CN109415785B - 钢板 - Google Patents

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Abstract

本发明的钢板具有规定的化学组成，其具有下述所表示的钢组织：以面积率计铁素体：5％～80％、由贝氏体、马氏体或残留奥氏体或者它们的任意的组合构成的硬质组织：20％～95％、并且在与厚度方向垂直的面内的线上的上述硬质组织的线段分率的标准偏差：在将钢板的厚度设为t时的距离表面的深度为3t/8到t/2为止的深度范围内为0.050以下。

Description

钢板
技术领域
本发明涉及适于以汽车的车身结构部件为代表的机械结构部件等的高强度钢板。
背景技术
为了抑制来自汽车的二氧化碳气体的排出量，使用了高强度钢板的汽车的车体的轻量化不断发展。另外，也为了确保搭乘者的安全性，逐渐变成在车体中较多地使用高强度钢板。为了推进车体的进一步轻量化，强度的进一步提高是重要的。另一方面，根据车体的部件，要求优异的成型性。例如，对于骨架系部件用的高强度钢板，要求优异的伸长率及扩孔性。特别是对于汽车的骨架构件即机件(副车架)及加强物(增强构件)中使用的高强度钢板，不仅要求良好的延展性，而且还要求优异的扩孔性。
然而，兼顾强度的提高及成型性的提高是困难的。提出了以兼顾强度的提高及成型性的提高作为目的的技术，但通过这些技术也无法得到充分的特性。另外，近年来，要求强度的进一步提高，提出了以与成型性的提高的兼顾作为目的的技术，但成型性、特别是扩孔性的提高是困难的。另一方面，伴随着钢板的生产率的提高，期望钢板的品质调查中的提高了试验速度的条件下的优异的扩孔性，但就以往的钢板而言，加工速度快的情况下的扩孔性的提高是困难的。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2009-13488号公报
专利文献2：日本特开2012-36497号公报
专利文献3：日本特开2002-88447号公报
专利文献4：日本特开2009-249669号公报
专利文献5：日本特开2010-65307号公报
专利文献6：日本特开2002-66601号公报
专利文献7：日本特开2014-34716号公报
专利文献8：国际公开第2014/171427号
专利文献9：日本特开昭56-6704号公报
专利文献10：日本特开2006-207016号公报
专利文献11：日本特开2009-256773号公报
专利文献12：日本特开2010-121175号公报
发明内容
发明所要解决的技术问题
本发明的目的是提供能够得到优异的强度及成型性、特别是高速加工时的成型性也优异的钢板。
用于解决技术问题的手段
本发明人们为了解决上述课题进行了深入研究。其结果获知：在以往的钢板中，存在由贝氏体、马氏体或残留奥氏体或者它们的任意的组合构成的硬质组织连成带状的带状组织，带状组织成为应力集中部位，空隙的生成得到助长。在马氏体中含有新马氏体及回火马氏体。进而，还获知：由于起因于带状组织而致密地存在空隙的生成部位，所以空隙的连结得到促进。即，获知：带状组织会对扩孔性造成影响。并且，本发明人们发现：对于扩孔性的提高，抑制带状组织是重要的。进而，本发明人们还发现：通过抑制带状组织，成型时的表面性状提高。
带状组织是通过在熔炼的阶段Mn等合金元素发生偏析、在热轧及冷轧中合金元素发生偏析的区域沿轧制方向被拉伸而形成的。因此，对于带状组织的抑制，抑制合金元素的偏析是重要的。另外，本发明人们发现：对于带状组织的抑制，在精轧前在高温下导入晶格缺陷而产生奥氏体的再结晶、以及提高合金偏析部的Si浓度是极其有效的。即，通过再结晶，沿着再结晶奥氏体粒的晶界的合金元素的扩散得到促进，使得合金元素以网眼状分布，合金元素的偏析得到抑制。进而，本发明人们发现：通过含有 Si来提高Mn偏析部的Si浓度，从而在冷却时更均质地形成铁素体，可有效地消除带状组织。根据这样的方法，能够在以往的长时间加热、高价的合金元素的无添加的情况下，有效地消除带状组织。
扩孔性通过JIS T 1001、JIS Z 2256、或JFS T 1001中规定的方法来评价。一般而言，扩孔试验的试验速度被设定为0.2mm/秒。然而，本发明人们发现：根据试验速度而得到的试验结果不同；和通过0.2mm/秒左右的试验速度的试验得到的结果无法充分地反映出高速加工时的扩孔性。认为这是由于：伴随着加工速度的上升而应变速度也上升。因此，可以说：对于高速加工时的扩孔性的评价，通过将试验速度设定为所规定的上限值即 1mm/秒左右的扩孔试验得到的结果是重要的。并且，本发明人们还发现：在像上述那样消除了带状组织的钢板中，通过试验速度为1mm/秒的扩孔试验得到的结果是良好的。
本申请发明人基于这样的见解而进一步反复深入研究，结果得到了以下所示的发明的各方案。
(1)
一种钢板，其特征在于，其具有下述所表示的化学组成：
以质量％计
C：0.05％～0.40％、
Si：0.05％～6.00％、
Mn：1.50％～10.00％、
酸可溶性Al：0.01％～1.00％、
P：0.10％以下、
S：0.01％以下、
N：0.01％以下、
Ti：0.0％～0.2％、
Nb：0.0％～0.2％、
V：0.0％～0.2％、
Cr：0.0％～1.0％、
Mo：0.0％～1.0％、
Cu：0.0％～1.0％、
Ni：0.0％～1.0％、
Ca：0.00％～0.01％、
Mg：0.00％～0.01％、
REM：0.00％～0.01％、
Zr：0.00％～0.01％、并且
剩余部分：Fe及杂质；
其具有下述所表示的钢组织：
以面积率计
铁素体：5％～80％、
由贝氏体、马氏体或残留奥氏体或者它们的任意的组合构成的硬质组织：20％～95％、并且
与厚度方向垂直的面内的线上的上述硬质组织的线段分率的标准偏差：在将钢板的厚度设为t时的距离表面的深度为3t/8到t/2为止的深度范围内为0.050以下。
(2)
根据(1)所述的钢板，其特征在于，在上述钢组织中，
以面积率计
上述残留奥氏体：5.0％以上
成立。
(3)
根据(1)或(2)所述的钢板，其特征在于，在上述化学组成中，
以质量％计
Ti：0.003％～0.2％、
Nb：0.003％～0.2％、或
V：0.003％～0.2％、
或者它们的任意的组合成立。
(4)
根据(1)～(3)中任一项所述的钢板，其特征在于，在上述化学组成中，
以质量％计
Cr：0.005％～1.0％、
Mo：0.005％～1.0％、
Cu：0.005％～1.0％、或
Ni：0.005％～1.0％、
或者它们的任意的组合成立。
(5)
根据(1)～(4)中任一项所述的钢板，其特征在于，在上述化学组成中，
以质量％计，
Ca：0.0003％～0.01％、
Mg：0.0003％～0.01％、
REM：0.0003％～0.01％、或
Zr：0.0003％～0.01％、
或者它们的任意的组合成立。
发明效果
根据本发明，钢组织适当，所以能够得到优异的强度及成型性，还能够得到优异的高速加工时的成型性。另外，根据本发明，通过抑制带状组织，能够抑制在超高强度钢的成型时产生的条纹状的表面缺陷，得到优异的外观。
附图说明
图1是表示求出硬质组织的线段分率的方法的图。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式进行说明。
首先，对本发明的实施方式的钢板及其制造中使用的板坯的化学组成进行说明。如后述那样，本发明的实施方式的钢板经由板坯的多轴压缩加工、热轧、冷轧及退火等而制造。因此，钢板及板坯的化学组成不仅考虑了钢板的特性，而且还考虑了这些处理。在以下的说明中，钢板及板坯中含有的各元素的含量的单位即“％”只要没有特别说明则是指“质量％”。本实施方式的钢板具有下述所表示的化学组成：以质量％计C：0.05％～ 0.40％、Si：0.05％～6.00％、Mn：1.50％～10.00％、酸可溶性Al：0.01％～ 1.00％、P：0.10％以下、S：0.01％以下、N：0.01％以下、Ti：0.0％～0.2％、 Nb：0.0％～0.2％、V：0.0％～0.2％、Cr：0.0％～1.0％、Mo：0.0％～1.0％、 Cu：0.0％～1.0％、Ni：0.0％～1.0％、Ca：0.00％～0.01％、Mg：0.00％～0.01％、 REM(稀土类金属：rare earth metal)：0.00％～0.01％、Zr：0.00％～0.01％、并且剩余部分：Fe及杂质。作为杂质，可例示出矿石、废料等原材料中含有的物质、制造工序中含有的物质。
(C：0.05％～0.40％)
C有助于抗拉强度的提高。C含量低于0.05％时，得不到充分的抗拉强度、例如780MPa以上的抗拉强度。因此，C含量设定为0.05％以上，优选设定为0.07％以上。另一方面，C含量超过0.40％时，马氏体变得硬质，焊接性发生劣化。因此，C含量设定为0.40％以下，优选设定为0.35％以下，更优选设定为0.30％以下，进一步优选设定为0.20％以下。
(Si：0.05％～6.00％)
Si通过固溶强化，不使扩孔性劣化而提高抗拉强度。Si含量低于0.05％时，得不到充分的抗拉强度、例如780MPa以上的抗拉强度。因此，Si含量设定为0.05％以上，优选设定为0.20％以上，更优选设定为0.50％以上。 Si还具有在Mn偏析部中富集、助长铁素体的生成、抑制硬质组织的带状的分布的作用。该作用在Si含量为2.00％以上的情况下特别显著。因此， Si含量优选设定为2.00％以上，更优选设定为2.50％以上。另一方面，Si 含量超过6.00％时，合金偏析部的铁素体相稳定化效果超过Mn的奥氏体相稳定化效果，带状组织的形成得到助长。因此，Si含量设定为6.00％以下，优选设定为5.00％以下。另外，通过根据Mn含量来含有Si能够更有效地抑制带状的分布。从该观点出发，Si含量优选设定为Mn含量的1.0倍以上且1.3倍以下。从钢板的表面性状的观点出发，可以将Si含量设定为2.00％以下，也可以设定为1.50％以下，还可以设定为1.20％以下。
(Mn：1.50％～10.00％)
Mn有助于抗拉强度的提高。Mn含量低于1.50％时，得不到充分的抗拉强度、例如780MPa以上的抗拉强度。因此，Mn含量设定为1.50％以上。 Mn能够在不添加高价的合金元素的情况下提高残留奥氏体分率。从该观点出发，Mn含量优选设定为1.70％以上，更优选设定为2.00％以上。另一方面，Mn含量超过10.00％时，MnS的析出量增加，低温韧性发生劣化。因此，Mn含量设定为10.00％以下。从热轧及冷轧中的生产率的观点出发， Mn含量优选设定为4.00％以下，更优选设定为3.00％以下。
(酸可溶性Al：0.01％～1.00％)
酸可溶性Al具有将钢脱氧而将钢板健全化的作用。酸可溶性Al含量低于0.01％时，无法充分地得到由该作用带来的效果。因此，酸可溶性Al 含量设定为0.01％以上，优选设定为0.02％以上。另一方面，酸可溶性Al 含量超过1.00％时，焊接性下降、或者氧化物系夹杂物增加而表面性状发生劣化。因此，酸可溶性Al含量设定为1.00％以下，优选设定为0.80％以下。需要说明的是，酸可溶性Al没有变成Al2O3等不可溶于酸的化合物，可溶于酸。
(P：0.10％以下)
P不是必须元素，例如在钢中作为杂质而含有。从焊接性的观点出发， P含量越低越好。特别是P含量超过0.10％时，焊接性的下降显著。因此， P含量设定为0.10％以下，优选设定为0.03％以下。对于P含量的减少需要成本，若想要减少至低于0.0001％，则成本显著上升。因此，P含量也可以设定为0.0001％以上。P有助于强度的提高，所以P含量也可以设定为0.01％以上。
(S：0.01％以下)
S不是必须元素，例如在钢中作为杂质而含有。从焊接性的观点出发， S含量越低越好。S含量越高，则MnS的析出量越增加，低温韧性越下降。特别是S含量超过0.01％时，焊接性的下降及低温韧性的下降显著。因此， S含量设定为0.01％以下，优选设定为0.003％以下，更优选设定为0.0015％以下。对于S含量的减少需要成本，若想要减少至低于0.001％，则成本显著上升，若想要减少至低于0.0001％，则成本进一步显著上升。因此，S含量也可以设定为0.0001％以上，也可以设定为0.001％以上。
(N：0.01％以下)
N不是必须元素，例如在钢中作为杂质而含有。从焊接性的观点出发， N含量越低越好。特别是N含量超过0.01％时，焊接性的下降显著。因此， N含量设定为0.01％以下，优选设定为0.006％以下。对于N含量的减少需要成本，若想要减少至低于0.0001％，则成本显著上升。因此，N含量也可以设定为0.0001％以上。
Ti、Nb、V、Cr、Mo、Cu、Ni、Ca、Mg、REM及Zr不是必须元素，是在钢板及钢中也可以限度地适当含有规定量的任意元素。
(Ti：0.0％～0.2％、Nb：0.0％～0.2％、V：0.0％～0.2％)
Ti、Nb及V有助于强度的提高。因此，也可以含有Ti、Nb或V或者它们的任意的组合。为了充分地得到该效果，Ti含量、Nb含量或V含量或者它们的任意的组合优选设定为0.003％以上。另一方面，Ti含量、Nb 含量或V含量或者它们的任意的组合超过0.2％时，热轧及冷轧变得困难。因此，Ti含量、Nb含量或V含量或者它们的任意的组合设定为0.2％以下。即，优选满足Ti：0.003％～0.2％、Nb：0.003％～0.2％或V：0.003％～0.2％、或者它们的任意的组合。
(Cr：0.0％～1.0％、Mo：0.0％～1.0％、Cu：0.0％～1.0％、Ni：0.0％～1.0％)
Cr、Mo、Cu及Ni有助于强度的提高。因此，也可以含有Cr、Mo、 Cu、或Ni或者它们的任意的组合。为了充分地得到该效果，Cr含量、Mo 含量、Cu含量或Ni含量或者它们的任意的组合优选设定为0.005％以上。另一方面，Cr含量、Mo含量、Cu含量或Ni含量或者它们的任意的组合超过1.0％时，由上述作用带来的效果饱和而成本徒劳地变高。因此，Cr 含量、Mo含量、Cu含量或Ni含量或者它们的任意的组合设定为1.0％以下。即，优选满足Cr：0.005％～1.0％、Mo：0.005％～1.0％、Cu：0.005％～ 1.0％或Ni：0.005％～1.0％、或者它们的任意的组合。
(Ca：0.00％～0.01％、Mg：0.00％～0.01％、REM：0.00％～0.01％、 Zr：0.00％～0.01％)
Ca、Mg、REM及Zr有助于夹杂物的微细分散化，提高韧性。因此，也可以含有Ca、Mg、REM或Zr或者它们的任意的组合。为了充分地得到该效果，Ca含量、Mg含量、REM含量或Zr含量或者它们的任意的组合优选设定为0.0003％以上。另一方面，Ca含量、Mg含量、REM含量或Zr 含量或者它们的任意的组合超过0.01％时，表面性状发生劣化。因此，Ca 含量、Mg含量、REM含量或Zr含量或者它们的任意的组合设定为0.01％以下。即，优选满足Ca：0.0003％～0.01％、Mg：0.0003％～0.01％、REM： 0.0003％～0.01％或Zr：0.0003％～0.01％、或者它们的任意的组合。
REM(稀土类金属)是指Sc、Y及镧系元素的合计17种元素，“REM 含量”是指这些17种元素的合计的含量。镧系元素在工业上例如以混合稀土合金的形式添加。
接着，对本发明的实施方式的钢板的钢组织进行说明。本实施方式的钢板具有下述所表示的钢组织：以面积率计铁素体：5％～80％、由贝氏体、马氏体或残留奥氏体或者它们的任意的组合构成的硬质组织：20％～95％、并且在与厚度方向垂直的面内的线上的硬质组织的线段分率的标准偏差：在将钢板的厚度设为t时的距离表面的深度为3t/8到t/2为止的深度范围内为0.050以下。马氏体中含有新马氏体及回火马氏体。
(铁素体：5％～80％)
铁素体的面积率低于5％时，难以确保10％以上的断裂伸长率(EL)。因此，铁素体的面积率设定为5％以上，优选设定为10％以上，更优选设定为20％以上。另一方面，铁素体的面积率超过80％时，得不到充分的抗拉强度、例如780MPa以上的抗拉强度。因此，铁素体的面积率设定为80％以下，优选设定为70％以下。
(硬质组织：20％～95％)
硬质组织的面积率低于20％时，得不到充分的抗拉强度、例如780MPa 以上的抗拉强度。因此，硬质组织的面积率设定为20％以上，优选设定为 30％以上。另一方面，硬质组织的面积率超过95％时，得不到充分的延展性。因此，硬质组织的面积率设定为95％以下，优选设定为90％以下，更优选设定为80％以下。
(残留奥氏体(残留γ)：5.0％以上)
若残留奥氏体的面积率为5.0％以上，则容易得到12％以上的断裂伸长率。因此，残留奥氏体的面积率优选设定为5.0％以上，更优选设定为10.0％以上。残留奥氏体的面积率的上限没有限定，但在目前的技术水准下，制造残留奥氏体的面积率超过30.0％的钢板并不容易。
铁素体的面积率及硬质组织的面积率可以如下述那样操作而测定。首先，按照钢板的宽度的1/4的位置处的与宽度方向垂直的截面露出的方式采集试样，将该截面通过Lepera蚀刻液进行腐蚀。接着，拍摄距离钢板的表面的深度为3t/8到t/2为止的区域的光学显微镜照片。此时，例如倍率设定为200倍。通过使用了Lepera蚀刻液的腐蚀使得观察面可以大致区别为黑色部分及白色部分。并且，在黑色部分中可含有铁素体、贝氏体、碳化物及珠光体。黑色部分中在晶内含有片层状的组织的部分相当于珠光体。黑色部分中在晶内不含有片层状的组织、且不含有下部组织的部分相当于铁素体。黑色部分中亮度特别低、且直径为1μm～5μm左右的球状的部分相当于碳化物。黑色部分中在晶内含有下部组织的部分相当于贝氏体。因此，通过测定黑色部分中在晶内不含有片层状的组织、且不含有下部组织的部分的面积率可得到铁素体的面积率，通过测定黑色部分中在晶内含有下部组织的部分的面积率可得到贝氏体的面积率。另外，白色部分的面积率为马氏体及残留奥氏体的合计面积率。因此，由贝氏体的面积率以及马氏体及残留奥氏体的合计面积率得到硬质组织的面积率。可以由该光学显微镜照片测定下述的硬质组织的线段分率的标准偏差的测定中使用的硬质组织的当量圆平均直径r。
残留奥氏体的面积分率例如可以通过X射线测定来特定。在该情况下，从定量金属组织学的观点出发，可以将通过X射线测定而求出的残留奥氏体的体积分率转换成残留奥氏体的面积分率。在该方法中，例如，将从钢板的表面到该钢板的厚度的1/4为止的部分通过机械研磨及化学研磨而除去，作为特性X射线使用MoKα射线。并且，由体心立方格子(bcc)相的(200)及(211)、以及面心立方格子(fcc)相的(200)、(220)及(311) 的衍射峰的积分强度比，使用以下的式子算出残留奥氏体的面积分率。
Sγ＝(I200f+I220f+I311f)/(I200b+I211b)×100
(Sγ表示残留奥氏体的面积分率，I200f、I220f、I311f分别表示fcc相的 (200)、(220)、(311)的衍射峰的强度，I200b、I211b分别表示bcc相的(200)、 (211)的衍射峰的强度。)
(在与厚度方向垂直的面内的线上的硬质组织的线段分率的标准偏差：在将钢板的厚度设为t时的距离表面的深度为3t/8到t/2为止的深度范围内为0.050以下)
钢板在扩孔加工等施加局部的大变形的加工中，经由颈缩或钢组织内的空隙的产生及连结而直至断裂。在钢板颈缩的情况的拉伸变形中，钢板的中心部成为应力集中部位，通常，空隙主要在距离钢板的表面为t/2的位置处产生。并且，若空隙连结，且空隙粗大化至t/8以上的大小，则会以该粗大化的空隙作为起点而产生断裂。上述那样的成为断裂的起点的空隙的产生点是存在于距离表面的深度为3t/8到t/2为止的范围内的硬质组织。因此，距离表面的深度为3t/8到t/2为止的深度范围内的硬质组织的分布对扩孔性造成大影响。
并且，上述深度范围内的硬质组织的线段分率的标准偏差大是指厚度方向上的硬质组织的比例的变动大、即钢组织成为带状组织。特别是硬质组织的线段分率的标准偏差超过0.050时，带状组织显著，应力集中部位的密度局部地高，得不到充分的扩孔性。因此，硬质组织的线段分率的标准偏差在距离表面的深度为3t/8到t/2为止的深度区域内设定为0.050以下，优选设定为0.040以下。
这里，对测定硬质组织的线段分率的标准偏差的方法进行说明。
首先，对与面积率的测定同样地操作而拍摄的光学显微镜照片实施图像处理，对黑色部分和白色部分进行二值化。图1中示出二值化后的图像的一个例子。接着，对于观察对象的图像的从深度3t/8的部分到深度t/2的部分，每隔r/30设定线段的起点(r为硬质组织的当量圆平均直径)。观察对象的深度范围为从3t/8到t/2为止的厚度t/8的区域，所以起点的数目变成15t/4r。之后，从各起点设定沿与厚度方向垂直的方向、例如轧制方向延伸的长度为50r的线段，测定该线段上的硬质组织的线段分率。并且，算出15t/4r根的线段间的线段分率的标准偏差。
当量圆平均直径r及钢板的厚度t没有限定。例如，当量圆平均直径r 为5μm～15μm，钢板的厚度t为1mm～2mm(1000μm～2000μm)。设定线段的起点的间隔并没有限定，也可以根据作为对象的图像的分辨率、像素数及测定作业时间等而变更。例如，即使将间隔设定为r/10左右，也可得到与设定为r/30的情况同等的结果。
距离表面的深度为3t/8到t/2为止的深度范围在理论上可以无限地细分化，与厚度方向垂直的面也无限地存在。但是，无法对于这些的全部来测定线段分率。另一方面，根据上述的测定方法，将上述的深度范围以充分微小的间隔细分化，能够得到与无限细分化的情况同等的结果。例如，在图1中，在X-X线上，硬质组织的线段分率高，在Y-Y线上，硬质组织的线段分率低。
根据本实施方式，例如可得到780MPa以上的抗拉强度，在JIS Z 2256 中规定的方法中将扩孔试验速度设定为1mm/秒而测定的情况下，可得到 30％以上的扩孔率(holeexpansion ratio：HER)。另外，按照拉伸方向成为与轧制方向正交的方向的方式由钢板采集JIS5号拉伸试验片，在以JIS Z 2241中规定的方法进行测定的情况下可得到10％以上的断裂伸长率。
接着，对本发明的实施方式的钢板的制造方法进行说明。在本发明的实施方式的钢板的制造方法中，依次进行具有上述的化学组成的板坯的多轴压缩加工、热轧、冷轧及退火。
(多轴压缩加工)
板坯例如可以使用转炉或电炉等将上述化学组成的钢液进行熔炼，通过连续铸造法来制造。代替连续铸造法，也可以采用铸锭法、薄板坯铸造法等。
板坯在供于多轴压缩加工之前，加热至950℃～1300℃。加热后的保持时间没有限定，但从扩孔性的观点出发，优选设定为30分钟以上，从抑制过度的氧化皮损失的观点出发，优选设定为10小时以下，更优选设定为5 小时以下。在进行直送轧制或直接轧制的情况下，也可以不将板坯加热而直接供于多轴压缩加工。
供于多轴压缩加工的板坯的温度低于950℃时，合金元素的扩散显著延迟，无法抑制带状组织的形成。因此，板坯的温度设定为950℃以上，优选设定为1020℃以上。另一方面，供于多轴压缩加工的板坯的温度超过1300℃时，制造成本徒劳地增加，或者氧化皮损失增加而成品率下降。因此，板坯的温度设定为1300℃以下，优选设定为1250℃以下。
在多轴压缩加工中，对950℃～1300℃的板坯进行宽度方向的压缩加工及厚度方向的压缩加工。通过多轴压缩加工，板坯中的Mn等合金元素富集的部分被细分化，或者导入晶格缺陷。因此，在多轴压缩加工中合金元素均等地扩散，之后的工序中的带状组织的形成得到抑制，可得到极其均质的组织。特别是宽度方向的压缩加工是有效的。即，通过多轴压缩加工，在宽度方向上连结而存在的合金元素的富集部被微细地截断，使得合金元素均匀地分散。其结果是，能够以短时间实现通过由单纯的长时间加热带来的合金元素的扩散无法实现的组织的均质化。
每1次宽度方向的压缩加工的变形率低于3％时，通过塑性变形被导入的晶格缺陷的量不充分，合金元素的扩散没有得到促进，无法抑制带状组织的形成。因此，每1次宽度方向的压缩加工的变形率设定为3％以上，优选设定为10％以上。另一方面，每1次宽度方向的压缩加工的变形率超过 50％时，会产生板坯开裂，或者板坯的形状变得不均匀而通过热轧得到的热轧钢板的尺寸精度下降。因此，每1次宽度方向的压缩加工的变形率设定为50％以下，优选设定为40％以下。
每1次厚度方向的压缩加工的变形率低于3％时，通过塑性变形被导入的晶格缺陷的量不充分，合金元素的扩散没有得到促进，无法抑制带状组织的形成。另外，有可能因形状不良，在热轧时板坯向轧制辊的咬入变得不良。因此，每1次厚度方向的压缩加工的变形率设定为3％以上，优选设定为10％以上。另一方面，每1次厚度方向的压缩加工的变形率超过50％时，会产生板坯开裂，或者板坯的形状变得不均匀而通过热轧得到的热轧钢板的尺寸精度下降。因此，每1次厚度方向的压缩加工的变形率设定为 50％以下，优选设定为40％以下。
在宽度方向的轧制量与厚度方向的轧制量之差大的情况下，有时在与轧制量小的方向垂直的方向上Mn等合金元素没有充分地扩散，无法充分地抑制带状组织的形成。特别是在轧制量之差超过20％的情况下容易形成带状组织。因此，宽度方向与厚度方向之间的轧制量之差设定为20％以下。
只要至少进行1次多轴压缩加工，就能够抑制带状组织的形成。抑制带状组织的形成的效果通过重复多轴压缩加工而变得显著。因此，多轴压缩加工的次数设定为1次以上，优选设定为2次以上。在进行2次以上的多轴压缩加工的情况下，也可以在多轴压缩加工之间将板坯再加热。另一方面，多轴压缩加工的次数超过5次时，制造成本徒劳地增加，或者氧化皮损失增加而成品率下降。另外，有时板坯的厚度变得不均匀而热轧变得困难。因此，多轴压缩加工的次数优选设定为5次以下，更优选设定为4 次以下。
(热轧)
在热轧中，进行多轴压缩加工后的板坯的粗轧，之后进行精轧。供于精轧的板坯的温度设定为1050℃～1150℃，在精轧中，进行第1轧制，之后进行第2轧制，在650℃以下卷取。在第1轧制中，将1050℃～1150℃的温度区域中的压下率(第1压下率)设定为70％以上，在第2轧制中，将850℃～950℃的温度区域中的压下率(第2压下率)设定为50％以下。
供于第1轧制的板坯的温度低于1050℃时，精轧中的变形阻力高，操作变得困难。因此，供于第1轧制的板坯的温度设定为1050℃以上，优选设定为1070℃以上。另一方面，供于第 1 轧制 的板坯的温度超过1150℃时，氧化皮损失增加而成品率下降。因此，供于第1轧制的板坯的温度设定为 1150℃以下，优选设定为1130℃以下。
在第1轧制中，在1050℃～1150℃的温度区域(奥氏体单相域)中产生再结晶。该温度区域中的压下率(第1压下率)低于70％时，无法稳定地得到晶粒微细并且球状的奥氏体单相组织，之后容易形成带状组织。因此，第1压下率设定为70％以上，优选设定为75％以上。第1轧制可以以单一的轧机机座进行，也可以以多个轧机机座进行。
第2轧制的850℃～950℃的温度区域中的压下率(第2压下率)超过 50％时，在卷取时起因于未再结晶奥氏体，形成扁平的带状组织，得不到所期望的标准偏差。因此，第2压下率设定为50％以下。第2轧制可以以单一的轧机机座进行，也可以以多个轧机机座进行。
第2轧制的完成温度低于850℃时，没有充分地引起再结晶，容易形成带状组织。因此，完成温度设定为850℃以上，优选设定为870℃以上。另一方面，完成温度超过1000℃时，晶粒容易生长，变得难以得到微细的组织。因此，完成温度设定为1000℃以下，优选设定为950℃以下。
卷取温度超过650℃时，通过内部氧化，表面性状发生劣化。因此，卷取温度设定为650℃以下，优选设定为450℃以下，更优选设定为50℃以下。从精轧的温度到卷取温度为止的冷却速度低于5℃/秒时，难以得到均质的组织，在之后的退火中变得难以得到均质的钢组织。因此，从精轧到卷取为止的冷却速度设定为5℃/秒以上，优选设定为30℃/秒以上。5℃/秒以上的冷却速度例如可以通过水冷来实现。
(冷轧)
冷轧例如在热轧钢板的酸洗后进行。从将冷轧钢板的组织均质化、微细化的观点出发，冷轧的压下率优选设定为40％以上，更优选设定为50％以上。
(退火)
作为退火，例如进行连续退火。退火温度低于(Ac1+10)℃时，没有充分地引起逆相变过程，得不到面积率为20％以上的硬质组织。因此，退火温度设定为(Ac1+10)℃以上，优选设定为(Ac1+20)℃以上。另一方面，退火温度超过(Ac3+100)℃时，生产率下降，或者奥氏体变成粗粒，得不到面积率为5％以上的铁素体。因此，退火温度设定为(Ac3+100)℃以下，优选设定为(Ac3+50)℃以下。这里，Ac1和Ac3为由各钢的成分定义的温度，若将“％元素”设为该元素的含量(质量％)、例如将“％Mn”设为Mn含量(质量％)，则分别以以下的式1、式2表示。
Ac1(℃)＝723-10.7(％Mn)-16.9(％Ni)+29.1(％Si)+16.9(％Cr) (式1)
Figure BDA0001924248060000151
退火时间没有限定，但优选设定为60秒钟以上。这是为了显著减少未再结晶组织、稳定地确保均质的钢组织。在退火后，优选将钢板以1℃/秒以上且15℃/秒以下的平均冷却速度(第1平均冷却速度)冷却至(Ac1+10)℃以下的温度区域内的第1冷却停止温度为止。这是为了确保充分的面积率的铁素体。第1平均冷却速度更优选设定为2℃/秒以上且10℃/秒以下。优选从(Ac1+10)℃以下的温度区域到200℃以上且350℃以下的温度区域内的第2冷却停止温度为止，以35℃/秒以上的平均冷却速度(第2平均冷却速度)冷却，且在200℃以上且350℃以下的温度区域内的保持温度下保持 200秒以上。这是为了通过确保硬质组织的延展性来提高扩孔性。
像这样操作，能够制造本发明的实施方式的钢板。
需要说明的是，上述实施方式均不过是表示在实施本发明时的具体化的例子，本发明的技术范围并不受它们的限定性解释。即，本发明只要不脱离其技术思想、或其主要的特征，则可以以各种方式来实施。
实施例
接着，对本发明的实施例进行说明。实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性及效果而采用的一个条件例子，本发明并不限定于该一个条件例子。只要不脱离本发明的主旨而达成本发明的目的，则本发明可以采用各种条件。
(第1实施例)
制造具有表1中所示的化学组成的板坯，将板坯加热1小时至1250℃后，利用表2中所示的条件进行多轴压缩加工。接着，将板坯再加热至 1250℃为止，进行粗轧而得到粗轧板。之后，将粗轧板在1250℃下再加热 1小时，利用表2中所示的条件进行精轧而得到热轧钢板。需要说明的是，在该实验中，在实验设备的安排上，由于不得不降低板坯的温度，所以进行再加热，但在能够不降低板坯的温度而直送的情况下也可以不进行再加热。在精轧中，以4段进行第1轧制，以2段进行第2轧制，在卷取后，在卷取温度下保持1小时。之后，进行热轧钢板的酸洗，以表2中所示的压下率进行冷轧而得到厚度为1.0mm的冷轧钢板。接着，在表3中所示的温度下进行连续退火。在连续退火中，将升温速度设定为2℃/秒，将退火时间设定为200秒钟。在200秒钟的保持后，以2.3℃/秒的第1平均冷却速度冷却至720℃～600℃的温度区域内的第1冷却停止温度为止，以40℃ /秒的第2平均冷却速度进一步冷却至300℃(第2冷却停止温度)为止，在300℃(保持温度)下保持60秒钟，以0.75℃/秒的平均冷却速度冷却至约30℃的室温为止。表1中所示的化学组成的剩余部分为Fe及杂质。表1 中的下划线表示该数值脱离本发明的范围。表2及表3中的下划线表示该数值脱离适于制造本发明的钢板的范围。
[表1]
Figure BDA0001924248060000171
[表2]
Figure BDA0001924248060000181
[表3]
Figure BDA0001924248060000191
并且，观察了所得到的冷轧钢板的钢组织。在钢组织的观察中，通过上述的方法，测定铁素体的面积率、硬质组织的面积率(贝氏体、马氏体及残留奥氏体的合计面积率)、珠光体及碳化物的合计面积率、以及硬质组织的线段分率的标准偏差。将这些结果示于表4中。表4中的下划线表示该数值脱离本发明的范围。
进而，测定了所得到的冷轧钢板的抗拉强度TS、断裂伸长率EL及扩孔率HER。在抗拉强度TS及断裂伸长率EL的测定中，采集以与轧制方向成直角的方向作为长度方向的JIS5号拉伸试验片，依据JIS Z 2241进行拉伸试验。在扩孔率HER的测定中，由冷轧钢板采集90mm见方的试验片，进行依据JIS Z 2256(或JIS T 1001)的规定的扩孔试验。此时，将扩孔试验速度设定为1mm/秒。将这些结果也示于表4中。表4中的下划线表示该数值脱离优选的范围。这里所谓的优选的范围是抗拉强度TS为780MPa以上、断裂伸长率EL为10％以上、扩孔率HER为30％以上。
另外，通过目视进行了成型时的外观检查。外观检查通过下述的方法进行。首先，将钢板切断成宽度40mm×长度100mm，将该表面研磨至可见到金属光泽为止而作为试验片。将试验片以板厚t与弯曲半径R之比(R/t) 为2.0、2.5这2种水准、在弯曲棱线成为轧制方向的条件下进行90度V弯曲试验。试验后，通过目视观察了弯曲部的表面性状。在比(R/t)为2.5 的试验中在表面见到凹凸花纹或龟裂的情况下，判断为不良。在比(R/t) 为2.5的试验中没有见到凹凸花纹及龟裂、但在比(R/t)为2.0的试验中在表面见到凹凸花纹或龟裂的情况下，判断为良。在比(R/t)为2.5的试验及比(R/t)为2.0的试验的任一者中均在表面没有见到凹凸花纹及龟裂的情况下，判断为优。将该结果也示于表4中。
[表4]
Figure BDA0001924248060000211
如表4中所示的那样，就本发明范围内的试样No.2～No.4、No.16、 No.19、No.21～No.30、No.33、No.36及No.37而言，得到了优异的抗拉强度、断裂伸长率及扩孔性。它们中，就试样No.23等而言，残留奥氏体(残留γ)的面积率为5.0％以上，所以得到比试样No.16优异的断裂伸长率。
另一方面，就试样No.1而言，C含量过低，铁素体的面积率过高，硬质组织的面积率过低，所以抗拉强度低。就试样No.18而言，Si含量过低，铁素体的面积率过低，所以抗拉强度低。就试样No.20而言，Mn含量过低，铁素体的面积率过低，所以抗拉强度低。
就试样No.5～No.8、No.10～No.14、No.31及No.35而言，硬质组织的线段分率的标准偏差过大，所以扩孔率低。就试样No.9而言，铁素体的面积率过高，硬质组织的面积率过低，所以抗拉强度及扩孔率低。就试样 No.15而言，多轴压缩加工中的宽度方向的变形率过低，所以之后无法进行热轧。就试样No.17而言，铁素体的面积率过低，所以断裂伸长率低。就试样No.32而言，硬质组织的面积率过低，所以抗拉强度低。就试样No.33 而言，硬质组织的面积率过高，所以断裂伸长率低。
(第2实施例)
制造具有表5中所示的化学组成的板坯，将板坯加热1小时至1250℃后，利用表6中所示的条件进行多轴压缩加工。接着，将板坯再加热至 1250℃，进行粗轧而得到粗轧板。之后，将粗轧板在1250℃下再加热1小时，利用表6中所示的条件进行精轧而得到热轧钢板。需要说明的是，在该实验中，在实验设备的安排上，由于不得不降低板坯的温度，所以进行再加热，但在能够不降低板坯的温度而直送的情况下也可以不进行再加热。在精轧中，以4段进行第1轧制，以2段进行第2轧制，在卷取后，在卷取温度下保持1小时。之后，进行热轧钢板的酸洗，以表6中所示的压下率进行冷轧而得到厚度为1.0mm的冷轧钢板。接着，在表7中所示的温度下进行连续退火。在连续退火中，将升温速度设定为表7中所示的速度，将退火时间设定为100秒钟。在100秒钟的保持后，以表7中所示的第1 平均冷却速度冷却至表7中所示的第1冷却停止温度为止，以40℃/秒的第 2平均冷却速度进一步冷却至表7中所示的第2冷却停止温度为止，在表7 中所示的保持温度下保持300秒钟，以10℃/秒的平均冷却速度冷却至约 30℃的室温为止。表5中所示的化学组成的剩余部分为Fe及杂质。表5中的下划线表示该数值脱离本发明的范围。表6及表7中的下划线表示该数值脱离适于制造本发明的钢板的范围。
[表5]
Figure BDA0001924248060000231
[表6]
Figure BDA0001924248060000241
[表7]
Figure BDA0001924248060000251
并且，观察了所得到的冷轧钢板的钢组织。在钢组织的观察中，通过上述的方法，测定铁素体的面积率、硬质组织的面积率(贝氏体、马氏体、回火马氏体及残留奥氏体的合计面积率)、珠光体及碳化物的合计面积率、以及硬质组织的线段分率的标准偏差。将这些结果示于表8中。表8中的下划线表示该数值脱离本发明的范围。
进而，测定了所得到的冷轧钢板的抗拉强度TS、断裂伸长率EL及扩孔率HER。在抗拉强度TS及断裂伸长率EL的测定中，采集以与轧制方向成直角的方向作为长度方向的JIS5号拉伸试验片，依据JIS Z 2241进行拉伸试验。在扩孔率HER的测定中，由冷轧钢板采集90mm见方的试验片，进行依据JIS Z 2256(或JIS T 1001)的规定的扩孔试验。此时，将扩孔试验速度设定为1mm/秒。将这些结果也示于表8中。表8中的下划线表示该数值脱离优选的范围。这里所谓的优选的范围是抗拉强度TS为780MPa以上、断裂伸长率EL为10％以上、扩孔率HER为30％以上。
另外，通过目视进行了成型时的外观检查。外观检查通过下述的方法来进行。首先，将钢板切断成宽度40mm×长度100mm，将该表面研磨至可见到金属光泽为止而作为试验片。将试验片以板厚t与弯曲半径R之比(R/t) 为2.0、2.5这2个水准、在弯曲棱线成为轧制方向的条件下进行90度V弯曲试验。试验后，通过目视观察弯曲部的表面性状。在比(R/t)为2.5的试验中在表面见到凹凸花纹或龟裂的情况下判断为不良。在比(R/t)为2.5 的试验中没有见到凹凸花纹及龟裂、但在比(R/t)为2.0的试验中在表面见到凹凸花纹或龟裂的情况下判断为良。在比(R/t)为2.5的试验及比(R/t) 为2.0的试验的任一者中均在表面没有见到凹凸花纹及龟裂的情况下判断为优。将该结果也示于表8中。
[表8]
Figure BDA0001924248060000271
如表8中所示的那样，就本发明的范围内的试样No.42、No.43、No.49、 No.54、No.56、No.58～No.62及No.64～No.72而言，得到了优异的抗拉强度、断裂伸长率及扩孔性。它们中，就试样No.58等而言，残留奥氏体(残留γ)的面积率为5.0％以上，所以得到比试样No.69优异的断裂伸长率。进而，若与第1实验例的发明例进行比较，则TS×HER的值大。这表示在确保优异的扩孔性的同时可得到更高的抗拉强度。作为在第2实验例的发明例中TS×HER的值比第1实验例的发明例大的理由之一，可列举出Si 含量高。
另一方面，就试样No.41而言，C含量过低，铁素体的面积率过高，硬质组织的面积率过低，所以抗拉强度低。就试样No.51而言，Si含量过低，硬质组织的线段分率的标准偏差过大，所以扩孔率低。就试样No.52 而言，Si含量过高，硬质组织的线段分率的标准偏差过大，所以扩孔率低。就试样No.53而言，Mn含量过低，所以抗拉强度低。
就试样No.44、No.45、No.48、No.50、No.57及No.63而言，硬质组织的线段分率的标准偏差过大，所以扩孔率低。就试样No.46而言，铁素体的面积率过高，硬质组织的面积率过低，硬质组织的线段分率的标准偏差过大，所以抗拉强度及扩孔率低。就试样No.47而言，多轴压缩加工中的厚度方向的变形率过低，所以之后无法进行热轧。就试样No.55而言，铁素体的面积率过低，硬质组织的面积率过高，所以断裂伸长率低。
产业上的可利用性
本发明可以利用于例如与适合汽车部件的钢板有关的产业。

Claims (5)

1.一种钢板，其特征在于，其具有下述所表示的化学组成：
以质量％计
C：0.05％～0.40％、
Si：2.50％～6.00％、
Mn：1.50％～10.00％、
酸可溶性Al：0.01％～1.00％、
P：0.10％以下、
S：0.01％以下、
N：0.01％以下、
Ti：0.0％～0.2％、
Nb：0.0％～0.2％、
V：0.0％～0.2％、
Cr：0.0％～1.0％、
Mo：0.0％～1.0％、
Cu：0.0％～1.0％、
Ni：0.0％～1.0％、
Ca：0.00％～0.01％、
Mg：0.00％～0.01％、
REM：0.00％～0.01％、
Zr：0.00％～0.01％、并且
剩余部分：Fe及杂质；
其具有下述所表示的钢组织：
以面积率计
铁素体：5％～80％、
由贝氏体、马氏体或残留奥氏体或者它们的任意的组合构成的硬质组织：20％～95％、并且
在与厚度方向垂直的面内的线上的所述硬质组织的线段分率的标准偏差：在将钢板的厚度设为t时的距离表面的深度为3t/8到t/2为止的深度范围内为0.050以下。
2.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，
在所述钢组织中，以面积率计
所述残留奥氏体：5.0％以上
成立。
3.根据权利要求1或2所述的钢板，其特征在于，
在所述化学组成中，以质量％计
Ti：0.003％～0.2％、
Nb：0.003％～0.2％、或
V：0.003％～0.2％、
或者它们的任意的组合成立。
4.根据权利要求1或2所述的钢板，其特征在于，
在所述化学组成中，以质量％计
Cr：0.005％～1.0％、
Mo：0.005％～1.0％、
Cu：0.005％～1.0％、或
Ni：0.005％～1.0％、
或者它们的任意的组合成立。
5.根据权利要求1或2所述的钢板，其特征在于，
在所述化学组成中，以质量％计
Ca：0.0003％～0.01％、
Mg：0.0003％～0.01％、
REM：0.0003％～0.01％、或
Zr：0.0003％～0.01％、
或者它们的任意的组合成立。
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