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，本发明涉及一种高屈服比、且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，进行了减少CO2等排气的尝试。汽车工业中，通过使车体轻型化来提高油耗效率，从而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，已知寻求在钢板的高强度化的同时，延展性降低，兼得高强度和延展性的钢板。并且如果在钢板长边方向(轧制方向)存在机械特性的偏差，则形状冻结的再现性变低，因此弹性变形回复的再现性变低，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，提高以质量％计含有C：0.05～0.3％、Si：0.01～3％、Mn：0.5～3％，铁素体的体积率为10～50％，马氏体的体积率为50～90％，铁素体与马氏体的合计的体积率为97％以上，将钢板前端部与中央部的卷绕温度之差设为0℃～50℃，使钢板后端部与中央部的卷绕温度之差为50℃～200℃，从而提供了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。
技术实现要素：
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，由于没有实施钢板长边方向的析出物的偏差的控制，因此存在屈服强度的偏差大的课题。
在专利文献2公开的技术中，将铁素体作为主相，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，这与没有添加Nb、Ti等析出元素、添加了本发明的析出元素的钢通过在钢板长边方向控制析出物的偏差来降低强度偏差的思想不同。
本发明的目的在于通过在添加了对成为高屈服比的析出强化产生影响的Nb、Ti等析出元素的状态下调整成分，形成具有铁素体－马氏体组织的钢板，控制钢板长边方向的粒径小于20nm的析出物(以下也称为微细析出物)中含有的Nb和Ti的合计含量，并且控制钢板长边方向的微细析出物中含有的Nb和Ti的合计含量的偏差，从而提供一种高屈服比且材质均匀性优异的高强度钢板、高强度部件及它们的制造方法。
本发明人等为了解决上述课题反复进行了深入的研究。其结果发现为了得到高强度且高屈服比，将粒径小于20nm的析出物中含有的Nb和Ti的合计量相对于钢板设定为25质量ppm～220质量ppm，为了减少钢板长边方向的机械特性的偏差，需要使钢板长边方向的、粒径小于20nm的析出物中含有的Nb和Ti的合计量的最大值与最小值之差相对于钢板小于20质量ppm。
以上，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，控制微细析出物中含有的Nb和Ti的合计含量，并且控制钢板长边方向的微细析出物中含有的Nb和Ti的合计含量的偏差(以下，也简称为微细析出物量的偏差)，得到高屈服比、且材质均匀性优异的高强度钢板，从而完成本发明。本发明的主旨如下。
[1]一种高强度钢板，具有如下成分组成，
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％以下以及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％，
粒径小于20nm的析出物中含有的Nb和Ti的合计量为25质量ppm～220质量ppm，
钢板长边方向上的、粒径小于20nm的析出物中含有的Nb和Ti的合计量的最大值与最小值之差小于20质量ppm。
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％)。
[2]根据[1]所述的高强度钢板，其中，上述成分组成以质量％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，上述成分组成以质量％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，上述成分组成以质量％计进一步含有Cu：0.001％～0.2％以及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℃以上进行精轧，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500℃～650℃的温度区域后在该温度区域进行卷绕；以及
退火工序，将上述热轧工序中得到的热轧钢板加热至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)：log{[％Nb]×([％C] 12/14[％N])}≤0.75×(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＜3000
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，具有如下工序：
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℃以上进行精轧，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500℃～650℃的温度区域后在该温度区域进行卷绕；
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加热至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)：log{[％Nb]×([％C] 12/14[％N])}≤0.75×(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＜3000
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)。
[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，具有对通过[7]～[9]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微细析出物量的偏差。其结果是本发明的高强度钢板具有高屈服比，并且材质均匀性。
通过将本发明的高强度钢板例如应用于汽车用结构部件，从而能够兼得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，因此使汽车车体高性能化。
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(以下存在称为“本发明的钢板”的情况)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的“％”是指“质量％”。应予说明，在本发明中所谓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。本发明的钢板在钢板长边方向(轧制方向)的材质均匀性高。即钢板(卷材)单元的材质均匀性高。
C：0.06％～0.14％
C是提高淬透性的元素，是要得到规定马氏体的面积率和微细析出物所必需的。另外，从提高马氏体的强度、确保TS≥590MPa的观点考虑，C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变多，因此无法抑制钢板长边方向上的微细析出物量的偏差，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，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。若Mn含量小于1.4％，则冷却时生成珠光体或贝氏体，难以得到规定的微细析出物量。因此，Mn含量为1.4％以上。Mn含量优选为1.5％以上。另一方面，若Mn变得过多，则使马氏体的面积率增加，强度过度。另外通过形成MnS，与Ti量相比N和S的合计量变少，无法抑制钢板长边方向上的微细析出物量的偏差，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，但其含量多时，在晶界偏析，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，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，但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。显现该效果的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，生成粗大的夹杂物、碳化物，因此屈服比降低。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微细析出物量的偏差，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，可提高屈服比。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微细析出物量的偏差变大，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，可提高屈服比。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，若大量含有Ti，则钢板长边方向的微细析出物量的偏差变大，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％)。
通过将Ti量以原子比计设为N和S的合计量以下，能够抑制卷绕时生成的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。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含量过量所导致的夹杂物生成，优选为－0.01以上。
本发明的钢板具有含有上述成分、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、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，在含有小于下限值的下述的任意成分的情况下，其成分作为不可避免的杂质包含。
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而含有。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，如果任一元素变得过多时，生成碳化物，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含量优选为小于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，即使在Mn含量少的情况下，也可得到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，优选将B含量设为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，因此卷绕时的Ti量变多，容易形成碳化物，因此材质均匀性劣化。因此，B含量优选为小于0.002％。B含量更优选为小于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具有提高汽车的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加耐腐蚀性，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含量过多所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作为其它的元素，这些元素的含量只要分别为0.1％以下即可。
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％。另外，粒径小于20nm的析出物中含有的Nb和Ti的合计量为25质量ppm～220质量ppm，钢板长边方向上的、粒径小于20nm的析出物中含有的Nb和Ti的合计量的最大值与最小值之差小于20质量ppm。
铁素体的面积率为30％～100％
由于C在铁素体中几乎不固溶，因此C从铁素体排出那样移动，但冷却时，在排出前以碳化物的形式生成。作为析出物生成位点，铁素体的面积率重要，通过将铁素体的面积率设为30％以上，能够生成足够的微细析出物，可以高屈服比且通过由马氏体得到的组织强化和由微细析出物得到的析出强化的协同效果得到强度。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％
如果马氏体相对于组织整体的面积率超过70％，则强度过大。因此，将马氏体相对于组织整体的面积率设为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％。如上所述，从进一步抑制钢板长边方向的微细析出物量的偏差的观点考虑，马氏体的面积率为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从奥氏体相变而生成，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)下由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。
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。
粒径小于20nm的析出物中含有的Nb和Ti的合计量为25质量ppm～220质量ppm
粒径小于20nm的析出物中含有的Nb和Ti的合计量可以通过实施例记载的方法容易地测定。本发明的该合计量(质量ppm)是指粒径小于20nm的析出物中含有的Nb和Ti的合计量相对于钢板的质量比例。为了提高强度和屈服比，需要通过微细析出物进行强化，为了得到这样的效果，需要使粒径小于20nm的析出物中含有的Nb和Ti的合计量为25质量ppm以上。该合计量优选为27质量ppm以上，更优选为30质量ppm以上。另一方面，如果该合计量超过220质量ppm，则不仅强度过大，而且碳化物的生成量变多，因此无法抑制钢板长边方向的微细析出物量的偏差，材质均匀性劣化。因此，粒径小于20nm的析出物中含有的Nb和Ti的合计量为220质量ppm以下。该合计量优选为215质量ppm以下，更优选为210质量ppm以下。
钢板长边方向的粒径小于20nm的析出物中含有的Nb和Ti的合计量的最大值与最小值之差小于20质量ppm
微细析出物量直接影响强度，因此可以通过抑制钢板长边方向的微细析出物量的偏差来获得优异的材质均匀性。为了得到该效果，钢板长边方向上的粒径小于20nm的析出物中含有的Nb和Ti的合计量的最大值与最小值之差小于20质量ppm。该合计量优选为18质量ppm以下，更优选为15质量ppm以下。该合计量的下限没有特别限定，可以为0质量ppm。本发明中所说的“钢板长边方向上的粒径小于20nm的析出物中含有的Nb和Ti的合计量的最大值与最小值之差小于20质量ppm”是指在在钢板长边方向(轧制方向)的全长整个长度，钢板(卷材)单位的该合计量的最大值与最小值之差小于20质量ppm。该差可以通过实施例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，但从容易取得与其它的特性的平衡的观点考虑优选小于980MPa。
本发明的钢板的屈服比高。具体而言，由通过实施例记载的方法测定的拉伸强度和屈服强度计算的屈服比为0.70以上。优选为0.72以上，更优选为0.75以上。应予说明，屈服比的上限没有特别限定，但从容易得到与其它的特性平衡的观点考虑，优选为0.9以下。
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，是指板坯(钢坯材)、钢板等表面温度。
＜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℃以上进行精轧，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500℃～650℃的温度区域后在该温度区域进行卷绕的工序。
式(2)：log{[％Nb]×([％C] 12/14[％N])}≤0.75×(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％)。
在加热板坯时，满足上述式(2)。在不满足上述式(2)的情况下，在加热板坯时，Nb系的碳氮化物过量形成，因此卷绕时Ti量比N和S的合计量多，材质均匀性劣化。因此，设定为满足上述式(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)：log{[％Nb]×([％C] 12/14[％N])}≤0.77×(2.4－6700/T)
式(2B)：log{[％Nb]×([％C] 12/14[％N])}≤0.80×(2.4－6700/T)
板坯加热温度的上限没有特别限定，优选为1500℃以下。均热时间为1.0小时以上。若小于1.0小时，则Nb和Ti系碳氮化物不充分固溶，因此加热板坯时Nb系的碳氮化物残存过多。因此，卷绕时Ti量比N和S的合计量多，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，则过量地形成Nb系的碳氮化物，卷绕时Ti量比N和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速度为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。从材质均匀性提高的观点考虑，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。
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，钢板长边方向上的微细析出物量的偏差变大，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，难以冷却到之后的卷绕温度，因此精轧结束温度优选为950℃以下，更优选为920℃以下。
卷绕温度为500℃～650℃
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微细析出物量的偏差，材质均匀性劣化。因此，卷绕温度为650℃以下。优选为640℃以下。另一方面，若卷绕温度小于500℃，则生成的析出物量减少，因此得不到析出强化，屈服比降低。因此，卷绕温度为500℃以上。卷绕温度优选为520℃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，则生成Nb、Ti系的碳氮化物直到卷绕为止，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，钢板长边方向上的微细析出物量的偏差变大，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，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。虽然没有设置压下率的上限，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、机械特性不满足本发明，也可以省略冷轧工序。
＜退火工序＞
退火工序是指将冷轧钢板或热轧钢板加热到从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＜3000
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)。
退火温度为AC1点～(AC3点 20℃)
若退火温度小于AC1点，则因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。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，若退火温度超过(AC3点 20℃)，则析出物粗大化，从而微细析出物量减少，因此没有析出强化的效果，屈服比降低。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，这里的AC1点和AC3点如下式计算。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，则不易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，则析出物粗大化，微细析出物量减少，因此没有析出强化的效果，屈服比降低。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＜2900
式(3B)：1700≤(AT 273)×logt＜2800
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，可以不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，可以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、微细析出物量和钢板长边方向的微细析出物量的偏差，能够得到高屈服比的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构造部件。
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、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料热轧至板厚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，对钢板表面实施热浸镀锌。
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”是使用上述式(2)：log{[％Nb]×([％C] 12/14[％N])}≤0.75×(2.4－6700/T)算出的的值。
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％)。
[表2]
*1：由式(2)求出的板坯加热温度的下限
*2：从板坯加热温度到轧制开始温度为止的平均冷却速度
*3：从精轧结束温度到卷绕温度为止的平均冷却速度
*4：退火温度(AT)下的保持时间(t)
*5：(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。
(铁素体和马氏体的面积率)
从各钢板的轧制方向和与轧制方向垂直方向采取试验片，对与轧制方向平行的板厚L截面进行镜面研磨。利用硝酸酒精液使板厚截面显出组织后，使用扫描电子显微镜进行观察。在倍率1500倍的SEM图像上的、实际长度82μm×57μm的区域上设置4.8μm间隔的16×15的网格，利用数出位于各相上的点数的点计数法，分别调查铁素体和马氏体的面积率。面积率是由倍率1500倍的各个SEM图像求出的3个面积率的平均值。铁素体呈黑色的组织，马氏体呈白色的组织。另外，铁素体和马氏体以外的剩余部分组织的面积率通过从100％中减去铁素体和马氏体的合计面积率而算出。本发明中，其剩余部分组织被视为珠光体、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“其它”一栏中。
应予说明，上述各面积率在钢板长边方向(轧制方向)的中央部的宽度方向中央部采取试验片进行测定。
(粒径小于20nm的析出物中含有的Nb和Ti的合计量)
将钢板5g加入到10％乙酰丙酮－1％四甲基氯化铵－甲醇溶液进行电解萃取后，利用孔径20nm的过滤器进行过滤。将滤液干燥后，加入硝酸、高氯酸和硫酸，加热溶解直到冒出硫酸白烟。将溶解液放冷后，添加盐酸后用纯水进行稀释。利用ICP发光分光分析装置对该稀释液进行元素分析。根据元素分析的结果可知，以相对于钢板的质量的比例(质量ppm)算出粒径小于20nm的析出物中含有的Nb和Ti的合计量。
从钢板长边方向(轧制方向)的前端部、中央部和后端部分别采取样品，使用上述的提取残渣法，求出各个位置的粒径小于20nm的析出物中含有的Nb和Ti的合计量(质量ppm)。然后，求出这3个部位的测定值中的最大值与最小值之差。应予说明，在钢板长边方向(轧制方向)的前端部、中央部以及后端部分别在各个宽度方向中央部进行测定。
应予说明，本发明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、中央部以及后端部测定算出的、粒径小于20nm的析出物中含有的Nb和Ti的合计量中的最大值与最小值之差”视为“钢板长边方向的、粒径小于20nm的析出物中含有的Nb和Ti的合计量的最大值与最小值之差”。将该最大值与最小值之差示于表3。
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和后端部，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，Nb和Ti系的微细析出物在中央部容易最少，在前端部和后端部容易最多。因此，将钢板长边方向的前端部与后端部的测定值中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，本发明中，可以以钢板长边方向(轧制方向)的前端部、中央部以及后端部的3个部位的测定值中的最大值与最小值之差算出钢板长边方向(轧制方向)的Nb和Ti的合计量的最大值与最小值之差。
另外，本发明中，将在钢板长边方向中央部且宽度方向中央部测定的、粒径小于20nm的析出物中含有的Nb和Ti的合计量作为粒径小于20nm的析出物中含有的Nb和Ti的合计量。将该合计量示于表3。
(拉伸试验)
从与各钢板的轧制方向垂直方向采取标点间距离50mm、标点间宽度25mm的JIS5号试验片，基于JIS Z 2241(2011)的规定，以拉伸速度为10mm/分钟进行拉伸试验。通过拉伸试验测定拉伸强度(表3中表述为TS)和屈服强度(表3中表述为YS)。屈服比(表3中表述为YR)通过将YS除以TS算出。应予说明，表3记载的拉伸强度(TS)、屈服强度(YS)以及屈服比(YR)是在钢板长边方向(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，根据这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，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测定。另外，在本发明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]
α：铁素体的面积率、M：马氏体的面积率
其它：珠光体、贝氏体和残余奥氏体的合计面积率
*1：粒径小于20nm的析出物中含有的Nb和Ti的合计量
*2：钢板长边方向的粒径小于20nm的析出物中含有的Nb和Ti的合计量的最大值与最小值之差
本实施例中，将TS为590MPa以上、YR为0.70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的钢板设为不合格，表3中表示为比较例。
[实施例2]
通过冲压加工将实施例1的表3的No.1的钢板成型加工，制造本发明例的部件。并且，通过点焊将实施例1的表3的No.1的钢板和实施例1的表3的No.2的钢板接合，制造本发明例的部件。能够确认本发明例的钢板由于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。
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