CN109312433A - 钢板 - Google Patents

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Abstract

本发明的钢板具有规定的化学组成，其具有下述所表示的钢组织：以体积分率计回火马氏体及贝氏体：合计70％以上且低于92％、残留奥氏体：8％以上且低于30％、铁素体：低于10％、新马氏体：低于10％、并且珠光体：低于10％。回火马氏体及下部贝氏体中的铁基碳化物的个数密度为1.0×106(个/mm2)以上，回火马氏体及贝氏体的有效晶体粒径为5μm以下。

Description

钢板
技术领域
本发明涉及适于汽车、建材、家电制品等的高强度钢板。
背景技术
为了提高汽车的轻量化及碰撞安全性，抗拉强度为980MPa以上的高强度钢板在汽车构件中的应用正在急速地扩大。另外，作为可得到良好的延展性的高强度钢板，已知有利用相变致塑性(transformation induced plasticity：TRIP)的TRIP钢板。
然而，就以往的TRIP钢板而言，无法除了抗拉强度及延展性以外还兼顾扩孔性、耐氢脆特性及韧性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平11-293383号公报
专利文献2：日本特开平1-230715号公报
专利文献3：日本特开平2-217425号公报
专利文献4：日本特开2010-90475号公报
专利文献5：国际公开第2013/051238号
专利文献6：日本特开2013-227653号公报
专利文献7：国际公开第2012/133563号
专利文献8：日本特开2014-34716号公报
专利文献9：国际公开第2012/144567号
发明内容
发明所要解决的技术问题
本发明的目的是提供能够兼顾抗拉强度、延展性、扩孔性、耐氢脆特性及韧性的钢板。
用于解决技术问题的手段
本发明者们为了解决上述课题而进行了深入研究。其结果发现：在TRIP钢板中，通过将主相设定为具有规定的有效晶体粒径的回火马氏体或贝氏体或者这两者，并使回火马氏体及下部贝氏体中含有规定的个数密度的铁基碳化物，从而能够兼顾抗拉强度、延展性、扩孔性、耐氢脆特性及韧性。
本申请发明者基于这样的见解进一步反复进行了深入研究，结果得出了以下所示的发明的各方案。
(1)一种钢板，其特征在于，其具有下述所表示的化学组成：
以质量％计
C：0.15％～0.45％、
Si：1.0％～2.5％、
Mn：1.2％～3.5％、
Al：0.001％～2.0％、
P：0.02％以下、
S：0.02％以下、
N：0.007％以下、
O：0.01％以下、
Mo：0.0％～1.0％、
Cr：0.0％～2.0％、
Ni：0.0％～2.0％、
Cu：0.0％～2.0％、
Nb：0.0％～0.3％、
Ti：0.0％～0.3％、
V：0.0％～0.3％、
B：0.00％～0.01％、
Ca：0.00％～0.01％、
Mg：0.00％～0.01％、
REM：0.00％～0.01％、并且
剩余部分：Fe及杂质；
其具有下述所表示的钢组织：
以体积分率计
回火马氏体及贝氏体：合计70％以上且低于92％、
残留奥氏体：8％以上且低于30％、
铁素体：低于10％、
新马氏体：低于10％、并且
珠光体：低于10％，
回火马氏体及下部贝氏体中的铁基碳化物的个数密度为1.0×106(个/mm2)以上，
回火马氏体及贝氏体的有效晶体粒径为5μm以下。
(2)根据(1)所述的钢板，其特征在于，
在上述化学组成中，以质量％计
Mo：0.01％～1.0％、
Cr：0.05％～2.0％、
Ni：0.05％～2.0％、或
Cu：0.05％～2.0％、
或者它们的任意的组合成立。
(3)根据(1)或(2)所述的钢板，其特征在于，
在上述化学组成中，以质量％计
Nb：0.005％～0.3％、
Ti：0.005％～0.3％、或
V：0.005％～0.3％、
或者它们的任意的组合成立。
(4)根据(1)～(3)中任一项所述的钢板，其特征在于，
在上述化学组成中，以质量％计
B：0.0001％～0.01％
成立。
(5)根据(1)～(4)中任一项所述的钢板，其特征在于，
在上述化学组成中，以质量％计
Ca：0.0005％～0.01％、
Mg：0.0005％～0.01％、或
REM：0.0005％～0.01％、
或者它们的任意的组合成立。
发明效果
根据本发明，钢组织以及回火马氏体及贝氏体的有效晶体粒径等恰当，所以能够兼顾抗拉强度、延展性、扩孔性、耐氢脆特性及韧性。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式进行说明。
首先，对本发明的实施方式的钢板的钢组织进行说明。本实施方式的钢板具有下述所表示的钢组织：以体积分率计回火马氏体及贝氏体：合计70％以上且低于92％、残留奥氏体：8％以上且低于30％、铁素体：低于10％、新马氏体：低于10％、并且珠光体：低于10％。
(回火马氏体及贝氏体：合计70％以上且低于92％)
回火马氏体及贝氏体是含有铁基碳化物的低温相变组织，有助于扩孔性及耐氢脆特性的兼顾。回火马氏体及贝氏体的体积分率合计低于70％时，充分地兼顾扩孔性及耐氢脆特性变得困难。因此，回火马氏体及贝氏体的体积分率合计设定为70％以上。另一方面，回火马氏体及贝氏体的体积分率为92％以上时，后述的残留奥氏体不足。因此，回火马氏体及贝氏体的体积分率设定为低于92％。
回火马氏体是板条状的晶粒的集合，在内部含有长径为5nm以上的铁基碳化物。回火马氏体中所含的铁基碳化物具有多个变种，存在于一个晶粒内的铁基碳化物沿多个方向伸长。
贝氏体中含有上部贝氏体及下部贝氏体。下部贝氏体是板条状的晶粒的集合，在内部含有长径为5nm以上的铁基碳化物。但是，与回火马氏体不同，下部贝氏体中所含的铁基碳化物具有单一的变种，存在于一个晶粒内的铁基碳化物实质上沿单一的方向伸长。这里所谓的“实质上单一的方向”是指角度差为5°以内的方向。上部贝氏体是在内部不含铁基碳化物的板条状的晶粒的集合。
回火马氏体与下部贝氏体可以通过铁基碳化物伸长的方向是多个还是单一来判别。若回火马氏体及贝氏体的体积分率合计为70％以上，则其明细没有限定。虽然详细情况在后面叙述，但这是由于：铁基碳化物的变种对扩孔性及耐氢脆特性的兼顾不会造成影响。但是，对于贝氏体的形成，认为需要300℃～500℃下的比较长时间的保持，所以从生产率的观点出发，优选回火马氏体的比例高者。
(残留奥氏体：8％以上且低于30％)
残留奥氏体通过相变致塑性(transformation induced plasticity：TRIP)而有助于延展性的提高。残留奥氏体的体积分率低于8％时，得不到充分的延展性。因此，残留奥氏体的体积分率设定为8％以上，优选设定为10％以上。另一方面，残留奥氏体的体积分率为30％以上时，回火马氏体及贝氏体不足。因此，残留奥氏体的体积分率设定为低于30％。
(铁素体：低于10％)
铁素体是在内部不含板条等下部组织的软质的组织，在与硬质组织即回火马氏体及贝氏体的界面容易产生伴随强度差的裂纹。即，铁素体容易使韧性及扩孔性劣化。另外，铁素体会带来低温韧性的劣化。因此，铁素体的体积分率越低越好。特别是铁素体的体积分率为10％以上时，韧性及扩孔性的下降显著。因此，铁素体的体积分率设定为低于10％。
(新马氏体：低于10％)
新马氏体是不含铁基碳化物的淬火状态的马氏体，虽然有助于强度的提高，但是会使耐氢脆特性大幅劣化。另外，新马氏体会伴随与回火马氏体及贝氏体的硬度差而带来低温韧性的劣化。因此，新马氏体的体积分率越低越好。特别是新马氏体的体积分率为10％以上时，耐氢脆特性的劣化显著。因此，新马氏体的体积分率设定为低于10％。
(珠光体：低于10％)
珠光体与铁素体同样地会使韧性及扩孔性劣化。因此，珠光体的体积分率越低越好。特别是珠光体的体积分率为10％以上时，韧性及扩孔性的下降显著。因此，珠光体的体积分率设定为低于10％。
接着，对回火马氏体及下部贝氏体中的铁基碳化物进行说明。在回火马氏体及下部贝氏体中的铁基碳化物与母相之间含有整合的界面，在整合的界面中存在整合应变。该整合应变发挥氢捕集能力，使耐氢脆特性提高，使耐延迟断裂特性提高。这样的铁基碳化物的个数密度低于1.0×106(个/mm2)时，得不到充分的耐氢脆特性。因此，回火马氏体及下部贝氏体中的铁基碳化物的个数密度设定为1.0×106(个/mm2)以上，优选设定为2.0×106(个/mm2)以上，更优选设定为3.0×106(个/mm2)以上。
铁基碳化物是主要由Fe及C构成的碳化物的总称，例如，晶体结构不同的ε碳化物、χ碳化物、渗碳体(θ碳化物)属于铁基碳化物。铁基碳化物在作为母相的马氏体及下部贝氏体中以特定的方位关系存在。铁基碳化物中所含的Fe的一部分也可以被Mn、Si及Cr的其它元素置换。该情况下，若长轴的长度为5nm以上的铁基碳化物的个数密度为1.0×106(个/mm2)以上，则也可得到优异的耐氢脆特性。
个数密度的计数对象设定为长轴的尺寸为5nm以上的铁基碳化物。能够以扫描型电子显微镜及透射型电子显微镜观察的大小有限，但大概长轴的尺寸为5nm以上的铁基碳化物能够观察。在回火马氏体及下部贝氏体中也可以含有长轴的尺寸低于5nm的铁基碳化物。铁基碳化物越微细，越可得到优异的耐氢脆特性。因此，铁基碳化物优选为微细，例如长轴的平均长度优选为350nm以下，更优选为250nm以下，进一步优选为200nm以下。
迄今为止，没有认识到铁基碳化物有助于耐氢脆特性的提高。认为这是由于：一般，为了有效利用残留奥氏体及提高伴随其的成型性，抑制铁基碳化物的析出特别受到重视，铁基碳化物的析出被抑制。若换而言之，则认为：迄今为止，对于含有残留奥氏体及微细的铁基碳化物的钢板没有进行研究，没有发现由TRIP钢中的铁基碳化物带来的耐氢脆特性的提高这样的效果。
接着，对回火马氏体及贝氏体的有效晶体粒径进行说明。关于回火马氏体及贝氏体的有效晶体粒径的测定方法在后面叙述，但在回火马氏体及贝氏体的有效晶体粒径超过5μm时，得不到充分的韧性。因此，回火马氏体及贝氏体的有效晶体粒径设定为5μm以下，优选设定为3μm以下。
接着，对测定上述组织的体积分率的方法的例子进行说明。
在铁素体、珠光体、上部贝氏体、下部贝氏体及回火马氏体的体积分率的测定中，从钢板中将与轧制方向平行并且与厚度方向平行的截面作为观察面来采集试样。接着，将观察面进行研磨，进行硝酸乙醇蚀刻，对将钢板的厚度设为t时的从距离钢板表面t/8的深度到3t/8的深度为止的范围以5000倍的倍率用场致放射型扫描型电子显微镜(fieldemission scanning electron microscope：FE-SEM)进行观察。通过该方法，能够鉴定铁素体、珠光体、贝氏体及回火马氏体。回火马氏体、上部贝氏体及下部贝氏体可以根据板条状的晶粒内的铁基碳化物的有无及伸长方向由彼此进行区别。对10个视野进行这样的观察，由10个视野的平均值得到铁素体、珠光体、上部贝氏体、下部贝氏体及回火马氏体的各面积分率。由于面积分率与体积分率等价，所以可以直接设定为体积分率。在该观察中，回火马氏体及下部贝氏体中的铁基碳化物的个数密度也可以进行特定。
在残留奥氏体的体积分率的测定中，从钢板中采集试样，对从钢板表面到t/4的深度为止的部分进行化学研磨，测定距离与轧制面平行的钢板表面的深度为t/4的面中的X射线衍射强度。例如，残留奥氏体的体积分率Vγ以下面的式子表示。
Vγ＝(I200f+I220f+I311f)/(I200b+I211b)×100
(I200f、I220f、I311f分别表示面心立方晶格(fcc)相的(200)、(220)、(311)的衍射峰的强度，I200b、I211b分别表示体心立方晶格(bcc)相的(200)、(211)的衍射峰的强度。)
新马氏体及残留奥氏体在硝酸乙醇蚀刻中没有被充分腐蚀，所以可以与铁素体、珠光体、贝氏体及回火马氏体进行区别。因此，通过由FE-SEM观察中的剩余部分的体积分率减去残留奥氏体的体积分率Vγ，可以特定新马氏体的体积分率。
在回火马氏体及贝氏体的有效晶体粒径的测定中，利用电子背散射衍射法(electron back-scatter diffraction：EBSD)进行晶体方位解析。在该解析中，能够计算出相邻的2个测定点间的方位差。对于回火马氏体及贝氏体的有效晶体粒径的想法存在各种，但本发明者们发现：相对于支配韧性的龟裂传播，块边界是有效的结晶单位。块边界可以由大概方位差为10°以上的边界所围成的区域来判断，所以可以通过在以EBSD测定的晶体方位图上图示出具有10°以上的方位差的边界来反映。将由这样的具有10°以上的方位差的边界所围成的区域的当量圆直径设定为有效晶体粒径。根据本发明者们的验证，在视为在方位差为10°以上的测定点间存在有效晶体晶界的情况下，在有效晶体晶界与韧性之间确认到显著的相关关系。
接着，对本发明的实施方式的钢板及用于其制造的板坯的化学组成进行说明。如上述那样，本发明的实施方式的钢板经由板坯的热轧、冷轧、连续退火及回火处理等来制造。因此，钢板及板坯的化学组成不仅考虑了钢板的特性，还考虑了这些处理。在以下的说明中，钢板及板坯中所含的各元素的含量的单位即“％”只要没有特别说明，则是指“质量％”。本实施方式的钢板具有下述所表示的化学组成：以质量％计C：0.15％～0.45％、Si：1.0％～2.5％、Mn：1.2％～3.5％、Al：0.001％～2.0％、P：0.02％以下、S：0.02％以下、N：0.007％以下、O：0.01％以下、Mo：0.0％～1.0％、Cr：0.0％～2.0％、Ni：0.0％～2.0％、Cu：0.0％～2.0％、Nb：0.0％～0.3％、Ti：0.0％～0.3％、V：0.0％～0.3％、B：0.00％～0.01％、Ca：0.00％～0.01％、Mg：0.00％～0.01％、REM：0.00％～0.01％、并且剩余部分：Fe及杂质。作为杂质，可例示出矿石或废料等原材料中所含的物质、在制造工序中含有的物质。
(C：0.15％～0.45％)
C有助于强度的提高、或者通过铁基碳化物的生成而有助于耐氢脆特性的提高。C含量低于0.15％时，得不到充分的抗拉强度、例如980MPa以上的抗拉强度。因此，C含量设定为0.15％以上，优选设定为0.18％以上。另一方面，C含量超过0.45％时，马氏体相变开始温度变得极端低，无法确保充分的体积分率的马氏体，无法将回火马氏体及贝氏体的体积分率设定为70％以上。另外，也有可能焊接部的强度不足。因此，C含量设定为0.45％以下，优选设定为0.35％以下。
(Si：1.0％～2.5％)
Si有助于强度的提高、或者抑制奥氏体中的粗大的铁基碳化物的析出而有助于在室温下生成稳定的残留奥氏体。Si含量低于1.0％时，无法充分地抑制粗大的铁基碳化物的析出。因此，Si含量设定为1.0％以上，优选设定为1.2％以上。另一方面，Si含量超过2.5％时，通过钢板的脆化而成型性下降。因此，Si含量设定为2.5％以下，优选设定为2.0％以下。
(Mn：1.2％～3.5％)
Mn有助于强度的提高、或者抑制退火后的冷却中的铁素体相变。Mn含量低于1.2％时，会过量地生成铁素体，难以确保充分的抗拉强度、例如980MPa以上的抗拉强度。因此，Mn含量设定为1.2％以上，优选设定为2.2％以上。另一方面，Mn含量超过3.5％时，板坯及热轧钢板过度地高强度化，制造性下降。因此，Mn含量设定为3.5％以下，优选设定为2.8％以下。从制造性的观点出发，Mn优选设定为3.00％以下。
(Al：0.001％～2.0％)
Al不可避免地含有于钢中，但抑制奥氏体中的粗大的铁基碳化物的析出而有助于在室温下生成稳定的残留奥氏体。Al也作为脱氧剂发挥功能。因此，也可以含有Al。另一方面，Al含量超过2.0％时，制造性下降。因此，Al设定为2.0％以下，优选设定为1.5％以下。对于Al含量的降低需要花费成本，若想要降低至低于0.001％，则成本显著上升。因此，Al含量设定为0.001％以上。
(P：0.02％以下)
P不是必须元素，例如在钢中作为杂质而含有。P容易在钢板的厚度方向的中央部偏析，使焊接部脆化。因此，P含量越低越好。特别是P含量超过0.02％时，焊接性的下降显著。因此，P含量设定为0.02％以下，优选设定为0.015％以下。对于P含量的降低需要花费成本，若想要降低至低于0.0001％，则成本显著上升。因此，P含量也可以设定为0.0001％以上。
(S：0.02％以下)
S不是必须元素，例如在钢中作为杂质而含有。S会形成粗大的MnS而使扩孔性下降。S也有可能使焊接性下降、或者使铸造及热轧的制造性下降。因此，S含量越低越好。特别是S含量超过0.02％时，扩孔性的下降显著。因此，S含量设定为0.02％以下，优选设定为0.005％以下。对于S含量的降低需要花费成本，若想要降低至低于0.0001％，则成本显著上升，若想要降低至低于0.0001％，则成本进一步显著上升。因此，S含量也可以设定为0.0001％以上。
(N：0.007％以下)
N不是必须元素，例如在钢中作为杂质而含有。N会形成粗大的氮化物而使弯曲性及扩孔性劣化。N也会成为焊接时的气孔的产生的原因。因此，N含量越低越好。特别是N含量超过0.007％时，弯曲性及扩孔性的下降显著。因此，N含量设定为0.007％以下，优选设定为0.004％以下。对于N含量的降低需要花费成本，若想要降低至低于0.0005％，则成本显著上升。因此，N含量也可以设定为0.0005％以上。
(O：0.01％以下)
O不是必须元素，例如在钢中作为杂质而含有。O会形成氧化物而使成型性劣化。因此，O含量越低越好。特别是O含量超过0.01％时，成型性的下降变得显著。因此，O含量设定为0.01％以下，优选设定为0.005％以下。对于O含量的降低需要花费成本，若想要降低至低于0.0001％，则成本显著上升。因此，O含量也可以设定为0.0001％以上。
Mo、Cr、Ni、Cu、Nb、Ti、V、B、Ca、Mg及REM不是必须元素，是也可以在钢板及板坯中有限地适当含有规定量的任意元素。
(Mo：0.0％～1.0％、Cr：0.0％～2.0％、Ni：0.0％～2.0％、Cu：0.0％～2.0％)
Mo、Cr、Ni及Cu有助于强度的提高、或者会抑制退火后的冷却中的铁素体相变。因此，也可以含有Mo、Cr、Ni或Cu或者它们的任意的组合。为了充分地得到该效果，Mo含量优选为0.01％以上，Cr含量优选为0.05％以上，Ni含量优选为0.05％以上，Cu含量优选为0.05％以上。另一方面，若Mo含量超过1.0％、或Cr含量超过2.0％、或Ni含量超过2.0％、或Cu含量超过2.0％，则热轧的制造性下降。因此，Mo含量设定为1.0％以下，Cr含量设定为2.0％以下，Ni含量设定为2.0％以下，Cu含量设定为2.0％以下。即，优选Mo：0.01％～1.0％、Cr：0.05％～2.0％、Ni：0.05％～2.0％、或Cu：0.05％～2.0％、或者它们的任意的组合成立。
(Nb：0.0％～0.3％、Ti：0.0％～0.3％、V：0.0％～0.3％)
Nb、Ti及V会生成合金碳氮化物，通过析出强化及细粒化强化而有助于强度的提高。因此，也可以含有Nb、Ti或V或者它们的任意的组合。为了充分地得到该效果，Nb含量优选为0.005％以上，Ti含量优选为0.005％以上，V含量优选为0.005％以上。另一方面，若Nb含量超过0.3％、或Ti含量超过0.3％、或V含量超过0.3％，则合金碳氮化物过量地析出而成型性发生劣化。因此，Nb含量设定为0.3％以下，Ti含量设定为0.3％以下，V含量设定为0.3％以下。即，优选Nb：0.005％～0.3％、Ti：0.005％～0.3％、或V：0.005％～0.3％、或者它们的任意的组合成立。
(B：0.00％～0.01％)
B会强化晶界、或者抑制退火后的冷却中的铁素体相变。因此，也可以含有B。为了充分地得到该效果，B含量优选为0.0001％以上。另一方面，若B含量超过0.01％，则热轧的制造性下降。因此，B含量设定为0.01％以下。即，优选B：0.0001％～0.01％成立。
(Ca：0.00％～0.01％、Mg：0.00％～0.01％、REM：0.00％～0.01％)
Ca、Mg及REM会控制氧化物或硫化物的形态而有助于扩孔性的提高。因此，也可以含有Ca、Mg或REM或者它们的任意的组合。为了充分地得到该效果，Ca含量优选为0.0005％以上，Mg含量优选为0.0005％以上，REM含量优选为0.0005％以上。另一方面，若Ca含量超过0.01％、或Mg含量超过0.01％、或REM含量超过0.01％，则铸造性等制造性发生劣化。因此，Ca含量设定为0.01％以下，Mg含量设定为0.01％以下，REM含量设定为0.01％以下。即，优选Ca：0.0005％～0.01％、Mg：0.0005％～0.01％、或REM：0.0005％～0.01％、或者它们的任意的组合成立。
REM(稀土类金属)是指Sc、Y及镧系元素的合计17种元素，“REM含量”是指这些17种元素的合计的含量。REM例如以混合稀土合金的形式添加，混合稀土合金有时除了La及Ce以外还含有镧系元素。在REM的添加中也可以使用金属La、金属Ce等金属单质。
根据本实施方式，可得到高的抗拉强度、例如980MPa以上、优选1180MPa以上的抗拉强度，同时可得到优异的延展性、扩孔性、耐氢脆特性及韧性。
接着，对本发明的实施方式的钢板的制造方法进行说明。在本发明的实施方式的钢板的制造方法中，依次进行具有上述的化学组成的钢的热轧、冷轧、连续退火及回火处理等。
(热轧)
在热轧中，进行粗轧及精轧。供于热轧的板坯的制造方法没有限定，可以使用连续铸造板坯，也可以使用通过薄板坯连铸机等而制造的板坯。另外，也可以在连续铸造后立即进行热轧。铸造板坯在铸造后不进行冷却、或暂且冷却后，加热至1150℃以上。加热温度低于1150℃时，精轧温度容易变得低于850℃，轧制载荷变高。从成本的观点出发，加热温度优选设定为低于1350℃。
在粗轧中，在1000℃以上且1150℃以下进行至少1次以上的压下率为40％以上的轧制，在精轧前将奥氏体细粒化。
在精轧中，使用以5m左右的间隔配置的5台～7台精轧机进行连续轧制。并且，在1020℃以下进行最终3段的轧制，将最终3段的轧制的合计压下率设定为40％以上，将最终3段的轧制的通过时间设定为2.0秒以下。另外，从最终段的轧制起在1.5秒以下的经过时间内开始水冷。这里，所谓最终3段的轧制是指使用了最后的3台轧制机的轧制。例如，在以6台轧制机进行连续轧制的情况下，是指以第4台到第6台轧制机进行的轧制，最终3段的轧制的合计压下率在将进入第4台轧制机时的板厚设为t4、将从第6台轧制机出来时的板厚设为t6时，以“(t4-t6)/t4×100(％)”来计算。最终3段的轧制的通过时间是指钢板从第4台轧制机出来后到从第6台轧制机出来为止的时间，从最终段的轧制起的经过时间是指钢板从第6台轧制机出来后到开始水冷为止的时间。在最终段的轧制机与水冷设备之间，也可以存在测定温度及厚度等钢板的性状的区段。
对于精轧后的组织的细粒化而言，精轧中的压下率、温度及道次间时间是重要的。
若在最终3段的轧制中钢板的温度变得超过1020℃，则无法将奥氏体粒充分地细粒化。因此，最终3段的轧制在1020℃以下进行。在以6台轧制机进行连续轧制的情况下，在1020℃以下进行最终3段的轧制，所以将第4台轧制机中的入侧温度设定为1020℃以下，使得钢板的温度不会因之后的轧制中的加工放热而变得超过1020℃。
若最终3段的轧制的合计压下率低于40％，则累积轧制应变变得不充分，无法将奥氏体粒充分地细粒化。因此，最终3段的轧制的合计压下率设定为40％以上。
最终3段的轧制的通过时间依赖于道次间时间，该通过时间越长，则道次间时间越长，在连续的2个轧制机之间奥氏体粒的再结晶及晶粒生长越容易进行。并且，该通过时间超过2.0秒时，奥氏体粒的再结晶及晶粒生长容易变得显著。因此，最终3段的轧制的通过时间设定为2.0秒以下。从抑制奥氏体粒的再结晶及晶粒生长的观点出发，从最终段的轧制到水冷开始为止的经过时间越短越好。该经过时间超过1.5秒时奥氏体粒的再结晶及晶粒生长容易变得显著。因此，从最终段的轧制到水冷开始为止的经过时间设定为1.5秒以下。即使在最终段的轧制机与水冷设备之间存在测定温度及厚度等钢板的性状的区段而无法立即开始水冷的情况下，若经过时间为1.5秒以下，则也能够抑制奥氏体粒的再结晶及晶粒生长。
在不阻碍精轧的能力的范围内，也可以在刚精轧后用水冷喷嘴等进行冷却，将奥氏体粒微细化。在粗轧后，也可以将通过粗轧而得到的多个粗轧板接合，并将它们连续地供于精轧。另外，也可以将粗轧板暂且卷取，一边将其放卷一边供于精轧。
精轧温度(精轧的完成温度)设定为850℃以上且950℃以下。若精轧温度为奥氏体及铁素体这2相域，则钢板的组织变得不均匀，得不到优异的成型性。另外，精轧温度低于850℃时，轧制载荷变高。从奥氏体粒的细粒化的观点出发，精轧温度优选设定为930℃以下。
热轧后的卷取温度设定为730℃以下。卷取温度超过730℃时，无法使钢板中的回火马氏体及贝氏体的有效晶体粒径为5μm以下。另外，卷取温度超过730℃时，也有可能在钢板表面形成厚的氧化物而酸洗性下降。从使有效晶体粒径变得微细而改善韧性、使残留奥氏体均匀分散并使扩孔性提高的观点出发，卷取温度优选设定为680℃以下。卷取温度的下限没有限定，但室温以下的卷取在技术上较难，所以卷取温度优选高于室温。
在热轧之后，进行通过热轧而得到的热轧钢板的1次或2次以上的酸洗。通过酸洗，在热轧中生成的表面的氧化物被除去。酸洗还有助于提高冷轧钢板的化学转化处理性及提高镀覆钢板的镀覆性。
在从热轧到冷轧为止的期间，也可以将热轧钢板加热至300℃～730℃。通过该热处理(回火处理)，热轧钢板发生软质化，变得容易进行冷轧。加热温度超过730℃时，加热时的显微组织变成铁素体及奥氏体这2相，所以尽管进行了以软质化为目的的回火处理，冷却后的热轧钢板的强度也有可能上升。因此，该热处理(回火处理)的温度设定为730℃以下，优选设定为650℃以下。另一方面，加热温度低于300℃时，回火效果不充分而热轧钢板没有充分软质化。因此，该热处理(回火处理)的温度设定为300℃以上，优选设定为400℃以上。需要说明的是，在600℃以上进行长时间的热处理的情况下，在热处理中各种合金碳化物析出，在之后的连续退火中这些合金碳化物的再溶解变得困难，有可能变得得不到所期望的机械特性。
(冷轧)
在酸洗后，进行热轧钢板的冷轧。冷轧中的压下率设定为30％～90％。压下率低于30％时，在退火中奥氏体粒发生粗大化，无法使钢板中的回火马氏体及贝氏体的有效晶体粒径为5μm以下。因此，压下率设定为30％以上，优选设定为40％以上。另一方面，压下率超过90％时，轧制载荷过高而操作变得困难。因此，压下率设定为90％以下，优选设定为70％以下。轧制道次的次数及每道次的压下率没有限定。
(连续退火)
在冷轧之后，进行通过冷轧而得到的冷轧钢板的连续退火。连续退火例如利用连续退火线或连续热浸镀锌线来进行。连续退火中的最高加热温度设定为760℃～900℃。最高加热温度低于760℃时，回火马氏体及贝氏体的体积分率合计变得低于70％，无法兼顾扩孔性及耐氢脆特性。另一方面，最高加热温度超过900℃时，奥氏体粒发生粗大化，无法使钢板中的回火马氏体及贝氏体的有效晶体粒径为5μm以下、或者徒劳地使成本上升。
在连续退火中，在760℃～900℃的温度区域中保持20秒以上。保持时间低于20秒时，在连续退火中无法使铁基碳化物充分溶解，回火马氏体及贝氏体的体积分率合计变得低于70％，不仅无法兼顾扩孔性及耐氢脆特性，而且残留的碳化物粗大，所以使扩孔性及韧性劣化。从成本的观点出发，保持时间优选设定为1000秒以下。可以在最高加热温度下进行等温保持，也可以进行梯度加热，在达到最高加热温度后，立即开始冷却。
在连续退火中，将从室温到最高加热温度为止的平均加热速度设定为2℃/秒以上。平均加热速度低于2℃/秒时，通过冷轧而导入的应变在升温中被释放，奥氏体粒发生粗大化，无法使钢板中的回火马氏体及贝氏体的有效晶体粒径为5μm以下。
在760℃～900℃的温度区域中保持20秒以上后，冷却至150℃～300℃，此时，将从保持温度至300℃为止的平均冷却速度设定为5℃/秒以上。此时的冷却停止温度超过300℃时，冷却停止温度高于马氏体相变开始温度高，或者即使冷却停止温度为马氏体相变开始温度以下，也没有生成充分的马氏体。其结果是，回火马氏体及贝氏体的体积分率合计变得低于70％，无法兼顾扩孔性及耐氢脆特性。冷却停止温度低于150℃时，会过度地生成马氏体，残留奥氏体的体积分率变得低于8％。从保持温度至300℃为止的平均冷却速度低于5℃/秒时，会在冷却中过量地生成铁素体，没有生成充分的马氏体。从成本的观点出发，平均冷却速度优选设定为300℃/秒以下。冷却方法没有限定，例如可以进行氢气冷却、辊冷却、风冷、或水冷、或者它们的任意的组合。在该冷却中，在后面的回火中用于使微细的铁基碳化物析出的核生成位点被导入马氏体中。在该冷却中，冷却停止温度是重要的，停止后的保持时间没有限定。这是由于：回火马氏体及贝氏体的体积分率依赖于冷却停止温度，但是不依赖于保持时间。
(回火处理)
在150℃～300℃为止的冷却之后，再加热至300℃～500℃，在该温度区域中保持10秒以上。在连续退火的冷却中生成的淬火状态的马氏体的耐氢脆特性低。通过再加热至300℃～500℃，马氏体被回火，铁基碳化物的个数密度变成1.0×106(个/mm2)以上。另外，在该再加热时，生成贝氏体，或者C从马氏体及贝氏体向奥氏体扩散，所以奥氏体变得稳定。
再加热的温度(保持温度)超过500℃时，马氏体被过度回火，得不到充分的抗拉强度、例如980MPa以上的抗拉强度。另外，也有可能析出的铁基碳化物发生粗大化，得不到充分的耐氢脆特性。进而，即使含有Si，也会在奥氏体中生成碳化物，奥氏体发生分解，所以残留奥氏体的体积分率变得低于8％，得不到充分的成型性。也有可能伴随残留奥氏体的体积分率的减少而新马氏体的体积分率变成10％以上。另一方面，再加热的温度低于300℃时，回火不充分，铁基碳化物的个数密度没有达到1.0×106(个/mm2)以上，得不到充分的耐氢脆特性。保持时间低于10秒时，回火不充分，铁基碳化物的个数密度没有达到1.0×106(个/mm2)以上，得不到充分的耐氢脆特性。另外，也有可能C向奥氏体中的富集不充分，残留奥氏体的体积分率变得低于8％，得不到充分的成型性。从成本的观点出发，保持时间优选设定为1000秒以下。可以在300℃～500℃的温度区域中进行等温保持，也可以在该温度区域内进行冷却或加热。
像这样操作，能够制造本发明的实施方式的钢板。
在回火处理后，也可以进行Ni、Cu、Co、或Fe或者它们的任意的组合的镀覆处理。通过进行这样的镀覆处理，能够提高化学转化处理性及涂装性。另外，也可以在露点为-50℃～20℃的气氛中将钢板加热，控制形成于钢板的表面的氧化物的形态来谋求化学转化性的进一步提高。也可以使炉内的露点暂且上升，将对化学转化处理性造成不良影响的Si、Mn等在钢板内部氧化，之后通过进行还原处理来改善化学转化处理性。另外，也可以对钢板实施电镀处理。钢板的抗拉强度、延展性、扩孔性、耐氢脆特性及韧性不会受到电镀处理的影响。本实施方式的钢板作为电镀用原材料也适宜。
另外，也可以对钢板进行热浸镀锌处理。在进行热浸镀锌处理的情况下，利用连续热浸镀锌线来进行上述的连续退火及回火处理，接着，将钢板的温度设定为400℃～500℃而使钢板浸渍于镀浴中。钢板的温度低于400℃时，浸渍侵入时的镀浴的除热大，溶融锌的一部分凝固，有时镀覆的外观受损。另一方面，钢板的温度超过500℃时，有可能伴随镀浴的温度上升而产生操作故障。若回火处理后的钢板的温度低于400℃，则只要在浸渍前加热至400℃～500℃即可。镀浴可以是纯锌镀浴，也可以除了锌以外还含有Fe、Al、Mg、Mn、Si、或Cr或者它们的任意的组合。
像这样操作，能够得到具有以Zn作为主要成分的镀层的热浸镀锌钢板。热浸镀锌钢板的镀层的Fe含量大概低于7％。
也可以对热浸镀锌钢板进行合金化处理。合金化处理的温度设定为450℃～550℃。合金化处理的温度低于450℃时，合金化的进行慢，生产率低。合金化处理的温度超过550℃时，奥氏体发生分解而变得得不到优异的成型性，或者回火马氏体过度软化而变得得不到充分的抗拉强度。
像这样操作，能够得到合金化热浸镀锌钢板。合金化热浸镀锌钢板的镀层的Fe含量大概为7％以上。合金化热浸镀锌钢板的镀层的熔点高于热浸镀锌钢板的镀层的熔点，所以合金化热浸镀锌钢板的点焊性优异。
在镀覆处理时，可以采用森氏带钢氮化浸渍镀锌法、全还原炉方式、熔剂法中的任一种。在森氏带钢氮化浸渍镀锌法中，在脱脂酸洗后，在非氧化气氛中进行加热，在含有H2及N2的还原气氛中退火后，冷却至镀浴温度附近，浸渍到镀浴中。在全还原炉方式中，调节退火时的气氛，最先使钢板表面氧化后，之后通过进行还原而进行镀覆前的洁净化，然后浸渍到镀浴中。在熔剂法中，将钢板进行脱脂酸洗后，使用氯化铵等进行熔剂处理，浸渍到镀浴中。
在回火处理后、镀覆处理后或合金化处理后，也可以进行表皮光轧。表皮光轧的压下率设定为1.0％以下。压下率超过1.0％时，在表皮光轧中残留奥氏体的体积分率显著下降。压下率低于0.1％时，表皮光轧的效果小，控制也困难。表皮光轧可以在连续退火线中以在线进行，也可以在以连续退火线的连续退火的完成后，以离线进行。表皮光轧可以以一次进行，也可以按照总压下率成为1.0％以下的方式分成多次进行。
需要说明的是，上述实施方式均不过是示出实施本发明时的具体化的例子，本发明的技术范围并不受它们的限定性解释。即，本发明在不脱离其技术思想、或其主要特征的情况下以各种形式实施。
实施例
接着，对本发明的实施例进行说明。实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性及效果而采用的一个条件例子，本发明并不限定于该一个条件例子。只要不脱离本发明的主旨、可达成本发明的目的，则本发明可以采用各种条件。
将具有表1中所示的化学组成的板坯加热至1230℃，在表2及表3中所示的条件下进行热轧而得到厚度为2.5mm的热轧钢板。在热轧中，在进行粗轧及使用了6台轧制机的精轧之后进行水冷，之后将热轧钢板卷取。表2及表3中的钢种的“CR”表示冷轧钢板，“GI”表示热浸镀锌钢板，“GA”表示合金化热浸镀锌钢板。表2及表3中的“抽出温度”是从粗轧之前的板坯加热中的加热炉抽出时的板坯的温度。“道次数”是1000℃以上且1150℃以下且压下率为40％以上的轧制的道次数。“第1道次间时间”是从钢板从第4台轧制机出来到进入第5台轧制机为止的时间，“第2道次间时间”是从钢板从第5台轧制机出来到进入第6台轧制机为止的时间。“经过时间”是从钢板从第6台轧制机出来到开始水冷为止的时间，“通过时间”是从钢板从第4台轧制机出来到从第6台轧制机出来为止的时间。“合计压下率”在将进入第4台轧制机时的板厚设为t4、将从第6台轧制机出来时的板厚设为t6时，以“(t4-t6)/t4×100(％)”来计算。表1中所示的化学组成的剩余部分为Fe及杂质。表1中的下划线表示其数值脱离本发明的范围。表2及表3中的下划线表示其数值脱离适于制造本发明的钢板的范围。
[表1]
接着，将热轧钢板进行酸洗，进行冷轧而得到厚度为1.2mm的冷轧钢板。之后，在表4及表5中所示的条件下进行冷轧钢板的连续退火及回火处理，进行轧制率为0.1％的表皮光轧。在连续退火中，将表4及表5中的保持温度设定为最高加热温度。冷却速度为保持温度到300℃为止的平均冷却速度。对于一部分试样，在回火处理与表皮光轧之间进行热浸镀锌处理。此时的单位面积重量在两面均设定为约50g/m2。对于进行热浸镀锌处理后的试样的一部分，在热浸镀锌处理与表皮光轧之间在表4及表5中所示的条件下进行合金化处理。在热浸镀锌处理中使用连续热浸镀锌设备，连续地进行连续退火、回火处理及热浸镀锌处理。表4及表5中的下划线表示其数值脱离适于制造本发明的钢板的范围。
[表4]
[表5]
然后，观察表皮光轧后的钢板的钢组织，测定各组织的体积分率以及铁基碳化物的个数密度及平均尺寸。将其结果示于表6及表7中。表6及表7中的下划线表示其数值脱离本发明的范围。表6及表7中的“平均长度”是指铁基碳化物的长轴的平均长度，其空栏表示：铁基碳化物的个数密度过低、所以无法测定。
进一步进行表皮光轧后的钢板的强度、延展性、扩孔性、耐氢脆特性及韧性的评价。
在强度及延展性的评价中，从钢板中采集以与轧制方向垂直的方向作为长度方向的JIS5号试验片，依据JISZ2242进行拉伸试验，测定抗拉强度TS及总伸长率El。在扩孔性的评价中，依据日本钢铁联盟标准JFST1001进行扩孔试验，测定扩孔率λ。将它们的结果示于表8及表9中。表8及表9中的下划线表示其数值脱离优选的范围。这里所谓的优选的范围是：抗拉强度TS为980MPa以上、延展性的指标(TS×El)为15000MPa％以上、扩孔性的指标(TS1.7×λ)为5000000MPa1.7％以上。
在耐氢脆特性的评价中，从钢板中采集以与轧制方向垂直的方向作为长度方向的100mm×30mm的长方形状的试验片，在其两端形成应力附加用的孔。接着，将试验片以半径为10mm进行弯曲加工，在试验片的弯曲顶点的表面安装应变仪，在两端的孔中通入螺栓，在螺栓的前端安装螺母。然后，将螺栓及螺母紧固而对试验片施加应力。施加的应力设定为另外通过拉伸试验测定的最大抗拉强度TS的60％及90％，在应力的施加时，将由应变仪读取的应变以扬氏模量换算成应力。之后，浸渍到硫氰酸铵水溶液中，以电流密度为0.1mA/cm2进行电解充氢，观察2小时后的裂纹的产生。并且，将在最大抗拉强度TS的60％的负载应力下没有断裂、在最大抗拉强度TS的90％的负载应力下断裂的试样判断为“可”，将在两条件下均断裂的试样判断为“不良”，将在任一条件下均没有断裂的试样判断为“良”。将其结果示于表8及表9中。在表8及表9中，将“良”以“○”表示，将“可”以“△”表示，将“不良”以“×”表示。表8及表9中的下划线表示其数值脱离优选的范围。
在韧性的评价中，进行夏氏冲击试验。试验水准是将板厚以1.2mm固定，在-40℃的试验温度下进行3次，测定-40℃下的吸收能。将其结果示于表8及表9中。表8及表9中的下划线表示其数值脱离优选的范围。这里所谓的优选的范围是吸收能为40J/cm2以上。
[表8]
[表9]
如表8及表9中所示的那样，就在本发明范围内的试样A-1、A-6、A-8、B-1、C-1、D-1、E-1、F-1、G-1、G-3、G-4、G-7、H-1、I-1、J-1、K-1、L-1、M-1、N-1、O-1、P-1、Q-1、R-1、S-1、S-7、T-1、U-1、V-1、W-1、W-3、X-1及Y-1而言，得到了优异的抗拉强度、延展性、扩孔性、耐氢脆特性及韧性。
另一方面，就试样A-2而言，残留奥氏体的体积分率过低，新马氏体的体积分率过高，回火马氏体及贝氏体的合计体积分率过低，铁基碳化物的个数密度过低，延展性、扩孔性、氢脆特性及韧性低。
就试样A-3而言，残留奥氏体的体积分率过低，回火马氏体及贝氏体的合计体积分率过高，延展性低。
就试样A-4而言，残留奥氏体的体积分率过低，新马氏体的体积分率过高，铁基碳化物的个数密度过低，延展性、扩孔性及韧性低。
就试样A-5而言，残留奥氏体的体积分率过低，回火马氏体及贝氏体的有效晶体粒径过大，延展性、扩孔性及韧性低。
就试样A-7而言，残留奥氏体的体积分率过低，延展性及韧性低。
就试样A-9而言，残留奥氏体的体积分率过低，延展性、扩孔性及韧性低。
就试样A-10而言，铁素体的体积分率过高，残留奥氏体的体积分率过低，回火马氏体及贝氏体的有效晶体粒径过大，扩孔性及韧性低。
就试样A-11而言，残留奥氏体的体积分率过低，新马氏体的体积分率过高，铁基碳化物的个数密度过低，扩孔性、氢脆特性及韧性低。
就试样G-2而言，铁素体的体积分率过高，残留奥氏体的体积分率过低，回火马氏体及贝氏体的合计体积分率过低，回火马氏体及贝氏体的有效晶体粒径过大，扩孔性及韧性低。
就试样G-5而言，残留奥氏体的体积分率过低，铁基碳化物的个数密度过低，延展性、扩孔性及韧性低。
就试样G-6而言，残留奥氏体的体积分率过低，延展性低。
就试样G-8而言，铁素体的体积分率过高，残留奥氏体的体积分率过低，新马氏体的体积分率过高，回火马氏体及贝氏体的有效晶体粒径过大，铁基碳化物的个数密度过低，延展性、扩孔性、氢脆特性及韧性低。
就试样G-9而言，残留奥氏体的体积分率过低，回火马氏体及贝氏体的合计体积分率过高，延展性低。
就试样S-2而言，回火马氏体及贝氏体的有效晶体粒径过大，扩孔性、耐氢脆特性及韧性低。
就试样S-3而言，回火马氏体及贝氏体的有效晶体粒径过大，扩孔性及韧性低。
就试样S-4而言，回火马氏体及贝氏体的有效晶体粒径过大，韧性低。
就试样S-5而言，残留奥氏体的体积分率过低，新马氏体的体积分率过高，回火马氏体及贝氏体的合计体积分率过低，回火马氏体及贝氏体的有效晶体粒径过大，铁基碳化物的个数密度过低，延展性、扩孔性、氢脆特性及韧性低。
就试样S-6而言，回火马氏体及贝氏体的有效晶体粒径过大，扩孔性及韧性低。
就试样S-8而言，回火马氏体及贝氏体的有效晶体粒径过大，韧性低。
就试样S-9而言，铁基碳化物的个数密度过低，扩孔性、耐氢脆特性及韧性低。
就试样S-10而言，铁素体的体积分率过高，残留奥氏体的体积分率过低，回火马氏体及贝氏体的合计体积分率过低，回火马氏体及贝氏体的有效晶体粒径过大，扩孔性、耐氢脆特性及韧性低。
就试样S-11而言，残留奥氏体的体积分率过低，新马氏体的体积分率过高，扩孔性、耐氢脆特性及韧性低。
就试样S-12而言，残留奥氏体的体积分率过低，珠光体的体积分率过高，回火马氏体及贝氏体的有效晶体粒径变得过大，扩孔性、氢脆特性及韧性低。
就试样S-13而言，残留奥氏体的体积分率过低，新马氏体的体积分率过高，延展性及耐氢脆特性低。
就试样S-14而言，残留奥氏体的体积分率过低，扩孔性、氢脆特性及韧性低。
就试样W-2而言，新马氏体的体积分率过高，残留奥氏体的体积分率过低，延展性低。
就试样a-1而言，C含量过低，铁素体的体积分率过高，残留奥氏体的体积分率过低，新马氏体的体积分率过高，回火马氏体及贝氏体的合计体积分率过低，延展性、扩孔性及韧性低。
就试样b-1而言，C含量过高，残留奥氏体的体积分率过低，延展性、扩孔性、耐氢脆特性及韧性低。
就试样c-1而言，Si含量过低，铁素体的体积分率过高，残留奥氏体的体积分率过低，新马氏体的体积分率过高，回火马氏体及贝氏体的合计体积分率过低，延展性低。
就试样d-1而言，Mn含量过低，铁素体的体积分率过高，残留奥氏体的体积分率过低，回火马氏体及贝氏体的合计体积分率过低，延展性、扩孔性、耐氢脆特性及韧性低。
就试样e-1而言，P含量过高，扩孔性、耐氢脆特性及韧性低。
就试样f-1而言，S含量过高，扩孔性、耐氢脆特性及韧性低。
就试样g-1而言，Al含量过高，铁素体的体积分率过高，残留奥氏体的体积分率过低，新马氏体的体积分率过高，回火马氏体及贝氏体的合计体积分率过低，扩孔性、耐氢脆特性及韧性低。
就试样h-1而言，回火马氏体及贝氏体的有效晶体粒径过大。因此，扩孔性及韧性低。
就试样i-1而言，回火马氏体及贝氏体的有效晶体粒径过大。因此，韧性低。
就试样j-1而言，回火马氏体及贝氏体的有效晶体粒径过大。因此，韧性低。
就试样k-1而言，回火马氏体及贝氏体的有效晶体粒径过大。因此，韧性低。
若着眼于制造方法，则就试样A-2而言，连续退火中的冷却停止温度过高。因此，新马氏体的体积分率变得过高，残留奥氏体的体积分率变得过低，回火马氏体及贝氏体的合计体积分率变得过低，铁基碳化物的个数密度变得过低。
就试样A-3而言，连续退火中的冷却停止温度过低。因此，残留奥氏体的体积分率变得过低，回火马氏体及贝氏体的合计体积分率变得过高。
就试样A-4而言，回火处理中的保持温度过低。因此，新马氏体的体积分率变得过高，残留奥氏体的体积分率变得过低，铁基碳化物的个数密度变得过低。
就试样A-5而言，回火处理中的保持温度过高。因此，残留奥氏体的体积分率变得过低，回火马氏体及贝氏体的有效晶体粒径变得过大。
就试样A-7而言，回火处理中的保持时间过短。因此，残留奥氏体的体积分率变得过低。
就试样A-9而言，合金化处理的温度过高。残留奥氏体的体积分率变得过低。
就试样A-10而言，连续退火中的保持温度过低。因此，铁素体的体积分率变得过高，残留奥氏体的体积分率变得过低，回火马氏体及贝氏体的有效晶体粒径变得过大。
就试样A-11而言，连续退火中的冷却停止温度过高。因此，新马氏体的体积分率变得过高，残留奥氏体的体积分率变得过低，铁基碳化物的个数密度变得过低。
就试样G-2而言，连续退火中的加热速度过低。因此，铁素体的体积分率变得过高，残留奥氏体的体积分率变得过低，回火马氏体及贝氏体的合计体积分率变得过低，回火马氏体及贝氏体的有效晶体粒径变得过大。
就试样G-5而言，回火处理中的保持温度过低。因此，残留奥氏体的体积分率变得过低，铁基碳化物的个数密度变得过低。
就试样G-6而言，连续退火中的冷却停止温度过低，回火处理中的保持温度过高。因此，残留奥氏体的体积分率变得过低。
就试样G-8而言，连续退火中的平均冷却速度过低，冷却停止温度过高。因此，铁素体的体积分率变得过高，新马氏体的体积分率变得过高，残留奥氏体的体积分率变得过低，回火马氏体及贝氏体的有效晶体粒径变得过大，铁基碳化物的个数密度变得过低。
就试样G-9而言，连续退火中的冷却停止温度过低，回火处理中的保持时间过短。因此，残留奥氏体的体积分率变得过低，回火马氏体及贝氏体的合计体积分率变得过高。
就试样S-2而言，粗轧中的规定的条件下的道次数为0，精轧中的第4台轧制机中的入侧温度过高，精加工温度过高。因此，回火马氏体及贝氏体的有效晶体粒径变得过大。
就试样S-3而言，精轧中的最终3段的轧制的通过时间过长，从最终段的轧制到水冷开始为止的经过时间过长。因此，回火马氏体及贝氏体的有效晶体粒径变得过大。
就试样S-4而言，精轧中的最终3段的合计压下率过低。因此，回火马氏体及贝氏体的有效晶体粒径变得过大。
就试样S-5而言，连续退火中的冷却停止温度过低。因此，新马氏体的体积分率变得过高，残留奥氏体的体积分率变得过低，回火马氏体及贝氏体的合计体积分率变得过低，回火马氏体及贝氏体的有效晶体粒径变得过大，铁基碳化物的个数密度变得过低。
就试样S-6而言，连续退火中的加热速度过低。因此，回火马氏体及贝氏体的有效晶体粒径变得过大。
就试样S-8而言，连续退火中的保持温度过高。因此，回火马氏体及贝氏体的有效晶体粒径变得过大。
就试样S-9而言，连续退火中的保持时间过短。因此，铁基碳化物的个数密度变得过低。
就试样S-10而言，连续退火中的冷却停止温度过低。因此，铁素体的体积分率变得过高，残留奥氏体的体积分率变得过低，回火马氏体及贝氏体的合计体积分率变得过低，回火马氏体及贝氏体的有效晶体粒径变得过大。
就试样S-11而言，回火处理中的保持温度过高。因此，新马氏体的体积分率变得过高，残留奥氏体的体积分率变得过低。
就试样S-12而言，回火处理中的保持时间过长。因此，残留奥氏体的体积分率变得过低，珠光体的体积分率变得过高，回火马氏体及贝氏体的有效晶体粒径变得过大。
就试样S-13而言，连续退火中的冷却停止温度过高。因此，残留奥氏体的体积分率变得过低，新马氏体的体积分率变得过高。
就试样S-14而言，连续退火中的冷却停止温度过低，合金化处理的温度过高。残留奥氏体的体积分率变得过低。
就试样W-2而言，回火处理中的保持温度过高。因此，新马氏体的体积分率变得过高，残留奥氏体的体积分率变得过低。
就试样i-1及j-1而言，精轧中的第4台轧制机中的入侧温度过高。因此，回火马氏体及贝氏体的有效晶体粒径变得过大。
就试样k-1而言，精轧中的最终3段的轧制的通过时间过长，从最终段的轧制至水冷开始为止的经过时间过长。因此，回火马氏体及贝氏体的有效晶体粒径变得过大。
就试样l-1而言，从加热炉的抽出温度过低。因此，精轧前的温度变得过低，没有进行精轧退火。
产业上的可利用性
本发明例如可以利用于与适于汽车部件的钢板相关联的产业。

Claims (5)

1.一种钢板，其特征在于，其具有下述所表示的化学组成：
以质量％计
C：0.15％～0.45％、
Si：1.0％～2.5％、
Mn：1.2％～3.5％、
Al：0.001％～2.0％、
P：0.02％以下、
S：0.02％以下、
N：0.007％以下、
O：0.01％以下、
Mo：0.0％～1.0％、
Cr：0.0％～2.0％、
Ni：0.0％～2.0％、
Cu：0.0％～2.0％、
Nb：0.0％～0.3％、
Ti：0.0％～0.3％、
V：0.0％～0.3％、
B：0.00％～0.01％、
Ca：0.00％～0.01％、
Mg：0.00％～0.01％、
REM：0.00％～0.01％、并且
剩余部分：Fe及杂质；
其具有下述所表示的钢组织：
以体积分率计
回火马氏体及贝氏体：合计70％以上且低于92％、
残留奥氏体：8％以上且低于30％、
铁素体：低于10％、
新马氏体：低于10％、并且
珠光体：低于10％，
回火马氏体及下部贝氏体中的铁基碳化物的个数密度为1.0×106(个/mm2)以上，
回火马氏体及贝氏体的有效晶体粒径为5μm以下。
2.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，在所述化学组成中，以质量％计
Mo：0.01％～1.0％、
Cr：0.05％～2.0％、
Ni：0.05％～2.0％、或
Cu：0.05％～2.0％、
或者它们的任意的组合成立。
3.根据权利要求1或2所述的钢板，其特征在于，在所述化学组成中，以质量％计
Nb：0.005％～0.3％、
Ti：0.005％～0.3％、或
V：0.005％～0.3％、
或者它们的任意的组合成立。
4.根据权利要求1至3中任一项所述的钢板，其特征在于，在所述化学组成中，以质量％计
B：0.0001％～0.01％
成立。
5.根据权利要求1至4中任一项所述的钢板，其特征在于，在所述化学组成中，以质量％计
Ca：0.0005％～0.01％、
Mg：0.0005％～0.01％、或
REM：0.0005％～0.01％、
或者它们的任意的组合成立。
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