CN115917030A - 高强度钢板 - Google Patents

Abstract

一种高强度钢板，包含规定的化学成分，在从表面起沿板厚方向为板厚的1/10的范围中，以欧拉角计由φ1＝0～90°、Φ＝50～60°、φ2＝45°表达的取向群即取向群1的平均极密度为1.5以下，并且，以所述欧拉角计由φ1＝45～85°、Φ＝85～90°、φ2＝45°表达的取向群即取向群2的平均极密度为1.5以上，表示表面性状的无规则度的S值为7.5以下，表示所述表面性状的集中度的E值为0.04以上，该高强度钢板的抗拉强度为590MPa以上。

Description

高强度钢板

技术领域

本发明涉及高强度钢板。

本申请基于在2020年09月30日向日本申请的专利申请2010-165954号要求优先权，在此引用其内容。

背景技术

近年来，从伴随地球温暖化对策的温室效应气体排放量限制的观点出发，要求进一步提高汽车的燃油经济性。汽车的结构大多采用铁、特别是钢板形成，因此通过减薄该钢板来降低重量，从而车体轻量化，燃油经济性提高。然而，当单纯地减薄钢板的厚度来降低钢板的重量时，作为结构物的强度降低，担忧碰撞安全性降低。因此，为了减薄钢板的厚度，要求提高所使用的钢板的机械强度，以使得不降低结构物的强度。因此，近年来，为了使车体轻量化并且确保碰撞安全性，汽车用部件中的高强度钢板的应用越来越扩大。

另一方面，在用于汽车用部件的钢板中，不仅要求强度，还要求压制加工性、焊接性等的在部件成形时所要求的各种施工性。具体而言，从压制加工性的观点出发，对钢板要求弯曲性的情况较多。钢板的成形性具有随着材料的高强度化而降低的倾向，因此在钢板中难以兼顾高强度和良好的成形性。

因此，在汽车用部件中的高强度钢板的应用中，在实现抗拉强度590MPa以上的高强度的同时实现优异的弯曲加工性成为重要的课题。

针对这样的课题，在非专利文献1中报告了：通过组织控制来控制为铁素体、贝氏体、马氏体等的单一组织，由此弯曲加工性改善。

另外，在专利文献1中公开了下述方法：通过使钢板以质量％计含有C：0.010～0.055％、Si：0.2％以下、Mn：0.7％以下、P：0.025％以下、S：0.02％以下、N：0.01％以下、Al：0.1％以下、Ti：0.06～0.095％，并控制成以面积率计95％以上由铁素体构成的组织，在铁素体晶粒内分散有包含Ti的碳化物，并控制成作为包含Ti的硫化物仅分散析出有平均粒径0.5μm以下的TiS的组织，来实现590MPa以上且750MPa以下的抗拉强度和优异的弯曲加工性。

另外，在专利文献2中公开了下述方法：通过使钢板以质量％计含有C：0.05～0.15％、Si：0.2～1.2％、Mn：1.0～2.0％、P：0.04％以下、S：0.0030％以下、Al：0.005～0.10％、N：0.01％以下、和Ti：0.03～0.13％，并将钢板内部的组织控制为贝氏体单相、或贝氏体的分率超过95％的组织，并且，将钢板表层部的组织设为贝氏体相的分率小于80％且富有加工性的铁素体的分率为10％以上，来在维持抗拉强度780MPa以上的状态下提高弯曲加工性。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本国特开2013-133499号公报

专利文献2：日本国特开2012-62558号公报

非专利文献

非专利文献1：高桥等，新日铁技报“汽车用高强度钢板的开发”，第378号，p2～p6，(2003)

发明内容

然而，近年来，对强度及弯曲加工性的要求变高，在专利文献1及2的技术中，不能说强度和弯曲加工性的兼顾是充分的。

本发明是鉴于上述的研究而构思出以下所示的各方案的，其课题是提供具有590MPa以上的抗拉强度并且具有优异的弯曲加工性的高强度钢板。

上述的弯曲加工性是表示在弯曲加工时在加工部难以产生龟裂的指标、或表示该龟裂难以成长的指标。但是，在本发明中，与以往不同，不仅将在进行弯曲加工时从弯曲加工部的外侧产生的裂纹作为对象，也将包括在弯曲加工部的内侧产生的微小的龟裂(弯曲内裂纹)在内的裂纹作为对象。

本发明人对高强度钢板的弯曲加工性进行了深入研究。其结果弄清了：钢板强度越高，在弯曲加工时不仅容易从弯曲外侧产生龟裂，也容易从弯曲内侧产生龟裂。即，以往一般是钢板的弯曲加工中的裂纹从弯曲外侧的钢板表面或端面附近产生龟裂，但判明随着钢板的高强度化，有时在弯曲内侧产生微小的龟裂(以下将从弯曲外侧产生龟裂的裂纹称为弯曲外裂纹，将从弯曲内侧产生龟裂的裂纹称为弯曲内裂纹)。同时地抑制这样的弯曲外裂纹和弯曲内裂纹的方法尚没有在以往的知见中示出。

另外，根据本发明人的研究判明：在抗拉强度为590MPa以上的钢板中有时产生弯曲内裂纹。

如上所述，在高强度钢板中，为了提高弯曲性，需要抑制弯曲外裂纹及弯曲内裂纹。本发明人推定为发生上述的弯曲外裂纹及弯曲内裂纹的机理是由于变形的偏差所致，着眼于织构及表面性状，探索了抑制弯曲外裂纹及弯曲内裂纹的方法。其结果，本发明人发现：通过在具有规定的化学组成的钢板中同时地控制织构、表面性状的无规则度及表面性状的集中度，能够制造确保弯曲性且抗拉强度为590MPa以上的钢板。

本发明是基于上述见解而完成的，其主旨如下。

(1)本发明的一个方案涉及的高强度钢板，作为化学成分以质量％计包含C：0.03～0.28％、Si：0.05～2.50％、Mn：1.00～4.00％、sol.Al：0.001～2.000％、P：0.100％以下、S：0.020％以下、N：0.010％以下、O：0.010％以下、Ti：0～0.10％、Nb：0～0.10％、B：0～0.010％、V：0～1.00％、Cr：0～1.00％、Mo：0～1.00％、Cu：0～1.00％、Co：0～1.00％、W：0～1.00％、Ni：0～1.00％、Ca：0～0.010％、Mg：0～0.010％、REM：0～0.010％、Zr：0～0.010％、以及余量：Fe及杂质，在从表面起沿板厚方向为板厚的1/10的范围中，以欧拉角计由φ1＝0～90°、Φ＝50～60°、φ2＝45°表达的取向群即取向群1的平均极密度为1.5以下，并且，以所述欧拉角计由φ1＝45～85°、Φ＝85～90°、φ2＝45°表达的取向群即取向群2的平均极密度为1.5以上，表示表面性状的无规则度的S值为7.5以下，表示所述表面性状的集中度的E值为0.04以上，所述高强度钢板的抗拉强度为590MPa以上。

(2)在上述(1)所记载的钢板中，在所述表面也可以具备热浸镀锌层。

(3)在上述(2)所记载的钢板中，所述热浸镀锌层也可以是合金化热浸镀锌层。

根据本发明的上述方式，能够得到具有590MPa以上的抗拉强度、且能够抑制弯曲外裂纹及弯曲内裂纹的产生的、弯曲加工性优异的高强度钢板。

具体实施方式

以下对本发明的一个实施方式涉及的钢板进行详细说明。但是，本发明并不仅限于本实施方式所公开的构成，能够在不脱离本发明的主旨的范围内进行各种变更。另外，在夹着“～”而记载的数值范围中，下限值及上限值包含在该范围内。但是，表示为“超过”或“小于”的数值，该值不包含在数值范围内。关于各元素的含量的“％”意指“质量％”。

1.化学成分

以下对本实施方式涉及的钢板的化学成分(化学组成)进行详细说明。本实施方式涉及的钢板，作为化学成分包含基本元素，根据需要包含选择元素，余量包含Fe及杂质。

(C：0.03～0.28％)

C在确保钢板强度方面是重要的元素。在C含量小于0.03％时，不能够确保590MPa以上的抗拉强度。因此，C含量设为0.03％以上。C含量优选为0.05％以上。

另一方面，当C含量超过0.28％时，焊接性变差。因此，将C含量设为0.28％以下。C含量优选为0.20％以下，更优选为0.15％以下。

(Si：0.05～2.50％)

Si是能够通过固溶强化来提高材料强度的重要的元素。在Si含量小于0.05％时，屈服强度降低。因此，Si含量设为0.05％以上。Si含量优选为0.10％以上，更优选为0.30％以上。

另一方面，在Si含量超过2.50％时，表面性状劣化。因此，Si含量设为2.50％以下。Si含量优选为2.00％以下，更优选为1.50％以下。

(Mn：1.00～4.00％)

Mn在提高钢板的机械强度方面是有效的元素。在Mn含量小于1.00％时，不能够确保590MPa以上的抗拉强度。因此，Mn含量设为1.00％以上。Mn含量优选为1.50％以上，更优选为2.00％以上。

另一方面，当Mn含量过量时，由于Mn偏析，组织变得不均匀，弯曲加工性降低。因此，Mn含量设为4.00％以下。Mn含量优选为3.00％以下，更优选为2.60％以下。

(sol.Al：0.001～2.000％)

Al是具有将钢脱氧而使钢板健全化的作用的元素。在sol.Al含量小于0.001％时，不能够充分地脱氧。因此，sol.Al含量设为0.001％以上。但是，在充分地需要脱氧的情况下，sol.Al含量优选为0.010％以上。sol.Al含量更优选为0.020％以上。

另一方面，在sol.Al含量超过2.000％时，焊接性的降低变得显著，并且氧化物系夹杂物增加，表面性状的劣化变得显著。因此，sol.Al含量设为2.000％以下。sol.Al含量优选为1.500％以下，更优选为1.000％以下，进一步优选为0.080％以下。sol.Al意指未成为Al₂O₃等氧化物且能溶于酸的酸可溶Al。

本实施方式涉及的钢板，作为化学成分含有杂质。“杂质”是指在工业性地制造钢时从作为原料的矿石、废料、或从制造环境等混入的成分。意指例如P、S、N、O、As、Sn等元素。这些杂质之中，特别是P、S、N、O，为了充分地发挥本实施方式的效果，优选如以下那样进行限制。由于优选杂质的含量少，因此不需要限制下限值，杂质也可以为0％。

(P：0.100％以下)

P是通常在钢中含有的杂质。在P含量超过0.100％时，焊接性的劣化变得显著。因此，P含量限制在0.100％以下。P含量优选限制在0.050％以下。

另一方面，P也是具有提高抗拉强度的作用的元素。因此，也可以积极地含有P。在该情况下，为了更可靠地得到由上述作用产生的效果，也可以使P含量为0.001％以上。

(S：0.020％以下)

S是在钢中含有的杂质，从焊接性的观点出发，越少越优选。在S含量超过0.020％时，焊接性的降低变得显著，并且，MnS的析出量增加，低温韧性降低。因此，S含量限制在0.020％以下。S含量优选为0.010％以下，更优选为0.005％以下。S含量也可以为0％，但从脱硫成本的观点出发，S含量也可以设为0.001％以上。

(N：0.010％以下)

N是在钢中含有的杂质，从焊接性的观点出发，越少越优选。在N含量超过0.010％时，焊接性的降低变得显著。因此，N含量限制在0.010％以下。N含量优选为0.005％以下。

(O：0.010％以下)

O是在钢中含有的杂质，是形成氧化物而使成形性劣化的元素。在O含量超过0.010％时，弯曲性的劣化变得显著，因此O含量限制在0.010％以下。O含量优选为0.007％以下。

本实施方式涉及的钢板，除了在上述中说明的基本元素以外，余量可以为Fe及杂质。然而，也可以除了在上述中说明的基本元素、Fe及杂质以外，还含有选择元素。例如，作为选择元素可以含有Ti、Nb、B、V、Cr、Mo、Cu、Co、W、Ni、Ca、Mg、REM、Zr中的1种以上来代替上述的余量中的一部分Fe。这些选择元素只要根据其目的来含有即可。因此，不需要限制这些选择元素的下限值，可以是0％。另外，即使作为杂质含有这些选择元素，上述效果也不受损。

(Ti：0～0.10％)

Ti是通过固溶强化或由抑制结晶的生长带来的晶粒微细化效果而有助于钢板的强度的提高的元素。在要得到上述效果的情况下，Ti含量优选为0.001％以上。Ti含量更优选为0.01％以上，进一步优选为0.02％以上。

另一方面，当Ti含量超过0.10％时，上述效果饱和，经济性降低。因此，在含有Ti的情况下，Ti含量设为0.10％以下。Ti含量优选为0.07％以下，更优选为0.05％以下。

(Nb：0～0.10％)

Nb与Ti同样地是通过固溶强化或由抑制结晶的生长带来的晶粒微细化效果而有助于钢板的强度的提高的元素。在要得到上述效果的情况下，Nb含量优选为0.001％以上。Nb含量更优选为0.01％以上，进一步优选为0.02％以上。

另一方面，当Nb含量超过0.10％时，上述效果饱和，经济性降低。因此，在含有Nb的情况下，Nb含量设为0.10％以下。Nb含量优选为0.07％以下，更优选为0.05％以下。

在本实施方式涉及的钢板中，优选以合计含量成为0.001％以上的方式含有Ti和Nb中的至少1种。

另一方面，当含有Ti及Nb时，热轧中的奥氏体的再结晶受到阻碍，织构变得容易发达，担忧弯曲性劣化。因此，Nb与Ti的合计含量优选为0.08％以下。即，在将以质量％计的Ti含量记为[Ti]、Nb含量记为[Nb]时，优选设为[Ti]+[Nb]≤0.08。

(B：0～0.010％)

B是通过在晶界偏析而提高晶界强度从而对冲裁时的冲裁截面的粗糙的抑制有效的元素。在要得到上述效果的情况下，B含量优选为0.001％以上。

另一方面，即使B含量超过0.010％，上述效果也饱和，在经济上不利。因此，在含有B的情况下，B含量设为0.010％以下。B含量优选为0.005％以下，更优选为0.003％以下。

(V：0～1.00％)

(Cr：0～1.00％)

(Mo：0～1.00％)

(Cu：0～1.00％)

(Co：0～1.00％)

(W：0～1.00％)

(Ni：0～1.00％)

V、Cr、Mo、Cu、Co、W、Ni均是为了稳定地确保强度而具有效果的元素。因此，可以单独或组合地含有这些元素。在要得到由上述作用产生的效果的情况下，优选含有V：0.005％以上、Cr：0.005％以上、Mo：0.005％以上、Cu：0.005％以上、Co：0.005％以上、W：0.005％以上和Ni：0.005％以上之中的至少1种。

另一方面，不论哪种元素，即使超过1.00％地含有，由上述作用产生的效果也容易饱和，有时在经济上变得不利。因此，在含有这些元素的情况下，V含量、Cr含量、Mo含量、Cu含量、Co含量、W含量及Ni含量分别优选设为1.00％以下。

(Ca：0～0.010％)

(Mg：0～0.010％)

(REM：0～0.010％)

(Zr：0～0.010％)

Ca、Mg、REM、Zr均是有助于夹杂物控制、特别是夹杂物的微细分散化，具有提高韧性的作用的元素。因此，也可以含有这些元素中的1种或2种以上。在要得到由上述作用产生的效果的情况下，优选将这些元素中的至少一者的含量设为0.0003％以上。更优选为0.001％以上。

另一方面，不论哪种元素，如果超过0.010％地含有，则有时表面性状的劣化明显化。因此，在含有的情况下，各元素的含量分别优选设为0.010％以下。

在此，REM是指Sc、Y和镧系元素的合计17种元素，是其中的至少1种。上述REM的含量意指这些元素中的至少1种的合计含量。在镧系元素的情况下，在工业上以混合稀土合金(mischmetal)的形式添加。

在本实施方式涉及的钢板中，作为化学成分，优选以质量％计含有Ca：0.0003％以上且0.010％以下、Mg：0.0003％以上且0.010％以下、REM：0.0003％以上且0.010％以下、Zr：0.0003％以上且0.010％以下之中的至少1种。

上述化学成分采用钢的一般的分析方法测定即可。例如，使用ICP-AES(Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry：电感耦合等离子体原子发射光谱法)进行测定即可。C及S使用燃烧-红外线吸收法进行测定即可，N使用不活性气体熔解-热传导法进行测定即可，O使用不活性气体熔解-非分散型红外线吸收法进行测定即可。

2.织构

接着对本实施方式涉及的钢板的织构进行说明。

本实施方式涉及的钢板，在从表面起沿板厚方向直至板厚的1/10为止的范围即表层区域中，具有取向群1(以欧拉角计，φ1＝0～90°、Φ＝50～60°、φ2＝45°)的平均极密度为1.5以下、且取向群2(以欧拉角计，φ1＝45～85°、Φ＝85～90°、φ2＝45°)的平均极密度为1.5以上的织构。

在对钢板施加了变形时，滑移系针对变形的作用容易度根据各结晶取向而不同(施密德因子)。这可以认为即是变形阻力按每个结晶取向而不同。

如果织构比较无规则(random)，则变形阻力也均匀，因此容易均匀地产生变形，但当特定的织构发达时，在具有变形阻力大的取向的晶体与其以外的取向的晶体之间容易产生变形的偏差。相反地，当减少变形阻力大的取向的晶体时，变形容易均匀地产生。即，本发明人根据上述情况着眼于织构，发现：特别是通过控制产生龟裂的板厚方向的表层区域中的织构，能够抑制弯曲外裂纹及弯曲内裂纹。

(表层区域：从表面起沿板厚方向直到板厚的1/10为止的范围)

在对钢板进行弯曲变形时，以板厚中心为界，朝向表面应变变大，在最表面应变成为最大。因此，弯曲外裂纹、弯曲内裂纹的龟裂在钢板表面生成。这样的有助于龟裂的生成的是从表面起直到板厚的1/10的位置为止的范围的组织。因此，在本实施方式中，将上述的范围作为表层区域，并如以下那样控制该表层区域的织构。

<取向群1(以欧拉角计，由φ1＝0～90°、Φ＝50～60°、φ2＝45°表达的取向群)的平均极密度：1.5以下>

该取向群中所包含的取向是被称为γ纤维且主要是在冷轧了的钢板中发达的取向。具有取向群1中所包含的取向的晶体在弯曲加工时变形阻力特别大。因此，起因于具有取向群1中所包含的任何的取向的晶体与具有其他的取向的晶体的变形阻力的差异，容易产生变形的偏差。因此，通过减小取向群1的极密度，能够抑制弯曲外裂纹及弯曲内裂纹。当取向群1(以欧拉角计，由φ1＝0～90°、Φ＝50～60°、φ2＝45°表达的取向群)的平均极密度超过1.5时，成为弯曲外裂纹或弯曲内裂纹的产生的主要原因。在该情况下，L轴弯曲及C轴弯曲的最小弯曲半径的平均值除以板厚而得到的值R/t未成为2.0以下。因此，将取向群1的平均极密度设为1.5以下。

<取向群2(以欧拉角计，由φ1＝45～85°、Φ＝85～90°、φ2＝45°表达的取向群)的平均极密度：1.5以上>

该取向群中所包含的取向是通过进行规定条件的热轧而发达的取向。具有取向群2中所包含的取向的晶体在弯曲加工时变形阻力比较小。因此，通过使取向群2中所包含的取向发达，变得难以产生弯曲加工中的变形的偏差。因此，通过增大取向群2的极密度，能够抑制弯曲外裂纹和弯曲内裂纹。当取向群2(以欧拉角计，由φ1＝45～85°、Φ＝85～90°、φ2＝45°表达的取向群)的平均极密度小于1.5时，成为弯曲外裂纹或弯曲内裂纹的产生的主要原因。在该情况下，L轴弯曲及C轴弯曲的最小弯曲半径的平均值除以板厚而得到的值R/t未成为2.0以下。因此，将取向群2的平均极密度设为1.5以上。

极密度能够采用EBSP(Electron BackScatter Diffraction Pattern：电子背散射衍射花样)法测定。

具体而言，以与轧制方向平行且与板面垂直的切断面成为测定面的方式制取供于基于EBSP法的解析的试样，对该试样的测定面进行机械研磨，然后通过化学研磨、电解研磨等除去应变。使用该试样，对于从钢板的表面起直到板厚的1/10为止的范围，将测定间隔设为4μm，以测定面积成为150000μm²以上的方式进行基于EBSP法的解析。将所获得的结晶取向信息进行BUNGE表征，用φ2＝45°截面的结晶取向分布函数(ODF)来算出取向群1、取向群2的平均极密度。

3.表面性状

<表示表面性状的无规则度的S值为7.5以下，表示表面性状的集中度的E值为0.04以上>

本发明人为了进一步提高弯曲特性，调查了表面的状态与变形的偏差之间的关系。其结果知晓：以往与弯曲性的关系被讨论较多的表面的算术平均粗糙度，不能够充分地对变形的偏差的产生、作为其结果的弯曲外裂纹性、弯曲内裂纹性进行整理。

因此，本发明人探索了能够整理弯曲外裂纹性及弯曲内裂纹性的表面性状的参数。其结果新发现：通过使用表示表面的无规则度的S值和表示表面性状的集中度的E值这2个参数，能够整理弯曲外裂纹性、弯曲内裂纹性，通过将这些参数设为规定的范围内，能够抑制弯曲外裂纹和弯曲内裂纹。

具体而言，发现：在表示表面性状的无规则度的S值为7.5以下、且表示表面性状的集中度的E值为0.04以上的情况下，能够抑制弯曲外裂纹和弯曲内裂纹。

因此，在本实施方式涉及的钢板中，将表示表面性状的无规则度的S值设为7.5以下，将表示表面性状的集中度的E值设为0.04以上。优选的是，S值为6.5以下、E值为0.05以上。

另外，不需要限定S值的下限，但可以设为5.0以上。不需要限定E值的上限，但可以设为0.10以下。

表面性状的无规则度及集中度，能够使用利用了激光的三维测定装置(例如三鹰光机株式会社制：全周三维测定装置MLP-3)进行测定。

具体而言，在将激光直径设为1μm、将测定间距设为2μm的条件下，在1000μm的长度上得到表面凹凸的廓线(profile)。通过对于将得到的表面凹凸的廓线在测定范围的全长上利用最小二乘法补正斜率，并以截止(cut-off)值0.8μm进行了起伏补正的廓线(解析用廓线)进行以下的数学性处理，来算出表示表面性状的无规则度的S值、表示表面性状的集中度的E值。

即，将±20μm作为上下限而将所得到的解析用廓线变换为从0到255的全部256灰度的离散信号。接着，准备256×256的、全部成分为0的矩阵P。而且，对于各测定点的被离散化了的深度值i，参照相邻的25个间距量的被离散化的深度值j_k(k＝1、···、25)，在矩阵P的(i、j_k)成分中存储其频度值。对全部测定点反复进行以上的过程。而且，针对已存储全部测定点的频度值的矩阵P，制作以使得全部成分的总和成为1的方式进行了标准化的矩阵Q。利用矩阵Q，通过以下的(1)、(2)式来算S值、E值。

在本实施方式中，将在钢板两面与轧制方向平行以及与轧制方向垂直地测定而得到的S值及E值各自的平均值作为该材料的代表性的S值及E值。

S＝-∑_{i＝0，…，255，j＝0，…255}Q_{i，j}logQ_{i，j}    (1)

在此，(1)、(2)式中的Q_{i，j}表示矩阵Q的(i，j)成分。

4.机械特性

<抗拉强度：590MPa以上>

本实施方式涉及的钢板，作为有助于汽车的轻量化的充分的强度，具有590MPa以上的抗拉强度(TS)。另一方面，抗拉强度的上限不需要特别地规定，但在本实施方式的构成下难以超过1470MPa，因此实质上的抗拉强度为1470MPa以下。

抗拉强度能够按照JIS Z2241(2011)进行抗拉试验来测定。

<临界弯曲R/t：2.0以下>

在本实施方式涉及的钢板中，作为弯曲外裂纹性及弯曲内裂纹性的指标值的临界弯曲R/t的值优选为2.0以下。

关于R/t的值，例如从钢板的宽度方向1/2位置切出长方形的试样，对于弯曲棱线与轧制方向(L方向)平行的弯曲(L轴弯曲)和弯曲棱线与垂直于轧制方向的方向(C方向)平行的弯曲(C轴弯曲)这两者，按照JIS Z2248(2014)(V块90°弯曲试验)进行弯曲加工，对L轴弯曲、C轴弯曲分别求出在弯曲外侧及弯曲内侧不产生长度30μm以上的龟裂的最小弯曲半径。将L轴和C轴的最小弯曲半径的平均值(R)除以板厚(t)而得到的值作为临界弯曲R/t，并作为弯曲性的指标值。

5.显微组织

本实施方式涉及的钢板，如果织构及表面性状为上述的范围，抗拉强度为590MPa以上，则对组织的构成相没有限定。

可以具有铁素体(α)、珠光体(P)、贝氏体(B)、新鲜马氏体(FM)及回火马氏体(t-M)、残余奥氏体(残余γ)等的任何相。例如，能够以面积％计包含80.0％以下的铁素体、0～100％的贝氏体和回火马氏体中的1种或2种、20.0％以下的新鲜马氏体、以及残余奥氏体：25.0％以下、珠光体：5.0％以下。当铁素体的分率高时，抗拉强度降低，因此希望：如果抗拉强度为780MPa以上，则铁素体为70面积％以下，如果抗拉强度为980MPa以上，则铁素体为60面积％以下。

在求取各组织的面积率的情况下，能够使用以下的方法。

将与钢板的轧制方向平行的板厚截面作为观察面来制取试样，对观察面进行研磨，进行硝酸乙醇腐蚀液蚀刻，使用场发射型扫描型电子显微镜(FE-SEM：Field EmissionScanning Electron Microscope)，以5000倍的倍率对以距表面为板厚的1/4的深度(1/4厚)位置为中心的距表面为板厚的1/8～3/8(1/8厚～3/8厚)的范围进行10个视场的观察，将在各视场中得到的各组织的面积率进行平均，作为各自的体积率。在观察时，能够通过进行基于亮度差或在相内存在的铁碳化物的形态的差异的图像解析，来鉴定铁素体、珠光体、贝氏体及回火马氏体。

另外，残余奥氏体的体积率能够通过X射线衍射来求出，新鲜马氏体的体积率能够作为由FE-SEM观察到的未被腐蚀的区域的按面积率求出的体积率与通过X射线衍射测定出的残余奥氏体的体积率的差量求出。

本实施方式涉及的钢板的板厚(t_f)没有限定，但设想应用于汽车用部件，可以设为0.8～4.0mm程度。

在本实施方式涉及的钢板中，可以在表面进一步具备热浸镀锌层。另外，热浸镀锌层也可以是实施了合金化处理而得到的合金化热浸镀锌层。

镀锌层有助于耐蚀性的提高，因此在应用于期待耐蚀性的用途的情况下，希望形成为实施了镀锌的热浸镀锌钢板或合金化热浸镀锌钢板。

汽车的行走部分部件由于存在由腐蚀引起的开孔的担忧，因此即使高强度化也有时不能够薄化至某个一定板厚以下。由于钢板的高强度化的目的之一是由薄化带来的轻量化，因此即使开发高强度钢板，若耐蚀性低，则应用部位也会受限。作为解决这些课题的方法，可考虑对钢板施加耐蚀性高的热浸镀锌层等的镀层。本实施方式涉及的钢板，由于如上述那样控制了化学成分，因此能够进行热浸镀锌。

镀层可以是电镀锌层，也可以是除了Zn之外还包含Si、Al和/或Mg的镀层。

6.制造方法

接着对本实施方式涉及的钢板的优选的制造方法进行说明。

以下例示的本发明的钢板的制造方法优选包含以下的(I)～(V)的工序。

(I)将铸造出的板坯进行加热的加热工序；

(II)对被加热了的板坯进行粗轧及精轧而制成热轧钢板的热轧工序；

(III)卷取精轧后的热轧钢板的卷取工序；

(IV)将卷取工序后的热轧钢板进行酸洗的酸洗工序；

(V)对酸洗工序后的热轧钢板在50～100℃的温度区域进行压下率为1～20％的轧制的轧制工序。

以下，对各工序的优选的条件等进行说明。关于没有特别记载的工序及条件，能够采用公知的条件。

加热工序(用于热轧的加热)之前的制造工序并没有特别限定。即，与利用高炉、电炉等进行的熔炼接续，进行各种二次冶炼，接着，采用通常的连续铸造、基于铸锭法的铸造、或者薄板坯铸造等的方法进行铸造即可。在连续铸造的情况下，可以将铸造板坯一次冷却至低温后，再加热后进行热轧，也可以将铸造板坯不冷却至低温而在铸造后原样地进行热轧。在原料中也可以使用废料。

(加热工序)

在加热工序中，为了接着进行的热轧工序而将铸造出的板坯进行加热。

在该加热工序中，将板坯加热至1100℃以上的温度后，保持30分钟以上。在加热温度小于1100℃、或保持时间小于30分钟时，在钢中含有的化合物未充分溶解，弯曲性劣化。

另一方面，加热温度的上限没有限定，但在加热温度超过1350℃时，氧化皮生成量增大，成品率降低。因此，加热温度优选设为1350℃以下。另外，加热时间的上限没有限定，但为了抑制过度的氧化皮损失，优选将加热保持时间设为10小时以下，更优选设为5小时以下。

(热轧工序)

在热轧工序中，将被加热了的板坯进行粗轧、精轧，制成热轧钢板。

被加热了的板坯首先被粗轧而成为粗轧板。

粗轧实施至板厚成为超过35mm且为45mm以下的范围。当粗轧结束时的板厚(精轧开始时的板厚)为35mm以下、或超过45mm时，不能够充分地实现基于精轧的织构的控制，最终不能够得到取向群1的平均极密度为1.5以下、且取向群2的平均极密度为1.5以上的织构。

接着，对粗轧后的钢板(粗轧板)进行精轧。

精轧，以开始温度为1100℃以上、多道次精轧中的比最终道次靠前1道次的道次的压下率F₁超过11％且为23％以下、最终道次的压下率F₂超过11％且为22％以下、而且最终道次的轧制温度FT成为930℃以上的方式实施。

在精轧的开始温度小于1100℃时，热轧中的奥氏体再结晶受到抑制，在热轧钢板中特定的取向的织构发达。在该情况下，最终难以得到取向群1的平均极密度为1.5以下、且取向群2的平均极密度为1.5以上的织构。另外，当精轧的开始温度小于1100℃时，在精加工入侧的去氧化皮性降低，热轧钢板的表面性状的控制不充分，最终的表面性状(无规则度、集中度)的控制变得困难。因此，将精轧的开始温度设为1100℃以上。

在多道次精轧中的最终2道次的压下率均为11％以下时，奥氏体再结晶受到抑制，热轧钢板的特定的取向的织构发达。在该情况下，最终难以得到取向群1的平均极密度为1.5以下、且取向群2的平均极密度为1.5以上的织构。因此，将多道次精轧中的最终2道次的压下率均设为超过11％。另一方面，在比最终道次靠前1道次的道次的压下率F₁超过23％时，晶体中的晶格缺陷变得过量，再结晶行为发生变化，因此不能够将表层区域的织构控制为上述范围。另外，在最终道次的压下率F₂超过22％时，晶体中的晶格缺陷变得过量，再结晶行为发生变化，因此不能够将表层区域的织构控制在上述范围。

另外，在最终道次的轧制温度FT小于930℃时，奥氏体再结晶受到抑制，在热轧钢板中特定的取向的织构发达。在该情况下，最终难以得到取向群1的平均极密度为1.5以下、且取向群2的平均极密度为1.5以上的织构。因此，将多道次精轧中的最终道次的轧制温度FT设为930℃以上。

(卷取工序)

在卷取工序中，将精轧后的热轧钢板在650℃以下的卷取温度下进行卷取。在卷取温度超过650℃时，在卷取成卷材后形成内部氧化层，酸洗性劣化。

卷取温度的下限没有限定，但在卷取温度低时，热轧钢板的强度上升，后工序的轧制性劣化。因此，可以将卷取温度设为250℃以上。

(酸洗工序)

卷取工序后的热轧钢板，根据需要进行回卷后，以除去氧化皮为目的而实施酸洗。酸洗处理，例如采用添加了缓蚀剂(Inhibitor)的3～10％浓度的85℃～98℃的温度的盐酸进行20秒钟～100秒钟即可。

(轧制工序)

对于酸洗工序后的热轧钢板，在50℃～100℃的温度下，利用1个机架的轧制辊，在仅1个道次、压下率成为1.0％以上且20.0％以下的条件下，在酸洗工序结束后300秒以内进行轧制。当进行超过1道次的轧制时，由轧制所致的织构发达，不能够得到取向群1的平均极密度为1.5以下、且取向群2的平均极密度为1.5以上的织构。

另外，要得到规定的表面性状的话，需要在针对轧制的变形阻力小的状态下进行轧制，因此需要在50℃以上的温度进行轧制。在轧制温度小于50℃时，不能够得到表示表面性状的无规则度的S值为7.5以下、且表示表面性状的集中度的E值为0.04以上的表面性状。另一方面，在轧制温度超过100℃时，由轧制所致的织构发达，不能够得到取向群1的平均极密度为1.5以下、且取向群2的平均极密度为1.5以上的织构。

另外，在压下率小于1.0％时，不能够充分地控制表面性状，不能够得到表示表面性状的无规则度的S值为7.5以下、且表示表面性状的集中度的E值为0.04以上的表面性状。另一方面，当进行压下率超过20.0％的轧制时，由轧制所致的织构发达，不能够得到取向群1的平均极密度为1.5以下、且取向群2的平均极密度为1.5以上的织构。

另外，要得到规定的表面性状的话，需要在酸洗后再次形成表面氧化物之前进行轧制。因此，酸洗后在300秒以内进行轧制。在从酸洗结束到轧制为止的时间超过300秒时，不能够充分地控制表面性状，不能够得到表示表面性状的无规则度的S值为7.5以下、且表示表面性状的集中度的E值为0.04以上的表面性状。

以往，有时对热轧钢板、冷轧钢板进行调质轧制。然而，所谓通常的调质轧制，主要的目的是避免出现应力-应变曲线的屈服点伸长、即防止在钢板加工时产生被称为拉伸应变的“褶皱”，是在作为小于50℃的低温度的常温下以小的压下率进行的，作为结果，不能够得到与本实施方式涉及的钢板同样的织构、表面性状。

(热处理工序)

也可以对轧制工序后的热轧钢板进行下述热处理：加热至750℃～900℃的温度区域，在该温度区域进行10秒～1000秒的保持，然后，在从750℃到600℃的范围中以1.0℃/秒以上的平均冷却速度冷却。根据该热处理，能够在加热或保持中使一部分或全部的铁素体进行奥氏体相变，其后，使奥氏体的一部分或全部成为贝氏体、马氏体等的低温相变组织。在显微组织包含低温相变组织的情况下，能得到高强度。

在热处理温度小于750℃、另外保持时间小于10秒时，从铁素体向奥氏体相变的比例不充分，难以得到590MPa以上的抗拉强度。

另一方面，在热处理温度超过900℃时，晶粒粗大化，韧性降低。

另外，即使保持时间超过1000秒，相变的进展也饱和。因此，从控制奥氏体的相分率这一目的出发，不需要超过1000秒的加热，在生产效率上将1000秒作为实质性的上限。

在从750℃到600℃的温度下容易产生铁素体相变，当在该温度区域中长时间保持时，难以确保590MPa以上的抗拉强度。因此，在750～600℃的范围中以1.0℃/秒以上的平均冷却速度冷却。

通过热处理产生BCC-FCC相变，在其后的冷却中产生FCC-BCC相变，但上述相变均以一定的结晶取向关系产生，因此在热处理前具有的织构的倾向在热处理后也被维持。因此，在通过上述例示的热轧方法、轧制方法控制热处理前的织构的情况下，在热处理后能够得到规定的织构、即取向群1的平均极密度为1.5以下、且取向群2的平均极密度为1.5以上的织构。另外，由于在该温度区域中的热处理中表面性状没有较大地变化，因此在通过上述例示的热轧方法、轧制方法来控制热处理前的表面性状的情况下，在热处理后能够得到规定的表面状态、即满足表示无规则度的S值为7.5以下、且表示表面性状的集中度的E值为0.04以上的表面性状。

另外，在上述的热处理工序后，可以以形成最终组织为目的在600℃以下的温度进行10秒～1000秒的保持。在该温度区域中，可以以恒定温度进行保持，也可以进行升温、冷却而使保持温度变化。可以在上述热处理的降温过程中进行保持，也可以一次冷却至室温后采用另外的工序进行再加热来进行保持。进行温度控制的目的，可列举例如推进贝氏体相变而使残余奥氏体稳定化、将马氏体回火而使局部变形能力提高等。在进行镀敷的情况下，希望采用以下记载的方法。

(镀敷工序)

在以提高耐蚀性为目的而要使本实施方式涉及的钢板成为热浸镀锌钢板或合金化热浸镀锌钢板的情况下，优选对热处理工序后的热轧钢板实施热浸镀锌。由于镀锌层有助于耐蚀性的提高，因此在应用于期待耐蚀性的用途的情况下希望实施镀锌。镀锌优选为热浸镀锌。热浸镀锌的条件没有特别限定，在公知的条件下进行即可。

另外，通过将热浸镀锌后的热轧钢板(热浸镀锌钢板)进行合金化，能够制造合金化热浸镀锌钢板。合金化热浸镀锌钢板，除了耐蚀性提高以外，还能够赋予提高点焊性、提高拉深成形时的滑动性等的效果，因此也可以根据用途实施合金化。

上述的热浸镀锌处理及合金化热浸镀锌处理，可以在热处理后一次冷却至室温后进行，也可以不冷却就进行。

除了镀锌以外，即使实施了镀Al、包含Mg的镀敷、电镀也能够制造本实施方式涉及的钢板。

实施例

参照例子更具体地说明本发明的钢板。但是，以下的例子是本发明的钢板的例子，本发明的钢板并不被以下的例子的方式限定。

铸造表1所示的化学组成的钢，铸造后，直接、或在暂时冷却至室温后进行再加热，在表2-1中所示的板坯加热温度下进行1小时以上的加热，进行粗轧至表2-1中所示的粗轧板板厚。接着，在表2-1中所示的精轧开始温度下开始精轧，以使得多道次精轧中的最终道次的压下率F₂(％)及最终道次的前一道次(比最终道次靠前1个道次的道次)的压下率F₁(％)、以及最终道次的轧制温度FT(℃)分别成为表2-1中所示的条件的方式实施了精轧。接着，从最终道次的轧制温度至卷取温度以20℃/秒～80℃/秒的平均冷却速度冷却至表2-1中所示的卷取温度，进行卷取。在酸洗工序中，以除去氧化皮为目的，采用添加了缓蚀剂的表2-2中所示的浓度(质量％)的85℃～98℃的温度的盐酸进行了20秒～100秒的酸洗。

在酸洗工序后的轧制工序中，在表2-2所示的温度、轧制机台数、道次数、压下率、从酸洗结束起算的经过时间的条件下实施了轧制。

在轧制工序后的热处理工序中，以表2-2所示的加热温度、加热时间的条件进行保持，其后，以使组织成为回火马氏体(t-M)、包含残余γ的贝氏体(TRIP)、铁素体-马氏体(DP)为目的，采用以下所示的模式进行了热处理。

(回火马氏体模式：t-M)

从上述的加热温度以20℃/秒冷却至700℃后，从700℃以100℃/秒进行冷却至150℃以下，以20℃/秒再加热至250℃，在250℃保持300秒。

(包含残余γ的贝氏体模式：TRIP)

从上述的加热温度以20℃/秒冷却至700℃后，从700℃以100℃/秒进行冷却至250℃以下，以520℃/秒再加热至400℃，在400℃保持300秒。

(铁素体-马氏体模式：DP)

从上述的加热温度以15℃/秒进行冷却至600℃后，从700℃以100℃/秒进行冷却至250℃以下，在250℃保持300秒。

从得到的钢板进行显微组织观察，并且求出织构、表面性状、机械特性(抗拉强度及临界弯曲)。

显微组织的分率采用上述的方法求出。即，将与钢板的轧制方向平行的板厚截面作为观察面来制取试样，对观察面进行研磨，进行硝酸乙醇腐蚀液蚀刻，使用场发射型扫描型电子显微镜(FE-SEM：Field Emission Scanning Electron Microscope)，以5000倍的倍率对以距表面为板厚的1/4的深度(1/4厚)位置为中心的距表面为板厚的1/8～3/8(1/8厚～3/8厚)的范围进行10个视场的观察，将在各视场中得到的各组织的面积率进行平均，作为各自的体积率。

另外，新鲜马氏体的体积率，作为由FE-SEM观察到的未被腐蚀的区域的按面积率求出的体积率与通过X射线衍射测定出的残余奥氏体的体积率的差量求出。

在表2-3中示出各相的体积率。

关于抗拉强度，使用从热轧钢板的宽度方向1/4的位置以与轧制方向垂直的方向(C方向)成为长度方向的方式制取的JIS 5号试样，按照JIS Z 2241(2011)的规定实施抗拉试验来求出。

在表2-3中示出结果。

临界弯曲采用以下的方法求出。

首先，对于弯曲试样，从热轧钢板的宽度方向1/2位置切出100mm×30mm的长方形的试样，对于弯曲棱线与轧制方向(L方向)平行的弯曲(L轴弯曲)和弯曲棱线与垂直于轧制方向的方向(C方向)平行的弯曲(C轴弯曲)这两者，按照JIS Z2248(V块90°弯曲试验)调查弯曲加工性。

此时，求出在弯曲外侧及弯曲内侧不产生龟裂的最小弯曲半径，将L轴和C轴的最小弯曲半径的平均值除以板厚(t＝t_f)而得到的值作为临界弯曲R/t，作为弯曲性的指标值。但是，关于龟裂的有无，对将V块90°弯曲试验后的试样在与弯曲方向平行且与板面垂直的面切断而得到的截面进行镜面研磨后，用光学显微镜观察龟裂，当在弯曲外侧或弯曲内侧的任一方观察到的龟裂长度超过30μm时，判断为有龟裂。

在表2-3中示出结果。

另外，采用上述的方法求出作为表面性状的指标的无规则度、集中度及从表面起直到板厚的1/10为止的范围中的织构的指标即取向群1的平均极密度和取向群2的平均极密度。

在表2-3中示出结果。

表2-1

表2-2

表2-3

由表1、表2-1～表2-3可知，在作为发明例的No.1、18～31中，化学组成、织构、表面性状处于本发明范围内，在抗拉强度优异的同时弯曲特性也优异。

与此相对，在比较例中，化学组成、织构、表面性状中的1项以上不理想，弯曲特性差、或者抗拉强度低。

产业上的可利用性

根据本发明，能够得到具有590MPa以上的抗拉强度、且能够抑制弯曲外裂纹及弯曲内裂纹的产生的、弯曲加工性优异的高强度钢板。这样的钢板，在有助于汽车的车体的轻量化的同时，有助于确保碰撞安全性。

Claims (3)

1.一种高强度钢板，其特征在于，作为化学成分以质量％计包含：

C：0.03～0.28％、

Si：0.05～2.50％、

Mn：1.00～4.00％、

sol.Al：0.001～2.000％、

P：0.100％以下、

S：0.020％以下、

N：0.010％以下、

O：0.010％以下、

Ti：0～0.10％、

Nb：0～0.10％、

B：0～0.010％、

V：0～1.00％、

Cr：0～1.00％、

Mo：0～1.00％、

Cu：0～1.00％、

Co：0～1.00％、

W：0～1.00％、

Ni：0～1.00％、

Ca：0～0.010％、

Mg：0～0.010％、

REM：0～0.010％、

Zr：0～0.010％、以及

余量：Fe及杂质，

在从表面起沿板厚方向为板厚的1/10的范围中，以欧拉角计由φ1＝0～90°、Φ＝50～60°、φ2＝45°表达的取向群即取向群1的平均极密度为1.5以下，并且，以所述欧拉角计由φ1＝45～85°、Φ＝85～90°、φ2＝45°表达的取向群即取向群2的平均极密度为1.5以上，

表示表面性状的无规则度的S值为7.5以下，

表示所述表面性状的集中度的E值为0.04以上，

所述高强度钢板的抗拉强度为590MPa以上。

2.根据权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，

在所述表面具备热浸镀锌层。

3.根据权利要求2所述的高强度钢板，其特征在于，

所述热浸镀锌层是合金化热浸镀锌层。