CN111902554B - 钢板及其制造方法 - Google Patents

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    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
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    • C21D2211/009—Pearlite

Abstract

本发明涉及一种钢板，其具有规定的化学组成，钢板内部中的钢组织以体积分数计含有软质铁素体：0％～30％、残余奥氏体：3％～40％、初生马氏体：0％～30％、珠光体和渗碳体的合计：0％～10％，剩余部分包含硬质铁素体，长宽比为2.0以上的残余奥氏体在全部残余奥氏体中所占的个数比例为50％以上，从上述表面起在板厚方向上存在厚度为1～100μm的软质层，上述软质层中包含的铁素体中长宽比为3.0以上的晶粒的体积分数为50％以上，上述软质层中的残余奥氏体的体积分数为钢板内部中的残余奥氏体的体积分数的80％以下，在距离上述表面为超过0.2μm且10.0μm以下的范围内，出现上述显示Si的波长的发光强度的峰。

Description

钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，对环境问题的意识正在提高。因此，在汽车业界，以燃料效率提高为目的车体的轻量化变得重要。另一方面，还产生提高汽车的车体强度、确保碰撞安全性的必要。为了兼顾车体的轻量化和碰撞安全性，只要使用高强度钢板作为车体的材料即可。然而，钢板的强度越高，压力成形变得越困难。这是由于，一般而言，钢板的强度变得越高，延展性、弯曲性、扩孔性等成形性越降低。
另外，在抗拉强度超过980MPa那样的超高强度钢板的情况下，不仅成形性，而且需要解决钢板的氢脆开裂的问题。所谓氢脆开裂是在使用状况下高应力起作用的钢构件起因于从环境侵入钢中的氢而突然断裂的现象。该现象根据断裂的产生形态也被称为延迟断裂。一般而言，已知钢板的抗拉强度越上升，则钢板的氢脆开裂变得越容易产生。认为这是由于，钢板的抗拉强度越高，则在部件成形后残留于钢板中的应力越增大。将相对于该氢脆开裂(延迟断裂)的敏感性称为耐氢脆特性。在汽车用钢板的情况下，氢脆开裂在被给予大的塑性应变的弯曲加工部特别容易产生。因此，在将高强度钢板用于汽车构件的情况下，不仅要求延展性、弯曲性、扩孔性等成形性，而且要求弯曲加工部的耐氢脆特性的提高。
以往，作为压力加工性高的高强度钢板，已知有具有铁素体相和马氏体相的DP钢(Dual Phase钢)(例如参照专利文献1)。DP钢具有优异的延展性。但是，DP钢由于硬质相成为空隙形成的起点，因此扩孔性及弯曲性差。
另外，作为延展性优异的高强度钢板，有使钢组织中残存奥氏体相而利用TRIP(相变诱导塑性)效应的TRIP钢(例如参照专利文献2、专利文献3)。TRIP钢与DP钢相比具有较高的延展性。但是，TRIP钢的扩孔性低劣。此外，在TRIP钢中，为了使奥氏体残存，需要大量地含有Si等的合金。因此，TRIP钢的镀层附着力、化学转化处理性变得低劣。
另外，在专利文献4中记载了抗拉强度为800MPa以上的扩孔性优异的高强度钢板，其中，显微组织以面积率计含有70％以上的贝氏体或贝氏体铁素体。在专利文献5中记载了抗拉强度为800MPa以上的扩孔性及延展性优异的高强度钢板，其中，显微组织将主相设定为贝氏体或贝氏体铁素体，将第2相设定为奥氏体，将剩余部分设定为铁素体或马氏体。
另外，在非专利文献1中，公开了通过使用将钢板进行两次退火的两次退火法而使钢板的拉伸率及扩孔性提高。
然而，关于以往的高强度钢板的延展性及扩孔性、以及弯曲加工部的耐氢脆特性，难以同时提高。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平6-128688号公报
专利文献2：日本特开2006-274418号公报
专利文献3：日本特开2008-56993号公报
专利文献4：日本特开2003-193194号公报
专利文献5：日本特开2003-193193号公报
非专利文献
非专利文献1：K.Sugimoto et al，ISIJ International，Vol.33(1993)，No.7，pp775-782
发明内容
发明所要解决的课题
本发明是鉴于上述情况而进行的。本发明的课题是提供成形性、疲劳特性、弯曲加工部的耐氢脆特性优异的高强度钢板及其制造方法。
用于解决课题的手段
本发明人为了解决上述课题而反复进行了深入研究。其结果发现，通过对具有规定的化学组成的热轧钢板或冷轧钢板进行条件不同的两次热处理(退火)，从而使钢板内部成为规定的钢组织、并且形成规定的厚度及钢组织的表层是有效的。
另外发现，通过在规定的深度处形成含有Si氧化物的内部氧化层，还能够确保对汽车用钢板所要求的镀层附着力、化学转化处理性。
具体而言，通过第一次热处理，将钢板内部及钢板表层的金属组织制成以马氏体等板条状组织为主体的组织。而且，在第二次热处理中，将最高加热温度设定为α(铁素体)与γ(奥氏体)的双相区域，同时实施脱碳处理。其结果是，在两次热处理后得到的钢板的钢板内部成为分散有针状的残余奥氏体的钢组织，表层成为以长宽比大的板条状的铁素体为主体、且具有规定的厚度的钢组织。发现这样的钢板的优异的成形性、疲劳特性、弯曲加工部的耐氢脆特性全部优异。
进而，在上述的第一次及第二次热处理中，抑制钢中包含的Si等合金元素在钢板的外部被氧化，通过在规定的深度处形成含有Si氧化物的内部氧化层，可得到优异的化学转化处理性。另外，在钢板上在表面形成镀层的情况下，可得到优异的镀层附着力。
本发明是基于上述认识而进行的。本发明的主旨如下所述。
(1)本发明的一方案所涉及的钢板具有以质量％计含有C：0.050％～0.500％、Si：0.01％～3.00％、Mn：0.50％～5.00％、P：0.0001％～0.1000％、S：0.0001％～0.0100％、Al：0.001％～2.500％、N：0.0001％～0.0100％、O：0.0001％～0.0100％、Ti：0％～0.300％、V：0％～1.00％、Nb：0％～0.100％、Cr：0％～2.00％、Ni：0％～2.00％、Cu：0％～2.00％、Co：0％～2.00％、Mo：0％～1.00％、W：0％～1.00％、B：0％～0.0100％、Sn：0％～1.00％、Sb：0％～1.00％、Ca：0％～0.0100％、Mg：0％～0.0100％、Ce：0％～0.0100％、Zr：0％～0.0100％、La：0％～0.0100％、Hf：0％～0.0100％、Bi：0％～0.0100％、REM：0％～0.0100％、剩余部分包含Fe及杂质的化学组成，以距离表面为1/4厚的位置为中心的1/8厚～3/8厚的范围内的钢组织以体积分数计含有软质铁素体：0％～30％、残余奥氏体：3％～40％、初生马氏体：0％～30％、珠光体和渗碳体的合计：0％～10％，剩余部分包含硬质铁素体，在上述1/8厚～3/8厚的上述范围内，长宽比为2.0以上的残余奥氏体在全部残余奥氏体中所占的个数比例为50％以上，在将具有上述1/8厚～3/8厚的上述范围的硬度的80％以下的硬度的区域定义为软质层时，从上述表面起在板厚方向上存在厚度为1～100μm的软质层，上述软质层中包含的铁素体中长宽比为3.0以上的晶粒的体积分数为50％以上，上述软质层中的残余奥氏体的体积分数为上述1/8厚～3/8厚的上述范围内的残余奥氏体的体积分数的80％以下，在从上述表面起在上述板厚方向上通过高频辉光放电分析法对显示Si的波长的发光强度进行分析时，在距离上述表面为超过0.2μm且10.0μm以下的范围内，出现上述显示Si的波长的发光强度的峰。
(2)根据上述(1)所述的钢板，其特征在于，上述化学组成含有Ti：0.001％～0.300％、V：0.001％～1.00％、Nb：0.001％～0.100％中的一种或两种以上。
(3)根据上述(1)或(2)所述的钢板，其特征在于，上述化学组成含有Cr：0.001％～2.00％、Ni：0.001％～2.00％、Cu：0.001％～2.00％、Co：0.001％～2.00％、Mo：0.001％～1.00％、W：0.001％～1.00％、B：0.0001％～0.0100％中的一种或两种以上。
(4)根据上述(1)～(3)中任一项所述的钢板，其特征在于，上述化学组成含有Sn：0.001％～1.00％、Sb：0.001％～1.00％中的一种或两种。
(5)根据上述(1)～(4)中任一项所述的钢板，其特征在于，上述化学组成含有Ca：0.0001％～0.0100％、Mg：0.0001％～0.0100％、Ce：0.0001％～0.0100％、Zr：0.0001％～0.0100％、La：0.0001％～0.0100％、Hf：0.0001％～0.0100％、Bi：0.0001％～0.0100％、REM：0.0001％～0.0100％中的一种或两种以上。
(6)根据上述(1)～(5)中任一项所述的钢板，其特征在于，上述化学组成满足下述式(i)。
Si+0.1×Mn+0.6×Al≥0.35 (i)
(式(i)中的Si、Mn及Al设定为以质量％计的各元素的含量)
(7)根据上述(1)～(6)中任一项所述的钢板，其特征在于，在表面具有热浸镀锌层或电镀锌层。
(8)本发明的另一方案所涉及的钢板的制造方法是制造上述(1)～(6)中任一项所述的钢板的方法，其中，将具有上述(1)～(6)中任一项所述的化学组成的板坯进行热轧，对酸洗后的热轧钢板、或将上述热轧钢板冷轧而得到的冷轧钢板实施满足下述(a)～(e)的第1热处理后，实施满足下述(A)～(E)的第2热处理。
(a)在650℃～达到最高加热温度为止的期间，设定为含有0.1体积％以上的H2、满足下述式(ii)的气氛。
(b)在Ac3-30℃～1000℃的最高加热温度下保持1秒～1000秒。
(c)按照650℃～最高加热温度为止的温度范围的平均加热速度成为0.5℃/秒～500℃/秒的方式进行加热。
(d)在最高加热温度下保持后，按照700℃～Ms为止的温度范围的平均冷却速度成为5℃/秒以上的方式进行冷却。
(e)将以平均冷却速度5℃/秒以上的冷却进行至Ms以下的冷却停止温度。
(A)在650℃～达到最高加热温度为止的期间，设定为H2为0.1体积％以上、O2为0.020体积％以下、log(PH2O/PH2)满足下述式(iii)的气氛。
(B)在Ac1+25℃～Ac3-10℃的最高加热温度下保持1秒～1000秒。
(C)按照650℃～最高加热温度为止的平均加热速度成为0.5℃/秒～500℃/秒的方式进行加热。
(D)按照700～600℃为止的温度范围的平均冷却速度成为3℃/秒以上的方式进行冷却。
(E)以平均冷却速度3℃/秒以上冷却后，在300℃～480℃之间保持10秒以上。
log(PH2O/PH2)<-1.1 (ii)
-1.1≤log(PH2O/PH2)≤-0.07 (iii)
(式(ii)及式(iii)中，PH2O表示水蒸汽的分压，PH2表示氢的分压)
(9)根据上述(8)所述的钢板的制造方法，其特征在于，在上述(D)的冷却过程之后的阶段实施热浸镀锌处理。
发明效果
根据本发明的上述方案，能够提供延展性及扩孔性优异、化学转化处理性、镀层附着力优异、疲劳特性和弯曲加工部的耐氢脆特性良好的高强度钢板及其制造方法。
附图说明
图1是本实施方式所涉及的钢板的与轧制方向及板厚方向平行的截面图。
图2是表示对于本实施方式所涉及的钢板从表面起在深度方向(板厚方向)上通过高频辉光放电分析法进行分析时的距离表面的深度与显示Si的波长的发光强度(Intensity)的关系的图表。
图3是表示对于与本实施方式不同的钢板(比较钢板)从表面起在深度方向(板厚方向)上通过高频辉光放电分析法进行分析时的距离表面的深度与显示Si的波长的发光强度(Intensity)的关系的图表。
图4是表示本实施方式所涉及的钢板的制造方法中的第2热处理～热浸镀锌/合金化处理的温度/时间的模式(pattern)的第1例的线图。
图5是表示本实施方式所涉及的钢板的制造方法中的第2热处理～热浸镀锌/合金化处理的温度/时间的模式的第2例的线图。
图6是表示本实施方式所涉及的钢板的制造方法中的第2热处理～热浸镀锌/合金化处理的温度/时间的模式的第3例的线图。
图7是表示本实施方式所涉及的钢板的硬度测定的例子的示意图。
具体实施方式
“钢板”
以下，对本发明的一实施方式所涉及的钢板(本实施方式所涉及的钢板)进行详细说明。
首先，对本实施方式所涉及的钢板所具有的化学组成进行说明。在以下的说明中，表示元素的含量的[％]是指[质量％]。
“C：0.050～0.500％”
C是大大提高钢板的强度的元素。另外，C由于将奥氏体稳定化，因此是为了得到有助于延展性的提高的残余奥氏体所需的元素。因此，C对于兼顾强度和成形性是有效的。若C含量低于0.050％，则无法充分获得残余奥氏体，变得难以确保充分的强度及成形性。因此，将C含量设定为0.050％以上。为了更进一步提高强度和成形性，C含量优选为0.075％以上，更优选为0.100％以上。
另一方面，若C含量超过0.500％，则焊接性显著劣化。因此，将C含量设定为0.500％以下。从点焊性的观点出发，C含量优选为0.350％以下，更优选为0.250％以下。
“Si：0.01～3.00％”
Si是通过抑制钢板中的铁系碳化物的生成而将残余奥氏体稳定化、提高强度和成形性的元素。Si含量低于0.01％时，大量地生成粗大的铁系碳化物，强度及成形性劣化。因此，Si含量设定为0.01％以上。从该观点出发，Si的下限值优选为0.10％以上，更优选为0.25％以上。
另一方面，Si是使钢材脆化的元素。若Si含量超过3.00％，则钢板的扩孔性变得不充分。另外，若Si含量超过3.00％，则变得容易引起铸造的板坯开裂等故障。因此，Si含量设定为3.00％以下。进而，Si会损害钢板的耐冲击特性。因此，Si含量优选为2.50％以下，更优选为2.00％以下。
“Mn：0.50～5.00％”
Mn是为了提高钢板的淬透性并提高强度而含有的。若Mn含量低于0.50％，则由于在退火后的冷却中大量地形成软质的组织，因此变得难以确保充分高的抗拉强度。因此，Mn含量需要设定为0.50％以上。为了更加提高强度，Mn含量优选为0.80％以上，更优选为1.00％以上。
另一方面，若Mn含量超过5.00％，则钢板的拉伸率及扩孔性变得不充分。另外，若Mn含量超过5.00％，则在钢板的板厚中央部产生粗大的Mn浓化部，变得容易引起脆化，变得容易引起铸造的板坯开裂等故障。因此，Mn含量设定为5.00％以下。另外，由于若Mn含量增大则点焊性也劣化，因此Mn含量优选为3.50％以下，更优选为3.00％以下。
“P：0.0001～0.1000％”
P是使钢材脆化的元素。若P含量超过0.1000％，则钢板的拉伸率及扩孔性变得不充分。另外，若P含量超过0.1000％，则变得容易引起铸造的板坯开裂等故障。因此，P含量设定为0.1000％以下。另外，P是使通过点焊而产生的熔融部脆化的元素。为了获得充分的焊接接头强度，P含量优选设定为0.0400％以下，进一步优选设定为0.0200％以下。
另一方面，将P含量设定为低于0.0001％会伴随制造成本的大幅的增加。由此，将P含量设定为0.0001％以上。P含量优选设定为0.0010％以上。
“S：0.0001～0.0100％”
S是与Mn结合而形成粗大的MnS、使延展性、扩孔性(拉伸凸缘性)及弯曲性之类的成形性降低的元素。因此，将S含量设定为0.0100％以下。另外，S会使点焊性劣化。因此，优选将S含量设定为0.0070％以下，更优选设定为0.0050％以下。
另一方面，将S含量设定为低于0.0001％会伴随制造成本的大幅的增加。因此，将S含量设定为0.0001％以上。S含量优选设定为0.0003％以上，更优选设定为0.0006％以上。
“Al：0.001～2.500％”
Al是使钢材脆化的元素。若Al含量超过2.500％，则变得容易引起铸造的板坯开裂等故障。因此，Al含量设定为2.500％以下。另外，若Al含量增加则点焊性恶化。因此，Al含量更优选设定为2.000％以下，进一步优选设定为1.500％以下。
另一方面，Al含量的下限即使不特别规定也可获得效果，但Al是在原料中微量存在的杂质，为了将其含量设定为低于0.001％会伴随制造成本的大幅的增加。因此，将Al含量设定为0.001％以上。Al是作为脱氧材也有效的元素，为了充分获得脱氧的效果，Al含量优选设定为0.010％以上。进而，Al是抑制粗大的碳化物的生成的元素，也可以以残余奥氏体的稳定化为目的而含有。为了残余奥氏体的稳定化，优选将Al含量设定为0.100％以上，进一步优选设定为0.250％以上。
“N：0.0001～0.0100％”
N由于会形成粗大的氮化物而使延展性、扩孔性(拉伸凸缘性)及弯曲性之类的成形性劣化，因此需要抑制其含量。若N含量超过0.0100％，则成形性的劣化变得显著。由此，将N含量设定为0.0100％以下。另外，N由于会成为焊接时的气孔产生的原因，因此含量少较好。N含量优选为0.0075％以下，更优选为0.0060％以下。
N含量的下限即使不特别规定也可获得效果，但将N含量设定为低于0.0001％会导致制造成本的大幅的增加。由此，将N含量设定为0.0001％以上。N含量优选为0.0003％以上，更优选为0.0005％以上。
“O：0.0001～0.0100％”
O由于会形成氧化物而使延展性、扩孔性(拉伸凸缘性)及弯曲性之类的成形性劣化，因此需要抑制含量。由于若O含量超过0.0100％，则成形性的劣化变得显著，因此将O含量的上限设定为0.0100％。O含量优选为0.0050％以下，更优选为0.0030％以下。
O含量的下限即使不特别规定也可获得效果，但由于将O含量设定为低于0.0001％会伴随制造成本的大幅的增加，因此将0.0001％设定为下限。
“Si+0.1×Mn+0.6×Al≥0.35”
残余奥氏体有可能在热处理中分解成贝氏体、珠光体或粗大的渗碳体。Si、Mn及Al是为了抑制残余奥氏体的分解、提高成形性而特别重要的元素。为了抑制残余奥氏体的分解，优选满足下述式(1)。式(1)的左边的值更优选为0.60以上，进一步优选为0.80以上。
Si+0.1×Mn+0.6×Al≥0.35 (1)
(式(1)中的Si、Mn及Al设定为以质量％计的各元素的含量)
本实施方式所涉及的钢板以包含上述的元素作为基本，但也可以进一步根据需要含有选自Ti、V、Nb、Cr、Ni、Cu、Co、Mo、W、B、Sn、Sb、Ca、Mg、Ce、Zr、La、Hf、Bi、REM中的一种或两种以上的元素。这些元素为任选元素，由于未必需要含有，因此下限为0％。
“Ti：0～0.300％”
Ti是通过析出强化、由铁素体晶粒的生长抑制带来的细粒强化及经由抑制再结晶的位错强化而有助于钢板的强度上升的元素。然而，若Ti含量超过0.300％，则碳氮化物的析出变多而成形性劣化。因此，即使是含有的情况下，Ti含量也优选为0.300％以下。另外，从成形性的观点出发，Ti含量更优选为0.150％以下。
Ti含量的下限即使不特别规定也可获得效果，但为了充分获得由含有Ti带来的强度上升效果，Ti含量优选为0.001％以上。为了钢板的更进一步的高强度化，Ti含量更优选为0.010％以上。
“V：0～1.00％”
V是通过析出强化、由铁素体晶粒的生长抑制带来的细粒强化及经由抑制再结晶的位错强化而有助于钢板的强度上升的元素。然而，若V含量超过1.00％，则碳氮化物过度析出而成形性劣化。因此，即使是含有的情况下，V含量也优选为1.00％以下，更优选为0.50％以下。V含量的下限即使不特别规定也可获得效果，但为了充分获得由含有V带来的强度上升效果，V含量优选为0.001％以上，更优选为0.010％以上。
“Nb：0～0.100％”
Nb是通过析出强化、由铁素体晶粒的生长抑制带来的细粒强化及经由抑制再结晶的位错强化而有助于钢板的强度上升的元素。然而，若Nb含量超过0.100％，则碳氮化物的析出变多而成形性劣化。因此，即使是含有的情况下，Nb含量也优选为0.100％以下。从成形性的观点出发，Nb含量更优选为0.060％以下。Nb含量的下限即使不特别规定也可获得效果，但为了充分获得由含有Nb带来的强度上升效果，Nb含量优选为0.001％以上。为了钢板的更进一步的高强度化，Nb含量更优选为0.005％以上。
“Cr：0～2.00％”
Cr是提高钢板的淬透性、对高强度化有效的元素。然而，若Cr含量超过2.00％，则热加工性受损而生产率降低。由此，即使是含有的情况下，Cr含量也优选设定为2.00％以下，更优选为1.20％以下。
Cr含量的下限即使不特别规定也可获得效果，但为了充分获得由含有Cr带来的高强度化的效果，Cr含量优选为0.001％以上，更优选为0.010％以上。
“Ni：0～2.00％”
Ni是抑制高温下的相变、对钢板的高强度化有效的元素。然而，若Ni含量超过2.00％，则焊接性受损。由此，即使是含有的情况下，Ni含量也优选设定为2.00％以下，更优选为1.20％以下。
Ni含量的下限即使不特别规定也可获得效果，但为了充分获得由含有Ni带来的高强度化的效果，Ni含量优选为0.001％以上，更优选为0.010％以上。
“Cu：0～2.00％”
Cu是通过作为微细的粒子存在于钢中而提高钢板的强度的元素。然而，若Cu含量超过2.00％，则焊接性受损。因此，即使是含有的情况下，Cu含量也优选设定为2.00％以下，更优选为1.20％以下。Cu含量的下限即使不特别规定也可获得效果，但为了充分获得由含有Cu带来的高强度化的效果，Cu含量优选为0.001％以上，更优选为0.010％以上。
“Co：0～2.00％”
Co是提高淬透性、对钢板的高强度化有效的元素。然而，若Co含量超过2.00％，则热加工性受损而生产率降低。由此，即使是含有的情况下，Co含量也优选设定为2.00％以下，更优选为1.20％以下。
Co含量的下限即使不特别规定也可获得效果，但为了充分获得由含有Co带来的高强度化的效果，Co含量优选为0.001％以上，更优选为0.010％以上。
“Mo：0～1.00％”
Mo是抑制高温下的相变、对钢板的高强度化有效的元素。然而，若Mo含量超过1.00％，则热加工性受损而生产率降低。由此，即使是含有的情况下，Mo含量也优选设定为1.00％以下，更优选为0.50％以下。
Mo含量的下限即使不特别规定也可获得效果，但为了充分获得由含有Mo带来的高强度化的效果，Mo含量优选为0.001％以上，更优选为0.005％以上。
“W：0～1.00％”
W是抑制高温下的相变、对钢板的高强度化有效的元素。然而，若W含量超过1.00％，则热加工性受损而生产率降低。由此，即使是含有的情况下，W含量也优选为1.00％以下，更优选为0.50％以下。
W含量的下限不特别规定地可获得效果，但为了充分获得由W带来的高强度化的效果，W含量优选为0.001％以上，更优选为0.010％以上。
“B：0～0.0100％”
B是抑制高温下的相变、对钢板的高强度化有效的元素。然而，若B含量超过0.0100％，则热加工性受损而生产率降低。由此，即使是含有的情况下，B含量也优选设定为0.0100％以下。从生产率的观点出发，B含量更优选为0.0050％以下。
B含量的下限即使不特别规定也可获得效果，但为了充分获得由含有B带来的高强度化的效果，优选将B含量设定为0.0001％以上。为了进一步的高强度化，B含量更优选为0.0005％以上。
“Sn：0～1.00％”
Sn是抑制组织的粗大化、对钢板的高强度化有效的元素。然而，若Sn含量超过1.00％，则有时钢板过度脆化、在轧制时钢板断裂。因此，即使是含有的情况下，Sn含量也优选为1.00％以下。
Sn含量的下限不特别规定地可获得效果，但为了充分获得由Sn带来的高强度化效果，Sn含量优选为0.001％以上，更优选为0.010％以上。
“Sb：0～1.00％”
Sb是抑制组织的粗大化、对钢板的高强度化有效的元素。然而，若Sb含量超过1.00％，则有时钢板过度脆化、在轧制时钢板断裂。因此，即使是含有的情况下，Sb含量也优选为1.00％以下。
Sb含量的下限不特别规定地可获得效果，但为了充分获得由Sb带来的高强度化效果，Sb含量优选为0.001％以上，更优选为0.005％以上。
“Ca、Mg、Ce、Zr、La、Hf、Bi、REM中的一种或两种以上分别为0～0.0100％”
REM是Rare Earth Metal的缩写，在本实施方式中，是指除了Ce、La以外的属于镧系元素系列的元素。在本实施方式中，REM、Ce、La大多以混合稀土合金添加，有时复合地含有镧系元素系列的元素。即使包含La和/或Ce以外的镧系元素系列的元素作为杂质也可获得其效果。另外，即使添加金属La和/或Ce也可获得其效果。在本实施方式中，REM的含量是除了Ce、La以外的属于镧系元素系列的元素的含量的合计值。
含有这些元素的理由如下所述。
Ca、Mg、Ce、Zr、La、Hf、Bi、REM是对成形性的改善有效的元素，也可以分别含有0.0001％～0.0100％中的一种或两种以上。若Ca、Mg、Ce、Zr、La、Hf、Bi、REM中的一种或两种以上的各含量超过0.0100％，则有可能延展性降低。因此，即使是含有的情况下，上述的各元素的含量也优选为0.0100％以下，更优选为0.0070％以下。另外，在包含两种以上上述的元素的情况下，Ca、Mg、Ce、Zr、La、Hf、Bi、REM含量优选合计设定为0.0100％以下。
上述各元素的含量的下限即使不特别规定也可获得效果，但为了充分获得改善钢板的成形性的效果，各元素的含量优选为0.0001％以上。从成形性的观点出发，Ca、Mg、Ce、Zr、La、Hf、Bi、REM中的一种或两种以上的含量的合计更优选为0.0010％以上。
本实施方式所涉及的钢板包含上述的元素，剩余部分为Fe及杂质。关于上述的Ti、V、Nb、Cr、Ni、Cu、Co、Mo、W、B、Sn、Sb，均也允许含有低于上述下限值的微量作为杂质的情况。
另外，关于Ca、Mg、Ce、Zr、La、Hf、Bi、REM，也允许含有低于上述下限值的极微量作为杂质。
另外，作为杂质，允许合计含有0.0100％以下的H、Na、Cl、Sc、Zn、Ga、Ge、As、Se、Y、Tc、Ru、Rh、Pd、Ag、Cd、In、Te、Cs、Ta、Re、Os、Ir、Pt、Au、Pb。
接着，对本实施方式所涉及的钢板的钢组织(显微组织)进行说明。各组织的含量的说明中的[％]为[体积％]。
(钢板内部的钢组织)
如图1中所示的那样，在本实施方式所涉及的钢板1中，以距离钢板1的表面为板厚的1/4厚的位置(距离表面在板厚方向上为板厚的1/4的位置)为中心的1/8厚～3/8厚的范围11内的钢组织(以下有时称为“钢板内部的钢组织”)含有0～30％的软质铁素体、3％～40％的残余奥氏体、0～30％的初生马氏体、0～10％的珠光体和渗碳体的合计，长宽比为2.0以上的残余奥氏体在全部残余奥氏体中所占的个数比例为50％以上。
“软质铁素体：0～30％”
铁素体是具有优异的延展性的组织。但是，铁素体由于强度低，因此是在高强度钢板中难以有效利用的组织。在本实施方式所涉及的钢板中，钢板内部的钢组织(钢板内部的显微组织)含有0％～30％的软质铁素体。
本实施方式中的所谓“软质铁素体”是指在晶粒内不含残余奥氏体的铁素体。软质铁素体的强度低，与周边部相比应变容易集中，容易产生断裂。若软质铁素体的体积分数超过30％，则强度与成形性的平衡显著劣化。因此，软质铁素体限制为30％以下。软质铁素体进一步优选限制为15％以下，也可以为0％。
“残余奥氏体：3％～40％”
残余奥氏体是提高强度-延展性平衡的组织。在本实施方式所涉及的钢板中，钢板内部的钢组织包含3％～40％的残余奥氏体。从成形性的观点出发，钢板内部中的残余奥氏体的体积分数设定为3％以上，优选设定为5％以上，更优选设定为7％以上。
另一方面，为了将残余奥氏体的体积分数设定为超过40％，需要含有大量的C、Mn和/或Ni。该情况下，焊接性显著受损。因此，残余奥氏体的体积分数设定为40％以下。为了提高钢板的焊接性、提高便利性，残余奥氏体的体积分数优选设定为30％以下，进一步优选设定为20％以下。
“初生马氏体：0～30％”
初生马氏体使抗拉强度大大提高。另一方面，初生马氏体成为断裂的起点而使耐冲击特性显著劣化。因此，初生马氏体的体积分数设定为30％以下。特别是为了提高耐冲击特性，优选将初生马氏体的体积分数设定为15％以下，更优选设定为7％以下。初生马氏体也可以为0％，但为了确保钢板的强度，优选为2％以上。
“珠光体和渗碳体的合计：0～10％”
在钢板内部的钢组织中，也可以包含珠光体和/或渗碳体。然而，若珠光体和/或渗碳体的体积分数多，则延展性劣化。因此，将珠光体和/或渗碳体的体积分数合计限制为10％以下。珠光体和/或渗碳体的体积分数优选合计为5％以下，也可以为0％。
“长宽比为2.0以上的残余奥氏体的个数比例为全部残余奥氏体的50％以上”
本实施方式中，钢板内部的钢组织中的残余奥氏体晶粒的长宽比很重要。长宽比大、即伸长的残余奥氏体在因加工而引起的钢板的变形初期稳定。但是，在长宽比大的残余奥氏体中，伴随着加工的进展而在前端部分引起应变的集中，适度地相变而产生TRIP(相变诱导塑性)效应。因此，通过钢板内部的钢组织包含长宽比大的残余奥氏体，能够不损害韧性、耐氢脆特性、扩孔性等地改善延展性。从以上的观点出发，在本实施方式所涉及的钢板中，将长宽比为2.0以上的残余奥氏体在全部残余奥氏体中所占的个数比例设定为50％以上。长宽比为2.0以上的残余奥氏体的个数比例优选为70％以上，进一步优选为80％以上。
“回火马氏体”
回火马氏体是不会损害耐冲击特性而大大提高钢板的抗拉强度的组织，也可以包含于钢板内部的钢组织中。但是，若在钢板内部生成大量的回火马氏体，则有时无法充分获得残余奥氏体。因此，回火马氏体的体积分数优选限制为50％以下，更优选限制为30％以下。
在本实施方式所涉及的钢板中，钢板内部的钢组织中的剩余部分组织以将残余奥氏体内包于晶粒内的“硬质铁素体”为主。所谓为主是指在剩余部分组织中硬质铁素体具有最大的体积分数。
硬质铁素体通过对具有包含由贝氏体、回火马氏体、初生马氏体中的1种或2种以上构成的板条状组织的钢组织的热处理用钢板进行后述的第2热处理而形成。硬质铁素体由于将残余奥氏体内包于晶粒内，因此具有高强度。另外，硬质铁素体与在铁素体晶界中存在残余奥氏体的情况相比，由于不易引起铁素体与残余奥氏体的界面剥离，因此具有良好的成形性。
另外，在钢板内部的钢组织中的剩余部分组织中，除了上述的硬质铁素体以外，还可以包含贝氏体。在本实施方式中的贝氏体中，包含由微细的BCC结晶和粗大的铁系碳化物形成的粒状贝氏体、由板条状的BCC结晶和粗大的铁系碳化物形成的上贝氏体及由板状的BCC结晶和在其内部平行地排列的微细的铁系碳化物形成的下贝氏体、不含铁系碳化物的贝氏体铁素体。
(表层的显微组织)
接着，对钢板的表层的钢组织(显微组织)进行说明。
“在将具有1/8厚～3/8厚的范围(钢板内部)的硬度的80％以下的硬度的区域定义为软质层时，在表层存在厚度为1～100μm的软质层”
为了改善加工后的弯曲性，将钢板的表层软质化是必要的要件之一。在本实施方式所涉及的钢板中，在将硬度为钢板内部的硬度(平均硬度)的80％以下的区域定义为软质层时，从钢板的表面起在板厚方向上存在厚度为1～100μm的软质层。若换而言之，则在钢板的表层部存在硬度为钢板内部的平均硬度的80％以下的软质层，该软质层的厚度为1～100μm。
若软质层的厚度从表面起在深度方向(板厚方向)上低于1μm，则无法充分获得加工后的弯曲性。软质层的厚度(距离表面的深度范围)优选为5μm以上，更优选为10μm以上。
另一方面，若软质层的厚度超过100μm，则钢板的强度大大降低。因此，软质层的厚度设定为100μm以下。软质层的厚度优选为70μm以下。
[软质层中包含的铁素体中长宽比为3.0以上的晶粒的体积分数为50％以上]
软质层中包含的铁素体中长宽比为3.0以上的晶粒的体积分数(长宽比低于3.0的铁素体晶粒相对于铁素体的全部晶粒在软质层中所占的体积分数的比例)若低于50％，则弯曲加工部的耐氢脆特性劣化。因此，将软质层中包含的铁素体中长宽比为3.0以上的晶粒的体积分数设定为50％以上。优选为60％以上，更优选为70％以上。这里，作为对象的铁素体包含软质铁素体及硬质铁素体。
软质层中的铁素体的长宽比对弯曲加工部的耐氢脆造成影响的理由未必清楚，但如下推定。即，在本实施方式所涉及的钢板中，软质层的钢组织与钢板内部的钢组织(内部组织)较大不同。然而，在本实施方式所涉及的钢板中，由于表层中包含的长宽比为3.0以上的晶粒的个数比例为50％以上，因此表层与内部组织的形状类似性高。推定其结果是，起因于对表层与内部的边界的弯曲加工的应力及应变的局部集中得以抑制，耐氢脆特性改善。
[软质层中的残余奥氏体的体积分数为钢板内部中的残余奥氏体的体积分数的80％以下]
若将软质层中包含的残余奥氏体的体积分数限制为以距离表面为钢板的板厚的1/4厚的位置为中心的1/8厚～3/8厚的范围内包含的残余奥氏体的体积分数的80％以下，则弯曲加工部的耐氢脆特性提高。软质层中包含的残余奥氏体的体积分数相对于1/8厚～3/8厚的范围内包含的残余奥氏体的体积分数优选为50％以下，更优选为30％以下。
通过软质层中的残余奥氏体的体积分数而弯曲加工部的耐氢脆特性提高的机理并不清楚，但如下推定。即，在弯曲加工部，越是从板厚中央朝向弯曲外表面，产生越大的塑性应变。因此，存在于弯曲外侧的表面附近的残余奥氏体的大部分通过加工诱导相变而相变为马氏体。认为这样的残余奥氏体发生加工诱导相变而得到的马氏体由于极硬质且脆，因此对耐氢脆开裂特性造成不良影响。因此，认为软质层中包含的残余奥氏体的体积分数相对于钢板的1/8厚～3/8厚的范围内包含的残余奥氏体的体积分数越小，则弯曲加工部的耐氢脆特性越提高。
“包含Si氧化物的内部氧化层”
本实施方式所涉及的钢板在从表面起在深度方向(板厚方向)上通过高频辉光放电(高频GDS)分析法对显示Si的波长的发光强度进行分析时，在距离表面为超过0.2μm且10.0μm以下的范围内，出现显示Si的波长的发光强度的峰。在距离表面为超过0.2μm且10.0μm以下的范围内出现显示Si的波长的发光强度的峰表示钢板发生内部氧化而在钢板的距离表面为超过0.2μm且10.0μm以下的范围内具有包含Si氧化物的内部氧化层。在上述的深度的范围内具有内部氧化层的钢板由于抑制了伴随制造时的热处理的钢板表面中的Si氧化物等氧化膜的生成，因此具有优异的化学转化处理性及镀层附着力。
本实施方式所涉及的钢板在从表面起在深度方向上通过高频辉光放电分析法进行分析时，也可以在距离表面为超过0.2μm且10.0μm以下的范围和距离表面为0μm～0.2μm的范围(比深度0.2μm浅的区域)这两者中，具有显示Si的波长的发光强度的峰。所谓在两个范围内具有峰表示钢板具有内部氧化层、并且在表面具有包含Si氧化物的外部氧化层。
图2是表示对本实施方式所涉及的钢板从表面起在深度方向上通过高频辉光放电分析法对显示Si的波长的发光强度进行分析时的距离表面的深度与显示Si的波长的发光强度(Intensity)的关系的图表。在图2中所示的本实施方式所涉及的钢板中，在距离表面为超过0.2μm且10.0μm以下的范围内，出现显示Si的波长的发光强度的峰(来源于内部氧化层)。进而，在距离表面为0(最表面)～0.2μm的范围内，也出现显示Si的波长的发光强度的峰(来源于外部氧化层(IMAX))。因此，可知图2中所示的钢板具有内部氧化层，并且具有外部氧化层。
图3是表示对于与本实施方式不同的钢板从表面起在深度方向上通过高频辉光放电分析法进行分析时的距离表面的深度与显示Si的波长的发光强度(Intensity)的关系的图表。在图3中所示的钢板中，显示Si的波长的发光强度的峰在距离表面为0(最表面)～0.2μm的范围内出现，但在超过0.2μm且10.0μm以下的范围内未出现。这表示钢板不具有内部氧化层、仅具有外部氧化层。
“镀锌层”
在本实施方式所涉及的钢板的表面(两面或单面)，也可以形成镀锌层(热浸镀锌层或电镀锌层)。热浸镀锌层也可以是将热浸镀锌层合金化而得到的合金化热浸镀锌层。
在热浸镀锌层未合金化的情况下，热浸镀锌层中的Fe含量优选为低于7.0质量％。
在热浸镀锌层为合金化的合金化热浸镀锌层的情况下，Fe含量优选为6.0质量％以上。合金化热浸镀锌钢板具有比热浸镀锌钢板优异的焊接性。
镀锌层的镀层附着量不特别设定制约，但从耐蚀性的观点出发，每一面优选为5g/m2以上，更优选为20～120g/m2的范围内、进而25～75g/m2的范围内。
在本实施方式所涉及的钢板中，出于改善涂装性、焊接性等的目的，也可以在镀锌层上进一步设置上层镀层。另外，也可以对镀锌后的钢板实施各种处理例如铬酸盐处理、磷酸盐处理、润滑性提高处理、焊接性提高处理等。
本实施方式所涉及的钢板通过对采用包含第1热处理的工序而获得的以下的钢板(第2热处理前的原材料：以下记为“热处理用钢板”)进行后述的第2热处理而形成。
“热处理用钢板”
本实施方式所涉及的热处理用钢板作为本实施方式所涉及的钢板的原材料而使用。
具体而言，成为本实施方式所涉及的钢板的原材料的热处理用钢板优选具有与上述的本实施方式所涉及的钢板同样的化学组成，且具有以下所示的钢组织(显微组织)。此外，各组织的含量的说明中的[％]只要没有特别说明则表示[体积％]。
即，以距离表面为板厚的1/4厚的位置为中心的1/8厚～3/8厚的范围内的钢组织(钢板内部的钢组织)优选以体积分数计含有合计70％以上的包含贝氏体、回火马氏体、初生马氏体中的1种或2种以上的板条状组织，包含残余奥氏体，长宽比低于1.3且长径超过2.5μm的残余奥氏体晶粒的个数密度为1.0×10-2个/μm2以下，在距离表面在深度方向上为0～20μm的范围的表层部的钢组织中，铁素体的体积分数为低于50％。此外，在贝氏体中，包含由微细的BCC结晶和粗大的铁系碳化物形成的粒状贝氏体、由板条状的BCC结晶和粗大的铁系碳化物形成的上贝氏体及由板状的BCC结晶和在其内部平行地排列的微细的铁系碳化物形成的下贝氏体、不含铁系碳化物的贝氏体铁素体。
以下对成为这样的本实施方式所涉及的钢板的原材料的热处理用钢板的优选的钢组织(显微组织)进行说明。各组织的含量的说明中的[％]为[体积％]。
(热处理用钢板的内部的钢组织)
“板条状组织以体积分数计合计为70％以上”
本实施方式的热处理用钢板优选以距离表面为钢板的板厚的1/4厚的位置为中心的1/8厚～3/8厚的范围内的钢组织(钢板内部的钢组织)以体积分数计合计含有70％以上的包含贝氏体、回火马氏体、初生马氏体中的1种或2种以上的板条状组织。
通过以体积分数计含有合计70％以上的上述的板条状组织，对热处理用钢板实施后述的第2热处理而得到的钢板的钢板内部的钢组织以硬质铁素体作为主体。若上述的板条状组织的合计体积分数低于70％，则对热处理用钢板实施第2热处理而得到的钢板成为钢板内部的钢组织包含许多软质铁素体的钢板，得不到本实施方式所涉及的钢板。热处理用钢板中的钢板内部的钢组织优选以体积分数计含有合计80％以上的上述的板条状组织，更优选含有合计90％以上，也可以为100％。
“长宽比低于1.3且长径超过2.5μm的残余奥氏体晶粒的个数密度”
热处理用钢板中的钢板内部的钢组织除了上述的板条状组织以外，还可以包含残余奥氏体。但是，在包含残余奥氏体的情况下，优选将长宽比低于1.3并且长径超过2.5μm的残余奥氏体晶粒的个数密度限制为1.0×10-2个/μm2以下。
若在钢板内部的钢组织中存在的残余奥氏体为粗大的块状，则在对热处理用钢板实施第2热处理而得到的钢板的内部有时存在粗大的块状的残余奥氏体晶粒，无法充分确保长宽比为2.0以上的残余奥氏体的个数比例。因此，将长宽比低于1.3且长径超过2.5μm的粗大的块状的残余奥氏体晶粒的个数密度设定为1.0×10-2个/μm2以下。粗大的块状的残余奥氏体晶粒的个数密度越低越优选，优选为0.5×10-2个/μm2以下。
另外，若在热处理用钢板的钢板内部过度存在残余奥氏体，则通过对热处理用钢板实施后述的第2热处理，一部分残余奥氏体各向同性化。其结果是，在第2热处理后得到的钢板的内部中，有时无法充分确保长宽比为2.0以上的残余奥氏体。因此，热处理用钢板的钢板内部的钢组织中包含的残余奥氏体的体积分数优选为10％以下。
(热处理用钢板的表层的显微组织)
“在从钢板表面起在深度方向上至20μm为止的范围的表层部中，铁素体的体积分数低于20％”
成为本实施方式所涉及的钢板的原材料的热处理用钢板优选在从钢板表面起在深度方向上至20μm为止的范围内，铁素体以体积分数计低于20％。若铁素体的体积分数为20％以上，则在对热处理用钢板实施第2热处理而得到的钢板上形成的软质层中，长宽比超过3.0的铁素体晶粒的体积分数不满足规定的范围。铁素体的体积分数越少越优选，更优选为10％以下，也可以为0％。
“本实施方式所涉及的钢板的制造方法”
接着，对本实施方式所涉及的钢板的制造方法进行说明。
在本实施方式所涉及的钢板的制造方法中，通过将具有上述的化学组成的板坯进行热轧，对酸洗后的热轧钢板、或将热轧钢板冷轧而得到的冷轧钢板实施以下所示的第1热处理而制造热处理用钢板。之后，对热处理用钢板实施以下所示的第2热处理。第1热处理和/或第2热处理可以使用专用的热处理生产线来实施，也可以使用现有的退火生产线来实施。
(铸造工序)
为了制造本实施方式所涉及的钢板，首先，将具有上述的化学成分(组成)的板坯进行铸造。供于热轧的板坯可以使用连续铸造板坯或通过薄板坯铸造机等而制造的板坯。铸造后的板坯可以暂且冷却至常温后进行热轧，也可以以高温的状态直接热轧。将铸造后的板坯以高温的状态直接供于热轧由于能够削减热轧的加热所需的能量，因此优选。
(板坯加热)
在热轧之前，将板坯进行加热。在制造本实施方式所涉及的钢板的情况下，优选选定满足以下所示的式(4)的板坯加热条件。
[数学式1]
Figure BDA0002698491760000221
(式(4)中，fγ为下述式(5)所示的值，WMnγ为下述式(6)所示的值，D为下述式(7)所示的值，Ac1为下述式(8)所示的值，Ac3为下述式(9)所示的值，ts(T)为板坯加热温度T下的板坯的滞留时间(sec))
[数学式2]
Figure BDA0002698491760000222
(式(5)中，T为板坯加热温度(℃)，WC为钢中的C含量(质量％)，Ac1为下述式(8)所示的值，Ac3为下述式(9)所示的值)
[数学式3]
Figure BDA0002698491760000223
(式(6)中，T为板坯加热温度(℃)，WMn为钢中的Mn含量(质量％)，Ac1为下述式(8)所示的值，Ac3为下述式(9)所示的值)
[数学式4]
Figure BDA0002698491760000224
(式(7)中，T为板坯加热温度(℃)，R为气体常数：8.314J/mol)
Ac1＝723-10.7×Mn-16.9×Ni+29.1×Si+16.9×Cr (8)
(式(8)式中的元素符号为该元素在钢中的质量％)
Ac3＝879-346×C+65×Si-18×Mn+54×Al (9)
(式(9)式中的元素符号为该元素在钢中的质量％)
式(4)的分子表示在α(铁素体)与γ(奥氏体)的双相区域滞留中由α向γ分配的Mn含量的程度。式(4)的分子变得越大，则钢中的Mn浓度分布越不均质化。
式(4)的分母是与在γ单相区域滞留中在γ中扩散的Mn原子的距离相对应的项。式(4)的分母变得越大，则Mn浓度分布越均质化。为了使钢中的Mn浓度分布充分均质化，优选按照式(4)的值成为1.0以下的方式选定板坯加热条件。式(4)的值越小，则越能够降低热处理用钢板及对热处理用钢板进行第2热处理而得到的钢板的钢板内部中的粗大的块状的奥氏体晶粒的个数密度。
(热轧)
将板坯加热后，进行热轧。热轧的结束温度(精轧温度)低于850℃时，轧制反作用力提高，变得难以稳定地获得指定的板厚。因此，热轧的结束温度优选设定为850℃以上。从轧制反作用力的观点出发，热轧的结束温度优选设定为870℃以上。另一方面，为了将热轧的结束温度设定为超过1050℃，在从板坯的加热结束至热轧的结束为止的工序中，需要使用加热装置等将钢板进行加热，变得需要高成本。因此，优选将热轧的结束温度设定为1050℃以下。为了易于确保热轧中的钢板温度，热轧的结束温度优选设定为1000℃以下，进一步优选设定为980℃以下。
(酸洗工序)
接着，进行像这样操作而制造的热轧钢板的酸洗。酸洗是将热轧钢板的表面的氧化物除去的工序，对于提高钢板的化学转化处理性、镀层附着力而言是重要的。热轧钢板的酸洗可以是一次，也可以分成多次而进行。
(冷轧)
酸洗后的热轧钢板也可以进行冷轧而制成冷轧钢板。通过对热轧钢板进行冷轧，能够以高精度制造具有规定的板厚的钢板。在冷轧中，若压下率的合计(冷轧中的累积压下率)超过85％，则钢板的延展性消失，在冷轧中钢板断裂的危险性提高。因此，优选将压下率的合计设定为85％以下，更优选设定为75％以下。冷轧工序中的合计的压下率的下限没有特别规定，也可以不实施冷轧。为了提高钢板的形状均质性而获得良好的外观，并且使第1热处理中及第2热处理中的钢板温度变得均匀而获得良好的延展性，冷轧的压下率合计优选设定为0.5％以上，进一步优选设定为1.0％以上。
(第1热处理)
接着，通过对酸洗后的热轧钢板、或将热轧钢板冷轧而获得的冷轧钢板实施第1热处理而制造热处理用钢板。第1热处理以满足下述(a)～(e)的条件进行。
(a)在650℃～达到最高加热温度为止的期间，设定为含有0.1体积％以上的H2、并且满足下述式(3)的气氛。
log(PH2O/PH2)<-1.1 (3)
(式(3)中，log为常用对数，PH2O表示水蒸汽的分压，PH2表示氢的分压)
在第1热处理中，通过满足上述(a)，钢板表层部中的脱碳反应得以抑制，从而抑制铁素体的形成。
若气氛中的H2低于0.1体积％，则无法将存在于钢板表面的氧化膜充分还原，在钢板上形成氧化膜。因此，在第2热处理后获得的钢板的化学转化处理性及镀层附着力降低。
另一方面，若气氛中的H2含量超过20体积％，则效果饱和。另外，若气氛中的H2含量超过20体积％，则在操作上氢爆炸的危险性增加。因此，优选将气氛中的H2含量设定为20体积％以下。
另外，在log(PH2O/PH2)为-1.1以上的情况下，钢板表层部中的脱碳反应进行，在表层部形成铁素体。其结果是，在第2热处理后的钢板中，长宽比不足3.0的铁素体晶粒的比例增大。
(b)在Ac3-30℃～1000℃的最高加热温度下保持1秒～1000秒。
在第1热处理中，将最高加热温度设定为Ac3-30℃以上。若最高加热温度低于Ac3-30℃，则在热处理用钢板中的钢板内部的钢组织中残存块状的粗大的铁素体。其结果是，在热处理用钢板的第2热处理后获得的钢板的软质铁素体相的体积分数变得过量，而且长宽比为2.0以上的残余奥氏体的个数比例不足，特性劣化。最高加热温度优选为Ac3-15℃以上，进一步优选设定为Ac3+5℃以上。另一方面，若过度加热至高温则加热所需的燃料成本增大，另外，导致炉体的损伤。因此，最高加热温度设定为1000℃以下。
在第1热处理中，将最高加热温度下的保持时间设定为1秒～1000秒。若保持时间低于1秒，则在热处理用钢板中的钢板内部的钢组织中残存块状的粗大的铁素体。其结果是，在第2热处理后获得的钢板的软质铁素体的体积分数变得过量，特性劣化。保持时间优选为10秒以上，更优选为50秒以上。另一方面，若保持时间过长，则不仅由加热至最高加热温度带来的效果饱和，而且生产率受损。因此，保持时间设定为1000秒以下。
(c)按照650℃～最高加热温度为止的温度范围的平均加热速度成为0.5℃/秒～500℃/秒的方式进行加热。
在第1热处理中，在加热时，若在650℃～最高加热温度为止的温度范围内，平均加热速度低于0.5℃/秒，则在加热处理中Mn偏析进展，形成粗大的块状Mn浓化区域。该情况下，在第2热处理后获得的钢板的特性劣化。为了抑制块状的奥氏体的生成，650℃～最高加热温度的平均加热速度设定为0.5℃/秒以上。优选为1.5℃/秒以上。
另一方面，关于平均加热速度的上限，由于设定为超过500℃/秒在实际操作上困难，温度控制也困难，因此平均加热速度将500℃/秒设定为上限。650℃～最高加热温度为止的平均加热速度通过将650℃与最高加热温度之差除以钢板表面温度从650℃至达到最高加热温度为止的经过时间而获得。
(d)在最高加热温度下保持后，按照700℃～Ms为止的温度范围的平均冷却速度成为5℃/秒以上的方式进行冷却。
在第1热处理中，为了将热处理用钢板中的钢板内部的钢组织制成板条状组织主体，在最高加热温度下保持后，按照700℃～下述式(10)所示的Ms为止的温度范围的冷却速度以平均冷却速度计成为5℃/秒以上的方式进行冷却。若平均冷却速度低于5℃/秒，则有时在热处理用钢板中生成块状铁素体。该情况下，在第2热处理后获得的钢板的软质铁素体的体积分数变得过量，抗拉强度等特性劣化。平均冷却速度优选设定为10℃/秒以上，进一步优选设定为30℃/秒以上。
平均冷却速度的上限没有必要特别规定，但为了以超过500℃/秒的平均冷却速度进行冷却，变得需要特殊的设备。因此，平均冷却速度优选为500℃/秒以下。700℃～Ms以下为止的温度范围的平均冷却速度通过将700℃与Ms之差除以钢板表面温度从700℃至达到Ms为止的经过时间而获得。
Ms＝561-407×C-7.3×Si-37.8×Mn-20.5×Cu-19.5×Ni-19.8×Cr-4.5×Mo(10)
(式(10)式中的元素符号为该元素在钢中的质量％)
(e)将上述的以平均冷却速度5℃/秒以上的冷却进行至Ms以下的冷却停止温度。
在第1热处理中，将700℃～Ms为止的温度范围的平均冷却速度成为5℃/秒以上的冷却进行至式(10)所示的Ms以下的冷却停止温度。冷却停止温度也可以为室温(25℃)。通过将冷却停止温度设定为Ms以下，在第1热处理后获得的热处理用钢板中的钢板内部的钢组织成为板条状组织主体的钢组织。
在本实施方式的制造方法中，也可以对在第1热处理中冷却至Ms以下且室温以上的冷却停止温度的钢板连续地进行以下所示的第2热处理。另外，也可以在第1热处理中冷却至室温并卷取后，进行以下所示的第2热处理。
在第1热处理中冷却至室温的钢板为上述的本实施方式的热处理用钢板。热处理用钢板通过进行以下所示的第2热处理而成为本实施方式所涉及的钢板。
在本实施方式中，也可以对进行第2热处理之前的热处理用钢板实施各种处理。例如，为了矫正热处理用钢板的形状，也可以对热处理用钢板实施调质轧制处理。另外，为了将存在于热处理用钢板的表面的氧化物除去，也可以对热处理用钢板实施酸洗处理。
(第2热处理)
对实施了第1热处理的钢板(热处理用钢板)实施第2热处理。第2热处理以满足下述(A)～(E)的条件进行。
(A)在650℃～达到最高加热温度为止的期间，设定为H2为0.1体积％以上、O2为0.020体积％以下、log(PH2O/PH2)满足下述式(4)的气氛。
-1.1≤log(PH2O/PH2)≤-0.07 (4)
(式(3)中，log为常用对数，PH2O表示水蒸汽的分压，PH2表示氢的分压)
在第2热处理中，通过满足上述(A)，可抑制钢板外部的氧化反应，同时可促进表层部的脱碳反应。
若气氛中的H2低于0.1体积％、或O2超过0.020体积％，则无法将存在于钢板表面的氧化膜充分还原，在钢板上形成氧化膜。其结果是，在第2热处理后获得的钢板的化学转化处理性及镀层附着力降低。优选的H2的范围为1.0％体积以上，更优选为2.0体积％以上。优选的O2的范围为0.010体积％以下，更优选为0.005体积％以下。
另外，若气氛中的H2含量超过20体积％，则效果饱和。另外，若气氛中的H2含量超过20体积％，则在操作上氢爆炸的危险性增加。因此，优选将气氛中的H2含量设定为20体积％以下。
在log(PH2O/PH2)低于-1.1的情况下，会引起钢板表层中的Si、Mn的外部氧化，而且脱碳反应变得不充分，在第2热处理后获得的钢板的表层组织变得不满足所期望的范围。因此，将log(PH2O/PH2)设定为-1.1以上。优选log(PH2O/PH2)为-0.8以上。
另一方面，若log(PH2O/PH2)超过-0.07，则由于脱碳反应过度进行，因此在第2热处理后获得的钢板的强度不足。因此，将log(PH2O/PH2)设定为-0.07以下。
(B)在(Ac1+25)℃～(Ac3-10)℃的最高加热温度下保持1秒～1000秒。
在第2热处理中，将最高加热温度设定为(Ac1+25)℃～(Ac3-10)℃。若最高加热温度低于(Ac1+25)℃，则钢中的渗碳体熔化残留，在第2热处理后获得的钢板的内部组织中的残余奥氏体分数不足，特性劣化。为了提高在第2热处理后获得的钢板中的硬质组织分数、获得更高强度的钢板，优选将最高加热温度设定为(Ac1+40)℃以上。
另一方面，若最高加热温度超过(Ac3-10)℃，则通过内部的钢组织的大部分或全部成为奥氏体，从而第2热处理前的钢板(热处理用钢板)中的板条状组织消失，第2热处理前的钢板的板条状组织变得不被第2热处理后的钢板所继承。其结果是，在第2热处理后获得的钢板的内部组织中的残余奥氏体分数不足，并且长宽比为2.0以上的残余奥氏体的个数比例不足，特性大幅劣化。由此，最高加热温度设定为(Ac3-10)℃以下。为了充分继承第2热处理前的钢板中的板条状组织、进一步提高钢板的特性，最高加热温度优选设定为(Ac3-20)℃以下，更优选设定为(Ac3-30)℃以下。
在第2热处理中，将最高加热温度下的保持时间设定为1秒～1000秒。若保持时间低于1秒，则钢中的渗碳体熔化残留，有可能钢板的特性劣化。保持时间优选为30秒以上。另一方面，若保持时间过长，则不仅由加热至最高加热温度带来的效果饱和，而且生产率降低。因此，保持时间设定为1000秒以下。
(C)按照650℃～最高加热温度为止的平均加热速度成为0.5℃/秒～500℃/秒的方式进行加热。
若第2热处理中的650℃～最高加热温度为止的平均加热速度低于0.5℃/秒，则在第1热处理中制成的板条状组织进行恢复，在晶粒内不具有奥氏体晶粒的软质铁素体的体积分数增大。另一方面，若平均加热速度超过500℃/秒，则脱碳反应不充分进行。
(D)按照700～600℃为止的平均冷却速度成为3℃/秒以上的方式，从最高加热温度冷却至480℃以下。
在第2热处理中，从最高加热温度冷却至480℃以下。此时，将700～600℃之间的平均冷却速度设定为3℃/秒以上。若以低于3℃/秒的平均冷却速度在上述的范围内进行冷却，则生成粗大的碳化物而钢板的特性受损。平均冷却速度优选设定为10℃/秒以上。平均冷却速度的上限也可以没有特别设定，但由于为了设定为超过200℃/秒而变得需要特殊的冷却装置，因此优选设定为200℃/秒以下。
(E)在300℃～480℃之间保持10秒以上。
接着，在300℃～480℃之间的温度区域中将钢板保持10秒以上。若保持时间低于10秒，则在未相变奥氏体中碳没有充分浓化。在该情况下，板条状的铁素体没有充分生长，没有进行向奥氏体的C浓化。其结果是，在上述保持后的最终冷却时生成初生马氏体，钢板的特性大大劣化。为了充分进行向奥氏体中的碳浓化、减少马氏体的生成量、改善钢板的特性，保持时间优选设定为100秒以上。没有必要限定保持时间的上限，但由于即使过长而生产率也降低，因此保持时间也可以设定为1000秒以下。
在冷却停止温度低于300℃的情况下，也可以再加热至300～480℃后进行保持。
<镀锌工序>
也可以对第2热处理后的钢板进行在表面形成热浸镀锌层的热浸镀锌。另外，也可以紧接着热浸镀锌层的形成而进行镀层的合金化处理。
另外，也可以对第2热处理后的钢板进行在表面形成电镀锌层的电镀锌。
热浸镀锌及合金化处理、以及电镀锌只要满足本发明规定的条件，则在第2热处理中的冷却工序(D)的结束以后，可以在任一时机进行。例如，可以如图4中以模式[1]表示的那样，在冷却工序(D)、等温保持工序(E)之后实施镀覆处理(进而根据需要实施合金化处理)，也可以如图5中以模式[2]表示的那样，在冷却工序(D)之后实施镀覆处理(进而根据需要实施合金化处理)，之后实施等温保持(E)。或者，也可以如图6中以模式[3]表示的那样，在冷却工序(D)、等温保持工序(E)之后，一度冷却至室温，之后实施镀覆处理(进而根据需要实施合金化处理)。
作为热浸镀锌工序中的镀锌浴温度或镀锌浴组成等镀覆条件，可以使用一般的条件，没有特别限制。例如，镀覆浴温为420～500℃、钢板向镀浴中的侵入板温为420～500℃、浸渍时间为5秒以下较佳。镀浴优选含有0.08～0.2％的Al的镀浴，但此外，也可以含有不可避免的杂质的Fe、Si、Mg、Mn、Cr、Ti、Pb。另外，优选通过气体摩擦接触等公知的方法来控制热浸镀锌的单位面积重量。单位面积重量通常只要每一面为5g/m2以上即可，但优选为20～120g/m2，更优选为25～75g/m2。
对于形成有热浸镀锌层的高强度热浸镀锌钢板，如上所述，根据需要也可以进行合金化处理。
合金化处理优选将合金化处理温度设定为460～600℃。若合金化处理低于460℃，则不仅合金化速度变慢，生产率降低，而且产生合金化处理不均。
另一方面，若合金化处理温度超过600℃，则合金化过度进行，钢板的镀层附着力劣化。合金化处理温度更优选为480～580℃。合金化处理的加热时间优选设定为5～60秒。
另外，合金化处理优选以热浸镀锌层中的铁浓度成为6.0质量％以上那样的条件进行。
在进行电镀锌的情况下，其条件没有特别限定。
通过进行以上说明的第2热处理，可得到上述的本实施方式所涉及的钢板。
本实施方式中，也可以对钢板以形状矫正为目的而实施冷轧。冷轧可以在进行第1热处理后实施，也可以在进行第2热处理后实施。另外，也可以在进行第1热处理后和进行第2热处理后这两个时候实施。关于冷轧的压下率，压下率优选设定为3.0％以下，进一步优选设定为1.2％以下。若冷轧的压下率超过3.0％，则有可能因一部分残余奥氏体通过加工诱导相变而相变为马氏体，导致残余奥氏体的体积分数降低，特性受损。另一方面，冷轧的轧制率的下限值没有特别规定，即使不实施冷轧，也可得到本实施方式所涉及的钢板的特性。
接着，对本实施方式所涉及的钢板及本实施方式所涉及的热处理用钢板所具有的各构成的测定方法进行说明。
“钢组织的测定”
钢板内部及软质层的钢组织中包含的铁素体(软质铁素体、硬质铁素体)、贝氏体、回火马氏体、初生马氏体、珠光体、渗碳体、残余奥氏体的体积分数可以使用以下所示的方法来测定。
以与钢板的轧制方向平行的板厚截面作为观察面而采集试样，将观察面进行研磨并进行硝酸乙醇侵蚀。接着，在钢板的内部的钢组织的观察的情况下，在观察面中的以距离表面为1/4厚的位置为中心的1/8厚～3/8厚的范围的一个或多个观察视场中，在软质层的钢组织的观察的情况下，在钢板的包含最表层至软质层深度范围的区域的一个或多个观察视场中，对合计为2.0×10-9m2以上的面积通过场发射型扫描型电子显微镜(FE-SEM：FieldEmission Scanning Electron Microscope)进行观察。然后，分别测定铁素体、贝氏体、回火马氏体、初生马氏体、珠光体、渗碳体、残余奥氏体的面积分数，将其视为体积分数。
这里，将在晶粒内具有下部组织、并且碳化物以多个变体析出的区域判断为回火马氏体。另外，将渗碳体以薄片状析出的区域判断为珠光体或渗碳体。将亮度小、并且未见到下部组织的区域判断为铁素体(软质铁素体或硬质铁素体)。将亮度大、并且下部组织通过侵蚀而未显现出的区域判断为初生马氏体或残余奥氏体。将剩余部分判断为贝氏体。通过利用点计数法算出各自的体积分数，设定为各组织的体积分数。
关于硬质铁素体及软质铁素体的体积分数，基于所测定的铁素体的体积分数，通过后述的方法，求出各自的体积分数。
关于初生马氏体的体积分数，可以通过从初生马氏体或残余奥氏体的体积分数减去通过后述的X射线衍射法求出的残余奥氏体的体积分数而求出。
在本实施方式所涉及的钢板及作为其原材料的热处理用钢板中，钢板内部包含的残余奥氏体的体积分数通过X射线衍射法来进行评价。具体而言，在以距离板厚的表面为1/4厚的位置为中心的1/8厚～3/8厚的范围内，将与板面平行的面精加工成镜面，通过X射线衍射法而测定FCC铁的面积分数，将其设定为残余奥氏体的体积分数。
“软质层中包含的残余奥氏体体积分数与钢板内部包含的残余奥氏体体积分数的比例”
在本实施方式所涉及的钢板中，软质层中包含的残余奥氏体的体积分数与钢板内部的残余奥氏体的体积分数的比例通过利用EBSD法(电子背散射衍射法)进行高分辨率晶体结构解析来评价。具体而言，以与钢板的轧制方向平行的板厚截面作为观察面而采集试样，将观察面进行研磨而精加工成镜面。进而，为了除去表层的加工层，进行电解研磨或使用胶体二氧化硅的机械研磨。接着，对于包含软质层的钢板的表层部及钢板内部(以距离表面为1/4厚的位置为中心的1/8厚～3/8厚的范围)，按照观察视场的总面积合计成为2.0×10-9m2以上(多个视场或同一视场也可以)的方式利用EBSD法进行晶体结构解析。对于在测定时通过EBSD法而得到的数据的解析，使用TSL公司制的“OIM Analysys6.0”。另外，评分间距离(step)设定为0.01～0.20μm。根据观察结果，将判断为FCC铁的区域判断为残余奥氏体，分别算出软质层及钢板内部的残余奥氏体的体积分数。
“残余奥氏体晶粒的长宽比及长径的测定”
钢板内部的钢组织中包含的残余奥氏体晶粒的长宽比及长径通过EBSD法进行高分辨率结晶方位(crystal orientation)解析，进行评价。具体而言，以与钢板的轧制方向平行的板厚截面作为观察面而采集试样，将观察面进行研磨而精加工成镜面。进而，为了除去表层的加工层，进行电解研磨或使用胶体二氧化硅的机械研磨。接着，对于钢板内部(以距离表面为1/4厚的位置为中心的1/8厚～3/8厚的范围)，对合计2.0×10-9m2以上(多个视场或同一视场也可以)的面积通过EBSD法进行晶体结构解析。根据观察结果，将判断为FCC铁的区域设定为残余奥氏体。
接着，从通过上述的方法而测定的残余奥氏体晶粒的结晶方位中，为了避免测定误差，仅抽出长轴长度为0.1μm以上的奥氏体晶粒，描绘结晶方位图。将产生10°以上的结晶方位差的边界视为残余奥氏体晶粒的结晶晶界。长宽比设定为残余奥氏体晶粒的长轴长度除以短轴长度而得到的值。长径设定为残余奥氏体晶粒的长轴长度。由该结果求出长宽比为2.0以上的残余奥氏体在全部残余奥氏体中所占的个数比例。
对于通过EBSD法而得到的数据的解析，使用TSL公司制的“OIM Analysys 6.0”。另外，评分间距离(step)设定为0.01～0.20μm。
“包含奥氏体晶粒的铁素体晶粒(硬质铁素体)/不含奥氏体晶粒的铁素体晶粒(软质铁素体)”
对将铁素体晶粒中包含(内包)奥氏体晶粒的晶粒与不含奥氏体晶粒的晶粒进行分离的方法进行叙述。首先，使用FE-SEM对晶粒进行观察，通过EBSD法进行高分辨率结晶方位解析。具体而言，以与钢板的轧制方向平行的板厚截面作为观察面而采集试样，将观察面进行研磨而精加工成镜面。进而，为了除去表层的加工层，进行电解研磨或使用胶体二氧化硅的机械研磨。接着，对于钢板内部(以距离表面为1/4厚的位置为中心的1/8厚～3/8厚的范围)，对合计为2.0×10-9m2以上(多个视场或同一视场也可以)的面积通过EBSD法进行晶体结构解析。接着，对于由BCC铁得到的数据，将产生15°以上的结晶方位差的边界设定为结晶晶界，描绘铁素体晶粒的结晶晶界图。接着，从由FCC铁得到的数据中，为了避免测定误差，仅以长轴的长度为0.1μm以上的奥氏体晶粒来描绘晶粒的分布图，与铁素体晶粒的结晶晶界图重叠。
如果在一个铁素体晶粒中有一个以上的完全被摄入其内部的奥氏体晶粒则设定为“包含奥氏体晶粒的铁素体晶粒”。另外，将不与奥氏体晶粒邻接、或仅在与其它晶粒的边界与奥氏体晶粒邻接的情况设定为“不含奥氏体晶粒的铁素体晶粒”。
“表层～钢板内部的硬度”
用于决定软质层的厚度的表层～钢板内部的硬度分布例如可以通过以下的方法来求出。
以与钢板的轧制方向平行的板厚截面作为观察面而采集试样，将观察面进行研磨而精加工成镜面，进而为了除去表层的加工层，使用胶体二氧化硅进行化学研磨。对于所得到的试样的观察面，使用微小硬度测定装置，以距离最表层为5μm深度的位置作为起点，至距离表面为板厚的1/8厚度的位置，在钢板的厚度方向上以10μm间距压入顶角为136°的四角锥形状的维氏压头。此时，压入载荷按照彼此的维氏压痕不干涉的方式进行设定。例如为2gf。之后，使用光学显微镜或扫描型电子显微镜等，测定压痕的对角线长度，转换成维氏硬度(Hv)。
接着，将测定位置在轧制方向上移动10μm以上，将起点设定为距离最表层为10μm深度位置至板厚1/8厚度的位置进行同样的测定。接着，再将测定位置在轧制方向上移动10μm以上，以距离最表层为5μm深度的位置作为起点，至距离表面为板厚的1/8厚度的位置，进行同样的测定。接着，将测定位置在轧制方向上移动10μm以上，将起点设定为距离最表层为10μm深度位置至板厚1/8厚度的位置进行同样的测定。如图7中所示的那样，通过反复该操作，对各厚度位置测定各5点的维氏硬度。通过这样操作，事实上，得到在深度方向上5μm间距的硬度测定数据。不将测定间隔单纯地设定为5μm间距是为了避免压痕彼此的干涉。将5点的平均值设定为该厚度位置处的硬度。各数据间通过以直线进行插值，得到深度方向的硬度分布图。通过由硬度分布图读取硬度成为母材硬度的80％以下的深度位置，求出软质层的厚度。
另一方面，关于钢板内部的硬度，通过对于以1/4厚度位置为中心的1/8厚～3/8厚的范围，通过与上述相同的要领并使用微小硬度测定装置测定至少5点的硬度，将值平均而求出。
作为微小硬度测定装置，例如可以使用FISCHERSCOPE(注册商标)HM2000 XYp。
“软质层中包含的铁素体的长宽比与长宽比为3.0以上的晶粒的比例”
软质层中的铁素体的长宽比使用FE-SEM对晶粒进行观察，通过EBSD法(电子背散射衍射法)进行高分辨率结晶方位解析而加以评价。对于通过EBSD法而得到的数据的解析，使用TSL公司制的“OIM Analysys 6.0”。另外，评分间距离(step)设定为0.01～0.20μm。
根据观察结果，将判断为BCC铁的区域设定为铁素体，描绘结晶方位图。而且，将产生15°以上的结晶方位差的边界视为结晶晶界。长宽比设定为各个铁素体晶粒的长轴长度除以短轴长度而得到的值。
“高频辉光放电(高频GDS)分析”
在对本实施方式所涉及的钢板及热处理用钢板通过高频辉光放电分析法进行分析的情况下，可以使用公知的高频GDS分析法。
具体而言，使用下述方法：将钢板的表面设定为Ar气氛，以施加电压而产生辉光等离子体的状态，一边对钢板表面进行溅射一边在深度方向上进行分析。然后，由在辉光等离子体中原子被激发而产生的元素特有的发光光谱波长，对材料(钢板)中包含的元素进行鉴定，由所鉴定的元素的发光强度估算材料中包含的元素的量。深度方向的数据可以由溅射时间来估算。具体而言，通过预先使用标准样品求出溅射时间与溅射深度的关系，可以将溅射时间转换成溅射深度。因此，可以将由溅射时间转换的溅射深度定义为距离材料的表面的深度。
在高频GDS分析中，可以使用市售的分析装置。在本实施方式中，使用堀场制作所社制的高频辉光放电发光分析装置GD-Profiler2。
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条件例。本发明并不限定于该一条件例。只要不脱离本发明的主旨、达成本发明的目的，则本发明可采用各种条件。
将具有表1中所示的化学组成的钢进行熔炼，制作了板坯。将该板坯以设定为表2～表5中所示的板坯加热温度、表2～表5中所示的式(4)的数值的板坯加热条件进行加热，进行将轧制结束温度设定为表2～表5中所示的温度的热轧，制造了热轧钢板。之后，将热轧钢板进行酸洗，除去表面的氧化皮。之后，对一部分热轧钢板进行冷轧而制成冷轧钢板。
Figure BDA0002698491760000361
表2
Figure BDA0002698491760000371
※带下划线表示在本发明范围外
表3
Figure BDA0002698491760000381
※带下划线表示在本发明范围外
表4
Figure BDA0002698491760000391
※带下划线表示在本发明范围外
表5
Figure BDA0002698491760000401
※带下划线表示在本发明范围外
对像这样操作而得到的板厚为1.2mm的热轧钢板、或板厚为1.2mm的冷轧钢板实施了以下所示的第1热处理和/或第2热处理。此外，对于一部分实施例，将在第1热处理中冷却至表6～表9中所示的冷却停止温度的冷轧钢板在不冷却至室温的情况下连续地进行第2热处理。对于其它的实施例，在第1热处理中冷却至冷却停止温度后，冷却至室温，然后进行第2热处理。另外，对于一部分实施例，在不实施第1热处理的情况下，进行了第2热处理。
(第1热处理)
以表6～表9中所示的条件加热至最高加热温度，在最高加热温度下保持。之后，冷却至冷却停止温度。在第1热处理中，在以表6～表9中所示的浓度含有H2、log(PH2O/PH2)为表6～表9中所示的数值的气氛中，在650℃～达到最高加热温度为止进行加热。
Ac3通过下述式(9)而求出，Ms通过下述式(10)而求出。
Ac3＝879-346C+65Si-18Mn+54Al (9)
(式(9)式中的元素符号为该元素在钢中的质量％)
Ms＝561-407×C-7.3×Si-37.8×Mn-20.5×Cu-19.5×Ni-19.8×Cr-4.5×Mo(10)
(式(10)式中的元素符号为该元素在钢中的质量％)
表6
Figure BDA0002698491760000421
※带下划线表示在本发明范围外
表7
Figure BDA0002698491760000431
※带下划线表示在本发明范围外
表8
Figure BDA0002698491760000441
※带下划线表示在本发明范围外
表9
Figure BDA0002698491760000451
※带下划线表示在本发明范围外
(第2热处理)
按照650℃～最高加热温度为止的平均加热速度成为表10～表13中所示的条件的方式，加热至最高加热温度，在最高加热温度下保持。之后，按照700～600℃的平均冷却速度成为表10～表13中所示的平均冷却速度的方式冷却至冷却停止温度。在第2热处理中，在表10～表13中所示的气氛中，在650℃～达到最高加热温度为止进行加热。
接着，对第2热处理后的一部分高强度钢板(实验例No.54、69)进行电镀锌，在高强度钢板的两面的表面形成电镀锌层，得到电镀锌钢板(EG)。
另外，在各实验例中，对于实验例No.1’～80’，在以表中所示的条件进行冷却、等温保持后的时机(即在图4的模式[1]中所示的时机)实施了合金化热浸镀锌。此外，在这些实验例No.1’～80’中，对于实验例1’～16’、18’～58’、60’～73’，75’～80’，紧接着热浸镀锌而进行了合金化处理，但对于实验例17’、59’、74’，在热浸镀锌后未进行合金化处理。
对于实验例No.81’～88’，按照图5中所示的模式[2]，如表中所示的那样，加热至最高加热温度后，以平均冷却速度进行冷却，接着除了实验例No.86以外实施合金化热浸镀锌/合金化处理，以表10～13中所示的条件进行了冷却、等温保持。
另外，对于实验例No.89’，按照图6中所示的模式[3]，以表中所示的条件加热至最高加热温度后，冷却、等温保持后，暂且冷却至室温，之后，重新进行了合金化热浸镀锌/合金化处理。
热浸镀锌在各例中均通过浸渍于460℃的熔融锌浴中，在钢板的两面每一面以单位面积重量50g/m2实施。
Ac1通过下述式(8)而求出，Ac3通过上述式(9)而求出。
Ac1＝723-10.7×Mn-16.9×Ni+29.1×Si+16.9×Cr (8)
(式(8)式中的元素符号为该元素在钢中的质量％)
表10
Figure BDA0002698491760000471
※带下划线表示在本发明范围外
表11
Figure BDA0002698491760000481
※带下划线表示在本发明范围外
表12
Figure BDA0002698491760000491
※带下划线表示在本发明范围外
表13
Figure BDA0002698491760000501
※带下划线表示在本发明范围外
接着，对于像这样操作而得到的实验例No.1～No.78及实验例No.1’～No.89’的钢板，通过上述的方法，测定以距离表面为1/4厚的位置为中心的1/8厚～3/8厚的范围内的钢组织(钢板内部的钢组织)，对软质铁素体、残余奥氏体、回火马氏体、初生马氏体、珠光体和渗碳体的合计、硬质铁素体、贝氏体分别调查了体积分数。
另外，对于实验例No.1～No.78及实验例No.1’～No.89’的钢板的钢板内部，通过上述的方法，调查了长宽比为2.0以上的残余奥氏体在全部残余奥氏体中所占的个数比例。
将这些结果示于表14～表17中。
表14
Figure BDA0002698491760000511
※带下划线表示在本发明范围外
表15
Figure BDA0002698491760000521
※带下划线表示在本发明范围外
表16
Figure BDA0002698491760000531
※带下划线表示在本发明范围外
表17
Figure BDA0002698491760000541
※带下划线表示在本发明范围外
接着，对于实验例No.1～No.78及实验例No.1’～No.89’的钢板，通过上述的方法进行钢组织、硬度的测定，调查了软质层的厚度、长宽比为3.0以上的铁素体在软质层中的铁素体中所占的体积分数、软质层中的残余奥氏体与钢板内部中的残余奥氏体的体积分数的比率。将这些结果示于表18～表21中。
进而，对于实验例No.1～No.78及实验例No.1’～No.89’的钢板，通过上述的方法，从表面起在深度方向上通过高频辉光放电分析法来分析显示Si的波长的发光强度的峰，调查了在超过0.2μm且10.0μm以下的深度的范围内是否出现显示Si的波长的发光强度的峰(表示具有包含Si氧化物的内部氧化层的峰)。
而且，在实验例No.1～No.78及实验例No.1’～No.89’的钢板中，将在距离表面在深度方向上超过0.2μm且10.0μm以下的深度之间出现了显示Si的波长的发光强度的峰的钢板评价为“有”内部氧化峰，将未出现峰的钢板评价为“无”内部氧化峰。将结果示于表18～表21中。
表18
Figure BDA0002698491760000561
※带下划线表示在本发明范围外
表19
Figure BDA0002698491760000571
※带下划线表示在本发明范围外
表20
Figure BDA0002698491760000581
※带下划线表示在本发明范围外
表21
Figure BDA0002698491760000591
※带下划线表示在本发明范围外
另外，对于实验例No.1～No.78及实验例No.1’～No.89’的钢板，通过以下所示的方法，调查了最大拉伸应力(TS)、拉伸率(El)、扩孔性(扩孔率)、弯曲加工部的耐氢脆特性、化学转化处理性或镀层附着力。将结果示于表22～表25中。
按照相对于轧制方向成直角的方向成为拉伸方向的方式采集JIS5号拉伸试验片，依据JIS Z2241来测定最大拉伸应力及拉伸率，依据JIS Z2256来测定扩孔性。而且，将最大拉伸应力为700MPa以上的钢板评价为良好。
另外，为了对强度与拉伸率与扩孔性的平衡进行评价，使用通过上述的方法而测定的最大拉伸应力(TS)、拉伸率(El)、扩孔性(扩孔率)的结果，算出下述式(11)所示的值。式(11)所示的值越大，则强度与拉伸率与扩孔性的平衡越良好。将式(11)的值为80×10-7以上的钢板评价为良好。
TS2×El×λ (11)
(式(11)中，TS表示最大拉伸应力(MPa)，El表示拉伸率(％)，λ表示扩孔性(％))
将结果示于表22～表25中。
弯曲加工部的耐氢脆特性通过以下的方法来评价。
首先，按照试验片的长度方向与钢板的轧制方向变得垂直的方式，从钢板采集30mm×120mm的长条状试验片，对试验片的两端进行螺栓紧固用的开孔加工。接着，用半径为5mm的冲头对试验片进行了180°弯曲。之后，对于回弹的U弯曲试验片，通过使用螺栓和螺母进行紧固而负载应力。此时，在U弯曲试验片的顶部贴附GL5mm的应变仪，通过应变量控制而负载抗拉强度的0.8倍的应力。此时，关于应力，根据预先在拉伸试验中采集的应力-应变曲线，将应变换算成应力而设定。U弯曲试验片的端面设定为剪切状态。
对于应力赋予后的U弯曲试验片，使用电化学电池连续地进行阴极充氢直至试验片达到断裂为止。对于电解液，使用在3％NaCl水溶液中加入3g/L的硫氰酸铵而得到的溶液，充电电流密度设定为-0.05mA/cm2。断裂后的试验片立即保管于液氮中，通过利用气相色谱的升温氢分析法(升温速度：100℃/小时、测定至300℃)来测定钢中的氢量。将从室温至200℃为止从钢材放出的氢量设定为扩散性氢量。
进行3次同样的试验，将其平均值定义为极限扩散性氢量。对于抗拉强度为1100MPa以下的材料，将极限扩散性氢量为1.0ppm以上的材料判定为“Ex”，将0.6～1.0ppm的材料判定为“G”，将低于0.6ppm的材料判定为“B”。对于抗拉强度超过1100MPa且1350MPa以下的材料，将极限扩散性氢量为0.8ppm以上的材料判定为“Ex”，将0.5～0.8ppm的材料判定为“G”，将低于0.5ppm的材料判定为“B”。对于抗拉强度超过1350MPa的材料，将极限扩散性氢量为0.6ppm以上的材料判定为“Ex”，将0.3～0.6ppm的材料判定为“G”，将低于0.3ppm的材料判定为“B”。
另外，对于除实验例No.54、No.69以外的No.1～No.78的钢板，通过以下所示的方法，测定化学转化处理性。
将钢板切断成70mm×150mm，对其在40℃下喷涂120秒钟的Nihon ParkerizingCo.,Ltd.制的脱脂剂(商品名：FINE CLEANER E2083)的18g/l水溶液。接着，将涂布有脱脂剂的钢板进行水洗而脱脂，在Nihon Parkerizing Co.,Ltd.制的表面调整剂(商品名：PREPALENE XG)的0.5g/l水溶液中在常温下浸渍60秒钟。之后，将涂布有表面调整剂的钢板在Nihon Parkerizing Co.,Ltd.制的磷酸锌处理剂(商品名：PALBOND L3065)中浸渍120秒钟，进行水洗，干燥。由此，在钢板的表面形成由磷酸锌被膜构成的化学转化处理膜。
从形成有化学转化处理膜的钢板采集宽度70mm×长度150mm的试验片。之后，对沿着试验片的长度方向的3处(中央部及两端部)使用扫描型电子显微镜(SEM)以1000倍的放大倍数进行观察。然后，对于各试验片，通过以下的基准，评价化学转化处理膜的晶粒的附着程度。
“Ex”在表面致密地附着有化学转化处理膜的磷酸锌结晶。
“G”磷酸锌结晶稀疏、在相邻的结晶间见到一些间隙(磷酸锌被膜未附着、一般被称为“遮盖力弱(スケ)”的部分)。
“B”在表面明显见到未被化学转化处理被膜被覆的部位。
表21～表25中的表面记载的“EG”表示电镀锌钢板，“GI”表示热浸镀锌钢板，“GA”表示合金化热浸镀锌钢板。
另外，对于实验例No.54、No.69、No.1’～No.89’的钢板，通过以下所示的方法，测定镀层附着力。
从这些钢板采集30mm×100mm的试验片并进行了90°V弯曲试验。之后，沿着弯曲棱线贴附市售的透明胶带(scotch tape：注册商标)，测定附着于胶带上的镀层的宽度作为剥离宽度。评价设定为如下。
Ex：镀层剥离小(剥离宽度低于5mm)
G：在实用上不妨碍的程度的剥离(剥离宽度为5mm以上且低于10mm)
B：剥离剧烈(剥离宽度为10mm以上)
镀层附着力将Ex、G设定为合格。
以下对关于各实验例的评价结果进行说明。
表22
Figure BDA0002698491760000631
表23
Figure BDA0002698491760000641
表24
Figure BDA0002698491760000651
表25
Figure BDA0002698491760000661
作为本发明例的实验例No.1、3、4、7、10、12～14、18、19、21～23、27、28、30～34、36、37、39～42、44～46、49、50、52～63、66～70、76～78、1’、3’、4’、7’、10’～14’、16’～19’、23’、24’、26’～28’、32’、33’、35’～39’、41’、42’、44’～47’、49’～51’、54’、55’、57’～68’、71’～75’、81’～89’为高强度且延展性及扩孔性优异，加工后的弯曲性及化学转化处理性或镀层附着力良好。
关于实验例No.11、17、29、47、48的钢板，由于未实施第1热处理，因此在金属组织中不含有硬质铁素体，因此强度/拉伸率/扩孔率的平衡差。
实验例No.2的钢板由于第1热处理中的最高加热温度低，因此软质铁素体多，长宽比为2.0以上的残余奥氏体的个数比例不足，强度/拉伸率/扩孔率的平衡差。
实验例No.5的钢板由于第1热处理中的650℃～最高加热温度为止的平均加热速度慢，因此长宽比为2.0以上的残余奥氏体的个数比例不足，强度/拉伸率/扩孔率的平衡差。
实验例No.6、15、16、24的钢板由于第1热处理中的log(PH2O/PH2)高，未得到所期望的表层组织，因此弯曲加工部的耐氢脆性差。
实验例No.8的钢板由于第1热处理中的冷却速度慢，因此钢板的内部组织中的软质铁素体的分数变多。因此，实验例No.8的钢板的强度/拉伸率/扩孔率的平衡差。
实验例No.9、15、20、25、48、51的钢板由于第2热处理中的log(PH2O/PH2)低，未得到所期望的表层组织，因此弯曲加工部的耐氢脆特性差。
关于实验例No.9、20、25、48、51的钢板，由于无内部氧化峰，因此化学转化处理性的评价成为“B”。
实验例No.26的钢板由于第2热处理中的最高加热温度高，因此在金属组织中不含硬质铁素体，进而，未得到所期望的表层组织，因此强度/拉伸率/扩孔率的平衡差，弯曲加工部的耐氢脆特性差。
实验例No.35的钢板由于第2热处理中的300℃～480℃之间的保持时间不足，因此内部组织的初生马氏体的分数变多，强度/拉伸率/扩孔率的平衡差。
实验例No.38的钢板由于第1热处理中的冷却停止温度高，因此长宽比为2.0以上的残余奥氏体的个数比例不足，强度/拉伸率/扩孔率的平衡差。
实验例No.43的钢板由于第2热处理中的冷却速度慢，因此钢板的内部组织中的珠光体和渗碳体的合计的分数变多，强度/拉伸率/扩孔率的平衡差。
实验例No.64的钢板由于第2热处理中的最高加热温度低，因此钢板的内部组织中的残余奥氏体分数不足，强度/拉伸率/扩孔率的平衡差。
实验例No.65的钢板由于第2热处理中的log(PH2O/PH2)大，因此钢板的表层组织中的软质层厚度变厚，最大拉伸应力(TS)变得不充分。
实验例No.71～75的钢板的化学组成在本发明的范围外。实验例No.71的钢板由于C含量不足，因此最大拉伸应力(TS)不充分。实验例No.72的钢板由于Nb含量多，因此加工后的弯曲性变差。实验例No.73的钢板由于Mn含量不足，因此最大拉伸应力(TS)不充分。实验例No.74的钢板由于Si含量多，因此扩孔性变差。实验例No.75的钢板由于Mn含量及P含量多，因此拉伸率及扩孔性变差。
实验例No.15’、22’、34’、52’、53’的钢板由于未实施第1热处理，因此在金属组织中不含有硬质铁素体，因此强度/拉伸率/扩孔率的平衡变差。
实验例No.2’的钢板由于第1热处理中的最高加热温度低，因此长宽比为2.0以上的残余奥氏体的个数比例不足，强度/拉伸率/扩孔率的平衡变差。
实验例No.5’的钢板由于第1热处理中的650℃～最高加热温度为止的平均加热速度慢，因此长宽比为2.0以上的残余奥氏体的个数比例不足，强度/拉伸率/扩孔率的平衡变差。
实验例No.6’、20’、21’、29’的钢板由于第1热处理中的log(PH2O/PH2)高，未得到所期望的表层组织，因此弯曲加工部的耐氢脆性差。
实验例No.8’的钢板由于第1热处理中的冷却速度慢，因此软质铁素体的分数变多。因此，强度/拉伸率/扩孔率的平衡变差。
实验例No.9’、20’、22’、25’、29’、30’、53’、56’的钢板由于第2热处理中的log(PH2O/PH2)低，未得到所期望的表层组织，因此弯曲加工部的耐氢脆特性差。
关于实验例No.9’、22’、25’、30’、53’、56’的钢板，由于在钢板的表层组织中未形成软质层，无内部氧化峰，因此镀层附着力的评价成为“B”。
实验例No.31’的钢板由于第2热处理中的最高极限温度高，因此在金属组织中不含硬质铁素体，进而，由于未得到所期望的表层组织，因此强度/拉伸率/扩孔率的平衡差，弯曲加工部的耐氢脆特性差。
实验例No.40’的钢板由于第2热处理中的300℃～480℃之间的保持时间不足，因此内部组织的初生马氏体的分数变多，强度/拉伸率/扩孔率的平衡变差。
实验例No.43’的钢板由于第1热处理中的冷却停止温度高，因此长宽比为2.0以上的残余奥氏体的个数比例不足，强度/拉伸率/扩孔率的平衡变差。
实验例No.48’的钢板由于第2热处理中的冷却速度慢，因此钢板的内部组织中的珠光体和渗碳体的合计的分数变多，强度/拉伸率/扩孔率的平衡变差。
实验例No.69’的钢板由于第2热处理中的最高极限温度低，因此钢板的内部组织中的残余奥氏体分数不足，强度/拉伸率/扩孔率的平衡变差。
实验例No.70’的钢板由于第2热处理中的log(PH2O/PH2)大，因此钢板的表层组织中的软质层厚度变厚，最大拉伸应力(TS)变得不充分。
实验例No.76’～80’的钢板的化学组成在本发明的范围外。它们中，实验例No.76’的钢板由于C含量不足，因此最大拉伸应力(TS)不充分。实验例No.77’的钢板由于Nb含量多，因此加工后的弯曲性变差。实验例No.78’的钢板由于Mn含量不足，因此最大拉伸应力(TS)不充分。实验例No.79’的钢板由于Si含量多，因此扩孔性变差。实验例No.80’的钢板由于Mn含量及P含量多，因此拉伸率及扩孔性变差。
以上，对本发明的优选的实施方式及实施例进行了说明，但这些实施方式、实施例到底不过是本发明的主旨的范围内的一个例子，在不脱离本发明的主旨的范围内，可以进行构成的附加、省略、置换及其它的变更。即本发明不受上述的说明的限定，仅受所附的权利要求书的限定，可以在其范围内适当变更。
产业上的可利用性
根据本发明，能够提供延展性及扩孔性优异、化学转化处理性、镀层附着力优异、进而加工后的弯曲性良好的高强度钢板及其制造方法。
本发明的钢板由于延展性及扩孔性优异、加工后的弯曲性良好，因此适宜作为通过压力加工等而成形为各种形状的汽车用钢板。另外，本发明的钢板由于化学转化处理性、镀层附着力优异，因此适于在表面形成化学转化处理皮膜或镀层的钢板。
符号说明：
1 钢板
11 以距离钢板的表面为1/4厚位置为中心的1/8厚位置～3/8厚的范围(钢板内部)
12 软质层

Claims (10)

1.一种钢板，其特征在于，其具有以质量％计含有
C：0.050％～0.500％、
Si：0.01％～3.00％、
Mn：0.50％～5.00％、
P：0.0001％～0.1000％、
S：0.0001％～0.0100％、
Al：0.001％～2.500％、
N：0.0001％～0.0100％、
O：0.0001％～0.0100％、
Ti：0％～0.300％、
V：0％～1.00％、
Nb：0％～0.100％、
Cr：0％～2.00％、
Ni：0％～2.00％、
Cu：0％～2.00％、
Co：0％～2.00％、
Mo：0％～1.00％、
W：0％～1.00％、
B：0％～0.0100％、
Sn：0％～1.00％、
Sb：0％～1.00％、
Ca：0％～0.0100％、
Mg：0％～0.0100％、
Ce：0％～0.0100％、
Zr：0％～0.0100％、
La：0％～0.0100％、
Hf：0％～0.0100％、
Bi：0％～0.0100％、
REM：0％～0.0100％、
剩余部分包含Fe及杂质的化学组成，
以距离表面为1/4厚的位置为中心的1/8厚～3/8厚的范围内的钢组织以体积分数计含有
软质铁素体：0％～30％、
残余奥氏体：3％～40％、
初生马氏体：0％～30％、
珠光体和渗碳体的合计：0％～10％、
剩余部分包含硬质铁素体，
在所述1/8厚～3/8厚的所述范围内，长宽比为2.0以上的残余奥氏体在全部残余奥氏体中所占的个数比例为50％以上，
在将具有所述1/8厚～3/8厚的所述范围的硬度的80％以下的硬度的区域定义为软质层时，从所述表面起在板厚方向上存在厚度为1～100μm的软质层，
所述软质层中包含的铁素体中长宽比为3.0以上的晶粒的体积分数为50％以上，
所述软质层中的残余奥氏体的体积分数为所述1/8厚～3/8厚的所述范围内的残余奥氏体的体积分数的80％以下，
在从所述表面起在所述板厚方向上通过高频辉光放电分析法对显示Si的波长的发光强度进行分析时，在距离所述表面为超过0.2μm且10.0μm以下的范围内，出现所述显示Si的波长的发光强度的峰。
2.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，所述化学组成含有：
Ti：0.001％～0.300％、
V：0.001％～1.00％、
Nb：0.001％～0.100％中的一种或两种以上。
3.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，所述化学组成含有：
Cr：0.001％～2.00％、
Ni：0.001％～2.00％、
Cu：0.001％～2.00％、
Co：0.001％～2.00％、
Mo：0.001％～1.00％、
W：0.001％～1.00％、
B：0.0001％～0.0100％中的一种或两种以上。
4.根据权利要求2所述的钢板，其特征在于，所述化学组成含有：
Cr：0.001％～2.00％、
Ni：0.001％～2.00％、
Cu：0.001％～2.00％、
Co：0.001％～2.00％、
Mo：0.001％～1.00％、
W：0.001％～1.00％、
B：0.0001％～0.0100％中的一种或两种以上。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的钢板，其特征在于，所述化学组成含有：
Sn：0.001％～1.00％、
Sb：0.001％～1.00％中的一种或两种。
6.根据权利要求1～4中任一项所述的钢板，其特征在于，所述化学组成含有：
Ca：0.0001％～0.0100％、
Mg：0.0001％～0.0100％、
Ce：0.0001％～0.0100％、
Zr：0.0001％～0.0100％、
La：0.0001％～0.0100％、
Hf：0.0001％～0.0100％、
Bi：0.0001％～0.0100％、
REM：0.0001％～0.0100％中的一种或两种以上。
7.根据权利要求1～4中任一项所述的钢板，其特征在于，所述化学组成满足下述式(i)，
Si+0.1×Mn+0.6×Al≥0.35 (i)
式(i)中的Si、Mn及Al设定为以质量％计的各元素的含量。
8.根据权利要求1～4中任一项所述的钢板，其特征在于，在表面具有热浸镀锌层或电镀锌层。
9.一种钢板的制造方法，其特征在于，其是制造权利要求1～7中任一项所述的钢板的方法，
将具有权利要求1～7中任一项所述的化学组成的板坯进行热轧，对酸洗后的热轧钢板、或将所述热轧钢板冷轧而得到的冷轧钢板实施满足下述(a)～(e)的第1热处理后，实施满足下述(A)～(E)的第2热处理，
(a)在650℃～达到最高加热温度为止的期间，设定为含有0.1体积％以上的H2、满足下述式(ii)的气氛；
(b)在Ac3-30℃～1000℃的最高加热温度下保持1秒～1000秒；
(c)按照650℃～最高加热温度为止的温度范围的平均加热速度成为0.5℃/秒～500℃/秒的方式进行加热；
(d)在最高加热温度下保持后，按照700℃～Ms为止的温度范围的平均冷却速度成为5℃/秒以上的方式进行冷却；
(e)将以平均冷却速度5℃/秒以上的冷却进行至Ms以下的冷却停止温度；
(A)在650℃～达到最高加热温度为止的期间，设定为H2为0.1体积％以上、O2为0.020体积％以下、log(PH2O/PH2)满足下述式(iii)的气氛；
(B)在Ac1+25℃～Ac3-10℃的最高加热温度下保持1秒～1000秒；
(C)按照650℃～最高加热温度为止的平均加热速度成为0.5℃/秒～500℃/秒的方式进行加热；
(D)按照700～600℃为止的温度范围的平均冷却速度成为3℃/秒以上的方式进行冷却；
(E)以平均冷却速度3℃/秒以上冷却后，在300℃～480℃之间保持10秒以上，
log(PH2O/PH2)<-1.1 (ii)
-1.1≤log(PH2O/PH2)≤-0.07 (iii)
式(ii)及式(iii)中，PH2O表示水蒸汽的分压，PH2表示氢的分压。
10.根据权利要求9所述的钢板的制造方法，其特征在于，在所述(D)的冷却过程之后的阶段实施热浸镀锌处理。
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