CN110177896A - 钢板及其制造方法 - Google Patents

钢板及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN110177896A
CN110177896A CN201880007068.9A CN201880007068A CN110177896A CN 110177896 A CN110177896 A CN 110177896A CN 201880007068 A CN201880007068 A CN 201880007068A CN 110177896 A CN110177896 A CN 110177896A
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel plate
less
terms
temperature
seconds
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CN201880007068.9A
Other languages
English (en)
Other versions
CN110177896B (zh
Inventor
林宏太郎
海藤宏志
冈本力
上西朗弘
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Publication of CN110177896A publication Critical patent/CN110177896A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN110177896B publication Critical patent/CN110177896B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0426—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0436—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/003—Cementite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/001—Heat treatment of ferrous alloys containing Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

本发明提供具有优异的均匀拉伸特性及高强度的含Mn浓度高的钢板。钢板的特征在于，以质量％计含有C：超过0.10％且低于0.55％、Si：0.001％以上且低于3.50％、Mn：超过4.00％且低于9.00％及sol.Al：0.001％以上且低于3.00％，剩余部分由铁及不可避免的杂质构成，其中，在L断面中，距离表面为厚度的1/4位置处的金属组织以面积％计包含25％～90％的回火马氏体、3％以下的铁素体、10％～75％的残留奥氏体及5％以下的贝氏体。

Description

钢板及其制造方法
技术领域
本申请涉及具有优异的成型性的钢板及其制造方法，具体而言涉及具有优异的均匀拉伸特性和高强度的含Mn浓度高的钢板及其制造方法。
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，则伸长率降低，钢板的成型性受损。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型性这两者。
为了提高伸长率，迄今为止提出了利用了残留奥氏体(残留γ)的相变致塑性的所谓的TRIP钢(例如专利文献1)。
残留奥氏体是通过下述方法得到的：通过使C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，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含量来提高钢板的伸长率和强度这两者。
另外，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4.0％的Mn的钢(例如非专利文献1)。上述钢由于含有大量的Mn，因此对于该使用构件的轻量化效果也显著。但是，上述钢是以箱式退火那样的长时间加热工艺作为必要条件。因此，适合于制造供于汽车用的构件的高强度钢板的连续退火那样的短时间加热工艺中的材料设计没有被充分研究，提高该情况下的伸长率特性的必要条件不清楚。
在专利文献2中公开了一种钢板，其通过对添加了超过4.0％的Mn的钢进行冷轧，实施300秒～1200秒的短时间加热，以面积％计将铁素体控制为30％～80％，从而伸长率得以显著改善。但是，专利文献2中记载的钢板由于含Mn浓度高，包含大量未再结晶铁素体，因此没有加工硬化，如图1中作为现有技术所示的那样，均匀拉伸特性差。即，具有包含这样的铁素体的组织的含Mn浓度高的钢板无法兼具对汽车用钢板所要求的抗拉强度和成型性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平5-59429号公报
专利文献2：日本特开2012-237054号公报
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
因此，期望具有优异的均匀拉伸特性及高强度的含Mn浓度高的钢板。
用于解决课题的手段
在含Mn浓度高的钢板中，为了确保优异的均匀拉伸特性和高强度，本发明的发明者们认识到：使钢板中以面积％计包含25％～90％的回火马氏体、3％以下的铁素体、5％以下的贝氏体及10％～75％的残留奥氏体是有效的。
本申请的钢板是基于上述认识而进行的，其主旨如下所述。
(1)本申请的钢板在一个实施方式中为下述钢板，其特征在于，以质量％计含有：
C：超过0.10％且低于0.55％、
Si：0.001％以上且低于3.50％、
Mn：超过4.00％且低于9.00％、及
sol.Al：0.001％以上且低于3.00％，
P限制为0.100％以下、
S限制为0.010％以下、
N限制为低于0.050％、及
O限制为低于0.020％，
剩余部分由铁及不可避免的杂质构成，
其中，在L断面中，距离表面为厚度的1/4位置处的金属组织以面积％计包含25％～90％的回火马氏体、3％以下的铁素体、10％～75％的残留奥氏体及5％以下的贝氏体。
(2)根据上述(1)所述的钢板，其中，在上述L断面中，距离表面为厚度的1/4位置处的金属组织以面积％计包含1.0％以下的渗碳体。
(3)根据上述(1)或(2)所述的钢板，其中，在上述L断面中，距离表面为厚度的1/4位置处的金属组织包含由上述残留奥氏体和新鲜马氏体构成的混合组织，
上述混合组织相对于上述金属组织的整体以面积率计占10％～75％，
上述残留奥氏体相对于上述金属组织的整体以面积率计占10％～50％，
上述混合组织中长宽比为1.5以上并且长轴与上述轧制方向所成的角度为30度～60度的组织相对于上述混合组织的整体以面积率计占10％以上。
(4)根据上述(1)～(3)中任一项所述的钢板，其中，以质量％计进一步含有选自下述元素中的1种或2种以上：
Cr：低于2.00％、
Mo：2.00％以下、
W：2.00％以下、
Cu：2.00％以下、
Ni：2.00％以下、
Ti：0.300％以下、
Nb：0.300％以下、
V：0.300％以下、
B：0.010％以下、
Ca：0.010％以下、
Mg：0.010％以下、
Zr：0.010％以下、
REM：0.010％以下、
Sb：0.050％以下、
Sn：0.050％以下、及
Bi：0.050％以下。
(5)根据上述(4)所述的钢板，其中，以质量％计进一步含有选自下述元素中的1种或2种以上：
Cr：0.01％以上且低于2.00％、
Mo：0.01％～2.00％、
W：0.01％～2.00％、
Cu：0.01％～2.00％、及
Ni：0.01％～2.00％。
(6)根据上述(4)或(5)所述的钢板，其中，以质量％计进一步含有选自下述元素中的1种或2种以上：
Ti：0.005％～0.300％、
Nb：0.005％～0.300％、及
V：0.005％～0.300％。
(7)根据上述(4)～(6)中任一项所述的钢板，其中，以质量％计进一步含有选自下述元素中的1种或2种以上：
B：0.0001％～0.010％、
Ca：0.0001％～0.010％、
Mg：0.0001％～0.010％、
Zr：0.0001％～0.010％、及
REM：0.0001％～0.010％。
(8)根据上述(4)～(7)中任一项所述的钢板，其中，以质量％计进一步含有选自下述元素中的1种或2种以上：
Sb：0.0005％～0.050％、
Sn：0.0005％～0.050％、及
Bi：0.0005％～0.050％。
(9)根据上述(1)～(8)中任一项所述的钢板，其中，在上述钢板的表面具有热浸镀锌层。
(10)根据上述(1)～(8)中任一项所述的钢板，其中，在上述钢板的表面具有合金化热浸镀锌层。
(11)本申请的钢板的制造方法在一个实施方式中为下述钢板的制造方法，其特征在于，
对具有上述(1)及(4)～(8)中任一项所述的化学组成的钢材实施热轧而制成热轧钢板；
对上述热轧钢板实施酸洗和冷轧而制成冷轧钢板；
将上述冷轧钢板以5～30℃/秒的平均加热速度升温至650℃并在740℃以上的温度区域中保持10秒以上；
将从在上述740℃以上的温度区域中保持的温度至500℃以下为止的温度范围的冷却以2℃/秒～2000℃/秒的平均冷却速度来进行；
在上述冷却后冷却至室温；以及，
冷却至上述室温后，在600℃以上且低于Ac3点的温度区域中保持5秒以上。
(12)根据上述(11)所述的钢板的制造方法，其中，在上述600℃以上且低于Ac3点的温度区域中保持5秒以上包含将500℃～600℃的温度范围以平均2～10℃/秒进行升温。
(13)根据上述(11)或(12)所述的钢板的制造方法，其中，上述平均冷却速度为200℃/秒～2000℃/秒。
(14)根据上述(11)～(13)中任一项所述的钢板的制造方法，其中，以上述平均冷却速度进行从在上述740℃以上的温度区域中保持的温度至100℃以下为止的温度范围的冷却。
(15)根据上述(11)～(14)中任一项所述的钢板的制造方法，其中，以上述平均冷却速度进行冷却后，在100℃～500℃的温度区域中保持10秒～1000秒。
(16)根据上述(11)～(15)中任一项所述的钢板的制造方法，其中，在上述600℃以上且低于Ac3点的温度区域中保持5秒以上之后，将上述钢板冷却，实施热浸镀锌处理。
(17)根据上述(16)所述的钢板的制造方法，其中，在实施上述热浸镀锌处理后，在450℃～620℃的温度区域中实施上述热浸镀锌的合金化处理。
发明效果
根据本申请，能够提供具有优异的均匀拉伸特性及高强度的含Mn浓度高的钢板。
附图说明
图1是钢板的应力-应变曲线。
图2是在实施例中得到的钢板的金属组织的扫描型电子显微镜照片。
图3是带状组织的奥氏体带的例子。
具体实施方式
以下，对本申请的钢板的实施方式的例子进行说明。
1.化学组成
对将本申请的钢板的化学组成如上述那样规定的理由进行说明。在以下的说明中，表示各元素的含量的“％”只要没有特别说明则是指质量％。
(C：超过0.10％且低于0.55％)
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，需要超过0.10％的C含量。另一方面，如果过量地含有C，则会损害钢板的焊接性，因此将C含量的上限设定为低于0.55％。
C含量的下限值优选为0.15％以上，更优选为0.20％以上。通过将C含量的下限值设定为0.15％以上、进而将后述的回火马氏体的面积率控制为35％～70％，能够在不损害均匀拉伸特性的情况下得到抗拉强度(TS)为1180MPa以上这样高强度的钢板。C含量的上限值优选为0.40％以下，更优选为0.35％以下，通过将C含量的上限值设定为上述范围，能够进一步提高钢板的韧性。
(Si：0.001％以上且低于3.50％)
Si是对于将回火马氏体强化、将组织均匀化、改善加工性而有效的元素。另外，Si还具有抑制渗碳体的析出、促进奥氏体的残留的作用。为了得到上述效果，需要0.001％以上的Si含量。另一方面，如果过量地含有Si，则会损害钢板的镀覆性、化学转化处理性(化成处理性)，因此将Si含量的上限值设定为低于3.50％。
Si含量的下限值优选为0.01％以上，更优选为0.30％以上，进一步优选为0.50％以上。通过将Si含量的下限值设定为上述范围，能够进一步提高钢板的均匀拉伸特性。Si含量的上限值优选为3.00％以下，更优选为2.50％以下。
(Mn：超过4.00％且低于9.00％)
Mn是使奥氏体稳定化、提高淬火性的元素。另外，在本申请的钢板中，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，需要超过4.00％的Mn。另一方面，如果钢板过量地含有Mn，则会损害延展性，因此将Mn含量的上限设定为低于9.00％。
Mn含量的下限值优选为4.30％以上，更优选为4.80％以上。Mn含量的上限值优选为8.00％以下，更优选为7.50％以下。通过将Mn含量的下限值及上限值设定为上述范围，能够进一步使奥氏体稳定化。
(sol.Al：0.001％以上且低于3.00％)
Al为脱氧剂，需要含有0.001％以上。另外，Al由于会扩展退火时的双相温度区域，因此还具有提高材质稳定性的作用。Al的含量越多，则其效果变得越大，但如果过量地含有Al，则会导致表面性状、涂装性及焊接性等的劣化，因此将sol.Al的上限设定为低于3.00％。
sol.Al含量的下限值优选为0.005％以上，更优选为0.01％以上，进一步优选为0.02％以上。sol.Al含量的上限值优选为2.50％以下，更优选为1.80％以下。通过将sol.Al含量的下限值及上限值设定为上述范围，脱氧效果及材质稳定提高效果与表面性状、涂装性及焊接性的平衡变得更良好。
(P：0.100％以下)
P为杂质，如果钢板过量地含有P，则会损害韧性、焊接性。因此，将P含量的上限设定为0.100％以下。P含量的上限值优选为0.050％以下，更优选为0.030％以下，进一步优选为0.020％以下。由于本实施方式的钢板不需要P，因此P含量的下限值为0.000％。P含量的下限值也可以为超过0.000％或0.001％以上，但P含量越少越优选。
(S：0.010％以下)
S为杂质，如果钢板过量地含有S，则会生成因热轧而伸长的MnS，导致弯曲性及扩孔性等成型性的劣化。因此，将S含量的上限设定为0.010％以下。S含量的上限值优选为0.007％以下，更优选为0.003％以下。由于本实施方式的钢板不需要S，因此S含量的下限值为0.000％。也可以将S含量的下限值设定为超过0.000％或0.001％以上，但S含量越少越优选。
(N：低于0.050％)
N为杂质，如果钢板含有0.050％以上的N，则会导致韧性的劣化。因此，将N含量的上限设定为低于0.050％。N含量的上限值优选为0.010％以下，更优选为0.006％以下。由于本实施方式的钢板不需要N，因此N含量的下限值为0.000％。也可以将N含量的下限值设定为超过0.000％或0.003％以上，但N含量越少越优选。
(O：低于0.020％)
O为杂质，如果钢板含有0.020％以上的O，则会导致延展性的劣化。因此，将O含量的上限设定为低于0.020％。O含量的上限值优选为0.010％以下，更优选为0.005％以下，进一步优选为0.003％以下。由于本实施方式的钢板不需要O，因此O含量的下限值为0.000％。也可以将O含量的下限值设定为超过0.000％或0.001％以上，但O含量越少越优选。
本实施方式的钢板也可以进一步含有选自Cr、Mo、W、Cu、Ni、Ti、Nb、V、B、Ca、Mg、Zr、REM、Sb、Sn及Bi中的1种或2种以上。但是，本实施方式的钢板由于不需要Cr、Mo、W、Cu、Ni、Ti、Nb、V、B、Ca、Mg、Zr、REM、Sb、Sn及Bi，因此也可以不含有Cr、Mo、W、Cu、Ni、Ti、Nb、V、B、Ca、Mg、Zr、REM、Sb、Sn及Bi，即含量的下限值也可以为0％。
(Cr：低于2.00％)
(Mo：2.00％以下)
(W：2.00％以下)
(Cu：2.00％以下)
(Ni：2.00％以下)
Cr、Mo、W、Cu及Ni分别都不是本实施方式的钢板所必需的元素。但是，Cr、Mo、W、Cu及Ni由于是使钢板的强度提高的元素，因此也可以含有。为了得到钢板的强度提高效果，钢板也可以分别含有0.01％以上的选自Cr、Mo、W、Cu及Ni中的1种或2种以上的元素。但是，如果钢板过量地含有这些元素，则变得容易生成热轧时的表面伤痕，进而热轧钢板的强度变得过高，有可能冷轧性会降低。因此，在选自Cr、Mo、W、Cu及Ni中的1种或2种以上的元素各自的含量之中，将Cr的含量的上限值设定为低于2.00％，将Mo、W、Cu及Ni各自的含量的上限值设定为2.00％以下。
(Ti：0.300％以下)
(Nb：0.300％以下)
(V：0.300％以下)
Ti、Nb及V不是本实施方式的钢板所必需的元素。但是，Ti、Nb及V由于是生成微细的碳化物、氮化物或碳氮化物的元素，因此对于钢板的强度提高是有效的。因此，钢板也可以含有选自Ti、Nb及V中的1种或2种以上的元素。为了得到钢板的强度提高效果，优选将选自Ti、Nb及V中的1种或2种以上的元素各自的含量的下限值设定为0.005％以上。另一方面，如果过量地含有这些元素，则热轧钢板的强度过度上升，有可能冷轧性会降低。因此，将选自Ti、Nb及V中的1种或2种以上的元素各自的含量的上限值设定为0.300％以下。
(B：0.010％以下)
(Ca：0.010％以下)
(Mg：0.010％以下)
(Zr：0.010％以下)
(REM：0.010％以下)
B、Ca、Mg、Zr及REM不是本申请的钢板所必需的元素。但是，B、Ca、Mg、Zr及REM会使钢板的局部延展性及扩孔性提高。为了得到该效果，将选自B、Ca、Mg、Zr及REM中的1种或2种以上的元素各自的下限值优选设定为0.0001％以上、更优选设定为0.001％以上。但是，由于过量的这些元素会使钢板的加工性劣化，因此优选的是，将这些元素各自的含量的上限设定为0.010％以下、将选自B、Ca、Mg、Zr及REM中的1种或2种以上的元素的含量的合计设定为0.030％以下。
(Sb：0.050％以下)
(Sn：0.050％以下)
(Bi：0.050％以下)
Sb、Sn及Bi不是本申请的钢板所必需的元素。但是，Sb、Sn及Bi会抑制钢板中的Mn、Si和/或Al等易氧化性元素扩散至钢板表面而形成氧化物，提高钢板的表面性状、镀覆性。为了得到该效果，将选自Sb、Sn及Bi中的1种或2种以上的元素各自的含量的下限值优选设定为0.0005％以上，更优选设定为0.001％以上。另一方面，如果这些元素各自的含量超过0.050％，则其效果饱和，因此将这些元素各自的含量的上限值设定为0.050％以下。
2.金属组织
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距离表面为厚度的1/4位置(也称为1/4t部)处的金属组织以面积％计包含25％～90％的回火马氏体、3％以下的铁素体、10％～75％的残留奥氏体及5％以下的贝氏体。
优选的是，钢板的1/4t部处的金属组织以面积％计包含1.0％以下的渗碳体。
优选的是，钢板的1/4t部处的金属组织以回火马氏体作为母相，包含由残留奥氏体和新鲜马氏体构成的混合组织，混合组织相对于金属组织的整体以面积率计占10％～75％，残留奥氏体相对于金属组织的整体占10％～50％。即，金属组织可以包含25～90％的回火马氏体、10～50％的残留奥氏体及0～65％的新鲜马氏体。
各组织的分率根据退火的条件而发生变化，对强度、均匀拉伸特性、扩孔性等材质造成影响。由于所要求的材质例如根据汽车用的部件而变化，因此只要根据需要选择退火条件，在上述范围内控制组织分率即可。
对钢板的L断面进行镜面研磨后，用3％硝酸乙醇(3％硝酸―乙醇溶液)进行腐蚀，用扫描型电子显微镜对钢板的距离表面为厚度的1/4位置的显微组织进行观察，可以测定回火马氏体、铁素体、渗碳体、残留奥氏体、贝氏体及新鲜马氏体各自的组织的面积％。关于残留奥氏体及新鲜马氏体，首先，用扫描型电子显微镜测定残留奥氏体及新鲜马氏体的合计的面积％，进一步在板厚1/4位置通过X射线衍射法测定残留奥氏体的面积％。进而，从残留奥氏体及新鲜马氏体的合计的面积％中减去残留奥氏体的面积％，算出新鲜马氏体的面积％。在残留奥氏体及新鲜马氏体的面积率中包含混合组织的面积率。L断面是指按照与板厚方向和轧制方向平行地通过钢板的中心轴的方式进行切断而得到的面。
(钢板的1/4t部的金属组织中的回火马氏体的面积％：25～90面积％)
回火马氏体是提高钢板的强度、使延展性提高的组织。为了在作为目标的强度水平的范围内优选地保证强度和延展性这两者，将回火马氏体的面积率设定为25～90面积％。回火马氏体的含量的下限值优选为35面积％，更优选为50面积％。回火马氏体的含量的上限值优选为70面积％。如上所述，通过将C含量设定为0.15％以上，进一步如后述那样将回火马氏体的含量控制为35面积％～70面积％，从而能够在均匀拉伸特性不受损的情况下得到抗拉强度(TS)为1180MPa以上这样高强度的钢板。
(钢板的1/4t部的金属组织中的铁素体的面积率：3％以下)
在本实施方式的钢板中，金属组织中的铁素体的量少是重要的。这是因为：如果金属组织中的铁素体含量变多，则均匀拉伸特性显著降低。为了不使均匀拉伸特性显著降低，将金属组织中的铁素体的面积率设定为3％以下、更优选设定为1％以下、进一步优选设定为0％。
(钢板的1/4t部的金属组织中的渗碳体的面积率：1.0％以下)
在本实施方式的钢板中，优选金属组织中的渗碳体的量少。这是因为：如果减少金属组织中的渗碳体含量，则均匀拉伸特性提高，可得到进一步更优选的范围即15000MPa·％以上的抗拉强度与均匀伸长率之积“TS×uEL”。为了提高均匀拉伸特性，将金属组织中的渗碳体的面积率优选设定为1.0％以下，更优选设定为0％。
(钢板的1/4t部的金属组织中的残留奥氏体的面积％：10％～75％)
在本实施方式的钢板中，金属组织中的残留奥氏体的量在规定范围内是重要的。残留奥氏体是通过相变致塑性来提高钢板的延展性及成型性、特别是钢板的均匀拉伸特性及扩孔性的组织。残留奥氏体由于会因伴随拉伸变形的鼓凸加工、拉深加工、拉伸凸缘加工或弯曲加工而可相变为马氏体，因此也有助于钢板的强度的提高。为了得到这些效果，本实施方式的钢板需要在金属组织中以面积率计含有10％以上的残留奥氏体。
残留奥氏体的面积率的下限值优选为15％，更优选为18％，进一步优选为20％。如果残留奥氏体的面积率变成15％以上，则扩孔性进一步提高。如果残留奥氏体的面积率变成18％以上，则抗拉强度与均匀伸长率之积“TS×uEL”优选变成13500MPa·％以上，更优选变成14000MPa·％以上，进一步优选变成15000MPa·％以上，使得均匀拉伸特性即使是更高强度也会得以维持。
残留奥氏体的面积率越高越优选。但是，在具有上述的化学成分的钢板中，以面积率计75％成为残留奥氏体含量的上限。如果含有超过9.0％的Mn，则能够使残留奥氏体超过75面积％，但在该情况下，钢板的延展性、铸造性受损。从扩孔性提高的观点出发，残留奥氏体的面积率优选为50％以下。
(钢板的1/4t部的金属组织中的贝氏体的面积率：5％以下)
在本实施方式的钢板中，如果在金属组织中存在贝氏体，则在贝氏体中内部存在硬质的组织即岛状马氏体。如果在贝氏体中内部存在岛状马氏体，则均匀拉伸特性降低。为了不使均匀拉伸特性降低，将贝氏体的面积率设定为5面积％以下，优选为0面积％。
(钢板的1/4t部的金属组织中的残留奥氏体与新鲜马氏体的混合组织的面积率：10％～75％)
在本实施方式的钢板中，优选金属组织中的残留奥氏体与新鲜马氏体的混合组织相对于金属组织的整体以面积率计占10％～75％。残留奥氏体及新鲜马氏体的混合组织通过残留奥氏体的加工致相变，实质上变成一个硬质的新鲜马氏体组织。另外，残留奥氏体单独也会通过加工致相变，实质上变成一个硬质的新鲜马氏体组织。即，所谓混合组织也指新鲜马氏体的面积率为0％的情况的残留奥氏体单独组织。因此，通过控制残留奥氏体与新鲜马氏体的混合组织的量或残留奥氏体单独的组织的量及取向性，从而扩孔性提高。因此，从扩孔性提高的观点考虑，不仅残留奥氏体单独的量变得重要，而且在加工致相变后实质上以一个新鲜马氏体组织而表现的混合组织的量也变得重要。
通过将新鲜马氏体与残留奥氏体的混合组织的面积率设定为10％以上，从而残留奥氏体的面积率成为10％以上，因此扩孔性提高。通过将混合组织的面积率设定为75％以下，从而能够抑制在加工致相变时在残留奥氏体与新鲜马氏体的界面产生空隙，能够维持优异的扩孔性。因此，优选将残留奥氏体与新鲜马氏体的混合组织的面积率设定为10％～75％。即，只要残留奥氏体的面积率为10～50％的范围内并且混合组织的面积率为10～75％的范围内，则能够使新鲜马氏体的面积率为0～65％。混合组织的面积率优选为15％～70％，更优选为20％～65％。
所谓新鲜马氏体是指没有被回火的马氏体。新鲜马氏体是硬质的组织，对确保钢板的强度是有效的。但是，新鲜马氏体的含量越少，则钢板的弯曲性变得越高。另一方面，为了降低弯曲变形时的回弹，降低成型时的流动应力是好的，优选降低屈服比，因此新鲜马氏体的面积率大是好的。因此，从维持钢板的弯曲性、并且降低屈服比的观点考虑，钢板的金属组织以面积率计优选包含超过0％的新鲜马氏体、更优选包含1％以上的新鲜马氏体、进一步优选包含2％以上的新鲜马氏体、进一步更优选包含3％以上的新鲜马氏体。新鲜马氏体的含量的上限值从确保弯曲性的观点出发，以面积率计优选为55％，更优选为45％，进一步优选为20％。
作为回火马氏体、铁素体、渗碳体、残留奥氏体、贝氏体及新鲜马氏体以外的剩余部分组织，优选为回火贝氏体。回火贝氏体的面积率的测定可以与上述的回火马氏体、铁素体、渗碳体、残留奥氏体、贝氏体及新鲜马氏体的面积率的测定同样地通过扫描型电子显微镜观察来进行。
在本实施方式的钢板中，优选残留奥氏体与新鲜马氏体的混合组织包含具有1.5以上的长宽比的组织。混合组织的长宽比的测定可以基于上述的利用扫描型电子显微镜观察而进行的显微组织的观察来进行。混合组织的长宽比是指在扫描型电子显微镜观察中对比度看起来是一样的区域(组织)的长宽比。
具有1.5以上的长宽比的混合组织的取向性对扩孔性产生较大影响。在混合组织的长轴相对于轧制方向具有低于30度的角度的情况下，混合组织是呈沿轧制方向取向的结构，因此会损害均质性。在混合组织的长轴相对于轧制方向具有超过60度的角度的情况下，混合组织是呈沿板厚方向取向的结构，因此会损害均质性。因此，在混合组织的长轴相对于轧制方向具有30度～60度的角度的情况下，可得到良好的扩孔性。混合组织的长轴相对于轧制方向的角度的测定可以基于上述的利用扫描型电子显微镜观察而进行的显微组织的观察来进行。
混合组织的长轴是指与混合组织的长宽比的测定中的长度方向的长度相同。
进而，在长宽比为1.5以上且长轴相对于轧制方向为30度～60度的混合组织的面积除以全部混合组织的面积而得到的值为10％以上的情况下，能够抑制成为混合组织的长轴沿轧制方向取向的结构，能够提高扩孔性，在拉伸凸缘试验中能够得到10％以上的SF值。长宽比为1.5以上并且长轴与上述轧制方向所成的角度为30度～60度的组织占混合组织的比例以面积率计为10％以上，优选为20％以上。长宽比为1.5以上并且长轴与上述轧制方向所成的角度为30度～60度的组织占混合组织的比例的测定可以基于上述的利用扫描型电子显微镜观察而进行的显微组织的观察来进行。
为了从利用扫描型电子显微镜观察而得到的显微组织图像中导出各混合组织的长宽比及长轴的方向，具体而言，例如只要如以下那样操作即可。首先，算出作为对象的混合组织的区域的2次矩(惯性矩)。接着，由该2次矩算出惯性主轴及主惯性矩。将第1惯性主轴(主惯性矩大的一方的惯性主轴)方向的主惯性矩的平方根相对于第2惯性主轴(主惯性矩小的一方的惯性主轴)方向的主惯性矩的平方根之比设定为长宽比。将第1惯性主轴方向设定为长轴的方向。
在本实施方式的钢板中，带状组织的奥氏体带的间距(也称为间隔)优选为12μm以下。通过奥氏体带的间隔在上述范围内，从而钢板具有更优异的扩孔性。图3中示出了带状组织的奥氏体带的例子。图3中，以箭头表示的部位为奥氏体带。图3是通过EBSD(ElectronBack Scatter Diffraction Patterns)而测定的在试样轧制方向上为80μm及在试样板厚方向上为40μm的范围的奥氏体及铁素体的分布图像。带状组织的奥氏体带的间隔是图3中所示的箭头与箭头之间的间距。本申请中，带状组织的奥氏体带的间隔可以通过下述方式算出：使用EBSD测定在试样轧制方向上为80μm及在试样板厚方向上为40μm的范围的分布图像，将试样板厚方向的长度40μm除以沿着试样板厚方向的奥氏体体积率的分布图中的峰的数目，由此算出。
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TS优选为780MPa以上，更优选为1000MPa以上，进一步优选为1180MPa。这是为了：在将钢板作为汽车的原材料使用时，通过高强度化而减少板厚，有助于轻量化。另外，为了将本实施方式的钢板供于压制成型，优选均匀伸长率(uEL)优异。在该情况下，TS×uEL优选为12000MPa·％以上，更优选为13500MPa·％以上，进一步优选为14000MPa·％以上，进一步更优选为15000MPa·％以上。另外，为了将本实施方式的钢板供于压制成型，优选扩孔性也优异。扩孔性可以以SF值进行评价，SF值优选为10％以上，更优选为12％以上，进一步优选为15％以上。
本申请的钢板如上所述具有高强度，进而均匀拉伸特性也良好，优选扩孔性也良好，成型性优异，因此最适于支柱、车架横梁等汽车的结构部件用途。进而，本申请的钢板由于含Mn浓度高，因此也有助于汽车的轻量化，因此产业上的贡献极为显著。
3.制造方法
接下来，对本实施方式的钢板的制造方法进行说明。
本实施方式的钢板如下制造：将具有上述的化学组成的钢通过常规方法进行熔炼，铸造而制作板坯或钢锭，将其加热而进行热轧，将所得到的热轧钢板进行酸洗后，实施退火。
热轧通过通常的连续热轧生产线来进行即可。在本实施方式的钢板的制造方法中，退火可以通过连续退火生产线来进行，生产率优异。只要满足后述的条件，则可以通过退火炉及连续退火生产线中的任一者来进行。进而，也可以对冷轧轧制后的钢板进行表皮光轧轧制。
为了得到本申请的钢板的金属组织，将热处理条件、特别是退火条件在以下所示的范围内来进行。
本实施方式的钢板只要具有上述的化学组成，则钢液可以通过通常的高炉法来熔炼，也可以像通过电炉法而制成的钢那样原材料含有大量废料。板坯可以通过通常的连续铸造工艺来制造，也可以通过薄板坯铸造来制造。
将上述的板坯或钢锭加热，进行热轧。供于热轧的钢材的温度优选设定为1100℃～1300℃。通过将供于热轧的钢材的温度设定为1100℃以上，能够进一步减小热轧时的变形阻力。另一方面，通过将供于热轧的钢材的温度设定为1300℃以下，能够抑制因氧化皮损耗增加而引起的成品率的降低。
在热轧前在1100℃～1300℃的温度区域中保持的时间没有特别限制，但为了提高弯曲性，优选设定为30分钟以上，进一步优选设定为1小时以上。另外，为了抑制过度的氧化皮损耗，优选设定为10小时以下，进一步优选设定为5小时以下。此外，在进行直送轧制或直接轧制的情况下，也可以不实施加热处理而直接供于热轧。
精轧开始温度优选设定为700℃～1000℃。精轧开始温度更优选为超过850℃，进一步优选为900℃以上。通过将精轧开始温度设定为700℃以上，能够减小轧制时的变形阻力。通过将精轧开始温度更优选设定为超过850℃、进一步优选设定为900℃以上，从而脆化组织在马氏体组织的大角晶界优先生成并且还可抑制热轧钢板中的铁素体的生成，因此带状组织的奥氏体带的间隔狭小化，能够进一步提高扩孔性。另一方面，通过将精轧开始温度设定为1000℃以下，能够抑制因晶界氧化而引起的钢板的表面性状的劣化。由于残留奥氏体具有与脆化组织相同的作用，因此残留奥氏体及新鲜马氏体的混合组织与脆化组织含义相同。
将进行精轧而得到的热轧钢板冷却、卷取，可以制成卷材。优选将冷却后的卷取温度设定为700℃以下。通过将卷取温度设定为700℃以下，可抑制内部氧化，之后的酸洗变得容易。卷取温度更优选为650℃以下，进一步优选为600℃以下。为了抑制冷轧时的断裂，也可以在冷却至室温后且冷轧前在300℃～600℃将热轧板进行回火。
热轧钢板通过常规方法来实施酸洗之后，进行冷轧，制成冷轧钢板。
如果在冷轧之前且在酸洗之前或之后进行超过0％且为5％以下左右的轻度的轧制来修正形状，则在确保平坦的方面变得有利，因此是优选的。另外，通过在酸洗前进行轻度的轧制，具有下述效果：酸洗性提高、表面浓集元素的除去得以促进、使化学转化处理性、镀覆处理性提高。
从使退火后的钢板的组织微细化、使带状组织的奥氏体带的间隔狭小化的观点出发，冷轧的压下率优选设定为20％以上。从抑制冷轧中的断裂的观点出发，冷轧的压下率优选设定为70％以下。奥氏体带的间隔优选为12μm以下。通过将奥氏体带的间隔设定为12μm以下，能够进一步提高扩孔性。
将经由上述热轧工序及冷轧工序而得到的冷轧钢板加热，以5～30℃/秒的平均加热速度升温至650℃并在740℃以上的温度区域中保持10秒以上，之后，将从在740℃以上的温度区域中保持的温度至500℃以下为止的温度范围以2℃/秒～2000℃/秒的平均冷却速度进行冷却，冷却至室温后，再次进行加热，在600℃以上且低于Ac3点的温度区域中保持5秒以上。冷轧钢板的热处理优选在还原气氛、更优选在包含氮及氢的还原气氛例如氮98％及氢2％的还原气氛中进行。通过在还原气氛中进行热处理，能够防止在钢板的表面附着氧化皮，能够在不需要酸洗涤的情况下直接送至镀覆工序。优选的是，在100℃～500℃的温度区域中保持10秒～1000秒，接着，冷却至室温，之后再次进行加热，在600℃以上且低于Ac3点的温度区域中保持5秒以上。
(冷轧后的退火条件：以5～30℃/秒的平均加热速度升温至650℃并在740℃以上的温度区域中保持10秒以上)
在冷轧后，以5～30℃/秒的平均加热速度升温至650℃并在740℃以上的温度区域中保持10秒以上而进行第一次退火。通过将冷轧后的退火温度设定为740℃以上，能够使退火后的钢板中的铁素体的分布变得更均匀，并且能够减少钢板中的铁素体含量，能够提高均匀拉伸特性、扩孔性及强度。此时，通过以5～30℃/秒的平均加热速度升温至650℃，能够进一步减少金属组织中的铁素体含量，能够将金属组织中的铁素体的面积率设定为3％以下、更优选设定为1％以下、进一步优选设定为0％。
冷轧后的退火温度优选为740℃以上并且为Ac3点以上。通过将冷轧后的退火温度设定为740℃以上并且为Ac3点以上，能够显著促进再结晶，能够将钢板中的铁素体含量设定为0％。其中，以0.5～50℃/秒的加热速度进行研究的结果是，作为Ac3点可得到以下的式子：
Ac3＝910-200√C+44Si-25Mn+44Al
使用该式子可以算出Ac3点。
另一方面，冷轧后的退火温度的上限值优选为950℃以下。通过将退火温度设定为950℃以下，能够抑制退火炉的损伤、提高生产率。冷轧后的退火温度优选为800℃以下。通过将冷轧后的退火温度设定为800℃以下，能够进一步降低金属组织中的铁素体及渗碳体的含量。
为了完全除去未再结晶、稳定地确保良好的韧性，将退火时间设定为10秒以上、优选设定为40秒以上。从生产率的观点出发，优选将退火时间设定为300秒以内。
(退火后的冷却条件：将从在740℃以上的温度区域中保持的温度至500℃以下为止的温度范围以2℃/秒～2000℃/秒的平均冷却速度进行冷却)
在退火后的冷却中，将从在740℃以上的温度区域中保持的温度至500℃以下为止的温度范围以2℃/秒～2000℃/秒的平均冷却速度进行冷却。通过将退火后的从在740℃以上的温度区域中保持的温度至500℃以下为止的温度范围的平均冷却速度(以下，也称为退火后的平均冷却速度)设定为2℃/秒以上，能够抑制晶界偏析而提高弯曲性，另外，能够抑制冷轧钢板中的铁素体的生成，因此带状组织的奥氏体带的间隔狭小化，能够进一步提高扩孔性。
退火后的平均冷却速度优选为20℃/秒以上，更优选为50℃/秒以上，进一步优选为200℃/秒以上，进一步更优选为250℃/秒以上。通过将退火后的平均冷却速度设定为200℃/秒以上，从而以临界冷却速度以上被冷却，能够使冷却后的钢材整体成为马氏体主体的组织，因此容易控制最终热处理后的组织从而能够提高材质稳定性，能够减少抗拉强度的变动，另外，脆化组织在奥氏体晶界进行取向，因此也能够进一步提高扩孔性。
退火后的平均冷却速度由于即使使用水淬冷却法或雾喷射冷却法，也难以控制为2000℃/秒以上，因此退火后的平均冷却速度的实质的上限成为2000℃/秒。
在退火后的冷却中，将上述范围的平均冷却速度的冷却停止温度优选设定为100℃以下、更优选设定为80℃以下、进一步优选设定为50℃以下。通过以上述范围的平均冷却速度进行冷却，并将冷却停止温度设定为上述温度范围，从而脆化组织在马氏体组织的大角晶界优先生成，因此能够进一步提高扩孔性。
(冷却后的保持条件：在100℃～500℃的温度区域中保持10秒～1000秒)
优选的是，在上述退火后的冷却之后，在100℃～500℃的温度区域中保持10秒～1000秒。通过将上述温度区域中的保持时间设定为10秒以上，C向奥氏体中的分配充分地进行，能够使最终热处理前的组织中进一步生成奥氏体。其结果是，能够进一步抑制在最终热处理后的组织中生成块状的奥氏体、进一步抑制强度特性的变动。另一方面，即使上述保持时间超过1000秒，由上述作用带来的效果也饱和，生产率降低。上述温度区域中的保持时间更优选为30秒以上。从生产率的观点出发，上述温度区域中的保持时间更优选为300秒以下。
通过将上述温度区域中的保持温度优选设定为100℃以上、更优选设定为200℃以上，能够提高连续退火生产线的效率。另一方面，通过将上述保持温度优选设定为500℃以下，能够抑制晶界偏析、提高弯曲性。
在上述退火后的冷却之后，优选在100℃～500℃的温度区域中进行保持后，将钢板冷却至室温。
(冷却后的退火条件：在600℃以上且低于Ac3点的温度区域中保持5秒以上)
在上述退火的冷却后，优选冷却至室温后，更优选在100℃～500℃的温度区域中进行保持后冷却至室温后或者冷却至室温后在100℃～500℃的温度区域中进行保持后，再次进行加热，在600℃以上且低于Ac3点的温度区域中保持5秒以上。通过将退火温度设定为600℃以上且低于Ac3点，能够提高均匀拉伸特性及扩孔性。从使渗碳体更可靠地溶解、稳定地确保良好的韧性的观点出发，将退火时间设定为5秒以上、优选设定为30秒以上、更优选设定为60秒以上。另外，从生产率的观点出发，优选将退火时间设定为300秒以内。优选的是，在加热至600℃以上且低于Ac3点的温度区域时，将500℃～600℃的温度范围以2～10℃/秒的平均加热速度进行升温。通过将500℃～600℃的温度范围以2～10℃/秒的平均加热速度进行升温，能够减小金属组织中的渗碳体含量。通过该第二次退火，能够将金属组织中的渗碳体的面积率设定为1.0％以下、更优选设定为0％。
上述退火后的冷却在没有对钢板进行镀覆的情况下，只要直接进行至室温即可。另外，在对钢板进行镀覆的情况下，如以下那样来进行制造。
在对钢板的表面实施热浸镀锌来制造热浸镀锌钢板的情况下，在430～500℃的温度范围内停止上述退火后的冷却，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。
在对钢板的表面实施合金化热浸镀锌来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后，在将钢板冷却至室温之前，在450～620℃的温度下进行热浸镀锌的合金化处理。合金化处理条件只要设定为通常的范围内即可。
通过如以上那样来制造钢板，能够得到抗拉强度(TS)优选为780MPa以上、更优选为1180MPa以上的高强度的钢板。由此，在将钢板作为汽车的原材料使用时，能够通过高强度化来减少板厚、有助于轻量化。此外，能够提高均匀伸长率(uEL)，能够得到TS×uEL优选为12000MPa·％以上的高强度并且均匀拉伸特性优异的钢板。
通过本申请的制造方法而制造的钢板如上述那样具有高强度，进而均匀拉伸特性也良好，成型性优异，因此能够适宜地用于支柱等汽车的结构部件用途。进而，在冷轧钢板的退火后，通过将冷却停止温度设定为100℃以下，能够得到除了高强度及优异的均匀拉伸特性以外扩孔性也优异的钢板，因此能够适宜地用于车架横梁等需要拉伸凸缘加工的汽车的结构部件用途。
此外，本申请的钢板由于含Mn浓度高，因此还有助于汽车的轻量化，因此产业上的贡献极为显著。
实施例
参照例子对本申请的钢板更具体地进行说明。但是，以下的例子是本申请的钢板及其制造方法的例子，本申请的钢板及其制造方法并不限于以下的例子的方案。
1.评价用钢板的制造
将具有表1中所示的化学成分的钢通过转炉进行熔炼，通过连续铸造得到了245mm厚的板坯。
[表1]
将所得到的板坯在表2中所示的条件下进行热轧，制造出2.6mm厚的热轧钢板，接着，将所得到的热轧钢板进行酸洗、冷轧，制造出1.2mm厚的冷轧钢板。
[表2-1]
[表2-2]
对于所得到的冷轧钢板，实施表3中所示的条件的热处理而制作了退火冷轧钢板。对冷轧钢板进行加热，在740℃以上的温度区域中保持10秒以上，之后，将从在740℃以上的温度区域中保持的温度至500℃以下为止的温度范围以2℃/秒～2000℃/秒的平均冷却速度进行了冷却。之后，在一部分例子中，在100℃～500℃的温度区域中保持了10秒～1000秒。接着，冷却至室温后，再次进行加热，在600℃以上且低于Ac3点的温度区域中保持了5秒以上。冷轧钢板的热处理在98％氮及2％氢的还原气氛中进行。
[表3-1]
[表3-2]
对于一部分退火冷轧钢板例子，在进行了最终的退火后，在460℃下停止退火后的冷却，将冷轧钢板在460℃的熔融锌的镀浴中浸渍2秒钟，进行了热浸镀锌处理。镀浴的条件与以往相同。在不实施后述的合金化处理的情况下，在460℃的保持后，以10℃/秒的平均冷却速度冷却至室温。
对于一部分退火冷轧钢板例子，在进行了热浸镀锌处理后，没有冷却至室温，而接着实施了合金化处理。加热至520℃，在520℃下保持5秒钟来进行合金化处理，之后，以10℃/秒的平均冷却速度冷却至室温。
将像这样操作而得到的退火冷轧钢板以0.1％的伸长率进行调质轧制，准备了各种评价用钢板。
2.评价方法
对于各例中得到的退火冷轧钢板，实施显微组织观察、拉伸试验、均匀拉伸试验、拉伸凸缘试验，对回火马氏体、铁素体、渗碳体、残留奥氏体、贝氏体、回火贝氏体及新鲜马氏体的面积率、残留奥氏体与新鲜马氏体的合计的面积率、混合组织的长宽比及长轴与轧制方向所成的角度、抗拉强度(TS)、均匀拉伸特性、拉伸凸缘性(扩孔性)及奥氏体带的间隔进行了评价。各评价的方法如下所述。
回火马氏体、铁素体、渗碳体、残留奥氏体、贝氏体、回火贝氏体及新鲜马氏体的面积率由利用扫描型电子显微镜而进行的组织观察及X射线衍射测定来算出。对于将钢板与板厚方向和轧制方向平行地切断而得到的L断面，进行镜面研磨，接着利用3％硝酸乙醇使显微组织显露出，用倍率为5000倍的扫描型电子显微镜对距离表面为1/4位置处的显微组织进行观察，对于0.1mm×0.3mm的范围，通过图像解析(Photoshop(注册商标))算出了回火马氏体、铁素体、渗碳体、贝氏体、回火贝氏体及新鲜马氏体的面积率以及残留奥氏体与新鲜马氏体的合计的面积率。进而，从所得到的钢板中切取出宽度为25mm、长度为25mm的试验片，对该试验片实施化学研磨而减少1/4量板厚，对化学研磨后的试验片的表面实施3次使用了Co管球的X射线衍射分析，将所得到的分布图进行解析，将各自平均而算出残留奥氏体的面积率，从残留奥氏体与新鲜马氏体的合计的面积率中减去残留奥氏体的面积率，算出了新鲜马氏体的面积率。
混合组织中的长宽比及长轴与轧制方向所成的角度以及长宽比为1.5以上并且长轴与轧制方向所成的角度为30度～60度的组织相对于混合组织的整体的面积率使用图像解析软件ImageJ进行了测定。首先，使用SEM对距离表面为1/4位置处的显微组织以5000倍的倍率进行观察而得到SEM图像(24μm×18μm)，将SEM图像按照轧制方向处于水平的方式来配置。接着，使用ImageJ，在SEM图像中形成了1280×960个分割区域。对于各分割区域，按照使混合组织变黑、其他的区域变白的方式实施了2值化处理。2值化的阈值使用采用“Glasbey，CA(1993)，"An analysis of histogram-based thresholding algorithms"，CVGIP：Graphical Models and Image Processing 55：532-537”中记载的亮度值的平均值作为阈值的方法来确定。该算法被安装于ImageJ中，通过利用Auto threshold功能将阈值的确定方法设定为Method＝Mean来自动地进行了2值化。即，2值化的阈值是如下确定的：在ImageJ中设定为Method＝Mean、radius＝15，将各像素值与以所着眼的像素为中心在半径为15个像素以内的像素值的平均进行置换，由校平后的直方图自动地进行了确定。使用2值化处理后的图像，针对所标注的各混合组织输出像素数(面积)、长轴方向及长宽比，由此算出了长宽比为1.5以上且长轴与轧制方向所成的角度为30度～60度的混合组织的比例。需要说明的是，残留奥氏体及新鲜马氏体的面积率中包含混合组织的面积率。
奥氏体带的间隔通过下述方式算出：使用EBSD测定在试样轧制方向上为80μm及在试样板厚方向上为40μm的范围的分布图像，将试样板厚方向的长度40μm除以沿着试样板厚方向的奥氏体体积率的分布图中的峰的数目，由此算出。
(机械性质的试验方法)
从与钢板的轧制方向成直角的方向采集JIS5号拉伸试验片，测定了抗拉强度(TS)及均匀伸长率(uEL)。拉伸试验是通过使用了JIS5号拉伸试验片而进行的JIS-Z2201中规定的方法来进行。均匀拉伸试验是通过使用了平行部长度为50mm的JIS5号试验片而进行的JIS-Z2201中规定的方法来进行。
拉伸凸缘试验是切取出120mm×120mm的拉伸凸缘用试验片，通过机械加工在其中央切削直径为10mm的孔。将该带孔的试验片用圆筒冲头挤出，进行扩孔，在开裂进展至孔缘内部的时刻停止试验，测定其孔径d(单位mm)。SF(拉伸凸缘试验值)由以下的式子来表示：
SF＝100×(d-10)/10
在上述混合组织相对于金属组织的整体以面积率计占10％～75％、残留奥氏体相对于金属组织的整体以面积率计占10％～50％、混合组织中长宽比为1.5以上并且长轴与轧制方向所成的角度为30度～60度的组织相对于混合组织的整体以面积率计占10％以上的情况下，在带状组织的奥氏体带的间距超过12μm时，能够得到10～12％的SF值，在奥氏体带的间距为12μm以下时，能够得到12％以上的优选的SF值，在奥氏体带的间距为11μm以下时，能够得到15％以上的更优选的SF值。
3.评价结果
将上述的评价的结果示于表4中。在实施例中，得到了12000MPa·％以上的TS×uEL。图1中示出了例子编号3的比较例(现有技术)和例子编号1的实施例的钢板的应力-应变曲线。图2中示出了例子编号18的实施例中得到的钢板的在L断面中距离表面为厚度的1/4位置处的金属组织的扫描型电子显微镜照片。由点线所围成的部分为残留奥氏体与新鲜马氏体的混合组织。剩余的黑色部分为回火马氏体。实线箭头表示轧制方向及残留奥氏体与新鲜马氏体的混合组织的长轴方向，虚线表示与轧制方向所成的角度为30度～60度的范围，实线的双箭头表示上述混合组织的长轴及短轴的长度。将混合组织的长轴与轧制方向所成的角度表示为θ。
[表4-1]
[表4-2]

Claims (17)

1.一种钢板，其特征在于，以质量％计含有：
C：超过0.10％且低于0.55％、
Si：0.001％以上且低于3.50％、
Mn：超过4.00％且低于9.00％、及
sol.Al：0.001％以上且低于3.00％，
P限制为0.100％以下、
S限制为0.010％以下、
N限制为低于0.050％、及
O限制为低于0.020％，
剩余部分由铁及不可避免的杂质构成，
其中，在L断面中，距离表面为厚度的1/4位置处的金属组织以面积％计包含25％～90％的回火马氏体、3％以下的铁素体、10％～75％的残留奥氏体及5％以下的贝氏体。
2.根据权利要求1所述的钢板，其中，在所述L断面中，距离表面为厚度的1/4位置处的金属组织以面积％计包含1.0％以下的渗碳体。
3.根据权利要求1或2所述的钢板，其中，在所述L断面中，距离表面为厚度的1/4位置处的金属组织包含由所述残留奥氏体和新鲜马氏体构成的混合组织，
所述混合组织相对于所述金属组织的整体以面积率计占10％～75％，
所述残留奥氏体相对于所述金属组织的整体以面积率计占10％～50％，
所述混合组织中长宽比为1.5以上并且长轴与所述轧制方向所成的角度为30度～60度的组织相对于所述混合组织的整体以面积率计占10％以上。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的钢板，其中，以质量％计进一步含有选自下述元素中的1种或2种以上：
Cr：低于2.00％、
Mo：2.00％以下、
W：2.00％以下、
Cu：2.00％以下、
Ni：2.00％以下、
Ti：0.300％以下、
Nb：0.300％以下、
V：0.300％以下、
B：0.010％以下、
Ca：0.010％以下、
Mg：0.010％以下、
Zr：0.010％以下、
REM：0.010％以下、
Sb：0.050％以下、
Sn：0.050％以下、及
Bi：0.050％以下。
5.根据权利要求4所述的钢板，其中，以质量％计进一步含有选自下述元素中的1种或2种以上：
Cr：0.01％以上且低于2.00％、
Mo：0.01％～2.00％、
W：0.01％～2.00％、
Cu：0.01％～2.00％、及
Ni：0.01％～2.00％。
6.根据权利要求4或5所述的钢板，其中，以质量％计进一步含有选自下述元素中的1种或2种以上：
Ti：0.005％～0.300％、
Nb：0.005％～0.300％、及
V：0.005％～0.300％。
7.根据权利要求4～6中任一项所述的钢板，其中，以质量％计进一步含有选自下述元素中的1种或2种以上：
B：0.0001％～0.010％、
Ca：0.0001％～0.010％、
Mg：0.0001％～0.010％、
Zr：0.0001％～0.010％、及
REM：0.0001％～0.010％。
8.根据权利要求4～7中任一项所述的钢板，其中，以质量％计进一步含有选自下述元素中的1种或2种以上：
Sb：0.0005％～0.050％、
Sn：0.0005％～0.050％、及
Bi：0.0005％～0.050％。
9.根据权利要求1～8中任一项所述的钢板，其中，在所述钢板的表面具有热浸镀锌层。
10.根据权利要求1～8中任一项所述的钢板，其中，在所述钢板的表面具有合金化热浸镀锌层。
11.一种钢板的制造方法，其特征在于，
对具有权利要求1及4～8中任一项所述的化学组成的钢材实施热轧而制成热轧钢板；
对所述热轧钢板实施酸洗和冷轧而制成冷轧钢板；
将所述冷轧钢板以5～30℃/秒的平均加热速度升温至650℃并在740℃以上的温度区域中保持10秒以上；
将从在所述740℃以上的温度区域中保持的温度至500℃以下为止的温度范围的冷却以2℃/秒～2000℃/秒的平均冷却速度来进行；
在所述冷却后冷却至室温；以及
冷却至所述室温后，在600℃以上且低于Ac3点的温度区域中保持5秒以上。
12.根据权利要求11所述的钢板的制造方法，其中，在所述600℃以上且低于Ac3点的温度区域中保持5秒以上包含将500℃～600℃的温度范围以平均2～10℃/秒进行升温。
13.根据权利要求11或12所述的钢板的制造方法，其中，所述平均冷却速度为200℃/秒～2000℃/秒。
14.根据权利要求11～13中任一项所述的钢板的制造方法，其中，以所述平均冷却速度进行从在所述740℃以上的温度区域中保持的温度至100℃以下为止的温度范围的冷却。
15.根据权利要求11～14中任一项所述的钢板的制造方法，其中，以所述平均冷却速度进行冷却后，在100℃～500℃的温度区域中保持10秒～1000秒。
16.根据权利要求11～15中任一项所述的钢板的制造方法，其中，在所述600℃以上且低于Ac3点的温度区域中保持5秒以上之后，将所述钢板冷却，实施热浸镀锌处理。
17.根据权利要求16所述的钢板的制造方法，其中，在实施所述热浸镀锌处理后，在450℃～620℃的温度区域中实施所述热浸镀锌的合金化处理。
CN201880007068.9A 2017-01-16 2018-01-16 钢板及其制造方法 Active CN110177896B (zh)

Applications Claiming Priority (7)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2017005258 2017-01-16
JP2017-005265 2017-01-16
JP2017005265 2017-01-16
JP2017005250 2017-01-16
JP2017-005250 2017-01-16
JP2017-005258 2017-01-16
PCT/JP2018/001076 WO2018131722A1 (ja) 2017-01-16 2018-01-16 鋼板及びその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN110177896A true CN110177896A (zh) 2019-08-27
CN110177896B CN110177896B (zh) 2021-09-14

Family

ID=62840134

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201880007068.9A Active CN110177896B (zh) 2017-01-16 2018-01-16 钢板及其制造方法

Country Status (9)

Country Link
US (1) US20190368002A1 (zh)
EP (1) EP3569727A4 (zh)
JP (1) JP6844627B2 (zh)
KR (1) KR20190109407A (zh)
CN (1) CN110177896B (zh)
BR (1) BR112019013362A2 (zh)
MX (1) MX2019008167A (zh)
TW (1) TWI666329B (zh)
WO (1) WO2018131722A1 (zh)

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111868286A (zh) * 2018-07-18 2020-10-30 日本制铁株式会社 钢板
CN111868282A (zh) * 2018-07-18 2020-10-30 日本制铁株式会社 钢板
CN115362280A (zh) * 2020-04-03 2022-11-18 日本制铁株式会社 钢板及其制造方法

Families Citing this family (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102153197B1 (ko) 2018-12-18 2020-09-08 주식회사 포스코 가공성이 우수한 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
WO2020138343A1 (ja) * 2018-12-27 2020-07-02 日本製鉄株式会社 鋼板
JP7063414B2 (ja) * 2019-03-27 2022-05-09 日本製鉄株式会社 鋼板
MX2022004669A (es) * 2019-10-23 2022-05-25 Jfe Steel Corp Lamina de acero de alta resistencia y metodo para fabricar la misma.
KR20220068245A (ko) * 2019-10-23 2022-05-25 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그의 제조 방법
JP7168072B2 (ja) * 2019-10-23 2022-11-09 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2022172539A1 (ja) * 2021-02-10 2022-08-18 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
EP4253577A1 (en) * 2021-02-10 2023-10-04 JFE Steel Corporation High-strength steel sheet and method for manufacturing same
WO2022172540A1 (ja) * 2021-02-10 2022-08-18 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
US20240167127A1 (en) * 2021-02-10 2024-05-23 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and method for manufacturing the same
KR20230066166A (ko) * 2021-11-05 2023-05-15 주식회사 포스코 내충돌성능 및 성형성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
WO2023111656A1 (en) * 2021-12-17 2023-06-22 Arcelormittal Method for manufacturing an annealed steel sheet

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102884218A (zh) * 2010-03-09 2013-01-16 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
CN103857820A (zh) * 2011-10-07 2014-06-11 杰富意钢铁株式会社 成形性和耐冲击性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
KR101677396B1 (ko) * 2015-11-02 2016-11-18 주식회사 포스코 성형성 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법
CN110036128A (zh) * 2016-12-05 2019-07-19 日本制铁株式会社 高强度钢板

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2601581B2 (ja) 1991-09-03 1997-04-16 新日本製鐵株式会社 加工性に優れた高強度複合組織冷延鋼板の製造方法
JP3857939B2 (ja) * 2001-08-20 2006-12-13 株式会社神戸製鋼所 局部延性に優れた高強度高延性鋼および鋼板並びにその鋼板の製造方法
JP5825119B2 (ja) * 2011-04-25 2015-12-02 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性と材質安定性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
WO2014020640A1 (ja) * 2012-07-31 2014-02-06 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性及び形状凍結性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びにその製造方法
TWI491742B (zh) * 2014-01-06 2015-07-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 鋼板及其製造方法
JP6290074B2 (ja) * 2014-12-12 2018-03-07 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度冷延鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
JP6554397B2 (ja) * 2015-03-31 2019-07-31 株式会社神戸製鋼所 加工性および衝突特性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板、およびその製造方法
CN107636184A (zh) * 2015-06-11 2018-01-26 新日铁住金株式会社 合金化热浸镀锌钢板及其制造方法
JP6620474B2 (ja) * 2015-09-09 2019-12-18 日本製鉄株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
JP6875915B2 (ja) * 2016-05-30 2021-05-26 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102884218A (zh) * 2010-03-09 2013-01-16 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
CN103857820A (zh) * 2011-10-07 2014-06-11 杰富意钢铁株式会社 成形性和耐冲击性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
KR101677396B1 (ko) * 2015-11-02 2016-11-18 주식회사 포스코 성형성 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법
CN110036128A (zh) * 2016-12-05 2019-07-19 日本制铁株式会社 高强度钢板

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111868286A (zh) * 2018-07-18 2020-10-30 日本制铁株式会社 钢板
CN111868282A (zh) * 2018-07-18 2020-10-30 日本制铁株式会社 钢板
CN111868286B (zh) * 2018-07-18 2021-12-10 日本制铁株式会社 钢板
CN111868282B (zh) * 2018-07-18 2021-12-31 日本制铁株式会社 钢板
CN115362280A (zh) * 2020-04-03 2022-11-18 日本制铁株式会社 钢板及其制造方法
CN115362280B (zh) * 2020-04-03 2023-10-17 日本制铁株式会社 钢板及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
TW201833343A (zh) 2018-09-16
MX2019008167A (es) 2019-09-06
BR112019013362A2 (pt) 2019-12-31
CN110177896B (zh) 2021-09-14
US20190368002A1 (en) 2019-12-05
WO2018131722A1 (ja) 2018-07-19
JP6844627B2 (ja) 2021-03-17
TWI666329B (zh) 2019-07-21
EP3569727A4 (en) 2020-07-15
JPWO2018131722A1 (ja) 2019-11-07
EP3569727A1 (en) 2019-11-20
KR20190109407A (ko) 2019-09-25

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN110177896A (zh) 钢板及其制造方法
KR102002737B1 (ko) 고강도 강판용 소재, 고강도 강판용 열연재, 고강도 강판용 열연 소둔재, 고강도 강판, 고강도 용융 도금 강판 및 고강도 전기 도금 강판과, 이들의 제조 방법
CN105143485B (zh) 高强度热轧钢板及其制造方法
JP5884714B2 (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CN105143486B (zh) 高强度热轧钢板及其制造方法
JP6252710B2 (ja) 温間加工用高強度鋼板およびその製造方法
US11447841B2 (en) High-strength steel sheet and method for producing same
CN108474069A (zh) 高强度钢板、高强度镀锌钢板及其制造方法
CN103764863B (zh) 熔融镀敷冷轧钢板及其制造方法
CN104508163A (zh) 成形性及定形性优异的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法
CN107406930A (zh) 高强度冷轧钢板和其制造方法
US20170211164A1 (en) High strength galvanized steel sheet and production method therefor
US20170204490A1 (en) High-strength steel sheet and production method for same, and production method for high-strength galvanized steel sheet
US11453926B2 (en) Steel sheet, plated steel sheet, method for producing hot-rolled steel sheet, method for producing cold-rolled full hard steel sheet, method for producing steel sheet, and method for producing plated steel sheet
CN105189804B (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN106232839A (zh) 高强度熔融镀锌钢板及高强度合金化熔融镀锌钢板的制造方法
CN108884538A (zh) 薄钢板和镀覆钢板、以及热轧钢板的制造方法、冷轧全硬钢板的制造方法、热处理板的制造方法、薄钢板的制造方法和镀覆钢板的制造方法
CN107923013A (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN109072374A (zh) 薄钢板和镀覆钢板、以及热轧钢板的制造方法、冷轧全硬钢板的制造方法、薄钢板的制造方法和镀覆钢板的制造方法
CN107429355A (zh) 高强度钢板及其制造方法
JP2019044269A (ja) 高強度冷延薄鋼板
CN108884532A (zh) 高强度热浸镀锌钢板及其制造方法
CN109642280A (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN112154222A (zh) 高强度钢板及其制造方法
US11447840B2 (en) High-strength steel sheet and method for producing same

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant