CN113260721A - 钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

该钢板具有预定的化学组分，从表面起到沿板厚方向距离所述表面20μm的位置为止的范围即表层区域的金属组织由铁素体、以及以体积分率计1.0～15.0％的第2相构成，从沿所述板厚方向距离所述表面超过20μm的位置起到沿所述板厚方向距离所述表面为板厚的1/4的位置为止的范围即内部区域的金属组织由铁素体、以及以体积分率计5.0～25.0％的第2相构成，所述表层区域的所述第2相的所述体积分率比所述内部区域的所述第2相的所述体积分率更小，在所述表层区域中，所述第2相的平均晶粒径为0.5～4.0μm，包含如下织构：所述铁素体的{001}方位与{111}方位的强度比X ODF{001}/{111}为0.70～2.50。

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。
本申请基于2019年01月07日于日本申请的日本特愿2019-000671号来主张优先权，并将其内容援引于此。
背景技术
近年来，为了保护地球环境，需要提高汽车的燃料经济性。关于汽车的燃料经济性提高，针对汽车用钢板，为了一边确保安全性一边使车体轻量化，需要进一步的高强度化。这种高强度化的需要不限于作为结构构件的梁或柱等，针对汽车的外板部件(顶、罩、翼子板、门等)也正在提高。针对这样的需要，迄今一直进行着以兼顾强度与伸长率(成形性)为目的的材料开发。
另一方面，汽车的外板部件的造形存在愈发复杂化的倾向。若为了轻量化而使钢板高强度化且薄壁化，则在成形为复杂的形状时，在钢板的表面会易于产生凹凸。若在表面产生凹凸，则成形后的外观会降低。关于外板面板部件，不仅强度等特性，外观设计性和面品质也是重要的，因此需要成形后外观优异。此处所述的所谓成形后产生的凹凸，是指即使在制造后的钢板表面没有凹凸，也会因进行成形而在成形部件的表面产生的凹凸，因为即使提高了钢板的成形性，也未必会抑制其产生，所以在将高强度钢板适用于汽车的外板面板时，是一个大问题。
针对被适用于外板面板的钢板的、成形后外观与材料特性的关联性，例如在专利文献1中，公开了一种铁素体系薄钢板，其中，为了改善鼓凸成形加工后的表面性状，将具有从与钢板表面平行的{001}面±15°以内的晶体取向的晶体的面积分率设为0.25以下，将该晶体的平均粒径设为25μm以下。
然而，专利文献1涉及一种C含量为0.0060％以下的铁素体系薄钢板。尽管为了使钢板高强度化，提高C含量，并将组织设为由铁素体和硬质相构成的复相组织是有效的，但本发明人们进行了研究，结果得知：在为了得到复相组织而提高了C含量的情况下，无法使如专利文献1所记载的具有从与钢板表面平行的{001}面±15°以内的晶体取向的晶体的面积分率降低。即，在专利文献1的方法中，无法同时达成高强度化和加工后的表面性状的改善(凹凸的产生的抑制)。
例如在专利文献2中，公开了一种具有铁素体和第2相的复相组织钢，并记载了：作为成形的面应变措施，使屈服点变低是有效的。然而，在专利文献2中，针对表面粗糙及纹路措施的观点下的成形后外观与组织的关系，并未进行公开。
即，以往，针对改善了成形后的表面粗糙及纹路缺陷的高强度的复相组织钢，并未提出方案。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本国特开2016-156079号公报
专利文献2：国际公开第2013/046476号
发明内容
发明要解决的技术问题
本发明鉴于上述问题而完成。本发明的目的在于提供一种可抑制成形时的表面凹凸的产生的高强度钢板及其制造方法。
解决技术问题的技术手段
本发明人们针对解决上述问题的方法进行了研究。尤其是，着眼于会影响到制造出的钢板的表面凹凸或成形后的表面凹凸的、钢板的显微组织或织构的关系，进行了专心调查，结果发现：i)即使在制造后的钢板表面没有凹凸，在成形后也会产生凹凸；ii)由于从钢板表面起到沿板厚方向20μm的位置为止的范围的变形的不均匀，会导致产生成形后的表面凹凸；iii)变形不均匀的原因在于硬质组织的不均匀的分散或特定的织构的发达。
此外，本发明人们进一步进行了研究，结果本发明人们发现：为了兼顾强度与成形性，优选设为由铁素体和第2相构成的DP钢，在从表面起沿板厚方向0～20μm的范围(表面～从表面起沿板厚方向20μm的位置的范围)即表层区域的金属组织中，通过将第2相的分率、第2相的平均晶粒径、铁素体的织构设为与钢板内部不同的金属组织，从而一边确保强度，一边抑制成形时的表面凹凸的产生，从而得到成形后外观(表面品质)优异的钢板。
此外，本发明人们进行了研究，结果发现：为了控制表层区域的金属组织，在热轧后而非冷轧后赋予应变，并根据其加工量来设定之后的冷轧率及热处理条件是有效的。
本发明基于上述认识而完成，其主旨如下。
[1]本发明的一个方案的钢板中，化学组分以质量％，含有C：0.050％以上且0.145％以下、Mn：0.70％以上且2.25％以下、Al及Si的合计：0.60％以下、P：0.030％以下、S：0.020％以下、N：0.0050％以下、Mo：0％以上且0.80％以下、B：0％以上且0.0050％以下、Ti：0％以上且0.200％以下、Nb：0％以上且0.100％以下、Cr：0％以上且0.700％以下、以及Ni：0％以上且0.200％以下，剩余部分由铁及杂质构成，从表面起到沿板厚方向距离所述表面20μm的位置为止的范围即表层区域的金属组织由铁素体和以体积分率计1.0～15.0％的第2相构成；从沿所述板厚方向距离所述表面超过20μm的位置起到沿所述板厚方向距离所述表面为板厚的1/4位置为止的范围即内部区域的金属组织由铁素体和以体积分率计5.0～25.0％的第2相构成，所述表层区域的所述第2相的体积分率比所述内部区域的所述第2相的体积分率更小，在所述表层区域中，所述第2相的平均晶粒径为0.5～4.0μm，包含如下织构：所述铁素体的{001}取向与{111}取向的强度比XODF{001}/{111}为0.70～2.50。
[2]也可以是，上述[1]所述的钢板中，所述内部区域的所述第2相的平均晶粒径为1.0～5.0μm，且比所述表层区域中的所述第2相的所述平均晶粒径更大。
[3]也可以是，上述[1]或[2]所述的钢板中，所述化学组分以质量％计，包含：Mo：0.001％以上且0.80％以下、B：0.0001％以上且0.0050％以下、Ti：0.001％以上且0.200％以下、Nb：0.001％以上且0.100％以下、Cr：0.001％以上且0.700％以下、以及Ni：0.001％以上且0.200％以下中的任意1种以上。
[4]也可以是，上述[1]～[3]的任意一项所述的钢板中，上述化学组分满足下述(1)式，拉伸强度为550MPa以上，板厚为0.10mm以上且0.55mm以下，板宽为1300mm以上且2000mm以下，
7.00≥[C]×20+[Si]×3.0+[Mn]×2.0+[Al]×2.0+[Cr]+[Ti]×20+[Nb]×40+[Mo]×2.0+[Ni]×2.0+[B]×200…(1)
其中，上述式(1)中的元素符号为各元素的以质量％计的含量，若不含有，则代入0。
[5]也可以是，上述[1]～[4]的任意一项所述的钢板中，所述表层区域中的所述第2相由马氏体、贝氏体及回火马氏体中的任意1种以上构成。
[6]也可以是，上述[1]～[5]的任意一项所述的钢板在所述表面具有镀层。
[7]本发明的另一方案的钢板的制造方法包括：加热工序，其将具有如上述[1]所述的化学组分的钢片加热到1000℃以上；热轧工序，其以轧制结束温度为950℃以下的方式对所述钢片进行热轧，从而得到热轧钢板；应力赋予工序，其向所述热轧工序后的所述热轧钢板赋予应力，使得表面中的残留应力即σs的绝对值为165～400MPa；冷轧工序，其对所述应力赋予工序后的所述热轧钢板进行累积压下率即RCR为70～90％的冷轧，从而得到冷轧钢板；退火工序，其对所述冷轧钢板在以从300℃到满足下述(2)式的均热温度T1℃为止的平均加热速度为1.5～10.0℃/秒的方式进行加热后，进行以所述均热温度T1℃保持30～150秒的退火；以及冷却工序，其将所述退火工序后的所述冷轧钢板在以从所述均热温度T1℃到650℃为止的平均冷却速度为1.0～10.0℃/秒的方式冷却到550～650℃的温度区域后，以平均冷却速度为5.0～500.0℃/秒的方式冷却到200～490℃的温度区域。
1275－25×ln(σs)－4.5×RCR≤T1≤1275－25×ln(σs)－4×RCR…(2)
[8]也可以是，上述[7]所述的钢板的制造方法中，将所述应力赋予工序以40～500℃进行。
[9]也可以是，上述[7]或[8]所述的钢板的制造方法中，在所述热轧工序中，终轧开始温度为850℃以下。
[10]也可以是，上述[7]～[9]的任意一项所述的钢板的制造方法还包括保持工序，该保持工序将所述冷却工序后的所述冷轧钢板在200～490℃的温度区域中保持30～600秒。
发明效果
在本发明的上述方案的钢板中，与以往的材料相比，在因冲压变形而发生的各种变形后，表面凹凸的产生也会被抑制。因此，本发明的上述方案的钢板的成形后的表面的美丽性优异，能够有助于涂装的清晰性、外观设计性的提高。此外，本发明的上述方案的钢板为高强度，能够有助于汽车的进一步轻量化。在本发明中，所谓高强度，意味着具有550MPa以上的拉伸强度。
此外，根据本发明的上述方案的钢板的制造方法，能够制造一种在因冲压变形而产生各种变形后，也会抑制表面凹凸的产生的、高强度钢板。
附图说明
图1是表示成形后的表面性状与织构参数的关系的图。
具体实施方式
本发明的一个实施方式的钢板(本实施方式的钢板)中，化学组分以质量％计，含有C：0.050％以上且0.145％以下、Mn：0.70％以上且2.25％以下、Al及Si的合计：0.60％以下、P：0.030％以下、S：0.020％以下、N：0.0050％以下、Mo：0％以上且0.80％以下、B：0％以上且0.0050％以下、Ti：0％以上且0.200％以下、Nb：0％以上且0.100％以下、Cr：0％以上且0.700％以下及Ni：0％以上且0.200％以下，剩余部分由铁及杂质构成。
此外，本实施方式的钢板中，从表面起到沿板厚方向距离所述表面20μm的位置为止的范围即表层区域的金属组织由铁素体和以体积分率计1.0～15.0％的第2相构成，从沿所述板厚方向距离所述表面超过20μm的位置起到沿所述板厚方向距离所述表面为板厚的1/4的位置为止的范围即内部区域的金属组织由铁素体和以体积分率计5.0～25.0％的第2相构成，所述表层区域的所述第2相的所述体积分率比所述内部区域的所述第2相的所述体积分率更小。
此外，本实施方式的钢板中，在所述表层区域中，所述第2相的平均晶粒径为0.5～4.0μm，包含如下织构：所述铁素体的{001}取向与{111}取向的强度比XODF{001}/{111}为0.70～2.50。
优选的是，在本实施方式的钢板中，所述内部区域的所述第2相的平均晶粒径为1.0～5.0μm，且比所述表层区域中的所述第2相的所述平均晶粒径更大。
以下，针对本实施方式的钢板，详细地进行说明。但是，本发明不仅仅限于本实施方式所公开的构成，能够在不脱离本发明的主旨的范围内进行各种变更。针对以下所记载的数值限定范围，下限值及上限值被包含在该范围中。针对表示为“超过”、“小于”的数值，该值不被包含在数值范围中。针对化学组分的“％”，全部表示质量％。首先，针对本实施方式的钢板的化学组分的限定理由进行说明。
＜关于化学组分＞
[C：0.050％以上且0.145％以下]
C(碳)为提高钢板的强度的元素，且为为了确保第2相的体积分率而必要的元素。为了确保所期望的第2相的体积分率，将C含量设为0.050％以上。优选的是，为0.070％以上。
另一方面，当C含量超过0.145％时，硬质相(第2相)中的颗粒的数量会増大，硬质相会易于连结。连结的硬质相以外的部分在成形时会促进变形，因此在硬质相的颗粒不均匀地分散的情况下，易于产生成形后的表面的纹路缺陷。此外，当C含量超过0.145％超时，以高压下率进行冷轧时的冷轧负荷会増大，生产性会降低，在此基础上，钢板的成形性及焊接性会恶化。因此，将C含量设为0.145％以下。优选的是，C含量为0.130％以下，更优选的是，为0.110％以下。
[Mn：0.70％以上且2.25％以下]
Mn(锰)是对提高钢板的机械强度较为有效的元素。此外，Mn也是通过将钢中的S(硫)固定为MnS等来防止热轧时的开裂的元素。为了得到这些效果，将Mn含量设为0.70％以上。优选的是，为0.90％以上。
另一方面，当Mn含量超过2.25％时，以高压下率进行冷轧时的冷轧负荷会増大，生产性会降低。此外，因为易于发生Mn的偏析，所以在退火后硬质相会凝聚，从而易于产生成形后的表面的纹路缺陷。因此，将Mn含量设为2.25％以下。优选的是，为2.00％以下，更优选的是，为1.75％以下。
[Al及Si的合计：0.60％以下]
Al(铝)为钢的脱氧元素，是对于提高钢板的机械强度较为有效的元素。此外，Si(硅)为钢的脱氧元素，是对提高钢板的机械强度较为有效的元素。然而，当Al及Si的合计含量超过0.60％时，生产时的氧化皮剥离性会降低，在产品中易于产生表面缺陷。此外，以高压下率进行冷轧时的冷轧负荷会増大，生产性会降低。进而，钢板的焊接性及变形性能会降低。因此，将Al及Si的合计含量设为0.60％以下。优选的是，为0.50％以下。
此外，通过将Si含量设为0.10％以下，从而能够提高生产时的氧化皮剥离性，并能够抑制产品中的表面缺陷的产生。因此，Si含量优选设为0.10％以下，更优选的是，设为0.05％以下。
[P：0.030％以下]
P(磷)为杂质。当在钢中过剩地含有P时，热轧或冷轧时的开裂会被助长，在此基础上，钢板的延性及焊接性会降低。因此，将P含量限制在0.030％以下。优选的是，将P含量限制在0.020％以下。因为P含量越少越好，所以也可以为0％，但考虑到现行的一般的精炼(含二次精炼)，也可以将P含量设为0.0005％以上。
[S：0.020％以下]
S(硫)为杂质。当钢中过剩地含有S时，会生成因热轧而拉伸的MnS，钢板的变形性能会降低。因此，将S含量限制在0.020％以下。因为S含量越少越好，所以也可以为0％，但考虑到现行的一般的精炼(含二次精炼)，也可以将S含量设为0.0005％以上。
[N：0.0050％以下]
N(氮)为杂质，且为使钢板的变形性能降低的元素。因此，将N含量限制在0.0050％以下。因为N含量越少越好，所以也可以是0％。然而，考虑到现行的一般的精炼(含二次精炼)，也可以将N含量设为0.0005％以上。
也可以是，本实施方式的钢板含有上述的元素，剩余部分由Fe及杂质构成。然而，为了提高各种特性，也可以取代Fe的一部分地，使其含有以下所示的元素(任意元素)。为了降低合金成本，无需有意图地向钢中添加这些任意元素，因此这些任意元素的含量的下限均为0％。所谓杂质，是指在钢板的制造过程中，从原料或其他制造工序非有意地包含的成分。
[Mo：0％以上，0.80％以下]
Mo(钼)是有助于提高钢板的机械强度的元素。此外，在Mo含量少于Mn含量的情况下，为与Mn相比难以偏析的元素，有助于硬质相的均匀分散。因此，也可以根据需要来使其含有Mo。在要得到上述效果的情况下，优选将Mo含量设为0.001％以上。
另一方面，当Mo含量过剩时，会存在钢板的变形性能降低的风险。因此，即使在使其含有Mo的情况下，也会将Mo含量设为0.80％以下。此外，Mo为高价格的元素，Mo含量的増加会招致合金成本的増大。从这个观点出发，优选将Mo含量设为0.15％以下。
[B：0％以上且0.0050％以下]
B(硼)是对钢中的碳及氮进行固定，从而生成微细的碳氮化物的元素。微细的碳氮化物有助于钢的析出强化、组织控制及细颗粒强化等。因此，也可以根据需要来使其含有B。在要得到上述效果的情况下，优选将B含量设为0.0001％以上。
另一方面，当B含量超过0.0050％时，不仅上述效果会饱和，钢板的加工性(变形性能)有时也会降低。此外，通过使其含有B，供冷轧的钢板的强度会増加，因此在以高压下率进行冷轧时的冷轧负荷会増大。因此，在使其含有B的情况下，将B含量设为0.0050％以下。
此外，能够通过在将Al含量设为0.10％以上的基础上，将B含量设为0.0010％以上且0.0030％以下，从而一边使冷轧负荷降低，一边更有效地提高钢板的强度。因此，优选将Al含量设为0.10％以上，且将B含量设为0.0010％以上且0.0030％以下。在该情况下，在上述的与Si的合计量之间的关系上，Al含量的上限可以设为0.50％。
[Ti：0％以上且0.200％以下]
Ti(钛)是对钢中的碳及氮进行固定，从而生成微细的碳氮化物的元素。微细的碳氮化物有助于钢的析出强化、组织控制及细颗粒强化等。因此，也可以根据需要来使其含有Ti。在要得到上述效果的情况下，优选将Ti含量设为0.001％以上。
另一方面，当Ti含量超过0.200％时，不仅上述效果会饱和，供冷轧的钢板的强度也会増加，以高压下率进行冷轧时的冷轧负荷也会増大。因此，即使在使其含有Ti的情况下，也会将Ti含量设为0.200％以下。
[Nb：0％以上，0.100％以下]
Nb(铌)是对钢中的碳及氮进行固定，从而生成微细的碳氮化物的元素。微细的Nb的碳氮化物有助于钢的析出强化、组织控制及细颗粒强化等。因此，也可以根据需要来使其含有Nb。在要得到上述效果的情况下，优选将Nb含量设为0.001％以上。
另一方面，当Nb含量超过0.100％时，不仅上述效果会饱和，供冷轧的钢板的强度也会増加，以高压下率进行冷轧时的冷轧负荷也会増大。因此，即使在使其含有Nb的情况下，也会将Nb含量设为0.100％以下。
[Cr：0％以上且0.700％以下]
Cr(铬)为有助于提高钢板的机械强度的元素。因此，也可以根据需要来使其含有Cr。在要得到上述效果的情况下，优选将Cr含量设为0.001％以上。
另一方面，当Cr含量过剩时，供冷轧的钢板的强度会増加，在以高压下率进行冷轧时的冷轧负荷会増大。此外，当使其过剩地含有Cr时，合金成本会増大。因此，即使在使其含有Cr的情况下，也会将Cr含量设为0.700％以下。
[Ni：0％以上且0.200％以下]
Ni(镍)为有助于提高钢板的机械强度的元素。因此，也可以根据需要来使其含有Ni。在要得到上述效果的情况下，优选将Ni含量设为0.001％以上。
另一方面，当Ni含量过剩时，供冷轧的钢板的强度会増加，在以高压下率进行冷轧时的冷轧负荷会増大。此外，当使其过剩地含有Ni时，合金成本会増大。因此，即使在使其含有Ni的情况下，也会将Ni含量设为0.200％以下。
上述钢板的化学组分可以通过一般的分析方法来测定。例如可以用ICP－AES(Inductively Coupled Plasma－Atomic Emission Spectrometry:电感耦合等离子体原子发射光谱法)来进行测定。C及S可以使用燃烧－红外线吸收法，N可以使用惰性气体熔融热导法来进行测定。在钢板在表面具备镀层的情况下，在通过机械磨削除去表面的镀层后，进行化学组分的分析即可。
＜关于表层区域的金属组织＞
在本实施方式的钢板中，在将板厚记为t时，将从表面起到沿板厚方向t/4为止的深度范围分为2个区域，将以表面为起点并以沿深度方向20μm的深度位置为终点的深度范围作为表层区域，将比表层区域靠钢板的中心侧的范围作为内部区域。
本发明人们进行了研究，结果得知：成形时的表面凹凸的产生的原因在于，微观区域内的强度的不均匀所导致的成形时的不均匀变形。尤其是得知了：关于表面的凹凸的产生，从表面起沿板厚方向0～20μm的范围(从表面起到沿板厚方向距离表面20μm的位置的范围)即表层区域的金属组织的影响较大。因此，在本实施方式的钢板中，如以下这样对表层区域的金属组织进行控制。
[由铁素体和以体积分率计1.0～15.0％的第2相构成，第2相的体积分率比内部区域的第2相的体积分率更小]
当表层区域中的第2相的体积分率小于1.0％时，钢板的强度不会充分提高。因此，将第2相的体积分率设为1.0％以上。另一方面，当第2相的体积分率超过15.0％时，硬质相容易不均匀地分散，因此会产生成形时的表面凹凸，成形后的外观会降低。
此外，使表层区域的金属组织中的第2相的体积分率比内部区域中的第2相的体积分率更小。通过使表层中的第2相的体积分率比内部区域中的第2相的体积分率更小，进而如后所述，使内部区域中的体积分率变大，从而首次能够兼顾表面凹凸的产生抑制与材料强度。
在本实施方式的钢板中，表层区域中的第2相为铁素体以外的硬质组织，例如珠光体、马氏体、残留奥氏体、贝氏体、回火马氏体的任意1种以上。从强度的提高这点出发，表层区域中的第2相优选由马氏体、贝氏体及回火马氏体中的1种以上构成，更优选的是，由马氏体构成。
表层区域中的第2相的体积分率能够通过以下方法求得。
从得到的钢板的板宽W的W/4位置或3W/4位置(即，从钢板的任一宽度方向端部起沿宽度方向W/4的位置)提取金属组织(显微组织)观察用的试样(尺寸大概为沿轧制方向20mm×沿宽度方向20mm×钢板的厚度)，并用光学显微镜来进行距表面为板厚1/4厚处的金属组织(显微组织)的观察，算出从钢板的表面(在存在镀敷的情况下，为除了镀层之外的表面)起到20μm为止的第2相的面积分率。作为试样的调整，将轧制直角方向的板厚截面作为观察面来进行研磨，并以Lepera试剂进行蚀刻。
根据倍率500倍的光学显微镜照片对“显微组织”进行分类。当在Lepera腐蚀后进行光学显微镜观察时，例如贝氏体为黑色，马氏体(含回火马氏体)为白色，铁素体为灰色，各组织被以颜色区分并观察，因此能够容易地进行铁素体与其以外的硬质组织的判别。在光学显微镜照片中，表示铁素体的灰色以外的区域为第2相。
在以Lepera试剂刻蚀后的钢板的表面～距表面沿板厚方向为板厚的1/4位置的区域中，以500倍的倍率观察10个视野，指定得到的光学显微镜照片的距钢板的表面20μm的区域部分，用Adobe公司制“Photoshop CS5”这一图像分析软件来进行图像分析，求得第2相的面积分率。作为图像分析方法，例如，从图像取得图像的最大明度值Lmax和最小明度值Lmin，将具有明度为Lmax－0.3×(Lmax－Lmin)～Lmax的像素的部分定义为白色区域，将具有Lmin～Lmin+0.3×(Lmax－Lmin)的像素的部分定义为黑色区域，将其以外的部分定义为灰色区域，并算出灰色区域以外的区域即第2相的面积分率。针对合计10处观察视野，与上述同样地进行图像分析，对第2相的面积分率进行测定，并将这些面积分率进行平均，从而算出平均值。假设面积分率与体积分率相等，并将该平均值作为表层区域中的第2相的体积分率。
[第2相的平均晶粒径为0.5～4.0μm]
当第2相的平均晶粒径超过4.0μm时，成形后的外观会降低。因此，将表层区域中的第2相的平均晶粒径设为4.0μm以下。
另一方面，当第2相的平均晶粒径小于0.5μm时，第2相的颗粒易于被凝聚地生成。即使第2相的各颗较小，当凝聚地生成时，成形后的外观也会降低。因此，将表层区域中的第2相的平均晶粒径设为0.5μm以上。优选为1.0μm以上。
表层区域中的第2相的平均晶粒径能够通过以下方法求得。
与以上同样，在以Lepera试剂蚀刻后的钢板的从表面起到沿板厚方向距表面为板厚的1/4位置的区域中，以500倍的倍率观察10个视野，选择出光学显微镜照片的钢板的(距表面20μm)×200μm的区域，用Adobe公司制“Photoshop CS5”这种图像分析软件与以上同样地进行图像分析，分别算出第2相所占的面积分率和第2相的颗粒数。将它们合并计算，通过用第2相所占的面积分率除以第2相的颗粒数来算出每个第2相的颗粒的平均面积分率。根据该平均面积分率和颗粒数来算出当量圆直径，并将得到的当量圆直径作为第2相的平均晶粒径。
[在表层区域中，包含铁素体的{001}取向与{111}取向的强度比即XODF{001}/{111}为0.70～2.50的织构]
由于在表层区域中，包含铁素体的{001}取向与{111}取向的强度比(X射线随机强度比的最大值的比)即XODF{001}/{111}为0.70～2.50的织构，因而成形后的外观会提高。其理由并不明确，但认为是表面中的不均匀变形由于第2相的存在形态与铁素体的晶体取向分布的相互作用而受到抑制的原因。
当XODF{001}/{111}小于0.70时，易于发生因材料(钢板)的每个晶体的取向分布和强度差导致的不均匀变形，铁素体向{001}附近取向的变形集中会变得显著。另一方面，认为XODF{001}/{111}超过2.50，也易于发生因材料的每个晶体的取向分布和强度差导致的不均匀变形，并易于发生向铁素体与第2相的分界、以及铁素体的{111}附近取向的晶粒与其他取向的晶粒的分界的不均匀变形，表面的凹凸容易发达。
此外，认为当表层区域的铁素体的XODF{001}/{111}与内部区域的铁素体的XODF{001}/{111}之差为－0.30～0.40时，板厚方向的铁素体中的变形不均匀被抑制，有助于材料的加工硬化特性的提高，因此更为优选。
关于在表层区域的铁素体中是否包含强度比XODF{001}/{111}为0.70～2.50的织构，能够用EBSD(Electron Back Scattering Diffraction：电子背散射衍射)法按以下要领来求得。
针对向EBSD法提供的试样，通过机械磨削对钢板进行研磨，接着，在通过化学研磨或电解研磨等来除去应变的同时，以包含从表面起到沿板厚方向距表面为板厚的1/4位置为止的范围的板厚方向截面成为测定面的方式对试样进行调整，对织构进行测定。针对板宽方向的试样提取位置，在W/4或3W/4的板宽位置(从钢板的端面起离开钢板的板宽的1/4的距离的位置)附近提取试样。
针对试样的、钢板的表面～从钢板的表面起沿板厚方向20μm为止的区域，以0.5μm以下的节距通过EBSD法来测定晶体取向分布。用能够以EBSP－OIM(注册商标，ElectronBack Scatter Diffraction Pattern－Orientation Image Microscopy：电子背散射衍射电子显微取向成像)进行分析的IQ(Image Quality：图像质量)值设定表来提取出铁素体。因为铁素体具有IQ值较大的特征，所以能够通过该方法来简易地进行与其他金金属组织的分别。对IQ值的阈值进行设定，使得通过利用了前述的Lepera腐蚀的显微组织观察算出的铁素体的面积分率与以IQ值为基准算出的铁素体的面积分率一致。
得到用提取出的铁素体的晶体取向计算出的3维织构(ODF：OrientationDistribution Functions；取向分布函数)显示的
Figure BDA0003148119720000141
截面中的{001}取向组的X射线随机强度比的最大值与{111}取向组(γ－fiber)的X射线随机强度比的最大值之比({001}取向组的X射线随机强度比的最大值/{111}取向组(γ－fiber)的X射线随机强度比的最大值)即XODF{001}/{111}。X射线随机强度比为在相同条件下通过X射线衍射法等对不具有向特定取向的聚集的标准试样的衍射强度和供试材料的衍射强度进行测定，并将得到的供试材料的衍射强度除以标准试样的衍射强度得到的数值。例如，在以70％以上的高压下率对钢板进行轧制、退火的情况下，织构较为发达，{111}取向组(γ－fiber)的X射线随机强度会变大。
在此，{hkl}表示在以上述方法来提取出试样时，板面的法线方向与＜hkl＞平行。关于晶体的取向，通常将垂直于板面的取向以(hkl)或{hkl}来表示。{hkl}为等价的面的统称，(hkl)指各晶体面。即，在本实施方式中，以体心立方结构(bcc结构)为对象，因此例如(111)、(－111)、(1－11)、(11－1)、(－1－11)、(－11－1)、(1－1－1)、(－1－1－1)的各面为等价的，无法区别。在这样的情况下，将这些取向统称为{111}取向组。ODF显示也被用于其他对称性较低的晶体结构的取向显示，因此在ODF显示中，通常将各取向以(hkl)[uvw]来显示，但在本实施方式中，着眼于得到了板面的法线方向取向会对成形后的凹凸的发达造成较大影响这一认识的、法线方向取向{hkl}。{hkl}与(hkl)同义。
在产品为具有镀层的钢板的情况下，将除去了镀层的钢板的表面定义为表层区域的起点。
＜关于内部区域的金属组织＞
在本实施方式的钢板中，如上所述，在控制表层区域的金属组织的基础上，针对从表面起沿板厚方向超过20μm的位置～从表面起沿板厚方向为板厚的1/4的位置(在将板厚记为t的情况下：t/4)的范围即内部区域的金属组织，也需要进行控制。
[由铁素体和以体积分率计5.0～25.0％的第2相构成]
当内部区域中的第2相的体积分率小于5.0％时，无法使钢板的强度充分提高。因此，将第2相的体积分率设为5.0％以上。
另一方面，当第2相的体积分率超过25.0％时，铁素体的体积分率会过于变小，从而钢板的伸长率及扩孔性等加工性会降低。因此，将第2相的体积分率设为25.0％以下。
[第2相的平均晶粒径为1.0～5.0μm，且比表层组织中的第2相的平均晶粒径更大]
当内部区域中的平均粒径为1.0～5.0μm，且比表层组织中的第2相的平均晶粒径更大时，由于表层组织中的第2相的平均晶粒径相对于内部区域较小，因而在表层区域中，不均匀变形会被抑制，因此是优选的。
因此，也可以将内部区域中的平均粒径控制在上述的范围。
针对内部区域中的第2相的体积分率、平均晶粒径，也能够通过如下方式得到：用以Lepera试剂蚀刻后的钢板，选择出从沿板厚方向距离试样的表面超过20μm的位置起到沿板厚方向距离表面为板厚的1/4的位置的范围，并以与表层区域同样的方法进行分析。
此外，针对内部区域中的铁素体的织构，也能够通过以下方法得到：用上述的EBSD法，选择出从沿板厚方向距离试样的表面超过20μm的位置起到沿板厚方向距离表面为板厚的1/4的位置的范围，并以与表层区域同样的方法进行分析。
在产品的板厚超过0.40mm的情况下，优选的是，将内部区域设为从沿板厚方向距离表面超过20μm的位置起到沿板厚方向距离表面100μm的位置的范围。
＜关于式(1)、拉伸强度、板厚及板宽＞
优选的是，本实施方式的钢板中，化学组分满足下述式(1)，拉伸强度为550MPa以上，板厚为0.10mm以上且0.55mm以下，板宽为1300mm以上且2000mm以下。通过将这些条件全部满足，从而能够得到表面品质在板宽方向全宽上优异的钢板。
7.00≥[C]×20+[Si]×3.0+[Mn]×2.0+[Al]×2.0+[Cr]+[Ti]×20+[Nb]×40+[Mo]×2.0+[Ni]×2.0+[B]×200…(1)
其中，上述式(1)中的元素符号为各元素的以质量％计的含量，在不含有该元素的情况下，代入0。
拉伸强度通过“JISZ2241：2011金属材料拉伸试验方法”所记载的方法得到。关于试验片，使用了沿与轧制方向垂直的方向切取的JIS5号试验片。
此外，钢板的板厚通过如下方式得到：从钢板卷材的长度方向的端部对板进行采样，再从端部起沿板宽方向300mm的位置取得板厚测定用的样本，并以千分尺进行计测。关于板宽，在冷轧线的出侧用2个照相机通过图像分析来对钢板的宽度方向的两端部位置进行检测，并根据其两端的位置关系来算出。在生产线上随时进行测定，并通过将1个卷材量的板宽数据平均化来得到。在该方法较为困难的情况下，也可以从钢板卷材的长度方向的端部对板进行采样，并以游标卡尺来计测板宽。
＜关于镀层＞
在本实施方式的钢板中，也可以在表面具有镀层。由于在表面具有镀层，因而耐腐蚀性会提高，因此是优选的。
作为适用的镀敷，并不被特别地限定，但例示了热浸镀锌、合金化热浸镀锌、电镀锌、镀Zn－Ni(电镀锌合金)、镀Sn、镀Al－Si、合金化电镀锌、热浸镀锌－铝合金、热浸镀锌－铝－镁合金、热浸镀锌－铝－镁合金－Si钢板、锌蒸镀Al等。
＜关于制造方法＞
接着，针对本实施方式的钢板的优选的制造方法进行说明。关于本实施方式的钢板，与制造方法无关，只要具有上述特征，就会得到其效果。然而，因为根据以下方法能够稳定地进行制造，所以是优选的。
具体而言，本实施方式的钢板能够通过包含以下工序(i)～(vi)的制造方法进行制造。
(i)加热工序，将具有上述化学组分的钢片加热到1000℃以上；
(ii)热轧工序，将钢片以轧制结束温度为950℃以下的方式进行热轧，得到热轧钢板；
(iii)应力赋予工序，对热轧工序后的热轧钢板赋予应力，使得表面中的残留应力即σs的绝对值为165～400MPa；
(iv)冷轧工序，对应力赋予工序后的热轧钢板进行累积压下率即RCR为70～90％的冷轧，得到冷轧钢板；
(v)退火工序，对冷轧钢板，在以从300℃到满足下述(2)式的均热温度T1℃为止的平均加热速度为1.5～10.0℃/秒的方式进行加热后，进行以均热温度T1℃保持30～150秒的退火；
1275－27×ln(σs)－4.5×RCR≤T1≤1275－25×ln(σs)－4×RCR···(2)
(vi)冷却工序，将退火工序后的冷轧钢板，在以从均热温度T1℃到650℃为止的平均冷却速度为1.0～10.0℃/秒的方式冷却到550～650℃的温度区域后，以平均冷却速度为5.0～0℃/秒的方式冷却到200～490℃的温度区域。
此外，也可以是，在通过马氏体的回火所导致的延展性的提高来制成成形性更佳的冷轧钢板或镀敷钢板的情况下，采用还包含以下工序的制造方法。
(vii)保持工序，将冷却工序后的所述冷轧钢板在200～490℃的温度区域中保持30～600秒。
以下，针对各工序进行说明。
[加热工序]
在加热工序中，将具有预定的化学组分的钢片在轧制前加热到1000℃以上。当加热温度小于1000℃时，在后续的热轧中，轧制反作用力会増加，从而无法进行充分的热轧，有时会得不到目标产品厚度。或者会存在因板形状恶化而无法卷取的情况。
针对加热温度的上限无需限定，但过度地使加热温度变为高温在经济上并不可取。因此，钢片加热温度优选设为小于1300℃。此外，针对向加热工序提供的钢片，并不被限定。例如能够使用用转炉或电炉等来熔炼上述化学组分的钢液，并通过连续铸造法制造出的钢片。也可以是，取代连续铸造法，而采用铸锭法、薄板坯铸造法等。
[热轧工序]
在热轧工序中，对通过加热工序加热到1000℃以上的钢片进行热轧，进行卷取，从而得到热轧钢板。
当轧制结束温度超过950℃时，热轧钢板的平均晶粒径会过于变大。在该情况下，最终的产品板的平均晶粒径也会变大，会成为屈服强度的降低及成形后的表面品质劣化的原因，因此并不可取。因此，将轧制结束温度设为950℃以下。
此外，优选将终轧开始温度设为850℃以下。
当热轧工序中的温度变化(终轧结束温度－终轧开始温度)为+5℃以上时，再结晶会由于热轧工序的加工发热而得到促进，晶粒会被微细化，因此是优选的。
此外，为了使晶粒微细化，卷取工序中的卷取温度优选750℃以下，更优选的是650℃以下。此外，在降低供冷轧的钢板的强度这点上，卷取温度优选450℃以上，更优选的是500℃以上。
[应力赋予工序]
在应力赋予工序中，针对热轧后的热轧钢板赋予应力，使得表面中的残留应力即σs以绝对值计为165M～400MPa。例如能够通过在热轧或酸洗后用表层研磨刷对热轧钢板进行磨削来赋予应力。此时，使研磨刷向钢板表面的接触压发生变化，用便携型X射线残留应力测定装置对表层残留应力进行在线计测，控制为上述范围内即可。通过以对表面在上述范围内赋予残留应力的状态来进行冷轧、退火及冷却，会得到具有铁素体和所期望的硬质相分布的钢板，该铁素体具有所期望的集合组织。
当残留应力σs小于165MPa或超过400MPa时，无法在继续进行的冷轧、退火及冷却后得到所期望的织构。此外，在冷轧后而非热轧后赋予残留应力的情况下，残留应力会沿板厚方向广泛分布，因此无法仅在材料的表层得到所期望的硬质相分布和织构。
关于对热轧钢板的表面赋予残留应力的方法，不限于上述研磨刷，例如也存在进行喷丸的方法等。但是，在喷丸的情况下，会产生如下风险：因投射材料的碰撞而在表面产生微细的凹凸，或因投射材料的咬入而在后续的冷轧等中产生瑕疵。因此，优选通过刷的磨削来赋予应力。
此外，在表皮光轧那样的辊的压下中，应力会被赋予到钢板的整个厚度方向，无法仅在材料的表层得到所期望的硬质相分布和织构。
应力赋予工序优选在钢板温度40～500℃下进行。通过在该温度区域中进行，从而能够对作为表层区域的范围高效地赋予残留应力，并能够抑制因热轧钢板的残留应力导致的开裂。
[冷轧工序]
在冷轧工序中，进行累积压下率即RCR为70～90％的冷轧，从而得到冷轧钢板。通过以上述累积压下率对赋予了预定的残留应力的热轧钢板进行冷轧，从而在退火、冷却后，会得到具有所期望的织构的铁素体。
当累积压下率RCR小于70％时，冷轧钢板的织构不会充分发达，因此无法在退火后得到所期望的织构。此外，当累积压下率RCR超过90％时，冷轧钢板的织构会过度地发达，无法在退火后得到所期望的织构。此外，轧制负荷会増大，板宽方向的材质的均匀性会降低。进而，生产的稳定性也会降低。因此，将冷轧中的累积压下率RCR设为70～90％。
[退火工序]
在退火工序中，在以与在应力赋予工序中被赋予的残留应力及冷轧工序中的累积压下率RCR相应的平均加热速度来将冷轧钢板加热到均热温度后，以与在应力赋予工序中被赋予的残留应力及冷轧工序中的累积压下率RCR相应的均热温度进行保持。
具体而言，在退火工序中，对冷轧钢板进行在以从300℃到满足下述(2)式的均热温度T1℃为止的平均加热速度为1.5～10.0℃/秒的方式进行加热后，以均热温度T1℃保持30～150秒的退火。
1275－25×ln(σs)－4.5×RCR≤T1≤1275－25×ln(σs)－4×RCR…(2)
当平均加热速度小于1.5℃/秒时，加热需要时间，生产性会降低，因此并不优选。此外，当平均加热速度超过10.0℃/秒时，板宽方向的温度的均匀性会降低，因此并不可取。
此外，当均热温度T1低于1275－25×ln(σs)－4.5×RCR时，铁素体的再结晶及从铁素体向奥氏体的逆相变不会充分进行，无法得到所期望的织构。此外，因为未再结晶粒与再晶体粒的强度差会导致成形时的不均匀变形被助长，所以不优选。另一方面，当均热温度T1高于1275－25×ln(σs)－4×RCR时，铁素体的再结晶及从铁素体向奥氏体的逆相变会充分进行，但晶体颗粒会粗大化，无法得到所期望的织构，因此并不可取。
平均加热速度通过(加热结束温度-加热开始温度)/(加热时间)来求得。
[冷却工序]
在冷却工序中，对退火工序中的均热后的冷轧钢板进行冷却。在冷却时，在以从均热温度T1℃到650℃为止的平均冷却速度为1.0～10.0℃/秒的方式冷却到550～650℃的温度区域后，进而，以平均冷却速度为5.0～500.0℃/秒的方式冷却到200～490℃的温度区域。
当T1℃～650℃的平均冷却速度小于1.0℃/秒时，铁素体相变会被过剩地促进，无法得到所期望的第2相的体积分率。另一方面，当超过10.0℃时，铁素体相变不会充分进行，碳向奥氏体的浓化不会充分进行，因此无法得到所期望的第2相的体积分率。
此外，当冷却到550～650℃的温度区域后的、从该温度区域至200～490℃的温度区域的平均冷却速度小于5.0℃/秒时，铁素体相变会被过剩地促进，因此无法得到第2相的所期望的体积分率。另一方面，因为受设备制约，设为超过500.0℃较为困难，所以将上限设为500.0℃/秒。
所谓平均冷却速度，通过(冷却开始温度-冷却结束温度)/(冷却时间)来求出。
[保持工序]
针对冷却到200～490℃后的冷轧钢板，也可以在200～490℃的该温度区域内保持30～600秒。
通过在该温度区域内保持预定时间，会得到因马氏体的回火导致的延性提高这样的效果，因此是优选的。
对于冷却到200～490℃后的冷轧钢板或保持工序后的冷轧钢板，以10℃/秒以上冷却到室温即可。
也可以是，针对以上述方法得到的冷轧钢板，进一步进行在表面形成镀层的镀敷工序。作为镀敷工序，例如可举出以下这样的工序。
[电镀工序]
[合金化工序]
针对冷却工序后或保持工序后的冷轧钢板，也可以进行电镀，从而在表面形成电镀层。针对电镀方法，并不被特别地限定。根据所需的特性(耐腐蚀性或密接性等)来确定条件即可。
此外，也可以是，对电镀后的冷轧钢板进行加热，从而使镀敷金属合金化。
[热浸镀锌工序]
[合金化工序]
针对冷却工序后或保持工序后的冷轧钢板，也可以进行热浸镀锌，从而在表面形成热浸镀锌层。关于热浸镀锌法，并不被特别地限定。根据所需的特性(耐腐蚀性或密接性等)来确定条件即可。
此外，也可以是，对热浸镀锌后的冷轧钢板进行热处理，从而使镀层合金化。在进行合金化的情况下，优选将冷轧钢板在400～600℃的温度范围内进行3～60秒的热处理。
根据上述制造方法，能够得到本实施方式的钢板。
实施例
接着，针对本发明的实施例进行说明。实施例中的条件仅为为了确认本发明的可实施性及效果而采用的一个条件例，本发明不被限定于这一条件例。只要不脱离本发明的主旨并达成本发明的目的，本发明就能够采用各种条件。
对具有表1的钢片No.A～AB所示的化学组分的钢进行熔炼，通过连续铸造，制造出厚度为240～300mm的坯料。将得到的坯料加热到表2A及表2B所示的温度。将被加热的坯料在如表2A及表2B所示的条件下进行热轧并进行卷取。
然后，将卷材开卷，对热轧钢板进行应力赋予。此时，一边用表2A及表2B所示的加工温度(钢板温度)便携型X射线残留应力测定装置在线计测表层残留应力，一边使研磨刷向钢板表面的接触压变化为表2A及表2B所示的残留应力σs。然后，以表2A及表2B所示的累积压下率RCR进行冷轧，从而得到钢板A1～AB1。
另外，表2A及表2B的“热轧工序温度变化”表示热轧工序中的温度变化(终轧结束温度－终轧开始温度)。
然后，以表3A～表3C所示的条件进行退火及冷却，针对一部分钢板，再以200～490℃保持30～600秒。在冷却或保持后，放置冷却到室温。然后，针对一部分钢板进行各种镀敷，在表面形成镀层。表3A～表3C中，CR表示未镀敷，GI表示进行了热浸镀锌，GA表示进行了合金化热浸镀锌，EG表示进行了电镀，EGA表示进行了合金化电镀锌，Zn－Al－Mg、Al－Si等表示进行了包含这些元素的镀敷。此外，表3A～表3C中的磷酸盐处理EG表示进行了磷酸盐处理电镀锌，润滑处理GA表示进行了润滑处理合金化热浸镀锌。
针对得到的产品板No.A1a～AB1a，通过上述方法，进行了表层区域、内部区域的金属组织观察、XODF{001}/{111}、板厚、板宽及拉伸强度的测定。将结果在表4A～表4C中示出。
表4A～表4C的“ΔXODF{001}/{111}表层－内部”表示表层区域的铁素体的XODF{001}/{111}与内部区域的铁素体的XODF{001}/{111}之差。
[钢板的表面性状评价]
此外，针对被制造出的产品板，进行了钢板的表面性状评价。
具体而言，以目视来观察制造出的钢板的表面，对表面性状进行了评价。钢板的表面性状的评价基准如下。在钢板的表面性状评价为C或D的情况下，无法作为外饰材料或部件来使用，从而判定为不合格。
A：未产生纹路(更优选，可作为外饰材料来利用)
B：产生可容许的微小纹路(可作为外饰材料来利用。)
C：产生无法容许的纹路(可作为部件来利用，但不可作为外饰材料)
D：显著的纹路缺陷(无法作为部件来利用)
将结果在表4A～表4C中示出。
[钢板的成形试验]
对于钢板的表面性状评价为C或D的材料(产品板No.S2a、No.X1a～No.Z1a)，未实施成形试验，仅针对钢板的表面性状评价为A或B的材料进行了成形试验。
关于成形，针对测定了上述表面性状的钢板，用深拉试验机、
Figure BDA0003148119720000221
的圆筒冲头及
Figure BDA0003148119720000222
的圆筒冲模，在Marciniak法的圆筒拉伸成形试验中沿轧制宽度方向赋予10％的塑性应变。
从因成形而变形的部分，制作出轧制宽度方向100mm×轧制方向50mm的试验片，依据JISB0633：2001标准，沿轧制方向和直角方向对JISB0601：2001所规定的截面曲线的算数平均高度Pa进行计测。另外，关于评价，在因成形而变形的部分进行，评价长度设为30mm。
此外，在成形出的成形品的平坦部，制作出轧制宽度方向100mm×轧制方向50mm的试验片，依据JISB0633(2001)标准，沿轧制方向和直角方向计测出JISB0601(2001)所规定的截面曲线的算数平均高度Pa。评价长度设为30mm。
用成形品的Pa及在上述测定试验中得到的钢板的Pa来算出粗糙度増加量ΔPa(ΔPa＝成形品的Pa－钢板的Pa)。
基于ΔPa，对钢板的成形后表面性状进行了评价。评价基准如下。在钢板的成形后表面评价为C或D的情况下，无法作为外饰材料或部件来使用，从而判定为不合格。
A：ΔPa≤0.25μm(更优选，可作为外饰材料来利用)
B：0.25μm＜ΔPa≤0.35μm(可作为外饰材料来利用)
C：0.35μm＜ΔPa≤0.55μm(可作为部件来利用，但不可作为外饰材料)
D：0.55μm＜ΔPa(无法作为部件来利用)
如表1～表4C所示，在化学组分、表层区域的金属组织、内部区域的金属组织、以及XODF{001}/{111}处于优选的范围的例子(实施例)中，表面性状评价及成形后表面性状评价为A或B，钢板的阶段及加工后的表面凹凸的形成被抑制。另一方面，关于化学组分、表层区域的金属组织、内部区域的金属组织、以及XODF{001}/{111}中的任意一个以上在本发明范围外的例子(比较例)，在钢板的阶段中或成形后，会产生纹路或产生凹凸，为无法作为外饰材料或部件来使用的状态。
图1是表示在本实施例中得到的成形后的表面性状与织构参数的关系的图。观察图1可知，织构参数在本发明的范围内(铁素体的、{001}方位与{111}方位的强度比XODF{001}/{111}为0.70～2.50)的例子的成形后的表面性状优异。在图1中，存在即使XODF{001}/{111}为0.70～2.50，ΔPa也会超过0.35μm这点，但其为表层的第2相分率在本发明范围外的比较例。
[表1]
Figure BDA0003148119720000241
[表2A]
Figure BDA0003148119720000251
下划线表示在本发明的范围外。※1表示来进行应力赋予工序。
※2表示坯料开裂。
[表2B]
Figure BDA0003148119720000261
下划线表示在本发明的范围外。
※1表示未进行应力赋予工序。
※2表示坯料开裂。
[表3A]
Figure BDA0003148119720000271
[表3B]
Figure BDA0003148119720000281
[表3C]
Figure BDA0003148119720000291
[表4A]
Figure BDA0003148119720000301
[表4B]
Figure BDA0003148119720000311
[表4C]
Figure BDA0003148119720000321
工业可利用性
在本发明的上述方案的钢板中，能够制造出一种在因冲压变形产生的各种变形后也会抑制表面凹凸的产生的、高强度钢板。因此，工业可利用性较高。

Claims (10)

1.一种钢板，其特征在于，
化学组分以质量％计，含有
C：0.050％以上且0.145％以下、
Mn：0.70％以上且2.25％以下、
Al及Si的合计：0.60％以下、
P：0.030％以下、
S：0.020％以下、
N：0.0050％以下、
Mo：0％以上且0.80％以下、
B：0％以上且0.0050％以下、
Ti：0％以上且0.200％以下、
Nb：0％以上且0.100％以下、
Cr：0％以上且0.700％以下、以及
Ni：0％以上且0.200％以下，剩余部分由铁及杂质构成；
从表面起到沿板厚方向距离所述表面20μm的位置为止的范围即表层区域的金属组织由铁素体和以体积分率计1.0～15.0％的第2相构成；
从沿所述板厚方向距离所述表面超过20μm的位置起到沿所述板厚方向距离所述表面为板厚的1/4位置为止的范围即内部区域的金属组织由铁素体和以体积分率计5.0～25.0％的第2相构成；
所述表层区域的所述第2相的所述体积分率比所述内部区域的所述第2相的所述体积分率更小；
在所述表层区域中，
所述第2相的平均晶粒径为0.5～4.0μm，
包含所述铁素体的{001}方位与{111}方位的强度比XODF{001}/{111}为0.70～2.50的织构。
2.如权利要求1所述的钢板，其特征在于，
所述内部区域的所述第2相的平均晶粒径为1.0～5.0μm，且比所述表层区域中的所述第2相的所述平均晶粒径更大。
3.如权利要求1或2所述的钢板，其特征在于，
所述化学组分以质量％计，包含
Mo：0.001％以上且0.80％以下、
B：0.0001％以上且0.0050％以下、
Ti：0.001％以上且0.200％以下、
Nb：0.001％以上且0.100％以下、
Cr：0.001％以上且0.700％以下、以及
Ni：0.001％以上且0.200％以下
中的任意1种以上。
4.如权利要求1～3的任意一项所述的钢板，其特征在于，
所述化学组分满足下述(1)式；
拉伸强度为550MPa以上；
板厚为0.10mm以上且0.55mm以下，板宽为1300mm以上且2000mm以下；其中，
7.00≥[C]×20+[Si]×3.0+[Mn]×2.0+[Al]×2.0+[Cr]+[Ti]×20+[Nb]×40+[Mo]×2.0+[Ni]×2.0+[B]×200…(1)
其中，上述式(1)中的元素符号为各元素的以质量％计的含量，若不含有，则代入0。
5.如权利要求1～4的任意一项所述的钢板，其特征在于，
所述表层区域中的所述第2相由马氏体、贝氏体及回火马氏体中的任意1种以上构成。
6.如权利要求1～5的任意一项所述的钢板，其特征在于，
在所述表面具有镀层。
7.一种钢板的制造方法，其特征在于，包括：
加热工序，其将具有如权利要求1所述的化学组分的钢片加热到1000℃以上；
热轧工序，其以轧制结束温度为950℃以下的方式对所述钢片进行热轧，从而得到热轧钢板；
应力赋予工序，其向所述热轧工序后的所述热轧钢板赋予应力，使得表面中的残留应力即σs的绝对值为165～400MPa；
冷轧工序，其对所述应力赋予工序后的所述热轧钢板进行累积压下率即RCR为70～90％的冷轧，从而得到冷轧钢板；
退火工序，其对所述冷轧钢板在以从300℃到满足下述(2)式的均热温度T1℃为止的平均加热速度为1.5～10.0℃/秒的方式进行加热后，进行以所述均热温度T1℃保持30～150秒的退火；以及
冷却工序，其将所述退火工序后的所述冷轧钢板在以从所述均热温度T1℃到650℃为止的平均冷却速度为1.0～10.0℃/秒的方式冷却到550～650℃的温度区域后，以平均冷却速度为5.0～500.0℃/秒的方式冷却到200～490℃的温度区域，其中，
1275－25×ln(σs)－4.5×RCR≤T1≤1275－25×ln(σs)－4×RCR…(2)。
8.如权利要求7所述的钢板的制造方法，其特征在于，
将所述应力赋予工序以40～500℃来进行。
9.如权利要求7或8所述的钢板的制造方法，其特征在于，
在所述热轧工序中，终轧开始温度为850℃以下。
10.如权利要求7～9的任意一项所述的钢板的制造方法，其特征在于，
还包括保持工序，该保持工序将所述冷却工序后的所述冷轧钢板在200～490℃的温度区域内保持30～600秒。
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