CN112437816B

CN112437816B - 高强度钢板

Info

Publication number: CN112437816B
Application number: CN201980048444.3A
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: 2022-06-17
Anticipated expiration: 2039-07-26
Also published as: JPWO2020022477A1; US20210269903A1; MX2021000354A; CN112437816A; US11505855B2; JP6652230B1; WO2020022477A1

Abstract

本发明提供一种高强度钢板，其以质量％计含有C：0.05～0.15％、Si：1.5％以下、Mn：2.00～5.00％、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，Ceq＝C+Si/90+Mn/100+1.5P+3S所定义的Ceq低于0.21，以面积率计含有98％以上的马氏体，剩余组织以面积率计为2％以下，S＝Sy²/Sx²(Sx²为板宽方向的Mn浓度分布数据的分散值，Sy²为板厚方向的Mn浓度分布数据的分散值)所定义的二维均质分散比S为0.85～1.20，抗拉强度为1200MPa以上。

Description

高强度钢板

技术领域

本发明涉及高强度钢板、具体而言是抗拉强度为1200MPa以上、主要适合于经压制加工所使用的汽车等的结构构件的烧结硬化性及焊接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2018-141226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，要求提高汽车的燃料效率，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。如果将钢板进行高强度化，则一般而言延展性降低，因此冷压成型变得困难。因此，要求成型加工时比较软质且容易成型、成型加工后的强度高的材料，即烧结硬化性优异的材料。

这里所谓的烧结硬化性优异的材料是指烧结硬化量及烧结硬化后的强度高的材料。

上述烧结硬化是通过在150℃～200℃的涂装烧结时间隙型元素(碳或氮)扩散至因压制成型(以下也称为“预应变”)而引入的位错中并将该位错固定而产生的应变时效现象。

如非专利文献1中所示的那样，烧结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，可固溶的碳量多的马氏体中烧结硬化量变高。与此相关联，例如在专利文献1中公开了一种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，通过对钢材实施规定的处理而使位错密度增加，从而使烧结硬化性提高。如果考虑这些，则认为：即使是相同的马氏体，也通过提高添加碳的浓度而使得烧结硬化量变高。

另一方面，如果过度添加碳或合金元素，则一般而言焊接性劣化。作为焊接性的指标之一，有碳当量(Ceq)。这是由钢板中所含的成分比率来估算焊接性的方法。例如，Ceq根据JIS标准由下式来规定。其中，在式中的各元素符号中代入各元素的含量(质量％)。

Ceq＝C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14

但是，据说上述式子适合于评价建材中使用的高碳厚钢板，但并不适合于汽车用钢板。因此，如非专利文献2中所示的那样，由小野提出了下式中所示的Ceq。

Ceq＝C+Si/90+(Mn+Cr)/100+1.5P+3S

一般而言，Ceq变得越高则焊接变得越困难。因此，为了提高焊接性，降低上述式中所含的元素是重要的。在以往的汽车用高强度钢板中，通过对C含量设置上限，并用其他的合金元素来弥补强度，从而确保了焊接性。这样的技术例如在专利文献2中有公开。即，通过减少添加碳浓度来确保焊接性。另外，焊接后的特性的确保也是重要的。例如在母相中包含岛状马氏体(MA：Martensite-Austenite constituent)的组织中，由于MA是比母相还硬质的组织，因此作为脆化相起作用，使焊接后的韧性变差。

像这样，从合金成分的观点出发，难以兼顾烧结硬化性和焊接性。

另外，在专利文献1中记载的高强度钢板中，如上所述，不仅以马氏体、贝氏体作为主体，而且通过提高位错密度来提高烧结硬化性。然而，一般而言，位错密度高的钢如非专利文献3中所示的那样，由于引起热应变脆化，因此焊接性差。

另一方面，在专利文献3中记载的发明中，通过将母相制成回火马氏体或贝氏体等，并使金属碳化物析出，从而确保了焊接性。然而，就专利文献3中记载的发明而言，由于有回火工序，因此固溶碳减少，存在烧结硬化性恶化的问题。

像这样，不仅从合金成分的观点，而且从位错密度的观点出发也难以兼顾烧结硬化性和焊接性。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2008-144233号公报

专利文献2：日本特开平3-180445号公报

专利文献3：日本特开2007-308743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：小野守章，“汽车用高强度薄钢板的点焊性”，焊接技术，51(3)(2003)77-82

非专利文献3：佐藤邦彦等，日本造船学会论文集，142(1977)173-181

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，必须要确保优异的烧结硬化性，提高碳浓度。但是，其结果是，Ceq提高，存在焊接性变差的问题。另外，从位错密度的观点出发，也难以兼顾烧结硬化性和焊接性。

因此，本发明的目的是提供具有高的烧结硬化性并且具有优异的焊接性的高强度钢板。

用于解决课题的手段

本发明的发明者们尝试了通过下述两个途径来确保上述烧结硬化性和焊接性。

(1)通过适当控制合金成分来抑制Ceq从而确保焊接性。

(2)为了确保适宜的固溶碳量，通过以淬火状态马氏体作为母相来获得烧结硬化性。

但是，仅仅如此操作没能得到作为目标的烧结硬化后的抗拉强度。详细地进行了调查，其结果是，烧结硬化后的变形组织不均匀，因此本发明的发明者们认为：由于马氏体中的硬度差，导致不均匀地引入了预应变，因此无法将全部的马氏体用于烧结硬化，烧结硬化性发生劣化。然后，本发明的发明者们发现：该不均匀的硬度差是由Mn的显微偏析产生的。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，本发明的发明者们发现：通过控制热轧工序，将Mn的显微偏析通过制成均匀的结构来进行抑制，均匀地引入预应变，从而烧结硬化性大大提高。另外，通过制成均匀的结构，从而变得不易产生MA，焊接性也提高。

像这样操作，可达成上述目的的本发明的烧结硬化性及焊接性优异的高强度钢板如下所述。

(1)一种高强度钢板，其以质量％计含有：

C：0.05～0.15％、

Si：1.5％以下、

Mn：2.00～5.00％、

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，

下述式(1)所定义的Ceq低于0.21，

以面积率计含有98％以上的马氏体，剩余组织以面积率计为2％以下，

式(2)所定义的二维均质分散比S为0.85～1.20，

抗拉强度为1200MPa以上，

Ceq＝C+Si/90+(Mn+Cr)/100+1.5P+3S 式(1)

S＝Sy²/Sx² 式(2)

其中，在式(1)中的各元素符号中代入各元素的含量(质量％)，在不含元素的情况下代入0，式(2)中的Sx²为板宽方向的Mn浓度分布数据的分散值，Sy²为板厚方向的Mn浓度分布数据的分散值。

(2)根据(1)所述的高强度钢板，其中，在存在上述剩余组织的情况下，上述剩余组织由残余奥氏体形成。

(3)根据(1)或(2)所述的高强度钢板，其进一步以质量％计含有合计为0.100％以下的下述元素中的1种或2种：

Ti：0.100％以下、

Nb：0.100％以下。

(4)根据(1)至(3)中任一项所述的高强度钢板，其进一步以质量％计含有合计为1.000％以下的下述元素中的1种或2种：

Cu：1.000％以下、

Ni：1.000％以下。

(5)根据(1)至(4)中任一项所述的高强度钢板，其进一步以质量％计含有合计为0.010％以下的下述元素中的1种或2种以上：

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。

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

(7)根据(1)至(6)中任一项所述的高强度钢板，其进一步以质量％计含有Cr：1.000％以下。

发明效果

根据本发明，在控制了合金成分的淬火状态马氏体中，通过将Mn的显微偏析制成均匀的结构，能够提供焊接性优异、且具有高烧结硬化性的高强度钢板、具体而言是烧结硬化后的抗拉强度达到1350MPa的高强度钢板。由于是在压制后通过在涂装时受到烧结来进行高强度化，因此适宜作为汽车等领域的结构领域。

具体实施方式

<高强度钢板>

本发明的实施方式的高强度钢板的特征在于，以质量％计含有：

C：0.05～0.15％、

Si：1.5％以下、

Mn：2.00～5.00％、

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，

下述式(1)所定义的Ceq低于0.21，

式(2)所定义的二维均质分散比S为0.85～1.20，

抗拉强度为1200MPa以上，

Ceq＝C+Si/90+(Mn+Cr)/100+1.5P+3S 式(1)

S＝Sy²/Sx² 式(2)

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：0.05％～0.15％)

C具有提高固溶碳量、提高烧结硬化性的作用。另外，具有提高淬透性、通过在马氏体组织中含有来提高强度的作用。如果C含量低于0.05％，则无法确保充分的固溶碳量，烧结硬化量减少。因而，C含量设定为0.05％以上，优选设定为0.08％以上。另一方面，C含量超过0.15％时，在焊接中生成具有低熔点的硅酸盐，对焊接接缝的品质造成影响。另外，强度过高而无法保证成型性。因此，C含量设定为0.15％以下，优选设定为低于0.13％、0.12％以下、0.11％以下或0.10％以下。

(Si：1.5％以下)

Si为固溶强化元素，具有抑制降低强度的因子即渗碳体析出的作用。因此，也可以包含于本发明的高强度钢板中。另一方面，Si含量超过1.5％时，表面性状劣化。因此，Si含量设定为1.5％以下，优选设定为1.2％以下。Si含量的下限没有特别限定，但由于作为钢液的脱氧剂发挥功能，因此也可以将其含量设定为0.01％以上。

(Mn：2.00％～5.00％)

Mn为淬透性提高元素，是用于在不限定冷却速度的情况下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2.00％以上，优选设定为2.50％以上。但是，由于过量的Mn的含有会因MnS的析出而使低温韧性降低，因此设定为5.00％以下，优选为4.50％以下。

(P：0.100％以下)

P不是必需元素，例如在钢中作为杂质被含有。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。为了P含量的降低要花费成本，如果想要降低至低于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不是必需元素，例如在钢中作为杂质被含有。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。为了S含量的降低要花费成本，如果想要降低至低于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从而表面性状劣化。因此，Al含量设定为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被含有。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。为了N含量的降低要花费成本，如果想要降低至低于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。此外，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)

Ti及Nb有助于强度的提高。因此，也可以含有Ti、Nb或它们的任意的组合。为了充分获得该效果，Ti或Nb的含量或者它们2种的组合的合计含量优选设定为0.003％以上。另一方面，Ti或Nb的含量或者它们2种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含量或Nb含量或者它们2种的组合的合计含量设定为0.100％以下。即，优选将各成分单独的情况下的限制范围设定为Ti：0.003％～0.100％及Nb：0.003％～0.100％，与此同时关于将它们组合的情况下的合计含量，也设定为0.003～0.100％。

(Cu：1.000％以下、Ni：1.000％以下)

Cu、Ni有助于强度的提高。因此，也可以含有Cu、Ni或它们的组合。为了充分获得该效果，Cu及Ni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2种组合的情况下的合计含量，也优选满足0.005％～1.000％。另一方面，Cu及Ni的含量或者将它们2种组合的情况下的合计含量超过1.000％时，由上述作用带来的效果饱和，徒增成本。因此，Cu及Ni的含量或者将它们2种组合的情况下的合计含量的上限设定为1.000％。即，优选的是，设定为Cu：0.005％～1.000％及Ni：0.005％～1.000％，与此同时关于将它们组合的情况下的合计含量，也为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或者它们的任意的组合。为了充分获得该效果，W、Ca、Mg及REM或者它们2种以上的任意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，优选的是，W：0.005％以下、Ca：0.005％以下、Mg：0.005％以下、REM：0.010％以下，且它们的任意的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)以上为宜。但是，如果含有B超过0.0030％(30ppm)，则过度的硼会导致高温脆性，有可能对焊接性能造成影响，因此B含量设定为0.0030％以下。优选为0.0025％以下。

(Cr：1.000％以下)

Cr是淬透性提高元素，是对马氏体组织形成有用的元素。Cr含有0.005％以上为宜。但是，如果含有Cr超过1.000％，则有可能对焊接性能造成影响，因此Cr含量设定为1.000％以下。优选设定为0.500％。

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。其中，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，而不是对于本实施方式的高强度钢板而言有意添加的成分。

(Ceq低于0.21)

就本实施方式而言，为了提高焊接性，其特征在于，将下式(1)所示的Ceq设定为低于规定的数值。由此，能够确保焊接性。为了进一步提高这样的效果，需要确保Ceq低于0.21。优选为0.18以下。

Ceq＝C+Si/90+(Mn+Cr)/100+1.5P+3S 式(1)

其中，在式(1)中的各元素符号中代入各元素的含量(质量％)，在不含元素的情况下代入0。

接下来，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，组织分率所涉及的“％”是指“面积率”。

(马氏体：98％以上)

就本实施方式而言，其特征在于，确保以面积率计为98％以上的马氏体。由此，能够确保充分的固溶碳，其结果是，能够提高烧结硬化性。为了进一步提高这样的效果，需要确保98％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来采集试样，将观察面进行研磨，以5000倍的倍率用SEM-EBSD(带电子射线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来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。

(剩余组织：2％以下)

根据本发明，马氏体以外的剩余组织以面积率计为2％以下。为了进一步提高高强度钢板的烧结硬化性，优选设定为0％。在存在剩余组织的情况下，该剩余组织可以包含任意的组织，没有特别限定，但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可能不可避免地生成。然而，这样微量的残余奥氏体不仅不会对烧结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)效应还能够有助于延展性的提高。因此，剩余组织也可以以面积率计在2％以下的范围内包含残余奥氏体。但是，为了进一步提高烧结硬化性，优选剩余组织不含残余奥氏体而为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来除去，使用MoKα射线作为特性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。

(二维均质分散比S为0.85～1.20)

二维均质分散比是评价合金元素的显微偏析的指标。以S表示的二维均质分散比如下那样操作来测定。将板宽方向设为x方向，将板厚方向设为y方向，对于钢板，按照能够观察到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(y方向)从一侧朝向另一侧以0.5μm间隔测定200个点的Mn浓度。另外，沿着与所测定的钢板的厚度方向垂直的方向(x方向)同样地从一侧朝向另一侧以0.5μm间隔测定200个点的Mn浓度。由x方向和y方向上的各Mn浓度分布求出分散值Sx²和Sy²。使用这些值通过下式(2)来求出S。

S＝Sy²/Sx² 式(2)

其中，Sx²为板宽方向的Mn浓度分布数据的分散值，以Sx²＝(1/200)×Σ(A-A_i)²表示，式中，A为x方向上的200个点的Mn浓度的平均值，A_i表示x方向的第i个Mn浓度(i＝1～200)。同样地，Sy²为板厚方向的Mn浓度分布数据的分散值，以Sy²＝(1/200)×Σ(B-B_i)²表示，式中，B为y方向上的200个点的Mn浓度的平均值，B_i表示y方向的第i个Mn浓度(i＝1～200)。

就本实施方式而言，其特征在于，Mn浓度分布通过显微偏析的缓和而具有均匀的结构(例如，方格图案结构)。如果其低于0.85，则不能说成为充分地均匀的结构，烧结硬化性低。另外，生成MA，焊接性也不良。因此，S需要0.85以上。优选为0.90以上，更优选为0.95以上。另一方面，如上所述，在不控制显微偏析的情况下，Mn的浓度高的面和低的面会在板厚方向上以层状相连，将其在板厚方向和板宽方向上进行均质化是重要的。相反，如果Mn的浓度高的面和低的面在板厚方向上以层状相连，则不会被均质化。即，S的下限值的倒数成为上限值。因此，S设定为1.20以下。优选为1.15以下，进一步优选为1.10以下。

接下来，对本发明的机械特性进行说明。

(抗拉强度：1200MPa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、具体而言为1200MPa以上的抗拉强度。其中，将抗拉强度设定为1200MPa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1300MPa以上，更优选为1400MPa以上。

根据本发明的高强度钢板，能够达成优异的烧结硬化性。更具体而言，根据本发明的高强度钢板，能够达成如下的烧结硬化量BH：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中减去附加2％预应变时的应力而得到的值成为130MPa以上、优选成为150MPa以上。该BH的值低于130MPa时，难以成型并且烧结硬化后的强度低，因此不能说是优异的烧结硬化性。另外，根据本发明的高强度钢板，能够达成如下的烧结硬化后的抗拉强度BHTS：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成为1350MPa以上、优选成为1400MPa以上。该BHTS的值低于1350MPa时，同样地烧结硬化后的强度低，因此不能说是优异的烧结硬化性。

<高强度钢板的制造方法>

接下来，对本实施方式的优选的高强度钢板的制造方法进行说明。

以下的说明旨在例示用于制造本发明的高强度钢板的特征性方法，并非有意限定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。

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；

粗轧工序，其是将上述板坯在1050℃～1250℃的温度区域中进行粗轧的粗轧工序，其中，上述粗轧包括以2道次～16道次进行偶数次的每1道次的压下率为30％以下的可逆式轧制，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；

精轧工序，其是将粗轧后的钢板在850℃～1050℃的温度区域中进行精轧的精轧工序，其中，上述精轧采用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；

冷轧工序，其将所得到的热轧钢板以15％～45％的压下率进行冷轧；

退火工序，其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；以及

表皮光轧工序，其将所得到的钢板以0.5％～2.5％的压下率进行表皮光轧。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℃的溶体化温度区域。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，而直接供于粗轧，进行直送轧制或直接轧制。

接着，通过对板坯以可逆式轧制实施粗轧，能够将在板坯的形成工序中在凝固时形成的板坯中的Mn偏析部不制成沿一个方向延伸的板状的偏析部、而制成均匀的结构。对具有这样的均匀的结构的Mn浓度分布的形成更详细地进行说明。首先，在将开始粗轧之前的板坯与其表面垂直地切断而得到的面中，可观察到Mn等合金元素以梳状的形态浓集的样子。具体而言，在粗轧前的板坯的上述切断面中，成为下述状态：从板坯的两个表面朝向内部且与板坯的表面几乎垂直地排列有多个Mn等合金元素以线状浓集的部分。

另一方面，在粗轧中，在轧制的每1道次中，板坯的表面沿轧制的前进方向被延伸。需要说明的是，所谓轧制的前进方向是指板坯相对于轧辊前进的方向。然后，通过像这样板坯的表面沿轧制的前进方向被延伸，使得由板坯的表面朝向内部生长的Mn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。换言之，轧制具有下述功能：将朝向板坯内部以梳状延伸的Mn偏析部向轧制的前进方向稍微倾倒。

这里，在粗轧的各道次中的板坯的前进方向总是为相同方向的所谓的单方向轧制的情况下，Mn偏析部在其自身保持几乎笔直的状态下在每一道次中朝向相同方向逐渐地倾斜变大。然后，在粗轧的结束时，Mn偏析部在保持几乎笔直的状态下成为与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成为交替相反的方向的可逆式轧制的情况下，向前一道次的方向倾斜的Mn偏析部在下一道次中受到向相反方向倾斜的力。这种情况下，Mn偏析部成为折弯的形状。因此，在可逆式轧制中，通过反复地进行交替处于相反方向的各道次，从而Mn偏析部成为交替折弯的锯齿形状。

如果像这样交替折弯的锯齿形状多数排列，则板状的显微偏析消失，成为均匀编入的Mn浓度分布。在Mn浓度分布被理想地均匀化的情况下，Mn浓度分布以大致方格图案状出现。需要说明的是，所谓“方格图案”(Ichimatsu pattern)是晶格图案的一种，是将颜色不同的大致正方形(或大致长方形)互不相同地排列而得到的图案。本发明中，将Mn浓度分布以方格图案状出现的结构称为方格图案结构。通过采取二维均质分散比S为0.85～1.20的均匀的结构，从而利用后工序中的热处理使得Mn进一步变得容易扩散，能够获得具有更均匀的Mn浓度的热轧钢板。此外，通过上述的可逆式轧制，钢板整体成为均匀编入的Mn浓度分布，因此这样的均匀的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。

如果粗轧温度区域低于1050℃，则在粗轧的最终道次中，变得难以在850℃以上完成轧制，导致形状不良，因此粗轧温度区域优选为1050℃以上。更优选为1100℃以上。如果粗轧温度区域超过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。

如果粗轧中的每1道次的压下率超过30％，则轧制时的剪切应力变大，Mn偏析部变得不均匀。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，越能够制成均匀的结构，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Mn浓度分布制成均匀的结构，可逆式轧制优选为2道次以上，更优选为4道次以上。但是，如果实施超过16道次，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隔着辊而位于相反侧。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。这样一来，在最后的道次(轧制)中Mn偏析部成为扁平的形状，变得难以形成均匀的结构。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。

在可逆式轧制中，如果在一个往返的轧制中所含的2道次间的压下率存在差异，则变得容易产生形状不良，另外Mn偏析部变得不均匀，无法制成均匀的结构。因此，在粗轧时，可逆式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。

如下文所述的那样，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，必须使可逆式轧制中的偶数次的压下率大于奇数次的压下率，以控制在之后的串列式轧制中形成的显微偏析。如果在可逆式轧制的一个往返中，偶数次(返路)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，在可逆式轧制的一个往返中，优选偶数次的压下率变得比奇数次的压下率高5％以上。

为了使由粗轧中的可逆式轧制而生成的Mn的复杂结构通过奥氏体晶界移动而变得均匀，优选从粗轧至精轧之前保持5秒以上。

(精轧工序)

在粗轧中的可逆式轧制之后，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Mn偏析带的间隔窄小化，精轧优选采用4个以上的连续的轧制机架来进行。如果精轧温度低于850℃，则不会充分产生再结晶，成为沿轧制方向延伸的组织，在后续工序中，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，如果精轧温度超过1050℃，则变得难以生成奥氏体的微细的再结晶粒，晶界的Mn偏析变得困难，Mn偏析带容易变得扁平。因此，精轧温度优选为1050℃以下。此外，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且精轧工序之前进行加热。进而，如果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，Mn变得容易均匀地分散。像这样，通过不仅限定粗轧工序，而且还限定精轧工序，能够抑制扁平的Mn的显微偏析。需要说明的是，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。在按照精轧温度成为上述的范围内的方式进行精轧的情况下，所谓的精轧开始温度(精轧的最初的道次中的钢板温度)及精轧结束温度(精轧的最后的道次中的钢板温度)也处于上述的精轧温度的范围内。

如果卷取温度超过400℃，则因内部氧化而使表面性状降低，因此卷取温度优选为400℃以下。如果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％。如果冷轧工序的压下率超过45％，则变得无法维持马氏体的微细的板条，Mn变得难以进行晶界偏析，因此Mn偏析带沿与板厚垂直的方向(即板面方向)延伸。这样一来，扁平的层状的Mn偏析带由于使Mn的分散变得不均匀，因此Mn的二维均质分散比变得比上述的规定值低。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得到的钢板实施退火处理。退火温度中的加热设定为：以10℃/秒以上的平均加热速度进行升温，在Ac₃～1000℃的温度区域中加热保持10～1000秒。该温度范围和退火时间是用于使钢板的整面发生奥氏体相变者。如果保持温度变得超过1000℃或退火时间变得超过1000秒，则奥氏体粒径粗大化，成为板条宽度大的马氏体，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。

需要说明的是，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

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，冷却速度较快为宜。但是，低于10℃/秒时不会充分地生成马氏体，无法控制为所期望的组织。因而，设定为10℃/秒以上。

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。如果在超过70℃时冷却停止，则有可能出现马氏体以外的组织。另外，即使是在出现了马氏体的情况下，也有可能出现因自回火而球状化的铁碳化物等析出物，在这样的情况下，固溶碳变少从而烧结硬化性降低。因此，冷却停止温度设定为70℃以下，优选设定为60℃以下。

(表皮光轧工序)

在退火工序之后，实施表皮光轧(调质轧制)。这是为了下述事项所需的：在即使制成均匀的结构但仍然在马氏体内存在硬度差的情况下，使软质的马氏体加工硬化，均匀地引入由预应变带来的位错。另外，在残余奥氏体残留的情况下，通过利用塑性加工诱导相变来进行马氏体相变，从而具有使马氏体分率增加的作用。该效果在低于0.5％的压下率时的表皮光轧中无法实现。因而，压下率设定为0.5％以上。但是，由于板厚控制变得困难，因此优选将2.5％设定为上限。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。

需要说明的是，上述实施方式都只不过是例示了在实施本发明时的具体化的例子，本发明的技术范围并不受它们的限定性解释。即，在不脱离本发明的技术思想或其主要特征的情况下，本发明可以以各种形式来实施。

实施例

接下来，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个条件例，本发明并不限于这一个条件例。只要不脱离本发明的主旨并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表皮光轧。需要说明的是，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(返路-往路)”表示可逆式轧制中的一个往返的轧制中所包含的2道次间的压下率之差。此外，任一例子均进行了包含多次的往返道次的可逆式轧制，往返道次间压下率差在全部的往返道次中设定为相同。例如，在表中示出了例No.1中“粗轧道次次数”为8，“一个往返内道次间的压下率差(返路-往路)”为5％。这意味着：例No.1中实施了4个往返的可逆式轧制，在所有这4个往返中返路压下率比往路压下率大5％。

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

表1

表2-1：制造条件

粗体字下划线表示脱离了优选的范围。

表2-2：制造条件

粗体字下划线表示脱离了优选的范围。

对于所得到的冷轧钢板，通过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来采集试样，将观察面进行研磨，以5000倍的倍率用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来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。残余奥氏体的面积率通过X射线衍射测定来求出。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来除去，使用MoKα射线作为特性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

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。

另外，通过EMPA装置求出S所表示的二维均质分散比。

进而，对所得到的冷轧钢板的抗拉强度TS、断裂伸长率EL、烧结硬化量BH及烧结硬化后的抗拉强度BHTS进行了测定。在抗拉强度TS、断裂伸长率EL、烧结硬化量BH及烧结硬化后的抗拉强度BHTS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进行了拉伸试验。烧结硬化量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中减去附加2％预应变时的应力而得到的值。烧结硬化后的抗拉强度BHTS是将附加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。为了满足汽车车体的轻量化的要求，抗拉强度为1200MPa以上，优选为1300MPa以上，更优选为1400MPa以上。另外，为了容易成型，伸长率优选为5％以上。另外，关于BH，由于低于130MPa时难以成型且成型后的强度变低，因此为了具有优异的烧结硬化性，需要130MPa以上。更优选为150MPa以上。关于BHTS，为了通过烧结硬化来提高碰撞性能，需要1350MPa以上。更优选为1400MPa以上。

作为焊接性的评价，依据JIS Z 3137来采集试验片，将相同的钢板彼此进行点焊，进行了十字拉伸试验。详细而言，在电极设定为DR6mm-40R、焊接时间设定为15个循环/60Hz、加压力设定为400kgf、使电流值变化从而熔核直径成为6mm的条件的焊接材中进行十字拉伸试验时，将母材处断裂的情况判定为合格(GOOD)，将熔核断裂的情况判定为不合格(BAD)。

表3：机械特性及组织

粗体字下划线表示为本发明的范围外或脱离了优选的范围。

[评价结果]

如表3中所示的那样，就实施例1、3、5、6、9、13、16、20、24、27及28而言，能够获得优异的抗拉强度、烧结硬化性及焊接性。均显示出：抗拉强度为1200MPa以上，BH为130MPa以上，BHTS为1350MPa以上，在十字拉伸试验中成为母材断裂，高强度，并且烧结硬化性优异，焊接性也优异。

另一方面，就比较例2而言，由于没有表皮光轧，因此残余奥氏体残留，BH低。就比较例4而言，由于S含量过多，因此Ceq高而焊接性差。就比较例7而言，由于退火温度过低，因此出现铁素体组织从而得不到充分的马氏体组织，其结果是，TS、BH及BHTS低。就比较例8而言，由于退火时间过短，因此没有成为整体马氏体组织，同样地TS、BH及BHTS低。就比较例10而言，由于退火工序中的平均冷却速度过慢，因此没有成为整面马氏体组织，TS、BH及BHTS低。就比较例11而言，由于C含量过少，因此固溶碳量减少，TS、BH及BHTS低。就比较例12而言，由于P含量过多，因此焊接性差。就比较例14而言，由于粗轧工序中的一个往返时的2道次间的压下率差大，因此未成为Mn浓度分布均匀的结构，BH低，焊接性差。就比较例15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，因此未成为Mn浓度分布均匀的结构，BH低，焊接性差。就比较例17而言，由于粗轧工序中的可逆式轧制的道次次数为奇数次，因此未成为Mn浓度分布均匀的结构，BH低，焊接性差。

就比较例18而言，由于退火工序中的冷却停止温度高，因此出现马氏体以外的组织，进而铁碳化物析出从而固溶碳变少，因此BH低。就比较例19而言，由于Mn含量过少，因此TS、BH及BHTS低。就比较例21而言，由于粗轧工序中的可逆式轧制的压下率高，因此未成为Mn浓度分布均匀的结构，BH低，焊接性差。就比较例22而言，从粗轧后至精轧之前的时间过短，Mn浓度分布变得扁平，BH低，焊接性差。就比较例23而言，由于C含量过高，因此残余奥氏体(γ)的面积率高，BH低，而且Ceq也高，焊接性差。就比较例25而言，由于精轧的轧制机架少，因此Mn浓度分布变得扁平，BH及BHTS低，焊接性差。就比较例26而言，冷轧率高，Mn浓度分布沿与板厚垂直的方向延伸而变得扁平，BH及BHTS低，焊接性差。就比较例29而言，精轧的第一机架的压下率小，Mn浓度分布变得扁平，BH低，焊接性差。就比较例30而言，由于精轧温度(表2中的精轧开始温度)过高，因此Mn浓度分布变得扁平，BH低，焊接性差。就比较例31而言，由于Al含量过多，因此焊接性差。就比较例32而言，由于N含量过多，因此焊接性差。就比较例33而言，由于Ceq过高，因此焊接性差。

产业上的可利用性

本发明的烧结硬化性及焊接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。

Claims

1.一种高强度钢板，其以质量％计含有：

C：0.05～0.15％、

Si：1.5％以下、

Mn：2.00～5.00％、

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，

下述式(1)所定义的Ceq低于0.21，

下述式(2)所定义的二维均质分散比S为0.85～1.20，

抗拉强度为1200MPa以上，

Ceq＝C+Si/90+(Mn+Cr)/100+1.5P+3S 式(1)

S＝Sy²/Sx² 式(2)

其中，在式(1)中的各元素符号中代入各元素的以质量％计的含量，在不含元素的情况下代入0，式(2)中的Sx²为板宽方向的Mn浓度分布数据的分散值，Sy²为板厚方向的Mn浓度分布数据的分散值。

2.根据权利要求1所述的高强度钢板，其中，在存在所述剩余组织的情况下，所述剩余组织由残余奥氏体形成。

3.根据权利要求1或2所述的高强度钢板，其进一步以质量％计含有合计为0.100％以下的下述元素中的1种或2种：

Ti：0.100％以下、

Nb：0.100％以下。

4.根据权利要求1或2所述的高强度钢板，其进一步以质量％计含有合计1.000％以下的下述元素中的1种或2种：

Cu：1.000％以下、

Ni：1.000％以下。

5.根据权利要求1或2所述的高强度钢板，其进一步以质量％计含有合计为0.010％以下的下述元素中的1种或2种以上：

W：0.005％以下、

Ca：0.005％以下、

Mg：0.005％以下

稀土类金属即REM：0.010％以下。

6.根据权利要求1或2所述的高强度钢板，其进一步以质量％计含有B：0.0030％以下。

7.根据权利要求1或2所述的高强度钢板，其进一步以质量％计含有Cr：1.000％以下。