CN114207172A - 高强度钢板、高强度部件及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明的课题提供一种材质均匀性优异的高强度钢板、高强度部件及其制造方法。本发明的高强度钢板具有特定的成分组成，以相对于钢组织整体的面积率计，铁素体为30％～100％，马氏体为0％～70％，珠光体、贝氏体和残余奥氏体的合计小于20％，该铁素体中的未再结晶铁素体以相对于全部组织的面积率计为0％～10％，钢板长边方向的未再结晶铁素体的面积率的最大值与最小值之差为5％以下。

Description

高强度钢板、高强度部件及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种用于汽车部件等的高强度钢板、高强度部件及其制造方法。更详细而言，本发明涉及一种材质均匀性优异的高强度钢板、高强度部件及其制造方法。
背景技术
近年来，从地球环境保护的观点考虑，进行了使CO2等排气降低的尝试。汽车工业中，通过使车体轻型化来提高油耗效率，实现了降低排气量的对策。作为车体轻型化的方法之一，可举出通过使应用于汽车的钢板高强度化而使板厚薄壁化的方法。另外，已知在钢板的高强度化的同时，延展性降低，寻求兼具高强度和延展性的钢板。并且如果在钢板长边方向存在机械特性的偏差，则形状冻结的再现性变低，因此回弹量的再现性变低，难以维持部件形状。因此，寻求一种在钢板长边方向没有机械特性的偏差且材质均匀性优异的钢板。
对于这样的要求，例如专利文献1中通过以质量％计含有C：0.05～0.3％、Si：0.01～3％、Mn：0.5～3％，将铁素体的体积率设为10～50％、将马氏体的体积率设为50～90％、将铁素体和马氏体的合计的体积率设为97％以上，将钢板前端部与中央部的卷绕温度之差设为0℃～50℃，将钢板后端部与中央部的卷绕温度之差设为50℃～200℃，从而提供了一种钢板长边方向的强度偏差小的高强度钢板。
另外，专利文献2通过成分组成以质量％计含有C：0.03～0.2％、Mn：0.6～2.0％、Al：0.02～0.15％，将铁素体的体积率设为90％以上，控制卷绕后的冷却，从而提供了一种钢板长边方向的强度偏差小的热轧钢板。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2018－16873号公报
专利文献2：日本特开2004－197119号公报。
发明内容
在专利文献1公开的技术中，通过形成铁素体－马氏体组织，通过控制卷绕温度来降低钢板长边方向的组织差，从而使材质均匀性优异。然而，该技术存在屈服强度偏差大的课题。
在专利文献2公开的技术中，将铁素体设为主相，通过成分和到卷绕为止的冷却控制来降低钢板长边方向的强度差。然而，该技术没有添加Nb、Ti等析出元素，这与本发明的添加了析出元素的钢中在钢板长边方向控制未再结晶铁素体的面积率的偏差来降低强度偏差的思想是不同的。
本发明的目的在于在成为高屈服比、添加了影响析出强化的Nb、Ti等析出元素的状态下调整成分，并且形成铁素体－马氏体组织，控制钢板长边方向的未再结晶铁素体的面积率的偏差，从而提供一种材质均匀性优异的高强度钢板、高强度部件及其制造方法。
本发明人等为了解决上述课题反复进行了深入研究。其结果发现为了得到高强度且高屈服比，需要添加Nb、Ti，为了减少钢板长边方向的机械特性的偏差，需要将钢板长边方向的未再结晶铁素体的面积率的最大值与最小值之差设为5％以下。
如上所述，本发明人等为了解决上述课题进行了各种研究，其结果发现在具有特定的成分组成，具有以铁素体和马氏体为主体的钢组织的钢板中，通过控制钢板长边方向的未再结晶铁素体的面积率的偏差，得到材质均匀性优异的高强度钢板，从而完成了本发明。本发明的主旨如下。
[1]一种高强度钢板，具有如下的成分组成，以质量％计含有C：0.06％～0.14％、Si：0.1％～1.5％、Mn：1.4％～2.2％、P：0.05％以下、S：0.0050％以下、Al：0.01％～0.20％、N：0.10％以下、Nb：0.015％～0.060％以及Ti：0.001％～0.030％，S、N和Ti的含量满足下述式(1)，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
以相对于钢组织整体的面积率计，铁素体为30％～100％、马氏体为0％～70％，珠光体、贝氏体和残余奥氏体的合计小于20％，上述铁素体中未再结晶铁素体以相对于全部组织的面积率计为0％～10％，钢板长边方向的未再结晶铁素体的面积率的最大值与最小值之差为5％以下。
式(1)：[％Ti]－(48/14)[％N]－(48/32)[％S]≤0
上述式(1)中，[％Ti]为成分元素Ti的含量(质量％)，[％N]为成分元素N的含量(质量％)，[％S]为成分元素S的含量(质量％)。
[2]根据[1]所述的高强度钢板，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有Cr：0.01％～0.15％、Mo：0.01％以上且小于0.10％以及V：0.001％～0.065％中的1种或2种以上。
[3]根据[1]或[2]所述的高强度钢板，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有B：0.0001％以上且小于0.002％。
[4]根据[1]～[3]中任一项所述的高强度钢板，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有Cu：0.001％～0.2％和Ni：0.001％～0.1％中的1种或2种。
[5]根据[1]～[4]中任一项所述的高强度钢板，其中，在钢板的表面具有镀层。
[6]一种高强度部件，对[1]～[5]中任一项所述的高强度钢板，实施成型加工和焊接中的至少一方而成。
[7]一种高强度钢板的制造方法，包括如下工序：
热轧工序，将具有[1]～[4]中任一项所述的成分组成的钢坯在满足下述式(2)的加热温度T(℃)下加热1.0小时以上后，以2℃/秒以上的平均冷却速度从该加热温度冷却至轧制开始温度，接着在精轧结束温度850℃以上进行终轧，接着以10℃/秒以上的平均冷却速度从该精轧结束温度冷却到650℃以下后在650℃以下进行卷绕；以及
退火工序，将所述热轧工序中得到的热轧钢板在从600℃到700℃以8℃/秒以下的平均升温速度加热到AC1点～(AC3点+20℃)的退火温度，在该退火温度下以满足下述式(3)的保持时间t(秒)进行保持后进行冷却，
式(2)：0.80×(2.4－6700/T)≤log{[％Nb]×([％C]+12/14[％N])}≤0.65×(2.4－6700/T)
在上述式(2)中，T为钢坯的加热温度(℃)，[％Nb]为成分元素Nb的含量(质量％)，[％C]为成分元素C的含量(质量％)，[％N]为成分元素N的含量(质量％)。
式(3)：1500≤(AT+273)×logt＜5000
在上述式(3)中，AT为退火温度(℃)，t为退火温度下的保持时间(秒)。
[8]一种高强度钢板的制造方法，包括如下工序：
热轧工序，将具有[1]～[4]中任一项所述的成分组成的钢坯在满足下述式(2)的加热温度T(℃)下加热1.0小时以上后，在2℃/秒以上的平均冷却速度从该加热温度冷却到轧制开始温度，接着在精轧结束温度850℃以上进行终轧，接着以10℃/秒以上的平均冷却速度从该精轧结束温度冷却到650℃以下后在650℃以下进行卷绕；
冷轧工序，对上述热轧工序中得到的热轧钢板进行冷轧；以及
退火工序，将上述冷轧工序中得到的冷轧钢板在从600℃到700℃以8℃/秒以下的平均升温速度，加热到AC1点～(AC3点+20℃)的退火温度，在该退火温度下以满足下述式(3)的保持时间t(秒)进行保持后进行冷却。
式(2)：0.80×(2.4－6700/T)≤log{[％Nb]×([％C]+12/14[％N])}≤0.65×(2.4－6700/T)
在上述式(2)中，T为钢坯的加热温度(℃)，[％Nb]为成分元素Nb的含量(质量％)，[％C]为成分元素C的含量(质量％)，[％N]为成分元素N的含量(质量％)。
式(3)：1500≤(AT+273)×logt＜5000
在上述式(3)中，AT为退火温度(℃)，t为在退火温度下的保持时间(秒)。
[9]根据[7]或[8]所述的高强度钢板的制造方法，其中，在上述退火工序后具有实施镀覆处理的镀覆工序。
[10]一种高强度部件的制造方法，具有对由[7]～[9]中任一项所述的高强度钢板的制造方法制造的高强度钢板实施成型加工和焊接中的至少一方的工序。
本发明通过调整成分组成和制造方法来控制钢组织，控制钢板长边方向的未再结晶铁素体的面积率的偏差。其结果是本发明的高强度钢板的材质均匀性优异。
通过将本发明的高强度钢板例如应用于汽车结构部件，能够兼具汽车用钢板的高强度化和材质均匀性。即根据本发明，能够维持良好的部件形状，因此汽车车体高性能化。
附图说明
图1是通过扫描电子显微镜观察得到的本发明的钢板的板厚截面图。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式进行说明。应予说明，本发明并不限于以下的实施方式。
首先，对本发明的高强度钢板(以下有时称为“本发明的钢板”)的成分组成进行说明。在下述的成分组成的说明中，作为成分含量的单位“％”是指“质量％”。应予说明，本发明中所说的高强度是指拉伸强度为590MPa以上。
另外，本发明的钢板基本上以至少利用加热炉对钢坯进行加热，对该钢坯单元进行热轧，接着进行卷绕而得到的钢板作为对象。本发明的钢板的钢板长边方向(轧制方向)的材质均匀性高。即钢板(卷材)的单元的材质均匀性高。
C：0.06％～0.14％
C在从通过马氏体的强度提高、由微细析出物带来的析出强化来确保TS≥590MPa的观点考虑是需要的。如果C含量小于0.06％，则无法得到规定的强度。因此C含量为0.06％以上。C含量优选为0.07％以上。另一方面，如果C含量超过0.14％，则使马氏体的面积率增加，强度过大。另外，由于碳化物的生成量过多，因此不易产生再结晶，材质均匀性劣化。因此，C含量为0.14％以下。C含量优选为0.13％以下。
Si：0.1％～1.5％
Si是通过固溶强化获得的强化元素。为了得到该效果，将Si含量设为0.1％以上。Si含量优选为0.2％以上，更优选为0.3％以上。另一方面，Si具有抑制渗碳体的生成的效果，因此如果Si含量变得过多，则抑制渗碳体的生成，没有析出的C与Nb、Ti形成碳化物而粗大化，材质均匀性劣化。因此，Si含量为1.5％以下。Si含量优选为1.4％以下。
Mn：1.4％～2.2％
Mn是为了提高钢的淬透性，确保规定的马氏体的面积率而含有。如果Mn含量小于1.4％，则冷却时生成珠光体或贝氏体而微细析出物量减少，难以确保强度。因此，Mn含量为1.4％以上。Mn含量优选为1.5％以上。另一方面，如果Mn变得过多，则使马氏体的面积率增加，强度过大。另外，通过形成MnS，与Ti量相比N和S的合计量变少，因此在钢板长边方向的析出物的偏差变大，未再结晶铁素体的面积率的偏差变大，材质均匀性劣化。因此，Mn含量为2.2％以下。Mn含量优选为2.1％以下。
P：0.05％以下
P是强化钢的元素，但如果其含量多，则在晶界发生偏析，使加工性劣化。因此，为了得到用于汽车的最低限度的加工性，P含量为0.05％以下。P含量优选为0.03％以下，更优选为0.01％以下。应予说明，P含量的下限没有特别限定，但目前工业上可实施的下限为0.003％左右。
S：0.0050％以下
S通过形成MnS、TiS、Ti(C，S)等而使加工性劣化。另外，为了抑制再结晶，材质均匀性也劣化。因此，S含量需要为0.0050％以下。S含量优选为0.0020％以下，更优选为0.0010％以下，进一步优选为0.0005％以下。应予说明，S含量的下限没有特别限定，因此目前工业上可实施的下限为0.0002％左右。
Al：0.01％～0.20％
Al是为了进行充分的脱氧、减少钢中的粗大夹杂物而添加的。显示该效果的Al含量为0.01％以上。Al含量优选为0.02％以上。另一方面，如果Al含量超过0.20％，则热轧后的卷绕时生成的碳化物在退火工序中不易固溶，抑制再结晶，因此材质均匀性劣化。因此，Al含量为0.20％以下。Al含量优选为0.17％以下，更优选为0.15％以下。
N：0.10％以下
N是在钢中形成TiN、(Nb，Ti)(C，N)、AlN等的氮化物、碳氮化物系的粗大夹杂物的元素，如果N含量超过0.10％，则无法抑制钢板长边方向的析出物的偏差，在钢板长边方向，未再结晶铁素体的面积率的偏差变大，因此材质均匀性劣化。因此，N含量需要为0.10％以下。N含量优选为0.07％以下，更优选为0.05％以下。应予说明，N含量的下限没有特别限定，但目前工业上可实施的下限为0.0006％左右。
Nb：0.015％～0.060％
Nb通过生成微细析出物而有助于析出强化。为了得到这样的效果，需要含有0.015％以上的Nb。Nb含量优选为0.020％以上，更优选为0.025％以上。另一方面，如果大量含有Nb，则在钢板长边方向的未再结晶铁素体的面积率的偏差变大，因此使材质均匀性劣化。因此，Nb含量为0.060％以下。Nb含量优选为0.055％以下，更优选为0.050％以下。
Ti：0.001％～0.030％
Ti通过生成微细析出物而有助于析出强化。为了得到这样的效果，需要含有0.001％以上的Ti。Ti含量优选为0.002％以上，更优选为0.003％以上。另一方面，如果大量含有Ti，在钢板长边方向的未再结晶铁素体的面积率的偏差变大，因此使材质均匀性劣化。因此，Ti含量为0.030％以下。Ti含量优选为0.020％以下，更优选为0.017％以下，进一步优选为0.015％以下。
上述S、N和Ti的含量满足下述式(1)。
式(1)：[％Ti]－(48/14)[％N]－(48/32)[％S]≤0
在上述式(1)中，[％Ti]为成分元素Ti的含量(质量％)，[％N]为成分元素N的含量(质量％)，[％S]为成分元素S的含量(质量％)。
通过以原子比计将Ti量设为N和S的合计量以下，能够抑制在卷绕时生成的Ti系的碳化物的生成，能够抑制钢板长边方向的微细析出物量的偏差。微细析出物影响退火工序时的再结晶行为，因此通过在钢板长边方向抑制微细析出物量的偏差，能够减少在钢板长边方向的未再结晶铁素体的面积率的偏差，能够得到优异的材质均匀性。为了得到这样的效果，“[％Ti]－(48/14)[％N]－(48/32)[％S]”为0(0.0000)以下，优选小于0(0.0000)，更优选为－0.001以下。“[％Ti]－(48/14)[％N]－(48/32)[％S]”的下限没有特别限定，为了抑制因N含量和S含量过多而导致夹杂物生成，优选为－0.01以上。
本发明的钢板具有含有上述成分且上述成分以外的剩余部分包含Fe(铁)和不可避免的杂质的成分组成。这里，本发明的钢板优选具有含有上述成分且剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成。另外，在本发明的钢板中，可以含有下述的成分作为任意成分。应予说明，在以小于下限值含有下述的任意成分时，该成分作为不可避免的杂质而含有。
Cr：0.01％～0.15％、Mo：0.01％以上且小于0.10％以及V：0.001％～0.065％中的1种或2种以上
Cr、Mo、V可以出于得到钢的淬透性的提高效果的目的含有。为了得到这样的效果，Cr含量、Mo含量均优选为0.01％以上，更优选为0.02％以上。V含量优选为0.001％以上，更优选为0.002％以上。然而，任一元素变得过多时，生成碳化物，会使材质均匀性劣化。因此，Cr含量优选为0.15％以下，更优选为0.12％以下。Mo含量优选小于0.10％，更优选为0.08％以下。V含量优选为0.065％以下，更优选为0.05％以下。
B：0.0001％以上且小于0.002％
B是提高钢的淬透性的元素，通过含有B，得到即使在Mn含量少的情况下，也生成规定的面积率的马氏体的效果。为了得到这样的B的效果，优选B含量为0.0001％以上。更优选为0.00015％以上。另一方面，如果B含量为0.002％以上，则与N形成氮化物，卷绕时的Ti量变多，容易形成碳化物，因此材质均匀性劣化。因此，B含量优选小于0.002％。B含量更优选小于0.001％，进一步优选为0.0008％以下。
Cu：0.001％～0.2％和Ni：0.001％～0.1％中的1种或2种
Cu、Ni具有提高汽车在使用环境中的耐腐蚀性，并且腐蚀生成物被覆钢板表面而抑制氢向钢板侵入的效果。为了得到用于汽车的最低限度的耐腐蚀性，Cu和Ni的含量分别优选为0.001％以上，更优选为0.002％以上。然而，为了抑制因Cu含量、Ni含量变得过多而导致的表面缺陷的产生，Cu含量优选为0.2％以下，更优选为0.15％以下。Ni含量优选为0.1％以下，更优选为0.07％以下。
应予说明，本发明的钢板中作为其它的元素可以在不损害本发明的效果的范围内含有Ta、W、Sn、Sb、Ca、Mg、Zr、REM，这些元素的含量只要为0.1％以下就可以接受。
接着，对本发明的钢板的钢组织进行说明。本发明的钢板以相对于钢组织整体的面积率计铁素体为30％～100％，马氏体为0％～70％，珠光体、贝氏体和残余奥氏体的合计小于20％，该铁素体中的未再结晶铁素体以相对于全部组织的面积率计为0％～10％，钢板长边方向的未再结晶铁素体的面积率的最大值与最小值之差为5％以下。
铁素体的面积率为30％～100％
由于在铁素体中C几乎不固溶，因此C进行移动从铁素体排出，如果进行冷却，则在排出前以碳化物的形式生成。作为析出物生成位点，铁素体的面积率很重要，可以通过将铁素体的面积率设为30％以上来生成足够的析出物，通过由马氏体得到的组织强化和由析出物得到的析出强化的协同效果来得到强度。因此，铁素体的面积率为30％以上。铁素体的面积率优选为35％以上，更优选为40％以上，进一步优选为50％以上。铁素体的面积率的上限没有特别限定，如果通过由微细析出物得到的析出强化来确保强度，则可以为100％。其中，如果铁素体面积率大，则有钢板长边方向的微细析出物量的偏差变大的趋势，因此铁素体的面积率优选为95％以下，更优选为90％以下。
马氏体的面积率为0％～70％
如果相对于马氏体的组织整体的面积率超过70％，则强度过大。另外，由于向铁素体的析出物生成量变多，因此再结晶受到抑制，在钢板长边方向的未再结晶铁素体的面积率的偏差变大，材质均匀性劣化。因此，相对于马氏体的组织整体的面积率为70％以下。马氏体的面积率优选为65％以下，更优选为60％以下。马氏体的面积率的下限没有特别限定，如果通过由微细析出物得到析出强化来确保强度，则可以为0％。如上述所记载，从通过抑制钢板长边方向的微细析出物量的偏差来抑制未再结晶铁素体的面积率的偏差的观点考虑，马氏体的面积率优选为5％以上，更优选为10％以上。
应予说明，铁素体和马氏体以外的剩余部分组织为残余奥氏体、贝氏体、珠光体，如果以面积率计小于20％则可以接受。剩余部分组织的面积率优选为10％以下，更优选为7％以下。这些剩余部分组织以面积率计可以为0％。在本发明中，铁素体是指通过在较高温下由奥氏体相变而生成，是由BCC晶格的晶粒构成的组织。马氏体是指在低温(马氏体相变点以下)下从奥氏体生成的硬质的组织。贝氏体是指在较低温(马氏体相变点以上)下由奥氏体生成，在针状或板状的铁素体中分散有微细的碳化物的硬质的组织。珠光体是指在较高温下由奥氏体生成，由层状的铁素体和渗碳体构成的组织。残余奥氏体因在奥氏体中C等元素稠化而马氏体相变点在室温以下时生成。
铁素体中的未再结晶铁素体以相对于全部组织的面积率计为0％～10％
本发明中所说的未再结晶铁素体是指在晶粒内具有亚晶界的铁素体晶粒。亚晶界可以通过实施例记载的方法进行观察。图1实际上示出了通过扫描电子显微镜观察得到的本发明的钢板的板厚截面图。图1由虚线包围存在未再结晶铁素体的位置的一个例子，该再结晶铁素体在晶粒内具有亚晶界。
未再结晶铁素体通过在退火时再结晶而形成铁素体，但未再结晶铁素体以相对于全部组织的面积率计超过10％时，在钢板长边方向，再结晶率产生偏差，材质均匀性劣化。通过将未再结晶铁素体以相对于全部组织的面积率计设定为10％以下，能够抑制再结晶的偏差，能够减少屈服比的偏差。因此，铁素体的面积率中的未再结晶铁素体以相对于全部组织的面积率计为10％以下，优选为9％以下，更优选为8％以下。未再结晶铁素体量越减少越好，可以为0％。
这里，钢组织的各组织的面积率的值采用通过实施例记载的方法测定得到的值。
钢板长边方向的未再结晶铁素体的面积率的最大值与最小值之差为5％以下
未再结晶铁素体的面积率直接有助于强度，因此可以通过抑制钢板长边方向的微细析出物量的偏差，抑制未再结晶铁素体的面积率的偏差，能够得到优异的材质均匀性。为了得到该效果，钢板长边方向的未再结晶铁素体的面积率的最大值与最小值之差为5％以下。该差优选为4％以下，更优选为3％以下。该差的下限没有特别限定，可以为0％。本发明中的“钢板长边方向的未再结晶铁素体的面积率的最大值与最小值之差为5％以下”是指遍及钢板长边方向(轧制方向)的整个长度，钢板(卷材)单元的未再结晶铁素体的面积率的最大值与最小值之差为5％以下。该差可以通过实施例所记载的方法进行测定。
另外，本发明的钢板可以在钢板的表面具有镀层。镀层没有特别限制，例如为电镀锌层、热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层。
接着，对本发明的高强度钢板的特性进行说明。
本发明的钢板的强度是通过实施例记载的方法测定的拉伸强度为590MPa以上。应予说明，拉伸强度的上限没有特别限定，但从容易取得与其他特性的平衡的观点考虑优选小于980MPa。
本发明的钢板的材质均匀性优异。具体而言，由实施例记载的方法中实施的拉伸强度和屈服强度计算的钢板长边方向的屈服比的最大值与最小值之差(ΔYR)为0.05以下。优选为0.03以下，更优选为0.02以下。
接着，对本发明的高强度钢板的制造方法进行说明。
本发明的高强度钢板的制造方法具有热轧工序、根据需要进行的冷轧工序、退火工序。应予说明，对以下所示的板坯(钢坯材)、钢板等进行加热或冷却时的温度只要没有特别说明，就是指板坯(钢坯材)、钢板等的表面温度。
＜热轧工序＞
热轧工序是将具有上述成分组成的钢坯在满足下述式(2)的加热温度T(℃)下加热1.0小时以上后，以2℃/秒以上的平均冷却速度从该加热温度冷却至轧制开始温度，接着在精轧结束温度850℃以上进行终轧，接着以10℃/秒以上的平均冷却速度从该精轧结束温度冷却至650℃以下后在650℃以下进行卷绕的工序。
式(2)：0.80×(2.4－6700/T)≤log{[％Nb]×([％C]+12/14[％N])}≤0.65×(2.4－6700/T)
在上述式(2)，T为钢坯的加热温度(℃)，[％Nb]为成分元素Nb的含量(质量％)，[％C]为成分元素C的含量(质量％)，[％N]为成分元素N的含量(质量％)。
在板坯加热温度低的情况下，由于在板坯加热时过量地形成Nb系的碳氮化物，因此在卷绕时Ti量比N量与S量的合计多，因此材质均匀性劣化。另外，在板坯加热温度高的情况下，在卷绕时生成的析出物量变多，因此无法控制钢板长边方向上的未再结晶铁素体的面积率的偏差，材质均匀性劣化。因此，设为满足上述式(2)的板坯加热温度。钢坯的加热温度T(℃)优选为满足下述式(2A)，更优选为满足下述(2B)。
式(2A)：0.79×(2.4－6700/T)≤Log{[％Nb]×([％C]+12/14[％N])}≤0.67×(2.4－6700/T)
式(2B)：0.78×(2.4－6700/T)≤Log{[％Nb]×([％C]+12/14[％N])}≤0.70×(2.4－6700/T)
均热时间为1.0小时以上。如果为小于1.0小，则Nb和Ti系碳氮化物无法充分固溶，因此在板坯加热时Nb系的碳氮化物过量地残存。因此，卷绕时Ti量比N量与S量的合计多，材质均匀性劣化。因此，均热时间为1.0小时以上，优选为1.5小时以上。均热时间的上限没有特别限定，通常为3小时以下。应予说明，将铸造后的钢坯加热到上述加热温度时的速度没有特别限制，优选为5～15℃/分钟。
从板坯加热温度到轧制开始温度为止的平均冷却速度为2℃/秒以上
若从板坯加热温度到轧制开始温度为止的平均冷却速度小于2℃/秒，则Nb系的碳氮化物过量地形成，卷绕时Ti量比N与S的合计量多，因此材质均匀性劣化。因此，从板坯加热温度到轧制开始温度为止的平均冷却度为2℃/秒以上。该平均冷却速度优选为2.5℃/秒以上，更优选为3℃/秒以上。从提高材质均匀性的观点考虑，该平均冷却速度的上限没有特别规定，从冷却设备节能的观点考虑，优选为1000℃/秒以下。
精轧结束温度为850℃以上
若精轧结束温度小于850℃，则降低温度耗费时间，生成Nb、Ti系的碳氮化物。因此，N含量变少，无法抑制卷绕时生成的Ti系的析出物的生成，钢板长边方向上的未再结晶铁素体的面积率的偏差变大，使材质均匀性劣化。因此，精轧结束温度为850℃以上。精轧结束温度优选为860℃以上。另一方面，上限没有特别限定，因为难以冷却到之后的卷绕温度，所以精轧结束温度优选为950℃以下，更优选为920℃以下。
卷绕温度为650℃以下
若卷绕温度超过650℃，则卷绕时生成的析出物量变多，因此无法抑制钢板长边方向上的未再结晶铁素体的面积率的偏差，材质均匀性劣化。因此，卷绕温度为650℃以下，优选为640℃以下。下限没有特别限定，为了得到用于获得析出强化的析出物，卷绕温度优选为400℃以上，更优选为420℃以上。
从精轧结束温度到卷绕温度为止的平均冷却速度为10℃/秒以上
如果从精轧结束温度到卷绕温度为止的平均冷却速度变慢，则到卷绕前生成Nb、Ti系的碳氮化物，因此N量变多，无法抑制卷绕时生成的Ti系的析出物的生成，钢板长边方向上的未再结晶铁素体的面积率的偏差变大，使材质均匀性劣化。因此，从精轧结束温度到卷绕温度为止的平均冷却速度为10℃/秒以上。该平均冷却速度优选为20℃/秒以上，更优选为30℃/秒以上。从提高材质均匀性的观点考虑，该平均冷却速度的上限没有特别规定，从冷却设备的节能的观点考虑，优选为1000℃/秒以下。
可以对卷绕后的热轧钢板进行酸洗。酸洗条件没有特别限定。
＜冷轧工序＞
冷轧工序是指对热轧工序中得到的热轧钢板进行冷轧的工序。冷轧的压下率没有特别限定，但从提高表面的平坦度，进一步使组织均匀化的观点考虑，压下率优选为20％以上。不设置压下率的上限，但为了方便冷轧负荷，优选为95％以下。应予说明，冷轧工序并不是必需的工序，只要钢组织、机械特性满足本发明，就可以省略冷轧工序。
＜退火工序＞
退火工序是指将冷轧钢板或热轧钢板在从600℃到700℃以8℃/秒以下的平均升温速度，加热到AC1点～(AC3点+20℃)的退火温度，在该退火温度下以满足下述式(3)的保持时间t(秒)进行保持后进行冷却的工序。
式(3)：1500≤(AT+273)×logt＜5000
在上述式(3)中，AT为退火温度(℃)，t为在退火温度下的保持时间(秒)。
从600℃到700℃为止的平均升温速度为8℃/秒以下
再结晶温度在从600℃到700℃为止的温度范围内，为了促进再结晶，需要减慢在该温度范围内的平均升温速度。若从600℃到700℃为止的平均升温速度超过8℃/秒，则未再结晶铁素体量增加，在钢板长边方向上在再结晶率产生偏差，材质均匀性劣化。因此，从600℃到700℃为止的平均升温速度为8℃/秒以下。平均升温速度优选为7℃/秒以下，更优选为6℃/秒以下。平均升温速度的下限没有特别限定，通常为0.5℃/秒以上。
退火温度AC1点～(AC3点+20℃)
若退火温度小于AC1点，则由于渗碳体的生成，难以生成退火时生成的微细析出物，很难得到确保强度所需的微细析出物量。另外，因为再结晶被抑制，因此无法控制钢板长边方向上的未再结晶铁素体的面积率的偏差，材质均匀性劣化。因此，退火温度为AC1点以上。退火温度优选为(AC1点+10℃)以上，更优选为(AC1点+20℃)以上。另一方面，如果退火温度超过(AC3点+20℃)，则马氏体的面积率超过70％，强度过大。另外，由于对铁素体的析出物生成量变多，再结晶被抑制，钢板长边方向上的未再结晶铁素体的面积率的偏差变大，材质均匀性劣化。因此，退火温度为(AC3点+20℃)以下。退火温度优选为(AC3点+10℃)以下，更优选为AC3点以下。
应予说明，这里所说的AC1点和AC3点按下式计算。另外，在下述式中(％元素符号)是指各元素的含量(质量％)。
AC1(℃)＝723+22[％Si]－18[％Mn]+17[％Cr]+4.5[％Mo]+16[％V]
AC3(℃)＝910－203√[％C]+45[％Si]－30[％Mn]－20[％Cu]－15[％Ni]+11[％Cr]+32[％Mo]+104[％V]+400[％Ti]+460[％Al]
退火温度AT(℃)下的保持时间t(秒)满足上述式(3)。
若退火温度下的保持时间变短，则难以产生向奥氏体的逆相变，因此由于渗碳体的生成而难以生成退火时生成的微细析出物，很难得到确保强度所需的微细析出物量。另一方面，如果退火温度下的保持时间变长，则向铁素体的析出物生成量变多，因此再结晶受到抑制，钢板长边方向上的未再结晶铁素体的面积率的偏差变大，材质均匀性劣化。因此，退火温度AT(℃)下的保持时间t(秒)满足上述式(3)。退火温度AT(℃)下的保持时间t(秒)优选满足下述式(3A)，更优选满足下述式(3B)。
式(3A)：1600≤(AT+273)×logt＜4900
式(3B)：1700≤(AT+273)×logt＜4800
在退火温度下保持后，冷却时的冷却速度没有特别限定。
应予说明，可以对热轧工序后的热轧钢板进行用于组织软质化的热处理，退火工序后可以进行用于形状调整的调质轧制。
另外，如果不会改变钢板的特性，就可以在上述退火工序后具有实施镀覆处理的镀覆工序。镀覆处理例如是对钢板表面实施电镀锌、热浸镀锌或者合金化热浸镀锌的处理。在对钢板表面实施热浸镀锌的情况下，例如优选将上述得到的钢板浸渍在440℃～500℃的镀锌浴中，在钢板表面形成热浸镀锌层。这里，优选在镀覆处理后，通过气体擦拭等调整镀覆附着量来进行。可以对热浸镀锌处理后的钢板实施合金化。在对热浸镀锌进行合金化的情况下，优选在450℃～580℃的温度区域保持1秒～60秒进行合金化。应予说明，在对钢板表面实施电镀锌的情况下，电镀锌处理的处理条件没有特别限定，按照常规方法进行即可。
根据以上说明的本实施方式所涉及的制造方法，通过控制热轧条件和退火温度、时间，能够控制组织分率和钢板长边方向的未再结晶铁素体的面积率的偏差，能够得到材质均匀性优异的高强度钢板。
接下来，对本发明的高强度部件及其制造方法进行说明。
本发明的高强度部件对本发明的高强度钢板实施成型加工和焊接中的至少一方而成。另外，本发明的高强度部件的制造方法具有对通过本发明的高强度钢板的制造方法制造的高强度钢板实施成型加工和焊接中的至少一方的工序。
本发明的高强度钢板由于兼具高强度化和材质均匀性，所以使用本发明的高强度钢板得到的高强度部件能够维持良好的部件形状。因此，本发明的高强度部件例如可适宜地用于汽车用结构部件。
成型加工可以没有限制地使用冲压加工等一般的加工方法。另外，焊接可以无限制地使用点焊、电弧焊等一般的焊接。
实施例
[实施例1]
参照实施例具体说明本发明。其中，发明的范围并不限于实施例。
1.评价用钢板的制造
将具有表1所示的成分组成且剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成的钢通过真空熔解炉进行熔炼后，进行开坯轧制，得到27mm厚的开坯轧制材料。将得到的开坯轧制材热轧至板厚4.0mm厚。热轧工序的各条件如表2所示。接着，进行冷轧的样品在将热轧钢板研削加工，制成板厚3.2mm后，以表2所示的压下率进行冷轧，制造冷轧钢板。接着，对通过上述得到的热轧钢板和冷轧钢板在表2所示的条件下进行退火，制造钢板。另外，表2的No.55在退火后对钢板表面实施热浸镀锌。另外，表2的No.56在退火后对钢板表面实施合金化热浸镀锌。表2的No.57在退火后冷却至室温后，对钢板表面实施电镀锌。
应予说明，表1的空栏表示非有意添加，不为0质量％，存在不可避免地混入的情况。
应予说明，将表2的冷轧一栏记载为“－”的钢板是指不进行冷轧。
另外，在表2中，“1：由式(2)算出的板坯加热温度的下限”是使用式(2)中下述式(2－1)算出的值。另外，在表2中，“2：由式(2)算出的板坯加热温度的上限”是使用式(2)中的下述式(2－2)算出的值。
式(2)：0.80×(2.4－6700/T)≤log{[％Nb]×([％C]+12/14[％N])}≤0.65×(2.4－6700/T)
式(2－1)：log{[％Nb]×([％C]+12/14[％N])}≤0.65×(2.4－6700/T)
式(2－2)：0.80×(2.4－6700/T)≤log{[％Nb]×([％C]+12/14[％N])}
在上述式(2)、式(2－1)、式(2－2)中，T为钢坯的加热温度(℃)，[％Nb]为成分元素Nb的含量(质量％)，[％C]为成分元素C的含量(质量％)，[％N]为成分元素N的含量(质量％)。
Figure BDA0003495191180000171
[表2]
Figure BDA0003495191180000181
*1由式(2)算出的板坯加热温度的下限
*2由式(2)算出的板坯加热温度的上限
*3从板坯加热温度到轧制开始温度为止的平均冷却速度
*4从精轧结束温度到轧制开始温度为止的平均冷却速度
从精轧结束温度到卷绕温度为止的平均冷却速度
*5从600℃到700℃为止的平均升温速度
*6退火温度(AT)下的保持时间(t)
*7：(AT+273)×logt
2.评价方法
对各种制造条件下得到的钢板，通过对钢组织进行解析来调查组织分率，通过实施拉伸试验来评价拉伸强度等拉伸特性。各评价的方法如下。
(铁素体、马氏体和未再结晶铁素体的面积率)
在钢板长边方向(轧制方向)的前端部、中央部、后端部，分别从各钢板的轧制方向和与轧制方向垂直的方向采取试验片，对与轧制方向平行的板厚L截面进行镜面研磨。应予说明，钢板的钢板长边方向(轧制方向)的前端部、中央部以及后端部分别在宽度方向中央部采取试验片。利用硝酸酒***使板厚截面显出组织后，使用扫描电子显微镜进行观察。利用在倍率1500倍的SEM图像上的实际长度82μm×57μm的区域上放置4.8μm间隔的16×15的网格，数出位于各相上的点数的点计数法，分别调查铁素体、马氏体和未再结晶铁素体的面积率。面积率是由倍率1500倍的SEM图像求出的3个面积率的平均值。本发明的铁素体和马氏体的面积率是在钢板长边方向的中央部求出的值。另外，分别求出上述前端部、中央部、后端部的未再结晶铁素体的面积率，计算3个部位的测定值中的最大值与最小值之差。铁素体和未再结晶铁素体呈黑色的组织，马氏体呈白色的组织。未再结晶铁素体在晶粒内具有亚晶界，亚晶界呈白色。
另外，从100％中减去铁素体和马氏体的合计面积率计算铁素体和马氏体以外的剩余部分组织的面积率。在本发明中，其剩余部分组织视为珠光体、贝氏体和残余奥氏体的合计面积率。将该剩余部分组织的面积率记载于表3的“其他”一栏中。
应予说明，本发明中的钢板长边方向的前端部的各测定在从前端向中央部侧1m的位置进行。另外，本发明的钢板长边方向的后端部的各测定在从后端向中央部侧1m的位置进行。
在本发明中，将分别在钢板长边方向(轧制方向)的前端部、中央部、后端部测定的未再结晶铁素体的面积率中的最大值与最小值之差设定为“钢板长边方向的未再结晶铁素体的面积率的最大值与最小值之差”。
在钢板长边方向的中央部，卷绕温度容易最高，且卷绕后的冷却速度容易最慢，在钢板长边方向的前端部与后端部，卷绕温度容易最低，且卷绕后的冷却速度容易最快。因此，在钢板长边方向的中央部，微细析出物容易变得最少，未再结晶铁素体容易最少。另外，在钢板长边方向的前端部和后端部，微细析出物容易变得最多，未再结晶铁素体容易变得最多。因此，将在钢板长边方向的前端部与后端部的测定值中的大的一方视为上述最大值。另外，将钢板长边方向的中央部的测定值视为上述最小值。因此，在本发明中，可以以在钢板长边方向(轧制方向)的前端部、中央部和后端部的3个部位的测定值中的最大值与最小值之差计算钢板长边方向(轧制方向)的、未再结晶铁素体的面积率的最大值与最小值之差。
(拉伸试验)
从与各钢板的轧制方向垂直的方向采取标点间距离50mm、标点间宽度25mm的JIS5号试验片，按照JIS Z 2241(2011)的规定，以拉伸速度10mm/分钟进行拉伸试验。通过拉伸试验测定拉伸强度(表3中记载为TS)和屈服强度(表3中记载为YS)。应予说明，表3记载的拉伸强度(TS)和屈服强度(YS)是在钢板长边方向(轧制方向)的中央部且宽度方向中央部采取试验片测定的值。
(材质均匀性)
对钢板长边方向的前端部、中央部、后端部分别进行上述拉伸试验，通过这3个部位的屈服比(YR)的测定值中的最大值与最小值之差(表3中表述为ΔYR)，评价材质均匀性。应予说明，屈服比(YR)通过将YS除以TS进行计算。应予说明，钢板长边方向的前端部、中央部以及后端部分别在宽度方向中央部进行测定。另外，本发明中的钢板长边方向的前端部的测定在从前端向中央部侧1m的位置进行。另外，本发明中的钢板长边方向的后端部的测定在从后端向中央部侧1m的位置进行。
3.评价结果
将上述评价结果示于表3。
[表3]
Figure BDA0003495191180000211
α：铁素体的面积率马氏体的面积率
另外，珠光体、贝氏体和残余奥氏体的合计面积率
*1：未再结晶铁素体相对于全部组织的面积率
*2：钢板长边方向的未再结晶铁素体的面积率的最大值与最小值之差
在本实施例中，将TS为590MPa以上且ΔYR为0.05以下的钢板设为合格，表3中表示为发明例。另一方面，将不满足这些条件中的至少一个条件的钢板设为不合格，表3中表示为比较例。
[实施例2]
对实施例1的表3的No.1的钢板通过冲压加工进行成型加工，制造本发明例的部件。并且，将实施例1的表3的No.1的钢板和实施例1的表3的No.2的钢板通过点焊进行接合，制造本发明例的部件。能够确认本发明例的钢板兼具高强度化和材质均匀性，因此使用本发明例的钢板得到的高强度部件能够维持良好的部件形状，能够优选地用于汽车用结构部件。

Claims (10)

1.一种高强度钢板，具有如下的成分组成，以质量％计含有C：0.06％～0.14％、Si：0.1％～1.5％、Mn：1.4％～2.2％、P：0.05％以下、S：0.0050％以下、Al：0.01％～0.20％、N：0.10％以下、Nb：0.015％～0.060％以及Ti：0.001％～0.030％，S、N和Ti的含量满足下述式(1)，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
以相对于钢组织整体的面积率计，铁素体为30％～100％、马氏体为0％～70％、珠光体、贝氏体和残余奥氏体的合计小于20％，所述铁素体中未再结晶铁素体以相对于全部组织的面积率计为0％～10％，钢板长边方向的未再结晶铁素体的面积率的最大值与最小值之差为5％以下，
式(1)：[％Ti]－(48/14)[％N]－(48/32)[％S]≤0
所述式(1)中，[％Ti]为成分元素Ti的含量(质量％)，[％N]为成分元素N的含量(质量％)，[％S]为成分元素S的含量(质量％)。
2.根据权利要求1所述的高强度钢板，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有Cr：0.01％～0.15％、Mo：0.01％以上且小于0.10％以及V：0.001％～0.065％中的1种或2种以上。
3.根据权利要求1或2所述的高强度钢板，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有B：0.0001％以上且小于0.002％。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的高强度钢板，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有Cu：0.001％～0.2％和Ni：0.001％～0.1％中的1种或2种。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的高强度钢板，其中，在钢板的表面具有镀层。
6.一种高强度部件，对权利要求1～5中任一项所述的高强度钢板实施成型加工和焊接中的至少一方而成。
7.一种高强度钢板的制造方法，包括如下工序：
热轧工序，将具有权利要求1～4中任一项所述的成分组成的钢坯在满足下述式(2)的加热温度T(℃)下加热1.0小时以上后，以2℃/秒以上的平均冷却速度从该加热温度冷却到轧制开始温度，接着在精轧结束温度850℃以上进行终轧，接着以10℃/秒以上的平均冷却速度从该精轧结束温度冷却到650℃以下后在650℃以下进行卷绕；以及
退火工序，将所述热轧工序中得到的热轧钢板在从600℃到700℃以8℃/秒以下的平均升温速度加热到AC1点～(AC3点+20℃)的退火温度，在该退火温度下以满足下述式(3)的保持时间t(秒)进行保持后进行冷却，
式(2)：0.80×(2.4－6700/T)≤log{[％Nb]×([％C]+12/14[％N])}≤0.65×(2.4－6700/T)
在所述式(2)中，T为钢坯的加热温度(℃)，[％Nb]为成分元素Nb的含量(质量％)，[％C]为成分元素C的含量(质量％)，[％N]为成分元素N的含量(质量％)，
式(3)：1500≤(AT+273)×logt＜5000
在所述式(3)中，AT为退火温度(℃)，t为退火温度下的保持时间(秒)。
8.一种高强度钢板的制造方法，包括如下工序：
热轧工序，将具有权利要求1～4中任一项所述的成分组成的钢坯在满足下述式(2)的加热温度T(℃)下加热1.0小时以上后，以2℃/秒以上的平均冷却速度从该加热温度冷却到轧制开始温度，接着在精轧结束温度850℃以上进行终轧，接着以10℃/秒以上的平均冷却速度从该精轧结束温度冷却到650℃以下后在650℃以下进行卷绕；
冷轧工序，对所述热轧工序中得到的热轧钢板进行冷轧；以及
退火工序，将所述冷轧工序中得到的冷轧钢板在从600℃到700℃以8℃/秒以下的平均升温速度加热到AC1～(AC3点+20℃)的退火温度，在该退火温度下以满足下述式(3)的保持时间t(秒)进行保持后进行冷却，
式(2)：0.80×(2.4－6700/T)≤log{[％Nb]×([％C]+12/14[％N])}≤0.65×(2.4－6700/T)
在所述式(2)中，T为钢坯的加热温度(℃)，[％Nb]为成分元素Nb的含量(质量％)，[％C]为成分元素C的含量(质量％)，[％N]为成分元素N的含量(质量％)，
式(3)：1500≤(AT+273)×logt＜5000
在所述式(3)中，AT为退火温度(℃)，t为在退火温度下的保持时间(秒)。
9.根据权利要求7或8所述的高强度钢板的制造方法，其中，在所述退火工序后具有实施镀覆处理的镀覆工序。
10.一种高强度部件的制造方法，具有对由权利要求7～9中任一项所述的高强度钢板的制造方法制造的高强度钢板实施成型加工和焊接中的至少一方的工序。
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