CN109689910A - 钢板 - Google Patents

Abstract

本发明的一方式涉及一种钢板，其化学成分处在规定的范围内；板厚1/4部分的金属组织以单位面积％计，含有铁素体：10％以上且低于50％、粒状贝氏体：5％以上且低于50％、以及马氏体：20％以上且低于60％；在板厚1/4部分的所述金属组织中，上贝氏体、下贝氏体、残余奥氏体以及珠光体的合计以单位面积％计为0％以上且低于15％；在所述板厚1/4部分，所述马氏体的面积率Vm和所述马氏体的平均硬度Hv之积为12000～34000；抗拉强度为980MPa以上。

Description

钢板

技术领域

本发明涉及一种钢板。特别地，本发明涉及一种作为汽车部件等的材料是合适的、抗拉强度在980MPa以上且总拉伸率和扩孔性优良的高强度冷轧钢板。

背景技术

为了抑制源于汽车的二氧化碳气体的排放量，使用高强度钢板而推进汽车车体的轻量化。另外，为确保乘客的安全性，汽车车体除软钢板以外，也已经大量使用高强度钢板了。今后为了进一步推进汽车车体的轻量化，必须将高强度钢板的强度提高到以前以上的水平。

为了成形高强度钢板而得到汽车用构件，高强度钢板还要求良好的成形性。例如，在为了制造骨架系部件而使用高强度钢板的情况下，需要改善高强度钢板的拉伸率和扩孔性。然而，一般地说，如果使钢板高强度化，则拉伸率以及扩孔性等成形性降低。

在高强度薄钢板中，为了解决该课题，提出了几个方案。例如，在专利文献1中，通过将钢板的金属组织设定为包含作为软质组织的铁素体和作为硬质组织的马氏体的复合组织，使强度和拉伸率两者得以提高。然而，专利文献1所公开的复合组织为软质组织和硬质组织的组合。由相互的硬度差较大的组织构成的复合组织的扩孔性较差。

在专利文献2中，通过使钢板的金属组织具有铁素体以及马氏体的中间硬度、并将其设定为上贝氏体或者下贝氏体的单一组织，便使组织间的硬度差降低，并使强度以及扩孔性得以提高。然而，上贝氏体以及下贝氏体由含有较多位错的贝氏体铁素体和硬质的渗碳体构成，因而拉伸率较差。

另外，在专利文献3中，虽然进行了活用残余奥氏体的成形性改善，但由于以45～65kgf/mm²为对象，因而难以兼顾980MPa以上的高强度和充分的成形性。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平7-11383号公报

专利文献2：日本专利第2616350号公报

专利文献3：日本特开平7-207413号公报

发明内容

发明所要解决的课题

如前所述，为了汽车车体的轻量化，必须提高高强度钢板的强度。另外，作为汽车车体的材料、例如骨架系部件的材料，为了使用高强度钢板，必须不使高强度钢板的扩孔性劣化而提高总拉伸率。在抗拉强度为980MPa以上的高强度钢板用作汽车的骨架系构件的情况下，可以赋予车体以优良的冲击安全性。抗拉强度和总拉伸率之积(TS×El)为10000MPa·％以上、且抗拉强度和扩孔性之积(TS×λ)为20000MPa·％以上的高强度钢板可以适用为获得骨架系构件的成形。然而，根据现有技术，完全具有优良的强度、优良的拉伸率以及优良的扩孔性的高强度钢板的制造是极其困难的。

本发明鉴于现有技术的现状，其目的在于提供一种抗拉强度为980MPa以上、且拉伸率(特别是总拉伸率)以及扩孔性优良的高强度钢板。

用于解决课题的手段

本发明的要旨如下所述。

(1)本发明的一方式涉及一种钢板，其化学成分以单位质量％计，含有C：0.06～0.15％、P：0.040％以下、S：0.0100％以下、N：0.0100％以下、O：0.0060％以下、Si和Al的合计：0.20～2.50％、Mn和Cr的合计：1.50～3.00％、Mo：0～1.00％、Ni：0～1.00％、Cu：0～1.00％、Nb：0～0.30％、Ti：0～0.30％、V：0～0.50％、B：0～0.0100％、Ca：0～0.0400％、Mg：0～0.0400％、以及REM：0～0.0400％，剩余部分包括Fe和杂质；板厚1/4部分的金属组织以单位面积％计，含有铁素体：10％以上且低于50％、粒状贝氏体：5％以上且低于50％、以及马氏体：20％以上且低于60％；在板厚1/4部分的所述金属组织中，上贝氏体、下贝氏体、残余奥氏体以及珠光体的合计以单位面积％计为0％以上且低于15％；在所述板厚1/4部分，所述马氏体的面积率Vm和所述马氏体的平均硬度Hv之积为12000～34000；抗拉强度为980MPa以上。

(2)根据上述(1)所述的钢板，其中，所述钢板的所述化学成分以单位质量％计，也可以含有Mo：0.01～1.00％、Ni：0.05～1.00％、以及Cu：0.05～1.00％之中的1种或者2种以上。

(3)根据上述(1)或(2)所述的钢板，其中，所述钢板的所述化学成分以单位质量％计，也可以含有Nb：0.005～0.30％、Ti：0.005～0.30％、以及V：0.005～0.50％之中的1种或者2种以上。

(4)根据上述(1)～(3)中任一项所述的钢板，其中，所述钢板的所述化学成分以单位质量％计，也可以含有B：0.0001～0.01％。

(5)根据上述(1)～(4)中任一项所述的钢板，其中，所述钢板的所述化学成分以单位质量％计，也可以含有Ca：0.0005～0.04％、Mg：0.0005～0.04％、以及REM：0.0005～0.04％之中的1种或者2种以上。

(6)根据上述(1)～(5)中任一项所述的钢板，其中，所述钢板也可以在表面具有热浸镀锌层。

(7)根据上述(1)～(5)中任一项所述的钢板，其中，所述钢板也可以在表面具有合金化热浸镀锌层。

发明的效果

根据本发明，可以提供一种作为汽车等的结构部件适合的、抗拉强度在980MPa以上且拉伸率(特别是总拉伸率)以及扩孔性优良的高强度冷轧钢板。

具体实施方式

作为汽车车体的骨架系部件的材料，为了使用高强度钢板，必须不使高强度钢板的扩孔性劣化而提高拉伸率，由此确保高强度钢板的成形性。在作为汽车车体的骨架系部件使用时，为了充分确保汽车的碰撞安全性，高强度钢板需要具有980MPa以上的抗拉强度。另外，为了一面满足该条件，一面能够将高强度钢板成形为骨架系部件，高强度钢板需要具有10000MPa·％以上的抗拉强度和拉伸率之积(TS×El)、以及20000MPa·％以上的抗拉强度和扩孔性之积(TS×λ)。强度(TS)以及拉伸率(El)具有相互成反比的倾向，但在TS×El较大的情况下，强度以及拉伸率两者都高。同样，强度(TS)以及扩孔性(λ)具有相互成反比的倾向，但在TS×λ较大的情况下，强度以及扩孔性两者都高。

然而，在高强度汽车用钢板中，提高TS×El以及TS×λ(即强度、拉伸率以及扩孔性都得以提高)是极其困难的。在前述现有技术的钢板中，为了不使强度和扩孔性劣化而改善拉伸率，可以使用由含有较多位错的贝氏体铁素体和硬质的渗碳体构成的上贝氏体或者下贝氏体。然而，本发明人获得了一种见解，结果是难以通过使用上贝氏体或者下贝氏体来确保强度和扩孔性、并且使拉伸率得以提高。

本发明人获得了如下的见解：在优选控制抗拉强度为980MPa以上的高强度钢板的金属组织中含有的粒状贝氏体的面积率的情况下，可以一面确保该高强度钢板的强度和扩孔性，一面使拉伸率得以提高。也就是说，本发明人发现：在钢板的板厚1/4部分的金属组织以单位面积％计，含有10％以上且低于50％的铁素体、5％以上且低于50％的粒状贝氏体、以及20％以上且低于60％的马氏体，将板厚1/4部分的金属组织中的上贝氏体、下贝氏体、残余奥氏体以及珠光体的合计限制为低于15％，且板厚1/4部分的马氏体的面积率Vm和板厚1/4部分的马氏体的平均硬度Hv之积满足(式1)的情况下，可以一面确保高强度钢板的强度和扩孔性，一面使拉伸率得以提高。

12000≤Vm×Hv≤34000 (式1)

下面就本实施方式的钢板的金属组织进行说明。在本实施方式的钢板中，对钢板的板厚1/4部分的金属组织进行控制。在将钢板的板厚t定义为钢板的轧制面彼此之间的距离的情况下，所谓钢板的板厚1/4部分，是指钢板的距轧制面为板厚t的1/8深度的面附近、和距轧制面为板厚t的3/8深度的面附近的区域。钢板的板厚1/4部分由于是位于钢板的轧制面和钢板的中心面之中间的部位，因而具有钢板的典型的组织。只要钢板的板厚1/4部分的金属组织被优选控制，就可以判断整个钢板的金属组织被优选控制。下面只要没有特别说明，所谓“面积率”，意味着“钢板的板厚1/4部分的金属组织的面积率”。

(钢板的板厚1/4部分的金属组织中的铁素体的面积率：10％以上且低于50％)

钢板的金属组织中含有的铁素体是软质的组织，因而容易变形，从而使钢板的拉伸率得以提高，而且促进粒状贝氏体的生成。这起因于与奥氏体和奥氏体之间的晶界相比，奥氏体和铁素体之间的晶界更容易形成粒状贝氏体的核。本发明人发现：在制造中的钢板以促进从奥氏体向粒状贝氏体的相变的方式而生成铁素体的情况下，最终得到的钢板中含有10％以上的铁素体。因此，将铁素体的面积率的下限值设定为10％。另一方面，在铁素体的面积率为50％以上的情况下，钢板的抗拉强度明显劣化，因而铁素体的面积率需要设定为低于50％。铁素体的面积率的上限值优选为40％，进一步优选为35％。铁素体的面积率的下限值优选为15％，进一步优选为20％。

(钢板的板厚1/4部分的金属组织中的粒状贝氏体的面积率：5％以上且低于50％)

所谓粒状贝氏体，是指具有粒形状的贝氏体，它与具有针状形状的通常的贝氏体相区别。通常的贝氏体是主要由硬质的渗碳体和针状的贝氏体铁素体构成的组织，但粒状贝氏体几乎不含有硬质的渗碳体，而且由位错密度较低的贝氏体铁素体构成。起因于该构成，粒状贝氏体的硬度比铁素体的硬度更大，比通常的贝氏体的硬度更小，因而使铁素体和马氏体之间的硬度差降低。因此，含有粒状贝氏体的钢板成为拉伸率和扩孔性的平衡优良的钢板。如上所述，本实施方式的钢板为了促进粒状贝氏体的生成，需要含有铁素体。另外，如后所述，本实施方式的钢板为了提高强度，需要含有马氏体。然而，由于铁素体和马氏体的硬度差较大，因而在对钢板进行扩孔加工的情况下，在铁素体和马氏体的界面产生孔隙，该孔隙有时产生加工不良。再者，本实施方式的钢板中含有的粒状贝氏体由于比铁素体更硬而比马氏体更软，因而在扩孔加工时，可以抑制从铁素体和马氏体的界面产生孔隙。基于这些理由，粒状贝氏体的面积率的下限值设定为5％。另一方面，如果粒状贝氏体过度地生成，则马氏体不足而损害钢板的强度，因而需要将粒状贝氏体的面积率的上限值设定为50％。粒状贝氏体的面积率的上限值优选为45％，进一步优选为35％。粒状贝氏体的面积率的下限值优选为10％，进一步优选为20％。

(钢板的板厚1/4部分的金属组织中的马氏体的面积率：20％以上且低于60％)

本实施方式的钢板含有20％以上且低于60％的马氏体。在本说明书中，所谓术语“马氏体”，包括没有回火的马氏体即初生马氏体、以及回火马氏体这两者。为了扩孔性的改善，重要的是减小马氏体、与铁素体以及粒状贝氏体之间的硬度差。因此，即使将钢板回火至强度没有大幅度减少的程度、并使初生马氏体成为回火马氏体也没关系。回火既可以在连续退火生产线或连续锌镀生产线上，于将钢板冷却至室温的途中进行，也可以在将钢板冷却至室温后进行。另外，即使采用箱式退火等另行进行回火也可以得到同样的效果。

钢板的金属组织中含有的马氏体为位错密度高且硬质的组织，因而使钢板的抗拉强度得以提高。为了确保980MPa以上的抗拉强度，马氏体的面积率的下限值设定为20％。另一方面，在马氏体的面积率为60％以上的情况下，拉伸率和扩孔性明显劣化，因而马氏体的面积率需要控制为低于60％。马氏体的面积率的上限值优选为45％，进一步优选为40％。

(Vm×Hv：12000～34000)

钢板的金属组织中含有的马氏体为位错密度高且硬质的组织，因而使抗拉强度得以提高。为了确保980MPa以上的抗拉强度，板厚1/4部分的马氏体的面积率Vm、和板厚1/4部分的马氏体的平均硬度Hv之积(Vm×Hv)需要满足(式1)。在Vm×Hv低于12000的情况下，由于不能确保980MPa以上的抗拉强度，因而将Vm×Hv的下限值设定为12000。另一方面，在Vm×Hv超过34000的情况下，会出现显微组织中的马氏体面积率较高的状况、和/或马氏体的平均硬度上升的状况。在此情况下，钢板的抗拉强度和拉伸率之积(TS×El)低于10000MPa·％、和/或钢板的抗拉强度和扩孔性之积(TS×λ)低于20000MPa·％。不满足这些条件的钢板不会充分具有为能够制造汽车车体的骨架系构件的扩孔性、或者为确保碰撞时的安全性的强度。因此，将Vm×Hv的上限设定为34000。在此，Vm的单位为面积％，平均硬度Hv的单位为维氏硬度。

12000≤Vm×Hv≤34000 (式1)

(钢板的板厚1/4部分的金属组织中的上贝氏体、下贝氏体、残余奥氏体以及珠光体的合计面积率：低于15％)

上贝氏体以及下贝氏体由于使显微组织中的位错密度升高、进而使显微组织中的马氏体分数减少，因而钢板强度发生劣化。另外，如果渗碳体(在贝氏体和回火马氏体等中含有)也过度地析出，则使钢板的拉伸率明显降低。另外，残余奥氏体以及珠光体使钢板的扩孔性明显劣化。残余奥氏体在钢板的变形中通过加工诱发相变而向硬质的马氏体发生相变，因而使钢板的扩孔性明显劣化。珠光体由于为含有硬质的渗碳体的金属组织，因而扩孔时成为孔隙发生的起点。

在本实施方式的钢板中，上贝氏体、下贝氏体、残余奥氏体以及珠光体最好不含有。因此，上贝氏体、下贝氏体、残余奥氏体以及珠光体的合计面积率的下限值为0％。另一方面，如果上贝氏体、下贝氏体、残余奥氏体或者珠光体的合计达到15％以上，则拉伸率和扩孔性明显劣化。但是，在本实施方式的钢板中，允许合计面积率低于15％的上贝氏体、下贝氏体、残余奥氏体以及珠光体。上贝氏体、下贝氏体、残余奥氏体以及珠光体的合计面积率的上限值优选为10％。

铁素体、粒状贝氏体和马氏体、以及上贝氏体、下贝氏体、残余奥氏体和珠光体的面积率的算出方法的一个例子如下所述。

铁素体的面积率可以通过对使用扫描型电子显微镜得到的、板厚1/4部分的断面的电子通道衬度图像(electron channeling contrast image)进行观察而算出。电子通道衬度图像是将晶粒内的结晶方位差表示为图像的衬度之差的图像，该图像中具有均匀的衬度的部分为铁素体。

残余奥氏体的面积率可以通过对由LePera溶液侵蚀过的板厚1/4部分的断面采用FE-SEM进行观察而算出。另外，残余奥氏体的面积率也可以通过使用X射线衍射装置的测定而算出。在使用X射线衍射装置的测定中，首先，采用机械研磨以及化学研磨将从试料的板面(轧制面)至板厚t的1/4深度的面的区域除去，接着对于板厚t的1/4深度的面，使用MoKα射线作为特性X射线，求出bcc相的(200)、(211)以及fcc相的(200)、(220)、(311)的衍射峰的积分强度比，从而以这些积分强度比为基础，可以算出残余奥氏体的体积率。可以将该残余奥氏体的体积率看作是残余奥氏体的面积率。

马氏体的面积率可以通过对采用FE-SEM得到的、用LePera溶液侵蚀过的板厚1/4部分的断面的图像进行观察而算出。FE-SEM图像中的没有被腐蚀的区域由于包括马氏体和残余奥氏体，因而可以通过从没有被腐蚀的区域的面积率减去使用X射线衍射装置测得的残余奥氏体的面积率而算出。或者，在使用扫描型电子显微镜而得到的电子通道衬度图像中，可以将马氏体和其它金属组织区别开来。在电子通道衬度图像中，位错密度较高且在晶粒内具有板条块(block)以及板条束(packet)等下部组织的区域为马氏体。

上贝氏体、下贝氏体以及回火马氏体的鉴定可以通过使用FE-SEM对由硝酸乙醇试剂腐蚀过的板厚1/4部分的断面的、组织内部中含有的渗碳体的位置和变种进行观察来进行。上贝氏体由板条状贝氏体铁素体、和在该界面生成的渗碳体或者残余奥氏体构成。另一方面，下贝氏体由板条状贝氏体铁素体、和在其内部生成的渗碳体构成。因此，基于渗碳体的位置可以将上贝氏体和下贝氏体区别开来。贝氏体铁素体以及渗碳体的结晶方位关系为1种，因而构成上贝氏体以及下贝氏体的渗碳体具有同一的变种。另一方面，回火马氏体由马氏体板条、和在其内部生成的渗碳体构成，马氏体板条以及渗碳体的结晶方位为2种以上，因而构成回火马氏体的渗碳体具有多个变种。因此，上贝氏体和下贝氏体与回火马氏体可以基于渗碳体的变种而加以区别。这样一来，通过检测渗碳体的特征，便可以鉴定各组织，从而算出各组织的面积率。

珠光体的鉴定可以通过使用光学显微镜观察由硝酸乙醇试剂腐蚀过的板厚1/4部分的断面来进行。在光学显微镜图像中，具有暗的对比度的区域为珠光体。

粒状贝氏体由位错密度低的贝氏体铁素体构成，几乎不含有硬质的渗碳体。因此，采用以前的腐蚀法、以及使用扫描型电子显微镜的2次电子图像观察等，不能区别粒状贝氏体和铁素体。发明人进行了潜心的研究，结果发现粒状贝氏体由贝氏体铁素体的聚集体构成，因而在其内部具有方位差微小的晶界。在本实施方式的钢板中，所谓“方位差微小的晶界”，是指方位差为2度以下的2个晶体或者亚晶体的界面。铁素体在其内部几乎没有方位差微小的晶界。因此，基于方位差微小的晶界的有无，可以进行粒状贝氏体和铁素体的识别。基于该见解，本发明人想到的粒状贝氏体的面积率的测定方法如下所述。首先，使用EBSD(电子背散射衍射：Electron Back Scattering Diffraction)装置，以0.2μm的间隔对板厚1/4部分进行分析，然后根据测定数据计算Grain average misorientation的值。所谓“Grain average misorientation”，是指在被方位差为5°以上的晶界所包围的区域，对相邻的测定点间的方位差进行计算，并就晶粒内的所有测定点将其平均化而得到的值。测定点的间隔例如可以设定为0.2μm。通过该技术，便可以检测出贝氏体铁素体所具有的方位差微小的晶界。Grain average misorientation的值低于0.5°的区域可以看作是铁素体。可以将从Grain average misorientation的值在0.5°以上的区域的面积率中减去上贝氏体、下贝氏体、回火马氏体、珠光体以及马氏体的面积率所得到的值设定为粒状贝氏体的面积率。

板厚1/4部分的马氏体的平均硬度可以通过使用维氏硬度计对板厚1/4部分的马氏体的硬度进行测定而求出。以在维氏硬度测定中获得的压痕包含在一个马氏体的晶粒内的方式进行硬度测定。可以对50个马氏体晶粒的硬度进行测定，并将这些硬度的平均值设定为板厚1/4部分的马氏体的平均硬度Hv。

接着，就本实施方式的钢板的化学组成进行说明。此外，只要没有特别说明，各元素的含量的单位“％”意味着“质量％”。

(C：0.06～0.15％)

C是确保20面积％以上的马氏体、从而使钢板的强度得以提高的元素。在C含量低于0.06％的情况下，难以得到20面积％以上的马氏体，从而不能获得抗拉强度980MPa以上的钢板。另一方面，在C含量超过0.15％的情况下，由于抑制铁素体的生成，因而钢板的拉伸率劣化。因此，C含量设定为0.06～0.15％。C含量的上限值优选为0.13％，进一步优选为0.11％。C含量的下限值优选为0.07％，进一步优选为0.075％。

(P：0.040％以下)

P是杂质元素，为在钢板的板厚中央部偏析而阻碍韧性、而且使焊接区脆化的元素。在P含量超过0.040％的情况下，因韧性降低而使钢板的扩孔性显著劣化。因此，需要将P含量设定为0.040％以下。P含量优选为0.010％以下。P由于越少越优选，因而P含量的下限值并没有特别的限定。然而，将钢板的P含量设定为低于0.0001％在经济上是不利的，因而也可以将0.0001％设定为P含量的实质性的下限值。

(S：0.0100％以下)

S是杂质元素，为阻碍焊接性，而且阻碍铸造时以及热轧时的制造性的元素。另外，S还是形成粗大的MnS、从而阻碍钢板的扩孔性的元素。在S含量超过0.0100％的情况下，将产生焊接性的降低、制造性的降低、以及扩孔性的显著降低。因此，需要将S含量设定为0.0100％以下。S含量优选为0.0050％以下。S由于越少越优选，因而S含量的下限值并没有特别的限定。然而，将钢板的S含量设定为低于0.0001％在经济上是不利的，因而也可以将0.0001％设定为S含量的实质性的下限值。

(N：0.0100％以下)

N形成粗大的氮化物，从而阻碍弯曲性以及扩孔性。另外，N还是可能导致焊接时产生气孔的元素。在N含量超过0.0100％的情况下，扩孔性的降低以及气孔的产生变得显著。因此，需要将N含量设定为0.0100％以下。N由于越少越优选，因而N含量的下限值并没有特别的限定。然而，将钢板的N含量设定为低于0.0005％将导致制造成本的大幅度增加，因而也可以将0.0005％设定为N含量的实质性的下限值。

(O：0.0060％以下)

O形成粗大的氧化物，从而阻碍弯曲性以及扩孔性。另外，O还是可能导致焊接时产生气孔的元素。在O含量超过0.0060％的情况下，扩孔性的降低以及气孔的产生将变得显著，因而优选为0.0060％以下。O由于越少越优选，因而O含量的下限值并没有特别的限定。然而，将钢板的O含量设定为低于0.0005％将导致制造成本的大幅度增加，因而也可以将0.0005％设定为O含量的实质性的下限值。

(Si和Al：合计为0.20～2.50％)

Si和Al是为得到5面积％以上的粒状贝氏体所必须的元素。粒状贝氏体是在贝氏体铁素体的界面存在的位错因热而回复、多个贝氏体铁素体成为一个块状的贝氏体铁素体而产生的金属组织。因此，在钢板的制造过程中，如果在粒状贝氏体的生成前，渗碳体生成于贝氏体铁素体的界面，则该渗碳体妨碍贝氏体铁素体彼此之间的结合，因而不能得到粒状贝氏体。Si和Al是抑制渗碳体的生成的元素。发明人进行了潜心的研究，结果可知为了得到5面积％以上的粒状贝氏体，需要使Si和Al合计含有0.20％以上。因此，Si和Al的含量的合计设定为0.20％以上。另一方面，在也是铁素体生成元素的Si和Al的含量过剩的情况下，铁素体的面积分数不仅超过上限，而且使钢板的韧性劣化，因而Si和Al的含量的合计的上限值为2.50％。Si和Al的含量的合计的下限值优选为0.30％，进一步优选为0.40％。Si和Al的含量的合计的上限值优选为2.00％，进一步优选为1.60％。此外，在本实施方式的钢板中，Si和Al的作用类似，因而钢板的Si和Al之中的一方的含量即使为0％，另一方的含量只要为0.20～2.50％，也可以得到上述的效果。

(Mn和Cr：合计为1.50～3.00％)

Mn和Cr是提高钢板的强度的元素。另外，Mn和Cr是在采用退火设备或者热浸镀锌设备的热处理时，抑制在钢板中产生的铁素体相变的元素。在Mn和Cr的含量的合计低于1.50％的情况下，生成50面积％以上的铁素体，从而不能得到具有980MPa以上的抗拉强度的钢板。因此，Mn和Cr的含量的合计需要设定为1.50％以上。另一方面，在Mn和Cr的含量的合计超过3.00％的情况下，铁素体相变过度地受到抑制，不能确保10面积％以上的铁素体，从而使钢板的拉伸率劣化。因此，Mn和Cr的含量的合计需要设定为3.00％以下。Mn和Cr的含量的合计的下限值优选为1.80％，进一步优选为2.00％。Mn和Cr的含量的合计的上限值优选为2.80％，进一步优选为2.60％。此外，在本实施方式的钢板中，Mn和Cr的作用类似，因而钢板的Mn和Cr之中的一方的含量即使为0％，另一方的含量只要为1.50～3.00％，也可以得到上述的效果。

(Mo：0～1.00％)

本实施方式的钢板不必含有Mo，因而Mo含量的下限值为0％。然而，Mo是对钢板强度的提高有效的元素。另外，Mo是在采用退火设备或者热浸镀锌设备的热处理时，抑制在钢板中产生的铁素体相变、并抑制过度的铁素体相变，由此确保马氏体面积率而提高钢板强度的元素。为了获得该效果，也可以含有0.01％以上的Mo。另一方面，在Mo含量超过1.00％的情况下，铁素体相变的抑制效果达到饱和，因而没有必要实质上超过1.00％而含有Mo。因此，Mo含量的上限值为1.00％。

(Ni：0～1.00％)

本实施方式的钢板不必含有Ni，因而Ni含量的下限值为0％。然而，Ni是对强度的提高有效的元素。Ni是在采用连续退火设备或者连续热浸镀锌设备的热处理时，抑制所产生的铁素体相变而使马氏体量增大，从而提高钢板强度的元素。为了获得该效果，也可以含有0.05％以上的Ni。另一方面，在Ni含量超过1.00％的情况下，铁素体相变的抑制效果达到饱和，因而没有必要实质上超过1.00％而含有Ni。因此，Ni含量的上限值为1.00％。

(Cu：0～1.00％)

本实施方式的钢板不必含有Cu，因而Cu含量的下限值为0％。然而，Cu是对强度的提高有效的元素。Cu通过固溶强化或者基于在铁素体中析出的析出强化而提高钢板的强度。为了获得该效果，也可以含有0.01％以上的Cu。另一方面，为人所知的现象是在Cu含量超过1.00％的情况下，热轧时Cu于晶界发生液相化，从而使钢板脆化。为了避免该脆化，在含有Cu的情况下，也优选含有Ni。但是，Cu添加量的上限值为1.00％。

(Nb：0～0.30％)

本实施方式的钢板不必含有Nb，因而Nb含量的下限值为0％。然而，Nb是在热处理工序中使奥氏体细粒化，从而提高钢板强度的元素。为了获得奥氏体的细粒化效果，也可以含有0.005％以上的Nb。另一方面，在Nb含量超过0.30％的情况下，含有Nb的合金碳化物在晶界过度地析出而使钢板脆化，因而将Nb含量的上限值设定为0.30％。

(Ti：0～0.30％)

本实施方式的钢板不必含有Ti，因而Ti含量的下限值为0％。然而，Ti是在热处理工序中使奥氏体细粒化，从而增加奥氏体的晶界面积，并促进铁素体相变的元素。为了获得奥氏体的细粒化效果，也可以含有0.005％以上的Ti。另一方面，在Ti含量超过0.30％的情况下，含有Ti的碳化物在晶界过度地析出而使钢板脆化，因而将Ti含量的上限值设定为0.30％。

(V：0～0.50％)

本实施方式的钢板不必含有V，因而V含量的下限值为0％。然而，V是在热处理工序中使奥氏体细粒化，从而增加奥氏体的晶界面积，并促进铁素体相变的元素。为了获得奥氏体的细粒化效果，也可以含有0.005％以上的V。另一方面，在V含量超过0.50％的情况下，含有V的碳化物在晶界过度地析出而使钢板脆化，因而将V含量的上限值设定为0.50％。

(B：0～0.0100％)

本实施方式的钢板不必含有B，因而B含量的下限值为0％。然而，B是在热处理工序中偏析于奥氏体的晶界，从而抑制铁素体相变，由此提高钢板强度的元素。为了获得该效果，也可以含有0.0001％以上的B。另一方面，在B含量超过0.0100％的情况下，不仅铁素体相变抑制效果达到饱和，而且在晶界生成硼化物，从而使钢板脆化，因而将B含量的上限值设定为0.0100％。

(Ca：0～0.0400％)

(Mg：0～0.0400％)

(REM：0～0.0400％)

本实施方式的钢板不必含有Ca、Mg以及REM，因而Ca、Mg以及REM含量的下限值为0％。然而，Ca、Mg以及REM是控制氧化物以及硫化物的形态而提高扩孔性的元素。为了获得该效果，也可以含有选自0.0005％以上的Ca、0.0005％以上的Mg、以及0.0005％以上的REM之中的1种以上。Ca、Mg以及REM各自的含量更优选为0.0010％以上。另一方面，在Ca、Mg以及REM各自的含量超过0.0400％的情况下，形成粗大的氧化物而使钢板的扩孔性劣化。因此，Ca、Mg以及REM各自的含量的上限值为0.0400％。Ca、Mg以及REM各自的含量的上限值更优选为0.0100％。

所谓“REM”，是指由Sc、Y以及镧系元素构成的合计17个元素，所谓“REM的含量”，是指这17个元素的合计含量。REM大多以混合稀土(misch metal)的形式添加。除La以及Ce以外，往往添加镧系元素系列的元素。在此情况下，本实施方式的钢板也可以发挥其效果。另外，即使添加金属La以及金属Ce等金属REM，本实施方式的钢板也可以发挥其效果。

在本实施方式的钢板的化学成分中，剩余部分包括铁(Fe)和杂质。所谓杂质，是指在工业生产钢材时，从矿石或者废料等原料、或者因制造工序的各种原因而混入的成分，且在不会对本发明产生不良影响的范围内允许的成分。

本实施方式的钢板也可以是热浸镀锌钢板，其进一步具有Fe低于7质量％、剩余部分包含Zn、Al以及杂质、且在钢板的表面形成的热浸镀锌层。或者，本实施方式的钢板也可以是合金化热浸镀锌钢板，其进一步具有Fe为7～15质量％、剩余部分包含Zn、Al以及杂质、且在钢板的表面形成的热浸镀锌层。

接着，就本实施方式的钢板、热浸镀锌钢板、以及合金化热浸镀锌钢板的制造方法的一个例子进行说明。

在本实施方式的钢板的制造方法中，将具有与本实施方式的钢板相同的组成的铸造板坯直接(即不进行冷却和再加热)供给热轧，或者在暂且冷却后再加热至1100℃以上而供给热轧，在850℃以上的温度区域使热轧结束，并在750℃以下的温度区域进行卷取、酸洗，然后供给压下率为30～80％以下的冷轧，接着进行退火和冷却。

在本实施方式的钢板的制造方法中，供给热轧的铸造板坯只要具有与本实施方式的钢板相同的组成，就并不局限于特定的铸造板坯。例如铸造板坯可以是连续铸造板坯、以及采用薄板坯铸造机制造的板坯等。

(热轧前的铸造板坯的加热温度：1100℃以上)

铸造板坯直接(即不冷却至低于1100℃)供给热轧，或者在暂且冷却后进行再加热而供给热轧。在暂且冷却铸造板坯、接着进行再加热的情况下，加热温度设定为1100℃以上。本实施方式的钢板有时大量含有合金元素。由于在热轧前的铸造板坯中需要使合金元素固溶，因而在热轧前需要在高温下对铸造板坯进行加热。在加热温度低于1100℃的情况下，粗大的合金碳化物残存下来，该合金碳化物引起板坯开裂。在此，加热温度优选为1180℃以上，进一步优选为1200℃以上。

(热轧的终轧温度：850℃以上)

考虑到轧制中的变形阻力，热轧优选将终轧温度设定为850℃以上的奥氏体单相区域而结束。在终轧温度为850℃以下的情况下，不仅对轧制机架的负荷升高，而且在热轧中开始铁素体相变的情况下，变形阻力急剧变化，从而稳定的轧制变得困难。此外，一般在热轧中，由于宽度方向具有温度偏差，因而这里的终轧温度是指宽度方向中心部的温度。

此外，热轧时也可以将粗轧制板彼此之间接合而进行连续的热轧。

(卷取温度：750℃以下)

卷取温度可以为750℃以下，下限并没有特别的限定。然而，在室温以下的温度下对热轧钢板进行卷取在技术上是困难的，因而室温成为卷取温度实质性的下限值。在卷取温度超过750℃的情况下，在热轧后的钢板表面，氧化皮的厚度增大，从而其后的酸洗工序变得困难。因此，优选将750℃左右设定为卷取温度的上限。另外，一般地说，卷取温度越低，热轧钢板的显微组织越均匀，连续退火后的产品的成形性越得到改善。因此，在冷轧能力的容许范围内，卷取温度优选尽可能地低。另外，卷取温度的低温化也有助于钢板的酸洗性的改善。

(酸洗)

将卷取后的热轧钢板退卷，实施酸洗而供给冷轧。在酸洗中，将热轧钢板表面的氧化物除去而提高冷轧钢板的化学转化处理性以及镀覆性等。酸洗既可以进行一次，也可以分多次进行。

(冷轧的累积压下率：30～80％)

对酸洗后的热轧钢板以30～80％的累积压下率进行冷轧。在冷轧的累积压下率低于30％的情况下，难以使冷轧钢板的形状保持平坦，而且最终得到的钢板的延展性降低。因此，冷轧的累积压下率设定为30％以上。冷轧的累积压下率优选为50％以上。另一方面，在冷轧的累积压下率超过80％的情况下，轧制载荷过大，冷轧的实施变得困难，因而难以采用通常的制造设备。但是，冷轧的累积压下率也可以超过80％。因此，冷轧的累积压下率设定为80％以下。冷轧的累积压下率优选为70％以下。

(退火)

冷轧后的钢板将进行退火。在退火温度(退火时的最高加热温度)过低的情况下，不能得到规定面积率的粒状贝氏体和马氏体。这是因为在退火温度过低的情况下，不会生成充分量的奥氏体。这些粒状贝氏体以及马氏体是在生成于退火中的奥氏体冷却时，通过源自奥氏体的相变而得到的组织。因此，在退火温度低、从而相变为粒状贝氏体以及马氏体的奥氏体的生成量减少的情况下，粒状贝氏体以及马氏体的面积率不足。在退火温度过低的情况下，退火后得到的马氏体面积率不足，从而板厚1/4部分的马氏体的面积率Vm和板厚1/4部分的马氏体的平均硬度Hv之积低于12000。

另一方面，在退火温度过高的情况下，退火后的铁素体量不足，从而不仅钢板的延展性降低，而且粒状贝氏体的生成也延迟。因此，在退火温度过高的情况下，不能得到充分的铁素体以及粒状贝氏体的面积率。因该退火温度的高温化而产生的铁素体面积率的减少是基于以下原因：奥氏体的晶粒生长得以促进，从而通过其后的冷却而生成的铁素体面积率减少。再者，在退火温度过高的情况下，板厚1/4部分的马氏体的面积率Vm和板厚1/4部分的马氏体的平均硬度Hv之积超过34000。这是因为在退火温度过高的情况下，虽然马氏体的平均硬度降低，但马氏体的面积率大幅度增加。

为获得确保规定量的铁素体、粒状贝氏体以及马氏体，且Vm×Hv被控制在规定的范围内的钢板所需要的退火温度随着钢板合金成分的不同而不同。特别地，在确定退火温度时，需要考虑作为淬透性提高元素的Mn、Cr、Mo以及B等的含量。再者，在确定退火温度时，也需要考虑退火后的冷却条件。

淬透性提高元素的含量较多的钢板在将退火温度设定为奥氏体单相温度的情况下，由于在退火后的冷却的期间不会发生铁素体相变，因而难以确保充分的铁素体分数。因此，淬透性提高元素的含量较多的钢板大多需要将退火温度比较低地设定为奥氏体和铁素体的双相区域。另一方面，这些淬透性提高元素较少的钢板、或Si和Al等铁素体生成元素的添加量较多的钢板即使在奥氏体单相温度下退火，在退火后的冷却的期间也进行铁素体相变，因而容易确保充分的铁素体分数。

另外，如后所述，退火后的冷却条件也对铁素体分数产生影响。在为了增大铁素体量而实施缓慢冷却的情况下，退火温度即使处在奥氏体单相区域也容易确保规定量的铁素体。

只要能够获得确保规定量的铁素体、粒状贝氏体以及马氏体，且Vm×Hv被控制在规定的范围内的钢板，退火温度的温度区域既可以处在奥氏体和铁素体的双相区域，也可以处在奥氏体单相区域。根据本发明人的见解，在使淬透性提高元素的量于上述本实施方式的钢板的化学成分的范围内发生变化的情况下，满足上述条件的退火温度大多处在780～840℃的范围内。

退火时的气氛并没有特别的限定。退火既可以在还原气氛下进行，也可以在氧化还原气氛下进行。

(冷却)

退火后的钢板要冷却。为了在从退火的最高加热温度至620～820℃的温度范围的期间产生铁素体相变，也可以以0.5～15℃/s的冷却速度对钢板进行缓慢冷却。也就是说，为了使因退火所得到的奥氏体发生相变而获得规定的铁素体面积率，也可以进行冷却速度较慢的缓慢冷却，从而对铁素体分数进行调整。另一方面，在将最高加热温度设定为奥氏体和铁素体的双相区域温度而进行退火、从而得到规定量的铁素体面积率的情况下，即使没有上述缓慢冷却也没有任何问题。此外，缓慢冷却可以采用对钢板吹风等任选的冷却手段来进行，所谓缓慢冷却速度，是指将从缓慢冷却开始至结束的温度变化量除以从缓慢冷却开始至结束的时间而得到的值，所谓缓慢冷却停止温度，是指中止缓慢冷却时的钢板温度。

从上述缓慢冷却的结束温度、或者从退火的最高加热温度至450～650℃的温度区域对钢板进行冷却。也可以在该冷却中，通过铁素体相变而增加铁素体面积率，但为了使铁素体面积率不超过规定的面积率，要对冷却速度进行调整。此时的冷却速度实质上处在1～200℃/s的范围。在冷却速度慢于1℃/s的情况下，为抑制铁素体相变而需要过度的合金添加，需要延长连续退火生产线的冷却设备长度，或者使钢板通行时的生产线速度过度地缓慢。因此，冷却速度的实质性的下限为1℃/s。得到超过200℃/s的冷却速度在设备上是困难的，因而冷却速度的实质性的上限为200℃/s。此外，冷却可以采用对钢板吹风、或者向钢板注冷却水等任选的冷却手段来进行，所谓冷却速度，是指将从冷却开始至结束的温度变化量除以从冷却开始至结束的时间而得到的值，所谓冷却停止温度，是指中止冷却时的钢板温度。

(冷却停止以及钢板温度的降低的限制)

如果通过上述冷却而使钢板的温度达到450～650℃的温度区域，则停止钢板的冷却，并在10～600秒钟的期间，将钢板温度的降低速度限制为低于1.0℃/sec。由此，在钢板中生成粒状贝氏体。之后，有时将钢板温度的降低速度限制为低于1.0℃/sec称之为“钢板温度的保持”。

所谓粒状贝氏体，是指多个贝氏体铁素体通过使存在于这些界面的位错回复而成为一个块所生成的组织。这样的位错的回复以及贝氏体铁素体的生成可以在450～650℃的温度区域明显发生。本实施方式的钢板的制造方法通过在该温度区域、将钢板温度的降低速度限制为低于1.0℃/sec而持续10秒钟以上，或者将钢板温度进行等温保持，便可以确保充分的粒状贝氏体的面积率。通过使钢板的温度优选在480～580℃的范围停留10秒钟以上，粒状贝氏体的生成便得以进行。另外，为了防止珠光体相变以及渗碳体的析出，将钢板温度的保持时间的上限优选设定为600秒钟。也就是说，在钢板温度的保持时间中，10～600秒钟成为实质性的范围。

在制造冷轧钢板的情况下，在附属于连续退火设备的过时效带，可以调整贝氏体以及马氏体的面积率。本实施方式的钢板的制造方法没有必要限定在过时效带的热处理条件，但在过时效带的热处理通常以在200～350℃的温度范围使钢板温度保持30秒钟以上且低于2000秒钟的方式进行。在该过时效带的保持温度如果过度地升高，则有可能生成渗碳体以及珠光体等，从而使钢板的强度降低以及扩孔性劣化，因此，通常将350℃设定为在过时效带的保持温度的上限。如果在过时效带的保持温度过低，则与不进行过时效而直接冷却的情况几乎没有差别，因而为了获得实质性的过时效效果，优选将在过时效带的保持温度设定为200℃以上。另外，保持时间短的情况也同样，与不进行过时效而直接冷却的情况几乎没有差别，因而为了获得实质性的过时效效果，优选将在过时效带的温度保持时间设定为30秒钟以上。再者，在温度保持时间长于必要量以上的情况下，虽然也取决于保持的温度，但有渗碳体以及珠光体等的生成，从而有可能使钢板的强度降低以及扩孔性劣化。再者，如果也考虑连续退火生产线的生产线长度，则2000秒成为温度保持时间的实质性的上限。

在对钢板实施锌镀覆的情况下，在保持钢板温度后，为了实施热浸镀锌，将钢板冷却至锌锅温度即450～480℃附近。在该冷却中，对冷却速度并没有特别的限制，但现实的情况是设定在1～100℃/秒钟的范围。另一方面，在为不实施锌镀覆的钢板的情况下，可以在所述450～650℃下确保规定的粒状贝氏体面积率，然后冷却至室温。在此情况下，对冷却速度也没有特别的限制，但现实的情况是设定在1～100℃/秒钟的范围。此外，将钢板温度的降低速度限制为低于1.0℃/sec可以采用不冷却钢板而进行放置、或者将钢板装入等温保持用炉等任选的温度保持手段来进行，所谓钢板温度的保持时间，是指钢板温度的降低速度被限制为低于1.0℃/sec这一状态的长度。

(热浸镀锌)

在本实施方式的钢板的制造方法中，镀覆工序不是必须的，但对于冷却后的钢板，也可以根据需要实施热浸镀锌。在热浸镀锌前的钢板被冷却至比热浸镀锌浴温度低40℃以上的温度的情况下，可以将钢板加热至(热浸镀锌浴温度－40)℃～(热浸镀锌浴温度+50)℃，然后进行热浸镀锌。即便实施热浸镀锌，也可以维持钢板的组织，从而可以充分维持钢板的拉伸率。

(合金化处理)

也可以根据需要，对实施过热浸镀锌的钢板在450℃～600℃的温度范围内进行合金化处理。当在460℃以下进行合金化处理的情况下，镀层不能充分地合金化。另外，如果在600℃以上的温度下进行合金化处理，则镀层的合金化过于进行，从而镀层的耐蚀性劣化。

(马氏体的回火)

如上所述，在退火设备中对钢板进行退火、任选的缓慢冷却、冷却、温度降低速度的限制、以及任选的锌镀覆以及合金化之后，最终冷却至室温附近，由此钢板发生马氏体相变，从而可以得到含有规定面积分数的马氏体的钢板。在此，通过对得到的马氏体任选地进行回火，扩孔性便进一步得到改善。这是因为通过马氏体回火，硬质的马氏体、与铁素体和粒状贝氏体等比马氏体软质的相之硬度差得以减少。回火既可以在使钢板完全冷却至室温附近后进行，也可以在将钢板冷却至马氏体相变开始温度即Ms以下的温度、从而得到某种程度的马氏体面积率后，且在钢板温度降低至室温附近前进行再加热。

回火通过将钢板在150℃～400℃的温度区域保持2秒钟以上来进行。回火是为得到回火马氏体的重要的工序。在保持温度(回火温度)低于150℃、或者保持时间(回火时间)低于2秒钟的情况下，由于马氏体没能充分回火，因而失去了实施回火的意义。另一方面，如果保持温度超过400℃，则回火马氏体中的位错密度降低，从而不能得到980MPa以上的抗拉强度。因此，回火设定为在150℃～400℃的温度区域进行2秒钟以上。

此外，可以对得到的钢板例如适用电镀和蒸镀等、以及这些镀覆后的合金化处理、有机皮膜形成、薄膜层叠、有机盐类处理、无机盐类处理、以及无铬处理等表面处理。即使进行这些表面处理，也可以充分地维持均匀变形能力和局部变形能力。

(实施例)

下面就本发明的实施例进行说明，但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。

通过适当组合上述的退火条件，便可以得到一种钢板，其板厚1/4部分的金属组织以面积率计，含有铁素体：10％以上且低于50％、粒状贝氏体：5％以上且低于50％、马氏体：20％以上且低于60％、以及上贝氏体、下贝氏体、残余奥氏体或者珠光体的合计：低于15％，所述板厚1/4部分的所述马氏体的面积率Vm和所述板厚1/4部分的所述马氏体的平均硬度Hv之积为12000～34000。

本发明人进行了下面将要说明的实验。首先，对具有表1所示的化学组成的板坯进行熔炼，然后，将板坯再加热至1220℃的提取温度，在终轧温度为890～920℃的范围进行最终热轧直至2.5mm的厚度，从而得到热轧钢板。对这些热轧钢板在550～600℃的温度范围进行卷取，进行放冷直至室温附近。然后，采用酸洗除去热轧钢板的表层氧化皮，接着对热轧钢板实施直至1.2mm厚度的冷轧，从而得到冷轧钢板。在表2所示的退火条件、缓慢冷却条件、以及冷却条件、再加热条件下，让这些冷轧钢板在连续退火生产线、以及连续热浸镀锌生产线中通行。各自的生产线的最终工序具有表皮光轧设备，在拉伸率为0.3～0.5％的范围对冷轧钢板进行表皮光轧，以进行形状矫直和屈服点(YP)的调整。对得到的钢板进行了显微组织的解析以及机械特性的调查，结果如表3所示。

表1所示的化学组成的剩余部分为铁和杂质。在表1中，对于在本发明的规定范围外的数值标注下划线。在表1中，符号“－”表示有关该符号的元素的含量处于在有关该符号的钢中可以看作是杂质的水准以下。在表2-1中，对于没有进行缓慢冷却的试料，将“缓慢冷却速度”以及“缓慢冷却停止温度”记载为“－”。在表2-1中，带符号“a”的钢板的种类为冷轧钢板，带符号“b”的钢板的种类为热浸镀锌钢板，带符号“c”的钢板的种类为合金化热浸镀锌钢板。在表2-2中，对于没有进行锌镀覆以及合金化的试料，将“镀浴浸入板温”以及“合金化温度”记载为“－”。

板厚1/4部分的铁素体的面积率通过对使用扫描型电子显微镜得到的、板厚1/4部分的断面的电子通道衬度图像进行观察而算出。

板厚1/4部分的马氏体的面积率Vm为没有回火的初生马氏体和回火马氏体的面积率的合计值。初生马氏体的面积率通过对采用FE-SEM得到的、用LePera溶液侵蚀过的板厚1/4部分的断面的图像进行观察而算出。回火马氏体的面积率通过使用FE-SEM对采用硝酸乙醇试剂腐蚀过的板厚1/4部分的断面的图像进行观察而算出。

板厚1/4部分的粒状贝氏体的面积率通过从板厚1/4部分的、Grain averagemisorientation的值在0.5°以上的区域的面积率中减去上贝氏体、下贝氏体、回火马氏体、珠光体以及马氏体的面积率而求出。Grain average misorientation的值在0.5°以上的区域可以通过使用EBSD装置，以0.2μm的间隔对板厚1/4部分进行测定，然后根据测定数据计算Grain average misorientation的值来确定。此外，上贝氏体、下贝氏体以及珠光体的面积率通过使用FE-SEM对采用硝酸乙醇试剂腐蚀过的板厚1/4部分的断面的图像进行观察而算出。

板厚1/4部分的剩余部分的面积率设定为除铁素体、粒状贝氏体以及马氏体以外的区域的面积率。板厚1/4部分的剩余部分的面积率实质上可以看作是上贝氏体、下贝氏体、残余奥氏体以及珠光体的合计面积率。

板厚1/4部分的马氏体的平均硬度(马氏体的平均硬度)可以通过使用维氏硬度计对板厚1/4部分的马氏体的硬度进行测定而求出。以在维氏硬度测定中获得的压痕包含在一个马氏体的晶粒内的方式进行硬度测定。对50个马氏体晶粒的硬度进行测定，并将这些硬度的平均值设定为板厚1/4部分的马氏体的平均硬度Hv。

关于抗拉强度(TS)以及总拉伸率(El)，采用如下的方法进行测定：以试验片的长度方向与钢板的轧制方向成直角的方式采集JIS5号试验片，并对其按照JIS Z2242进行拉伸试验。

关于扩孔性(λ)，按照日本工业标准JIS Z2256中记载的扩孔试验方法进行了评价。

表2-1

表2-2

表3-1

表32

关于化学成分在本发明的范围内、且制造方法适当的实施例1～3、6～8、11、12、15～28，其金属组织以及抗拉强度被控制在本发明的范围内，而且总拉伸率和扩孔性优良。

在退火温度过低的比较例4中，铁素体的面积率变得过剩，板厚1/4部分的马氏体的面积率Vm和马氏体的平均硬度Hv之积(Hv×Vm)不足，从而抗拉强度不足。可以认为其原因在于：由于退火温度过低，因而退火时产生的铁素体残存下来。

在冷却停止温度过低、且温度保持时间过长的比较例5中，剩余部分的面积率变得过剩，马氏体的面积率不足，Hv×Vm不足，且抗拉强度不足。可以认为其原因在于：由于在贝氏体相变最容易进行的温度区域进行冷却停止以及温度保持，因而贝氏体量变得过剩。

在温度保持时间过短的比较例9中，铁素体以及粒状贝氏体的面积率不足，马氏体面积率变得过剩，从而与发明钢相比较，TS×El不足。可以认为其原因在于：本来发明钢通过使铁素体和马氏体达到规定的面积率而获得良好的机械特性，与此相对照，比较例9由于呈现大致由马氏体构成的显微组织，因而延展性大为不足。

在冷却停止温度过低、且温度保持时间过短的比较例10中，剩余部分的面积率变得过剩，粒状贝氏体以及马氏体的面积率不足，Hv×Vm不足，且抗拉强度不足。可以认为其原因在于：如果冷却停止温度过低，则贝氏体相变快速进行，在比较例10中作为剩余部分组织的贝氏体的面积率大幅度增加，从而抗拉强度减少。

在退火温度过高的比较例13中，铁素体的面积率不足，马氏体面积率变得过剩，从而TS×El不足。可以认为其原因在于：由于退火温度过高，因而在退火后的冷却中不会进行铁素体相变。

在冷却停止温度过低的比较例14中，剩余部分的面积率变得过剩，马氏体的面积率不足，Hv×Vm不足，且抗拉强度不足。可以认为其原因在于：由于在贝氏体相变最容易进行的温度区域进行冷却停止以及温度保持，因而贝氏体量变得过剩。

在为确保马氏体的面积率所需要的元素即C的含量不足的比较例29中，马氏体面积率不足，铁素体面积率变得过剩，从而Hv×Vm不足，且抗拉强度不足。

在C含量过剩的比较例30中，铁素体的面积率不足，从而TS×λ不足。可以认为其原因在于：过剩量的C阻碍铁素体生成。

在为得到粒状贝氏体所必须的元素即Si和Al的合计含量不足的比较例31中，粒状贝氏体的面积率不足。可以认为其原因在于：为了生成粒状贝氏体，重要的是通过Si和Al抑制渗碳体的析出，但在比较例31中，Si和Al量并不充分而使渗碳体析出。因此，在比较例31中，作为剩余部分组织的贝氏体的面积分数增加，马氏体的面积率降低，因而Hv×Vm不足，且抗拉强度不足。

在也是铁素体生成元素的Si和Al的合计含量过剩的比较例32中，铁素体面积率变得过剩，从而Hv×Vm不足，且抗拉强度以及TS×λ不足。

在作为铁素体相变的抑制元素的Mn和Cr的合计含量不足的比较例33中，马氏体面积率不足，铁素体以及剩余部分的面积率变得过剩，从而Hv×Vm不足，且抗拉强度不足。

在Mn和Cr的合计含量过剩的比较例34中，由于铁素体相变过度地受到抑制，因而铁素体的面积率不足，马氏体的面积率变得过剩，从而TS×El不足。

在冷却停止温度较高的比较例35中，由于没有进行粒状贝氏体的生成温度区域即650℃以下的温度保持，因而显微组织的大部分成为马氏体。因此，在比较例35中，抗拉强度大幅度上升，承担延展性的铁素体和粒状贝氏体等软质相不足，因而TS×El不足。

在冷却停止后的温度保持时间较长的比较例36中，因长时间的温度保持而使贝氏体以及珠光体过剩地生成，马氏体的面积率不足，因而TS不足。

Claims (7)

1.一种钢板，其特征在于：所述钢板的化学成分以单位质量％计，含有

C：0.06～0.15％、

P：0.040％以下、

S：0.0100％以下、

N：0.0100％以下，

O：0.0060％以下、

Si和Al的合计：0.20～2.50％、

Mn和Cr的合计：1.50～3.00％、

Mo：0～1.00％、

Ni：0～1.00％、

Cu：0～1.00％、

Nb：0～0.30％、

Ti：0～0.30％、

V：0～0.50％、

B：0～0.0100％、

Ca：0～0.0400％、

Mg：0～0.0400％、以及

REM：0～0.0400％，

剩余部分包括Fe和杂质；其中，

板厚1/4部分的金属组织以单位面积％计，含有

铁素体：10％以上且低于50％、

粒状贝氏体：5％以上且低于50％、以及

马氏体：20％以上且低于60％；

在板厚1/4部分的所述金属组织中，上贝氏体、下贝氏体、残余奥氏体以及珠光体的合计以单位面积％计，为0％以上且低于15％；

在所述板厚1/4部分中，所述马氏体的面积率Vm和所述马氏体的平均硬度Hv之积为12000～34000；

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：所述钢板的所述化学成分以单位质量％计，含有

Mo：0.01～1.00％、

Ni：0.05～1.00％、以及

Cu：0.05～1.00％之中的1种或者2种以上。

3.根据权利要求1或2所述的钢板，其特征在于：所述钢板的所述化学成分以单位质量％计，含有

Nb：0.005～0.30％、

Ti：0.005～0.30％、以及

V：0.005～0.50％之中的1种或者2种以上。

4.根据权利要求1～3中任一项所述的钢板，其特征在于：所述钢板的所述化学成分以单位质量％计，含有B：0.0001～0.01％。

5.根据权利要求1～4中任一项所述的钢板，其特征在于：所述钢板的所述化学成分以单位质量％计，含有

Ca：0.0005～0.04％、

Mg：0.0005～0.04％、以及

REM：0.0005～0.04％之中的1种或者2种以上。

6.根据权利要求1～5中任一项所述的钢板，其特征在于：在表面具有热浸镀锌层。

7.根据权利要求1～5中任一项所述的钢板，其特征在于：在表面具有合金化热浸镀锌层。