CN110506134A

CN110506134A - 热轧钢板

Info

Publication number: CN110506134A
Application number: CN201780089315.XA
Authority: CN
Inventors: 横井龙雄; 吉川伸麻; 米村繁; 大塚和也
Original assignee: Japanese Style Stock Co
Current assignee: Japanese Style Stock Co
Priority date: 2017-03-31
Filing date: 2017-03-31
Publication date: 2019-11-26
Also published as: US20200032365A1; BR112019019586A2; EP3604586A4; KR20190135509A; MX2019011444A; JPWO2018179388A1; US10900100B2; EP3604586A1; JP6819770B2; WO2018179388A1

Abstract

一种热轧钢板，其化学组成以质量％计为C：0.020～0.180％、Si：0.05～1.70％、Mn：0.50～2.50％、Al：0.010～1.000％、N：0.0060％、P≤0.050％、S≤0.005％、Ti：0～0.150％、Nb：0～0.100％、V：0～0.300％、Cu：0～2.00％、Ni：0～2.00％、Cr：0～2.00％、Mo：0～1.00％、B：0～0.0100％、Mg：0～0.0100％、Ca：0～0.0100％、REM：0～0.1000％、Zr：0～1.000％、Co：0～1.000％、Zn：0～1.000％、W：0～1.000％、余量：Fe和杂质，在距钢板的端面为1/4W或3/4W且距表面为1/4t或3/4t的位置处的金相组织以面积％计为马氏体：大于2％且为10％以下、残留奥氏体<2％、贝氏体≤40％、珠光体≤2％、余量：铁素体，由马氏体/残留奥氏体组成的金属相的平均等效圆直径为1.0～5.0μm，相邻的前述金属相的最短距离的平均值为3μm以上，纳米硬度的标准偏差为2.0GPa以下。

Description

热轧钢板

技术领域

本发明涉及热轧钢板。

背景技术

从提高安全性和轻量化的观点出发，汽车的车身结构中使用的钢板要求高强度化和高压制加工性。特别是为了提高压制加工性，要求在加工时确保延性、并且在搭载于汽车时确保耐冲击性的高强度的钢板。

以此为背景，提出了一种比以往更良好的疲劳特性以及高翻孔性(扩孔性)优异的高强度的双相钢板(Dual Phase steel sheet、以下简称为“DP钢板”)。

例如，专利文献1中提出了一种钢板，其在以铁素体相为主相且包含硬质第二相(马氏体)的组织中，将铁素体平均粒径设为2～20μm，将第二相的平均粒径除以铁素体平均粒径得到的值设为0.05～0.8，且将第二相的碳浓度设为0.2％～2.0％，对铁素体相进行了强化。

进而，为了满足近年来对汽车轻量化和部件的形状复杂化的要求，提出了一种比以往更良好的疲劳特性以及高翻孔性(扩孔性)优异的复合组织型的高强度钢板(DP钢板)。例如，专利文献2中提出了一种三相钢板，其采用以贝氏体为主相且包含固溶强化或析出强化的铁素体、或者铁素体和马氏体的组织。

另外，提出了不添加昂贵元素、伸长率和扩孔性优异的高强度热轧钢板。例如，专利文献3中提出即使是特别像铁素体和马氏体那样强度差大、一般认为扩孔性低的DP组织，也能控制马氏体的面积率、平均直径，在维持高伸长率的状态下提高扩孔性的技术。

专利文献4中公开了一种高强度且均匀变形能力和局部变形能力优异、同时成形性取向依赖性(各向异性)小的热轧钢板。专利文献5中公开了一种拉伸凸缘性、涂装后耐腐蚀性和缺口疲劳特性优异的高强度复合组织热轧钢板。而且，专利文献6中公开了一种扩孔性优异的高杨氏模量钢板。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2001-303186号公报

专利文献2：日本特开2006-274318号公报

专利文献3：日本特开2013-19048号公报

专利文献4：国际公开第2012/161248号

专利文献5：国际公开第2016/133222号

专利文献6：日本特开2009-19265号公报

发明内容

发明要解决的问题

随着汽车的车身结构的复杂化、部件形状的复杂化，汽车用钢板的加工不仅具备以往的压制加工的要素，还如板锻造等那样在以往的压制加工要素的基础上复合性地组合了新的加工要素。以往的压制加工要素例如有拉深加工、扩孔、鼓凸成形加工、弯曲加工、减薄加工等要素。

但是，在近年以板锻造为代表的压制加工中，通过进一步分散压制载荷、局部施加压缩载荷，从而在前述以往的压制加工要素的基础上还附加了锻造的加工要素，例如镦锻加工、增厚(增加壁厚)加工等加工要素。即，板锻造是具有复合性加工要素的压制加工，所述复合性加工要素在以往的钢板压制加工时的加工要素之外还包含锻造加工特有的加工要素。

通过进行这种板锻造，利用以往的压制加工边使钢板的板厚保持原来的板厚或减厚(减少壁厚)边将钢板变形而进行部件的成形，并且，在局部施加压缩力而接受锻造加工的部分中，钢板的板厚增厚(增加壁厚)，由此能够高效地变形为功能上所需部位的钢板的板厚，能够确保部件的强度。

已知以往的DP钢通过以往的压制加工而显示出良好的成形性。但是，属于在以往的压制加工中还包括锻造加工要素的成形方法的板锻造中，判明即使加工度少，也存在钢板产生龟裂而断裂的情况。

即，判明了在以往的压制加工中，在产生板厚颈缩(钢板的板厚减厚)的部分会发生压制开裂，即便在如板锻造那样不伴有板厚颈缩的加工中，也存在材料产生龟裂而断裂并导致无法得到成品的情况。

并不知晓这种板锻造产生龟裂的极限受钢板的哪种性质所支配、怎样做才能提高极限。因此，寻求一种有效地应用作为以往DP钢的功能的深冲加工性、扩孔性、鼓凸成形加工性等功能、且即使进行板锻造加工也不会断裂的DP钢。

本发明是为了解决上述问题而做出的，其目的在于，提供一种板锻造性优异的热轧钢板，其能够维持作为DP钢的基本功能、并提高局部施加压缩力而接受锻造加工的部分的裂纹极限。

用于解决问题的方案

本发明是为了解决上述课题而做出的，以下述热轧钢板为要旨。

(1)一种热轧钢板，

其化学组成以质量％计为

C：0.020～0.180％、

Si：0.05～1.70％、

Mn：0.50～2.50％、

Al：0.010～1.000％、

N：0.0060％以下、

P：0.050％以下、

S：0.005％以下、

Ti：0～0.150％、

Nb：0～0.100％、

V：0～0.300％、

Cu：0～2.00％、

Ni：0～2.00％、

Cr：0～2.00％、

Mo：0～1.00％、

B：0～0.0100％、

Mg：0～0.0100％、

Ca：0～0.0100％、

REM：0～0.1000％、

Zr：0～1.000％、

Co：0～1.000％、

Zn：0～1.000％、

W：0～1.000％、

Sn：0～0.050％、以及

余量：Fe和杂质，

在钢板的与轧制方向垂直的截面中，将钢板的宽度和厚度分别设为W和t时，在距离该钢板的端面为1/4W或3/4W且距离该钢板的表面为1/4t或3/4t的位置处的金相组织以面积％计为

马氏体：大于2％且为10％以下、

残留奥氏体：小于2％、

贝氏体：40％以下、

珠光体：2％以下、

余量：铁素体，

由马氏体和/或残留奥氏体组成的金属相的平均等效圆直径为1.0～5.0μm，

相邻的前述金属相的最短距离的平均值为3μm以上，

所述热轧钢板的纳米硬度的标准偏差为2.0GPa以下。

(2)根据上述(1)所述的热轧钢板，

其拉伸强度为780MPa以上，

板厚为1.0～4.0mm。

发明的效果

根据本发明，能够得到维持深冲加工性、鼓凸成形加工性等作为DP钢的基本功能、且板锻造性优异的热轧钢板。

附图说明

图1是说明纯剪切试验的示意图。图1的(a)是示出纯剪切试验的试验片的图。图1的(b)是示出纯剪切试验后的试验片的图。

具体实施方式

本发明人等为了解决前述课题进行了深入研究，得到了以下的见解。

(a)等效塑性应变(equivalent plastic strain)

板锻造包括在超出以往拉伸试验中的断裂应变的应变区域(高应变区域)中的变形。另外，由于板锻造是复合性加工，因此仅单纯凭借拉伸试验和剪切试验数据无法进行评价。因此，本发明人等导入了“等效塑性应变”作为指标，并确立了新的评价方法。

发现通过使用该等效塑性应变作为指标，能够对进行拉伸试验时的断裂时的拉伸应力和拉伸应变、以及进行剪切试验时的断裂时的剪切应力和剪切应变进行复合性评价。

等效塑性应变是将纯剪切试验中的剪切应力σs与剪切塑性应变εsp的关系转换为变形方式不同的单向拉伸试验中的拉伸应力σ与拉伸应变ε的关系而得到的。并且，通过假定各向同性硬化定律和塑性功共轭的关系，使用作为常数的转换系数(κ)，从而能够如下式这样进行转换。通过后述的方法算出转换系数(κ)，在此基础上导出等效塑性应变。

单向拉伸试验中的拉伸应力σ＝纯剪切试验中的剪切应力σs×κ

单向拉伸试验中的拉伸应变ε＝纯剪切试验中的剪切塑性应变εsp/κ

(b)多级剪切试验

为了求出等效塑性应变，需要获得基于拉伸试验的拉伸应力与拉伸应变的关系、以及基于剪切试验的剪切应力与剪切应变的关系。但是，板锻造包含高应变区域内的变形。因此，利用通常使用的剪切试验装置1次地进行试验时，在试验片上，会从保持试验片的部分开始产生龟裂。其结果，很多情况下不能对达到高应变区域的变形进行试验。因此，需要能够对板锻造这种不产生钢板板厚的减厚(壁厚减少和颈缩)的加工进行再现的方法。

因此，将剪切试验分为多级进行，在各级的剪切试验后，都对在保持试验片的部分产生的试验片的龟裂的起点进行机械加工，以使试验片的龟裂不再进展，将这些剪切试验结果串联起来对试验结果进行评价。通过使用该试验方法，能够得到直至高应变区域的剪切试验结果，可以求出直至高应变区域的剪切应力与剪切应变的关系。

另一方面，对于拉伸应力和拉伸应变，可以使用以往的拉伸试验方法。例如，可以使用基于JIS Z2241(2011)的JIS5号试验片。

(c)龟裂发生的机理

通过采用上述多级剪切试验、使用了等效塑性应变的评价方法、以及板锻造前后的钢板的微观调查，对于龟裂的产生机理得到了以下的见解。

由于硬质相(马氏体、残留奥氏体)与软质相(铁素体、贝氏体)的变形能力的差，在两相的界面处会产生空隙(微小的空洞)。之后，随着板锻造的应变增加，空隙生长并与相邻空隙结合而成为龟裂，导致断裂。因此，如果能够防止空隙的产生、且即使空隙生长也能抑制与相邻空隙的结合，则可以抑制龟裂的产生。但是，此时不损害作为DP钢的原本功能也是重要的。需要说明的是，在之后的说明中，将马氏体和残留奥氏体统称为硬质相。硬质相与“权利要求书”中所记载的“由残留奥氏体和/或马氏体组成的金属相”完全相同。

基于这些见解发现了以下事项。

(i)限定硬质相的平均直径。

即，空隙在硬质相与(硬质相以外的)金属相的边界产生，因此，通过限定硬质相的平均直径，能够减少空隙的产生。

(ii)降低纳米硬度偏差。

即，通过尽可能地降低硬质相与软质相的硬度差，能够减少空隙的产生。

(iii)限制硬质相彼此的距离。

即，空隙在硬质相与其他金属相(软质相)的边界产生，因此，通过将硬质相彼此分开地配置，即使空隙生长也可以使其难以结合。

(iv)断裂时的等效塑性应变为0.75(75％)以上。

确认到通过满足前述(i)～(iii)的条件，断裂时的等效塑性应变达到了0.75(75％)以上，即使在板锻造这样的复合性加工中也能够确保一定的加工性。

(d)有效累积应变

为了得到上述(i)～(iv)的组织，在通过热轧中的3级以上的多级(例如6级或7级)连续轧制进行的多级精轧中，需要以最后3级轧制中的累积应变(以下有时表述为“有效累积应变”)为0.10～0.40的方式进行最终精轧。

有效累积应变是考虑轧制时的温度、轧制产生的钢板压下率所导致的晶粒的恢复、再结晶以及晶粒生长而得出的指标。因此，在求算有效累积应变时，采用了描述因轧制后的经时而发生的静态恢复现象的本构方程(Constitutive equation)。对晶粒因轧制后的经时而静态恢复这一点进行考量的原因在于，轧制后的晶粒中以应变的形式蓄积的能量的释放是由晶粒的热位错消失导致的静态恢复引起的。而且，这种热位错的消失受到轧制温度和轧制后所经过的时间的影响。因此，同时考虑到该静态恢复，导入了将轧制时的温度、轧制所产生的钢板的压下率(对数应变)、轧制后的经过时间作为参数而记述的指标，将其定义为“有效累积应变”。

这样一来，通过限制有效累积应变，使得硬质相的平均等效圆直径受到限制，相邻的硬质相间的距离受到限制，纳米硬度的偏差降低。作为其效果，能够抑制在硬质相与软质相的界面产生的空隙的生长，即使空隙生长也能使其难以结合。由此，即使进行板锻造也不会发生龟裂，因而能够得到板锻造性优异的钢板。

本发明是基于上述见解而做出的。以下，对本发明的各技术特征进行详细说明。

(A)化学组成

各元素的限定理由如下所述。另外，在以下的说明中，涉及含量的“％”表示“质量％”。

C：0.020～0.180％

C是对于提高强度并确保马氏体而言有效的元素。C含量过低时，不能充分地提高强度，另外不能确保马氏体。另一方面，其含量过量时，马氏体的量(面积率)增多，板锻造中的断裂应变降低。因此，C含量设为0.020～0.180％。C含量优选为0.030％以上、0.040％以上或0.050％以上，更优选为0.060％以上或0.070％以上。另外，C含量优选为0.160％以下、0.140％以下、0.120％以下或0.100％以下，更优选为0.090％以下或0.080％以下。

Si：0.05～1.70％

Si具有脱氧效果，是对于抑制有害的碳化物的生成并生成铁素体而言有效的元素。另外，具有抑制轧制后的冷却中的奥氏体的分解、之后促进会发生马氏体相变的奥氏体与铁素体的双相分离的作用。另一方面，其含量过量时，除了延性降低以外，化学转化处理性也降低，涂装后耐腐蚀性劣化。因此，Si含量设为0.05～1.70％。Si含量优选为0.07％以上、0.10％以上、0.30％以上、0.50％以上或0.70％以上，更优选为0.80％以上或0.85％以上。另外，Si含量优选为1.50％以下、1.40％以下、1.30％以下或1.20％以下，更优选为1.10％以下或1.00％以下。

Mn：0.50～2.50％

Mn是对强化铁素体并提高淬火性、使马氏体生成而言有效的元素。另一方面，其含量过量时，淬透性超出需要地升高，无法充分地确保铁素体，另外，在铸造时会产生板坯裂纹。因此，Mn含量设为0.50～2.50％。Mn含量优选为0.70％以上、0.85％以上或1.00％以上，更优选为1.20％以上、1.30％以上、1.40％以上或1.50％以上。另外，Mn含量优选为2.30％以下、2.15％以下或2.00％以下，更优选为1.90％以下或1.80％以下。

Al：0.010～1.000％

Al与Si同样具有脱氧效果以及生成铁素体的效果。另一方面，其含量过量时会导致脆化，并且在铸造时容易堵塞中间包喷嘴。因此，Al含量设为0.010～1.000％。Al含量优选为0.015％以上或0.020％以上，更优选为0.030％以上、0.050％以上、0.070％以上或0.090％以上。另外，Al含量优选为0.800％以下、0.600％以下或0.500％以下，更优选为0.400％以下或0.300％以下。

N：0.0060％以下

N是对于析出AlN等、使晶粒微细化而言有效的元素。另一方面，其含量过量时，不仅固溶氮残留而导致延性降低，时效劣化也会加剧。因此，N含量设为0.0060％以下。N含量优选为0.0050％以下或0.0040％以下。无需特别限定N含量的下限，其下限为0％。另外，过度降低含量会导致精炼时的成本增加，因此可以将下限设为0.0010％。

P：0.050％以下

P是铁水中所含的杂质，由于晶界偏析而使局部延性劣化，并且使焊接性劣化，因此尽量少为宜。因此，P含量限制在0.050％以下。P含量优选为0.030％以下或0.020％以下。无需特别规定下限，下限为0％。但是，过度降低含量会导致精炼时的成本增加，因此可以将下限设为0.001％。

S：0.005％以下

S也是铁水中所含的杂质，由于会形成MnS而使局部延性和焊接性劣化，因此尽量少为宜。因此，S含量限制在0.005％以下。为了提高延性或焊接性，可以将S含量设为0.003％以下或0.002％以下。无需特别规定下限，下限为0％。但是，过度降低含量会导致精炼时的成本增加，因此可以将下限设为0.0005％。

Ti：0～0.150％

Ti通过碳氮化物、或者固溶Ti来延迟热轧时的晶粒生长，从而具有使热轧板的粒径微细化、提高低温韧性的效果。另外，以TiC的形式存在，从而通过析出强化而有助于钢板的高强度化。因此，可以根据需要含有。但是，其含量过量时，除了效果饱和以外，还会成为铸造时堵塞喷嘴的原因。因此，Ti含量设为0.150％以下。根据需要，其上限可以为0.100％、0.060％或0.020％。Ti含量的下限为0％，但为了充分获得析出强化的效果，可以将下限设为0.001％或0.010％。

Nb：0～0.100％

Nb通过碳氮化物、或者固溶Nb来延迟热轧时的晶粒生长，从而具有使热轧板的粒径微细化、提高低温韧性的效果。另外，以NbC的形式存在，从而通过析出强化而有助于钢板的高强度化。因此，可以根据需要含有。但是，其含量过量时，效果饱和、经济性降低。因此，Nb含量设为0.100％以下。其下限为0％，但为了充分获得上述效果，可以将下限设为0.001％或0.010％以上。

V：0～0.300％

V是具有通过析出强化或固溶强化而提高钢板强度的效果的元素。因此，可以根据需要含有。但是，其含量过量时，效果饱和、经济性降低。因此，V含量设为0.300％以下。根据需要，可以将V含量设为0.200％以下、0.100％以下或0.060％以下。其下限为0％，但为了充分获得上述效果，可以将下限设为0.001％或0.010％。

Cu：0～2.00％

Cu是具有通过析出强化或固溶强化而提高钢板强度的效果的元素。因此，可以根据需要含有。但是，其含量过量时，效果饱和、经济性降低。因此，Cu含量设为2.00％以下。另外，Cu含量为大量时，有时钢板的表面会产生氧化皮引起的损伤。因此，Cu含量可以设为1.20％以下、0.80％以下、0.50％以下或0.25％以下。其下限为0％，但为了充分获得上述效果，Cu含量可以设为0.01％。

Ni：0～2.00％

Ni是具有通过固溶强化而提高钢板强度的效果的元素。因此，可以根据需要含有。但是，其含量过量时，效果饱和、经济性降低。因此，Ni含量设为2.00％以下。另外，Ni含量为大量时，延性有可能劣化。因此，可以将Ni含量设为0.60％以下、0.35％以下或0.20％以下。其下限为0％，但为了充分获得上述效果，可以将Ni含量的下限设为0.01％。

Cr：0～2.00％

Cr是具有通过固溶强化而提高钢板强度的效果的元素。因此，可以根据需要含有。但是，其含量过量时，效果饱和、经济性降低。因此，Cr含量设为2.00％以下。为了进一步提高经济性，可以将其上限设为1.00％、0.60％或0.30％。其下限为0％，但为了充分获得上述效果，可以将Cr含量的下限设为0.01％。

Mo：0～1.00％

Mo是具有通过析出强化或固溶强化而提高钢板强度的效果的元素。因此，可以根据需要含有。但是，其含量过量时，效果饱和、经济性降低。因此，Mo含量设为1.00％以下。为了进一步提高经济性，可以将其上限设为0.60％、0.30％或0.10％。其下限为0％，但为了充分获得上述效果，可以将Mo含量的下限设为0.005％或0.01％。

B：0～0.0100％

B通过在晶界偏析、提高晶界强度从而改善低温韧性。因此，可以根据需要含有。但是，其含量过量时，效果饱和、经济性降低。因此，B含量设为0.0100％以下。另外，B是强力的淬火元素，若其含量多，则冷却中铁素体相变不能充分地进行，有时无法获得足够的残留奥氏体。因此，可以将B含量设为0.0050％以下、0.0020％以下或0.0015％。其下限为0％，但为了充分地得到上述效果，可以将B含量的下限设为0.0001％或0.0002％。

Mg：0～0.0100％

Mg是成为断裂的起点、控制成为使加工性劣化的原因的非金属夹杂物的形态、提高加工性的元素。因此，可以根据需要含有。但是，其含量过量时，效果饱和、经济性降低。因此，Mg含量设为0.0100％以下。其下限为0％，但为了充分地得到上述效果，可以将Mg含量的下限设为0.0001％或0.0005％。

Ca：0～0.0100％

Ca是成为断裂的起点、控制成为使加工性劣化的原因的非金属夹杂物的形态、提高加工性的元素。因此，可以根据需要含有。但是，其含量过量时，效果饱和、经济性降低。因此，Ca含量设为0.0100％以下。其下限为0％，但为了充分获得上述效果，Ca含量优选为0.0005％以上。

REM：0～0.1000％

REM(稀土元素)是成为断裂的起点、控制成为使加工性劣化的原因的非金属夹杂物的形态、提高加工性的元素。因此，可以根据需要含有。但是，其含量过量时，效果饱和、经济性降低。因此，REM含量设为0.1000％以下。根据需要，可以将其上限设为0.0100％或0.0060％。其下限为0％，但为了充分获得上述效果，可以将REM含量的下限设为0.0005％。

在此，本发明中，REM是指Sc、Y和镧系元素共计17种元素，前述REM的含量表示这些元素的总含量。需要说明的是，镧系元素在工业上以混合稀土的形式添加。

Zr：0～1.000％

Co：0～1.000％

Zn：0～1.000％

W：0～1.000％

确认到Zr、Co、Zn和W只要分别在1.000％以下的范围内，那么即使含有也不会损害本发明的效果。可以将它们的上限设为0.300％或0.100％。Zr、Co、Zn和W的总含量优选为1.000％以下或0.100％。这些不是必须含有，下限为0％，但根据需要可以将下限设为0.0001％。

Sn：0～0.050％

确认到Sn只要是少量，那么即使含有也不会损害本发明的效果。但是，若超过0.050％，则热轧时有可能产生瑕疵。因此，Sn含量设为0.050％以下。Sn不是必须含有，下限为0％，但根据需要可以将下限设为0.001％。

在本发明的钢板的化学组成中，余量为Fe和杂质。

其中，“杂质”是指在工业上制造钢板时，由于矿石、废料等原料、制造工序的各种原因而混入的成分，是在不会对本发明产生不良影响的范围内所允许的成分。

(B)金相组织

对本发明的钢板的金相组织进行说明。需要说明的是，本发明中，金相组织为如下的组织：在钢板的与轧制方向垂直的截面中，将钢板的宽度和厚度分别设为W和t时，在距离该钢板的端面为1/4W或3/4W且距离该钢板的表面为1/4t或3/4t的位置处的组织。需要说明的是，在以下的说明中，“％”表示“面积％”。

马氏体：大于2％且为10％以下

DP钢的特征在于，通过作为软质相的铁素体的存在来确保加工性，并且通过确保一定量的作为硬质相的马氏体来兼顾强度和加工性。但是，马氏体的面积率为2％以下时，不仅无法得到目标强度，还无法得到作为其特征的低屈服比和优异的加工硬化特性。另一方面，其面积率超过10％时，随着板锻造引起的钢板的应变增加，容易在马氏体与铁素体的边界产生空隙，变得容易断裂。因此，马氏体的面积率设为大于2％且为10％以下。马氏体的面积率优选为4％以上、更优选为6％以上。

残留奥氏体：小于2％

DP钢的特征在于，通过作为软质相的铁素体的存在来确保加工性，并且为了确保强度而确保一定量的马氏体。但是，钢板中存在不发生马氏体相变的热力学上稳定的残留奥氏体就意味着该残留奥氏体的C浓度高。C浓度高的残留奥氏体在板锻造时发生应变诱导相变而生成的马氏体的硬度非常高，由此会助长空隙的产生。因此，残留奥氏体尽可能少为宜，其面积率设为小于2％。残留奥氏体的面积率优选为1.5％以下、1％以下或0.5％以下。无需特别规定下限，下限为0％、最优选为0％。

贝氏体：40％以下

作为软质相的贝氏体是用于确保强度与伸长率的平衡的重要组织，具有抑制龟裂传播的效果。但是，贝氏体的面积率过多时，无法确保铁素体，DP钢的原本功能无法得到确保，因此设为40％以下。为了提高伸长率等，可以将上限设为36％、33％、30％、27％或25％。另一方面，为了提高强度，可以将下限设为0％、4％、8％、10％或12％。

珠光体：2％以下

在DP钢中，珠光体的面积率低，本发明中设为2％以下。由于珠光体含有非常脆的渗碳体，因此随着板锻造引起的钢板的应变增加，渗碳体会开裂而产生空隙，变得容易断裂。珠光体的面积率优选极力地降低，优选为1.5％以下、1％以下、0.5％以下或0％。

余量：铁素体

从确保强度与伸长率的平衡、提高加工性的观点出发，作为软质相的铁素体也是重要组织。因此，除残留奥氏体、马氏体、贝氏体、珠光体以外的组织优选为铁素体。残留奥氏体、马氏体、贝氏体、珠光体的面积率的上限值的合计值为54％，余量组织的铁素体的面积率的下限为46％。为了确保强度与伸长率的平衡，可以将下限设为50％、54％、58％、62％、66％或70％。另一方面，残留奥氏体、马氏体、贝氏体、珠光体的面积率的下限值的合计值为2％，余量组织的铁素体的面积率的上限为98％。几乎不会得到这样的组织，可以将上限设为96％、92％、90％或88％。

其中，在本发明中，金相组织的面积率如下求出。如上所述，首先从距离钢板的端面为1/4W或3/4W且距离钢板的表面为1/4t或3/4t的位置采集试样。然后，对该试样的轧制方向截面(所谓的L方向截面)进行观察。

具体而言，对试样进行硝酸乙醇蚀刻，蚀刻后用光学显微镜在300μm×300μm的视野中进行观察。然后，对所得的组织照片进行图像分析，从而得到铁素体的面积率A和珠光体的面积率B、以及贝氏体、马氏体和残留奥氏体的总面积率C。

其次，对经硝酸乙醇蚀刻后的部分进行Lepera蚀刻，用光学显微镜在300μm×300μm的视野中进行观察。然后，对所得的组织照片进行图像分析，从而算出残留奥氏体和马氏体的总面积率D。进而，使用从轧制面法线方向表面切削至板厚的1/4深度而的到的试样，通过X射线衍射测定而求出残留奥氏体的体积率。由于体积率与面积率几乎相等，因此将前述体积率作为残留奥氏体的面积率E。基于面积率C与面积率D的差求出贝氏体的面积率，基于面积率E与面积率D的差求出马氏体的面积率。通过该方法，能够得到铁素体、贝氏体、马氏体、残留奥氏体、珠光体各自的面积率。

另外，在本发明中，还对由马氏体和/或残留奥氏体组成的金属相(以下也简称为“金属相”)的存在状态进行如下规定。需要说明的是，在本发明中，优选上述金属相(硬质相)以马氏体为主体，即马氏体的面积率比残留奥氏体的面积率多。

金属相的平均等效圆直径：1.0～5.0μm

为了确保作为DP钢的原本功能，上述金属相的面积需要为一定以上，因而金属相的平均等效圆直径设为1.0μm以上。另一方面，金属相过大时，随着板锻造引起的钢板的应变增加，存在于晶界的空隙变得容易结合，因而金属相的平均等效圆直径率设为5.0μm以下。金属相的平均等效圆直径优选为1.5μm以上或1.8μm以上、更优选为2.0μm以上。另外，金属相的平均等效圆直径优选为4.8μm以下、4.4μm以下或4.2μm以下，更优选为4μm以下、3.6μm以下或3.2μm以下。

金属相的平均等效圆直径(直径)以如下方式求出。首先，依据测定面积率D的方法，由Lepera蚀刻后的组织照片，基于各个金属相面积求出等效圆直径。并且，将所测定的等效圆直径的(纯)平均值作为平均等效圆直径。

相邻金属相的最短距离的平均值：3μm以上

为了不使在硬质相与软质相的界面产生的空隙生长、空隙彼此结合而形成更大的空隙，需要将硬质相间的距离确保为一定量。因此，将相邻金属相间的距离的平均值设为3μm以上。

将金属相的平均等效圆直径设为da、将邻接金属相的最短距离的平均值设为ds、将钢板的拉伸强度设为TS、将马氏体的面积率设为fM时，可以满足下式。

ds＜(500×da×fM)/TS…(0)

从抑制因空隙生长而产生龟裂的角度考虑，上述平均值优选为4μm以上、更优选为5μm以上。上限没有特别设定，但为了确保作为DP钢的原本功能，上述平均值优选设为10μm以下。

相邻金属相的最短距离的平均值以如下方式求出。选择20个任意的金属相，分别测定其与最接近的金属相之间的距离，算出其平均值。需要说明的是，金属相间的最短距离是通过依据测定面积率D的方法对Lepera蚀刻后的光学显微镜的观察图像进行图像分析而求出的。

(C)机械特性

纳米硬度的标准偏差：2.0GPa以下

通过缩小硬质相与软质相的变形能力的差，可以减少在两相的界面产生的空隙，进而通过留出空隙间隔，可以抑制空隙结合并生长为龟裂。因此，通过尽可能地降低硬质相与软质相的变形能力之差所对应的纳米硬度差，能够抑制空隙的产生。在本发明中，作为软质相与硬质相的硬度差的指标，采用试样截面中的纳米硬度的标准偏差。

纳米硬度例如可以使用Hysitron公司制造的TriboScope/TriboIndenter来测定。可以在1mN的载荷下任意测定100处以上的纳米硬度，并基于该结果算出纳米硬度的标准偏差。

为了减少软质相与硬质相的硬度差、抑制空隙的产生，纳米硬度的标准偏差较小为宜，设为2.0GPa以下。更优选设为1.9GPa以下或1.8GPa以下。

拉伸强度：780MPa以上

本发明的钢板优选具有与以往的DP钢同等的780MPa以上的拉伸强度。无需特别限定拉伸强度的上限，但可以设为1200MPa、1150MPa或1000MPa。

均匀伸长率与拉伸强度的乘积：8000MPa％以上

如果均匀伸长率小，则压制成形时容易发生由颈缩引起的板厚减少，成为压制开裂的原因。为了确保压制成形性，优选满足均匀伸长率(u-EL)与拉伸强度(TS)的乘积：TS×u-EL≥8000MPa％。其中，对于均匀伸长率，在JIS Z 2241(2011)规定的试验中，根据公称应力σn与公称应变εn的关系，将用公称应变εn对公称应力σn进行微分时的值为0的点的公称应变设为εn0时，用下式表示。

均匀伸长率(u-EL)＝ln(εn0+1)

等效塑性应变：0.75以上

等效塑性应变是将纯剪切试验中的剪切应力σs与剪切塑性应变εsp的关系转换为变形方式不同的单向拉伸试验中的拉伸应力σ与拉伸应变ε的关系而得到的，其是假定各向同性硬化定律和塑性功共轭的关系，并使用作为常数的转换系数(κ)进行转换得到的。

其中，各向同性硬化定律是指：假定屈服曲线的形状为即使应变进展也不发生变化(即膨胀成相似形状)的加工硬化定律。塑性功共轭的关系是指：在加工硬化表述为仅塑性功的函数、不论何种变形方式均赋予相同的塑性功(σ×ε)时，示出相同的加工硬化量的关系。

由此，可以将纯剪切试验中的剪切应力和剪切塑性应变分别转换为单向拉伸试验的拉伸应力和拉伸应变。如下示出该关系。

单向拉伸试验中的拉伸应力σ(转换)＝纯剪切试验中的剪切应力σs×κ

单向拉伸试验中的拉伸应变ε(转换)＝纯剪切试验中的剪切塑性应变εsp/κ

接着，以剪切应力与剪切塑性应变的关系相似于拉伸应力与拉伸应变的关系的方式求出转换系数κ。例如，转换系数κ可以按照以下的顺序求出。首先，事先求出单向拉伸试验中的拉伸应变ε(实测值)与拉伸应力σ(实测值)的关系。接着，求出单向剪切试验中的剪切应力εs(实测值)与剪切应力σs(实测值)的关系。

接着，改变κ，事先求出由剪切应力εs(实测值)求得的拉伸应变ε(转换)以及由剪切应力σs(实测值)求得的拉伸应力σ(转换)，并求出拉伸应变ε(转换)位于0.2％至均匀伸长率(u-EL)之间时的拉伸应力σ(转换)。求出此时的拉伸应力σ(转换)与拉伸应力σ(实测值)的误差，使用最小二乘法求出误差最少的κ。

等效塑性应变εeq定义为使用求出的κ将纯剪切试验中的断裂时的剪切塑性应变εsp(断裂)转换为纯拉伸试验中的拉伸应变ε时的值。

本发明的钢板的特征在于，在以板锻造为代表的高应变区域中的加工特性良好，等效塑性应变εeq满足0.75以上。以往的DP钢的等效塑性应变最高为0.45左右，由此可确认本发明的钢板的板锻造性良好。

(D)尺寸

板厚：1.0～4.0mm

本发明的钢板主要以汽车等为主要用途，其板厚范围主要为1.0～4.0mm。因此，可以将板厚范围设为1.0～4.0mm，根据需要，可以将下限设为1.2mm、1.4mm或1.6mm，将上限设为3.6mm、3.2mm或2.8mm。

(E)制造方法

发明人等通过迄今为止的研究确认到，通过下述所示的(a)～(l)的制造工序，能够制造本发明的热轧钢板。以下，对各制造工序进行详细说明。

(a)熔炼工序

对于热轧前进行的制造方法没有特别限定。即，在利用高炉或电炉等熔炼后，继续进行各种二次冶炼，并调整为上述成分组成。接着，利用通常的连续铸造、薄板坯铸造等方法制造板坯即可。此时，只要能够控制在本发明的成分范围内，也可以在原料中使用废料等。

(b)热轧工序

将所制造的板坯加热并实施热轧，制成热轧钢板。对于热轧工序中的条件也没有特别设定限制，但例如优选将热轧前的加热温度设为1050～1260℃。在连续铸造的情况下，可以在暂时冷却至低温后再次加热，然后进行热轧，也可以不特别进行冷却地接着连续铸造进行加热并热轧。

加热后，对从加热炉中抽出的板坯实施粗轧以及随后的精轧。如上所述，精轧为通过3级以上的多级(例如6级或7级)连续轧制进行的多级精轧。并且，以最后3级轧制中的累积应变(有效累积应变)为0.10～0.40的方式进行最终精轧。

如上所述，有效累积应变是考虑到轧制时的温度、轧制产生的钢板压下率所导致的晶粒粒径的变化、以及晶粒因轧制后的时间经过而发生静态恢复的晶粒粒径的变化而得到的指标。有效累积应变(εeff)可以通过下式求出。

有效累积应变(εeff)＝∑εi(Ti，Ti)…(1)

上式(1)中的∑表示对于i＝1～3的总和。

其中，i＝1表示在多级精轧中倒数第1级轧制(即最终级轧制)，i＝2表示倒数第2级轧制，i＝3表示倒数第3级轧制。

其中，在以i表示的各轧制中，εi用以下式表示。

εi(ti，Ti)＝ei/exp((ti/τR)^2/3)…(2)

ti：从倒数第i级轧制到最终级轧制后一次冷却开始为止的时间(s)

Ti：倒数第i级轧制的轧制温度(K)

ei：倒数第i级轧制中压下时的对数应变

ei＝|ln{1-(第i级的进入侧板厚-第i级的送出侧板厚)/(第i级的进入侧板厚)}|

＝|ln{(第i级的送出侧板厚)/(第i级的进入侧板厚)}|…(3)

τR＝τ0·exp(Q/(R·Ti))…(4)

τ0＝8.46×10^-9(s)

Q：关于Fe的位错的移动的活化能量的常数＝183200(J/mol)

R：气体常数＝8.314(J/(K·mol))

通过规定这样导出的有效累积应变，以残留奥氏体为主体的金属相的平均等效圆直径和相邻金属相间的距离得到限制，进而纳米硬度的偏差降低。作为其结果，能够抑制在硬质相与软质相的界面产生的空隙的生长，即使空隙生长也使其难以结合，能够得到即使进行板锻造也不产生龟裂的板锻造性优异的钢板。

精轧的结束温度、即连续热轧工序的结束温度设为Ar₃(℃)以上且低于Ar₃(℃)+30℃的温度即可。这是因为，由此能够限制残留奥氏体的量，并在2相区域中完成轧制。另外，Ar₃的值可以通过下式算出。

Ar₃＝970-325×C+33×Si+287×P+40×Al-92×(Mn+Mo+Cu)-46×(Cr+Ni)

其中，上述式中的元素符号表示各元素在热轧钢板中的含量(质量％)，在未含有的情况下代入0。

(c)第1(加速)冷却工序

精轧结束后，在0.5秒之内开始所得热轧钢板的冷却。并且，以10～40℃/秒的平均冷却速度冷却至650～735℃的温度，然后在大气中冷却3～10秒(空冷工序)。第1冷却工序中的平均冷却速度低于10℃/秒时，容易生成珠光体。

另外，大气中的冷却速度超过8℃/秒或空冷时间超过10秒时，容易生成贝氏体，贝氏体面积率变大。另一方面，冷却速度低于4℃/秒或空冷时间小于3秒时，容易生成珠光体。需要说明的是，此处所说的大气中的冷却是指：钢板在大气中以4～8℃/秒的冷却速度进行空冷。

(d)第2(加速)冷却工序

空冷工序后，立即以20～40℃/秒的平均冷却速度冷却至300℃以下的温度。无需特别设定加速冷却的温度的下限，但无需冷却至室温(20℃左右)以下。

(e)卷取工序

然后，对冷却的热轧钢板进行卷取。卷取工序中的条件没有特别限定。第2(加速)冷却工序之后，在直至卷取工序为止的期间可以进行大气中的空冷。若为该大气中的空冷，则无需特别限制冷却速度。

以下，通过实施例对本发明进行更具体地说明，但本发明并不限定于这些实施例。

实施例1

对具有表1所示的化学组成的钢进行熔炼，制备板坯，在表2所示的条件下将该板坯热轧后冷却，然后卷取，从而制造热轧钢板。需要说明的是，精轧以7级式的连续轧制进行。将所得热轧钢板的板厚示于表3。

[表1]

[表2]

表2

＊表示在本发明的限定之外。

[表3]

表3

＊表示在本发明的限定之外。

表示由残留奥氏体和马氏体组成的金属相。

ds＜(500×da×fM)/TS...(0)

ds：邻接金属相的最短距离的平均值(μm)

da：金属相的平均等效圆直径(μm)

fM：马氏体的面积率(面积％)

TS：钢板的拉伸强度(MPa)

[金相组织]

对所得热轧钢板的金相组织进行观察，测定各组织的面积率。具体而言，首先在钢板的与轧制方向垂直的截面中，从设钢板的宽度和厚度分别为W和t时距离该钢板的端面为1/4W且距离该钢板的表面为1/4t的位置切取金相组织观察用的试验片。

然后，对上述试验片的轧制方向截面(所谓的L方向截面)进行硝酸乙醇蚀刻，蚀刻后用光学显微镜在300μm×300μm的视野中进行观察。然后，对所得组织照片进行图像分析，从而求出铁素体的面积率A、珠光体的面积率B、以及贝氏体、马氏体和残留奥氏体的总面积率C。

接着，对经硝酸乙醇蚀刻后的部分进行Lepera蚀刻，用光学显微镜在300μm×300μm的视野中进行观察。然后，对所得组织照片进行图像分析，从而算出残留奥氏体和马氏体的总面积率D。进而，使用从轧制面法线方向表面切削至板厚的1/4深度的试样，通过X射线衍射测定而求出残留奥氏体的体积率。由于体积率与面积率几乎相等，因此将前述体积率作为残留奥氏体的面积率E。基于面积率C与面积率D的差求出贝氏体的面积率，基于面积率E与面积率D的差求出马氏体的面积率。通过该方法，求出了铁素体、贝氏体、马氏体、残留奥氏体、珠光体各自的面积率。

进而，由上述Lepera蚀刻后的组织照片求出金属相的个数和面积，算出等效圆直径(直径)，并将其数均而求出平均等效圆直径。同样地，由Lepera蚀刻后的组织照片中选择20个任意的金属相，分别测定其与最接近的金属相之间的距离，算出其平均值。

[机械特性]

机械特性之中，拉伸强度特性(拉伸强度(TS)、均匀伸长率(u-EL))以如下方式进行评价：使用将板宽设为W时、在板宽方向上距离板的一端为1/4W或3/4W的任一位置处以与轧制方向正交的方向(宽度方向)为长度方向而采集的JIS Z 2241(2011)的5号试验片，并依据JIS Z 2241(2011)进行评价。

进而，通过以下顺序进行纯剪切试验，基于其结果求出等效塑性应变。

纯剪切试验的试验片是将钢板的板宽设为W时、在板宽方向上距离板的一端为1/4W或3/4W的任一位置处以与轧制方向正交的方向(宽度方向)为长度方向采集的。图1的(a)中示出试验片的一个例子。对于图1中示出的纯剪切试验的试验片，以板厚为2.0mm的方式均等地磨削两面而使板厚一致，加工成钢板的宽度方向上为23mm、钢板的轧制方向上为38mm的矩形试验片。

将试验片的长边侧(轧制方向)从两侧的夹持部2夹住，所述两侧的夹持部2在短边方向(宽度方向)上分别为10mm，在试验片的中央设置3mm的剪切宽度(剪切变形发生部1)。需要说明的是，在板厚不足2.0mm的情况下，不进行磨削，直接以原本的板厚进行试验。另外，在试验片的中央，用笔等沿短边方向(宽度方向)划上直线标记。

然后，在长边方向(轧制方向)上以呈相互反向的方式移动所夹持的长边侧，从而负载剪切应力σs，对试验片施加剪切变形。图1的(b)中示出进行了剪切变形的试验片的一个例子。剪切应力σs是通过下式求出的公称应力。

剪切应力σs＝剪切力/(钢板的轧制方向的试验片的长度×试验片的板厚)

需要说明的是，剪切试验中试验片的长度和板厚没有变化，因此可以认为剪切公称应力≈剪切真实应力。剪切试验中，用CCD照相机对试验片中央描绘的直线进行拍摄，测量其倾斜度θ(参照图1的(b))。基于该倾斜度θ，使用下式求出因剪切变形而产生的剪切应变εs。

剪切应变εs＝tan(θ)

需要说明的是，在纯剪切试验中，使用了纯剪切试验机(最大位移8mm)。因此，试验机的冲程(位移)是有限的。另外，由于在试验片的端部或夹持部产生龟裂，有时凭借一次剪切试验无法进行试验直至试验片断裂。因此，如上所述，采用了重复进行剪切试验载荷的施加载荷、去除载荷、将试验片的夹持部端部切除为直线、载荷的再施加等一系列操作的“多级剪切试验法”。

为了将这些多级的剪切试验结果串联起来作为一个连续的纯剪切试验结果进行评价，以如下方式求出从各级剪切试验中得到的剪切应变(εs)减去考虑了剪切弹性模量的剪切弹性应变(εse)而得到的剪切塑性应变(εsp)，将各级的剪切塑性应变(εs)汇整合连接成一个。

剪切塑性应变εsp＝剪切应变εs-剪切弹性应变εse

剪切弹性应变εse＝σs/G

σs：剪切应力

G：剪切弹性模量

其中，设G＝E/2(1+ν)≈78000(MPa)。

E(杨氏模量(纵向弹性系数))＝206000(MPa)

泊松比(ν)＝0.3

在纯剪切试验中，进行试验直至试验片断裂。这样操作可以跟踪剪切应力σs与剪切塑性应变εsp的关系。并且，试验片断裂时的剪切塑性应变为εspf。

基于上述纯剪切试验中得到的剪切应力σs与试验片断裂时的剪切塑性应变εspf的关系，通过上述方法，使用转换系数κ而求出等效塑性应变εeq。

接着，测量纳米硬度的标准偏差。再次研磨金相组织观察用试验片，在1mN的载荷(负载10s、卸载10s)下，对与轧制方向平行的截面内的、距离钢板表面为板厚t的1/4深度位置(1/4t部)，以5μm间隔对25μm×25μm的测定范围进行测定。基于其结果算出纳米硬度的平均值和纳米硬度的标准偏差。纳米硬度的测定使用Hysitron公司制造的TriboScope/TriboIndenter来实施。

将这些测定结果一并示于表3。

由表3也可以看出，若为本发明的热轧钢板，则拉伸强度(TS)为780MPa以上、均匀伸长率u-EL与拉伸强度TS的乘积(TS×u-EL)为8000MPa·％以上，显示取得了平衡的特性。另外，可以确认到本发明的热轧钢板是等效塑性应变也达到0.75以上、且还能够承受板锻造等高应变区域加工的钢板。

产业上的可利用性

根据本发明，能够得到维持深冲加工性、鼓凸成形加工性等作为DP钢的基本功能、且板锻造性优异的热轧钢板。因此，本发明的热轧钢板能够广泛地用于机械部件等。特别是通过适用于板锻造等具有高应变区域内的加工的钢板加工中，能够得到这一显著的效果。

附图标记说明

1 剪切变形发生部

2 夹持部

Claims

1.一种热轧钢板，其化学组成以质量％计为