CN116018418A

CN116018418A - 钢板和钢板的制造方法

Info

Publication number: CN116018418A
Application number: CN202180052952.6A
Authority: CN
Inventors: 吉田充; 山崎强
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2020-09-30
Filing date: 2021-08-05
Publication date: 2023-04-25
Anticipated expiration: 2041-08-05
Also published as: WO2022070608A1; KR20230038544A; US20230295761A1; EP4223892A1; EP4223892A4; JP7498407B2; MX2023002383A; JPWO2022070608A1; CN116018418B

Abstract

本钢板具有预定的化学组成，在距表面为板厚1/4的深度位置，GAM_0.5‑1.7的面积分数为50％以上且100％以下，GAM_>1.7的面积分数为0％以上且20％以下，GAM_≤0.5的面积分数为0％以上且小于50％，残余奥氏体的面积分数为0％以上且小于4％，所述残余奥氏体、新鲜马氏体、渗碳体和珠光体的合计面积分数为0％以上且10％以下，平均结晶粒径为15.0μm以下，平均位错密度为1.0×10¹⁴/m²以上且4.0×10¹⁵/m²以下，板厚中心部的{211}<011>和{332}<113>的极密度的合计为12.0以下，抗拉强度为980MPa以上。

Description

钢板和钢板的制造方法

技术领域

本发明涉及钢板和钢板的制造方法。

更详细而言，本发明涉及适合作为汽车用、家电用、机械结构用、建筑用等用途中使用的原材料的、加工性优异的钢板和钢板的制造方法。

本申请基于2020年09月30日在日本提出申请的特愿2020-164941号主张优先权，将其内容引用于此。

背景技术

作为以汽车为代表的输送用机械或各种产业机械的结构构件等的原材料提供的钢板，要求强度、伸长率和扩孔性等加工性、低温韧性以及这些特性的均匀性等多种特性。

例如，在适用于汽车的行驶部件的钢板中，大多采用鼓凸加工和扩孔加工复合了的成形，所以要求优良的延展性，特别是鼓凸加工性所需的均匀伸长率和扩孔性。要求用于如上构件的钢板以高水平均衡地具备这些材料特性和高强度。

另外，需要在作为部件安装于汽车之后，具有即使受到碰撞等冲击也不易被破坏的特性(耐冲击特性)。特别是在使用温度低的寒冷地区，构件容易脆化，因此为了确保部件的耐冲击性，需要提高钢板的低温韧性。即，对于用于上述构件的部件的薄钢板，不仅要求优异的加工性，为了确保耐冲击特性，作为非常重要的特性还要求低温韧性。低温韧性是指由vTrs(夏比冲击断口转变温度)等规定的特性。

作为可得到优异延展性的钢板，已知由软质的铁素体相和硬质的马氏体相的复合组织构成的双相钢板(Dual Phase钢板、以下称为DP钢)。但是，DP钢虽然延展性优异，但会从硬度明显不同的铁素体相与马氏体相的界面产生空隙而出现裂纹，因此有时扩孔性差。

专利文献1中，提出了一种抗拉强度980MPa以上的高强度热轧钢板，其通过设为以面积率计贝氏体铁素体为90％以上、马氏体为5％以下且贝氏体为5％以下，而使形状冻结性、扩孔性、弯曲性优异。但是，专利文献1记载的发明中，由于以贝氏体铁素体为主体，所以得不到足够的伸长率。

专利文献2中，提出了一种抗拉强度980MPa以上的高强度热轧钢板，其形成以面积率计90％以上的贝氏体为主相，余量为选自马氏体、奥氏体、铁素体中的1种或2种以上的组织，且通过控制分散在组织中的渗碳体含量和平均粒径来改善了扩孔性。但是，专利文献2记载的发明中，在作为过渡沸腾区域的330～470℃下进行卷绕，因此会产生由板面内的温度波动引起的特性波动。

专利文献3中，提出了一种疲劳特性优异的热轧钢板，铁素体分数为50～95％，由马氏体和残余奥氏体构成的硬质第二相的分数为5～50％，在将碳化物形成元素含量的相互关系、碳化物形成元素与C含量的关系设为预定范围的基础上，规定了析出物的平均粒径、析出物的分数。但是，专利文献3记载的发明中，由于以软质的铁素体为主体，通过微细碳化物的析出强化来确保强度，因此得不到足够的低温韧性。

专利文献4中，提出了一种烧结硬化性和低温韧性优异的抗拉强度980MPa以上的热轧钢板，回火马氏体和下贝氏体中的一者或两者的体积分数合计为90％以上，且规定了回火马氏体和下贝氏体中的平均位错密度。另外，专利文献4中，公开了通过使回火马氏体和下贝氏体中的铁系碳化物的个数密度、以及回火马氏体和下贝氏体的有效结晶粒径和长宽比在预定范围，使低温韧性更加提高。但是，专利文献4中，没有考虑行驶部件的压制成形所需的扩孔性。

现有技术文献

专利文献1：日本特开2008-255484号公报

专利文献2：日本特开2014-205890号公报

专利文献3：日本特开2009-84648号公报

专利文献4：国际公开第2014/132968号

非专利文献1：回火参数的物理意义的解释和在连续加热·冷却热处理过程中的应用，土山聪宏，"热处理"，第42卷，第3号，p163～168(2002年)

发明内容

如上所述，尚未提出高强度且伸长率、扩孔性和低温韧性优异的钢板。本发明是鉴于上述课题而完成的，其目的在于提供一种高强度且伸长率(特别是均匀伸长率)、扩孔性和低温韧性优异的钢板及其制造方法。

本发明人发现，通过钢板的化学组成及制造条件的最佳化，控制钢板的织构和显微组织，由此能够制造高强度且均匀伸长率、扩孔性和低温韧性优异的钢板。

本发明的主旨如下。

[1]本发明一方案涉及的钢板，化学组成以质量％计含有C：0.040～0.180％、Si：0.005～2.00％、Mn：1.00～3.00％、Ti：超过0.200％且0.400％以下、sol.Al：0.001～1.000％、N：0.0010～0.0100％、P：0.100％以下、S：0.0100％以下、Nb：0～0.100％、V：0～0.500％、Mo：0～0.500％、Cu：0～1.00％、Ni：0～1.00％、Cr：0～2.00％、B：0～0.0030％、Ca：0～0.0100％、Mg：0～0.0100％、REM：0～0.0100％以及Bi：0～0.0200％，余量由Fe和杂质构成，在距表面为板厚1/4的深度位置，GAM超过0.5°且1.7°以下的晶粒即GAM_0.5-1.7的面积分数为50％以上且100％以下，所述GAM表示通过EBSD分析得到的1个晶粒内的结晶取向差的平均值，所述GAM超过1.7°的晶粒即GAM_>1.7的面积分数为0％以上且20％以下，所述GAM为0.5°以下的晶粒即GAM_≤0.5的面积分数为0％以上且小于50％，残余奥氏体的面积分数为0％以上且小于4％，所述残余奥氏体、新鲜马氏体、渗碳体和珠光体的合计面积分数为0％以上且10％以下，平均结晶粒径为15.0μm以下，平均位错密度为1.0×10¹⁴/m²以上且4.0×10¹⁵/m²以下，板厚中心部的{211}<011>和{332}<113>的极密度的合计为12.0以下，抗拉强度为980MPa以上。

[2]根据上述[1]所述的钢板，所述化学组成以质量％计，也可以含有选自以下组成中的1种或2种以上，Nb：0.001～0.100％、V：0.005～0.500％、Mo：0.001～0.500％、Cu：0.02～1.00％、Ni：0.02～1.00％、Cr：0.02～2.00％、B：0.0001～0.0030％、Ca：0.0002～0.0100％、Mg：0.0002～0.0100％、REM：0.0002～0.0100％以及Bi：0.0001～0.0200％。

[3]根据上述[1]或[2]所述的钢板，也可以在表面形成有镀层。

[4]根据上述[3]所述的钢板，所述镀层也可以为热浸镀锌层。

[5]根据上述[3]所述的钢板，所述镀层也可以为合金化热浸镀锌层。

[6]本发明其他方案的钢板的制造方法，是制造[1]所述的钢板的方法，具有：加热工序，其对具有[1]所述化学组成的板坯或钢片进行加热；热轧工序，其使用多个轧机对所述加热工序后的所述板坯或所述钢片实施多道次热轧，从而得到热轧钢板；卷绕工序，其对所述热轧钢板进行卷绕；以及热处理工序，其对所述卷绕工序后的所述热轧钢板实施热处理，在所述加热工序中，将加热温度设为1280℃以上且是由下述(1)式表示的温度SRT(℃)以上，在所述热轧工序中，以℃为单位将终轧温度表示为FT时，将超过FT+50℃且FT+150℃以下的温度范围的合计压下率设为50％以上，将所述FT～所述FT+50℃的温度范围的合计压下率设为40～80％，将所述FT～所述FT+50℃的所述温度范围的轧制所需时间设为0.5～10.0秒，在超过所述FT+50℃且所述FT+150℃以下的所述温度范围和所述FT～所述FT+50℃的所述温度范围，分别实行2道次以上的轧制，将所述FT～FT+100℃的温度范围的平均冷却速度设为6.0℃/秒以上且40.0℃/秒以下，将所述FT设为由下述式(2)求出的Ar₃以上且由下述式(3)求出的TR(℃)以上，并且设为1100℃以下，从终轧结束后3.0秒以内开始水冷，将所述FT～750℃的温度范围的平均冷却速度设为30℃/秒以上，在750～620℃的温度范围停滞20秒以下，然后以从620℃直至570℃以下的冷却停止温度的温度范围的平均冷却速度为30℃/秒以上的方式冷却至所述冷却停止温度，所述卷绕工序中，在570℃以下进行卷绕，在所述热处理工序中，将最高到达温度Tmax设为550℃以上且720℃以下，将回火参数Ps设为14000～18000。

SRT(℃)＝1630+90×ln([C]×[Ti]) (1)

Ar₃(℃)＝901－325×[C]+33×[Si]－92×[Mn]+287×[P]+40×[sol.Al] (2)

TR(℃)＝800+700×[Ti]+1000×[Nb] (3)

其中，上述式(1)、(2)、(3)中的[元素符号]表示各元素以质量％计的含量，不含有时代入0。

[7]根据上述[6]所述的钢板的制造方法，也可以在所述热轧工序中，从所述终轧结束后3.0秒以内开始所述水冷，实行所述FT～FT-40℃的温度范围的平均冷却速度为100℃/秒以上的冷却。

根据本发明的上述方案，可以提供一种高强度且均匀伸长率、扩孔性和低温韧性优异的钢板及其制造方法。本发明的"钢板"包括表面形成有镀层的"镀敷钢板"。

若将本发明的钢板用作汽车的行驶部件的原材料，则容易加工成部件形状，也能够耐受在极寒冷地区的使用，因此在产业上的贡献极其显著。

具体实施方式

以下，对本发明一方案的钢板(本实施方式的钢板)和本实施方式的钢板的制造方法详细说明。首先，对本实施方式的钢板的化学组成(在镀敷钢板的情况下，是除镀层以外的母材钢板的化学组成)进行说明。不过，本发明不仅限于本实施方式公开的构成，在不脱离本发明主旨的范围可以进行各种变更。

以下，在夹着"～"记载的数值限定范围中，两端的数值作为下限值和上限值包含在该范围中。不过，在表示为"小于"或"超过"的情况下，该值未包含在数值范围中。以下说明中，关于钢的化学组成的％均为质量％。

<化学组成>

(C：0.040～0.180％)

C是对生成有助于提高强度的马氏体和贝氏体等低温相变相有效的元素。另外，C也是通过与Ti等结合生成碳化物而提高钢强度的元素。C含量小于0.040％时难以得到980MPa以上的抗拉强度。因此，C含量为0.040％以上。C含量优选为0.060％以上。

另一方面，C含量超过0.180％时焊接性劣化。因此，C含量为0.180％以下。C含量优选为0.170％以下，更优选为0.160％以下，进一步优选为0.140％以下。

(Si：0.005～2.00％)

Si是具有通过固溶强化和提高淬火性来提高钢强度的作用的元素。另外，Si也是具有抑制渗碳体析出的作用的元素。Si含量小于0.005％时难以发挥上述作用。因此，Si含量为0.005％以上。Si含量优选为0.01％以上，更优选为0.03％以上，进一步优选为0.05％以上，更进一步优选为0.10％以上。

另一方面，Si含量超过2.00％时，由于热轧工序中的表面氧化而使钢板的表面性状显著劣化。因此，Si含量为2.00％以下。Si含量优选1.50％以下，更优选为1.30％以下。

(Mn：1.00～3.00％)

Mn是具有通过固溶强化和提高淬火性来提高钢强度的作用的元素。Mn含量小于1.00％时难以得到980MPa以上的钢板的抗拉强度。因此，Mn含量为1.00％以上。Mn含量优选为1.20％以上。

另一方面，如果Mn含量过剩，则在塑性各向异性增加的同时，扩孔性降低。其理由尚不明确，但推测其原因在于，由于大量含有Mn，MnS大量析出，以及在由Mn偏析引起的热轧中的再结晶或终轧后的铁素体相变中产生局部波动。由以上来看，Mn含量为3.00％以下。Mn含量优选为2.80％以下，更优选为2.60％以下，进一步优选为2.40％以下。

(Ti：超过0.200％且0.400％以下)

Ti与C结合形成Ti系碳化物，是有助于提高钢板抗拉强度的元素。另外，Ti也是形成抑制板坯加热时和热轧中的奥氏体粗大化的Ti氮化物，具有使金属组织微细化的作用的元素。Ti含量为0.200％以下时，由于析出强化量不足而难以得到所希望的特性。因此，Ti含量超过0.200％。Ti含量优选为0.210％以上，更优选为0.215％以上，进一步优选为0.220％以上。

另一方面，如果Ti含量过剩，则粗大的Ti系碳化物在奥氏体中未固溶而残存，由此在加工时，以未固溶的Ti系夹杂物为起点的空隙形成被促进，均匀伸长率降低。因此，Ti含量为0.400％以下。Ti含量优选为0.350％以下，更优选为0.300％以下。

Ti系碳化物是指含有Ti且具有NaCl型晶体结构的碳化物。该碳化物若含有Ti，则也包括在本实施方式规定的化学组成的范围内少量含有其他碳化物生成合金元素、例如Mo、Nb、V、Cr、W的物质。另外，也包括部分碳被置换为氮的碳氮化物。

(sol.Al：0.001～1.000％)

Al是在制钢阶段通过脱氧使钢清洁化(抑制钢中产生气孔等缺陷)，并且具有促进铁素体相变的作用的元素。sol.Al含量小于0.001％时难以发挥上述作用。因此，sol.Al含量为0.001％以上。sol.Al含量优选为0.010％以上，更优选为0.020％以上。

另一方面，sol.Al含量即使超过1.000％，上述作用带来的效果也饱和，同时精炼成本上升。因此，sol.Al含量为1.000％以下。sol.Al含量优选为0.800％以下，更优选为0.600％以下。sol.Al是指酸可溶性Al。

(N：0.0010～0.0100％)

N是形成抑制板坯加热时和热轧中的奥氏体粗大化的Ti氮化物，具有使显微组织微细化的作用的元素。N含量小于0.0010％时难以发挥上述作用。因此，N含量为0.0010％以上。N含量优选为0.0015％以上，更优选为0.0020％以上。

另一方面，N含量超过0.0100％时，形成粗大的Ti氮化物，钢板的扩孔性劣化。因此，N含量为0.0100％以下。N含量优选为0.0060％以下，更优选为0.0050％以下。

(P：0.100％以下)

P是作为杂质在钢中含有的元素，是使钢板的扩孔性和低温韧性降低的元素。因此，P含量为0.100％以下。P含量优选为0.060％以下，更优选为0.040％以下，进一步优选为0.020％以下。P作为杂质从原料中混入，其下限无需特别限定，在确保扩孔性和低温韧性方面，优选P含量更低。不过，如果过剩地降低P含量，则制造成本增加。从制造成本的观点出发，P含量优选为0.001％以上，更优选为0.005％以上。

(S：0.0100％以下)

S是作为杂质而含有的元素，是使钢板加工性降低的元素。因此，S含量为0.0100％以下。S含量优选为0.0080％以下，更优选为0.0060％以下，进一步优选为0.0030％以下。S作为杂质从原料中混入，其下限无需特别限定，从确保加工性的观点出发，优选S含量更低。不过，如果过剩地降低S含量，则制造成本增加。从制造成本的观点出发，S含量优选为0.0001％以上，更优选为0.0005％以上，进一步优选为0.0010％以上。

本实施方式的钢板的化学组成的余量也可以是Fe和杂质。在本实施方式中，杂质是指在不对本实施方式的钢板造成不良影响的范围内允许的物质。

另一方面，本实施方式的钢板也可以含有以下任选元素(Nb、V、Mo、Cu、Ni、Cr、B、Ca、Mg、REM、Bi)中的1种以上来代替部分Fe。即，也可以含有上述元素和后述的任选元素，余量为Fe和杂质。即使不含有任选元素，本实施方式的钢板也能够解决其课题，因此任选元素的含量下限为0％。

(Nb：0～0.100％)

Nb是任选元素。Nb是具有如下效果的元素：抑制钢板的结晶粒径粗大化，同时使铁素体粒径微细化，通过NbC的析出强化来提高钢板强度。在切实地得到这些效果的情况下，优选将Nb含量设为0.001％以上。Nb含量更优选为0.005％以上。

另一方面，如果Nb含量超过0.100％，则上述效果饱和，并且造成终轧时的轧制载荷增加。因此，Nb含量在含有时为0.100％以下。Nb含量优选为0.070％以下，更优选为0.050％以下。

(V：0～0.500％)

V是任选元素。V是具有如下效果的元素：在钢中固溶而提高钢板强度，同时作为碳化物、氮化物、碳氮化物等在钢中析出，通过析出强化使钢板强度提高。在切实地得到这些效果的情况下，优选将V含量设为0.005％以上。V含量更优选为0.010％以上。

另一方面，如果V含量超过0.500％，则钢板韧性降低。因此，V含量在含有时为0.500％以下。V含量优选为0.300％以下。

(Mo：0～0.500％)

Mo是任选元素。Mo是具有如下效果的元素：提高钢的淬火性，同时形成碳化物、碳氮化物而使钢板高强度化。在切实地得到这些效果的情况下，优选将Mo含量设为0.001％以上。Mo含量更优选为0.005％以上。

另一方面，如果Mo含量超过0.500％，则板坯的裂纹敏感性提高。因此，Mo含量在含有时为0.500％以下。Mo含量优选为0.300％以下。

(Cu：0～1.00％)

Cu是任选元素。Cu是具有改善钢韧性的效果和提高强度的效果的元素。在切实地得到这些效果的情况下，优选将Cu含量设为0.02％以上。Cu含量更优选为0.08％以上。

另一方面，如果过剩地含有Cu，则钢板焊接性降低。因此，Cu含量在含有时为1.00％以下。Cu含量优选为0.50％以下，更优选为0.30％以下。

(Ni：0～1.00％)

Ni是任选元素。Ni是具有改善钢韧性的效果和提高强度的效果的元素。在切实地得到这些效果的情况下，优选将Ni含量设为0.02％以上。Ni含量更优选为0.10％以上。

另一方面，如果过剩地含有Ni，则不仅合金成本升高，而且钢板的焊接热影响区的韧性劣化。因此，Ni含量在含有时为1.00％以下。Ni含量优选为0.50％以下，更优选为0.30％以下。

(Cr：0～2.00％)

Cr是任选元素。Cr是具有通过提高钢的淬火性而促进新鲜马氏体等的生成的效果的元素。在切实地得到该效果的情况下，优选将Cr含量设为0.02％以上。Cr含量更优选为0.05％以上。

另一方面，如果Cr含量过剩，则热轧后的冷却过程中铁素体相变过度延迟，难以得到所希望量的铁素体。因此，Cr含量在含有时为2.00％以下。Cr含量优选为1.50％以下，更优选为1.00％以下，进一步优选为0.50％以下。

(B：0～0.0030％)

B是任选元素。B通过在晶界偏析而提高晶界强度，是具有提高耐剥离性的作用的元素。在得到该效果的情况下，优选将B含量设为0.0001％以上。B含量更优选为0.0002％以上。

另一方面，即使B含量超过0.0030％，上述效果也饱和。另外，合金成本也增加。因此，B含量在含有时为0.0030％以下。B含量优选为0.0025％以下，更优选为0.0020％以下。

(Ca：0～0.0100％)

Ca是任选元素。Ca使许多微细氧化物分散在钢液中，是具有使钢板的金属组织微细化的效果的元素。另外，Ca是通过将钢液中的S以球状CaS形式固定，抑制MnS等延伸夹杂物生成，从而具有提高钢板扩孔性效果的元素。在切实地得到这些效果的情况下，优选将Ca含量设为0.0002％以上。Ca含量更优选为0.0005％以上。

另一方面，如果Ca含量超过0.0100％，则钢中的CaO增加，钢板韧性降低。因此，Ca含量在含有时为0.0100％以下。Ca含量优选为0.0050％以下，更优选为0.0030％以下。

(Mg：0～0.0100％)

Mg是任选元素。Mg与Ca同样在钢液中形成氧化物、硫化物，抑制粗大MnS的形成，使许多微细氧化物分散，是具有使钢板组织微细化的效果的元素。在切实地得到这些效果的情况下，优选将Mg含量设为0.0002％以上。Mg含量更优选为0.0005％以上。

另一方面，如果Mg含量超过0.0100％，则钢中的氧化物增加，钢板韧性降低。因此，Mg含量在含有时为0.0100％以下。Mg含量优选为0.0050％以下，更优选为0.0030％以下。

(REM：0～0.0100％)

REM是任选元素。REM与Ca同样地在钢液中形成氧化物、硫化物，抑制粗大MnS的形成，使许多微细氧化物分散，是具有使钢板组织微细化效果的元素。在得到这些效果的情况下，优选将REM含量设为0.0002％以上。REM含量更优选为0.0005％以上。

另一方面，如果REM含量超过0.0100％，则钢中的氧化物增加，钢板韧性降低。因此，REM含量在含有时为0.0100％以下。REM含量优选为0.0050％以下，更优选为0.0030％以下。

在此，所谓REM(稀土类)是指由Sc、Y和镧系元素构成的合计17种元素。在本实施方式中，所谓REM的含量是指这些元素的合计含量。

(Bi：0～0.0200％)

Bi是任选元素。Bi是具有使凝固组织微细化而提高钢板成形性的效果的元素。为了切实地得到该效果，Bi含量优选为0.0001％以上。Bi含量更优选为0.0005％以上。

另一方面，如果Bi含量超过0.0200％，则上述效果饱和，同时合金成本增加。因此，Bi含量在含有时为0.0200％以下。Bi含量优选为0.0100％以下，更优选为0.0070％以下。

上述钢板的化学组成采用一般的分析方法测定即可。例如，可以使用ICP-AES(Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry：电感耦合等离子体原子发射光谱)测定。C和S使用燃烧-红外线吸收法测定，N使用惰性气体熔化-热传导度法测定即可。在表面具备镀层的情况下，通过机械磨削除去表面镀层后，进行化学组成的分析即可。

接着，对钢板的金属组织(显微组织)进行说明。本实施方式的钢板通过结晶取向分析中常用的EBSD(Electron Back Scattering Diffraction：电子背散射衍射法)分析求出，在将1个晶粒内的平均取向差的平均值设为GAM(Grain Average Misorientation)的情况下，需要控制在距表面为板厚1/4深度位置具有预定GAM的晶粒的面积分数。具体而言，GAM超过0.5°且1.7°以下的晶粒(GAM_0.5-1.7)的面积分数为50％以上且100％以下，GAM超过1.7°的晶粒(GAM_>1.7)的面积分数为0％以上且20％以下，GAM为0.5°以下的晶粒(GAM_≤0.5)的面积分数为0％以上且小于50％。

另外，本实施方式的钢板，在距表面为板厚1/4的深度位置的金属组织中，残余奥氏体的面积分数为0％以上且小于4％，残余奥氏体、新鲜马氏体、渗碳体和珠光体的合计面积分数为0％以上且10％以下，平均结晶粒径为15.0μm以下，平均位错密度为1.0×10¹⁴/m²以上且4.0×10¹⁵/m²以下。

另外，本实施方式的钢板，板厚中心部的{211}<011>和{332}<113>的极密度合计为12.0以下。

以下，对各要件详细说明。

本实施方式的钢板，在钢板的距表面为板厚1/4的深度位置，将GAM_0.5-1.7、GAM_>1.7、GAM_≤0.5以及残余奥氏体的面积分数、"残余奥氏体、新鲜马氏体、渗碳体和珠光体"的合计面积分数、平均结晶粒径和平均位错密度控制在预定范围内。在此，规定钢板的距表面为板厚1/4的深度位置的钢组织是因为，该深度位置是钢板表面与板厚中心位置的中间点，对于织构以外，该位置的钢组织代表钢板的钢组织(表示钢板整体的平均钢组织)。在本实施方式中，钢板的距表面为板厚1/4的深度位置是指从钢板表面起在板厚方向上以板厚1/4的深度位置为中心在板厚方向上大约±100μm的范围。

本发明人发现，适度具有位错和/或应变的组织在强度、均匀伸长率和低温韧性的平衡方面优异，这种组织可以由EBSD分析所得到的GAM来定义。

在本实施方式中，GAM_≤0.5是铁素体，GAM_0.5-1.7和GAM_>1.7是铁素体相以外的晶体结构为bcc的组织，即贝氏体、新鲜马氏体、回火贝氏体、回火马氏体和珠光体中的1种或2种以上。

(GAM_0.5-1.7的面积分数：50％以上且100％以下)

GAM是1个晶粒内的局部结晶取向差的平均值，认为与该晶粒内的位错密度和弹性应变的量相关。一般而言，晶粒内的位错密度和弹性应变的增加会带来强度的提高，但另一方面会降低加工性。依靠GAM被控制为超过0.5°且1.7°以下的晶粒能够提高强度而不会降低加工性。因此，在本实施方式的钢板中，将GAM_0.5-1.7的面积分数控制在50％以上。GAM_0.5-1.7的面积分数优选为60％以上，更优选为70％以上，也可以为100％。

(GAM_>1.7的面积分数为0％以上且20％以下)

GAM超过1.7°的晶粒(GAM_>1.7)具有高的位错密度和弹性应变，使强度变高但延展性差。因此，GAM_>1.7的面积分数控制在20％以下。GAM_>1.7的面积分数优选为10％以下，更优选为5％以下，也可以为0％。

(GAM_≤0.5的面积分数：0％以上且小于50％)

GAM为0.5°以下的晶粒(GAM_≤0.5)由于位错密度和弹性应变少，因此对于提高强度和均匀伸长率的平衡是有效的。因此，也可以含有。另一方面，如果GAM_≤0.5的面积分数达到50％以上，则难以得到所希望的强度。因此，GAM_≤0.5的面积分数小于50％。GAM_≤0.5的面积分数优选小于40％。即使在不含有GAM_≤0.5的情况下，本实施方式的钢板也能够解决其课题，因此，GAM_≤0.5的面积分数也可以为0％。

(残余奥氏体的面积分数：0％以上且小于4％)

(残余奥氏体、新鲜马氏体、渗碳体和珠光体的合计面积分数：0％以上且10％以下)

残余奥氏体、新鲜马氏体、渗碳体和珠光体成为龟裂产生起点，使钢板的扩孔性及低温韧性降低。因此，残余奥氏体、新鲜马氏体、渗碳体和珠光体的合计面积分数为10％以下。合计面积分数优选为8％以下，更优选为5％以下。即使在不含有这些金属组织的情况下，本实施方式的钢板也能够解决其课题，因此，这些金属组织的合计面积分数也可以为0％。

另外，在这些金属组织之中，残余奥氏体通过冲裁等预加工而转变为非常硬质的新鲜马氏体，由此使钢板的扩孔性显著劣化。因此，残余奥氏体的面积分数小于4％。残余奥氏体的面积分数优选为3％以下，更优选为2％以下，进一步优选小于2％，更进一步优选为1％以下。由于残余奥氏体的面积分数越小越好，所以面积分数也可以是0％。

另外，在本实施方式的钢板中，新鲜马氏体作为MA(Martensite-AusuteniteConstituent：马氏体/奥氏体组分)存在。

(平均结晶粒径：15.0μm以下)

在金属组织中，如果平均结晶粒径粗大，则断裂时的断口单位增大，钢板的低温韧性降低。因此，平均结晶粒径为15.0μm以下。平均结晶粒径优选为12.0μm以下，更优选为10.0μm以下，进一步优选为7.0μm以下。平均结晶粒径越小越好，因此下限没有特别限定。但是，通常的热轧中要使平均结晶粒径小于1.0μm的细粒化在技术上是困难的。因此，平均结晶粒径为1.0μm以上，或者也可以为4.0μm以上。

在本实施方式中，所谓平均结晶粒径，是指在将晶体结构为bcc的组织、即铁素体、贝氏体、新鲜马氏体、回火贝氏体、回火马氏体和珠光体中由结晶取向差为15°以上的晶界包围，且以等效圆直径计为0.3μm以上的区域定义为晶粒时的结晶粒径的平均值，残余奥氏体和渗碳体的结晶粒径没有包含在平均结晶粒径的计算中。

在本实施方式中，平均结晶粒径和各组织的面积分数是通过观察、测定与轧制方向和板厚方向平行的钢板截面的、距钢板表面为板厚1/4的深度位置处的组织而求出的。

平均结晶粒径、GAM_0.5-1.7、GAM_>1.7、GAM_≤0.5和残余奥氏体的面积分数使用由热场发射型扫描电子显微镜和EBSD检测器构成的EBSD分析装置，通过扫描电子显微镜(SEM)观察和EBSD分析而求出。具体而言，将以钢板的距表面为板厚1/4的深度位置为中心的沿轧制方向200μm、沿板厚方向100μm的区域，以0.2μm的间隔区分fcc和bcc，得到结晶取向信息。使用EBSD分析装置的附属软件(AMETEK公司制"OIM Analysis(注册商标)")，将结晶取向差为15°以上的边界作为结晶晶界，将由该结晶取向差为15°以上的结晶晶界包围且以圆等效直径计为0.3μm以上的区域定义为晶粒，通过使用了下述数学式的方法求出bcc的平均结晶粒径。其中，下述数学式中，D表示平均结晶粒径，N表示平均结晶粒径的评价区域所包含的晶粒数，Ai表示第i个(i＝1、2、…、N)晶粒的面积，di表示第i个晶粒的等效圆直径。

[数1]

具有15°以上的结晶取向差的晶界主要是铁素体晶界或低温相变相即贝氏体、新鲜马氏体、回火贝氏体、回火马氏体的块边界。在基于JIS G 0552：2013的铁素体粒径的测定方法中，有时对于结晶取向差小于15°的铁素体晶粒也计算出粒径，而且，不计算低温相变相的块。因此，本实施方式中的平均结晶粒径采用如上所述通过EBSD分析求出的值。

残余奥氏体的面积分数是通过计算由EBSD分析判别为fcc的金属组织的面积分数而得到的。

GAM_0.5-1.7、GAM_>1.7、GAM_≤0.5的面积分数是将被结晶取向差为5°以上的边界包围，且以圆等效直径计为0.3μm以上的区域定义为晶粒，用该晶粒中作为bcc的晶粒内的、通过OIMAnalysis中装备的Grain Average Misorientation分析求出的值(GAM值)，计算出具有各个范围的GAM值的晶粒的面积分数。将结晶取向差5°以上的边界定义为晶界的理由是因为，有时无法区别从同一旧奥氏体晶粒以相近的变体生成的不同组织。

珠光体和渗碳体的分数是通过SEM观察由Nital硝酸乙醇腐蚀液的腐蚀出现的金属组织而得到的。

关于新鲜马氏体的面积分数，通过用光学显微镜观察由Lepera腐蚀出现的MA(Martensite-Ausutenite Constituent)，求出新鲜马氏体和残余奥氏体的合计面积分数，通过从该合计面积分数中减去由上述方法得到的残余奥氏体的面积分数而得到。

珠光体、渗碳体和MA的面积分数可以通过图像分析求出，也可以通过点算法求出。例如，珠光体和渗碳体可以在距钢板表面为板厚1/4的深度位置，以1000倍的倍率观察3个视场以上(100μm×100μm/视场)，用格子间隔5μm的点算法求出。另外，MA的合计面积分数可以在距钢板表面为板厚1/4的深度位置的区域中，以500倍的倍率观察2个视场以上(200μm×200μm/视场)，用格子间隔5μm的点算法求出。

(平均位错密度：1.0×10¹⁴～4.0×10¹⁵/m²)

在本实施方式的钢板中，距表面为板厚1/4的深度位置的钢板组织中的平均位错密度为4.0×10¹⁵/m²以下。这是为了得到所希望的均匀伸长率。平均位错密度优选为3.5×10¹⁵/m²以下，更优选为3.0×10¹⁵/m²以下。

另一方面，如果平均位错密度小于1.0×10¹⁴/m²，则难以确保强度。因此，平均位错密度为1.0×10¹⁴/m²以上。优选为1.5×10¹⁴/m²以上，更优选为2.0×10¹⁴/m²以上。

关于平均位错密度，采用X射线衍射法，分别求出钢板的距表面为板厚1/4的深度位置的(110)、(211)和(220)的衍射峰的半值宽度，通过Willamson-Hall法求出应变ε。基于求出的应变ε和铁的伯格斯矢量b(b＝0.25nm)，通过ρ＝(14.4ε²)/b²求出平均位错密度。

本实施方式的钢板，在钢板的板厚中心部，规定{211}<011>和{332}<113>的极密度的合计。在本实施方式中，板厚中心部是指从钢板的板厚方向的中心位置(钢板的距表面为板厚1/2的深度位置)沿钢板的表面方向及背面方向分别为200μm左右的范围。

规定板厚中心部的织构的理由是因为板厚中心部的织构与机械特性密切相关。其理由尚不明确，但本发明人推测如下。钢板在轧制时由于辊与钢板的摩擦，在钢板正反面产生反向的剪切变形，在板厚中心部产生平面应变变形。钢板的织构随着该变形而在板厚方向上变化，剪切变形的方向在钢板正反面相反，因此，织构也在正反面对称的取向发展。因此，使织构对机械特性的影响在正反面相互抵消，结果板厚中心部的织构与机械特性良好地对应。

(板厚中心部的{211}<011>及{332}<113>的极密度的合计：12.0以下)

由于{211}<011>和{332}<113>的发达，塑性各向异性增加，同时钢板的扩孔性显著降低。因此，将{211}<011>和{332}<113>的极密度合计设为12.0以下。{211}<011>和{332}<113>的极密度合计优选为10.0以下，更优选为7.0以下，进一步优选为6.0以下，更进一步优选为5.0以下。所述极密度的合计越小越好，但在不具有织构的情况下，各自的极密度为1.0，因此更优选设为接近于2.0的值。

极密度可以通过EBSD法的结晶取向信息得到，与X射线随机强度比意义相同。

{hkl}表示与轧制面平行的晶面，<uvw>表示与轧制方向平行的晶向。即，{hkl}<uvw>表示在板面法线方向上朝向{hkl}、在轧制方向上朝向<uvw>的晶体。

另外，在本实施方式中，板厚中心部的各结晶取向的极密度通过使用组合了扫描电子显微镜和EBSD分析装置的装置及AMETEK公司制的OIM Analysis(注册商标)，通过EBSD分析，在板厚中心部(从板厚中心位置(钢板的距表面为板厚1/2的深度位置)向钢板的表面方向及背面方向分别为200μm的范围)，区分fcc和bcc，测定1000个以上的bcc的晶粒的取向信息，通过使用了级数展开法(harmonic series expansion)的ODF分析求出。

<机械特性>

(抗拉强度：980MPa以上)

本实施方式的钢板，通过控制化学组成、金属组织和织构，具有高强度，并且具有优异的低温韧性、伸长率和扩孔性。但是，如果钢板的抗拉强度小，则车身轻量化和刚性提高等效果小。因此，本实施方式的钢板的抗拉强度(TS)为980MPa以上。抗拉强度优选为1100MPa以上，更优选为1180MPa以上。上限没有特别规定，但随着强度变高，压制成形变困难。因此，抗拉强度可以为1800MPa以下、1600MPa以下或1400MPa以下。

本实施方式的钢板也可以在表面(一方或双方)具有镀层。通过具有镀层，耐蚀性提高。对镀敷种类没有特别限制，一般是包括锌镀层和锌合金镀层的锌系镀层。作为镀敷钢板的例子，可例示电镀锌钢板、电镀锌-镍合金钢板、热浸镀锌钢板、合金化热浸镀锌钢板、热浸镀锌-铝合金钢板等。镀层附着量可以是一般的量。

本实施方式的钢板，作为抗拉强度(TS)和均匀伸长率(uEl)的平衡指标的TS×uEl优选为6000MPa·％以上，更优选为7000MPa·％以上。进一步优选为8000MPa·％以上。

钢板的伸长率使用JIS Z 2241：2011的5号试验片，通过JIS Z 2241：2011中规定的最大试验力时的塑性伸长率，即所谓的均匀伸长率(uEl)进行评价。

本实施方式的钢板，作为抗拉强度和扩孔性的平衡指标的TS×λ优选为40000MPa·％以上，更优选为50000MPa·％以上。

钢板的扩孔性根据JIS Z 2256：2010中规定的扩孔率(λ)评价。

另外，本实施方式的钢板，作为低温韧性指标的夏比冲击试验中的断口转变温度(vTrs)优选为-40℃以下。

夏比冲击试验依据JIS Z 2242：2005进行。

<制造方法>

关于本实施方式的钢板的制造方法没有特别限定，可以采用具备以下工序的制造方法得到。

(I)对具有规定化学组成的板坯或钢片进行加热的加热工序。

(II)使用多个轧机对所述加热工序后的所述板坯或所述钢片实施多道次热轧从而得到热轧钢板的热轧工序。

(III)对所述热轧钢板进行卷绕的卷绕工序。

(IV)对所述卷绕工序后的所述热轧钢板实施热处理的热处理工序。

以下，对各工序的优选条件进行说明。

[加热工序]

(加热温度：1280℃以上且SRT(℃)以上)

供于热轧的板坯或钢片的加热温度，为1280℃以上且由下述式(1)表示的温度SRT(℃)以上。加热温度小于1280℃或小于SRT(℃)时，Ti碳氮化物的固溶化变得不充分，钢板的抗拉强度和/或均匀伸长率降低。因此，进行加热以使供于热轧的板坯或钢片的温度为1280℃以上且SRT(℃)以上。在此，"板坯或钢片的温度为1280℃以上且SRT(℃)以上"是指板坯或钢片的温度为1280℃和SRT(℃)中较高的温度以上。加热温度优选超过1300℃，更优选为1305℃以上。

另一方面，加热温度超过1400℃时，生成厚的氧化皮，成品率降低，以及/或者对加热炉造成显著损伤。因此，加热温度优选为1400℃以下。

SRT(℃)＝1630+90×ln([C]×[Ti]) (1)

其中，上述式(1)中的[元素符号]表示各元素以质量％计的含量。

加热的板坯或钢片可以是通过连铸或铸造、开坯轧制而得到的，也可以是对它们实施热加工或冷加工而得到的。

[热轧工序]

在热轧工序中，使用多个轧机对具有上述化学组成的板坯或钢片实施多道次热轧，制造热轧钢板。多道次热轧可以使用棒轧机或串列式轧机进行，但从工业生产率的观点出发，优选至少最后几段使用串列式轧机。

在本实施方式的钢板的制造方法中，在热轧工序中，终轧温度FT、以及以终轧温度FT为基准的各温度范围中的合计压下率、轧制所需时间、道次数及冷却条件如后所述。

通常，不对所有这些条件进行严格控制，但本发明人发现，通过同时控制这些条件，并进一步控制后续工序，从而能够得到上述高强度、且伸长率、扩孔性和低温韧性优异的本实施方式的钢板。

(超过FT+50℃且FT+150℃以下的温度范围的合计压下率：50％以上)

在本实施方式的钢板的制造方法中，将终轧温度以℃为单位表示为FT，通过提高超过FT+50℃且FT+150℃以下的温度范围的热轧的合计压下率，能够实现钢板中的再结晶奥氏体晶粒的微细化。为了使钢板中的再结晶奥氏体晶粒微细化，使超过FT+50℃且FT+150℃以下的温度范围的合计压下率为50％以上。上述温度范围的合计压下率低于50％时，奥氏体没有充分微细化。该情况下，相变后的金属组织变粗大，并且在接下来的FT～FT+50℃的温度范围轧制时的轧制道次间的再结晶延迟，由此，相变后的织构发展。在超过FT+50℃且FT+150℃以下的温度范围的合计压下率越高越好，但由于工业上90％左右是极限，因此也可以设为90％以下。

(FT～FT+50℃的温度范围的合计压下率：40～80％)

(在FT～FT+50℃的温度范围的轧制所需时间：0.5～10.0秒)

在本实施方式的钢板的制造方法中，通过适当控制FT～FT+50℃的温度范围的合计压下率及轧制所需时间(轧制时间)，与后述的热轧后的冷却条件相配合，能够得到加工性和韧性优异的钢板。

在FT～FT+50℃的温度范围的合计压下率小于40％时，相变后的组织变粗大，轧制道次间和轧制结束后的再结晶延迟，并且钢板内部的变形量变得不均匀。该情况下，相变后特定取向发达，由此钢板的扩孔性降低。因此，在FT～FT+50℃的温度范围的合计压下率为40％以上。另一方面，如果上述温度范围的合计压下率超过80％，则即使再结晶，织构也显著发达，因此钢板的扩孔性降低。因此，在FT～FT+50℃的温度范围的合计压下率为80％以下。

在本实施方式的钢板的制造方法中，重要的是还适当控制上述温度范围(FT～FT+50℃的温度范围)的轧制所需时间。在上述温度范围的轧制所需时间过短的情况下，道次间的再结晶不推进，轧制应变过度蓄积，特定取向发达而难以得到所希望的织构。因此，上述温度范围的轧制所需时间为0.5秒以上。优选为1.0秒以上，更优选为2.0秒以上。另一方面，在上述温度范围的轧制所需时间过长的情况下，轧制道次间再结晶晶粒生长，相变后的组织变粗大。因此，上述温度范围的轧制所需时间为10.0秒以下。优选为8.0秒以下，更优选为6.0秒以下，进一步优选为5.0秒以下。

(在超过FT+50℃且FT+150℃以下的温度范围以及FT～FT+50℃的温度范围中，分别实行2道次以上的轧制)

在超过FT+50℃且FT+150℃以下的温度范围的轧制、FT～FT+50℃的温度范围的轧制的任一情况下，都反复进行加工和再结晶是重要的。因此，在各自的温度范围中，实行2道次以上的轧制。

所谓热轧工序中各温度范围的合计压下率，是指以规定温度范围中的最初的道次前的入口板厚为基准，该温度范围的合计压下量(该温度范围的轧制中的最初道次前的入口板厚与该温度范围的轧制中的最终道次后的出口板厚之差)的百分数。

(FT～FT+100℃的温度范围的平均冷却速度：6.0℃/秒以上且40.0℃/秒以下)

热轧中的钢板温度，因轧制引起的加工发热和与辊接触引起的脱热等而变化，在本实施方式中，为了控制Ti系碳化物的析出和织构，适当控制FT～FT+100℃的温度范围的平均冷却速度。如果钢板在接近终轧温度的低温区域长时间滞留，则Ti系碳化物发生加工诱发析出，强度减少。另一方面，如果在短时间完成轧制，则织构发达，扩孔性降低。因此，FT～FT+100℃温度范围的平均冷却速度为6.0℃/秒以上且40.0℃/秒以下。该温度范围的平均冷却速度优选为9.0℃/秒以上且30.0℃/秒以下，更优选为12.0℃/秒以上且20.0℃/秒以下。

上述温度范围的平均冷却速度，通过控制轧制速度和压下率控制引起的加工发热以及钢板与辊的接触散热而控制。进而，根据需要，通过进行水冷或感应加热等而控制。另外，上述温度范围的平均冷却速度，可以用辐射温度计等测定钢板表面温度，或者在难以测定时通过模拟求出。

(终轧温度FT(℃)：由下式(2)求出的Ar₃(℃)以上，且由下式(3)求出的TR(℃)以上，并且为1100℃以下)

Ar₃(℃)＝901－325×[C]+33×[Si]－92×[Mn]+287×[P]+40×[sol.Al] (2)

TR(℃)＝800+700×[Ti]+1000×[Nb] (3)

其中，上述式(2)和(3)中的[元素符号]表示各元素以质量％计的含量，不含有时代入0。

在本实施方式的钢板的制造方法中，终轧中，通过反复进行奥氏体相的加工和再结晶，来使金属组织微细化，同时谋求抑制织构的发达。因此，终轧温度FT在由上述式(2)求出的Ar₃(℃)以上，且由上述式(3)求出的TR(℃)以上。在此，终轧温度FT是指最终轧制后的钢板表面温度。

如果FT低于Ar₃(℃)，则在终轧中推进铁素体相变，在铁素体相变的同时析出粗大Ti系碳化物，钢板强度降低。另外，如果FT小于TR(℃)，则热轧后冷却前的奥氏体明显变得扁平。该情况下，在最终制品的钢板中，成为在轧制方向上伸长的组织，塑性各向异性变大，由此钢板的扩孔性降低。通过使FT为TR(℃)以上，能够适度地促进轧制道次间的加工奥氏体的再结晶，实现再结晶奥氏体晶粒的微细化，在热轧后，与后述的热轧后的冷却条件相配合，能够得到具有适合于低温韧性和扩孔性的钢组织和织构的钢板。

另一方面，如果FT超过1100℃，则组织粗大化，钢板的低温韧性降低。因此，FT为1100℃以下。FT优选为1080℃以下，更优选为1060℃以下。

终轧中的温度是指钢材表面温度，可以通过辐射温度计等测定。

(从终轧结束到开始水冷为止的时间：3.0秒以内)

终轧结束后，为了有效利用因轧制而蓄积的应变来实现金属组织的微细化，在3.0秒以内开始水冷。该水冷也可以分为多阶段进行。从终轧结束到水冷开始为止的时间(终轧结束后直至水冷开始的时间)超过3.0秒，则奥氏体中的应变恢复，难以得到所希望的组织。从终轧结束到开始水冷时间为止的时间优选为2.0秒以内，更优选为1.0秒以内，进一步优选为0.5秒以内。为了使终轧结束后的奥氏体再结晶，从终轧结束到开始水冷为止的时间优选为0.05秒以上或0.1秒以上。

(FT～750℃的温度范围的平均冷却速度：30℃/秒以上)

从完成终轧的温度(终轧温度：FT(℃))到750℃的平均冷却速度的控制对于得到所希望的金属组织是重要的。所述平均冷却速度由FT～750℃的温度变化和该温度变化所需时间算出，该时间包括从终轧结束到水冷开始为止的时间。如果上述温度范围的平均冷却速度小于30℃/秒，则难以形成微细组织，冷却过程中，在铁素体相变的同时析出粗大的Ti系碳化物，钢板强度降低。因此，上述温度范围的平均冷却速度为30℃/秒以上。平均冷却速度优选为40℃/秒以上，更优选为50℃/秒以上。上限没有特别限定，从抑制由热应变引起的板翘曲的观点出发，平均冷却速度优选为300℃/秒以下，更优选为200℃/秒以下，进一步优选为150℃/秒以下，更进一步优选为110℃/秒以下。

通过在FT～750℃的温度范围之中终轧结束后的高温范围进行快速冷却，能够使金属组织更加微细化，因此钢板的低温韧性更加提高。因此，优选除了将FT～750℃的平均冷却速度设为30℃/秒以上之外，还在结束终轧后0.3秒以内开始水冷，使FT～FT-40℃的平均冷却速度为100℃/秒以上。该情况下，所述水冷可以利用以FT～FT-40℃的温度范围的急冷为目的的步骤和进行其后的冷却的多个冷却步骤进行。如果FT～FT-40℃的平均冷却速度小于100℃/秒，则难以得到上述效果。FT～FT-40℃的平均冷却速度优选为120℃/秒以上，更优选为150℃/秒以上。关于该温度范围的平均冷却速度，没有必要特别限定上限，但从抑制钢板内的温度波动的观点出发，平均冷却速度优选为1000℃/秒以下。

上述终轧结束后的高温范围的急冷(FT～FT-40℃的冷却)不限于终轧的最终轧机之后，也可以在轧机间进行。即，在进行快速冷却后的轧制中不进行轧制，或者以形状矫正、冷却控制等为目的，也可以施加压下率为8％以下的轧制。该情况下，急冷后的轧制不包含在终轧工序中。

(750～620℃的停滞时间：20秒以下)

以提高均匀伸长率为目的，也可以使GAM为0.5°以下的组织即铁素体析出。为此，调整终轧后的热轧钢板在铁素体相变活跃的750～620℃的温度范围的停滞时间，得到所希望的面积分数的GAM≤_0.5。如果在上述温度范围的停滞时间超过20秒，则铁素体过剩析出，珠光体和/或渗碳体过剩析出，强度降低。因此，在上述温度范围的停滞时间为20秒以下。停滞时间优选为17秒以下，更优选为14秒以下，进一步优选为10秒以下。考虑到设备能力，下限可以为1秒。

在本实施方式中，所谓750～620℃的停滞时间，表示从终轧后的钢板温度达到750℃起直至温度降低而达到620℃为止的时间，在该时间、范围内，钢板未必需要始终被冷却。

(从620℃直至570℃以下的冷却停止温度的温度范围的平均冷却速度：30℃/秒以上)

为了使未相变奥氏体相变为新鲜马氏体和/或贝氏体，将冷却停止温度设为570℃以下，以从620℃到冷却停止温度的温度范围的平均冷却速度为30℃/秒以上的方式进行冷却。如果上述温度范围的平均冷却速度小于30℃/秒，则在冷却中会生成渗碳体和/或珠光体，难以得到所希望的金属组织。上述温度范围的平均冷却速度优选为40℃/秒以上，更优选为50℃/秒以上。上述温度范围的平均冷却速度的上限没有特别限定，但从抑制由热应变引起的板翘曲的观点出发，优选为300℃/秒以下，更优选为200℃/秒以下，进一步优选为150℃/秒以下，更进一步优选为110℃/秒以下。

[卷绕工序]

(卷绕温度：570℃以下)

上述冷却后，在570℃以下卷绕钢板。在超过570℃进行卷绕的情况下，因卷绕后的缓慢冷却而在卷绕温度附近使Ti系碳化物过剩析出，扩孔性和韧性降低。因此，卷绕温度为570℃以下。卷绕温度优选为560℃以下，更优选为550℃以下。从抑制卷绕后的Ti系碳化物析出的观点出发，卷绕温度为570℃以下即可，下限没有限定。

卷绕温度和上述冷却停止温度大多为大致相同的温度。

[热处理工序]

(最高到达温度Tmax：550～720℃)

在热处理工序中，通过热处理对在热轧工序和卷绕工序中生成的新鲜马氏体和贝氏体进行回火，一边调整位错密度，一边使Ti系碳化物析出，由此，得到强度、均匀伸长率和韧性优异的钢板。热处理工序的最高到达温度Tmax小于550℃时，由于晶粒内的弹性应变减少的延迟，GAM_>1.7的面积分数可能变得过剩。因此，将Tmax设为550℃以上。Tmax优选为570℃以上，更优选为600℃以上。另一方面，Tmax超过720℃时，Ti系碳化物粗大化，难以得到强度。另外，由于珠光体和粗大渗碳体的生成，钢板的扩孔性和韧性劣化。因此，将Tmax设为720℃以下。Tmax优选为700℃以下。

(回火参数Ps：14000～18000)

在热处理工序中，晶粒内的弹性应变和位错减少，同时Ti系碳化物析出，由此，得到强度和均匀伸长率的平衡优异的钢板。回火参数Ps小于14000时，弹性应变和位错的减少变得不充分，得不到提高强度和均匀伸长的平衡的效果。因此，Ps为14000以上。另一方面，Ps超过18000时，Ti系碳化物粗大化，强度降低，生成珠光体和粗大渗碳体，扩孔性和韧性劣化。因此，Ps设为18000以下。

在热处理温度恒定的情况下，Ps可以通过Ps＝(T+273)×(20+log(t))求出。式中的T为热处理温度(℃)，t为热处理时间(小时)。但是，在热处理温度不恒定的情况下，即，在如连续退火那样温度连续变化的情况下，可以如非专利文献1所记载的那样，通过考虑了热处理工序的方法，作为累计回火参数进行计算。在本实施方式中，将基于非专利文献1所记载的方法算出的累计回火参数作为回火参数Ps。

具体而言，通过以下方法求出回火参数Ps。

用总数为N的微小时间Δt来分割从加热开始到加热结束的时间。在此，将第(n-1)个区间的平均温度设为T_n-1(℃)，将第n个区间的平均温度设为T_n(℃)。与最初的微小时间(n＝1时的区间)对应的回火参数P(1)可以通过下式求出。log表示底为10的常用对数。

P(1)＝(T1+273)×(20+log(Δt))

P(1)可以通过下式表示为与基于温度T₂和加热时间t₂算出的P等价的值。

(T₁+273)×(20+log(Δt))＝(T₂+273)×(20+log(t₂))

时间t2是用于在温度T₂下得到与基于第2个区间之前的区间(即第1个区间)中的加热而算出的P的累计值等价的P的所需时间(等价时间)。第2个区间(温度T₂)中的加热时间是对时间t₂加上实际的加热时间Δt而得到的时间。因此，第2个区间的加热结束的时刻的P的累计值P(2)可以通过下式求出。

P(2)＝(T₂+273)×(20+log(t₂+Δt))

如果将该式一般化，则成为下式(4)。

P(n)＝(T_n+273)×(20+log(t_n+Δt)) (4)

时间t_n是用于在温度T_n下得到与第(n-1)个区间的加热结束时刻的P的累计值等价的P的等价时间。时间t_n可以通过式(5)求出。

log(t_n)＝((T_n-1+273)/(T_n+273))×(20+log(t_n-1))-20 (5)

通过以上方法得到的第N个回火参数P(N)是在第N个区间的加热结束的时刻的P的累计值，其为Ps。

在本实施方式中，在上述热处理工序中，也可以通过对钢板实施镀敷来制成镀敷钢板。即使在热处理后实施镀敷的情况下，只要将热处理工序和镀敷工序视为连续的工序，在上述热处理条件的范围内实施镀敷就没有问题。镀敷可以是电镀或热浸镀。对镀层种类也没有特别限制，一般是包括锌镀层和锌合金镀层的锌系镀层。作为镀敷钢板的例子，可例示电镀锌钢板、电镀锌-镍合金钢板、热浸镀锌钢板、合金化热浸镀锌钢板、热浸镀锌-铝合金钢板等。镀层附着量可以是一般的量。也可以在实施镀敷之前，作为预电镀在表面镀上Ni等。

在制造本实施方式的钢板时，也可以以形状矫正为目的适当实施公知的表面光轧。

本实施方式的钢板的板厚没有特别限定，但在板厚过厚的情况下，在钢板表层和内部生成的组织显著不同，因此优选为6.0mm以下。另一方面，如果板厚过薄，则热轧时难以通板，因此，通常优选为1.0mm以上。更优选为1.2mm以上。

实施例

接着，通过实施例更具体地说明本发明一方式的效果，实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性和效果而采用的一个条件例，本发明并不限定于这一条件例。在不脱离本发明主旨的情况下，只要能够达到本发明的目的，本发明就可以采用各种条件。

熔炼具有表1所示化学组成的钢并铸造后，通过热锻而制成40mm厚的钢片。将得到的钢片加热，用具有多个轧机的试验用小型串列式轧机，在超过FT+50℃且FT+150℃以下的温度范围和FT～FT+50℃的温度范围都实行2～4道次的多次轧制，实施热轧，制成板厚为2.5～3.5mm的热轧钢板。对该热轧钢板进行水冷、卷绕后，实施热处理，由此，得到钢板(热轧钢板)。表2-1～表2-2表示各制造条件。

在热处理中，计算回火参数Ps时的时间间隔为1秒。

另外，对部分钢板实施了镀敷。

表2-1

下划线表示本发明范围外。

表2-2

下划线表示本发明范围外。

对于得到的钢板，采用上述方法，求出距钢板表面为板厚1/4的深度位置处的金属组织的GAM_0.5-1.7、GAM_>1.7、GAM_≤0.5的面积分数、残余奥氏体(残存γ)的面积分数、残余奥氏体、新鲜马氏体、渗碳体和珠光体的合计面积分数、平均结晶粒径和平均位错密度以及板厚中心部的各结晶取向的极密度。在板厚中心部的结晶取向的极密度的测定中，测定了大约3000个bcc的结晶取向信息。

为了评价得到的钢板的机械特性，抗拉强度TS(MPa)、均匀伸长率uEl(％)依据JISZ 2241：2011，用5号试验片评价。

扩孔性通过基于JIS Z 2256：2010测定的扩孔率λ(％)评价。

低温韧性用断口转变温度vTrs(℃)评价，依据JIS Z 2242：2005，使用将钢板加工成2.5mm小尺寸试验片的V切口试验片进行夏比冲击试验来评价。

表3-1～表3-2表示金属组织、织构和机械特性的试验结果。表3-2中的镀层栏的GI表示热浸镀锌镀层，GA表示合金化热浸镀锌镀层。另外，表3-1的平均位错密度的表述中，例如8.3E+14表示8.3×10¹⁴。

将抗拉强度为980MPa以上的情况判断为高强度，将vTrs(℃)为-40℃以下判断为低温韧性优异。加工性通过强度-均匀伸长平衡(TS×uEl)和强度-扩孔性平衡(TS×λ)来评价。将TS×uEl(MPa·％)为6000MPa·％以上的情况判断为高强度且均匀伸长率优异，将TS×λ(MPa·％)为50000MPa·％以上的情况判断为高强度且扩孔性优异。

表3-1

下划线表示本发明范围外。

表3-2

下划线表示本发明范围外。

根据表3-1、表3-2可知，作为发明例的钢板No.1～3、11、13、14、16、23～32、34、36为高强度且低温韧性，均匀伸长率、扩孔性优异。另一方面，可知作为比较例的钢板No.4～10、12、15、17～22、33、35中，一个以上的特性差。

产业上的可利用性

根据本发明的上述一方式，能够提供高强度且伸长率、扩孔性、低温韧性优异的钢板及其制造方法。若将本发明的钢板用作汽车的内板构件、结构构件、行驶构件等部件的原材料，则容易加工成部件形状，也能够耐受在极寒冷地区的使用，因此产业上的贡献极其显著。

Claims

1.一种钢板，其特征在于，

化学组成以质量％计含有

C：0.040～0.180％、

Si：0.005～2.00％、

Mn：1.00～3.00％、

Ti：超过0.200％且0.400％以下、

酸可溶性Al：0.001～1.000％、

N：0.0010～0.0100％、

P：0.100％以下、

S：0.0100％以下、

Nb：0～0.100％、

V：0～0.500％、

Mo：0～0.500％、

Cu：0～1.00％、

Ni：0～1.00％、

Cr：0～2.00％、

B：0～0.0030％、

Ca：0～0.0100％、

Mg：0～0.0100％、

REM：0～0.0100％、以及

Bi：0～0.0200％，

余量由Fe和杂质构成，

在距表面为板厚1/4的深度位置，

GAM超过0.5°且1.7°以下的晶粒即GAM_0.5-1.7的面积分数为50％以上且100％以下，所述GAM表示通过EBSD分析得到的1个晶粒内的结晶取向差的平均值，

所述GAM超过1.7°的晶粒即GAM_>1.7的面积分数为0％以上且20％以下，

所述GAM为0.5°以下的晶粒即GAM_≤0.5的面积分数为0％以上且小于50％，

残余奥氏体的面积分数为0％以上且小于4％，

所述残余奥氏体、新鲜马氏体、渗碳体和珠光体的合计面积分数为0％以上且10％以下，

平均结晶粒径为15.0μm以下，

平均位错密度为1.0×10¹⁴/m²以上且4.0×10¹⁵/m²以下，

板厚中心部的{211}<011>和{332}<113>的极密度的合计为12.0以下，

抗拉强度为980MPa以上。

2.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，

所述化学组成以质量％计，含有选自以下组成中的1种或2种以上，

Nb：0.001～0.100％、

V：0.005～0.500％、

Mo：0.001～0.500％、

Cu：0.02～1.00％、

Ni：0.02～1.00％、

Cr：0.02～2.00％、

B：0.0001～0.0030％、

Ca：0.0002～0.0100％、

Mg：0.0002～0.0100％、

REM：0.0002～0.0100％、以及

Bi：0.0001～0.0200％。

3.根据权利要求1或2所述的钢板，其特征在于，在表面形成有镀层。

4.根据权利要求3所述的钢板，其特征在于，所述镀层为热浸镀锌层。

5.根据权利要求3所述的钢板，其特征在于，所述镀层为合金化热浸镀锌层。

6.一种钢板的制造方法，是制造权利要求1所述的钢板的方法，其特征在于，具有：

加热工序，其对具有权利要求1所述化学组成的板坯或钢片进行加热；

热轧工序，其使用多个轧机对所述加热工序后的所述板坯或所述钢片实施多道次热轧，从而得到热轧钢板；

卷绕工序，其对所述热轧钢板进行卷绕；以及

热处理工序，其对所述卷绕工序后的所述热轧钢板实施热处理，

在所述加热工序中，

将加热温度设为1280℃以上且是由下述(1)式表示的温度SRT以上，温度SRT的单位是℃，

在所述热轧工序中，

以℃为单位将终轧温度表示为FT时，将超过FT+50℃且FT+150℃以下的温度范围的合计压下率设为50％以上，

将所述FT～所述FT+50℃的温度范围的合计压下率设为40～80％，将所述FT～所述FT+50℃的所述温度范围的轧制所需时间设为0.5～10.0秒，

在超过所述FT+50℃且所述FT+150℃以下的所述温度范围和所述FT～所述FT+50℃的所述温度范围，分别实行2道次以上的轧制，

将所述FT～FT+100℃的温度范围的平均冷却速度设为6.0℃/秒以上且40.0℃/秒以下，

将所述FT设为由下述式(2)求出的Ar₃以上且由下述式(3)求出的TR以上，并且设为1100℃以下，其中，TR的单位是℃，

从终轧结束后3.0秒以内开始水冷，

将所述FT～750℃的温度范围的平均冷却速度设为30℃/秒以上，在750～620℃的温度范围停滞20秒以下，然后以从620℃直至570℃以下的冷却停止温度的温度范围的平均冷却速度为30℃/秒以上的方式冷却至所述冷却停止温度，

在所述卷绕工序中，在570℃以下进行卷绕，

在所述热处理工序中，

将最高到达温度Tmax设为550℃以上且720℃以下，将回火参数Ps设为14000～18000，

SRT＝1630+90×ln([C]×[Ti]) (1)

Ar₃＝901－325×[C]+33×[Si]－92×[Mn]+287×[P]+40×[酸可溶性Al] (2)

TR＝800+700×[Ti]+1000×[Nb] (3)

其中，上述式(1)、(2)、(3)中的[元素符号]表示各元素以质量％计的含量，不含有时代入0，SRT、Ar₃和TR的单位均为℃。

7.根据权利要求6所述的钢板的制造方法，其特征在于，

在所述热轧工序中，

从所述终轧结束后3.0秒以内开始所述水冷，

实行所述FT～FT-40℃的温度范围的平均冷却速度为100℃/秒以上的冷却。