CN112204162A

CN112204162A - 高强度钢板

Info

Publication number: CN112204162A
Application number: CN201980036428.2A
Authority: CN
Inventors: 永野真衣; 林宏太郎; 上西朗弘
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2018-07-27
Filing date: 2019-07-26
Publication date: 2021-01-08
Anticipated expiration: 2039-07-26
Also published as: JPWO2020022481A1; JP6677364B1; TW202012650A; US11486028B2; WO2020022481A1; US20210164082A1; CN112204162B; MX2020012659A

Abstract

本申请发明提供一种高强度钢板，其是烘烤硬化量大，均匀烘烤硬化性高的高强度钢板，其中，以质量％计含有C：0.13～0.40％、Si：0.500～3.000％、Mn：2.50～5.00％、P：0.100％以下、S：0.010％以下、Al：0.001～2.000％、N：0.010％以下，剩余部分包含Fe及杂质；以面积率计含有95％以上的马氏体，剩余部分组织以面积率计为5％以下，厚度方向截面中的Si浓度的上限值C1(质量％)与下限值C2(质量％)之比C1/C2为1.25以下，以30个/μm²以上的个数密度具有长径为0.05μm～1.00μm且长宽比为1：3以上的析出物，抗拉强度为1300MPa以上。

Description

高强度钢板

技术领域

本发明涉及高强度钢板，具体而言，涉及抗拉强度为1300MPa以上、适于主要经压力加工而使用的汽车等的结构构件的烘烤硬化性优异的高强度钢板。

本申请基于2018年7月27日在日本申请的特愿2018-141244号而主张优先权，并将其内容援引于此。

背景技术

近年来，为了保护地球环境，要求汽车的燃料效率提高，在汽车钢板中，为了车体的轻量化及确保安全性，要求进一步的高强度化。若将钢板进行高强度化，则一般而言由于延展性降低，因此冷压成形变得困难。因此，要求在成形加工时比较软质且容易成形、成形加工后的强度高的材料、即烘烤硬化量高的材料。

上述烘烤硬化是通过在150℃～200℃的涂装烘烤时，间隙型元素(碳或氮)扩散至因压力成形(以下也称为“预应变”)而引入的位错中并将该位错粘固而产生的应变时效现象。

如非专利文献1中所示的那样，烘烤硬化量依赖于固溶的间隙型元素的量、即固溶碳量。因此，与可固溶的碳量少的铁素体相比，在可固溶的碳量多的马氏体中烘烤硬化量变高。与此相关联，例如在专利文献1中公开了以贝氏体及马氏体作为主体的高强度钢板。在该专利文献1中公开的高强度钢板中，通过在将钢材加热至Ac₃点以上的温度区域之后，实施规定的处理而使位错密度增加，从而使烘烤硬化性提高。

另一方面，通过压力成形而导入的应变量一般根据成形工序的具体条件或场所的不同而不同。因此，为了即使应变量有差异也可靠地使钢板的烘烤硬化性提高，需要在任一应变量下都均匀且相同量地表现出烘烤硬化。因此，不仅进行利用由1个预应变引起的烘烤硬化量的评价，而且还进行利用由多个预应变引起的烘烤硬化量的评价，制造上述烘烤硬化量的预应变依赖性小的材料变得重要。

然而，在专利文献1中，由于在实施例中仅公开了预应变为1％时的烘烤硬化量，因此其它预应变量时的烘烤硬化量不明。另外，作为烘烤硬化量的控制因子，位错密度也重要，但如非专利文献2及3中所示的那样，若过于提高位错密度，则有时会使每单位长度位错的碳偏析量减少，或者通过位错彼此的相互作用而减少可动位错。因此，如专利文献1那样，仅仅提高位错密度时，烘烤硬化量的预应变依赖性变大，结果是有时使烘烤硬化量减少。

这样一来，在烘烤硬化性优异的钢板中，难以兼顾(1)烘烤硬化量大和(2)烘烤硬化量的预应变依赖性小(以下称为“均匀烘烤硬化性高”)。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2008-144233号公报

非专利文献

非专利文献1：K.Nakaoka，et al.，“Strength，Ductility and Aging Propertiesof Continuously-Annealed Dual-Phase High-Strength Sheet Steels”，Formable HSLAand Dual-Phase Steels，Metall.Soc.of AIME，(1977)126-141

非专利文献2：C.Kuang，et al.，“Effect of Temper Rolling on the Bake-Hardening Behavior of Low Carbon Steel”，International Journal of Minerals，Metallurgy and Materials，22(2015)32-36

非专利文献3：熊谷一男，“軟鋼のひずみ時効における予ひずみの影響”，日本机械学会论文集，45(1979)983-989

发明内容

发明所要解决的课题

为了应对今后进一步高强度化的要求，必须确保优异的烘烤硬化性。这里所谓的烘烤硬化性是(1)烘烤硬化量大并且(2)均匀烘烤硬化性高。但是，在通常的以马氏体作为主相的组织中，如专利文献1那样(1)与(2)的兼顾是困难的。

因此，本发明的目的是提供烘烤硬化量大、均匀烘烤硬化性高的高强度钢板。

用于解决课题的手段

本发明人等认为：为了达成上述的目的，不应该着眼于固溶碳量或位错密度。其原因在于，在马氏体中充分地存在固溶碳量，若以位错密度进行控制，则如专利文献1那样无法保证均匀烘烤硬化性。于是，本发明人等认为着眼于容易产生烘烤硬化的位错的形成行为是重要的。

所谓位错一般是指线状的晶体缺陷，例如若它们相互缠绕而形成位错的胞，则其单体发生钝化。在这样的情况下，由于起因于在烘烤硬化时扩散的碳等而粘固的位错的量减少，因此其结果是烘烤硬化量减少。一般而言，由于位错的胞容易产生的程度依赖于预应变量，因此烘烤硬化量根据预应变量而发生较大变动。于是，本发明人等认为通过抑制位错的胞化可以提高烘烤硬化性，并进行了深入研究。

其结果是，本发明人等发现：通过使析出物、例如铁碳化物比形成的胞的大小微细且大量地析出，能够抑制位错的胞化。本发明人等认为由此烘烤硬化性得以提高，但产生下述问题：由于铁碳化物等析出物析出，导致在组织中产生不均匀的硬度差，反而促进位错的胞化。

该不均匀的硬度差是通过起因于析出物不均匀地析出的析出强化而产生的。本发明人等发现：这样的不均匀的析出由显微偏析产生，更具体而言由为了使析出物析出所需的Si的显微偏析产生。一般而言，显微偏析是由凝固时产生的合金元素浓度不均匀地分布的现象，与板厚方向垂直的面以层状相连。

于是，本发明人等发现：通过控制热轧工序，使Si的显微偏析复杂形状化而制成均匀的结构(以下称为均匀结构)来抑制，通过使铁碳化物等析出物微细大量地并且均匀地析出，从而烘烤硬化性大大提高。

像这样操作，可达成上述目的的本发明的烘烤硬化性优异的高强度钢板如下所述。

(1)一种高强度钢板，其中，以质量％计含有

C：0.13～0.40％、

Si：0.500～3.000％、

Mn：2.50～5.00％、

P：0.100％以下、

S：0.010％以下、

Al：0.001～2.000％、

N：0.010％以下，

剩余部分包含Fe及杂质；

以面积率计含有95％以上的马氏体，剩余部分组织以面积率计为5％以下，

厚度方向截面中的Si浓度的上限值C1(质量％)与下限值C2(质量％)之比C1/C2为1.25以下，

以30个/μm²以上的个数密度具有长径为0.05μm～1.00μm且长宽比为1：3以上的析出物，

抗拉强度为1300MPa以上。

(2)根据(1)所述的高强度钢板，其中，在存在上述剩余部分组织的情况下，上述剩余部分组织包含残余奥氏体。

(3)根据(1)或(2)所述的高强度钢板，其中，进一步以质量％计含有合计0.100％以下的Ti：0.100％以下、

Nb：0.100％以下、

V：0.100％以下中的1种或2种以上。

(4)根据(1)至(3)中任一项所述的高强度钢板，其中，进一步以质量％计含有合计0.100％以下的Cu：1.000％以下、

Ni：1.000％以下、

Mo：1.000％以下、

Cr：1.000％以下中的1种或2种以上。

(5)根据(1)至(4)中任一项所述的高强度钢板，其中，进一步以质量％计含有合计0.010％以下的

W：0.005％以下、

Ca：0.005％以下、

Mg：0.005％以下、

稀土类金属(REM)：0.010％以下中的1种或2种以上。

(6)根据(1)至(5)中任一项所述的高强度钢板，其中，进一步以质量％计含有B：0.0030％以下。

发明的效果

根据本发明，通过将Si的显微偏析制成均匀结构，利用某一温度下的热处理使特定的析出物在马氏体中的板条内整面中出现，从而防止位错的胞化，高效地使碳扩散至位错中而引起该位错的粘固，由此能够提供烘烤硬化性优异的高强度钢板。该高强度钢板由于通过在压力成形后的涂装时受到烘烤而进一步高强度化，因此适宜作为汽车等领域的结构领域。

附图说明

图1是表示本发明的高强度钢板中的析出物的析出状态的影像图(imagediagram)。

具体实施方式

<高强度钢板>

本发明的实施方式涉及一种高强度钢板，其特征在于，以质量％计含有

C：0.13～0.40％、

Si：0.500～3.000％、

Mn：2.50～5.00％、

P：0.100％以下、

S：0.010％以下、

Al：0.001～2.000％、

N：0.010％以下，

剩余部分包含Fe及杂质；

抗拉强度为1300MPa以上。

首先，对本发明的实施方式的高强度钢板及其制造中使用的板坯的化学成分组成进行说明。在以下的说明中，高强度钢板及板坯中所含的各元素的含量的单位即“％”只要没有特别说明，则是指“质量％”。

(C：0.13％～0.40％)

C具有提高固溶碳量、提高烘烤硬化性的作用。另外，具有提高淬透性、通过含于马氏体组织中而提高强度的作用。如果C含量低于0.13％，则在使铁碳化物等碳化物析出时无法确保充分的固溶碳量，烘烤硬化量减少。因而C含量设定为0.13％以上，优选设定为0.16％以上，更优选设定为0.20％以上。另一方面，C含量超过0.40％时，在退火后的冷却中引起不完全的马氏体相变，残余奥氏体分数变高，偏离本发明的实施方式。另外，强度过高而无法保证成形性。因此，C含量设定为0.40％以下，优选设定为0.35％以下。

(Si：0.500％～3.000％)

Si是为了使用于抑制位错胞的铁碳化物等析出物微细并且大量地析出所需的元素。Si含量低于0.500％时，即使将偏析制成均匀结构，也得不到充分的作用效果，生成粗大的析出物，无法抑制位错胞的形成。因而Si含量设定为0.500％以上，更优选设定为1.000％以上。另一方面，Si含量超过3.000％时，使析出物微细并且大量地析出的效果饱和，徒劳地使成本上升、或者使表面性状劣化。因此，Si含量设定为3.000％以下，优选设定为2.000％以下。

(Mn：2.50％～5.00％)

Mn是淬透性提高元素，是为了不限定冷却速度地制成马氏体组织所需的元素。为了有效地发挥该作用，Mn含量设定为2.50％以上，优选设定为3.00％以上。但是，由于过量的Mn的含有通过MnS的析出而使低温韧性降低，因此设定为5.00％以下，优选设定为4.50％以下。

(P：0.100％以下)

P不是必须元素，例如在钢中作为杂质而含有。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，焊接性的降低显著。因此，P含量设定为0.100％以下，优选设定为0.030％以下。对于P含量的降低要花费成本，若想要降低至低于0.0001％，则成本显著上升。因此，P含量也可以设定为0.0001％以上。另外，由于P有助于强度的提高，因此从这样的观点出发，P含量也可以设定为0.0001％以上。

(S：0.010％以下)

S不是必须元素，例如在钢中作为杂质而含有。从焊接性的观点出发，S含量越低越好。S含量越高，则MnS的析出量越增加，低温韧性越降低。特别是S含量超过0.010％时，焊接性的降低及低温韧性的降低显著。因此，S含量设定为0.010％以下，优选设定为0.003％以下。对于S含量的降低要花费成本，若想要降低至低于0.0001％，则成本显著上升。因此，S含量也可以设定为0.0001％以上。

(Al：0.001％～2.000％)

Al对于脱氧具有效果。为了有效地发挥以上那样的作用，Al含量设定为0.001％以上，优选设定为0.010％以上。另一方面，Al含量超过2.000％时，焊接性降低，或者氧化物系夹杂物增加而表面性状劣化。因此，Al含量设定为2.000％以下，优选设定为1.000％以下。

(N：0.010％以下)

N不是必须元素，例如在钢中作为杂质而含有。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，焊接性的降低显著。因此，N含量设定为0.010％以下，优选设定为0.006％以下。对于N含量的降低要花费成本，若想要降低至低于0.0001％，则成本显著上升。因此，N含量也可以设定为0.0001％以上。

本发明的高强度钢板及其制造中使用的板坯的基本成分组成如上所述。进而本发明的高强度钢板及其制造中使用的板坯根据需要也可以含有以下的任选元素。

(Ti：0.100％以下、Nb：0.100％以下、V：0.100％以下)

Ti、Nb及V有助于强度的提高。因此，也可以含有Ti、Nb或V或它们的任意的组合。为了充分获得该效果，Ti、Nb或V的含量、或它们的2种以上的任意的组合的合计含量优选设定为0.003％以上。另一方面，Ti、Nb或V的含量、或它们的2种以上的任意的组合的合计含量超过0.100％时，热轧及冷轧变得困难。因此，Ti含量、Nb含量或V含量、或它们的2种以上的任意的组合的合计含量设定为0.100％以下。即，优选将各成分单独时的限制范围设定为Ti：0.003％～0.100％、Nb：0.003％～0.100％及V：0.003％～0.100％，并且关于将它们任意组合时的合计含量，也设定为0.003～0.100％。

(Cu：1.000％以下、Ni：1.000％以下、Mo：1.000％以下、Cr：1.000％以下)

Cu、Ni、Mo及Cr有助于强度的提高。因此，也可以含有Cu、Ni、Mo或Cr或它们的任意的组合。为了充分获得该效果，Cu、Ni、Mo及Cr的含量在各成分单独的情况下，0.005～1.000％为优选的范围，关于将它们的2种以上任意组合时的合计含量，也优选满足0.005％～1.000％。另一方面，Cu、Ni、Mo及Cr的含量、或将它们的2种以上任意组合时的合计含量超过1.000％时，由上述作用带来的效果饱和，徒劳地使成本变高。因此，Cu、Ni、Mo及Cr的含量、或将它们的2种以上任意组合时的合计含量的上限设定为1.000％。即，设定为Cu：0.005％～1.00％、Ni：0.005％～1.000％、Mo：0.005％～1.000％及Cr：0.005％～1.000％，并且关于将它们任意组合时的合计含量，也优选为0.005～1.000％。

(W：0.005％以下、Ca：0.005％以下、Mg：0.005％以下、REM：0.010％以下)

W、Ca、Mg及REM有助于夹杂物的微细分散化，会提高韧性。因此，也可以含有W、Ca、Mg或REM或它们的任意的组合。为了充分获得该效果，W、Ca、Mg及REM或它们的2种以上的任意的组合的合计含量优选设定为0.0003％以上。另一方面，W、Ca、Mg及REM的合计含量超过0.010％时，表面性状劣化。因此，W、Ca、Mg及REM的合计含量设定为0.010％以下。即，优选为W：0.005％以下、Ca：0.005％以下、Mg：0.005％以下、REM：0.010％以下，它们的任意的2种以上的合计含量为0.0003～0.010％。

REM(稀土类金属)是指Sc、Y及镧系元素的合计17种元素，“REM含量”是指这些17种元素的合计的含量。镧系元素在工业上例如以混合稀土合金的形式添加。

(B：0.0030％以下)

B是淬透性提高元素，是对马氏体组织形成有用的元素。B含有0.0001％(1ppm)以上较佳。但是，由于若超过0.0030％(30ppm)而含有B，则上述效果饱和，在经济上浪费，因此B含量设定为0.0030％以下。优选为0.0025％以下。

在本实施方式的高强度钢板中，上述成分以外的剩余部分包含Fe及杂质。这里，所谓杂质是指在工业上制造高强度钢板时，通过以矿石或废料等那样的原料为代表的制造工序的各种要因而混入的成分，不是对于本实施方式的高强度钢板而有意图地添加的成分。

接着，对本发明的实施方式的高强度钢板的组织进行说明。以下，对组织要件进行说明，但组织分数所涉及的％是指“面积率”。

(马氏体：95％以上)

在本实施方式中，在以面积率计确保95％以上的马氏体这点上具有特征。由此，能够确保充分的固溶碳，其结果是能够提高烘烤硬化性。为了进一步提高这样的效果，推荐以面积率计确保97％以上的马氏体，例如也可以为100％。

在本发明中，马氏体的面积率如以下那样操作来决定。首先，以与钢板的轧制方向垂直的板厚截面作为观察面而采集试样，将观察面进行研磨，以5000倍的放大倍数用SEM-EBSD(带电子背散射衍射装置的扫描型电子显微镜)对该钢板的厚度的1/4位置的组织进行观察，将其以100μm×100μm的视场进行图像解析而测定马氏体的面积率，将任意的5个视场以上中的它们的测定值的平均决定为本发明中的马氏体的面积率。

(剩余部分组织：5％以下)

根据本发明，马氏体以外的剩余部分组织以面积率计为5％以下。为了进一步提高高强度钢板的烘烤硬化性，优选设定为3％以下，更优选为0％。在存在剩余部分组织的情况下，该剩余部分组织可以包含任意的组织，没有特别限定，例如优选包含残余奥氏体或由残余奥氏体构成。微量的残余奥氏体根据钢的成分和制造方法有时不可避免生成。然而，这样的微量的残余奥氏体不仅不会对烘烤硬化性造成不利影响，而且通过受到变形时的TRIP(相变诱导塑性：Transformation Induced Plasticity)效应可以有助于延展性的提高。因此，剩余部分组织也可以以面积率计在5％以下的范围内包含残余奥氏体。但是，为了进一步提高烘烤硬化性，残余奥氏体的含量优选设定为3％以下，更优选为0％。

在本发明中，残余奥氏体的面积率通过X射线衍射测定来决定。具体而言，将从钢板的表面至该钢板的厚度的1/4位置为止的部分通过机械研磨及化学研磨而除去，使用MoKα射线作为特征X射线，测定距离钢板的表面为深度1/4位置处的X射线衍射强度。然后，由体心立方晶格(bcc)相的(200)及(211)以及面心立方晶格(fcc)相的(200)、(220)及(311)的衍射峰的积分强度比，使用下式来算出残余奥氏体的面积率。

Sγ＝(I_200f+I_220f+I_311f)/(I_200b+I_211b)×100

在上述式中，Sγ表示残余奥氏体的面积率，I_200f、I_220f及I_311f分别表示fcc相的(200)、(220)及(311)的衍射峰的强度，I_200b及I_211b分别表示bcc相的(200)及(211)的衍射峰的强度。

(Si浓度之比C1/C2为1.25以下)

高强度钢板的厚度方向截面中的Si浓度的上限值C1(质量％)与下限值C2(质量％)之比C1/C2设定为1.25以下。更优选C1/C2为1.15以下。在C1/C2为1.25以下的情况下，能够控制Si的偏析，组织变得均匀，能够使下述所示的铁碳化物等析出物均匀地析出，因此能够提高均匀烘烤硬化性。

C1/C2所示的Si的偏析程度如下那样操作来进行测定。对于钢板，按照能够观察其轧制方向成为法线方向的面(即钢板的厚度方向截面)的方式进行调整后，进行镜面研磨，利用EPMA(电子探针显微分析仪)装置，在该钢板的厚度方向截面中对于钢板的中央部100μm×100μm的范围，沿着钢板的厚度方向从单面侧朝向另一面侧以0.5μm间隔测定200点的Si浓度。按照覆盖相同的100μm×100μm的范围内的大致全区域的方式在另外4条线上进行同样的测定，将在全部5条线上测定的合计1000点的Si浓度中的最高值设定为Si浓度的上限值C1(质量％)，将最低值设定为Si浓度的下限值C2(质量％)，算出比C1/C2。

(长径为0.05μm～1.00μm且长宽比为1：3以上的析出物为30个/μm²以上的个数密度)

在本实施方式中，在以30个/μm²以上的个数密度具有长径为0.05μm～1.00μm且长宽比为1：3以上的析出物这点上具有大的特征。本发明中，所谓长宽比是指析出物的最长的径(长径)与和其正交的该析出物的径中的最长的径(短径)之比。另外，作为析出物，只要是满足上述的长径及长宽比的要件即可，没有特别限定，例如可列举出碳化物等。尤其是在按照后文说明的包含热处理工序的优选的制造方法来制造本发明的高强度钢板的情况下，析出物包含铁碳化物或由铁碳化物形成。根据本发明，通过在组织中比较多地包含这样的析出物，例如能够抑制因位错彼此缠绕而产生的位错的胞化，增加起因于在烘烤硬化时扩散的碳等而粘固的位错的量，其结果是变得能够显著提高烘烤硬化量。这样的认识是以往所不知的，这次通过本发明人等而首次弄清楚，极为意外，还令人惊讶。另外，在马氏体内生成的位错胞的大小为约几十nm～几百nm。因而为了抑制位错胞的生成，需要相同程度的析出物的大小。若长径低于0.05μm，则无法抑制位错的胞化的形成。因而析出物的长径设定为0.05μm以上。更优选为0.10μm以上。另外，若长径大于1.00μm，则析出物粗大化而使固溶碳量大大减少，使烘烤硬化量减少。因此，析出物的长径设定为1.00μm以下。更优选为0.80μm以下。

相比于球状，析出物的形状最好为针状，优选长宽比为1：3以上。若长宽比低于1：3，则析出物的形状被视为球状，无法抑制位错胞的生成。因而长宽比设定为1：3以上。更优选为1：5以上。

析出物的析出部位优选在板条内。这是由于：最容易形成位错胞的部位在板条内，在板条间几乎见不到位错胞。这里，所谓板条是指通过马氏体相变而在原奥氏体晶界内生成的组织。为了容易理解，图1中给出表示本发明的高强度钢板中的析出物的析出状态的影像图。若参照图1，则可知在具有均匀结构1的Si的显微偏析(图1(a))中的原奥氏体晶界2内生成的板条组织3(图1(b))中，不是在板条4间而是在板条4内的整面均匀地析出针状的析出物5(图1(c))。

析出物的个数密度设定为30个/μm²以上。若析出物的个数密度低于30个/μm²，则在通过预应变而导入位错并活动时，在位错与析出物相遇之前与其它位错起相互作用，形成位错胞。因此，析出物的个数密度设定为30个/μm²以上。更优选设定为40个/μm²以上。

在本发明中，上述析出物的形态及个数密度通过利用电子显微镜的观察来决定，例如通过TEM(透射型电子显微镜)观察进行测定。具体而言，从距离钢板的表面为该钢板的厚度的3/8位置至1/4位置为止的区域切出薄膜试样并以明视场进行观察。通过1万倍～10万倍的适度的放大倍数，切出1μm²，数出并求出长径为0.05μm～1μm且长宽比为1：3以上的析出物。在连续的5个视场以上进行该作业，将其平均设定为个数密度。

接下来，对本发明的机械特性进行说明。

(抗拉强度：1300MPa以上)

根据具有上述的组成及组织的本发明的高强度钢板，能够达成高的抗拉强度、具体而言1300MPa以上的抗拉强度。这里，将抗拉强度设定为1300MPa以上是为了满足汽车车体的轻量化的要求。抗拉强度优选为1400MPa以上，更优选为1500MPa以上。

根据本发明的高强度钢板，能够达成优异的烘烤硬化量。更具体而言，根据本发明的高强度钢板，能够达成如下的烘烤硬化量BH：从将在附加2％预应变后于170℃下热处理20分钟后的试验片进行再拉伸时的应力减去附加2％预应变时的应力而得到的值达180MPa以上，优选达200MPa以上。该BH的值低于180MPa时，由于难以成形且成形后的强度低，因此无法说是优异的烘烤硬化性。

同样地，根据本发明的高强度钢板，能够达成优异的均匀烘烤硬化性。该均匀烘烤硬化性例如可以通过是否能够将给予不同的预应变时的烘烤硬化量差控制为规定的值以下的观点来进行评价。在本发明中，只要没有特别说明，则烘烤硬化量差ΔBH是指预应变为2％时的BH与预应变为1％时的BH之差的绝对值。根据本发明，由于能够将该烘烤硬化量差ΔBH控制为20MPa以下，优选控制为10MPa以下，因此即使在压力成形时引入的应变量有差异，也能够均匀地表现出烘烤硬化，即能够提供烘烤硬化量的预应变依赖性小的(均匀烘烤硬化性高的)高强度钢板。另一方面，在上述的ΔBH大于20MPa的情况下，烘烤硬化量的预应变依赖性大，无法说是优异的均匀烘烤硬化性。

<高强度钢板的制造方法>

接着，对本实施方式的优选的高强度钢板的制造方法进行说明。

以下的说明是意图用于制造本发明的高强度钢板的特征性方法的例示的说明，并不是意图限定于通过以下说明的那样的制造方法来制造本发明的高强度钢板的说明。

本发明的高强度钢板的优选的制造方法的特征在于，其包括以下工序：

将具有前文说明的化学成分组成的钢液进行铸造来形成板坯的工序；

将上述板坯在1050℃～1250℃的温度区域中进行粗轧的粗轧工序，上述粗轧包含以2道次～16道次进行偶数次的每1道次的压下率为30％以下的可逆轧制，一个往返时的2道次间的压下率差为20％以下，一个往返内的偶数次的压下率比奇数次的压下率高5％以上，在上述粗轧之后保持5秒以上；

将粗轧后的钢板在850℃～1050℃的温度区域中进行精轧的精轧工序，上述精轧以4个以上的连续的轧制机架来进行，第一机架的压下率为15％以上，精轧后的钢板在400℃以下的温度区域中被卷取；

将所得到的热轧钢板以15％～45％的压下率进行冷轧的冷轧工序；

将所得到的冷轧钢板以10℃/秒以上的平均加热速度进行升温并在Ac₃～1000℃的温度区域中保持10～1000秒钟，接着以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却至70℃以下的退火工序；以及

将所得到的钢板在200℃～350℃的温度区域中保持100秒以上，接着以2℃/秒以上的平均冷却速度冷却至100℃以下的热处理工序。

以下，对各工序进行说明。

(板坯的形成工序)

首先，将具有前文说明的本发明的高强度钢板的化学成分组成的钢液进行铸造，形成供于粗轧的板坯。铸造方法为通常的铸造方法即可，可以采用连续铸造法、铸锭法等，但从生产率的方面考虑，优选连续铸造法。

(粗轧工序)

优选将板坯在粗轧之前加热至1000℃～1300℃的固溶化温度区域。加热保持时间没有特别规定，但为了直至板坯中心部为止设定为规定的温度，优选在加热温度下保持30分钟以上。为了抑制过度的氧化皮损耗，加热保持时间优选为10小时以下，更优选为5小时以下。只要铸造后的板坯的温度为1050℃～1250℃，则也可以不在该温度区域中进行加热保持，直接供于粗轧，进行直送轧制或直接轧制。

接下来，通过对板坯以可逆轧制实施粗轧，可以将在板坯的形成工序中在凝固时形成的板坯中的Si偏析部不制成沿一方向延伸的板状的偏析部而制成均匀结构。若对具有这样的均匀结构的Si浓度分布的形成更详细地进行说明，则首先，在开始粗轧之前的板坯中，成为从板坯的两个表面朝向内部以梳状的形态几乎垂直地排列有多个Si等合金元素浓化的部分的状态。

另一方面，在粗轧中，在轧制的每1道次中，板坯的表面变得沿轧制的前进方向延伸。另外，所谓轧制的前进方向是板坯相对于轧辊前进的方向。而且，通过像这样板坯的表面沿轧制的前进方向延伸，使从板坯的表面朝向内部而生长的Si偏析部成为在轧制的每1道次中沿板坯的前进方向倾斜的状态。

这里，在粗轧的各道次中的板坯的前进方向总是为相同的方向的所谓的一方向轧制的情况下，Si偏析部保持几乎笔直的状态，在每个道次中朝向相同的方向倾斜逐渐缓慢地变强。而且，在粗轧的结束时，Si偏析部保持几乎笔直的状态而成为相对于板坯的表面几乎平行的姿势，形成扁平的显微偏析。

另一方面，在粗轧的各道次中的板坯的前进方向交替地成为相反的方向的可逆轧制的情况下，在前一道次中倾斜的Si偏析部在下一道次中变得向相反的方向倾斜，其结果是，Si偏析部成为折弯的形状。因此，在可逆轧制中，通过反复地进行交替地成为相反的方向的各道次，从而Si偏析部成为交替地折弯的锯齿形状。

若像这样交替地折弯的锯齿形状排列有多个，则板状的显微偏析消失，成为均匀地编入的Si浓度分布。通过采取这样的结构，利用后工序中的热处理而Si进一步变得容易扩散，能够获得具有更均匀的Si浓度的热轧钢板。另外，由于通过上述的可逆轧制，遍及钢板整体而成为均匀地编入的Si浓度分布，因此这样的均匀结构不仅在与轧制方向平行的板厚截面中形成，而且在轧制方向成为法线的板厚截面中也同样地形成。

由于若粗轧温度区域低于1050℃，则在粗轧的最终道次中，变得难以在850℃以上结束轧制，变得形状不良，因此粗轧温度区域优选为1050℃以上。更优选为1100℃以上。由于若粗轧温度区域超过1250℃，则氧化皮损耗增大，而且有可能产生板坯开裂，因此粗轧温度区域优选为1250℃以下。

若粗轧中的每1道次的压下率超过30％，则轧制时的剪切应力变大，Si偏析部变得不均匀，无法制成均匀结构。因此，粗轧中的每1道次的压下率设定为30％以下。由于压下率越小，则轧制时的剪切应变变得越小，越能够制成均匀结构，因此压下率的下限没有特别规定，但从生产率的观点出发，优选为10％以上。

为了将Si浓度分布制成均匀结构，可逆轧制优选为2道次以上，更优选为4道次以上。但是，由于若超过16道次而实施，则变得难以确保充分的精轧温度，因此设定为16道次以下。另外，前进方向彼此成为相反的方向的各道次优选各进行相同的次数、即将合计的道次次数设定为偶数次。然而，在一般的粗轧生产线中，粗轧的入口侧和出口侧夹持着辊而位于相反侧。因此，从粗轧的入口侧朝向出口侧的方向的道次(轧制)变多一次。这样的话，在最后的道次(轧制)中Si偏析部成为扁平的形状，变得难以形成均匀结构。在以这样的热轧生产线进行粗轧的情况下，最后的道次优选空出辊间而省略轧制。

在可逆轧制中，若在一个往返的轧制中所含的2道次间的压下率有差异，则容易产生形状不良，另外Si偏析部变得不均匀，无法制成均匀结构。因此，在粗轧时，可逆轧制的一个往返中所含的2道次间的压下率差设定为20％以下。优选为10％以下。

如后述那样，为了将再结晶组织微细化，精轧中的串列式的多段轧制是有效的，但通过串列式轧制，变得容易形成扁平的显微偏析。为了利用串列式的多段轧制，必须使可逆轧制中的偶数次的压下率大于奇数次的压下率，控制在之后的串列式轧制中形成的显微偏析。若在可逆轧制的一个往返中，偶数次(复路)的压下率变得比奇数次(往路)的压下率高5％以上，则该效果变得显著。因此，在可逆轧制的一个往返中，优选偶数次的压下率比奇数次的压下率高5％以上。

为了使因粗轧中的可逆轧制而生成的Si的复杂结构通过奥氏体晶界移动而变得均匀，优选在从粗轧至精轧为止保持5秒以上。

(精轧工序)

在粗轧中的可逆轧制之后，为了通过增大精轧中的串列式轧制的压下率而将起因于二次枝晶臂的Si偏析带的间隔狭小化，精轧优选以4个以上的连续的轧制机架来进行。若精轧温度低于850℃，则没有充分引起再结晶，成为沿轧制方向延伸的组织，在后工序中，生成起因于延伸组织的板状组织，因此精轧温度优选为850℃以上。更优选为900℃以上。另一方面，若精轧温度超过1050℃，则变得难以生成奥氏体的微细的再结晶粒，晶界的Si偏析变得困难，Si偏析带容易变得扁平。因此，精轧温度优选为1050℃以下。另外，只要是恰当温度，则根据需要，也可以将粗轧后的钢板在粗轧工序之后并且精轧工序之前进行加热。再者，若将精轧的第一机架的压下率设定为15％以上，则大量地生成再结晶粒，通过之后的晶界移动，Si变得容易均匀地分散。像这样，通过不仅限定粗轧工序，而且限定精轧工序，能够抑制扁平的Si的显微偏析。此外，所谓精轧温度是指从精轧开始至精轧结束为止的钢板的表面温度。

由于若卷取温度超过400℃，则因内部氧化而表面性状降低，因此卷取温度优选为400℃以下。若将钢板组织制成马氏体或贝氏体的均质组织，则在退火中容易形成均质的组织，因此卷取温度更优选为300℃以下。

(冷轧工序)

将在精轧工序中得到的热轧钢板进行酸洗后，供于冷轧，制成冷轧钢板。为了维持马氏体的板条，压下率优选为15％～45％。若压下率超过45％，则Si偏析的均匀结构被打乱，在马氏体的板条组织中，在板条间析出的碳化物变多，在板条内析出的针状的析出物减少。其结果是，长宽比为1：3以上的碳化物的析出受到阻碍，因此不优选。此外，酸洗为通常的酸洗即可。

(退火工序)

对经由上述冷轧工序而得到的钢板实施退火处理。退火温度下的加热以10℃/秒以上的平均加热速度进行升温，在Ac₃～1000℃的温度区域中设定为加热保持10～1000秒。该温度范围和退火时间是为了使钢板的整面发生奥氏体相变的范围和时间。若保持温度变得超过1000℃或退火时间变得超过1000秒，则奥氏体粒径粗大化，变成板条宽度大的马氏体，从而使韧性降低。因此，退火温度设定为Ac₃～1000℃，退火时间设定为10～1000秒。

此外，Ac₃点通过下式来计算。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＝881-335×C+22×Si-24×Mn-17×Ni-1×Cr-27×Cu+41×Mo

在退火温度保持后，冷却以10℃/秒以上的平均冷却速度进行。为了将组织冻结、有效地引起马氏体相变，冷却速度快速较好。但是，低于10℃/秒时未充分地生成马氏体，无法控制为所期望的组织。因而设定为10℃/秒以上。在退火保持后，只要能够保持上述冷却速度，则也可以在冷却途中附加镀覆工序。

冷却停止温度设定为70℃以下。这是为了通过冷却而在整面中以淬火状态生成马氏体。若在超过70℃时冷却停止，则有可能出现马氏体以外的组织。另外，在出现马氏体的情况下，则出现通过自回火而球状化的铁碳化物等析出物。由此在后工序中针状的铁碳化物等析出物未析出，得不到目标析出物，烘烤硬化性劣化。因此，冷却停止温度设定为70℃以下，优选设定为60℃以下。

(热处理工序)

本实施方式的高强度钢板在铁碳化物等析出物的析出形态上具有较大特征。这样的析出物通过将含有适量Si的板坯制成马氏体后、通过加热在200℃～350℃的温度区域中保持而析出。在保持温度低于200℃的情况下，析出物的长径变得低于0.05μm，无法抑制位错胞。由此，保持温度设定为250℃以上。在保持温度超过350℃的情况下，析出物粗大化，个数密度小，长径变得超过1.00μm。由此，无法抑制位错胞。因此，保持温度设定为350℃以下。保持时间设定为100秒以上。如果保持时间低于100秒，则无法稳定地使铁碳化物析出。由此，保持时间设定为100秒以上。之后，从生产率的观点出发，以2℃/秒以上的平均冷却速度冷却至100℃以下。

(表皮光轧工序)

在热处理工序之后，也可以任意选择实施表皮光轧(调质轧制)。在本发明的实施方式的高强度钢板中，由于通过析出物来抑制位错胞，因此不管实施多少表皮光轧也不会形成位错胞，烘烤硬化性不会劣化。但是，由于板厚控制变得困难，因此优选将压下率设定为2.0％以下。进一步优选将压下率设定为1.0％以下。

像这样操作，能够制造本发明的实施方式的高强度钢板。

此外，上述实施方式均不过是示出实施本发明时的具体化的例子，本发明的技术范围不受它们的限定性解释。即，本发明在不脱离其技术思想、或其主要特征的情况下可以以各种形式来实施。

实施例1

接着，对本发明的实施例进行说明。实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性及效果而采用的一条件例，本发明并不限定于该一条件例。只要不脱离本发明的主旨、可达成本发明的目的，则本发明可采用各种条件。

制造具有表1中所示的化学组成的板坯，将板坯在1300℃下加热1小时后，以表2中所示的条件进行粗轧及精轧而得到热轧钢板。之后，进行热轧钢板的酸洗，以表2中所示的压下率进行冷轧而得到冷轧钢板。接着，在表2中所示的条件下进行退火及热处理。此外，表2中所示的各温度为钢板的表面温度。另外，表2中的“一个往返内道次间的压下率差”是指在全部的往复道次中为同一压下率差。

表2中的Ac₃通过以下所示的式子来计算。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＝881-335×C+22×Si-24×Mn-17×Ni-1×Cr-27×Cu+41×Mo

[表2-1]

粗体字下划线表示偏离优选的范围。

[表2-2]

粗体字下划线表示偏离优选的范围。

对于所得到的冷轧钢板，使用SEM-EBSD和X射线衍射法求出马氏体及残余奥氏体的面积率。

特别是马氏体的面积率如以下那样操作来决定。首先，以与钢板的轧制方向垂直的板厚截面作为观察面而采集试样，将观察面进行研磨，以5000倍的放大倍数用SEM-EBSD对该钢板的厚度的1/4位置的组织进行观察，将其以100μm×100μm的视场进行图像解析而测定马氏体的面积率，将任意的5个视场中的它们的测定值的平均决定为马氏体的面积率。

另外，对所得到的冷轧钢板的钢组织进行TEM观察，求出析出物的有无和其长径、长宽比及个数密度。具体而言，从距离钢板的表面为该钢板的厚度的3/8位置至1/4位置为止的区域切出薄膜试样，以明视场进行观察，通过1万倍～10万倍的适度的放大倍数，切出1μm²，数出并求出长径为0.05μm～1μm且长宽比为1：3以上的析出物，在连续的5个视场中进行该作业，将其平均设定为个数密度。将它们的结果示于表3中。

再者，测定所得到的冷轧钢板的抗拉强度TS、断裂伸长率EL、烘烤硬化量BH及烘烤硬化量差ΔBH。在抗拉强度TS、断裂伸长率EL、烘烤硬化量BH及烘烤硬化量差ΔBH的测定中，采集以与轧制方向成直角的方向作为长度方向的JIS5号拉伸试验片，依据JIS Z 2241进行拉伸试验。烘烤硬化量BH是从将附加2％预应变后在170℃下热处理20分钟后的试验片进行再拉伸时的应力减去附加2％预应变时的应力而得到的值。烘烤硬化量差ΔBH为预应变为2％时的BH与预应变为1％时的BH之差的绝对值。为了满足汽车车体的轻量化的要求，抗拉强度为1300MPa以上，优选为1400MPa以上，更优选为1500MPa以上。另外，为了容易成形，伸长率优选为5％以上。另外，关于BH，由于低于180MPa时难以成形并且成形后的强度变低，因此为了具有优异的烘烤硬化性，需要180MPa以上。更优选为200MPa以上。关于ΔBH，为了即使在压力成形时引入的应变量有差异也均匀地引起烘烤硬化，需要为20MPa以下。更优选为10MPa以下。

另外，C1/C2所示的Si的偏析程度如下那样操作来测定。对于所制造的钢板，按照能够观察其轧制方向成为法线方向的面(即钢板的厚度方向截面)的方式进行调整后，进行镜面研磨，通过EPMA装置，在该钢板的厚度方向截面中对于钢板的中央部100μm×100μm的范围，沿着钢板的厚度方向从单面侧朝向另一面侧以0.5μm间隔测定200点的Si浓度。按照覆盖相同的100μm×100μm的范围内的大致全区域的方式在另外的4线上进行同样的测定，将在全部5线上测定的合计1000点的Si浓度中最高值设定为Si浓度的上限值C1(质量％)，将最低值设定为Si浓度的下限值C2(质量％)，算出比C1/C2。

[表3]

粗体字下划线表示在本发明的范围外或偏离优选的范围。

[评价结果]

如表3中所示的那样，在实施例1、3～5、7、10、15、18、20、23、25、28、31及34中，能够获得优异的抗拉强度、BH及ΔBH。均是抗拉强度为1300MPa以上，BH为180MPa以上，ΔBH为20MPa以下，显示出高强度并且烘烤硬化性优异。此外，在这些实施例的高强度钢板中，析出物、特别是铁碳化物在马氏体中的板条内整面中均匀地析出。

另一方面，就比较例2而言，由于热处理工序中的保持时间短，因此目标铁碳化物未充分地析出，BH低，ΔBH高。就比较例6而言，由于热处理工序中的保持温度低，因此目标铁碳化物未充分地析出，BH低，ΔBH高。就比较例8而言，由于退火温度过低，因此出现铁素体组织而未得到充分的马氏体组织，其结果是TS及BH低。就比较例9而言，由于退火时间过短，因此未成为整面马氏体组织，同样地TS及BH低。就比较例11而言，由于退火工序中的平均冷却速度过慢，因此未成为整面马氏体组织，TS及BH低。就比较例12而言，由于热处理工序中的保持温度过高，因此铁碳化物粗大化，TS及BH低，ΔBH高。就比较例13而言，由于C含量过少，因此固溶碳量减少，TS及BH低。就比较例14而言，由于Si含量过少，因此未充分生成目标铁碳化物，BH低，ΔBH高。

就比较例16而言，由于在粗轧工序中的一个往返时的2道次间的压下率差大，因此Si浓度分布未成为均匀结构，ΔBH高。就比较例17而言，由于粗轧工序中的一个往返内的偶数次的压下率比奇数次的压下率小，因此Si浓度分布未成为均匀结构，ΔBH高。就比较例19而言，由于Mn含量过少，因此TS及BH低。就比较例21而言，由于粗轧工序中的可逆轧制的压下率高，因此Si浓度分布未成为均匀结构，ΔBH高。就比较例22而言，由于C含量过高，因此残余奥氏体(γ)的面积率高而得不到充分的马氏体组织，BH低。就比较例24而言，从粗轧后至精轧为止的时间过短，Si浓度分布未成为均匀结构，ΔBH高。就比较例26而言，由于精轧的机架少，因此Si浓度分布成为扁平状，ΔBH高。就比较例27而言，精轧的第一机架的压下率过小，Si浓度分布成为扁平状，ΔBH高。就比较例29而言，精轧温度(表2中的精轧开始温度)过高，Si浓度部分布成为扁平状，ΔBH高。就比较例30而言，由于冷轧率过高，因此无法获得具有目标长宽比的碳化物，BH低，ΔBH高。就比较例32而言，由于粗轧工序中的可逆轧制的道次次数为奇数次，因此Si浓度分布未成为均匀结构，ΔBH高。就比较例33而言，由于退火工序中的冷却停止温度高，因此球状化的粗大铁碳化物析出，TS及BH低，ΔBH高。

产业上的可利用性

本发明的烘烤硬化性优异的高强度钢板特别是在汽车产业领域中可以作为汽车的结构材的原板来利用。

符号说明：

1 均匀结构

2 原奥氏体晶界

3 板条组织

4 板条

5 析出物

Claims

1.一种高强度钢板，其中，以质量％计含有

C：0.13～0.40％、

Si：0.500～3.000％、

Mn：2.50～5.00％、

P：0.100％以下、

S：0.010％以下、

Al：0.001～2.000％、

N：0.010％以下，

剩余部分包含Fe及杂质；

抗拉强度为1300MPa以上。

2.根据权利要求1所述的高强度钢板，其中，在存在所述剩余部分组织的情况下，所述剩余部分组织包含残余奥氏体。

3.根据权利要求1或2所述的高强度钢板，其中，进一步以质量％计含有合计0.100％以下的

Ti：0.100％以下、

Nb：0.100％以下、及

V：0.100％以下中的1种或2种以上。

4.根据权利要求1至3中任一项所述的高强度钢板，其中，进一步以质量％计含有合计1.000％以下的

Cu：1.000％以下、

Ni：1.000％以下、

Mo：1.000％以下、及

Cr：1.000％以下中的1种或2种以上。

5.根据权利要求1至4中任一项所述的高强度钢板，其中，进一步以质量％计含有合计0.010％以下的

W：0.005％以下、

Ca：0.005％以下、

Mg：0.005％以下、及

稀土类金属(REM)：0.010％以下中的1种或2种以上。

6.根据权利要求1至5中任一项所述的高强度钢板，其中，进一步以质量％计含有B：0.0030％以下。