焊接性优异的高强度钢材及其制造方法

摘要

本发明提供一种高强度钢材，其即使通过氮化而强化，也能够抑制在焊接时发生气孔。另外，还提供一种既能够减轻轧制负荷，又能够制造这种焊接性优异的高强度钢材的方法。本发明是一种高强度钢材，其含有C：0.05％以下(质量％的意思。以下，涉及化学成分均相同)、Si：1％以下、Mn：1.5％以下、P：0.05％以下、S：0.05％以下、Al：0.05％以下、Ti：0.02～0.3％和N：0.020％以下，金属组织为铁素体单相，且最大直径为20nm以下的Ti氮化物每1μm2整合析出250个以上。该高强度钢材其最大直径为6nm以下的Ti氮化物的个数，相对于最大直径为20nm以下的Ti氮化物的个数达80％以上。

权利要求

1.一种高强度钢材，其特征在于，以质量％计含有C：0.05％以下、Si：1％以下、Mn：

1.5％以下、P：0.05％以下、S：0.05％以下、Al：0.05％以下、Ti：0.02～0.3％和N：0.020％以下，余量是铁和不可避免的杂质，2

并且，金属组织为铁素体单相，且最大直径为20nm以下的Ti氮化物每1μm 整合析出

250个以上。

2.根据权利要求1所述的高强度钢材，其特征在于，最大直径为6nm以下的Ti氮化物的个数相对于最大直径为20nm以下的Ti氮化物的个数为80％以上。

3.根据权利要求1所述的高强度钢材，其特征在于，所述钢材由下式(1)计算的有效Ti*量为0.02～0.08％，Ti*＝[Ti]-48×([C]/12+[S]/32) …(1)式中，[]表示钢材中所含的各元素的质量百分比含量。

4.一种权利要求1所述的高强度钢材的制造方法，其特征在于，按以下顺序进行如下工序：(a)在含有氮化气体的气氛下，将含有Ti：0.02～0.3％和N：0.005％以下的坯料钢材的温度加热至500～610℃的氮化工序；

(b)在不含氮化气体的气氛下，在500～610℃的温度对进行过氮化的钢材进行放置处理的脱氮工序；

(c)将进行了脱氮的钢材的温度加热至640～750℃的Ti氮化物析出工序。

5.根据权利要求4所述的制造方法，其特征在于，所述氮化工序的气氛气体是含有氢、氮和氨的混合气体。

6.根据权利要求4所述的制造方法，其特征在于，所述脱氮工序的气氛气体为非氧化性气体。

7.根据权利要求4所述的制造方法，其特征在于，所述Ti氮化物析出工序的气氛气体为非氧化性气体。

8.根据权利要求4所述的制造方法，其特征在于，在所述氮化工序之前，对所述坯料钢材进行成形加工。

说明书

焊接性优异的高强度钢材及其制造方法

技术领域

[0001] 本发明涉及加工性、焊接性、和强度特性优异的钢材，特别是涉及作为汽车的车身的原材被优选使用的钢材。

背景技术

[0002] 在汽车业界，在使车身的安全性提高的另一方面，还要求通过轻量化实现低燃费，作为其原材，高强度钢板的需要增大。

[0003] 历来，钢板的强度是通过使钢中的碳化物析出带来的析出强化、和添加Si和Mn带来的固溶强化、或使低温相变生成物生成带来的强化来得到提高。

[0004] 可是，在借助碳化物的析出强化中，若碳含量增大，则焊接性劣化。另一方面，若大量添加Si和Mn等的合金成分，则使化成处理性劣化，从而提高制造成本。另外，若大量添加合金成分，则热轧和冷轧时钢板的强度变得过高，因此引起轧制载荷的增大，制造期望尺寸(板厚和板宽)的钢板困难。

[0005] 因此在专利文献1中提出一种技术，其通过减少坯料钢板中所含的合金成分，以使热轧和冷轧时强度低，能够不增大轧制负荷而进行轧制，接着在轧制后退火时进行氮化，从而使钢中所含的Ti作为氮化物析出以提高强度。但是，控制氮化处理时的气氛很难，若N在钢中过剩地固溶，则在焊接时会发生气孔而使焊接强度劣化，焊接性变差。特别是在所述专利文献1中，是将氮化得到的氮化钢卷直接冷却至常温，因此N会在钢中过剩地固溶。因此，该N在焊接时发生气孔，所以焊接性差。

[0006] 专利文献1：特表2001-507080号公报

发明内容

[0007] 本发明鉴于这样的情况而做，其目的在于，提供一种高强度钢材，其即使通过氮化而强化，也能够抑制在焊接时发生气孔。另外，本发明的另一目的在于，提供一种既能够减轻轧制负荷，又能够制造这种焊接性优异的高强度钢材的方法。

[0008] 本发明者们为了提供不会使钢材的焊接性劣化，既可减轻轧制负荷，同时又可制造强度有所提高的钢材的方法，而反复锐意研究。其结果发现，如果对热轧或冷轧而得到的坯料钢材进行氮化，接着按脱氮处理和Ti氮化物析出处理的顺序进行处理，则能够使钢中析出Ti氮化物，并能够实现高强度化，这时在轧制时Ti氮化物不会析出，因此能够减轻轧制负荷并进行制造，另外，如此得到的高强度钢材，是在钢在所含的N量为0.020％以下的钢材，其中整合析出有最大直径为20nm以下的微细的Ti氮化物，因此不会使焊接性劣化，并能够提高钢材的强度，从而完成了本发明。

[0009] 即，能够解决上述课题的本发明的高强度钢材，含有

[0010] C：0.05％以下(质量％的意思。以下，涉及化学成分均相同。)、[0011] Si：1％以下、

[0012] Mn：1.5％以下、

[0013] P：0.05％以下、

[0014] S：0.05％以下、

[0015] Al：0.05％以下、

[0016] Ti：0.02～0.3％和

[0017] N：0.020％以下，

[0018] 金属组织为铁素体单相，且最大直径为20nm以下的Ti氮化物每1μm2整合析出250个以上。

[0019] 该高强度钢材，最大直径为6nm以下的Ti氮化物的个数，相对于最大直径为20nm以下的Ti氮化物的个数达80％以上。

[0020] 所述钢材，由下式(1)计算的有效Ti*量为0.02～0.08％。

[0021] Ti*＝[Ti]-48×([C]/12+[S]/32) …(1)

[0022] 式中，[]表示钢材中所含的各元素的含量(％)。

[0023] 本发明的高强度钢材，能够通过使用退火炉，按以下顺序对热轧或冷轧而得到的坯料钢材进行氮化处理、脱氮处理和Ti氮化物析出处理而进行制造。具体来说，在热轧或冷轧后，按以下顺序进行如下工序即可：

[0024] (a)氮化工序，是在含有氮化气体的气氛下，将含有Ti：0.02～0.3％和N：0.005％以下(不含0％)的坯料钢材加热至温度500～610℃的工序；

[0025] (b)脱氮工序，是在不含氮化气体的气氛下，以500～610℃的温度放置进行了氮化的钢材的工序；

[0026] (c)将进行了脱氮的钢材加热至温度640～750℃的Ti氮化物析出工序。

[0027] 所述氮化工序的气氛气体，优选为含有氢、氮和氨的混合气体。所述脱氮工序的气氛气体，优选为非氧化性气体。所述Ti氮化物析出工序的气氛气体，优选为非氧化性气体。

[0028] 在所述氮化处理或所述氮化工序之前，也可以对所述坯料钢材进行成形加工。

[0029] 所述坯料钢材的形态未特别限定，例如可以是钢板，也可以是成形品。在本发明中，按顺序对坯料钢板进行氮化处理、脱氮处理和Ti氮化物析出处理而得到的称为“高强度钢板”，对于成形加工坯料钢板而得到的成形品按顺序进行氮化处理、脱氮处理和Ti氮化物析出处理而得到的称为“高强度构件”。

[0030] 根据本发明，因为在轧制后进行氮化处理，所以不会提高轧制负荷便能够利用Ti氮化物带来的析出强化。而且，因为是在氮化处理后进行脱氮处理，所以能够除去在钢中过剩固溶的N。此外，通过在脱氮处理后进行Ti氮化物析出处理，能够使微细的Ti氮化物整合析出。如此得到的钢材，钢中所含的N量为0.020％以下，因此焊接性优异，而且最大直径为20nm以下的微细的Ti氮化物整合析出，因此强度也有所提高。

附图说明

[0031] 图1是Ti氮化物的分布的图。

[0032] 图2是使用透射型电子显微镜，以15万倍拍摄表2的No.1的剖面的照片(图纸代用照片)。

具体实施方式

[0033] 首先，对于制造本发明的高强度钢材的方法进行说明。当制造本发明的高强度钢材时，是遵循常规方法将熔炼得到的轧制原材进行热轧(根据需要进行冷轧)，并对由此得到的坯料钢材按顺序进行氮化处理、脱氮处理和Ti氮化物析出处理。

[0034] 作为上述轧制原材，采用含有Ti为0.02～0.3％，N为0.005％以下(不含0％)的钢。这是由于在本发明中，对于遵循常规方法热轧这种钢(根据需要进行冷轧)而得到的含有Ti的坯料钢材，按后述的步骤进行氮化处理等，会形成Ti氮化物而提高强度，但是，若轧制原材含有Ti和过剩的N，则至轧制之间在轧制原材中Ti氮化物析出，轧制原材的强度变高，不能减轻轧制负荷。还有，为了将轧制原材的N量抑制在0.005％以下，在熔炼阶段对钢水进行脱气处理等来脱N即可。

[0035] 上述轧制原材中所含的Ti，在轧制后的工序中使Ti氮化物析出而的高坯料钢材的强度，因此优选为0.02％以上，更优选为0.025％以上，进一步优选为0.03％以上。但是，若过剩地含有，则Ti氮化物容易粗大化，反而使坯料钢材的强度降低，除此之外，因此最终得到的高强度钢材中所含的N量增加，所以焊接性劣化。因此，Ti为0.3％以下，优选为0.2％以下，更优选为0.1％以下。

[0036] 对轧制得到的坯料钢材，实施如下处理：(a)在含有氮化气体的气氛下加热至温度500～610℃的氮化处理(以下，将该处理工序称为氮化工序)；(b)在不含氮化气体的气氛下，以500～610℃的温度放置进行了氮化的钢材的脱氮处理(以下，将该处理工序称为脱氮工序)；(c)将进行了脱氮的钢材加热至温度640～750℃的Ti氮化物析出处理(以下，将该处理工序称为Ti氮化物析出工序)。

[0037] 在氮化工序中，是在含有氮化气体的气氛下，将含有Ti的坯料钢材以比较低的温度进行加热，在钢中形成Ti和N的团(cluster)，再通过接下来的脱氮工序，把由之前的氮化工序过剩导入到钢中的固溶N从钢中除去，以降低钢中的N量。如此进行氮化处理后，若进行脱氮处理，则由氮化而被过剩导入到钢中的固溶N从钢中被除去，但是，由氮化工序在钢中所形成的Ti和N的团中的N却不会被脱氮。因此在脱氮后，如后述如果加热，则Ti和N的团在钢中成为Ti氮化物而析出，能够提高钢材的强度。

[0038] 还有，在氮化后，若不脱氮而冷却至室温，则被过剩地导入钢中的固溶N在冷却途中形成Fe氮化物(例如，Fe4N和Fe16N2等)。该Fe氮化物不但几乎无助于钢材的强度提高，而且使钢中所含的N增大，因此成为使焊接性劣化的原因。另外，若Fe氮化物一旦形成，则即使再加热也不能脱氮。

[0039] 脱氮工序之后，通过在Ti氮化物析出工序中加热至比较高的温度，使Ti和N的团作为Ti氮化物在钢中析出而提高钢材的强度。在该Ti氮化物析出工序中，即使加热至比较高的温度，因为通过之前的脱氮工序已除去了被过剩导入到钢中的N，所以，就算坯料钢材奥氏体化而阻碍Ti氮化物整合析出，Ti氮化物也不会粗大化。

[0040] 以下，对于(a)氮化工序、(b)脱氮工序和(c)Ti氮化物析出工序的各工序进行详细地说明。

[0041] (a)在氮化工序中，将含有Ti的坯料钢材在含有氮化气体的气氛下加热至500～610℃而进行氮化。通过以500～610℃的比较低的温度进行氮化，能够在钢中形成Ti和N的团。但是低于500℃时，不会形成Ti和N的团，由氮化导入到钢中的N作为固溶N存在。
因此在氮化后若进行脱氮处理，则该固溶N从钢中被除去，因此不能通过Ti氮化物析出工序使Ti氮化物析出。因此，氮化处理温度为500℃以上，优选为510℃以上，更优选为520℃以上。但是若超过610℃，则母材奥氏体化，Ti氮化物不整合析出，不能提高钢材的强度。
另外，因为粗大的Ti氮化物生成，其他元素的氮化物生成，所以最终N量增大，焊接性劣化。
因此，氮化处理温度为610℃以下，优选为600℃以下。

[0042] 上述氮化工序，是在含有氮化气体的气氛下进行。作为氮化气体，例如能够使用氨，余量为非氮化性气体即可。作为非氮化性气体，例如能够使用氢和氦、氩、氮等气体，这些气体单独使用或混合使用均可。还有，氮气因为在500～610℃时没有氮化能力，所以不能作为氮化气体使用。

[0043] 上述氮化工序，特别优选在含有氢、氮和氨的混合气体气氛下进行。作为混合气体，采用在氢和氮中混合有氨的气体，能够地一步加大氮化速度。混合气体中所占的氨气的分率，以体积％计，优选为1％以上，更优选为3％以上。但是，若氨气的分率过大，则氮势过高，在钢材的表面形成厚的Fe氮化物层，因此使脱氮花费时间，经济性上不为优选。因此，上述氨气的分率，以体积％计，优选为10％以下，更优选为8％以下。

[0044] (b)脱氮工序是在不含氮气的气氛中以500～610℃进行即可。通过以500～610℃的比较低的温度进行脱氮，能够去除在之前的氮化工序中被过剩导入到钢中的固溶N。但是，当低于500℃时，脱氮不足，钢中固溶N过多残留。因此最终网中的N量变多，焊接性劣化。另外，若以后面的工序对大量含有固溶N的钢材实施Ti氮化物析出处理，则在该处理时线材奥氏体化，因此最终Ti氮化物在铁素体中不整合析出，不能提高强度。因此，脱氮处理温度为500℃以上，优选为510℃以上，更优选为500℃以上。但是若超过610℃，则母材奥氏体化，因此Ti氮化物在铁素体中不会整合析出。另外，至脱氮结束时Ti氮化物粗大化，其他元素的氮化物生成，因此最终N量增大，焊接性劣化。因此，氮化处理温度为610℃以下，优选为600℃以下。

[0045] 上述脱氮工序在不含氮气的气氛下进行。这是为了从氮化的坯料钢材中使固溶N脱氮。

[0046] 作为气氛气体，能够使用上述(a)中例示的非氧化性气体。这是为了防止钢材的表面氧化。但是，作为非氧化性气体使用氮气时，氮气量优选在10体积％以下。这是为了高效率地进行脱氮。

[0047] (c)脱氮的钢材加热至640～750℃而使Ti氮化物析出。在Ti氮化物析出工序中，通过加热至比氮化工序和脱氮工序相对高的高温，能够使在氮化工序中在钢中形成的Ti和N的团在钢中作为Ti氮化物析出。由于Ti氮化物析出而使钢材高强度化。这时，因为通过前工序的脱氮工序除去了在钢中过剩导入的N，所以即使加热至640℃以上，母材也不会奥氏体化，能够在铁素体区域内使Ti氮化物析出。因此在Ti氮化物析出工序之后，若冷却至室温，则能够得到Ti氮化物在铁素体中整合析出的钢材。但是当低于640℃时，团内的N的扩散不充分，Ti氮化物不析出，不能充分地提高钢材的强度。还有，即使降低Ti氮化物析出温度，但如果增长处理时间，虽然也能够使Ti氮化物析出，但是生产效率降低，因此不为优选。因此，Ti氮化物析出处理温度为640℃以上，优选为650℃以上。但是若超过750℃，则母材奥氏体化，Ti氮化物在铁素体中不整合析出，不能提高钢材的强度。因此，Ti氮化物析出处理温度为750℃以下，优选为730℃以下，更优选为700℃以下。

[0048] 上述Ti氮化物析出工序的气氛气体的种类没有特别限定，但优选使用上述(a)中例示的非氮化性气体。这是为了防止钢材表面的氧化。还有，作为非氮化性气体，虽然也可以使用含有氮的气体，但却会使固溶于钢中N量增加，为了在冷却途中不使Fe氮化物析出，混合气体中所占的氮的分率，以体积％计，也优选抑制在10％以下。

[0049] 上述坯料钢材的形态未特别限定，例如可以是钢板，也可以是成形品。

[0050] 上述坯料钢材为钢板时，遵循常规方法将熔炼而得到的轧制原料进行热轧(根据需要进行冷轧)，并对由此得到的坯料钢板进行氮化处理、脱氮处理、Ti氮化物析出处理即可。

[0051] 还有，坯料钢材为钢板时，其厚度没有特别限定，但是作为汽车的车身用的原材多使用薄钢板。薄钢板的厚度一般低于3mm。优选为2mm以下，更优选为0.6～1.5mm左右。

[0052] 上述坯料钢材为成形品时，在上述氮化处理(氮化处理工序)之前，进行成形加工(例如挤压加工)即可。即，遵循常规方法将熔炼而得到的轧制原料进行热轧(根据需要进行冷轧)后，进行成形加工，并对其实施氮化处理、脱氮处理、Ti氮化物析出处理即可。

[0053] 成形加工的种类未特别限定，除挤压成形之外，也可以是旋转拉深和滚轧成形(roll forming)等。成形加工的条件也未特别限定，遵循常规方法的条件进行成形即可。

[0054] 在由上述的本发明的制造方法得到的高强度钢材的表面，也可以根据需要实施熔融镀锌和合金化熔融镀锌、电镀锌等，也可以进行各种皮膜涂装。。

[0055] 如此得到的本发明的高强度钢材，N量为0.020％以下(不含0％)，该钢材的金属2
组织为铁素体单相，且最大直径为20nm以下的Ti氮化物，每1μm 整合析出250个以上。
以下，对于本发明的高强度钢材进行详细地说明。

[0056] 本发明的高强度钢材的金属组织为铁素体单相，该高强度钢材中含有的N量为0.020％以下。由于N量被抑制在0.020％以下，即使焊接该钢材也不会发生气孔，能够改善焊接性。而且本发明的高强度钢材，在N量被抑制在0.020％以下的基础上，由于最大直径
2
为20nm以下的微细的Ti氮化物，每1μm 整合析出250个以上，从而能够实现高强度化。
上述N量优选为0.019％以下，更优选为0.018％以下。

[0057] 另外，整合析出的Ti氮化物，优选每1μm2整合析出255个以上，更优选为260个以上。Ti氮化物优选在高强度钢材中所含的N量不超过0.02％的范围内尽可能多地生成。

[0058] 还有，所谓整合析出，意思是在Ti氮化物和Fe(母材)的界面，夹住界面的两侧的原子1对1对应，连续性的相连析出，Ti氮化物是否整合析出，例如在用场发射型透射电子显微镜(Fe-TEM：Field EmissionTransmission Electron Microscope)进行观察时，能够通过观察在析出物的周围有无因整合应变造成的衬度(contrast)来加以确认。

[0059] 上述Ti氮化物的最大直径，其测定是使用透射型电子显微镜以10万倍拍摄高强度钢材的截面，再将其进一步拉伸而最终成为25万倍的照片，采用该照片用游标卡尺进行测定即可。

[0060] 本发明的高强度钢材，最大直径为6nm以下的Ti氮化物的个数，相对于最大直径为20nm以下的Ti氮化物的个数为80％以上。即，本发明的高强度钢材，是大量生成最大直径为6nm以下的超微细Ti氮化物的钢材。

[0061] 为了计算最大直径为6nm以下的Ti氮化物的个数的比例，使用透射型电子显微镜以15万倍拍摄高强度钢材的截面，再将其进一步拉伸而最终成为33万倍的照片，采用该照片，用游标卡尺测定各个Ti氮化物的最大直径，求得个数分布并计算比例即可。测定范围相当于500nm×500nm，在每1个视野中对于120个的Ti氮化物测定最大直径，在2个视野中对此进行测定即可。

[0062] 本发明的高强度钢材，优选在使用透射型电子显微镜以1万倍观察该钢材的截面时，确认不到最大直径在100nm以上的粗大的析出物。这是由于若粗大的析出物变多，则延伸凸缘性劣化。

[0063] 还有，所谓析出物，除了Ti的氮化物以外，也指碳化物和硫化物、Al氮化物、氧化物系夹杂物(例如Al2O3、SiO2等)等。

[0064] 本发明的高强度钢材，含有C、S和Ti，优选由下式(1)计算的有效Ti*量为0.02～0.08％。

[0065] Ti*＝[Ti]-48×([C]/12+[S]/32) …(1)

[0066] 式中，[]表示钢材中所含的各元素的含量(％)。

[0067] 所谓有效Ti*量，意思是能够与Ti结合的Ti量。Ti*低于0.02％时，表示Ti氮化*物量少，不能提高钢材的强度。因此Ti 优选为0.02％以上，更优选为0.025％以上。但是，*
若Ti 超过0.08％，则在氮化时被导入坯料钢材的N量变多，最终在钢材中所含有的N量变*
多，因此焊接性劣化。因此，Ti 优选为0.08％以下，更优选为0.075％以下。

[0068] 本发明的高强度钢材的成分组成，为了调整到使之满足上式(1)，在制造坯料钢材时，使C、S和Ti的含量满足上式(1)，如此进行成分调整即可。

[0069] 本发明的高强度钢材的具体的成分组成没有特别限定，但是C和S的优选的含量如下。

[0070] C：0.05％以下(不含0％)

[0071] C是用于确保钢材的强度的重要元素，但是为了使钢材的金属组织为铁素体单相，*C优选为0.05％以下。另外，C与Ti结合而形成Ti碳化物，使有效Ti 降低，因此优选C尽可能少的方面。C更优选为0.03％以下，进一步优选为0.01％以下。

[0072] S：0.05％以下(不含0％)

[0073] S与Ti结合而形成Ti硫化物[二硫化钛(TiS2)]，使有效Ti*降低，因此优选S尽可能少的方面。因此，S优选为0.05％以下，更优选为0.03％以下，进一步优选为0.01％以下。还有，S会不可避免地含有0.0005％左右。

[0074] 本发明的高强度钢材，为了减轻轧制负荷，优选尽可能不含有合金成分的方法，但是通常含有Si和Mn、P、Al。这些元素的优选范围如下。

[0075] Si：1％以下(不含0％)

[0076] 若过剩地含有Si，则镀敷性变差。因此Si优选为1％以下，更优选为0.5％以下，进一步优选为0.3％以下。但是，Si在通过固溶强化而提高钢材的强度方面发挥作用。因此Si也可以含有0.01％以上(优选为0.05％以上)。

[0077] Mn：1.5％以下(不含0％)

[0078] 若过剩地含有Mn，则镀敷性变差。因此Mn优选为1.5％以下，更优选为1％以下，进一步优选为0.5％以下。但是，Mn与Si一样，在通过固溶强化而提高钢材的强度方面发挥作用。因此Mn也可以含有0.01％以上(优选为0.1％以上)。

[0079] P：0.05％以下(不含0％)

[0080] 若过剩地含有P，则容易发生焊接裂纹。因此P优选为0.05％以下，更优选为0.03％以下，进一步优选为0.01％以下。还有，P会不可避免地含有0.001％左右。

[0081] Al：0.05％以下(不含0％)

[0082] Al与N结合而形成Al氮化物，消耗钢中的N，是阻碍Ti氮化物的形成的元素。另外，由于形成Al氮化物会增大钢材中所含的N量，使焊接性劣化。因此Al优选为0.05％以下，更优选为0.04％以下，进一步优选为0.03％以下。还有，将Al作为脱氮元素进行添加时，也可以含有0.01％以上，更优选为0.02％以上。

[0083] 本发明的高强度钢材的余量可以是铁和不可避免(例如杂质元素(tramp element))。

[0084] 本发明的钢板，因为有高强度而且焊接性优异，所以能够作为例如汽车的悬挂零部件和各种梁类、车身底框、柱类、还有门增强梁等的补强构件用的原材。另外，在本发明中，也包括将坯料钢板成形加工后，按顺序进行氮化处理、脱氮处理和Ti氮化物析出处理而得到的高强度构件(例如，汽车的悬挂零部件和各种梁类、车身底框、柱类、还有门增强梁等的补强构件)。另外，本发有的高强度构件，也可以适用于建筑用途和土木用途等。

[0085] 以下，通过实施例更详细地说明本发明，但下述实施例没有限定本发明的性质，在能够符合前、后述的宗旨的范围内也可以适当变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。

[0086] 实施例1

[0087] 将真空熔解下述表1所示的成分组成的钢(余量是Fe和不可避免的杂质)而得到的轧制原材加热至1250℃，使最终温度为950℃，卷取温度为600℃进行热轧，得到厚2mm的热轧制材。在表1中，一并显示根据热轧制材中所含的C、S和Ti含量，由上式(1)计算*出的有效的Ti 量。

[0088] 接着，分别磨削得到的热轧制材的表面和背面，得到厚1mm的坯料钢板。对从得到的坯料钢板上切割的试验片的表面进行脱脂后，装入退火炉，按顺序进行氮化处理、脱氮处理和Ti氮化物析出处理。

[0089] 氮化处理是加热至下述表2所述的温度并进行2小时。氮化处理在含有氢71.25体积％、氮23.75体积％、氨5体积％的混合气氛下进行。脱氮处理以下述表2所示的温度进行4小时。脱氮处理在氢气气氛下进行。Ti氮化物析出处理以下述表2所示的温度进行4小时。Ti氮化物析出处理在氢气气氛下进行。

[0090] 还有，对于表2所示的No.8～10只进行氮化处理，而不进行脱氢处理和Ti氮化物析出处理。

[0091] 接下来，以惰性气体熔融解热传导度法测定处理后的试验片中所含的N量。测定结果显示在下述表2中。另外，按下述步骤观察处理后的试验片的金属组织，并且按下述步骤分别评价抗拉强度和熔接性。

[0092] 关于试验片的金属组织，是将厚度方向的截面进行硝酸乙醇腐蚀后，用光学显微镜以400倍进行观察，确认是铁素体单相。

[0093] 另外，使用透射型电子显微镜以1万倍、观察试验片的截面10个视野，测定试验片析出的析出物的大小，求得最大直径为100nm以上的粗大的析出物的个数。最大直径为2
100nm以上的粗大的析出物的个数每1μm 为0个时，评价为“无粗大析出物”，为1～10个时评价为“粗大析出物少”，为11个以上时评价为“粗大析出物多”。评价结果显示在下述表2中。另外，使用透射型电子显微镜以15万倍拍摄表2的No.1的截面的照片(图纸代用照片)显示在图2中。

[0094] 另外，用提取复型(extraction replica)，以附属于透射型电子显微镜(TEM)的能量色散型X射线检测仪(EDX：energy dispersive X-rayspectrometer)分析析出物的成分分析。

[0095] 另外，使用Fe-TEM观察Ti氮化物是否整合析出，通过观察析出物周围是否具有由整合应变造成的衬度(コンタ一)(整合应变衬度)而加以确认。没有整合应变衬度时判断为未整合析出，有整合应变衬度时判断为整合析出。

[0096] 整合析出的Ti氮化物的最大直径，其测定是使用透射型电子显微镜以10万倍拍摄试验片的截面，再将其进一步拉伸而最终成为25万倍的照片，采用该照片用游标卡尺进2
行测定。表2中显示最大直径为20nm以下的Ti氮化物的每1μm 的个数。

[0097] 另外，最大直径为6nm以下的Ti氮化物的个数的比例显示在表2中。最大直径为6nm以下的Ti氮化物的个数的比例，是使用透射型电子显微镜以15万倍拍摄试验片的截面，再将其进一步拉伸而最终成为33万倍的照片，采用该照片，用游标卡尺测定各个Ti氮化物的最大直径，求得个数分布并计算比例。测定范围相当于500nm×500nm，在每1个视野中对于120个的Ti氮化物测定最大直径，在2个视野中对此进行测定。图1中显示测定Ti氮化物的最大直径的结果。

[0098] 抗拉强度，其测定是从处理前的坯料钢板和处理后的试验片分别切割IS5号试验片，使用インストロン社制的拉伸试验机进行测定。计算从处理后的试验片的抗拉强度减去处理前的坯料钢板的抗拉强度的值(ΔTS)，ΔTS为300MPa以上时为合格。ΔTS显示在下述表2中。

[0099] 焊接性其评价是将处理后的试验片彼此进行弧焊，观察有无气孔发生。电弧焊是从试验片(厚1mm)上切割70mm×400mm的试验片，搭接量为5mm，进行搭接角焊CO2电弧焊。焊丝使用株式会社神户制钢所制的“YGW12”( 0.8mm)。焊接后，将焊道施工至300mm长，对于焊道全长进行X射线透射试验，观察有无气孔发生。即使测定出有1个气孔的情况也评价为“焊接性差”。在下述表2中，焊接性良好的情况由○表示，焊接性差的情况由×表示。

[0100] [表1]

[0101]

[0102] [表2]

[0103]

[0104] 由表1和表2能够进行如下考察。No.1～7是满足本发明规定的要件的例子，因为轧制后氮化，所以在减轻了轧制负荷的同时又能够制造高强度钢板。如此得到的高强度2
钢板，因为最大直径为20nm以下的Ti氮化物每1μm 整合析出250个以上，所以强度高，因为N量在0.020％以下，所以焊接性也良好。

[0105] 另一方面，No.8～23是脱离本发明规定的要件的例子。No.8～10是只进行了氮化处理的例子，N量过剩，焊接性差。No.11～15是氮化处理温度高的例子，整合析出的Ti氮化物少。另外，由于粗大的析出物(特别是氮化物)生成，导致焊接生差。特别是在No.8～9中，因为N量多，所以在钢中生成大量的团，虽然能够提高强度，但是因为N量多致使焊接性降低。在No.10～15中，因为氮化温度高，所以钢中进行大量的N，生成粗大的氮化物。该粗大的氮化物虽然有助于提高强度，但是若一旦生成则难以分解，因此难以生成微细的Ti氮化物。

[0106] No.16～17是脱氮处理温度高的例子，整合析出的Ti氮化物少。另外，虽然由于粗大的析出物(特别是氮化物)生成而导致强度高，但是焊接性却差。No.18～21是Ti氮*化物析出处理温度低的例子，Ti氮化物未生成而强度不足。No.22因为有效Ti 量少，所以*
Ti氮化物不生成，不能提高强度。No.23因为有效Ti 量多，所以形成最大直径超过20nm的Ti氮化物，虽然强度提高，但是N量增大，焊接性变差。。

[0107] 实施例2

[0108] 将成分组成为上述表1所示的多种A的坯料钢板(厚1mm×宽40mm×长210mm)挤压成形为凹形槽(ハツトチヤンネル)形而得到成形品。凹形槽形的成形高度为60mm，折皱(pinch)底宽为48mm。

[0109] 在成形时，为了使成形品的纵向的壁面中的应变量变化，而变化压边力(BHF)和模具肩半径(Rd)的条件。使BHF在2～5tf的范围内变化，Rd变化以3mm或5mm进行。成形时的BHF和Rd显示在下述表3中。

[0110] 成形品的纵向的壁面中的应变量，是测定在挤压成形前后的板厚，由下式计算。板厚的测定位置是在从折皱底到成形品的高度方向距离30mm的位置，并且从成形品的一端到向板宽方向距离20mm的位置。结果显示在下述表3中。还有，所谓应变量为0％，意思是不进行挤压成形的坯料钢板本来的状态。

[0111] 应变量＝(挤压成形前的板厚-挤压成形后的板厚)/挤压成形前的板厚×100[0112] 对得到的成形品的表面进行脱脂后，装入退火炉，按顺序进行氮化处理、脱氮处理和Ti氮化物析出处理。

[0113] 氮化处理、脱氮处理和Ti氮化物析出处理的温度如下述表3，处理温度以外的条件也上述实施例1相同。

[0114] 还有，对于表3所示的No.35只进行氮化处理，不进行脱氮处理和Ti氮化物析出处理。

[0115] 接着，按照与上述实施例1相同的步骤，分别评价处理后的成形品所含的N量、金2
属组织(粗大析出物的有无、最大直径为20nm以下的Ti氮化物的每1μm 的个数)和焊接性。

[0116] 另外，分别测定紧接成形之后的成形品的维氏硬度(Hv1)和氮化处理、脱氮处理和Ti氮化物析出处理后的成形品的维氏硬度(Hv2)，取代测定成形品的抗拉强度，计算硬度之差ΔHv(ΔHv＝Hv2-Hv1)来评价强度。硬度的测定位置为测定上述板厚的位置中的t/2位置。T是板厚的意思。

[0117] [表3]

[0118]

[0119] 由表3能够进行如下考察。在No.31～34中，能够得到硬度之差大，而且焊接性优异的高强度构件。若比较No.31和No.32～34，则无论进行挤压成形(No.31)还是不进行挤压成形(No.32～34)，均能够得到Ti氮化物析出处理带来的效果。另外，若比较No.32～34，则可知即使使成形加工时的应变量变化，氮化处理等的前后的硬度的变化、Ti氮化物析出处理后的氮量、Ti氮化物析出处理后的Ti氮化物的密度等也几乎不发生变化。

[0120] 另一方面，No.35～37因其氮化处理、脱氮处理或Ti氮化物析出处理的条件均不满足本发明规定的条件，所以在处理后的成形品中没有适当析出Ti氮化物。No.35只有氮化处理，氮量多，粗大析出物大量生成，因此焊接性差。No.36因为脱氮处理的温度高，所以成为二相域(α+γ)，氮量多。因此，焊接性差。另外，因为整合析出的Ti氮化物少，所以硬度不足。No.37因为Ti氮化物析出处理的温度低，所以Ti氮化物的析出数少，硬度不足。