CN109790601B - 钢板 - Google Patents

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Abstract

本发明的一个方案的钢板含有规定的化学成分，1/4t部的金属组织包含4～70体积％的残留奥氏体，在上述1/4t部处，[Mn]γ/[Mn]ave>1.5，在上述1/4t部处，fγs/fγ≤0.30，[C]×[Mn]≥0.15。

Description

钢板
技术领域
本发明涉及具有优异的成形性即优异的均匀伸长率、优异的焊接性和高强度的钢板。
背景技术
为了达成汽车的车身及部件等的轻量化和安全性这两者，它们的原材料即钢板的高强度化一直在发展。一般而言，如果将钢板高强度化，则均匀伸长率及扩孔性等下降，钢板的成形性受损。因此，为了将高强度钢板作为汽车用的构件使用，需要提高相反的特性即强度和成形性这两者。
为了提高均匀伸长率，迄今为止提出了利用了残留奥氏体(残留γ)的相变致塑性(相变诱导塑性)的所谓的TRIP钢板(例如参照专利文献1及2)。
残留奥氏体是通过下述方法得到的：通过使C及Mn等浓集在奥氏体中，从而使得奥氏体即使在室温下也不会相变为其他组织。作为使奥氏体稳定化的技术，提出了下述方法：使钢板中含有Si及Al等碳化物析出抑制元素，在钢板的制造阶段在钢板中所产生的贝氏体相变的期间使C浓集在奥氏体中。
就该技术而言，如果钢板中含有的C含量多，则奥氏体进一步稳定化，能够增加残留奥氏体量，其结果是，能够制造强度和均匀伸长率这两者优异的钢板。但是，在钢板被用于结构构件中的情况下，大多会对钢板进行焊接，但由于如果钢板中的C含量多则焊接性变差，因此作为结构构件使用受到限制。因此，期望以更少的C含量使均匀伸长率和强度这两者上升。
另外，为了提高该TRIP钢板的扩孔性，提出了以贝氏体作为主要组织的钢(例如专利文献3)。但是，在以延展性低的贝氏体作为主要组织的情况下，钢板的延展性变低，难以制作复杂形状的汽车用构件。
另一方面，作为残留奥氏体量比上述TRIP钢多、延展性超过上述TRIP钢的钢板，提出了添加了超过3.0％的Mn的钢(例如非专利文献1)。然而，就本钢种而言，想要应用于汽车用的构件的例子少，对于扩孔性的提高没有被充分研究。包含超过3.0％的Mn、且改善了扩孔性等的钢板尚未被开发。
在专利文献4中公开了一种高强度钢板，其是通过在冷轧前实施退火从而改善了机械特性。但是，专利文献4中记载的钢板是r值优异的DP钢，并不是强度及延展性优异的钢板。特别是，在专利文献4中公开了一种技术，其在热轧后的卷取处理时使渗碳体析出在钢板的铁素体-珠光体及铁素体中，在冷轧前使渗碳体粗大化并且球状化。具有这样的组织的钢板无法兼具汽车用钢板所要求的抗拉强度、延展性及扩孔性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开昭61-217529号公报
专利文献2：日本特开平5-59429号公报
专利文献3：日本特开2005-330584号公报
专利文献4：日本国专利第5082451号
非专利文献
非专利文献1：古川敬、松村理、热处理、日本、日本热处理协会、平成9年、第37号卷、第4号、p.204
发明内容
发明所要解决的课题
本发明的课题是提供具有优异的均匀伸长率及扩孔性、高强度以及良好的焊接性的钢板。
用于解决课题的手段
为了提高焊接性，需要使C含量下降。为了以低的C含量确保优异的均匀伸长率及扩孔性以及高强度，本发明的发明者们认识到：使钢板中分散7面积％以上的残留奥氏体、进一步控制残留奥氏体的形态是有效的。这样的本发明的主旨如下所述。
(1)本发明的一个方案的钢板以单位为质量％计含有C：0.03～0.40％、Si：0.01～5.00％、Mn：0.50～12.00％、Al：0.001～5.000％、P：0.150％以下、S：0.0300％以下、N：0.0100％以下、O：0.0100％以下、Cr：0～5.00％、Mo：0～5.00％、Ni：0～5.00％、Cu：0～5.00％、Nb：0～0.500％、Ti：0～0.500％、V：0～0.500％、W：0～0.500％、B：0～0.0030％、Ca：0～0.0500％、Mg：0～0.0500％、Zr：0～0.0500％、REM：0～0.0500％、Sb：0～0.0500％、Sn：0～0.0500％、As：0～0.0500％及Te：0～0.0500％，剩余部分包含铁及杂质，其中，1/4t部的金属组织包含4～70体积％的残留奥氏体，在上述1/4t部处，上述残留奥氏体中的以单位为质量％计的平均Mn浓度[Mn]γ相对于上述1/4t部整体的以单位为质量％计的平均Mn浓度[Mn]ave满足式1，在上述1/4t部处，长宽比为2.0以下的上述残留奥氏体的体积率fγs与全部的上述残留奥氏体的体积率fγ满足式2，以单位为质量％计的C含量[C]及Mn含量[Mn]满足式3。
[Mn]γ/[Mn]ave>1.5 (式1)
fγs/fγ≤0.30 (式2)
[C]×[Mn]≥0.15 (式3)
(2)上述(1)所述的钢板也可以以单位为质量％计含有Mn：3.50～12.00％。
(3)上述(1)或(2)所述的钢板也可以以单位为质量％计含有选自Cr：0.01％～5.00％、Mo：0.01％～5.00％、Ni：0.01％～5.00％、Cu：0.01％～5.00％、Nb：0.005％～0.500％、Ti：0.005％～0.500％、V：0.005％～0.500％、W：0.005～0.500％、B：0.0001％～0.0030％、Ca：0.0001％～0.0500％、Mg：0.0001％～0.0500％、Zr：0.0005％～0.0500％、REM：0.0005％～0.0500％、Sb：0.0050％～0.0500％、Sn：0.0050％～0.0500％、As：0.0050％～0.0500％及Te：0.0050％～0.0500％中的1种或2种以上。
(4)上述(1)～(3)中任一项所述的钢板也可以在上述钢板的表面具有热浸镀锌层。
(5)上述(1)～(3)中任一项所述的钢板也可以在上述钢板的表面具有合金化热浸镀锌层。
发明效果
本发明的上述方案的钢板由于C含量为0.40质量％以下，因此具有优异的焊接性。另外，本发明的钢板的抗拉强度与均匀伸长率之积“TS×uEL”高。这意味着相反的特性即抗拉强度及均匀伸长率这两者优异。此外，本发明的钢板的抗拉强度与扩孔性之积“TS×λ”高。这意味着相反的特性即抗拉强度及扩孔性这两者优异。
根据本发明，能够以比现有技术少的C含量提供与现有技术相比抗拉强度、均匀伸长率及扩孔性优异的高强度钢板。如果使用该钢板，则变得特别是能够提高汽车的轻量化和安全性这两者，并且还能够确保易焊接性，因此产业上的贡献极为显著。
附图说明
图1是表示第一退火时的平均加热速度对fγs/fγ造成的影响的图。
图2是表示第一退火时的最高加热温度对fγs/fγ造成的影响的图。
图3是表示第一退火时的最高加热温度对[Mn]γ/[Mn]ave造成的影响的图。
图4是表示第二退火时的平均加热速度对fγs/fγ造成的影响的图。
具体实施方式
本发明的发明者们反复进行了深入研究，其结果发现了：在钢板的1/4t部处、残留奥氏体中的以单位为质量％计的平均Mn浓度[Mn]γ相对于1/4t部整体的以单位为质量％计的平均Mn浓度[Mn]ave满足下述的(式1)、并且长宽比为2.0以下的残留奥氏体的体积率fγs与全部残留奥氏体的体积率fγ满足下述的(式2)的情况下，能够以低的C含量制作均匀伸长率及扩孔性优异的高强度钢板。需要说明的是，所谓钢板的1/4t部是指距离钢板的轧制面为钢板的厚度t的约1/4的深度的区域。也可以将钢板的1/4t部定义为距离钢板的轧制面为1/8t的深度的面与3/8t的深度的面之间的区域。
[Mn]γ/[Mn]ave>1.5 (式1)
fγs/fγ≤0.30 (式2)
以下，有时将“以单位为质量％计的平均Mn浓度”简称为“平均Mn浓度”、将[Mn]γ/[Mn]ave简称为“Mn浓集度”。另外，以下说明的本实施方式的钢板的金属组织的特征全部是钢板的1/4t部(即距离钢板的轧制面为钢板的厚度t的1/4的深度的区域)处的金属组织的特征。据认为：存在于钢板的轧制面与钢板的厚度方向的中心面之间的钢板的1/4t部具有平均的金属组织。因此，在钢板所涉及的技术领域中，通常将钢板的1/4t部作为金属组织的控制对象。如果本实施方式的钢板的1/4t部的金属组织按照以下说明的那样被控制，则钢板的1/4t部以外的区域的金属组织也会得到优选控制，因此本实施方式的钢板的抗拉强度、均匀伸长率及扩孔性会超过目标值。因此，钢板的1/4t部以外的区域的金属组织的构成没有特别限定，只要钢板的1/4t部的金属组织的构成为本实施方式中说明的规定的范围内就行。在本实施方式中，只要没有特别说明，则关于钢板的金属组织的构成的记载就是关于钢板的1/4t部的金属组织的记载。
以下，对Mn浓集度及残留奥氏体的长宽比如上述那样被规定的理由进行说明。
([Mn]γ/[Mn]ave>1.5)
就TRIP钢而言，在退火的过程中，通过使其发生铁素体相变和/或贝氏体相变，从而使奥氏体中的C浓度增大，使得奥氏体即使在室温下也稳定存在。作为用于得到具有更高强度且高均匀伸长率的钢板的简便的方法，已知有通过增加C含量来使残留奥氏体量增加的手段。但是，如果增加C含量，则钢板的焊接性劣化，因此对于在需要焊接的结构构件等中使用的钢板，该方法无法使用。
因此，本发明的发明者们进行了下述研究：在不使C含量增大的情况下能够提高均匀伸长率的钢板的制造方法。其结果发现了：在通过适当控制热轧条件和热轧后且冷轧前的热处理的条件从而使残留奥氏体中的Mn浓度增大且满足(式1)的情况下，可在保持强度及C含量的状态下提高均匀伸长率。
产生上述现象的详细理由并不清楚，本发明的发明者们认为：通过使奥氏体稳定化元素即Mn浓集在奥氏体中，从而能够确保更多量的残留奥氏体，均匀伸长率上升。
在Mn浓集度为1.5以下的情况下，均匀伸长率受损，无法得到所需要的机械特性。需要说明的是，据推定：由通常的制造条件得到的钢板的Mn浓集度达到1.2～1.4左右。Mn浓集度的优选的下限值为1.52、1.54或1.56。
1/4t部处的Mn浓度之比通过下述方法求出：对与钢板的轧制方向及轧制面垂直的截面进行研磨，在该截面的1/4t部处使用FE-SEM等能够局部分析的装置测定[Mn]γ及[Mn]ave。
(fγs/fγ≤0.30)
另外，本发明的发明者们发现了：如果使长宽比为2.0以下的残留奥氏体的体积率fγs与全部残留奥氏体的体积率fγ满足上述的(式2)，则扩孔率提高。在将具有同等的强度的满足式2的钢板与不满足式2的钢板进行比较的情况下，满足式2的钢板的扩孔率较高。
“如果使长宽比为2.0以下的残留奥氏体的体积率fγs下降，则扩孔性提高”的理由并不清楚。据本发明的发明者们推测是因为：由于长宽比为2.0以下的残留奥氏体存在于原奥氏体的边界及板条束(packet)的边界等，另外，其大部分具有超过1.0μm的粒径，因此在扩孔加工时应力容易集中在长宽比为2.0以下的残留奥氏体上，变得容易断裂。因此，需要将fγs/fγ设定为0.30以下。fγs/fγ更优选为0.25以下，进一步优选为0.20以下。
1/4t部处的fγs/fγ的算出方法如下所述。首先，1/4t部处的长宽比为2.0以下的残留奥氏体分率fγs是通过对1/4t部进行EBSP分析来求出。在该EBSP分析中，将fcc相与bcc相分离，将fcc相成为块状的部分视为一个残留奥氏体粒，长宽比设定为该晶粒的最长的宽度与最短的宽度之比。1/4t部处的全部残留奥氏体量fγ是在1/4t部处通过使用了X射线衍射的测定来求出。
接下来，对本实施方式的钢板的成分进行说明。需要说明的是，以下的说明中含量的“％”是指“质量％”。
(C：0.03～0.40％)
C是为了提高钢的强度、确保残留奥氏体而极其重要的元素。为了得到充分的残留奥氏体量，需要0.03％以上的C含量。另一方面，如果过量地含有C含量，则会损害钢板的焊接性，因此将C含量的上限设定为0.40％以下。C含量的优选的下限值为0.04％、0.09％或0.14％。C含量的优选的上限值为0.36％、0.32％或0.25％。
(Mn：0.50～12.00％)
Mn是使奥氏体稳定化、提高淬火性的元素。另外，在本实施方式的钢板中，使Mn分配于奥氏体中，进一步使奥氏体稳定化。为了在室温下使奥氏体稳定化，需要0.50％以上的Mn。另一方面，如果过量地含有Mn，则会损害延展性，因此将Mn含量的上限设定为12.00％。Mn含量的优选的下限值为1.50％、2.30％、3.00％或3.50％。Mn含量的优选的上限值为10.00％、8.00％或6.00％。
(Si：0.01～5.00％)
(Al：0.001～5.000％)
Si是脱氧剂，需要含有0.01％以上。Al也是脱氧剂，需要含有0.001％以上。另外，Si及Al是在钢板的退火时将铁素体稳定化的元素，并且是通过抑制贝氏体相变时的渗碳体析出来提高奥氏体的C浓度、有助于确保残留奥氏体的元素。另外，Si及Al会提高钢板的扩孔性。其理由并不清楚，但据推定是由于：通过母相的回火马氏体或铁素体变硬，从而在加工中由奥氏体相变而得到的马氏体与回火马氏体或铁素体之间的硬度差变小。
Si及Al的含量越多，则其效果变得越大，但如果过量地含有Si及Al，则会导致表面性状、涂装性及焊接性等的劣化，因此将Si的上限设定为5.00％以下，将Al的上限设定为5.000％以下。另外，在含有超过5.000％的量的Al的情况下，δ-铁素体即使在室温下也会残存。由于该铁素体在热轧时会变成拉伸的铁素体，在拉伸试验、压制成型时应力会集中于该铁素体，因此钢板变得容易断裂。Si含量的优选的下限值为0.40％、0.90％或1.20％。Si含量的优选的上限值为4.00％、3.50％或3.00％。
(P：0.150％以下)
P为杂质，如果过量地含有，则会损害延展性、焊接性。因此，将P含量的上限设定为0.150％以下。P含量的优选的上限值为0.060％、0.030％或0.025％。本实施方式的钢板由于不需要P，因此P含量的下限值为0％。也可以将P含量的下限值设定为超过0％或0.001％，但P含量优选尽可能减少。
(S：0.0300％以下)
S为杂质，如果过量地含有，则会生成由热轧而伸长的MnS，导致延展性及扩孔性等成形性的劣化。因此，将S含量的上限设定为0.0300％以下。S含量的优选的上限值为0.0100％、0.0070％或0.0040％。本实施方式的钢板由于不需要S，因此S含量的下限值为0％。也可以将S含量的下限值设定为超过0％或0.0001％，但S含量优选尽可能减少。
(N：0.0100％以下)
N为杂质，如果超过0.0100％，则会导致局部延展性的劣化。因此，将N含量的上限设定为0.0100％以下。N含量的优选的上限值为0.0080％、0.0060％或0.0050％。本实施方式的钢板由于不需要N，因此N含量的下限值为0％。也可以将N含量的下限值设定为超过0％或0.0003％，但N含量优选尽可能减少。
(O：0.0100％以下)
O为杂质，如果超过0.0100％，则会导致延展性的劣化。因此，将O含量的上限设定为0.0100％以下。O含量的优选的上限值为0.0060％、0.0040％或0.0020％。本实施方式的钢板由于不需要O，因此O含量的下限值为0％。也可以将O含量的下限值设定为超过0％或0.0001％，但O含量优选尽可能减少。
以上为构成本实施方式的钢板的基本元素，但本实施方式的钢板也可以进一步含有选自Cr、Mo、Ni、Cu、Nb、Ti、V、W及B中的1种或2种以上。然而，本实施方式的钢板由于不需要Cr、Mo、Ni、Cu、Nb、Ti、V、W及B，因此Cr、Mo、Ni、Cu、Nb、Ti、V、W及B的含量的下限值为0％。
(Cr：0～5.00％)
(Mo：0～5.00％)
(Ni：0～5.00％)
(Cu：0～5.00％)
Cr、Mo、Ni及Cu不是对本实施方式的钢板所必需的元素。但是，由于Cr、Mo、Ni及Cu是提高钢板的强度的元素，因此也可以含有在本实施方式的钢板中。为了得到该效果，钢板也可以分别含有0.01％以上的选自Cr、Mo、Ni及Cu中的1种或2种以上的元素。但是，如果过量地含有这些元素，则有可能钢板的强度变得过高，损害钢板的延展性。因此，将选自Cr、Mo、Ni及Cu中的1种或2种以上的元素各自的上限值设定为5.00％。
(Nb：0～0.500％)
(Ti：0～0.500％)
(V：0～0.500％)
(W：0～0.500％)
Nb、Ti、V及W不是对本实施方式的钢板所必需的元素。但是，由于Nb、Ti、V及W是生成微细的碳化物、氮化物或碳氮化物的元素，因此对于确保钢板的强度是有效的。因此，钢板也可以含有选自Nb、Ti、V及W中的1种或2种以上的元素。为了得到该效果，优选将选自Nb、Ti、V及W中的1种或2种以上的元素各自的下限值设定为0.005％。另一方面，如果过量地含有这些元素，则有可能钢板的强度过于上升、钢板的延展性下降。因此，将选自Nb、Ti、V及W中的1种或2种以上的元素各自的上限值设定为0.500％。
(B：0～0.0030％)
B由于能够延迟铁素体相变及贝氏体相变的开始而提高钢的强度，因此其根据需要也可以含有在本实施方式的钢板中。为了得到该效果，优选将B含量的下限值设定为0.0001％。另一方面，过剩的量的B由于会过于提高钢板的淬火性、过度地延迟铁素体相变及贝氏体相变的开始，因此有可能会妨碍残留奥氏体相中的C浓集。因此，将B含量的上限设定为0.0030％。
本实施方式的钢板也可以进一步含有选自Ca、Mg、Zr及REM(稀土类元素)中的1种或2种以上的元素。然而，本实施方式的钢板由于不需要Ca、Mg、Zr及REM，因此Ca、Mg、Zr及REM的含量的下限值为0％。
(Ca：0～0.0500％)
(Mg：0～0.0500％)
(Zr：0～0.0500％)
(REM：0～0.0500％)
Ca、Mg、Zr及REM会控制硫化物及氧化物的形状，提高钢板的局部延展性及扩孔性。为了得到该效果，也可以在钢板中含有选自0.0001％以上的Ca、0.0001％以上的Mg、0.0005％以上的Zr及0.0005％以上的REM中的1种或2种以上。但是，由于过量的这些元素会使钢板的加工性劣化，因此将这些元素各自的上限设定为0.0500％。此外，优选将选自Ca、Mg、Zr、REM中的1种或2种以上的元素的含量的合计设定为0.0500％以下。
钢也可以进一步含有选自Sb、Sn、As及Te中的1种或2种以上。然而，本实施方式的钢板由于不需要Sb、Sn、As及Te，因此Sb、Sn、As及Te的含量的下限值为0％。
(Sb：0～0.0500％)
(Sn：0～0.0500％)
(As：0～0.0500％)
(Te：0～0.0500％)
Sb、Sn、As及Te会对钢板中的Mn、Si和/或Al等易氧化性元素扩散至钢板表面并形成氧化物进行抑制，提高钢板的表面性状和镀覆性。为了得到该效果，也可以将选自Sb、Sn、As及Te中的1种或2种以上的元素各自的下限值设定为0.0050％。另一方面，如果这些元素各自的含量超过0.0500％，则其效果饱和，因此将这些元素各自的上限值设定为0.0500％。
([C]×[Mn]≥0.15)
本实施方式的钢板的化学成分需要使以单位为质量％计的C含量[C]及Mn含量[Mn]满足以下的式3。
[C]×[Mn]≥0.15(式3)
C及Mn中的任一者都具有下述效果：在钢板的制造方法中所包含的热处理时，将钢板中所含的奥氏体稳定化，增大最终得到的钢板的残留奥氏体量。在C含量与Mn含量之积为0.15以上的情况下，能够将残留奥氏体量设定为4％以上、并且使Mn在残留奥氏体内浓集而满足式1。[C]×[Mn]的优选的下限值为0.30或0.50。没有必要特别地规定[C]×[Mn]的上限值，也可以设定为由上述的C含量及Mn含量的上限值算出的4.80。
接下来，对本实施方式的钢板的金属组织进行说明。
本实施方式的钢板的金属组织包含残留奥氏体，其他的组织包含铁素体、残留奥氏体、新鲜马氏体(fresh martensite)、贝氏体、回火马氏体等中的1种或2种以上。
各组织的分率根据退火的条件而变化，就强度、延展性及扩孔性等而言对材质造成影响。该材质例如根据汽车用的部件而发生变化，因此只要根据需要选择退火条件来控制组织分率即可。
(钢板的1/4t部的金属组织中的残留奥氏体的量：4～70体积％)
在本实施方式的钢板中，控制残留奥氏体的量是重要的。残留奥氏体是通过相变致塑性来提高钢板的延展性、特别是提高钢板的均匀伸长率的组织。另外，残留奥氏体由于通过加工而相变为马氏体，因此还有助于钢板的强度的提高。为了得到这些效果，本实施方式的钢板的1/4t部需要以体积率计含有4％以上的残留奥氏体。优选残留奥氏体的体积率的下限值为5％、7％、9％或12％。此外，如上所述，钢板的1/4t部以外的区域的金属组织的构成没有特别限定，只要钢板的1/4t部的金属组织的构成为本实施方式中说明的规定的范围内就行。钢板的1/4t部以外的区域的残留奥氏体的体积率没有限定。本实施方式中，只要没有特别说明，则关于残留奥氏体等的含量的记载就是表示钢板的1/4t部的金属组织的残留奥氏体等的含量的记载。
残留奥氏体的体积率越高越优选。但是，使具有上述的化学成分的钢板中含有以体积率计超过70％的残留奥氏体是困难的。为了使残留奥氏体超过70体积％，需要含有超过0.40％的C，这种情况下，钢板的焊接性受损。因此，将残留奥氏体的体积率的上限设定为70％以下。
只要上述的残留奥氏体的量为规定范围内，则本实施方式的钢板的金属组织的剩余部分就没有特别规定，只要根据所要求的特性来适当选择即可。金属组织的剩余部分中可包含的组织为铁素体、新鲜马氏体、贝氏体、回火马氏体等，但也可以包含除了这些以外的组织及夹杂物。铁素体、新鲜马氏体、贝氏体及回火马氏体的上下限值没有特别限定，以下对它们的优选的上下限值进行说明。
铁素体是提高钢板的延展性的组织。也可以将铁素体含量设定为0面积％，但为了在目标强度水平的范围内优选地保持强度和延展性这两者，优选将铁素体的面积率设定为10～75％。铁素体的含量的进一步优选的下限值为15面积％、20面积％或25面积％。铁素体的含量的进一步优选的上限值为50面积％、65面积％或70面积％。
本实施方式的钢板的金属组织也可以包含新鲜马氏体(即没有被回火的马氏体)。新鲜马氏体为硬质的组织，对于确保钢板的强度是有效的。但是，在新鲜马氏体的含量小的情况下，钢板的延展性变高。因此，新鲜马氏体的含量也可以被设定为0面积％。在本实施方式的钢板中，为了确保延展性，也可以将新鲜马氏体的含量的上限值以面积率计设定为25％。新鲜马氏体的含量的优选的下限值为0.5面积％、1面积％或2面积％。新鲜马氏体的含量的优选的上限值为20面积％、15面积％或12面积％。
本实施方式的钢板的金属组织也可以包含通过对在最终退火后产生的新鲜马氏体进行回火而得到的回火马氏体。回火马氏体的含量也可以为0面积％，但回火马氏体是提高钢板的强度及扩孔性这两者的组织。回火马氏体的含量可以根据目标强度水平来适当选择，但在将回火马氏体的含量的上限设定为25％的情况下，可以优选地确保钢板的延展性。回火马氏体的含量的进一步优选的下限值为3面积％、5面积％或7面积％。回火马氏体的含量的进一步优选的上限值为22面积％、20面积％或18面积％。
本实施方式的钢板的金属组织也可以包含贝氏体。在贝氏体相变的期间，C浓集在奥氏体中，奥氏体发生稳定化。即，如果按照在最终得到的钢板中包含贝氏体的方式进行热处理，则残留奥氏体发生稳定化。此外，贝氏体还是能够提高钢板的强度及扩孔性这两者的组织。贝氏体的含量也可以为0面积％，但为了得到这些效果，优选含有5面积％以上的贝氏体。在本实施方式的钢板中，由于包含0.5％以上的Mn，因此难以将贝氏体设定为50面积％以上。因此，也可以将贝氏体的含量的上限值设定为50面积％。贝氏体的含量的进一步优选的下限值为7面积％、8面积％或10面积％。贝氏体的含量的进一步优选的上限值为45面积％、42面积％或40面积％。
本实施方式的钢板的金属组织也可以包含珠光体。珠光体有可能在退火时的冷却中及合金化处理中等由奥氏体进行相变。珠光体的含量的上限值优选为10面积％。在将珠光体含量的上限值设定为10面积％的情况下，能够防止残留奥氏体量变成4面积％以下，能够确保强度及延展性。珠光体的含量的进一步优选的上限值为3面积％、2面积％或1面积％。另外，由于珠光体的含量较低为宜，因此珠光体的含量的下限值为0面积％。
此外，在钢板中包含铁素体及回火马氏体中的一者或两者的情况下，优选将铁素体及回火马氏体的平均晶体粒径设定为10μm以下。这种情况下，由于组织变得微细，因此钢板发生高强度化。进而，由于组织被均匀化，因此使得加工应变被均匀地导入钢板中，钢板的均匀伸长率提高。铁素体及回火马氏体的平均晶体粒径更优选为7μm以下，进一步优选为5μm以下。
以下示出上述组织的鉴定方法。需要说明的是，以下说明的鉴定方法全部是在钢板的1/4t部处实施的。
铁素体的观察是使用经研磨及硝酸乙醇腐蚀了的试样的切割面并利用光学显微镜来进行的。在通常的光学显微镜图像中，由于铁素体看起来发白，因此测定白色部的面积率来作为铁素体分率。面积率的测定是对组织照片进行图像解析来进行的。
残留奥氏体的体积率是通过X射线衍射法来求出的。此外，通过该方式求出的体积率可认为是与面积率几乎相同的。
新鲜马氏体的观察是使用经研磨及Lepera腐蚀了的试样的切割面并利用光学显微镜来进行的。
珠光体是用SEM对经研磨及硝酸乙醇腐蚀了的试样的切割面进行观察、测定由片层结构形成的区域的面积率来作为珠光体的面积率。
贝氏体及回火马氏体可以通过使用SEM对适当制备的试样的切割面以5000倍的倍率进行观察来进行判别。可以将作为除了铁素体、马氏体、残留奥氏体、珠光体以外的组织且在其内部渗碳体沿着一个方向析出的组织视为贝氏体，将渗碳体沿着2个以上的方向析出的组织视为回火马氏体。
另一方面，为了省略上述的判别作业，也可以根据用于生成回火马氏体的方法来适当选择贝氏体及回火马氏体的鉴定方法。
作为用于使本实施方式的钢板中生成回火马氏体的方法的一个例子，可列举出在后述的奥氏体等温淬火处理前使钢板的温度成为Ms～Mf点的温度。另外，作为使本实施方式的钢板中生成回火马氏体的方法的其它例子，可列举出在退火结束后对钢板进行回火处理。在不进行这样的回火处理的情况下，不存在回火马氏体。
在不存在回火马氏体的情况下，可以将铁素体、马氏体、残留奥氏体、珠光体以外的组织的面积率视为贝氏体的面积率。
在退火结束后进行回火处理来生成回火马氏体的情况下，可以测定回火处理前的钢板的马氏体的量、并将该马氏体的量视为在回火处理后所得到的回火马氏体的量。
在奥氏体等温淬火处理前使钢板的温度成为Ms～Mf点的温度来产生回火马氏体的情况下，可以基于钢板的体积膨胀量的变化量来推定回火马氏体的量。这是由于：如果奥氏体相变为马氏体或贝氏体，则体积增加。可以将使钢板的温度成为Ms～Mf的温度之后0.1秒以内的钢板的体积的增加量视为回火马氏体的量、将这以后的体积的增加量视为贝氏体的量。
接下来，对本实施方式的钢板的机械特性进行说明。
本实施方式的钢板的抗拉强度优选为440MPa以上。这是由于：在将钢板作为汽车的原材料使用时，通过高强度化而使板厚减少，有助于轻量化。另外，为了将本实施方式的钢板供于压制成形，优选均匀伸长率(uEL)和扩孔性(λ)优异。优选的是，抗拉强度与均匀伸长率之积“TS×uEL”为20000MPa·％以上、抗拉强度与扩孔性之积“TS×λ”为20000MPa·％以上。通过将成分及1/4t部的金属组织的构成设定为上述的范围内，可得到这样的机械特性。
此外，本实施方式的钢板可以是具有设置于其表面的热浸镀锌层的热浸镀锌钢板，也可以是具有设置于其表面的合金化热浸镀锌层的合金化热浸镀锌钢板。热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层具有大幅提高本实施方式的钢板的耐蚀性及美观等的效果。另一方面，热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层不会损害本实施方式的钢板的机械特性。
接下来，对本实施方式的钢板的制造方法进行说明。
本实施方式的钢板以如下的方式制造：将上述那样的成分的钢通过常规方法进行熔炼、铸造而制成板坯或钢锭，将其加热并进行热轧，对所得到的热轧钢板进行酸洗后，进行第一退火，然后再实施第二退火。在第一退火与第二退火之间，根据需要也可以进行冷轧。
热轧只要通过通常的连续热轧生产线来进行即可。上述第一退火及第二退火只要满足后述的条件，则可以采用退火炉及连续退火生产线中的任一者来进行皆可。此外，也可以对冷轧轧制后的钢板进行表皮光轧。
通过将热轧后的冷却条件、卷取条件、第一退火的退火条件、冷轧率及第二退火的退火条件分别限定在以下所示的范围内，能够得到满足式1及式2的规定的金属组织。
只要化学成分为上述的本实施方式的钢板的范围内，则钢液可以采用通常的高炉法来熔炼，也可以像采用电炉法制成的钢那样使原材料大量地包含废料。板坯可以采用通常的连续铸造工艺来制造，也可以采用薄板坯铸造来制造。
将上述的板坯或钢锭加热，进行热轧。此时的加热温度及热轧温度没有特别规定。
对进行精轧而得到的热轧钢板进行冷却、卷取从而制成卷材。为了抑制珠光体相变以及晶体粒径的微细化，优选从热轧后到卷取开始为止的冷却速度较大。因此，将热轧后从800℃到卷取温度为止的温度范围的平均冷却速度设定为10℃/秒以上。此外，为了将粒径微细化，优选热轧后从800℃到卷取温度为止的温度范围的平均冷却速度为30℃/秒以上。为了精度良好地控制卷取温度，热轧后从800℃到卷取温度为止的温度范围的平均冷却速度的上限优选为100℃/秒以下。需要说明的是，所谓“从800℃到卷取温度为止的温度范围的平均冷却速度”是指将800℃与卷取温度之差除以钢板从800℃被冷却至卷取温度为止所需要的经过时间而得到的值。在热轧的精轧在低于800℃时结束的情况下，只要将从精轧刚结束后的温度到卷取温度为止的温度范围的平均冷却速度作为控制对象来代替从800℃到卷取温度为止的温度范围的平均冷却速度即可。
将冷却后的卷取温度设定为600℃以下。如果卷取温度超过600℃，则热轧组织由于铁素体-珠光体的粗大化而导致变成不均匀的组织，在之后的第一退火时产生粗大的渗碳体。因该粗大的渗碳体有可能会导致下述情况：第二退火后的残留奥氏体变得粗大；或者在第二退火后残留有渗碳体，残留奥氏体量减少。在上述任一情况下，钢板的机械特性都会发生劣化。卷取温度进一步优选为550℃以下，进一步优选为500℃以下。
这样操作所得到的热轧钢板在被冷却至室温后进行退火。
该热轧后的退火(第一退火)在本实施方式的钢板的制造方法中成为重要的工艺。在最终组织中，为了满足上述(式1)，需要利用该退火使Mn浓集在残留奥氏体中。这是由于：仅通过在冷轧后进行的退火(第二退火)无法满足(式1)。
在第一退火中，将热轧钢板加热，在550～750℃的温度范围内保持30分钟以上，然后，冷却至Ms点以下。通过实施该退火可得到满足(式1)及式2这两者的钢板。
在第一退火温度低于550℃的温度区域的情况下，最终得到的钢板的组织中的残留奥氏体变得不满足(式2)。其原因不清楚，但据推定是由于：在第一退火温度低于550℃的情况下，在第一退火时在原奥氏体晶界及板条束晶界上产生粗大的渗碳体，该粗大的渗碳体在第二退火时变化为长宽比为2.0以下的粗大的奥氏体。
另一方面，如果第一退火温度超过750℃，则在第一退火的结束时马氏体变多，变得不满足(式1)。其原因不清楚，但据推定变得不满足(式1)是由于：在第一退火时，钢板的组织实质上变成奥氏体单相，变得不会引起Mn的偏析。因此，将第一退火温度的上限设定为750℃。
另外，在将钢板加热至第一退火温度时，需要将300～550℃的温度区域中的平均加热速度设定为1℃/秒以上。在不满足该条件的情况下，钢板的金属组织变得不满足(式2)，扩孔性劣化。其理由不清楚，但据推定是由于：在该平均加热速度低于1℃/秒的情况下，在加热中，在原奥氏体晶界及板条束晶界上析出渗碳体，该渗碳体变成长宽比为2.0以下的奥氏体。该平均加热速度的限制不仅需要在第一退火中满足，还需要在第二退火中满足。理由与第一退火相同。需要说明的是，所谓“300～550℃的温度区域中的平均加热速度”是指将温度区域的上限与下限之差(250℃)除以钢板温度通过该温度区域所需要的时间而得到的值。
在退火时，不需要对钢板的温度严格地进行等温保持。只要在退火期间钢板的温度有30分钟以上在550～750℃的温度范围内即可，在该范围内钢板的温度也可以发生变动。在将钢板温度保持在550～750℃的范围的时间低于30分钟的情况下，钢板的金属组织无法满足(式1)。据推定这是由于：因保持时间的不足而导致Mn的扩散距离不足，Mn无法充分地浓集在奥氏体中。
冷轧并不是为了制造本实施方式的钢板所必需的。然而，也可以为了调整板厚、调整形状而对钢板进行冷轧。冷轧具有将退火后的钢板的金属组织微细化、由此来提高机械特性的效果。然而，在冷轧的压下率过大的情况下，有可能局部延展性下降。
在第一退火后或任选进行的冷轧后，对钢板实施第二退火。在本实施方式的钢板的制造方法中，第二退火中的退火温度设定为铁素体与奥氏体共存的温度。
在第二退火的退火温度低于550℃的情况下，在第二退火中得到的奥氏体量变少，无法在最终得到的钢板中残留充分的残留奥氏体。如果第二退火温度超过800℃，则在第一退火中浓集在奥氏体中的Mn会再次被扩散，因此最终得到的钢板变得不满足(式1)。另外，在对800℃成为奥氏体单相区域的钢以超过800℃的退火温度进行了第二退火的情况下，无法得到本实施方式的钢板的组织。
另外，第二退火中的温度保持时间(550℃～800℃下的保持时间)设定为5秒以上。在第二退火的温度保持时间低于5秒的情况下，碳化物不会完全溶解，最终得到的残留奥氏体的量减少，另外，在进行了冷轧的情况下，再结晶也不会进行，因此最终得到的钢板的延展性大大劣化。不需要规定第二退火的温度保持时间的上限值，但考虑生产率，优选将上限设定为1000秒。
就第二退火后的冷却而言，为了促进由奥氏体相向铁素体相的相变、使C浓集在未相变的奥氏体相中而使奥氏体稳定化，第二退火后的冷却是重要的。如果将第二退火后的冷却中的平均冷却速度设定为低于1℃/秒，则会生成珠光体，最终得到的残留奥氏体的量减少。在本实施方式的钢板中，由于使Mn浓集在残留奥氏体中，因此容许将第二退火后的冷却中的平均冷却速度减慢至1℃/秒。另一方面，在第二退火后的冷却中的平均冷却速度超过200℃/秒的情况下，无法使铁素体相变充分进行，因此优选第二退火后的冷却中的平均冷却速度的上限设定为200℃/秒。此外，在对钢板进行镀覆的情况下，所谓第二退火后的冷却中的平均冷却速度是指从第二退火温度到后述的冷却停止温度为止的温度范围的平均冷却速度(即将第二退火温度与冷却停止温度之差除以将钢板从第二退火温度冷却至冷却停止温度为止所需要的时间而得到的值)。在不对钢板进行镀覆的情况下，所谓第二退火后的冷却中的平均冷却速度是指从第二退火温度到430℃为止的温度范围的平均冷却速度(即将第二退火温度与室温之差除以将钢板从第二退火温度冷却至室温为止所需要的时间而得到的值)。
在不对钢板进行镀覆的情况下，第二退火后的冷却只要直接进行至室温为止即可。另外，在对钢板进行镀覆的情况下，如以下那样操作来制造。
在制造热浸镀锌钢板的情况下，在430～500℃的温度范围内停止第二退火后的冷却，接着将冷轧钢板浸渍于熔融锌的镀浴中来进行热浸镀锌处理。镀浴的条件只要设定为通常的范围内即可。镀覆处理后只要冷却至室温即可。
在制造合金化热浸镀锌钢板的情况下，在对钢板实施了热浸镀锌处理之后且将钢板冷却至室温之前，对钢板以450～600℃的温度进行合金化处理。合金化处理条件只要设定为通常的范围内即可。
通过以上的制造方法，在本实施方式的钢板中，Mn被浓集在奥氏体中，因此仅通过在第二退火后直接冷却至室温，就能够得到即使在室温下也稳定的残留奥氏体。另外，如专利文献1等中记载的通常的TRIP钢那样，即使在室温以上的温度停止第二退火后的冷却、并在该温度区域中进行保持也没有问题。
通过如以上那样制造钢板，能够得到本实施方式的钢板、热浸镀锌钢板及合金化热浸镀锌钢板。
实施例
以下，通过实施例对本发明进行进一步说明。
实施例1
首先，为了调查第一退火中的加热速度的影响，进行了以下说明的实验。
使用真空熔化炉制作了具有下述化学成分的板坯：以单位为质量％计含有C：0.10％、Si：1.0％、Mn：4.3％、P：0.010％、S：0.0020％、Al：0.03％、N：0.0020％及O：0.0012％，且剩余部分为铁及杂质。将所得到的板坯加热至1200℃，以精轧温度为921℃进行了热轧，然后将从800℃到卷取开始温度为止的温度范围内的平均冷却速度设定为50℃/秒来进行冷却，在450℃时进行了卷取。将所卷取的热轧钢板冷却至室温，然后进行了第一退火。在第一退火之前的加热中，将300～550℃的温度范围内的平均加热速度设定为0.01～30℃/秒的范围内的各种值。将第一退火中的退火温度(最高加热温度)设定为570℃。退火温度时的温度保持时间在全部的热轧钢板中设定为7200秒(120分钟)。在温度保持结束之后，将热轧钢板空气冷却至室温。之后，对热轧钢板进行压下率为52％的冷轧，对由此得到的冷轧钢板进行了第2退火。在第2退火之前的加热中，将300～550℃的温度范围内的平均加热速度设定为3℃/秒，将第二退火中的退火温度设定为620℃，将保持时间设定为600秒。然后，将从第二退火温度到430℃为止的温度范围的平均冷却速度设定为10℃/秒来对第二退火后的冷轧钢板进行了冷却。通过以下的手段求出了所得到的各种钢板的[Mn]γ/[Mn]ave及fγs/fγ。
1/4t部处的Mn浓度之比通过下述方法求出：对与钢板的轧制方向及轧制面垂直的截面进行研磨，在该截面中使用FE-SEM测定[Mn]γ及[Mn]ave。
1/4t部处的fγs/fγ设定为如下。首先，1/4t部处的长宽比为2.0以下的残留奥氏体分率fγs是通过对1/4t部进行EBSP分析来求出。在该EBSP分析中，将fcc相与bcc相分离，将fcc相成为块状的部分视为一个残留奥氏体晶粒，长宽比设定为该晶粒的最长的宽度与最短的宽度之比。1/4t部处的全部残留奥氏体量fγ是在1/4t部处通过使用了X射线衍射的测定来求出。
以下，对试验结果进行说明。如图1中所示的那样，通过第一退火时的平均加热速度低于1℃/秒的制造方法而得到的试样不满足式(2)。不满足式(2)的试样的TS×λ与其他的试样相比大大下降。
实施例2
接下来，为了调查第一退火中的退火温度的影响，进行了以下说明的实验。
将实施例1中使用的板坯加热至1200℃，以精轧温度为921℃进行了热轧，然后将从800℃到卷取开始温度为止的温度范围的平均冷却速度设定为50℃/秒来进行冷却，在450℃时进行了卷取处理。将所卷取的热轧钢板冷却至室温，然后进行了第一退火。第一退火之前的300～550℃的范围内(在退火温度低于550℃的情况下，为300℃～退火温度的范围内)的平均加热速度设定为3.5℃/秒。接着，在450～850℃时结束各试样的加热，之后，在各退火温度下将各试样保持7200秒，之后将各试样空气冷却至室温。之后，对各试样进行冷轧率为52％的冷轧，对各试样实施了第2退火。第二退火中的300～550℃的范围内的平均加热速度设定为3.5℃/秒，退火温度设定为620℃，退火时间设定为600秒。在第二退火的结束后，将从第二退火温度到430℃为止的温度范围的平均冷却速度设定为10℃/秒来对各试样进行了冷却。
如图2中所示的那样，通过第一退火时的加热温度低于550℃的制造方法而得到的试样不满足式(2)。其结果是，通过第一退火时的加热温度低于550℃的制造法而得到的试样的TS×λ受损。另一方面，如图3中所示的那样，通过第一退火时的加热温度超过750℃的制造方法而得到的试样不满足式(1)。其结果是，通过第一退火时的加热温度超过750℃的制造方法而得到的试样的TS×uEL受损。
实施例3
接下来，为了调查第二退火中的加热速度的影响，进行了以下说明的实验。
将实施例1中使用的板坯加热至1200℃，以精轧温度为921℃进行了热轧，然后将从800℃到卷取开始温度为止的区间的平均冷却速度设定为50℃/秒而进行冷却，在450℃时进行了卷取处理。之后，在第一退火中，将300～550℃的平均加热速度设定为2.5℃/秒来对各试样进行加热，在590℃下将各试样保持7200秒，然后将各试样空气冷却至室温。之后，以冷轧率52％对各试样实施了冷轧后，以300～550℃的范围内的平均加热速度为0.01～30℃/秒对各试样进行了加热。进一步在第二退火温度为620℃下将各试样保持600秒，然后将从第二退火温度到430℃为止的温度范围的平均冷却速度设定为10℃/秒来对各试样进行了冷却。
如图4中所示的那样，在第2退火时的平均加热速度低于1℃/秒的情况下，不满足式(2)，其结果是，TS×λ受损。
实施例4
将钢A～P进行熔炼及铸造而制成板坯，对这些板坯进行热轧而制成热轧钢板，将这些热轧钢板供于卷取、酸洗、第一退火、冷轧及第二退火，以及任选地供于镀覆处理及合金化处理，由此得到了钢板1～25。钢A～P的化学成分如表1-1及表1-2中所示的那样，钢板1～25的制造条件如表2中所示的那样，钢板1～25的组织的状态如表3中所示的那样，钢板1～25的机械特性如表4中所示的那样。表1-1及表1-2中所示的钢A～P的化学成分的数值的单位为“质量％”，化学成分的剩余部分为铁及杂质。在进行镀覆处理的情况下，将浸渍于镀浴之前的冷却停止温度设定为460℃。另外，在进行合金化处理的情况下，合金化处理温度设定为520℃。
此外，除了供试材No.4及供试材No.7以外，表2中记载的“第一退火时间”是指供试材的温度被设定为550～750℃的范围内的时间。供试材No.4及供试材No.7的“第一退火时间”是指供试材的温度被设定为“第一退火温度”的时间。除了供试材No.8及供试材No.21以外，表2中记载的“第二退火时间”是指供试材的温度被设定为550～800℃的范围内的时间。供试材No.8及供试材No.21的“第二退火时间”是指供试材的温度被设定为“第二退火温度”的时间。所谓“第二退火后的平均冷却速度”，在对供试材进行镀覆的情况下，是指从第二退火温度到460℃(即上述的浸渍于镀浴之前的冷却停止温度)为止的平均冷却速度，在不对供试材进行镀覆的情况下，是指从第二退火温度到430℃为止的平均冷却速度。
1/4t部的铁素体体积率通过下述方法求出：用光学显微镜拍摄经研磨及硝酸乙醇腐蚀了的试样的截面的1/4t部的组织照片，对该组织照片进行图像解析。需要说明的是，通过该方法得到的值为铁素体的面积率，但据认为面积率与体积率实质上是相同的值。
1/4t部的珠光体体积率通过下述方法求出：用SEM拍摄经研磨及硝酸乙醇腐蚀了的试样的截面的1/4t部的组织照片，对该组织照片进行图像解析。在图像解析中，将具有片层结构的区域视为珠光体。
就1/4t部的回火马氏体的体积率而言，在退火结束后进行回火处理而生成了回火马氏体的情况下，该体积率通过下述方法获得：测定回火处理前的钢板的1/4t部的马氏体的量，将该马氏体的量视为回火处理后得到的1/4t部的回火马氏体的量。在奥氏体等温淬火处理前使钢板的温度成为Ms～Mf点的温度从而产生了回火马氏体的情况下，1/4t部的回火马氏体的体积率通过下述方法获得：对使钢板的温度成为Ms～Mf的温度之后0.1秒以内的钢板的体积的增加量进行测定，将该增加量视为回火处理后得到的1/4t部的回火马氏体的量。
就1/4t部的贝氏体体积率而言，在不存在回火马氏体的情况下，该体积率如下算出：将铁素体、马氏体、残留奥氏体及珠光体以外的组织视为贝氏体，基于1/4t部的铁素体、马氏体、残留奥氏体及珠光体的体积率来算出。在退火结束后进行回火处理从而生成了回火马氏体的情况下，1/4t部的贝氏体体积率按如下方式算出：将铁素体、马氏体、残留奥氏体、珠光体及回火马氏体以外的组织视为贝氏体，基于1/4t部的铁素体、马氏体、残留奥氏体、珠光体及回火马氏体的体积率来算出。在奥氏体等温淬火处理前使钢板的温度成为Ms～Mf点的温度从而产生了回火马氏体的情况下，1/4t部的贝氏体体积率通过下述方法求出：将使钢板的温度成为Ms～Mf的温度之后0.1秒后的钢板的体积的增加量视为1/4t部的贝氏体体积率。
1/4t部的残留奥氏体体积率通过X射线衍射法来求出。
1/4t部的新鲜马氏体体积率通过下述方法求出：用光学显微镜拍摄经研磨及Lepera腐蚀了的试样的截面的组织照片，对该组织照片进行图像解析。
抗拉强度(TS)、均匀伸长率(u-EL)及延展性(t-EL)是通过依据JIS Z 2241而进行的钢板的拉伸试验来测定的。扩孔性λ是通过使用80m见方的试验片、并依据日本钢铁联盟标准JFST1001-1996而进行的扩孔试验来测定的。TS×uEL及TS×λ为20000MPa·％以上的钢板被视为机械特性优异的钢板。
[表1-1]
钢种 C Si Mn Al P S N 0
A 0.17 0.23 6.05 0.030 0.005 0.0009 0.0027 0.0011
B 0.09 1.78 4.04 0.040 0.008 0.0007 0.0033 0.0008
C 0.14 1.51 3.36 0.050 0.007 0.0006 0.0032 0.0012
D 0.27 1.63 2.10 0.029 0.008 0.0008 0.0043 0.0010
E 0.22 1.35 0.90 0.039 0.011 0.0007 0.0049 0.0007
F 0.17 0.28 6.11 0.039 0.005 0.0009 0.0040 0.0008
G 0.19 1.05 5.35 0.044 0.006 0.0011 0.0039 0.0008
H 0.20 0.21 6.07 0.026 0.014 0.0011 0.0043 0.0012
I 0.13 1.64 5.45 0.030 0.005 0.0009 0.0027 0.0011
J 0.17 1.78 4.04 0.040 0.008 0.0007 0.0038 0.0011
K 0.15 0.13 3.60 0.037 0.008 0.0005 0.0033 0.0009
L 0.10 1.53 4.85 0.028 0.009 0.0004 0.0021 0.0008
M <u>0.02</u> 1.35 7.30 0.035 0.004 0.0017 0.0027 0.0012
N 0.09 1.23 <u>0.40</u> 0.057 0.005 0.0015 0.0040 0.0007
0 0.06 1.34 2.20 0.036 0.009 0.0012 0.0035 0.0013
P 0.21 1.32 <u>14.00</u> 0.045 0.009 0.0007 0.0045 0.0009
※单位：质量％
[表1-2]
Figure BDA0001999264200000241
[表2]
Figure BDA0001999264200000251
[表3]
Figure BDA0001999264200000261
[表4]
Figure BDA0001999264200000271
化学成分及制造条件适宜的实施例1、3、5、6、9、11、13、15、17～20的残留奥氏体体积率、[Mn]γ/[Mn]ave及fγs/fγ得以适宜控制，机械特性优异。
另一方面，第一退火中的退火时间不足的比较例2及第一退火中的退火温度过度的比较例4由于Mn在残留奥氏体中没有充分地浓集，因此TS×uEL不足。
第一退火中的退火温度不足的比较例7由于长宽比为2.0以下的残留奥氏体的体积率fγs没有充分减少，因此TS×λ不足。
第二退火中的退火温度不足的比较例8由于不包含残留奥氏体，因此TS×uEL不足。
第二退火后的平均冷却速度不足的比较例10由于残留奥氏体量不足，因此TS×uEL不足。
第二退火中的退火时间不足的比较例12由于残留奥氏体量不足，因此TS×uEL不足。
第一退火后的平均冷却速度不足的比较例14由于长宽比为2.0以下的残留奥氏体的体积率fγs没有充分减少，因此TS×λ不足。
第一退火前的平均加热速度不足的比较例16由于长宽比为2.0以下的残留奥氏体的体积率fγs没有充分减少，因此TS×λ不足。
第二退火中的退火温度过度的比较例21由于在第一退火中浓集在奥氏体中的Mn被再次扩散，因此Mn在残留奥氏体中没有充分浓集，TS×uEL不足。
C含量不足的比较例22及Mn含量不足的比较例23由于Mn在残留奥氏体中没有充分浓集，因此TS×uEL不足。
C×Mn不足的比较例24由于Mn在残留奥氏体中没有充分浓集，因此TS×uEL不足。
Mn含量过量的比较例25的延展性受损，TS×uEL及TS×λ不足。

Claims (7)

1.一种钢板，其特征在于，以单位为质量％计：
C：0.03～0.40％、
Si：0.01～5.00％、
Mn：0.50～12.00％、
Al：0.001～5.000％、
P：0.150％以下、
S：0.0300％以下、
N：0.0100％以下、
O：0.0100％以下、
Cr：0～5.00％、
Mo：0～5.00％、
Ni：0～5.00％、
Cu：0～5.00％、
Nb：0～0.500％、
Ti：0～0.500％、
V：0～0.500％、
W：0～0.500％、
B：0～0.0030％、
Ca：0～0.0500％、
Mg：0～0.0500％、
Zr：0～0.0500％、
REM：0～0.0500％、
Sb：0～0.0500％、
Sn：0～0.0500％、
As：0～0.0500％及
Te：0～0.0500％，
剩余部分为铁及杂质，
其中，1/4t部的金属组织包含4～70体积％的残留奥氏体，
在所述1/4t部处，所述残留奥氏体中的以单位为质量％计的平均Mn浓度[Mn]γ相对于所述1/4t部整体的以单位为质量％计的平均Mn浓度[Mn]ave满足式1，
在所述1/4t部处，长宽比为2.0以下的所述残留奥氏体的体积率fγs与全部的所述残留奥氏体的体积率fγ满足式2，
所述钢板的1/4t部为距离钢板的轧制面为1/8t的深度的面与3/8t的深度的面之间的区域，
以单位为质量％计的C含量[C]及Mn含量[Mn]满足式3，
[Mn]γ/[Mn]ave>1.5 (式1)
fγs/fγ≤0.30 (式2)
[C]×[Mn]≥0.15 (式3)。
2.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，以单位为质量％计含有：Mn：3.50～12.00％。
3.根据权利要求1或2所述的钢板，其特征在于，以单位为质量％计含有选自Cr：0.01％～5.00％、Mo：0.01％～5.00％、Ni：0.01％～5.00％、Cu：0.01％～5.00％、Nb：0.005％～0.500％、Ti：0.005％～0.500％、V：0.005％～0.500％、W：0.005～0.500％、B：0.0001％～0.0030％、Ca：0.0001％～0.0500％、Mg：0.0001％～0.0500％、Zr：0.0005％～0.0500％、REM：0.0005％～0.0500％、Sb：0.0050％～0.0500％、Sn：0.0050％～0.0500％、As：0.0050％～0.0500％及Te：0.0050％～0.0500％中的1种或2种以上。
4.根据权利要求1或2所述的钢板，其特征在于，在所述钢板的表面具有热浸镀锌层。
5.根据权利要求3所述的钢板，其特征在于，在所述钢板的表面具有热浸镀锌层。
6.根据权利要求1或2所述的钢板，其特征在于，在所述钢板的表面具有合金化热浸镀锌层。
7.根据权利要求3所述的钢板，其特征在于，在所述钢板的表面具有合金化热浸镀锌层。
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