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CN116018416A - 钢板及其制造方法 - Google Patents

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CN116018416A
CN116018416A CN202180054990.5A CN202180054990A CN116018416A CN 116018416 A CN116018416 A CN 116018416A CN 202180054990 A CN202180054990 A CN 202180054990A CN 116018416 A CN116018416 A CN 116018416A
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CN
China
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hot
steel sheet
temperature
less
rolled steel
Prior art date
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Pending
Application number
CN202180054990.5A
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English (en)
Inventor
桑山卓也
林邦夫
横山卓史
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp filed Critical Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
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Abstract

本发明提供一种钢板，其具有规定的化学组成，距表面为板厚1/4的深度位置中的显微组织以体积分数计，含有铁素体：0％～50％、残余奥氏体：6％～30％、贝氏体：5％～60％、回火马氏体：5％～50％、初生马氏体：0％～10％、珠光体：0％～5％，在距所述表面为板厚1/4的深度位置中，纵横尺寸比为2.0以上的所述残余奥氏体在全部所述残余奥氏体中所占的个数比例为50％以上，粒径为1μm以上的夹杂物及析出物的个数密度为30个/mm2以下，在距所述表面为板厚1/20的深度位置中，与轧制方向正交的方向上的Mn浓化部的平均间隔为300μm以下，残余奥氏体中的Mn浓度的标准偏差为0.40％以下。

Description

钢板及其制造方法
技术领域
本公开涉及钢板及其制造方法。
本申请基于2020年10月15日提出的日本专利申请特愿2020-174217号主张优先权，在此引用其内容。
背景技术
近年来，从伴随全球变暖对策的温室效应气体排放量限制的观点出发，要求提高汽车的燃料效率，为了车体的轻量化和确保碰撞安全性，高强度钢板的应用正越来越扩大。特别是最近，抗拉强度为980MPa以上的高强度钢板的需求正在高涨。
供于汽车部件的高强度钢板不仅要求强度，而且还要求压力成形性等对于部件成形必要的特性。强度和压力成形性具有折衷选择的关系，但作为兼顾这些性能的手段，已知有利用残余奥氏体的相变诱导塑性的TRIP钢板(TRansformation Induced Plasticity)。
另外，在实际车辆行驶时碰撞特性是重要的。关于碰撞特性，在通过压力成形赋予了预应变，进而实施了涂装烘烤工序中的热处理后的韧性及弯曲性是重要的。
专利文献1及2中，公开了一种有关通过将组织的体积分数控制在规定的范围，改善了拉伸率和扩孔率的高强度TRIP钢板的技术。另外，专利文献3中，公开了一种在980MPa以上的高强度钢板中，通过使残余奥氏体及贝氏体铁素体的面积分数及形态在规定的范围，可得到优异的扩孔性及弯曲性、低温下的耐脆化特性、0.2％屈服强度的技术。
专利文献4中，公开了通过进行多次退火，一面含有残余奥氏体相，一面使伸长的回火马氏体低于20％，由此改善高强度钢板成形性的技术。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：国际公开第2013/051238号
专利文献2：日本特开2006-104532号公报
专利文献3：国际公开第2019/186989号
专利文献4：日本特开2013-185196号公报
发明内容
发明所要解决的课题
无论在上述哪一现有文献中，都论述了制造后的钢板的压力成形性及韧性，但没有公开使压力成形后的烘烤工序中实施了热处理后的碰撞特性改善的有关钢板的技术。此外，通过加工诱发相变从残余奥氏体相变而成的马氏体由于使韧性劣化，所以使车辆碰撞时的构件的冲击吸收能降低。也就是说，上述现有技术虽然公开了改善钢板本身韧性的技术，但是在上述现有技术中，对于使实际车辆的碰撞特性劣化的加工诱发相变后的马氏体的影响，还有提高使其影响降低的技术的余地。
本公开的目的在于，提供压力成形性优异的、且即使在成形为压力部件后再进行烘烤涂装后韧性也优异的钢板及其制造方法。
用于解决课题的手段
本发明人等对压力成形性优异的、且即使在成形为压力部件后再进行烘烤涂装后韧性也优异的钢板及其制造方法进行了研究。其结果是，得到了以下的见解(i)～(iii)。此外还发现：通过以下的见解(i)～(iii)，可一边确保基于TRIP效果的高强度化及提高成形性的效果，一边抑制由通过加工诱发相变而产生的初生马氏体导致的韧性下降。
(i)钢板组织中的残余奥氏体的分布状态受奥氏体生成元素即Mn的偏析的影响。这样的Mn偏析主要在铸造工序中的凝固过程中产生，起因于枝晶臂生长时的固液共存区域中的元素分配。该凝固偏析当在热轧工序中将板坯再加热后成为热轧钢板时，在板厚方向及板宽方向发生Mn浓度的分布。Mn是代表性的置换型元素，对于单独扩散中的均质化在1200℃以上的高温下需要24小时以上的保持。所以，通过普通的热轧后的冷轧工序及退火工序难以大幅度改善。因此，最终即使在制品板中也以带状残存Mn偏析，结果残余奥氏体沿着该Mn浓度高的区域以带状存在。然后，由于在压力成形工序中通过加工诱发相变而使残余奥氏体成为马氏体，所以因该带状的马氏体的原因而使部件的韧性大幅度劣化。所以，为了一边兼顾高强度和优异的成形性，一边改善部件韧性，需要在直到形成热轧钢板的工序中改善Mn的偏析。
(ii)仅通过缓和上述(i)这样的热轧工序的前一阶段中的Mn偏析，使Mn偏析完全消失在工业上是不容易的。因此，需要通过热轧工序及退火工序中的显微组织控制，使残余奥氏体更均匀分散。通常，在通过冷轧后的退火而进行显微组织控制时，自最高加热温度的冷却中的相变发展不均匀。其结果是，作为未相变区域而残留的残余奥氏体的分布因向Mn的偏析部偏移而变得不均匀。其原因在于通常制造冷轧钢板时进行的利用冷轧向钢板赋予应变，使在退火工序中的加热中产生的铁素体的再结晶及向奥氏体的逆相变变得不均匀。与此相对照，通过卷取或中间退火使最终退火前的显微组织以板条状的贝氏体或马氏体为主体，其以后不赋予基于冷轧等的应变或抑制应变的赋予，以此状态进行退火(最终退火)，由此可抑制加热中的再结晶，维持源自板条的针状组织。除此以外，由于最终退火前的贝氏体或马氏体具有较高的位错密度，所以在退火加热时可经由位错促进Mn扩散。由此，能够使奥氏体中的Mn浓度均质化，使退火后的冷却后残留的残余奥氏体中的Mn浓度分布均质化。
(iii)除残余奥氏体的均质化以外，尽量降低钢材中的夹杂物也是重要的。就夹杂物对成形为部件后(部件成形后，即压力成形及烘烤涂装后)的韧性的影响进行了调査，结果判明具有1μm以上的尺寸的夹杂物产生不良影响。也就是说，通过降低1μm以上的夹杂物，可改善部件成形后的韧性。
本公开是基于上述见解而实现的，具体地讲，构成如下所述。
[1]一种钢板，其中，化学组成以质量％计含有C：0.150％～0.400％、Si：0.01％～2.50％、Mn：1.50％～3.50％、P：0.050％以下、S：0.0100％以下、Al：0.001％～1.500％、Si及Al：合计0.50％～3.00％、N：0.0100％以下、O：0.0100％以下、Ti：0％～0.200％、V：0％～1.00％、Nb：0％～0.100％、Cr：0％～2.00％、Ni：0％～1.00％、Cu：0％～1.00％、Co：0％～1.00％、Mo：0％～1.00％、W：0％～1.00％、B：0％～0.0100％、Sn：0％～1.00％、Sb：0％～1.00％、Ca：0％～0.0100％、Mg：0％～0.0100％、Ce：0％～0.0100％、Zr：0％～0.0100％、La：0％～0.0100％、Hf：0％～0.0100％、Bi：0％～0.0100％及Ce、La以外的REM：0％～0.0100％，剩余部分包括Fe及杂质；距表面为板厚1/4的深度位置中的显微组织以体积分数计，含有铁素体：0％～50％、残余奥氏体：6％～30％、贝氏体：5％～60％、回火马氏体：5％～50％、初生马氏体：0％～10％、珠光体：0％～5％；在距所述表面为板厚1/4的深度位置中，纵横尺寸比为2.0以上的所述残余奥氏体在全部所述残余奥氏体中所占的个数比例为50％以上，粒径为1μm以上的夹杂物及析出物的个数密度为30个/mm2以下；在距所述表面为板厚1/20的深度位置中，与轧制方向正交的方向上的Mn浓化部的平均间隔为300μm以下，残余奥氏体中的Mn浓度的标准偏差为0.40％以下。
[2]根据上述[1]所述的钢板，其中，距所述表面为30μm的深度位置中的维氏硬度Hvsur和距所述表面为板厚1/4的深度位置中的维氏硬度[Hv]之比也可以满足下述(1)式。
Hvsur/[Hv]≤0.80 (1)
[3]根据上述[1]或[2]所述的钢板，其中，也可以在所述表面上具有镀层。
[4]一种钢板的制造方法，其是上述[1]所述的钢板的制造方法，其中，具有以下工序：铸造工序，其将具有上述[1]所述的所述化学组成的钢水铸造为200～300mm厚的板坯；热轧工序，其通过对所述板坯实施热轧而形成热轧钢板；卷取工序，其在25～680℃的温度区域卷取所述热轧钢板；冷轧工序，其通过对所述卷取工序后的所述热轧钢板以20％以上的压下率实施冷轧而形成冷轧钢板；第一退火工序，其对所述冷轧钢板实施第一退火；第二退火工序，其对所述第一退火工序后的所述冷轧钢板实施第二退火；以及均热处理工序，其将所述第二退火工序后的所述冷轧钢板在260～450℃的温度区域保持10～1000秒；在所述铸造工序中，将距所述钢水的表面为10mm的深度位置中的凝固速度设定为100～1000℃/分钟，且将每单位时间的钢水浇注量设定为2.0～6.0吨/分钟，且将距所述钢水的表面为5mm的深度位置的表层部的液相线温度～固相线温度间的平均冷却速度设定为4℃/秒以上而进行冷却；在所述热轧工序中，Ac1～Ac1+30℃之间的所述板坯的平均加热速度为2～50℃/分钟，且在1200℃以上将所述板坯加热20分钟以上后进行热轧；在所述第一退火工序中，Ac1～Ac1+30℃之间的平均加热速度为0.5℃/秒以上，且在Ac3～950℃的最高加热温度下保持1秒～1000秒，且到650℃的温度范围的平均冷却速度为1℃/秒以上，且冷却停止温度为25～450℃；在所述第二退火工序中，在Ac1+20℃以上且低于Ac3的最高加热温度下保持1秒～1000秒后，冷却到250℃以下。
[5]一种钢板的制造方法，其是上述[1]所述的钢板的制造方法，其中，具有以下工序：铸造工序，其将具有上述[1]所述的所述化学组成的钢水铸造为200～300mm厚的板坯；热轧工序，其通过对所述板坯实施热轧而形成热轧钢板；卷取工序，其在25～450℃的温度区域卷取所述热轧钢板；冷轧工序，其根据需要通过对所述热轧钢板以30％以下的压下率实施冷轧而形成冷轧钢板；第一退火工序，其对所述热轧钢板或所述冷轧钢板实施第一退火；以及均热处理工序，其将所述第一退火工序后的所述热轧钢板或所述冷轧钢板在260～450℃的温度区域保持10～1000秒；在所述铸造工序中，将距所述钢水的表面为10mm的深度位置中的凝固速度设定为100～1000℃/分钟，且将每单位时间的钢水浇注量设定为2.0～6.0吨/分钟，且将距所述钢水的表面为5mm的深度位置的表层部的液相线温度～固相线温度间的平均冷却速度设定为4℃/秒以上而进行冷却；在所述热轧工序中，Ac1～Ac1+30℃之间的所述板坯的平均加热速度为2～50℃/分钟，且在1200℃以上将所述板坯加热20分钟以上后进行热轧，当在850℃以上的温度下结束精轧后，以到600℃的平均冷却速度为10℃/秒以上的方式进行冷却；在所述第一退火工序中，在Ac1+20℃以上且低于Ac3的最高加热温度下保持1秒～1000秒后，冷却到250℃以下。
[6]根据上述[4]所述的钢板的制造方法，其中，在所述第一退火工序和所述第二退火工序的至少一方中，当在所述最高加热温度下保持1秒～1000秒时，加热炉内的气氛log(PH2O/PH2)也可以为－1.10≤log(PH2O/PH2)≤－0.07。
[7]根据上述[5]所述的钢板的制造方法，其中，在所述第一退火工序中，当在所述最高加热温度下保持1秒～1000秒时，加热炉内的气氛log(PH2O/PH2)也可以为－1.10≤log(PH2O/PH2)≤－0.07。
[8]根据上述[4]或[6]所述的钢板的制造方法，其中，也可以具有热浸镀锌工序，其通过在所述均热处理工序之前，在所述第二退火工序中的从最高加热温度至250℃以下的冷却的途中，将所述冷轧钢板浸渍在热浸镀锌浴中而形成热浸镀锌钢板。
[9]根据上述[5]或[7]所述的钢板的制造方法，其中，也可以具有热浸镀锌工序，其通过在所述均热处理工序之前，在所述第一退火工序中的从最高加热温度至250℃以下的冷却的途中，将所述热轧钢板或所述冷轧钢板浸渍在热浸镀锌浴中而形成热浸镀锌钢板。
[10]根据上述[4]或[6]所述的钢板的制造方法，其中，也可以具有热浸镀锌工序，其通过将所述均热处理工序后的所述冷轧钢板浸渍在热浸镀锌浴中而形成热浸镀锌钢板。
[11]根据上述[5]或[7]所述的钢板的制造方法，其中，也可以具有热浸镀锌工序，其通过将所述均热处理工序后的所述热轧钢板或所述冷轧钢板浸渍在热浸镀锌浴中而形成热浸镀锌钢板。
发明效果
根据本公开，能够得到压力成形性优异的、且即使在进行了压力成形及烘烤涂装后韧性也优异的钢板。
具体实施方式
本公开的实施方式涉及一种钢板，其中，化学组成以质量％计含有：
C：0.150％～0.400％、
Si：0.01％～2.50％、
Mn：1.50％～3.50％、
P：0.050％以下、
S：0.0100％以下、
Al：0.001％～1.500％、
Si及Al：合计0.50％～3.00％、
N：0.0100％以下、
O：0.0100％以下、
Ti：0％～0.200％、
V：0％～1.00％、
Nb：0％～0.100％、
Cr：0％～2.00％、
Ni：0％～1.00％、
Cu：0％～1.00％、
Co：0％～1.00％、
Mo：0％～1.00％、
W：0％～1.00％、
B：0％～0.0100％、
Sn：0％～1.00％、
Sb：0％～1.00％、
Ca：0％～0.0100％、
Mg：0％～0.0100％、
Ce：0％～0.0100％、
Zr：0％～0.0100％、
La：0％～0.0100％、
Hf：0％～0.0100％、
Bi：0％～0.0100％、及
Ce、La以外的REM：0％～0.0100％，
剩余部分包括Fe及杂质；
距表面为板厚1/4的深度位置中的显微组织以体积分数计含有：铁素体：0％～50％、
残余奥氏体：6％～30％、
贝氏体：5％～60％、
回火马氏体：5％～50％、
初生马氏体：0％～10％、
珠光体：0％～5％；
在距所述表面为板厚1/4的深度位置中，纵横尺寸比为2.0以上的所述残余奥氏体在全部所述残余奥氏体中所占的个数比例为50％以上，粒径为1μm以上的夹杂物及析出物的个数密度为30个/mm2以下；
在距所述表面为板厚1/20的深度位置(1/20厚的位置)中，与轧制方向正交的方向上的Mn浓化部的平均间隔为300μm以下，残余奥氏体中的Mn浓度的标准偏差为0.40％以下。
“化学组成”
首先，对本公开实施方式涉及的钢板的化学组成的上述限定理由进行说明。本说明书中规定化学组成的“％”，只要不特别指定，都为“质量％”。
[C：0.150％～0.400％]
C(碳)对于确保钢板强度是必须的元素。通过将C含量设定为0.150％以上，能够得到所希望的高强度。C含量也可以为0.170％以上或0.180％以上。此外，为了确保加工性及焊接性，将C含量设定为0.400％以下。C含量也可以为0.380％以下、0.340％以下或0.300％以下。
[Si：0.01％～2.50％]
Si(硅)是抑制铁碳化物生成、通过残存残余奥氏体而有助于提高强度和成形性的元素。为了得到这种效果，将Si含量设定为0.01％以上。Si含量也可以为0.05％以上、0.10％以上、0.12％以上。此外，为了确保钢板的焊接性，将Si含量设定为2.50％以下。Si含量也可以为2.40％以下、2.20％以下或2.00％以下。
[Mn：1.50％～3.50％]
Mn(锰)是强力的奥氏体稳定化元素，是对钢板的高强度化有效的元素。为了得到这些效果，将Mn含量设定为1.50％以上。Mn含量也可以为1.60％以上、1.70％以上、1.90％以上或2.10％以上。此外，为了确保焊接性及低温韧性，将Mn含量设定为3.50％以下。Mn含量也可以为3.40％以下、3.20％以下或3.00％以下。
[P：0.050％以下]
P(磷)是固溶强化元素，是对钢板的高强度化有效的元素，但是过度的含有使焊接性及韧性劣化。所以，将P含量设定为0.050％以下。优选为0.045％以下、0.035％以下或0.020％以下。优选P含量少，也可以为0％，但是要使P含量极度降低，则脱P成本提高。因此，从经济性的观点出发，优选将P含量的下限设定为0.001％。
[S：0.0100％以下]
S(硫)是作为杂质含有的元素，是在钢中通过形成MnS而使韧性及扩孔性劣化的元素。所以，作为韧性或扩孔性的劣化并不显著的范围，将S含量设定为0.0100％以下。优选为0.0050％以下、0.0040％以下或0.0030％以下。优选S含量少，也可以为0％，但是要使S含量极度降低，则脱硫成本提高。因此，从经济性的观点出发，优选将S含量的下限设定为0.0001％。
[Al：0.001％～1.500％]
Al(铝)是可用于钢脱氧的元素，与Si同样，对于抑制铁碳化物的生成、残存残余奥氏体是有效的元素。因此，将Al含量设定为0.001％以上。Al含量也可以设定为0.005％以上、0.010％以上、0.025％以上、0.050％以上或0.100％以上。另一方面，即使过剩地含有Al，效果也饱和，不仅白白地招致成本上升，而且因钢的相变温度上升而使热轧时的载荷增大。因此，将Al含量设定为1.500％以下。Al含量优选为1.200％以下、1.000％以下或0.800％以下。
[Si及Al：合计0.50％～3.00％以下]
Si及Al对于工业化制造TRIP钢板是有用的元素。通过含有Si及/或Al，可抑制在C浓度上升的奥氏体中生成铁碳化物，即使在室温也可得到稳定的残余奥氏体。为了得到这种效果，在将Si含量、Al含量设定为上述范围后，按Si和Al的合计含量需要为0.50％以上。Si和Al的合计含量优选为0.80％以上，更优选为1.20％以上。另一方面，过度的含有使铸造时的铸造性及焊接性等其它特性劣化。因此，将Si和Al的合计含量设定为3.00％以下。Si和Al的合计含量优选为2.80％以下，更优选为2.50％以下，进一步优选为2.00％以下。
[N：0.0100％以下]
N(氮)是作为杂质含有的元素，是如果其含量超过0.0100％，则在钢中形成粗大的氮化物而使弯曲性及扩孔性劣化的元素。所以，将N含量设定为0.0100％以下。N含量优选为0.0080％以下、0.0060％以下或0.0050％以下。优选N含量少，也可以为0％，但是要使N含量极度降低，则脱N成本提高。因此，从经济性的观点出发，优选将N含量的下限设定为0.0001％。
[O：0.0100％以下]
O(氧)是作为杂质含有的元素，是如果其含量超过0.0100％，则在钢中形成粗大的氧化物而使弯曲性及扩孔性劣化的元素。所以，将O含量设定为0.0100％以下。O含量优选为0.0080％以下、0.0060％以下或0.0050％以下。优选N含量少，也可以为0％，但从制造成本的观点出发，优选将O含量的下限设定为0.0001％。
本公开的实施方式涉及的钢板所含的基本元素如上所述。也就是说，本公开的实施方式涉及的钢板以其化学组成含有上述元素，剩余部分包括Fe及杂质为基本。所谓杂质，是工业化制造钢板时，以矿石及废钢材等原料为代表，因制造工序的种种原因而混入的成分，对于本公开的实施方式涉及的钢板，包含非有意添加的成分。
另一方面，为了提高各种特性，该钢板也可以根据需要替代Fe而进一步含有以下的元素(任意元素)。这些元素也可以未必含有，所以下限为0％。
[Ti：0％～0.200％、V：0％～1.00％、Nb：0％～0.100％、Cr：0％～2.00％、Ni：0％～1.00％、Cu：0％～1.00％、Co：0％～1.00％、Mo：0％～1.00％、W：0％～1.00％、B：0％～0.0100％、Sn：0％～1.00％及Sb：0％～1.00％]
Ti(钛)、V(钒)、Nb(铌)、Cr(铬)、Ni(镍)、Cu(铜)、Co(钴)、Mo(钼)、W(钨)、B(硼)、Sn(锡)及Sb(锑)都是对钢板的高强度化有效的元素。因此，也可以根据需要含有这些元素中的1种或两种以上。可是，如果过度地含有这些元素，则效果饱和，白白地招致成本上升。所以，将其含量分别设定为Ti：0％～0.200％、V：0％～1.00％、Nb：0％～0.100％、Cr：0％～2.00％、Ni：0％～1.00％、Cu：0％～1.00％、Co：0％～1.00％、Mo：0％～1.00％、W：0％～1.00％、B：0％～0.0100％、Sn：0％～1.00％、Sb：0％～1.00％。为了得到充分的效果，各元素的含量也可以为0.005％以上或0.010％以上。尤其是，B含量也可以为0.0001％以上或0.0005％以上。
[Ca：0％～0.0100％、Mg：0％～0.0100％、Ce：0％～0.0100％、Zr：0％～0.0100％、La：0％～0.0100％、Hf：0％～0.0100％、Bi：0％～0.0100％及Ce、La以外的REM：0％～0.0100％]
Ca(钙)、Mg(镁)、Ce(铈)、Zr(锆)、La(镧)、Hf(铪)及Ce、La以外的REM(稀土元素)是有助于钢中夹杂物的微细分散化的元素，Bi(铋)是可减轻钢中的Mn、Si等置换型合金元素的显微偏析的元素。由于分别有助于提高钢板加工性，所以也可以根据需要含有这些元素中的1种或两种以上。但是，过度的含有引起延展性的劣化。所以，将其含量分别设定为0.0100％以下。此外，为了得到充分的效果，各元素的含量也可以为0.0005％以上或0.0010％以上。
在本公开的实施方式涉及的钢板中，上述元素以外的剩余部分包括Fe及杂质。也就是说，本公开的实施方式涉及的钢板的化学组成含有基本元素，剩余部分包括Fe及杂质，或含有基本元素，进而含有任意元素中的1种以上，剩余部分包括Fe及杂质。
“钢板内部的显微组织”
接着，对本公开的实施方式涉及的钢板的内部组织(显微组织)进行说明。
在本公开的实施方式涉及的钢板中，对距表面为板厚1/4的深度位置(1/4厚的位置)的显微组织进行规定。在本实施方式中，将以距表面为板厚1/4的深度位置(1/4厚的位置)为中心的、距表面为板厚1/8的深度(1/8厚)的位置～距表面为板厚3/8的深度(3/8厚)的位置的范围，看作为距表面为板厚1/4的深度位置(1/4厚的位置)。
[铁素体：0％～50％]
铁素体是延展性优异但软质的组织。为了提高钢板的拉伸率，也可以根据所要求的强度或延展性而含有。但是，如果过度地含有，则难以确保所希望的钢板强度。所以，将铁素体的体积分数设定为50％以下。铁素体的体积分数也可以为45％以下、40％以下或35％以下。铁素体的体积分数也可以为0％，例如也可以为3％以上、5％以上或10％以上。
[残余奥氏体：6％～30％]
残余奥氏体是基于在钢板变形中通过加工诱发相变而相变为马氏体的TRIP效果而改善钢板延展性的组织。因此，将残余奥氏体的体积分数设定为6％以上。也可以将残余奥氏体的体积分数设定为8％以上或10％以上。残余奥氏体的体积分数越高，则钢板的拉伸率越上升，但要得到大量的残余奥氏体，需要大量含有C等合金元素。因此，将残余奥氏体以体积分数计设定为30％以下。残余奥氏体的体积分数也可以为25％以下或20％以下。
[贝氏体：5％～60％]
在本实施方式中，为了抑制生成粗大的回火马氏体，在马氏体相变之前局部地进行贝氏体相变。因此，将贝氏体的体积分数设定为5％以上。贝氏体的体积分数也可以为8％以上、12％以上、13％以上或15％以上。此外，为了适当地确保强度和延展性的平衡，将贝氏体的体积分数设定为60％以下。贝氏体的体积分数也可以为50％以下、40％以下或35％以下。
[回火马氏体：5％～50％]
回火马氏体是高强度且强韧性的组织。为了以较高的水准使强度、延展性、扩孔性平衡，将回火马氏体的体积分数设定为5％以上。回火马氏体以体积分数计也可以为10％以上、15％以上或20％以上。此外，为了适当地确保强度和延展性的平衡，将回火马氏体的体积分数设定为50％以下。回火马氏体的体积分数也可以为45％以下、40％以下或30％以下。
[初生马氏体：0％～10％]
在本实施方式中，所谓初生马氏体，表示没有被回火的马氏体(不含碳化物的马氏体)。由于初生马氏体为脆性的组织，因此在塑性变形时成为断裂的起点，使钢板的局部延展性劣化。所以，将初生马氏体的体积分数设定为10％以下。初生马氏体的体积分数优选为8％以下或5％以下。从抑制局部延展性的劣化的观点出发，初生马氏体的体积分数理想为0％，但初生马氏体的体积分数也可以为1％以上或2％以上。
[珠光体：0％～5％]
珠光体是含有硬质且粗大的渗碳体，在塑性变形时成为断裂的起点而使钢板的局部延展性劣化的组织。所以，将珠光体的体积分数设定为5％以下。珠光体的体积分数优选为3％以下或2％以下。从抑制局部延展性的劣化的观点出发，珠光体的体积分数也可以为0％。
[在距钢板表面为板厚1/4的深度位置中，纵横尺寸比为2.0以上的残余奥氏体在全部残余奥氏体中所占的个数比例为50％以上]
残余奥氏体在成形时，通过加工诱发相变而相变为马氏体。在残余奥氏体向马氏体相变时，当该加工诱发马氏体与软质铁素体、贝氏体及回火马氏体相邻时，在它们之间产生大的硬度差。这样大的硬度差在接受扩孔或拉伸凸缘成形等成形的情况下，成为在变形早期产生龟裂的原因。在含有残余奥氏体的TRIP钢中，产生这样的硬度差是不可避免的。但是，通过控制其分散状态，能够抑制连续的龟裂传播。
在残余奥氏体的纵横尺寸比为2.0以上时，其形态为板条状。由于残余奥氏体为退火后的未相变区域，所以在残余奥氏体为板条状时，相邻的软质铁素体、贝氏体及回火马氏体也为板条状的形态。这样的板条状的组织形态由于难以受到Mn偏析的影响，所以难以形成带状的残余奥氏体的分布。在纵横尺寸比低于2.0的残余奥氏体的体积分数为50％以上时，板条状的组织的体积分数并不充分，不能在压力成形后得到充分的韧性。因此，将具有纵横尺寸比为2.0以上的板条状形态的残余奥氏体个数比例设定为全部残余奥氏体的个数的50％以上，优选设定为60％以上。
这里，所谓残余奥氏体的纵横尺寸比，是将该残余奥氏体晶粒的等价椭圆的长轴的长度除以短轴的长度所得的值。所谓等价椭圆，是面积与该残余奥氏体晶粒相等、且将该残余奥氏体晶粒的最大长度L2作为其长轴的长度的椭圆。即使残余奥氏体晶粒具有复杂的形状，也可从其等价椭圆的短轴的长度L1及长轴的长度L2得到该残余奥氏体晶粒的纵横尺寸比(L2/L1)。
[在距钢板表面为板厚1/4的深度位置中，粒径为1μm以上的夹杂物及析出物的个数密度为30个/mm2以下]
将存在于钢板中的粒径为1μm以上的夹杂物及析出物的个数密度设定为30个/mm2以下。这里，夹杂物及析出物的粒径是从夹杂物及析出物的面积换算的当量圆直径。夹杂物为Al系及Ti系的氧化物，其代表性的氧化物为Al2O3。此外，析出物为Ti系及Al系的析出物，其中大尺寸的代表性的析出物为TiN及AlN等氮化物。特别是，TiN因在高温下生成而粗大化。这些夹杂物及析出物都为硬质，因此如果这些夹杂物及析出物中粒径为1μm以上的粗大的夹杂物及析出物较多地存在于钢板中，则汽车碰撞时部件的韧性劣化。所以，将存在于钢板中的粒径为1μm以上的夹杂物及析出物的个数密度设定为30个/mm2以下。夹杂物及析出物中粒径低于1μm的夹杂物及析出物由于对压力成形后的部件韧性的影响小，因而不特别限定。
[在距表面为板厚1/20的深度位置中，与轧制方向正交的方向上的Mn浓化部的平均间隔为300μm以下]
在距表面为板厚1/20的深度位置中，将与轧制方向正交的方向(板宽方向)中的Mn浓化部的平均间隔设定为300μm以下。凝固时的相当于枝晶臂的一次间隔的凝固偏析出现在板宽方向，但通过控制该凝固，使枝晶臂的一次间隔微细化，可将上述Mn浓化部的平均间隔控制在300μm以下。如果上述凝固控制并不充分，板坯中的枝晶臂的一次间隔扩大，则在板坯冷却中及热轧工序中的加热中Mn不能充分扩散而残存Mn浓化部，从而使上述Mn浓化部的平均间隔大于300μm。
如果Mn浓化部的平均间隔超过300μm，则难以控制韧性劣化。
这里，所谓距表面为板厚1/20的深度位置，指的是距表面为板厚1/40的深度(1/40厚)的位置～距表面为板厚3/40的深度(3/40厚)的位置的范围。
Mn浓化部的平均间隔的下限没有限定，但由于不容易设定为低于100μm，因而也可以设定为100μm以上。
[在距表面为板厚1/20的深度位置中，残余奥氏体中的Mn浓度的标准偏差为0.40％以下]
通过将残余奥氏体中的以质量％计的Mn浓度的标准偏差(以下有时简称为Mn浓度的标准偏差)设定为0.40％以下，能够提高汽车碰撞时的韧性。当残余奥氏体中的Mn浓度的标准偏差大(误差大)时，由于可分为容易产生加工诱发相变的Mn浓度低的区域和(因Mn为奥氏体形成元素而)难产生加工诱发相变的Mn浓度高的区域，所以在汽车碰撞时产生硬度差，从而韧性下降。
[距表面为30μm的深度位置中的维氏硬度Hvsur和距表面为板厚1/4的深度位置中的维氏硬度[Hv]之比满足Hvsur/[Hv]≤0.80]
在至少一方的表面中，优选无论在一方的表面及相对的另一方的表面(即表面及背面)中的哪一表面中，通过与从表面沿板厚方向进入1/4的位置中的硬度相比，使从钢板表面沿板厚方向到30μm的位置中的硬度软质化，可进一步提高汽车碰撞时的吸收能，因此是优选的。特别是，在抗拉强度为980MPa以上的高强度钢板中，由于不能耐受部件碰撞时对钢板表层的应变赋予，因而有时在早期发生断裂。因此，为了抑制由钢板表层应变导致的断裂，钢板表层的软化成为有效的手段。维氏硬度由于可通过测定利用压头载荷产生于钢板上的压痕来测定硬度，所以将技术上可得到稳定的表层硬度的距表面为30μm的位置中的硬度规定为表层硬度Hvsur。此外，与钢板中的代表性的硬度之比是重要的，因此通过将与距表面为板厚1/4的深度位置中的硬度[Hv]之比设定为0.80以下，可获得弯曲性的改善，使汽车部件的碰撞性能进一步提高。
[表面上具有镀层]
所述钢板也可以在钢板表面存在镀层。在因钢材的使用环境而要求耐蚀性的情况下，例如即使在至少一方的表面上，优选在两方的表面上形成以锌为主(含有50质量％以上的锌)的镀层，也没有任何问题。该镀层最好是具有本领域技术人员公知的任意组成的热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层，除Zn以外也可以含有Al等元素。此外，该镀层的附着量没有特别的限制，可以是通常的附着量。
钢板的显微组织分数、残余奥氏体的纵横尺寸比及夹杂物及粗大的析出物的个数密度可通过SEM-EBSD法(电子背散射衍射法)、SEM二次电子图像观察及X射线衍射法进行评价。
首先，将与钢板的轧制方向平行的板厚断面作为观察面采集试样，在将观察面通过机械研磨精加工成镜面后，进行电解研磨。接着，在观察面中的以距母材钢板表面1/4厚为中心的、1/8厚～3/8厚的范围的观察视场中，将放大倍数设定为3000倍，合计对2.0×10- 9m2以上的面积，通过SEM-EBSD法分析晶体结构及取向。在通过EBSD法所得到的数据的分析中，采用TSL公司出品的“OIM Analysys”的Ver.6.0以上。此外，将评价点间距离(step)设定为0.03～0.20μm。将从观察结果判断为FCC铁的区域作为残余奥氏体，从而得到残余奥氏体的面积分数。将该面积分数看作体积分数。另外，以晶体取向差为15度以上的边界作为晶界，得到结晶晶界图。对于通过该结晶晶界图得到的残余奥氏体，可采用OIM Analysis，测定短轴、长轴及当量圆直径，从其测定结果确定残余奥氏体的纵横尺寸比。
接着，对实施了EBSD观察的同一试样进行硝酸乙醇腐蚀，对EBSD观察的同一视场进行二次电子图像观察。为了观察EBSD测定时的同一视场，最好预先刻上维氏硬度压痕等标记。由所得到的二次电子图像，区别“铁素体”、“贝氏体”、“回火马氏体”、“初生马氏体及/或残余奥氏体”、“珠光体”，测定各自的面积分数，将所得到的面积分数看作为体积分数。
在区别组织时，将晶粒内具有下部组织、且渗碳体具有多个变种而析出的区域判断为回火马氏体。将渗碳体薄片状析出的区域判断为珠光体。将剩余部分中亮度相对低、且未发现下部组织的区域判断为铁素体。将亮度高、且通过腐蚀没有现出下部组织的区域判断为初生马氏体及/或残余奥氏体。将不符合上述区域中的任一种的区域判断为贝氏体。通过用点计数法算出各自的面积分数，从而得到各组织的体积分数。初生马氏体的体积分数可通过从经过腐蚀没有现出上述下部组织的区域的面积中，减去通过上述测定而求出的残余奥氏体的面积分数来求出。
夹杂物及粗大的析出物的个数密度的测定通过二次电子图像进行观察。观察时，以3000倍的放大倍数观察2.0×10-9m2以上的视场面积，对各制造条件观察n＝20的视场。关于粒径，可从通过图像分析求出的各个夹杂物及析出物的面积换算成当量圆粒径，将其直径作为各个夹杂物及析出物的粒径。计算其粒径为1μm以上的夹杂物及析出物的个数，换算为单位面积中的个数(个数密度)。
在Mn浓化部的平均间隔及残余奥氏体中的Mn浓度的标准偏差的测定中，采用EPMA。
对钢板的轧制面进行磨削及抛光研磨，制作使距表面为板厚1/20的深度位置的分析面现出的分析用试样，通过EPMA调查Mn分布。Mn浓化部的平均间隔需要在比较宽的范围进行测定，因此按1μm间隔连续地测定与轧制方向正交的方向(板宽方向)上的8mm的线段。关于各测定点的浓度，从各测定点沿轧制方向到500μm的线段上按1μm点进行测定，取其平均值。将在板宽方向8mm的整个测定点中的Mn浓度的平均值作为Mnave、将最大值作为Mnmax，将Mn浓度为(Mnave+Mnmax)/2以上的区域作为Mn浓化部，求出Mn浓化部的间隔的平均值。此外，在各测定点也测定Si浓度，将Si低于钢板的平均Si浓度的区域的Mn浓度看作为残余奥氏体中的Mn浓度，求出其标准偏差。
[机械特性]
本公开的实施方式涉及的钢板在设想作为汽车用钢板使用时，作为机械特性，优选TS为980MPa以上，且TS×El×λ0.5/1000为80以上。
抗拉强度(TS)及总拉伸率(El)通过从与轧制方向成直角的方向采集JIS 5号拉伸试验片，将评价点间距离设定为50mm，将拉伸速度设定为10mm/min，按照JIS Z2241(2011)进行拉伸试验来测定。
此外，扩孔率(λ)通过将冲头直径设定为10mm，将冲裁余隙设定为12％，将冲头形状设定为顶端部60°的圆锥冲头，按照“JFS T1001扩孔试验方法”进行扩孔试验来测定。
[板厚]
本公开的实施方式涉及的钢板的板厚没有限定，例如为0.1～30mm。
“钢板的制造方法”
接着，对本公开的实施方式涉及的钢板的制造方法进行说明。
本公开的实施方式涉及的钢板的制造方法按大致分类，有以下(4)所示的制造方法和(5)所示的制造方法这两种。
(4)一种钢板的制造方法，其中，包括以下工序：
铸造工序，其将具有上述化学组成的钢水铸造成200～300mm厚的板坯；
热轧工序，其通过对上述板坯实施热轧而形成热轧钢板；
卷取工序，其在25～680℃的温度区域卷取上述热轧钢板；
冷轧工序，其通过对上述卷取工序后的上述热轧钢板以20％以上的压下率实施冷轧而形成冷轧钢板；
第一退火工序，其对上述冷轧钢板实施第一退火；
第二退火工序，其对上述第一退火工序后的上述冷轧钢板实施第二退火；以及
均热处理工序，其对上述第二退火工序后的上述冷轧钢板在260～450℃的温度区域进行10～1000秒的保持。
(5)一种钢板的制造方法，其中，包括以下工序：
铸造工序，其将具有上述化学组成的钢水铸造成200～300mm厚的板坯；
热轧工序，其通过对上述板坯在850℃以上的精轧温度下实施热轧而形成热轧钢板；
卷取工序，其在25～450℃的温度区域卷取上述热轧钢板；
冷轧工序，其根据需要通过对上述热轧钢板以30％以下的压下率实施冷轧而形成冷轧钢板；
第一退火工序，其对上述热轧钢板或上述冷轧钢板实施第一退火；以及
均热处理工序，其对上述第一退火工序后的上述热轧钢板在260～450℃的温度区域进行10～1000秒的保持。
<铸造工序>
首先，对铸造工序进行详细的说明。
无论在上述(4)、(5)中的哪种制造方法中，通过铸造制造板坯的工序都是共通的，用转炉或电炉等公知的熔炼方法熔炼具有上述化学组成的钢水，将距钢水表面为10mm的深度位置中的凝固速度设定为100～1000℃/分钟，且将每单位时间的钢水浇注量设定为2.0～6.0吨/分钟，并将距上述钢水表面为5mm的深度位置即表层部的液相线温度～固相线温度间的平均冷却速度设定为4℃/秒以上而进行冷却，铸造成厚200mm以上且300mm以下的板坯。
铸造方法没有限定，但从生产率等观点出发，优选连续铸造。
[凝固速度：100℃/分钟以上1000℃/分钟以下]
将铸造工序中的距钢水表面为10mm的深度位置中的凝固速度设定为100℃/分钟以上且1000℃/分钟以下。若该凝固速度低于100℃/分钟，则有时难以将距板坯表面为板坯厚度1/20的深度位置中的一次枝晶臂间距设定为300μm以下，不能改善钢板的弯曲性，或不能将Mn浓度的标准偏差设定为0.40％以下。如果Mn浓度的标准偏差超过0.40％，则在钢中Mn浓度相对低的区域的比例增加，因此例如有时在对冷轧钢板进行的退火工序的冷却过程中不能抑制贝氏体相变。另一方面，若凝固速度超过1000℃/分钟，则有时诱发板坯的表面开裂。
[每单位时间的钢水浇注量：2.0～6.0吨/分钟]
若每单位时间的钢水浇注量低于2.0吨/分钟，则供给铸模的热量减少，凝固壳上部的刺爪长度增长，因此板坯表层容易捕捉铸型粉末，有时钢板表面中存在的粒径为1μm以上的夹杂物及析出物的个数密度超过30个/mm2。所以，将每单位时间的钢水浇注量设定为2.0吨/分钟以上。铸型粉末一般来讲由Al2O3、SiO2、CaO的成分系构成。另一方面，若每单位时间的钢水浇注量超过6.0吨/分钟，则钢水的流动过大，容易产生由卷入铸型粉末导致的板坯表层捕捉氧化铝系夹杂物，有时钢板表面中存在的粒径为1μm以上的夹杂物及析出物的个数密度超过30个/mm2。所以，将每单位时间的钢水浇注量设定为6.0吨/分钟以下。
[距钢水表面为5mm的深度位置即表层部的液相线温度～固相线温度间的平均冷却速度为4℃/秒以上]
液相线温度与固相线温度之间为凝固途中的过程，因此Ti、Al、N等在钢水中偏析，在其凝固界面TiN及AlN开始析出并生长。所以，若距板坯表面为5mm的深度位置的表层部的液相线温度与固相线温度之间的平均冷却速度低于4℃/秒，则由于冷却速度低，因而使钢水成分偏析发展，促进析出核生成，而且还促进析出后的析出物的晶粒生长，有时钢板表面中存在的粒径为1μm以上的夹杂物及析出物的个数密度超过30个/mm2。所以，将距板坯表面为5mm的深度位置的表层部的液相线温度与固相线温度之间的平均冷却速度设定为4℃/秒以上。从抑制钢板表面的析出物的生成的观点出发，优选上述平均冷却速度高，所以上述平均冷却速度的上限不需要特别的规定，但如果冷却速度过快，则存在板坯产生开裂的可能性，因此优选将平均冷却速度设定为100℃/秒以下。
[板坯厚度：200mm以上且300mm以下]
将板坯厚度设定为200mm以上且300mm以下。若板坯厚度低于200mm，则难以得到所希望的组织。另一方面，若板坯厚度超过300mm，则难以在距钢板表面为板厚1/20的深度位置中，将向轧制方向伸展的Mn浓化部的与轧制方向成直角的方向上的平均间隔设定为300μm以下。此外，如果板坯厚度超过300mm，则加热时表面和内部的温度增大，不能在钢板中在1/4厚的位置得到规定的组织。
<热轧工序>
接着，对热轧工序详细地进行说明。无论在上述(4)、(5)的哪一种制造方法中，热轧工序的直到精轧前的条件通用，具有上述化学组成的板坯在热轧前被加热。
[Ac1～Ac1+30℃之间的平均加热速度：2～50℃/分钟]
本方法中，热轧之前的板坯加热时的Ac1～Ac1+30℃之间的上述板坯的平均加热速度被控制在2～50℃/分钟。Ac1正上方的双相(奥氏体和铁素体)温度区域，特别容易进行奥氏体与铁素体之间的合金元素的分配。因此，在对板坯进行再加热时，以2℃/分钟以上的比较快的平均加热速度对上述温度区域进行加热。这是因为如果平均加热速度低于2℃/分钟，则在加热中途在奥氏体与铁素体之间分配Mn，难以使Mn浓度的标准偏差在0.40％以下。例如，上述平均加热速度也可以为4℃/分钟以上。
另一方面，在实施平均加热速度高于50℃/分钟那样的急速加热的情况下，板坯的厚度方向上的温度分布变得不均匀而发生热应力。在此种情况下，有时发生板坯热变形等不良情况。例如，上述的平均加热速度也可以为40℃/分钟以下、30℃/分钟以下、20℃/分钟以下或10℃/分钟以下。
Ac1点可通过下式进行计算。下式中的元素符号中代入该元素的质量％。不含的元素代入0(质量％)。
Ac1(℃)＝723－10.7×Mn－16.9×Ni+29.1×Si+16.9×Cr
[以1200℃以上将板坯加热20分钟以上]
对于Mn偏析的缓和，在高温下保持长时间是有效的。Mn是置换型元素，因此其扩散速度非常慢，通过加热至1200℃以上的高温开始扩散。通过加热至1200℃以上，并在该温度区域保持20分钟以上，可降低Mn浓度的标准偏差，可达到0.40％以下。
[粗轧]
本方法中，例如对于被加热的板坯，为了调整板厚等，在精轧前实施粗轧。这样的粗轧没有特别的限定，优选以1050℃以上的总压下率为60％以上的方式实施。如果总压下率低于60％，则热轧中的再结晶并不充分，所以有时带来热轧钢板组织的不均质化。上述总压下率例如也可以为90％以下。
热轧工序的精轧以后的制造条件在上述(4)和(5)中不相同。因此，从上述(4)的制造条件详细地进行说明。
[采用多个轧制机架的精轧]
精轧条件没有特别的限定，在本领域技术人员通常使用的包括多台轧机的设备构成中，最好以最终道次出口侧温度(精轧温度)达到800℃以上的奥氏体区的方式进行轧制。
<卷取工序>
[在25～680℃的温度区域卷取热轧钢板]
将卷取温度设定为25～680℃。即使在水冷时，要低于室温的25℃事实上是困难，因此将其作为下限。但是，根据化学组成的不同，有时热轧钢板的强度过大，从而损害冷轧性，因此可以根据化学组成的选择及其后的冷轧机的能力进行选择。卷取温度也可以为400℃以上或500℃以上。另一方面，通过将卷取温度设定为680℃以下，能够抑制铁素体相变及铁素体与奥氏体之间的合金元素(特别是Mn)的分配。卷取温度也可以为650℃以下或600℃以下。
<冷轧工序>
[对热轧钢板以20％以上的压下率(冷轧率)实施冷轧]
本方法中，对热轧钢板实施冷轧。也可以将压下率(冷轧率)(累积压下率)设定为25％以上或30％以上。另一方面，过度的压下招致轧制载荷过大及冷轧机载荷的增大。因此，也可以将压下率设定为75％以下或70％以下。
在进行冷轧之前，也可以根据需要，按公知的条件进行酸洗。
<第一退火工序>
[对冷轧钢板实施第一退火]
在第一退火工序中，将冷轧钢板加热到成为奥氏体单相的Ac3(℃)以上的温度，冷却后形成以贝氏体或马氏体为主体的板条状组织。此时，需要控制通过扩散相变而产生的铁素体及珠光体的生成。
具体地讲，以将Ac1～Ac1+30℃之间的平均加热速度设定为0.5℃/秒以上，在Ac3～950℃的最高加热温度下保持1秒～1000秒，且到650℃的温度范围的平均冷却速度为1.0℃/秒以上且冷却停止温度为25～450℃的方式进行冷却。
在钢板加热时，600℃～Ac1(℃)间的平均加热速度没有特别的限定，例如优选限制在10.0℃/秒以下。如果平均加热速度超过10.0℃/秒，则不能充分进行铁素体的再结晶，有时使钢板的拉伸率劣化。该平均加热速度也可以为6.0℃/秒以下。此外，该平均加热速度的下限值没有特别的限定，例如平均加热速度也可以为1.0℃/秒以上。
[Ac1～Ac1+30℃之间的平均加热速度为0.5℃/秒以上]
将上述钢板加热时的Ac1～Ac1+30℃之间的平均加热速度设定为0.5℃/秒以上。如果Ac1～Ac1+30℃之间的平均加热速度低于0.5℃/秒，则在铁素体与奥氏体之间明显存在Mn分配，所以在塑性应变后的最终组织中，粗大的初生马氏体的量增加。该平均加热速度也可以为1.0℃/秒以上。平均加热速度的上限没有特别的限定，例如平均加热速度也可以为10.0℃/秒以下。
[在Ac3～950℃的最高加热温度下保持1秒～1000秒]
为了充分进行奥氏体化，将钢板至少加热至Ac3(℃)以上，在该温度(最高加热温度)下进行均热处理。但是，如果过剩地提高加热温度，则不仅招致由奥氏体粒径的粗大化导致的韧性劣化，而且还带来对退火设备的损伤。因此将最高加热温度设定为950℃以下，优选设定为900℃以下。如果均热时间短，则不会充分进行奥氏体化。因此，将均热时间至少设定为1秒以上，优选为30秒以上或60秒以上。另一方面，如果均热时间过长，则阻碍生产率。因此，将均热时间设定为1000秒以下，优选设定为500秒以下。均热中未必需要将钢板保持在恒定温度，温度也可以在满足上述条件的范围内变动。
[到650℃的温度范围的平均冷却速度为1.0℃/秒以上，冷却停止温度为25～450℃]
在最高加热温度下保持后进行冷却。如果在从最高加热温度的冷却中开始铁素体相变，则特性显著劣化。因此，将从最高加热温度到容易产生铁素体相变的650℃的平均冷却速度设定为1.0℃/秒以上。平均冷却速度也可以为5.0℃/秒以上或20.0℃/秒以上。
关于冷却停止温度，为了将第一退火工序后的钢板组织形成以贝氏体或马氏体为主相的组织，设定为25℃～450℃的范围。
<第二退火工序>
[对第一退火工序后的冷轧钢板实施第二退火]
在第二退火工序中，在通过第一退火工序形成以贝氏体或马氏体为主体的板条状组织后再次进行加热，然后冷却到250℃以下。
[在Ac1+20℃以上且低于Ac3(℃)的最高加热温度下保持1秒～1000秒后，冷却到250℃以下]
第一退火工序后的钢板的显微组织以贝氏体及马氏体为主体。因此，在第二退火工序中再次加热至Ac1+20℃以上且低于Ac3(℃)的最高加热温度，通过在该温度区域保持1秒～1000秒，达到所希望的奥氏体体积分数。在最高加热温度低于Ac1+20℃时，通过加热而逆相变的奥氏体的体积分数并不充分，在其后的冷却及均热处理工序中生成的贝氏体、回火马氏体及残余奥氏体的体积分数不能满足本实施方式的范围。另一方面，如果加热到Ac3(℃)以上的温度，则第一退火工序中形成的板条状组织完全消失，因此不能将残余奥氏体的纵横尺寸比控制在2.0以上。该温度区域中的保持时间至少需要1秒，将上限设定为工业上现实的1000秒。
被加热到最高加热温度的钢板为了得到本实施方式的范围的残余奥氏体体积分数，需要控制贝氏体相变或马氏体相变的程度。因此，被加热到最高加热温度的钢板需要冷却到250℃以下。若冷却停止温度超过250℃，则在接着的均热处理工序中的保持中不能充分进行贝氏体相变，不能对在向该250℃以下的冷却中得到的马氏体进行回火，不能得到所希望的显微组织中的体积分数。
<均热处理工序>
[对于第二退火工序后的冷轧钢板，在260～450℃的温度区域保持10～1000秒]
为了得到本实施方式中的规定的体积分数的贝氏体及残余奥氏体，对在第二退火工序中冷却到250℃以下的钢板进行加热，并在260～450℃的温度区域进行保持。通过在该温度区域进行保持，因贝氏体相变而排出的碳原子向未相变奥氏体浓缩，使该未相变奥氏体的稳定性提高，由此能够确保所希望的残余奥氏体量。当均热处理工序的保持温度低于260℃时，贝氏体相变的进行缓慢，最终不仅贝氏体的体积分数不充分，而且残余奥氏体体积分数也不充分。另一方面，当在高于450℃的高温下进行保持时，不仅贝氏体的强度降低，而且奥氏体中生成碳化物，使奥氏体中的C浓度降低，从而在最终冷却时残余奥氏体的体积分数不足。该温度区域中的保持时间至少需要10秒，在比此时间短的情况下，贝氏体相变并不充分。此外，保持超过1000秒在工业上是困难的，所以将此作为上限。
均热处理工序中的保持后的冷却没有限定。
[当在第一退火工序和第二退火工序的至少一方中，在最高加热温度下保持1秒～1000秒时，加热炉内的气氛log(PH2O/PH2)满足-1.10≤log(PH2O/PH2)≤-0.07]
在对钢板表层进行脱碳的情况下，优选提高二次退火工序中的氧势log(PH2O/PH2)。若氧势低于－1.10，则氧势变得不充分，不能进行脱C，不能充分减小距表面为30μm的深度位置中的维氏硬度Hvsur(不能使表层软质化)。另一方面，如果氧势高于－0.07，则铁本身开始氧化，不能形成制品，所以将此作为上限。脱C可以在第一退火工序及第二退火工序中的任一方中进行，也可以在双方进行。通过进行脱C，可改善弯曲性，另一方面降低钢板强度。因此，最好根据所要求的特性调整氧势。log(PH2O/PH2)也可以在升温至最高加热温度之前就在上述范围。
接着，对上述(5)的制造条件的详情进行说明。从与上述(4)的制造条件不同的热轧工序的精轧开始进行详细说明。
[采用多个轧制机架的精轧]
精轧条件没有特别的限定，在本领域技术人员通常使用的包括多台轧机的设备构成中，需要将最终道次出口侧温度(精轧温度)设定为850℃以上。在精轧温度低于850℃时，由加工奥氏体的相变提前，冷却中产生铁素体等高温相变生成相，不能全面形成板条状组织。
[在25～450℃的温度区域卷取热轧钢板(卷取工序)]
将卷取温度设定为25～450℃。上限温度与上述(4)的制造条件的680℃不同，是为了在(5)的制造条件中将热轧钢板的显微组织形成以贝氏体或马氏体为主体的显微组织。由于在高于450℃的温度下卷取时，不能形成以贝氏体为主体的显微组织而生成珠光体等，所以将其作为上限。
<冷轧工序>
[根据需要以30％以下的压下率实施冷轧而形成冷轧钢板]
为了提高板厚精度及改善平坦度，也可以对卷取工序后的热轧钢板实施冷轧。
但是，在压下率过高时，过度导入应变，促进退火加热中的铁素体的再结晶，不能维持来源于板条的针状组织。因此，在进行冷轧的情况下，将冷轧中的压下率(冷轧率)设定为30％以下。此外，由于随着压下率的增大而使制品的加工性劣化，所以压下率优选为10％以下，更优选为5％以下。由于也可以不进行冷轧，所以压下率的下限为0％。
<第一退火工序>
[对热轧钢板或冷轧钢板实施第一退火]
如上所述，在卷取工序中，形成以贝氏体或马氏体为主体的显微组织。因此，在卷取工序后，对未实施冷轧的热轧钢板或进行了将压下率设定为30％以下的冷轧的冷轧钢板进行第一退火工序中的热处理。
[在Ac1+20℃以上且低于Ac3(℃)的最高加热温度下保持1秒～1000秒后，冷却到250℃以下]
通过卷取工序中的相变，显微组织以贝氏体及马氏体为主体。因此，通过在第一退火工序中在Ac1+20℃以上且低于Ac3(℃)的最高加热温度下保持1秒～1000秒而形成所希望的奥氏体体积分数。在最高加热温度低于Ac1+20℃时，通过加热而逆相变的奥氏体的体积分数并不充分，其后的冷却及均热处理工序中生成的贝氏体、回火马氏体及残余奥氏体的体积分数不能满足所希望的范围。另一方面，如果加热到Ac3(℃)以上的温度，则第一退火工序中形成的板条状组织完全消失，从而不能将残余奥氏体的纵横尺寸比控制在2.0以上。该温度区域中的保持时间至少需要1秒，将上限设定为工业上现实的1000秒。
加热到最高加热温度的钢板为了得到本公开的范围的残余奥氏体体积分数，需要使其产生贝氏体相变或马氏体相变。因此，被加热到最高加热温度的钢板需要冷却到250℃以下。若冷却停止温度超过250℃，则在接着的均热处理工序中的保持中不能充分进行贝氏体相变，不能对通过冷却至该250℃以下而得到的马氏体进行回火，从而不能得到显微组织中所希望的体积分数。
<均热处理工序>
[对第一退火工序后的热轧钢板或冷轧钢板在260～450℃的温度区域进行10～1000秒的保持]
为了得到本实施方式中的规定的体积分数的贝氏体及残余奥氏体，对第二退火工序中冷却到250℃以下的钢板进行加热，在260～450℃的温度区域进行保持。通过在该温度区域进行保持，因贝氏体相变而排出的碳原子向未相变奥氏体中浓缩，使该未相变奥氏体的稳定性提高，由此能够确保所希望的残余奥氏体量。在均热处理工序的保持温度低于260℃时，贝氏体相变的进展缓慢，最终不仅贝氏体的体积分数不充分，而且残余奥氏体体积分数也不充分。另一方面，当在比450℃高的高温下保持时，不仅贝氏体的强度降低，而且在奥氏体中生成碳化物，使奥氏体中的C浓度降低，由此在最终的冷却时残余奥氏体的体积分数不足。该温度区域中的保持时间至少需要10秒，在比其短的情况下贝氏体相变不充分。此外，保持超过1000秒在工业上是困难的，因此将此作为上限。
均热处理工序中的保持后的冷却没有限定。
[在第一退火工序中，当在最高加热温度下保持1秒～1000秒时，加热炉内的气氛log(PH2O/PH2)满足－1.10≤log(PH2O/PH2)≤－0.07]
在对钢板表层进行脱碳的情况下，优选提高第一退火工序中的氧势log(PH2O/PH2)。若氧势低于－1.10，则氧势变得不充分，不能进行脱C，不能充分减小距表面为30μm的深度位置中的维氏硬度Hvsur(不能使表层软质化)。另一方面，如果氧势高于－0.07，则因铁本身开始氧化而不能形成制品，所以将其作为上限。log(PH2O/PH2)也可以在升温至最高加热温度之前达到上述范围。
<镀覆工序>
对镀覆工序详细地进行说明。
本方法中，无论在选择(4)及(5)的制造方法中的哪一种的情况下，都可以根据需要实施将钢板浸渍在镀浴中的镀覆工序。由此，可在钢板表面上形成镀层。镀覆工序优选为将钢板浸渍在热浸镀锌浴中的热浸镀锌工序。在形成热浸镀锌层时，向热浸镀锌浴中的浸渍可以在均热处理工序之前的退火工序中的从最高加热温度冷却至250℃以下的途中实施，或者也可以在均热处理工序后实施。此时的钢板温度对钢板性能的影响小，但如果钢板温度与镀浴温度之差过大，则镀浴温度发生变化，有时给作业带来麻烦。因此，最好在镀浴温度－20℃～镀浴温度+20℃的范围设置对钢板进行再加热或冷却的工序。热浸镀锌可按常规方法进行。例如，镀浴温度最好为440～470℃，浸渍时间最好为5秒以下。作为镀浴，优选含有0.08～0.2质量％的Al，剩余部分为Zn的镀浴，但除此以外，作为杂质也可以含有Fe、Si、Mg、Mn、Cr、Ti、Pb。此外，优选用气体摩擦接触等公知的方法控制镀层的单位面积重量。单位面积重量优选每面为25～75g/m2。
[合金化处理]
对于形成了热浸镀锌层的热浸镀锌钢板，也可以根据需要进行合金化处理。在此种情况下，如果合金化处理温度低于460℃，则合金化速度慢，不仅损害生产率，而且还发生合金化处理不均，所以将合金化处理温度设定为460℃以上。另一方面，如果合金化处理温度超过600℃，则过度进行合金化，有时钢板镀层的附着力劣化。此外，珠光体相变发展，有时得不到所希望的金属组织。所以，将合金化处理温度设定为600℃以下。
在均热处理工序后或均热处理后进行了镀覆工序及/或合金化处理的情况下，在镀覆工序及/或合金化处理后冷却到室温，形成最终制品。为了钢板的平坦矫直及表面粗度的调整，也可以进行调质轧制。在此种情况下，为了避免延展性劣化，优选将拉伸率设定为2％以下。
实施例
接着，对本发明的实施例进行说明。实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性及效果而采用的一个条件例子。本发明并不限定于该一个条件例子。本发明只要不脱离本发明的主旨、实现本发明的目的，就可采用各种条件。
采用下述计算式，分别算出了制造条件限定中所用的相变温度Ac1(℃)、Ac3(℃)。(式中的元素符号为该元素的钢中的质量％)
Ac1＝723－10.7×Mn－16.9×Ni+29.1×Si+16.9×Cr
Ac3＝912－230.5×C+31.6×Si－20.4×Mn－39.8×Cu－18.1×Ni－14.8×Cr+16.8×Mo
实施例1中，就有关上述[1]、[2]、[3]、[4]、[6]、[8]、[10]涉及的发明，示出其条件例，实施例2中，就有关上述[1]、[2]、[3]、[5]、[7]、[9]、[11]涉及的发明，示出其条件例。
(实施例1)
铸造具有表1所示的化学组成的钢，制作200～300mm厚的板坯。表1中，单位为质量％，表1所示的成分以外的剩余部分包括Fe及杂质。按表2-1～表2-3所示的条件对这些板坯进行热轧，制造热轧钢板。在热轧时，粗轧以1050℃以上的总压下率达到60％～90％的方式实施，精轧通过多个轧制机架以精轧温度达到800℃以上的方式实施。然后，对热轧钢板进行酸洗，除去表面的氧化皮。然后，按表2-1～表2-6所述的条件，实施冷轧工序及第一退火工序、第二退火工序、均热处理工序。关于在均热处理工序前或均热处理工序后实施热浸镀锌或进一步实施合金化的条件，记载为热浸镀锌。
Figure BDA0004111440470000301
表2-1
Figure BDA0004111440470000311
粗体字的下划线表示在本发明的范围外。
表2-2
Figure BDA0004111440470000321
表2-3
Figure BDA0004111440470000331
粗体字的下划线表示在本发明的范围外。
表2-4
Figure BDA0004111440470000341
粗体字的下划线表示在本发明的范围外。
表2-5
Figure BDA0004111440470000351
粗体字的下划线表示在本发明的范围外。
表2-6
Figure BDA0004111440470000361
粗体字的下划线表示在本发明的范围外。
接着，对于这样得到的各钢板，通过上述方法观察以距表面为1/4厚的位置为中心的1/8厚～3/8厚的范围内的显微组织，分别调查铁素体、残余奥氏体、贝氏体、回火马氏体、初生马氏体、珠光体的体积分数。
此外，通过上述方法，调查以距表面为1/4厚的位置为中心的1/8厚～3/8厚的范围内的纵横尺寸比为2.0以上的残余奥氏体在全部残余奥氏体中所占的个数比例。
另外，通过上述方法，调查以距表面为1/4厚的位置为中心的1/8厚～3/8厚的范围内的粒径为1μm以上的夹杂物及析出物的个数密度、距表面为板厚1/20的深度位置中的Mn浓化部的平均间隔、残余奥氏体中的Mn浓度的标准偏差。
关于机械特性，从与轧制方向成直角的方向采集JIS5号拉伸试验片，按照JISZ2241(2011)进行拉伸试验，测定抗拉强度(TS)及总拉伸率(El)。将评价点间距离设定为50mm，将拉伸速度设定为10mm/min。
此外，采用日本钢铁联盟标准的“JFS T1001扩孔试验方法”，测定扩孔率(λ)。将冲头直径设定为10mm，将冲裁余隙设定为12％，将冲头形状设定为顶端部60°的圆锥冲头。
将TS为980MPa以上、且TS×El×λ0.5/1000为80以上的试样作为机械特性良好，判断为具有可优选用作汽车部件的压力成形性。
塑性应变导入后的韧性(压力成形后的韧性)按以下方法进行评价。从与轧制方向成直角的方向采集JIS 5号拉伸试验片，通过拉伸试验赋予5％的塑性应变(预应变)，为了模拟烘烤涂装时的输入热量形成的时效硬化，实施170℃×20分钟的热处理。从模拟了应变赋予及烘烤涂装的热处理后的拉伸试验片的平行部，采集带2mmV型缺口的夏比试验片。然后，按照JIS Z2242(2018)，在试验温度－20℃实施夏比试验。将赋予了应变后的夏比吸收能/塑性应变赋予前的夏比吸收能超过0.7的试验片判定为Very Good(VG)、将为0.5～0.7的试验片判定为Good(G)、将为低于0.5的试验片判定为Bad(B)。将VG及G的评价作为合格。
此外，为了测定距表面为30μm的深度位置中的维氏硬度Hvsur与距上述表面为板厚1/4的深度位置中的维氏硬度[Hv]之比，在断面的埋入试样的该深度位置，按照JIS Z2244(2009)，按载荷20g的设定在3点测定维氏硬度，从各自的平均值求出Hvsur/[Hv]。
表3-1～表3-4中示出了其结果。
表中，将没有实施镀锌的冷轧钢板记载为CR，将热浸镀锌钢板记载为GI，将合金化热浸镀锌钢板记载为GA。
表3-1
Figure BDA0004111440470000391
粗体字的下划线表示在本发明的范围外.
表3-2
Figure BDA0004111440470000401
粗体字的下划线表示在本发明的范围外。
表3-3
Figure BDA0004111440470000411
粗体字的下划线表示在本发明的范围外。
表3-4
Figure BDA0004111440470000421
本发明例的钢板是强度高，且强度、拉伸率和扩孔性的平衡良好，塑性变形(预应变赋予)及模拟烘烤涂装的170℃×20分钟的热处理后的夏比吸收能的劣化较小的钢板。
另一方面，比较例中，不能制造钢板，或者强度、及强度和拉伸率和扩孔性的平衡、塑性变形(预应变赋予)及模拟烘烤涂装后的170℃×20分钟后的夏比吸收能中的任一项较差。
实施例No.9中，由于距钢水表面为10mm位置的凝固速度高，板坯发生开裂，因而不可实施热轧以后的工序。
实施例No.13中，由于距钢水表面为10mm位置的凝固速度慢，因而使1/20深度的Mn浓化部的平均间隔扩大，其结果是，由于Mn浓度的标准偏差增高，因而除机械特性的平衡劣化以外，夏比吸收能的劣化也加重。
实施例No.18中，由于每单位时间的钢水浇注量小，铸造中板坯表层附近捕捉的夹杂物及析出物增加，因而使夏比吸收能劣化。
实施例No.19中，由于每单位时间的钢水浇注量大，因而使起因于铸型粉末卷入的板坯表层表层附近捕捉的夹杂物及析出物增加。因此，夏比吸收能劣化。
实施例No.17中，由于钢水的5mm深度位置的表层部的液相线温度～固相线温度间的平均冷却速度过慢，因而在凝固过程中推进夹杂物及析出物的晶粒生长，使夏比吸收能劣化。
实施例No.23中，由于Ac1～Ac1+30℃中的板坯的加热速度过慢，因而在升温中进行按α/γ的Mn分配，使Mn浓度的标准偏差增大，其结果是，产生起因于局部Mn浓化的马氏体相变温度下降，使初生马氏体的体积分数增加。其结果是，除机械特性的平衡恶化以外，夏比吸收能也劣化。
实施例No.26中，由于板坯加热温度为低温，因而使Mn不能充分均匀化，除初生马氏体的体积分数的增加以外，Mn浓度的标准偏差也增大。其结果是，除机械特性的平衡恶化以外，夏比吸收能也劣化。
实施例No.27中，由于1200℃以上的板坯的加热时间短，因而使Mn不能充分均匀化，使Mn浓度的标准偏差增大。其结果是，除机械特性的平衡恶化以外，夏比吸收能也劣化。
实施例No.5中，由于热轧中的卷取温度为高温，在卷取后的相变中进行Mn的分配，因而使Mn浓度的标准偏差增大。其结果是，除机械特性的平衡恶化以外，夏比吸收能也劣化。
实施例No.31中，由于第一退火工序中的Ac1～Ac1+30℃之间的平均加热速度慢，因而使Mn浓度的标准偏差增大。其结果是，除机械特性的平衡恶化以外，夏比吸收能也劣化。
实施例No.15中，由于第一退火工序中的最高加热温度较低，因而使第一退火工序后的显微组织没有形成全面板条状组织。因此，残余奥氏体的体积分数不足，或初生马氏体的体积分数增加，所以除机械特性的平衡恶化以外，夏比吸收能也劣化。
实施例No.30中，由于第一退火工序中的最高加热温度～650℃的平均冷却速度慢，因而在冷却中产生铁素体相变，第一退火工序后的显微组织没有形成全面板条状组织。其结果是，除机械特性的平衡恶化以外，夏比吸收能也劣化。
实施例No.3中，由于第一退火工序中的冷却停止温度为高温，因而在其后的保持中没有得到完全的板条状组织，在最终制品中初生马氏体的体积分数增加，纵横尺寸比为2.0以上的残余奥氏体的个数比例减少。其结果是，除机械特性的平衡恶化以外，夏比吸收能也劣化。
实施例No.7、40中，由于第二退火工序中的最高加热温度较低，因而使最终制品所得到的残余奥氏体减少，除机械特性的平衡恶化以外，夏比吸收能也劣化。
实施例No.12中，由于第二退火工序中的最高加热温度较高，因而使第一退火工序中形成的板条状组织崩溃，没有得到规定的显微组织。其结果是，机械特性的平衡恶化。
实施例No.11、22、43中，由于第二退火工序中的冷却停止温度较高，因而使回火马氏体的体积分数减小，结果在其后的保持中不能充分进行贝氏体相变，使最终冷却时产生的初生马氏体的体积分数增加。其结果是，除机械特性的平衡恶化以外，夏比吸收能也劣化。
实施例No.4、39中，由于均热处理工序中的冷却停止后的保持温度较高，因而在曝露于高温下的残余奥氏体中生成渗碳体，导致不稳定。因此，最终得到的残余奥氏体的体积分数减少。其结果是，除机械特性的平衡恶化以外，夏比吸收能也劣化。
实施例No.16、25中，由于均热处理工序中的冷却停止后的保持温度较低，因而在保持中不能充分进行贝氏体相变，最终在冷却时使初生马氏体的生成量增加。其结果是，机械特性的平衡恶化。在实施例25中，还使夏比吸收能劣化。
实施例No.54中，由于均热处理工序中的冷却停止后的保持温度为低温，因而使贝氏体的体积分数不足。此外，由于残余奥氏体的体积分数也变得过度，因而使机械特性的平衡恶化。
实施例No.58中，因均热处理工序中的冷却停止后的保持温度为高温而使贝氏体相变过度发展，使贝氏体的体积分数达到过度。因此，机械特性的平衡恶化。
实施例No.44中，由于Si和Al的合计含量高，因而在板坯中发生开裂。因此，不可实施热轧以后的工序。
实施例No.45中，由于C含量较少，因而不能较大地降低Ms点，其结果是，残余奥氏体的体积分数降低，纵横尺寸比为2.0以上的残余奥氏体的个数比例减少。因此，机械特性的平衡恶化。
实施例No.46中，因Si和Al的合计含量较少，碳向未相变奥氏体的浓化减少，其结果是，残余奥氏体的体积分数降低，珠光体的体积分数提高，纵横尺寸比为2.0以上的残余奥氏体的个数比例减少。因此，机械特性的平衡恶化。
实施例No.47、No.64中，由于Mn含量少，因而没有降低Ms点，其结果是，铁素体及珠光体的体积分数提高，残余奥氏体及回火马氏体的体积分数提高，纵横尺寸比为2.0以上的残余奥氏体的个数比例减少。因此，抗拉强度并不充分。
实施例No.48中，因Mn含量高而使冷轧工序中的钢板产生开裂。因此，不可实施其以后的工序。
实施例No.49中，因C含量高而使冷轧工序中的钢板产生开裂。因此，不可实施其以后的工序。
实施例No.50中，因Si含量高而使板坯发生开裂。因此，不可实施热轧以后的工序。
实施例No.51中，因Al含量高而使板坯发生开裂。因此，不可实施热轧以后的工序。
在实施例No.2、10、14、21、29、32、34、35、36、37、38、41、42、61、62中，由于在第一退火工序或第二退火工序中的一方或双方中提高氧势，因此在钢板表层附近产生内部氧化，同时推进脱碳并软质化，所以距表面为30μm的深度位置中的维氏硬度Hvsur和距上述表面为板厚1/4的深度位置中的维氏硬度[Hv]之比减少，通过改善弯曲性而改善夏比吸收能。
(实施例2)
采用与实施例1同样的板坯，按表4-1～表4-2所示的条件进行热轧，制造热轧钢板。然后，对热轧钢板进行酸洗，除去表面的氧化皮。热轧时，粗轧以1050℃以上的总压下率达到60％～90％的方式实施。然后，按表4-3～表4-4所示的条件实施冷轧、第一退火工序、均热处理工序。关于在均热处理工序前或均热处理工序后实施热浸镀锌的条件，记载为热浸镀锌。此外，为了形状矫直，对酸洗后的热轧钢板的一部分以2％的压下率实施冷轧。
表4-1
Figure BDA0004111440470000471
粗体字的下划线表示在本发明的范围外。
表4-2
Figure BDA0004111440470000481
粗体字的下划线表示在本发明的范围外。
表4-3
Figure BDA0004111440470000491
粗体字的下划线表示在本发明的范围外。
表4-4
Figure BDA0004111440470000501
粗体字的下划线表示在本发明的范围外。
表5-1～表5-4中示出了按与实施例1相同的条件对按上述条件制造的钢板进行调査的结果。
表5-1
Figure BDA0004111440470000511
粗体字的下划线表示在本发明的范围外。
表5-2
Figure BDA0004111440470000521
粗体字的下划线表示在本发明的范围外。
表5-3
Figure BDA0004111440470000531
粗体字的下划线表示在本发明的范围外。
表5-4
Figure BDA0004111440470000541
本发明例的钢板是强度高、且强度、拉伸率和扩孔性的平衡良好、塑性变形及模拟烘烤涂装后的170℃×20分钟后的夏比吸收能的劣化小的钢板。
实施例No.73中，由于距钢水表面为10mm位置的凝固速度快，板坯发生开裂，因而不可实施热轧以后的工序。
实施例No.77中，由于距钢水表面为10mm位置的凝固速度慢，1/20厚的位置中的Mn浓化部的平均间隔扩大，其结果是，残余奥氏体中的Mn浓度的标准偏差增大，所以除机械特性的平衡的劣化以外，夏比吸收能的劣化也加重。
实施例No.83中，由于每单位时间的钢水浇注量小，因而在铸造中使板坯表层附近捕捉的夹杂物及析出物增加。因此，夏比吸收能劣化。
实施例No.84中，由于每单位时间的钢水浇注量大，因而使起因于铸型粉末卷入的板坯表层附近捕捉的夹杂物及析出物增加。因此，夏比吸收能劣化。
实施例No.82中，由于钢水的5mm深度位置的表层部的液相线温度～固相线温度间的平均冷却速度过慢，因而在凝固过程中推进夹杂物及析出物的晶粒生长，使夏比吸收能劣化。
实施例No.92中，由于Ac1～Ac1+30℃中的板坯的加热速度过慢，因而在升温中进行按α/γ的Mn分配，使残余奥氏体中的Mn浓度的标准偏差增大，其结果是，产生起因于局部的Mn浓化的马氏体相变温度下降，使初生马氏体的体积分数增加。其结果是，除机械特性的平衡恶化以外，夏比吸收能也劣化。
实施例No.96中，由于板坯加热温度为低温，因而不能使Mn充分均匀化，使残余奥氏体中的Mn浓度的标准偏差增大。其结果是，夏比吸收能劣化。
实施例No.88中，由于1200℃以上的板坯的加热时间短，因而不能使Mn充分均匀化，使残余奥氏体中的Mn浓度的标准偏差增大。其结果是，除机械特性的平衡恶化以外，夏比吸收能也劣化。
实施例No.67、105中，由于热轧中的精轧温度为低温，因而使刚热轧后的奥氏体中的位错密度增加，促进铁素体相变。因此，在热轧后的显微组织中不能全面得到板条状的组织。其结果是，由于残余奥氏体的体积分数不足，或初生马氏体的体积分数增加，因而除机械特性的平衡恶化以外，夏比吸收能也劣化。
实施例No.72、87、108中，由于热轧中的卷取温度为高温，因而通过卷取后的相变生成铁素体。因此，在热轧后的显微组织中不能得到全面板条状的组织。其结果是，由于初生马氏体的体积分数增加，因而除机械特性的平衡恶化以外，夏比吸收能也劣化。
实施例No.79中，由于压下率较高，因而使纵横尺寸比为2.0以上的残余奥氏体的个数比例减少。其结果是，夏比吸收能劣化。
实施例No.76中，由于第一退火工序中的最高加热温度较低，因而使最终制品所得到的残余奥氏体减少，除机械特性的平衡恶化以外，夏比吸收能也劣化。
实施例No.68、95中，由于第一退火工序中的最高加热温度较高，因而使热轧工序中形成的板条状组织崩溃，纵横尺寸比为2.0以上的残余奥氏体的个数比例减少。其结果是，除机械特性的平衡恶化以外，夏比吸收能也劣化。
实施例No.69中，由于第一退火工序中的冷却停止温度较高，因而使回火马氏体的体积分数减少，结果在其后的保持中不能充分进行贝氏体相变，使最终冷却时产生的初生马氏体的体积分数增加。其结果是，除机械特性的平衡恶化以外，夏比吸收能也劣化。
实施例No.81中，由于均热处理工序中的冷却停止后的保持温度较高，因而在曝露于高温下的残余奥氏体中生成渗碳体且不稳定，因此最终得到的残余奥氏体的体积分数减少。其结果是，机械特性的平衡恶化。
实施例No.90、107中，由于均热处理工序中的冷却停止后的保持温度较低，因而在保持中不能充分进行贝氏体相变，在最终冷却时使初生马氏体的生成量增加。其结果是，除机械特性的平衡恶化以外，夏比吸收能也劣化。
实施例No.119中，由于均热处理工序中的冷却停止后的保持温度为低温，因而使贝氏体的体积分数不足。此外，还使残余奥氏体的体积分数变得过度，因此，机械特性的平衡恶化。
实施例No.121中，由于均热处理工序中的冷却停止后的保持温度为低温，因而使贝氏体的体积分数不足。因此，机械特性的平衡恶化。
实施例No.125中，由于均热处理工序中的冷却停止后的保持温度为高温，此外冷却停止后的保持时间为长时间，因而过度进行贝氏体相变，使贝氏体的体积分数变得过度。因此，机械特性的平衡恶化。
在实施例No.109中，由于Si和Al的合计含量较高，因而使板坯发生开裂。因此，不可实施热轧以后的工序。
在实施例No.110中，由于C含量较少，因而不能较大地降低Ms点，其结果是，残余奥氏体的体积分数低，纵横尺寸比为2.0以上的残余奥氏体的个数比例少。因此，机械特性的平衡恶化。
实施例No.111中，由于Si和Al的合计含量少，因而使向未相变奥氏体的碳浓化减少，其结果是，残余奥氏体的体积分数低，纵横尺寸比为2.0以上的残余奥氏体的个数比例少。因此，机械特性的平衡恶化。
实施例No.112、131中，由于Mn含量较少，因而不能降低Ms点，其结果是，铁素体及珠光体的体积分数增大，残余奥氏体及回火马氏体的体积分数较多，纵横尺寸比为2.0以上的残余奥氏体的个数比例减少。因此，抗拉强度并不充分。
实施例No.113中，因Mn含量高而使冷轧工序中的钢板产生开裂。因此，不可实施其以后的工序。
实施例No.114中，因C含量高而使冷轧工序中的钢板产生开裂。因此，不可实施其以后的工序。
实施例No.115中，因Si含量高而使板坯发生开裂。因此，不可实施热轧以后的工序。
实施例No.116中，因Al含量高而使板坯发生开裂。因此，不可实施热轧以后的工序。
在实施例No.66、70、74、75、80、85、86、89、94、98、99、100、101、103、104、106、117、118、120、122、123、124、126、127、128、129中，由于在第一退火工序中提高氧势，所以在钢板表层附近产生内部氧化，同时推进脱碳并软质化，因此距表面为30μm的深度位置中的维氏硬度Hvsur和距上述表面为板厚1/4的深度位置中的维氏硬度[Hv]之比减少，通过改善弯曲性而改善夏比吸收能。
以上，对本发明的优选的实施方式及实施例进行了说明，但这些实施方式及实施例到底只不过是本发明的主旨范围内的一个例子，在不脱离发明的主旨的范围内，可以进行构成的附加、省略、置换以及其它变更。也就是说，本发明并不受上述说明的限定，只受附加的权利要求书限定，当然可在其范围内适宜进行变更。

Claims (11)

1.一种钢板，其中，化学组成以质量％计含有：C：0.150％～0.400％、
Si：0.01％～2.50％、
Mn：1.50％～3.50％、
P：0.050％以下、
S：0.0100％以下、
Al：0.001％～1.500％、
Si及Al：合计0.50％～3.00％、
N：0.0100％以下、
O：0.0100％以下、
Ti：0％～0.200％、
V：0％～1.00％、
Nb：0％～0.100％、
Cr：0％～2.00％、
Ni：0％～1.00％、
Cu：0％～1.00％、
Co：0％～1.00％、
Mo：0％～1.00％、
W：0％～1.00％、
B：0％～0.0100％、
Sn：0％～1.00％、
Sb：0％～1.00％、
Ca：0％～0.0100％、
Mg：0％～0.0100％、
Ce：0％～0.0100％、
Zr：0％～0.0100％、
La：0％～0.0100％、
Hf：0％～0.0100％、
Bi：0％～0.0100％、及
Ce、La以外的REM：0％～0.0100％，
剩余部分包括Fe及杂质；
距表面为板厚1/4的深度位置中的显微组织以体积分数计含有：
铁素体：0％～50％、
残余奥氏体：6％～30％、
贝氏体：5％～60％、
回火马氏体：5％～50％、
初生马氏体：0％～10％、
珠光体：0％～5％；
在距所述表面为板厚1/4的深度位置中，纵横尺寸比为2.0以上的所述残余奥氏体在全部所述残余奥氏体中所占的个数比例为50％以上，粒径为1μm以上的夹杂物及析出物的个数密度为30个/mm2以下；
在距所述表面为板厚1/20的深度位置中，与轧制方向正交的方向上的Mn浓化部的平均间隔为300μm以下，残余奥氏体中的Mn浓度的标准偏差为0.40％以下。
2.根据权利要求1所述的钢板，其中，距所述表面为30μm的深度位置中的维氏硬度Hvsur和距所述表面为板厚1/4的深度位置中的维氏硬度[Hv]之比满足下述(1)式；
Hvsur/[Hv]≤0.80 (1)。
3.根据权利要求1或2所述的钢板，其中，在所述表面上具有镀层。
4.一种钢板的制造方法，其是权利要求1所述的钢板的制造方法，其中，具有以下工序：
铸造工序，其将具有权利要求1所述的所述化学组成的钢水铸造为200～300mm厚的板坯；
热轧工序，其通过对所述板坯实施热轧而形成热轧钢板；
卷取工序，其在25～680℃的温度区域卷取所述热轧钢板；
冷轧工序，其通过对所述卷取工序后的所述热轧钢板以20％以上的压下率实施冷轧而形成冷轧钢板；
第一退火工序，其对所述冷轧钢板实施第一退火；
第二退火工序，其对所述第一退火工序后的所述冷轧钢板实施第二退火；以及
均热处理工序，其对所述第二退火工序后的所述冷轧钢板在260～450℃的温度区域保持10～1000秒；
在所述铸造工序中，将距所述钢水的表面为10mm的深度位置中的凝固速度设定为100～1000℃/分钟，且将每单位时间的钢水浇注量设定为2.0～6.0吨/分钟，且将距所述钢水的表面为5mm的深度位置即表层部的液相线温度～固相线温度间的平均冷却速度设定为4℃/秒以上而进行冷却；
在所述热轧工序中，Ac1～Ac1+30℃之间的所述板坯的平均加热速度为2～50℃/分钟，且在1200℃以上将所述板坯加热20分钟以上后进行热轧；
在所述第一退火工序中，Ac1～Ac1+30℃之间的平均加热速度为0.5℃/秒以上，且在Ac3～950℃的最高加热温度下保持1秒～1000秒，且到650℃的温度范围的平均冷却速度为1℃/秒以上，且冷却停止温度为25～450℃；
在所述第二退火工序中，在Ac1+20℃以上且低于Ac3的最高加热温度下保持1秒～1000秒后，冷却到250℃以下。
5.一种钢板的制造方法，其是权利要求1所述的钢板的制造方法，其中，具有以下工序：
铸造工序，其将具有权利要求1所述的所述化学组成的钢水铸造为200～300mm厚的板坯；
热轧工序，其通过对所述板坯实施热轧而形成热轧钢板；
卷取工序，其在25～450℃的温度区域卷取所述热轧钢板；
冷轧工序，其根据需要通过对热轧钢板以30％以下的压下率实施冷轧而形成冷轧钢板；
第一退火工序，其对所述热轧钢板或所述冷轧钢板实施第一退火；以及
均热处理工序，其将所述第一退火工序后的所述热轧钢板或所述冷轧钢板在260～450℃的温度区域保持10～1000秒；
在所述铸造工序中，将距所述钢水的表面为10mm的深度位置中的凝固速度设定为100～1000℃/分钟，且将每单位时间的钢水浇注量设定为2.0～6.0吨/分钟，且将距所述钢水的表面为5mm的深度位置即表层部的液相线温度～固相线温度间的平均冷却速度设定为4℃/秒以上而进行冷却；
在所述热轧工序中，Ac1～Ac1+30℃之间的所述板坯的平均加热速度为2～50℃/分钟，且在1200℃以上将所述板坯加热20分钟以上后进行热轧，当在850℃以上的温度下结束精轧后，以到600℃的平均冷却速度为10℃/秒以上的方式进行冷却；
在所述第一退火工序中，在Ac1+20℃以上且低于Ac3的最高加热温度下保持1秒～1000秒后，冷却到250℃以下。
6.根据权利要求4所述的钢板的制造方法，其中，
在所述第一退火工序和所述第二退火工序的至少一方中，当在所述最高加热温度下保持1秒～1000秒时，加热炉内的气氛log(PH2O/PH2)为－1.10≤log(PH2O/PH2)≤－0.07。
7.根据权利要求5所述的钢板的制造方法，其中，
在所述第一退火工序中，当在所述最高加热温度下保持1秒～1000秒时，加热炉内的气氛log(PH2O/PH2)为－1.10≤log(PH2O/PH2)≤－0.07。
8.根据权利要求4或6所述的钢板的制造方法，其中，
具有热浸镀锌工序，其通过在所述均热处理工序之前，在所述第二退火工序中的从最高加热温度至250℃以下的冷却的途中，将所述冷轧钢板浸渍在热浸镀锌浴中而形成热浸镀锌钢板。
9.根据权利要求5或7所述的钢板的制造方法，其中，
具有热浸镀锌工序，其通过在所述均热处理工序之前，在所述第一退火工序中的从最高加热温度至250℃以下的冷却的途中，将所述热轧钢板或所述冷轧钢板浸渍在热浸镀锌浴中而形成热浸镀锌钢板。
10.根据权利要求4或6所述的钢板的制造方法，其中，
具有热浸镀锌工序，其通过将所述均热处理工序后的所述冷轧钢板浸渍在热浸镀锌浴中而形成热浸镀锌钢板。
11.根据权利要求5或7所述的钢板的制造方法，其中，
具有热浸镀锌工序，其通过将所述均热处理工序后的所述热轧钢板或所述冷轧钢板浸渍在热浸镀锌浴中而形成热浸镀锌钢板。
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