CN111315907B - 钢板 - Google Patents

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Abstract

该钢板具有以下化学组成，以质量％计，含有C：0.05～0.30％、Si：0.2～2.0％、Mn：2.0～4.0％、Al：0.001～2.000％、P：0.100％以下、S：0.010％以下、N：0.010％以下、Ti：0～0.100％、Nb：0～0.100％、V：0～0.100％、Cu：0～1.00％、Ni：0～1.00％、Mo：0～1.00％、Cr：0～1.00％、W：0～0.005％、Ca：0～0.005％、Mg：0～0.005％、稀土元素(REM)：0～0.010％、B：0～0.0030％，余量包含Fe和杂质，金属组织以面积率计，包含95％以上的硬质组织和0～5％的残余奥氏体，在厚度方向截面中的按质量％计的、Mn含量的上限值C1与所述Mn含量的下限值C2之比即C1/C2为1.5以下，烘烤硬化量BH为150MPa以上。

Description

钢板
技术领域
本发明涉及钢板。
本申请基于2017年11月8日在日本提出申请的专利申请2017-215829 号主张优先权，将其内容引用于此。
背景技术
近年来，为了保护地球环境，要求提高汽车的燃油效率。关于汽车燃 油效率的提高，对于汽车用钢板，为了在确保安全性的同时使车身轻量化， 要求进一步的高强度化。作为这样的高强度钢板，大多使用组织具有以下 复合组织的复合组织钢板，该复合组织由马氏体或贝氏体等硬质组织与柔 软的铁素体组合而成的双相钢(Dual-Phase钢、DP钢)所代表。
由于这样的DP钢一般是高合金，所以在熔制工序中Mn等合金元素 在与板厚方向平行的方向上偏析。该偏析部分通过热轧或冷轧被拉伸，因 此呈带状地以层状连接(以下将其称为微观偏析)。在DP钢的情况下，在该 微观偏析部分生成硬质相。结果，成为硬质相呈带状连接的组织。已知这 种由于微观偏析而产生的硬质相呈带状连接的组织，使扩孔性和弯曲性显 著劣化。
作为用于解决DP钢中起因于上述微观偏析的课题的技术，例如专利 文献1中记载了通过在热轧工序之前，在1200℃以上且1300℃以下的温 度范围保持0.5小时以上且5小时以下使Mn扩散，由此使钢板的板厚方 向截面中的Mn浓度的上限值C1与下限值C2之比C1/C2为2.0以下的钢 板。公开了该钢板中，通过使C1/C2为2.0以下，大幅降低了伸长凸缘性的不均。
另一方面，如果使钢板高强度化，则延展性降低，冷压制成形变得困 难。因此，要求成形加工时比较软质而容易成形，成形加工后涂装烘烤时 的烘烤硬化量大的材料。即，为了使汽车部件进一步高强度化，需要烘烤 硬化性高的钢板。所谓烘烤硬化，是指在高温(150℃～200℃)的涂装烘烤时， 侵入型元素(碳、氮)固定在由压制成形等(以下也称为“预应变”)导入的位错 而产生的应变时效现象。
但是，如专利文献1所示包含许多铁素体的DP钢板，一般存在烘烤 硬化性低这样的问题。
作为提高烘烤硬化性的技术，例如专利文献2中记载了一种冷轧钢板， 其以贝氏体和马氏体构成的硬质组织为主要组织，将铁素体的分率限制在 5％以下来确保高烘烤硬化量。
但是，根据本发明人研究的结果得知，专利文献2所记载的冷轧钢板 中，虽然预应变为1％时可得到一定的烘烤硬化性，但预应变小(例如0.5％) 的情况下得不到足够的烘烤硬化性。即，专利文献2的冷轧钢板中，为了 得到高的烘烤硬化性，需要提高预应变。
现有技术文献
专利文献1：日本特开2010-065307号公报
专利文献2：日本特开2008-144233号公报
发明内容
如上所述，在汽车用钢板中，为了满足今后进一步高强度化的要求， 必须确保优异的烘烤硬化性。另一方面，在为了得到高烘烤硬化性而需要 提高预应变的情况下，不能适用于压制成形等时的加工度低的构件。另外， 如果提高预应变，则延展性降低，因此，也难以适用于要求优异延展性的 构件。
本发明是鉴于上述课题而完成的。本发明的课题是提供一种烘烤硬化 性优异的钢板，其即使在0.5％的预应变下也可得到足够的烘烤硬化量。
本发明人为了解决上述课题进行了认真研究。结果明确得知，偏析存 在中心偏析和微观偏析这两种，其中为了提高烘烤硬化性，设为使合金元 素的微观偏析降低、并且提高了位错密度的包含95％以上的硬质组织的组 织很重要。
以往，在包含95％以上的硬质组织的组织中，硬质相不会以带状生成， 所以几乎没有考虑微观偏析。但是，本发明人发现，在包含95％以上硬质 组织的组织中，通过降低微观偏析，由预应变导入的位错被均匀化，进而， 通过制造时使位错密度上升，烘烤硬化性提高。
能够实现上述目的的本发明的钢板如下所述。
(1)本发明一方案的钢板，具有以下化学组成，以质量％计，含有C： 0.05～0.30％、Si：0.2～2.0％、Mn：2.0～4.0％、Al：0.001～2.000％、P：0.100％ 以下、S：0.010％以下、N：0.010％以下、Ti：0～0.100％、Nb：0～0.100％、 V：0～0.100％、Cu：0～1.00％、Ni：0～1.00％、Mo：0～1.00％、Cr：0～1.00％、 W：0～0.005％、Ca：0～0.005％、Mg：0～0.005％、稀土元素(REM)：0～0.010％、 B：0～0.0030％，余量包含Fe和杂质，金属组织包含按面积率计为95％以 上的硬质组织和0～5％的残余奥氏体，厚度方向截面中的按质量％计的Mn 含量的最大值C1与所述Mn含量的最小值C2之比C1/C2为1.5以下，烘 烤硬化量BH为150MPa以上。
(2)上述(1)所记载的钢板，可以是：所述化学组成按质量％计，含有 以下元素中的一种或两种以上，Ti：0.003～0.100％、Nb：0.003～0.100％、 V：0.003～0.100％，且其合计含量为0.100％以下。
(3)上述(1)或(2)所记载的钢板，可以是：所述化学组成按质量％计， 含有以下元素中的一种或两种以上，Cu：0.005～1.00％、Ni：0.005～1.00％、 Mo：0.005～1.00％、Cr：0.005～1.00％，且其合计含量为1.00％以下。
(4)上述(1)～(3)中任一项所记载的钢板，可以是：所述化学组成按质 量％计，含有以下元素中的一种或两种以上，W：0.0003～0.005％、Ca： 0.0003～0.005％、Mg：0.0003～0.005％、稀土元素(REM)：0.0003～0.010％， 且其合计含量为0.010％以下。
(5)上述(1)～(4)中任一项所记载的钢板，可以是：所述化学组成按质 量％计，含有B：00001～0.0030％。
根据本发明的上述方案，通过控制钢板中的合金元素的微观偏析，提 高硬质组织中的位错密度，能够提供烘烤硬化性优异的钢板。由于该钢板 的压制成形性优异，在压制成形后的涂装时受到烘烤而进一步高强度化， 因此适合作为汽车等的结构构件。在本发明中，烘烤硬化性优异是指附加 0.5％预应变后，在170℃下进行20分钟的热处理时的烘烤硬化量(BH量) 为150MPa以上。
具体实施方式
烘烤硬化是在加热到高温(150℃～200℃)时，侵入型元素(碳、氮)固定 在由预应变预先导入到钢中的位错而产生的应变时效现象。在汽车用钢板 的情况下，在成形为部件时通过压制等导入的位错中，涂装烘烤时通过固 定入侵型元素(碳、氮)而产生。
烘烤硬化量由位错密度和固溶碳的量控制，通过两个参数都增加而表 现得更显著。另外，硬质组织与铁素体相比固溶碳更多，所以烘烤硬化性 变高。本发明人为了在以硬质组织为主相的高强度钢板中进一步提高烘烤 硬化量而进行了专心研究。结果明确判断出以硬质组织为主相的高强度钢 板中Si含量和/或Mn含量比较多，这些合金元素容易偏析，所以通过预 应变导入的位错没有均匀地进入。另外，明确判断出由于合金元素的偏析，硬质组织容易产生硬度差，由于该硬度差的影响，烘烤硬化量不会提高。
发明人进一步研究的结果表明，硬度差和预应变的不均匀性是由凝固 时的偏析部分通过热轧或冷轧被拉伸而形成的微观偏析引起的。另外，本 发明人发现，通过降低合金元素的微观偏析，使由预应变导入的位错均匀 化，进而，通过在制造时使位错密度上升，以硬质组织为主相的钢板的烘 烤硬化性提高。
另外，为了降低上述微观偏析，热轧条件的最佳化是有效的，为了提 高位错密度，在退火工序后进行平整轧制是有效的。
再者，在铸造时，Si和Mn等置换型元素在板厚中心部的部位与轧制 方向平行地偏析。这一般被称为中心偏析。通过这样的中心偏析，在钢坯 的板厚中心部产生裂纹，和/或由于合金元素不均匀地分布而在后续的退火 工序中使组织控制变得困难，材质变得不稳定。本发明人进行了研究，结 果发现即使降低中心偏析，如果不降低微观偏析，烘烤硬化性也不提高。 另一方面，即使存在中心偏析，如果能够控制微观偏析，则烘烤硬化性提 高。
以下，对本实施方式的钢板进行说明。
本发明一实施方式的钢板(本实施方式的钢板)是烘烤硬化性优异的钢 板，具有以下化学组成，以质量％计，含有C：0.05～0.30％、Si：0.2～2.0％、 Mn：2.0～4.0％、P：0.100％以下、S：0.010％以下、Al：0.001～2.000％、 N：0.010％以下，进而任选地含有Ti、Nb、V、Cu、Ni、Mo、Cr、W、 Ca、Mg、REM、B，余量包含Fe和杂质，金属组织按面积率计包含95％以上的硬质组织和0～5％的残余奥氏体，钢板厚度方向截面中的Mn含量 的上限值C1(单位：质量％)与下限值C2(单位：质量％)之比C1/C2为1.5 以下，烘烤硬化量BH显示150MPa以上，抗拉强度TS优选为900MPa 以上。
以下，对化学成分和组织进行说明。
(I)：化学成分
本实施方式的钢板的特征在于通过制造方法来控制组织形态，但为了 得到具有优异加工性且进一步提高了烘烤硬化性的钢板，优选适当调整化 学成分组成。因而，对本实施方式的钢板及其制造中使用的钢坯的化学成 分组成进行说明。以下说明中，钢板和钢坯所含的各元素的含量单位“％”， 只要没有特别说明，就是指“质量％”。
(C：0.05％～0.30％)
C是提高钢板可淬性的元素。另外，C是具有通过在马氏体组织等硬 质组织中含有而提高强度的作用的元素。另外，其也是具有提高烘烤硬化 性的作用的元素。为了有效地发挥如上作用，C含量为0.05％以上。优选 为0.07％以上。
另一方面，C含量超过0.30％时，焊接性劣化。因此，C含量为0.30％ 以下，优选为0.20％以下。
(Si：0.2％～2.0％)
Si是抑制碳化物的生成，确保对烘烤硬化来说必要的固溶C所必需的 元素。Si含量小于0.2％时，有时得不到足够的作用效果。另外，是为了 使固溶C增加，使烘烤硬化性优良的钢板高强度化所必需的元素。为了有 效地发挥该作用，Si含量为0.2％以上。更优选为0.5％以上。
另一方面，Si含量超过2.0％时，不仅表面性状劣化和/或含有效果饱 和，成本还会上升。因此，Si含量为2.0％以下，优选为1.5％以下。
(Mn：2.0％～4.0％)
Mn是有助于提高可淬性的元素，是对钢板的高强度化有用的元素。 为了有效地发挥这样的作用，Mn含量为2.0％以上。优选为2.3％以上。
另一方面，含有过剩的Mn成为MnS的析出引起的低温韧性降低的 原因。因此，Mn含量为4.0％以下。
(P：0.100％以下)
P不是必需元素，而是例如钢中作为杂质含有的元素。从焊接性的观 点出发，P含量越低越好。特别是P含量超过0.100％时，焊接性下降显著。 因此，P含量为0.100％以下，优选为0.030％以下。
另一方面，P含量越少越好，所以也可以为0％，但P含量的降低需 要成本，想要降低到小于0.0001％时，成本显著上升。因此，P含量可以 为0.0001％以上。另外，P有助于强度的提高，因此P含量可以为0.0001％ 以上。
(S：0.010％以下)
S不是必需元素，而是例如钢中作为杂质含有的元素。从焊接性的观 点出发，S含量越低越好。S含量越高，MnS的析出量越增加，低温韧性 降低。特别是S含量超过0.010％时，焊接性的降低和低温韧性的降低显 著。因此，S含量为0.010％以下，优选为0.005％以下。
另一方面，S含量越少越好，所以也可以为0％，但S含量的降低需 要成本，想要降低到小于0.0001％时，成本显著上升。因此，S含量可以 为0.0001％以上。
(Al：0.001％～2.000％)
Al是对脱氧和碳化物形成元素的成品率提高有效果的元素。为了有效 地发挥如上作用，Al含量为0.001％以上。优选为0.010％以上。
另一方面，Al含量超过2.000％时，焊接性降低，和/或氧化物类夹杂 物增加，表面性状劣化。因此，Al含量为2.000％以下。优选为1.000％以 下。
(N：0.010％以下)
N不是必需元素，例如在钢中作为杂质含有。从焊接性的观点出发， N含量越低越好。特别是N含量超过0.010％时，焊接性下降显著。因此， N含量为0.010％以下，优选为0.006％以下。
另一方面，N含量越少越好，所以也可以为0％，但N含量的降低需 要成本，想要降低到小于0.0001％时，成本显著上升。因此，N含量为 0.0001％以上。
本实施方式的钢板的基本成分组成如上所述，余量是Fe和根据原料、 资材、制造设备等状况而带入的杂质。另外，本实施方式的钢板，也可以 根据需要含有以下任选元素。由于不一定含有以下任选元素，所以其下限 为0％。
(Ti：0.100％以下、Nb：0.100％以下、V：0.100％以下)
Ti、Nb和V是有助于提高强度的元素。因此，也可以以Ti、Nb或V 或者它们的任意组合来含有多个。为了充分获得该效果，Ti、Nb或V的 含量、或者它们中的2种以上的任意组合的合计含量优选为0.003％以上。
另一方面，Ti、Nb或V的含量、或者它们中的2种以上的任意组合 的合计含量超过0.100％时，热轧和冷轧变得困难。因此，Ti含量、Nb含 量或V含量、或者它们中的2种以上的任意组合的合计含量为0.100％以 下。也就是说，将各成分单独时的限制范围设为Ti：0.003％～0.100％、Nb： 0.003％～0.100％和V：0.003％～0.100％的同时，将它们任意组合时的合计 含量也优选为0.003～0.100％。
(Cu：1.00％以下、Ni：1.00％以下、Mo：1.00％以下、Cr：1.00％以 下)
Cu、Ni、Mo和Cr是有助于提高强度的元素。因此，可以含有Cu、 Ni、Mo、或Cr或者它们的任意组合。为了充分得到该效果，Cu、Ni、 Mo和Cr的含量在各成分单独的情况下的优选范围是0.005～1.00％，在将 它们中的2种以上任意组合时的合计含量中，也优选满足0.005％～1.00％。
另一方面，Cu、Ni、Mo和Cr的含量、或将它们中的2种以上任意 组合时的合计含量超过1.00％时，上述作用产生的效果饱和，徒然增加成 本。因此，Cu、Ni、Mo和Cr的含量、或者将它们中的2种以上任意组 合时的合计含量的上限为1.00％。也就是说，设为Cu：0.005％～1.00％、 Ni：0.005％～1.00％、Mo：0.005％～1.00％和Cr：0.005％～1.00％，同时将 它们任意组合时的合计含量也优选为0.005～1.00％。
(W：0.005％以下、Ca：0.005％以下、Mg：0.005％以下、REM：0.010％ 以下)
W、Ca、Mg和REM是有助于夹杂物的微细分散化、提高韧性的元 素。因此，可以含有W、Ca、Mg或REM中的一种或以它们的任意组合 含有2种以上。为了充分得到上述效果，W、Ca、Mg和REM中的1种 或2种以上的任意组合的合计含量优选为0.0003％以上。
另一方面，W、Ca、Mg和REM的合计含量超过0.010％时，表面性 状劣化。因此，W、Ca、Mg和REM的合计含量为0.010％以下。也就是 说，优选为W：0.0003～0.005％、Ca：0.0003～0.005％、Mg：0.0003～0.005％、 REM：0.0003～0.010％，它们中的任意2种以上的合计含量为 0.0003～0.010％。
REM(稀土元素)是指Sc、Y和镧系元素的合计17种元素，“REM含 量”是指这17种元素的合计含量。镧系元素在工业上例如以混合稀土金属 的形式添加。
(B：0.0030％以下)
B是提高可淬性的元素，是对烘烤硬化用钢板的高强度化有用的元素。B可以含有0.0001％(1ppm)以上。
另一方面，即使B含量超过0.0030％(30ppm)，上述效果也饱和，成 本上升。因此，B含量为0.0030％以下。优选为0.0025％以下。
(II)：钢的组织
本实施方式的钢板以包含硬质组织和残余奥氏体的组织为对象。本实 施方式的钢板的重大特征是，通过在控制Mn的微观偏析的同时使位错密 度上升，由此提高烘烤硬化性。对各组织规定其面积率的理由进行说明。
(硬质组织：95％以上)
本实施方式的钢板的重大特征在于，在其金属组织中以面积率计确保 硬质组织为95％以上。在此，所谓硬质组织是指贝氏体和马氏体。即，本 实施方式的钢板中，贝氏体和马氏体的合计面积率为95％以上。由此，能 够增大钢板制造时的位错密度，结果能够提高烘烤硬化性。为了进一步提 高这样的效果，推荐确保硬质组织为97％以上。硬质组织的面积率更优选 99％以上，也可以是100％。
(残余奥氏体)
根据钢的成分和制造方法，有时会生成微量的残余奥氏体。如果这样 的残余奥氏体按面积率计为5％以下，则不仅不会对烘烤硬化性造成影响， 还会由于受到变形时的TRIP效应而有助于延展性的提高。因此，本实施 方式的钢板中，可以在面积率为5％以下的范围内含有残余奥氏体。
但是，为了进一步提高烘烤硬化性，残余奥氏体以面积率计优选为3％ 以下，更优选为1％以下，进一步优选为0％。
作为硬质组织和残余奥氏体以外的其余组织，有时生成铁素体、珠光 体，但它们以合计面积率(％)计优选为1％以下，更优选为0％。
在本实施方式中，硬质组织的面积率如下确定。首先，将钢板的与轧 制方向垂直的板厚截面作为观察面制取试料，研磨观察面，用Nital硝酸 乙醇腐蚀液腐蚀，以5000倍的倍率用SEM(扫描型电子显微镜)观察该钢 板厚度的1/4位置的组织。在100μm×100μm的视场进行图像分析，测定 铁素体和珠光体的面积率。在板宽方向中心测定5个视场，求出它们的测 定值的平均值。在此的铁素体例如是指多边铁素体、拟多边铁素体、魏氏 体铁素体，在板条内或板条边界存在碳化物的情况下，可以判断为贝氏体 或马氏体。
之后，求出残余奥氏体的面积率。残余奥氏体的面积率例如可以通过 X射线衍射测定来确定。该方法中，例如通过机械研磨和化学研磨除去从 钢板的表面到该钢板的厚度1/4的部分，作为特性X射线使用MoKα射线。 并且，根据体心立方晶格(bcc)相的(200)和(211)、以及面心立方晶格(fcc) 相的(200)、(220)和(311)的衍射峰的积分强度比，使用下式计算残余奥氏体 的体积率。而且，体积率与面积率相等，将其作为面积率。
将通过上述方法得到的铁素体和珠光体的面积率、以及残余奥氏体的 面积率从整体(100％)中减去后的值作为硬质组织的面积率。
Sγ＝(I200f+I220f+I311f)/(I200b+I211b)×100
在上述式中，Sγ表示残余奥氏体的面积率，I200f、I220f、I311f分别表示 fcc相的(200)、(220)、(311)的衍射峰的强度，I200b、I211b分别表示bcc相的 (200)、(211)的衍射峰的强度。
(C1/C2为1.5以下)
钢板厚度方向截面中的Mn浓度的上限值C1(单位：质量％)与下限值 C2(单位：质量％)之比C1/C2为1.5以下。更优选C1/C2为1.3以下。C1/C2 为1.5以下的情况下，合金元素的微观偏析被抑制，特别是Mn的微观偏 析被抑制，组织变得均匀。结果，能够提高烘烤硬化量BH和抗拉强度。
另外，以硬质组织为主相，铁素体分率为5％以下的情况下，不生成 硬质组织呈带状连续的组织。认为这样的情况下，即使不消除微观偏析， 也可确保必要的扩孔性和弯曲性。另外，由于担心在硬质组织中消除微观 偏析时屈强比变高，成形所需的载荷变大，因此到目前为止，还没有考虑 在以硬质组织为主体的钢板中进行微观偏析的消除。另一方面，即使在这 样的情况下，有时也得不到足够的局部延展性。本实施方式的钢板中，用 C1/C2表示的微观偏析为1.5以下，由此局部延展性提高。
由C1/C2所示的Mn的微观偏析程度如下测定。
对钢板进行调整，以能够观察其轧制方向成为法线方向的板厚方向截 面后，进行镜面研磨，利用EPMA(电子探针微量分析仪)装置，在该钢板 的板厚方向截面中，对于从钢板的表面到该钢板的厚度3/8位置到1/4位 置的区域中包含的板厚方向上100μm的范围，沿着钢板厚度方向从单面侧 向另一面侧以0.5μm间隔测定200点的Mn含量。此时，避开MnS等夹 杂物，测定Mn含量。在覆盖钢板截面内的宽度方向的大致整个区域的5 条线上进行同样的测定，在全部5条线上测定的Mn含量中，将最高值设 为Mn含量的上限值C1(单位：质量％)，将最低值设为Mn含量的下限值 C2(质量％)，算出比C1/C2。从钢板表面起从该钢板的厚度3/8位置到1/4 位置的区域进行测定是因为该范围是表示钢板的代表性组织且不受中心偏 析影响的范围。
(抗拉强度TS：900MPa以上)
本实施方式的钢板的抗拉强度优选为900MPa。将抗拉强度设为 900MPa以上是为了满足汽车车身的轻量化要求。抗拉强度TS更优选为 1000MPa以上，进一步优选为1100MPa以上。
(烘烤硬化量BH：150MPa以上)
本实施方式的钢板中，将附加0.5％预应变，并在170℃下进行20分 钟热处理后的烘烤硬化量BH设为150MPa以上。
烘烤硬化量BH小于150MPa时，难以成形且成形后的强度低，所以 不能说是优异的烘烤硬化性。因此，BH为150MPa以上。更优选为200MPa 以上，最优选为250MPa以上。
另外，如果增加预应变，则烘烤硬化量增加。但是，如果为了增加烘 烤硬化量而增加预应变，则烘烤硬化后的钢板延展性降低。本实施方式的 钢板中，附加比较小的预应变即0.5％的预应变后的烘烤硬化量为150MPa 以上。
烘烤硬化量BH的测定方法如下。
首先，从钢板调制以与其轧制方向垂直的方向为长度方向的JIS Z 2241：2011中规定的5号试验片。然后，将拉伸载荷施加到该试验片上， 附加0.5％预应变后，在170℃下进行20分钟热处理。接着，求出热处理 后的试验片再拉伸时的屈服应力，求出从该屈服应力减去0.5％预应变附加 时的应力后的值，将该值作为烘烤硬化量BH。
(III)：制造方法
接着，对本实施方式的钢管的制造方法进行说明。以下的说明旨在例 示用于制造上述本实施方式的钢板的特征性方法，并不意图限定于采用以 下说明那样的制造方法制造本实施方式的钢板的情况。
本实施方式的钢板的制造方法中，依次进行以下工序：
(I)进行具有上述化学组成的钢坯的多轴变形加工的均质化工序；
(II)进行热轧和冷轧的轧制工序；
(III)退火工序和平整轧制工序。
轧制工序中，可以在冷轧前进行酸洗。本实施方式的钢板的制造方法 中，代替热轧中通常进行的粗轧，进行多轴变形加工。多轴变形加工中， 不仅在钢坯的厚度方向上进行压缩变形加工，还对钢坯的宽度方向进行压 缩变形加工，因此能够消除合金元素(特别是Mn)的微观偏析。
(均质化工序)
供于均质化工序的钢坯例如可以使用转炉或电炉等熔制上述化学组成 的钢水，通过连铸法制造。也可以采用造块法、薄钢坯铸造法等代替连铸 法。
在供于多轴变形处理之前，钢坯被加热到1000℃～1300℃。如果钢坯 加热温度低，则终轧温度低于Ac3相变点，变为在铁素体和奥氏体的两相 区域实施多轴变形加工及其后的轧制，有时热轧板组织成为不均质的混粒 组织。该情况下，即使经过冷轧和退火工序，也不消除不均匀的组织。
另外，即使钢坯加热温度超过1300℃，合金元素偏析的消除效果也饱 和。因此，钢坯加热温度的上限优选为1300℃以下。
加热保持时间没有特别限定，但为了直到钢坯中心部达到预定温度， 优选在加热温度保持30分钟以上。为了抑制过度的氧化损失，加热保持时 间优选为10小时以下，更优选为5小时以下。
对加热后的钢坯进行多轴变形加工。多轴变形加工中，对 1000℃～1250℃的钢坯进行宽度方向的压缩变形加工和厚度方向的压缩变 形加工。在此，所谓钢坯的宽度方向是与作为制品的钢板的板宽方向对应 的方向，所谓钢坯的厚度方向是与作为制品的钢板的板厚方向对应的方向。 通过多轴变形加工，钢坯中的Mn等合金元素变浓的部分被细分、和/或晶 格缺陷被导入。因此，在多轴变形加工中，合金元素的微观偏析被抑制， 能够得到极其均匀的组织。特别是钢坯宽度方向的压缩变形加工是有效的。 即，通过多轴变形加工，在宽度方向上连结存在的合金元素的浓化部被微 细地分割，合金元素均匀地分散。结果，能够在短时间实现靠单纯的长时 间加热的合金元素扩散所无法实现的组织均质化。
多轴变形加工例如进行宽度方向的压缩变形加工和厚度方向的压缩变 形加工。
多轴变形加工优选在1000～1250℃的温度范围进行。多轴变形加工时 的钢坯温度小于1000℃时，变为在铁素体和奥氏体的两相区域实施多轴变 形加工，在钢板的金属组织中存在铁素体析出的情况，因此不优选。另外， 即使多轴变形加工时的钢坯温度超过1250℃，合金元素的偏析效果也饱 和，因此上限优选为1250℃以下。即，多轴变形加工时的最高温度为1250℃ 以下，最低温度为1000℃以上。
宽度方向的压缩变形加工每1次的变形率小于3％时，通过塑性变形 导入的晶格缺陷的量不充分，无法抑制合金元素的偏析。因此，宽度方向 的压缩变形加工每1次的变形率为3％以上，优选为10％以上，更优选为 30％以上。
另一方面，宽度方向的压缩变形加工每1次的变形率超过50％时，产 生钢坯裂纹，和/或钢坯形状变得不均匀，通过热轧得到的热轧钢板的尺寸 精度降低。因此，宽度方向的压缩变形加工每1次的变形率为50％以下， 优选为40％以下。
厚度方向的压缩变形加工每1次的变形率小于3％时，通过塑性变形 导入的晶格缺陷的量不充分，无法抑制合金元素的偏析。另外，由于形状 不良，热轧时钢坯向轧辊的咬入可能变得不良。因此，厚度方向的压缩变 形加工每1次的变形率为3％以上，优选为10％以上，更优选为30％以上。
另一方面，厚度方向的压缩变形加工每1次的变形率超过50％时，产 生钢坯裂纹，和/或钢坯的形状变得不均匀，通过热轧得到的热轧钢板的尺 寸精度降低。因此，厚度方向的压缩变形加工每1次的变形率为50％以下， 优选为40％以下。
当宽度方向的变形率与厚度方向的变形率之差过大的情况下，在与变 形率小的方向垂直的方向上Mn等合金元素没有充分扩散，有时无法充分 降低硬质组织中的微观偏析。特别是在变形率之差超过20％的情况下，难 以消除微观偏析。因此，宽度方向与厚度方向之间的变形率之差优选为 20％以下。
只要至少进行一次多轴变形加工(宽度方向加工和厚度方向加工各一 次)，就能够抑制合金元素的偏析。但是，通过反复进行多轴变形加工，抑 制合金元素偏析的效果变得显著。因此，多轴变形加工的次数为1次以上， 优选为2次以上。当进行2次以上的多轴变形加工的情况下，也可以在多 轴变形加工期间将钢坯再加热到1000℃～1250℃的温度范围。
另一方面，多轴变形加工的次数超过5次时，制造成本徒然增加，和/ 或氧化损失增加，成品率降低。另外，钢坯的厚度变得不均匀，有时热轧 变得困难。因此，多轴变形加工的次数优选为5次以下，更优选为4次以 下。
多轴变形加工中的变形率定义如下。对于钢坯，在宽度方向和厚度方 向上进行一次伴随压缩变形加工的多轴变形加工的情况下的变形率，基于 该多轴变形加工前的钢坯的宽度尺寸w1和厚度尺寸t1、该多轴变形加工后 的钢坯的宽度尺寸w2和厚度尺寸t2，根据下式求出变形率。另外，当多次 进行多轴变形加工的情况下，根据各自的多轴变形加工的加工前后的宽度 尺寸和厚度尺寸求出变形率。
宽度方向的变形率(％)＝(w2-w1)/w1×100
厚度方向的变形率(％)＝(t2-t1)/t1×100
(轧制工序)
热轧是对多轴变形加工后的钢坯进行精轧。另外，冷轧在根据需要对 热轧后的热轧钢板进行酸洗后进行。本实施方式的钢板的制造方法中，作 为热轧，不进行所谓的粗轧，对多轴变形加工后的钢坯进行精轧。
作为热轧，将多轴变形加工后的钢坯作为材料，将该钢坯加热到 1000℃以上，对被加热的钢坯将总压下率(累积压下率)设为50％以下，将 热轧结束温度(FT)设为800℃以上进行热轧。之后，进行空冷，并在500℃ 以上且700℃以下的卷绕温度(CT)下卷绕。通过在这样的条件下进行热轧， 通过多轴变形加工而细分了的Mn进一步扩散，能够消除Mn的微观偏析。
总压下率超过50％时，奥氏体拉伸，Mn变浓，无法消除微观偏析。 因此，总压下率为50％以下。热轧结束温度为800℃以下时，再结晶不充 分，残留未再结晶奥氏体，由此Mn变浓，无法消除微观偏析。因此，热 轧结束温度为800℃以上，优选为850℃以上。
另外，卷绕温度超过700℃时，生成珠光体，Mn变浓，无法消除微 观偏析。因此，卷绕温度为700℃以下，优选为650℃以下。另一方面， 卷绕温度小于500℃时，卷绕时合金元素不扩散，无法消除Mn的微观偏 析。因此，卷绕温度为500℃以上，优选为550℃以上。
作为冷轧，从使组织均质化、微细化的观点出发，冷轧的总压下率优 选为50％以上。
(连续退火工序)
对经过上述轧制工序得到的钢板(冷轧钢板)实施退火处理。退火在Ac3以上且1200℃以下的温度范围加热，保持10～1000秒。退火温度是钢板的 表面温度。该温度范围和退火时间用于使钢板的整体发生奥氏体相变。
退火时间超过1000秒时，生产率变差。因此，退火时间为10～1000 秒。退火温度小于Ac3或退火时间小于10秒时，铁素体容易析出。退火温 度超过1200℃时，奥氏体粒径粗大化，生成板条宽度大的硬质组织，韧性 降低。
另外，Ac3点通过下式计算。在下式中的元素符号中代入该元素的质 量％。对于不含有的元素，代入0质量％。
Ac3＝937-477×C+56×Si-20×Mn-16×Cu-27×Ni-5×Cr+38×Mo+125×V+1 36×Ti-19×Nb+198×Al+3315×B
在退火温度(均热温度)保持10～1000秒后，以10℃/秒以上的平均冷却 速度冷却。为了冻结组织，有效地引起马氏体变态，优选平均冷却速度快。 如果小于10℃/秒，则生成铁素体，无法控制为预期组织。因此，平均冷 却速度为10℃/秒以上。优选为40℃/秒以上。
为了充分生成硬质组织，冷却停止温度为400℃以下。之后，为了提 高韧性，也可以对硬质组织进行回火。为了回火，可以在400℃以下停止 冷却，用空冷等进行0.5℃/秒以下的缓冷却，也可以进行在200～400℃的 温度范围保持10～1000秒的加热保持工序。
平均冷却速度是通过将从冷却开始时到冷却结束时的钢板的温度下降 幅度除以从冷却开始时到冷却结束时的所需时间而得到的值。所谓冷却开 始时，例如是向冷却设备导入钢板时，所谓冷却结束时，是指从冷却设备 导出钢板时。上述冷却结束温度是刚从冷却设备导出后的钢板的表面温度。 另外，冷却优选以水作为冷却介质的冷却。
(表皮光轧工序)
对冷却后的钢板进行最终表皮光轧。由此，能够提高位错密度，提高 烘烤硬化性。为了将应变均匀地导入钢板中，压下率为0.1％以上。另一方 面，如果压下率变高，则板厚控制变得困难，所以将0.5％设为上限。基于 以上理由，使表皮光轧工序的压下率为0.1％以上且0.5％以下。
这样，能够制造根据本发明的实施方式的钢板。
再者，上述实施方式都只是表示实施本发明时的具体化的例子，本发 明的技术范围没有被它们限定性地解释。即，本发明能够以各种形式实施 而不会脱离其技术思想或其主要特征。
实施例
接着，说明本发明的实施例。实施例中的条件是为了确认本发明的可 实施性和效果而采用的一条件例，本发明不限于这一条件例。只要在不脱 离本发明主旨的前提下实现本发明的目的，本发明就可以采用各种条件。
制造具有表1所示化学组成的钢坯，在1000℃以上且1300℃以下的 温度下对钢坯加热1.0～1.5小时后，在表2-1所示条件下进行多轴变形加工 (其中，供试品No.24、26是单向的压缩变形)。在表2-1中，用最大温度和 最低温度表示多轴变形加工时的钢坯的温度。接着，将钢坯再加热至 1250℃，在表2-1所示条件下进行热轧，得到热轧钢板。热轧中，按照表 2-1所示总压下率进行热轧，卷取后，在卷取温度下保持1小时。表2-1 中的FT是热轧精加工结束温度，CT是卷绕温度，分别是钢板的表面温度。 然后，进行热轧钢板的酸洗，以表2-2所示压下率进行冷轧，得到冷轧钢 板。接着，以表2-2所示温度和时间进行连续退火，以表2-2所示平均冷 却速度冷却至400℃以下。对一部分停止冷却后，进行加热保持。接着，进行平整轧制。表1中的下划线表示该数值偏离了所希望的范围。表2-1、 表2-2所示各温度是钢板的表面温度。
表2-2中的Ac3用以下所示的公式计算。在下述式中的元素符号中代 入该元素的质量％。对于不含有的元素，代入0(质量％)。
Ac3＝937-477×C+56×Si-20×Mn-16×Cu-27×Ni-5×Cr+38×Mo+125×V+13 6×Ti-19×Nb+198×Al+3315×B
Figure BDA0002478101000000181
Figure BDA0002478101000000191
表2-2
Figure BDA0002478101000000201
观察得到的冷轧钢板的钢组织，求出硬质组织的面积率和奥氏体以及 其他组织(铁素体、珠光体)的面积率。
各组织的面积率如下确定。
将钢板的与轧制方向垂直的板厚截面作为观察面制取试料，研磨观察 面，进行硝酸乙醇腐蚀，用SEM(扫描型电子显微镜)以5000倍的倍率观 察钢板厚度的1/4位置的组织。在100μm×100μm的视场下进行图像分析， 测定了铁素体和珠光体的面积率。在板宽方向中心进行5视场测定，求出 这些测定值的平均值。
然后，求出残余奥氏体的面积率。
奥氏体的面积率通过X射线衍射法如下测定。通过机械研磨和化学研 磨除去从钢板的表面到该钢板的厚度1/4的部分，作为特性X射线使用 MoKα射线。然后，根据体心立方晶格(bcc)相的(200)和(211)、以及面心立 方晶格(fcc)相的(200)、(220)和(311)的衍射峰的积分强度比，使用下式算出 残余奥氏体的体积率，将其看作面积率。在下述式中，Sγ表示残余奥氏体 的面积率，I200f、I220f、I311f分别表示fcc相的(200)、(220)、(311)的衍射峰的强度，I200b、I211b分别表示bcc相的(200)、(211)的衍射峰的强度。
Sγ＝(I200f+I220f+I311f)/(I200b+I211b)×100
从整体中减去由上述方法得到的铁素体和珠光体的面积率以及残余奥 氏体的面积率，得到硬质组织的面积率。
将结果示于表3。
进而，测定得到的冷轧钢板的抗拉强度TS、断裂伸长率EL和烘烤硬 化量BH。抗拉强度TS和断裂伸长率EL、烘烤硬化量BH的测定中，制 取以与轧制方向垂直的方向为长度方向的JIS5号拉伸试验片，按照JIS Z 2241：2011进行拉伸试验。
BH是附加0.5％预应变后，在170℃下进行20分钟热处理，再从对热 处理后的试验片进行再拉伸时的屈服应力，减去附加0.5％预应变附加时的 应力而得到的值。该钢板是对0.5％预应变下的BH具有高烘烤硬化性的钢 板。通过采用0.5％预应变下的BH作为评价指标，可确保该钢板作为部件 成形品后的延展性。
如果抗拉强度为900MPa以上，则判断为得到了为满足汽车车身的轻 量化要求而优选的强度。优选为1000MPa以上，更优选为1100MPa以上。
另外，在设想进行压制成形等的情况下，伸长率优选为10％以上。
另外，关于BH，如果小于150MPa，则难以成形且成形后的强度降低， 因此，如果为150MPa以上，则判断为烘烤硬化性优异。更优选为200MPa 以上，最优选为250MPa以上。
表3中的下划线表示该数值偏离了所希望的范围。
用C1/C2表示的Mn的微观偏析程度如下测定。对钢板进行调整，以 能够观察其轧制方向成为法线方向的板厚方向截面后，进行镜面研磨，利 用EPMA(电子探针微量分析仪)装置，对于在该钢板的厚度方向截面中从 钢板的表面起从该钢板的厚度的3/8位置到1/4位置的区域中包含的板厚 方向100μm的范围，沿着钢板厚度方向从单面侧向另一面侧以0.5μm间 隔测定200点的Mn含量。此时，避开MnS等夹杂物，测定了Mn含量。 在覆盖钢板截面内的宽度方向的大致整个区域的5条线上进行同样的测 定，在全部5条线上测定出的Mn含量中，将最高值设为Mn含量的上限 值C1(单位：质量％)，将最低值设为Mn含量的下限值C2(质量％)，算出 比C1/C2。
表3
Figure BDA0002478101000000231
[评价结果]
如表3所示，处于本发明范围内的试料No.1、3、5、6、9、13、16、18、20～22、25、27、28、31中，可得到优异的抗拉强度、BH。全都是抗 拉强度为900MPa以上，BH为150MPa以上，显示出高强度且烘烤硬化 性优异。另外，本发明例中，没有观察到马氏体和奥氏体以外的相和组织。
另一方面，试料No.2中，没有进行最终表皮光轧工序，所以组织中的 位错密度低，BH低。
试料No.4中，残余奥氏体过多，所以没有充分发挥马氏体的烘烤硬化， BH低。
试料No.7中，退火温度过低，所以铁素体大量生成，BH低。另外， TS也低。
试料No.8中，退火时间过短，所以铁素体大量生成，BH低。
试料No.10中，退火后的冷却速度过慢，所以不能充分得到硬质组织， BH低。另外，TS也低。
试料No.11中，C含量少，BH低。
试料No.12中，Si含量少，BH低。
试料No.14中，多轴变形加工的温度范围低，所以产生Mn微观偏析， BH低。
试料No.15中，卷绕温度低。结果，Mn没有充分扩散，产生微观偏 析，BH低。
试料No.17中，Mn含量过少，所以BH低。另外，TS也低。
试料No.19中，多轴变形加工的变形率低。结果，产生Mn微观偏析， BH低。
试料No.23中，精轧的总压下率高。结果，奥氏体延伸，产生Mn微 观偏析，BH低。
试料No.24中，在未进行多轴变形加工的情况下轧制了钢坯。结果， 产生Mn微观偏析，BH低。
试料No.26中，没有多轴变形加工工序和最终表皮光轧工序。结果， 产生Mn微观偏析，位错密度低，BH低。
试料No.29中，热轧结束温度低。结果，在未再结晶奥氏体的部分产 生Mn微观偏析，BH低。
试料No.30中，卷绕温度高。结果，生成珠光体，产生Mn微观偏析， BH低。
产业上的可利用性
本发明的钢板，特别是可以在汽车产业领域中作为汽车的结构材料的 原板来利用。

Claims (5)

1.一种钢板，具有以下化学组成，以质量％计，含有
C：0.05～0.30％、
Si：0.2～2.0％、
Mn：2.0～4.0％、
Al：0.001～2.000％、
P：0.100％以下、
S：0.010％以下、
N：0.010％以下、
Ti：0～0.100％、
Nb：0～0.100％、
V：0～0.100％、
Cu：0～1.00％、
Ni：0～1.00％、
Mo：0～1.00％、
Cr：0～1.00％、
W：0～0.005％、
Ca：0～0.005％、
Mg：0～0.005％、
稀土元素REM：0～0.010％、
B：0～0.0030％，
余量为Fe和杂质，
金属组织包含按面积率计为95％以上的硬质组织和0～5％的残余奥氏体，
厚度方向截面中的按质量％计的Mn含量的最大值C1与所述Mn含量的最小值C2之比C1/C2为1.5以下，
烘烤硬化量BH为150MPa以上。
2.根据权利要求1所述的钢板，所述化学组成按质量％计，含有以下元素中的一种或两种以上，
Ti：0.003～0.100％、
Nb：0.003～0.100％、
V：0.003～0.100％，
且其合计含量为0.100％以下。
3.根据权利要求1所述的钢板，所述化学组成按质量％计，含有以下元素中的一种或两种以上，
Cu：0.005～1.00％、
Ni：0.005～1.00％、
Mo：0.005～1.00％、
Cr：0.005～1.00％，
且其合计含量为1.00％以下。
4.根据权利要求1所述的钢板，所述化学组成按质量％计，含有以下元素中的一种或两种以上，
W：0.0003～0.005％、
Ca：0.0003～0.005％、
Mg：0.0003～0.005％、
稀土元素REM：0.0003～0.010％，
且其合计含量为0.010％以下。
5.根据权利要求1所述的钢板，所述化学组成按质量％计，含有
B：0.0001～0.0030％。
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