钢板、部件及其制造方法与流程

1.本发明涉及钢板、部件及其制造方法。更详细而言，本发明涉及拉伸强度为1310mpa以上且具有优异的耐端面裂纹性和弯曲性的钢板、部件及其制造方法。本发明的钢板可适用于伴有剪切、冲裁加工的冷压成型。


背景技术：

2.近年来，随着汽车车体轻型化需求的进一步提高，逐渐推进将拉伸强度(以下也简称为ts。)为1310mpa以上的高强度钢板应用于车体骨架部件。另外，从进一步轻型化的观点考虑，也开始研究ts为1.8gpa级或其以上的高强度化。一直以来，大力研究利用热轧的高强度化，但最近从成本
·
生产率的观点考虑，重新研究冷压中的高强度钢的应用。为了使车体骨架更有效地高强度化，得到轻型化效果，增加屈服强度是有效的。由于马氏体组织与铁素体、贝氏体等较软的组织相比容易得到更高的屈服强度，所以在高强度钢板的组织设计中，以马氏体组织为主体是重要的。
3.然而，如果对ts为1310mpa以上的高强度钢板实施剪切、冲裁等加工，则在剪切端面有时产生龟裂。这样的龟裂以在剪切端面的板厚中心附近相对于板面平行或倾斜的线状龟裂的形态被观察到，在板面内侧具有几百μm的长度而存在。本说明书中，有时将这样的裂纹称为端面裂纹。另外，本说明书中，有时将材料对这样的端面裂纹的耐性称为耐端面裂纹性。该端面裂纹由于与工具的接触而缩短工具寿命。另外，端面裂纹具有在接下来的工序的冲压成型时诱发裂纹的问题，作为部件搭载于车体时可能成为疲劳破坏的起点，成为冷压用高强度钢板普及的阻碍因素。端面裂纹有时可以通过调整剪切间隙等加工条件来改善，但也有被加工材的高强度化的影响，在实际的部件制造中由于工具的磨损而剪切间隙经时变化。因此，在ts为1310mpa以上的高强度钢板中，难以稳定地确保正常的剪切端面。
4.专利文献1中公开了一种关于剪切端面的耐延迟断裂特性优异的ts为1320mpa以上的钢板的技术，其特征在于，马氏体和贝氏体相对于组织整体的面积率合计为95％～100％，剩余部分由铁素体和残余奥氏体中的1种或2种构成，原奥氏体晶粒的平均粒径大于5μm，长轴的长度为20～80μm的夹杂物组为5个/m2以下。
5.专利文献2中公开了一种关于切割后的特性劣化少的钢板的技术，其特征在于，钢组织主要由铁素体和贝氏体构成，板厚方向的mn偏析度(中心部mn峰值浓度/平均mn浓度)为1.20以下，板厚方向的mn偏析带的宽度为43μm以下，ts为540mpa以上。
6.专利文献3中公开了一种关于热轧钢板的技术，其特征在于，具有以下的组织：以面积率计含有90％以上的贝氏体相，该贝氏体相中析出的全部fe系碳化物中，在贝氏体铁素体晶粒内析出的fe系碳化物的个数比率为30％以上，在贝氏体铁素体晶粒内析出的fe系碳化物的平均粒径为150nm以下，钢中的固溶v量以质量％计为0.100％以上，ts为980mpa以上。
7.现有技术文献
8.专利文献
9.专利文献1：日本特许第6388085号公报
10.专利文献2：日本特许第5136182号公报
11.专利文献3：日本特许第6056790号公报
12.非专利文献
13.非专利文献1：长滝康伸，津山青史，细谷佳弘著，“回火温度对马氏体钢的弯曲加工性的影响”，铁和钢，一般社团法人日本钢铁协会，2013年，vol.99，no.3，p.245－253


技术实现要素：

14.然而，在专利文献1记载的技术中，成为剪切加工后的延迟断裂的起点的夹杂物充分减少，但无法抑制由剪切加工形成的在剪切端面的几百μm尺寸的微细龟裂。另外，专利文献2中，ts为540mpa以上且以铁素体和贝氏体为主相，专利文献2中规定的mn偏析减少的效果在本发明中作为对象的ts为1310mpa级的以马氏体为主相的钢板中无法保证充分。实际上本发明人等在对端面裂纹的产生状况进行详细分析时，发现龟裂未必沿着mn等偏析带进展，沿着偏析较轻微的区域的龟裂也随处可见。因此，仅通过组合专利文献1和专利文献2难以抑制由剪切加工形成的端面裂纹的可能性大。专利文献3公开了在以贝氏体为主相的钢中利用碳化物促进剪切时的材料的分割的技术。另一方面，非专利文献1中公开了在以马氏体为主相的钢中，使碳化物粗大地析出时有损弯曲加工性。
15.综上，在现有的技术中，在以马氏体为主相的高强度钢板中，难以稳定地确保正常的剪切端面。
16.本发明是鉴于这样的情况而进行的，其目的在于提供ts为1310mpa以上且具有优异的耐端面裂纹性和弯曲性的钢板、部件及其制造方法。
17.应予说明，本发明中，ts是以轧制直角方向为长边方向的方式切出jis5号拉伸试验片，基于jis z2241(2011)实施十字头速度为10mm/min的拉伸试验而得到的。
18.另外，优异的弯曲性是指从各钢板采取以轧制方向和直角方向(卷材宽度方向)为长边方向的jis3号试验片，通过基于jis z 2248的规定的v形块法改变弯曲半径进行90
°
v弯曲试验，试验片表面不产生龟裂的最小的弯曲半径r除以板厚t而得的值(r/t)为4.0以下。
19.另外，优异的耐端面裂纹性是指通过以下的方法，产生端面裂纹的观察用试验片的比例低于50％。
20.(1)从钢板的轧制直角方向(宽度方向)的中央附近切出轧制方向的长度为110mm、轧制直角方向的长度为500mm的试验片。
21.(2)利用切割加工装置，将上述试验片用下刀片和压板夹持，同时使上刀片下降，剪切试验片(剪切加工条件是间隙cl为板厚t的15％，剪切角(相对于钢板的板面的倾斜度)为0
°
。)
22.(3)在上述剪切加工条件下，在轧制直角方向的长度上以30mm的间隔将试验片剪切5次，得到剪切加工时具有位于上刀片侧的剪切面的5个长方形试验片。
23.(4)将上述5个长方形试验片分别在轧制方向每隔10mm间隔进行切割，分割成11个。
24.(5)将切割成总计11个的长方形试验片中的10个作为观察用试验片，合计采取50
个，用于端面裂纹的观察。
25.(6)对观察用试验片的剪切面进行研磨，不腐蚀而用光学显微镜从板厚面侧观察有无端面裂纹。
26.(7)将存在1个以上的从剪切面的表面沿深度方向进展30μm以上的龟裂的观察用试验片判定为产生了端面裂纹。
27.本发明人等为了解决上述的课题反复进行了深入研究。然后，本发明人等得知通过具有特定的成分组成和特定的钢组织，并分别适当地控制钢板的板厚中心附近和钢板的表面附近的规定的夹杂物粒子的个数密度，且控制规定的碳化物的个数密度，可得到拉伸强度为1310mpa以上且具有优异的耐端面裂纹性和弯曲性的钢板。具体而言，本发明人等得到以下的见解。
28.(1)通过使端面裂纹形成在板厚中心附近，使板厚中心附近含有规定量的具有4.0μm以上的圆当量直径的夹杂物，从而即便为高强度钢也可抑制剪切时产生的剪切端面的龟裂。认为这是由于在剪切加工时，以夹杂物为起点产生微小的龟裂(微裂纹)，这些微小的龟裂沿着与板厚方向平行的面连接，形成端面裂纹少的断裂面。另一方面，认为板厚中心附近存在的夹杂物少的情况下，夹杂物彼此的间隔宽，因此得不到如上所述的效果，龟裂容易向各个方向伸展。因此，板厚中心附近存在的夹杂物少的情况下，龟裂容易向钢板的断裂面的内部(与平行于板厚方向的面交叉的方向)伸展，容易产生端面裂纹。
29.(2)如上所述的夹杂物可以在产生端面裂纹的板厚中心附近存在一定量。另外，夹杂物存在于钢板表层时，可能助长弯曲加工时的裂纹。因此，存在夹杂物的个数密度的上限和优选的板厚方向分布。本发明人等经过深入研究，结果得知钢板表层～板厚1/4位置的范围和板厚1/4～3/4位置的范围内的夹杂物的个数密度，存在不会对弯曲性产生不良影响的临界值。
30.(3)作为对夹杂物的个数密度产生影响的制造因素，有热轧时的板坯的加热工序。通过板坯的高温加热可实现粗大的夹杂物的固溶促进，但为了实现上述的夹杂物分布，一直以来进行的板坯加热条件的管理是不够的，需要通过严格地控制加热条件来控制板坯的板厚内部的温度分布。
31.(4)除上述条件以外，通过适当地控制钢中的碳化物的个数密度，也能够兼得优异的耐端面裂纹性和优异的弯曲性。
32.本发明是基于以上的发现而进行的，本发明的主旨如下。
33.[1]一种钢板，具有以下的成分组成和钢组织，
[0034]
上述成分组成以质量％计含有c：0.12％～0.40％、si：0.01％～1.5％、mn：大于1.7％且为3.5％以下、p：0.05％以下、s：0.010％以下、sol.al：1.00％以下、n：0.010％以下、b：0.0002％～0.0050％、以及nb和ti中的1种或2种：合计为0.010％～0.080％，剩余部分由fe和不可避免的杂质构成，
[0035]
上述钢组织中，马氏体的面积率为70％以上，贝氏体的面积率为30％以下，且铁素体和残余奥氏体的面积率的合计为10％以下，
[0036]
钢板的板厚1/4位置处的长径为0.5μm以上的碳化物的个数密度为60000个/mm2以下，
[0037]
钢板的板厚1/4～3/4的范围内的圆当量直径为4.0μm以上的夹杂物粒子的个数密
度为10个/mm2～30个/mm2，
[0038]
钢板的表面～板厚1/4的范围内的圆当量直径为4.0μm以上的夹杂物粒子的个数密度为27个/mm2以下，
[0039]
拉伸强度为1310mpa以上。
[0040]
[2]根据技术方案1所述的钢板，其中，上述成分组成以质量％计进一步含有选自mo：0.350％以下、cr：0.350％以下、zr：0.350％以下、ca：0.0050％以下、v：0.500％以下、w：0.200％以下、cu：1.00％以下、ni：1.00％以下、sb：0.100％以下、sn：0.100％以下、mg：0.01％以下、以及rem：0.01％以下中的至少一种。
[0041]
[3]根据[1]或[2]所述的钢板，其中，在钢板的表面具有镀层。
[0042]
[4]一种部件，是对[1]～[3]中任一项所述的钢板实施成型加工和焊接中的至少一者而成的。
[0043]
[5]一种钢板的制造方法，具有以下的工序：
[0044]
板坯加热工序，将具有[1]或[2]所述的成分组成的板坯在板坯的表面温度为300℃～1220℃的温度区域平均加热速度为0.10℃/s以上、且在该温度区域板坯的中心温度tc与板坯的表面温度ts的平均温度比(tc/ts)为0.85以下的条件下加热后，将板坯的表面温度在1220℃以上、30分钟以上的条件且将板坯的中心温度在1220℃以上、30分钟以下的条件下保持；
[0045]
热轧工序，将上述板坯加热工序后的板坯进行热轧而制成热轧钢板；冷轧工序，将上述热轧钢板进行冷轧而制成冷轧钢板；以及
[0046]
退火工序，将上述冷轧钢板在800℃以上的退火温度保持240秒以上后，在680℃以上的冷却开始温度～300℃的温度区域以10℃/s以上的平均冷却速度冷却，然后，在150℃～260℃的温度区域保持20秒～1500秒。
[0047]
[6]根据[5]所述的钢板的制造方法，其中，具有对上述退火工序后的钢板的表面实施镀覆处理的镀覆工序。
[0048]
[7]一种部件的制造方法，具有对通过[5]或[6]所述的钢板的制造方法制造的钢板实施成型加工和焊接中的至少一者的工序。
[0049]
本发明的钢板的拉伸强度为1310mpa以上，具有优异的耐端面裂纹性和弯曲性。本发明的钢板可以适用于伴有剪切、冲裁加工的冷压成型，有助于部件强度的提高、轻型化。
附图说明
[0050]
图1是表示切割加工装置的截面示意图。
[0051]
图2是表示将试验片以30mm间隔剪切而制作的5个长方形试验片的示意图。
[0052]
图3是表示长方形试验片的立体图。
[0053]
图4是表示产生端面裂纹的观察用试验片的立体图。
具体实施方式
[0054]
以下，对本发明的实施方式进行说明。首先对钢板中含有的各成分的含量进行说明。表示成分的含量的“％”是指“质量％”。
[0055]
c：0.12％～0.40％
[0056]
c是为了提高淬透性而得到面积率70％以上的马氏体组织而含有的。另外，从提升马氏体或贝氏体的强度，确保ts≥1310mpa的观点考虑含有c。另外，从生成圆当量直径为4.0μm以上的夹杂物的观点考虑含有c。c的含量低于0.12％时，需要过度降低回火温度，无法维持优异的耐端面裂纹性而得到规定的强度。因此，使c含量为0.12％以上。从维持优异的耐端面裂纹性而得到ts≥1400mpa的观点考虑，优选使c含量为0.18％以上。如果c含量超过0.40％，则强度过高，韧性下降，难以得到足够的耐端面裂纹性。因此，使c含量为0.40％以下，优选为0.36％以下。
[0057]
si：0.01％～1.5％
[0058]
si是固溶强化的强化元素。另外，si是抑制在200℃以上的温度区域回火时的膜状的碳化物的生成而改善弯曲性的元素。从得到上述效果的观点考虑，si含量为0.01％以上，优选为0.02％以上，更优选为0.1％以上。另一方面，如果si的含量过多，则导致韧性的下降而使耐端面裂纹性劣化。另外，导致热轧工序中的轧制载荷的明显增加。因此，si的含量为1.5％以下，优选为1.0％以下。
[0059]
mn：大于1.7％且为3.5％以下
[0060]
mn是为了提高钢的淬透性使马氏体面积率为本发明的范围而含有的。另外，mn是为了通过在马氏体中固溶而提高马氏体的强度而含有的。另外，为了将钢中的s固定为mns，降低热脆性而含有mn。为了在工业上稳定地确保规定的马氏体和贝氏体的合计面积率，mn含量大于1.7％，优选为2.0％以上。但是，从确保焊接的稳定性的目的或者避免mn偏析带来的弯曲性的劣化的观点考虑，mn含量为3.5％以下，优选为3.0％以下。
[0061]
p：0.05％以下
[0062]
p是强化钢的元素，但如果该含量多，则韧性下降，耐端面裂纹性、点焊性劣化。因此，p含量为0.05％以下，优选为0.02％以下。p含量的下限没有规定，但现在工业上可实施的下限为0.002％。
[0063]
s：0.010％以下
[0064]
s通过形成粗大的mns而使弯曲性劣化，因此s含量为0.010％以下，优选为0.005％以下，更优选为0.002％以下。s含量的下限没有规定，但现在工业上可实施的下限为0.0002％。
[0065]
sol.al：1.00％以下
[0066]
al是为了进行充分的脱氧，减少钢中夹杂物而含有的。sol.al的下限没有特别规定，但为了稳定地进行脱氧，优选为0.01％以上。另一方面，如果sol.al超过1.00％，则生成大量al系的粗大夹杂物，弯曲性劣化。另外，如果sol.al超过1.00％，则生成大量铁素体、残余奥氏体。因此，使sol.al的含量为1.00％以下。sol.al优选为0.50％以下，更优选为0.10％以下。
[0067]
n：0.010％以下
[0068]
n形成粗大的氮化物，使弯曲性劣化，所以需要限制其添加量。因此，n含量为0.010％以下，优选为0.005％以下。n含量的下限没有规定，但现在工业上可实施的下限为0.0005％。
[0069]
b：0.0002％～0.0050％
[0070]
b是提高钢的淬透性的元素，具有即便以少的mn含量也能生成规定的面积率的马
氏体、贝氏体的优点。为了得到这样的b的效果，b含量为0.0002％以上，优选为0.0005％以上。另一方面，如果含有超过0.0050％的b，则该效果饱和。因此，b含量为0.0050％以下，优选为0.0030％以下。
[0071]
nb和ti中的1种或2种：合计为0.010％～0.080％
[0072]
nb、ti通过马氏体的内部结构的微细化而有助于高强度化，并且生成碳氮化物而改善耐端面裂纹性。作为碳氮化物，有tin、tic、nbc、nbn等分别单独存在的情况、或者2种以上复合而形成1种夹杂物的情况。在本发明人等的调查中没有发现夹杂物的成分组成与端面裂纹的产生概率有明确的相关性，因此nb和ti可以单独添加，也可以复合添加。从得到上述的效果的观点考虑，nb和ti中的1种或2种的合计含量为0.010％以上，优选为0.025％以上。另一方面，如果过量含有nb或ti，则即便优化板坯加热条件等，钢板的表面附近的夹杂物密度也会增大，使弯曲性劣化。因此，nb和ti中的1种或2种的合计含量为0.080％以下，优选为0.060％以下，更优选为0.055％以下。
[0073]
以上为本发明中使用的钢板的基本成分。本发明中使用的钢板具有含有上述基本成分且上述成分以外的剩余部分包含fe(铁)和不可避免的杂质的成分组成。在此，本发明的钢板优选具有含有上述成分且剩余部分由fe和不可避免的杂质构成的成分组成。本发明的钢板中，除上述的基本成分以外，可以含有从以下所示的任意成分中选择的至少一种。应予说明，以下所示的任意成分只要以下述表示的上限量以下含有，则可得到本发明的效果，因此不特别设定下限。应予说明，以低于下述的优选的下限值包含下述的任意元素时，该元素作为不可避免的杂质包含。
[0074]
mo：0.350％以下
[0075]
mo可以出于得到下述效果的目的而添加：提高钢的淬透性而稳定地确保规定强度的效果、生成成为氢捕获位点的含有mo的微细碳化物的效果、以及使马氏体微细化而改善耐端面裂纹性的效果。然而，如果含有超过0.350％的mo，则化学转化处理性劣化。因此，钢板含有mo时，mo含量为0.350％以下，优选为0.10％以下。如果mo含量为0.350％以下，则可得到本发明的效果，所以mo含量的下限没有限制。为了更有效地得到改善耐端面裂纹性的效果，mo含量优选为0.005％以上。
[0076]
cr：0.350％以下
[0077]
cr可以为了得到提高钢的淬透性的效果而添加。然而，如果cr含量超过0.350％，则化学转化处理性劣化。因此，钢板中含有cr时，cr含量为0.350％以下，优选为0.20％以下。如果cr含量为0.350％以下，则可得到本发明的效果，所以cr含量的下限没有限制。为了更有效地得到改善耐端面裂纹性的效果，cr含量优选为0.01％以上。
[0078]
zr：0.350％以下
[0079]
zr通过原始γ粒径的微细化、由其带来的马氏体的内部结构的微细化而有助于高强度化。另外，通过形成成为氢捕获位点的微细zr系碳化物
·
碳氮化物而实现高强度化和改善耐端面裂纹性。然而，如果添加大量的zr，则zr系的粗大析出物增加，使耐端面裂纹性劣化。因此，钢板中含有zr时，zr含量为0.350％以下、，优选为0.10％以下。如果zr含量为0.350％以下，则可得到本发明的效果，因此zr含量的下限没有限制。从更有效地得到高强度化和改善耐端面裂纹性的效果的观点考虑，zr含量优选为0.005％以上。
[0080]
ca：0.0050％以下
[0081]
ca将s固定为cas，改善耐端面裂纹性。然而，如果添加大量的ca，则使表面品质、弯曲性劣化，所以钢板中含有ca时，ca含量为0.0050％以下，优选为0.0035％以下。如果ca含量为0.0050％以下，则可得到本发明的效果，所以ca含量的下限没有限制。从更有效地得到改善耐端面裂纹性的效果的观点考虑，ca含量优选为0.0002％以上。
[0082]
v：0.500％以下
[0083]
v可以出于得到下述效果的目的而添加：提高钢的淬透性的效果、生成成为氢捕获位点的含有v的微细碳化物的效果、以及使马氏体微细化而改善耐端面裂纹性的效果。然而，如果含有超过0.500％的v，则铸造性明显劣化。因此，钢板中含有v时，v含量为0.500％以下，优选为0.200％以下。v含量更优选为0.050％以下。如果v含量为0.500％以下，则可得到本发明的效果，所以v含量的下限没有限制。另外，从更有效地得到如上所述的添加v带来的效果的观点考虑，v含量优选为0.005％以上。
[0084]
w：0.200％以下
[0085]
w通过形成成为氢的捕获位点的微细w系碳化物、w系碳氮化物而有助于高强度化和改善耐端面裂纹性。然而，如果含有大量的w，则在热轧工序的板坯加热时未固溶而残留的粗大析出物增加，弯曲性劣化。因此，钢板中含有w时，w为0.200％以下，优选为0.050％以下。w含量更优选为0.020％以下。如果w含量为0.200％以下，则可得到本发明的效果，因此w含量的下限没有限制。另外，从更有效地得到高强度化和改善耐端面裂纹性的效果的观点考虑，w含量优选为0.005％以上。
[0086]
cu：1.00％以下
[0087]
cu提高汽车的使用环境下的耐腐蚀性。另外，通过含有cu，从而具有腐蚀生成物被覆钢板表面而抑制氢向钢板的侵入的效果。然而，如果cu含量过多，则成为表面缺陷的原因。因此，钢板中含有cu时，cu含量为1.00％以下，优选为0.30％以下。如果cu含量为1.00％以下，则可得到本发明的效果，因此cu含量的下限没有限制。另外，从更有效地得到提高耐腐蚀性、抑制氢侵入的效果的观点考虑，cu含量优选为0.01％以上。另外，从进一步提高耐端面裂纹性的观点考虑，cu含量更优选为0.05％以上。
[0088]
ni：1.00％以下
[0089]
ni也是具有提高耐腐蚀性的作用的元素。另外，ni具有减少在含有cu时容易产生的表面缺陷的作用。然而，如果ni的含量过多，则加热炉内的氧化皮生成变得不均匀，成为表面缺陷的原因，并且导致明显的成本增加。因此，钢板中含有ni时，ni含量为1.00％以下，优选为0.30％以下。ni含量更优选为0.15％以下。如果ni含量为1.00％以下，则可得到本发明的效果，因此ni含量的下限没有限制。另外，从更有效地得到如上所述的添加ni时的效果的观点考虑，ni含量优选为0.01％以上。
[0090]
sb：0.100％以下
[0091]
sb抑制表层的氧化、氮化，并抑制由此产生的c、b的减少。通过抑制c、b的减少，从而抑制表层的铁素体生成，有助于高强度化和改善耐端面裂纹性。然而，如果sb含量超过0.100％，则铸造性劣化，另外，sb在原始γ晶界偏析而使耐端面裂纹性劣化。因此，钢板中含有sb时，sb含量为0.100％以下，优选为0.050％以下。sb含量更优选为0.020％以下。如果sb含量为0.100％以下，则可得到本发明的效果，因此sb含量的下限没有限制。另外，从更有效地得到如上所述的添加sb时的效果的观点考虑，sb含量优选为0.001％以上。
[0092]
sn：0.100％以下
[0093]
sn抑制表层的氧化、氮化，并抑制由此产生的c、b在表层的含量减少。通过抑制c、b的减少，从而抑制表层的铁素体生成，有助于高强度化和改善耐端面裂纹性。然而，如果sn含量超过0.100％，则铸造性劣化，另外，sn在原始γ晶界偏析而使耐端面裂纹性劣化。因此，钢板中含有sn时，sn含量为0.100％以下，优选为0.050％以下。sn含量更优选为0.020％以下。如果sn含量为0.100％以下，则可得到本发明的效果，因此sn含量的下限没有限制。另外，从更有效地得到如上所述的添加sn时的效果的观点考虑，sn含量优选为0.001％以上。
[0094]
mg：0.01％以下
[0095]
mg将o固定为mgo，改善耐端面裂纹性。然而，如果添加大量的mg，则使表面品质、弯曲性劣化。因此，钢板中含有mg时，mg含量为0.01％以下，优选为0.0020％以下。mg含量更优选为0.0010％以下。如果mg含量为0.01％以下，则可得到本发明的效果，因此mg含量的下限没有限制。另外，从更有效地得到改善耐端面裂纹性的效果的观点考虑，mg含量优选为0.0002％以上。
[0096]
rem：0.01％以下
[0097]
rem通过使夹杂物微细化而减少破坏的起点，由此改善弯曲性、耐端面裂纹性。然而，如果添加大量的rem，则夹杂物反而粗大化而使弯曲性、耐端面裂纹性劣化。因此，钢板中含有rem时，rem含量为0.01％以下，优选为0.0020％以下。rem含量更优选为0.0010％以下。如果rem含量为0.01％以下，则可得到本发明的效果，因此rem含量的下限没有限制。另外，从更有效地得到改善弯曲性、耐端面裂纹性的效果的观点考虑，rem含量优选为0.0002％以上。
[0098]
接下来，对本发明的钢板的钢组织的限定理由进行说明。
[0099]
本发明的钢板的钢组织中，马氏体的面积率为70％以上，贝氏体的面积率为30％以下，且铁素体和残余奥氏体的面积率的合计为10％以下。
[0100]
马氏体的面积率为70％以上
[0101]
为了得到规定的强度，需要含有70％以上的马氏体。如果低于70％，则贝氏体、铁素体、残余奥氏体增加，难以得到规定的强度。作为在马氏体百分比低于70％的组织构成中确保规定的强度的方法，有降低回火温度的方法。然而，如果回火温度过度降低，则韧性下降，耐端面裂纹性劣化。另外，即便通过增加c量能够增加强度，但可能使焊接性劣化，故而不优选。因此，为了在确保优异的耐端面裂纹性和优异的焊接性的基础上，确保规定的强度，需要使马氏体的面积率为70％以上。马氏体的面积率优选为85％以上。在此，马氏体包括回火马氏体、在连续冷却中发生自回火的马氏体、在150℃～260℃保持一定时间而不发生回火的马氏体。应予说明，马氏体的面积率可以为100％。
[0102]
贝氏体的面积率为30％以下
[0103]
为了得到规定的强度，贝氏体的面积率为30％以下，优选为15％以下。贝氏体的面积率可以为0％。
[0104]
铁素体和残余奥氏体的面积率的合计为10％以下
[0105]
除马氏体和贝氏体以外的其余组织为铁素体、残余奥氏体等。铁素体和残余奥氏体与贝氏体相比强度更低。为了得到本发明的强度，铁素体和残余奥氏体的面积率的合计为10％以下，优选为7％以下。铁素体和残余奥氏体的面积率的合计可以为0％。
[0106]
接下来，对上述的钢组织的面积率的测定方法进行说明。
[0107]
对钢板的l截面(平行于轧制方向且与钢板表面垂直的截面)进行研磨后，用硝酸酒精溶液腐蚀，在从钢板表面到1/4厚度位置用sem(扫描电子显微镜)以2000倍的倍率观察4个视场，对拍摄的组织照片进行图像解析而测定钢组织的面积率。该测定中，观察到马氏体、贝氏体为呈现灰色的区域。另外，观察到铁素体为呈现黑色的区域。应予说明，在马氏体、贝氏体的内部含有微量的碳化物、氮化物、硫化物、氧化物，但很难除去它们，因此利用包含它们的区域测定面积率。
[0108]
残余奥氏体的测定是用草酸对钢板的表面～板厚200μm位置进行化学研磨，以板面为对象，通过x射线衍射强度法求出的。由利用mo－k
α
射线测定的(200)α、(211)α、(220)α、(200)γ、(220)γ、(311)γ衍射面峰的积分强度计算残余奥氏体的体积率。然后，将该残余奥氏体的体积率视为残余奥氏体的面积率。
[0109]
马氏体和贝氏体可以通过用sem以10000倍的倍率观察内部含有的碳化物的位置、晶体取向关系来区别。由于贝氏体在板条状组织的界面或者板条内生成了碳化物，贝氏体铁素体与渗碳体的晶体取向关系为1种，所以生成的碳化物沿一个方向延伸。另一方面，由于马氏体在板条内生成了碳化物，板条与碳化物的晶体取向关系存在2种以上，所以生成的碳化物沿多个方向延伸。另外，贝氏体的组织的长径比较高，可以观察到被认为是c稠化生成的残余奥氏体在板条间呈白色的区域。
[0110]
钢板的板厚1/4位置处的长径为0.5μm以上的碳化物的个数密度为60000个/mm2以下
[0111]
由于粗大的碳化物在弯曲加工时成为破坏的起点而使弯曲加工性下降，所以需要将钢板的板厚1/4位置处的长径为0.5μm以上的碳化物的个数密度限制为60000个/mm2以下。该碳化物优选为30000个/mm2以下。应予说明，由于长径小于0.5μm的碳化物不会对弯曲加工性产生不良影响，所以不作为对象。另外，本发明中的碳化物的长径是指在通过实施例记载的方法观察的l截面(平行于轧制方向且与钢板表面垂直的截面)中最长的夹杂物的直径的值。
[0112]
作为上述的方法，具体而言，对钢板的l截面(平行于轧制方向且与钢板表面垂直的截面)进行研磨后，用苦醇腐蚀，在钢板表面～1/4厚度位置用sem(扫描电子显微镜)以10000倍的倍率观察10个视场，测定长径为0.5μm以上的碳化物的个数密度。
[0113]
钢板的板厚1/4～3/4的范围内的圆当量直径为4.0μm以上的夹杂物粒子的个数密度(以下也简称为个数密度nc。)为10个/mm2～30个/mm2[0114]
端面裂纹在钢板的板厚1/4～3/4的范围产生的频率高。本发明人等发现通过使该范围内的圆当量直径为4.0μm以上的夹杂物粒子的个数密度nc为10个/mm2～30个/mm2，能够抑制端面裂纹。认为这是由于在剪切加工时，以夹杂物为起点产生微小的龟裂(微裂纹)，这些微小的龟裂沿着与板厚方向平行的面连接，形成端面裂纹少的断裂面。另一方面，在板厚中心附近存在的夹杂物少的情况下，由于夹杂物彼此的间隔宽，所以得不到如上所述的效果，龟裂容易向各个方向伸展。因此，认为在板厚中心附近存在的夹杂物少的情况下，龟裂容易向钢板的断裂面的内部(与平行于板厚方向的面交叉的方向)伸展，容易产生端面裂纹，在此对夹杂物的个数密度与端面裂纹的产生概率的关联性进行分析，结果以圆当量直径为4.0μm以上的夹杂物为对象确认了明确的关联性。因此，认为圆当量直径小于4.0μm的
尺寸的夹杂物以夹杂物为起点产生微小的龟裂，这些龟裂连接的效果小。因此，圆当量直径小于4.0μm的尺寸的夹杂物在本发明中不作为对象。另一方面，在本发明的钢板中，圆当量直径超过15μm的夹杂物存在频率极小，实质上圆当量直径为15μm以下的夹杂物成为对象。为了充分得到如上所述的效果，个数密度nc为10个/mm2以上，优选为15个/mm2以上。从抑制端面裂纹的观点考虑，个数密度nc越多越好，但如果含量超过一定量，则弯曲性劣化。从抑制弯曲性的劣化的观点考虑，个数密度nc为30个/mm2以下，优选为25个/mm2以下。
[0115]
另外，本发明中所说的夹杂物粒子的个数密度(个/mm2)是指通过实施例记载的方法观察的钢板的l截面(平行于轧制方向且与钢板表面垂直的截面)中每1mm2的圆当量直径为4.0μm以上的夹杂物粒子的个数。
[0116]
钢板的表面～板厚1/4的范围内的圆当量直径4.0μm以上的夹杂物粒子的个数密度为27个/mm2以下
[0117]
弯曲性在表面～板厚1/4的范围内的圆当量直径4.0μm以上的夹杂物粒子的个数密度ns超过27个/mm2时明显劣化。为了稳定地得到优异的弯曲性，个数密度ns为27个/mm2以下，优选为20个/mm2以下。
[0118]
作为上述的夹杂物的个数密度的测定方法，具体而言，首先，对钢板的l截面(平行于轧制方向且与钢板表面垂直的截面)进行研磨后，在不腐蚀的情况下用光学显微镜以100倍的倍率拍摄20个视场。对得到的照片进行图像解析，在钢板的板厚1/4～3/4的范围和钢板的表面～板厚1/4的范围分别求出圆当量直径为4.0μm以上的夹杂物粒子的个数密度的平均值。
[0119]
拉伸强度(ts)：1310mpa以上
[0120]
本发明的钢板的拉伸强度为1310mpa以上。应予说明，本发明中所说的高强度是指拉伸强度为1310mpa以上。耐端面裂纹性的劣化在材料的拉伸强度为1310mpa以上时显着地表现出来。即便1310mpa以上耐端面裂纹性也良好这点是本发明的钢板的特征之一。
[0121]
拉伸强度的测定通过拉伸试验进行。具体而言，拉伸试验是以轧制直角方向成为长边方向的方式切出jis5号拉伸试验片，实施基于jis z2241(2011)的拉伸试验而评价拉伸强度。拉伸试验的十字头速度为10mm/min。
[0122]
本发明的钢板具有优异的耐端面裂纹性。本发明中所说的具有优异的耐端面裂纹性是指在用实施例记载的方法评价耐端面裂纹性时，产生端面裂纹的观察用试验片的比例低于50％的钢板。
[0123]
作为耐端面裂纹性的评价方法，首先，从钢板的轧制直角方向(宽度方向)的中央附近切出轧制方向的长度为110mm、轧制直角方向的长度为500mm的试验片10。利用如图1所示的切割加工装置100，将试验片10用下刀片30和压板40夹持的同时使上刀片20下降，剪切试验片10。剪切加工条件是使间隙cl为板厚t的15％，使剪切角(相对于钢板的板面的倾斜度)为0
°
。在该剪切加工条件下，以轧制直角方向的长度为30mm的间隔将试验片10剪切5次，得到如图2所示的5个长方形试验片50。长方形试验片50分别具有在剪切加工时位于上刀片20侧的剪切面s1。将5个长方形试验片50分别在轧制方向以10mm的间隔进行切割。通过该切割，将长方形试验片50分割成11个。长方形试验片50的切割位置在图3中用虚线表示。在切割成总计11个的长方形试验片50中采取10个作为观察用试验片60。因此，从5个长方形试验片50采取合计50个观察用试验片60，用于端面裂纹的观察。对观察用试验片60的剪切面s1
进行研磨，不腐蚀而用光学显微镜观察有无端面裂纹。如图4所示，分别从相同方向的板厚面侧对观察用试验片60的剪切面s1进行观察。本发明中，将存在1个以上的从剪切面s1的表面沿深度方向进展30μm以上的龟裂70的观察用试验片60判定为产生了端面裂纹。而且，本发明中，将产生端面裂纹的观察用试验片60的比例小于50％的钢板评价为耐端面裂纹性优异。
[0124]
本发明的钢板具有优异的弯曲性。本发明中所说的具有优异的弯曲性是指在通过实施例中记载的方法通过90
°
v弯曲试验评价弯曲性时，试验片表面不产生龟裂的最小的弯曲半径r除以板厚t而得的值(r/t)为4.0以下。
[0125]
在此，弯曲性的评价方法具体如下：首先，从各钢板采取以轧制方向和直角方向(卷材宽度方向)为长边方向的jis3号试验片，通过基于jis z 2248的规定的v形块法改变弯曲半径进行90
°
v弯曲试验。然后，根据试验片表面不产生龟裂的最小的弯曲半径r除以板厚t而得的值(r/t)评价弯曲性。应予说明，使弯曲稜线方向与轧制方向平行。
[0126]
本发明的钢板的优选板厚为0.8～2.6mm的范围内。
[0127]
本发明的钢板在表面具有镀层。镀层的种类没有特别限定，zn镀层、除zn以外的金属的镀层均可。另外，镀层可以包含zn等主要成分以外的成分。
[0128]
接下来，对本发明的钢板的制造方法的一个实施方式进行说明。应予说明，对以下所示的钢板等进行加热或冷却时的温度只要没有特殊说明，就是指板坯(钢坯材)、钢板等表面温度。
[0129]
本发明的钢板的制造方法具有以下的工序：板坯加热工序，将具有上述的成分组成的板坯在板坯的表面温度为300℃～1220℃的温度区域平均加热速度为0.10℃/s以上、且在该温度区域板坯的中心温度tc与板坯的表面温度ts的平均温度比(tc/ts)为0.85以下的条件下加热后，在将板坯的表面温度在1220℃以上、30分钟以上的条件且将板坯的中心温度在1220℃以上、30分钟以下的条件下保持；热轧工序，将板坯加热工序后的板坯进行热轧而制成热轧钢板；冷轧工序，将热轧钢板进行冷轧而制成冷轧钢板；退火工序，将冷轧钢板在800℃以上的退火温度保持240秒以上后，在680℃以上的冷却开始温度～300℃的温度区域以10℃/s以上的平均冷却速度冷却，然后，在150℃～260℃的温度区域保持20秒～1500秒。
[0130]
首先，对板坯加热工序的各条件进行说明。
[0131]
在板坯的表面温度为300℃～1220℃的温度区域平均加热速度为0.10℃/s以上、且在该温度区域板坯的中心温度tc与板坯的表面温度ts的平均温度比(tc/ts)为0.85以下的条件下加热
[0132]
将连续铸造后的板坯的表面温度冷却至300℃以下后，在板坯的表面温度为300℃～1220℃的温度区域平均加热速度为0.10℃/s以上、且在该温度区域板坯的中心温度tc与板坯的表面温度ts的平均温度比(tc/ts)为0.85以下的条件下加热。由此，能够使板坯表面温度和板坯中心温度产生温度梯度，将个数密度ns和个数密度nc控制在规定的范围。该平均加热速度的上限没有特别限定。但是，即便该平均加热速度超过0.50℃/s，效果也达到饱和，所以该平均加热速度优选为0.50℃/s以下。另外，从使钢板内的晶粒的大小均匀化，在热轧、冷轧时不易产生板厚偏差的观点考虑，更优选使平均加热速度为0.20℃/s以下。
[0133]
另外，为了使温度梯度更大，板坯的中心温度tc与板坯的表面温度ts的平均温度
比(tc/ts)要小。本发明中，平均温度比(tc/ts)为0.85以下，优选为0.80以下。加热条件例如可以通过增加板坯的厚度和/或加快板坯的加热速度来实现。
[0134]
另外，本发明中所说的上述平均温度比(tc/ts)通过在板坯表面温度为300℃、600℃、900℃、1200℃的各温度下，求出板坯的中心温度tc与板坯的表面温度ts的温度比，将该4点的温度比进行平均而求出。板坯的表面温度可以利用辐射温度计实测。另外，板坯的中心温度可以通过传热计算求出。
[0135]
另外，在板坯加热工序中，平均加热速度通过“(1220(℃)－300(℃))/(300℃～1220℃的加热时间(秒))”得到。
[0136]
将板坯的表面温度在1220℃以上、30分钟以上的条件且将板坯的中心温度在1220℃以上、30分钟以下的条件下保持
[0137]
为了将个数密度ns控制在27个/mm2以下，需要使板坯的表面温度为1220℃以上并保持30分钟以上，促进粗大的nb、ti系夹杂物的固溶。并且，如果能够将板坯的中心温度在1220℃以上保持30分钟以下，则能够满足本发明规定的个数密度nc。
[0138]
对于使板坯表面在1220℃以上的保持时间为板坯中心部在1220℃以上的保持时间以上这点，可以通过加热板坯表面来实现。这是由于通过板坯表面的加热，板坯表面先变成高温，向板坯的中心部导热，中心部随后温度上升。另外，将板坯的表面温度在1220℃以上、30分钟以上的条件保持且将板坯的中心温度在1220℃以上、30分钟以下的条件保持具体而言例如可以通过增加板坯的厚度和/或加快上述板坯加热速度来实现。应予说明，板坯表面温度的上限没有特别限定，温度过高在经济上不优选，所以优选为1300℃以下。
[0139]
接下来，对热轧工序进行说明。
[0140]
热轧工序是将板坯加热工序后的板坯进行热轧而制造热轧钢板的工序。热轧可以利用常规方法进行，条件没有特别限定。精轧结束温度和卷取温度的条件没有特别限定，精轧结束温度优选为840～950℃的温度区域，卷取温度优选为400～700℃的温度区域。
[0141]
接下来，对冷轧工序进行说明。
[0142]
冷轧工序是将热轧钢板进行冷轧而制造冷轧钢板的工序。冷轧可以用常规方法进行，条件没有特别限定。
[0143]
接下来，对退火工序进行说明。
[0144]
将冷轧钢板在800℃以上的退火温度保持240秒以上
[0145]
本发明中，为了得到规定的马氏体，需要将冷轧钢板在800℃以上的退火温度保持240秒以上。在温度比800℃低的情况下或者保持时间比240秒短的情况下，在退火时不能生成足够的奥氏体。因此，在最终制品中得不到规定的马氏体，得不到1310mpa以上的拉伸强度。退火温度和保持时间的上限没有特别限定，退火温度高的情况下或者保持时间长的情况下，可能使奥氏体粒径变得粗大，韧性劣化。因此，退火温度优选为950℃以下。另外，保持时间优选为900秒以下。
[0146]
在680℃以上的冷却开始温度～300℃的温度区域以10℃/s以上的平均冷却速度冷却
[0147]
为了减少铁素体、残余奥氏体，使马氏体的面积率为70％以上，需要在从680℃以上的冷却开始温度到300℃的温度区域以10℃/s以上的平均冷却速度冷却。平均冷却速度的上限没有特别限定，从减少设备投资负担的观点考虑，优选为2000℃/s以下。如果冷却开
始温度低于此温度，则生成大量的铁素体。如果冷却速度慢或者冷却停止温度超过300℃，则生成上贝氏体、下贝氏体。应予说明，从退火温度到冷却开始温度的冷却速度没有特别限定。
[0148]
在此，平均冷却速度通过“(冷却开始温度(℃)－300(℃))/(从冷却开始温度到300℃的冷却时间(秒))”得到。
[0149]
在150℃～260℃的温度区域保持20秒～1500秒
[0150]
已知通过回火提高马氏体的韧性，为了确保优异的耐端面裂纹性，需要在150℃～260℃的温度区域保持20秒～1500秒。可以使快速冷却后的冷却停止温度为150℃～260℃的温度区域，也可以在冷却至低于150℃后再加热而成为150℃～260℃的温度区域。在低于150℃或者少于20秒保持的情况下，由回火带来的材料均质化的效果可能不充分，因此耐端面裂纹性劣化。另外，如果保持温度超过260℃，则生成大量的粗大的碳化物，弯曲性劣化。另外，如果保持时间超过1500秒，则不仅回火的效果达到饱和，还会导致制造成本的增加。
[0151]
本发明的钢板的制造方法具有对退火工序后的钢板实施镀覆处理的镀覆工序。通过实施镀覆处理，可得到在钢板的表面具有镀层的钢板。本发明的钢板的制造方法中，作为镀覆处理，优选在钢板的表面实施电镀锌。
[0152]
应予说明，从使表面粗糙度的调整、板形状的平坦化等冲压成型性稳定化的观点考虑，可以对钢板实施调质轧制。应予说明，在实施上述镀覆处理时进行调质轧制的情况下，在镀覆处理后进行调质轧制。
[0153]
另外，本发明的制造方法的一系列的热处理中，只要在上述的温度范围内，保持温度就无需一定，另外，即便冷却速度在冷却中变化的情况下，只要在规定的范围内，就不损害本发明的主旨。另外，只要满足受热历程，钢板就可以用任何设备实施热处理。
[0154]
接下来，对本发明的部件及其制造方法进行说明。
[0155]
本发明的部件是对本发明的钢板实施成型加工和焊接中的至少一者而成的。另外，本发明的部件的制造方法具有对通过本发明的钢板的制造方法制造的钢板实施成型加工和焊接中的至少一者的工序。
[0156]
本发明的钢板的拉伸强度为1310mpa以上，具有优异的耐端面裂纹性和弯曲性。因此，使用本发明的钢板得到的部件也为高强度，与现有的高强度部件相比，成型时、车体碰撞时的裂纹非常少。另外，如果使用本发明的部件，则可以实现轻型化。因此，本发明的部件例如可适用于车体骨架部件。
[0157]
成型加工可以无限制地使用冲压加工等一般的加工方法。另外，焊接可以无限制地使用点焊、弧焊等一般的焊接。
[0158]
实施例
[0159]
[实施例1]
[0160]
参照实施例对本发明进行具体说明，但本发明并不限定于此。
[0161]
将表1所示的成分组成的钢进行熔炼后，铸造成板坯，在表2所示的板坯加热条件下加热板坯后，对板坯进行热轧。热轧中，使精轧结束温度为840～950℃的范围内，使卷取温度为400～700℃的范围内。对得到的热轧钢板进行酸洗后，实施冷轧，制成冷轧钢板。将得到的冷轧钢板在表2所示的连续退火条件下热处理后，进行0.1％的调质轧制，得到钢板。钢板的板厚全部为1.4mm。对no.18的冷轧钢板(cr)实施电镀锌处理，制成电镀锌钢板(eg)。
表2中，板坯的表面温度是利用辐射温度计实测的，板坯的中心温度是通过传热计算求出的。
[0162][0163]
[表2]
[0164][0165]
※
1：300℃～1220℃的温度区域的平均加热速度
[0166]
※
2：在
※
1的温度区域的板坯的中心温度tc与板坯的表面温度ts的平均温度比(tc/ts)
[0167]
※
3：在板坯的表面温度为1220℃以上时的保持时间
[0168]
※
4：在板坯的中心温度为1220℃以上时的保持时间
[0169]
※
5：退火温度下的保持时间
[0170]
※
6：冷却开始温度
[0171]
※
7：从冷却开始温度到300℃的平均冷却速度
[0172]
※
8：冷却后的保持温度
[0173]
※
9：冷却后的保持温度下的保持时间
[0174]
钢号、板坯加热条件、退火条件、退火温度、备注、发明例、比较例
[0175]
300℃～1220℃的温度区域的平均加热速度
[0176]
在
※
1的温度区域的板坯的中心温度tc与板坯的表面温度ts的平均温度比(tc/ts)
[0177]
在板坯的表面温度为1220℃以上时的保持时间
[0178]
在板坯的中心温度为1220℃以上时的保持时间
[0179]
退火温度下的保持时间
[0180]
冷却开始温度
[0181]
从冷却开始温度到300℃的平均冷却速度
[0182]
冷却后的保持温度
[0183]
冷却后的保持温度下的保持时间
[0184]
对得到的钢板进行以下的测定和评价。
[0185]
(钢组织中的各组织的面积率的测定)
[0186]
对钢板的l截面(平行于轧制方向且与钢板表面垂直的截面)进行研磨后，用硝酸酒精溶液腐蚀，在从钢板表面到1/4厚度位置用sem(扫描电子显微镜)以2000倍的倍率观察4个视场，对拍摄的组织照片进行图像解析而测定钢组织的面积率。该测定中，观察到马氏体、贝氏体为呈现灰色的区域。另外，观察到铁素体为呈现黑色的区域。应予说明，在马氏体、贝氏体的内部含有微量的碳化物、氮化物、硫化物、氧化物，但除去它们很难，因此利用包含它们的区域测定面积率。
[0187]
残余奥氏体的测定是用草酸对钢板的表面～板厚200μm位置进行化学研磨，以板面为对象，通过x射线衍射强度法求出的。由利用mo－k
α
射线测定的(200)α、(211)α、(220)α、(200)γ、(220)γ、(311)γ衍射面峰的积分强度计算残余奥氏体的体积率。然后，将该残余奥氏体的体积率视为残余奥氏体的面积率。
[0188]
马氏体和贝氏体可以通过用sem以10000倍的倍率观察内部含有的碳化物的位置、晶体取向关系来区别。由于贝氏体在板条状组织的界面或板条内生成了碳化物，贝氏体铁素体与渗碳体的晶体取向关系为1种，所以生成的碳化物沿一个方向延伸。另一方面，由于马氏体在板条内生成了碳化物，板条与碳化物的晶体取向关系为2种以上，所以生成的碳化物沿多个方向延伸。另外贝氏体的组织的长径比较高，可以观察到被认为是c稠化生成的残余奥氏体在板条间呈现白色的区域。
[0189]
(碳化物的个数密度的测定)
[0190]
对钢板的l截面(平行于轧制方向且与钢板表面垂直的截面)进行研磨后，用苦醇腐蚀，在从钢板表面到1/4厚度位置用sem(扫描电子显微镜)以10000倍的倍率观察10个视场，测定长径为0.5μm以上的碳化物的个数密度。
[0191]
(夹杂物的个数密度的测定)
[0192]
对钢板的l截面(平行于轧制方向且与钢板表面垂直的截面)进行研磨后，在不腐蚀的情况下用光学显微镜以100倍的倍率拍摄20个视场。对得到的照片进行图像解析，在钢板的板厚1/4～3/4的范围和钢板的表面～板厚1/4的范围分别求出圆当量直径为4.0μm以上的夹杂物粒子的个数密度的平均值。
[0193]
(拉伸强度的测定)
[0194]
拉伸试验是以轧制直角方向成为长边方向的方式切出jis5号拉伸试验片，实施基于jis z2241(2011)的拉伸试验而评价拉伸强度。拉伸试验的十字头速度为10mm/min。
[0195]
(耐端面裂纹性的评价)
[0196]
从钢板的轧制直角方向(宽度方向)的中央附近切出轧制方向的长度为110mm、轧
制直角方向的长度为500mm的试验片10。利用如图1所示的切割加工装置100，在将试验片10用下刀片30和压板40夹持的同时使上刀片20下降，剪切试验片10。剪切加工条件是使间隙cl为板厚t的15％，使剪切角(相对于钢板的板面的倾斜度)为0
°
。在该剪切加工条件下，以轧制直角方向的长度为30mm的间隔将试验片10剪切5次，得到如图2所示的5个长方形试验片50。长方形试验片50分别具有在剪切加工时位于上刀片20侧的剪切面s1。将5个长方形试验片50分别在轧制方向以10mm的间隔进行切割。通过该切割，长方形试验片50被分割成11个。长方形试验片50的切割位置在图3中用虚线表示。在切割成总计11个的长方形试验片50中采取10个作为观察用试验片60。因此，从5个长方形试验片50中采取合计50个观察用试验片60，用于端面裂纹的观察。对观察用试验片60的剪切面s1进行研磨，在不腐蚀的情况下用光学显微镜观察有无端面裂纹。如图4所示，分别从相同方向的板厚面侧对观察用试验片60的剪切面s1进行观察。本发明中，将存在1个以上的从剪切面s1的表面沿深度方向进展30μm以上的龟裂70的观察用试验片60判定为产生了端面裂纹。而且，本发明中，将产生端面裂纹的观察用试验片60的比例低于50％的钢板评价为耐端面裂纹性优异。评价为耐端面裂纹性的钢板在表3中表示为“a”。另一方面，将端面裂纹产生频率为50％以上的钢板评价为耐端面裂纹性差。评价为耐端面裂纹性差的钢板在表3中表示为“f”。
[0197]
应予说明，观察用试验片60在剪切加工时位于上刀片20侧的剪切面s1的对置面具有剪切加工时位于下刀片30侧的剪切面。对剪切加工时位于下刀片30侧的剪切面也与上述剪切面s1同样地进行观察，结果几乎没有产生端面裂纹。因此，本发明中用剪切面s1进行评价。
[0198]
(弯曲性的评价)
[0199]
从各钢板采取以轧制方向和直角方向(卷材宽度方向)为长边方向的jis3号试验片，通过基于jis z 2248的规定的v形块法改变弯曲半径进行90
°
v弯曲试验。然后，根据试验片表面不产生龟裂的最小的弯曲半径r除以板厚t而得的值(r/t)评价弯曲性。应予说明，使弯曲稜线方向与轧制方向平行。本发明中，将r/t为4.0以下的钢板评价为弯曲性优异，在表3中用“a”表示的。另外，将r/t大于4.0的钢板评价为弯曲性差，在表3中用“f”表示。
[0200][0201]
本发明例的钢板的拉伸强度为1310mpa以上，具有优异的耐端面裂纹性和弯曲性。另一方面，比较例的钢板在所有的项目中都比发明例差。
[0202]
[实施例2]
[0203]
将对实施例1的表2的制造条件no.1(本发明例)进行镀锌处理而得的镀锌钢板进行冲压成型，制造本发明例的部件。此外，将对实施例1的表2的制造条件no.1(本发明例)进行镀锌处理而得的镀锌钢板与对实施例1的表2的制造条件no.2(本发明例)进行镀锌处理而得的镀锌钢板通过点焊接合而制造本发明例的部件。对于这些本发明例的部件，上述的耐端面裂纹性为评价“a”，优异，且弯曲性也为评价“a”，优异，因此可知这些部件可适用于汽车部件等。
[0204]
同样地，对实施例1的表2的制造条件no.1(本发明例)的钢板进行冲压成型，制造本发明例的部件。此外，将实施例1的表2的制造条件no.1(本发明例)的钢板与实施例1的表
2的制造条件no.2(本发明例)的钢板通过点焊接合而制造本发明例的部件。对于这些本发明例的部件，上述的耐端面裂纹性为评价“a”，优异，且弯曲性也为评价“a”，优异，因此可知这些部件可适用于汽车部件等。
[0205]
符号说明
[0206]
10
ꢀꢀꢀꢀ
试验片
[0207]
20
ꢀꢀꢀꢀ
上刀片
[0208]
30
ꢀꢀꢀꢀ
下刀片
[0209]
40
ꢀꢀꢀꢀ
压板
[0210]
50
ꢀꢀꢀꢀ
长方形试验片
[0211]
60
ꢀꢀꢀꢀ
观察用试验片
[0212]
70
ꢀꢀꢀꢀ
龟裂
[0213]
100
ꢀꢀꢀ
切割加工装置
[0214]
cl
ꢀꢀꢀꢀ
间隙
[0215]
t
ꢀꢀꢀꢀꢀ
板厚