本发明涉及一种适于汽车构件的可以得到优良的碰撞特性的钢板。
背景技术：
一般地说，在使用钢板而制造汽车车体的情况下，将进行钢板的成形、焊接以及涂装烘烤。因此，汽车用钢板要求具有优良的成形性、涂装烘烤后的高强度以及优良的碰撞特性。以往，作为汽车中使用的钢板，可以列举出具有铁素体和马氏体的双相组织的dualphase(dp)钢板、以及相变诱导塑性(transformationinducedplasticity：trip)钢板。
然而，dp钢板以及trip钢板存在的问题是涂装烘烤后的机械特性在构件内往往产生偏差。也就是说，在钢板的成形中，由于根据欲得到的构件的形状而施加应变，因而成形后的钢板包括较强地施加应变的部分和几乎不施加应变的部分。而且越是施加的应变较大的部分，因涂装烘烤引起的应变时效硬化的量越大，硬度越是增加。其结果是，在通过成形而施加应变的部分和几乎不施加应变的部分之间，涂装烘烤后的屈服强度之差往往较大。在此情况下，几乎不施加应变的部分是软质的，在该部分或发生折叠，因而不能得到充分的反作用力特性以及碰撞特性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2009-185355号公报
专利文献2：日本特开2011-111672号公报
专利文献3：日本特开2012-251239号公报
专利文献4：日本特开平11-080878号公报
专利文献5：日本特开平11-080879号公报
专利文献6：国际公开第2013/047821号
专利文献7：日本特开2008-144233号公报
专利文献8：国际公开第2012/070271号
技术实现要素：
发明所要解决的课题
本发明的目的在于提供一种一面可以得到良好的成形性、一面在涂装烘烤后可以得到稳定的屈服强度的钢板。
用于解决课题的手段
本发明人为解决上述课题而进行了潜心的研究。结果已经判明：在铁素体内的位错密度以及贝氏体内的位错密度较高的情况下，成形时即使在几乎不施加应变的部分，通过与涂装烘烤相伴的时效也使屈服强度得以提高。还判明在铁素体以及贝氏体的平均粒径较小的情况下，通过时效而使屈服强度得以进一步提高。
本发明人基于这样的见解，进一步反复进行了潜心的研究，结果想到了以下所示的发明的诸方式。
(1)一种钢板，其特征在于：该钢板以质量％计，具有如下所示的化学组成：
c：0.05％～0.40％，
si：0.05％～3.0％，
mn：1.5％～4.0％，
al：1.5％以下，
n：0.02％以下，
p：0.2％以下，
s：0.01％以下，
nb和ti的合计：0.005％～0.2％，
v和ta的合计：0.0％～0.3％，
cr、mo、ni、cu和sn的合计：0.0％～1.0％，
b：0.00％～0.01％，
ca：0.000％～0.005％，
ce：0.000％～0.005％，
la：0.000％～0.005％，以及
剩余部分：fe和杂质；
所述钢板具有以面积分数计合计含有2％以上的铁素体和贝氏体的钢组织；
铁素体内的平均位错密度以及贝氏体内的平均位错密度均为3×1012m/m3～1×1014m/m3；
铁素体以及贝氏体的平均粒径为5μm以下。
(2)根据上述(1)所述的钢板，其特征在于：
所述钢组织以面积分数计，含有铁素体和贝氏体的合计：2％～60％，以及马氏体：10％～90％；
所述钢组织中的残余奥氏体的面积分数为15％以下；
铁素体的面积分数相对于马氏体的面积分数的比例为0.03～1.00。
(3)根据上述(1)或(2)所述的钢板，其特征在于：在所述化学组成中，v和ta的合计：0.01％～0.3％成立。
(4)根据上述(1)～(3)中任一项所述的钢板，其特征在于：在所述化学组成中，cr、mo、ni、cu和sn的合计：0.1％～1.0％成立。
(5)根据上述(1)～(4)中任一项所述的钢板，其特征在于：在所述化学组成中，b：0.0003％～0.01％成立。
(6)根据上述(1)～(5)中任一项所述的钢板，其特征在于：在所述化学组成中，
ca：0.001％～0.005％，
ce：0.001％～0.005％，
la：0.001％～0.005％，
或者它们的任意组合成立。
发明的效果
根据本发明，由于铁素体内的平均位错密度以及贝氏体内的平均位错密度等是适当的，因而即使在涂装烘烤后也可以得到稳定的屈服强度。
具体实施方式
下面就本发明的实施方式进行说明。
首先，就本发明的实施方式的钢板及其制造中使用的钢的化学组成进行说明。详细情况后述，而本发明的实施方式的钢板经由钢的热轧、冷轧、退火以及调质轧制等而进行制造。因此，钢板以及钢的化学组成不仅考虑钢板的特性，而且考虑这些处理。在以下的说明中，钢板中包含的各元素的含量的单位“％”只要没有特别说明，就意味着“质量％”。本实施方式的钢板以质量％计，具有如下所示的化学组成：c：0.05％～0.40％、si：0.05％～3.0％、mn：1.5％～4.0％、al：1.5％以下、n：0.02％以下、p：0.2％以下、s：0.01％以下、nb和ti的合计：0.005％～0.2％、v和ta的合计：0.0％～0.3％、cr、mo、ni、cu和sn的合计：0.0％～1.0％、b：0.00％～0.01％、ca：0.000％～0.005％、ce：0.000％～0.005％、la：0.000％～0.005％、以及剩余部分：fe和杂质。作为杂质，可以例示出在矿石和废料等原材料中含有的杂质、在制造工序中含有的杂质。
(c：0.05％～0.40％)
c有助于抗拉强度的提高。在c含量低于0.05％时，不能得到充分的抗拉强度、例如980mpa以上的抗拉强度。因此，c含量为0.05％以上。为了获得更高的抗拉强度，c含量优选为0.08％以上。另一方面，在c含量超过0.40％时，不能在铁素体内得到密度充分的位错，而且难以获得优选的钢组织。因此，c含量为0.40％以下。从焊接性的角度考虑，c含量优选为0.35％以下。
(si：0.05％～3.0％)
si对铁碳化物的形成以及与之相伴的时效硬化产生影响。在si含量低于0.05％时，不能得到充分的固溶c量，即使通过与涂装烘烤相伴的时效也不会使屈服强度充分上升。因此，si含量为0.05％以上。为了进一步提高屈服强度，si含量优选为0.10％以上。另一方面，在si含量超过3.0％时，不能在铁素体内得到密度充分的位错，而且难以获得优选的钢组织。因此，si含量设定为3.0％以下。从板坯的自生裂纹(seasoncrack)的抑制以及热轧中的端部裂纹的抑制的角度考虑，si含量优选为2.5％以下，更优选为2.0％以下。
(mn：1.5％～4.0％)
mn抑制从奥氏体向铁素体的相变，从而有助于抗拉强度的提高。在mn含量低于1.5％时，不能得到充分的抗拉强度、例如980mpa以上的抗拉强度。因此，mn含量为1.5％以上。为了获得更高的抗拉强度，mn含量优选为2.0％以上。另一方面，在mn含量超过4.0％时，不能得到充分的成形性。因此，mn含量为4.0％以下。为了获得更优良的成形性，mn含量优选为3.5％以下。
(al：1.5％以下)
al不是必须元素，但例如可以在为了降低夹杂物的脱氧中使用，能够在钢中残存下来。在al含量超过1.5％时，不能获得具有后述范围的平均位错密度的铁素体或者贝氏体。因此，al含量为1.5％以下。al含量的降低耗费成本，如果欲降低至低于0.002％，则成本显著上升。因此，al含量也可以设定为0.002％以上。在进行了充分的脱氧的情况下，往往残存0.01％以上的al。
(n：0.02％以下)
n不是必须元素，例如作为杂质在钢中含有。在n含量超过0.02％时，氮化物大量析出而不能获得充分的成形性。因此，n含量为0.02％以下。n含量的降低耗费成本，如果欲降低至低于0.001％，则成本显著上升。因此，n含量也可以设定为0.001％以上。
(p：0.2％以下)
p不是必须元素，例如作为杂质在钢中含有。在p含量超过0.2％时，p化合物大量析出而不能获得充分的成形性。因此，p含量为0.2％以下。从焊接性的角度考虑，p含量优选为0.07％以下。p含量的降低耗费成本，如果欲降低至低于0.001％，则成本显著上升。因此，p含量也可以设定为0.001％以上。
(s：0.01％以下)
s不是必须元素，例如作为杂质在钢中含有。在s含量超过0.01％时，硫化物大量析出而不能获得充分的成形性。因此，s含量为0.01％以下。为了更加抑制成形性的降低，s含量优选为0.003％以下。s含量的降低耗费成本，如果欲降低至低于0.0002％，则成本显著上升。因此，s含量也可以设定为0.0002％以上。
(nb和ti的合计：0.005％～0.2％)
nb和ti有助于铁素体或者贝氏体的晶粒的微细化以及析出强化。nb和ti由于形成(ti，nb)碳氮化物，因而根据nb和ti的含量的不同，退火后的固溶c量以及固溶n量发生变化。在nb和ti的含量的合计低于0.005％时，不能获得具有后述范围的平均粒径的铁素体或者贝氏体，即使通过与涂装烘烤相伴的时效也不会使屈服强度充分上升。因此，nb和ti的含量的合计为0.005％以上。为了通过时效而使屈服强度充分上升，nb和ti的含量的合计优选为0.010％以上。另一方面，在nb和ti的含量的合计超过0.2％时，(ti，nb)碳氮化物大量析出而不能获得充分的成形性。因此，nb和ti的含量的合计为0.2％以下。nb和ti的含量的合计优选为0.1％以下。
v、ta、cr、mo、ni、cu、sn、b、ca、ce以及la不是必须元素，而是钢板以及钢也能够以规定量为限度而适当含有的任选元素。
(v和ta的合计：0.0％～0.3％)
v和ta通过碳化物、氮化物或者碳氮化物的形成以及铁素体和贝氏体的细粒化而有助于强度的提高。因此，也可以含有v或者ta或者它们两者。但是，在v和ta的含量的合计超过0.3％时，大量的碳氮化物析出而使延展性降低。因此，v和ta的含量的合计为0.3％以下。从板坯的自生裂纹的抑制以及热轧中的端部裂纹的抑制的角度考虑，v和ta的含量的合计优选为0.1％以下。为了切实地获得因上述作用引起的效果，v和ta的含量的合计优选为0.01％以上。
(cr、mo、ni、cu和sn的合计：0.0％～1.0％)
cr、mo、ni、cu和sn与mn同样，为抑制从奥氏体向铁素体的相变而使用。因此，也可以含有cr、mo、ni、cu或者sn、或者它们的任意组合。但是，在cr、mo、ni、cu以及sn的含量的合计超过1.0％时，加工性显著劣化，拉伸率降低。因此，cr、mo、ni、cu以及sn的含量的合计为1.0％以下。从制造性的角度考虑，cr、mo、ni、cu以及sn的含量的合计优选为0.5％以下。为了切实地获得因上述作用引起的效果，cr、mo、ni、cu以及sn的含量优选为0.1％以上。
(b：0.00％～0.01％)
b提高钢板的淬透性，抑制铁素体的形成，促进马氏体的形成。因此，也可以含有b。但是，在b含量的合计超过0.01％时，硼化物大量析出而不能获得充分的成形性。因此，b含量为0.01％以下。为了更加抑制延展性的降低，b含量的合计优选为0.003％以下。为了切实地获得因上述作用引起的效果，b含量优选为0.0003％以上。
(ca：0.000％～0.005％、ce：0.000％～0.005％、la：0.000％～0.005％)
ca、ce以及la使钢板中的氧化物以及硫化物变细，或者使氧化物以及硫化物的特性发生变化，从而抑制加工性、特别是拉伸率的降低。因此，也可以含有ca、ce或者la、或者它们的任意组合。但是，在ca含量、ce含量、la含量中的任一项超过0.005％时，随着因上述作用引起的效果达到饱和，在成本升高的同时，成形性得以降低。因此，ca含量、ce含量、la含量均为0.005％以下。为了更加抑制成形性的降低，ca含量、ce含量、la含量均优选为0.003％以下。为了切实地获得因上述作用引起的效果，ca含量、ce含量、la含量均优选为0.001％以上。也就是说，优选满足“ca：0.001％～0.005％”、“ce：0.001％～0.005％”或者“la：0.001％～0.005％”或者它们的任意组合。
接着，就本发明的实施方式的钢板的钢组织进行说明。在以下的说明中，构成钢组织的相或者组织的比例的单位“％”只要没有特别说明，就意味着面积分数的“面积％”。在本发明的实施方式的钢板的钢组织中，以2％以上的面积分数合计含有铁素体以及贝氏体。铁素体内的平均位错密度以及贝氏体内的平均位错密度均为3×1012m/m3～1×1014m/m3，铁素体以及贝氏体的平均粒径为5μm以下。
如上所述，由本发明人已经弄清楚了在铁素体内的位错密度以及贝氏体内的位错密度较高的情况下，即使在成形时几乎不施加应变的场所，通过与涂装烘烤相伴的时效也使屈服强度得以提高。在铁素体内的平均位错密度或者贝氏体内的平均位错密度或者它们两者低于3×1012m/m3时，成形时几乎不施加应变的部分的屈服强度不会因时效而充分提高，从而不能获得充分的碰撞特性。因此，铁素体内的平均位错密度以及贝氏体内的平均位错密度均为3×1012m/m3以上。为了获得更优良的碰撞特性，铁素体内的平均位错密度以及贝氏体内的平均位错密度均优选为6×1012m/m3以上。在铁素体内的平均位错密度或者贝氏体内的平均位错密度或者它们两者超过1×1014m/m3时，成形性得以降低，或者成形时几乎不施加应变的部分的屈服强度不会因时效而充分提高，从而不能获得充分的碰撞特性。因此，铁素体内的平均位错密度以及贝氏体内的平均位错密度均为1×1014m/m3以下。为了获得更优良的成形性以及碰撞特性，铁素体内的平均位错密度以及贝氏体内的平均位错密度均优选为8×1013m/m3以下。
铁素体内的平均位错密度以及贝氏体内的平均位错密度例如可以通过使用透射型电子显微镜(transmissionelectronmicroscopy：tem)照片而得到。也就是说，准备薄膜试料的tem照片，在该tem照片上任意地画线，在欲得到铁素体内的平均位错密度的情况下，数出该线在铁素体内与位错线交叉的部位。然后，当将铁素体内的线的长度设定为l，将在铁素体内线与位错线交叉的部位的数量设定为n，将试料的厚度设定为t时，该薄膜试料中的铁素体内的位错密度用“2n/(lt)”表示。使用在该薄膜试料的多个部位拍摄的tem照片，便作为铁素体内的平均位错密度而获得由这些多张tem照片得到的位错密度的平均值。作为试料的厚度t，既可以使用实测值，也可以简单地使用0.1μm。关于贝氏体内的平均位错密度，如果在贝氏体内数出交叉部位，并使用贝氏体内的线的长度，则可以采用与得到铁素体内的平均位错密度的方法同样的方法来获得。
如上所述，由本发明人已经弄清楚了在铁素体以及贝氏体的粒径较小的情况下，通过时效而使屈服强度得以进一步提高。在铁素体以及贝氏体的平均粒径超过5μm时，成形时几乎不施加应变的部分的屈服强度不会因时效而充分提高，从而不能获得充分的碰撞特性。因此，铁素体以及贝氏体的平均粒径为5μm以上。为了获得更优良的碰撞特性，铁素体以及贝氏体的平均粒径优选为3μm以下。
即使铁素体内的平均位错密度以及贝氏体内的平均位错密度均为3×1012m/m3～1×1014m/m3，而且铁素体以及贝氏体的平均粒径为5μm以下，在铁素体以及贝氏体的面积分数的合计低于2％时，也不能得到充分的成形性，或者不能得到充分的碰撞性能。因此，铁素体以及贝氏体的面积分数的合计为2％以上。为了获得更优良的成形性以及碰撞性能，铁素体以及贝氏体的面积分数的合计优选为5％以上。
在本发明中，铁素体包括多边形铁素体(αp)、准多边形铁素体(αq)以及粒状贝氏体铁素体(αb)，贝氏体包括下贝氏体、上贝氏体以及贝氏体铁素体(α°b)。粒状贝氏体铁素体具有没有板条的恢复位错亚结构，贝氏体铁素体是没有碳化物析出的板条成捆的结构，原γ晶界照原样保存下来(参照参考文献：“鋼のベイナイト写真集-1”日本钢铁协会(1992年)p.4)。在该参考文献中，有“granularbainiticferritestructure；dislocatedsubstructurebutfairlyrecoveredlikelath-less”的记载、以及“sheaf-likewithlathsbutnocarbide；conservingtheprioraustenitegrainboundary”的记载。
铁素体以及贝氏体也有助于钢板的成形性的提高。但是，在铁素体以及贝氏体的面积分数的合计超过60％时，有时不能获得充分的碰撞特性。因此，铁素体以及贝氏体的面积分数的合计优选为60％以下。为了获得更优良的碰撞特性，铁素体以及贝氏体的面积分数的合计进一步优选为40％以下。
马氏体有助于抗拉强度的确保。在马氏体的面积分数低于10％时，往往不能获得充分的抗拉强度、例如980mpa以上的抗拉强度，或者铁素体内的平均位错密度低于3×1012m/m3。因此，马氏体的面积分数优选为10％以上。为了获得更优良的抗拉强度以及碰撞特性，马氏体的面积分数进一步优选为15％以上。另一方面，在马氏体的面积分数超过90％时，有时铁素体内的平均位错密度或者贝氏体内的平均位错密度或者它们两者超过1×1014m/m3，或者不能获得充分的延展性。因此，马氏体的面积分数优选为90％以下。为了获得更优良的碰撞性能以及延展性，马氏体的面积分数进一步优选为85％以下。马氏体包括淬火态马氏体以及回火马氏体，整个马氏体中80面积％以上优选为回火马氏体。
在铁素体的面积分数ff相对于马氏体的面积分数fm的比例(ff/fm)低于0.03时，往往铁素体内的平均位错密度超过1×1014m/m3，或者不能获得充分的延展性。因此，比例(ff/fm)优选为0.03以上。为了获得更优良的碰撞性能以及延展性，比例(ff/fm)进一步优选为0.05以上。另一方面，在比例(ff/fm)超过1.00时，铁素体内的平均位错密度往往低于3×1012m/m3。因此，比例(ff/fm)优选为1.00以下。为了获得更优良的碰撞性能，比例(ff/fm)进一步优选为0.80以下。
残余奥氏体对于成形加工性的提高以及冲击能量吸收特性的提高是有效的。残余奥氏体也有助于涂装烘烤时的应变时效硬化量的提高。但是，在残余奥氏体的面积分数超过15％时，往往铁素体内的平均位错密度超过1×1014m/m3，或者成形后使钢板脆化。因此，残余奥氏体的面积分数优选为15％以下。为了获得更优良的碰撞特性以及韧性，残余奥氏体的面积分数进一步优选为12％以下。如果残余奥氏体的面积分数为2％以上，则可以期待应变时效硬化量的提高的效果。
除铁素体、贝氏体、马氏体以及残余奥氏体以外，作为钢组织中含有的组织的例子，可以列举出珠光体。珠光体的面积分数优选为2％以下。
铁素体、贝氏体、马氏体以及珠光体的面积率例如可以使用由光学显微镜或者扫描电子显微镜(scanningelectronmicroscopy：sem)拍摄的钢组织的照片，采用点计数法或者图像分析而进行测定。粒状贝氏体铁素体(αb)和贝氏体铁素体(α°b)的判别可以进行基于sem以及透射电子显微镜(tem)的组织观察，以参考文献的记载为基础而进行。
残余奥氏体的面积分数例如可以采用电子背散射衍射(electronbackscatterdiffraction：ebsd)法或者x射线衍射法来进行测定。在采用x射线衍射法进行测定的情况下，可以使用mo-kα射线，对铁素体的(111)面的衍射强度(α(111))、残余奥氏体的(200)面的衍射强度(γ(200))、铁素体的(211)面的衍射强度(α(211))以及残余奥氏体的(311)面的衍射强度(γ(311))进行测定，从而由下面的式子算出残余奥氏体的面积分数(fa)。
fa＝(2/3){100/(0.7×α(111)/γ(200)+1)}
+(1/3){100/(0.78×α(211)/γ(311)+1)}
接着，就本发明的实施方式的钢板的机械特性进行说明。
本实施方式的钢板优选具有980mpa以上的抗拉强度。这是因为在抗拉强度低于980mpa时，难以获得由构件的高强度化产生的轻量化的优点。
钢板的成形以及涂装烘烤后的碰撞特性可以用(式1)所表示的参数p1来进行评价。“ysbh5”是在施加5％的拉伸预应变时的时效后的屈服强度(mpa)，“ysbh0”是在不施加拉伸预应变时的时效后的屈服强度(mpa)，“ts”是最大抗拉强度(mpa)。时效的温度为170℃，时间为2小时。参数p1相当于施加预应变的部分在涂装烘烤后的屈服强度ysbh5与不施加预应变的部分在涂装烘烤后的屈服强度ysbh0之差相对于最大抗拉强度ts的比例。参数p1的值越小，意味着通过成形以及涂装烘烤而得到的构件内的屈服强度之差越小。之所以将拉伸预应变的大小设定为5％，是考虑到在汽车骨架用构件的制造时，一般在弯曲加工部和颈缩加工部导入5％以上的成形应变。在参数p1的值超过0.27时，通过成形以及涂装烘烤而制造的构件当受到碰撞变形时，从硬度局部较低的部分产生压曲或者变形，有时不能获得适当的反作用力特性以及能量吸收量。因此，参数p1的值优选为0.27以下。为了获得更优良的碰撞性能，参数p1的值进一步优选为0.18以下。
p1＝(ysbh5－ysbh0)/ts(式1)
钢板的成形性可以用(式2)所表示的参数p2来进行评价。“uel”是由拉伸试验得到的均匀拉伸率(％)，与鼓凸成形性、拉伸凸缘成形性以及拉深成形性相关。在参数p2的值低于7000时，大多因成形或者碰撞而产生裂纹，从而难以有助于汽车构件的轻量化。因此，参数p2的值优选为7000以上。为了获得更优良的成形性，参数p2的值进一步优选为8000以上。
p2＝ts×uel(式2)
接着，就制造本发明的实施方式的钢板的方法进行说明。在制造本发明的实施方式的钢板时，极其重要的特别是铁素体以及贝氏体的平均粒径、铁素体内的平均位错密度、以及贝氏体内的平均位错密度的控制。本发明人就这些控制进行了潜心的研究，结果弄清楚了利用与马氏体相变相伴的体积膨胀可以将位错导入至铁素体内以及贝氏体内，平均位错密度依赖于形成马氏体的温度以及马氏体的量。还弄清楚了贝氏体内的平均位错密度也依赖于形成贝氏体的温度。还弄清楚了通过调整调质轧制的延伸率以及调质轧制中的线载荷/张力比，可以控制铁素体内的平均位错密度以及贝氏体内的平均位错密度。于是，在该制造方法中，对具有上述化学组成的钢进行热轧、冷轧、退火以及调质轧制等。
首先，制造具有上述化学组成的板坯，并对其进行热轧。供给热轧的板坯例如可以采用连续铸造法、开坯法或者薄板坯铸造机等进行制造。也可以采用在铸造后，立即进行热轧的连续铸造-直接轧制之类的工艺。
在板坯加热的温度低于1100℃时，铸造中析出的碳氮化物的再溶解往往并不充分。因此，板坯加热的温度设定为1100℃以上。在板坯加热后，进行粗轧以及精轧。粗轧的条件并没有特别的限定，例如可以采用常规方法来进行。精轧的压下率、道次间时间以及轧制温度并没有特别的限定，但精轧温度优选设定为ar3点以上。除鳞的条件也没有特别的限定，例如可以采用常规方法来进行。
在精轧之后，对钢板进行冷却，然后进行卷取。在卷取温度超过680℃时，不能将铁素体以及贝氏体的平均粒径设定为5μm以下，即使通过与涂装烘烤相伴的时效，有时也不会使屈服强度充分上升。因此，卷取温度设定为680℃以下。
在卷取之后，对钢板进行冷却，然后进行酸洗以及冷轧。也可以在酸洗和冷轧之间进行退火。在该退火的温度超过680℃时，不能将铁素体以及贝氏体的平均粒径设定为5μm以下，即使通过与涂装烘烤相伴的时效，有时也不会使屈服强度充分上升。因此，在酸洗和冷轧之间进行退火的情况下，其温度设定为680℃以下。该退火例如可以使用连续退火炉或者分批退火炉。
冷轧的轧制道次的次数并没有特别的限定，设定为与常规方法同样。在冷轧的压下率低于30％时，不能将铁素体以及贝氏体的平均粒径设定为5μm以下，即使通过与涂装烘烤相伴的时效，有时也不会使屈服强度充分上升。因此，冷轧的压下率设定为30％以上。
在冷轧之后进行退火。在该退火的最高到达温度低于(ac3－60)℃时，c以及n的固溶量不足，即使通过与涂装烘烤相伴的时效也不会使屈服强度充分上升，而且难以得到优选的钢组织。因此，最高到达温度设定为(ac3－60)℃以上。为了获得更优良的碰撞特性，最高到达温度优选设定为(ac3－40)℃以上。另一方面，在最高到达温度超过900℃时，不能将铁素体以及贝氏体的平均粒径设定为5μm以下，即使通过与涂装烘烤相伴的时效，有时也不会使屈服强度充分上升。因此，最高到达温度设定为900℃以下。为了获得更优良的碰撞特性，最高到达温度优选设定为870℃以下。为了将铁素体以及贝氏体的平均粒径设定为5μm以下，优选将最高到达温度下的保持时间设定为3秒钟～200秒钟。特别地，将保持时间优选设定为10秒钟以上，并优选设定为180秒钟以下。
在冷轧后进行退火后的冷却中，将700℃～550℃之间的平均冷却速度设定为4℃/s～50℃/s。在该平均冷却速度低于4℃/s时，贝氏体内的平均位错密度低于3×1012m/m3。另一方面，在该平均冷却速度超过50℃/s时，贝氏体内的平均位错密度超过1×1014m/m3。因此，该平均冷却速度设定为4℃/s～50℃/s。
接着，进行钢板的调质轧制。调质轧制在(式3)所表示的参数p3为2以上、延伸率为0.10％～0.8％的条件下进行。“a”为线载荷(n/m)，“b”为对钢板施加的张力(n/m2)。
p3＝b/a(式3)
参数p3对钢板内的位错密度的均匀性产生影响。在参数p3低于2时，不能在钢板的板厚中心部的铁素体中导入充分的位错，有时即使通过与涂装烘烤相伴的时效也不会使屈服强度充分上升。因此，参数p3设定为2以上。为了获得更优良的碰撞特性，参数p3优选设定为10以上。
在调质轧制的延伸率低于0.10％时，不能在铁素体中导入充分的位错，有时即使通过与涂装烘烤相伴的时效也不会使屈服强度充分上升。因此，延伸率设定为0.10％以上。为了获得更优良的碰撞特性，延伸率优选设定为0.20％以上。另一方面，在延伸率超过0.8％时，有时不能得到充分的成形性。因此，延伸率设定为0.8％以下。为了获得更优良的成形性，延伸率优选设定为0.6％以下。
这样一来，便可以制造本发明的实施方式的钢板。
也可以在冷轧后的退火和调质轧制之间对钢板进行镀覆处理。镀覆处理例如既可以采用设置于连续退火设备中的镀覆设备来进行，也可以采用与连续退火设备不同的镀覆专用设备来进行。镀层的组成并没有特别的限定。作为镀覆处理，例如可以进行热浸镀处理、合金化热浸镀处理或者电镀处理。
根据本实施方式，由于铁素体内的平均位错密度以及贝氏体内的平均位错密度等是适当的，因而在涂装烘烤后可以得到稳定的屈服强度。
此外，上述实施方式都只不过示出了实施本发明时的具体化的例子，不能由上述的实施方式限定性地解释本发明的技术范围。也就是说，本发明不会脱离其技术思想、或其主要特征而能够以各种形式加以实施。
实施例
下面就本发明的实施例进行说明。实施例的条件是为了确认本发明的实施可能性以及效果而采用的一个条件例，本发明并不局限于该一个条件例。本发明只要不脱离本发明的宗旨，可以实现本发明的目的，就可以采用各种条件。
(第1试验)
在第1试验中，对具有表1所示的化学组成的钢进行熔炼而制造钢坯，将该钢坯加热至1200℃～1250℃而进行热轧。在热轧中，进行了粗轧以及精轧。表1中的空栏表示该元素的含量低于检出极限，剩余部分为fe和杂质。表1中的下划线表示其数值偏离本发明的范围。
对由热轧得到的热轧钢板进行冷却，并在550℃～700℃下进行卷取。接着，对热轧钢板进行酸洗而除去氧化皮。然后，以25％～70％的压下率进行冷轧，从而得到厚度为1.2mm的冷轧钢板。对于一部分热轧钢板，在酸洗和冷轧之间进行550℃下的退火。
在冷轧之后进行退火。在该退火中，将温度设定为780℃～900℃，将时间设定为60秒钟，并进行了在700℃～550℃间的平均冷却速度为20℃/s的冷却。接着，在延伸率为0.3％、参数p3为80的条件下进行了调质轧制。
对于一部分钢板，在连续退火中或者连续退火后，进行热浸镀锌处理或者合金化热浸镀锌处理，对于另一部分钢板，在连续退火后进行电镀锌处理。表2示出了与镀覆处理相对应的钢种。表2中的“gi”表示进行了热浸镀锌处理的热浸镀锌钢板，“ga”表示进行了合金化热浸镀锌处理的合金化热浸镀锌钢板，“eg”表示进行了电镀锌处理的电镀锌钢板，“cr”表示未进行镀覆处理的冷轧钢板。
这样一来，便制作出钢板的试料。然后，观察试料的钢组织，对铁素体内的平均位错密度以及贝氏体内的平均位错密度进行了测定。
在钢组织的观察中，对铁素体、贝氏体、马氏体以及残余奥氏体的面积分数以及铁素体和贝氏体的平均粒径进行了测定。在该观察中，对于钢板的1/4厚度的部分，进行了使用采用sem或者tem拍摄的组织的照片的基于点计数法或图像分析的分析，或者进行了基于x射线衍射法的分析。此时，对于铁素体以及贝氏体，将由15°以上的倾角的晶界包围而成的区域设定为一个晶粒，各自将50个以上的晶粒的平均公称粒径设定为平均粒径d。铁素体和贝氏体的合计面积分数ff+b、铁素体的面积分数ff、马氏体的面积分数fm、残余奥氏体的面积分数fa、面积分数的比例(ff/fm)如表2所示。表2中的下划线表示其数值偏离本发明的范围。
平均位错密度使用tem照片而由(式4)求出。tem观察用薄膜试料从距钢板表面为1/4厚度的部分采集。作为薄膜试料的厚度t，简单地使用0.1μm。对于铁素体、贝氏体，分别对每一个薄膜试料拍摄5个部位以上的tem照片，将由这些tem照片得到的位错密度的平均值设定为该薄膜试料的平均位错密度。铁素体内的平均位错密度ρf以及贝氏体内的平均位错密度ρb也如表2所示。表2中的下划线表示其数值偏离本发明的范围。
ρ＝2n/(lt)(式4)
表2
然后，对各试料按照jisz2241进行了拉伸试验。在该拉伸试验中，将板宽度方向(与轧制方向垂直的方向)设定为长度方向，使用按照jisz2201的拉伸试验片。此时，对于每一个试料，测定了最大抗拉强度ts、屈服强度ys、均匀拉伸率uel、施加5％的拉伸预应变时的时效后的屈服强度ysbh5、以及不施加拉伸预应变时的时效后的屈服强度ysbh0。然后，算出与(式1)所表示的屈服强度有关的参数p1、以及与(式2)所表示的成形性有关的参数p2。这些结果如表3所示。表3中的下划线表示其数值偏离目标的范围。
表3
如表3所示，作为发明例的试料no.1、no.2、no.10～no.13、no.20～no.23、no.25～no.27由于具备本发明的要件，因而显示出优良的碰撞特性以及成形性。对于铁素体和贝氏体的合计面积分数、马氏体的面积分数、残余奥氏体的面积分数、以及铁素体的面积分数相对于马氏体的面积分数的比例处于优选的范围内的试料no.1、no.2、no.12、no.13、no.21～no.23、no.26、no.27，其参数p2在8000以上，从而成形性特别优良。
对于试料no.3、no.14，由于其平均位错密度ρb过剩，因而不能获得充分的成形性。对于试料no.4、no.5、no.7、no.16、no.17，由于其平均位错密度ρf过少，因而不能获得充分的碰撞特性。对于试料no.6，由于其平均位错密度ρf过剩，因而不能获得充分的碰撞特性。对于试料no.8、no.18，由于其平均粒径d过剩，因而不能获得充分的成形性。对于试料no.9、no.19，由于其铁素体和贝氏体的合计面积分数ff+b过少，因而不能获得充分的成形性。对于试料no.15，由于其平均位错密度ρf以及平均位错密度ρb过少，因而不能获得充分的碰撞特性。对于试料no.24，由于其平均位错密度ρf以及平均位错密度ρb过剩，因而不能获得充分的碰撞特性。
对于试料no.28，由于其c含量过少，因而不能获得充分的抗拉强度。对于试料no.29，由于其c含量过剩，因而平均位错密度ρf过剩，不能获得充分的碰撞特性。对于试料no.30，由于其si含量过少，因而不能获得充分的碰撞特性。对于试料no.31，由于其si含量过剩，因而平均位错密度ρf过少，不能获得充分的碰撞特性。对于试料no.32，由于其mn含量过少，因而不能获得充分的抗拉强度。对于试料no.33，由于其mn含量过剩，因而平均位错密度ρf以及平均位错密度ρb过剩，不能获得充分的成形性。对于试料no.34，由于其al含量过剩，因而平均位错密度ρf以及平均位错密度ρb过少，不能获得充分的碰撞特性。对于试料no.35，由于其n含量过剩，因而不能获得充分的成形性。对于试料no.36，由于其p含量过剩，因而不能获得充分的成形性。对于试料no.37，由于其s含量过剩，因而不能获得充分的成形性。对于试料no.38以及no.39，由于其ti以及nb的总含量过剩，因而不能获得充分的成形性。对于试料no.40，由于其ti以及nb的总含量过少，因而平均位错密度ρf过少，不能获得充分的碰撞特性。
(第2试验)
在第2试验中，使用记号a的钢，调质轧制以外的处理条件设定为与试料no.1的相同，使调质轧制的延伸率以及参数p3发生变化而制作出试料。然后，进行了与第1试验同样的各种测定。其结果如表4所示。表4中的下划线表示其数值偏离调质轧制的规定范围、本发明的范围或者目标的范围。
表4
如表4所示，对于在优选的范围进行调质轧制的试料no.43～no.46、no.50，可以制造出满足本发明的要件的钢板。
对于试料no.41、no.42，由于其延伸率过少，因而平均位错密度ρf以及平均位错密度ρb变得过少，不能获得充分的碰撞特性。对于试料no.47，由于其延伸率过剩，因而平均位错密度ρf以及平均位错密度ρb变得过剩，不能获得充分的成形性。对于试料no.48，由于其延伸率过剩，因而平均位错密度ρf以及平均位错密度ρb变得过剩，不能获得充分的成形性。对于试料no.49，由于其参数p3的值过少，因而不能获得充分的碰撞特性。
产业上的可利用性
本发明可以利用于例如与适合汽车车体的钢板相关联的产业。