CN116964236A

CN116964236A - 钢板

Info

Publication number: CN116964236A
Application number: CN202280018723.7A
Authority: CN
Inventors: 田中泰明; 薮翔平; 首藤洋志; 林宏太郎; 安富隆; 樱田荣作
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2021-03-02
Filing date: 2022-02-22
Publication date: 2023-10-27
Also published as: MX2023010216A; WO2022185991A1; KR20230151000A; JPWO2022185991A1; US20240068066A1; EP4303334A1

Abstract

一种钢板，其化学组成以质量％计为C：0.05～0.25％、Si：0.2～2.0％、Mn：1.2～3.0％、P：0.030％以下、S：0.050％以下、Al：0.01～0.55％、N：0.0100％以下、Ti：0.010～0.250％、余量：Fe和杂质，钢板表层部处的织构的随机强度比为8.0以下，织构的{110}极图的最大强度取向与钢板轧制面的法线方向所形成的最小角度为10°以下。

Description

钢板

技术领域

本发明涉及钢板。

背景技术

随着以能源问题为背景的轻量化需求的提高，在家用汽车和卡车的构件中，能够降低板厚的高强度钢板的应用正在多方面展开。这些汽车车体用的部件大多通过轧制加工来成形。其中，悬架部件具有复杂的形状，因此对所应用的高强度钢板要求优异的弯曲加工性。

例如，在专利文献1中公开了一种铁素体系薄钢板，其1/2板厚处的板面的{100}<011>～{223}<110>取向群的X射线随机强度比的平均值为3.0以上，且{554}<225>、{111}<112>、{111}<110>这3个晶体取向的X射线随机强度比的平均值为3.5以下，进而，轧制方向的r值以及与轧制方向垂直的方向的r值中的至少一个为0.7以下。另外，专利文献2公开了一种冷轧钢板，其(111)//ND的X射线随机强度比为3以上，(100)//ND的X射线随机强度比为1以下。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2001-303175号公报

专利文献2：日本特开2013-104114号公报

发明内容

发明要解决的问题

另外，本发明人等对具有780MPa以上的拉伸强度的热轧钢板实施了各种弯曲试验，结果得知：即使在弯曲棱线与轧制方向平行的情况下未产生裂纹，在弯曲棱线与轧制方向垂直、即平行于板材宽度方向的情况下有时也会产生裂纹，存在弯曲各向异性。

本发明的目的在于解决上述问题，提供具有高的拉伸强度、低的弯曲各向异性、以及优异的弯曲性的钢板。

用于解决问题的方案

本发明是为了解决上述问题而完成的，其要旨在于以下的钢板。

(1)一种钢板，其化学组成以质量％计为

C：0.05～0.25％、

Si：0.2～2.0％、

Mn：1.2～3.0％、

P：0.030％以下、

S：0.050％以下、

Al：0.01～0.55％、

N：0.0100％以下、

Ti：0.010～0.250％、

余量：Fe和杂质，

钢板表层部处的织构的随机强度比为8.0以下，

所述织构的{110}极图的最大强度取向与钢板轧制面的法线方向所形成的最小角度为10°以下。

(2)根据上述(1)所述的钢板，其中，所述化学组成代替所述Fe的一部分而以质量％计含有选自

Cr：0.50％以下、

Ni：0.50％以下、和

Cu：0.50％以下中的1种以上。

(3)根据上述(1)或(2)所述的钢板，其中，所述化学组成代替所述Fe的一部分而以质量％计含有选自

Nb：0.040％以下、

V：0.15％以下、

Zr：0.15％以下、

Mo：0.15％以下、和

W：0.15％以下中的1种以上。

(4)根据上述(1)～(3)中的任一项所述的钢板，其中，所述化学组成代替所述Fe的一部分而以质量％计含有合计为0.100％以下的选自Sn、Sb和Te中的1种以上。

(5)根据上述(1)～(4)中的任一项所述的钢板，其中，所述化学组成代替所述Fe的一部分而以质量％计含有合计为0.0050％以下的选自Ca、Mg和REM中的1种以上。

(6)根据上述(1)～(5)中的任一项所述的钢板，其中，所述化学组成代替所述Fe的一部分而以质量％计含有B：0.0050％以下。

发明的效果

根据本发明，能够获得拉伸强度为780MPa以上、弯曲各向异性低、且具有优异的弯曲性的钢板。

具体实施方式

本发明人等对使拉伸强度为780MPa以上的高强度钢板的弯曲各向异性降低的方法进行了研究和实验，其结果得到了以下见解。

实施弯曲试验时，裂纹会在外侧的弯曲棱线上产生。对裂纹产生的机理进行调查，其结果可知，钢板表层部中的剪切带的产生是前兆现象。

因此，本发明人等进一步研究了抑制钢板表层部中的剪切带产生的方法，其结果发现，控制钢板表层部处的织构极其有效。即，以往总是关注钢板内部的织构，但发现钢板表层部中的织构对弯曲试验中的裂纹的产生有很大的影响。

本发明是基于上述见解完成的。以下，对本发明的各特征进行详细说明。

(A)化学组成

各元素的限定理由如下所述。需要说明的是，在以下的说明中，关于含量的“％”是指“质量％”。

C：0.05～0.25％

C是对于确保强度而言必要的元素。C含量小于0.05％时，不能得到780MPa以上的拉伸强度。另一方面，若C含量超过0.25％，则马氏体过度硬化而韧性劣化，并且会损害焊接性。因此，C含量设为0.05～0.25％。C含量优选为0.07％以上或0.09％以上，优选为0.22％以下、0.20％以下或0.18％以下，更优选为0.15％以下。

Si：0.2～2.0％

Si是有助于强度提高的元素。另外，Si具有发挥如下作用的效果：在钢板表面形成熔点低的Fe₂SiO₄，使得因热轧而发展的表层部的织构的弯曲各向异性变小。另一方面，若过度含有，则会产生热轧时表面氧化的问题。因此，Si含量设为0.2～2.0％。Si含量优选为0.3％以上或0.5％以上，优选为1.8％以下、1.5％以下或1.3％以下。

Mn：1.2～3.0％

Mn具有使奥氏体稳定化而容易形成低温相变相、有助于确保强度的效果。另一方面，若过度含有，则铁素体的体积率降低而伸长率劣化。因此，Mn含量设为1.2～3.0％。Mn含量优选为1.5％以上或1.7％以上，优选为2.8％以下、2.5％以下或2.2％以下。

P：0.030％以下

P具有使强度增加的效果，因此，可以积极地含有。但是，若过度含有，则会发生晶界偏析导致的脆化，因此，在含有的情况下，将其含量设为0.030％以下。P含量优选为0.025％以下，更优选为0.020％以下。没必要对P含量设置下限，可以为0％。不过，过度的降低会导致制造成本的增加，因此，P含量优选为0.001％以上。需要说明的是，通常在制钢阶段中，会以杂质的级别混入0.010％左右。

S：0.050％以下

S会形成硫化物系夹杂物而使伸长率降低，因此，将其含量抑制在0.050％以下。想要确保优异的伸长率的情况下，S含量优选为0.0080％以下，更优选为0.0030％以下。没必要对S含量设置下限，可以为0％。不过，过度的降低会导致制造成本的增加，因此，S含量优选为0.0005％以上或0.0010％以上。

Al：0.01～0.55％

Al是为了脱氧而使用的元素。但是，若过度含有，则难以稳定地连铸。因此，将Al含量设为0.01～0.55％。另外，在Al含量高的情况下，高温下的奥氏体会不稳定化，需要过度提高热轧中的终轧温度，因此，优选将其含量设为0.50％以下、0.45％以下、0.40％以下、0.30％以下或0.20％以下。需要说明的是，本发明中，Al含量是指酸溶Al(sol.Al)的含量。在使残余奥氏体生成而使伸长率提高的情况下，优选将Al与前述Si的总含量设为1.0％以上。

N：0.0100％以下

N是使伸长率降低的元素，因此将其含量设为0.0100％以下。N含量优选为0.0060％以下或0.0040％以下。没必要对N含量设置下限，可以是杂质级别。通常在制钢阶段混入0.0020％左右。

Ti：0.010～0.250％

Ti在热轧板组织中以碳化物的形式析出，有助于强度提高。进而，Ti是通过抑制奥氏体的晶粒的粗大化而有助于韧性的提高的元素。特别是在本发明中，为了控制后述所示的表层部的织构，需要在高温下进行精轧。为了抑制由此引起的晶粒的粗大化，也需要利用上述效果。在此基础上，通过铁素体的强度提高来减小与硬质第二相的硬度差，也有助于弯曲性的提高。另一方面，若过量含有，则热轧前的炉加热时会形成粗大的碳化物或氮化物，使伸长率降低。因此，Ti含量设为0.010～0.250％。Ti含量优选为0.030％以上或0.050％以上，优选为0.200％以下或0.150％以下。

本发明的钢板中，除了含有上述元素之外，还可以进一步含有选自Cr、Ni、Cu、Nb、V、Zr、Mo、W、Sn、Sb、Te、Ca、Mg、REM和B中的1种以上的元素。需要说明的是，任何元素的含量均不需要设定下限，可以为0％。

Cr：0.50％以下

Ni：0.50％以下

Cu：0.50％以下

Cr、Ni和Cu具有提高淬火性、有效地使马氏体和/或贝氏体生成的作用，因此，可根据需要来含有。但是，若过度含有，则会抑制铁素体的生成，因此，将这些元素的含量分别设为0.50％以下。任一元素的含量也优选为0.45％以下、0.40％以下或0.35％以下。想要获得上述效果的情况下，优选分别含有0.10％以上、0.15％以上或0.20％以上的选自上述元素中的1种以上。

Nb：0.040％以下

Nb以碳化物或氮化物的形式析出，具有抑制奥氏体的再结晶和粗大化、抑制焊接部的韧性劣化的效果。因此，可根据需要来含有。但是，若过度含有，则奥氏体的再结晶温度过度升高，难以控制表层部处的织构。因此将Nb含量设为0.040％以下。Nb含量优选为0.035％以下或0.030％以下。想要获得上述效果的情况下，优选将Nb含量设为0.010％以上、0.015％以上或0.020％以上。

V：0.15％以下

Zr：0.15％以下

Mo：0.15％以下

W：0.15％以下

V、Zr、Mo、W是在热轧板组织中以碳化物的形式析出、有助于强度提高的元素。在此基础上，通过铁素体的强度提高而减小与硬质第二相的硬度差，也有助于弯曲性的提高，因此可根据需要含有。然而，若过量含有，则不仅会形成粗大的碳化物而阻碍伸长，而且还会导致合金成本的增加。将这些元素的含量分别设为0.15％以下，优选设为0.12％以下。想要获得上述效果的情况下，优选分别含有0.01％以上、0.03％以上或0.05％以上的选自上述元素中的1种以上。

选自Sn、Sb和Te中的1种以上：合计为0.100％以下

Sn、Sb和Te在钢的表面偏析，尤其是会抑制高Si添加钢的内部氧化层的形成，有助于酸洗性的提高，因此可根据需要含有。但是，若过量含有，则会在晶界偏析而使韧性下降，因此将它们的含量设为合计0.100％以下，优选设为0.050％以下。想要获得上述效果的情况下，它们的含量优选合计含有0.005％以上或0.010％以上。

选自Ca、Mg和REM中的1种以上：合计为0.0050％以下

Ca、Mg和REM(稀土金属)具有使在凝固中析出的氧化物和氮化物微细化、保持铸坯的致密性的作用，因此，可根据需要来含有。但是，这些元素均昂贵，因此，将它们的含量合计设为0.0050％以下，优选设为0.0030％以下。想要获得上述效果的情况下，它们的含量优选合计含有0.0005％以上或0.0010％以上。

此处，REM是指Sc、Y和镧系元素的17种元素。REM的含量是指这些元素的总含量。REM在工业上以混合稀土金属(misch metal)的形式进行添加。

B：0.0050％以下

B通过在晶界偏析并强化而有助于钢板的韧性提高。因此，可根据需要含有。但是，若过量含有，则在铸造时在钢材表面会产生裂纹，阻碍生产率。因此，将其上限设为0.0050％以下。B含量优选为0.0040％以下，更优选为0.0020％以下。想要获得上述效果时，优选含有0.0005％以上、0.0007％以上或0.0010％以上。

本发明的钢板的化学组成中，余量为Fe和杂质。需要说明的是，“杂质”是指：在工业上制造钢时，因矿石、废料等原料、制造工序的各种因素而混入的成分，其在不对本发明造成不良影响的范围内是可接受的。

(B)钢板表层部的织构

随机强度比：8.0以下

{110}极图的最大强度取向与钢板轧制面的法线方向所形成的最小角度：10°以下

如上所述，通过控制钢板表层部处的织构，能够抑制作为在外侧的弯曲棱线上产生裂纹的前兆现象的剪切带的形成。因此，具体而言，在钢板表层部的织构中，将随机强度比设为8.0以下，并且将{110}极图的最大强度取向与钢板轧制面的法线方向所形成的最小角度设为10°以下。需要说明的是，本发明中，钢板表层部是指从钢板表面至深度方向200μm为止的区域。

钢板表层部处的织构的随机强度比优选为7.0以下，更优选为5.0以下。需要说明的是，随机强度比越低越好，不需要设定下限，但为3.0以下时效果饱和。另外，1.0是理论上的下限。另一方面，{110}极图的最大强度取向与钢板轧制面的法线方向所形成的最小角度优选为7.5°以下。

通过以下顺序测定钢板表层部处的织构的随机强度比以及{110}极图的最大强度取向与钢板轧制面的法线方向所形成的最小角度。首先，使钢板的与轧制方向和板厚方向平行的截面露出，对沿轧制方向600μm、沿板厚方向距表面起200μm的区域以0.5μm间隔通过电子背散射衍射(SEM-EBSD)法测定晶体取向。

接下来，根据所得到的晶体取向组，将试样对称性设为以轧制方向-板厚方向截面为镜面的单斜晶系，通过半高宽为5度的球谐函数展开法求出ODF，在欧氏空间中以5度为间隔计算晶体取向的随机强度比，求出其中最大的随机强度比。

另外，根据所得到的晶体取向组，将试样对称性设为以轧制方向-板厚方向截面为镜面的单斜晶系，通过半高宽为5度的球谐函数展开法计算出{110}极图，求出其中最大强度取向与轧制面的法线方向即{110}极图上的中心点所形成的角度。

此处，在分析表层织构时，试样对称性的设定是极为重要的。在板厚中心的分析中，一般是将试样对称性设为斜方晶系来分析织构。然而，这种分析方法无法准确评价表层部的织构。

以下，对本发明人等进行的预备实验的结果进行说明。后述实施例的试验No.24是通过偏离适宜条件的方法进行制造的比较例。对于试验No.24的钢板，将试样对称性设为斜方晶系进行了计算，其结果随机强度比为3.7，与{110}极图上的中心点所形成的角度为10°，满足本发明的规定。与此相对，如上所述，将试样对称性设为单斜晶系进行计算的情况下，其结果随机强度比为8.2，与{110}极图上的中心点所形成的角度为10°，不满足本发明的规定。该结果还表明，若不使用基于本发明的方法，则会有无法正确地评价表层部的织构的情况。

(C)厚度

对于本发明的钢板的厚度没有特别限制，但作为家用汽车和卡车等的悬架部件的坯料而使用的情况下，钢板的厚度优选为1.0～5.0mm，更优选为1.2～3.2mm。

(D)板厚中心部中的金相组织

在本发明中，如上所述，通过控制表层部的织构，能够改善弯曲性。因此，对于钢板的板厚中心部处的金相组织没有特别限制。

但是，在想要确保高强度并获得良好的伸长率的情况下，钢板的板厚中心部处的金相组织优选以面积率计含有：5～40％的铁素体、总计60～95％的马氏体和贝氏体，余量小于5％。在此，在本发明中，从兼顾强度和伸长率的角度出发，拉伸强度与断裂伸长率的乘积优选为10000MPa％以上。拉伸强度与断裂伸长率的乘积更优选为12000MPa％以上，进一步优选为14000MPa％以上。

铁素体是软质的，有助于伸长率的提高。因此，在想要确保780MPa以上的拉伸强度并得到优异的伸长率的情况下，优选将铁素体的面积率设为5～40％。铁素体的面积率更优选为10％以上，更优选为30％以下，进一步优选为20％以下。

另外，马氏体和贝氏体提高钢板的强度，并且通过与铁素体适当混合而有助于伸长率的提高。因此，优选将马氏体和贝氏体的总面积率设为60～95％。进而，想要更可靠地获得上述效果的情况下，优选将马氏体的面积率设为15％以上或20％以上。另一方面，除了上述效果以外，从进一步确保韧性的角度出发，优选将马氏体的面积率设为80％以下，更优选设为70％以下或60％以下。需要说明的是，在本发明中，马氏体中不仅包含新鲜马氏体，还包含回火马氏体。

铁素体、马氏体和贝氏体以外的余量的面积率优选为小于5％。作为余量组织，具体而言可以混入珠光体、渗碳体和残余奥氏体。从确保均匀伸长率的角度出发，优选将珠光体和渗碳体的总面积率设为小于5％。此外，残余奥氏体虽然是提高均匀伸长率的组织，但从确保扩孔性的角度出发，优选将其面积率设为小于5％。

(E)钢板的制造方法

以下，对本发明的钢板的制造方法的一例进行详细说明。本发明的钢板例如可以通过包含以下所示的工序的制造方法来得到。

<板坯制造工序>

提供至热轧的钢坯通过常规方法来制造即可。即，可以使用通过连铸或者铸造/开坯得到的板坯、或者通过薄带连铸法得到的钢板等。

<热轧工序>

对钢坯进行热轧。为了控制钢板表层部处的织构，调整热轧条件是重要的。以下，对热轧工序中的条件进行详细描述。

加热温度：1050～1300℃

为了使Ti固溶在钢中，将热轧前的加热温度设为1050℃以上。另一方面，鉴于加热炉的耐久性，优选将加热温度设为1300℃以下。

有效轧制应变：0.20～0.80

通过调整最终压下、或者最终压下以及最终压下的前一个压下中的轧制率，将以下定义的有效轧制应变设为0.20～0.80的范围内，可以抑制奥氏体的织构的过度发展，并控制γ-α相变后的表层部的织构。以下，对有效轧制应变进行说明。

将最终压下的前一个压下中的轧制应力设为F0、将最终压下中的轧制应力设为F1时，若(F1-F0)/F0的值小于0.18，则将最终压下中的轧制应变作为有效轧制应变；若(F1-F0)/F0的值为0.18以上，则将最终压下以及最终压下的前一个压下中的轧制应变之和作为有效轧制应变。

在此，轧制应力是指用轧制载荷除以轧辊和钢板的投影接触长度Ld与钢板的板宽的乘积而得到的值。投影接触长度Ld通过下述式(1)求出。另外，上述轧制应变是真应变的绝对值，即有效轧制应变εeff由下述式(2)或(3)求出。

Ld＝√(Rd(hin-hout))…(i)

Rd：辊半径

hin：进入侧板厚

hout：放入侧板厚

(F1-F0)/F0≥0.18时

εeff＝|ln(t0/tini)+ln(t1/t0)|…(2)

(F1-F0)/F0<0.18时

εeff＝|ln(t1/t0)|…(3)

tini：最终压下的前一个压下时的压下前的板厚

t0：最终压下的前一个压下时的轧制后的板厚

t1：最终压下时的压下后的板厚

终轧温度：T_SC℃以上、并且920℃以上且1080℃以下

通过将终轧温度设为下述式(i)所示的T_SC℃以上且920℃以上，能够控制钢板表层部处的织构，特别是发挥减小{110}极图的最大强度取向与钢板轧制面的法线方向所形成的最小角度的效果。其理由尚不清楚，但认为原因在于，T_SC℃以上且920℃以上时，钢板表面生成的Fe₂SiO₄软化，由此赋予钢板表面的剪切变形量变小。在此，“终轧温度”是指最终压下后的钢板的温度。

T_SC＝965+100×((5×P+0.5×Al)/Si)²-170×((5×P+0.5×Al)/Si)…(i)

其中，式中的元素符号表示各元素的含量(质量％)。

另一方面，若终轧温度超过1080℃，则有产生因氧化皮缺陷而导致的表面品质劣化的担忧。因此，热轧的终轧温度设为1080℃以下。

最终压下与最终压下的前一个压下之间的时间：0.50s以上

最终压下与最终压下的前一个压下之间的时间小于0.50s时，最终压下与最终压下的前一个压下的轧制进入侧的温度差小于15℃的可能性变大。在这种情况下，最终压下的前一个压下中的应变累积容易持续至最终压下，赋予钢板表面的剪切变形量增大，{110}极图的最大强度取向与钢板轧制面的法线方向所形成的最小角度增大。在此基础上，根据情况，有导致最终压下中的轧制应力增大而成为轧制故障的原因的担忧。因此，以使最终压下的轧制进入侧温度比最终压下的前一个压下的轧制进入侧温度低15℃以上的方式，将最终压下与最终压下的前一个压下之间的时间设为0.50s以上。最终压下与最终压下的前一个压下之间的时间优选设为0.75s以上。另一方面，若超过3.0s，则会导致线速度的大幅降低，无法将终轧温度维持在T_SC℃以上且920℃以上，有可能无法适当地控制表层织构。因此，上述时间优选设为3.0s以下，更优选设为2.0s以下。

终轧后、至水冷开始为止的时间：0.50s以上

通过将从终轧后起至水冷开始为止的时间设为0.50s以上，可以控制γ-α相变后的表层部的织构，特别是对于降低随机强度比发挥效果。若至水冷开始为止的时间小于0.50s，则奥氏体的再结晶被抑制，通过轧制而过度发展的表层部的奥氏体的织构被相变后的α相继承，使弯曲性下降。因此，将终轧后、至水冷开始为止的时间设为0.50s以上，优选设为0.80s以上。另一方面，若至水冷开始为止的时间超过3.0s，则奥氏体的晶粒生长变得显著，铁素体的生成量减少，有损害伸长率的担忧。因此，从终轧后至水冷开始为止的时间优选设为3.0s以下，更优选设为1.5s以下。

一次冷却速度：15℃/s以上

对终轧后的冷却速度没有特别限制。但是，一次冷却速度优选设为15℃/s以上，更优选设为30℃/s以上。由此，能够抑制珠光体的析出及析出物的粗大化，从而能够使强度提高。另一方面，从抑制马氏体的过量生成、确保铁素体的角度出发，一次冷却速度优选设为小于60℃/s。需要说明的是，一次冷却速度是指：终轧温度与后述的一次冷却停止温度或500℃中任一高者的温度的差除以冷却至该温度所需的时间而得到的平均冷却速度。

一次冷却停止温度：600～680℃

终轧后，可以直接冷却至后述的卷取温度，但出于在钢板内部的金相组织中得到铁素体的目的，中途也可以在600～680℃的范围内停止冷却。为了更可靠地得到该效果，一次冷却停止温度优选设为630℃以上。另外，为了充分得到该效果，优选在一次冷却停止温度的范围内停留2～15s。通过将停留时间设为2～15s，可以形成适度量的铁素体。停留时间更优选设为5～10s。

二次冷却速度：10℃/s以上

在上述一次冷却温度下停止冷却的情况下，之后进行二次冷却。对二次冷却速度没有特别限制。但是，二次冷却速度优选设为10℃/s以上。由此，可以将珠光体与残余奥氏体的组织分数减少至5％以下。另一方面，从抑制钢板的平坦不良、提高生产率的角度出发，二次冷却速度优选设为50℃/s以下。需要说明的是，二次冷却速度是指，将一次冷却停止温度与卷取温度之差除以冷却至该温度所需的时间而得到的平均冷却速度。

<卷取工序>

卷取温度：100～500℃

对于卷取温度也没有特别限制，从使贝氏体和/或马氏体生成来确保强度的角度出发，优选在500℃以下的温度下进行卷取。另一方面，若卷取温度过低，则有发生钢板的平坦不良、阻碍生产率的担忧。因此，优选将卷取温度设为100～500℃，更优选设为150～450℃。

以下，通过实施例对本发明进行更具体的说明，但本发明不限于这些实施例。

实施例

将具有表1所示的化学组成的钢在真空熔炼炉中熔制，再加热至1050℃以上后，使用试验用小型热轧机在表2所示的条件下实施热轧。热轧后，通过＝紧接着轧机机座设置的水冷装置，在表2所示的冷却条件下进行水冷直至与卷取相当的温度，接着，投入设定为与上述卷取相当的温度的加热炉中，保持30分钟后，以20℃/h缓慢冷却至室温，来模拟实机的卷取工序。

[表1]

[表2]

需要说明的是，表2中，ST0是指最终压下的前一个压下时的进入侧温度(℃)，ST1是指最终压下时的进入侧温度(℃)，FT是指终轧温度(℃)。另外，“道次间时间”是指最终压下与最终压下的前一个压下之间的时间，“轧制后～水冷开始时间”是指终轧后、至开始水冷为止的时间。

在得到的钢板的板厚中心部中，切出与轧制方向和板厚方向平行的截面，镜面研磨后，进行硝酸酒精溶液腐蚀，露出金相组织，用SEM进行观察。进而，使与钢板的轧制方向和板厚方向平行的截面露出，通过SEM-EBSD对沿轧制方向600μm、沿板厚方向距表面200μm的区域以0.5μm间隔测定晶体取向。

然后，根据所得到的晶体取向组，将试样对称性设为单斜晶系、通过半高宽为5度的球谐函数展开法求出ODF，在欧氏空间中以5度间隔算出晶体取向的随机强度比，求出其中最大的随机强度比。同样，根据所得到的晶体取向组，将试样对称性设为单斜晶系，通过半高宽为5度的球谐函数展开法算出{110}极图，求出其中最大强度取向与{110}极图上的中心点所形成的角度。

接着，以使与钢板的轧制方向正交的方向与试验片的长度方向一致的方式，采取2片JIS Z 2241：2011中规定的JIS 5号拉伸试验片，根据该标准测定拉伸强度TS和断裂伸长率EL，并求出它们的平均值。

进而，在所得到的钢板中，针对TS为780MPa以上且TS×EL为10000MPa％以上的钢板的弯曲特性，通过以下的弯曲试验来评价。从各钢板切出短条形状的试验片，仔细地去除毛刺后提供于弯曲试验。试验片以沿着弯曲棱线方向的长度设为20mm、与弯曲棱线正交的方向的长度设为45mm、弯曲棱线与轧制方向平行以及垂直的方式切出。

接着，分别以上述试验片的板厚(t)与冲头前端半径(Rp)之比(Rp/t)为2.0或1.0的方式准备前端角度为90°的V字形状冲头，将试验片的长度中央部以40kN的力按压至设置于INSTRON型万能试验机的具有槽角度为90°的V字槽的模具，进行开角为90°的V字弯曲试验。以40倍的倍率对V弯曲试验后的弯曲棱线进行SEM观察，确认弯曲棱线的长度中央部附近有无裂纹。试验片的弯曲棱线处未产生裂纹的情况判定为○，产生裂纹的情况判定为×。

将这些结果示于表3。需要说明的是，表3中，将试验片的弯曲棱线与轧制方向平行时的弯曲性称为L方向弯曲性，将试验片与轧制方向垂直时的弯曲性称为C方向弯曲性。

[表3]

表3

*是指织构的{110}极图的最大强度取向与钢板轧制面的法线方向所形成的最小角度。

从表3可知，试验No.21中，终轧温度(FT)低，并且有效轧制应变过高。试验No.22中，终轧后、至水冷开始为止的时间短，另外，有效轧制应变过高。试验No.23中，有效轧制应变过高。

试验No.24中，终轧后、至水冷开始为止的时间过短。试验No.25中，终轧温度(FT)过低。试验No.26中，由于最终压下与最终压下的前一个压下之间的时间过长，因此终轧温度变低。试验No.27中，由于最终压下与最终压下的前一个压下之间的时间过短，因此最终压下与最终压下的前一个压下的轧制进入侧的温差变小。因此，在这些例子中，结果是无法控制表层织构、弯曲性差。

试验No.28中Mn含量低、试验No.29中C含量低，因此，无法得到充分的强度。试验No.30中，由于不含有Ti，因此铁素体与硬质第二相的硬度差变大，弯曲性劣化。试验No.31中，由于Mn含量过剩，因此伸长率劣化。试验No.32中，由于Nb含量过剩，因此尽管制造条件合适，但结果是无法控制表层织构、弯曲性差。

与此相对，满足本发明所有规定的试验No.1～20中，强度高且伸长率优异、进而具有优异的弯曲性，没有确认到弯曲各向异性。

产业上的可利用性

根据本发明，能够得到拉伸强度为780MPa以上、弯曲各向异性低、且具有优异的弯曲性的钢板。因此，本发明的钢板能够作为家用汽车和卡车等的悬架部件的坯料而适合地使用。

Claims

1.一种钢板，其化学组成以质量％计为C：0.05～0.25％、