钢板

摘要

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。

权利要求

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.根据权利要求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.根据权利要求1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.根据权利要求1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.根据权利要求1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。

说明书

钢板

技术领域

[0001] 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

[0002] 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。

[0003] 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。

[0004] 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。

[0005] 现有技术文献

[0006] 专利文献

[0007] 专利文献1：日本特开2009-185355号公报

[0008] 专利文献2：日本特开2011-111672号公报

[0009] 专利文献3：日本特开2012-251239号公报

[0010] 专利文献4：日本特开平11-080878号公报

[0011] 专利文献5：日本特开平11-080879号公报

[0012] 专利文献6：日本特开2011-132602号公报

[0013] 专利文献7：日本特开2009-127089号公报

[0014] 专利文献8：日本特开平11-343535号公报

[0015] 专利文献9：国际公开第2010/114083号

发明内容

[0016] 发明所要解决的课题

[0017] 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。

[0018] 用于解决课题的手段

[0019] 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。

[0020] (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。

[0021] (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。

[0022] (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。

[0023] 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。

[0024] (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：

[0025] C：0.05％～0.40％，

[0026] Si：0.05％～3.0％，

[0027] Mn：1.5％～3.5％，

[0028] Al：1.5％以下，

[0029] N：0.010％以下，

[0030] P：0.10％以下，

[0031] S：0.005％以下，

[0032] Nb：0.00％～0.04％以下，

[0033] Ti：0.00％～0.08％以下，

[0034] V和Ta的合计：0.0％～0.3％，

[0035] Cr、Cu、Ni、Sn和Mo的合计：0.0％～1.0％，

[0036] B：0.000％～0.005％，

[0037] Ca：0.000％～0.005％，

[0038] Ce：0.000％～0.005％，

[0039] La：0.000％～0.005％，以及

[0040] 剩余部分：Fe和杂质；

[0041] 所述钢板以面积％计，具有如下所示的钢组织：

[0042] 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％，

[0043] 铁素体：15％以下，

[0044] 残余奥氏体：15％以下，以及

[0045] 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；

[0046] ND//＜111＞方位晶粒以及ND//＜100＞方位晶粒的总面积分数为 40％以下；

[0047] 固溶C的量为0.44ppm以上；

[0048] 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，

[0049] 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。

[0050] (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。

[0051] (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。

[0052] (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。

[0053] (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，[0054] Ca：0.001％～0.005％，

[0055] Ce：0.001％～0.005％，

[0056] La：0.001％～0.005％，

[0057] 或者它们的任意组合成立。

[0058] 发明的效果

[0059] 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

[0060] 图1是表示有檐的帽子型部件的图。

[0061] 图2是表示盖的图。

[0062] 图3是表示试验体的图。

[0063] 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

[0064] 下面就本发明的实施方式进行说明。

[0065] 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。

[0066] (C：0.05％～0.40％)

[0067] 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。

[0068] 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。

[0069] (Si：0.05％～3.0％)

[0070] 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。

[0071] (Mn：1.5％～3.5％)

[0072] 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。

[0073] (Al：1.5％以下)

[0074] 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。

[0075] (N：0.010％以下)

[0076] 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。

[0077] (P：0.10％以下)

[0078] 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。

[0079] (S：0.005％以下)

[0080] 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。

[0081] 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。

[0082] (Nb：0.00％～0.04％、Ti：0.00％～0.08％)

[0083] 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。

[0084] (V和Ta的合计：0.0％～0.3％)

[0085] 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。

[0086] (Cr、Cu、Ni、Sn和Mo的合计：0.0％～1.0％)

[0087] 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。

[0088] (B：0.000％～0.005％)

[0089] 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。

[0090] (Ca：0.000％～0.005％、Ce：0.000％～0.005％、La：0.000％～ 0.005％)[0091] 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。

[0092] 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。

[0093] (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％)

[0094] 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。

[0095] 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。

[0096] 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。

[0097] (铁素体：15％以下)

[0098] 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。

[0099] (残余奥氏体：15％以下)

[0100] 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。

[0101] (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)

[0102] 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。

[0103] 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 grain boundary”的记载。

[0104] 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。

[0105] 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。

[0106] 残余奥氏体的面积分数例如可以采用电子背散射衍射(electron backscatter diffraction：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(fA)。

[0107] fA＝(2/3){100/(0.7×α(111)/γ(200)+1)}

[0108] +(1/3){100/(0.78×α(211)/γ(311)+1)}

[0109] 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％。

[0110] 接着，就本发明的实施方式的钢板的机械特性进行说明。

[0111] 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。

[0112] 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(aging index：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。

[0113] 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。

[0114] 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。

[0115] 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。

[0116] 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。

[0117] 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。

[0118] 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。

[0119] 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。

[0120] 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。

[0121] 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。

[0122] 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。

[0123] 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][0124] 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。

[0125] 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。

[0126] 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。

[0127] 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。

[0128] 这样一来，便可以制造本发明的实施方式的钢板。

[0129] 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。

[0130] 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。

[0131] 实施例

[0132] 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。

[0133] 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。

[0134]

[0135] 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。

[0136] 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。

[0137] 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。

[0138] 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。

[0139] 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。

[0140] 表2

[0141]

[0142] 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(fF)、第1马氏体的面积分数(fMP)、残余 奥氏体的面积分数(fA)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。

[0143] 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。

[0144] 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。

[0145] 表3

[0146]

[0147] 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。

[0148] 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。

[0149] 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。

[0150] 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。

[0151] 表4

[0152]

[0153] 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。

[0154] 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。

[0155] 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。

[0156] 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。

[0157] 产业上的可利用性

[0158] 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。