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7月20日在日本技术的特愿2020-123531号而主张优先权，并将其内容援引于此。


背景技术：

3.为了抑制来自汽车的二氧化碳的排出量，使用高强度钢板在确保安全性的同时将汽车车身轻量化的尝试取得进展。但是，一般而言，如果提高钢板的强度，则成型性降低。关于高强度钢板，难以兼顾强度与成型性，为了解决该课题，提出了几个手段。
4.关于供于汽车用部件的钢板，不仅要求强度，还要求压制加工性、焊接性等在部件成型时所要求的各种施工性。具体而言，从压制加工性的观点出发，对钢板大多要求优异的伸长率(拉伸试验中的总伸长率；el)及扩孔性(扩孔率；λ)。
5.例如，在专利文献1中公开了一种薄钢板，其具有下述成分组成和金属组织：所述成分组成以质量％计c：0.07％～0.20％、si：0.01％～2.0％、mn：1.8％～3.5％、p：0.05％以下、s：0.005％以下、al：0.01％～2.0％、n：0.0060％以下、si+al：0.7％以上、剩余部分包含fe及不可避免的杂质；所述金属组织的铁素体面积率为30％以下(包括0％)，回火后的马氏体面积率为70％以上(包括100％)，残留奥氏体面积率为4.5％以下(包括0％)，在回火后的马氏体晶粒内析出的铁系碳化物的从粒径大者算起为前10％的铁系碳化物的平均长宽比为3.5以上。
6.现有技术文献
7.专利文献
8.专利文献1：国际公开第2018/043453号


技术实现要素：

9.发明所要解决的课题
10.然而，如果如专利文献1那样在软质组织中存在硬质组织，则在这些组织间的界面处变得容易产生空隙，其结果是，有可能扩孔性会受损。
11.此外，对于钢板的组织，一般而言原本就具有各向异性。因此，如果对钢板实施压制加工等，则因组织的各向异性而导致变形能力也产生各向异性。然而，在专利文献1中，并未着眼于这样的钢板的变形能力的各向异性。
12.鉴于以上情况，本发明的目的是提供具有高强度、并且伸长率、扩孔性及变形能力的各向异性优异的钢板及其制造方法。
13.用于解决课题的手段
14.本发明是基于上述见识而进行的，其主旨如下所述。
15.(1)本发明的一个方案的钢板，其化学组成以质量％计包含：
16.c：0.20～0.40％、
17.si：0.5％～2.0％、
18.al：0.001％～1.0％、
19.mn：0.1～4.0％、
20.v：0.150％以下、
21.ti：0.10％以下、
22.nb：0.10％以下、
23.p：0.0200％以下、
24.s：0.0200％以下、
25.n：0.0200％以下、
26.o：0.0200％以下、
27.ni：0～1.00％、
28.mo：0～1.00％、
29.cr：0～2.000％、
30.b：0～0.0100％、
31.cu：0～0.500％、
32.w：0～0.10％、
33.ta：0～0.10％、
34.sn：0～0.050％、
35.co：0～0.50％、
36.sb：0～0.050％、
37.as：0～0.050％、
38.mg：0～0.050％、
39.ca：0～0.040％、
40.y：0～0.050％、
41.zr：0～0.050％、及
42.la：0～0.050％，
43.剩余部分包含铁及杂质，
44.v+ti+nb的合计含量为0.030～0.150％，
45.板厚1/4部处的金属组织以体积率计为：
46.马氏体：40～97％、
47.铁素体+贝氏体：50％以下、
48.残留奥氏体：3～20％、
49.剩余组织：5％以下，
50.相对于残留奥氏体的合计面积，长宽比为3以上的残留奥氏体的面积率为80％以上，
51.在残留奥氏体中存在5个/μm2以上的粒径为8～40nm的碳化物。
52.(2)根据上述(1)所述的钢板，其中，上述化学组成也可以以质量％计含有选自下述元素中的1种或2种以上：
53.ni：0.01～1.00％、
54.mo：0.01～1.00％、
55.cr：0.001～2.000％、
56.b：0.0001～0.0100％、
57.cu：0.001～0.500％、
58.w：0.001～0.10％、
59.ta：0.001～0.10％、
60.sn：0.001～0.050％、
61.co：0.001～0.50％、
62.sb：0.001～0.050％、
63.as：0.001～0.050％、
64.mg：0.0001～0.050％、
65.ca：0.001～0.040％、
66.y：0.001～0.050％、
67.zr：0.001～0.050％、
68.la：0.001～0.050％。
69.(3)根据上述(1)或(2)所述的钢板，其也可以在表面具有热浸镀锌层。
70.(4)根据上述(1)或(2)所述的钢板，其也可以在表面具有合金化热浸镀锌层。
71.(5)本发明的一个方案的钢板的制造方法具有下述工序：
72.热轧工序，其将具有上述(1)或(2)所述的化学组成的板坯在1150℃以上加热1小时以上，进行热轧来制成原奥氏体粒径低于30μm的热轧钢板；
73.第一冷却工序，其在上述热轧工序结束后，在3.0秒以内将上述热轧钢板冷却至800℃以下的温度区域；
74.卷取工序，其将上述第一冷却工序后的上述热轧钢板以30℃/秒以上的平均冷却速度冷却至300℃以下的温度，并进行卷取；
75.冷轧工序，其将上述卷取工序后的上述热轧钢板以0.1～30％的压下率进行冷轧来制成冷轧钢板；
76.退火工序，其将上述冷轧钢板以0.5～1.5℃/秒的平均加热速度在480℃～ac1的温度区域中进行加热，在ac1～ac3的温度区域中进行均热；
77.第二冷却工序，其将上述退火工序后的上述冷轧钢板以4℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却；和
78.温度保持工序，其将上述第二冷却工序后的上述冷轧钢板在300℃～480℃下保持10秒以上。
79.(6)根据上述(5)所述的钢板的制造方法，其中，上述热轧工序也可以具有使上述板坯在多个轧制机架中连续地通过来进行轧制的精轧工序，
80.在上述精轧工序中：
81.从最终的上述轧制机架起第3段的上述轧制机架中的轧制开始温度为850～1000℃；
82.在上述精轧的后段3段的轧制机架中，分别以超过10％的压下率进行轧制；
83.在上述精轧的上述后段3段的轧制机架中，上述各轧制机架间的道次间时间为3秒
以内；
84.上述精轧的上述后段4段的轧制机架中的第n段的上述轧制机架的出侧的温度tn与朝向下游侧的第(n+1)段的上述轧制机架的入侧的温度t
n+1
的差量即(t
n-t
n+1
)为10℃以上。
85.(7)根据上述(5)或(6)所述的钢板的制造方法，其也可以通过将上述退火工序后的上述冷轧钢板控制为(镀锌浴温度-40)℃～(镀锌浴温度+50)℃的温度区域并浸渍于热浸镀锌浴中来形成热浸镀锌层。
86.(8)根据上述(7)所述的钢板的制造方法，其也可以将上述热浸镀锌层在300～500℃的温度区域中进行合金化。
87.发明效果
88.根据本发明的上述方案，能够提供具有高强度、并且伸长率、扩孔性及变形能力的各向异性优异的钢板及其制造方法。
具体实施方式
89.以下，对本实施方式的钢板及其制造方法进行说明。但是，本发明并不仅限于本实施方式中公开的构成，在不脱离本发明的主旨的范围内可以进行各种变更。此外，关于以下夹有“～”而记载的数值限定范围，下限值及上限值包含在该范围内。关于表示为“低于”或“超过”的数值，其值不包含在数值范围内。在以下的说明中，关于钢板的化学组成的“％”只要没有特别指定，则为“质量％”。
90.本实施方式的钢板的化学组成以质量％计包含：
91.c：0.20～0.40％、
92.si：0.50％～2.0％、
93.al：0.0010％～1.0％、mn：0.1～4.0％、v：0.150％以下、ti：0.10％以下、nb：0.10％以下、p：0.0200％以下、s：0.0200％以下、n：0.0200％以下、o：0.0200％以下、ni：0～1.00％、mo：0～1.00％、cr：0～2.000％、b：0～0.0100％、cu：0～0.500％、w：0～0.10％、ta：0～0.10％、sn：0～0.050％、co：0～0.50％、sb：0～0.050％、as：0～0.050％、mg：0～0.050％、ca：0～0.040％、y：0～0.050％、zr：0～0.050％、及
94.la：0～0.050％，
95.剩余部分包含铁及杂质，v+ti+nb的合计含量为0.030～0.150％，板厚1/4部处的金属组织以体积率计为：马氏体：40～97％、
96.铁素体+贝氏体：50％以下、
97.残留奥氏体：3～20％、
98.剩余组织：5％以下，
99.长宽比为3以上的残留奥氏体占全部残留奥氏体中的80％以上，
100.在残留奥氏体中存在5个/μm2以上的粒径为8～40nm的碳化物。
101.以下，对本发明的一个方案的钢板进行说明。
102.首先，对本实施方式的钢板的金属组织进行说明。以下，组织分率以体积率来表示，因此组织分率的单位“％”是指“体积％”。通过图像处理来鉴定组织分率时，将面积率视为体积率。需要说明的是，本实施方式的钢板的金属组织只要没有特别说明，则设定为表示
板厚1/4部处的金属组织者。
103.金属组织
104.铁素体及贝氏体：合计为50％以下
105.铁素体由于为软质的组织，因此是容易变形、有助于伸长性的提高的组织。然而，为了得到适宜的强度，需要限制铁素体的体积率。
106.此外，贝氏体由于相对于马氏体而言为软质，因此具有提高延展性的效果。然而，为了得到适宜的强度，需要与铁素体同样地限制贝氏体的体积率。
107.在本实施方式的钢板中，铁素体及贝氏体的体积率合计为50％以下。为了提高钢板的强度，铁素体及贝氏体的合计体积率可以合计设定为40％以下，也可以设定为35％以下。为了得到本实施方式的效果，铁素体及贝氏体由于不是必需的金属组织，因此铁素体及贝氏体的合计体积率的下限为0％。
108.残留奥氏体：3～20％
109.残留奥氏体具有下述效果：通过相变诱发塑性的效果(trip效应)来提高延展性，有助于均匀伸长率的提高。为了得到该效果，残留奥氏体的体积率设定为3％以上。残留奥氏体的体积率优选为5％以上，更优选为7％以上。
110.另一方面，如果残留奥氏体的体积率变得过量，则残留奥氏体的粒径变大。这样的粒径大的残留奥氏体在变形后成为粗大且硬质的马氏体。这样的由残留奥氏体产生的c浓度高的马氏体容易成为开裂的起点，扩孔性劣化，因此是不优选的。因此，残留奥氏体的体积率设定为20％以下。优选设定为18％以下、更优选为16％以下。
111.此外，本实施方式中，通过如下文所述那样地控制残留奥氏体的长宽比及残留奥氏体中的微细碳化物的个数密度，从而能够提高残留奥氏体的稳定性。如果残留奥氏体的稳定性高，则能够抑制向硬质相即c浓度高的初生马氏体相的加工诱发相变。即，通过提高残留奥氏体的稳定性，从而即使被给予高应变，也变得不易生成c浓度高的初生马氏体。其结果是，能够抑制在所生成的c浓度高的初生马氏体中产生开裂从而龟裂发展，因此会带来扩孔性的提高。进而，通过残留奥氏体的稳定性高，能够抑制变形的局部化，因此能够降低变形能力的各向异性。
112.马氏体：40～97％
113.本实施方式的钢板的金属组织包含40～97％的马氏体。这里，“马氏体”是指所谓的在钢的热处理中的冷却及升温的过程中产生的初生马氏体和回火马氏体的总称。
114.初生马氏体是位错密度高且硬质的组织，因此是有助于抗拉强度提高的组织。
115.回火马氏体与初生马氏体同样是板条状的晶粒的集合。另一方面，回火马氏体与初生马氏体不同，是通过回火而在内部包含微细的铁系碳化物的硬质的组织。回火马氏体是通过将由退火后的冷却等而生成的初生马氏体利用热处理等进行回火来获得的。
116.贝氏体也是包含微细的铁系碳化物的组织，但回火马氏体具有多个铁系碳化物的变体，贝氏体中铁系碳化物的变体是单一的，能够以这一点来进行区分。
117.在本实施方式的钢板中，将马氏体的体积率设定为40％以上。优选设定为45％以上、更优选为50％以上。此外，将马氏体的体积率设定为97％以下，优选设定为95％以下、更优选为90％以下。
118.剩余组织：5％以下
119.作为上述的铁素体、贝氏体、残留奥氏体及马氏体以外的剩余部分的组织，可列举出珠光体等。为了得到本实施方式的钢板所期望的特性，剩余组织的体积率设定为5％以下，优选设定为4％以下、更优选为3％以下。也可以不存在剩余组织，其下限为0％。
120.长宽比为3以上的残留奥氏体的比例：全部残留奥氏体中的80％以上
121.通过使残留奥氏体针状化，从而受到应变时的残留奥氏体的稳定性提高。即，如果残留奥氏体的稳定性高，则即使因加工而受到应变，也能够抑制向硬质相即c浓度高的初生马氏体的加工诱发相变。关于其机理，以下进行说明。
122.残留奥氏体从晶界起阶段性地相变为马氏体，伴随该相变而产生应变。如果该马氏体相变进展，则在晶界附近产生的位错经由晶内向相反侧的晶界移动，位错被蓄积。在残留奥氏体为针状的情况下，从产生位错的晶界附近至位错被蓄积的晶界为止的距离近。因此，在蓄积的位错与新产生的位错之间产生斥力，通过马氏体相变而产生的应变不被容许。通过以上的机理可阻碍马氏体相变，因此残留奥氏体的稳定性提高。
123.不进行形状的控制而生成的残留奥氏体不会成为针状组织，因此在各个残留奥氏体中稳定性存在不均。因此，在不为针状组织的残留奥氏体中，变形能力的各向异性大。另一方面，就本实施方式的钢板而言，由于使残留奥氏体针状化从而稳定化，因此能够降低变形能力的各向异性。
124.在本实施方式中，将“针状化的残留奥氏体”定义为“长宽比为3以上的残留奥氏体”。在本实施方式的钢板中，长宽比为3以上的残留奥氏体的面积率相对于残留奥氏体的合计面积为80％以上。通过长宽比为3以上的残留奥氏体为全部残留奥氏体中的80％以上，从而变形能力的各向异性得以降低。长宽比为3以上的残留奥氏体优选为全部残留奥氏体中的83％以上，更优选为85％以上。长宽比为3以上的残留奥氏体在全部残留奥氏体中所占的比例的上限没有特别规定，理想而言为100％。
125.残留奥氏体中的粒径为8～40nm的碳化物的个数密度：5个/μm2以上
126.在本实施方式中，通过不仅将残留奥氏体设定为针状，还控制残留奥氏体中的微细析出物量，从而使残留奥氏体稳定化。这是因为：通过残留奥氏体中的微细析出物，使得从界面起的加工诱发相变的进展被阻止。在本实施方式的钢板中，在残留奥氏体中析出微细的碳化物。本实施方式中的碳化物包含碳氮化物。
127.在本实施方式中，为了抑制加工诱发相变的进展而有效的碳化物的粒径为8nm以上。即，粒径低于8nm的碳化物对于加工诱发相变的进展的抑制并不有效地起作用。因此，在本实施方式中，粒径低于8nm的碳化物不考虑作为应该控制的析出物。另一方面，碳化物的粒径过度变大是指有可能碳化物自身会变得容易开裂、变得容易产生破坏。因此，碳化物的粒径优选为40nm以下。从以上的观点出发，在本实施方式中，对粒径为8～40nm的碳化物的个数密度进行控制。
128.为了抑制加工诱发相变的进展，在本实施方式的钢板中，残留奥氏体中的粒径为8～40nm的碳化物的个数密度为5个/μm2以上。优选为6个/μm2以上，更优选为7个/μm2以上。
129.根据以上，能够使残留奥氏体稳定化，得到适宜的特性。残留奥氏体中的粒径为8～40nm的碳化物的个数密度的上限没有特别规定，但在本实施方式的成分组成和热处理中为100个/μm2左右。
130.接下来，对铁素体、贝氏体、残留奥氏体及马氏体的鉴定和体积率的算出进行说
明。如上所述，将通过图像处理而算出面积率的值视为体积率。此外，在本实施方式中，对与轧制方向平行的截面的距离钢板表面为板厚的1/4深度(板厚1/4部)处的金属组织进行规定。其理由是由于：该位置处的金属组织表示钢板的代表性的金属组织。需要说明的是，在本实施方式中，板厚的“1/4的深度位置”是指用于确定金属组织的观察位置，并不严格地限定于1/4深度。可以将对板厚的1/8～3/8深度的范围中的某处进行观察而得到的金属组织视为1/4的深度位置的金属组织。
131.残留奥氏体的体积率可以使用x射线测定衍射强度来算出。
132.在使用x射线的测定中，将从试样的板面至深度1/4的位置为止通过机械研磨及化学研磨进行除去，在板厚1/4的位置处，使用mokα射线，由bcc相的(200)、(211)及fcc相的(200)、(220)、(311)的衍射峰的积分强度比，能够算出残留奥氏体的组织分率。作为一般的算出方法，利用5峰法。
133.初生马氏体的体积率通过以下的步骤来求出。
134.将试样的观察面用lepera液进行蚀刻，在以板厚1/4作为中心的板厚1/8～3/8的范围内对100μm
×
100μm的区域，对由场发射型扫描电子显微镜(fe-sem)得到的二次电子图像以3000倍的倍率进行观察。在lepera腐蚀中，初生马氏体及残留奥氏体不会被腐蚀，因此未被腐蚀的区域的面积率为初生马氏体及残留奥氏体的合计面积率。在本实施方式中，将该初生马氏体及残留奥氏体的合计面积率视为这些组织的“合计体积率”。从该未被腐蚀的区域的面积率中减去通过x射线测定的残留奥氏体的体积率，可以算出初生马氏体的体积率。
135.铁素体及贝氏体、回火马氏体的体积率可以对1/8～3/8的板厚范围(即1/4的板厚位置处于中心的板厚范围)通过fe-sem进行观察，由所得到的二次电子图像来确定。观察面设定为与钢板的轧制方向平行的板厚截面。对观察面进行研磨及硝酸乙醇蚀刻，对观察面中的以板厚1/4作为中心的板厚1/8～3/8的范围内的100μm
×
100μm的区域以3000倍的倍率进行观察。通过在上述的lepera腐蚀中所观察的区域的周围残留数个压痕，可以确认与在lepera腐蚀中所观察的区域相同的区域。需要说明的是，关于板厚方向，在钢板表面附近及钢板中心附近，有可能各自由于脱碳及mn偏析而导致钢板的显微组织(构成要素)与其他部分大不相同。因此，在本实施方式中，进行以1/4的板厚位置作为基准的显微组织的观察。铁素体是晶界的内侧以均匀的对比度拍摄的组织。贝氏体是板条状的晶粒的集合，是在内部不含长径为20nm以上的铁系碳化物的组织、或是在内部包含长径为20nm以上的铁系碳化物且该碳化物属于单一的变体、即沿同一方向伸长的铁系碳化物群的组织。这里，沿同一方向伸长的铁系碳化物群是指铁系碳化物群的伸长方向的差异为5
°
以内者。回火马氏体在组织内的渗碳体具有多个变体这一点上能够与贝氏体进行区分。
136.通过将由上述方法确定的初生马氏体的体积率与回火马氏体的体积率进行合计，能够求出马氏体的体积率。
137.长宽比为3以上的残留奥氏体在全部残留奥氏体中所占的比例通过使用了fe-sem的ebsd解析法来进行。
138.具体而言，采集以与钢板的轧制方向平行的板厚截面作为观察面的试验片，对试验片的观察面进行研磨后，通过电解研磨来除去应变影响层，对以板厚1/4作为中心的板厚1/8～3/8的范围内的100μm
×
100μm的区域以0.05μm的测定步进来进行ebsd解析。本实施方
式中的测定倍率设定为3000倍。
139.由测定后的数据制成残留奥氏体分布图，抽取出长宽比为3以上的残留奥氏体并求出面积分率。
140.残留奥氏体中的粒径为8～40nm的碳化物的个数密度如下那样操作来进行测定。
141.对距离钢板表面为1/4位置处的直径为3.0mm的圆形区域的薄膜样品使用透射型电子显微镜(tem)以50万倍的倍率对包含奥氏体相的区域进行3个视场的观察。将在各视场中通过能量色散型x射线分光法(edx)而检测到相应的合金碳化物形成元素(ti，nb，v)的析出物判断为碳化物。使用图像解析装置求出奥氏体相中的各析出物的面积，将其换算成圆换算直径。
142.算出该圆换算直径为8nm～40nm的碳化物的个数，将其除以观察视场的面积而得到的值设定为各视场中的碳化物的个数密度。在上述3个视场中进行同样的作业，将所得到的算术平均确定为圆换算直径为8～40nm的碳化物的个数密度。
143.接下来，对本实施方式的钢板的化学组成的限定理由进行说明。以下，成分组成所涉及的“％”是指“质量％”。
144.化学组成
145.c：0.20～0.40％
146.c是确保规定量的马氏体、提高钢板强度的元素。如果c含量为0.20％以上，则能够得到规定量的马氏体，能够确保所期望的抗拉强度。c含量优选为0.25％以上。
147.此外，为了确保扩孔性，c含量设定为0.40％以下。c含量优选为0.35％以下。
148.si：0.5％～2.0％
149.si是对于通过固溶强化来增大钢板强度而言有用的元素。此外，si会抑制渗碳体的生成，因此是对于促进碳(c)向奥氏体中的浓集、在退火后生成残留奥氏体而言有效的元素。此外，si具有在后述的退火工序中使碳(c)在γ晶界上偏析的效果。通过将si含量设定为0.5％以上，能够得到由上述作用带来的效果。si含量优选为0.6％以上，更优选为0.7％以上。
150.此外，考虑焊接时的化学转化处理性及镀覆性，si含量设定为2.0％以下。si含量优选为1.9％以下，更优选为1.8％以下。
151.al：0.001％～1.0％
152.al是作为脱氧剂起作用的元素，抑制渗碳体的析出，有助于残留奥氏体的稳定化。为了得到由含有al带来的上述效果，al的含量设定为0.001％以上。al含量优选为0.005％以上，更优选为0.010％以上。但是，从抑制因粗大的al氧化物而使钢板的加工性降低的观点出发，al的含量设定为1.0％以下。al含量优选为0.9％以下，更优选为0.8％以下。
153.mn：0.1～4.0％
154.mn是具有提高钢的淬透性的作用、对于得到本实施方式的金属组织而言有效的元素。通过将mn含量设定为0.1％以上，能够得到本实施方式的金属组织。mn含量优选为1.0％以上，更优选为1.5％以上。
155.另一方面，考虑因mn的偏析而使淬透性提高的效果降低以及原材料成本的上升，mn含量设定为4.0％以下。mn含量优选为3.5％以下。
156.v：0.150％以下、ti：0.10％以下、nb：0.10％以下、并且v+ti+nb：0.030～0.150％
157.v、ti及nb都是对于碳化物的形态控制而言重要的元素，为了在残留奥氏体中均质并且微细地析出碳化物，需要适宜地控制v、ti、nb的合计含量。由于不需要全部含有v、ti、nb，因此v、ti、nb的各元素的含量的下限为0，但为了生成本实施方式中的碳化物，v、ti、nb的合计含量为0.030％以上。v、ti、nb的合计含量优选为0.040％以上，更优选为0.050％以上。另一方面，如果v、ti、nb的合计含量过多，则在热轧中析出复合碳化物，该复合碳化物在后续工序中粗大化。从适宜地控制碳化物的形态的观点出发，v、ti及nb的合计设定为0.030％～0.150％。v、ti及nb的合计优选为0.120％以下，更优选为0.100％以下。
158.另一方面，如果v的含量过多，则有可能促进v碳化物的生长而析出大量粗大的v碳化物，导致钢材的强度上升和延展性的降低，钢板的成型性降低。此外，ti是有可能形成粗大的ti氧化物或tin而使钢板的成型性降低的元素。进而，如果ti含量过多，则在热轧过程中析出ti碳化物，在后续工序中粗大化，因此如果nb的含量过多，则在热轧过程中析出nb碳化物，在后续工序中粗大化，因此有可能在钢板的强度上升的同时导致延展性的显著劣化，钢板的成型性降低。由于上述的理由，各元素的上限设定为v：0.150％以下、ti：0.10％以下、nb：0.10％以下。
159.p：0.0200％以下
160.p是杂质元素，是在钢板的板厚中央部处偏析而阻碍韧性、而且使焊接部脆化的元素。如果p含量超过0.0200％，则焊接部强度、扩孔性显著降低。因此，p含量设定为0.0200％以下。p含量优选为0.0100％以下。
161.p含量越少越优选，但如果在实用钢板中将p含量降低至低于0.0001％，则制造成本大幅上升，在经济上变得不利。因此，也可以将p含量的下限值设定为0.0001％以上。
162.s：0.0200％以下
163.s是杂质元素，是阻碍焊接性、而且还阻碍铸造时和热轧时的制造性的元素。此外，s也是形成粗大的mns、阻碍扩孔性的元素。如果s含量超过0.0200％，则焊接性的降低、制造性的降低以及扩孔性的降低变得显著。因此，s含量设定为0.0200％以下。
164.s含量越少越优选，但如果在实用钢板中将s含量降低至低于0.0001％，则制造成本大幅上升，在经济上变得不利。因此，也可以将s含量的下限值设定为0.0001％以上。
165.n：0.0200％以下
166.n是形成粗大的氮化物、阻碍弯曲性和扩孔性、而且成为焊接时的气孔的产生原因的元素。如果n含量超过0.0200％，则扩孔性的降低、气孔的产生变得显著。因此，n含量设定为0.0200％以下。
167.n含量越少越优选，但如果在实用钢板中将n含量降低至低于0.0001％，则制造成本大幅上升，在经济上变得不利。因此，也可以将n含量的下限值设定为0.0001％以上。
168.o：0.0200％以下
169.o是形成粗大的氧化物、阻碍弯曲性和扩孔性、而且成为焊接时的气孔的产生原因的元素。如果o含量超过0.0200％，则扩孔性的降低、气孔的产生变得显著。因此，o含量设定为0.0200％以下。
170.o含量越少越优选，但如果在实用钢板中将o含量降低至低于0.0005％，则制造成本大幅上升，在经济上变得不利。因此，也可以将o含量的下限值设定为0.0005％以上。
171.本实施方式的钢板也可以含有选自ni：0.01～1.00％、mo：0.01～1.00％、cr：
0.001～2.000％、b：0.0001～0.0100％、cu：0.001～0.500％、w：0.001～0.10％、ta：0.001～0.10％、sn：0.001～0.050％、co：0.001～0.50％、sb：0.001～0.050％、as：0.001～0.050％、mg：0.0001～0.050％、ca：0.001～0.040％、y：0.001～0.050％、zr：0.001～0.050％及la：0.001～0.050％中的1种或2种以上。也可以不含有这些元素，因此这些元素的各下限为0％。
172.ni：0～1.00％
173.ni是对于钢板强度的提高而言有效的元素。ni的含量也可以为0％，但为了得到上述效果，ni的含量优选为0.001％以上。另一方面，如果ni的含量过多，则有可能钢板的延展性降低而导致成型性的降低。因此，ni的含量优选为1.00％以下。
174.mo：0～1.00％
175.mo与cr同样地是有助于钢板的高强度化的元素。关于该效果，即使mo量为微量也能够获得。mo的含量也可以为0％，但为了得到上述效果，mo的含量优选为0.01％以上。另一方面，如果mo的含量超过1.00％，则有可能形成粗大的mo碳化物，钢板的冷成型性降低。因此，mo的含量优选为1.00％以下。
176.cr：0～2.000％
177.cr是提高钢的淬透性、有助于高强度化的元素，是对于得到上述的金属组织而言有效的元素。因此，也可以含有cr。为了充分得到上述的效果，优选将cr的含量设定为0.01％以上。
178.然而，即使过量含有cr，由上述作用带来的效果也饱和，而且在经济上变得不利。因此，即使是在含有cr的情况下，cr含量也设定为2.000％以下。
179.b：0～0.0100％
180.b是下述元素：在从奥氏体起的冷却过程中抑制铁素体及珠光体的生成，促进贝氏体或马氏体等低温相变组织的生成。此外，b是对钢的高强度化有益的元素。关于该效果，即使b量为微量也能够获得。b的含量也可以为0％，但为了得到上述效果，优选将b的含量设定为0.0001％以上。但是，如果b的含量过多，则生成粗大的b氧化物，其结果是，有可能该b氧化物在压制加工时成为空隙的产生起点，钢板的成型性降低。因此，b的含量优选为0.0100％以下。需要说明的是，对于低于0.0001％的b的鉴定，分析需要花费细心的注意。在b含量低于分析装置的检测下限的情况下，有时也将b含量视为0％。
181.cu：0～0.500％
182.cu是有助于钢板强度的提高的元素。关于该效果，即使cu量为微量也能够获得。cu的含量也可以为0％，但为了得到上述效果，cu的含量优选为0.001％以上。但是，如果cu的含量过多，则有可能导致红热脆性，使热轧中的生产率降低。因此，cu的含量优选为0.500％以下。
183.w：0～0.10％
184.w是对于钢板强度的提高而言有效的元素。w的含量也可以为0％，但为了得到上述效果，w的含量优选为0.001％以上。另一方面，如果w的含量过多，则有可能析出大量微细的w碳化物，导致钢板强度的过度的上升和延展性的降低，使钢板的冷加工性降低。因此，w的含量优选设定为0.10％以下。
185.ta：0～0.10％
186.ta也与w同样地是对于钢板强度的提高而言有效的元素。ta的含量也可以为0％，但为了得到上述效果，ta的含量优选为0.001％以上。另一方面，如果ta的含量过多，则有可能析出大量微细的ta碳化物，导致钢板强度的过度上升和延展性的降低，使钢板的冷加工性降低。因此，ta的含量设定为0.10％以下，更优选为0.02％以下，进一步优选为0.010％以下。
187.sn：0～0.050％
188.sn是在使用废料作为钢板的原料的情况下会被含有于钢板中的元素。此外，sn有可能会因铁素体的脆化而引起钢板的冷成型性的降低。因此，sn的含量越少越优选。sn的含量设定为0.050％以下，优选为0.040％以下，也可以为0％。但是，将sn的含量降低至低于0.001％会导致精炼成本的过度增加，因此也可以将sn的含量设定为0.001％以上。
189.co：0～0.50％
190.co是对于钢板强度的提高而言有效的元素。co的含量也可以为0％，但为了得到上述效果，co的含量优选为0.001％以上。另一方面，如果co的含量过多，则有可能钢板的延展性会降低而导致成型性的降低。因此，co的含量优选设定为0.50％以下。
191.sb：0～0.050％
192.sb与sn同样地是在使用废料作为钢板的原料的情况下会被含有于钢板中的元素。sb有可能因在晶界处强烈偏析而导致晶界的脆化、延展性的降低及冷成型性的降低。因此，sb的含量越少越优选。sb的含量设定为0.050％以下，优选为0.040％以下，也可以为0％。但是，由于将sb的含量降低至低于0.001％会导致精炼成本的过度的增加，因此也可以将sb的含量设定为0.001％以上。
193.as：0～0.050％
194.as与sn、sb同样地是在使用废料作为钢板的原料的情况下会被含有于钢板中的元素。as有可能因在晶界处强烈偏析而导致冷成型性的降低。因此，as的含量越少越优选。as的含量设定为0.050％以下，优选为0.040％，也可以为0％。但是，由于将as的含量降低至低于0.001％会导致精炼成本的过度的增加，因此也可以将as的含量设定为0.001％以上。
195.mg：0～0.050％
196.mg会控制硫化物、氧化物的形态，有助于钢板的弯曲成型性的提高。关于该效果，即使mg量为微量也能够获得。mg的含量也可以为0％，但为了得到上述效果，mg的含量优选为0.0001％以上。但是，如果mg的含量过多，则有可能因粗大的夹杂物的形成而引起冷成型性的降低。因此，mg的含量设定为0.050％以下，优选为0.040％以下。
197.ca：0～0.040％
198.ca与mg同样是通过微量而能够控制硫化物形态的元素。ca的含量也可以为0％，但为了得到上述效果，ca的含量优选为0.001％以上。但是，如果ca的含量过多，则生成粗大的ca氧化物，该ca氧化物在冷成型时可成为开裂产生的起点。因此，ca的含量设定为0.040％以下，优选为0.030％以下。
199.y：0～0.050％
200.y与mg、ca同样是通过微量而能够控制硫化物形态的元素。y的含量也可以为0％，但为了得到上述效果，y的含量优选为0.001％以上。但是，如果y的含量过多，则有可能生成粗大的y氧化物，冷成型性降低。因此，y的含量设定为0.050％以下，更优选为0.040％以下。
201.zr：0～0.050％
202.zr与mg、ca、y同样是通过微量而能够控制硫化物形态的元素。zr的含量也可以为0％，但为了得到上述效果，zr的含量优选为0.001％以上。但是，如果zr的含量过多，则有可能生成粗大的zr氧化物，冷成型性降低。因此，zr的含量优选为0.050％以下，更优选为0.040％以下。
203.la：0～0.050％
204.la是通过微量而对硫化物的形态控制而言有效的元素。la的含量也可以为0％，但为了得到上述效果，la的含量优选为0.001％以上。但是，如果la的含量过多，则有可能生成la氧化物，冷成型性降低。因此，la的含量设定为0.050％以下，优选为0.040％以下。
205.在本实施方式的钢板的化学组成中，除上述元素以外的剩余部分为fe及杂质。这里所谓的“杂质”是在钢原料(矿石、废料等)或炼钢过程中混入的物质，是在不阻碍本实施方式的钢板的特性的范围内被容许存在的元素。
206.上述的钢板的化学组成通过一般的分析方法进行测定即可。例如，使用icp-aes(电感耦合等离子体-原子发射光谱；inductively coupledplasma-atomic emission spectrometry)进行测定即可。此外，c及s使用燃烧-红外线吸收法进行测定即可，n使用不活泼气体熔融-热导率法进行测定即可。o使用不活泼气体熔融-非分散型红外线吸收法进行测定即可。
207.本实施方式的钢板也可以在其表面具有热浸镀锌层。本实施方式的钢板的热浸镀锌层的成分组成没有特别限定。本实施方式的钢板的镀层只要是热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层即可，此外，只要是将这些镀层合金化而得到的合金化镀层即可。此外，本实施方式的钢板也不妨具有另外的镀层(例如铝镀层等)。
208.热浸镀锌层及热浸镀锌合金层的成分组成优选含有低于7质量％的fe，此外，合金化镀层的成分组成优选含有7质量％～15质量％的fe。
209.特性
210.[抗拉强度]
[0211]
在本实施方式的钢板中，抗拉强度(ts)为980mpa以上。抗拉强度的上限没有特别限定。
[0212]
需要说明的是，抗拉强度通过下述方式来测定：从钢板中按照与轧制方向垂直的方向成为长度方向的方式采集jis z 2201中记载的jis5号拉伸试验片，之后依据jis z 2241：2011进行拉伸试验。
[0213]
[伸长率(％)》(49-0.03
×
ts)]
[0214]
在本实施方式的钢板中，从成型性的观点出发，伸长率(％)取由下式(1)所表示的值。
[0215]
伸长率(％)》(49-0.03
×
ts)
ꢀꢀ
(1)
[0216]
需要说明的是，在上式(1)中，ts表示以mpa来表示单位时的抗拉强度。此外，抗拉强度的测定方法如上述那样通过下述方式来测定：从钢板中沿与轧制方向垂直的方向采集jis z 2201中记载的jis5号拉伸试验片，依据jis z 2241：2011进行拉伸试验。
[0217]
伸长率通过jis z 2241：2011中规定的断裂总伸长率(el)进行评价。
[0218]
[扩孔率λ(％)》(41-10
×
板厚)]
[0219]
在本实施方式的钢板中，从扩孔性的观点出发，扩孔率λ(％)取由下式(2)所表示的值。
[0220]
扩孔率λ(％)》(41-10
×
板厚)
ꢀꢀ
(2)
[0221]
需要说明的是，在上式(2)中，板厚表示以单位为mm表示时的板厚。
[0222]
此外，关于扩孔率(λ)，按照jis z 2256：2010记载的扩孔试验方法进行评价。
[0223]
[扩孔后的形状接近真圆]
[0224]
本实施方式的钢板通过将残留奥氏体稳定化，从而变形能力的各向异性小。因此，本实施方式的钢板的扩孔后的形状接近真圆。本实施方式中的圆度通过以下的步骤进行评价。对本实施方式的钢板进行jis z 2256：2010记载的扩孔试验方法，从正上方以2倍拍摄扩孔后的试验片。对于所拍摄的图像，通过图像解析处理软件来测定扩孔后的形状的面积a0，进一步求出该扩孔后的形状的外接圆或将形状的长径作为直径的圆的面积a1，将a0除以a1而得到的值为0.80以上者在本实施方式中定义为“扩孔后的形状接近真圆”。
[0225]
接下来，对本实施方式的钢板的制造方法进行说明。
[0226]
本实施方式的钢板的制造方法具有下述工序：
[0227]
热轧工序，其将具有本实施方式的化学组成的板坯在1150℃以上加热1小时以上，进行热轧来制成原奥氏体粒径低于30μm的热轧钢板；
[0228]
第一冷却工序，其在上述热轧工序结束后在3.0秒以内将上述热轧钢板冷却至800℃以下的温度区域；
[0229]
卷取工序，其将上述第一冷却工序后的上述热轧钢板以30℃/秒以上的平均冷却速度冷却至300℃以下的温度，并进行卷取；
[0230]
冷轧工序，其将上述卷取工序后的上述热轧钢板以0.1～30％的压下率进行冷轧来制成冷轧钢板；
[0231]
退火工序，其将上述冷轧钢板以0.5～1.5℃/秒的平均加热速度在480℃～ac1的温度区域中进行加热，在ac1～ac3的温度区域中进行均热；
[0232]
第二冷却工序，其将上述均热后的上述冷轧钢板以4℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却；和
[0233]
温度保持工序，其将上述第二冷却工序后的上述冷轧钢板在300℃～480℃下保持10秒以上。
[0234]
以下，对各工序条件进行说明。
[0235]
[热轧工序]
[0236]
将具有本实施方式中的化学组成的板坯在热轧前进行加热。为了使含有v、ti、nb的碳化物等充分固溶，板坯的加热温度设定为1150℃以上。在无法使碳化物充分固溶的情况下，碳化物在热轧中析出并粗大化，无法使微细的碳化物以所期望的个数密度析出。板坯的加热温度也可以为1200℃以上。加热温度的上限值没有特别规定，但一般而言也可以为1300℃以下或1250℃以下。此外，为了直至板坯中心部为止成为规定的温度、使在铸造阶段形成的碳化物充分固溶，上述加热温度下的保持时间设定为1小时(60分钟)以上。上限没有特别规定，但为了抑制过度的氧化皮损耗，优选为180分钟以下，更优选为120分钟以下。此外，所使用的板坯从生产率的观点出发优选在连续铸造法中进行铸造，但也可以通过铸锭法或薄板坯铸造法来制造。
[0237]
在热轧工序中，通过将具有上述的化学成分的板坯进行热轧，从而制成原奥氏体粒径低于30μm、并且抑制了碳化物的析出的热轧钢板。该热轧工序包括：粗轧工序；及使板坯在多个轧制机架中连续地通过来进行轧制的精轧工序。
[0238]
通过将热轧钢板的原奥氏体粒径设定为低于30μm，能够抑制在之后的退火工序中相变后的奥氏体彼此连结而成为块状的奥氏体。通过抑制连结成块状的奥氏体，能够将残留奥氏体的长宽比设定为3.0以上。此外，热轧钢板的原奥氏体粒径可以通过下述方式来测定：在沿着钢板的轧制方向、且与板面垂直的截面中，将观察面进行硝酸乙醇腐蚀，用光学显微镜以100～500倍的倍率对组织进行观察。通过图像处理来测定各γ晶粒的面积，将其当量圆直径作为粒径。
[0239]
《精轧工序》
[0240]
精轧工序可以以4段以上来进行。以下，示出了为了将热轧钢板的原奥氏体粒径设定为低于30μm的适宜的精轧工序条件的一个例子。需要说明的是，在以下的例子中，示出了轧制机架数为4台以上的情况。
[0241]
从最终的轧制机架起第3段的轧制机架中的轧制开始温度：850～1000℃
[0242]
将从最终的轧制机架起朝向上游第3段的轧制机架(后段第3段的轧制机架)中的精轧开始温度(入侧温度)设定为850℃以上。由此，能够抑制向奥氏体中的碳化物的析出，因此是优选的。另一方面，通过将该第3段的轧制机架中的精轧开始温度设定为1000℃以下，能够抑制原奥氏体晶粒的粗大化，因此是优选的。
[0243]
这里，所谓“从最终轧制机架起朝向上游第3段的轧制机架”，例如在以7台轧制机架进行连续轧制的情况下，是指从上游侧起进行计数的第5台轧制机架。此外，所谓“从最终轧制机架起朝向上游第4段的轧制机架”，例如在以7台轧制机架进行连续轧制的情况下，是指从上游侧起进行计数的第4台轧制机架。
[0244]
精轧的后段3段的各轧制机架中的压下率：分别超过10％
[0245]
在精轧工序中，使板坯在多个轧制机架中连续地通过来进行轧制。此时，优选将后段3段的各轧制机架中的压下率分别设定为超过10％来进行轧制。这里，所谓后段3段的轧制是指使用了包含最终机架在内的下游侧的3段轧制机架的轧制。例如，在以7台轧制机架进行连续轧制的情况下，是指从上游侧起进行计数的第5台～第7台轧制机架(合计3段)中的轧制。通过将后段3段的压下率分别设定为超过10％，能够导入充分的轧制应变，因此能够将奥氏体晶粒充分地细粒化。精轧的后段3段的各轧制机架中的压下率更优选设定为20％以上。精轧的后段3段的各轧制机架中的压下率的上限没有特别限定，但从制造性的观点出发也可以规定为40％以下。
[0246]
精轧的后段3段的轧制机架中的各轧制机架间的道次间时间：3.0秒以内
[0247]
精轧的后段3段的轧制机架中的各轧制机架间的板坯的道次间时间(板坯的通过时间)优选为3.0秒以内。由此，变得容易抑制道次间的恢复和再结晶、充分地累积应变。此外，容易抑制在道次间析出合金碳化物。各轧制机架间的道次间时间优选设定为2.0秒以内。各轧制机架间的道次间时间的下限没有特别限定，越短越优选，理想而言为0秒，但在轧制机架的性能上也可以规定为0.1秒以上。需要说明的是，精轧的后段3段的轧制机架中的各轧制机架间的道次间时间都优选为3.0秒以内。换言之，精轧的后段3段的轧制机架中的各轧制机架间的道次间时间中的最长的道次间时间(最大值)为3.0秒以内即可。
[0248]
精轧的后段4段的轧制机架中的第n段的轧制机架的出侧的温度tn与第(n+1)段的轧制机架的入侧的温度t
n+1
的差量即(t
n-t
n+1
)：10℃以上
[0249]
通过控制精轧的后段4段的轧制机架中的第n段的轧制机架的出侧的温度tn与朝向下游侧的第(n+1)段的轧制机架的入侧的温度t
n+1
的差量即(t
n-t
n+1
)，能够适宜地累积应变。通过将(t
n-t
n+1
)设定为10℃以上，可抑制道次间的恢复和再结晶，能够充分地累积精轧工序中的应变，因此是优选的。(t
n-t
n+1
)更优选为13℃以上。本实施方式中的“入侧的温度”及“出侧的温度”都设定为对供于各轧制机架的热轧钢板的表面通过非接触型的温度计进行测定而得到的温度。非接触型的温度计例如可以是由单色或二色以上的测定波长的辐射亮度来测定温度的辐射温度计，此外，从钢板表面到达至受光器的测定波长的路径可以是大气，也可以是水中(水柱)。
[0250]
这里，后段4段的轧制机架中的第(n+1)段的轧制机架是指与第n段的轧制机架的下游侧(钢板的搬运方向)相邻的轧制机架。
[0251]
此外，在本实施方式的精轧中的利用后段4段的轧制中，优选的是，随着从前头机架起朝向最终机架，热轧钢板的钢板温度逐渐降低。
[0252]
在本实施方式中，用于增大上述(t
n-t
n+1
)的设备没有限定。在工业上，使用可控制水量的水喷雾器等冷却装置是适宜的。例如，可以在搬运热轧钢板的搬运辊之间配置水喷雾器装置。
[0253]
[第一冷却工序]
[0254]
将如上述那样热轧后的钢板(以下，有时称为热轧钢板)在热轧工序结束后在3.0秒以内冷却至800℃以下的温度区域(第一冷却工序)。即，从热轧工序结束后至热轧钢板被冷却至800℃以下的温度区域为止的所需时间设定为3.0秒以内。优选该冷却所需时间为2.0秒以内。需要说明的是，在本实施方式中，优选的是，在热轧后，不进行在一定温度下进行保持那样的保持工序，而是将热轧钢板在3.0秒以内冷却至上述温度区域。通过该第一冷却工序，能够抑制碳化物的生成。
[0255]
此外，在热轧工序结束后直至开始将热轧钢板朝向800℃以下的温度区域进行骤冷为止的时间的下限没有特别限定，但理想而言为0秒。即，优选在热轧工序结束后立即进行第一冷却工序。
[0256]
[卷取工序]
[0257]
在本实施方式的钢板的制造方法中，将第一冷却工序后的热轧钢板以30℃/秒以上的平均冷却速度冷却至300℃以下的温度并进行卷取(卷取工序)。
[0258]
通过将平均冷却速度设定为30℃/秒以上，进而将卷取温度设定为300℃以下，从而可抑制碳化物的析出，并且抑制铁素体相变、珠光体相变从而得到成为针状组织来源的硬质组织(低温相变组织)。在卷取温度超过300℃的情况下，有可能导致组织形态为块状的铁素体及珠光体的生成，变得难以得到针状组织，因此是不优选的。因而，在本实施方式中，卷取温度设定为300℃以下，优选设定为250℃以下。此外，在第一冷却工序后的平均冷却速度低于30℃/秒的情况下也同样有可能导致组织形态为块状的铁素体及珠光体的生成。因而，平均冷却速度设定为30℃/秒以上，优选为40℃/秒以上，更优选为50℃/秒以上。平均冷却速度的上限没有特别限定，但从制造性的观点出发也可以设定为100℃/秒以下。此外，低于300℃的温度时，不会进行析出物的生成，因此平均冷却速度没有限定。
[0259]
[冷轧工序]
[0260]
接着，将卷取工序后的热轧钢板进行酸洗，以0.1～30％的压下率进行冷轧来制成冷轧钢板。
[0261]
酸洗是用于除去热轧钢板表面的氧化物的工序，酸洗次数可以为1次，也可以为多次。
[0262]
通过冷轧来赋予应变，使碳化物的析出位点增加。为了得到该效果，将冷轧的压下率设定为0.1％以上。优选为5％以上，更优选为10％以上。
[0263]
在冷轧的压下率超过30％的情况下，在退火加热时再结晶发生进展，所赋予的应变消失，因此是不优选的。由于这些理由，将冷轧的压下率设定为30％以下。优选为25％以下，更优选为20％以下。
[0264]
[退火工序]
[0265]
在退火工序中，将冷轧钢板以0.5～1.5℃/秒的平均加热速度在480℃～ac1的温度区域中进行加热(以下，有时称为退火加热工序)，之后在ac1～ac3的温度区域中进行均热(以下，有时称为均热工序)。
[0266]
《退火加热工序》
[0267]
在退火加热工序中，为了在回火马氏体中析出微细的vc、tic、nbc等碳化物，将冷轧钢板以0.5～1.5℃/秒的平均加热速度在480℃～ac1的温度区域中进行加热。
[0268]
通过将480℃～ac1的温度区域的平均加热速度设定为0.5～1.5℃/秒，能够使回火马氏体中析出充分量的碳化物。进而，通过将平均加热速度设定为该范围内，能够使析出的碳化物生长至对于抑制加工诱发相变而言适宜的尺寸为止。480℃～ac1的温度区域的平均加热速度优选为1.4℃/秒以下，更优选为1.3℃/秒以下。480℃～ac1的温度区域的平均加热速度优选为0.6℃/秒以上，更优选为0.7℃/秒以上。
[0269]
《均热工序》
[0270]
在均热工序中，将退火加热工序后的冷轧钢板在ac1点～ac3点的温度区域中进行均热。
[0271]
通过以这样的条件进行均热，从而沿着回火马氏体的板条而生成针状的奥氏体。所生成的奥氏体包含在退火加热工序中析出的微细的碳化物。从确保残留奥氏体的体积率的观点出发，退火加热工序后的均热温度优选为(ac1点+30℃)以上，更优选为(ac1点+40℃)以上。此外，从稳定地生成沿着回火马氏体的板条的针状的奥氏体的观点出发，均热温度优选为(ac3点-5℃)以下，更优选为(ac3点-10℃)以下。
[0272]
具体的均热温度可以基于由以下的式子所表示的ac1点及ac3点，考虑所期望的金属组织的比例来适当调整。
[0273]
ac1＝723-10.7mn-16.9ni+29.1si+16.9cr+290as+6.38w(式3)
[0274]
ac3＝910-203√c+44.7si-30mn+700p-20cu-15.2ni-11cr+31.5mo+400ti+104v+120al(式4)
[0275]
其中，(式3)及(式4)中的c、si、mn、p、cu、ni、cr、mo、ti、v及al为钢中的各元素的含量[质量％]。
[0276]
均热工序的均热时间没有特别限制，但也可以设定为5秒～500秒。从抑制均热中的铁素体及奥氏体的粗大化的观点出发，也可以规定为300秒以内。
[0277]
此外，均热工序中的钢板的温度不需要固定。只要是能够得到所期望的组织比例，则均热工序中的钢板的温度也可以在ac1点～ac3点的温度区域内发生变化。
[0278]
《退火后的冷却工序(第二冷却工序)》
[0279]
在第二冷却工序中，将均热工序后的冷轧钢板以4℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却。通过以这样的条件进行冷却，能够抑制冷却中的铁素体相变。此外，能够在最终组织中得到期望量的马氏体和残留奥氏体。在第二冷却工序中的平均冷却速度低于4℃/秒的情况下，有可能无法充分抑制冷却中的铁素体相变。其结果是，有可能在最终组织中无法得到期望量的马氏体和残留奥氏体，而且珠光体等剩余组织的比率过度变大。由于这些情况，第二冷却工序中的平均冷却速度优选为8℃/秒以上，更优选为10℃/秒以上。此外，第二冷却工序中的平均冷却速度的上限值没有特别限定，但可以设定为100℃/秒以下。
[0280]
《温度保持工序》
[0281]
在温度保持工序中，将第二冷却工序后的冷轧钢板在300℃～480℃的温度区域内保持10秒以上。为了将第二冷却工序后的冷轧钢板设定为规定的保持温度，也可以使冷轧钢板的温度适当升降。
[0282]
如果保持时间低于10秒，则在未相变奥氏体中碳不会充分浓集。通过将上述温度区域的保持时间设定为10秒以上，能够提高奥氏体中的碳浓度，在最终冷却后确保期望量的残留奥氏体。为了稳定地得到上述效果，保持时间优选设定为100秒以上。此外，不需要限定保持时间的上限，但如果保持时间过长，则生产率降低，因此保持时间也可以设定为1000秒以下。
[0283]
在保持温度低于300℃的情况下，得不到期望量的残留奥氏体，因此是不优选的。因此，再加热温度设定为300℃以上，优选为350℃以上。此外，在保持温度超过480℃的情况下，残留奥氏体分解成铁素体及渗碳体，因此是不优选的。因此，保持温度设定为480℃以下，优选为450℃以下。
[0284]
为了稳定地得到所期望的金属组织，温度保持工序后的冷轧钢板也可以以1℃/秒以上的平均冷却速度冷却至ms点以下。
[0285]
对于冷轧钢板，也可以在退火后的冷却工序(第二冷却工序)的中途、温度保持工序(贝氏体相变工序)的中途、以及温度保持工序(贝氏体相变工序)之后实施热浸镀锌工序、合金化工序。该情况下，热浸镀锌的方法、合金化的方法没有特别限定，可以使用常规方法。作为热浸镀锌的方法，例如可列举出下述方法：通过在第二冷却工序的中途在(镀锌浴温度-40)℃～(镀锌浴温度+50)℃的温度区域中停止冷却，并且将浸渍于镀浴中时的钢板温度控制为该温度区域，并浸渍于热浸镀锌浴中来形成热浸镀锌层。此外，作为合金化的方法，例如可列举出将热浸镀锌层在300～500℃的温度区域中进行合金化的方法。
[0286]
实施例
[0287]
参照实施例对本发明更具体地进行说明。
[0288]
《制造方法》
[0289]
铸造具有表1中所示化学组成的板坯。将铸造后的板坯以表2中记载的条件热轧至板厚为2.8mm为止。热轧后，对于热轧钢板，以表3中记载的条件进行了第一冷却工序、卷取工序、冷轧工序、退火工序、第二冷却工序及温度保持工序。之后，为了稳定地得到所期望的金属组织，将冷轧钢板以1℃/秒以上的平均冷却速度冷却至ms点以下，得到最终钢板。
[0290]
[表1]
[0291][0292]
[表2]
[0293][0294]
[表3]
[0295][0296]
《金属组织的测定》
[0297]
从所得到的最终钢板(退火钢板)中采集sem(扫描型电子显微镜)观察用试验片，将与轧制方向平行的纵向截面进行研磨。之后，对板厚的1/4位置处的金属组织进行观察，通过图像处理，测定各组织的面积率。将各组织的体积率示于表4中。需要说明的是，表4中
所示的“剩余组织”是指除铁素体、马氏体、贝氏体及残留奥氏体以外的组织。此外，通过使用了场发射型的扫描型电子显微镜的方法来确认了本实施例的金属组织，其结果是，剩余组织由珠光体形成。
[0298]
残留奥氏体(残留γ)的体积率是使用x射线测定衍射强度来算出的。在使用x射线的测定中，将从试样的板面至深度1/4的位置为止通过机械研磨及化学研磨进行除去，在板厚1/4的位置处，使用mokα射线，求出bcc相的(200)、(211)及fcc相的(200)、(220)、(311)的衍射峰的积分强度比。由所得到的强度比来算出残留奥氏体的组织分率。此时，使用了一般的算出方法即5峰法。
[0299]
初生马氏体的面积率通过以下的步骤来求出。将试样的观察面用lepera液进行蚀刻，在以板厚1/4作为中心的板厚1/8～3/8的范围内对于100μm
×
100μm的区域，对由场发射型扫描电子显微镜(fe-sem)得到的二次电子图像以3000倍的倍率进行观察。在lepera腐蚀中，初生马氏体及残留奥氏体不会被腐蚀，因此未被腐蚀的区域的面积率为初生马氏体及残留奥氏体的合计面积率。从该未被腐蚀的区域的面积率中减去通过x射线测定的残留奥氏体的体积率，算出初生马氏体的面积率。
[0300]
铁素体及贝氏体、回火马氏体的面积率是对1/8～3/8的板厚范围(即1/4的板厚位置处于中心的板厚范围)通过fe-sem进行观察，由所得到的二次电子图像来确定。在该fe-sem观察中，按照与钢板的轧制方向平行的板厚截面成为观察面的方式采集试样，对该观察面进行研磨及硝酸乙醇蚀刻。通过在上述的lepera腐蚀中所观察的区域的周围残留数个压痕，确认与在lepera腐蚀中所观察的区域相同的区域。铁素体是晶界的内侧以均匀的对比度拍摄的组织。贝氏体是板条状的晶粒的集合，是在内部不含长径为20nm以上的铁系碳化物的组织、或是在内部包含长径为20nm以上的铁系碳化物且该碳化物属于单一的变体、即沿同一方向伸长的铁系碳化物群的组织。这里，沿同一方向伸长的铁系碳化物群设定为铁系碳化物群的伸长方向的差异为5
°
以内者。回火马氏体在组织内的渗碳体具有多个变体这一点上与贝氏体进行区分。
[0301]
通过将由上述方法确定的初生马氏体的面积率与回火马氏体的面积率进行合计，求出马氏体的体积率。
[0302]
长宽比为3以上的残留奥氏体在全部残留奥氏体中所占的比例通过使用了fe-sem的ebsd解析法来求出。具体而言，采集以与钢板的轧制方向平行的板厚截面作为观察面的试验片，对试验片的观察面进行研磨后，通过电解研磨来除去应变影响层，在距离板厚的表面为1/8t(t：板厚)～3/8t(t：板厚)的区域中，在1个以上的视场中，对合计为2.0
×
10-8
m2以上的面积以0.2μm的测定步进来进行ebsd解析。
[0303]
由测定后的数据制成残留奥氏体分布图，抽取出长宽比为3以上的残留奥氏体，求出长宽比为3以上的残留奥氏体的面积分率。
[0304]
残留奥氏体(残留γ)中的粒径为8～40nm的碳化物(微细碳化物)的个数密度如下那样操作来进行测定。
[0305]
首先，对距离钢板表面为1/4位置处的直径为3.0mm的圆形区域的抽取复制样品使用透射型电子显微镜(tem)以10万倍的倍率进行3个视场的观察，对于在各视场中通过能量色散型x射线分光法(edx)而检测到相应的合金碳化物形成元素的析出物，设定为碳化物，使用图像解析装置求出各析出物的面积，将其换算成圆换算直径。接着，算出该圆换算直径
为8nm～40nm的碳化物的个数，将其除以观察视场的面积而得到的值设定为各视场中的碳化物的个数密度，在上述的3个视场中进行该操作，将所得到的算术平均确定为圆换算直径为8～40nm的碳化物的个数密度。
[0306]
《特性的测定》
[0307]
(抗拉强度)
[0308]
从钢板中沿与轧制方向垂直的方向采集jis5号拉伸试验片，通过按照jis z 2241：2011进行拉伸试验来测定抗拉强度ts。将抗拉强度ts(单位：mpa)为980mpa以上的情况设定为合格。
[0309]
将抗拉强度的测定结果示于表5中。
[0310]
(伸长率)
[0311]
从钢板中沿与轧制方向垂直的方向采集jis z 2201中记载的jis5号拉伸试验片，通过按照jis z 2241：2011进行拉伸试验来测定伸长率。将伸长率(％)大于(49-0.03
×
ts)的值的情况设定为合格。将伸长率的测定结果及(49-0.03
×
ts)的值示于表5中。
[0312]
(扩孔率λ)
[0313]
按照jis z 2256：2010记载的扩孔试验方法，评价钢板的扩孔率λ。需要说明的是，用于算出成为扩孔率λ的评价基准的数值(基准值)所需的板厚t(mm)通过以下的方法来求出。
[0314]
首先，用游标卡尺测定钢板的宽度方向上的三个点(1/4位置、1/2位置、3/4位置)处的各板厚(mm)，将它们的算术平均作为板厚t(mm)。
[0315]
在本实施例中，成为扩孔率λ的评价基准的基准值设定为(41-10
×
板厚t)。即，将扩孔率λ(％)大于(41-10
×
板厚t)的值的情况设定为合格。将扩孔率λ(％)及(41-10
×
板厚t)的值示于表5中。
[0316]
(扩孔后的形状：变形能力的各向异性)
[0317]
通过以下的方法来评价进行了上述的扩孔试验后的形状。
[0318]
首先，从正上方拍摄扩孔后的试验片。对于所拍摄的图像，通过图像解析处理软件来测定扩孔后的孔的形状的面积a0。进而，求出扩孔后的孔的形状的外接圆的面积a1，求出a0除以a1而得到的值(a0/a1)。将a0/a1为0.80以上的情况作为变形能力的各向异性优异的钢板，设定为合格。将a0/a1的值示于表5中。需要说明的是，这里所谓的“外接圆”是指下述圆：在将由通过孔的中心、且与孔形状的边缘交叉的2个点形成的线段中的长度最大的直线作为孔的形状的长径时，以该长径作为直径的圆。
[0319]
[表4]
[0320][0321]
[表5]
[0322][0323]
[表6]
[0324][0325]
如表5中所示的那样，就本发明的实施例而言，伸长率(％)为大于(49-0.03
×
ts(单位：mpa))的值，扩孔率λ(％)为大于(41-10
×
板厚(单位：mm))的值，扩孔后的形状接近
真圆。
[0326]
此外，关于对在上述的例子编号1的实施例中制作的冷轧工序后的冷轧卷材的一部分(冷轧钢板)以表6中所示的条件实施镀覆处理的情况，也评价了各种特性。具体而言，首先，以与例子编号1相同的条件实施退火工序，在400℃下进行380秒的温度保持工序。之后，将钢板进行再加热而控制为表6中所示的钢板温度，并且将钢板浸渍于镀锌浴中。在浸渍后，例子编号50及51直接冷却至室温，例子编号52～54在给予合金化处理后冷却至室温，制作了热浸镀锌钢板(gi)或合金化热浸镀锌钢板(ga)。如表6中所示的那样，在进行了热浸镀锌处理、或热浸镀锌处理和合金化处理的镀覆钢板中，伸长率(％)也为大于(49-0.03
×
ts(单位：mpa))的值，扩孔率λ(％)也为大于(41-10
×
板厚(单位：mm))的值，扩孔后的形状也接近真圆。
[0327]
另一方面，就热轧时的板坯加热温度低的比较例20而言，无法使在铸造阶段形成的含有v、ti、nb的碳化物等充分固溶，碳化物在热轧中析出并粗大化。因此，残留奥氏体中的粒径为8～40nm的碳化物的个数密度不充分，扩孔性及变形能力的各向异性不足。
[0328]
就热轧时的板坯加热温度下的保持时间短的比较例21而言，在铸造阶段形成的含有v、ti、nb的碳化物未充分固溶。因此，残留奥氏体中的粒径为8～40nm的碳化物的个数密度不充分，扩孔性及变形能力的各向异性不足。
[0329]
就从最终轧制机架起第3段的轧制机架中的轧制开始温度(后段第3段的入侧温度)低的比较例22而言，在轧制中无法抑制向奥氏体中的碳化物的析出。因此，残留奥氏体中的粒径为8～40nm的碳化物的个数密度不充分。因此，扩孔性及变形能力的各向异性不足。
[0330]
就从最终轧制机架起第3段的轧制机架中的轧制开始温度(后段第3段的入侧温度)高的比较例23而言，由于无法充分抑制原奥氏体晶粒的粗大化，因此长宽比为3以上的残留奥氏体的比例低。因此，扩孔性及变形能力的各向异性不足。
[0331]
就精轧的后段3段的轧制机架中的从最终机架起进行计数的第3段的轧制机架(后段第3段的轧制机架)中的压下率低的比较例24、后段第2段的轧制机架中的压下率低的比较例25、及后段第1段的轧制机架(最终的轧制机架)中的压下率低的比较例26而言，无法导入充分的轧制应变，无法将奥氏体晶粒充分细粒化。因此，长宽比为3以上的残留奥氏体的比例低。因此，扩孔性及变形能力的各向异性不足。
[0332]
就精轧的后段3段的轧制机架中的各轧制机架间的道次间时间中的成为最长的道次间时间(最大值)为发明的范围外的比较例27而言，无法抑制道次间的恢复和再结晶，无法充分累积应变。因此，长宽比为3以上的残留奥氏体的比例低。因此，扩孔性及变形能力的各向异性不足。
[0333]
就精轧的后段4段的轧制机架中的第n段的轧制机架的出侧的温度tn与第(n+1)段的轧制机架的入侧的温度t
n+1
的差量即(t
n-t
n+1
)低于10℃的比较例28～30而言，由于无法抑制道次间的恢复和再结晶，无法充分累积应变，因此长宽比为3以上的残留奥氏体的比例低。因此，扩孔性及变形能力的各向异性不足。
[0334]
就从热轧工序结束后至冷却至800℃以下的温度区域所需的时间(冷却所需时间)长的比较例31而言，无法抑制碳化物的生成。因此，残留奥氏体中的粒径为8～40nm的碳化物的个数密度不充分。因此，扩孔性及变形能力的各向异性不足。
[0335]
就卷取工序中的平均冷却速度小的比较例32以及卷取工序中的卷取温度超过300℃的比较例33和比较例49而言，无法抑制碳化物的析出。其结果是，无法抑制铁素体相变、珠光体相变，未得到成为针状组织来源的适宜的硬质组织。因此，长宽比为3以上的残留奥氏体的比例低，并且残留奥氏体中的粒径为8～40nm的碳化物的个数密度不充分。因此，扩孔性及变形能力的各向异性不足。
[0336]
就未实施冷轧工序的比较例34而言，未赋予应变，碳化物的析出位点未增加。因此，残留奥氏体中的粒径为8～40nm的碳化物的个数密度不充分。因此，扩孔性及变形能力的各向异性不足。
[0337]
就冷轧工序中的压下率高的比较例35而言，在退火加热时再结晶进展，所赋予的应变消失。因此，残留奥氏体中的粒径为8～40nm的碳化物的个数密度不充分。因此，扩孔性及变形能力的各向异性不足。
[0338]
就退火工序中的平均加热速度低的比较例36以及该平均加热速度高的比较例37而言，所析出的碳化物的量不充分，并且碳化物未生长至对于抑制加工诱发相变而言适宜的尺寸。因此，残留奥氏体中的粒径为8～40nm的碳化物的个数密度不充分。因此，扩孔性及变形能力的各向异性不足。
[0339]
就退火工序中的均热温度低的比较例38而言，由于未生成残留奥氏体，因此不存在长宽比为3以上的残留奥氏体，并且也不存在残留奥氏体中的碳化物。因此，就比较例38而言抗拉强度不充分。
[0340]
就退火工序中的均热温度高的比较例39而言，由于未沿着回火马氏体的板条而生成针状的奥氏体，因此未得到所期望的金属组织。因此，就比较例39而言，长宽比为3以上的残留奥氏体的比例低。因此，扩孔性及变形能力的各向异性不足。
[0341]
就退火后的冷却工序(第二冷却工序)中的平均冷却速度低的比较例40而言，由于无法抑制冷却中的铁素体相变，因此在最终组织中无法得到所期望的金属组织。因此，伸长率、扩孔性及变形能力的各向异性不足。
[0342]
就温度保持工序中的保持温度低的比较例41而言，残留奥氏体的体积率低，长宽比为3以上的残留奥氏体的比例低，并且残留奥氏体中的粒径为8～40nm的碳化物的个数密度不充分。因此，扩孔性及变形能力的各向异性不足。
[0343]
就温度保持工序中的保持温度高的比较例42而言，残留奥氏体的体积率低，并且剩余组织的体积率高。由此，长宽比为3以上的残留奥氏体的比例低，并且残留奥氏体中的粒径为8～40nm的碳化物的个数密度不充分。因此，扩孔性及变形能力的各向异性不足。
[0344]
就温度保持工序中的保持温度下的保持时间短的比较例43而言，由于在未相变奥氏体中碳未充分浓集，因此残留奥氏体的体积率低。
[0345]
就v量及v+ti+nb过量的比较例44而言，伴随着析出了大量粗大的v碳化物，残留奥氏体中的粒径为8～40nm的碳化物的个数密度不充分。因此，伸长率、扩孔性及变形能力的各向异性不足。
[0346]
就ti量过量的比较例45而言，形成粗大的ti氧化物及tin，而且在热轧工序中析出ti碳化物，伴随着该ti碳化物在后续工序中粗大化，残留奥氏体中的粒径为8～40nm的碳化物的个数密度不充分。因此，伸长率、扩孔性及变形能力的各向异性不足。
[0347]
就nb量过量的比较例46而言，由于在热轧工序中析出nb碳化物，该nb碳化物在后
续工序中粗大化，从而残留奥氏体中的粒径为8～40nm的碳化物的个数密度不充分。因此，伸长率、扩孔性及变形能力的各向异性不足。
[0348]
就v+ti+nb的合计含量少的比较例47以及该合计含量多的比较例48而言，在热轧中析出复合碳化物，伴随着该复合碳化物在后续工序中粗大化，残留奥氏体中的粒径为8～40nm的碳化物的个数密度不充分。因此，伸长率、扩孔性及变形能力的各向异性不足。