TW202012650A - 高強度鋼板 - Google Patents

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林宏太郎
上西朗弘
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日商日本製鐵股份有限公司
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Abstract

本案發明提供一種高強度鋼板，本案發明之烘烤硬化量大且均一烘烤硬化性高之高強度鋼板以質量%計含有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%及N：0.010%以下，且剩餘部分由Fe及不純物所構成；該高強度鋼板以面積率計含有95%以上的麻田散鐵，且剩餘部分組織以面積率計為5%以下；於厚度方向截面中，Si濃度之上限值C1(質量%)與下限值C2(質量%)的比C1/C2為1.25以下；以個數密度計具有30個/μm2 以上之析出物，該析出物之長徑為0.05μm以上且1.00μm以下，且長寬比1：3以上；並且拉伸強度為1300MPa以上。

Description

高強度鋼板
本發明關於一種高強度鋼板，具體而言係關於一種拉伸強度為1300MPa以上、主要適於經壓製加工來使用的汽車等的結構構件且烘烤硬化性優異之高強度鋼板。 本案係依據已於2018年7月27日於日本提申之日本特願2018-141244號主張優先權，並於此援引其內容。
發明背景 近年來，為了保護地球環境，而要求提升汽車的燃料效率，並且就汽車鋼板，為了車體之輕量化及確保安全性係要求更加高強度化。若將鋼板高強度化，則延性通常會降低，導致冷壓製成形變得困難。因此，要求有一種在成形加工時較為軟質且易於成形、並且成形加工後的強度高的材料，亦即要求有一種烘烤硬化量高的材料。
前述烘烤硬化係一種應變時效現象，該應變時效現象係因在150℃~200℃烘烤塗裝時，間隙元素(碳與氮)擴散到透過壓製成形(以下亦稱為「預應變」)而產生之差排，並固定該差排而產生。
如非專利文獻1所示，烘烤硬化量取決於固溶的間隙元素的量，亦即固溶碳量。因此，相較於可固溶碳量少的肥粒鐵，在可固溶碳量多的麻田散鐵中烘烤硬化量變高。關於此點，例如專利文獻1中揭示有一種以變韌鐵及麻田散鐵為主體之高強度鋼板。就該專利文獻1所揭示之高強度鋼板，係將鋼材加熱至Ac3 點以上之溫度區域後，施行預定處理以增加差排密度，藉此提升烘烤硬化性。
另一方面，透過壓製成形導入之應變量，通常會因成形步驟之具體條件及場所而有所不同。因此，即使應變量不同，為了確實提升鋼板的烘烤硬化性，必須在任何應變量下皆均一地展現出僅相同量之烘烤硬化。為此，重要的是不僅要評估1個預應變所致之烘烤硬化量，也要評估多個預應變所致之烘烤硬化量，並且製造上述烘烤硬化量之預應變依存性小的材料。
然而，專利文獻1中，由於實施例中僅揭示了預應變為1%時之烘烤硬化量，因此並不明瞭其他預應變量時之烘烤硬化量。另外，差排密度作為烘烤硬化量之控制因素雖亦重要，但如非專利文獻2及3所示，若差排密度提高過多，有時會使差排每單位長度之碳偏析量減少，或因差排彼此的相互作用導致可動差排減少。因此，若如專利文獻1只提高差排密度，則烘烤硬化量之預應變依存性變大，結果有時會使烘烤硬化量減少。
如上所述，烘烤硬化性優異的鋼板中，難以兼顧(1)烘烤硬化量大、及(2)烘烤硬化量之預應變依存性小(以下稱為「均一烘烤硬化性高」)。
先前技術文獻 專利文獻 專利文獻1：日本特開2008-144233號公報
非專利文獻 [非專利文獻1]：K.Nakaoka等人, 「Strength, Ductility and Aging Properties of Continuously-Annealed Dual-Phase High-Strength Sheet Steels」, Formable HSLA and Dual-Phase Steels, Metall.Soc.of AIME, (1977)126-141 [非專利文獻2]：C.Kuang等人 「Effect of Temper Rolling on the Bake-Hardening Behavior of Low Carbon Steel」, International Journal of Minerals, Metallurgy and Materials, 22(2015)32-36 [非專利文獻3]熊谷一男，「預應變對軟鋼應變時效之影響」，日本機械學會論文集，45(1979)983-989
發明概要 發明欲解決之課題 為了因應將來對更高強度化的需求，必須確保優異烘烤硬化性。此處所謂的優異烘烤硬化性係指(1)烘烤硬化量大且(2)均一烘烤硬化性高。然而，就以一般的麻田散鐵為主相之組織，係如同專利文獻1難以兼顧(1)與(2)。
因此，本發明係以提供一種烘烤硬化量大且均一烘烤硬化性高之高強度鋼板為目的。
用以解決課題之手段 本發明人等認為：為了達成上述目的，不應關注在固溶碳量及差排密度上。這係由於麻田散鐵中存在充分的固溶碳量，並且因為若以差排密度進行控制則會如專利文獻1無法保證均一烘烤硬化性。因此，本發明人等認為重要的是要關注易發生烘烤硬化的差排之形成行為。
所謂差排通常係指線狀的結晶缺陷，例如若該等相互糾結形成差排晶胞，則其以單體形式變成固定不動。在此種情況下，因烘烤硬化時擴散的碳等而固定之差排的量便會減少，結果導致烘烤硬化量減少。通常，由於產生差排之晶胞的容易程度取決於預應變量，因此烘烤硬化量會隨著預應變量不同而大幅變動。故，本發明人等認為透過抑制差排之晶胞化可提升烘烤硬化性，並且進行了精闢研討。
結果，本發明人等發現：透過析出大量較所形成之晶胞尺寸更細小的析出物，例如碳化鐵，可抑制差排之晶胞化。本發明人等認為藉此會提升烘烤硬化性，但因碳化鐵等析出物析出，導致組織中發生不均一的硬度差，而有反而會促進差排之晶胞化的問題。
該不均一的硬度差係因析出強化所致，該析出強化則係由於析出物不均勻地析出而引起的。本發明人等發現：此種不均勻的析出係從微觀偏析產生的，更具體而言，係從Si的微觀偏析產生的，而該Si係用以析出析出物所需要的。通常，微觀偏析係從凝固時開始發生之合金元素濃度分布不均勻的現象，並且垂直於板厚方向的面係層狀地相連。
因此，本發明人等發現：控制熱軋步驟，並透過使形狀變得複雜且製成均勻之結構(以下稱為均勻結構)來抑制Si的微觀偏析，並且使碳化鐵等析出物微細大量且均勻地析出，藉此，烘烤硬化性便會大幅提升。
以上述方式達成上述目的而製得之本發明烘烤硬化性優異之高強度鋼板，係如以下。 (1)一種高強度鋼板，其以質量%計含有： 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%及 N：0.010%以下，且 剩餘部分由Fe及不純物所構成； 該高強度鋼板以面積率計含有95%以上的麻田散鐵，且剩餘部分組織以面積率計為5%以下； 於厚度方向截面中，Si濃度之上限值C1(質量%)與下限值C2(質量%)的比C1/C2為1.25以下； 以個數密度計具有30個/μm2 以上之析出物，該析出物之長徑為0.05μm以上且1.00μm以下，且長寬比1：3以上；並且 拉伸強度為1300MPa以上。 (2)如(1)之高強度鋼板，其中當存在前述剩餘部分組織時，前述剩餘部分組織係由殘留沃斯田鐵所構成。 (3)如(1)或(2)之高強度鋼板，其更含有以下中之1種或2種以上元素，且以質量%計合計含有0.100%以下： Ti：0.100%以下、 Nb：0.100%以下及 V：0.100%以下。 (4)如(1)至(3)中任一項之高強度鋼板，其更含有以下中之1種或2種以上元素，且以質量%計合計含有0.100%以下： Cu：1.000%以下、 Ni：1.000%以下、 Mo：1.000%以下及 Cr：1.000%以下。 (5)如(1)至(4)中任一項之高強度鋼板，其更含有以下中之1種或2種以上元素，且以質量%計合計含有0.010%以下： W：0.005%以下、 Ca：0.005%以下、 Mg：0.005%以下及 稀土族金屬(REM)：0.010%以下。 (6)如(1)至(5)中任一項之高強度鋼板，其以質量%計更含有B：0.0030%以下。
發明效果 根據本發明，使Si的微觀偏析為均勻結構，並且透過在某溫度下之熱處理使麻田散鐵中之板條內整體顯現出特定析出物，以防止差排之晶胞化，並使碳有效率地擴散至差排而引起該差排之固定，藉此便可提供一種烘烤硬化性優異之高強度鋼板。此高強度鋼板會在壓製成形後的塗裝時受到烘烤而進一步高強度化，因此適用於汽車等領域之結構領域。
用以實施發明之形態 ＜高強度鋼板＞ 本發明實施形態之高強度鋼板，其特徵在於： 其以質量%計含有： 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%及 N：0.010%以下，且 剩餘部分由Fe及不純物所構成； 該高強度鋼板以面積率計含有95%以上的麻田散鐵，且剩餘部分組織以面積率計為5%以下； 於厚度方向截面中，Si濃度之上限值C1(質量%)與下限值C2(質量%)的比C1/C2為1.25以下； 以個數密度計具有30個/μm2 以上之析出物，該析出物之長徑為0.05μm以上且1.00μm以下，且長寬比1：3以上；並且 拉伸強度為1300MPa以上。
首先，說明本發明實施形態之高強度鋼板及於製造其時所用鋼胚的化學成分組成。在以下說明中，高強度鋼板及鋼胚中所含各元素含量的單位「%」，只要無特別說明則指「質量%」。
(C：0.13%~0.40%) C會提高固溶碳量，而具有提高烘烤硬化性之作用。並且，透過提高淬火性並使其含有於麻田散鐵組織，便具有提高強度之作用。C含量若小於0.13%，在析出碳化鐵等碳化物時便無法確保充分的固溶碳量，導致烘烤硬化量減少。因此，C含量設為0.13%以上，以0.16%以上為佳，較佳係設為0.20%以上。另一方面，C含量若大於0.40%，則退火後之冷卻中會發生不完全的麻田散鐵變態，導致殘留沃斯田鐵分率變高，而超出本發明實施形態之外。並且，強度過高而無法保證成形性。故，C含量設為0.40%以下，且宜設為0.35%以下。
(Si：0.500%~3.000%) Si係用以微細且大量析出碳化鐵等析出物之必要元素，該析出物係用以抑制差排晶胞。Si含量若小於0.500%，即便已使偏析為均勻結構，仍無法獲得充分的作用效果，而會生成粗大的析出物，無法抑制差排晶胞之形成。因此，Si含量設為0.500%以上，較佳係設為1.000%以上。另一方面，Si含量若大於3.000%，則使析出物微細且大量地析出之效果便達飽和而徒使成本增加、或導致表面性狀劣化。故，Si含量設為3.000%以下，且宜設為2.000%以下。
(Mn：2.50%~5.00%) Mn係會提升淬火性的元素，並且係為了在不限定冷卻速度的狀況下製成麻田散鐵組織的必要元素。為了有效發揮該作用，Mn含量設為2.50%以上，且宜設為3.00%以上。然而，含有過多Mn便會因析出MnS導致低溫韌性降低，因此係設為5.00%以下，且宜設為4.50%以下。
(P：0.100%以下) P並非必要元素，且係以例如不純物之形態含有於鋼中。由熔接性的觀點看來，P含量越低越好。尤其，當P含量大於0.100%時，熔接性明顯降低。因此，P含量設為0.100%以下，且宜設為0.030%以下。要減低P含量需花費成本，若欲減低到小於0.0001%，成本會顯著上升。因此，P含量亦可設為0.0001%以上。另外，由於P有助於提升強度，由此種觀點看來，P含量亦可設為0.0001%以上。
(S：0.010%以下) S並非必要元素，且係以例如不純物之形態含有於鋼中。由熔接性的觀點看來，S含量越低越好。S含量越高，MnS的析出量越增加，低溫韌性便越降低。尤其，當S含量大於0.010%時，熔接性明顯降低且低溫韌性明顯降低。因此，S含量設為0.010%以下，且宜設為0.003%以下。要減低S含量需花費成本，若欲減低到小於0.0001%，成本會顯著上升。因此，S含量亦可設為0.0001%以上。
(Al：0.001%~2.000%) Al對於脫氧具有效果。為了有效發揮如以上之作用，Al含量設為0.001%以上，且宜設為0.010%以上。另一方面，若Al含量大於2.000%，則熔接性降低、或者氧化物系夾雜物增加而造成表面性狀劣化。因此，Al含量設為2.000%以下，且宜設為1.000%以下。
(N：0.010%以下) N並非必要元素，且係以例如不純物之形態含有於鋼中。由熔接性的觀點看來，N含量越低越好。尤其，當N含量大於0.010%時，熔接性明顯降低。因此，N含量設為0.010%以下，且宜設為0.006%以下。要減低N含量需花費成本，若欲減低到小於0.0001%，成本會顯著上升。因此，N含量亦可設為0.0001%以上。
本發明之高強度鋼板及於製造其時所用鋼胚的基本成分組成如上述。此外，本發明之高強度鋼板及於製造其時所用鋼胚可視需要含有以下任意元素。
(Ti：0.100%以下、Nb：0.100%以下、V：0.100%以下) Ti、Nb及V有助於提升強度。因此，也可含有Ti、Nb或V、或者該等之任意組合。為了充分獲得該效果，Ti、Nb或V之含量、或該等中之2種以上之任意組合的合計含量，宜設為0.003%以上。另一方面，Ti、Nb或V之含量、或是該等中之2種以上之任意組合的合計含量若大於0.100%，則熱軋延及冷軋延會變得困難。因此，Ti含量、Nb含量、V含量或是該等中之2種以上之任意組合的合計含量設為0.100%以下。亦即，宜將各成分單獨時之限制範圍設為Ti：0.003%~0.100%、Nb：0.003%~0.100%及V：0.003%~0.100%，並且就任意組合該等時之合計含量，亦宜設為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有助於提升強度。因此，亦可含有Cu、Ni、Mo、Cr或是該等之任意組合。為了充分獲得該效果，Cu、Ni、Mo及Cr之含量在各成分單獨之情況下係以0.005~1.000%為較佳範圍，而就任意組合該等中之2種以上時之合計含量，亦宜滿足0.005%以上且在1.000%以下。另一方面，Cu、Ni、Mo及Cr之含量、或任意組合該等中之2種以上時之合計含量若大於1.000%，則上述作用之效果會達飽和而徒使成本變高。因此，Cu、Ni、Mo及Cr之含量、或任意組合該等中之2種以上時之合計含量上限設為1.000%。亦即，宜設為Cu：0.005%~1.00%、Ni：0.005%~1.000%、Mo：0.005%~1.000%及Cr：0.005%~1.000%，並且就任意組合該等時之合計含量，亦以0.005~1.000%為佳。
(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有助於夾雜物之微細分散化且會提高韌性。因此，亦可含有Ｗ、Ca、Mg、REM或該等之任意組合。為了充分獲得該效果，W、Ca、Mg及REM、或該等中之2種以上之任意組合的合計含量宜設為0.0003%以上。另一方面，W、Ca、Mg及REM的合計含量若大於0.010%，則表面性狀劣化。因此，W、Ca、Mg及REM的合計含量設為0.010%以下。亦即，宜為W：0.005%以下、Ca：0.005%以下、Mg：0.005%以下及REM：0.010%以下，且該等中之任意2種以上的合計含量宜為0.0003~0.010%。
REM(稀土族金屬)係指Sc、Y以及鑭系元素之合計17種元素，「REM含量」則指該等17種元素的合計含量。鑭系元素在工業上係以譬如稀土金屬合金的形態添加。
(B：0.0030%以下) B係會提升淬火性的元素，且其對於形成麻田散鐵組織係有用元素。B含有0.0001%(1ppm)以上即可。然而，若含有大於0.0030%(30ppm)的B，上述效果便會飽和，在經濟面上實為浪費，故B含量設為0.0030%以下。且宜在0.0025%以下。
本實施形態之高強度鋼板中，上述成分以外之剩餘部分由Fe及不純物所構成。此處，所謂不純物係指在工業上製造高強度鋼板時，因以如礦石或廢料等類的原料為首之製造步驟的種種因素而混入之成分，且並非係對本實施形態之高強度鋼板刻意添加之成分者。
接下來，就本發明實施形態之高強度鋼板的組織進行說明。以下，說明組織要件，而組織分率之符號%意指「面積率」。
(麻田散鐵：95%以上) 本實施形態中，具有以下特徵：以面積率計，確保麻田散鐵在95%以上。藉此，可確保充分的固溶碳，結果便能提高烘烤硬化性。為了進一步提高上述效果，較推薦以面積率計確保麻田散鐵在97%以上，且亦可為例如100%。
本發明中，麻田散鐵之面積率係如以下方式來決定。首先，以垂直於鋼板軋延方向之板厚截面為觀察面並採取試樣後，研磨觀察面，利用SEM-EBSD(附有電子背向散射繞射裝置之掃描型電子顯微鏡)以5000倍的倍率觀察該鋼板之1/4厚度位置的組織，並且在100μm×100μm的視野中將其進行圖像解析，以測定麻田散鐵之面積率，將任意5視野以上之該等測定值的平均決定為本發明之麻田散鐵之面積率。
(剩餘部分組織：5%以下) 根據本發明，麻田散鐵以外的剩餘部分組織以面積率計在5%以下。為了進一步提高高強度鋼板之烘烤硬化性，以設為3%以下為佳，較佳為0%。當存在剩餘部分組織時，該剩餘部分組織可包含任意組織，並無特別限定，而例如宜包含殘留沃斯田鐵或由殘留沃斯田鐵所構成。根據鋼的成分與製造方法的不同，有時無可避免地會生成微量的殘留沃斯田鐵。然而，這種微量的殘留沃斯田鐵非但不會對烘烤硬化性造成不利影響，更可透過在受到變形時的TRIP(變態誘發塑性：Transformation Induced Plasticity)效果而有助於提升延性。因此，剩餘部分組織以面積率計，可含有在5%以下範圍的殘留沃斯田鐵。然而，為了進一步提高烘烤硬化性，殘留沃斯田鐵的含量以設為3%以下為佳，較佳為0%。
本發明中，殘留沃斯田鐵之面積率係利用X射線繞射測定來決定。具體而言，係以機械研磨及化學研磨去除從鋼板表面起至該鋼板之1/4厚度位置的部分，並使用MoKα線作為特性X射線，測定從鋼板表面起算1/4深度位置的X射線繞射強度。然後，利用下式從體心立方晶格(bcc)相之(200)及(211)、以及面心立方晶格(fcc)相之(200)、(220)及(311)的繞射峰之積分強度比算出殘留沃斯田鐵之面積率。 Sγ=(I200f +I220f +I311f )/(I200b +I211b )×100 上述式中，Sγ表示殘留沃斯田鐵之面積率，I200f 、I220f 及I311f 分別表示fcc相之(200)、(220)及(311)的繞射峰強度，I200b 及I211b 則分別表示bcc相之(200)及(211)的繞射峰強度。
(Si濃度的比C1/C2在1.25以下) 於高強度鋼板之厚度方向截面中，Si濃度之上限值C1(質量%)與下限值C2(質量%)的比C1/C2設為1.25以下。C1/C2較佳為1.15以下。當C1/C2為1.25以下時，可控制Si的偏析，組織就變得均一，可使下述所示碳化鐵等析出物均勻析出，因此能夠提高均一烘烤硬化性。
以C1/C2表示之Si的偏析程度係如以下方式測定。以可觀察到其軋延方向為法線方向之面(亦即鋼板之厚度方向截面)之方式調整鋼板後，進行鏡面研磨，並且就該鋼板之厚度方向截面中鋼板中央部100μm×100μm的範圍，利用EPMA(電子探針顯微分析儀)裝置，沿著鋼板的厚度方向從一面側朝向另一面側以0.5μm的間隔測定200點的Si濃度。以幾乎覆蓋相同的100μm×100μm範圍內的整個區域之方式，在另外4條線上進行同樣的測定，並且在共5條線上測得之合計1000點的Si濃度中，將最大值設為Si濃度之上限值C1(質量%)、最小值設為Si濃度之下限值C2(質量%)，算出比C1/C2。
(使長徑為0.05μm以上且1.00μm以下且長寬比1：3以上之析出物為30個/μm2 以上之個數密度) 本實施形態中，具有以下一大特徵：以個數密度計具有30個/μm2 以上之析出物，該析出物之長徑為0.05μm以上且1.00μm以下，且長寬比1：3以上。本發明中，長寬比係指析出物之最長直徑(長徑)及與其成正交之該析出物直徑當中最長直徑(短徑)的比。又，析出物只要係滿足上述長徑及長寬比之要件者，則無特別限定，可舉出例如碳化物等。尤其，當依據包含後述熱處理步驟之較佳製造方法來製出本發明高強度鋼板時，析出物會含有碳化鐵或由碳化鐵所構成。根據本發明，透過在組織中含有較多上述析出物，可例如抑制因差排彼此交纏而產生的差排之晶胞化，且可增加因烘烤硬化時擴散的碳等而固定之差排的量，結果便能明顯提高烘烤硬化量。上述知識見解至今不為人所知，其係此次由本發明人等首次揭露，令人甚感意外且驚奇。另，生成於麻田散鐵內的差排晶胞的尺寸約為數十nm以上且數百nm以下。因此，為了抑制生成差排晶胞，必須為大概相同的析出物尺寸。若長徑小於0.05μm，便無法抑制形成差排之晶胞化。故，析出物長徑設為0.05μm以上。較佳為0.10μm以上。另外，長徑若較1.00μm大，析出物便會粗大化而使固溶碳量大幅減少，使得烘烤硬化量減少。因此，析出物長徑設為1.00μm以下。較佳為0.80μm以下。
析出物形狀比起球狀更宜為針狀，並且以長寬比1：3以上為佳。長寬比若小於1：3，析出物形狀會被視為球狀，無法抑制生成差排晶胞。因此，長寬比設為1：3以上。較佳為1:5以上。
析出物的析出位置宜在板條內。此係由於差排晶胞最易形成的位置在板條內，在板條之間幾乎沒有觀察到差排晶胞。此處所謂的板條，係指因麻田散鐵變態而在舊沃斯田鐵晶界內生成之組織。為了便於理解，於圖1提供示出本發明高強度鋼板中之析出物的析出狀態之示意圖。參照圖1，可得知在具有均勻結構1之Si的微觀偏析(圖1(a))中，在舊沃斯田鐵晶界2內生成之板條組織3(圖1(b))中，針狀的析出物5並非在板條4之間而係在板條4內整體均勻地析出(圖1(c))。
析出物的個數密度設為30個/μm2 以上。析出物的個數密度若小於30個/μm2 ，在藉由預應變導入差排並使其移動時，差排在遇到析出物之前便會與其他差排相互作用，而形成差排晶胞。因此，析出物的個數密度設為30個/μm2 以上。並且以設為40個/μm2 以上較佳。
本發明中，上述析出物的形態及個數密度係藉由利用電子顯微鏡所行觀察來決定，例如係藉由TEM(穿透型電子顯微鏡)觀察來測定。具體而言，係從鋼板表面起算該鋼板之3/8厚度位置起至1/4厚度位置的區域切出薄膜試樣，並且在明視野中觀察。以1萬倍至10萬倍的適當倍率切出1μm2 ，並計算長徑為0.05μm以上且1μm以下、且長寬比1：3以上之析出物的數量來求出。在連續的5視野以上進行該作業，並且以其平均作為個數密度。
接著，說明本發明之機械特性。
(拉伸強度：1300MPa以上) 根據具有上述組成及組織之本發明高強度鋼板，可達成高拉伸強度，具體而言係1300MPa以上的拉伸強度。在此，將拉伸強度設為1300MPa以上係為了滿足汽車車體輕量化之要求。拉伸強度以1400MPa以上為佳，1500MPa以上較佳。
根據本發明高強度鋼板，可達成優異烘烤硬化量。更具體而言，根據本發明高強度鋼板，可達成如以下之烘烤硬化量BH：在附加2%預應變後，將在170℃下進行20分鐘熱處理後的試驗片再拉伸，從此時的應力減去附加2%預應變時的應力而得之值係在180MPa以上，且宜在200MPa以上。該BH的值若小於180MPa，則不易成形且成形後之強度低，而稱不上係優異的烘烤硬化性。
同樣地，根據本發明高強度鋼板，可達成優異的均一烘烤硬化性。該均一烘烤硬化性可就例如以下觀點來評估：是否可將經賦予不同預應變後之烘烤硬化量差控制在預定值以下。本發明中若無特別說明，則烘烤硬化量差ΔBH係指預應變為2%時之BH與預應變為1%時之BH的差之絕對值。根據本發明，可將該烘烤硬化量差ΔBH控制在20MPa以下，且以控制在10MPa以下為佳，因此即使在壓製成形時產生的應變量不同，仍可使烘烤硬化均勻地展現，亦即可提供一種烘烤硬化量之預應變依存性小(均一烘烤硬化性高)之高強度鋼板。另一方面，上述ΔBH若大於20MPa時，則烘烤硬化量之預應變依存性大，而稱不上係優異的均一烘烤硬化性。
＜高強度鋼板之製造方法＞ 接下來，說明本實施形態之較佳高強度鋼板之製造方法。
以下說明係意欲例示用以製造本發明高強度鋼板的特徵性方法，並非意欲將本發明高強度鋼板限定為利用如以下說明之製造方法製出者。
本發明高強度鋼板之較佳製造方法，其特徵在於： 其包含以下步驟： 形成鋼胚之步驟，係鑄造具有以上說明之化學成分組成之鋼液，以形成鋼胚； 粗軋延步驟，係在1050℃以上且1250℃以下的溫度區下將前述鋼胚進行粗軋延之步驟，該粗軋延包含進行每1道次之軋縮率在30%以下之可逆式軋延，且係以2道次以上且16道次以下進行偶數次，並且1個往返時2道次之間的軋縮率差在20%以下，1個往返內偶數次之軋縮率較奇數次之軋縮率高5%以上，並且於前述粗軋延後維持5秒以上； 精整軋延步驟，係在850℃以上且1050℃以下的溫度區下將經粗軋延後之鋼板進行精整軋延之步驟，前述精整軋延係以4個以上的連續軋延軋台來進行，且第一軋台之軋縮率為15%以上，並且在400℃以下的溫度區下捲取經精整軋延後之鋼板； 冷軋延步驟，係以15%以上且45%以下之軋縮率將所得熱軋鋼板進行冷軋延； 退火步驟，係以10℃/秒以上之平均加熱速度將所得冷軋鋼板升溫，並且在Ac3 以上且1000℃以下之溫度區下維持10~1000秒，然後以10℃/秒以上之平均冷卻速度冷卻至70℃以下；及 熱處理步驟，係將所得鋼板在200℃以上且350℃以下之溫度區下維持100秒以上，然後以2℃/秒以上之平均冷卻速度冷卻至100℃以下。 以下，說明各步驟。
(形成鋼胚之步驟) 首先，鑄造具有以上說明之本發明高強度鋼板的化學成分組成的鋼液，以形成供於粗軋延之鋼胚。鑄造方法以通常之鑄造方法即可，可採用連續鑄造法或造塊法等，而就生產性這一點來看，係以連續鑄造法為佳。
(粗軋延步驟) 在粗軋延之前，將鋼胚加熱至1000℃以上且1300℃以下之固溶化溫度區較佳。加熱維持時間雖無特別規定，但為了使至鋼胚中心部都為預定溫度，宜在加熱溫度下維持30分鐘以上。而為了抑制過度之氧化皮損失，加熱維持時間宜為10小時以下，5小時以下更佳。只要鑄造後之鋼胚溫度為1050℃以上且1250℃以下，亦可不在該溫度區下進行加熱維持，而直接供於粗軋延，進行直送軋延或直接軋延。
接下來，以可逆式軋延對鋼胚實施粗軋延，藉此可使在形成鋼胚之步驟中於凝固時形成之鋼胚中的Si偏析部為均勻結構，而不會使其成為在一方向上伸長之板狀偏析部。若要進一步詳細說明具有此種均勻結構的Si濃度分布之形成，則首先，在開始粗軋延前的鋼胚中，係呈現Si等合金元素濃化的部分從鋼胚的兩個表面朝內部以梳齒狀的形態幾乎垂直地排列多個的狀態。
另一方面，在粗軋延中，在軋延的每1道次，鋼胚表面會被往軋延的行進方向拉展。又，所謂軋延的行進方向係鋼胚相對於軋延軋輥前進的方向。然後，由於鋼胚表面係如上述被往軋延的行進方向拉展，因此，從鋼胚表面朝內部逐漸成長的Si偏析部係被製成於軋延的每1道次往鋼胚的行進方向傾斜的狀態。
此處，粗軋延各道次中鋼胚的行進方向經常為相同方向、即所謂的單向軋延時，Si偏析部會在保持幾乎筆直的狀態下，於每道次中朝相同方向漸漸地越來越傾斜。然後，在粗軋延結束時，Si偏析部會在保持幾乎筆直的狀態下成為相對於鋼胚表面幾乎平行的姿態，而形成扁平的微觀偏析。
另一方面，粗軋延各道次中鋼胚的行進方向互為相反方向、亦即為可逆式軋延時，則已在上一道次中傾斜的Si偏析部在下一道次中便會往相反方向傾斜，結果，Si偏析部便成為彎折狀。因此，在可逆式軋延中，藉由重複進行互為相反方向的各道次，Si偏析部便成為交替彎折之鋸齒形狀。
當排列多個如上述交替彎折的鋸齒形狀時，板狀微觀偏析便會消失而成為均勻且交錯的Si濃度分布。藉由採用此種結構、且藉由在後續步驟中之熱處理，Si會變得更容易擴散，而能製得具有更均勻的Si濃度之熱軋鋼板。又，藉由上述可逆式軋延，在涵蓋鋼板整體中係成為均勻且交錯的Si濃度分布，因此，此種均勻結構不僅會在平行於軋延方向之板厚截面形成，在軋延方向為法線之板厚截面中也同樣會形成。
粗軋延溫度區若低於1050℃，在粗軋延之最終道次中變得難以在850℃以上完成軋延，而會導致形狀不良，因此粗軋延溫度區宜在1050℃以上。較佳係在1100℃以上。若粗軋延溫度區高於1250℃，除了氧化皮損失會增大外，還會有發生鋼胚破裂的疑慮，因此，粗軋延溫度區宜在1250℃以下。
若粗軋延中每1道次之軋縮率大於30%，則軋延時的剪切應力變大，導致Si偏析部變得不均勻，而無法製成均勻結構。因此，粗軋延中每1道次之軋縮率設為30%以下。軋縮率越小，軋延時的剪切應變就變得越小，而可製成均勻結構，故軋縮率的下限並無特別規定，而基於生產性的觀點係以10%以上為佳。
為了使Si濃度分布為均勻結構，可逆式軋延以2道次以上為佳，較佳為4道次以上。惟，若施行超過16道次，會變得難以確保充分的精整軋延溫度，故設為16道次以下。另，較理想的係：行進方向互為相反方向的各道次係各進行相同次數，亦即宜將合計道次次數設為偶數次。然而，一般之粗軋延產線上，粗軋延之入料側與出料側是隔著軋輥而位於相反側。因此，從粗軋延之入料側朝出料側的方向之道次(軋延)會多一次。如此一來，在最後道次(軋延)中Si偏析部便成為扁平形狀，而變得難以形成均勻結構。在此種熱軋延產線上進行粗軋延時，最後道次宜打開軋輥之間以省略軋延。
在可逆式軋延中，1個往返的軋延所包含之2道次之間的軋縮率若有差異，便易產生形狀不良，並且Si偏析部會變得不均勻而無法製成均勻結構。因此，粗軋延時，可逆式軋延的1個往返所包含之2道次之間的軋縮率差設為20%以下。且宜在10%以下。
如後述，為了使再結晶組織微細化，精整軋延中串聯式之多段軋延雖有效，但利用串聯式軋延會變得容易形成扁平的微觀偏析。為了利用串聯式之多段軋延，必須使可逆式軋延中偶數次之軋縮率大於奇數次之軋縮率，以控制在其後的串聯式軋延中形成的微觀偏析。在可逆式軋延的1個往返中，偶數次(回程)之軋縮率較奇數次(去程)之軋縮率高5%以上時，該效果明顯。因此，在可逆式軋延的1個往返中，宜使偶數次之軋縮率較奇數次之軋縮率高5%以上。
為了透過沃斯田鐵晶界移動使藉由粗軋延之可逆式軋延而生成之Si的複雜結構變得均勻，從粗軋延起至精整軋延之前為止宜維持5秒以上。
(精整軋延步驟) 在粗軋延之可逆式軋延之後，為了藉由增大精整軋延之串聯式軋延的軋縮率，以使因樹枝狀結晶之二次晶臂所造成的Si偏析帶之間隔變狹小，宜以4個以上的連續軋延軋台來進行精整軋延。若精整軋延溫度低於850℃，便不會充分發生再結晶，而成為在軋延方向上延伸之組織，並且會在後續步驟中生成因延伸組織所致之板狀組織，因此精整軋延溫度宜在850℃以上。較佳係在900℃以上。另一方面，精整軋延溫度若高於1050℃，則難以生成沃斯田鐵的微細再結晶晶粒，晶界的Si偏析就變得困難，導致Si偏析帶容易變得扁平。因此，精整軋延溫度宜在1050℃以下。又，只要係適當溫度，則視需要而亦可在粗軋延步驟後及精整軋延步驟前加熱經粗軋延後之鋼板。再者，若將精整軋延中第一軋台之軋縮率設為15%以上，便會大量生成再結晶晶粒，而透過其後的晶界移動，Si會變得容易均勻分散。如上述，藉由不僅限定粗軋延步驟，還限定精整軋延步驟，即可抑制扁平的Si的微觀偏析。又，精整軋延溫度係指從開始精整軋延起至結束精整軋延為止的鋼板表面溫度。
若捲取溫度高於400℃，表面性狀會因內部氧化而降低，故捲取溫度宜為400℃以下。若使鋼板組織為麻田散鐵或變韌鐵之均質組織，在退火中便容易形成均質的組織，因此捲取溫度為300℃以下較佳。
(冷軋延步驟) 將在精整軋延步驟中製得的熱軋鋼板進行酸洗後，將其供於冷軋延，製成冷軋鋼板。為了維持麻田散鐵的板條，軋縮率宜為15%以上且45%以下。若軋縮率大於45%，Si偏析的均勻結構會變得紊亂，故在麻田散鐵的板條組織中，在板條之間析出的碳化物會變多，在板條內析出之針狀析出物則減少。其結果，長寬比1：3以上之碳化物的析出受到阻礙，故不佳。又，酸洗為通常之酸洗即可。
(退火步驟) 對歷經上述冷軋延步驟而製得之鋼板施行退火處理。在退火溫度下之加熱，係設為以10℃/秒以上的平均加熱速度進行升溫，並且在Ac3 以上且1000℃以下的溫度區下，加熱維持10~1000秒。該溫度範圍與退火時間係用以使鋼板整體產生沃斯田鐵變態。維持溫度若高於1000℃或退火時間超過1000秒，沃斯田鐵粒徑便會粗大化，而成為板條寬度大的麻田散鐵，導致韌性降低。因此，退火溫度設為Ac3 以上且在1000℃以下，退火時間設為10~1000秒。
另外，Ac3 點係依據下式來計算。下述式的元素符號係代入該元素之質量%。不含有之元素則代入0質量%。 Ac3 =881-335×C+22×Si-24×Mn-17×Ni-1×Cr-27×Cu+41×Mo
在退火溫度維持後，以10℃/秒以上之平均冷卻速度進行冷卻。為了凍結組織且有效率地引起麻田散鐵變態，冷卻速度越快越好。惟，若小於10℃/秒，便無法充分生成麻田散鐵，而無法控制成所欲組織。因此，要設為10℃/秒以上。在退火維持後，只要可維持上述冷卻速度，則亦可在冷卻中途附加鍍敷步驟。
冷卻停止溫度設為70℃以下。這係為了藉由冷卻使整體生成保持淬火狀態的麻田散鐵。若在高於70℃時停止冷卻，則可能會出現麻田散鐵以外的組織。另外，當出現麻田散鐵時，會因自行回火而出現球狀化之碳化鐵等析出物。因此，後續步驟中便不會析出針狀的碳化鐵等析出物，無法得到目標析出物，而導致烘烤硬化性劣化。因此，冷卻停止溫度設為70℃以下，且宜設為60℃以下。
(熱處理步驟) 本實施形態之高強度鋼板，在碳化鐵等析出物之析出形態上具有重大特徵。此種析出物係將含有適量Si之鋼胚製成麻田散鐵後，透過加熱以在200℃以上且350℃以下之溫度區下進行維持而析出的。當維持溫度低於200℃時，析出物長徑便小於0.05μm，而無法抑制差排晶胞。據此，維持溫度設為250℃以上。當維持溫度高於350℃時，析出物便會粗大化，導致個數密度變小且長徑大於1.00μm。因而無法抑制差排晶胞。故，維持溫度設為350℃以下。維持時間設為100秒以上。若維持時間少於100秒，便無法穩定析出碳化鐵。據此，維持時間設為100秒以上。之後，基於生產性的觀點，以2℃/秒以上之平均冷卻速度冷卻至100℃以下。
(平整軋延步驟) 熱處理步驟後，可任意選擇實施平整軋延(調質軋延)。就本發明實施形態之高強度鋼板，係利用析出物來抑制差排晶胞，故即使施行了平整軋延也不會形成差排晶胞，烘烤硬化性並不會劣化。但因變得難以控制板厚，故軋縮率宜設為2.0%以下。軋縮率設為1.0%以下更佳。
以上述方式便可製造出本發明實施形態之高強度鋼板。
又，上述實施形態均僅為用以表示實施本發明時的具體化之例，並非用以透過其等而限定解釋本發明之技術範圍者。亦即，本發明只要不脫離其技術思想或其主要特徵，即能以各種形式實施。 [實施例1]
接下來，說明本發明之實施例。實施例中之條件係用以確認本發明之可實施性以及效果而採用的一個條件例，本發明並不受限於此一條件例。只要能在不脫離本發明宗旨下達成本發明之目的，本發明可以採用各種條件。
製造具有表1所示化學組成的鋼胚，並在1300℃下將鋼胚加熱1小時後，以表2所示條件進行粗軋延及精整軋延，而製得熱軋鋼板。其後，進行熱軋鋼板之酸洗，並以表2所示軋縮率進行冷軋延，製得冷軋鋼板。接著，在表2所示條件下進行了退火及熱處理。又，表2所示各溫度為鋼板之表面溫度。另外，表2中「1個往返內道次之間的軋縮率差」係指在所有往返道次中相同的軋縮率差。
表2之Ac3 係利用以下所示算式計算而得。在下述算式的元素符號中代入該元素之質量%。不含有之元素則代入0質量%。 Ac3 =881-335×C+22×Si-24×Mn-17×Ni-1×Cr-27×Cu+41×Mo
[表1]
Figure 02_image001
[表2-1]
Figure 02_image003
[表2-2]
Figure 02_image005
對於製得之冷軋鋼板，使用SEM-EBSD與X射線繞射法求出麻田散鐵及殘留沃斯田鐵之面積率。
尤其，麻田散鐵之面積率係如以下方式來決定。首先，以垂直於鋼板軋延方向之板厚截面為觀察面並採取試樣後，研磨觀察面，利用SEM-EBSD以5000倍的倍率觀察該鋼板之1/4厚度位置的組織，並且在100μm×100μm的視野中將其進行圖像解析，以測定麻田散鐵之面積率，將任意5視野之該等測定值的平均決定為麻田散鐵之面積率。
另外，用TEM觀察製得之冷軋鋼板的鋼組織，求出有無析出物及其長徑、長寬比及個數密度。具體而言，係從鋼板表面起算該鋼板之3/8厚度位置起至1/4厚度位置的區域切出薄膜試樣後，在明視野中觀察，以1萬倍至10萬倍的適當倍率切出1μm2 ，計算長徑為0.05μm以上且1μm以下、且長寬比1：3以上之析出物的數量來求出，並且在連續的5視野以上進行該作業，並以其平均作為個數密度。將該些結果顯示於表3中。
進一步，測定出所得冷軋鋼板的拉伸強度TS、致斷延伸率EL、烘烤硬化量BH及烘烤硬化量差ΔBH。在拉伸強度TS、致斷延伸率EL、烘烤硬化量BH及烘烤硬化量差ΔBH之測定中，採取以與軋延方向成直角的方向為長邊方向之JIS5號拉伸試驗片，並依據JIS Z 2241進行了拉伸試驗。烘烤硬化量BH為以下之值：在附加2%預應變後，將在170℃下進行20分鐘熱處理後的試驗片再拉伸，從此時的應力減去附加2%預應變時的應力而得之值。烘烤硬化量差ΔBH為預應變2%時的BH與預應變1%時的BH的差之絕對值。為滿足汽車車體的輕量化要求，拉伸強度為1300MPa以上，以1400MPa以上為佳，且較佳為1500MPa以上。另外，為了易於成形，延伸率宜為5%以上。又，關於BH，小於180MPa時會難以成形且成形後之強度變低，因此須在180MPa以上，以具有優異烘烤硬化性。較佳係在200MPa以上。關於ΔBH，為了即使在壓製成形時產生的應變量不同時，仍均勻地產生烘烤硬化，必須將其維持在20MPa以下。較佳係在10MPa以下。
另，以C1/C2表示之Si的偏析程度係如以下方式測定。以可觀察到其軋延方向為法線方向之面(即，鋼板之厚度方向截面)之方式調整所製得之鋼板後，進行鏡面研磨，並且就該鋼板之厚度方向截面中鋼板中央部100μm×100μm的範圍，利用EPMA裝置沿著鋼板的厚度方向從一面側朝向另一面側以0.5μm的間隔測定200點的Si濃度。以幾乎覆蓋相同的100μm×100μm範圍內的整個區域之方式，在另外4條產線上進行同樣的測定，並且在共5條產線上測得之合計1000點的Si濃度中，將最大值設為Si濃度之上限值C1(質量%)、最小值設為Si濃度之下限值C2(質量%)，而算出了比C1/C2。
[表3]
Figure 02_image007
[評估結果] 如表3所示，實施例1、3~5、7、10、15、18、20、23、25、28、31及34成功獲得了優異拉伸強度、BH及ΔBH。不論何者拉伸強度皆在1300MPa以上、BH皆在180MPa以上且ΔBH皆在20MPa以下，而顯示出高強度且烘烤硬化性優異。又，該等實施例之高強度鋼板中，析出物、尤其碳化鐵係在麻田散鐵中之板條內整體均勻地析出。
另一方面，比較例2因熱處理步驟之維持時間短，而未充分析出目標碳化鐵，BH低且ΔBH高。比較例6因熱處理步驟之維持溫度低，而未充分析出目標碳化鐵，BH低且ΔBH高。比較例8因退火溫度過低，而出現肥粒鐵組織，無法得到充分的麻田散鐵組織，結果TS及BH低。比較例9因退火時間過短，而無法整體形成麻田散鐵組織，同樣地TS及BH低。比較例11因退火步驟之平均冷卻速度過慢，而無法整體形成麻田散鐵組織，TS及BH低。比較例12因熱處理步驟之維持溫度過高，而導致碳化鐵粗大化，TS及BH低且ΔBH高。比較例13因C含量過少而固溶碳量減少，TS及BH低。比較例14因Si含量過少而未充分生成目標碳化鐵，BH低且ΔBH高。
比較例16因粗軋延步驟中1個往返時2道次間的軋縮率差較大，而導致Si濃度分布無法成為均勻結構，ΔBH高。比較例17因粗軋延步驟中1個往返內的偶數次之軋縮率較奇數次之軋縮率小，而導致Si濃度分布無法成為均勻結構，ΔBH高。比較例19因Mn含量過少，故TS及BH低。比較例21因粗軋延步驟中可逆式軋延之軋縮率高，而導致Si濃度分布無法成為均勻結構，ΔBH高。比較例22因C含量過高，使得殘留沃斯田鐵(γ)之面積率高而無法得到充分的麻田散鐵組織，BH低。比較例24中，從粗軋延後至精整軋延為止的時間過短，導致Si濃度分布無法成為均勻結構，而ΔBH高。比較例26因精整軋延的軋台少，而導致Si濃度分布成為扁平狀，ΔBH高。比較例27中，精整軋延之第一軋台的軋縮率過小，導致Si濃度分布成為扁平狀，而ΔBH高。比較例29中，精整軋延溫度(表2中的精整軋延開始溫度)過高，導致Si濃度部分布成為扁平狀，ΔBH高。比較例30因冷軋率過高，而無法得到具有目標長寬比之碳化物，BH低且ΔBH高。比較例32因粗軋延步驟中可逆式軋延的道次次數為奇數次，故Si濃度分布未成為均勻結構，ΔBH高。比較例33因退火步驟之冷卻停止溫度高，而導致球狀化之粗大碳化鐵析出，TS及BH低且ΔBH高。
產業上之可利用性 本發明之烘烤硬化性優異之高強度鋼板，尤其可在汽車產業領域中作為汽車結構材料之原板來加以利用。
1:均勻結構 2:舊沃斯田鐵晶界 3:板條組織 4:板條 5:析出物
圖1係示出本發明高強度鋼板中之析出物的析出狀態之示意圖。
1:均勻結構
2:舊沃斯田鐵晶界
3:板條組織
4:板條
5:析出物

Claims (6)

  1. 一種高強度鋼板，其以質量%計含有： 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%及 N：0.010%以下，且 剩餘部分由Fe及不純物所構成； 該高強度鋼板以面積率計含有95%以上的麻田散鐵，且剩餘部分組織以面積率計為5%以下； 於厚度方向截面中，Si濃度之上限值C1(質量%)與下限值C2(質量%)的比C1/C2為1.25以下； 以個數密度計具有30個/μm2 以上之析出物，該析出物之長徑為0.05μm以上且1.00μm以下，且長寬比1：3以上；並且 拉伸強度為1300MPa以上。
  2. 如請求項1之高強度鋼板，其中當存在前述剩餘部分組織時，前述剩餘部分組織係由殘留沃斯田鐵所構成。
  3. 如請求項1或2之高強度鋼板，其更含有以下中之1種或2種以上元素，且以質量%計合計含有0.100%以下： Ti：0.100%以下、 Nb：0.100%以下及 V：0.100%以下。
  4. 如請求項1至3中任一項之高強度鋼板，其更含有以下中之1種或2種以上元素，且以質量%計合計含有1.000%以下： Cu：1.000%以下、 Ni：1.000%以下、 Mo：1.000%以下及 Cr：1.000%以下。
  5. 如請求項1至4中任一項之高強度鋼板，其更含有以下中之1種或2種以上元素，且以質量%計合計含有0.010%以下： W：0.005%以下、 Ca：0.005%以下、 Mg：0.005%以下及 稀土族金屬(REM)：0.010%以下。
  6. 如請求項1至5中任一項之高強度鋼板，其以質量%計更含有B：0.0030%以下。
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