高强度钢板及其制造方法

高强度钢板及其制造方法
【专利摘要】一种高强度钢板，以质量％计满足C：0.12～0.40％、Si：0％以上且0.6％以下、Mn：超过0％且1.5％以下、Al：超过0％且0.15％以下、N：超过0％且0.01％以下、P：超过0％且0.02％以下、S：超过0％且0.01％以下，并且具有马氏体单相组织，其中，KAM值亦即Kernel Average Misorientation值为1°以上的区域占50％以上，从表面到板厚1/4深度位置的表层区域的最大拉伸残余应力为80MPa以下。由此，能够实现切割端面和钢板母材的耐延迟断裂性优异的高强度钢板。
【专利说明】
高强度钢板及其制造方法
技术领域
[0001] 本发明涉及高强度钢板及其制造方法。详细而言，本发明涉及切割端面和钢板母 材的耐延迟断裂性优异的高强度钢板、以及有用于制造该高强度钢板的方法。
【背景技术】
[0002] 近年来，为了满足汽车的安全性和轻量化，正在推进汽车用钢板的进一步高强度 化。但是，伴随着汽车用钢板的高强度化，存在钢板母材的耐延迟断裂性恶化的问题，尤其 最近在切割端面产生的延迟断裂成为问题。在切割端面产生的延迟断裂的裂纹是数100μπι 左右的微细裂纹，因此迄今为止未被视为问题，但是若产生该微细裂纹则会降低疲劳特性， 故此减少切割端面所产生的延迟断裂的裂纹成为重要问题。
[0003] 切割端面的延迟断裂在切割断面产生，因此与以往的在成形加工部产生的钢板母 材的延迟断裂相比，残余应力以及应变量更大，与以往的延迟断裂相比有更容易产生的趋 势，故此需要开发新技术。
[0004] 作为改善耐延迟断裂性的技术，迄今为止提出有如下技术。例如专利文献1中公开 有一种技术，通过控制球状夹杂物，来改善冲裁端面的耐延迟断裂性。但是，在该技术中所 研讨的内容是热冲裁后的端面的耐延迟断裂性，没有考虑残余应力以及应变量更大的冷加 工后的端面的耐延迟断裂性。
[0005] 另一方面，专利文献2中公开有一种技术:针对马氏体占95面积％以上并且从由钢 板表面沿板厚方向为深度10Μ1的位置到板厚1/4深度的位置的组织进行控制，使得满足以 旧奥氏体粒径、位错密度、马氏体中的固溶C浓度、以及碳化物的形态为参数的所定的关系 式，由此改善耐延迟断裂性。根据该技术，可以得到钢板母材的耐延迟断裂性优异的钢板。
[0006] 但是，该技术也没有考虑切割端面的耐延迟断裂性。此外，由于切割端面的延迟断 裂在板厚1/2的位置附近区域产生，因此被认为该技术对于切割端面的耐延迟断裂性改善 没有效果。
[0007] 现有技术文献
[0008] 专利文献
[0009] 专利文献1:日本专利公开公报特开2012-237048号 [0010] 专利文献2:日本专利公开公报特开2013-104081号

【发明内容】

[0011] 发明要解决的问题
[0012] 本发明是着眼于如上述的状况而完成的发明，其目的在于:提供一种切割端面和 钢板母材的耐延迟断裂性优异的高强度钢板、以及一种有用于制造该高强度钢板的方法。
[0013] 用于解决问题的方案
[0014] 能够解决上述问题的本发明的高强度钢板，其特征在于：以质量％计满足C:0.12 ~0.40%、Si:0%以上且0.6%以下、Μη:超过0%且1.5%以下、A1:超过0%且0.15%以下、 N:超过0%且0.01 %以下、P:超过0%且0.02%以下、S:超过Ο %且0.01 %以下，并且具有马 氏体单相组织，其中，ΚΑΜ值(Kernel Average Misorientation值）为1°以上的区域占50% 以上，从表面到板厚1/4深度位置的表层区域的最大拉伸残余应力为80MPa以下。
[0015] 本发明的高强度钢板，根据需要，还含有从由Cr:超过0 %且1.0 %以下、B:超过0 % 且0.01 %以下、Cu:超过0%且0.5%以下、Ni:超过0%且0.5 %以下、Ti:超过0%且0.2%以 下、V:超过0%且0.1 %以下、Nb:超过0%且0.1 %以下、和Ca:超过0%且0.005%以下构成的 组中选择的一种以上为宜。基于所含有的元素种类，能够进一步改善高强度钢板的特性。
[0016] 本发明的高强度钢板还包含在钢板表面形成有镀锌层的镀锌钢板。
[0017] 能够解决上述问题的本发明涉及的高强度钢板的制造方法，其特征在于:将具有 上述化学成分组成的钢板加热至Ac3相变点以上且950°C以下的温度区域，在该温度区域保 持30秒以上，然后，从600°C以上的温度区域进行淬火，并且在350°C以下进行30秒以上的回 火处理，然后，使用矫直机进行矫直。
[0018] 发明的效果
[0019] 根据本发明，通过控制化学成分组成和组织，并且通过以KAM值为1°以上的区域占 50%以上且从表面到板厚1/4深度位置的表层区域的最大拉伸残余应力成为80MPa以下的 方式进行控制，则可以实现切割端面和钢板母材的耐延迟断裂性优异的如镀锌钢板等高强 度钢板。该高强度钢板作为制造例如保险杠等汽车用高强度部件的原材料有用。
【附图说明】
[0020] 图1是表示测定钢板的拉伸残余应力时的试验片状态的立体示意图。
[0021] 图2是表示对于切割时所导入的裂纹数进行测定时的观察区域的说明示意图。
[0022] 图3是表示在切割端面产生的延迟断裂的裂纹例的附图代用照片。
【具体实施方式】
[0023] 本发明人为了抑制在钢板的切割端面中产生延迟断裂，重复进行了深入研究。其 结果判明在切割端面附近产生无数的微细裂纹。因而本发明人认为该无数的微细裂纹促进 由延迟断裂导致的裂缝的产生。作为改善该由延迟断裂导致的裂缝的方案，获得了如下的 构思:通过控制切割前钢板的应变状态，由此可以减少切割时导入的裂纹量。
[0024] 于是，本发明人发现:通过使用矫直机进行矫直，来改变钢板的应变状态并且进行 控制使得KAM值(Kernel Average Misorientation值)为1°以上的区域占50%以上，贝lj可以 有效地抑制切割端面的延迟断裂。KAM值为1°以上的区域优选占60%以上，更优选占70%以 上。
[0025] 对于使用矫直机进行的矫直而言，与以平整乳制进行的矫直不同，其可以降低从 表面到板厚1/4深度位置的表层区域中的最大拉伸残余应力，该最大拉伸残余应力为80MPa 以下，优选为60MPa以下，更优选为40MPa以下，因此在钢板母材的耐延迟断裂性不变差的条 件下，可以改善切割端面的耐延迟断裂性。
[0026] 本发明通过控制上述KAM值从而在切割端面以及钢板母材呈示优异的耐延迟断裂 性，但是为了确保钢板所要求的其它的特性(即：焊接性、韧性、延性等），钢板母材中的各元 素的含量也需要进行以下的控制。
[0027] C:0.12 ~0.40%
[0028] C是提高钢板的回火性从而确保高强度所需要的元素。为了发挥该效果，有必要使 C含有0.12 %以上。C含量优选设为0.15 %以上，更优选设为0.20 %以上。但是如果C含量过 剩，则焊接性会恶化。因此，有必要使C含量设为0.40%以下。C含量优选设为0.36%以下，更 优选设为〇. 33 %以下，更加优选设为0.30 %以下。
[0029] Si:0%以上且0.6%以下
[0030] Si是提高回火软化阻抗性有效的元素，而且，也是对基于固溶强化提高强度有效 的元素。从发挥这些效果的观点出发，优选使Si含有0.02%以上。但Si是铁氧体生成元素， 如果使之过剩地含有，则回火性会受损难以确保高强度。因此，有必要使Si含量设为0.6% 以下。优选设为〇. 5 %以下，更优选设为0.3 %以下，更加优选设为0.1 %以下，进一步优选设 为0.05%以下。
[0031] Μη:超过0%且1.5%以下
[0032] Μη是提高回火性从而提高强度有效的元素。为了发挥该效果，优选含有0.1%以 上。更优选含有0.5%以上，更加优选含有0.8%以上。但是如果Μη含量过剩，则耐延迟断裂 性和焊接性会恶化。因此，有必要使Μη含量设为1.5%以下。Μη含量的上限优选设为1.3%以 下，更优选设为1.1%以下。
[0033] Α1:超过0%且0.15% 以下
[0034] Α1是作为脱酸剂而添加的元素，而且也具有提高钢的耐食性的效果。为了充分发 挥这些效果，优选含有0.040%以上。更优选含有0.060%以上。但是如果过剩地含有Α1，则 大量地生成夹杂物而成为表面瑕疵的原因，因此其上限设为0.15%以下。优选设为0.14% 以下，更优选设为〇. 10 %以下，更加优选设为〇. 07 %以下。
[0035] Ν:超过0%且0.01%以下
[0036] 若Ν含量过剩，则氮化物的析出量增大而对韧性有不好的影响。因此，Ν含量有必要 设为〇. 〇 1 %以下。优选设为〇. 008%以下，更优选设为0.006 %以下。另外，从制钢成本等方 面考虑，Ν含量通常设为0.001 %以上。
[0037] Ρ:超过0%且0.02%以下
[0038] Ρ虽然具有强化钢的作用，但若过剩地含有则因脆性而使延性降低，因此，有必要 抑制在0.02%以下。优选抑制在0.01 %以下，更优选抑制在0.006%。另外，为了实现基于Ρ 的强化效果，Ρ含量优选设为0.001 %以上。
[0039] S:超过0%且0.01%以下
[0040] S生成硫化物系的夹杂物，而使钢板母材的加工性以及焊接性劣化，越少越好，在 本发明中，有必要抑制在0.01 %以下。优选抑制在0.005%以下，更优选抑制在0.003%以 下。
[0041] 本发明的高强度钢板的基本成分如上所述，余部为铁和不可避免的杂质。作为该 不可避免的杂质，允许根据原料、器材、制造设备等的状况而携入的元素的混入。另外，本发 明的钢板，根据需要，除了上述成分以外进一步含有〇、8、〇1、附、11、￥、他、0 &等也有效。当 使这些元素含有时的其适宜范围以及其作用如下所示。
[0042] 从Cr:超过0%且1.0%以下和Β:超过0%且0.01 %以下选择的至少1种
[0043] Cr是通过提高淬火性来提高强度有效的元素。而且，Cr是对提高马氏体组织钢的 回火软化阻抗性有效的元素。为了充分发挥这些效果，使Cr优选含有0.01 %以上，更优选含 有0.05%以上。然而，若过剩地含有Cr，则使耐延迟断裂性恶化，因此，优选上限设为1.0% 以下，更优选设为0.7%以下。
[0044] B是和Cr同样地对提高淬火性有效的元素。为了充分发挥该效果，使B优选含有 0.0001 %以上，更优选含有0.0005 %以上。然而，若过剩地含有B，则使延性降低，因此，优选 上限设为〇. 01 %以下。更优选设为〇. 0080 %以下，更加优选设为0.0065 %以下。
[0045] 从Cu:超过0%且0.5%以下和Ni:超过0%且0.5%以下选择的至少1种
[0046] Cu以及Ni是通过提高耐腐蚀性来提高耐延迟断裂性有效的元素。为了充分发挥该 效果，各自优选含有〇. 01 %以上。更优选含有〇. 05%以上。然而，若过剩地含有这些元素，则 使延性以及母材的加工性降低，因此，各自优选设为0.5%以下，更优选设为0.4%以下。
[0047] Ti:超过0%且0.2%以下
[0048] Ti以TiN来固定N，因此在与B复合添加之际，为了使B最大限度地发挥淬火性而有 效地起作用。另外，Ti也是对提高耐腐蚀性以及对通过TiC的析出来提高耐延迟断裂性有效 的元素。为了充分发挥这些效果，使Ti优选含有0.01 %以上。更优选含有0.03%以上，更加 优选含有〇. 05%以上。然而，若过剩地含有Ti，则使延性以及钢板母材的加工性恶化，因此， 优选上限设为0.2 %以下。更优选设为0.15 %以下，更加优选设为0.10 %以下。
[0049] 从V:超过0 %且0.1 %以下和Nb:超过0 %且0.1 %以下选择的至少1种
[0050] V以及Nb均是对提高强度以及对因奥氏体晶粒的微细化而淬火后的韧性改善有效 的元素。为了充分发挥这些效果，使V以及Nb分别优选含有0.003%以上，分别更优选含有 0.02%以上。然而，若过剩地含有这些元素，则使碳氮化物等的析出增大而降低母材的加工 性。因此，使V以及Nb分别优选设为0.1 %以下，分别更优选设为0.05 %以下。
[0051 ] Ca:超过0%且0.005% 以下
[0052] Ca是通过形成含Ca夹杂物并该夹杂物捕获氢，来对改善耐延迟断裂性有效的元 素。为了充分发挥该效果，使Ca优选含有0.001 %以上。更优选含有0.0015 %以上。然而，若 过剩地含有Ca，则使加工性恶化，因此，优选设为0.005 %以下，更优选设为0.003 %以下。 [0053]本发明的钢板，为了改善耐腐蚀性或耐延迟断裂性，作为其它元素，还可以含有例 如5〇、厶8、513、？13、511、81、]\%、211、21、￥、〇8、肋、(：〇、1^、1'1、恥、￥、111、86、!^、1'。、了&、0等，合计为 0.01%以下。
[0054]对于本发明中规定的各要件，进行更详细地说明。
[0055] 本发明的钢板是以抗拉强度计显示出1180MPa以上(优选12 70MPa以上）的高强度 的钢板。应予说明，抗拉强度可以为2200MPa以下。作为例如保险杠等汽车用钢板的特性要 求这样的高强度。为了实现上述高强度，若作为钢板组织而采用铁素体较多的组织，则为了 确保高强度需要增加合金元素，其结果导致焊接性劣化。因此，本发明采用马氏体单一组织 (即：马氏体单相组织），由此抑制合金元素量。应予说明，马氏体单一组织，其含义为：没必 要仅由马氏体组织占100面积％，其包括马氏体组织占94面积％以上（尤其占97面积％以 上）的组织。因此，本发明的钢板，除了含有上述马氏体组织以外，还可以含有在制造步骤中 不可避免地形成的组织(例如:铁素体组织、贝氏体组织、残余奥氏体组织等）。
[0056] KAM值是指1个测定点与其周围的测定点的结晶取向差的平均值，该值越高则表示 应变量越大。使用矫直机矫直来适宜地控制KAM值，由此可以减少切割时裂纹的产生，减少 在切割端面产生的延迟断裂。通过让KAM值具有1°以上的值的区域占50%以上，来可以发挥 优异的耐延迟断裂性。KAM值具有1 °以上的值的区域优选占60 %以上，更优选占70 %以上。 KAM值具有1°以上的值的区域占80%以下为宜。
[0057]从钢板表面到板厚1/4深度位置的表层区域中存在的拉伸残余应力由于会对钢板 母材的耐延迟断裂性产生不良影响，因此需要进行控制。通过使从表面到板厚1/4深度位置 的表层区域中的最大拉伸残余应力设为80MPa以下，可以得到良好的耐延迟断裂性。最大拉 伸残余应力优选设为60MPa以下，更优选设为40MPa以下。最大拉伸残余应力为"80MPa以下" 是指还包括OMPa以下的情形（即：残余应力成为压缩残余应力的情形）。最大拉伸残余应力 可以为-20MPa以上。应予说明，如果为了控制KAM值而采用平整乳制，则难以使从表层到板 厚1/4深度位置的表层区域中的拉伸残余应力设为80MPa以下，因此如后述实施例所示，需 要使用矫直机进行矫直。
[0058]接着，对于制造方法进行说明。为了制造满足如上述的要件的钢板，需要适宜控制 退火处理的条件。除退火处理条件之外，可以采用通常的条件。例如，使用冷乳钢板进行下 述条件的退火处理的情况下，可以按照常规方法进行熔炼，通过连续铸造获得板坯等钢片， 然后，将该钢片加热至1100 °C~1250°C左右，接着进行热乳，卷取后进行酸洗，再进行冷乳 而获得钢板。对于在其后进行的退火处理，建议在下述条件下进行。
[0059] 对于满足如上所述的化学成分组成的钢板，通过将退火温度设为Ac3相变点以上， 优选设为Ac3相变点+20°C以上，由此形成为奥氏体单相。如果在过于高温下进行保持，则设 备负荷变大而导致成本增加，因此将上限设为950°C以下。优选设为930°C以下。为了在该退 火温度下结束奥氏体相变，因此需要保持30秒以上。优选保持60秒以上，更优选保持90秒以 上。此外在退火温度下的保持时间的上限优选设为150秒以下。在获得下述热浸镀锌钢板或 合金化热浸镀锌钢板的情况下，这些退火处理例如可以在热浸镀锌作业线中进行。此外根 据需要，可以对冷乳钢板实施电镀锌。
[0060] 应予说明，钢板的Ac3相变点采用下述的（1)式求出。下述（1)式可参照例如"莱斯 利铁钢材料学"丸善，Wi 11 iam C·LesLie: 1985第273页中的(VII-20)式。
[0061] Ac3( °C) =910-203 X [C]172-15.2 X [Ni]+44.7 X [Si]+104X [V]+31.5 X [Mo] + 13.1 X [ff]-30X [Mn]-ll X [Cr]-20 X [Cu]+700 X [P]+400 X [A1J + 120 X [As]+400 X [Ti] (1)
[0062] 其中，[C]、[Ni]、[Si]、[V]、[Mo]、[W]、[Mn]、[Cr]、[Cu]、[P]、[Al]、[AsWP[Ti]* 别表示(：、附、3丨、￥、1〇、1、111、0、(：11^1^8和11的以质量％计的含量。此外，不含上述（1) 式的各项所示的元素时，以不存在该项的形式进行计算。
[0063] 上述退火处理后，以平均冷却速度为50°C/秒以上进行骤冷，从600°C以上的淬火 开始温度冷却至25°C的室温。如果该淬火开始温度低于600°C、或者骤冷时的平均冷却速度 小于50°C/秒，则铁素体析出，难以获得马氏体单一组织。淬火开始温度优选为650°C以上， 其优选的上限为950°C以下。此外，骤冷时的平均冷却速度优选为70°C/秒以上，但可为100 °C/秒以下。
[0064]上述冷却至室温后，进行如下回火来确保钢板的韧性为宜。即：再加热至350°C以 下(优选300°C以下）的温度区域并在该温度区域保持30秒以上的回火。如果回火温度超过 350°C，则弯曲性劣化并且难以确保强度。在保持时间小于30秒的情况下，难以确保钢板的 韧性。应予说明，保持时间优选为100秒以上，更优选为200秒以上，但是如果保持时间过长 则马氏体组织软化而强度降低，因此优选为400秒以下。此外，为了发挥出回火的效果，回火 温度优选为150 °C以上，更优选为200 °C以上。
[0065] 上述回火后，使用矫直机进行矫直。这时的延伸率优选为0.5%以上。通过进行这 样的矫直，可以得到本发明中规定的KAM值。使用矫直机进行矫直时的延伸率更优选为 0.6%以上，更加优选为0.7%以上，如果此时的延伸率变得过大，则弯曲性劣化，因此优选 为1.8%以下。应予说明，上述延伸率是通过下述(2)式求出的值。
[0066] 延伸率（％) = [(V0-Vi)/Vi]Xl〇〇 (2)
[0067] 其中，Vo表示矫直机出口侧通板速度(单位:m/秒），Vi表示矫直机入口侧通板速度 (单位:m/秒)。
[0068] 本发明的钢板不仅包含冷乳钢板，还包含热乳钢板。而且，还包含:对这些冷乳钢 板或热乳钢板实施了热浸镀锌而得到的热浸镀锌钢板或实施了热浸镀锌后将其进行合金 化处理而得到的合金化热浸镀锌钢板、以及电镀锌钢板。通过实施这些镀锌处理可以提高 耐腐蚀性。应予说明，关于这些镀锌处理方法和合金化处理方法，可以采用一般情况下所进 行的条件。
[0069] 本发明的高强度钢板可以用于制造例如保险杠等汽车用高强度零部件。
[0070] 以下列举实施例更具体地说明本发明，但本发明根本不受下述实施例限制，当然 可以在能符合前述和后述的主旨的范围内适当地加入变更进行实施，这些也都包含在本发 明的技术范围内。
[0071] 本申请基于2014年1月14日申请的日本国专利申请第2014-004405号主张优先权 的利益。2014年1月14日申请的日本国专利申请第2014-004405号的说明书的全部内容引入 本申请用于参考。
[0072]实施例
[0073]将满足下述表1所示化学成分组成的钢种A~V进行了熔炼。详细而言，用转炉进行 一次精炼后，在钢包炉中实施了脱硫。应予说明，表1所示化学成分组成的余部为铁和不可 避免的杂质。此外，根据需要在钢包精炼后，实施了利用例如RH法(Ruhrstahl-Hausen法）的 真空脱气处理。然后，利用常规方法实施连续铸造而得到了板坯。接着进行热乳，用常规方 法依次进行酸洗以及冷乳，得到了板厚：1. 〇mm的冷乳钢板CR(Cold Rolled钢板）。接着，对 于各冷乳钢板CR进行了连续退火。连续退火中，以下述表2、3所示的退火温度和退火时间进 行保持后，以平均冷却速度l〇°C/秒冷却至下述表2、3所示的淬火开始温度，然后以平均冷 却速度50°C/秒以上，从淬火开始温度骤冷至室温，进一步再加热至下述表2、3所示的回火 温度，在该温度下保持了表2、3所示的回火时间。应予说明，该热乳条件如下所述。此后，将 包括上述淬火回火等的一系列处理，有时简称为"退火处理"。
[0074]热乳条件 [0075] 加热温度：1250 Γ [0076] 精乳温度:880 Γ [0077] 卷取温度：700 Γ
[0078] 最终厚度:2· 3~2.8mm
[0080]接着，使用矫直机对退火处理后的板料进行了矫直。矫直机的矫直条件如下所述。 应予说明，下述中"WR"是指工作辊。此外，如下述表2、3所示，还制作了在退火处理后不进行 矫直机矫直的冷乳钢板CR、以及由平整乳制进行矫直来代替矫直机矫直的冷乳钢板CR。
[0081] 矫直机的矫直条件
[0082] WR 直径= 50mm
[0083] WR配置:上侧9根，下侧10根
[0084] WR 的间距=5 5mm
[0085] 上下辑的间距（intermesh):入口侧= _3.74mm，出口侧=_1 · 18mm
[0086] 张力：入口侧= 1.0~1.7kgf/mm2(9.8~16.7MPa)，出口侧= 2.0~2.3kgf/mm2 (19.6~22.5MPa)
[0088]
[0089] 使用实施了如上述处理的各冷乳钢板CR，在下述所示的条件下进行了各种特性的 评价。
[0090] 钢组织的面积率的测定
[0091 ] 对1 .Omm X 20mm X 20mm的试验片的平行于乳制方向的截面进行研磨，进行硝酸乙 醇腐蚀后，对于板厚1/4的部分用扫描型电子显微镜（SEM;Scanning Electron Microscope)以1000倍进行了观察。
[0092] 并且，将1个视野的尺寸设为90μπιΧ120μπι，在任意10个视野中，在纵横分别等间隔 地画10根线，将其交点为马氏体组织的交点数目、以及其交点为马氏体以外的组织(例如铁 素体组织)的交点数目分别除以交点总数目，作为马氏体组织的面积率、以及马氏体以外的 组织的面积率进行了计算。将其结果与(a)使用矫直机或平整乳制的矫直、（b)无矫直的情 形等的矫直方法、以及矫直时的延伸率一并示于上述表2、3。
[0093] 拉伸特性的评价
[0094] 以钢板的垂直于乳制方向的方向为长度方向的方式，从钢板采取JIS5号拉伸试验 片，并且按照JIS Z 2241:2011规定的方法测定了抗拉强度TS(Tensile Strength)。于是， 将抗拉强度TS为llSOMPa以上的钢板评价为高强度。其结果示于下述表4、5。表4、5中，还示 出钢板的屈服强度YP(Yield Point)以及伸长率EL(Elongation)用于参考。
[0095] KAM值的测定
[0096] 在机械磨削至板厚1/2位置后，将利用抛光研磨进行到表面呈镜面的试样以70°倾 斜的状态，使用SEM，作为测定点的间隔设为1步长0.25μπι，测定100μπιΧ100μπι区域的电子背 散射衍射像(EBSD像;Electron Backscatter Diffraction像），作为分析软件使用TexSEM Laboratories公司制造的0ΤΜ系统，求出各测定点的KAM值，计算了KAM值为1 °以上的区域的 比例（即:KAM值为1°以上的测定点相对于总测定点的比例）。
[0097] 从表面到板厚1/4深度的表层区域中的最大残余应力的测定:逐次板厚除去法 [0098]将各冷乳钢板CR剪切成垂直于乳制方向的方向为60mmX乳制方向为10mm且板厚 为1.0mm的尺寸，将应变计以与垂直于乳制方向的方向平行的方式贴附于钢板的单面侧 (即：腐蚀面的相反侧）的表面中央部，用氟利昂掩蔽剂(Furuto Mask)涂布了除腐蚀面以外 的整个表面。这时，在应变计的导线也用氟利昂掩蔽剂进行了涂布。然后，将试验片浸于腐 蚀液中，使板厚缓慢变薄。在该过程中，每隔5分钟测定了释放应变。
[0099]根据15小时腐蚀后的腐蚀减量来计算了腐蚀速度，并且根据腐蚀速度和腐蚀时间 来计算出了应变量所测定的板厚位置。采用下述理论公式来计算了残余应力。下述理论公 式可参照例如"残余应力的发生及对策：1975年，米谷茂，第54页中的式（17)"。将从表层到 板厚1/4位置的残余应力变化基于多项式曲线[从次数2~6(2次函数~6次函数）中采用R平 方值最大者]进行了拟合，此时的残余应力最大值设定为最大拉伸残余应力。当测定钢板的 拉伸残余应力时的试验片的状态示于图1的立体示意图。
[0100] 应变计:FLK-6-ll-2LT(东京测器研究所）
[0101] 涂布材:氟利昂掩蔽剂(涂布除腐蚀面以外的整个表面）
[0102] 腐蚀液：水750mL，HF37 · 5mL，H2〇2750mL
[0103] 腐蚀方法:在使用磁力搅拌器不断搅拌腐蚀液的情况下，腐蚀了 15小时。并且将腐 蚀液容器浸于冰水中，在10~20°C的温度范围内以保持一定温度的方式进行了温度管理。
[0105] 其中，〇表示拉伸残余应力，a表示测定位置，E表示铁的杨氏模量，h表示板厚，ε表 示应变量，X为位置变量，其表示从腐蚀前的板表面到测定位置为止的变量。
[0106] 对于上述冷乳钢板CR的表面在下述条件下进行了如下特性评价，对于实施了电镀 锌的电镀锌钢板EG(Ε1 ectro Ga 1 vanizing钢板)也同样地进行了如下特性评价。该电镀锌 钢板EG是对进行了退火处理和矫直机矫直后的冷乳钢板CR实施电镀锌而制作的钢板，但 是，其也可以通过对于已退火处理后的冷乳钢板CR实施电镀锌后，再进行矫直机矫直来制 作。应予说明，制作热浸镀锌钢板或合金化热浸镀锌钢板的情况下，退火处理可以在热浸镀 锌作业线中进行，因此在热浸镀锌作业线中制造了热浸镀锌钢板或合金化热浸镀锌钢板之 后，进行矫直机矫直即可。
[0107] 电镀锌钢板EG的制作
[0108]将上述冷乳钢板CR浸渍于60°C的镀锌浴中，以40A/dm2的电流密度实施电镀处理 后，进行水洗以及干燥，由此得到了电镀锌钢板EG。
[0109] 切割端面的耐延迟断裂性评价用试验片的切割条件
[0110] 使用剪切机将进行了退火处理和矫直机矫直后的冷乳钢板CR、以及如上述制作的 电镀锌钢板EG切割成垂直于乳制方向的方向为40mmX乳制方向为30mm的尺寸而获得了试 验片。切割间隙（cutting clearance)被设为10%。
[0111] 切割时导入的裂纹数的测定
[0112] 针对上述切割的试验片的垂直于乳制方向的方向上的端面，为了观察从该切割端 面起直到50μπι内部的截面，进行了研磨及硝酸乙醇腐蚀。将从切割端面(也称为"剪切断裂 面"）起直到50μπι内部的侧方截面中的板厚方向的整个区域用SEM以3000倍进行观察，测定 了 2μπι以上的裂纹的裂纹数。将η = 3的平均值设定为测定值。测定切割时导入的裂纹数时的 观察区域示于图2的说明示意图。
[0113] 切割端面的耐延迟断裂性评价试验
[0114] 将上述切割的试验片在0.1Ν、5%或10%的盐酸中浸渍了 24小时。试验片对于各条 件以η = 3浸渍，仅评价了垂直于乳制方向的端面。应予说明，每个试验片具有两个端面，因 此对于盐酸浸渍的每个条件进行了 η = 6的评价。这时的评价是，用肉眼或显微镜观察切割 端面，将未产生200μπι以上的裂纹的试验片作为未产生延迟断裂的试验片，计算了切割端面 的延迟断裂未产生率（=未产生延迟断裂的试验片/全部试验片X 100)。
[0115] 对于冷乳钢板CR而言，将切割端面的延迟断裂未产生率为44%以上的钢板判断为 切割端面的耐延迟断裂性良好;对于电镀锌钢板EG而言，将切割端面的延迟断裂未产生率 为33%以上的钢板判断为切割端面的耐延迟断裂性良好，据此在后述表4~7的判定栏中记 载为"0.K"。此外，将切割端面的延迟断裂未产生率不满足上述值的钢板判断为切割端面的 耐延迟断裂性不良，据此在后述表4~7的判定栏中记载为"N.G"。在切割端面产生的延迟断 裂的裂纹例示于图3的图面代用照片。
[0116] 钢板母材的耐延迟断裂性评价用的试验片制作
[0117] 使用剪切机以间隙为10%的条件将退火后的钢板切割成垂直于乳制方向的方向 为150mm X乳制方向为30_的尺寸，将弯曲半径R为10_的条件实施U弯曲加工，进行了与TS 相同的应力负荷。
[0118] 钢板母材的耐延迟断裂性评价试验
[0119] 将进行了上述U弯曲一应力负荷的试验片在0 .IN、5%或10%的盐酸中浸渍了 200 小时。试验片对于各条件以n = 18进行了浸渍。将未产生裂纹的试验片作为未产生延迟断裂 的试验片，计算了钢板母材的延迟断裂未产生率（=未产生延迟断裂的试验片/全部试验片 X 100)。此外，为了通过使用矫直装置来评价钢板母材的延迟断裂性，计算了与"无矫直"时 的延迟断裂未产生率的差值。将延迟断裂未产生率的差值为10%以下的试验片判断为钢板 母材的耐延迟断裂性良好，据此在后述表4~7的判定栏中记载为"0.K"。此外，将不满足上 述判断标准的试验片判断为钢板母材的耐延迟断裂性不良，据此在后述表4~7的判定栏中 记载为"N.G"。
[0120] 此外，由于基于TS水平来评价耐延迟断裂性，因此作为评价指标还计算了切割端 面的延迟断裂未产生率X TS。对于冷乳钢板CR而言，将切割端面的延迟断裂未产生率X TS 为60000以上的钢板判断为切割端面的耐延迟断裂性良好;对于电镀锌钢板EG而言，将切割 端面的延迟断裂未产生率XTS为48000以上的钢板判断为切割端面的耐延迟断裂性良好， 据此在后述表4~7的判定栏中记载为"0.K"。此外，将切割端面的延迟断裂未产生率XTS不 满足上述判断标准值的钢板判断为切割端面的耐延迟断裂性不良，据此在后述表4~7的判 定栏中记载为"N.G"。
[0121] 应予说明，对于切割端面的延迟断裂未产生率XTS的合格标准而言，冷乳钢板CR 与电镀锌钢板EG不相同，其理由如下。即：电镀锌钢板EG在断裂评价中发生镀层熔融，与冷 乳钢板CR相比，因腐蚀而侵入钢板中的氢量增大，导致延迟断裂性降低。考虑到因具有镀层 而导致的耐延迟断裂性降低，故此将电镀锌钢板EG的合格标准设定为较低水平。
[0122] 这些评价结果示于下述表4~7。应予说明，下述表4、5表示品种为冷乳钢板CR的情 形的评价结果，下述表6、7表示品种为电镀锌钢板EG的情形的评价结果。



[0127]由表4、5的结果可如下考察。可以明确:对于满足本发明中规定的化学成分组成且 使用矫直机进行了矫直的冷乳钢板CR的例子（即：试验No . 1、4、6、9、11、13、15、18、20、23、 25、27、30、32、34、37、39、41、44、47)而言，由于1(舰值具有1°以上的值的区域占50%以上，并 且从表面到板厚1/4深度的表层区域中的最大拉伸残余应力为80MPa以下，因此可以改善钢 板母材和端面的耐延迟断裂性。
[0128] 与此相对，可以明确：对于以平整乳制进行矫直的冷乳钢板CR的例子（即：试验 No.2、7、16、21、28、35、42、45)而言，从表面到板厚1/4深度的表层区域中的最大拉伸残余应 力超过了 80MPa，并且与使用矫直机进行了矫直的上述实施例的各冷乳钢板CR相比，钢板母 材的耐延迟断裂性变差。本发明人认为其原因在于表层的拉伸残余应力变高。此外，可以明 确:对于无矫直的冷乳钢板CR钢板（即：试验Ν〇·3、5、8、10、12、14、17、19、22、24、26、29、31、 33、36、38、40、43、46、48)而言，以1值具有1°以上的值的区域低于50%，即使使用同种钢板 的情况下，端面的耐延迟断裂性也相对变差。本发明人认为其原因在于切割时导入的裂纹 数较多。
[0129] 此外，试验Ν〇.19、22、38、43、48均为无矫直的例子，与各自的进行了矫直的例子 (即：试验Ν〇.18、20、37、41、47)相比，切割端面的耐延迟断裂性均劣化。但是，即使劣化后， 切割端面的耐延迟断裂性也保持一定的水平。本发明人认为其原因在于试验No. 19使用了 钢种H，该钢种的Cu添加量较多。此外，本发明人认为认为其原因在于试验No.22使用了钢种 I，该钢种的Ni添加量较多。本发明人认为认为其原因在于试验No.38使用了钢种P，该钢种 的Ti及Ca添加量较多。本发明人认为认为其原因在于试验No. 43使用了钢种R并且No. 48使 用了钢种T，这些钢种的Cu、Ni以及Ca等添加量较多。
[0130] 此外，对于不满足本发明中规定的化学成分组成的冷乳钢板CR的例子（即：试验 No. 49~52)而言，耐延迟断裂性变差。本发明人推测其中No. 49以及50由于采用了Μη含量过 剩的钢种U的钢板，因此耐腐蚀性劣化，无法获得良好的耐延迟断裂性。本发明人推测试验 No.51以及52由于采用了 Cr含量过剩的钢种V的钢板，因此耐腐蚀性劣化，无法获得良好的 耐延迟断裂性。
[0131] 由表6、7的结果可如下考察。即，可以明确:对于满足本发明中规定的化学成分组 成且使用矫直机进行了矫直的冷乳钢板CR来制作电镀锌钢板EG的例子（即：试验No.53、56、 58、61、63、65、67、70、72、75、77、79、82、84、86、89、91、93、96、99)而言，由于以1值具有1°以 上的值的区域占50%以上，并且从表面到板厚1/4深度的表层区域中的最大拉伸残余应力 为80MPa以下，因此可以改善钢板母材和端面的耐延迟断裂性。
[0132] 与此相对，可以明确:对于以平整乳制进行矫直的冷乳钢板CR来制作电镀锌钢板 EG的例子（即：试验N〇.54、59、68、73、80、87、94、97)而言，从表面到板厚1/4深度的表层区域 中的最大拉伸残余应力超过了 80MPa，并且与使用矫直机进行了矫直的上述实施例的各钢 板相比，钢板母材的耐延迟断裂性变差。本发明人认为其原因在于表层的拉伸残余应力变 高。此外，可以明确:对于无矫直的冷乳钢板CR来制作电镀锌钢板EG的例子（即：试验No.55、 57、60、62、64、66、69、71、74、76、78、81、83、85、88、89、92、95、98、100)而言，以1值具有1°以 上的值的区域低于50%，即使使用同种钢板的情况下，端面的耐延迟断裂性也相对变差。本 发明人认为其原因在于切割时导入的裂纹数较多。
[0133] 此外，试验N〇.71、74、95、100均为无矫直的例子，与各自的进行了矫直的例子（即： 试验N〇.70、72、93、99)相比，切割端面的耐延迟断裂性均劣化。但是，即使劣化后，切割端面 的耐延迟断裂性也保持一定的水平。本发明人认为其原因在于试验No.71使用了钢种H，该 钢种的Cu添加量较多。本发明人认为其原因在于试验No. 74使用了钢种I，该钢种的Ni添加 量较多。本发明人认为其原因在于试验No.95使用了钢种R并且试验No. 100使用了钢种T，这 些钢种的Cu、Ni以及Ca等添加量较多。
[0134] 此外，对于不满足本发明中规定的化学成分组成的冷乳钢板CR来制作电镀锌钢板 EG的例子（即：试验No. 101~104)而言，耐延迟断裂性变差。本发明人推测其中No. 101以及 102由于采用了 Μη含量过剩的钢种U的钢板，因此耐腐蚀性劣化，无法获得良好的耐延迟断 裂性。本发明人推测试验No. 103以及104由于采用了 Cr含量过剩的钢种V的钢板，因此耐腐 蚀性劣化，无法获得良好的耐延迟断裂性。
[0135] 产业上的可利用性
[0136] 本发明的高强度钢板以质量％计满足C:0.12~0.40%、Si:0%以上且0.6%以下、 Μη:超过0 %且1.5%以下、A1:超过0%且0.15%以下、N:超过0%且0.01 %以下、P:超过0% 且0.02%以下、S:超过0%且0.01 %以下，并且具有马氏体单相组织，其中，ΚΑΜ值(Kernel △￥6瓜86 1丨8〇1^61^&1：；[〇11值)为1°以上的区域占50%以上，从表面到板厚1/4深度位置的表 层区域的最大拉伸残余应力为80MPa以下，因此切割端面和钢板母材的耐延迟断裂性优异。
【主权项】
1. 一种高强度钢板，其特征在于，以质量％计满足 C:0.12 ~0.40%、 Si:0%以上且0.6%以下、 Mn:超过0%且1.5%以下、 Al:超过0%且0.15%以下、 N:超过0%且0.01%以下、 P:超过0%且0.02%以下、 S:超过0%且0.01%以下， 并且具有马氏体单相组织，其中， KAM值亦即Kernel Average Misorientation值为1°以上的区域占50%以上， 从表面到板厚1/4深度位置的表层区域的最大拉伸残余应力为80MPa以下。2. 根据权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，还含有从由Cr:超过0%且1.0%以 下、B:超过0%且0.01 %以下、Cu:超过0%且0.5%以下、Ni:超过0%且0.5%以下、Ti:超过 0%且0.2%以下、V:超过0%且0.1 %以下、Nb:超过0 %且0.1 %以下、和Ca:超过0%且 0.005 %以下构成的组中选择的一种以上。3. 根据权利要求1或2所述的高强度钢板，其特征在于，所述高强度钢板是在钢板表面 形成有镀锌层的镀锌钢板。4. 一种高强度钢板的制造方法，其特征在于，将满足权利要求1或2所示的化学成分组 成的钢板加热至Ac 3相变点以上且950°C以下的温度区域，在该温度区域保持30秒以上，然 后，从600°C以上的温度区域进行淬火，并且在350°C以下进行30秒以上的回火处理，然后， 使用矫直机进行矫直。5. 根据权利要求4所述的制造方法，其特征在于，使用所述矫直机进行矫直时的延伸率 为0.5%以上且1.8%以下。
【文档编号】C22C38/54GK105899701SQ201480073084
【公开日】2016年8月24日
【申请日】2014年12月26日
【发明人】白木厚宽, 内海幸博
【申请人】株式会社神户制钢所