CN110088322B - 钢板 - Google Patents

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Abstract

本发明的钢板具有规定的化学组成，并且其具有由以面积分率计铁素体：50％～95％、粒状贝氏体：5％～48％、马氏体：2％～30％以及上贝氏体、下贝氏体、回火马氏体、残余奥氏体和珠光体：合计5％以下表示的金属组织。

Description

钢板
技术领域
本发明涉及适于汽车部件的钢板。
背景技术
为了抑制从汽车排出的二氧化碳气体的排出量，使用了高强度钢板的 汽车的车身轻量化正在不断推进。另外，为了确保乘客的安全性，也开始 就车身大量使用高强度钢板。为了推进车身进一步轻量化，进一步提高强 度是重要的。另一方面，根据车身部件，要求优异的成型性。例如，对骨 架系部件用高强度钢板要求优异的拉伸率和扩孔性。
然而，难以兼顾提高强度和提高成型性。提出了以兼顾提高强度和提 高成型性为目标的技术(专利文献1～3)，但通过它们也无法得到足够的特 性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平7-11383号公报
专利文献2：日本特开平6-57375号公报
专利文献3：日本特开平7-207413号公报
发明内容
发明所要解决的问题
本发明的目的在于：提供具有高强度、能够得到优异的拉伸率和扩孔 性的钢板。
用于解决问题的手段
本发明的发明者们为了解决上述问题而进行了深入研究。其结果表明： 使金属组织除了包含铁素体和马氏体以外还以5％以上的面积分率包含粒 状贝氏体并且使上贝氏体、下贝氏体、回火马氏体、残余奥氏体和珠光体 的面积分率合计为5％以下是重要的。上贝氏体和下贝氏体主要由位错密度 高的贝氏体铁素体和硬质的渗碳体构成，因此拉伸率差。另一方面，粒状 贝氏体主要由位错密度低的贝氏体铁素体构成，几乎不含硬质的渗碳体， 因而比铁素体硬而比上贝氏体和下贝氏体软。因此，粒状贝氏体显现比上 贝氏体和下贝氏体更优异的拉伸率。粒状贝氏体比铁素体硬而比马氏体软， 因此在抑制扩孔加工时由铁素体与马氏体的界面产生空隙(void)。
本申请的发明人根据这样的见解进一步反复深入进行了研究，结果想 到了以下所示的发明的各方案。
(1)一种钢板，其特征在于，其具有由以质量％计C：0.05％～0.1％、 P：0.04％以下、S：0.01％以下、N：0.01％以下、O：0.006％以下、Si和 Al：合计0.20％～2.50％、Mn和Cr：合计1.0％～3.0％、Mo：0.00％～1.00％、 Ni：0.00％～1.00％、Cu：0.00％～1.00％、Nb：0.000％～0.30％、Ti：0.000％～ 0.30％、V：0.000％～0.50％、B：0.0000％～0.01％、Ca：0.0000％～0.04％、 Mg：0.0000％～0.04％、REM：0.0000％～0.04％以及剩余部分：Fe和杂质 表示的化学组成，
并且其具有由以面积分率计铁素体：50％～95％、粒状贝氏体：5％～ 48％、马氏体：2％～30％以及上贝氏体、下贝氏体、回火马氏体、残余奥 氏体和珠光体：合计5％以下表示的金属组织。
(2)根据(1)所述的钢板，其特征在于，上述化学组成中成立Mo： 0.01％～1.00％、Ni：0.05％～1.00％或Cu：0.05％～1.00％或者它们的任意 组合。
(3)根据(1)或(2)所述的钢板，其特征在于，上述化学组成中成 立Nb：0.005％～0.30％、Ti：0.005％～0.30％或V：0.005％～0.50％或者它 们的任意组合。
(4)根据(1)～(3)中任一项所述的钢板，其特征在于，上述化学 组成中成立B：0.0001％～0.01％。
(5)根据(1)～(4)中任一项所述的钢板，其特征在于，上述化学 组成中成立Ca：0.0005％～0.04％、Mg：0.0005％～0.04％或REM：0.0005％～ 0.04％或者它们的任意组合。
(6)根据(1)～(5)中任一项所述的钢板，其特征在于，其在表面 具有热浸镀锌层。
(7)根据(1)～(5)中任一项所述的钢板，其特征在于，其在表面 具有合金化热浸镀锌层。
发明效果
根据本发明，由于金属组织以适当的面积分率包含粒状贝氏体等，因 此能够得到高强度、优异的拉伸率和扩孔性。
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的金属组织进行说明。详细内容会 在后面叙述，本发明的实施方式的钢板是经过钢的热轧、冷轧和退火等来 制造的。因此，钢板的金属组织不仅要考虑钢板的特性还要考虑这些处理 中的相变等。本实施方式的钢板具有由以面积分率计铁素体：50％～95％、 粒状贝氏体：5％～48％、马氏体：2％～30％以及上贝氏体、下贝氏体、回 火马氏体、残余奥氏体和珠光体：合计5％以下表示的金属组织。
(铁素体：50％～95％)
铁素体为软质的组织，因此容易变形，有助于提高拉伸率。铁素体也 有助于从奥氏体向粒状贝氏体的相变。当铁素体的面积分率低于50％时， 得不到足够的粒状贝氏体。因此，铁素体的面积分率设定为50％以上，优 选设定为60％以上。另一方面，当铁素体的面积分率超过95％时，得不到 足够的抗拉强度。因此，铁素体的面积分率设定为95％以下，优选设定为 90％以下。
(粒状贝氏体：5％～48％)
粒状贝氏体主要由位错密度低至1013m/m3程度数量级的贝氏体铁素体 构成，几乎不含硬质的渗碳体，因而比铁素体硬而比上贝氏体和下贝氏体 软。因此，粒状贝氏体显现比上贝氏体和下贝氏体优异的拉伸率。粒状贝 氏体由于比铁素体硬而比马氏体软，因此在抑制扩孔加工时由铁素体与马 氏体的界面产生空隙。当粒状贝氏体的面积分率低于5％时，无法充分地得 到这些效果。因此，粒状贝氏体的面积分率设定为5％以上，优选设定为10％ 以上。另一方面，当粒状贝氏体的面积分率超过48％时，铁素体和/或马氏 体的面积分率必然不足。因此，粒状贝氏体的面积分率设定为48％以下， 优选设定为30％以下。
(马氏体：2％～30％)
马氏体是位错密度高且硬质的组织，因此有助于提高抗拉强度。当马 氏体的面积分率低于2％时，得不到足够的抗拉强度例如590MPa以上的抗 拉强度。因此，马氏体的面积分率设定为2％以上，优选设定为5％以上。 另一方面，当马氏体的面积分率超过30％时，得不到足够的拉伸率和扩孔 性。因此，马氏体的面积分率设定为30％以下，优选设定为20％以下。
(上贝氏体、下贝氏体、回火马氏体、残余奥氏体和珠光体：合计5％ 以下)
上贝氏体和下贝氏体主要由位错密度高至1.0×1014m/m3左右的贝氏体 铁素体和硬质的渗碳体构成，上贝氏体有时还包含残余奥氏体。回火马氏 体包含硬质的渗碳体。上贝氏体、下贝氏体和回火马氏体的位错密度高。 因此，上贝氏体、下贝氏体和回火马氏体使拉伸率降低。残余奥氏体在变 形中由于加工诱导相变而相变为马氏体，使扩孔性明显劣化。珠光体包含 硬质的渗碳体，因而在扩孔加工时成为产生空隙的起点。因此，上贝氏体、下贝氏体、回火马氏体、残余奥氏体和珠光体的面积分率越低越好。特别 是，当上贝氏体、下贝氏体、回火马氏体、残余奥氏体和珠光体的面积分 率合计超过5％时，拉伸率或扩孔性或者它们两者的降低明显。因此，上贝 氏体、下贝氏体、回火马氏体、残余奥氏体和珠光体的面积分率合计设定 为5％以下。此外，残余奥氏体的面积分率不包括上贝氏体所含的残余奥氏 体的面积分率。
铁素体、粒状贝氏体、马氏体、上贝氏体、下贝氏体、回火马氏体、 残余奥氏体和珠光体的鉴定和面积分率的确定例如可以通过电子背散射衍 射(electron backscattering diffraction：EBSD)法、X射线测定或扫描型电 子显微镜(scanning electronmicroscope：SEM)观察来进行。在进行SEM 观察的情况下，例如使用硝酸乙醇试剂或Lepera液对试样进行腐蚀，以1000 倍～50000倍的倍率对与轧制方向和厚度方向平行的截面和/或与轧制方向 垂直的截面进行观察。钢板的金属组织可以由距其表面的深度为该钢板的厚度1/4左右的区域的金属组织来代表。例如，当钢板的厚度为1.2mm时， 可以由距其表面的深度为0.3mm左右的区域的金属组织来代表。
铁素体的面积分率例如可以使用由SEM观察得到的电子通道衬度图像 来确定。电子通道衬度图像将晶粒内的晶体取向差作为衬度之差来表示， 在电子通道衬度图像中衬度均匀的部分为铁素体。就该方法来说，例如将 距钢板表面的深度为该钢板的厚度1/8至3/8的区域作为观察对象。
残余奥氏体的面积分率例如可以通过X射线测定来确定。就该方法来 说，例如将从钢板表面到该钢板的厚度1/4的部分通过机械研磨和化学研磨 除去，使用MoKα线作为特性X射线。然后，使用下式，由体心立方晶格 (bcc)相的(200)和(211)以及面心立方晶格(fcc)相的(200)、(220) 和(311)的衍射峰的积分强度比算出残余奥氏体的面积分率。
Sγ＝(I200f+I220f+I311f)/(I200b+I211b)×100
(Sγ表示残余奥氏体的面积分率，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。)
马氏体的面积分率例如可以通过场发射型扫描电子显微镜(field emission-scanning electron microscope：FE-SEM)观察和X射线测定来确定。 就该方法来说，例如将距钢板表面的深度为该钢板的厚度1/8至3/8的区域 作为观察对象，腐蚀使用Lepera液。未被Lepera液腐蚀的组织为马氏体和 残余奥氏体，因此可以从未被Lepera液腐蚀的区域的面积分率减去由X射 线测定确定的残余奥氏体的面积分率Sγ来确定马氏体的面积分率。马氏体 的面积分率例如也可以使用由SEM观察得到的电子通道衬度图像来确定。 在电子通道衬度图像中，位错密度高并且在粒内具有板条块(block)、板条 束(packet)等亚组织的区域为马氏体。
上贝氏体、下贝氏体和回火马氏体例如可以通过FE-SEM观察来鉴定。 就该方法来说，例如将距钢板表面的深度为该钢板的厚度1/8至3/8的区域 作为观察对象，腐蚀使用硝酸乙醇试剂。然后，如下所述，根据渗碳体的 位置和变体，鉴定上贝氏体、下贝氏体和回火马氏体。上贝氏体在板条状 的贝氏体铁素体的界面包含渗碳体或残余奥氏体。下贝氏体在板条状的贝 氏体铁素体的内部包含渗碳体。贝氏体铁素体与渗碳体之间的晶体取向的 关系为一种，因此下贝氏体所含的渗碳体具有相同的变体。回火马氏体在 马氏体板条的内部包含渗碳体。马氏体板条与渗碳体之间的晶体取向的关 系为两种以上，因此回火马氏体所含的渗碳体具有多个变体。根据这样的 渗碳体的位置和变体，可以鉴定上贝氏体、下贝氏体和回火马氏体，确定 它们的面积分率。
珠光体例如可以通过光学显微镜观察来鉴定，确定其面积分率。就该 方法来说，例如将距钢板表面的深度为该钢板的厚度1/8至3/8的区域作为 观察对象，腐蚀使用硝酸乙醇试剂。光学显微镜观察中显示暗的衬度的区 域为珠光体。
粒状贝氏体不论是通过现有腐蚀法还是通过使用了扫描型电子显微镜 的二次电子像观察都无法与铁素体相区别。本发明的发明者们进行了深入 研究，结果发现粒状贝氏体在粒内具有微小晶体取向差。因此，通过检测 粒内的微小晶体取向差，可以与铁素体相区别。这里，对粒状贝氏体的面 积分率的具体确定方法进行说明。就该方法来说，将距钢板表面的深度为 该钢板的厚度1/8至3/8的区域作为测定对象，通过EBSD法以0.2μm的间 隔对该区域内的多个部位(像素)的晶体取向进行测定，由该结果计算GAM (grain averagemisorientation，晶粒平均取向差)的值。在该计算时，设定 为在相邻像素之间的晶体取向的差为5°以上的情况下晶界存在于它们之 间，计算在被该晶界包围的区域内相邻像素之间的晶体取向的差，求出该 差的平均值。该平均值为GAM的值。这样可以检测出贝氏体铁素体所具有 的微小晶体取向差。GAM的值为0.5°以上的区域属于粒状贝氏体、上贝氏 体、下贝氏体、回火马氏体、珠光体或马氏体中的任意一种。因此，从GAM 的值为0.5°以上的区域的面积分率减去上贝氏体、下贝氏体、回火马氏体、 珠光体和马氏体的合计面积分率而得到的值为粒状贝氏体的面积分率。
接着，对本发明的实施方式的钢板以及用于其制造的板坯的化学组成 进行说明。如上所述，本发明的实施方式的钢板是经过板坯的热轧、冷轧 和退火等来制造的。因此，钢板和板坯的化学组成不仅要考虑钢板的特性 而且还要考虑这些处理。以下的说明中，钢板和板坯所含的各元素的含量 的单位“％”只要没有特别说明就是指“质量％”。本实施方式的钢板具有 由以质量％计C：0.05％～0.1％、P：0.04％以下、S：0.01％以下、N：0.01％ 以下、O：0.006％以下、Si和Al：合计0.20％～2.50％、Mn和Cr：合计1.0％～ 3.0％、Mo：0.00％～1.00％、Ni：0.00％～1.00％、Cu：0.00％～1.00％、Nb：0.000％～0.30％、Ti：0.000％～0.30％、V：0.000％～0.50％、B：0.0000％～ 0.01％、Ca：0.0000％～0.04％、Mg：0.0000％～0.04％、REM(稀土金属： rare earth metal)：0.0000％～0.04％以及剩余部分：Fe和杂质表示的化学组 成。作为杂质，可以例示矿石、废铁等原材料所含的物质、在制造工序中所含的物质。
(C：0.05％～0.1％)
C有助于提高抗拉强度。当C含量低于0.05％时，得不到足够的抗拉 强度例如590MPa以上的抗拉强度。因此，将C含量设定为0.05％以上，优 选设定为0.06％以上。另一方面，当C含量超过0.1％时，抑制铁素体的生 成，因此得不到足够的拉伸率。因此，将C含量设定为0.1％以下，优选设 定为0.09％以下。
(P：0.04％以下)
P不是必须元素，例如在钢中以杂质的形式含有。P使扩孔性下降，或 向钢板的板厚方向的中心偏析而使韧性下降，或者使焊接部脆化。因此，P 含量越低越好。特别是，当P含量超过0.04％时，扩孔性的下降明显。因此， 将P含量设定为0.04％以下，优选设定为0.01％以下。P含量的降低耗费成 本，当降低到小于0.0001％时，成本会明显上升。因此，P含量可以为0.0001％ 以上。
(S：0.01％以下)
S不是必须元素，例如在钢中以杂质的形式含有。S使焊接性下降，或 使铸造时和热轧时的制造性下降，或者形成粗大的MnS而使扩孔性下降。 因此，S含量越低越好。特别是，当S含量超过0.01％时，焊接性的下降、 制造性的下降和扩孔性的下降明显。因此，将S含量设定为0.01％以下，优 选设定为0.005％以下。S含量的降低耗费成本，当降低到小于0.0001％时， 成本会明显上升。因此，S含量可以为0.0001％以上。
(N：0.01％以下)
N不是必须元素，例如在钢中以杂质的形式含有。N形成粗大氮化物， 粗大氮化物使弯曲性和扩孔性下降，或在焊接时产生气孔。因此，N含量 越低越好。特别是，当N含量超过0.01％时，扩孔性的下降和气孔的产生 明显。因此，将N含量设定为0.01％以下，优选设定为0.008％以下。N含 量的降低耗费成本，当降低到小于0.0005％时，成本会明显上升。因此，N 含量可以为0.0005％以上。
(O：0.006％以下)
O不是必须元素，例如在钢中以杂质的形式含有。O形成粗大氧化物， 粗大氧化物使弯曲性和扩孔性下降，或在焊接时产生气孔。因此，O含量 越低越好。特别是，当O含量超过0.006％时，扩孔性的下降和气孔的产生 明显。因此，将O含量设定为0.006％以下，优选设定为0.005％以下。O含 量的降低耗费成本，当降低到小于0.0005％时，成本会明显上升。因此，O 含量可以为0.0005％以上。
(Si和Al：合计0.20％～2.50％)
Si和Al有助于生成粒状贝氏体。粒状贝氏体是多个贝氏体铁素体将存 在于它们的界面的位错回复而形成一个块的组织。因此，当在贝氏体铁素 体的界面存在渗碳体时，此处就不生成粒状贝氏体。Si和Al抑制渗碳体的 生成。当Si和Al的含量合计小于0.20％时，渗碳体过剩地生成，无法充分 地得到粒状贝氏体。因此，Si和Al的含量合计设定为0.20％以上，优选设 定为0.30％以上。另一方面，当Si和Al的含量合计超过2.50％时，在热轧 中容易发生板坯破裂。因此，Si和Al的含量合计设定为2.50％以下，优选 设定为2.00％以下。可以仅含有Si或Al中的任意一种，也可以含有Si和 Al这两者。
(Mn和Cr：合计1.0％～3.0％)
Mn和Cr抑制冷轧后的退火或镀覆时的铁素体相变，有助于提高强度。 当Mn和Cr的含量合计低于1.0％时，铁素体的面积分率变得过剩而得不到 足够的抗拉强度例如590MPa以上的抗拉强度。因此，Mn和Cr的含量合 计设定为1.0％以上，优选设定为1.5％以上。另一方面，当Mn和Cr的含 量合计超过3.0％时，铁素体的面积分率变得过少而得不到足够的拉伸率。 因此，Mn和Cr的含量合计设定为3.0％以下，优选设定为2.8％以下。可以 仅含有Mn或Cr中的任意一种，也可以含有Mn和Cr这两者。
Mo、Ni、Cu、Nb、Ti、V、B、Ca、Mg和REM不是必须元素，而是 钢板和钢可以有限地适当含有规定量的任选元素。
(Mo：0.00％～1.00％、Ni：0.00％～1.00％、Cu：0.00％～1.00％)
Mo、Ni和Cu抑制冷轧后的退火或镀覆时的铁素体相变，有助于提高 强度。因此，可以含有Mo、Ni或Cu或者它们的任意组合。为了充分地得 到其效果，优选将Mo含量设定为0.01％以上、Ni含量设定为0.05％以上、 Cu含量设定为0.05％以上。但是，当Mo含量超过1.00％或Ni含量超过1.00％ 或者Cu含量超过1.00％时，铁素体的面积分率会过少而得不到足够的拉伸 率。因此，Mo含量、Ni含量和Cu含量均设定为1.00％以下。即，优选满 足Mo：0.01％～1.00％、Ni：0.05％～1.00％或Cu：0.05％～1.00％或者它们 的任意组合。
(Nb：0.000％～0.30％、Ti：0.000％～0.30％、V：0.000％～0.50％)
Nb、Ti和V在冷轧后的退火等使奥氏体细粒化，由此使奥氏体的晶界 面积增加，促进铁素体相变。因此，可以含有Nb、Ti或V或者它们的任意 组合。为了充分地得到其效果，优选将Nb含量设定为0.005％以上、将Ti 含量设定为0.005％以上、将V含量设定为0.005％以上。但是，当Nb含量 超过0.30％或Ti含量超过0.30％或V含量超过0.50％时，铁素体的面积分 率会变得过剩而得不到足够的抗拉强度。因此，将Nb含量设定为0.30％以 下，将Ti含量设定为0.30％以下，将V含量设定为0.50％以下。即，优选 满足Nb：0.005％～0.30％、Ti：0.005％～0.30％或V：0.005％～0.50％或者 它们的任意组合。
(B：0.0000％～0.01％)
B在冷轧后的退火等向奥氏体的晶界偏析来抑制铁素体相变。因此， 可以含有B。为了充分地得到其效果，优选将B含量设定为0.0001％以上。 但是，当B含量超过0.01％时，铁素体的面积分率变得过少而得不到足够 的拉伸率。因此，将B含量设定为0.01％以下。即，优选成立B：0.0001％～ 0.01％。
(Ca：0.0000％～0.04％、Mg：0.0000％～0.04％、REM：0.0000％～0.04％)
Ca、Mg和REM控制氧化物和硫化物的形态，有助于提高扩孔性。因 此，可以含有Ca、Mg或REM或者它们的任意组合。为了充分地得到其效 果，优选Ca含量、Mg含量和REM含量均设定为0.0005％以上。但是，当 Ca含量超过0.04％或Mg含量超过0.04％或REM含量超过0.04％时，形成 粗大氧化物而得不到足够的扩孔性。因此，Ca含量、Mg含量和REM含量均设定为0.04％以下，优选设定为0.01％以下。即，优选满足Ca：0.0005％～ 0.04％、Mg：0.0005％～0.04％或REM：0.0005％～0.04％或者它们的任意组 合。
REM为Sc、Y和属于镧系的元素的合计17种元素的总称，REM的含 量是指这些元素的合计含量。REM例如包含于混合稀土金属，当添加REM 时例如可以添加混合稀土金属或添加金属La、金属Ce等金属REM。
根据本实施方式，例如可以得到590MPa以上的抗拉强度、15000MPa·％ 以上的TS×EL(抗拉强度×总拉伸率)、25000MPa·％以上的TS×λ(抗拉强 度×扩孔率)。即，能够得到高强度、优异的拉伸率和扩孔性。该钢板例如 容易成型为汽车的骨架系部件，也能够确保碰撞时的安全性。
接着，对本发明的实施方式的钢板的制造方法进行说明。就本发明的 实施方式的钢板的制造方法来说，依次进行具有上述化学组成的板坯的热 轧、酸洗、冷轧和退火。
热轧在1100℃以上的温度下开始，在Ar3点以上的温度下结束。就冷 轧来说，将压下率设定为30％～80％。就退火来说，将保持温度设定为Ac1点以上，保持时间设定为10秒钟以上，在之后的冷却中将700℃至Mf点 的温度区域的冷却速度设定为0.5℃/秒～4℃/秒。
在开始热轧的温度低于1100℃的情况下，有时无法使除了Fe以外的元 素在Fe中充分地固溶。因此，热轧在1100℃以上的温度下开始。开始热轧 的温度例如为板坯加热温度。作为板坯，例如可以使用由连续铸造得到的 板坯、由薄板坯连铸机制得的板坯。板坯可以在铸造后以保持于1100℃以 上的温度的状态供于热轧设备，也可以在冷却到低于1100℃的温度后加热 来供于热轧设备。
在热轧结束的温度低于Ar3点的情况下，热轧钢板的金属组织包含奥氏 体和铁素体，奥氏体与铁素体之间机械特性不同，因此冷轧等热轧后的处 理有时变得困难。因此，热轧在Ar3点以上的温度下结束。当使热轧在Ar3点以上的温度下结束时，能够较为减轻热轧中的轧制负荷。
热轧包括粗轧和精轧，就精轧来说可以连续地轧制由粗轧得到的多个 钢板接合而成的钢板。卷取温度设定为450℃～650℃。
酸洗进行一次或两次以上。通过酸洗，将热轧钢板的表面的氧化物除 去，提高化学转化处理性和镀覆性。
在冷轧的压下率低于30％的情况下，难以确保冷轧钢板的形状平坦， 或有时得不到足够的延展性。因此，冷轧的压下率设定为30％以上，优选 设定为50％以上。另一方面，在冷轧的压下率超过80％的情况下，有时轧 制负荷过大或冷轧后的退火中的铁素体的再结晶过度被促进。因此，冷轧 的压下率设定为80％以下，优选设定为70％以下。
就退火来说，在Ac1点以上的温度下保持10秒钟以上，由此生成奥氏 体。奥氏体通过之后的冷却而相变成铁素体、粒状贝氏体或马氏体。当保 持温度低于Ac1点或保持时间短于10秒时，奥氏体无法充分地生成。因此， 将保持温度设定为Ac1点以上，将保持时间设定为10秒钟以上。
在退火后的冷却中的700℃至Mf点的温度区域能够生成粒状贝氏体和 马氏体。如上所述，粒状贝氏体为多个贝氏体铁素体将存在于它们的界面 的位错回复而成为一个块的组织。能够在700℃以下的温度区域产生这样的 位错的回复。但是，在该温度区域中的冷却速度超过4℃/秒的情况下，无 法使位错充分地回复，有时粒状贝氏体的面积分率不足。因此，将该温度 区域中的冷却速度设定为4℃/秒以下。另一方面，在该温度区域中的冷却速度小于0.5℃/秒的情况下，有时无法充分地生成马氏体。因此，将该温度 区域中的冷却速度设定为0.5℃/秒以上。
由此，能够制造本发明的实施方式的钢板。
对钢板可以进行电镀处理、蒸镀处理等镀覆处理，还可以在镀覆处理 后进行合金化处理。可以对钢板进行有机覆膜的形成、薄膜层压、有机盐 类/无机盐类处理、无铬处理等表面处理。
在对钢板进行热浸镀锌处理作为镀覆处理的情况下，例如将钢板加热 或冷却到比镀锌浴的温度低40℃的温度以上并且比镀锌浴的温度高50℃的 温度以下的温度，使钢板通过到镀锌浴。通过热浸镀锌处理，可以得到在 表面具备热浸镀锌层的钢板即热浸镀锌钢板。热浸镀锌层例如具有由Fe：7 质量％～15质量％以及剩余部分：Zn、Al和杂质表示的化学组成。
在热浸镀锌处理后进行合金化处理的情况下，例如将热浸镀锌钢板加 热到460℃～600℃的温度。在该温度低于460℃的情况下，有时合金化不 足。在该温度超过600℃的情况下，有时合金化过剩而耐蚀性劣化。通过合 金化处理，可以得到在表面具备合金化热浸镀锌层的钢板即合金化热浸镀 锌钢板。
此外，上述实施方式均只不过是表示了实施本发明时的具体化的例子， 并不是要通过它们对本发明的技术范围进行限定性的解释。即，本发明在 不脱离其技术构思或其主要特征的范围的情况下可以通过各种形式来实 施。
实施例
接下来，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 发明的可实施性和效果而采用的一个条件例，本发明并不限于这一个条件 例。本发明只要在不脱离本发明的主旨的情况下实现本发明的目的就可以 采用各种条件。
(第一试验)
就第一试验来说，制造具有表1～表4所示的化学组成的板坯，对该板 坯进行热轧来得到热轧钢板。表1～表4中的空栏表示该元素的含量低于检 测极限，剩余部分为Fe和杂质。表1～表4中的下划线表示该数值在本发 明的范围之外。
Figure BDA0002100781650000131
Figure BDA0002100781650000141
Figure BDA0002100781650000151
Figure BDA0002100781650000161
接着，进行热轧钢板的酸洗、冷轧和退火，由此得到了钢板。热轧、 冷轧和退火的条件示于表5～表7。退火的条件中的冷却速度为700℃至Mf 点的温度区域中的平均冷却速度。各钢板中的铁素体的面积分率fF、粒状 贝氏体的面积分率fGB、马氏体的面积分率fM以及上贝氏体、下贝氏体、回 火马氏体、残余奥氏体和珠光体的合计面积分率fT示于表8～表10。表8～ 表10中的下划线表示该数值在本发明的范围之外。
表5
Figure BDA0002100781650000171
表6
Figure BDA0002100781650000181
表7
Figure BDA0002100781650000191
表8
Figure BDA0002100781650000201
表9
Figure BDA0002100781650000211
表10
Figure BDA0002100781650000221
然后，进行了各钢板的拉伸试验和扩孔试验。就拉伸试验来说，与轧 制方向成直角地由钢板采集日本工业标准JIS 5号试验片，依据JIS Z 2242 对抗拉强度TS和总拉伸率EL进行了测定。就扩孔试验来说，按照JIS Z 2256的记载内容，对扩孔率λ进行了测定。这些结果示于表11～表13。表 11～表13中的下划线表示该数值偏离优选范围。这里所说的优选范围是指 TS为590MPa以上、TS×EL为15000MPa·％以上、TS×λ为25000MPa·％以 上。
表11
Figure BDA0002100781650000241
表12
Figure BDA0002100781650000251
表13
Figure BDA0002100781650000261
如表11～表13所示，处于本发明范围内的试样得到了高强度、优异的 拉伸率和扩孔性。
就试样编号1来说，由于C含量过低，因此强度低。就试样编号5来 说，由于C含量过高，因此拉伸率和扩孔性低。就试样编号6来说，由于 Si和Al的总含量过低，因此扩孔性低。就试样编号10来说，由于Si和Al 的总含量过高，因此在热轧中发生了板坯破裂。就试样编号11来说，由于 Mn和Cr的总含量过低，因此强度低。就试样编号15来说，由于Mn和 Cr的总含量过高，因此拉伸率和扩孔性低。就试样编号18来说，由于P 含量过高，因此扩孔性低。就试样编号21来说，由于S含量过高，因此扩 孔性低。就试样编号23来说，由于N含量过高，因此扩孔性低。就试样编 号25来说，由于O含量过高，因此扩孔性低。
就试样编号28来说，由于Mo含量过高，因此拉伸率低。就试样编号 31来说，由于Ni含量过高，因此拉伸率低。就试样编号34来说，由于Cu 含量过高，因此拉伸率和扩孔性低。就试样编号37来说，由于Nb含量过 高，因此强度低，扩孔性低。就试样编号40来说，由于Ti含量过高，因此 强度低，扩孔性低。就试样编号43来说，由于V含量过高，因此强度低。 就试样编号46来说，由于B含量过高，因此拉伸率和扩孔性低。就试样编 号49来说，由于Ca含量过高，因此扩孔性低。就试样编号52来说，由于 Mg含量过高，因此扩孔性低。就试样编号55来说，由于REM含量过高， 因此扩孔性低。
就试样编号59来说，由于合计面积分率fT过高，因此扩孔性低。就试 样编号62来说，由于面积分率fM过低，合计面积分率fT过高，因此扩孔 性低。就试样编号64来说，由于面积分率fF过低，合计面积分率fT过高， 因此拉伸率低。就试样编号67来说，由于面积分率fGB过低，合计面积分 率fT过高，因此扩孔性低。就试样编号69来说，由于面积分率fGB过低， 因此扩孔性低。就试样编号70来说，由于面积分率fGB过低，合计面积分 率fT过高，因此扩孔性低。就试样编号72来说，由于面积分率fGB过低， 合计面积分率fT过高，因此扩孔性低。就试样编号74来说，由于面积分率 fGB过低，因此扩孔性低。就试样编号75来说，由于面积分率fGB过低，因 此扩孔性低。就试样编号77来说，由于面积分率fGB过低，合计面积分率fT过高，因此扩孔性低。就试样编号79来说，由于面积分率fGB过低，合 计面积分率fT过高，因此扩孔性低。就试样编号80来说，由于面积分率fGB过低，合计面积分率fT过高，因此扩孔性低。
产业上的可利用性
本发明例如可以用于与适于汽车部件的钢板相关的产业。

Claims (7)

1.一种钢板，其特征在于，其具有由以质量％计C：0.05％～0.1％、P：0.04％以下、S：0.01％以下、N：0.01％以下、O：0.006％以下、Si和Al：合计0.20％～2.50％、Mn和Cr：合计1.0％～3.0％、Mo：0.00％～1.00％、Ni：0.00％～1.00％、Cu：0.00％～1.00％、Nb：0.000％～0.30％、Ti：0.000％～0.30％、V：0.000％～0.50％、B：0.0000％～0.01％、Ca：0.0000％～0.04％、Mg：0.0000％～0.04％、REM：0.0000％～0.04％以及剩余部分：Fe和杂质表示的化学组成，
并且其具有由以面积分率计铁素体：50％～95％、粒状贝氏体：5％～48％、马氏体：2％～30％以及上贝氏体、下贝氏体、回火马氏体、残余奥氏体和珠光体：合计5％以下表示的金属组织。
2.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，所述化学组成中成立Mo：0.01％～1.00％、Ni：0.05％～1.00％或Cu：0.05％～1.00％或者它们的任意组合。
3.根据权利要求1或2所述的钢板，其特征在于，所述化学组成中成立Nb：0.005％～0.30％、Ti：0.005％～0.30％或V：0.005％～0.50％或者它们的任意组合。
4.根据权利要求1或2所述的钢板，其特征在于，所述化学组成中成立B：0.0001％～0.01％。
5.根据权利要求1或2所述的钢板，其特征在于，所述化学组成中成立Ca：0.0005％～0.04％、Mg：0.0005％～0.04％或REM：0.0005％～0.04％或者它们的任意组合。
6.根据权利要求1或2所述的钢板，其特征在于，其在表面具有热浸镀锌层。
7.根据权利要求1或2所述的钢板，其特征在于，其在表面具有合金化热浸镀锌层。
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