钢板的制作方法

1.本发明涉及钢板。


背景技术：

2.近年来，从关系到环境保全的汽车燃料效率提高等观点出发，要求将汽车用钢板高强度化而减薄、将车体轻量化。此外，汽车用钢板由于被加工成复杂的形状，因此还要求加工性。但是，一般而言，钢板如果强度提高则延展性、拉伸凸缘性降低而加工性劣化。因此，难以兼顾钢板的强度和加工性。此外，高强度钢板的加工以弯曲成形为主体，弯曲加工性及延展性变得重要。
3.迄今为止，进行了想要改善钢板的弯曲加工性的尝试。
4.例如，在专利文献1中，记载了一种高强度镀覆钢板及其制造方法，其特征在于，从钢板与镀层的界面朝向钢板侧依次具有包含si和/或mn的氧化物的内部氧化层、包含上述内部氧化层的软质层和由以马氏体和贝氏体作为主体的组织构成的硬质层，并且满足：上述软质层的平均深度t为20μm以上、及上述内部氧化层的平均深度t为4μm以上且低于上述t。
5.在专利文献2中，记载了一种高强度热浸镀锌钢板及其制造方法，其特征在于，从距离钢板表面为100μm的位置的维氏硬度减去距离钢板表面为深度20μm位置的维氏硬度而得到的值(
△
hv)为30以上。
6.在专利文献3中，记载了一种高强度热浸镀锌钢板及其制造方法，其特征在于，从表层起向板厚方向为5μm位置的硬度为板厚方向的1/2位置的硬度的80％以下，从表层起向板厚方向为15μm位置的硬度为板厚方向的1/2位置的硬度的90％以上。
7.此外，如果将钢板高强度化则变得容易引起氢脆。所谓氢脆是氢从环境侵入到钢板内部、在钢板的赋予了高应力的部位中因拉伸应力以下的负荷应力而破坏的现象。
8.迄今为止，进行了想要改善耐氢脆性的尝试。
9.在专利文献4中记载了一种钢板，其中，表层通过脱碳处理而被制成铁素体分率增加的软质层，钢板内部被制成以铁素体作为主体且分散有具有微细束块(block)的少量马氏体的组织，从而兼顾了高强度和耐氢脆性。
10.在专利文献5中记载了一种高强度镀锌钢板，其中，通过将钢板组织制成马氏体主体组织，使nb、ti、cr、v及mo等的碳化物析出而将该碳化物制成氢的捕获位点，从而改善了耐氢脆性。
11.现有技术文献
12.专利文献
13.专利文献1：日本特开2015-34334号公报
14.专利文献2：日本特开2015-117403号公报
15.专利文献3：国际公开第2016/013145号
16.专利文献4：国际公开第2011/065591号
17.专利文献5：日本特开2004-323951号公报


技术实现要素：

18.发明所要解决的课题
19.在专利文献1～5中，没有关于以兼顾弯曲加工性及耐氢脆性为目的的钢板的记载。于是，本发明的目的是提供同时具有弯曲加工性及耐氢脆性的钢板。
20.用于解决课题的手段
21.本发明人们对钢板的弯曲加工性及耐氢脆性进行了研究。首先，本发明人们以以往的见识作为参考，制造在表层中具有软质部的钢板并调查了弯曲加工性。具有表层软质部的钢板与不具有表层软质部的钢板相比，都见到了弯曲加工性的改善。此时，获知进一步降低表层软质部的平均硬度和进一步增厚表层软质部的厚度大体有助于钢板的弯曲加工性改善的方向。进而，本发明人们通过多种方法进行表层的软质化，继续进行了更详细的调查。其结果是，本发明人们发现：通过在表层软质部的平均硬度、厚度的调整中追加其他的手段，存在能够改善钢板的弯曲加工性的余地。
22.于是，本发明人们进一步进行了详细的研究。其结果发现：通过将规定的钢板接合于母材的两面并以特定的条件进行热轧或退火而得到的具有后述的特征的复层钢板的弯曲加工性最得以改善。但是，如下文所述的那样本发明的钢板并不限定于这样的复层钢板。例如，通过将单层钢板进行脱碳处理而将该表层部分软化，也能够制造具有后述的特征的包含表层软质部和板厚中心部的本发明的钢板。
23.接着，关于耐氢脆性进行了调查。氢脆是因氢从钢板的表面侵入到内部而氢集中于赋予了高应力的区域而产生的。因此，研究了制成氢不易侵入到内部的钢板。其结果弄清楚了：通过使碳化物分散于钢板的表层部分中，并将氢捕获到这些碳化物中，从而能够降低侵入高强度的板厚中心部的氢，提高耐氢脆性。然而，使碳化物分散于钢板表面有时会导致钢板的弯曲加工性的降低。于是，为了兼顾良好的耐氢脆性和高的弯曲加工性，本发明人们进一步继续进行了调查。其结果发现：通过按照表层软质部中包含的碳化物的粒径分布和个数密度成为规定的范围的方式进行控制，可成为兼顾良好的耐氢脆性和高的弯曲加工性的钢板。
24.由此得到的本发明的主旨如下所述。
25.(1)一种钢板，其是包含板厚中心部和形成于上述板厚中心部的一面侧或两面侧的表层软质部的钢板，上述板厚中心部的金属组织以体积率计由60％以上的回火马氏体、分别低于30％的铁素体、贝氏体、珠光体及残余奥氏体、和低于5％的淬火状态马氏体构成，上述表层软质部的厚度为每一面超过10μm且为上述板厚中心部的厚度的15％以下，上述表层软质部的平均硬度相对于上述板厚中心部的平均硬度为0.90倍以下，上述表层软质部以个数密度1
×
104/mm2以上包含碳化物，上述碳化物的平均粒径为0.250μm以下，粒径的对数的标准偏差为0.05以下，所述钢板的抗拉强度为1180mpa以上，上述板厚中心部的成分组成以质量％计含有c：0.10％以上且0.30％以下、si：0.10％以上且2.50％以下、mn：0.10％以上且10.00％以下、p：0.10％以下、s：0.050％以下、al：0％以上且2.500％以下、n：0.0100％以下、o：0.0060％以下、cr：0％以上且5.000％以下、mo：0％以上且1.000％以下、b：0％以上且0.0100％以下、ti：0％以上且0.300％以下、nb：0％以上且0.300％以下、v：0％以上且
0.50％以下、cu：0％以上且1.00％以下、ni：0％以上且1.0％以下、mg：0％以上且0.04％以下、ca：0％以上且0.04％以下、及rem：0％以上且0.04％以下，剩余部分为fe及杂质。
26.(2)根据上述(1)所述的钢板，其特征在于，上述板厚中心部的成分组成以质量％计含有选自下述元素中的1种以上，cr：0.010％以上且5.000％以下、mo：0.010％以上且1.000％以下、b：0.0001％以上且0.0100％以下、ti：0.010％以上且0.300％以下、nb：0.010％以上且0.300％以下、v：0.01％以上且0.50％以下、cu：0.01％以上且1.00％以下、ni：0.1％以上且1.0％以下、mg：0.01％以上且0.04％以下、ca：0.01％以上且0.04％以下、及rem：0.01％以上且0.04％以下。
27.(3)根据上述(1)或(2)的钢板，其特征在于，上述表层软质部的c含量为上述板厚中心部的c含量的0.9倍以下。
28.(4)根据上述(1)～(3)中任一项的钢板，其特征在于，在上述表层软质部的表面进一步具有热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层或电镀锌层。
29.发明效果
30.根据本发明，可提供同时具有优异的弯曲加工性及耐氢脆性的钢板。这样的本发明的钢板适于汽车部件用原材料等。
附图说明
31.图1是表示本发明的实施方式的钢板的各个板厚方向位置处的平均维氏硬度的图。
具体实施方式
32.以下，对本发明的实施方式进行说明。
33.本发明的钢板具有板厚中心部和形成于该板厚中心部的一面侧或两面侧的表层软质部。
34.板厚中心部的金属组织以体积率计由60％以上的回火马氏体、分别低于30％的铁素体、贝氏体、珠光体及残余奥氏体、和低于5％的淬火状态马氏体构成。需要说明的是，关于表层软质部的金属组织，只要是表层软质部满足后述的特征，则没有特别限定。
35.在板厚中心部中，通过将回火马氏体的体积率设定为60％以上，可使钢板的抗拉强度达到1180mpa以上。此外，在板厚中心部中，通过将铁素体、贝氏体、珠光体、残余奥氏体的体积率分别设定为低于30％，可抑制钢板过度变得软质，使钢板的抗拉强度达到1180mpa以上。此外，在板厚中心部中，通过将淬火状态马氏体的体积率设定为低于5％，可制成具有充分的弯曲加工性的钢板。
36.本发明中，金属组织的体积率如以下那样求出。
37.板厚中心部的金属组织的体积率如以下那样求出。
[0038]“铁素体”[0039]
首先，采集具有与钢板的轧制方向平行的板厚截面的试样，将该截面设定为观察面。将该观察面中以距离钢板表面为板厚的1/4的位置为中心的100μm
×
100μm的区域设定为观察区域。通过利用扫描型电子显微镜以1000～50000倍对该观察区域进行观察而见到的电子通道衬度图像是将晶粒的晶体取向差表示为衬度之差的图像。在该电子通道衬度图
像中均匀的衬度的部分为铁素体。然后，通过点计数法(依据astm e562)而算出按照这样鉴定的铁素体的面积率，将该铁素体的面积率视为铁素体的体积率。
[0040]“珠光体”[0041]
首先，将上述观察面用硝酸乙醇试剂进行腐蚀。将腐蚀后的观察面中以距离钢板表面为板厚的1/4的位置为中心的100μm
×
100μm的区域设定为观察区域。用光学显微镜以1000～50000倍对该观察区域进行观察，将观察图像中暗的衬度的区域设定为珠光体。然后，通过点计数法而算出按照这样鉴定的珠光体的面积率，将该珠光体的面积率视为珠光体的体积率。
[0042]“贝氏体及回火马氏体”[0043]
通过场发射型扫描型电子显微镜(fe-sem：field emission scanning electron microscope)以1000～50000倍对如上述那样用硝酸乙醇试剂腐蚀后的观察区域进行观察。在该观察区域中，由组织内部中包含的渗碳体的位置及渗碳体的排列如以下那样来鉴定贝氏体及回火马氏体。
[0044]
作为贝氏体的存在状态，有在板条状的贝氏体铁素体的界面处存在渗碳体或残余奥氏体的情况、和在板条状的贝氏体铁素体的内部存在渗碳体的情况。在板条状的贝氏体铁素体的界面处存在渗碳体或残余奥氏体的情况下，由于贝氏体铁素体的界面是清楚的，因此能够鉴定贝氏体。此外，在板条状的贝氏体铁素体的内部存在渗碳体的情况下，由于贝氏体铁素体和渗碳体的晶体取向关系为1种，渗碳体具有同一变体，因此能够鉴定贝氏体。通过点计数法而算出按照这样鉴定的贝氏体的面积率，将该贝氏体的面积率视为贝氏体的体积率。
[0045]
就回火马氏体而言，在马氏体板条的内部存在渗碳体，但由于马氏体板条和渗碳体的晶体取向有2种以上，渗碳体具有多个变体，因此能够鉴定回火马氏体。通过点计数法而算出按照这样鉴定的回火马氏体的面积率，将该回火马氏体的面积率视为回火马氏体的体积率。
[0046]“淬火状态马氏体”[0047]
首先，用lepera液对与上述铁素体的鉴定中使用的观察面同样的观察面进行腐蚀，将与上述铁素体的鉴定同样的区域设定为观察区域。在利用lepera液的腐蚀中，马氏体及残余奥氏体未被腐蚀。因此，用fe-sem对被lepera液腐蚀后的观察区域进行观察，将未被腐蚀的区域设定为马氏体及残余奥氏体。然后，通过点计数法算出按照这样鉴定的马氏体及残余奥氏体的合计面积率，将该面积率视为马氏体及残余奥氏体的合计体积率。接着，通过从上述合计体积率减去如以下那样算出的残余奥氏体的体积率，可以算出淬火状态马氏体的体积率。
[0048]“残余奥氏体”[0049]
残余奥氏体的体积率可以通过x射线衍射法来求出。首先，通过机械研磨及化学研磨将如上述那样采集的试样中直至距离钢板的表面为板厚的1/4的位置为止除去，使距离钢板的表面为板厚的1/4的位置的面露出。然后，对按照这样露出的面照射mokα射线，求出bcc相的(200)面、(211)面、及fcc相的(200)面、(220)面、(311)面的衍射峰的积分强度比。由该衍射峰的积分强度比，可以算出残余奥氏体的体积率。作为该算出方法，可以使用一般的5峰法。
[0050]
此外，本发明的钢板的表层软质部的厚度为每一面超过10μm且为板厚中心部的厚度的15％以下。通过每一面的表层软质部的厚度超过10μm，变得容易提高钢板的弯曲加工性。另一方面，通过每一面的表层软质部的厚度为板厚中心部的厚度的15％以下，变得容易提高钢板的抗拉强度。
[0051]
此外，本发明的表层软质部的平均硬度相对于板厚中心部的平均硬度为0.90倍以下。通过将表层软质部的平均硬度设定为板厚中心部的平均硬度的0.90倍以下，变得容易提高钢板的弯曲加工性。表层软质部的平均硬度相对于板厚中心部的平均硬度优选为0.80倍以下，进一步优选为0.60倍以下。
[0052]
表层软质部的平均硬度相对于板厚中心部的平均硬度之比的下限没有特别限定，但表层软质部的平均硬度相对于板厚中心部的平均硬度优选为超过0.50倍。通过表层软质部的平均硬度相对于板厚中心部的平均硬度被设定为超过0.50倍，可抑制钢板的抗拉强度不足。需要说明的是，钢板的抗拉强度由板厚中心部及表层软质部各自的材质等来决定，因此并不仅由板厚中心部与表层软质部的平均硬度之比来决定。
[0053]
需要说明的是，本发明中，板厚中心部的平均硬度是指板厚中心部的平均维氏硬度，表层软质部的平均硬度是指表层软质部的平均维氏硬度。而且，板厚中心部的平均维氏硬度及表层软质部的平均维氏硬度如以下那样以压入载荷100g重(0.98n)通过依据jis z 2244(2009)的方法使用维氏硬度计进行测定来决定。首先，以距离钢板的表面为1/2厚的位置作为起点朝向表面以板厚的2％的间隔，在与板厚方向垂直并且与轧制方向平行的线上，各5点测定维氏硬度。然后，求出像这样测定的各个板厚方向位置的5点的维氏硬度的平均值，将该平均值设定为各个板厚方向位置处的平均维氏硬度。然后，将距离钢板的表面为1/2厚的位置处的平均维氏硬度设定为板厚中心部的平均维氏硬度。接着，将比平均维氏硬度相对于距离钢板的表面为1/2厚的位置处的平均维氏硬度成为0.9倍以下的板厚方向位置更靠表面侧定义为表层软质部。在按照这样定义的表层软质部中，随机地测定10点的维氏硬度，将这些10点的维氏硬度的平均值设定为表层软质部的平均维氏硬度。
[0054]
图1是表示本发明的钢板的各个板厚方向位置处的平均维氏硬度的图。图1中，示出了板厚1mm的钢板的从表面至1/2厚的位置为止的硬度分布。图1的横轴为板厚方向的位置(μm)，钢板的表面为0μm，距离钢板的表面为1/2厚的位置为500μm。图1的纵轴表示各个板厚方向位置处的平均维氏硬度。在图1中所示的例子中，距离钢板的表面为1/2厚的位置处的平均维氏硬度为480hv。因而，在该例子中，比成为480hv
×
0.9＝432hv以下的位置更靠表面侧为表层软质部。
[0055]
此外，本发明的钢板的表层软质部包含碳化物。
[0056]
作为上述碳化物，可列举出铁基碳化物及合金碳化物。所谓铁基碳化物是主要由fe及c构成的碳化物的总称。例如，晶体结构不同的ε碳化物、χ碳化物、渗碳体(θ碳化物)属于铁基碳化物。所谓合金碳化物是由fe以外的金属元素及c构成的碳化物的总称。例如tic、nbc、vc等属于合金碳化物。
[0057]
为了抑制钢板的弯曲加工性的劣化并且提高耐氢脆性，在表层软质部中，需要提高不易有助于钢板的开裂的碳化物的个数密度。于是，本发明的钢板的表层软质部以个数密度1
×
104/mm2以上包含平均粒径为0.250μm以下、粒径的对数的标准偏差为0.05以下的上述碳化物。通过像这样控制表层软质部中包含的碳化物，碳化物变得不易有助于钢板的开
裂，并且变得容易将从钢板表面侵入的氢用碳化物捕获。通过用表层软质部的碳化物将氢捕获，可抑制氢向板厚中心部的侵入，可提高钢板的耐氢脆性。
[0058]
碳化物的平均粒径越大，则碳化物与基体组织的界面在钢板的弯曲变形时越容易成为开裂产生的起点。通过将碳化物的平均粒径设定为0.250μm以下，可抑制碳化物与基体组织的界面成为钢板的弯曲变形时的开裂产生的起点，可抑制钢板的弯曲加工性的劣化。碳化物的平均粒径的下限没有特别限定，例如为0.05μm以上。
[0059]
通过将碳化物的粒径的对数的标准偏差设定为0.05以下，包含粗大的碳化物的可能性变低。因此，可抑制碳化物与基体组织的界面成为钢板的弯曲变形时的开裂产生的起点，可抑制钢板的弯曲加工性的劣化。碳化物的粒径的对数的标准偏差的下限没有特别限定。但是，由于难以将碳化物的粒径的对数的标准偏差设定为低于0.01，因此碳化物的粒径的对数的标准偏差也可以被设定为0.01以上。
[0060]
通过将碳化物的个数密度设定为1
×
104/mm2以上，在表层软质部中氢变得容易被碳化物捕获，变得容易提高钢板的耐氢脆性。碳化物的个数密度的上限从抑制钢板的弯曲加工性的劣化的观点出发，优选为1
×
105/mm2以下。
[0061]
本发明中，表层软质部的碳化物的个数密度、平均粒径及粒径的对数的标准偏差如以下那样求出。首先，采集具有与钢板的轧制方向平行的板厚截面的试样。将该截面设定为观察面，进行利用砂纸的湿式研磨及利用具有1μm的平均粒子尺寸的金刚石磨粒的研磨而将观察面精加工成镜面。之后，利用3％硝酸醇溶液对观察面的组织进行蚀刻。
[0062]
接着，在观察面中如上述那样判断为表层软质部的区域中，利用场发射型扫描型电子显微镜(fe-sem)以10000倍的倍率对合计为2.0
×
10-9
m2以上的区域进行观察。
[0063]
然后，使用media cybernet公司制的图像解析软件(image pro plus)，对于当量圆直径为10nm以上且10μm以下的碳化物，求出碳化物的个数及各个碳化物的当量圆直径。将像这样求出的碳化物的个数除以观察区域的面积[mm2]而得到的值设定为碳化物的个数密度。此外，将如上述那样求出的各个碳化物的当量圆直径的平均设定为碳化物的平均粒径。进而，将以各个碳化物的当量圆直径的对数作为横轴、以频率作为纵轴的图表中的标准偏差设定为碳化物的粒径的对数的标准偏差。本发明中，视为测定对象的碳化物设定为粒径为0.003μm以上的碳化物。
[0064]
在像以往技术那样使vc等合金碳化物分散于钢板整体中的情况下，因钢板整体的合金元素的添加量增加而造成成本提高。但是，在本发明中，由于不是控制钢板整体而是只要如上述那样仅控制表层软质部中包含的碳化物即可，因此没有大的成本提高，可提高钢板的耐氢脆性。
[0065]
本发明的钢板通过具有以上的构成，除了具备1180mpa以上的抗拉强度以外还具备优异的弯曲加工性及耐氢脆性。
[0066]
本发明的钢板的抗拉强度通过拉伸试验来求出。具体而言，依据jis z 2241(2011)，使用与钢板的轧制方向成直角地采集的jis 5号试验片进行拉伸试验，将所测定的拉伸最大强度(ts)设定为钢板的抗拉强度。
[0067]
本发明的钢板的弯曲加工性可以利用将通过下述金属材料弯曲试验方法而得到的极限弯曲半径r除以板厚t而得到的极限弯曲变形比r/t来进行评价。极限弯曲半径比r/t如以下那样求出。
[0068]
依据jis z 2248(2014)进行利用v型块法的金属材料弯曲试验。首先，作为该试验中使用的试验片，制作相对于轧制方向垂直的方向成为长度方向(弯曲棱线与轧制方向一致)的1号试验片。在该试验中，相对于仅在一面具有表层软质部的试验片，按照表层软质部成为弯曲外侧的方式弯曲。v型块的v字槽的顶角设定为60
°
。以0.5mm单位改变压紧件的前端半径，反复进行试验。然后，将在不产生龟裂的情况下能够将试验片弯曲的压紧件的前端半径设定为极限弯曲半径r，将该极限弯曲半径r除以试验片的板厚t而得到的值r/t设定为极限弯曲半径比。将极限弯曲半径比r/t为1.0以下的钢板判断为弯曲加工性优异的钢板。
[0069]
本发明的钢板的耐氢脆性如以下那样进行评价。在对100mm
×
30mm的长条试验片通过弯曲加工而赋予了应力的状态下，将该长条试验片浸渍于硫氰酸铵溶液中，根据有无开裂产生来评价耐氢脆性。具体而言，如以下那样确认有无开裂产生。
[0070]
按照长条试验片的长度方向变得与钢板的轧制方向垂直的方式切出长条试验片，对端面进行机械加工。对于长条试验片，为了之后通过弯曲加工而赋予应力，通过机械加工开圆孔。按照弯曲棱线成为与轧制方向平行的方式将长条试验片进行3点弯曲，在弯曲顶点贴上应变仪。按照弯曲顶点部的应力成为预先通过拉伸试验求出的屈服强度或0.2％屈服强度的方式在圆孔中紧固螺栓，进行固定。接着，将赋予了应力的试验片浸渍于10％的硫氰酸铵溶液中，调查从浸渍开始起的时间和开裂产生。浸渍时间最大设定为48小时，48小时后从溶液中取出，将未产生开裂的钢板判断为耐氢脆性优异的钢板。
[0071]
接着，对为了得到本发明的上述效果而优选的板厚中心部的化学组成进行叙述。需要说明的是，关于元素的含量的“％”只要没有特别说明，则是指“质量％”。本发明中所谓板厚中心部的化学组成是指在距离钢板的表面为板厚的1/4的位置处测定的化学组成。
[0072]
以下所示的板厚中心部的化学组成为优选的例子。本发明的钢板的特征是金属组织、硬度、碳化物的大小、个数等满足上述的条件，只要满足上述的条件，则板厚中心部的化学组成不一定需要满足以下的全部条件。
[0073]“c：0.10％以上且0.30％以下”[0074]
c是提高钢板的强度的元素。为了通过c而充分地提高钢板的强度，优选将c的含量设定为0.10％以上。此外，为了得到良好的韧性及弯曲加工性，优选将c的含量设定为0.30％以下。
[0075]“si：0.10％以上且2.50％以下”[0076]
si是提高钢板的强度的元素。进而，si由于具有抑制碳化物的粗大化的作用，因此对于粒径的控制也是重要的元素。为了得到这些效果，优选将si的含量设定为0.10％以上。但是，如果si的含量过多，则因板厚中心部的脆化而引起的弯曲加工性的劣化令人担忧，因此si的含量优选为2.50％以下。
[0077]“mn：0.10％以上且10.00％以下”[0078]
mn是通过提高高强度钢板的淬火性而提高强度的元素。为了得到该效果，优选将mn的含量设定为0.10％以上。但是，如果mn的含量过多，则因层叠体或热轧钢板的强度过度上升而引起的钢板的制造性的劣化令人担忧。因此，mn的含量优选为10.00％以下，更优选为5.00％以下，进一步优选为3.00％以下。
[0079]“p：0.10％以下”[0080]
p作为杂质而含有于钢板中，具有在钢板的板厚中心部偏析的倾向，使焊接部脆
化。为了抑制焊接部的脆化，p的含量优选为0.10％以下。p的含量越少越优选，但将p的含量设定为低于0.00010％在经济上是不利的，因此p的含量也可以为0.00010％以上。
[0081]“s：0.050％以下”[0082]
s作为杂质而含有于钢板中，对焊接性以及铸造时及热轧时的制造性造成不良影响。因此，优选将s的含量设定为0.050％以下。s的含量越少越优选，但将s的含量设定为低于0.00010％在经济上是不利的，因此s的含量也可以为0.00010％以上。
[0083]“al：0％以上且2.500％以下”[0084]
al由于作为脱氧剂起作用，因此优选根据需要在脱氧工序中添加。al没有必要含有于最终制造物的钢板中，但如果为了得到作为脱氧剂的效果而添加al，则有时在最终制造物的钢板中含有0.001％以上的al。如果al的含量过多则在连续铸造时层叠体开裂的危险性提高，因此优选将最终制造物的钢板中含有的al的量设定为2.500％以下。
[0085]“n：0.0100％以下”[0086]
n作为杂质而含有于钢板中。n有时形成粗大的氮化物而使钢板的弯曲加工性劣化。因此，优选将n的含量设定为0.0100％以下。此外，n由于会成为焊接时的气孔产生的原因，因此n的含量少较好。但是，将n的含量设定为低于0.0005％会导致制造成本的大幅的增加，因此n的含量也可以为0.0005％以上。
[0087]“o：0.0060％以下”[0088]
o作为杂质而含有于钢板中。o是形成氧化物而阻碍钢板的成形性的元素。因此，优选将o的含量设定为0.0060％以下。o的含量越少越优选，但将o的含量设定为低于0.0005％会导致过度的成本高，因此o的含量也可以为0.0005％以上。
[0089]
以上为主要的元素，但本发明中钢板根据需要也可以进一步含有以下的元素。
[0090]“cr：0％以上且5.000％以下、mo：0％以上且1.000％以下、b：0％以上且0.0100％以下”[0091]
cr、mo及b是有助于钢板的强度提高的元素。由含有cr、mo及b中的至少任一种带来的该效果即使cr、mo及b各自的含量为微量也能够获得。cr、mo及b的含量也可以分别为0％，但为了显著地获得上述效果，优选cr的含量为0.010％以上、mo的含量为0.010％以上、b的含量为0.0001％以上。如果这些元素的含量过多，则酸洗性或焊接性、热加工性的劣化令人担忧。因此，优选cr的含量为5.000％以下、mo的含量为1.000％以下、b的含量为0.0100％以下。
[0092]“ti：0％以上且0.300％以下、nb：0％以上且0.300％以下、v：0％以上且0.50％以下”[0093]
ti、nb及v通过析出物强化、利用铁素体晶粒的生长抑制的细粒强化及通过再结晶的抑制的位错强化而有助于钢板的强度上升。由含有ti、nb及v中的至少任一种带来的该效果即使ti、nb及v各自的含量为微量也能够获得。ti、nb及v的含量也可以分别为0％，但为了显著获得上述效果，优选将ti、nb的含量设定为0.010％以上、将v的含量设定为0.01％以上。如果这些元素的含量过多，则碳化物的析出变多而钢板的弯曲加工性劣化令人担忧。因此，优选ti的含量为0.300％以下、nb的含量为0.300％以下、v的含量为0.50％以下。
[0094]“cu：0％以上且1.00％以下、ni：0％以上且1.0％以下”[0095]
cu及ni是有助于钢板的强度提高的元素。该效果即使是微量的添加也能够获得。
cu及ni的含量也可以为0％，但为了显著获得上述效果，优选cu的含量为0.01％以上、ni的含量为0.1％以上。如果这些元素的含量过多，则酸洗性、焊接性、热加工性等的劣化令人担忧。因此，优选cu的含量为1.00％以下、ni的含量为1.0％以下。
[0096]“mg：0％以上且0.04％以下、ca：0％以上且0.04％以下”[0097]
mg及ca会控制硫化物、氧化物的形态，有助于钢板的弯曲加工性的提高。该效果即使是微量的添加也能够获得。mg及ca的含量也可以为0％，但为了显著获得上述效果，mg及ca中的至少一者的含量优选为0.01％以上。如果这些元素的含量过多，则铸造性的劣化令人担忧。因此，mg及ca的含量优选分别为0.04％以下。
[0098]“rem：0％以上且0.04％以下”[0099]
rem(稀土类金属：rare-earth metal)与ca或mg同样是通过微量添加能够控制硫化物的形态的元素，根据需要而添加。作为本发明的钢板所包含的rem，可例示出w、ta、sn、sb、as、zr、y、la、ce。rem的含量也可以为0％，但为了通过rem来获得控制硫化物的形态的效果，rem的含量优选为0.01％以上。另一方面，如果rem的含量过量，则有时因粗大的夹杂物的形成而钢板的加工性降低。因此，rem的含量优选为0.04％以下。rem大多情况以混合稀土金属的形式添加，但有时除了la、ce以外也复合添加镧系元素系列的元素。
[0100]
需要说明的是，板厚中心部的化学组成的剩余部分为fe及杂质。作为杂质，是从钢原料或废铁不可避免地混入的元素或在炼钢过程中不可避免地混入的元素，可例示出在本发明的高强度钢板可发挥上述本发明的效果的范围内容许含有的元素。
[0101]
接着，对表层软质部的成分组成进行说明。为了获得本发明的效果而优选的表层软质部的化学组成除了c以外与板厚中心部的含量的范围、其理由也同样。在本发明的高强度钢板中，表层软质部的c以外的含量与板厚中心部基本没有不同。
[0102]
需要说明的是，以下所示的表层软质部的化学组成为优选的例子。本发明的钢板的特征是金属组织、硬度、碳化物的大小、个数满足上述的条件，只要满足上述的条件，则表层软质部的化学组成不一定需要为优选的范围。表层软质部的c的优选的含量如下所述。
[0103]“c：板厚中心部的碳量的0.9倍以下”[0104]
c是提高钢板的强度的元素，与此同时为了形成碳化物而添加。从使表层软质部比板厚中心部变得软质的观点出发，表层软质部中包含的c的含量优选被设定为板厚中心部的c的含量的0.9倍以下。此外，为了在表层软质部中形成充分的碳化物、得到充分的耐氢脆性，c的含量优选被设定为0.010％以上。另一方面，如果c的含量过多，则碳化物的个数密度变得过度，表层软质部的硬度过度上升，钢板的弯曲加工性劣化令人担忧。因此，c的含量优选被设定为0.15％以下。
[0105]
本发明的效果、即优异的弯曲加工性及耐氢脆性在实施热浸镀锌、合金化热浸镀锌、电镀锌等表面处理的情况下也同样地可达成。因而，本发明的钢板包含在表面具有热浸镀锌、合金化热浸镀锌、或电镀锌的钢板。
[0106]
接着，对用于获得本发明的钢板的制法的方式进行说明。以下的说明是用于获得本发明的钢板的制法的单纯的例示，并不将本发明的钢板限定于以下说明的那样的将2个钢板层叠而成的复层钢板。例如，通过利用脱碳使表层的碳量降低，也能够获得本发明的钢板。
[0107]
首先，在构成板厚中心部的母材钢板的一面侧或两面侧层叠构成表层软质部的表
层用钢板而形成层叠体。
[0108]
接着，通过对上述的层叠体(复层钢板)实施热轧、冷轧及连续退火等处理，能够获得本发明的钢板。此外，在将本发明的钢板设定为镀覆钢板的情况下，还进行连续热浸镀等处理。
[0109]
供于热轧的上述复层钢板优选以1080℃以上且1350℃以下的温度进行加热，并保持60分钟以上且300分钟以下。通过将复层钢板的加热温度设定为1080℃以上，可抑制起因于铸造的晶体取向的各向异性。另一方面，通过将复层钢板的加热温度设定为1350℃以下，可抑制制造成本的大幅的增加。此外，从使钢板中包含的合金元素充分固溶的观点出发，该工序中的加热时间优选设定为1小时以上。本发明的钢板的抗拉强度为1180mpa以上，含有比较多的合金元素。像这样将复层钢板加热后，以通常的条件进行热轧而得到热轧钢板。作为热轧的条件，例如可列举出热轧的完成温度(终轧温度)为800℃以上且980℃以下、卷取温度为20℃以上且700℃以下等条件。
[0110]
接着，将上述热轧钢板进行酸洗。该酸洗工序除了将热轧钢板的表面的氧化物除去以外，在控制后工序的退火工序后的表层软质部中包含的碳化物的方面也是重要的工序。通过利用酸洗将冷轧前的钢板表面的峰计数数(ppc)设定为60(/mm)以上，能够控制通过冷轧而导入的表层剪切应变。峰计数数(ppc)依据jis b 0601(2013)使用触针式表面粗糙度测定机来测定。表层剪切应变在热处理时成为碳化物的核生成位点。表层剪切应变越高则核生成位点越增加，越能够将微细的碳化物大量地分散。而且，通过像这样控制表层剪切应变，能够将表层软质部中包含的碳化物的个数、平均粒径、及粒径的对数的标准偏差控制在上述的范围内。
[0111]
酸洗中使用的溶液只要是通常的酸洗中使用的溶液即可，例如可列举出5vol.％以上的盐酸、硫酸。酸洗浴温度越高、或酸洗时间越长，则酸洗后的钢板的表面粗度变得越大。酸洗可以是1次，也可以是多次。因而，上述酸洗时间在仅进行1次酸洗的情况下是指该酸洗的时间，在进行多次酸洗的情况下是指这些酸洗的合计时间。作为酸洗条件，例如在85～95℃下进行400～800秒的时间酸洗。需要说明的是，只要选择酸洗后的钢板的表面的ppc成为上述范围的条件，则酸洗的条件并不限定于上述例子。但是，酸洗温度的实质性上限为水的沸点即100℃。
[0112]
接着，对酸洗后的钢板实施冷轧。在冷轧中，为了抑制钢板的延展性消失而断裂，优选将压下率的合计设定为85％以下。另一方面，为了在后工序的退火工序中充分进行表层软质部的再结晶、充分获得表层软质部中的碳化物的核生成位点，优选将冷轧中的压下率的合计设定为20％以上，更优选设定为30％以上。需要说明的是，出于在冷轧前使冷轧载荷降低的目的，也可以在上述酸洗工序之前以700℃以下的温度将钢板进行退火。
[0113]
接着，对冷轧后的退火进行说明。在构成表层软质部的表层用钢板中包含的碳量比构成板厚中心部的母材钢板所含的碳量少的情况下，表层软质部与板厚中心部相比淬火性低。因此，在表层软质部中在退火时基本不会生成低温相变组织。因而，退火后的表层软质部的组织一度奥氏体相变后的部分成为相变铁素体或珠光体及碳化物。
[0114]
退火例如通过将冷轧后的复层钢板(冷轧钢板)在连续退火生产线中通板来进行。在连续退火生产线中的退火中，首先，进行将冷轧钢板在通过下述的式1而算出的母材钢板的a3点-50℃以上并且700℃以上且900℃以下的加热温度下保持5秒以上的加热工序。在该
加热中奥氏体分率提高，能够控制退火后的金属组织。加热温度低于a3点-50℃或低于700℃时，难以得到60％以上的回火马氏体。将加热温度设定为超过900℃虽然对于组织分率不会造成大的影响，但在经济上是不利的。保持时间低于5秒时，有时奥氏体相变变得不充分而得不到60％以上的回火马氏体。
[0115]
a3(℃)＝910-203√c 44.7si-30mn-20cu-15.2ni-11cr 31.5mo-400ti 104v 400al
ꢀꢀꢀ
(式1)
[0116]
其中，式1中的c、si、mn、cu、ni、cr、mo、ti、v及al为各元素的含量[质量％]。
[0117]
接着上述加热工序，进行将冷轧钢板进一步以10℃/s以上的平均冷却速度冷却至低于通过下述的式2而算出的ms点的冷却停止温度为止的冷却工序。在该冷却工序中能够得到马氏体。冷却停止温度越低，则所得到的马氏体量变得越多。冷却工序的平均冷却速度低于10℃/s时，在冷却中生成铁素体、珠光体、贝氏体，变得难以获得所期望的马氏体量。如果冷却停止温度为ms点以上，则无法得到马氏体，在接下来的停留工序中最终得到的回火马氏体量变得低于60％，变得难以充分提高冷轧钢板的强度。
[0118]
ms(℃)＝541-474c-15si-35mn-17cr-17ni 19al(式2)
[0119]
其中，式2中的c、si、mn、cu、ni、cr、mo、ti、v及al为各元素的含量[质量％]。
[0120]
接着，使钢板在200℃以上且500℃以下的温度区域中停留5秒以上且600秒以下。在该停留工序中，上述冷却工序中生成的马氏体被回火，成为回火马氏体。停留温度低于200℃时，难以进行回火。另一方面，停留温度超过500℃时，回火过度进行而变得难以充分提高钢板的强度。此外，停留时间低于5秒时，回火难以充分地进行。另一方面，停留时间超过600秒时，回火过度进行而变得难以充分提高钢板的强度。
[0121]
在上述加热工序与冷却工序之间，也可以根据需要设置预冷却工序。
[0122]
在预冷却工序中，从加热工序中的保持温度至通过下述式3而算出的bs点以上的预冷却停止温度为止，将冷轧钢板停留5秒以上且400秒以下。预冷却停止温度优选为bs点以上且a3点-20℃以下，进一步优选为bs点 50℃以上且a3点-50℃以下。通过该预冷却停止温度，能够控制铁素体分率，因此根据必要的铁素体分率来实施预冷却工序。预冷却停止温度为低于bs点的温度时，贝氏体的相变变得显著，难以将铁素体分率设定为所期望的范围。另一方面，预冷却停止温度为a3点-20℃以上时，难以生成铁素体。此外，停留时间低于5秒时，难以生成铁素体。另一方面，停留时间超过400秒时，有时过度生成铁素体。
[0123]
bs(℃)＝732-202c 216si-85mn-37ni-47cr-39mo
ꢀꢀ
(式3)
[0124]
其中，式3中的c、si、mn、ni、cr、及mo为各元素的含量[质量％]。
[0125]
此外，作为马氏体的回火，也可以在退火工序完成后另外进行回火处理。例如只要在200℃以上且500℃以下的温度下进行5秒以上回火处理即可。
[0126]
此外，也可以对上述冷轧钢板实施电镀处理、蒸镀处理等镀覆处理，也可以进一步在该镀覆处理后进行合金化处理。此外，也可以对上述冷轧钢板实施有机皮膜的形成、膜层压、有机盐类或无机盐类处理、无铬处理等表面处理。
[0127]
对冷轧钢板进行热浸镀锌处理作为镀覆处理的情况下，接着上述停留工序，例如将冷轧钢板加热或冷却至比镀锌浴的温度低40℃的温度以上并且比镀锌浴的温度高50℃的温度以下的温度，将该冷轧钢板在镀锌浴中通过。通过这样的热浸镀锌处理，得到在表面具备热浸镀锌层的冷轧钢板、即热浸镀锌钢板。热浸镀锌层例如具有fe：7质量％以上且15
质量％以下、以及剩余部分：zn、al及杂质所表示的化学组成。此外，热浸镀锌层也可以为锌合金。
[0128]
在热浸镀锌处理后进行合金化处理的情况下，例如将热浸镀锌钢板加热至460℃以上且600℃以下的温度。该温度低于460℃时，有时合金化不足。该温度超过600℃时，有时合金化变得过剩而耐蚀性劣化。通过合金化处理，得到在表面具备合金化热浸镀锌层的钢板、即合金化热浸镀锌钢板。
[0129]
需要说明的是，在退火后或镀覆处理后，也可以根据需要进行调质轧制。
[0130]
上述实施方式都不过是示出实施本发明时的具体化的例子，本发明的技术范围并不受它们的限定性解释。即，本发明在不脱离其技术思想、或其主要特征的情况下可以以各种形式来实施。
[0131]
实施例
[0132]
准备成为板厚中心部的母材钢板及成为表层软质部的表层用钢板，在母材钢板的一面侧或两面侧层叠表层用钢板而形成层叠体。将对这样的层叠体实施后述的处理而得到的钢板的板厚中心部的成分示于表1及表2中，将表层软质部的成分示于表3及表4中。在后述的表11～表13中记载是否在板厚中心部的一面、两面中的任一者形成了表层软质部。
[0133]
[0134]
[0135]
[0136][0137]
对所制作的层叠体以表5～7中记载的条件实施热轧、酸洗、冷轧。此外，将酸洗后的钢板表面的峰计数数(ppc)示于表5～7中。接着，对冷轧后的钢板以表8～10中记载的条件实施退火处理。
[0138]
表5
[0139][0140]
表6
[0141][0142]
表7
[0143]
[0144]
[0145]
[0146][0147]
将所得到的钢板的表层软质部的位置、表层软质部及表层中心部的厚度、表层软质部及表层中心部的硬度、表层软质部的硬度与表层中心部的硬度之比、表层软质部的厚度相对于板厚中心部的厚度的比例示于表11～13中。
[0148]
表11
[0149][0150]
表12
[0151][0152]
表13
[0153][0154]
此外，将板厚中心部的金属组织、表层软质部的碳化物特性、抗拉强度、弯曲加工性、耐氢脆特性示于表14～16中。弯曲加工性如上所述以v弯曲试验中得到的极限弯曲半径
比r/t来进行评价。耐氢脆性如上所述在对长条试验片通过弯曲加工而赋予了应力的状态下将长条试验片浸渍于硫氰酸铵溶液中，通过有无开裂产生来评价。需要说明的是，对于在供于硫氰酸铵溶液浸渍的弯曲加工时开裂的试验片，不用于耐氢脆性的评价，在耐氢脆特性的栏中记载为“弯曲性
×”
。
[0155]
[0156]
[0157][0158]
根据本发明，能够确认可得到同时具有优异的弯曲加工性及耐氢脆性的钢板。
[0159]
产业上的可利用性
[0160]
根据本发明，能够提供同时具有优异的弯曲加工性及耐氢脆性的钢板。这样的本
发明的钢板例如在汽车等运输设备的领域中适于结构材。