超过980N/mm²的抗拉强度下，为了确保所要求的延伸率，

C量和Mn量需要满足式(6)。

50227×C-4479×Mn＞-9860 (6)

为了确保加工性，需要满足上述2个公式。如果是780N/mm²水平的

钢板，则既确保强度又满足上述2个公式是比较容易的，但是为了确保超过

980N/mm²的强度，添加使扩孔性劣化的C、和使延伸率劣化的Mn是

万不得已的。

为了确保超过980N/mm²的强度，需要在既满足上述2个公式又满足

式(7)的范围内调整成分。

811×C+135×Mn+602×Ti+794×Nb＞465 (7)

其次，就制造方法进行说明。

为了不妨碍铁素体的生成，使扩孔性良好，需要将精轧结束温度设定为

Ar₃相变点或以上。但是，如果温度过高，会导致组织的粗大化引起

的强度下降以及延展性的降低，因此优选设定为950℃或以下。

为了抑制对扩孔性有害的碳化物的形成，获得高的扩孔比，需要将冷却速度设定为

20℃/s或以上。

卷绕温度在不足300℃时，会生成马氏体，从而扩孔性劣化，因此将其设定为300℃

或以上。

此外，低温生成的贝氏体，尽管不如马氏体严重，但是如果作为第2相存在时，扩

孔性会劣化。因此优选在350℃或以上进行卷绕。

在卷绕温度超过600℃时，会生成对扩孔性有害的珠光体和渗碳体，因此将卷绕温

度设定为600℃或以下。

连续冷却中的空气冷却，对于使铁素体相的占有率增加、使延展性提高是有效的。

但是根据空气冷却温度和空气冷却时间的不同，会生成珠光体，相反不仅延展性降

低，扩孔性也显著降低。

在空气冷却温度不足650℃时，会早期生成对扩孔性有害的珠光体，因此空气冷却

温度设定为650℃或以上。

另一方面，在空气冷却温度超过750℃时，不仅会延缓铁素体的生成，难于获得空

气冷却效果，而且在其后的冷却中容易生成珠光体，所以空气冷却温度设定为750℃

或以下。

超过15秒钟的空气冷却，不仅铁素体的增加达到饱和，而且会对其后的冷却速度、

卷绕温度的控制带来负担，因此，空气冷却时间设定为15秒钟或以下。

(2)以铁素体和马氏体作为主体的钢板(本发明钢板FM)

端面控制技术是有关钢板的扩孔性提高的技术，因此为了同时确保延展性和扩孔性

为较高的值，需要由钢组织来确保延伸率。因此，需要将钢组织设计成以铁素体和

马氏体作为主体的组织。

此时，铁素体存在50％或以上时，特别能够确保高延展性，因此优选将铁素体的

比率设定为50％或以上。并且，本发明的钢板FM，即使组织中残存奥氏体，也不

会妨碍本发明的效果，但粗大的渗碳体和珠光体会降低Mg系析出物改善端面性状

的效果，所以不太理想。

热轧中，于精轧后必须短时间内形成所要求的组织，对于所要求的组织的形成，成

分组成的影响表现得非常强。当钢组织以铁素体和马氏体作为主体时，为了使延展

性提高，重要的一点是确保铁素体比率。

为了确保对改善延展性有效的铁素体比率，C、Si、Mn以及Al的各量，需要满足

以下的式(8)。当式(8)的值不足-100时，不能得到充分量的铁素体，第2相的比率

增加，因此延展性劣化。

-100≤-300[C％]+105[Si％]-95[Mn％]+233[Al％] (8)

本发明者就钢组织为铁素体和马氏体作为主体的钢，在不降低由Mg系析出物改善

冲孔端面性状而带来的扩孔性改善效果的情况下，对改善延展性的手段进行了潜心

研究。其结果发现，控制铁素体的形状和铁素体的粒径，作为改善延展性的手段起

着有效的作用。以下进行说明。

铁素体晶粒的形状，对于本发明钢板FM，是使延展性提高的重要指标之一。通常，

在高合金成分系中，在轧制方向上伸展的铁素体晶粒较多。本发明者经过潜心研究，

结果发现该伸展的晶粒会导致延展性的劣化。而且发现，作为指标，降低短径(ds)

与长径(dl)之比(ds/dl)不足0.1的晶粒的存在几率是有效的。

为了通过控制铁素体的晶粒来充分获得提高延展性的效果，在铁素体晶体中，

(ds/dl)比为0.1或以上的晶粒存在80％或以上是必要的。

铁素体的粒径在本发明中是使延展性提高的重要指标之一。通常，伴随高强度化，

晶粒产生微细化。本发明者经过潜心研究，结果发现对于同一强度，晶粒充分长大

的铁素体有利于延展性的提高。

并且，为了充分获得延展性的提高，在铁素体晶粒中晶体粒径为2μm或以上的粒

径的晶粒存在80％或以上是必要的。

其次，说明制造方法。

为了防止铁素体的生成，使扩孔性良好，精轧结束温度设定为Ar₃相

变点或以上是必要的。但是，如果温度过高，会导致因组织的粗大化引起的强度下

降以及延展性的降低，因此优选设定为950℃或以下。为了抑制对扩孔性有害的碳

化物的形成，获得高的扩孔比，冷却速度为20℃/s或以上是必要的。

卷绕温度在300℃或以上时，不能生成马氏体，强度下降，不能确保规定的强度，

因此设定为不足300℃。为了确保充分的强度，并由此充分获得延伸率的改善，优

选将卷绕温度设定为200℃或以下。

连续冷却中的空气冷却，对于使铁素体相的占有率增加、使延展性提高是有效的。

但是根据空气冷却温度和空气冷却时间的不同，会生成珠光体，相反不仅延展性降

低，扩孔性也显著降低。

在空气冷却温度不足650℃时，会早期发生对扩孔性有害的珠光体，因此空气冷却

温度设定为650℃或以上。

另一方面，在空气冷却温度超过750℃时，不仅会延迟铁素体的生成，难于获得空

气冷却效果，而且在其后的冷却中容易生成珠光体，所以空气冷却温度设定为750℃

或以下。

超过15秒钟的空气冷却，不仅铁素体的增加达到饱和，而且会对其后的冷却速度、

卷绕温度的控制带来负担，因此，空气冷却时间设定为15秒钟或以下。

(3)以铁素体和贝氏体作为主体的钢板(本发明钢板FB)

端面控制技术是有关扩孔性提高的技术，因此扩孔性强烈地受母材的延展性和扩孔

性(基本特性)的影响。特别是行走部件等，对于扩孔性的要求很强烈，作为基本特

性，以延展性和扩孔性均衡的良好的钢板为目标，通过端面控制技术进一步使扩孔

性提高是必要的。

所以，钢组织需要设计成以铁素体和贝氏体作为主体的组织。此时，在铁素体存在

50％或以上时，特别能确保高的延展性，因此优选将铁素体比率设定为50％或以

上。

并且，本发明钢板FB，即使组织中残存奥氏体相也不妨碍本发明的效果，但是粗

大的渗碳体、珠光体会减低Mg系析出物对端面性状的改善效果，因此不太理想。

热轧中，于精轧后必须短时间内形成所要求的组织，对于所要求的组织的形成，成

分组成的影响表现得非常强。当钢组织以铁素体和贝氏体为主体时，为了使延展性

提高，重要的一点是确保铁素体比率。

为了确保对改善延展性有效的铁素体比率，C、Si、Mn以及Al的各量，需要满足

以下的式(8)。当式(8)的值不足-100时，不能得到充分量的铁素体，第2相的比率

增加，因此延展性劣化。

-100≤-300[C％]+105[Si％]-95[Mn％]+233[Al％] (8)

本发明者就钢组织为铁素体和贝氏体作为主体的钢，在不降低由Mg系析出物改善

冲孔端面性状带来的扩孔性改善效果的情况下，对改善延展性的手段进行了潜心研

究。其结果发现，控制铁素体的形状和铁素体的粒径，作为改善延展性的手段起着

有效的作用。以下进行说明。

铁素体的形状在本发明中是使延展性提高的重要指标之一。通常，在高合金成分系

中，在轧制方向上伸展的铁素体晶粒较多。本发明者经过潜心研究，结果发现该伸

展的晶粒会导致延展性的劣化。而且发现，作为指标，降低短径(ds)与长径(dl)之比

(ds/dl)不足0.1的晶粒的存在几率是有效的。

为了通过控制铁素体的晶粒来充分获得提高延展性的效果，在铁素体晶粒中，

(ds/dl)比为0.1或以上的晶粒存在80％或以上是必要的。

铁素体的粒径在本发明中是使延展性提高的重要指标之一。通常，伴随高强度化，

晶粒产生微细化。本发明者经过潜心研究，结果发现对于同一强度，晶粒充分长大

的铁素体有利于延展性的提高。

并且，为了充分利于延展性的提高，在铁素体晶粒中晶体粒径为2μm或以上的粒

径的晶粒存在80％或以上是必要的。

其次，说明制造方法。

为了防止铁素体的生成、使扩孔性良好，精轧结束温度设定为Ar₃相

变点或以上是必要的。但是，如果温度过高，会导致组织的粗大化引起的强度下降

以及延展性的降低，因此优选设定为950℃或以下。

为了抑制对扩孔性有害的碳化物的形成、获得高的扩孔比，冷却速度为20℃/s或

以上是必要的。

卷绕温度在不足300℃时，会生成马氏体，扩孔性劣化，因此设定为300℃或以上。

另外，低温生成的贝氏体，尽管不如马氏体那样严重，但作为第2相存在时，扩孔

性会劣化，因此优选在350℃或以上卷绕。

在卷绕温度超过600℃时，会生成对扩孔性有害的珠光体和渗碳体，因此卷绕温度

设定为600℃或以下。

连续冷却中的空气冷却，对于使铁素体相的占有率增加、使延展性提高是有效的。

但是根据空气冷却温度和空气冷却时间的不同，会生成珠光体，相反不仅延展性降

低，扩孔性也显著降低。

在空气冷却温度不足650℃时，会早期发生对扩孔性有害的珠光体，因此空气冷却

温度设定为650℃或以上。

另一方面，在空气冷却温度超过750℃时，不仅会延迟铁素体的生成，难于获得空

气冷却效果，而且在其后的冷却中容易生成珠光体，所以空气冷却温度设定为750℃

或以下。

超过15秒钟的空气冷却，不仅铁素体的增加达到饱和，而且会对其后的冷却速度、

卷绕温度的控制带来负担，因此，空气冷却时间设定为15秒钟或以下。

其次，根据实施例说明本发明。

[实施例1]

本发明钢F的实施例。

熔炼表1以及表2所示的成分组成以及特性值的钢，根据通常方法进行连续铸造而

制作板坯。符号A～Z是按照本发明的成分组成的钢，符号a钢中C的添加量、b

钢中Mn的添加量、c钢中O的添加量、e钢中S的添加量以及f钢中Mg的添加量

在本发明的范围之外。

而且，a钢的式(5)、b钢的式(3)和式(6)、c钢的式(1)和式(2)、d钢的式(4)、e钢的

式(2)和式(3)、f钢的式(1)、g钢的式(7)，在本发明的范围之外。并且f钢的析出物

的个数在本发明的范围之外。

将这些钢在加热炉中以1200℃或以上的温度加热，通过热轧制作板厚为2.6～

3.2mm的热轧钢板。关于热轧条件，示于表3以及表4中。

在表3以及表4中，A4和J2的冷却速度、B3和F3的空气冷却开始温度、E3、G3

和Q4的卷绕温度，分别在本发明的范围之外。

对于这样得到的热轧钢板，进行JIS5号片的拉伸试验以及扩孔试验。关于扩孔性

(λ)，对直径为10mm的冲孔采用60°圆锥冲头进行挤压扩张，由裂纹贯穿板厚时的

孔径(d)与初期孔径(d0：10mm)，用λ＝(d-d0)/d0×100进行评价。

各试验片的TS、E1以及λ示于表2中。图1表示强度与延伸率的关系、图2表示

强度与扩孔(比)的关系。本发明钢与比较钢相比可知，延伸率或扩孔(比)、或二者

特性均更优良。另一方面，g1钢没有得到目标的强度。

这样，根据本发明，可以得到即能确保980N/mm²的规定强度，而且

扩孔率和延展性均优良的高强度热轧钢板。

表1

表

2

*其中，Ar₃＝896-509(C％)+26.9(Si％)-63.5(Mn％)+229(P％)

表

3

表4(续表

3)

[实施例2]

本发明钢FM的实施例。

熔炼表5以及表6所示的成分组成以及特性值的钢，根据通常方法进行连续铸造而

制作板坯。符号A～Z是按照本发明的成分组成的钢，符号a钢中C的添加量、b

钢中Mn的添加量、c钢中O的添加量、e钢中S的添加量以及f钢中Mg的添加量

在本发明的范围之外。

而且，b钢的式(3)和式(8)、c钢的式(1)和式(2)、d钢的式(4)、e钢的式(2)和式(3)、

f钢的式(1)，在本发明的范围之外。还有，f钢和g钢的析出物的个数在本发明的

范围外。

将这些钢在加热炉中以1200℃或以上的温度加热，通过热轧制作板厚为2.6～

3.2mm的热轧钢板。关于热轧条件，示于表7以及表8中。

在表7以及表8中，A4和J2的冷却速度、B3和F3的空气冷却开始温度、E3、G3

以及Q4的卷绕温度分别在本发明的范围之外。

对于这样得到的热轧钢板，进行JIS5号片的拉伸试验以及扩孔试验。关于扩孔性

(λ)，对直径为10mm的冲孔采用60°圆锥冲头进行挤压扩张，由裂纹贯穿板厚时的

孔径(d)与初期孔径(d0：10mm)，用λ＝(d-d0)/d0×100进行评价。

各试样片的TS、E1以及λ示于表7以及表8中。图3表示强度与延伸率的关系，

图4表示强度与扩孔率(比)的关系。本发明钢与比较钢相比可知，延伸率或扩孔率

(比)、或二者特性均更优良。

此外，表9和图5表示短径(ds)与长径(dl)之比(ds/dl)超过0.1的比例与延伸率的关

系。可以知道，该比例为80％或以上时，可以稳定地获得高的延伸率。

而且，表10和图6表示在铁素体晶粒中，2μm或以上的铁素体晶粒的比例与延伸

率的关系。可以知道，该比例为80％或以上时，可以稳定地获得高的延伸率。

这样，根据本发明，能够获得扩孔率、延展性均优良的高强度热轧钢板。

表

5

表

6

*其中，Ar₃＝896-509(C％)+26.9(Si％)-63.5(Mn％)+229(P％)

表

7

表8(续表

7)

表

9

表

10

[实施例3]

本发明钢板FB的实施例。

熔炼表11以及表12所示的成分组成以及特性值的钢，根据通常方法进行连续铸造

而制作板坯。符号A～Z是按照本发明的成分组成的钢，符号a钢中C的添加量、

b钢中Mn的添加量、c钢中O的添加量、e钢中S的添加量以及f钢中Mg的添加

量在本发明的范围之外。

而且，b钢的式(3)和式(8)、c钢的式(1)和式(2)、d钢的式(4)和式(8)、e钢的式(2)和

式(3)、f钢的式(1)在本发明的范围之外。还有，f钢和g钢的析出物的个数在本发

明的范围外。

将这些钢在加热炉中以1200℃或以上的温度加热，通过热轧制作板厚为2.6～

3.2mm的热轧钢板。关于热轧条件，示于表13以及表14中。

在表13以及表14中，A4和J2的冷却速度、B3和F3的空气冷却开始温度、E3、

G3以及Q4的卷绕温度分别在本发明的范围之外。

对于这样得到的热轧钢板，进行JIS5号片的拉伸试验以及扩孔试验。关于扩孔性

(λ)，对直径为10mm的冲孔采用60°圆锥冲头进行挤压扩张，由裂纹贯穿板厚时的

孔径(d)与初期孔径(d0：10mm)，用λ＝(d-d0)/d0×100进行评价。

各试验片的TS、E1以及λ示于表13以及表14中。图7表示强度与延伸率的关系、

图8表示强度与扩孔率的关系。本发明钢与比较钢相比可知，延伸率或扩孔率(比)、

或二者特性均更优良。

此外，表15和图9表示短径(ds)与长径(dl)之比(ds/dl)超过0.1的比例与延伸率的关

系。可以知道，该比例为80％或以上时，可以稳定地获得高的延伸率。此外，表

16和图10表示在铁素体晶粒中，具有2μm或以上的粒径的比例与延伸率的关系。

可以知道，该比例为80％或以上时，可以稳定地获得高的延伸率。

这样，根据本发明，能够获得扩孔率、延展性均优良的高强度薄钢板。

表

11

表

12

*其中，Ar₃＝896-509(C％)+26.9(Si％)-63.5(Mn％)+229(P％)

表

13

表14(续表

13)

表

15

表

16

根据本发明，对于强度水平为590N/mm²或以上、进而

980N/mm²或以上的高强度钢板，能够提供具有从前所没有的延伸率-

延展性均衡的高强度薄钢板。因此，本发明对于以高强度钢板作为基材的产业是极

其有用的。

2024年6月10日发(作者：剑嘉歆)

(19)中华人民共和国国家知识产权局

(12)发明专利说明书

(21)申请号 CN2.2

(22)申请日 2003.12.26

(71)申请人 新日本制铁株式会社

地址 日本东京

(72)发明人 冈本力 谷口裕一 福田修史

(74)专利代理机构 永新专利商标代理有限公司

代理人 陈建全

(51)

C22C38/00

C22C38/14

C21D9/46

B21B3/00

(10)申请公布号 CN 1860247 A

(43)申请公布日 2006.11.08

权利要求说明书 说明书 幅图

(54)发明名称

板

(57)摘要

一种扩孔性和延展性优良的高强度

扩孔性和延展性优良的高强度薄钢

薄钢板，其特征在于：以质量％计，含有

C：0.01％～0.20％、Si：1.5％或以下、

Al：1.5％或以下、Mn：0.5％～3.5％、

P：0.2％或以下、S：0.0005％～0.009％、

N：0.009％或以下、Mg：0.0006％～

0.01％、O：0.005％或以下；以及Ti：

0.01％～0.20％、Nb：0.01％～0.10％之中

的1种、2种或更多种，剩余部分由铁以及

不可避免的杂质构成，并且Mn％、

Mg％、S％以及O％满足下式，同时钢组

织是以铁素体、贝氏体以及马氏体作为主

体的组织。

法律状态

法律状态公告日

法律状态信息

未缴年费专利权终止IPC(主分

类):C22C38/00专利

2022-12-06

号:ZL2申请

日:20031226授权公告

日:20080903

法律状态

专利权的终止

权 利 要 求 说 明 书

1.一种扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板，其特征在于：以质量％计，

含有

C：0.01％～0.20％、

Si：1.5％或以下、

Al：1.5％或以下、

Mn：0.5％～3.5％、

P：0.2％或以下、

S：0.0005％～0.009％、

N：0.009％或以下、

Mg：0.0006％～0.01％、

O：0.005％或以下；以及

Ti：0.01％～0.20％、

Nb：0.01％～0.10％之中的1种或2种，剩余部分由铁以及不可避免的杂质构成，

并且Mn％、Mg％、S％以及O％满足式(1)～(3)，同时钢组织是以铁素体、贝氏体

以及马氏体之中的1种、2种或更多种作为主体的组织。

[Mg％]≥([O％]/16×0.8)×24 (1)

[S％]≤([Mg％]/24-[O％]/16×0.8+0.00012)×32 (2)

[S％]≤0.0075/[Mn％] (3)

2.根据权利要求1所述的扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板，其特征在

于，在MgO、MgS以及(Nb，Ti)N的复合析出物中，0.05μm～3.0μm的析出物为

每1平方毫米含有5.0×10²个～1.0×10⁷个。

3.根据权利要求1所述的扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板，其特征在

于，以质量％计，Al％以及Si％还满足式(4)。

[Si％]+2.2×[Al％]≥0.35 (4)

4.根据权利要求2所述的扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板，其特征在

于，以质量％计，Al％以及Si％还满足式(4)。

[Si％]+2.2×[Al％]≥0.35 (4)

5.根据权利要求1～4中任何一项所述的扩孔性和延展性优良的高强度薄钢

板，其特征在于，以质量％计，Ti％、C％、Mn％以及Nb％还满足式(5)～(7)，同

时钢组织是以贝氏体作为主体的组织，且强度超过980N/mm²。

0.9≤48/12×[C％]/[Ti％]＜1.7 (5)

50227×[C％]-4479×[Mn％]＞-9860 (6)

811×[C％]+135×[Mn％]+602×[Ti％]+794×[Nb％]＞465 (7)

6.根据权利要求1～4中任何一项所述的扩孔性和延展性优良的高强度薄钢

板，其特征在于，以质量％计，C％、Si％、Al％以及Mn％还满足式(8)，同时钢

组织是以铁素体和马氏体作为主体的组织，且强度超过590N/mm²。

-100≤-300[C％]+105[Si％]-95[Mn％]+233[Al％] (8)

7.根据权利要求6所述的扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板，其特征在

于，在所述钢组织的晶粒中，短径(ds)与长径(dl)之比(ds/dl)为0.1或以上的晶粒存

在80％或以上。

8.根据权利要求7所述的扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板，其特征在

于，在所述钢组织的铁素体的晶粒中，粒径为2μm或以上的晶粒存在80％或以上。

9.根据权利要求1～4中任何一项所述的扩孔性和延展性优良的高强度薄钢

板，其特征在于，以质量％计，C％、Si％、Mn％以及Al％还满足式(8)，同时钢

组织是以铁素体和贝氏体作为主体的组织，且强度超过590N/mm²。

-100≤-300[C％]+105[Si％]-95[Mn％]+233[Al％] (8)

10.根据权利要求9所述的扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板，其特征在

于，在所述钢组织的晶粒中，短径(ds)与长径(dl)之比(ds/dl)为0.1或以上的晶粒存

在80％或以上。

11.根据权利要求10所述的扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板，其特征

在于，在所述钢组织的铁素体的晶粒中，粒径为2μm或以上的晶粒存在80％或以

上。

12.一种扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板的制造方法，其特征在于：将

权利要求1～4的任何一项所述的成分组成的钢，在Ar₃相变点或以上

的终轧温度下结束轧制，接着以20℃/秒或以上的冷却速度进行冷却，在不足300℃

的温度下进行卷绕，制造钢组织是以铁素体和马氏体作为主体的组织、且强度超过

590N/mm²的高强度薄钢板。

13.一种扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板的制造方法，其特征在于：将

权利要求1～4的任何一项所述的成分组成的钢，在Ar₃相变点或以上

的终轧温度下结束轧制，接着以20℃/sec或以上的冷却速度冷却到650℃～750℃，

接着在该温度下进行15秒钟或以下的空气冷却，然后再度进行冷却，在不足300℃

的温度下进行卷绕，制造钢组织是以铁素体和马氏体作为主体的组织、且强度超过

590N/mm²的高强度薄钢板。

14.一种扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板的制造方法，其特征在于：将

权利要求1～4的任何一项所述的成分组成的钢，在Ar₃相变点或以上

的终轧温度下结束轧制，接着以20℃/秒或以上的冷却速度进行冷却，在300℃～

600℃的温度下进行卷绕，制造钢组织是以铁素体和贝氏体作为主体的组织、且强

度超过590N/mm²的高强度薄钢板。

15.一种扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板的制造方法，其特征在于：将

权利要求1～4的任何一项所述的成分组成的钢，在Ar₃相变点或以上

的终轧温度下结束轧制，接着以20℃/秒或以上的冷却速度冷却到650℃～750℃，

接着在该温度下进行15秒钟或以下的空气冷却，然后再度进行冷却，在300℃～

600℃的温度下进行卷绕，制造钢组织是以铁素体和贝氏体作为主体的组织、且强

度超过590N/mm²的高强度薄钢板。

说 明 书

技术领域

本发明涉及主要作为冲压加工的汽车用钢板使用的6.0mm左右或以下的板厚、且

具有590N/mm²或以上进而980N/mm²或以上的抗拉强度

的扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板及其制造方法。

背景技术

近年来，作为汽车燃料费降低的对策的车体轻量化、零件的一体成形所致的成本降

低的要求加强，冲压成形性优良的热轧高强度钢板的开发一直在进行。从前，作为

加工用热轧钢板，已知由铁素体和马氏体组织构成的双相钢板。

双相钢板由软质的铁素体相和硬质的马氏体相的复合组织构成，从硬度显著不同的

两相的界面会发生孔隙而产生裂纹，因此存在扩孔性差的问题，对于行走部件等要

求高扩孔性的用途不适合。

对此，在特开平4-88125号公报、特开平3-180426号公报中提出了以贝氏体作为

主体的组织的扩孔性优良的热轧钢板的制造方法，但该种钢板的延伸特性较差，所

以适用零件受到制约。

作为兼顾扩孔性和延展性的技术，在特开平6-293910号公报、特开2002-180188

号公报、特开2002-180189号公报、特开2002-180190号公报中，提出了铁素体+

贝氏体的混合组织的钢板，但以汽车的进一步轻量化目标和部件的复杂化等为背景，

要求更高的扩孔性，要求采用上述技术不能完全满足的高度的加工性以及高强度化。

此外，本发明人等在特开2001-342543号公报、特开2002-20838号公报中，作为

不会伴有延伸率的劣化而提高扩孔性的手段，发现重要的一点是冲孔裂纹的状态，

并发现通过(Ti，Nb)N的微细化使冲孔断面生成微细均匀的孔隙，能够缓和扩孔加

工时的应力集中，使扩孔性提高。

而且，作为上述(Ti，Nb)N的微细化的手段，提出了Mg系的氧化物的利用。然而，

在这一发明中只控制了氧化物，而氧控制的自由度小、脱氧后可利用的有限的自由

氧的总量也少、难以得到规定的分散状态，很难获得充分的效果。

发明内容

本发明是为了解决上述从前的问题而提出的，提供具有590N/mm²或

以上、进而980N/mm²级别或以上的抗拉强度，且兼顾优良的扩孔性

和延展性的高强度薄钢板。

本发明者为了通过使冲孔的断面生成微细均匀的孔隙来缓和扩孔加工时的应力集中、

使扩孔性提高，就(Ti，Nb)N的微细化的方法重复进行了各种试验和研讨。

其结果发现，从前，硫化物被认为会引起扩孔性的劣化，但是高温析出的Mg系硫

化物对(Ti，Nb)N析出物能起到生成核的作用，低温析出的Mg系硫化物通过与(Ti，

Nb)N的竞争析出而具有抑制(Ti，Nb)N长大的作用，结果，Mg系硫化物有利于

TiN微细化带来的扩孔性的提高。

而且发现，为了避开Mn系硫化物的析出，并通过Mg系硫化物的析出获得上述作

用，要求O、Mg、Mn以及S的添加量满足一定的条件，由此，与单独利用Mg系

氧化物相比，能够容易实现更微细的(Ti，Nb)N的均匀微细化。而且，基于这一见

解，完成了以下的发明。

(1)一种扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板，其特征在于：以质量％计，含有

C：0.01％～0.20％、

Si：1.5％或以下、

Al：1.5％或以下、

Mn：0.5％～3.5％、

P：0.2％或以下、

S：0.0005％～0.009％、

N：0.009％或以下、

Mg：0.0006％～0.01％、

O：0.005％或以下；以及

Ti：0.01％～0.20％、

Nb：0.01％～0.10％之中的1种或2种，剩余部分由铁以及不可避免的杂质构成，

并且Mn％、Mg％、S％以及O％满足式(1)～(3)，同时钢组织是以铁素体、贝氏体

以及马氏体之中的1种、2种或更多种作为主体的组织。

[Mg％]≥([O％]/16×0.8)×24 (1)

[S％]≤([Mg％]/24-[O％]/16×0.8+0.00012)×32 (2)

[S％]≤0.0075/[Mn％] (3)

(2)根据上述(1)所述的扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板，其特征在于，在MgO、

MgS以及(Nb，Ti)N的复合析出物中，0.05μm～3.0μm的析出物是每1平方毫米含

有5.0×10²个～1.0×10⁷个。

(3)根据上述(1)所述的扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板，其特征在于，以质量％

计，Al％以及Si％还满足式(4)。

[Si％]+2.2×[Al％]≥0.35 (4)

(4)根据上述(2)所述的扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板，其特征在于，以质量％

计，Al％以及Si％还满足式(4)。

[Si％]+2.2×[Al％]≥0.35 (4)

(5)根据上述(1)～(4)的任何一项所述的扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板，其特

征在于，以质量％计，Ti％、C％、Mn％以及Nb％还满足式(5)～(7)，同时钢组织

是以贝氏体作为主体的组织，强度超过980N/mm²。

0.9≤48/12×[C％]/[Ti％]＜1.7 (5)

50227×[C％]-4479×[Mn％]＞-9860 (6)

811×[C％]+135×[Mn％]+602×[Ti％]+794×[Nb％]＞465 (7)

(6)根据上述(1)～(4)的任何一项所述的扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板，其特

征在于，以质量％计，C％、Si％、Al％以及Mn％还满足式(8)，同时钢组织是以

铁素体和马氏体作为主体的组织，强度超过590N/mm²。

-100≤-300[C％]+105[Si％]-95[Mn％]+233[Al％] (8)

(7)根据上述(6)所述的扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板，其特征在于，在上述

钢组织的晶粒中，短径(ds)与长径(dl)之比(ds/dl)为0.1或以上的晶粒存在80％或以

上。

(8)根据上述(7)所述的扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板，其特征在于，在上述

钢组织的铁素体的晶粒中，粒径为2μm或以上的晶粒存在80％或以上。

(9)根据上述(1)～(4)的任何一项所述的扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板，其特

征在于，以质量％计，C％、Si％、Mn％以及Al％还满足式(8)，同时钢组织是以

铁素体和贝氏体作为主体的组织，强度超过590N/mm²。

-100≤-300[C％]+105[Si％]-95[Mn％]+233[Al％] (8)

(10)根据上述(9)所述的扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板，其特征在于，在上述

钢组织的晶粒中，短径(ds)与长径(dl)之比(ds/dl)为0.1或以上的晶粒存在80％或以

上。

(11)根据上述(10)所述的扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板，其特征在于，在上

述钢组织的铁素体的晶粒中，粒径为2μm或以上的晶粒存在80％或以上。

(12)一种扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板的制造方法，其特征在于：将上述

(1)～(4)的任何一项所述的成分组成的钢，在Ar₃相变点或以上的终轧

温度下结束轧制，接着以20℃/sec或以上的冷却速度进行冷却，在不足300℃的温

度下进行卷绕，制造钢组织是以铁素体和马氏体作为主体的组织、且强度超过

590N/mm²的高强度薄钢板。

(13)一种扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板的制造方法，其特征在于：将上述

(1)～(4)的任何一项所述的成分组成的钢，在Ar₃相变点或以上的终轧

温度下结束轧制，接着以20℃/sec或以上的冷却速度冷却到650℃～750℃，接着

在该温度下进行15秒钟或以下的空气冷却，然后再度进行冷却，在不足300℃的

温度下进行卷绕，制造钢组织是以铁素体和马氏体作为主体的组织、且强度超过

590N/mm²的高强度薄钢板。

(14)一种扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板的制造方法，其特征在于：将上述

(1)～(4)的任何一项所述的成分组成的钢，在Ar₃相变点或以上的终轧

温度下结束轧制，接着以20℃/sec或以上的冷却速度进行冷却，在300℃～600℃

的温度下进行卷绕，制造钢组织是以铁素体和贝氏体作为主体的组织、且强度超过

590N/mm²的高强度薄钢板。

(15)一种扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板的制造方法，其特征在于：将上述

(1)～(4)的任何一项所述的成分组成的钢，在Ar₃相变点或以上的终轧

温度下结束轧制，接着以20℃/sec或以上的冷却速度冷却到650℃～750℃，接着

在该温度下进行15秒钟或以下的空气冷却，然后再度进行冷却，在300℃～600℃

的温度下进行卷绕，制造钢组织是以铁素体和贝氏体作为主体的组织、且强度超过

590N/mm²的高强度薄钢板。

附图说明

图1是表示抗拉强度与延伸率的关系的图。

图2是表示抗拉强度与扩孔比的关系的图。

图3是表示抗拉强度与延伸率的关系的图。

图4是表示抗拉强度与扩孔比的关系的图。

图5是表示延伸率与ds/dl的关系的图。

图6是表示延伸率与2μm或以上的铁素体晶粒的比例的关系的图。

图7是表示抗拉强度与延伸率的关系的图。

图8是表示抗拉强度与扩孔比的关系的图。

图9是表示延伸率与ds/dl的关系的图。

图10是表示延伸率与2μm或以上的铁素体晶粒的比例的关系的图。

具体实施方式

本发明对于扩孔性的改善，着眼于冲孔的端面性状，通过在规定条件下调整O、

Mg、Mn以及S的添加量，使Mg系氧化物和硫化物均匀微细地析出，抑制冲孔时

的粗大裂纹的发生，使端面性状均匀化，从而改善扩孔性。

以下，就本发明的构成要件，进行详细说明。

首先，就本发明的高强度薄钢板(本发明钢板)的成分组成的限定理由进行叙述。还

有，％是指质量％。

C：是对钢的加工性产生影响的元素，在含量较多时，加工性劣化。特别是超过

0.20％时，会生成对扩孔性有害的碳化物(珠光体、渗碳体)，因此设定为0.20％或

以下。但是，在要求特别高的扩孔性的场合，优选设定为0.1％或以下。而且，从

确保所需要的强度的观点出发，0.01％或以上是必要的。

Si：是抑制有害的碳化物的生成、使铁素体比率增加、使延伸率提高的有效元素，

而且对于由固溶强化而确保材料强度也是有效的元素。所以，优选添加Si，但在

添加量增加时，除了化学转化处理性下降之外，点焊接性也降低，因此上限设定为

1.5％。

Al：与Si一样，是抑制有害的碳化物的生成、使铁素体比率增加、使延伸率提高

的有效元素。特别对于兼顾延展性和化学转化处理性，是必要的元素。

此外，Al从前一直是脱氧所必要的元素，通常添加0.01～0.07％左右，本发明者经

过反复潜心研究，结果发现在低Si系中通过大量添加Al，也能够在不使延展性劣

化的情况下，改善化学转化处理性。

但是，在添加量增加时，不仅延展性的提高效果达到饱和，化学转化处理性也会降

低，而且点焊接性也劣化，因此上限设定为1.5％。特别在化学转化处理严格的条

件下，优选上限设定为1.0％。

Mn：是确保强度所必要的元素，最低需要添加0.50％。而且，为了确保淬火性，

获得稳定的强度，优选超过2.0％的添加。但是，大量添加时，容易引起微观偏析

或宏观偏析，这些偏析使扩孔性劣化，所以上限设定为3.5％。

P：是提高钢板的强度的元素，并且是通过与铜同时添加可使耐蚀性提高的元素。

但是在含量多时，会引起焊接性、加工性、韧性的劣化。所以，将含量设定为0.2％

或以下。特别在耐蚀性不成问题的场合，重视加工性而优选设定为0.03％或以下。

S：是本发明中最重要的添加元素之一。S与Mg结合生成硫化物，成为(Ti，Nb)N

的核，并且通过抑制(Ti，Nb)N的长大，有利于(Ti，Nb)N的微细化，使扩孔性飞

跃性地提高。

为了获得该效果，0.0005％或以上的添加是必要的，优选0.001％或以上的添加。

但是，过剩的添加会形成Mn系硫化物，相反会使扩孔性劣化，因此其上限设定为

0.009％。

N：有利于生成(Ti，Nb)N，因此，为了确保加工性，少一些为宜。在超过0.009％

时，会生成粗大的TiN，加工性劣化，因此将N量设定为0.009％或以下。

Mg：是本发明中最重要的添加元素之一。Mg与氧结合形成氧化物，而且与S结合

形成硫化物。生成的Mg系氧化物以及Mg系硫化物，与不添加Mg的从前的钢相

比，析出物的尺寸小，成为均匀分散的分布状态。

在钢中微细分散的这些析出物，对(Ti，Nb)N的微细分散有利，对于扩孔性的提高

有效果。

但是，添加量在不足0.0006％时，其效果不充分，0.0006％或以上的添加是必要的。

为了充分获得其效果，优选0.0015％或以上的添加。

另一方面，超过0.01％的添加，不仅改善效果饱和，相反使钢的纯度劣化，使扩孔

性和延展性劣化，因此上限设定为0.01％。

O：是本发明中最重要的添加元素之一。与Mg结合形成氧化物，对扩孔性的提高

有利。但是，过剩的添加会使钢的纯度劣化，引起延伸性的劣化，因此上限设定为

0.005％。

Ti和Nb：是本发明中最重要的添加元素之一。Ti及Nb是形成碳化物、对强度的

增加有效的元素，有利于硬度的均匀化而改善扩孔性。而且可以认为，Ti和Nb会

以Mg系氧化物以及Mg系硫化物为核，形成微细均匀的氮化物，该氮化物在冲孔

时通过形成微细的孔隙并抑制应力集中，从而可抑制粗大裂纹的发生，其结果，扩

孔性飞跃性地提高。

为了使其有效地发挥上述效果，Nb和Ti都需要至少添加0.01％或以上。

但是，添加量过多时，析出强化会导致延展性劣化，因此作为上限，Ti设定为

0.20％、Nb设定为0.10％。这些元素无论单独添加还是复合添加都有效果。

此外，在本发明钢板中，也可以添加下述元素的1种、2种或更多种。

Ca、Zr、REM：控制硫化物系的夹杂物的形状，对扩孔性的提高有效。为了获得

该效果，需要至少添加0.0005％或以上的1种、2种或更多种。另一方面，在大量

添加时，相反会使钢的纯度恶化，损害扩孔性和延展性。所以，上限设定为0.01％。

Cu：是通过与P的复合添加来提高耐蚀性的元素。为了获得该作用，优选添加

0.04％或以上。但是，大量添加会使淬火性增加，损害延展性，因此上限设定为

0.4％。

Ni：是抑制添加Cu时的热裂的元素。为了获得该效果，优选添加0.02％或以上。

但是，大量添加时会与Cu一样使淬火性增加，损害延展性，因此上限设定为

0.3％。

Mo：是抑制渗碳体的生成、使扩孔性提高的有效的元素。为了获得该效果，需要

添加0.02％或以上。但是，Mo也是提高淬火性的元素，过剩的添加会使延展性降

低，因此上限设定为0.5％。

V：是形成碳化物、有利于确保强度的元素。为了获得该效果，需要添加0.02％或

以上。但是，大量添加会使延伸性降低，并且添加成本也高，因此上限设定为

0.1％。

Cr：也与V一样，是形成碳化物、有利于确保强度的元素。为了获得该效果，需

要添加0.02％或以上。但是，Cr也是提高淬火性的元素，大量的添加会使延伸性

降低，因此上限设定为1.0％。

B：是强化晶粒边界、改善作为超高强度钢的课题的2次加工裂纹的有效元素。为

了获得该效果，需要添加0.0003％或以上。但是，B也是提高淬火性的元素，大量

的添加会使延展性降低，因此上限设定为0.001％。

本发明者为了解决上述课题进行了潜心研究，结果发现通过将O、Mg、Mn以及S

的添加量在规定的条件下进行调整，从而能够利用Mg系氧化物以及Mg系硫化物，

使(Nb，Ti)N微细分散。

即，通过使Mg系氧化物充分析出；以及在抑制Mn系硫化物的析出的情况下，控

制Mg系硫化物的析出温度而使Mg系硫化物析出，从而能够利用作为上述的核的

作用、以及抑制长大的作用。为此，导出以下的3个关系式。以下进行说明。

在本发明中，除了Mg系氧化物以外，还利用Mg系硫化物，因此Mg需要以O量

或其以上的量进行添加。但是，O与Al等其它元素也形成氧化物，本发明者潜心

研究的结果是，与Mg结合的有效O是分析量的80％，Mg以该量或其以上的量进

行添加，对于形成对扩孔性的提高起作用的充分的硫化物是必要的。所以，Mg的

添加量需要满足式(1)。

另一方面，对于Mg系硫化物的形成，S是必要的元素，但在S量较多时，S会成

为Mn系硫化物。该Mn系硫化物的析出量如果量少，则以与Mg系硫化物的复合

状态存在，对扩孔性的劣化没有影响，可是大量析出时，详细情况虽然尚不清楚，

则会单独析出或对Mg系硫化物的特性产生影响，使扩孔性劣化。因此，S量相对

于Mg和有效O量需要满足式(2)。

此外，在Mn量以及S量均较多的条件下，在高温下会析出Mn系硫化物，抑制

Mg系硫化物的生成，不能得到扩孔性的充分提高。所以，Mn量以及S量需要满

足式(3)。

[Mg％]≥([O％]/16×0.8)×24 (1)

[S％]≤([Mg％]/24-[O％]/16×0.8+0.00012)×32 (2)

[S％]≤0.0075/[Mn％] (3)

为了通过使冲孔的断面生成微细且均匀的孔隙，从而使扩孔加工时的应力集中缓和，

并使扩孔性提高，重要的一点是(Nb，Ti)N的均匀微细化。在(Nb，Ti)N的尺寸较

小时，不能成为微细均匀的孔隙的生成起点，另一方面，在尺寸过大时，会成为粗

大裂纹的起点。

此外，可以认为，该析出物的析出个数较少时，在冲孔时产生的微细孔隙的数量不

足，不能得到抑制粗大裂纹发生的效果。

本发明者潜心研究的结果发现，作为使(Nb，Ti)N均匀且微细析出的方法，可以利

用MgO以及MgS的复合析出。尽管其理由尚未肯定，但发现，在氧化物外加硫化

物的复合利用时，作为发挥效果的复合析出物的尺寸以及析出物密度，在MgO、

MgS以及(Nb，Ti)N的复合析出物中，0.05μm～3.0μm的析出物为每1平方mm含

有5.0×10²个～1.0×10⁷个是必要的。此时，复合氧化物

中即使含有Al₂O₃、SiO₂，也不会损害本效

果，少量含有MnS也不会损害效果。

另外，本发明规定的复合析出物的分散状态，例如可由以下的方法定量地进行测定。

从母材钢板的任意部位制作萃取复型试样，将其用透射电子显微镜(TEM)以

5000～20000倍的倍率、至少在5000μm²或以上、优选在

50000μm²或以上的面积中进行观察，测定作为对象的复合夹杂物的个

数，换算成每单位面积的个数。

此时，氧化物和(Nb，Ti)N的鉴别是通过由附属于TEM的能量散射型X射线光谱

法(EDS)得到的组成分析、以及由TEM得到的电子衍射照片的晶体结构解析来进

行。在对于要测定的全部的复合夹杂物进行这样的鉴别很烦杂的场合，简单地，可

遵循以下程序。

首先，根据上述要领按照不同的形状、尺寸测定作为对象的尺寸的个数，在它们当

中，对于形状、尺寸不同的全部析出物根据上述要领，分别就10个或以上进行鉴

别，计算出氧化物和(Nb，Ti)N的比例。然后，对先前测定的夹杂物的个数，乘以

该比例。

当钢中的碳化物妨碍上述TEM观察时，通过热处理使碳化物聚集粗大化或使其溶

解，能够使作为对象的复合夹杂物的观察容易进行。

Si和Al：是在为了确保延展性的组织控制方面非常重要的元素。但是，Si在热轧

工序中有时发生被称为Si氧化皮的表面凹凸，由此，不仅损害产品外观，而且在

冲压后施以化学转化处理和涂层时，有时出现化学转化处理膜的生成不良和涂层的

附着性不良。

因此，对于一部分要求化学转化处理性严格的用途，某些场合不能添加大量的Si。

此时，为了兼顾延展性和化学转化处理性二者，可以用Al代替Si，但在Si和Al

都大量添加时，铁素体相的比率增大，不能得到目标强度。

因此，为了确保充分的强度，并确保延展性，Si量和Al量需要满足式(4)。但是，

特别在延伸率成为课题时，优选设定为0.9或以上。

[Si％]+2.2×[Al％]≥0.35 (4)

其次，就本发明钢板的组织进行说明。

本发明是改善冲孔时的断面性状的技术，因此钢组织含有铁素体、贝氏体以及马氏

体的任何相，都能发挥所要求的效果。

但是，由于钢组织影响机械性能，所以要根据所要求的机械性能来控制组织。

(1)以贝氏体作为主体的钢板(本发明钢板B)

为了确保超过980MPa的强度，作为强化机构，使用组织强化是必要的，为了提高

加工性中的尤其扩孔性，需要将组织设定为以贝氏体作为主体的组织。

此时，将第2相设为铁素体时，则延展性提高，因此优选含有铁素体作为第2相。

而且，本发明钢板B，即使在组织中残存奥氏体也不会妨碍本发明的效果，但是粗

大的渗碳体、珠光体会降低Mg系析出物改善端面性状的效果，因此不太理想。

强度超过980N/mm²的钢，伴随高强度化，延展性以及扩孔性会劣化。

本发明者为了解决上述课题，潜心研究的结果发现，作为Mg系析出物改善冲孔端

面性状从而改善扩孔性的效果、以及既确保强度又确保延展性的手段，在贝氏体主

体的钢组织中，规定C、Mn、Ti、Nb的成分量的范围是有效的。

即，通过最大限度地利用TiC的析出强化、以及明确Mn和C带来的组织强化对材

质的影响，导出下述的3个关系式。以下，进行说明。

与Ti相比，C的添加量较少时，由于固溶Ti的增加而使延伸率劣化，因此，设定

为0.9≤48/12×C/Ti。另一方面，与Ti相比，C的添加量过高时，于热轧加热中TiC

会析出，不仅不能得到强度升高的效果，而且由于第2相中C量的增加而伴随扩

孔性的劣化。

因为这也关系到Mg系析出物改善端面性状的效果的减低，所以48/12×C/Ti的上限

设定为1.7。

即，Ti量和C量需要满足式(5)。

0.9≤48/12×C/Ti＜1.7 (5)

特别在重视扩孔性的场合，优选设定为1.0≤48/12×C/Ti＜1.3。

尽管由于伴随Mn的添加量的增多，铁素体的生成被抑制，从而第2相的比率增大，

强度的确保变得容易，但是会导致延伸率的下降。另一方面，C会使第2相硬化，

使扩孔性劣化，但可以改善延伸率。

因此，在超过980N/mm²的抗拉强度下，为了确保所要求的延伸率，

C量和Mn量需要满足式(6)。

50227×C-4479×Mn＞-9860 (6)

为了确保加工性，需要满足上述2个公式。如果是780N/mm²水平的

钢板，则既确保强度又满足上述2个公式是比较容易的，但是为了确保超过

980N/mm²的强度，添加使扩孔性劣化的C、和使延伸率劣化的Mn是

万不得已的。

为了确保超过980N/mm²的强度，需要在既满足上述2个公式又满足

式(7)的范围内调整成分。

811×C+135×Mn+602×Ti+794×Nb＞465 (7)

其次，就制造方法进行说明。

为了不妨碍铁素体的生成，使扩孔性良好，需要将精轧结束温度设定为

Ar₃相变点或以上。但是，如果温度过高，会导致组织的粗大化引起

的强度下降以及延展性的降低，因此优选设定为950℃或以下。

为了抑制对扩孔性有害的碳化物的形成，获得高的扩孔比，需要将冷却速度设定为

20℃/s或以上。

卷绕温度在不足300℃时，会生成马氏体，从而扩孔性劣化，因此将其设定为300℃

或以上。

此外，低温生成的贝氏体，尽管不如马氏体严重，但是如果作为第2相存在时，扩

孔性会劣化。因此优选在350℃或以上进行卷绕。

在卷绕温度超过600℃时，会生成对扩孔性有害的珠光体和渗碳体，因此将卷绕温

度设定为600℃或以下。

连续冷却中的空气冷却，对于使铁素体相的占有率增加、使延展性提高是有效的。

但是根据空气冷却温度和空气冷却时间的不同，会生成珠光体，相反不仅延展性降

低，扩孔性也显著降低。

在空气冷却温度不足650℃时，会早期生成对扩孔性有害的珠光体，因此空气冷却

温度设定为650℃或以上。

另一方面，在空气冷却温度超过750℃时，不仅会延缓铁素体的生成，难于获得空

气冷却效果，而且在其后的冷却中容易生成珠光体，所以空气冷却温度设定为750℃

或以下。

超过15秒钟的空气冷却，不仅铁素体的增加达到饱和，而且会对其后的冷却速度、

卷绕温度的控制带来负担，因此，空气冷却时间设定为15秒钟或以下。

(2)以铁素体和马氏体作为主体的钢板(本发明钢板FM)

端面控制技术是有关钢板的扩孔性提高的技术，因此为了同时确保延展性和扩孔性

为较高的值，需要由钢组织来确保延伸率。因此，需要将钢组织设计成以铁素体和

马氏体作为主体的组织。

此时，铁素体存在50％或以上时，特别能够确保高延展性，因此优选将铁素体的

比率设定为50％或以上。并且，本发明的钢板FM，即使组织中残存奥氏体，也不

会妨碍本发明的效果，但粗大的渗碳体和珠光体会降低Mg系析出物改善端面性状

的效果，所以不太理想。

热轧中，于精轧后必须短时间内形成所要求的组织，对于所要求的组织的形成，成

分组成的影响表现得非常强。当钢组织以铁素体和马氏体作为主体时，为了使延展

性提高，重要的一点是确保铁素体比率。

为了确保对改善延展性有效的铁素体比率，C、Si、Mn以及Al的各量，需要满足

以下的式(8)。当式(8)的值不足-100时，不能得到充分量的铁素体，第2相的比率

增加，因此延展性劣化。

-100≤-300[C％]+105[Si％]-95[Mn％]+233[Al％] (8)

本发明者就钢组织为铁素体和马氏体作为主体的钢，在不降低由Mg系析出物改善

冲孔端面性状而带来的扩孔性改善效果的情况下，对改善延展性的手段进行了潜心

研究。其结果发现，控制铁素体的形状和铁素体的粒径，作为改善延展性的手段起

着有效的作用。以下进行说明。

铁素体晶粒的形状，对于本发明钢板FM，是使延展性提高的重要指标之一。通常，

在高合金成分系中，在轧制方向上伸展的铁素体晶粒较多。本发明者经过潜心研究，

结果发现该伸展的晶粒会导致延展性的劣化。而且发现，作为指标，降低短径(ds)

与长径(dl)之比(ds/dl)不足0.1的晶粒的存在几率是有效的。

为了通过控制铁素体的晶粒来充分获得提高延展性的效果，在铁素体晶体中，

(ds/dl)比为0.1或以上的晶粒存在80％或以上是必要的。

铁素体的粒径在本发明中是使延展性提高的重要指标之一。通常，伴随高强度化，

晶粒产生微细化。本发明者经过潜心研究，结果发现对于同一强度，晶粒充分长大

的铁素体有利于延展性的提高。

并且，为了充分获得延展性的提高，在铁素体晶粒中晶体粒径为2μm或以上的粒

径的晶粒存在80％或以上是必要的。

其次，说明制造方法。

为了防止铁素体的生成，使扩孔性良好，精轧结束温度设定为Ar₃相

变点或以上是必要的。但是，如果温度过高，会导致因组织的粗大化引起的强度下

降以及延展性的降低，因此优选设定为950℃或以下。为了抑制对扩孔性有害的碳

化物的形成，获得高的扩孔比，冷却速度为20℃/s或以上是必要的。

卷绕温度在300℃或以上时，不能生成马氏体，强度下降，不能确保规定的强度，

因此设定为不足300℃。为了确保充分的强度，并由此充分获得延伸率的改善，优

选将卷绕温度设定为200℃或以下。

连续冷却中的空气冷却，对于使铁素体相的占有率增加、使延展性提高是有效的。

但是根据空气冷却温度和空气冷却时间的不同，会生成珠光体，相反不仅延展性降

低，扩孔性也显著降低。

在空气冷却温度不足650℃时，会早期发生对扩孔性有害的珠光体，因此空气冷却

温度设定为650℃或以上。

另一方面，在空气冷却温度超过750℃时，不仅会延迟铁素体的生成，难于获得空

气冷却效果，而且在其后的冷却中容易生成珠光体，所以空气冷却温度设定为750℃

或以下。

超过15秒钟的空气冷却，不仅铁素体的增加达到饱和，而且会对其后的冷却速度、

卷绕温度的控制带来负担，因此，空气冷却时间设定为15秒钟或以下。

(3)以铁素体和贝氏体作为主体的钢板(本发明钢板FB)

端面控制技术是有关扩孔性提高的技术，因此扩孔性强烈地受母材的延展性和扩孔

性(基本特性)的影响。特别是行走部件等，对于扩孔性的要求很强烈，作为基本特

性，以延展性和扩孔性均衡的良好的钢板为目标，通过端面控制技术进一步使扩孔

性提高是必要的。

所以，钢组织需要设计成以铁素体和贝氏体作为主体的组织。此时，在铁素体存在

50％或以上时，特别能确保高的延展性，因此优选将铁素体比率设定为50％或以

上。

并且，本发明钢板FB，即使组织中残存奥氏体相也不妨碍本发明的效果，但是粗

大的渗碳体、珠光体会减低Mg系析出物对端面性状的改善效果，因此不太理想。

热轧中，于精轧后必须短时间内形成所要求的组织，对于所要求的组织的形成，成

分组成的影响表现得非常强。当钢组织以铁素体和贝氏体为主体时，为了使延展性

提高，重要的一点是确保铁素体比率。

为了确保对改善延展性有效的铁素体比率，C、Si、Mn以及Al的各量，需要满足

以下的式(8)。当式(8)的值不足-100时，不能得到充分量的铁素体，第2相的比率

增加，因此延展性劣化。

-100≤-300[C％]+105[Si％]-95[Mn％]+233[Al％] (8)

本发明者就钢组织为铁素体和贝氏体作为主体的钢，在不降低由Mg系析出物改善

冲孔端面性状带来的扩孔性改善效果的情况下，对改善延展性的手段进行了潜心研

究。其结果发现，控制铁素体的形状和铁素体的粒径，作为改善延展性的手段起着

有效的作用。以下进行说明。

铁素体的形状在本发明中是使延展性提高的重要指标之一。通常，在高合金成分系

中，在轧制方向上伸展的铁素体晶粒较多。本发明者经过潜心研究，结果发现该伸

展的晶粒会导致延展性的劣化。而且发现，作为指标，降低短径(ds)与长径(dl)之比

(ds/dl)不足0.1的晶粒的存在几率是有效的。

为了通过控制铁素体的晶粒来充分获得提高延展性的效果，在铁素体晶粒中，

(ds/dl)比为0.1或以上的晶粒存在80％或以上是必要的。

铁素体的粒径在本发明中是使延展性提高的重要指标之一。通常，伴随高强度化，

晶粒产生微细化。本发明者经过潜心研究，结果发现对于同一强度，晶粒充分长大

的铁素体有利于延展性的提高。

并且，为了充分利于延展性的提高，在铁素体晶粒中晶体粒径为2μm或以上的粒

径的晶粒存在80％或以上是必要的。

其次，说明制造方法。

为了防止铁素体的生成、使扩孔性良好，精轧结束温度设定为Ar₃相

变点或以上是必要的。但是，如果温度过高，会导致组织的粗大化引起的强度下降

以及延展性的降低，因此优选设定为950℃或以下。

为了抑制对扩孔性有害的碳化物的形成、获得高的扩孔比，冷却速度为20℃/s或

以上是必要的。

卷绕温度在不足300℃时，会生成马氏体，扩孔性劣化，因此设定为300℃或以上。

另外，低温生成的贝氏体，尽管不如马氏体那样严重，但作为第2相存在时，扩孔

性会劣化，因此优选在350℃或以上卷绕。

在卷绕温度超过600℃时，会生成对扩孔性有害的珠光体和渗碳体，因此卷绕温度

设定为600℃或以下。

连续冷却中的空气冷却，对于使铁素体相的占有率增加、使延展性提高是有效的。

但是根据空气冷却温度和空气冷却时间的不同，会生成珠光体，相反不仅延展性降

低，扩孔性也显著降低。

在空气冷却温度不足650℃时，会早期发生对扩孔性有害的珠光体，因此空气冷却

温度设定为650℃或以上。

另一方面，在空气冷却温度超过750℃时，不仅会延迟铁素体的生成，难于获得空

气冷却效果，而且在其后的冷却中容易生成珠光体，所以空气冷却温度设定为750℃

或以下。

超过15秒钟的空气冷却，不仅铁素体的增加达到饱和，而且会对其后的冷却速度、

卷绕温度的控制带来负担，因此，空气冷却时间设定为15秒钟或以下。

其次，根据实施例说明本发明。

[实施例1]

本发明钢F的实施例。

熔炼表1以及表2所示的成分组成以及特性值的钢，根据通常方法进行连续铸造而

制作板坯。符号A～Z是按照本发明的成分组成的钢，符号a钢中C的添加量、b

钢中Mn的添加量、c钢中O的添加量、e钢中S的添加量以及f钢中Mg的添加量

在本发明的范围之外。

而且，a钢的式(5)、b钢的式(3)和式(6)、c钢的式(1)和式(2)、d钢的式(4)、e钢的

式(2)和式(3)、f钢的式(1)、g钢的式(7)，在本发明的范围之外。并且f钢的析出物

的个数在本发明的范围之外。

将这些钢在加热炉中以1200℃或以上的温度加热，通过热轧制作板厚为2.6～

3.2mm的热轧钢板。关于热轧条件，示于表3以及表4中。

在表3以及表4中，A4和J2的冷却速度、B3和F3的空气冷却开始温度、E3、G3

和Q4的卷绕温度，分别在本发明的范围之外。

对于这样得到的热轧钢板，进行JIS5号片的拉伸试验以及扩孔试验。关于扩孔性

(λ)，对直径为10mm的冲孔采用60°圆锥冲头进行挤压扩张，由裂纹贯穿板厚时的

孔径(d)与初期孔径(d0：10mm)，用λ＝(d-d0)/d0×100进行评价。

各试验片的TS、E1以及λ示于表2中。图1表示强度与延伸率的关系、图2表示

强度与扩孔(比)的关系。本发明钢与比较钢相比可知，延伸率或扩孔(比)、或二者

特性均更优良。另一方面，g1钢没有得到目标的强度。

这样，根据本发明，可以得到即能确保980N/mm²的规定强度，而且

扩孔率和延展性均优良的高强度热轧钢板。

表1

表

2

*其中，Ar₃＝896-509(C％)+26.9(Si％)-63.5(Mn％)+229(P％)

表

3

表4(续表

3)

[实施例2]

本发明钢FM的实施例。

熔炼表5以及表6所示的成分组成以及特性值的钢，根据通常方法进行连续铸造而

制作板坯。符号A～Z是按照本发明的成分组成的钢，符号a钢中C的添加量、b

钢中Mn的添加量、c钢中O的添加量、e钢中S的添加量以及f钢中Mg的添加量

在本发明的范围之外。

而且，b钢的式(3)和式(8)、c钢的式(1)和式(2)、d钢的式(4)、e钢的式(2)和式(3)、

f钢的式(1)，在本发明的范围之外。还有，f钢和g钢的析出物的个数在本发明的

范围外。

将这些钢在加热炉中以1200℃或以上的温度加热，通过热轧制作板厚为2.6～

3.2mm的热轧钢板。关于热轧条件，示于表7以及表8中。

在表7以及表8中，A4和J2的冷却速度、B3和F3的空气冷却开始温度、E3、G3

以及Q4的卷绕温度分别在本发明的范围之外。

对于这样得到的热轧钢板，进行JIS5号片的拉伸试验以及扩孔试验。关于扩孔性

(λ)，对直径为10mm的冲孔采用60°圆锥冲头进行挤压扩张，由裂纹贯穿板厚时的

孔径(d)与初期孔径(d0：10mm)，用λ＝(d-d0)/d0×100进行评价。

各试样片的TS、E1以及λ示于表7以及表8中。图3表示强度与延伸率的关系，

图4表示强度与扩孔率(比)的关系。本发明钢与比较钢相比可知，延伸率或扩孔率

(比)、或二者特性均更优良。

此外，表9和图5表示短径(ds)与长径(dl)之比(ds/dl)超过0.1的比例与延伸率的关

系。可以知道，该比例为80％或以上时，可以稳定地获得高的延伸率。

而且，表10和图6表示在铁素体晶粒中，2μm或以上的铁素体晶粒的比例与延伸

率的关系。可以知道，该比例为80％或以上时，可以稳定地获得高的延伸率。

这样，根据本发明，能够获得扩孔率、延展性均优良的高强度热轧钢板。

表

5

表

6

*其中，Ar₃＝896-509(C％)+26.9(Si％)-63.5(Mn％)+229(P％)

表

7

表8(续表

7)

表

9

表

10

[实施例3]

本发明钢板FB的实施例。

熔炼表11以及表12所示的成分组成以及特性值的钢，根据通常方法进行连续铸造

而制作板坯。符号A～Z是按照本发明的成分组成的钢，符号a钢中C的添加量、

b钢中Mn的添加量、c钢中O的添加量、e钢中S的添加量以及f钢中Mg的添加

量在本发明的范围之外。

而且，b钢的式(3)和式(8)、c钢的式(1)和式(2)、d钢的式(4)和式(8)、e钢的式(2)和

式(3)、f钢的式(1)在本发明的范围之外。还有，f钢和g钢的析出物的个数在本发

明的范围外。

将这些钢在加热炉中以1200℃或以上的温度加热，通过热轧制作板厚为2.6～

3.2mm的热轧钢板。关于热轧条件，示于表13以及表14中。

在表13以及表14中，A4和J2的冷却速度、B3和F3的空气冷却开始温度、E3、

G3以及Q4的卷绕温度分别在本发明的范围之外。

对于这样得到的热轧钢板，进行JIS5号片的拉伸试验以及扩孔试验。关于扩孔性

(λ)，对直径为10mm的冲孔采用60°圆锥冲头进行挤压扩张，由裂纹贯穿板厚时的

孔径(d)与初期孔径(d0：10mm)，用λ＝(d-d0)/d0×100进行评价。

各试验片的TS、E1以及λ示于表13以及表14中。图7表示强度与延伸率的关系、

图8表示强度与扩孔率的关系。本发明钢与比较钢相比可知，延伸率或扩孔率(比)、

或二者特性均更优良。

此外，表15和图9表示短径(ds)与长径(dl)之比(ds/dl)超过0.1的比例与延伸率的关

系。可以知道，该比例为80％或以上时，可以稳定地获得高的延伸率。此外，表

16和图10表示在铁素体晶粒中，具有2μm或以上的粒径的比例与延伸率的关系。

可以知道，该比例为80％或以上时，可以稳定地获得高的延伸率。

这样，根据本发明，能够获得扩孔率、延展性均优良的高强度薄钢板。

表

11

表

12

*其中，Ar₃＝896-509(C％)+26.9(Si％)-63.5(Mn％)+229(P％)

表

13

表14(续表

13)

表

15

表

16

根据本发明，对于强度水平为590N/mm²或以上、进而

980N/mm²或以上的高强度钢板，能够提供具有从前所没有的延伸率-

延展性均衡的高强度薄钢板。因此，本发明对于以高强度钢板作为基材的产业是极

其有用的。