钢板及其制造方法与流程

1.本发明涉及钢板及其制造方法。
2.本技术基于2020年1月8日提出的日本专利申请特愿2020
‑ꢀ
001530号主张优先权，在此引用其内容。


背景技术：

3.近年来，汽车为了通过使车体轻量化来提高燃油效率，从而降低 二氧化碳气体的排放量，此外为了通过吸收碰撞时的碰撞能量来确保 乘客的保护及安全，正在大量使用高强度钢板。可是，一般来讲，如 果使钢板高强度化，则变形能力(延展性、弯曲性等)下降，容易在 冲击变形所产生的局部大应变区域中发生断裂。因此，对于汽车中使 用的钢板，要求在冲击变形所产生的局部大应变区域中难以发生断裂 的特性，即要求耐冲击断裂特性优异。
4.例如，专利文献1中，公开了一种能够兼顾高的强度和优异的成 形性的抗拉强度为900mpa以上的高强度钢板。专利文献1在钢组织 中，按面积率将铁素体设定为5％以上且80％以下，将自回火马氏体设 定为15％以上，同时将贝氏体设定为10％以下，将残余奥氏体设定为 5％以下，将淬火状态的马氏体设定为40％以下，将自回火马氏体的平 均硬度设定为hv≤700，且将自回火马氏体中的5nm以上且0.5μm以 下的铁系碳化物的平均析出个数设定为每1mm2为5
×
104个以上。
5.专利文献2中，公开了一种具有900mpa以上的抗拉强度、且具 有良好的焊接性、拉伸率也良好的薄钢板。在专利文献2的薄钢板 中，公开了在其所具有的钢组织中，铁素体按面积率含有25％以上且 65％以下，马氏体晶粒内析出了铁系碳化物的马氏体按面积率含有 35％以上且75％以下，作为剩余部分组织除所述铁素体及所述马氏体 以外按面积率合计含有20％以下(包含0％)，所述铁素体及所述马氏 体的平均粒径分别为5μm以下，所述铁素体和所述马氏体的界面上的si及mn的合计按原子浓度为5％以上。
6.专利文献3中，公开了一种冷轧钢板，其中，所具有的钢组织中 含有合计为60面积％以上的铁素体及贝氏体、以及3面积％以上且20 面积％以下的残余奥氏体，所述铁素体及贝氏体的平均粒径为0.5μm 以上且6.0μm以下，所述残余奥氏体中的c浓度为0.5质量％以上且 1.2质量％以下；具有距钢板表面为50μm的深度位置中的向轧制方向 伸展的mn浓化部及si浓化部在轧制直角方向的平均间隔为1000μm 以下的元素浓度分布；具有钢板表面的裂纹的最大深度为4.5μm以 下、且宽6μm以下、深2μm以上的裂纹的数密度为10个/50μm以下 的表面性状；具有抗拉强度(ts)为800mpa以上且1200mpa以下、 3％以上且8％以下的塑性应变区中的加工硬化指数(n
3-8
)为0.10以 上、弯曲性满足式(r/t≤1.5)的机械特性。
7.但是，本发明人进行研究的结果，得知在专利文献1～3中，有时 耐冲击断裂特性并不充分。
8.现有技术文献
9.专利文献
10.专利文献1：国际公开第2009/096596号
11.专利文献2：国际公开第2018/030503号
12.专利文献3：日本专利第5659929号公报


技术实现要素：

13.发明所要解决的问题
14.本发明如上所述，是鉴于在高强度钢板中，除了提高成形性及强 度以外，还要求提高耐冲击断裂特性而完成的。本发明的目的是，在 高强度钢板(包括镀锌钢板、镀锌合金钢板、合金化镀锌钢板、合金 化镀锌合金钢板)中，提供成形性、强度及耐冲击断裂特性优异的钢 板及其制造方法。
15.用于解决课题的手段
16.为了解决上述课题而进行了研究，结果本发明人得到了以下的见 解。
17.(a)由于通过成形在钢中发生的微细的孔隙成为冲击时发生的脆 性-韧性断裂的传播路径，所以降低成为微细孔隙发生起点的硬质组织 (马氏体及残余奥氏体)的体积率，对于提高耐冲击断裂特性是有效 的。
18.(b)看起来似乎通过冷轧在硬质的渗碳体附近产生的孔隙、或者 在通过固溶碳使热轧钢板达到高硬度的情况下通过冷轧而产生的孔 隙，通过热处理(退火)而消失，但成形时因开口而使微细的孔隙残 存于制品中，所以对冷轧前的渗碳体及固溶碳的分布进行控制，对于 提高耐冲击断裂特性是有效的。
19.基于上述见解而完成的本发明的主旨如下所述。
20.[1]本发明的一个方案涉及一种钢板，其中，成分组成以质量％计 含有：
[0021]
c：0.010～0.200％、
[0022]
si：0.005～1.500％、
[0023]
mn：0.05～3.00％、
[0024]
al：0.005～1.000％、
[0025]
p：0.100％以下、
[0026]
s：0.0200％以下、
[0027]
n：0.0150％以下、
[0028]
o：0.0100％以下、
[0029]
nb：0～0.060％、
[0030]
ti：0～0.100％、
[0031]
v：0～0.500％、
[0032]
cr：0～1.00％、
[0033]
ni：0～1.00％、
[0034]
cu：0～1.00％、
[0035]
mo：0～1.00％、
[0036]
w：0～1.000％、
[0037]
b：0～0.0100％、
[0038]
sn：0～1.00％、
[0039]
sb：0～0.20％、以及
[0040]
ca、ce、mg、zr、la及rem中的1种或2种以上的合计：0～ 0.0100％，
[0041]
剩余部分包含fe及杂质；
[0042]
关于沿板厚方向距表面为板厚的1/4位置处的显微组织，
[0043]
以体积％计含有铁素体：80％以上、马氏体：2％以下、残余奥氏 体：2％以下，
[0044]
未再结晶铁素体在所述铁素体中所占的比例为5％以下，
[0045]
在10％拉伸后的沿板厚方向距表面为板厚的1/4位置处的显微组 织中，最大直径为1.0μm以上的孔隙的个数密度为1.0
×
109个/m2以 下。
[0046]
[2]上述[1]所述的钢板，其中，所述成分组成也可以以质量％计含 有选自以下元素中的1种以上：
[0047]
nb：0.005～0.060％、
[0048]
ti：0.015～0.100％、
[0049]
v：0.010～0.500％、
[0050]
cr：0.05～1.00％、
[0051]
ni：0.05～1.00％、
[0052]
cu：0.05～1.00％、
[0053]
mo：0.03～1.00％、
[0054]
w：0.030～1.000％、
[0055]
b：0.0005～0.0100％、
[0056]
sn：0.01～1.00％、
[0057]
sb：0.005～0.20％、以及
[0058]
ca、ce、mg、zr、la、rem中的1种或2种以上的合计： 0.0001～0.0100％。
[0059]
[3]上述[1]或[2]所述的钢板，其中，含在所述显微组织中的所述铁 素体的平均结晶粒径也可以为6.0～15.0μm。
[0060]
[4]上述[1]～[3]中任一项所述的钢板，其中，也可以在所述表面具 有镀锌层。
[0061]
[5]上述[1]～[3]中任一项所述的钢板，其中，也可以在所述表面具 有锌合金镀层。
[0062]
[6]上述[4]或[5]所述的钢板，其中，所述镀锌层或所述锌合金镀层 中的fe含量也可以以质量％计为7.0～13.0％。
[0063]
[7]本发明的另一方案涉及一种钢板的制造方法，其是制造上述 [1]～[3]中任一项所述的钢板的方法，其中，具备：
[0064]
热轧工序，其将具有上述[1]所述的成分组成的钢坯加热至1150～ 1320℃，以热轧结束温度达到850～930℃的方式结束热轧，在经过 1.5秒以上后开始冷却，以冷却开始温度～500℃的温度区域的平均冷 却速度达到20℃/s以上的方式，冷却到500℃以下的温度区域，从而 形成热轧钢板，
[0065]
再加热工序，其将所述热轧钢板加热到500～700℃的温度区域，
[0066]
冷却工序，其将所述热轧钢板冷却到室温，
[0067]
冷轧工序，其以合计压下率达到30～90％、冷轧结束温度达到 120～250℃的方式
对所述热轧钢板进行冷轧，从而形成冷轧钢板，
[0068]
退火工序，其将所述冷轧钢板加热至720～850℃的退火温度，然 后冷却到500℃以下的温度区域；
[0069]
在所述热轧工序中，
[0070]
在1000℃以下的温度区域中，满足下式(1)，
[0071]
在所述再加热工序中，
[0072]
在500～700℃的所述温度区域中，满足下式(2)，
[0073]
在所述退火工序中，
[0074]
在向所述退火温度的加热过程中，
[0075]
在720℃～所述退火温度的温度区域中，施加20mpa以上的张 力，且满足下式(3)，
[0076]
在从所述退火温度的冷却过程中，
[0077]
在720～500℃的温度区域中，满足下式(4)，
[0078]
[数式1]
[0079][0080]
上述式(1)中，dn是表示热轧工序的1000℃以下的温度区域中 的微细碳化物的析出进行程度的指标，上述式(1)中的各符号分别表 示如下：
[0081]
n：在1000℃以下的温度区域进行的轧制的道次数
[0082]
ti：第i道次的轧制温度[℃]
[0083]
ti：从第i道次的轧制到第i 1道次的轧制的经过时间[秒]、或从第 i道次的轧制到钢板温度降低达到850℃的经过时间[秒]
[0084]hi-1
：1000℃以下的温度区域中的第i道次的轧制前的板厚[mm]
[0085]hi
：1000℃以下的温度区域中的第i道次的轧制后的板厚[mm]
[0086]a1～11
：常数(a1＝2.54
×
10-6
、a2＝-3.62
×
10-4
、a3＝-6.38
×
10-1
、a4＝
‑ꢀ
3.00
×
10-1
、a5＝8.50
×
10-1
、a6＝-8.50
×
10-4
、a7＝2.40
×
100、a8＝7.83
×
10-13
、 a9＝2.80
×
105、a
10
＝6.00
×
10-12
、a
11
＝2.80
×
105)
[0087]
[数式2]
[0088][0089]
上述式(2)中，k
20
是表示将再加热工序的500～700℃的所述温 度区域中的温度过程相对于时间分成20等份时的第20个时间段中的 所述微细碳化物的析出进行程度的指标，上述式(2)中的各符号分别 表示如下：
[0090]
tn：将500～700℃的所述温度区域中的温度过程相对于时间分成 20等份，其第n个时间段中的平均温度[℃]
[0091]
δtk：将500～700℃的所述温度区域中的总停留时间分成20份的 时间[hr.]，其中，设定为t1＝δtk。
[0092]
si：si的含量[质量％]
[0093]
[数式3]
[0094][0095]
上述式(3)中的各符号分别表示如下：
[0096]k20
：通过上述式(2)得到的值
[0097]
d1及d2：常数(d1＝9.67
×
10
10
、d2＝1.25
×
104)
[0098]
ti：将720℃～所述退火温度的所述温度区域中的温度过程相对于 时间分成10份时的第i个时间段中的平均热处理温度[℃]
[0099]
t’：720℃～所述退火温度的所述温度区域中的停留时间的1/10秒
[0100]
[数式4]
[0101][0102]
上述式(4)中，各符号分别表示如下：
[0103]
δi：750-18
×
si-17
×
mn-10
×
cr-8
×
ni 15
×
al-ti
[0104]
其中，各元素表示以质量％计的含量，在不含该元素时代入0，此 外，当δi的计算值为负的值时，将δi设定为0，
[0105]g1～6
：常数(g1＝1.00
×
10-1
、g2＝1.46
×
10-1
、g3＝1.14
×
10-1
、 g4＝2.24
×
100、g5＝4.53
×
100、g6＝4.83
×
103)
[0106]
nb、mo、si、mn、cr、ni及al：各元素的含量[质量％]，但 是，在不含该元素时代入0。
[0107]
ti*：用ti-42/14
×
n表示的有效ti量，ti及n表示该元素的含量 [质量％]，但是，在不含该元素时代入0，将最小值设定为0，
[0108]
ti：将720～500℃的所述温度区域中的温度过程相对于时间分成 10份时的第i个时间段中的平均热处理温度[℃]
[0109]
ac1及ac3：加热中的相变开始温度及相变结束温度[℃]
[0110]
t
max
：热处理工序中的最高加热温度[℃]
[0111]
t’：720～500℃的所述温度区域中的停留时间的1/10秒
[0112]
[8]上述[7]所述的钢板的制造方法，其中，也可以在所述退火工序 的所述冷却过程中，对所述冷轧钢板实施热浸镀锌处理。
[0113]
[9]上述[7]所述的钢板的制造方法，其中，也可以在所述退火工序 的所述冷却过程中，对所述冷轧钢板实施热浸镀锌合金处理。
[0114]
[10]上述[8]或[9]所述的钢板，其中，在所述退火工序的所述冷却 过程中，也可以在所述热浸镀锌处理后或所述热浸镀锌合金处理后实 施合金化处理。
[0115]
发明的效果
[0116]
根据本发明涉及的上述方案，能够提供成形性、强度及耐冲击断 裂特性优异的钢板及其制造方法。
具体实施方式
[0117]
以下，对本实施方式涉及的钢板及其制造条件依次进行说明。首 先，对本实施方式涉及的钢板的成分组成(化学组成)的限定理由进 行说明。在以夹着以下记载的“～”的方式记载的数值限定范围中， 下限值及上限值包含在其范围内。描述成“低于”、“超过”的数 值，其值不包含在数值范围内。有关成分组成的“％”都表示质量％。
[0118]
本实施方式涉及的钢板的成分组成以质量％计含有c：0.010～ 0.200％、si：0.005～1.500％、mn：0.05～3.00％、al：0.005～ 1.000％、p：0.100％以下、s：0.0200％以下、n：0.0150％以下、o： 0.0100％以下、nb：0～0.060％、ti：0～0.100％、v：0～0.500％、 cr：0～1.00％、ni：0～1.00％、cu：0～1.00％、mo：0～1.00％、 w：0～1.000％、b：0～0.0100％、sn：0～1.00％、sb：0～0.20％、以 及ca、ce、mg、zr、la及rem中的1种或2种以上的合计：0～ 0.0100％，剩余部分包含fe及杂质。以下，对各元素进行说明。
[0119]
c：0.010～0.200％
[0120]
c是较大地提高钢板强度的元素。如果c含量为0.010％以上，则 可得到充分的抗拉强度(最大抗拉强度)，所以将c含量设定为 0.010％以上。为了进一步提高钢板的抗拉强度，c含量优选为0.020％ 以上，更优选为0.030％以上。
[0121]
另一方面，如果c含量为0.200％以下，则由于能够将热处理后的 铁素体控制在所期望的量，因而能够确保耐冲击断裂特性。因此，将 c含量设定为0.200％以下。为了进一步提高耐冲击断裂特性，c含量 优选为0.180％以下，更优选为0.150％以下。
[0122]
si：0.005～1.500％
[0123]
si是使铁系碳化物微细化，有助于提高强度-成形性的平衡的元 素。为了提高强度-成形性的平衡，将si含量设定为0.005％以上。优 选si含量为0.025％以上。特别是从提高强度的观点出发，更优选将si 含量设定为0.100％以上。
[0124]
此外，如果si含量为1.500％以下，则难以形成作为断裂起点而起 作用的粗大的si氧化物，从而难以发生开裂，能够抑制钢的脆化，此 外还能够确保耐冲击断裂特性。因此，将si含量设定为1.500％以下。 si含量优选为1.300％以下，更优选为1.000％以下。
[0125]
mn：0.05～3.00％
[0126]
mn是通过提高钢的淬透性，有助于提高强度的元素。为了得到所 期望的强度，将
mn含量设定为0.05％以上，优选为0.15％以上。
[0127]
此外，如果mn含量为3.00％以下，则能够抑制因铸造时的mn的 不均匀存在而损害钢板内的宏观均质性，此外能够将铁素体设定为所 期望的量，能够确保钢板的成形性。因此，将mn含量设定为3.00％以 下。为了得到更良好的成形性，mn含量优选为2.80％以下，更优选为 2.60％以下。
[0128]
al：0.005～1.000％
[0129]
al是作为脱氧材料发挥功能的元素。如果al含量为0.005％以 上，则能够充分得到脱氧效果，所以将al含量设定为0.005％以上， 优选为0.010％以上，更优选为0.020％以上。
[0130]
此外，al也是形成成为断裂起点的粗大的氧化物，使钢脆化的元 素。如果al含量为1.000％以下，则能够抑制以断裂起点而起作用的 粗大的氧化物的生成，能够抑制钢坯容易开裂。因此，将al含量设定 为1.000％以下。al含量优选为0.800％以下，更优选为0.600％以下。
[0131]
p：0.100％以下
[0132]
p是使钢脆化，此外使通过点焊而产生的熔化部脆化的元素。如 果p含量为0.100％以下，则能够抑制因钢板脆化而在生产工序中容易 开裂的问题。因此，将p含量设定为0.100％以下。从生产率的观点出 发，p含量优选为0.050％以下，更优选为0.030％以下。
[0133]
p含量的下限包括0％，但通过将p含量设定为0.001％以上，能够 进一步抑制制造成本，所以也可以将0.001％作为下限。
[0134]
s：0.0200％以下
[0135]
s是通过形成mn硫化物，使延展性、扩孔性、拉伸凸缘性及弯曲 性等成形性劣化的元素。如果s含量为0.0200％以下，则能够抑制钢 板成形性的显著下降，所以将s含量设定为0.0200％以下。s含量优选 为0.0100％以下，更优选为0.0080％以下。
[0136]
s含量的下限包括0％，但通过将s含量设定为0.0001％以上，能 够进一步抑制制造成本，所以也可以将0.0001％作为下限。
[0137]
n：0.0150％以下
[0138]
n是形成氮化物，使延展性、扩孔性、拉伸凸缘性及弯曲性等成 形性劣化的元素。如果n含量为0.0150％以下，则能够抑制钢板成形 性的下降，所以将n含量设定为0.0150％以下。此外，n也是焊接时 发生焊接缺陷而损害生产率的元素。因此，n含量优选为0.0120％以 下，更优选为0.0100％以下。
[0139]
n含量的下限包括0％，但通过将n含量设定为0.0005％以上，能 够进一步抑制制造成本，所以也可以将0.0005％作为下限。
[0140]
o：0.0100％以下
[0141]
o是形成氧化物，损害延展性、扩孔性、拉伸凸缘性及弯曲性等 成形性的元素。如果o含量为0.0100％以下，则能够抑制钢板成形性 的显著下降，所以将o含量设定为0.0100％以下，优选为0.0080％以 下，更优选为0.0050％以下。
[0142]
o含量的下限包括0％，但通过将o含量设定为0.0001％以上，能 够进一步抑制制造成本，所以也可以将0.0001％作为下限。
[0143]
本实施方式涉及的钢板的成分组成的剩余部分也可以为fe及杂 质。作为杂质，可例示出从钢原料或者废料及/或在炼钢过程中不可避 免地混入的、在不损害本实施方式涉及的钢板的特性的范围内允许的 元素。作为杂质，可列举出h、na、cl、co、zn、ga、ge、as、 se、tc、ru、rh、pd、ag、cd、in、te、cs、ta、re、os、ir、pt、 au、pb、bi、po。杂质也可以合计含有0.100％以下。
[0144]
本实施方式涉及的钢板也可以替代fe的一部分而作为任选元素含 有以下的元素。不含以下的任选元素时的含量为0％。
[0145]
nb：0～0.060％
[0146]
nb是通过析出物所形成的强化、抑制铁素体晶粒生长所形成的晶 粒细化强化及抑制再结晶所形成的位错强化，有助于提高钢板强度的 元素。由于nb也可以未必含有，所以nb含量的下限包括0％。为了 充分得到nb的提高强度的效果，nb含量优选为0.005％以上，更优选 为0.015％以上。
[0147]
此外，如果nb含量为0.060％以下，则通过促进再结晶而能够抑 制未再结晶铁素体残存，能够确保钢板的成形性。因此，将nb含量设 定为0.060％以下。nb含量优选为0.050％以下，更优选为0.040％以 下。
[0148]
ti：0～0.100％
[0149]
ti是具有减低使以断裂起点而起作用的粗大夹杂物发生的s、n 及o的效果的元素。此外，ti具有使组织微细化，提高强度-成形性 的平衡的效果。ti是通过析出物所形成的强化、抑制铁素体晶粒生长 所形成的晶粒细化强化及抑制再结晶所形成的位错强化，有助于提高 钢板强度的元素。由于ti也可以未必含有，所以ti含量的下限包括 0％。为了充分得到ti的上述效果，ti含量优选为0.015％以上，更优 选为0.025％以上。
[0150]
此外，如果ti含量为0.100％以下，则能够抑制形成粗大的ti硫 化物、ti氮化物、ti氧化物，能够确保钢板的成形性。因此，将ti含 量设定为0.100％以下。优选将ti含量设定为0.075％以下，更优选设 定为0.060％以下。
[0151]
v：0～0.500％
[0152]
v是通过析出物所形成的强化、抑制铁素体晶粒生长所形成的晶 粒细化强化及抑制再结晶所形成的位错强化，有助于提高钢板强度的 元素。由于v也可以未必含有，所以v含量的下限包括0％。为了充 分得到v的提高强度的效果，v含量优选为0.010％以上，更优选为 0.030％以上。
[0153]
此外，如果v含量为0.500％以下，则能够通过碳氮化物大量析出 而抑制钢板的成形性下降。因此，将v含量设定为0.500％以下。
[0154]
cr：0～1.00％
[0155]
cr是提高钢的淬透性，有助于提高钢板强度的元素，是可替换一 部分mn的元素。由于cr可以未必含有，所以cr含量的下限包括 0％。为了充分得到cr的提高强度的效果，cr含量优选为0.05％以 上，更优选为0.20％以上。
[0156]
此外，如果cr含量为1.00％以下，则能够抑制可成为断裂起点的 粗大的cr碳化物的形成。因此，将cr含量设定为1.00％以下。
[0157]
ni：0～1.00％
[0158]
ni是抑制高温下的相变，有助于提高钢板强度的元素，是可替换 一部分mn的元
素。由于ni可以未必含有，所以ni含量的下限包括 0％。为了充分得到ni的提高强度的效果，ni含量优选为0.05％以 上，更优选为0.20％以上。
[0159]
此外，如果ni含量为1.00％以下，则能够抑制钢板焊接性的下 降，所以将ni含量设定为1.00％以下。
[0160]
cu：0～1.00％
[0161]
cu是以微细的粒子存在于钢中，有助于提高钢板强度的元素，是 可替换一部分c及/或mn的元素。由于cu可以未必含有，所以cu含 量的下限包括0％。为了充分得到cu的提高强度的效果，cu含量优选 为0.05％以上，更优选为0.15％以上。
[0162]
此外，如果cu含量为1.00％以下，则能够抑制钢板焊接性的下 降，所以将cu含量设定为1.00％以下。
[0163]
mo：0～1.00％
[0164]
mo是抑制高温下的相变，有助于提高钢板强度的元素，或是可替 换一部分mn的元素。由于mo可以未必含有，所以mo含量的下限包 括0％。为了充分得到mo的提高强度的效果，mo含量优选为0.03％ 以上，更优选为0.06％以上。
[0165]
此外，如果mo含量为1.00％以下，则能够抑制因热加工性下降而 使生产率下降。因此，将mo含量设定为1.00％以下。
[0166]
w：0～1.000％
[0167]
w是抑制高温下的相变，有助于提高钢板强度的元素，是可替换 一部分c及/或mn的元素。由于w可以未必含有，所以w含量的下 限包括0％。为了充分得到w的提高强度的效果，w含量优选为 0.030％以上，更优选为0.100％以上。
[0168]
此外，如果w含量为1.000％以下，则能够抑制因热加工性下降而 使生产率下降，所以将w含量设定为1.000％以下。
[0169]
b：0～0.0100％
[0170]
b是抑制高温下的相变，有助于提高钢板强度的元素，是可替换 一部分mn的元素。由于b可以未必含有，所以b含量的下限包括 0％。为了充分得到b的提高强度的效果，b含量优选为0.0005％以 上，更优选为0.0010％以上。
[0171]
此外，如果b含量为0.0100％以下，则能够抑制因生成b析出物 而使钢板强度下降，所以将b含量设定为0.0100％以下。
[0172]
sn：0～1.00％
[0173]
sn是抑制晶粒的粗大化，有助于提高钢板强度的元素。由于sn 可以未必含有，所以sn含量的下限包括0％。为了充分得到sn的效 果，sn含量更优选为0.01％以上。
[0174]
此外，如果sn含量为1.00％以下，则能够抑制因钢板脆化而在轧 制时断裂，所以将sn含量设定为1.00％以下。
[0175]
sb：0～0.20％
[0176]
sb是抑制晶粒的粗大化，有助于提高钢板强度的元素。由于sb 可以未必含有，所以sb含量的下限包括0％。为了充分得到上述效 果，sb含量优选为0.005％以上。
[0177]
此外，如果sb含量为0.20％以下，则能够抑制因钢板脆化而在轧 制时断裂，所以将sb含量设定为0.20％以下。
[0178]
ca、ce、mg、zr、la及rem中的1种或2种以上：合计0～ 0.0100％
[0179]
本实施方式涉及的钢板的成分组成也可以根据需要含有ca、ce、 mg、zr、la及rem中的1种或2种以上。
[0180]
ca、ce、mg、zr、la及rem是有助于提高钢板成形性的元素。 ca、ce、mg、zr、la及rem中的1种或2种以上的合计的下限包括 0％，但为了充分得到提高成形性的效果，合计优选为0.0001％以上， 更优选为0.0010％以上。
[0181]
此外，如果ca、ce、mg、zr、la、rem中的1种或2种以上的 含量的合计为0.0100％以下，则能够抑制钢板延展性的下降。因此， 将上述元素的合计含量设定为0.0100％以下，优选为0.0050％以下。
[0182]
rem(稀土金属：rare earth metal)意味着属于镧系的元素组中 的除单独特定的la、ce以外的元素组。它们大多以混合稀土的形式添 加，但除la、ce以外，也可以不可避免地含有镧系元素。
[0183]
接着，对本实施方式涉及的钢板的显微组织进行说明。
[0184]
本实施方式涉及的钢板在沿板厚方向距表面为板厚的1/4位置处的 显微组织中，以体积％计含有铁素体：80％以上、马氏体：2％以下、 残余奥氏体：2％以下，未再结晶铁素体在所述铁素体中所占的比例为 5％以下。
[0185]
本实施方式中，之所以规定沿板厚方向距表面为板厚的1/4位置处 的显微组织，是因为该位置的显微组织表示钢板的具有代表性的显微 组织，与钢板机械特性的相关性较强。再者，显微组织中的下述组织 的比例都为体积率(体积％)。
[0186]
铁素体：80％以上
[0187]
铁素体是成形性优异的组织。如果铁素体的体积率为80％以上， 则能够得到所期望的成形性。因此，将铁素体的体积率设定为80％以 上。铁素体的体积率优选为85％以上，更优选为90％以上。由于铁素 体越多越优选，所以铁素体的体积率也可以为100％。
[0188]
再者，在这里所说的铁素体中，也包含未再结晶铁素体。
[0189]
未再结晶铁素体在铁素体中所占的比例：5％以下
[0190]
未再结晶铁素体是内部残存有因冷轧等而导入的应变的铁素体， 与通常的铁素体相比强度较高，但延展性处于劣势。因此，在本实施 方式涉及的钢板中，将未再结晶铁素体在铁素体中所占的比例限制在 5％以下。未再结晶铁素体在铁素体中所占的比例优选设定为3％以 下，更优选为1％以下。为了提高钢板的成形性，更进一步优选不含未 再结晶铁素体，因此未再结晶铁素体在铁素体中所占的比例也可以为 0％。
[0191]
马氏体：2％以下
[0192]
马氏体是提高强度的组织，但在成形时成为发生微细孔隙的起 点。如果成形时发生微细的孔隙，则不能得到所期望的耐冲击断裂特 性。为了抑制成形时的微细孔隙的发生，将马氏体的体积率设定为2％ 以下。马氏体的体积率优选为1％以下，更优选为0％。再者，本实施 方式中，“ma(由马氏体和残余奥氏体双方形成的区域)中所含的马 氏体”的体积率，也包含在“马氏体的体积率”中。
[0193]
残余奥氏体：2％以下
[0194]
残余奥氏体是提高钢板的强度-延展性的平衡的组织，但在成形时 成为发生微细孔隙的起点。为了抑制成形时的微细孔隙的发生，将残 余奥氏体的体积率设定为2％以下。残余奥氏体的体积率优选设定为 1％以下，更优选设定为0％。
[0195]
剩余部分组织：20％以下
[0196]
作为显微组织中的剩余部分组织，可列举出珠光体及贝氏体。通 过将剩余部分组织的体积率设定为20％以下，能够得到所期望的耐冲 击断裂特性。因此，也可以将这些组织的体积率的合计设定为20％以 下。剩余部分组织越少越优选，也可以设定为10％以下、5％以下、 0％。
[0197]
以下，对显微组织的体积率的测定方法进行说明。
[0198]
从钢板上采集将与钢板的轧制方向平行、且与钢板表面垂直的断 面作为观察面的试验片。在将试验片的观察面研磨后，用硝酸乙醇腐 蚀液进行腐蚀，以沿板厚方向距表面为板厚1/4的位置为中心的方式， 在距表面为t/8～3t/8(t为板厚)的区域中，通过1个以上的视场，采 用场致发射型扫描电子显微镜(fe-sem：field emission scanningelectron microscope)，合计观察2.0
×
10-9
m2以上的面积，基于组织的形 态(晶粒的形状、晶粒内的亚晶界、碳化物的生成状态等)鉴定各组 织，测定其面积率(面积％)。将所得到的各组织的面积率看作为体 积率。由此，便得到铁素体、未再结晶铁素体、马氏体及ma(由马 氏体和残余奥氏体双方形成的区域)的体积率。
[0199]
在观察多个视场时，将各视场中分析的面积分别设定为4.0
×ꢀ
10-10
m2以上。此外，若是面积率的测定，在各视场中通过点计数法进 行，与轧制方向平行地引出15根线，与轧制方向成直角地引出15根 线，在由这些线形成的225个交点上判别组织。具体地讲，将内部不存 在渗碳体及亚晶界的块状的区域判别为铁素体，将内部不含渗碳体而 存在亚晶界的块状的区域判别为未再结晶铁素体。此外，由于含有大 量固溶碳的马氏体及ma与其它组织相比亮度较高，可看到发白，所以 能够与其它组织区别开来。通过以上方法，便得到铁素体的体积率及 未再结晶铁素体的体积率以及“马氏体及ma”的体积率的合计。通过 算出所得到的铁素体的体积率及未再结晶铁素体的体积率的合计，便 得到铁素体的体积率。此外，通过将所得到的未再结晶铁素体的体积 率除以铁素体的体积率，可得到未再结晶铁素体在铁素体中所占的比 例。
[0200]
残余奥氏体的体积率可通过x射线衍射法进行分析。在上述试验 片的距表面为t/8～3t/8(t为板厚)的区域中，将与钢板表面平行的面 抛光成镜面，通过x射线衍射法分析fcc铁的体积率。此外，从通过 采用fe-sem的上述观察而求出的“马氏体及ma”的体积率的合计 中，减去所得到的残余奥氏体的体积，便可得到马氏体的体积率。
[0201]
通过从100％中减去铁素体的体积率、马氏体的体积率、残余奥氏 体的体积率，便可得到剩余部分组织的体积率。
[0202]
在10％拉伸后的沿板厚方向距钢板表面为板厚的1/4位置处的显 微组织中，最大直径为1.0μm以上的孔隙的个数密度为1.0
×
109个/m2以下。
[0203]
本实施方式涉及的钢板在10％拉伸后的沿板厚方向距表面为板厚 的1/4位置处的显微组织中，最大直径为1.0μm以上的孔隙的个数密度 为1.0
×
109个/m2以下。钢板的显微组织中存在的孔隙因在成形前的阶 段中被压坏而不能观察到，但在成形后的阶段中因孔隙开口而能够观 察到。本实施方式涉及的钢板由于减低了孔隙的数量，所以即使在成 形前的阶段孔隙的个数密度也低。可是如上所述，由于在成形前的阶 段中因孔隙被压坏而不能观察到，所以在本实施方式中，对通过进行 10％的拉伸而使孔隙开口后的孔隙的个数密度进行了规定。
[0204]
如果最大直径为1.0μm以上的孔隙的个数密度为1.0
×
109个/m2以 下，则能够得到所期望的耐冲击断裂特性。孔隙的个数密度优选为 0.7
×
109个/m2以下，更优选为0.5
×
109个/m2以下。再者，所谓最大直 径为孔隙的最大直径，在孔隙为扁平形状时，最大直径为长轴的长 度。
[0205]
如果最大直径为1.0μm以上的孔隙大量存在，则成形时通过孔隙 相互间结合而成为龟裂，可以认为变得容易断裂。当孔隙的最大直径 低于1.0μm时，由于孔隙相互间难以结合，因而可以认为不对耐冲击 断裂特性产生影响。因此，本实施方式中，对最大直径为1.0μm以上 的孔隙的个数密度进行规定。
[0206]
10％拉伸后的沿板厚方向距表面为板厚的1/4位置处的显微组织中 的最大直径为1.0μm以上的孔隙的个数密度，通过以下的方法进行测 定。
[0207]
按照jis z2241：2011制作5号试验片，将拉伸轴设定为钢板的轧 制方向，进行拉伸试验，在施加了10％的塑性应变后，去除载荷。从 试验片的平行部中央切下小片，采集将与轧制方向平行、且与钢板表 面垂直的断面作为观察面的观察用试验片。在将观察用试验片的观察 面研磨后，用硝酸乙醇腐蚀液进行腐蚀。以沿板厚方向距表面为板厚 1/4的位置成为中心的方式，在距表面为t/8～3t/8(t为板厚)的区域 中，通过1个以上的视场，采用场致发射型扫描电子显微镜(fe
‑ꢀ
sem：fieldemissionscanning electron microscope)，观察合计2.0
×
10-9
m2以上的面积，数出最大直径为1.0μm以上的孔隙的个数。通过将所得 到的孔隙的个数除以观察面积，便得到最大直径为1.0μm以上的孔隙 的个数密度。
[0208]
铁素体的平均结晶粒径：6.0～15.0μm
[0209]
在本实施方式涉及的钢板的沿板厚方向距表面为板厚的1/4位置处 的显微组织中，铁素体的平均结晶粒径优选为6.0～15.0μm。通过将铁 素体的平均结晶粒径设定为6.0～15.0μm，能够进一步提高强度-延展 性的平衡，也就是说能够得到高的强度及优异的延展性这两者。
[0210]
以下，对铁素体的平均结晶粒径的测定方法进行说明。
[0211]
铁素体的平均结晶粒径可通过线段法来求出。在求出了铁素体、 未再结晶铁素体、马氏体及ma的体积率的视场中，在轧制方向以合 计达到200μm以上的方式引出1根以上的直线，在直线和铁素体晶界 的交点的数中加上1，用所得的数除以直线的长度，将所得的值作为平 均结晶粒径。
[0212]
本实施方式涉及的钢板也可以在钢板的一面或两面具有镀锌层或 锌合金镀层。此外，本实施方式涉及的钢板也可以具有对镀锌层或锌 合金镀层实施了合金化处理的合金化镀锌层或合金化锌合金镀层。
[0213]
形成于本实施方式涉及的钢板的一面或两面上的镀层优选为镀锌 层或者以锌为主成分的锌合金镀层。锌合金镀层优选的是作为合金成 分含有ni。
[0214]
镀锌层及锌合金镀层可通过热浸镀法、电镀法或蒸镀法形成。如 果镀锌层的al含量为0.5质量％以下，则能够确保钢板表面和镀锌层 的附着力，所以镀锌层的al含量优选为0.5质量％以下。当镀锌层为 热浸镀锌层时，为了提高钢板表面和镀锌层的附着力，优选热浸镀锌 层的fe量为3.0质量％以下。
[0215]
当镀锌层为电镀锌层时，镀层的fe量在提高耐蚀性这点上优选为 0.5质量％以下。
[0216]
镀锌层及锌合金镀层也可以在不损害钢板的耐蚀性及成形性的范 围内含有al、ag、b、be、bi、ca、cd、co、cr、cs、cu、ge、hf、zr、i、k、la、li、mg、mn、mo、na、nb、ni、pb、rb、 sb、si、sn、sr、ta、ti、v、w、zr、rem中的1种或2种以上。特 别是，ni、al、mg对于提高耐蚀性是有效的。
[0217]
本实施方式涉及的钢板的表面的镀锌层或锌合金镀层也可以是实 施了合金化处理的合金化镀锌层或合金化锌合金镀层。当对热浸镀锌 层或热浸镀锌合金层实施合金化处理时，从提高钢板表面和合金化镀 层的附着力的观点出发，优选将合金化处理后的热浸镀锌层(合金化 镀锌层)或热浸镀锌合金层(合金化锌合金镀层)的fe含量设定为 7.0～13.0质量％。通过对具有热浸镀锌层或热浸镀锌合金层的钢板实 施合金化处理，fe进入镀层中，fe含量增大。由此，能够将fe含量 设定为7.0质量％以上。也就是说，fe含量为7.0质量％以上的镀锌层 为合金化镀锌层或合金化锌合金镀层。
[0218]
合金化处理后的热浸镀锌层(合金化镀锌层)或热浸镀锌合金层 (合金化锌合金镀层)的fe含量，可通过以下方法得到。采用添加了 缓蚀剂的5体积％hcl水溶液，只将镀层溶解除去。通过采用icp
‑ꢀ
aes(电感耦合等离子体原子发射光谱法：inductively coupled plasma
‑ꢀ
atomic emission spectrometry)，测定所得到的溶解液中的fe含量， 可得到镀锌层中的fe含量(质量％)。
[0219]
本实施方式涉及的钢板的板厚并不限定于特定的范围，如果考虑 到通用性及制造性，则优选为0.2～5.0mm。如果板厚为0.2mm以上， 则容易平坦地维持钢板形状，能够提高尺寸精度及形状精度。因此， 板厚优选为0.2mm以上，更优选为0.4mm以上。
[0220]
另一方面，如果板厚为5.0mm以下，则在制造过程中，容易进行 适当的应变施加及温度控制，从而能够得到均质的组织。因此，板厚 优选为5.0mm以下，更优选为4.5mm以下。
[0221]
本实施方式涉及的钢板优选抗拉强度为340mpa以上，更优选为 400mpa以上。上限没有特别的限定，例如可以设定为700mpa以下、 500mpa以下。
[0222]
抗拉强度可通过按照jis z2241：2011制作5号试验片，将拉伸轴 作为钢板的轧制方向进行拉伸试验来测定。
[0223]
接着，对本实施方式涉及的钢板的制造方法进行说明。
[0224]
本实施方式涉及的钢板不依赖于制造方法，只要具有上述特征就 可得到其效果，但根据包括以下工序的制造方法能够稳定地制造，因 此是优选的。在以下的制造方法中，通过复合地且不可分割地控制各 工序，能够制造具有所期望的特征的钢板。
[0225]
(i)热轧工序，其将具有规定的成分组成的钢坯加热至1150～ 1320℃，以热轧结束温度达到850～930℃的方式结束热轧，在经过 1.5秒以上后开始冷却，以冷却开始温度～500℃的温度区域的平均冷 却速度达到20℃/s以上的方式冷却到500℃以下的温度区域，从而形 成热轧钢板；
[0226]
(ii)再加热工序，其将所述热轧钢板加热到500～700℃的温度区 域；
[0227]
(iii)冷却工序，其将所述热轧钢板冷却到室温；
[0228]
(iv)冷轧工序，其以合计压下率达到30～90％、冷轧结束温度达 到120～250℃的方式对所述热轧钢板进行冷轧，从而形成冷轧钢板；
[0229]
(v)退火工序，其将所述冷轧钢板加热至720～850℃的退火温 度，然后冷却到500℃以下的温度区域。
[0230]
以下，对各工序中的优选的条件进行说明。
[0231]
《热轧工序》
[0232]
首先，将具有上述的本实施方式涉及的钢板的成分组成的钢坯加 热至1150～1320℃。如果加热温度为1150℃以上，则能够使碳化物充 分溶解，所以能够抑制在热轧后的钢板中残存粗大的碳化物。此外， 如果钢坯的加热温度为1320℃以下，则能够抑制晶粒的粗大化，能够 通过实施热轧而充分地进行均质化。再者，加热的钢坯从制造成本的 观点出发优选通过连续铸造来生产，但也可以用其它铸造方法(例如 铸锭法)来生产。
[0233]
在将钢坯加热后，以热轧结束温度达到850～930℃的方式实施热 轧。如果热轧结束温度为850℃以上，则可在单相区进行轧制，所以 能够抑制金属组织的各向异性。因此，将热轧结束温度设定为850℃ 以上。此外，如果热轧结束温度为930℃以下，则能够抑制母相奥氏 体的组织过度地粗大化，能够使组织变得均质。因此，将热轧结束温 度设定为930℃以下。
[0234]
热轧工序中，在1000℃以下的温度区域中需要满足下式(1)。 通过在1000℃以下的温度区域中以满足下式(1)的方式控制道次规 程，可均匀地进行再结晶，从而可使碳化物在钢中微细且均质地析 出。通过在1000℃以下的温度区域中满足下式(1)，碳化物难以偏 析，从而能够抑制在碳化物偏析的区域生成孔隙。
[0235]
[数式5]
[0236][0237]dn
是表示热轧工序的1000℃以下的温度区域中的微细碳化物的析 出进行程度的指标。上述式(1)中的各符号分别表示如下：
[0238]
n：在1000℃以下的温度区域进行的轧制的道次数
[0239]
ti：第i道次的轧制温度[℃]
[0240]
ti：从第i道次的轧制到第i 1道次的轧制的经过时间[秒]、或从第 i道次的轧制到钢板温度降低达到850℃的经过时间[秒]
[0241]
其中，i为1～n的自然数。
[0242]hi-1
：1000℃以下的温度区域中的第i道次的轧制前的板厚[mm]
[0243]hi
：1000℃以下的温度区域中的第i道次的轧制后的板厚[mm]
[0244]a1～11
：常数(a1＝2.54
×
10-6
、a2＝-3.62
×
10-4
、a3＝-6.38
×
10-1
、a4＝-[0245]
3.00
×
10-1
、a5＝8.50
×
10-1
、a6＝-8.50
×
10-4
、a7＝2.40
×
100、a8＝7.83
×
10-13
、 a9＝2.80
×
105、a
10
＝6.00
×
10-12
、a
11
＝2.80
×
105)
[0246]
热轧结束后，在经过1.5秒以上后开始冷却，以冷却开始温度～ 500℃的温度区域的平均冷却速度达到20℃/s以上的方式冷却到500℃ 以下的温度区域。由此，得到热轧钢板。
[0247]
热轧结束后，通过确保直至冷却开始的时间为1.5秒以上，使其产 生再结晶而得到均质的组织。通过将直至冷却开始的时间设定为5.0秒 以下，能够抑制晶粒的异常生长，能够抑制在钢板内产生粒径偏差， 因此是优选的。
[0248]
通过将冷却开始温度～500℃的温度区域的平均冷却速度设定为 20℃/s以上，使渗碳体等碳化物在钢中微细地析出。如果上述温度区 域的平均冷却速度为20℃/s以上，则能够抑制生成粗大的碳化物，能 够在最终得到的钢板中获得所期望的显微组织。
[0249]
平均冷却速度的上限并不特别的设定，但要得到超过200℃/s的冷 却速度，则需要特殊的冷却介质，因此从生产成本的观点出发，优选 将平均冷却速度设定为200℃/s以下。
[0250]
再者，所谓本实施方式中的平均冷却速度，为将设定的范围的起 点和终点的温度差除以从起点到终点的经过时间所得的值。
[0251]
《再加热工序》
[0252]
在再加热工序中，将所得到的热轧钢板加热到500～700℃的温度 区域。在再加热工序中，通过将最高再加热温度(再加热工序中的加 热温度的最大温度)设定为500～700℃，能够得到所期望的显微组 织，从而能够确保耐冲击断裂特性。
[0253]
此外，在再加热工序中，需要使500～700℃的温度区域中的温度 过程满足下式(2)。通过该加热，可使微细的碳化物在钢中均匀地析 出。通过在500～700℃的温度区域中满足下式(2)，能够在钢中使 微细的碳化物析出。其结果是，能够减低固溶碳量，能够减低热轧钢 板的强度。
[0254]
[数式6]
[0255][0256]
上述式(2)中，k
20
是表示将再加热工序的500～700℃的所述温 度区域中的温度过程相对于时间分成20等份时的第20个时间段中的 所述微细碳化物的析出进行程度的指标。上述式(2)中的各符号分别 表示如下：
[0257]
tn：将500～700℃的所述温度区域中的温度过程相对于时间分成 20等份，其第n个时间段中的平均温度[℃]
[0258]
δtk：将500～700℃的所述温度区域中的总停留时间分成20份的 时间[hr.]，其中，设定为t1＝δtk。
[0259]
si：si的含量[质量％]
[0260]
其中，log10是底为10的常用对数。
[0261]
《冷却工序》
[0262]
再加热工序后，将热轧钢板冷却到室温。此时的冷却速度并没有 特别的限定，冷
却方法可列举出空冷等。例如，所谓室温为25℃，再 加热后，空冷到室温时的平均冷却速度为10℃/s以下。
[0263]
《冷轧工序》
[0264]
接着，对冷却后的热轧钢板以合计压下率达到30～90％、冷轧结 束温度达到120～250℃的方式实施冷轧。由此，得到冷轧钢板。如果 合计压下率为30％以上，则能够充分进行其后的热处理中的再结晶， 能够抑制未再结晶铁素体的残存，从而能够最终得到所期望的显微组 织。因此，将冷轧时的合计压下率设定为30％以上。合计压下率优选 为45％以上，更优选为60％以上。此外，如果冷轧中的合计压下率为 90％以下，则能够抑制钢板的各向异性的提高，此外能够减低孔隙的 个数密度，从而能够确保成形性。因此，将冷轧时的合计压下率设定 为90％以下。为了进一步提高成形性，优选合计压下率为85％以下。
[0265]
如果冷轧结束温度为120℃以上，则能够减低孔隙的个数密度， 能够最终得到所期望的显微组织。因此，将冷轧结束温度设定为 120℃以上，优选为150℃以上，更优选为170℃以上。此外，如果冷 轧结束温度为250℃以下，则能够充分进行再结晶，能够确保成形 性。为了通过有效地进行再结晶来确保成形性，将冷轧结束温度设定 为250℃以下。优选为230℃以下、200℃以下。
[0266]
《退火工序》
[0267]
[加热过程]
[0268]
继续，对冷轧后的钢板(冷轧钢板)实施热处理(退火)。首 先，将冷轧钢板加热至720～850℃的退火温度。该加热时，需要在 720℃～退火温度(720～850℃)的温度区域，施加20mpa以上的张 力，且温度过程满足下式(3)。通过在720℃～退火温度的温度区域 中，施加20mpa以上的张力，充分堵塞冷轧时生成的孔隙，从而使不 存在孔隙的区域在成形后不会开口。如果张力低于20mpa，则不能充 分抑制冷轧时生成的孔隙的开口。从此观点出发，优选施加的张力为 25mpa以上。通过在720℃～退火温度的温度区域中，温度过程满足 下式(3)，从而促进再结晶，且促进渗碳体的溶解。由此，能够最终 得到所期望的显微组织。
[0269]
[数式7]
[0270][0271]
上述式(3)中的各符号分别表示如下：
[0272]k20
：通过上述式(2)得到的值
[0273]
d1及d2：常数(d1＝9.67
×
10
10
、d2＝1.25
×
104)
[0274]
ti：将720℃～所述退火温度的所述温度区域中的温度过程相对于 时间分成10份时的第i个时间段中的平均热处理温度[℃]
[0275]
t’：720℃～所述退火温度的所述温度区域中的停留时间的1/10秒
[0276]
将退火工序中的退火温度设定为720℃以上。如果退火温度为 720℃以上，则能够抑制粗大的渗碳体的熔化残留，此外能够充分进行 再结晶，从而能够得到所期望的显微组织。退火温度优选为750℃以 上，更优选为780℃以上。此外，如果退火温度为850℃以下，则能够 抑制铁素体的体积率的过度的减低。因此，将退火温度设定为850℃ 以下。当通过提高铁素体的体积率而进一步提高成形性时，退火温度 优选为830℃以下，更优选为810℃以
下。
[0277]
[保持过程]
[0278]
优选将退火温度下的保持时间即在加热过程中到达720℃以上的 退火温度后，经过720～850℃的退火温度下的保持，直至再次到达 720℃的时间设定为3秒以上。通过将保持时间设定为3秒以上，能够 使渗碳体充分溶解，能够确保成形性。保持时间优选设定为10秒以 上，更优选设定为25秒以上。保持时间的上限没有特别的设定，但即 使保持时间超过200秒，对钢板特性也不会产生影响，所以鉴于生产 成本而优选设定为200秒以下。
[0279]
[冷却过程]
[0280]
在加热到退火温度，并确保了保持时间后，实施冷却。
[0281]
在冷却到500℃以下的温度区域的冷却过程中，在720～500℃的 温度区域中，温度过程需要满足下式(4)。通过进行720～500℃的 温度区域中的温度过程满足下式(4)的冷却，抑制硬质相(马氏体及 残余奥氏体)的生成。由此，能够最终得到所期望的显微组织。
[0282]
[数式8]
[0283][0284]
上述式(4)中，各符号分别表示如下：
[0285]
δi：750-18
×
si-17
×
mn-10
×
cr-8
×
ni 15
×
al-ti
[0286]
其中，各元素表示以质量％计的含量，在不含该元素时代入0。此 外，当δi的计算值为负的值时，将δi设定为0。
[0287]g1～6
：常数(g1＝1.00
×
10-1
、g2＝1.46
×
10-1
、g3＝1.14
×
10-1
、 g4＝2.24
×
100、g5＝4.53
×
100、g6＝4.83
×
103)
[0288]
nb、mo、si、mn、cr、ni及al：各元素的含量[质量％]，其中 在不含该元素时代入0。
[0289]
ti*：用ti-42/14
×
n表示的有效ti量，ti及n表示该元素的含量 [质量％]。其中，在不含该元素时代入0。将最小值设定为0。
[0290]
ti：将720～500℃的所述温度区域中的温度过程相对于时间分成 10份时的第i个时间段中的平均热处理温度[℃]
[0291]
ac1及ac3：加热中的相变开始温度及相变结束温度[℃]
[0292]
t
max
：热处理工序中的最高加热温度[℃]
[0293]
t’：720～500℃的所述温度区域中的停留时间的1/10秒
[0294]
退火工序之后，也可以在500℃以下的温度区域中，对钢板实施 热浸镀锌处理或热浸镀锌合金处理。此时，也可以在向镀浴中浸渍之 前对钢板进行再加热。此外，也可以对镀覆处理后的钢板进行加热， 实施镀层的合金化处理。
[0295]
再者，本实施方式中，ac1及ac3可通过从供于退火工序的冷轧钢 板上切下小片，然后对其进行加热，从加热中的小片的热膨胀变化来 求出。
[0296]
通过对退火工序后的钢板实施电镀处理或蒸镀处理，在钢板的一 片面或两面上形成镀锌层，也可以制造具有镀锌层的镀锌钢板。
[0297]
通过控制退火工序中的气氛，也可以使钢板表面改性。例如，通 过在脱碳气氛中进行加热处理，可得到钢板表层部被适度脱碳的弯曲 性优异的钢板。
[0298]
《调质轧制工序》
[0299]
退火工序后，也可以以合计压下率达到0.05～2.00％的方式实施调 质轧制。通过进行这样的调质轧制，能够使表面形状平坦化及调整表 面粗糙度。
[0300]
实施例
[0301]
接着，对本发明的实施例进行说明，但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条件例，本发明并不限定于该 一条件例。本发明只要不脱离本发明的主旨、达到本发明的目的，就 可采用多种条件。
[0302]
接着，对本发明的实施例进行说明，但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条件例，本发明并不限定于该 一条件例。本发明只要不脱离本发明的主旨、达到本发明的目的，就 可采用多种条件。
[0303]
对具有表1所示的化学组成的钢水进行铸造而制造钢坯。接着， 通过按表2所示的条件对钢坯实施热轧而得到热轧钢板。表2中示出 了由热轧工序的1000℃以下的温度区域中的热轧条件和上述的式 (1)所得到的dn。
[0304]
接着，按表2所示的条件实施了再加热。表2中示出了由再加热 工序的500～700℃的温度区域中的温度过程和上述的式(2)所得到 的k
20
。在实施了再加热后，以10℃/s以下的平均冷却速度冷却到室 温(25℃)。
[0305]
然后，对于热轧钢板，按表3-1及表3-2所示的条件实施冷轧、 热处理(退火)及调质轧制，从而得到钢板。退火是在加热到表3-1 及表3-2中记载的退火温度并保持3～200秒钟(也就是说将加热过程 中到达720℃以上的退火温度后，经过720～850℃的退火温度中的保 持直至再到达720℃的时间设定为3～200秒)后，进行冷却。
[0306]
表3-1及表3-2中，示出了由退火工序的加热过程的720℃～退火 温度中的温度过程和上述的式(3)所得到的式(3)的中边的值。此 外，表3-1及表3-2中，示出了由退火工序的冷却过程的720～500℃ 的温度区域中的温度过程和上述的式(4)所得到的式(4)的左边的 值。
[0307]
再者，表3-1及表3-2的镀覆处理分别如下所述。
[0308]
zn合金：是在退火工序中将钢板冷却到500℃以下的温度区域 后，通过浸渍在热浸镀锌合金浴中，并冷却到室温而得到锌合金镀覆 钢板的处理。
[0309]
合金化zn合金：是在退火工序中将钢板冷却到500℃以下的温度 区域后，通过浸渍在热浸镀锌合金浴中，进而实施再加热到580℃的 合金化处理后，冷却到室温而得到合金化锌合金镀覆钢板的处理。
[0310]
ga：是在退火工序中将钢板冷却到500℃以下的温度区域后，通 过浸渍在热浸镀锌浴中，进而实施再加热到560℃的合金化处理后， 冷却到室温而得到合金化热浸镀锌钢板(ga)的处理。
[0311]
gi：是在退火工序中将钢板冷却到500℃以下的温度区域后，通 过浸渍在热浸镀锌浴中，并冷却到室温而得到热浸镀锌钢板(gi)的 处理。
[0312]
蒸镀：是在退火工序后，通过实施蒸镀处理而得到镀锌钢板的处 理。
[0313]
eg：是在退火工序后，通过实施电镀锌处理而得到电镀锌钢板 (eg)的处理。
[0314]
表4-1及表4-2中，示出了根据表1～表3-2所述的制造条件所得 到的钢板的特征。作为通过上述方法进行的组织观察的结果，表4-1 及表4-2中示出了铁素体的体积率、未再结晶铁素体在铁素体中所占 的比例、马氏体的体积率、残余奥氏体的体积率及铁素体的平均结晶 粒径。再者，未再结晶铁素体在铁素体中所占的比例采用tsl公司制 造的oim data collection及oim data analysis进行了测定。此外，还 示出了通过上述方法测定的最大直径为1.0μm以上的孔隙的个数密 度。再者，钢板的板厚为与表3-1及表3-2的轧制后板厚相同的值。
[0315]
对于实施了合金化处理的钢板，通过上述方法测定了合金化处理 后的热浸镀锌层(合金化镀锌层)或热浸镀锌合金层(合金化锌合金 镀层)的fe含量。
[0316]
再者，表4-1及表4-2的镀层分别如下所述。
[0317]
zn合金：锌合金镀层
[0318]
合金化zn合金：合金化锌合金镀层
[0319]
ga：在浸渍于热浸镀锌浴中后，通过实施合金化处理而形成的合 金化热浸镀锌层
[0320]
gi：浸渍在热浸镀锌浴中而形成的热浸镀锌层
[0321]
蒸镀：通过蒸镀处理而形成的镀锌层
[0322]
eg：通过电镀锌处理而形成的镀锌层
[0323]
表5-1及表5-2中，示出了根据表1～表3-2的制造条件所得到的 钢板的特性。屈服强度(ys：yield strength)及最大抗拉强度通过进 行拉伸试验而得到。按照jis z2241：2011制作5号试验片，将拉伸轴 设定为钢板的轧制方向而进行了拉伸试验。将拉伸试验中的最大抗拉 强度(ts：tensile strength)为340mpa以上的钢板作为具有优异的强 度而判定为合格。另一方面，将最大抗拉强度低于340mpa的钢板作 为不具有优异的强度而判定为不合格。此外，将通过拉伸试验所得到 的均匀拉伸率(uel：uniform elongation)为15％以上的钢板作为具有 优异的成形性而判定为合格。另一方面，将均匀拉伸率低于15％的钢 板作为不具有优异的成形性而判定为不合格。
[0324]
按与上述拉伸试验同样的条件进行拉伸试验，在施加了15％的应 变后去除载荷。在试验片的平行部中央的两端形成半径1.0mm的半圆 缺口，在-40℃下再次进行拉伸试验直到断裂。由此，得到-40℃下的 断裂应力σ2和去除载荷前的最大应力σ1。
[0325]
接着，进行了夏比冲击试验。当钢板的板厚低于2.5mm时，作为 试验片，将钢板层叠到板厚的合计超过5.0mm，通过螺栓进行紧固， 采用形成了2mm深度的v型缺口的层叠夏比试验片。除此以外的条件 按照jis z2242：2018进行。由此，得到脆性断面率为50％以上的塑性
ꢀ‑
脆性转变温度。
[0326]
对于将通过上述方法所得到的-40℃下的断裂应力σ2除以去除载 荷前的最大应力σ1所得的值(σ2/σ1)为0.70以下、且脆性断面率达 到50％以上的塑性-脆性转变温度为-40℃以下的钢板，作为成形后的 冲击变形时的变形能力十分高(具有优异的抗冲击特性)而判定为合 格。
[0327]
另一方面，将σ2/σ1超过0.70及/或脆性断面率达到50％以上的塑 性-脆性转变温度超过-40℃的钢板，作为不具有优异的抗冲击特性而 判定为不合格。
[0328][0329]
表2
[0330][0331]
下划线表示在本发明的范围外。
[0332]
[0333]
[0334]
[0335][0336]
表5-1
[0337][0338]
下划线表示在本发明的范围外，或表示为不优选的特性。
[0339]
表5-2
[0340][0341]
下划线表示在本发明的范围外，或表示为不优选的特性。
[0342]
在表1所示的a～ad的钢中，aa～ad的钢是超出本发明规定的 成分组成范围的比较例。
[0343]
aa钢的c含量低于本发明的范围。采用本钢所得到的实验例54 的钢板，其最大抗拉强度较低。
[0344]
ab钢的c含量高于本发明的范围。采用本钢所得到的实验例55 的钢板，其铁素体
量较小，孔隙的个数密度较高，因此均匀拉伸率较 低，σ2/σ1较高。
[0345]
ac钢的si含量高于本发明的范围。采用本钢所得到的实验例56 的钢板，因残余奥氏体量多而使塑性-脆性转变温度较高。
[0346]
ad钢的mn含量高于本发明的范围。采用本钢所得到的实验例57 的钢板，由于铁素体量较小、马氏体及残余奥氏体量较多、孔隙的个 数密度较高，因而使均匀拉伸率较低，σ2/σ1及塑性-脆性转变温度较 高。
[0347]
实验例7、15、21、29、39、49及50是热轧工序的条件超出本发 明的范围的比较例。
[0348]
实验例7是由于dn较高、在1000℃以下的温度区域中没有满足式 (1)，因而使孔隙的个数密度提高、σ2/σ1增大的比较例。
[0349]
实验例15是由于钢坯加热温度较低，因而使孔隙的个数密度提 高、σ2/σ1增大的比较例。
[0350]
实验例21是由于冷却开始温度～500℃的温度区域的平均冷却速 度较低，因而使孔隙的个数密度提高、σ2/σ1增大的比较例。
[0351]
实验例29是由于热轧结束温度较低，因而使孔隙的个数密度提 高、σ2/σ1增大的比较例。
[0352]
实验例39是由于热轧结束后直至开始冷却的时间较短，因而使孔 隙的个数密度提高、σ2/σ1增大的比较例。
[0353]
实验例49是由于热轧结束温度较高，因而使孔隙的个数密度提 高、σ2/σ1增大的比较例。
[0354]
实验例50是由于钢坯加热温度较高，因而使孔隙的个数密度提 高、σ2/σ1增大的比较例。
[0355]
实验例8、10及38是再加热工序的条件超出本发明的范围的比较 例。
[0356]
实验例8是由于再加热工序中的最高再加热温度较低，因而使孔 隙的个数密度提高、σ2/σ1增大的比较例。
[0357]
实验例10是由于再加热工序中的最高再加热温度较高，因而使孔 隙的个数密度提高、σ2/σ1增大的比较例。
[0358]
实验例38是由于k
20
较低、在500～700℃的温度区域中没有满足 式(2)，因而使孔隙的个数密度提高、σ2/σ1增大的比较例。
[0359]
实验例6、37、58及59是冷轧工序的条件超出本发明的范围的比 较例。
[0360]
实验例6是由于冷轧工序中的合计压下率较高，因而使孔隙的个 数密度提高、σ2/σ1增大的比较例。
[0361]
实验例37是由于冷轧工序中的合计压下率较低，因而使未再结晶 铁素体过剩地残存、均匀拉伸率降低的比较例。
[0362]
实验例58是由于冷轧工序中的轧制结束温度较低，因而使孔隙的 个数密度提高、σ2/σ1增大的比较例。
[0363]
实验例59是由于冷轧工序中的轧制结束温度较高，因而使未再结 晶铁素体过剩地残存、均匀拉伸率降低的比较例。
[0364]
实验例3、4、13、27、35及47是退火工序的条件超出本发明的 范围的比较例。
[0365]
实验例3是由于退火温度较高，因而使铁素体量减小、均匀拉伸 率降低的比较例。
[0366]
实验例27是由于退火温度较低，因而使孔隙的个数密度提高、 σ2/σ1增大的比较例。
[0367]
实验例4是由于式(3)的中边的值较高，因而使残余奥氏体量增 大、塑性-脆性转变温度增高的比较例。
[0368]
实验例13是由于式(4)的左边的值较低，因而使马氏体量增 大、塑性-脆性转变温度增高的比较例。
[0369]
实验例35是由于式(3)的中边的值较低，因而使未再结晶铁素 体过剩地残存、均匀拉伸率降低的比较例。
[0370]
实验例47是由于在720℃～退火温度的温度区域中施加的张力较 低，因而使孔隙的个数密度提高、σ2/σ1增大的比较例。
[0371]
除上述的比较例以外的实验例是本发明中的实施例。可知作为实 施例记载的钢板，通过用满足本发明的制造条件的制造方法进行制 造，具有优异的成形性、强度及耐冲击断裂特性。
[0372]
实验例2、9、12、16、18、22、24、26、30、32、33、34、40、 42、44、46及52是通过实施镀覆处理而得到了本发明的镀膜钢板的实 施例。
[0373]
实验例9、26、32及42是通过在退火工序中将钢板冷却到500℃ 后，浸渍在热浸镀锌浴中，冷却到室温而得到了热浸镀锌钢板(gi) 的实施例。
[0374]
实验例2、18、30及46是通过在退火工序中将钢板冷却到500℃ 后，浸渍在热浸镀锌浴中，进而实施再加热到560℃的合金化处理， 然后冷却到室温而得到了合金化热浸镀锌钢板(ga)的实施例。
[0375]
实验例33、52是通过在退火工序中将钢板冷却到500℃后，浸渍 在热浸镀锌合金浴中，冷却到室温而得到了锌合金镀覆钢板的实施 例。
[0376]
实验例34、40是通过在退火工序中将钢板冷却到500℃后，浸渍 在热浸镀锌合金浴中，进而实施再加热到580℃的合金化处理，然后 冷却到室温而得到了合金化锌合金镀覆钢板的实施例。
[0377]
实验例16及22是通过在退火工序中在调质轧制前实施蒸镀处理 而得到了镀锌钢板的实施例。
[0378]
实验例12、24及44是通过在退火工序后实施电镀锌处理而得到 了电镀锌钢板(eg)的实施例。
[0379]
产业上的可利用性
[0380]
如前所述，根据本发明，能够提供成形性、耐冲击断裂特性及韧 性优异的高强度钢板。本发明的钢板由于是适合汽车的大幅度轻量 化、确保乘客的保护及安全的钢板，所以本发明在钢板制造业及汽车 产业中具有较高的可利用性。