CN112714800A - 钢板 - Google Patents

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CN112714800A CN201980060721.2A CN201980060721A CN112714800A CN 112714800 A CN112714800 A CN 112714800A CN 201980060721 A CN201980060721 A CN 201980060721A CN 112714800 A CN112714800 A CN 112714800A
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Abstract

本发明涉及一种钢板，其以质量％计含有：C：超过0.10％且为0.45％以下、Si：0.001～2.50％、Mn：超过4.00％且为8.00％以下、和sol.Al：0.001～1.50％，距离表面为厚度的1/4位置处的金属组织以面积％计含有25～90％的回火马氏体和10～50％的残留奥氏体，在距离表面为厚度的1/4位置处，轧制方向20μm和板厚方向20μm的范围内的Mn浓度的标准偏差为0.30质量％以上。

Description

钢板
技术领域
本发明涉及具有优良的成型性的钢板，具体而言，涉及具有优良的加工硬化特性和高强度的Mn的含有浓度高的钢板。
背景技术
为了实现汽车的车身和部件等的轻型化，要求减小作为它们的原材料的钢板的板厚，与此相伴钢板的高强度化得到了发展。一般来说，如果将钢板高强度化，则伸长特性下降，钢板的加工硬化特性被损害，成型性下降。因此，为了使用高强度钢板作为汽车用的构件，需要提高相反的特性即强度和成型性(特别是加工硬化特性)这两者。
为了提高伸长特性，迄今为止提出了利用了残留奥氏体(残留γ)的相变诱导塑性的所谓TRIP(Transformation Induced Plasticity)钢(例如专利文献1)。
残留奥氏体是通过使C在奥氏体中浓集、使奥氏体即使在室温下也不会相变成其它组织从而得到的。作为使奥氏体稳定化的技术，提出了下述技术：使钢板含有Si和Al等碳化物析出抑制元素，在钢板的制造阶段在钢板中发生的贝氏体相变期间使C在奥氏体中浓集。该技术中，钢板中含有的C含量如果多的话，则奥氏体进一步稳定化，可以增加残留奥氏体量，其结果是，能够制造强度和伸长特性这两者都优良的钢板。可是，当钢板被用于汽车等结构构件时，大多要对钢板进行焊接，但如果钢板中的C含量多，则焊接的施工性下降。因此，希望以更少的C含量来提高钢板的伸长特性和强度、即钢板的加工硬化特性和强度这两者。
另外，作为残留奥氏体量比上述TRIP钢更多、且延展性超过上述TRIP钢的钢板，提出了添加有超过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，所以对其使用构件的轻型化效果也显著。可是，上述钢要以箱内退火这样的长时间加热工艺为要件。因此，适合于供给至制造汽车用构件的高强度钢板的连续退火这样的短时间加热工艺中的材料设计还未被充分研究，提高这种情况下的伸长特性的要件还不清楚。
另外，公开了一种下述钢板：将添加了超过4.0％的Mn的钢进行冷轧，并实施300秒～1200秒的短时间加热，以面积％计将铁素体控制为30％～80％，由此显著改善了伸长特性(例如专利文献2)。可是，上述这样的钢板由于Mn含有浓度高，并含有大量的未再结晶铁素体，所以加工硬化特性差。即，具有含有上述这样的铁素体的组织的Mn含有浓度高的钢板并不能兼备汽车用钢板所要求的强度(例如拉伸强度)和加工硬化特性。
与之关联，对于含有比较多的Mn的钢板，为了获得适合作为汽车用构件使用的所期望的特性，提出了包含进行各种热处理的工序的钢板和镀覆钢板的制造方法(例如专利文献3～5)。另外，还提出了含有超过4.00％但低于9.00％的Mn、并具有优良的均匀伸长特性和高强度的Mn含有浓度高的钢板(专利文献6)。
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
专利文献3：日本特开2018-21233号公报
专利文献4：日本特开2017-53001号公报
专利文献5：日本特开2007-70660号公报
专利文献6：日本国际公开第2018/131722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、1997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，希望有具有优良的加工硬化特性和高强度的Mn含有浓度高的钢板。
用于解决课题的手段
在Mn含有浓度高的钢板中，为了确保优良的加工硬化特性和高强度，本发明的发明者们认识到下述措施是有效的：控制化学组成，使钢板中以面积％计含有25～90％的回火马氏体和10～50％的残留奥氏体，并且以使得钢板中的Mn分布变为极其不均匀的状态的方式在距离钢板的表面为厚度的1/4位置处使轧制方向20μm和板厚方向20μm的范围内的Mn浓度的标准偏差为0.30质量％以上。
本申请的钢板是根据上述认识而完成的，其要旨如下所述。
(1)一种钢板，其化学组成以质量％计为：
C：超过0.10％且为0.45％以下、
Si：0.001～2.50％、
Mn：超过4.00％且为8.00％以下、
sol.Al：0.001～1.50％、
P：0.100％以下、
S：0.010％以下、
N：低于0.050％、
O：低于0.020％、
Cr：0～0.50％、
Mo：0～2.00％、
W：0～2.00％、
Cu：0～2.00％、
Ni：0～2.00％、
Ti：0～0.300％、
Nb：0～0.300％、
V：0～0.300％、
B：0～0.010％、
Ca：0～0.010％、
Mg：0～0.010％、
Zr：0～0.010％、
REM：0～0.010％、
Sb：0～0.050％、
Sn：0～0.050％、
Bi：0～0.050％、以及
剩余部分：铁和杂质，
距离表面为厚度的1/4位置处的金属组织以面积％计含有25～90％的回火马氏体和10～50％的残留奥氏体，
在距离表面为厚度的1/4位置处，轧制方向20μm和板厚方向20μm的范围内的Mn浓度的标准偏差为0.30质量％以上。
(2)根据(1)所述的钢板，其中，所述化学组成以质量％计含有选自Cr：0.01～0.50％、Ti：0.005～0.300％、Nb：0.005～0.300％、V：0.005～0.300％和B：0.0001～0.010％下中的1种或2种以上。
(3)根据(1)或(2)所述的钢板，其中，在所述钢板的表面具有热浸镀锌层。
(4)根据(1)或(2)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。
发明效果
根据本发明，能够提供具有优良的加工硬化特性和高强度的Mn含有浓度高的钢板。
附图说明
图1是显示Mn浓度的标准偏差相对于热轧前的保持温度的作图的图表。
图2是显示加工硬化特性(n值)相对于热轧前的保持温度的作图的图表。
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。
通常已知Mn在金属组织中会发生微观偏析。更详细而言，Mn在熔炼时有与板厚方向平行地偏析的倾向，其结果是，该偏析部位在轧制后有可能成为与轧制面平行的条纹状的组织(Mn条纹)。该条纹状的组织会使得到的钢板的机械特性产生显著的各向异性，所以从弯曲特性和扩孔性的观点出发是不优选的。因此，为了通过钢板的金属组织的均匀化来实现钢板的机械特性的均匀化，尽可能地抑制金属组织中的Mn的微观偏析是通常的技术思想。作为用于有效地抑制该Mn的微观偏析的有效手段，可以列举出将板坯加热温度(热轧前的保持温度)设定得高的手段。另外，上述的Mn的微观偏析由于Mn含量越高越显著地发生，所以为了实现金属组织的均匀化，有必要将制造Mn含量高的钢板时的板坯加热温度设定得比通常情况更高。因此，在制造像本申请的钢板这样的含有超过4.00质量％的高浓度Mn的钢板时，板坯加热温度要设定得高(例如1200℃以上)。例如，专利文献6中具体公开的钢板全部是在1250℃下进行板坯加热(热轧前的保持)。
本发明的发明者们对于具有高的Mn含量的钢板，为了在维持高强度的同时改善加工硬化特性(n值)而进行了各种研究，结果发现，与上述这样的以往的技术思想不同，通过将板坯加热温度(热轧前的保持温度)设定得低来将钢板中含有的Mn的浓度分布控制为不均匀是重要的。更具体而言，本发明的发明者们在低温下进行板坯加热后进行了热轧、冷轧、退火、冷却和最终退火。通过该最终退火，在金属组织中生成渗碳体，Mn被分配于该渗碳体中。然后，分配有Mn的渗碳体溶解而生成奥氏体。通过促进Mn向该奥氏体中的分配，钢板中的Mn浓度分布变得不均匀，Mn的分布发生微观偏析。这样，本发明的发明者们发现，生成稳定的奥氏体，加工硬化特性提高。另外，本发明的发明者们发现，含有超过4.00质量％的Mn的本申请的钢板为了充分地促进Mn的微观偏析，将在上述这样的高Mn含量下典型地设定为1200℃以上的板坯加热温度(热轧前的保持温度)设定为低于1100℃是重要的。如上所述，根据本发明，对于具有高的Mn含量的钢板，与以往的技术思想不同，为了促进Mn偏析而将板坯加热温度设定为低于1100℃，进而赋予规定的热历程，由此能够得到具有比以往技术更优良的加工硬化特性和高强度的Mn含有浓度高的钢板。
1、化学组成
下面对如上所述地规定本申请的钢板的化学组成的理由进行说明。在以下的说明中，表示各元素的含量的“％”只要没有特别说明就是指质量％。在钢板的化学组成中，使用“～”表示的数值范围除了使用“超过”或“低于”的情况以外，是指包含“～”的前后记载的数值作为下限值和上限值的范围。
(C：超过0.10％且为0.45％以下)
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，超过0.10％的C含量是必要的。另一方面，如果过量含有C，则钢板的焊接变得困难，因而将C含量的上限设定为0.45％。
C含量的下限值优选为0.15％、更优选为0.20％。通过将C含量设定为0.15％以上，进而将后述的回火马氏体的面积率控制为30～87％，就能够在不损害加工硬化特性的情况下得到拉伸强度(TS)为1180MPa以上的高强度的钢板。C含量的上限值优选为0.40％、更优选为0.35％。
(Si：0.001～2.50％)
Si是对强化回火马氏体、使组织均匀化、改善加工性有效的元素。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。为了获得上述效果，0.001％以上的Si含量是必要的。另一方面，如果过量含有Si，则会损害钢板的镀覆性和化成处理性，因而将Si含量的上限值设定为2.50％。
Si含量的下限值优选为0.01％、更优选为0.30％、进一步优选为0.50％。通过将Si含量的下限值设定为上述范围，可以促进奥氏体的残留，进一步提高钢板的加工硬化特性。Si含量的上限值优选为2.10％、更优选为1.70％。
(Mn：超过4.00％且为8.00％以下)
Mn是使奥氏体稳定化、提高淬透性的元素。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，超过4.00％的Mn是必要的。另一方面，钢板如果过量含有Mn，则会损害韧性，因而将Mn含量的上限设定为8.00％。
Mn含量的下限值优选为4.30％、更优选为4.80％。Mn含量的上限值优选为7.50％、更优选为7.20％。当Si含量为0.30％以上时，如果将Mn含量控制为优选的范围，则促进奥氏体的残留的效果显著提高。
(sol.Al：0.001～1.50％)
Al是脱氧剂，所以有必要含有0.001％以上的sol.Al。另外，由于Al可扩展退火时的二相温度范围，所以还具有提高材质稳定性的作用。Al的含量越多，其效果越大，但如果过量含有Al，则会导致表面性状、涂覆性和焊接性等的劣化，因而将sol.Al的上限设定为1.50％。
sol.Al含量的下限值优选为0.005％、更优选为0.01％、进一步优选为0.02％。sol.Al含量的上限值优选为1.20％、更优选为1.00％。通过将sol.Al含量的下限值和上限值设定为上述范围，脱氧效果和材质稳定提高效果与表面性状、涂覆性和焊接性的平衡变得更加良好。
(P：0.100％以下)
P是杂质，钢板如果过量含有P，则会损害韧性和焊接性。因此，将P含量的上限设定为0.100％。P含量的上限值优选为0.050％、更优选为0.030％、进一步优选为0.020％。本实施方式的钢板中，由于P是非必要的，因而P含量的下限值为0％。P含量也可以为超过0％或0.001％以上，但P含量越少越优选。
(S：0.010％以下)
S是杂质，钢板如果过量含有S，则热轧时生成拉伸的MnS，导致弯曲性和扩孔性等成型性的劣化。因此，将S含量的上限设定为0.010％。S含量的上限值优选为0.007％、更优选为0.003％。本实施方式的钢板中，S是非必要的，因而S含量的下限值为0％。也可以将S含量设定为超过0％或0.001％以上，但S含量越少越优选。
(N：低于0.050％)
N是杂质，钢板如果含有0.050％以上的N，则会导致韧性的劣化。因此，将N含量设定为低于0.050％。N含量的上限值优选为0.010％、更优选为0.006％。本实施方式的钢板中，N是非必要的，因而N含量的下限值为0％。也可以将N含量设定为超过0％或0.003％以上，但N含量越少越优选。
(O：低于0.020％)
O是杂质，钢板如果含有0.020％以上的O，则会导致延展性的劣化。因此，将O含量设定为低于0.020％。O含量的上限值优选为0.010％、更优选为0.005％、进一步优选为0.003％。本实施方式的钢板中，O是非必要的，因而O含量的下限值为0％。也可以将O含量设定为超过0％或0.001％以上，但O含量越少越优选。
本实施方式的钢板中，还可以进一步含有选自Cr、Mo、W、Cu、Ni、Ti、Nb、V、B、Ca、Mg、Zr、REM、Sb、Sn和Bi中的1种或2种以上。可是，本实施方式的钢板中，Cr、Mo、W、Cu、Ni、Ti、Nb、V、B、Ca、Mg、Zr、REM、Sb、Sn和Bi未必是必要的，因而也可以不含Cr、Mo、W、Cu、Ni、Ti、Nb、V、B、Ca、Mg、Zr、REM、Sb、Sn和Bi、即含量的下限值也可以为0％。
(Cr：0～0.50％)
(Mo：0～2.00％)
(W：0～2.00％)
(Cu：0～2.00％)
(Ni：0～2.00％)
Cr、Mo、W、Cu和Ni分别在本实施方式的钢板中并非必要的元素。可是，Cr、Mo、W、Cu和Ni由于是提高钢板的强度的元素，所以也可以含有。为了获得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和Ni中的1种或2种以上的元素，也可以含有0.05％以上或0.10％以上的选自Cr、Mo、W、Cu和Ni中的1种或2种以上的元素。可是，钢板如果过量含有上述这些元素，则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，冷轧性有可能下降。因此，在选自Cr、Mo、W、Cu和Ni中的1种或2种以上的元素的各自含量中，将Cr的含量的上限值设定为0.50％，将Mo、W、Cu和Ni的各自含量的上限值设定为2.00％。Cr的含量的上限值也可以为0.40％或0.30％，Mo、W、Cu和Ni的各自含量的上限值也可以为1.50％、1.20％或1.00％。
(Ti：0～0.300％)
(Nb：0～0.300％)
(V：0～0.300％)
Ti、Nb和V在本实施方式的钢板中并非必要元素。可是，Ti、Nb和V由于是生成微细的碳化物、氮化物或碳氮化物的元素，所以对钢板的强度提高是有效的。因此，钢板也可以含有选自Ti、Nb和V中的1种或2种以上的元素。为了获得钢板的强度提高效果，优选将选自Ti、Nb和V中的1种或2种以上的元素的各自含量的下限值设定为0.005％，更优选设定为0.010％，进一步优选设定为0.030％。另一方面，如果过量含有上述这些元素，则热轧钢板的强度过于上升，冷轧性有可能下降。因此，将选自Ti、Nb和V中的1种或2种以上的元素的各自含量的上限值设定为0.300％，优选设定为0.250％，更优选设定为0.200％，进一步优选设定为0.150％。
(B：0～0.010％)
(Ca：0～0.010％)
(Mg：0～0.010％)
(Zr：0～0.010％)
(REM：0～0.010％)
B、Ca、Mg、Zr和REM在本申请的钢板中并非必要元素。可是，B、Ca、Mg、Zr和REM可以提高钢板的扩孔性。为了获得该效果，优选将选自B、Ca、Mg、Zr和REM中的1种或2种以上的元素的各自下限值设定为0.0001％、更优选设定为0.001％。可是，由于过量的上述这些元素会使钢板的加工性劣化，所以将上述这些元素的各自含量的上限设定为0.010％、更优选设定为0.005％，优选将选自B、Ca、Mg、Zr和REM中的1种或2种以上的元素的总含量设定为0.030％以下、更优选设定为0.020％以下。此外，本说明书中，REM是指选自Sc、Y、Te、Se、Ag和镧系元素中的1种或2种以上的元素。
(Sb：0～0.050％)
(Sn：0～0.050％)
(Bi：0～0.050％)
Sb、Sn和Bi在本申请的钢板中并非必要元素。可是，Sb、Sn和Bi可以抑制钢板中的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和镀覆性。为了获得该效果，选自Sb、Sn和Bi中的1种或2种以上的元素的各自含量的下限值优选设定为0.0005％、更优选设定为0.001％。另一方面，上述这些元素的各自含量如果超过0.050％，则其效果饱和，因而将上述这些元素的各自含量的上限值设定为0.050％，优选设定为0.040％。
本申请的钢板也可以含有上面说明的任选元素中的例如选自Cr：0.01～0.50％、Ti：0.005～0.300％、Nb：0.005～0.300％、V：0.005～0.300％和B：0.0001～0.010％中的1种或2种以上。
本实施方式的钢板中，上述元素以外的剩余部分由铁和杂质构成。这里的“杂质”，是指在工业上制造钢板时，以矿石或废料等之类原料为首的因制造工序的各种因素等而混入的元素。该杂质不限定于非有意添加的物质。
2、金属组织
下面，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(也称作1/4t部)的L断面的金属组织以面积％计含有25～90％的回火马氏体和10～50％的残留奥氏体。这里，L断面是指与轧制方向平行、并且相对于钢板表面垂直地切断钢板而得到的面。本实施方式中的L断面设定为以通过钢板的宽度方向中心的方式切断的面。
本申请的钢板中，上述的回火马氏体和残留奥氏体以外的金属组织的剩余组织没有特别限定。作为剩余组织，可以列举出例如铁素体、贝氏体、新鲜马氏体和回火贝氏体等。
各金属组织的面积分率根据退火的条件而发生变化，对强度、加工硬化特性、扩孔性等材质产生影响。由于所要求的材质根据例如汽车用的部件而变化，所以根据需要选择退火条件、在上述范围内控制组织分率即可。
钢板的金属组织的测定以如下的方式进行。将钢板的L断面进行镜面研磨后，将该研磨面用3％硝酸乙醇(3％硝酸-乙醇溶液)腐蚀，用扫描型电子显微镜观察距离钢板表面为厚度的1/4位置处的微观组织。然后，通过解析其观察图像来测定回火马氏体、铁素体、残留奥氏体、贝氏体和新鲜马氏体的各个组织的面积％。有关残留奥氏体和新鲜马氏体，首先，使用扫描型电子显微镜以5000倍的倍率取得距离表面为厚度的1/4位置处的长0.1mm(板厚方向的长度)×宽0.3mm(轧制方向的长度)的范围的微观组织图像，通过解析该取得的组织图像来测定残留奥氏体和新鲜马氏体的总的面积％，进而在板厚的1/4位置处通过X射线衍射法测定残留奥氏体的面积％。具体而言，入射X射线使用MoKα射线，从残留奥氏体的{111}、{200}、{220}、{311}面的峰的积分强度相对于铁素体的{110}、{200}、{211}面的峰的积分强度的、总共12种组合的强度比求出残留奥氏体的体积率，将该体积率看作与面积率相同，将它们的平均值设定为残留奥氏体的面积率。进而，从残留奥氏体和新鲜马氏体的总的面积％中减去残留奥氏体的面积％，算出新鲜马氏体的面积％。另外，铁素体相判断为灰色的基底组织，奥氏体相和马氏体相判断为白色的组织。回火马氏体相与新鲜马氏体相同样地看起来是白色的，但将晶粒内确认有基底组织者判断为回火马氏体相。有关马氏体和贝氏体的判断，使用扫描型电子显微镜观察上述的微观组织图像(倍率为5000倍)，将渗碳体存在于板条的界面或板条的内部者判断为贝氏体。
(钢板的1/4t部的金属组织中的回火马氏体的面积％：25～90％)
回火马氏体是提高钢板的强度、提高延展性的组织。为了在作为目标的强度水平的范围内，很好地保持强度和延展性这两者，将回火马氏体的面积率设定为25～90％。回火马氏体的面积率的下限值优选为30％、更优选为35％、进一步优选为40％。回火马氏体的面积率的上限值优选为87％、更优选为80％。如前所述，将C含量设定为0.15％以上，进而如前所述，将回火马氏体的面积率控制为30～87％，就能够在不损害加工硬化特性的情况下得到拉伸强度(TS)为1180MPa以上的高强度的钢板。
(钢板的1/4t部的金属组织中的残留奥氏体的面积％：10～50％)
本实施方式的钢板中，金属组织中的残留奥氏体的量处于规定范围内是重要的。残留奥氏体是通过相变诱发塑性来提高钢板的延展性和成型性、特别是提高钢板的加工硬化特性的组织。残留奥氏体由于可以通过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相变成马氏体，所以也有助于钢板的强度提高。为了获得上述这些效果，本实施方式的钢板的金属组织中含有面积率为10％以上的残留奥氏体是必要的。残留奥氏体的面积率的下限值优选为15％、更优选为20％。
钢板的1/4t部的金属组织中的残留奥氏体的面积率越高越优选。可是，就具有上述的化学组成的钢板而言，以面积率计50％为残留奥氏体的含量的上限。如果含有超过8.0％的Mn，则能够将残留奥氏体的面积率设定为超过50％，但在这种情况下，钢板的铸造变得困难。从提高韧性的观点出发，残留奥氏体的面积率优选为40％以下。
本实施方式的钢板中，优选金属组织中的铁素体的量少。通过减少金属组织中的铁素体含量，能够提高韧性。为了提高韧性，优选将金属组织中的铁素体的面积率设定为3％以下。铁素体的面积率更优选设定为1％以下，进一步优选设定为0％。因此，在本实施方式的钢板中，例如，铁素体的面积率也可以为0～3％、0～2％或0～1％。
本实施方式的钢板中，金属组织中如果存在贝氏体，则在贝氏体中会存在作为硬质的组织的岛状马氏体。贝氏体中如果存在岛状马氏体，则韧性下降。为了提高韧性，优选将金属组织中的贝氏体的面积率设定为5％以下、更优选为3％以下。贝氏体的面积率更优选设定为1％以下、进一步优选为0％。因此，在本实施方式的钢板中，例如，贝氏体的面积率也可以为0～5％、0～3％或0～1％。
在本实施方式的钢板中，优选金属组织中的新鲜马氏体的量少。新鲜马氏体是指未经回火的马氏体。新鲜马氏体是硬质的组织，对钢板的强度的确保是有效的。不过，新鲜马氏体的含量越少，则钢板的扩孔性变得越高。因此，新鲜马氏体的面积率也可以为0％，从在维持扩孔性的同时提高钢板的强度的观点出发，钢板的金属组织以面积率计优选含有1％以上、更优选含有2％以上、进一步优选含有3％以上的新鲜马氏体。从确保扩孔性的观点出发，新鲜马氏体的含量的上限值以面积率计优选为65％、更优选为55％、进一步优选为45％、最优选为20％。因此，在本实施方式的钢板中，例如，新鲜马氏体的面积率也可以为0～65％、0～20％、1～65％、1～20％、2～65％、2～20％、3～65％或3～20％。
作为回火马氏体、铁素体、残留奥氏体、贝氏体和新鲜马氏体以外的剩余组织，也可以含有回火贝氏体。回火贝氏体的面积率可以与上述的回火马氏体、铁素体、残留奥氏体、贝氏体和新鲜马氏体的面积率的测定同样地由用扫描型电子显微镜得到的观察图像得到。钢板中的回火贝氏体的面积率优选为少者，例如为10％以下、7％以下或5％以下即可。本实施方式的钢板中，也可以不含有回火贝氏体，所以回火贝氏体的面积率的下限也可以为0％。因此，本实施方式的钢板中，例如，回火贝氏体的面积率也可以为0～10％、0～7％或0～5％。此外，回火贝氏体和贝氏体的判别与上述的马氏体和回火马氏体的判别同样地进行。
距离本实施方式的钢板的表面为厚度的1/4位置处的Mn浓度的标准偏差为0.30质量％以上。将钢板的L断面进行镜面研磨后，用电子探针微分析器(EPMA)测定距离钢板表面为厚度的1/4位置，从而测定Mn浓度的标准偏差。测定条件是将加速电压设定为15kV，倍率设定为5000倍来测定试样轧制方向20μm和试样板厚方向20μm的范围的分布图像。更具体而言，将测定间隔设定为0.1μm，测定40401个地方的Mn浓度。然后，根据从全部测定点得到的Mn浓度，算出距离钢板表面为厚度的1/4位置处的Mn浓度的标准偏差。在试样轧制方向20μm和试样板厚方向20μm的范围，并不仅仅存在特定相的金属组织，还存在多个相的金属组织。因此，本申请的钢板中的Mn浓度的标准偏差是在上述那样的多个金属组织混合存在的区域内测定。
(距离钢板表面为厚度的1/4位置处的Mn浓度的标准偏差：0.30质量％以上)
Mn浓度的标准偏差如果大的话，则生成稳定的奥氏体，加工硬化特性提高。为了获得该效果，本实施方式的钢板需要控制为0.30质量％以上的Mn浓度的标准偏差。Mn浓度的标准偏差的下限值优选为0.35质量％。Mn浓度的标准偏差是表示微观地观察钢板时在钢板中Mn以怎样的程度偏析存在的指标。因此，如本发明那样通过将Mn浓度的标准偏差设定为0.30质量％以上，就能够使钢板中的Mn的分布微观地偏析(分配)，其结果是，生成稳定的奥氏体，加工硬化特性(n值)提高。
Mn浓度的标准偏差越高越优选。可是，具有上述的化学组成的钢板中，0.45质量％是Mn浓度的标准偏差的上限。
下面，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拉伸强度(TS)优选为780MPa以上、更优选为1000MPa以上、进一步优选为1180MPa以上。钢板的TS越高，则在将钢板作为汽车的原材料使用时，就能够通过高强度化而减少板厚，实现轻型化。本实施方式的钢板的TS的上限值没有特别限定，例如为2500MPa或2000MPa。拉伸试验是按照使用了JIS5号拉伸试验片的JIS-Z2241：2011中规定的方法来进行，拉伸试验的十字头试验速度设定为30mm/分钟。
另外，为了将本实施方式的钢板供给至压制成型，希望加工硬化特性优良。此时，n值优选为0.10以上、更优选为0.15以上、进一步优选为0.18以上。另外，n值的上限值没有特别限定，例如为0.30、0.25或0.20。本说明书中，n值是指将真应变的区间设为4～7％、分别求出真应变为4％和7％时的真应力，用两真应力的对数之差除以两真应变的对数之差而得到的值。优选的是，当Mn浓度的标准偏差为0.35质量％以上、并且残留奥氏体的面积率为15％以上时，n值为0.15以上。进而，更优选的是，当Mn浓度的标准偏差为0.35质量％以上、并且残留奥氏体的面积率为20％以上时，n值为0.18以上。用于测定n值的均匀伸长试验是按照使用了平行部长度为50mm的JIS5号试验片的JIS-Z2241：2011中规定的方法来进行，均匀伸长试样的十字头试验速度设定为30mm/分钟。
如上所述，本申请的钢板具有高强度，进而加工硬化特性也良好，成型性优良，因而最适合于立柱等汽车的结构部件用途。进而，本申请的钢板由于Mn含有浓度高，所以也有助于汽车的轻型化，因而产业上的贡献极其显著。此外，就本申请的钢板而言，根据用途，可以在钢板的表面设置热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层。
3、制造方法
下面，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：将具有上述化学组成的钢用常规方法进行熔炼，并进行铸造而制作板坯或钢锭，将其加热并进行热轧，将得到的热轧钢板进行酸洗后，进行冷轧，并实施退火。
热轧在通常的连续热轧线上进行即可。在本实施方式的钢板的制造方法中，退火可以在连续退火线上进行，该方法具有优良的生产率。只要满足后述的条件，在退火炉和连续退火线的哪一个上进行都可以。进而，也可以对冷轧后的钢板进行表皮光轧。
为了获得本申请的钢板的金属组织，将供给至热轧的钢材的加热条件、以及冷轧后的热处理条件、特别是退火条件在以下所示的范围内进行。
本实施方式的钢板只要是具有上述的化学组成，钢水也可以是用通常的高炉法熔炼的钢水，也可以像用电炉法制作的钢那样，原材料含有大量废料。板坯可以是用通常的连续铸造工艺制造的，也可以是通过薄板坯铸造来制造的。
加热上述的板坯或钢锭，进行热轧。供给至热轧的钢材的温度设定为1000℃以上且低于1100℃。热轧前保持于1000℃以上且低于1100℃的温度范围的时间设定为900～7200秒。
(板坯或钢锭的保持温度：1000℃以上且低于1100℃)
供给至热轧的钢材的保持温度优选设定为1000℃以上且低于1100℃。通过将供给至热轧的钢材的温度设定为1000℃以上，可以进一步减小热轧时的变形阻力。另一方面，通过将供给至热轧的钢材的温度设定为低于1100℃，Mn的分布被控制得不均匀，钢的加工硬化特性提高。
(板坯或钢锭的保持时间：900～7200秒)
为了提高材质稳定性，热轧前保持于1000℃以上且低于1100℃的温度范围的时间优选设定为900秒以上，更优选设定为1800秒以上。另外，为了使Mn的分布变得不均匀，优选设定为7200秒以下，更优选设定为5400秒以下。此外，在进行直进式轧制(不进行中间加热的轧制)或直接轧制的情况下，也可以在1000℃以上且低于1100℃的温度下实施7200秒以内的保持处理，并供给至热轧。
精轧开始温度优选设定为700～1000℃。通过将精轧开始温度设定为700℃以上，可以减小轧制时的变形阻力。精轧开始温度更优选为750℃以上、进一步优选为800℃以上。通过将精轧开始温度设定为1000℃以下，可以抑制因晶界氧化而引起的钢板的表面性状的劣化。精轧开始温度更优选为950℃以下。
可以将精轧得到的热轧钢板进行冷却、卷绕而形成钢板卷。冷却后的卷绕温度优选设定为700℃以下。通过将卷绕温度设定为700℃以下，可以抑制内部氧化，之后的酸洗变得容易。卷绕温度更优选为650℃以下、进一步优选为600℃以下。为了抑制冷轧时的断裂，也可以冷却到室温后，在冷轧前于300～600℃下对热轧板进行回火。
热轧钢板按照常规方法实施酸洗后，进行冷轧，制成冷轧钢板。
在冷轧前且在酸洗之前或之后进行超过0％且为5％以下左右的轻度轧制以修正形状，这在确保平坦方面是有利的，因而优选。另外，通过酸洗前进行轻度轧制，酸洗性提高，可促进表面浓集元素的除去，有提高化成处理性和镀覆处理性的效果。
从使退火后的钢板的组织微细化的观点出发，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。
将经过上述热轧工序和冷轧工序而得到的冷轧钢板进行加热，在680℃以上的温度范围保持10秒以上，然后从在680℃以上的温度范围保持的温度至500℃以下的温度范围以2℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，冷却至室温后，再度加热，在600℃以上且低于Ac3点的温度范围保持5～300秒。冷轧钢板的热处理优选在还原气氛、更优选为含有氮和氢的还原气氛、例如氮为98％和氢为2％的还原气氛中进行。通过在还原气氛中进行热处理，可以防止钢板表面附着氧化皮，不需要酸洗就可以直接送至镀覆工序。优选的是，在100～500℃的温度范围保持10～1000秒，然后冷却至室温，然后再度加热，在600℃以上且低于Ac3点的温度范围保持5～300秒。
(冷轧后的退火条件：在680℃以上的温度范围保持10秒以上)
冷轧后，在680℃以上的温度范围保持10秒以上以进行第1次退火。通过将冷轧后的退火温度设定为680℃以上，可以增大钢板的Mn浓度的标准偏差，能够提高加工硬化特性。此外，冷轧后的退火温度优选为740℃以上。通过将冷轧后的退火温度设定为740℃以上，能够显著促进再结晶，进而可以将钢板中的铁素体含量设定为3％以下。这里，以加热速度0.5～50℃/秒进行研究的结果是，作为Ac3点，得到了以下的式子，使用该式能够算出Ac3点：
Ac3＝910-200√C+44Si-25Mn+44Al
另一方面，冷轧后的退火温度的上限值优选为950℃。通过将退火温度设定为950℃以下，可以抑制退火炉的损伤，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，可以使退火后的钢板中的组织微细化。
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：在从680℃至500℃的温度范围以2℃/秒以上的平均冷却速度冷却)
在退火后的冷却中，在从680℃至500℃的温度范围以2℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却。通过将退火后的680℃至500℃的温度范围的平均冷却速度(以下也称作退火后的平均冷却速度)设定为2℃/秒以上，可以抑制P的晶界偏析。
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、更进一步优选为250℃/秒以上。通过将退火后的平均冷却速度设定为200℃/秒以上，可以在临界冷却速度以上被冷却，可以抑制贝氏体和铁素体的生成，因而容易控制最终热处理后的组织，能够提高材质稳定性。
退火后的平均冷却速度的上限没有特别限定，但即使使用水淬火冷却法或喷雾冷却法，也很难控制为超过2000℃/秒，因而退火后的平均冷却速度的实质上限为2000℃/秒。
在退火后的冷却中，以上述范围的平均冷却速度进行的冷却的停止温度优选设定为450℃以下、更优选为350℃以下、进一步优选为300℃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，就能够使冷却后的钢材整体成为以马氏体为主体的组织。
上述退火后的冷却之后，也可以在100～500℃的温度范围保持10～1000秒。
(冷却后的最终的退火条件：在600℃以上且低于Ac3点的温度范围保持5～300秒)
上述退火的冷却后，冷却至室温，然后再度加热，在600℃以上且低于Ac3点(即Ac1点以上且低于Ac3点)的温度范围保持5～300秒，进行最终的退火。本退火的加热时生成渗碳体，Mn分配于该渗碳体中。分配有Mn的渗碳体在600℃以上且低于Ac3点的温度下溶解，生成浓集了Mn的奥氏体。通过将最终的退火温度设定为600℃以上且低于Ac3点，可促进奥氏体的生成，加工硬化特性提高。为了促进奥氏体中的Mn分配，使Mn的分布变得不均匀，将最终的退火时间设定为5秒以上、优选为30秒以上、更优选为60秒以上。另外，为了使回火马氏体残存，将最终的退火时间设定为300秒以内。有关最终的退火时的加热速度，没有特别限定，当在600℃以上且低于Ac3点的温度范围进行加热时，优选以3～6℃/秒的平均加热速度在500℃至600℃的温度范围进行升温。在500℃至600℃的温度范围中将平均加热速度设定为3℃/秒以上，则金属组织中的渗碳体的核生成就不容易变得过剩，能够充分实现Mn向渗碳体中的分配。另外，通过将平均加热速度设定为6℃/秒以下，能够充分确保Mn向渗碳体中的分配的时间。由此可知，由于Mn向金属组织中的渗碳体中的分配能够充分进行，所以渗碳体溶解而得到的奥氏体的Mn的分布能够变得更加不均匀。
上述最终退火后的冷却在不对钢板进行镀覆的情况下，直接进行到室温为止即可。另外，在对钢板进行镀覆的情况下，如下所述地进行制造。
在对钢板表面实施热浸镀锌来制造热浸镀锌钢板的情况下，在430～500℃的温度范围停止上述最终退火后的冷却，然后将冷轧钢板浸渍于熔融锌的镀浴中进行热浸镀锌处理。镀浴的条件设定为通常的范围内即可。镀覆处理后冷却至室温即可。
在对钢板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，对钢板实施热浸镀锌处理后，将钢板冷却至室温之前，在450～580℃的温度进行热浸镀锌的合金化处理。合金化处理条件设定为通常的范围内即可。
通过如上所述地制造钢板，可以得到拉伸强度(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，能够通过高强度化而减少板厚，有助于实现轻型化。进而，能够提高加工硬化特性，能够得到n值优选为0.10以上、更优选为0.15以上的高强度且加工硬化特性优良的钢板。
如上所述，使用本发明的制造方法制造的钢板由于具有高强度，而且加工硬化特性也良好，成型性优良，所以可以适合用于立柱等汽车的结构部件用途。进而，本申请的钢板由于Mn含有浓度高，因而也有助于实现汽车的轻型化，产业上的贡献极其显著。
实施例
下面一边参照例子一边更具体地说明本申请的钢板。不过，以下的例子是本申请的钢板的例子，本申请的钢板并不限定于以下例子的形态。
1、评价用钢板的制造
将具有表1所示化学组成的钢用转炉熔炼，通过连续铸造得到245mm厚的板坯。
表1：化学组成
例番号 钢种 C Si Mn sol.Al P S N O Ac3 其它
1 A 0.31 0.02 4.98 0.04 0.010 0.001 0.004 0.001 677 0.001Mg,0.002Zr
2 B 0.11 0.41 5.02 0.03 0.007 0.002 0.003 0.001 738
3 B 0.11 0.41 5.02 0.03 0.007 0.002 0.003 0.001 738
4 B 0.11 0.41 5.02 0.03 0.007 0.002 0.003 0.001 738
5 B 0.11 0.41 5.02 0.03 0.007 0.002 0.003 0.001 738
6 C 0.16 1.97 4.99 0.04 0.011 0.001 0.003 0.001 794
7 C 0.16 1.97 4.99 0.04 0.011 0.001 0.003 0.001 794
8 C 0.16 1.97 4.99 0.04 0.011 0.001 0.003 0.001 794
9 C 0.16 1.97 4.99 0.04 0.011 0.001 0.003 0.001 794
10 D 0.16 1.90 4.72 0.04 0.011 0.001 0.004 0.001 797 0.001Sb,0.001Sn
11 E 0.20 2.03 4.91 0.03 0.008 0.002 0.003 0.001 788
12 E 0.20 2.03 4.91 0.03 0.008 0.002 0.003 0.001 788
13 F 0.08 0.04 4.68 0.04 0.010 0.001 0.004 0.001 740
14 G 0.14 1.97 4.88 0.04 0.009 0.001 0.004 0.001 802 0.02Nb,0.001Zr
15 G 0.14 1.97 4.88 0.04 0.009 0.001 0.004 0.001 802 0.02Nb,0.001Zr
16 G 0.14 1.97 4.88 0.04 0.009 0.001 0.004 0.001 802 0.02Nb,0.001Zr
17 G 0.14 1.97 4.88 0.04 0.009 0.001 0.004 0.001 802 0.02Nb,0.001Zr
18 H 0.19 1.54 3.63 0.03 0.010 0.002 0.003 0.001 801
19 I 0.29 0.32 7.72 0.04 0.009 0.002 0.004 0.001 625
20 I 0.29 0.32 7.72 0.04 0.009 0.002 0.004 0.001 625
21 I 0.29 0.32 7.72 0.04 0.009 0.002 0.004 0.001 625
22 J 0.29 0.52 6.89 0.03 0.010 0.001 0.003 0.001 654 0.001Bi
23 J 0.29 0.52 6.89 0.03 0.010 0.001 0.003 0.001 654 0.001Bi
24 K 0.14 1.05 4.20 0.03 0.008 0.002 0.004 0.001 778 0.32Ni,0.10Cu
25 K 0.14 1.05 4.20 0.03 0.008 0.002 0.004 0.001 778 0.32Ni,0.10Cu
26 K 0.14 1.05 4.20 0.03 0.008 0.002 0.004 0.001 778 0.32Ni,0.10Cu
27 K 0.14 1.05 4.20 0.03 0.008 0.002 0.004 0.001 778 0.32Ni,0.10Cu
28 L 0.11 0.02 5.06 0.95 0.011 0.002 0.003 0.001 760 0.10Cr,0.09Mo,0.06W
29 L 0.11 0.02 5.06 0.95 0.011 0.002 0.003 0.001 760 0.10Cr,0.09Mo,0.06W
30 L 0.11 0.02 5.06 0.95 0.011 0.002 0.003 0.001 760 0.10Cr,0.09Mo,0.06W
31 M 0.16 2.03 5.02 0.02 0.011 0.002 0.003 0.001 795 0.049Ti,0.201V
32 M 0.16 2.03 5.02 0.02 0.011 0.002 0.003 0.001 795 0.049Ti,0.201V
33 N 0.30 0.21 4.99 0.03 0.009 0.001 0.003 0.001 686
34 N 0.30 0.21 4.99 0.03 0.009 0.001 0.003 0.001 686
35 N 0.30 0.21 4.99 0.03 0.009 0.001 0.003 0.001 686
36 O 0.29 0.02 5.03 0.04 0.010 0.001 0.004 0.001 679 0.001B,0.001Ca
37 O 0.29 0.02 5.03 0.04 0.010 0.001 0.004 0.001 679 0.001B,0.001Ca
38 P 0.34 1.37 4.99 0.03 0.009 0.001 0.003 0.001 730
39 P 0.34 1.37 4.99 0.03 0.009 0.001 0.003 0.001 730
40 Q 0.30 0.53 4.96 0.03 0.009 0.001 0.004 0.001 701 0.001REM(Sc)
41 R 0.17 1.94 4.95 0.03 0.011 0.001 0.003 0.001 790
42 E 0.20 2.03 4.91 0.03 0.008 0.002 0.003 0.001 788
43 E 0.20 2.03 4.91 0.03 0.008 0.002 0.003 0.001 788
44 E 0.20 2.03 4.91 0.03 0.008 0.002 0.003 0.001 788
45 E 0.20 2.03 4.91 0.03 0.008 0.002 0.003 0.001 788
空栏表示未有意地添加元素。
下划线表示为本发明的范围之外。
将得到的板坯在表2所示的条件下进行热轧，制作2.6mm厚的热轧钢板，然后，将得到的热轧钢板进行酸洗，进行冷轧，制作1.2mm厚的冷轧钢板。此外，在所有例子的热轧钢板的制造中，精轧的开始温度设定为920℃，卷绕温度设定为550℃，将一部分例子的热轧钢板在350～500℃进行回火。另外，在所有例子的冷轧钢板的制造中，冷轧率设定为40％。
表2：热轧和冷轧条件
Figure BDA0002979551260000201
下划线表示为本发明的范围之外。
对得到的冷轧钢板实施表3所示的条件的热处理，制作退火冷轧钢板。冷轧钢板的热处理在氮为98％和氢为2％的还原气氛下进行。此外，在冷轧后立即进行的退火中，退火后的平均冷却速度设定为50℃/秒，其中在冷却停止后于100～500℃的温度范围保持钢板温度的情况下，其保持时间设定为30秒。有关例No.43的冷轧后退火，在740℃下保持40秒后，再在800℃下保持100秒。
表3：冷轧钢板的处理条件
Figure BDA0002979551260000211
下划线表示为本发明的范围之外。
对于一部分退火冷轧钢板例，进行最终退火后，在460℃停止退火后的冷却，将冷轧钢板浸渍于460℃的熔融锌的镀浴中2秒，进行热浸镀锌处理。镀浴的条件与以往的镀浴相同。在不实施后述的合金化处理的情况下，在460℃的保持后，以平均冷却速度10℃/秒冷却至室温。有关进行了热浸镀锌的例子，在表3中表示为“镀覆”。
对于一部分退火冷轧钢板例，进行热浸镀锌处理后，不冷却至室温就接着实施合金化处理。加热至520℃，并在520℃保持5秒以进行合金化处理，然后，以平均冷却速度10℃/秒冷却至室温。对于在热浸镀锌处理后进行了合金化处理的例子，在表3中表示为“合金化”。有关例No.45，在460℃停止冷轧后退火的冷却，如上所述地进行热浸镀锌处理和合金化处理。
将如上所述地得到的退火冷轧钢板以0.1％的伸长率进行调质轧制，准备各种评价用钢板。
2、评价方法
对各例中得到的退火冷轧钢板实施微观组织观察、拉伸试验和均匀伸长试验，评价回火马氏体、铁素体、残留奥氏体、贝氏体、新鲜马氏体和回火贝氏体的面积率、Mn浓度的标准偏差、拉伸强度(TS)和加工硬化特性(n值)。各评价的方法如下所述。
(金属组织的试验方法)
回火马氏体、铁素体、残留奥氏体、贝氏体、新鲜马氏体和回火贝氏体的面积率由扫描型电子显微镜的组织观察和X射线衍射测定来算出。对将钢板按照平行于板厚方向和轧制方向切断而成的L断面进行镜面研磨，然后用3％的硝酸乙醇使微观组织显现出来，使用扫描型电子显微镜以5000倍的倍率观察距离表面1/4位置处的微观组织，对0.1mm×0.3mm的范围通过图像解析(Photoshop(注册商标))算出回火马氏体、铁素体、残留奥氏体、贝氏体、新鲜马氏体和回火贝氏体的面积率、以及残留奥氏体和新鲜马氏体的总面积率。进而，从得到的钢板上切下宽25mm、长25mm的试验片，对该试验片实施化学研磨从而将板厚减少1/4，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，对得到的轮廓进行解析，将它们每个进行平均而算出残留奥氏体的面积率，从残留奥氏体和新鲜马氏体的总面积率中减去残留奥氏体的面积率，算出新鲜马氏体的面积率。另外，铁素体相判断为灰色基底组织，奥氏体相和新鲜马氏体相判断为白色组织，有关新鲜马氏体相和回火马氏体相，将晶粒内确认有基底组织者判断为回火马氏体相。进而，将渗碳体存在于板条的界面或板条的内部者判断为贝氏体。另外，将贝氏体中确认晶粒内有基底组织者判断为回火贝氏体。
Mn浓度的标准偏差以如下的方式算出：在距离钢板表面为厚度的1/4位置处，使用EPMA以0.1μm的测定间隔测定试样轧制方向20μm和试样板厚方向20μm的范围的分布图像，根据在全部测定点测定的各Mn浓度算出Mn浓度的标准偏差。
(机械性质的试验方法)
从与钢板的轧制方向垂直的方向採取JIS5号拉伸试验片，测定拉伸强度(TS)和加工硬化特性(n值)。拉伸试验是按照使用了JIS5号拉伸试验片的JIS-Z2241：2011中规定的方法来进行。均匀伸长试验是按照使用了平行部长度为50mm的JIS5号试验片的JIS-Z2241：2011中规定的方法来进行。n值是将真应变的区间设为4～7％、分别求出真应变为4％和7％时的真应力，用两真应力的对数之差除以两真应变的对数之差而得到的值。拉伸试验和均匀伸长试验的十字头试验速度为30mm/分钟。
3、评价结果
上述评价的结果示于表4中。实施例中，得到了0.10以上的n值、和780MPa以上的TS。此外，有关表4的n值的“无法测定”是指，由于加工硬化特性显著下降，所以无法测定n值。
表4：钢板的金属组织的面积率和机械性质
Figure BDA0002979551260000241
下划线表示为本发明的范围之外。
例No.1～4、6～12、14～17、19、22～24、27～33和36～41由于具有规定的化学组成、并且是按照规定的制造方法制造的，所以得到了所期望的金属组织，Mn浓度的标准偏差为0.30质量％以上，其结果是具有优良的特性(强度(TS)和加工硬化特性(n值))。
例No.5由于热轧前的保持时间长，并且无法使Mn的分布变得充分不均匀，所以加工硬化特性(n值)不充分。例No.13由于C含量不足，并且不能得到充分的残留奥氏体，所以强度(TS)和加工硬化特性(n值)不充分。例No.18由于Mn含量不足，并且不能得到充分的残留奥氏体，所以加工硬化特性(n值)不充分。例No.20由于最终的退火温度低，并且不能得到所期望的金属组织，所以加工硬化特性(n值)不充分。例No.21由于最终的退火时间长，并且不能得到充分的回火马氏体，所以无法测定加工硬化特性(n值)。例No.25由于最终的退火时间短，并且不能使Mn的分布变得充分不均匀，所以加工硬化特性(n值)不充分。例No.26由于热轧前的保持温度高，并且不能使Mn的分布变得充分不均匀，所以加工硬化特性(n值)不充分。例No.34由于冷轧后的退火温度低，并且不能使Mn的分布变得充分不均匀，所以加工硬化特性(n值)不充分。例No.35由于最终的退火温度高，并且不能得到充分的回火马氏体，所以无法测定加工硬化特性(n值)。例No.42由于没有进行最终的退火，所以无法得到充分的回火马氏体，加工硬化特性(n值)不充分。例No.43～45由于没有进行最终的退火，所以无法得到充分的残留奥氏体，无法测定加工硬化特性(n值)。
接着，根据表2和表3的例No.26的制造条件，仅变更热轧前的保持温度，研究Mn浓度的标准偏差和加工硬化特性(n值)对热轧前的保持温度的依赖性。将Mn浓度的标准偏差相对于热轧前的保持温度的作图示于图1中，n值相对于热轧前的保持温度的作图示于图2中。
根据图1可知，通过将热轧前的保持温度设定为低于1100℃，可以使Mn浓度的标准偏差为0.30质量％以上，即可以使Mn的浓度分布变得不均匀。另外，根据图2可知，通过使Mn的浓度分布变得不均匀，可以改善加工硬化特性(n值)。

Claims (4)

1.一种钢板，其化学组成以质量％计为：
C：超过0.10％且为0.45％以下、
Si：0.001～2.50％、
Mn：超过4.00％且为8.00％以下、
sol.Al：0.001～1.50％、
P：0.100％以下、
S：0.010％以下、
N：低于0.050％、
O：低于0.020％、
Cr：0～0.50％、
Mo：0～2.00％、
W：0～2.00％、
Cu：0～2.00％、
Ni：0～2.00％、
Ti：0～0.300％、
Nb：0～0.300％、
V：0～0.300％、
B：0～0.010％、
Ca：0～0.010％、
Mg：0～0.010％、
Zr：0～0.010％、
REM：0～0.010％、
Sb：0～0.050％、
Sn：0～0.050％、
Bi：0～0.050％、以及
剩余部分：铁和杂质，
距离表面为厚度的1/4位置处的金属组织以面积％计含有25～90％的回火马氏体和10～50％的残留奥氏体，
在距离表面为厚度的1/4位置处，轧制方向20μm和板厚方向20μm的范围内的Mn浓度的标准偏差为0.30质量％以上。
2.根据权利要求1所述的钢板，其中，所述化学组成以质量％计含有Cr：0.01～0.50％、Ti：0.005～0.300％、Nb：0.005～0.300％、V：0.005～0.300％、和B：0.0001～0.010％中的1种或2种以上。
3.根据权利要求1或2所述的钢板，其中，在所述钢板的表面具有热浸镀锌层。
4.根据权利要求1或2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。
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