CN107923008B

CN107923008B - 钢板

Info

Publication number: CN107923008B
Application number: CN201580082469.7A
Authority: CN
Inventors: 冈本力; 川田裕之; 东昌史; 上西朗弘; 丸山直纪
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2015-08-31
Filing date: 2015-08-31
Publication date: 2020-03-20
Anticipated expiration: 2035-08-31
Also published as: EP3346018B1; JP6497443B2; EP3346018A4; BR112018002568B1; JPWO2017037827A1; CN107923008A; US11519061B2; WO2017037827A1; KR102206830B1; EP3346018A1; MX2018002073A; US20180230581A1; KR20180031738A

Abstract

本发明涉及一种钢板，其具有规定的化学组成；所述钢板以面积％计，具有用板条中的当量圆直径为2nm～500nm的铁碳化物的数量在2个以上的第1马氏体：20％～95％、铁素体：15％以下、残余奥氏体：15％以下、以及剩余部分：贝氏体或者板条中的当量圆直径为2nm～500nm的铁碳化物的数量低于2个的第2马氏体或者它们两者所表示的钢组织；ND//＜111＞方位晶粒以及ND//＜100＞方位晶粒的总面积分数为40％以下，固溶C的量为0.44ppm以上。

Description

钢板

技术领域

本发明涉及一种适于汽车构件的可以得到优良的碰撞特性的钢板。

背景技术

一般地说，在使用钢板而制造汽车车体的情况下，将进行钢板的成形、焊接以及涂装烘烤。因此，汽车用钢板要求优良的成形性以及较高的强度。以往，作为汽车中使用的钢板，可以列举出具有铁素体和马氏体的双相组织的dual phase(DP)钢板、以及相变诱导塑性(transformation induced plasticity：TRIP)钢板。为了提高汽车的安全性，汽车用钢板还要求优良的碰撞性能。也就是说，在从外部受到冲击时将产生大的塑性变形，从而也要求吸收碰撞能量。

然而，DP钢板以及TRIP钢板存在的问题是当进行冲裁加工时，碰撞特性往往降低。也就是说，因冲裁加工而产生的端面(以下有时称为 “冲裁端面”)变粗，在碰撞时容易从冲裁端面产生裂纹(以下有时称为“端面裂纹”)，从而有时不能获得充分的能量吸收量和反作用力特性。端面裂纹有时也使疲劳特性降低。

DP钢板以及TRIP钢板虽然具有因涂装烘烤而使屈服强度得以提高的性质，但屈服强度的提高并不充分，从而有时也不能获得充分的反作用力特性。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2009-185355号公报

专利文献2：日本特开2011-111672号公报

专利文献3：日本特开2012-251239号公报

专利文献4：日本特开平11-080878号公报

专利文献5：日本特开平11-080879号公报

专利文献6：日本特开2011-132602号公报

专利文献7：日本特开2009-127089号公报

专利文献8：日本特开平11-343535号公报

专利文献9：国际公开第2010/114083号

发明内容

发明所要解决的课题

本发明的目的在于提供一种可以抑制端面裂纹、且在涂装烘烤后可以获得优良的屈服强度的钢板。

用于解决课题的手段

本发明人为解决上述课题而进行了潜心的研究。其结果是，判明了以下的事项。

(a)钢板中含有的固溶C偏析于晶界而使晶界得以强化，因而固溶C越多，冲裁端面的粗糙度越受到抑制，从而越可以获得优良的碰撞特性，并能够得到优良的涂装烘烤后的反作用力特性。

(b)具有特定结晶方位的晶粒的总面积分数越小，冲裁端面的粗糙度越受到抑制，从而越可以获得优良的碰撞特性。与钢板的板面的法线方向(normal direction：ND)平行的结晶方位为自＜111＞方向的偏移在10°以下的结晶方位的晶粒(以下有时称为“ND//＜111＞方位晶粒”)、以及与钢板的板面的法线方向平行的结晶方位为自＜100＞方向的偏移在10°以下的结晶方位的晶粒(以下有时称为“ND//＜100＞方位晶粒”)相当于具有特定结晶方位的晶粒。

(c)残余奥氏体由于引起冲裁端面的脆化，因而残余奥氏体越少，冲裁端面的粗糙度越受到抑制，从而越可以获得优良的碰撞特性。

本发明人基于这样的见解，进一步反复进行了潜心的研究，结果想到了以下所示的发明的诸方式。

(1)一种钢板，其特征在于：该钢板以质量％计，具有如下所示的化学组成：

C：0.05％～0.40％，

Si：0.05％～3.0％，

Mn：1.5％～3.5％，

Al：1.5％以下，

N：0.010％以下，

P：0.10％以下，

S：0.005％以下，

Nb：0.00％～0.04％以下，

Ti：0.00％～0.08％以下，

V和Ta的合计：0.0％～0.3％，

Cr、Cu、Ni、Sn和Mo的合计：0.0％～1.0％，

B：0.000％～0.005％，

Ca：0.000％～0.005％，

Ce：0.000％～0.005％，

La：0.000％～0.005％，以及

剩余部分：Fe和杂质；

所述钢板以面积％计，具有如下所示的钢组织：

板条中的当量圆直径为2nm～500nm的铁碳化物的数量在2个以上的第1马氏体：20％～95％，

铁素体：15％以下，

残余奥氏体：15％以下，以及

剩余部分：贝氏体或者板条中的当量圆直径为2nm～500nm的铁碳化物的数量低于2个的第2马氏体或者它们两者；

ND//＜111＞方位晶粒以及ND//＜100＞方位晶粒的总面积分数为 40％以下；

固溶C的量为0.44ppm以上；

所述ND//＜111＞方位晶粒是与板面的法线方向平行的结晶方位为自＜111＞方向的偏移在10°以下的结晶方位的晶粒，

所述ND//＜100＞方位晶粒是与板面的法线方向平行的结晶方位为自＜100＞方向的偏移在10°以下的结晶方位的晶粒。

(2)根据上述(1)所述的钢板，其特征在于：在所述化学组成中， V和Ta的合计：0.01％～0.3％成立。

(3)根据上述(1)或(2)所述的钢板，其特征在于：在所述化学组成中，Cr、Cu、Ni、Sn和Mo的合计：0.1％～1.0％成立。

(4)根据上述(1)～(3)中任一项所述的钢板，其特征在于：在所述化学组成中，B：0.0003％～0.005％成立。

(5)根据上述(1)～(4)中任一项所述的钢板，其特征在于：在所述化学组成中，

Ca：0.001％～0.005％，

Ce：0.001％～0.005％，

La：0.001％～0.005％，

或者它们的任意组合成立。

发明的效果

根据本发明，由于化学组成、钢组织、特定晶粒的面积分数等是适当的，因而可以抑制端面裂纹，从而在涂装烘烤后可以获得优良的屈服强度。

附图说明

图1是表示有檐的帽子型部件的图。

图2是表示盖的图。

图3是表示试验体的图。

图4是表示试料开裂的容易程度的评价方法的图。

具体实施方式

下面就本发明的实施方式进行说明。

首先，就本发明的实施方式的钢板及其制造中使用的钢的化学组成进行说明。详细情况后述，而本发明的实施方式的钢板经由钢的热轧、冷轧、退火、再加热以及调质轧制等而进行制造。因此，钢板以及钢的化学组成不仅考虑钢板的特性，而且考虑这些处理。在以下的说明中，钢板中包含的各元素的含量的单位“％”只要没有特别说明，就意味着 “质量％”。本实施方式的钢板以质量％计，具有如下所示的化学组成： C：0.05％～0.40％、Si：0.05％～3.0％、Mn：1.5％～3.5％、Al：1.5％以下、N：0.010％以下、P：0.10％以下、S：0.005％以下、Nb：0.00％～ 0.04％以下、Ti：0.00％～0.08％以下、V和Ta的合计：0.0％～0.3％、 Cr、Cu、Ni、Sn和Mo的合计：0.0％～1.0％、B：0.000％～0.005％、 Ca：0.000％～0.005％、Ce：0.000％～0.005％、La：0.000％～0.005％、以及剩余部分：Fe和杂质。作为杂质，可以例示出在矿石和废料等原材料中含有的杂质、在制造工序中含有的杂质。

(C：0.05％～0.40％)

C有助于抗拉强度的提高，固溶C偏析于晶界而使晶界得以强化。通过晶界的强化，冲裁端面的粗糙度受到抑制，从而可以获得优良的碰撞特性。在C含量低于0.05％时，不能得到充分的抗拉强度、例如980MPa 以上的抗拉强度，或者固溶C不足。因此，C含量为0.05％以上。为了获得更优良的抗拉强度以及碰撞特性，C含量优选为0.08％以上。另一方面，在C含量超过0.40％时，由于残余奥氏体的增加以及铁碳化物的过剩析出，因而容易产生碰撞时的端面裂纹。因此，C含量为0.40％以下。为了获得更优良的碰撞特性，C含量优选为0.30％以下。

如上所述，钢板中含有的固溶C偏析于晶界而使晶界得以强化。因此，固溶C越多，冲裁端面的粗糙度越受到抑制，从而越可以获得优良的碰撞特性，并能够得到优良的涂装烘烤后的反作用力特性。在钢板中含有的固溶C的量低于0.44ppm时，冲裁端面变粗而不能获得充分的碰撞特性，并不能得到充分的涂装烘烤后的反作用力特性。涂装烘烤后的反作用力特性可以基于时效指数(aging index：AI)而进行评价，在钢板中含有的固溶C的量低于0.44ppm时，不能获得所希望的时效指数、例如5MPa以上的时效指数。因此，固溶C的量为0.44ppm以上。关于时效指数的详细情况后述。

(Si：0.05％～3.0％)

Si通过抑制碳化物的生成而在退火中使奥氏体稳定化，并有助于固溶C的确保以及碳化物在晶界上的生成的抑制。在Si含量低于0.05％时，不能获得充分的抗拉强度，或者固溶C不足而使因与涂装烘烤相伴的时效引起的屈服比的上升不足，从而不能获得充分的屈服比、例如0.8 以上的屈服比。因此，Si含量为0.05％以上。为了获得更优良的抗拉强度以及碰撞特性，Si含量优选为0.10％以上。另一方面，在Si含量超过 3.0％时，铁素体变得过剩，或者残余奥氏体变得过剩。因此，Si含量设定为3.0％以下。从板坯的自生裂纹(season crack)的抑制以及热轧中的端部裂纹的抑制的角度考虑，Si含量优选为2.5％以下，更优选为2.0％以下。

(Mn：1.5％～3.5％)

Mn抑制铁素体的生成。在Mn含量低于1.5％时，铁素体过剩地生成，碰撞时的端面裂纹变得容易发生。因此，Mn含量为1.5％以上。为了获得更优良的碰撞特性，Mn含量优选为2.0％以上。另一方面，在 Mn含量超过3.5％时，ND//＜111＞方位晶粒以及ND//＜100＞方位晶粒的总面积分数变得过剩，从而碰撞时的端面裂纹变得容易发生。因此， Mn含量为3.5％以下。从焊接性的角度考虑，Mn含量优选为3.0％以下。

(Al：1.5％以下)

Al不是必须元素，但例如可以在为了降低夹杂物的脱氧中使用，能够在钢中残存下来。在Al含量超过1.5％时，铁素体过剩地生成，碰撞时的端面裂纹变得容易发生。因此，Al含量为1.5％以下。Al含量的降低需要成本，如果欲降低至低于0.002％，则成本显著上升。因此，Al 含量也可以设定为0.002％以上。在进行了充分的脱氧的情况下，往往残存0.01％以上的Al。

(N：0.010％以下)

N不是必须元素，例如作为杂质在钢中含有。在N含量超过0.010％时，不能得到充分的韧性，从而碰撞时的端面裂纹变得容易发生，或者屈服点拉伸率变得过剩。因此，N含量为0.010％以下。从成形性的角度考虑，N含量优选为0.005％以下。N含量的降低需要成本，如果欲降低至低于0.001％，则成本显著上升。因此，N含量也可以设定为 0.001％以上。

(P：0.10％以下)

P不是必须元素，例如作为杂质在钢中含有。在P含量超过0.10％时，冲裁端面的粗糙度变得明显，碰撞时的端面裂纹变得容易发生。因此，P含量为0.10％以下。从焊接性的角度考虑，P含量优选为0.05％以下。P含量的降低需要成本，如果欲降低至低于0.001％，则成本显著上升。因此，P含量也可以设定为0.001％以上。

(S：0.005％以下)

S不是必须元素，例如作为杂质在钢中含有。在S含量超过0.005％时，冲裁端面的粗糙度变得明显，碰撞时的端面裂纹变得容易发生。因此，S含量为0.005％以下。为了抑制碰撞时源于焊接区的裂纹，S含量优选为0.003％以下。S含量的降低耗费成本，如果欲降低至低于 0.0002％，则成本显著上升。因此，S含量也可以设定为0.0002％以上。

Nb、Ti、V、Ta、Cr、Cu、Ni、Sn、Mo、B、Ca、Ce以及La不是必须元素，而是钢板以及钢也能够以规定量为限度而适当含有的任选元素。

(Nb：0.00％～0.04％、Ti：0.00％～0.08％)

Nb和Ti通过固溶C的确保以及晶粒的细粒化而有助于屈服强度的提高，从而对碰撞特性的提高是有效的。因此，也可以含有Nb或者Ti 或者它们两者。但是，在Nb含量超过0.04％时，ND//＜111＞方位晶粒以及ND//＜100＞方位晶粒的总面积分数变得过剩，或者Nb碳氮化物在晶界过剩地析出，从而碰撞时的端面裂纹变得容易发生。因此，Nb 含量为0.04％以下。在Ti含量超过0.08％时，ND//＜111＞方位晶粒以及ND//＜100＞方位晶粒的总面积分数变得过剩，或者Ti碳氮化物在晶界过剩地析出，从而碰撞时的端面裂纹变得容易发生。因此，Ti含量为 0.08％以下。为了切实地获得因上述作用引起的效果，Nb和Ti的含量的合计优选为0.01％以上。此外，Nb含量的降低需要成本，如果欲降低至低于0.0002％，则成本显著上升。因此，Nb含量也可以设定为 0.0002％以上。Ti含量的降低需要成本，如果欲降低至低于0.0002％，则成本显著上升。因此，Ti含量也可以设定为0.0002％以上。

(V和Ta的合计：0.0％～0.3％)

V和Ta通过碳化物、氮化物或者碳氮化物的形成以及细粒化而有助于强度的提高。因此，也可以含有V或者Ta或者它们两者。但是，在V和Ta的含量的合计超过0.3％时，大量的碳化物或者碳氮化物在晶界析出，冲裁端面的粗糙度变得明显，从而碰撞时的端面裂纹变得容易发生。因此，V和Ta的含量的合计为0.3％以下。从板坯的自生裂纹的抑制以及热轧中的端部裂纹的抑制的角度考虑，V和Ta的含量的合计优选为0.1％以下。为了切实地获得因上述作用引起的效果，V和Ta的含量的合计优选为0.01％以上。

(Cr、Cu、Ni、Sn和Mo的合计：0.0％～1.0％)

Cr、Cu、Ni、Sn以及Mo与Mn同样，抑制铁素体的生成。因此，也可以含有Cr、Cu、Ni、Sn或者Mo、或者它们的任意组合。但是，在Cr、Cu、Ni、Sn以及Mo的含量的合计超过1.0％时，加工性显著劣化，从而容易产生端面裂纹。因此，Cr、Cu、Ni、Sn以及Mo的含量的合计为1.0％以下。从端面裂纹的更切实的抑制的角度考虑，Cr、Cu、 Ni、Sn以及Mo的含量的合计优选为0.5％以下。为了切实地获得因上述作用引起的效果，Cr、Cu、Ni、Sn以及Mo的含量优选为0.1％以上。

(B：0.000％～0.005％)

B提高钢板的淬透性，抑制铁素体的形成，促进马氏体的形成。因此，也可以含有B。但是，在B含量的合计超过0.005％时，往往产生碰撞时的端面裂纹。因此，B含量为0.005％以下。为了获得更优良的碰撞特性，B含量的合计优选为0.003％以下。为了切实地获得因上述作用引起的效果，B含量优选为0.0003％以上。

(Ca：0.000％～0.005％、Ce：0.000％～0.005％、La：0.000％～ 0.005％)

Ca、Ce以及La使钢板中的氧化物以及硫化物变细，或者使氧化物以及硫化物的特性发生变化，从而难以产生端面裂纹。因此，也可以含有Ca、Ce或者La、或者它们的任意组合。但是，在Ca含量、Ce含量、 La含量中的任一项超过0.005％时，随着因上述作用引起的效果达到饱和，在成本升高的同时，成形性得以降低。因此，Ca含量、Ce含量、 La含量均为0.005％以下。为了更加抑制成形性的降低，Ca含量、Ce 含量、La含量均优选为0.003％以下。为了切实地获得因上述作用引起的效果，Ca含量、Ce含量、La含量均优选为0.001％以上。也就是说，优选满足“Ca：0.001％～0.005％”、“Ce：0.001％～0.005％”或者“La：0.001％～0.005％”或者它们的任意组合。

接着，就本发明的实施方式的钢板的钢组织进行说明。在以下的说明中，构成钢组织的相或者组织的比例的单位“％”只要没有特别说明，就意味着面积分数的“面积％”。本发明的实施方式的钢板具有用板条中的当量圆直径为2nm～500nm的铁碳化物的数量在2个以上的第 1马氏体：20％～95％、铁素体：15％以下、残余奥氏体：15％以下、以及剩余部分：贝氏体或者板条中的当量圆直径为2nm～500nm的铁碳化物的数量低于2个的第2马氏体或者它们两者所表示的钢组织。

(板条中的当量圆直径为2nm～500nm的铁碳化物的数量在2个以上的第1马氏体：20％～95％)

板条中的当量圆直径为2nm～500nm的铁碳化物的数量在2个以上的第1马氏体有助于抗拉强度的提高以及固溶C的确保，通过固溶C 的确保，因与涂装烘烤相伴的时效而使屈服比得以提高，从而碰撞时的端面裂纹受到抑制。板条边界上的铁碳化物并不与板条中的铁碳化物相当。铁碳化物不仅对应于由Fe和C构成的铁碳化物，而且也对应于还包括其它元素的铁碳化物。作为其它元素，可以例示出Mn、Cr以及 Mo。

板条中不存在当量圆直径为2nm以上的铁碳化物的马氏体、以及板条中即使存在当量圆直径为2nm以上的铁碳化物其数量也低于2个的马氏体不能充分有助于抗拉强度的提高以及固溶C的确保。板条中即使存在2个以上的当量圆直径为2nm以上的铁碳化物、其中500nm以下的铁碳化物也低于2个的马氏体由于粗大的铁碳化物的影响，引起过剩的屈服点拉伸率，或者阻碍抗拉强度的提高。

而且在第1马氏体的面积分数低于20％时，即使通过与涂装烘烤相伴的时效也不会使屈服比充分提高。因此，第1马氏体的面积分数为20％以上。为了获得更高的屈服比，第1马氏体的面积分数优选为30％以上。另一方面，在第1马氏体的面积分数超过95％时，延展性不足，从而不管冲裁端面的有无，碰撞时都容易从较大变形的部位产生裂纹。因此，第1马氏体的面积分数为95％以下。为了获得更优良的延展性，第1马氏体的面积分数优选为90％以下。

(铁素体：15％以下)

铁素体虽然使钢板的成形性得以提高，但碰撞时容易产生端面裂纹，阻碍因涂装烘烤引起的屈服比的提高，或者使反作用力特性降低。而且在铁素体的面积分数超过15％的情况下，端面裂纹的发生、屈服比的提高的阻碍以及反作用力特性的降低很明显。因此，铁素体的面积分数为15％以下。为了获得更优良的碰撞特性，铁素体的面积分数优选为10％以下，更优选为6％以下。

(残余奥氏体：15％以下)

残余奥氏体虽然有助于成形性的提高以及冲击能量的吸收，但使冲裁端面脆化，从而碰撞时容易产生端面裂纹。而且在残余奥氏体的面积分数超过15％的情况下，端面裂纹的发生很明显。因此，残余奥氏体的面积分数为15％以下。为了获得更优良的碰撞特性，残余奥氏体的面积分数优选为12％以下。在残余奥氏体的面积分数低于3％时，碰撞时往往从拉伸凸缘部位产生裂纹。因此，残余奥氏体的面积分数优选为3％以上。

(剩余部分：贝氏体或者板条中的当量圆直径为2nm～500nm的铁碳化物的数量低于2个的第2马氏体或者它们两者)

除第1马氏体、铁素体以及残余奥氏体以外的剩余部分为贝氏体或者第2马氏体或者它们两者。在含有贝氏体的情况下，C的浓化得以促进，容易得到面积分数为3％～15％的残余奥氏体。

在本发明中，铁素体包括多边形铁素体(αp)、准多边形铁素体(αq) 以及粒状贝氏体铁素体(αB)，贝氏体包括下贝氏体、上贝氏体以及贝氏体铁素体(α°B)。粒状贝氏体铁素体具有没有板条的恢复位错亚结构，贝氏体铁素体是没有碳化物析出的板条成捆的结构，原γ晶界照原样保存下来(参照参考文献：“鋼のベイナイト写真集-1”日本钢铁协会(1992年)p.4)。在该参考文献中，有“Granular bainitic ferrite structure；dislocated substructure but fairly recovered like lath-less”的记载、以及“sheaf-like with laths but no carbide；conserving the prior austenite grainboundary”的记载。

板条中不存在当量圆直径为2nm以上的铁碳化物的马氏体、板条中即使存在当量圆直径为2nm以上的铁碳化物其数量也低于2个的马氏体、以及板条中即使存在2个以上的当量圆直径为2nm以上的铁碳化物、其中500nm以下的铁碳化物也低于2个的马氏体与第2马氏体相当。在第2马氏体的面积分数超过3％时，涂装烘烤后有时不能获得充分的屈服比。因此，第2马氏体的面积分数优选为3％以下。

铁素体、贝氏体、马氏体以及珠光体的面积率例如可以使用由光学显微镜或者扫描电子显微镜(scanning electron microscopy：SEM)拍摄的钢组织的照片，采用点计数法或者图像分析而进行测定。粒状贝氏体铁素体(αB)和贝氏体铁素体(α°B)的判别可以进行基于SEM以及透射电子显微镜(TEM)的组织观察，以上述参考文献的记载为基础而进行。马氏体板条中的铁碳化物的当量圆直径可以通过基于SEM以及 TEM的组织观察来测定。固溶C的量例如采用内耗法(internal friction method)来测定。内耗法的内容例如记载在“日本金属学会誌(1962), vol.26,(1),47”中。

残余奥氏体的面积分数例如可以采用电子背散射衍射(electron backscatterdiffraction：EBSD)法或者X射线衍射法来进行测定。在采用X射线衍射法进行测定的情况下，可以使用Mo-Kα射线，对铁素体的(111)面的衍射强度(α(111))、残余奥氏体的(200)面的衍射强度(γ(200))、铁素体的(211)面的衍射强度(α(211))以及残余奥氏体的(311)面的衍射强度(γ(311))进行测定，从而由下面的式子算出残余奥氏体的面积分数(f_A)。

f_A＝(2/3){100/(0.7×α(111)/γ(200)+1)}

+(1/3){100/(0.78×α(211)/γ(311)+1)}

接着，就本发明的实施方式的钢板的ND//＜111＞方位晶粒以及 ND//＜100＞方位晶粒的总面积分数进行说明。由本发明人发现：ND// ＜111＞方位晶粒以及ND//＜100＞方位晶粒的总面积分数对碰撞时的端面裂纹产生较大的影响。也就是说，发现在该总面积分数超过40％时，碰撞时容易产生端面裂纹。因此，该总面积分数为40％以下。结晶方位可以采用EBSD法进行确认。此外，ND//＜111＞方位晶粒以及ND//＜ 100＞方位晶粒的总面积分数是相对于观察面的全部晶粒的比例，区别于钢组织的面积分数。也就是说，在它们之间分母不同，它们的和不必达到100％。

接着，就本发明的实施方式的钢板的机械特性进行说明。

本实施方式的钢板优选具有980MPa以上的抗拉强度。这是因为在抗拉强度低于980MPa时，难以获得由构件的高强度化产生的轻量化的优点。

本实施方式的钢板优选具有5MPa以上、更优选具有10MPa以上的时效指数(agingindex：AI)。这是因为在时效指数低于5MPa时，涂装烘烤后的屈服比较低，难以获得优良的反作用力特性。这里所说的时效指数是在施加10％拉伸预应变、并于100℃下进行60分钟的时效后的屈服强度和时效前的屈服强度之差，与因时效产生的屈服强度的增加量相当。时效指数受到钢板中的固溶C量的影响。

本实施方式的钢板优选具有3％以下、更优选具有1％以下的屈服点拉伸率。这是因为在屈服点拉伸率超过3％时，成形时以及碰撞时伴随着局部应变集中而容易发生断裂。

本实施方式的钢板优选具有0.80以上、更优选具有0.88以上的与涂装烘烤相伴的时效后的屈服比。这是因为在时效后的屈服比低于0.80 时，不能获得充分的碰撞特性，从而难以获得构件的轻量化的优点。这里所说的时效后的屈服比采用如下的方法进行测定。首先，对钢板施加 5％的拉伸预应变，并在与涂装烘烤相当的170℃下进行20分钟的时效处理。然后，通过拉伸试验取得抗拉强度以及屈服强度，并由该抗拉强度以及屈服强度算出屈服比。之所以将拉伸预应变的大小设定为5％，是考虑到在汽车骨架用构件的制造时，一般在弯曲加工部和颈缩加工部导入5％以上的成形应变。

接着，就制造本发明的实施方式的钢板的方法进行说明。在该制造方法中，对具有上述化学组成的钢进行热轧、冷轧、退火、再加热以及调质轧制等。

首先，制造具有上述化学组成的板坯，并对其进行热轧。供给热轧的板坯例如可以采用连续铸造法、开坯法或者薄板坯铸造机等进行制造。也可以采用在铸造后，立即进行热轧的连续铸造-直接轧制之类的工艺。

在热轧中，进行粗轧以及精轧。精轧在(960+(80×[％Nb]+40× [％Ti]))℃以上的温度下开始。[％Nb]为Nb含量，[％Ti]为Ti含量。在开始精轧的温度(精轧开始温度：HST)低于(960+(80×[％Nb] +40×[％Ti]))℃时，ND//＜100＞方位晶粒以及ND//＜111＞方位晶粒的总面积分数变得过剩，冲裁端面的粗糙度变得明显，从而在碰撞时容易产生端面裂纹。精轧在(880+(80×[％Nb]+40×[％Ti]))℃ 以上的温度下结束。在结束精轧的温度(精轧结束温度：HFT)低于(880 +(80×[％Nb]+40×[％Ti]))℃时，ND//＜100＞方位晶粒以及ND// ＜111＞方位晶粒的总面积分数变得过剩，冲裁端面的粗糙度变得明显，从而在碰撞时容易产生端面裂纹。精轧优选在(890+(80×[％Nb]+ 40×[％Ti]))℃以上的温度下结束。

在精轧结束后，对钢板进行冷却。在该冷却中，将从精轧结束温度 (HFT)至(HFT－20℃)之间的第1平均冷却速度(CR1)设定为10℃/s 以下，将从Ar₃点至700℃之间的第2平均冷却速度(CR2)设定为30℃/s 以上。在第1平均冷却速度超过10℃/s时，ND//＜100＞方位晶粒以及 ND//＜111＞方位晶粒的总面积分数变得过剩，冲裁端面的粗糙度变得明显，从而在碰撞时容易产生端面裂纹。第1平均冷却速度优选设定为 8℃/s以下。在第2平均冷却速度低于30℃/s时，退火后不能获得充分的固溶C，即使通过涂装烘烤也不能使屈服比充分提高，或者冲裁端面的粗糙度变得明显。

精轧后的卷取在670℃以下进行。在卷取温度(CT)超过670℃时，退火后不能获得充分的固溶C，即使通过涂装烘烤也不能使屈服比充分提高，或者冲裁端面的粗糙度变得明显。卷取温度优选为620℃以下。

卷取后，进行酸洗和冷轧。冷轧以75％以下的压下率进行。在冷轧的压下率超过75％时，冲裁端面的粗糙度变得明显，从而在碰撞时容易产生端面裂纹。

在冷轧之后进行退火。在该退火的最高到达温度(ST)低于(Ac₃－60)℃时，ND//＜100＞方位晶粒以及ND//＜111＞方位晶粒的总面积分数超过40％，或者铁素体的面积分数超过15％。其结果是，冲裁端面的粗糙度变得明显，从而在碰撞时容易产生端面裂纹。即使退火的时间低于3秒钟，也基于同样的理由，冲裁端面的粗糙度变得明显，从而在碰撞时容易产生端面裂纹。因此，最高到达温度设定为(Ac₃－60)℃ 以上，最高到达温度下的保持时间设定为3秒钟以上。为了获得更优良的碰撞特性，最高到达温度优选设定为(Ac₃－40)℃以上。另一方面，在最高到达温度超过(Ac₃+70)℃时，晶粒粗大化而使冲裁端面脆化，从而在碰撞时容易产生端面裂纹。因此，最高到达温度优选设定为(Ac₃ +70)℃。退火例如使用连续退火设备或者使用具有镀覆设备的连续退火设备。

相变温度Ac₃(℃)的值可以用下面的式子来表示。[％C]为C含量，[％Si]为Si含量，[％Mn]为Mn含量，[％Cu]为Cu含量，[％Ni] 为Ni含量，[％Cr]为Cr含量，[％Mo]为Mo含量，[％Ti]为Ti含量，[％Nb]为Nb含量，[％V]为V含量，[％Al]为Al含量。

Ac₃(℃)＝937.2－436.5[％C]+56[％Si]－19.7[％Mn]－16.3 [％Cu]－26.6[％Ni]－4.9[％Cr]+38.1[％Mo]+136.3[％Ti] －19.1[％Nb]+124.8[％V]+198.4[％Al]

在退火后的冷却中，将从700℃至500℃之间的第3平均冷却速度 (CR3)设定为10℃/s以上，将从300℃至150℃之间的第4平均冷却速度(CR4)设定为10℃/s以上。在第3平均冷却速度低于10℃/s时，铁素体的面积分数超过15％，或者不能获得充分的固溶C，从而即使通过涂装烘烤也不会使屈服比充分提高。第3平均冷却速度优选设定为 20℃/s以上。在第4平均冷却速度低于10℃/s时，不能获得充分的固溶 C，从而即使通过涂装烘烤也不会使屈服比充分提高。

然后，在300℃～530℃的温度区域进行10秒钟以上的再加热。在该再加热的期间，铁碳化物在马氏体板条内生长。在该保持温度(Tr) 低于300℃时，不能获得充分的铁碳化物，从而即使通过涂装烘烤也不会使屈服比充分提高，碰撞时容易产生端面裂纹，能量吸收量较低，不能获得充分的反作用力特性。在保持时间低于10秒钟时，基于同样的理由，不能获得优良的碰撞特性。在保持温度超过530℃时，铁碳化物粗大化，屈服点拉伸率变得过剩，或者抗拉强度不足。

也可以在再加热的期间对钢板进行镀覆处理。镀覆处理例如既可以采用设置于连续退火设备中的镀覆设备来进行，也可以采用与连续退火设备不同的镀覆专用设备来进行。镀层的组成并没有特别的限定。作为镀覆处理，例如可以进行热浸镀处理、合金化热浸镀处理或者电镀处理。

再加热之后，以0.2％以上的延伸率进行调质轧制(表皮光轧)。在延伸率低于0.2％时，屈服点拉伸率超过3％，从而不能获得充分的反作用力特性。另一方面，在延伸率超过2.0％时，成形性有时降低。因此，延伸率优选设定为2.0％以下。

这样一来，便可以制造本发明的实施方式的钢板。

根据本实施方式，由于化学组成、钢组织、特定晶粒的面积分数等是适当的，因而可以抑制端面裂纹，从而在涂装烘烤后可以获得优良的屈服强度。

此外，上述实施方式都只不过示出了实施本发明时的具体化的例子，不能由上述的实施方式限定性地解释本发明的技术范围。也就是说，本发明不会脱离其技术思想、或其主要特征而能够以各种形式加以实施。

实施例

下面就本发明的实施例进行说明。实施例的条件是为了确认本发明的实施可能性以及效果而采用的一个条件例，本发明并不局限于该一个条件例。本发明只要不脱离本发明的宗旨，可以实现本发明的目的，就可以采用各种条件。

在该试验中，对具有表1所示的化学组成的钢进行熔炼而制造钢坯，将该钢坯加热至1200℃～1250℃而进行热轧。在热轧中，进行了粗轧以及精轧。表1中的空栏表示该元素的含量低于检出极限，剩余部分为 Fe和杂质。表1中的下划线表示其数值偏离本发明的范围。

精轧使用7个机架，对最上游侧的第1机架的入口侧温度也就是即将轧制前的温度、以及最下游侧的第7机架的出口侧温度也就是刚轧制后的温度进行了测定。第1机架的入口侧温度相当于精轧开始温度 (HST)，第7机架的出口侧温度相当于精轧结束温度(HFT)。它们如表2所示。

在精轧后，冷却热轧钢板，并进行卷取。该冷却以及卷取中的从精轧结束温度(HFT)至(HFT－20℃)之间的第1平均冷却速度(CR1)、从Ar₃点至700℃之间的第2平均冷却速度(CR2)以及卷取温度(CT) 如表2所示。

卷取后，对热轧钢板进行酸洗而除去氧化皮。然后，以45％～70％的压下率进行冷轧，从而得到厚度为1.2mm的冷轧钢板。接着，使用连续退火设备对冷轧钢板进行退火。该退火中的最高到达温度(ST)、从700℃至500℃之间的第3平均冷却速度(CR3)以及从300℃至150℃ 之间的第4平均冷却速度(CR4)如表2所示。

接着，对冷却至150℃以下的温度的钢板进行再加热。该再加热中的保持温度(Tr)以及保持时间(tr)如表2所示。然后，进行调质轧制(表皮光轧)。该调质轧制中的延伸率(SP)如表2所示。

对于一部分钢板，在连续退火中或者连续退火后，进行热浸镀锌处理或者合金化热浸镀锌处理，对于另一部分钢板，在连续退火后进行电镀锌处理。表2示出了与镀覆处理相对应的钢种。表2中的“GI”表示进行了热浸镀锌处理的热浸镀锌钢板，“GA”表示进行了合金化热浸镀锌处理的合金化热浸镀锌钢板，“EG”表示进行了电镀锌处理的电镀锌钢板，“CR”表示未进行镀覆处理的冷轧钢板。例如，对于试料 No.30、试料No.31，依次进行了CR3为30℃/s的冷却、热浸镀锌处理 (GI)或者合金化热浸镀锌处理(GA)、CR4为15℃/s的冷却以及再加热。

表2

这样一来，便制作出钢板的试料。表2中的下划线表示其数值偏离制造条件的适当范围。而且对试料的钢组织进行了观察。在钢组织的观察中，对铁素体的面积分数(f_F)、第1马氏体的面积分数(f_MP)、残余奥氏体的面积分数(f_A)进行了测定，并确定了除它们以外的组织的种类。在该观察中，对于钢板的1/4厚度的部分，进行了使用光学显微镜照片或者SEM照片的基于点计数法或图像分析的分析，或者进行了基于X射线衍射法的分析。对于由光学显微镜照片以及SEM照片难以判别的组织，进行TEM观察以及基于EBSD法的结晶方位的特定，并以参考文献的记载为基础而加以判别。铁碳化物的当量圆直径采用SEM 观察进行测定，采用SEM观察难以判别的微小的铁碳化物的当量圆直径采用TEM观察进行测定。

也进行了ND//＜100＞方位晶粒以及ND//＜111＞方位晶粒的总面积分数的测定。在该测定中，对于包括轧制方向(RD)以及板面的法线方向(ND)的断面内的、板厚的1/4位置至1/2位置之间的面积为 5000μm²以上的区域，进行了基于EBSD法的分析。再者，采用内耗法对固溶C的量进行了测定。

这些结果如表3所示。表3中的下划线表示其数值偏离本发明的范围。表3的“其它组织”一栏中的“B”表示贝氏体，“P”表示珠光体， “M”表示第2马氏体。

表3

然后，对各试料按照JIS Z 2241进行了拉伸试验。在该拉伸试验中，使用将板宽度方向(与轧制方向垂直的方向)设定为长度方向的按照JIS Z 2201的拉伸试验片。而且对于每一个试料，测定了屈服强度YS、抗拉强度TS、屈服点拉伸率YPE以及均匀拉伸率uEl。在该拉伸试验中，对于每一个试料，还准备了在施加5％的拉伸预应变之后于170℃下进行过20分钟的时效处理的拉伸试验片，并对时效后的屈服强度YS以及时效后的抗拉强度TS进行了测定，从而算出时效后的屈服比YR。

对于每一个试料，对时效指数AI进行了测定。在时效指数AI的测定中，施加10％的拉伸预应变，在100℃下进行60分钟的时效，然后通过拉伸试验对屈服强度进行了测定。在上述时效前也事先通过拉伸试验测定屈服强度，算出时效后的屈服强度相对于时效前的屈服强度的增加量。

对各试料开裂的容易程度进行了评价。图1至图4是表示开裂的容易程度的评价方法的图。在该评价中，首先，准备图1所示的有檐的帽子型部件11以及图2所示的盖21。有檐的帽子型部件11以及盖21的长度方向的长度设定为900mm。盖21的宽度方向的长度设定为100mm。有檐的帽子型部件11的顶部的高度设定为50mm，宽度方向的长度设定为50mm，2个凸缘部的宽度方向的长度均设定为25mm，弯曲部的曲率半径设定为5mm。在有檐的帽子型部件11的中心形成直径为10mm 的孔12，在盖21的中心形成直径为10mm的孔22。孔12以及孔22是采用冲头冲裁并以15％的余隙而形成的。孔12在有檐的帽子型部件11 的成形前形成。接着，如图3所示，使有檐的帽子型部件11的凸缘部和盖21重合，采用点焊将它们接合在一起，从而得到试验体31。然后，如图4所示，使孔12位于上面，使孔22位于下面，将试验体31放置于空出间隙的台41上。在试验体31的长度方向上，间隙的大小为 700mm。然后，从3m的高度使圆筒状的重量为500kg的锤42朝试验体31的中央部落下，以确认孔12的裂纹以及孔22的裂纹的有无。

这些结果如表4所示。表4中的下划线表示其数值偏离目标的范围。

表4

如表4所示，作为发明例的试料No.1、No.3、No.12、No.14、No.16、 No.17、No.28～No.34由于具备本发明的要件，因而显示出优良的特性。

对于试料No.2、No.4、No.5、No.18～No.20，由于ND//＜111＞方位晶粒以及ND//＜100＞方位晶粒的总面积分数过剩，所以因冲击的影响而产生端面裂纹。对于试料No.6、No.7、No.10、No.21、No.22、No.25，由于固溶C过少，因而即使通过时效也不会使屈服强度太大地上升，在时效后不能获得充分的屈服比。对于试料No.8，由于铁素体的面积分数过剩，ND//＜111＞方位晶粒以及ND//＜100＞方位晶粒的总面积分数过剩，因而时效后不能获得充分的屈服比，因冲击的影响而产生端面裂纹。对于试料No.9、No.24，由于铁素体的面积分数过剩，因而时效后不能获得充分的屈服比，因冲击的影响而产生端面裂纹。另外，由于固溶C 过少，因而即使通过时效也不会使屈服强度太大地上升，在时效后不能获得充分的屈服比。对于试料No.11、No.13、No.26、No.27，由于第1 马氏体的面积分数过少，因而时效后不能获得充分的屈服比，因冲击的影响而产生端面裂纹。对于试料No.15，由于第1马氏体的面积分数过剩，因而时效后不能获得充分的屈服比，因冲击的影响而产生端面裂纹。

对于试料No.35，由于其C含量过少，因而不能获得充分的抗拉强度。对于试料No.36，由于C含量过剩，因而残余奥氏体的面积分数过剩，因冲击的影响而产生端面裂纹。对于试料No.37，由于Si含量过少，因而不能获得充分的抗拉强度，而且即使通过时效也不会使屈服强度太大地上升，从而时效后不能获得充分的屈服比。对于试料No.38，由于 Si含量过剩，因而铁素体的面积分数以及残余奥氏体的面积分数过剩，时效后不能获得充分的屈服比。对于试料No.39，由于Mn含量过少，因而铁素体的面积分数过剩，时效后不能获得充分的屈服比，因冲击的影响而产生端面裂纹。对于试料No.40，由于Mn含量过剩，因而ND// ＜111＞方位晶粒以及ND//＜100＞方位晶粒的总面积分数过剩，因冲击的影响而产生端面裂纹。对于试料No.41，由于Al含量过剩，因而铁素体的面积分数过剩，时效后不能获得充分的屈服比。对于试料No.42，由于N含量过剩，所以因冲击的影响而产生端面裂纹，屈服点拉伸率变得过剩。对于试料No.43，由于P含量过剩，所以因冲击的影响而产生端面裂纹。对于试料No.44，由于S含量过剩，所以因冲击的影响而产生端面裂纹。对于试料No.45，由于Ti含量过剩，所以因冲击的影响而产生端面裂纹。对于试料No.46，由于Nb含量过剩，所以因冲击的影响而产生端面裂纹。

如果着眼于制造方法，则对于试料No.2、试料No.19，由于精轧的开始温度以及结束温度较低，因而ND//＜111＞方位晶粒以及ND//＜100 ＞方位晶粒的总面积分数变得过剩。对于试料No.4、No.18，由于精轧的结束温度较低，因而ND//＜111＞方位晶粒以及ND//＜100＞方位晶粒的总面积分数变得过剩。对于试料No.5、No.20，由于第1平均冷却速度较高，因而ND//＜111＞方位晶粒以及ND//＜100＞方位晶粒的总面积分数变得过剩。对于试料No.6、No.21，由于第2平均冷却速度较低，因而固溶C过少。对于试料No.7、No.22，由于卷取温度较高，因而固溶C过少。对于试料No.8、No.23，由于退火的最高到达温度较低，因而铁素体的面积分数变得过剩，ND//＜111＞方位晶粒以及ND//＜100 ＞方位晶粒的总面积分数变得过剩。对于试料No.9、No.24，由于第3 平均冷却速度较低，因而铁素体的面积分数变得过剩，固溶C过少。对于试料No.10、No.25，由于第4平均冷却速度较低，因而固溶C过少。对于试料No.11、No.26，由于再加热的保持温度较低，因而第1马氏体的面积分数过少。对于试料No.14、No.27，由于再加热的保持时间较短，因而第1马氏体的面积分数过少。对于试料No.17，由于不进行再加热，因而第1马氏体的面积分数变得过剩。

产业上的可利用性

本发明可以利用于例如与适合汽车车体的钢板相关联的产业。

Claims

1.一种钢板，其特征在于：该钢板以质量％计，具有如下所示的化学组成：