CN113286910B - 钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供高强度并且鼓凸成形性优异的钢板及其制造方法。提供一种钢板，其具有规定的化学组成及组织，铁素体的(111)<112>取向的集聚度为3.0以上，马氏体及回火马氏体的(252)<2‑11>取向的集聚度为5.0以下。进而提供一种钢板的制造方法，其包括以下工序：将具有规定的化学组成的钢液进行连续铸造，在从连续铸造后至冷却至室温为止的期间在800℃以上且低于1200℃下实施5～40％的压下的工序；热轧的精轧温度为650～950℃的热轧工序；将热轧钢板以400～700℃的卷取温度进行卷取的工序；将热轧钢板在卷取开始温度+20℃～100℃下保持5～300分钟的工序；将热轧钢板以10.0～90.0％的压下率进行冷轧的工序；及将冷轧钢板在700～900℃下进行退火的工序。

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，更详细而言，涉及鼓凸成形性优异的高强度钢板及其制造方法。
背景技术
为了提高抗拉强度为550MPa以上并且1100MPa以下的DP钢(以铁素体和马氏体作为主体的复合组织钢)的鼓凸成形性，优选使b.c.c.(体心立方晶格)的晶体取向集聚于γ-fibre。进而，向γ-fibre以外的取向的集聚需要尽可能减小。就DP钢而言虽然通过马氏体组织的有效利用而达成高强度，但有时该马氏体集聚于特定的取向。这是由于，奥氏体的织构的形成存在原因，具体而言通过在被称为Copper取向、Brass取向的取向上形成奥氏体的织构，从而在将奥氏体冷却时生成的马氏体中也产生织构。该马氏体的织构的信息虽然也以ODF(晶体取向分布函数)(φ2＝45°)来表示，但处于γ-fibre上，难以识别与母相铁素体的织构的差异。
迄今为止，虽然公开了许多关于DP钢、高强度钢板的发明，但其中关于鼓凸成形性的改善的技术的公开例少(例如参照专利文献1～4)。
在专利文献1中，作为拉伸凸缘成形性及疲劳特性优异、此外鼓凸成形性、形状固定性也良好的高成形性的高张力热轧钢板，公开了一种技术，其中，将含有C：0.010～0.10wt％、Si：0.50～1.50wt％、Mn：0.50～2.50wt％、P：0.05wt％以下、S：0.005wt％以下、Ti：0.005～0.03wt％的钢板坯在900～1300℃的温度域中保定后，进行将最终机架中的压下率设定为低于20％、并且将轧制结束温度设定为870～980℃的连续热轧，在轧制结束后以50～200℃/sec的冷却速度冷却，在300～650℃的温度范围内卷取成卷材，从而制成由体积率70～97％的铁素体相和剩余部分以贝氏体相作为主体的低温相变相构成的组织，将r值的面内各向异性Δr设定为0.2以下。需要说明的是，在钢组织中包含对高强度化有益的马氏体组织的情况下，对担保成形性的技术未作任何示出。
在专利文献2中，作为伸长率面内各向异性小、具有优异的压制成形性的抗拉强度(TS)：440MPa以上的高强度冷轧钢板，公开了一种技术，其中，设定为以质量％计含有C：0.030～0.20％、Si：1.5％以下、Mn：1.0～2.5％、P：0.005～0.1％、S：0.01％以下、Al：0.005～1.5％及N：0.01％以下、剩余部分为Fe及不可避免的杂质的组成，以相对于钢板组织整体的面积率计，将作为母相的铁素体相设定为85％以上且99％以下，将包含马氏体相的第2相设定为1％以上且15％以下，并且将该马氏体相相对于钢板组织整体的面积率设定为1％以上且13％以下，进而在钢板的1/4板厚位置处的板面的织构中，将以ODF(晶体取向分布函数)表示的αfibre中Φ＝25～35°的范围内的平均晶体取向密度I设定为2.0以上且4.0以下。需要说明的是，为了减小面内各向异性，减小了马氏体组织的面积率，就该技术而言无法获得DP钢的特征即高强度并且高延展性的特性。由该公开技术也可以理解：为了维持以往的DP钢的特性、并且提高鼓凸成形性，需要马氏体组织的改性。
在专利文献3中，作为具有780MPa以上的TS、并且具有优异的伸长率El、TS×EL为18000以上的成形性优异的高强度热浸镀锌钢板，公开了一种钢板，其具有以质量％计含有C：0.03～0.15％、Si：0.8～2.5％、Mn：1.0～3.0％、P：0.001～0.05％、S：0.0001～0.01％、Al：0.001～0.1％、N：0.0005～0.01％、Cr：0.1～2.0％、剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成的成分组成，并且具有以面积率计包含50％以上的铁素体相和10％以上的马氏体相的显微组织。需要说明的是，就该技术而言，仅公开了对钢板表面赋予镀覆皮膜和后处理皮膜而提高鼓凸高度的技术，关于鼓凸成形性的重要指标即成形后的形状的各向同性未示出任何技术。
在专利文献4中，作为具有590MPa以上的抗拉强度、同时提高了均匀伸长率和扩孔性的加工性优异的高强度钢板，公开了一种加工性优异的高强度钢板，其中，以质量％计含有C：0.04～0.10％、Mn：0.5～2.6％、Si：0.8～2.0％，将C量与Si量的比C/Si设定为0.04以上且低于0.10，限制Al、P、S、N的含量，金属组织以体积率计包含90～95％的铁素体和5～10％的回火马氏体。需要说明的是，该公开技术不过是为了提高加工性而对马氏体组织给予回火、并且降低回火马氏体的面积率的手段，因此，在专利文献4中，从鼓凸成形性提高的观点考虑，依然存在改善的余地。
需要说明的是，除了上述以外，例如在专利文献5～7中公开了关于高强度钢板的技术，但关于鼓凸成形性未进行任何研究。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2000-297349号公报
专利文献2：日本特开2009-132981号公报
专利文献3：日本特开2010-236027号公报
专利文献4：日本特开2011-032543号公报
专利文献5：日本特开2016-130357号公报
专利文献6：日本特开2016-130355号公报
专利文献7：日本特开2015-193897号公报
发明内容
发明所要解决的课题
本发明鉴于上述实情，课题是提供高强度并且鼓凸成形性(也可以称为“胀形性”)优异的钢板及其制造方法。
用于解决课题的手段
本发明人们对解决上述课题的方法进行了深入研究，为了判别马氏体的织构的不均，详细调查了取向的变化。其结果弄清楚了：通过减小(252)<2-11>的取向的集聚，变得能够抑制马氏体的织构(马氏体的取向集聚度的随机化)、以及提高鼓凸成形性(低各向异性化)。还认识到：该取向是在Copper取向和Brass取向的奥氏体相变为马氏体后所表现的取向，就以往的ODF(φ2＝45°)而言无法目视确认该取向。
此外，本发明人们通过反复进行各种研究还认识到：上述取向的集聚小的钢板即使单纯对热轧条件或退火条件等单一地下功夫也难以制造，仅能够通过在热轧·退火工序等所谓的连续工序中达成最优化来制造，从而完成了本发明。
本发明的主旨如下所述。
(1)一种钢板，其特征在于，具有下述化学组成：以质量％计含有
C：0.05～0.20％、
Si：0.01～1.30％、
Mn：1.00～3.00％、
P：0.0001～0.0200％、
S：0.0001～0.0200％、
Al：0.001～1.000％、
N：0.0001～0.0200％、
Co：0～0.5000％、
Ni：0～0.5000％、
Mo：0～0.5000％、
Cr：0～1.0000％、
O：0～0.0200％、
Ti：0～0.5000％、
B：0～0.0100％、
Nb：0～0.5000％、
V：0～0.5000％、
Cu：0～0.5000％、
W：0～0.1000％、
Ta：0～0.1000％、
Sn：0～0.0500％、
Sb：0～0.0500％、
As：0～0.0500％、
Mg：0～0.0500％、
Ca：0～0.0500％、
Y：0～0.0500％、
Zr：0～0.0500％、
La：0～0.0500％、及
Ce：0～0.0500％，
剩余部分由Fe及杂质构成，
以面积率计含有：
铁素体及贝氏体的合计：10.0～90.0％、
马氏体及回火马氏体的合计：5.0～80.0％、以及
珠光体及残余奥氏体的合计：0～15.0％，
铁素体的(111)<112>取向的集聚度为3.0以上，
马氏体及回火马氏体的(252)<2-11>取向的集聚度(也可以称为聚集度)为5.0以下。
(2)根据上述(1)所述的钢板，其特征在于，含有
Co：0.0001～0.5000％、
Ni：0.0001～0.5000％、
Mo：0.0001～0.5000％、
Cr：0.0001～1.0000％、
O：0.0001～0.0200％、
Ti：0.0001～0.5000％、
B：0.0001～0.0100％、
Nb：0.0001～0.5000％、
V：0.0001～0.5000％、
Cu：0.0001～0.5000％、
W：0.0001～0.1000％、
Ta：0.0001～0.1000％、
Sn：0.0001～0.0500％、
Sb：0.0001～0.0500％、
As：0.0001～0.0500％、
Mg：0.0001～0.0500％、
Ca：0.0001～0.0500％、
Y：0.0001～0.0500％、
Zr：0.0001～0.0500％、
La：0.0001～0.0500％、及
Ce：0.0001～0.0500％中的1种或2种以上。
(3)一种钢板的制造方法，其特征在于，包含以下工序：
将具有上述(1)或(2)所述的化学组成的钢液进行连续铸造而形成钢坯的铸造工序，其中，在从连续铸造后至冷却到室温为止的期间在800℃以上且低于1200℃下实施5～40％的压下；
包括将上述钢坯进行热轧、且上述热轧的精轧温度为650～950℃的热轧工序；
将所得到的热轧钢板以400～700℃的卷取温度进行卷取的工序；
将所卷取的热轧钢板不冷却至室温而直接在卷取开始温度+20℃～100℃的温度域中保持5～300分钟的工序；
将上述热轧钢板以10.0～90.0％的压下率进行冷轧的冷轧工序；及
将所得到的冷轧钢板在700～900℃的温度范围内进行退火的退火工序。
发明效果
根据本发明，能够提供高强度并且鼓凸成形性优异的钢板及其制造方法。
附图说明
图1是表示例1及例2中的DP钢的铁素体的(111)<112>取向的集聚度和马氏体及回火马氏体的(252)<2-11>取向的集聚度对鼓凸成形性施以的影响的图。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式进行说明。需要说明的是，这些说明的意图是本发明的实施方式的单纯例示，本发明并不限定于以下的实施方式。
<钢板>
本发明的实施方式的钢板的特征在于，具有下述化学组成：以质量％计含有
C：0.05～0.20％、
Si：0.01～1.30％、
Mn：1.00～3.00％、
P：0.0001～0.0200％、
S：0.0001～0.0200％、
Al：0.001～1.000％、
N：0.0001～0.0200％、
Co：0～0.5000％、
Ni：0～0.5000％、
Mo：0～0.5000％、
Cr：0～1.0000％、
O：0～0.0200％、
Ti：0～0.5000％、
B：0～0.0100％、
Nb：0～0.5000％、
V：0～0.5000％、
Cu：0～0.5000％、
W：0～0.1000％、
Ta：0～0.1000％、
Sn：0～0.0500％、
Sb：0～0.0500％、
As：0～0.0500％、
Mg：0～0.0500％、
Ca：0～0.0500％、
Y：0～0.0500％、
Zr：0～0.0500％、
La：0～0.0500％、及
Ce：0～0.0500％，
剩余部分由Fe及杂质构成，
以面积率计含有：
铁素体及贝氏体的合计：10.0～90.0％、
马氏体及回火马氏体的合计：5.0～80.0％、以及
珠光体及残余奥氏体的合计：0～15.0％，
铁素体的(111)<112>取向的集聚度为3.0以上，
马氏体及回火马氏体的(252)<2-11>取向的集聚度为5.0以下。
首先，对限定本发明的实施方式的钢板的化学成分的理由进行说明。这里关于成分的“％”是指质量％。
(C：0.05～0.20％)
C是廉价地增加抗拉强度的元素，是为了控制铁素体及贝氏体、或马氏体及回火马氏体的取向集聚度极为重要的因子。低于0.05％时，在热轧卷取时无法使残余奥氏体稳定化，无法将马氏体的取向集聚度随机化。因此，将下限值设定为0.05％以上。C含量也可以为0.06％以上、0.07％以上或0.08％以上。此外，C含量超过0.20％时，不仅导致伸长率的降低，而且铁素体的取向集聚度降低，因此鼓凸成形性劣化。因此，将上限值设定为0.20％以下。C含量也可以为0.18％以下、0.16％以下或0.15％以下。
(Si：0.01～1.30％)
Si是作为脱氧剂起作用、对碳化物及热处理后的残余奥氏体的形态造成影响的元素。此外，为了兼顾耐磨性和鼓凸成形性，降低钢部件中存在的碳化物的体积率、进而有效利用残余奥氏体、谋求高强度化是有效的。低于0.01％时，不会抑制碳化物的生成，大量的碳化物变得存在于钢中，鼓凸成形性劣化。因此，将下限值设定为0.01％以上。Si含量也可以为0.05％以上、0.10％以上或0.30％以上。此外，Si含量超过1.30％时，随着钢强度的增加，导致部件的脆化，使鼓凸成形性降低。因此，将上限值设定为1.30％以下。Si含量也可以为1.20％以下、1.10％以下、1.00％以下或0.90％以下。
(Mn：1.00～3.00％)
Mn是对钢的铁素体相变施以影响的因子，是对强度上升有效的元素。低于1.00％时，在冷轧板退火中的冷却过程中无法促进马氏体相变，引起强度的降低。因此，将下限值设定为1.00％以上。Mn含量也可以为1.10％以上、1.30％以上或1.50％以上。此外，Mn含量超过3.00％时，由于抑制冷轧板退火中的铁素体及贝氏体相变，因此引起鼓凸成形性的降低。因此，将上限值设定为3.00％以下。Mn含量也可以为2.80％以下、2.50％以下或2.20％以下。
(P：0.0001～0.0200％)
P是在铁素体晶界中强烈偏析而促进晶界的脆化的元素。越少越优选。低于0.0001％时，为了高纯度化，用于精炼所需的时间变多，导致成本的大幅的增加。因此，将下限值设定为0.0001％以上。P含量也可以为0.0005％以上、0.0010％以上或0.0020％以上。此外，P含量超过0.0200％时，通过晶界脆化而导致鼓凸成形性的降低。因此，将上限值设定为0.0200％以下。P含量也可以为0.0180％以下、0.0150％以下或0.0120％以下。
(S：0.0001～0.0200％)
S是在钢中生成MnS等非金属夹杂物、导致钢材部件的延展性的降低的元素，越少越优选。低于0.0001％时，为了高纯度化，用于精炼所需的时间变多，导致成本的大幅的增加。因此，将下限值设定为0.0001％以上。S含量也可以为0.0005％以上、0.0010％以上或0.0020％以上。此外，S含量超过0.0200％时，在冷成形时导致以非金属夹杂物作为起点的开裂的产生，鼓凸成形性降低。因此，将上限值设定为0.0200％以下。S含量也可以为0.0180％以下、0.0150％以下或0.0120％以下。
(Al：0.001～1.000％)
Al是作为钢的脱氧剂起作用并将铁素体稳定化的元素，根据需要而添加。低于0.001％时，无法充分得到添加效果，因此，将下限值设定为0.001％以上。Al含量也可以为0.005％以上、0.010％以上或0.020％以上。此外，Al含量超过1.000％时，在冷轧板退火中冷却过程中的铁素体相变及贝氏体相变过度促进，因此钢板的强度降低。因此，将上限值设定为1.000％以下。Al含量也可以为0.950％以下、0.900％以下或0.800％以下。
(N：0.0001～0.0200％)
N是在钢板中形成粗大的氮化物、使钢板的加工性降低的元素。此外，N是成为焊接时的气孔的产生原因的元素。低于0.0001％时，导致制造成本的大幅的增加。因此，将下限值设定为0.0001％以上。N含量也可以为0.0005％以上、0.0010％以上或0.0020％以上。此外，N含量超过0.0200％时，鼓凸成形性的降低、气孔的产生变得显著。因此，将上限值设定为0.0200％以下。N含量也可以为0.0180％以下、0.0160％以下或0.0120％以下。
本发明的实施方式的钢板的基本成分组成如上所述。进而，该钢板根据需要还可以含有以下的元素。该钢板也可以含有以下的元素来代替剩余部分的Fe的一部分。
(Co：0～0.5000％)
Co是对碳化物的形态控制和强度的增加有效的元素，根据需要而添加。低于0.0001％时，得不到添加效果。因此，优选将下限值设定为0.0001％以上。Co含量也可以为0.0002％以上、0.0010％以上或0.0100％以上。此外，Co含量超过0.5000％时，析出许多微细的Co碳化物，导致钢材的强度上升和延展性的降低，有时使冷加工性、鼓凸成形性降低。因此，将上限值设定为0.5000％以下。Co含量也可以为0.4500％以下、0.4000％以下或0.3000％以下。
(Ni：0～0.5000％)
Ni是强化元素，并且对淬火性的提高是有效的。此时，还带来润湿性的提高、合金化反应的促进，因此也可以添加。低于0.0001％时，得不到这些效果。因此，优选将下限值设定为0.0001％以上。Ni含量也可以为0.0002％以上、0.0010％以上或0.0100％以上。此外，Ni含量超过0.5000％时，有时对制造时及热轧时的制造性造成不良影响或使鼓凸成形性降低。因此，将上限值设定为0.5000％以下。Ni含量也可以为0.4500％以下、0.4000％以下或0.3000％以下。
(Mo：0～0.5000％)
Mo是对钢板的强度的提高有效的元素。此外，Mo是具有抑制利用连续退火设备或连续热浸镀锌设备的热处理时产生的铁素体相变的效果的元素。低于0.0001％时，得不到该效果。因此，优选将下限值设定为0.0001％以上。Mo含量也可以为0.0002％以上、0.0010％以上或0.0100％以上。此外，Mo含量超过0.5000％时，在冷轧板退火中，抑制铁素体及贝氏体相变，并且产生马氏体相变的促进，因此有时成形性、特别是鼓凸成形性劣化。因此，将上限值设定为0.5000％以下。Mo含量也可以为0.4500％以下、0.4000％以下或0.3000％以下。
(Cr：0～1.0000％)
Cr与Mn同样地是抑制珠光体相变、对钢的高强度化有效的元素，根据需要而添加。低于0.0001％时，得不到添加的效果。因此，优选将下限值设定为0.0001％以上。Cr含量也可以为0.0002％以上、0.0010％以上或0.0100％以上。此外，Cr含量超过1.0000％时，显著提高奥氏体的稳定性，在冷轧板退火后存在大量的残余奥氏体，因此有时鼓凸成形性劣化。因此，将上限值设定为1.0000％以下。Cr含量也可以为0.9000％以下、0.8000％以下或0.7000％以下。
(O：0～0.0200％)
O由于形成氧化物而使加工性劣化，因此需要抑制添加量。特别是氧化物大多情况作为夹杂物而存在，若存在于冲裁端面、或切割面，则在端面中形成缺口状的损伤或粗大的凹坑，因此在鼓凸成形时、强加工时，导致应力集中，成为龟裂形成的起点，带来大幅的加工性的劣化。然而，低于0.0001％时，导致过度的成本高，在经济上不优选。因此，优选将下限值设定为0.0001％以上。O含量也可以为0.0005％以上、0.0010％以上或0.0020％以上。另一方面，O含量超过0.0200％时，上述加工性的劣化的倾向变得显著。因此，将上限值设定为0.0200％以下。O含量也可以为0.0180％以下、0.0150％以下或0.0100％以下。
(Ti：0～0.5000％)
Ti是强化元素。通过析出物强化、由铁素体晶粒的生长抑制带来的细粒强化及通过再结晶的抑制的位错强化，有助于钢板的强度上升。低于0.0001％时，得不到这些效果。因此，优选将下限值设定为0.0001％以上。Ti含量也可以为0.0002％以上、0.0010％以上或0.0100％以上。此外，Ti含量超过0.5000％时，碳氮化物的析出变多，有时成形性、特别是鼓凸成形性劣化。因此，将上限值设定为0.5000％以下。Ti含量也可以为0.4500％以下、0.4000％以下或0.3000％以下。
(B：0～0.0100％)
B是在从奥氏体的冷却过程中抑制铁素体及珠光体的生成、促进贝氏体或马氏体等低温相变组织的生成的元素。此外，B是对钢的高强度化有益的元素，根据需要而添加。低于0.0001％时，无法充分得到由添加带来的高强度化或耐磨性的提高的效果。进而，对于低于0.0001％的鉴定，分析需要细心的注意，并且因分析装置而达到检测下限。因此，优选将下限值设定为0.0001％以上。B含量也可以为0.0003％以上、0.0005％以上或0.0010％以上。此外，B含量超过0.0100％时，有时在钢中导致粗大的B氧化物的生成，成为冷成形时的空隙的产生起点，鼓凸成形性劣化。因此，将上限值设定为0.0100％以下。B含量也可以为0.0080％以下、0.0060％以下或0.0050％以下。
(Nb：0～0.5000％)
Nb与Ti同样地是对碳化物的形态控制有效的元素，由于通过其添加而将组织微细化，因此是对韧性的提高也有效的元素。低于0.0001％时，得不到效果。因此，优选将下限值设定为0.0001％以上。Nb含量也可以为0.0002％以上、0.0010％以上或0.0100％以上。此外，Nb含量超过0.5000％时，有时大量析出微细且硬质的Nb碳化物，随着钢材的强度上升而导致延展性的显著的劣化，使冷加工性、鼓凸成形性降低。因此，将上限值设定为0.5000％以下。Nb含量也可以为0.4500％以下、0.4000％以下或0.3000％以下。
(V：0～0.5000％)
V是强化元素。通过析出物强化、由铁素体晶粒的生长抑制带来的细粒强化及通过再结晶的抑制的位错强化，有助于钢板的强度上升。低于0.0001％时，得不到这些效果。因此，优选将下限值设定为0.0001％以上。V含量也可以为0.0002％以上、0.0010％以上或0.0100％以上。此外，V含量超过0.5000％时，碳氮化物的析出变多，成形性、特别是鼓凸成形性劣化。因此，将上限值设定为0.5000％以下。V含量也可以为0.4500％以下、0.4000％以下或0.3000％以下。
(Cu：0～0.5000％)
Cu是对钢板的强度的提高有效的元素。低于0.0001％时，得不到这些效果。因此，优选将下限值设定为0.0001％以上。Cu含量也可以为0.0002％以上、0.0010％以上或0.0100％以上。此外，Cu含量超过0.5000％时，在热轧中钢材脆化，热轧变得不可能。进而，有时钢的强度显著提高，鼓凸成形性劣化。因此，将上限值设定为0.5000％以下。Cu含量也可以为0.4500％以下、0.4000％以下或0.3000％以下。
(W：0～0.1000％)
W对于钢板的强度上升是有效的，而且含有W的析出物及晶出物成为氢捕获位点，因此是非常重要的元素。低于0.0001％时，得不到这些效果。因此，优选将下限值设定为0.0001％以上。W含量也可以为0.0002％以上、0.0010％以上或0.0050％以上。此外，W含量超过0.1000％时，有时加工性、特别是鼓凸成形性降低。因此，将上限值设定为0.1000％以下。W含量也可以为0.0800％以下、0.0600％以下或0.0500％以下。
(Ta：0～0.1000％)
Ta与Nb、V、W同样地是对碳化物的形态控制和强度的增加有效的元素，根据需要而添加。低于0.0001％时，得不到添加效果。因此，优选将下限值设定为0.0001％以上。Ta含量也可以为0.0002％以上、0.0010％以上或0.0050％以上。此外，Ta含量超过0.1000％时，有时大量析出微细的Ta碳化物，导致钢板的强度上升和延展性的降低，使耐弯曲性、鼓凸成形性降低。因此，将上限值设定为0.1000％以下。Ta含量也可以为0.0800％以下、0.0600％以下或0.0500％以下。
(Sn：0～0.0500％)
Sn是在使用废铁作为原料的情况下含有于钢中的元素，越少越优选。低于0.0001％时，导致精炼成本的增加。因此，优选将下限值设定为0.0001％以上。Sn含量也可以为0.0002％以上、0.0010％以上或0.0050％以上。此外，Sn含量超过0.0500％时，有时因铁素体的脆化而引起鼓凸成形性的降低。因此，将上限值设定为0.0500％以下。Sn含量也可以为0.0400％以下、0.0300％以下或0.0200％以下。
(Sb：0～0.0500％)
Sb与Sn同样地是在使用废铁作为钢原料的情况下含有的元素。Sb由于在晶界中强烈偏析而导致晶界的脆化及延展性的降低，因此越少越优选，也可以为0％。低于0.0001％时，导致精炼成本的增加。因此，优选将下限值设定为0.0001％以上。Sb含量也可以为0.0002％以上、0.0010％以上或0.0050％以上。此外，Sb含量超过0.0500％时，有时引起鼓凸成形性的降低。因此，将上限值设定为0.0500％以下。Sb含量也可以为0.0400％以下、0.0300％以下或0.0200％以下。
(As：0～0.0500％)
As与Sn、Sb同样地是在使用废铁作为钢原料的情况下含有、在晶界中强烈偏析的元素，越少越优选。低于0.0001％时，导致精炼成本的增加。因此，优选将下限值设定为0.0001％以上。As含量也可以为0.0002％以上、0.0010％以上或0.0050％以上。此外，As含量超过0.0500％时，导致鼓凸成形性的降低。因此，将上限值设定为0.0500％以下。As含量也可以为0.0400％以下、0.0300％以下或0.0200％以下。
(Mg：0～0.0500％)
Mg是通过微量添加而能够控制硫化物的形态的元素，根据需要而添加。低于0.0001％时，得不到其效果。因此，优选将下限值设定为0.0001％以上。Mg含量也可以为0.0002％以上、0.0010％以上或0.0050％以上。此外，Mg含量超过0.0500％时，有时因粗大的夹杂物的形成而引起鼓凸成形性的降低。因此，将上限值设定为0.0500％以下。Mg含量也可以为0.0400％以下、0.0300％以下或0.0200％以下。
(Ca：0～0.0500％)
Ca除了作为脱氧元素是有用的以外，而且对于硫化物的形态控制也发挥效果。低于0.0001％时，效果不充分。因此，优选将下限值设定为0.0001％以上。Ca含量也可以为0.0002％以上、0.0010％以上或0.0050％以上。此外，Ca含量超过0.0500％时，有时加工性、特别是鼓凸成形性劣化。因此，将上限值设定为0.0500％以下。Ca含量也可以为0.0400％以下、0.0300％以下或0.0200％以下。
(Y：0～0.0500％)
Y与Mg、Ca同样地是通过微量添加而能够控制硫化物的形态的元素，根据需要而添加。低于0.0001％时，得不到这些效果。因此，优选将下限值设定为0.0001％以上。Y含量也可以为0.0002％以上、0.0010％以上或0.0050％以上。此外，Y含量超过0.0500％时，有时生成粗大的Y氧化物，鼓凸成形性降低。因此，将上限值设定为0.0500％以下。Y含量也可以为0.0400％以下、0.0300％以下或0.0200％以下。
(Zr：0～0.0500％)
Zr与Mg、Ca、Y同样地是通过微量添加而能够控制硫化物的形态的元素，根据需要而添加。低于0.0001％时，得不到这些效果。因此，优选将下限值设定为0.0001％以上。Zr含量也可以为0.0002％以上、0.0010％以上或0.0050％以上。此外，Zr含量超过0.0500％时，有时生成粗大的Zr氧化物，鼓凸成形性降低。因此，将上限值设定为0.0500％以下。Zr含量也可以为0.0400％以下、0.0300％以下或0.0200％以下。
(La：0～0.0500％)
La是通过微量添加而对硫化物的形态控制有效的元素，根据需要而添加。低于0.0001％时，得不到其效果。因此，优选将下限值设定为0.0001％以上。La含量也可以为0.0002％以上、0.0010％以上或0.0050％以上。此外，La含量超过0.0500％时，有时生成La氧化物，导致鼓凸成形性的降低。因此，将上限值设定为0.0500％以下。La含量也可以为0.0400％以下、0.0300％以下或0.0200％以下。
(Ce：0～0.0500％)
Ce与La同样地是通过微量添加而能够控制硫化物的形态的元素，根据需要而添加。低于0.0001％时，得不到其效果。因此，优选将下限值设定为0.0001％以上。Ce含量也可以为0.0002％以上、0.0010％以上或0.0050％以上。此外，Ce含量超过0.0500％时，有时生成Ce氧化物，导致鼓凸成形性的降低。因此，将上限值设定为0.0500％以下。Ce含量也可以为0.0400％以下、0.0300％以下或0.0200％以下。
需要说明的是，在本发明的实施方式的钢板中，上文叙述的成分以外的剩余部分由Fe及杂质构成。所谓杂质是在工业上制造钢板时，通过以矿石或废铁等那样的原料为代表的制造工序的各种要因而混入的成分，包含并非相对于本发明的实施方式的钢板有意图地添加的成分(所谓的不可避免的杂质)的成分。此外，所谓杂质是上文说明的成分以外的元素，也包含以该元素特有的作用效果不对本发明的实施方式的钢板的特性产生影响的水平包含于该钢板中的元素。
接着，对本发明的实施方式的钢板的组织及特性的特征进行叙述。
(铁素体及贝氏体的合计：10.0～90.0％)
铁素体及贝氏体的合计的面积率对钢的伸长率造成影响，伴随着面积率的增加而加工性增加。低于10.0％时，在制造中需要高度的控制，因此导致成品率的降低，进而有时鼓凸成形性降低。因此，将下限值设定为10.0％以上。铁素体及贝氏体的合计的面积率也可以为20.0％以上、30.0％以上或35.0％以上。此外，超过90％时，有时导致强度的降低。因此，将上限值设定为90.0％以下。铁素体及贝氏体的合计的面积率也可以为85.0％以下、80.0％以下或75.0％以下。
(马氏体及回火马氏体的合计：5.0～80.0％)
马氏体及回火马氏体的合计的面积率对钢的强度造成影响，面积率越大则抗拉强度越增加。低于5.0％时，马氏体及回火马氏体的面积率不足，有时无法达成作为目标的抗拉强度550MPa以上。因此，将下限值设定为5.0％以上。马氏体及回火马氏体的合计的面积率也可以为10.0％以上、15.0％以上或20.0％以上。此外，超过80.0％时，有时抗拉强度超过1100MPa而导致强度延展性平衡的降低、鼓凸成形性的降低。因此，将上限值设定为80.0％以下。马氏体及回火马氏体的合计的面积率也可以为70.0％以下、60.0％以下或55.0％以下。
(珠光体及残余奥氏体的合计：0～15.0％)
剩余部分的珠光体及残余奥氏体是使钢的局部延展性劣化的组织因子，越少越优选。珠光体及残余奥氏体的合计的面积率也可以为0％，但低于1.0％时，有时在制造中需要高度的控制。从抑制成品率的降低的观点出发，也可以将珠光体及残余奥氏体的合计面积率设定为1.0％以上。珠光体及残余奥氏体的合计的面积率也可以为2.0％以上、3.0％以上或5.0％以上。此外，超过15.0％时，有时导致鼓凸成形性的降低。因此，将上限值设定为15.0％以下。珠光体及残余奥氏体的合计的面积率也可以为13.0％以下、11.0％以上或9.0％以上。
(铁素体的(111)<112>取向的集聚度：3.0以上)
铁素体的(111)<112>取向的集聚度是对钢的各向同性的变形、即鼓凸成形性造成影响的因子，该集聚度越大则鼓凸成形性越优异。低于3.0时，无法得到良好的鼓凸成形性。因此，将下限值设定为3.0以上。优选为4.0以上或5.0以上。该集聚度的上限值没有特别限定，但也可以为10.0以下、8.0以下或7.0以下。
(马氏体及回火马氏体的(252)<2-11>取向的集聚度：5.0以下)
将马氏体及回火马氏体合计时的(252)<2-11>取向的集聚度是妨碍钢的各向同性的变形、即对鼓凸成形性造成影响的因子，该集聚度越小则鼓凸成形性越优异。超过5.0时，鼓凸成形性劣化。因此，将上限值设定为5.0以下。优选为4.0以下或3.0以下。该集聚度的下限值没有特别限定，但也可以为0.1以上、0.2以上或0.3以上。
(板厚)
钢板的板厚是对成形后的钢构件的刚性造成影响的因子，板厚越大则构件的刚性变得越高。板厚低于0.2mm时，导致刚性的降低，并且受到钢材内部存在的不可避免的非铁夹杂物的影响而鼓凸成形性降低，因此优选0.2mm以上的板厚。需要说明的是，若板厚超过3.0mm，则鼓凸成形时的成形载荷增加，导致模具的损耗、生产率的降低，因此优选3.0mm以下的板厚。
接着，对上述规定的组织的观察及测定方法进行叙述。
(铁素体及贝氏体的合计的面积率的评价方法)
铁素体及贝氏体的面积率通过使用了场发射型扫描电子显微镜(FE-SEM：FieldEmission-Scanning Electron Microscope)的电子通道衬度图像，对以板厚的1/4位置作为中心的1/8～3/8厚的范围进行观察来求出。电子通道衬度图像是检测晶粒内的晶体取向差作为图像的衬度之差的方法，在该图像中，在被判断不为珠光体、贝氏体、马氏体、残余奥氏体、而为铁素体的组织中以均匀的衬度拍摄的部分为多边形铁素体。此外，贝氏体为板条状的晶粒的集合，在内部不含长径为20nm以上的铁系碳化物，或在内部包含长径为20nm以上的铁系碳化物且该碳化物属于单一的变体、即沿同一方向伸长的铁系碳化物群。这里，所谓沿同一方向伸长的铁系碳化物群是指铁系碳化物群的伸长方向的差异为5°以内的碳化物群。贝氏体将由取向差为15°以上的晶界围成的贝氏体计数为1个贝氏体晶粒。对35×25μm的电子通道衬度图像8视场通过图像解析的方法算出各视场中的铁素体及贝氏体的合计的面积率，将其平均值设定为铁素体及贝氏体的合计的面积率。
(马氏体及回火马氏体的合计的面积率的评价方法)
马氏体及回火马氏体也由以上述的电子通道衬度摄影的图像来求出合计的面积率。这些组织由于比铁素体难以被腐蚀，因此在组织观察面上作为凸部而存在。需要说明的是，回火马氏体为板条状的晶粒的集合，在内部包含长径为20nm以上的铁系碳化物，该碳化物属于多个变体、即沿不同的方向伸长的多个铁系碳化物群。此外，残余奥氏体也在组织观察面上以凸部而存在。因此，将通过上述的步骤而求出的凸部的面积率减去通过后述的步骤而测定的残余奥氏体的面积率，能够准确地测定马氏体及回火马氏体的合计的面积率。
(珠光体及残余奥氏体的合计的面积率的评价方法)
残余奥氏体的面积率可以通过使用了X射线的测定来算出。即，将从试样的板面沿板厚方向至深度1/4位置为止通过机械研磨及化学研磨而除去。然后，由相对于研磨后的试样使用MoKα射线作为特性X射线而得到的bcc相的(200)、(211)及fcc相的(200)、(220)、(311)的衍射峰的积分强度比，算出残余奥氏体的组织分率，将其设定为残余奥氏体的面积率。此外，珠光体由以上述的电子通道衬度摄影的图像求出面积率。珠光体为板状的碳化物与铁素体并列的组织。
(铁素体的(111)<112>取向的集聚度的评价方法)
铁素体的取向集聚度使用EBSD(Electron Back Scattering Diffraction)装置来测定。此外，也可以通过EBSP(电子背散射图样：Electron Back Scattering Pattern)法、或ECP(Electron Channeling Pattern)法中的任一方法来测定。只要由基于{110}极点图并通过矢量法而计算得到的三维织构、或使用{110}、{100}、{211}、{310}的极点图中的多个极点图(优选3个以上)通过级数展开法而计算得到的三维织构求出即可。需要说明的是，在利用EBSD的测定中，将STEP间隔设定为0.05μm而取得与上述的电子射线通道衬度相同的位置的晶体取向数据。由通过该步骤取得的8视场量的数据中与铁素体相对应的晶体取向数据求出(111)<112>取向的集聚度。
(将马氏体及回火马氏体合计时的(252)<2-11>取向的集聚度的评价方法)
马氏体及回火马氏体的取向集聚度也通过EBSD而求出。为了铁素体的取向集聚度的评价方法而采集的晶体取向数据也包含马氏体及回火马氏体的晶体取向数据。与铁素体的情况同样地，在电子通道衬度图像中，由马氏体及回火马氏体的晶体取向数据求出(252)<2-11>取向的集聚度。
(机械特性)
根据本发明的实施方式的钢板，能够达成高的抗拉强度及高的强度延展性平衡、具体而言550～1100MPa的抗拉强度及10.0％以上的总伸长率，并且提高鼓凸成形性。抗拉强度优选为700MPa以上，更优选为800MPa以上。
<钢板的制造方法>
本发明的实施方式的钢板的制造方法的特征在于，使用上述的成分范围的材料，对热轧和冷轧及退火条件的一贯的管理。以下，对钢板的制造方法的一个例子进行说明，但本发明的钢板的制造方法并不限定于以下的方式。
本发明的实施方式的钢板的制造方法的特征在于，包括以下工序：
将具有与关于钢板在上文说明的化学组成相同的化学组成的钢液进行连续铸造而形成钢坯的铸造工序，其中，在从连续铸造后至冷却至室温为止的期间在800℃以上且低于1200℃下实施5～40％的压下；
包括将上述钢坯进行热轧、且上述热轧的精轧温度为650～950℃的热轧工序；
将所得到的热轧钢板以400～700℃的卷取温度进行卷取的工序；
将所卷取的热轧钢板不冷却至室温而直接在卷取开始温度+20℃～100℃的温度域中保持5～300分钟的工序；
将上述热轧钢板以10.0～90.0％的压下率进行冷轧的冷轧工序；以及
将所得到的冷轧钢板在700～900℃的温度范围内进行退火的退火工序。以下，对各工序进行详细说明。
(铸造工序)
在本发明的实施方式的钢板的制造方法中，首先，将具有与关于钢板在上文说明的化学组成相同的化学组成的钢液进行连续铸造而形成钢坯，接着在从连续铸造后至冷却至室温为止的期间在800℃以上且低于1200℃下实施5～40％的压下，能够在800℃以上且低于1200℃提高钢坯的显微偏析的浓化部的均匀性(具体而言，使元素浓化部在钢材内微细分散，减小元素浓化部的浓度差)。压下率低于5％时，偏析不会消除，引起铁素体及贝氏体的取向集聚度的降低及鼓凸成形性的降低。通过提高钢坯中的元素浓化部的均匀性(例如提高Mn浓化部的均匀性)，在冷轧退火后抑制元素浓化部中的未再结晶铁素体的残存而使取向集聚于铁素体的(111)面中，鼓凸成形部变得容易各向同性地扩展。此外，在后述的卷取后的保持工序中在热轧板中变得容易生成奥氏体。因此，将压下率的下限值设定为5％以上，也可以为6％以上、8％以上或10％以上。此外，超过40％时，变得需要设备的大型化，导致高额的设备投资和高成本化。进而，由于使凝固组织的生长方向变得一致，因此受到该凝固组织的织构的影响，冷轧板退火后的铁素体及贝氏体的取向集聚度降低，鼓凸成形性劣化。因此，将上限值设定为40％以下，也可以为38％以下、35％以下或30％以下。
(热轧工序)
在本方法中，所铸造的钢坯接下来被供于热轧工序，该热轧工序可以通过将所铸造的钢坯直接或暂且冷却后再加热而进行热轧来实施。在进行再加热的情况下，钢坯的加热温度一般为1100℃以上，上限值没有特别规定，例如也可以为1250℃以下。
(粗轧)
在本方法中，例如对于所铸造的钢坯，为了板厚调整等，也可以任意选择地在精轧之前实施粗轧。这样的粗轧只要能够确保所期望的薄板坯尺寸即可，其条件没有特别限定。
(精轧)
所得到的钢坯或除此以外根据需要而粗轧后的钢坯接下来实施精轧，此时的精轧温度(热轧的精轧温度)被控制在650～950℃的范围。热轧的精轧温度是对原奥氏体粒径的织构的控制提供效果的因子。低于650℃时，奥氏体的轧制织构发达，导致钢材特性的各向异性的产生。因此，将下限值设定为650℃以上，也可以为680℃以上或700℃以上。此外，超过950℃时，通过在轧制前原材料被保持在高温，引起奥氏体的异常晶粒生长，变得难以谋求织构的各向同性化。因此，将上限值设定为950℃以下，也可以为930℃以下或900℃以下。
(卷取工序)
在热轧工序之后，所得到的热轧钢板在接下来的卷取工序中以400～700℃的卷取温度被卷取。卷取温度是在热轧板的组织变化中对由奥氏体相变的铁素体及贝氏体的控制重要的因子。低于400℃时，即使给予后述的卷取后的升温处理，也无法使热轧板中在卷取后存在的奥氏体相变为贝氏体，无法获得作为目标的热轧组织。此外，由此，鼓凸成形性也劣化。因此，将下限值设定为400℃以上，也可以为420℃以上或450℃以上。此外，超过700℃时，在热轧板的卷取时由奥氏体向铁素体相变被过度促进，碳在奥氏体中浓化，若给予后述的卷取后的升温处理，则珠光体相变进展，因此变得无法获得作为目标的热轧组织。因此，将上限值设定为700℃以下，也可以为680℃以下或650℃以下。
(保持工序)
接着，将所卷取的热轧钢板不冷却至室温而直接在卷取开始温度+20℃～100℃的温度域中保持5～300分钟。卷取开始温度+20℃～100℃的温度下的升温及保持是本发明中极为重要的控制因子。在热精轧后至卷取温度为止冷却及冷却停止时，铁素体或贝氏体相变进展，碳在剩余部分奥氏体中逐渐浓化。该反应即使在将热轧板卷取成卷材状之后也进行，通过暂且在铁素体或贝氏体相变后使其升温，从而热轧板组织中的奥氏体/B.C.C.界面的处于奥氏体侧的Mn浓化减少，因此奥氏体/B.C.C.界面变得能够移动，最终以热轧板的状态得到即使在室温下也稳定的残余奥氏体。如上所述，在本发明的实施方式的钢板的制造方法中，通过控制铸造工序中的钢坯的压下条件，提高钢坯中的元素浓化部的均匀性。通过将其与保持工序中的温度保持条件组合，能够在热轧板中更适宜地生成、残余奥氏体。在热轧板的状态下稳定化的残余奥氏体在冷轧后也存在。通过该热轧板中的起因于热处理的残余奥氏体与在冷轧退火时由铁素体的织构以K-S关系产生的奥氏体混杂，冷轧板退火中的奥氏体的织构随机化，能够使最终制品的马氏体中的(252)<2-11>取向的集聚度降低。通过将保持温度设定为卷取开始温度+20℃以上，能够促进由未相变的奥氏体向贝氏体的相变中的界面的移动及贝氏体组织的生长，同时促进碳向剩余部分奥氏体的浓化。此外，通过将保持温度设定为卷取开始温度+100℃以下，能够抑制内部氧化。在低于5分钟的保持时，由贝氏体相变的进行带来的奥氏体的稳定化不充分，无法获得本发明的效果。因此，将下限值设定为5分钟以上，也可以为15分钟以上或30分钟以上。此外，超过300分钟时，从钢带表面向内部供给氧，在热轧板中形成内部氧化物。所谓内部氧化物是沿着晶界的氧化物，若在冷轧退火后残存则成为龟裂的起点，导致鼓凸成形性的降低。因此，将上限值设定为300分钟以下，也可以为250分钟以下或200分钟以下。
(冷轧及退火工序)
最后，所得到的热轧钢板根据需要而进行酸洗等之后，实施以10.0～90.0％的压下率的冷轧及700～900℃下的退火，得到本发明的实施方式的钢板。在本发明的实施方式的钢板的制造方法中，上述的铸造工序及保持工序中生成的热轧板中的残余奥氏体和通过冷轧退火而新生成的奥氏体在冷轧退火后同时残留。即，取向不同的奥氏体混合而残留。像这样，通过将铸造工序中的压下条件、卷取时的温度保持条件、冷轧退火条件组合而使取向不同的奥氏体混合存在，能够使最终得到的钢板中的马氏体及回火马氏体的(252)<2-11>取向的集聚度更适宜并且容易地降低。以下，对冷轧、退火及镀覆处理的优选的实施方式进行详细说明。下述的记载是冷轧、退火及镀覆处理的优选的实施方式的单纯例示，不对钢板的制造方法进行任何限定。
(酸洗)
首先，在冷轧之前，将所卷取的热轧钢板开卷，供于酸洗。通过进行酸洗，能够将热轧钢板的表面的氧化皮除去，谋求冷轧钢板的化学转化处理性、镀覆性的提高。酸洗可以是一次，也可以分成多次来进行。
(冷压下率)
冷压下率对冷轧退火时的铁素体的再结晶行为造成影响。此外，具有使热轧板中存在的残余奥氏体的晶体取向通过冷轧而旋转、使冷轧退火中生成的奥氏体的晶体取向随机化的效果。低于10.0％时，铁素体的取向集聚度降低，鼓凸成形性劣化。因此，将下限值设定为10.0％以上，也可以为15.0％以上。此外，超过90.0％时，虽然铁素体的再结晶变得容易，但在热轧板中生成的奥氏体产生加工诱发相变，马氏体及回火马氏体的取向集聚度提高，因此鼓凸成形性劣化。因此，将上限值设定为90.0％以下，也可以为75.0％以下。
(冷轧板退火)
(加热速度)
冷轧钢板在连续退火生产线、镀覆生产线中通板的情况下的加热速度没有特别制约，但低于0.5℃/秒的加热速度时，有时生产率大大受损，因此优选设定为0.5℃/秒以上。另一方面，若设定为超过100℃/秒的加热速度，则导致过度的设备投资，因此优选设定为100℃/秒以下。
(退火温度)
退火温度是对铁素体的再结晶行为施以影响的因子。此外，也是对奥氏体的生成行为也施以影响、在钢的强度延展性平衡的控制中极为重要的控制因子。低于700℃时，奥氏体的生成量少，即使在冷轧退火的保持后也存在未溶解的碳化物。此外，通过未溶解碳化物的存在而促进由奥氏体向珠光体的相变，因此在冷轧退火后的组织中导致马氏体的组织比例的降低和珠光体的组织比例的增加。此外未再结晶的铁素体也残留，因此鼓凸成形性劣化。因此，将下限值设定为700℃以上，也可以为750℃以上。此外，超过900℃时，由于退火中的恒温保持中产生的奥氏体的量增加，因此在冷轧退火后的组织中铁素体及贝氏体的取向集聚度降低，鼓凸成形性劣化。因此，将上限值设定为900℃以下，也可以为850℃以下。
(保持时间)
将钢板供于连续退火生产线，加热至退火温度而实施退火。此时，保持时间优选为10～600秒。若保持时间低于10秒则退火温度下的奥氏体的分率不充分，或者直至退火前所存在的碳化物的溶解变得不充分，有可能变得得不到规定的组织及特性。即使保持时间变得超过600秒在特性上也没有问题，但由于设备的生产线长变长，因此600秒左右成为实质性的上限。
(平均冷却速度)
在上述退火后的冷却中，优选以100.0℃/秒以下的平均冷却速度从750℃冷却至550℃。平均冷却速度的下限值没有特别限定，但例如为2.5℃/秒为宜。将平均冷却速度的下限值设定为2.5℃/秒的理由是为了抑制在母材钢板中产生铁素体相变而母材钢板软化。在平均冷却速度比2.5℃/秒慢的情况下，有时强度降低。更优选为5.0℃/秒以上，进一步优选为10.0℃/秒以上，进一步优选为20.0℃/秒以上。超过750℃时难以产生铁素体相变，因此冷却速度不进行限制。由于低于550℃的温度时，得到低温相变组织，因此不限制冷却速度。若以比100.0℃/秒快的速度进行冷却则在表层中也产生低温相变组织，成为硬度的不均的原因，因此优选以100.0℃/秒以下进行冷却。进一步优选为80.0℃/秒以下。进一步优选为60.0℃/秒以下。
(冷却停止温度)
上述的冷却在25℃～550℃的温度下停止(冷却停止温度)，接着，在该冷却停止温度低于镀浴温度－40℃的情况下，也可以再加热至350℃～550℃的温度域中而滞留。若在上述的温度范围内进行冷却，则在冷却中由未相变的奥氏体生成马氏体。之后，通过进行再加热，马氏体被回火，引起硬质相内的碳化物析出、位错的恢复/再排列，耐氢脆性改善。将冷却停止温度的下限设定为25℃是由于：过度的冷却不仅需要大幅的设备投资，而且其效果饱和。
(滞留温度)
在再加热后并且镀浴浸渍前，也可以在350～550℃的温度域中使钢板滞留。该温度域中的滞留不仅有助于马氏体的回火，而且消除板的宽度方向的温度不均，提高镀覆后的外观。需要说明的是，在冷却停止温度为350℃～550℃的情况下，只要不进行再加热而进行滞留即可。
(滞留时间)
为了获得其效果，进行滞留的时间优选设定为10秒以上且600秒以下。
(回火)
在一连串的退火工序中，也可以将冷轧板或对冷轧板实施了镀覆处理的钢板冷却至室温后，或者在冷却至室温的途中(其中为马氏体相变开始温度(Ms)以下)开始再加热，在150℃以上且400℃以下的温度域中保持2秒以上。根据该工序，通过将在再加热后的冷却中生成的马氏体进行回火而制成回火马氏体，能够改善耐氢脆性。在进行回火工序的情况下，保持温度低于150℃或保持时间低于2秒时，马氏体未被充分回火，有时在显微组织及机械特性方面无法带来令人满意的变化。另一方面，若保持温度超过400℃，则回火马氏体中的位错密度降低，有时导致抗拉强度的降低。因此，在进行回火的情况下，优选在150℃以上且400℃以下的温度域中保持2秒以上。回火可以在连续退火设备内进行，也可以在连续退火后以脱机通过别的设备来实施。此时，回火时间根据回火温度而不同。即，越是低温为越长时间，越是高温为越短时间。
(镀覆)
对于退火工序中或退火工序后的冷轧钢板，根据需要也可以加热或冷却至(镀锌浴温度－40)℃～(镀锌浴温度+50)℃，实施热浸镀锌。通过热浸镀锌工序，在冷轧钢板的至少一个表面、优选在两个表面形成热浸镀锌层。这种情况下，由于冷轧钢板的耐蚀性提高，因此优选。即使实施热浸镀锌，也能够充分维持冷轧钢板的耐氢脆性。
镀覆处理有：“在脱脂酸洗后，在非氧化气氛中进行加热，在包含H2及N2的还原气氛中退火后，冷却至镀浴温度附近，浸渍于镀浴中”这样的森氏带钢氮化浸渍镀锌法；“调节退火时的气氛，最初使钢板表面氧化后，之后通过进行还原而进行镀覆前的清洁化后浸渍于镀浴中”这样的全还原炉方式；或“将钢板进行脱脂酸洗后，使用氯化铵等进行助焊剂处理，浸渍于镀浴中”这样的助焊剂法等，不管以任一条件来进行处理，都能够发挥本发明的效果。
(镀浴的温度)
镀浴温度优选为450～490℃。若镀浴温度低于450℃，则有可能镀浴的粘度过大地上升，镀层的厚度的控制变得困难，热浸镀锌钢板的外观受损。另一方面，若镀浴温度超过490℃，则有可能产生大量的烟雾，安全的镀覆操作变得困难。镀浴温度更优选为455℃以上，更优选为480℃以下。
(镀浴的组成)
镀浴的组成优选为以Zn作为主体、有效Al量(从镀浴中的总Al量减去总Fe量而得到的值)为0.050～0.250质量％。若镀浴中的有效Al量低于0.050质量％，则有可能Fe向镀层中的侵入过度进展，镀覆密合性降低。另一方面，若镀浴中的有效Al量超过0.250质量％，则有可能在钢板与镀层的边界生成阻碍Fe原子及Zn原子的移动的Al系氧化物，镀覆密合性降低。镀浴中的有效Al量更优选为0.065质量％以上，更优选为0.180质量％以下。
(侵入镀浴中时的钢板温度)
镀浴浸渍板温度(浸渍于热浸镀锌浴中时的钢板的温度)优选从比热浸镀锌浴温度低40℃的温度(热浸镀锌浴温度－40℃)至比热浸镀锌浴温度高50℃的温度(热浸镀锌浴温度+50℃)为止的温度范围。若镀浴浸渍板温度低于热浸镀锌浴温度－40℃，则有时镀浴浸渍时的除热大，熔融锌的一部分凝固，使镀覆外观劣化，因此不优选。在浸渍前的板温度低于热浸镀锌浴温度－40℃的情况下，也可以通过任意的方法在镀浴浸渍前进一步进行加热，将板温度控制为热浸镀锌浴温度－40℃以上后浸渍于镀浴中。此外，若镀浴浸渍板温度超过热浸镀锌浴温度+50℃，则伴随着镀浴温度上升而诱发操作上的问题。
(镀覆预处理)
为了进一步提高镀覆密合性，也可以在连续热浸镀锌生产线中的退火前，对母材钢板实施由Ni、Cu、Co、Fe中的单独或多个构成的镀覆。
(镀覆后处理)
在热浸镀锌钢板及合金化热浸镀锌钢板的表面，出于改善涂装性、焊接性的目的，也可以实施上层镀覆、或各种处理、例如实施铬酸盐处理、磷酸盐处理、润滑性提高处理、焊接性提高处理等。
(表皮光轧)
进而，以通过钢板形状的矫正、可动位错导入来谋求延展性的提高为目的，也可以实施表皮光轧。热处理后的表皮光轧的压下率优选为0.1～1.5％的范围。低于0.1％时，效果小，控制也困难，因此将0.1％设定为下限。若超过1.5％，则生产率显著降低，因此将1.5％设定为上限。表皮光轧可以以联机进行，也可以以脱机进行。此外，可以一次性进行目标压下率的表皮光轧，也可以分成多次来进行。
根据上述的制造方法，能够获得本发明的钢板。需要说明的是，在上述中，对通过将铸造工序中的压下率设定为5％以上而提高钢坯的显微偏析的浓化部的均匀性的方式进行了说明，但例如通过铸造工序中的钢坯的温度控制，有时还可提高显微偏析的浓化部的均匀性。
以下示出本发明的实施例。本发明并不限定于该一条件例。只要不脱离本发明主旨、达成本发明目的，则本发明可采用各种条件。
[例1]
将具有表1中所示的化学组成的钢进行熔炼而连续铸造钢坯，在从连续铸造后至冷却至室温为止的期间在800℃以上且低于1200℃下实施6％的压下，制造提高了显微偏析的浓化部的均匀性的(减小了元素浓化部的浓度差的)钢坯。将该钢坯插入加热至1220℃的炉内，给予保持60分钟的均匀化处理后取出到大气中，进行热轧而得到板厚为2.8mm的钢板。热轧中的精轧的结束温度(精轧温度)为920℃，在精轧完成后，经过1.5秒后通过水冷给予冷却，以28℃/秒的速度冷却至610℃的卷取温度，对钢板给予在660℃下保持1小时的回热处理。接着，将该热轧钢板的氧化皮通过酸洗而除去，实施压下率为50.0％的冷轧，将板厚精加工至1.4mm。进而，将该冷轧钢板实施以8.0℃/秒的速度加热至790℃并在790℃下保持105秒钟后、以4.0℃/秒的平均冷却速度冷却至480℃、接着在460℃下保持12秒钟的冷轧板退火。进而，对该冷轧板退火后的板实施钢带的伸长率为0.3％的表皮光轧。表2是给予了上述的加工热处理的钢板的特性的评价结果。需要说明的是，表1中所示的成分以外的剩余部分为Fe及杂质。此外，对从所制造的钢板采集的试样进行分析而得到的化学组成与表1中所示的钢的化学组成同等。
(拉伸特性的评价方法)
拉伸试验依据JIS Z 2241(2011)，从试验片的长度方向成为与钢带的轧制直角方向平行的方向采集JIS5号试验片而进行，测定抗拉强度(TS)及总伸长率(El)。
(鼓凸成形性的评价方法)
鼓凸成形性进行下述的圆头鼓凸试验来评价。
·样品拉拔宽度：200×200mm
·模具：半径为60mm的圆头的冲头、带压边筋的冲模
·按压载荷：60t
·鼓凸速度：30mm/分钟
·涂油：防锈油涂布
在以上述条件实施鼓凸加工至25mm的高度为止的钢板中，在与圆头冲头的中心轴相距25mm的位置处，用利用激光或LED的非接触式的位移计沿着圆周形状测定鼓凸成球面的钢板中的外侧表面的鼓凸高度，在最大鼓凸高度与最少鼓凸高度之差为3mm以下的情况下设定为合格(○)，在高度之差超过3mm的情况下设定为不合格(×)。
将抗拉强度为550～1100MPa、鼓凸成形性的评价为○的情况评价为高强度并且鼓凸成形性优异的钢板。
Figure BDA0003157673210000281
Figure BDA0003157673210000291
Figure BDA0003157673210000301
Figure BDA0003157673210000311
Figure BDA0003157673210000321
Figure BDA0003157673210000331
若参照表2，则例S-1由于C含量低，因此无法将马氏体的取向集聚度随机化，马氏体及回火马氏体的(252)<2-11>取向的集聚度变得大于5.0。其结果是，鼓凸成形性降低。例T-1由于C含量高，因此铁素体的取向集聚度降低，因此鼓凸成形性降低。例U-1由于Si含量高，因此抗拉强度增加而产生脆化，鼓凸成形性降低。例V-1由于Mn含量低，因此抗拉强度降低。例W-1由于Mn含量高，因此铁素体及贝氏体相变被抑制，鼓凸成形性降低。例X-1由于P含量高，因此钢板脆化，鼓凸成形性降低。例Y-1由于S含量高，因此在冷成形时产生开裂，鼓凸成形性降低。例Z-1由于Al含量高，因此铁素体相变及贝氏体相变被过度促进，抗拉强度降低。例AA-1由于N含量高，因此在钢板中形成粗大的氮化物，鼓凸成形性降低。
例AB-1由于Co含量高，因此析出许多微细的Co碳化物，鼓凸成形性降低。例AC-1由于Ni含量高，因此鼓凸成形性降低。例AD-1由于Mo含量高，因此马氏体相变被促进，鼓凸成形性降低。例AE-1由于Cr含量高，因此生成大量的残余奥氏体，鼓凸成形性降低。例AF-1由于O含量高，因此形成氧化物而鼓凸成形性降低。例AG-1由于Ti含量高，因此碳氮化物的析出变多，鼓凸成形性降低。例AH-1由于B含量高，因此在钢中生成粗大的B氧化物，鼓凸成形性降低。例AI-1由于Nb含量高，因此析出许多Nb碳化物，鼓凸成形性降低。例AJ-1由于V含量高，因此碳氮化物的析出变多，鼓凸成形性降低。
例AK-1由于Cu含量高，因此抗拉强度变得过高，与其相关联地鼓凸成形性降低。例AL-1由于W含量高，因此鼓凸成形性降低。例AM-1由于Ta含量高，因此析出许多微细的Ta碳化物，鼓凸成形性降低。例AN-1由于Sn含量高，因此通过铁素体的脆化而鼓凸成形性降低。例AO-1及AP-1分别由于Sb及As含量高，因此通过晶界偏析而鼓凸成形性降低。例AQ-1由于Mg含量高，因此通过粗大的夹杂物的形成而鼓凸成形性降低。例AR-1由于Ca含量高，因此鼓凸成形性降低。例AS-1～AV-1分别由于Y、Zr、La及Ce含量高，因此生成粗大的氧化物，鼓凸成形性降低。
与此相对照地，就例A-1～R-1而言，通过适宜地控制钢板的化学组成及组织以及铁素体及马氏体的集聚度，能够获得高强度并且鼓凸成形性优异的钢板。
[例2]
进而，为了调查制造条件的影响，以表2中确认到优异的特性的钢种A～R作为对象，给予表3中记载的制造条件的加工热处理，制作板厚为2.3mm的热轧钢板，对冷轧退火后的特性进行了评价。这里，镀覆处理的符号GI及GA表示镀锌处理的方法，GI是将钢板浸渍在460℃的热浸镀锌浴中而对钢板的表面给予了镀锌层的钢板，GA是将钢板浸渍在热浸镀锌浴中后使钢板升温至485℃而对钢板的表面给予了铁与锌的合金层的钢板。此外，直至将在冷轧板退火中在各个滞留温度下保持后的钢板冷却至室温为止的期间，给予将暂且冷却至150℃的钢板再加热并保持2～120秒钟的回火处理。需要说明的是，回火时间为3600～33000秒的实施例是在冷却至室温后将所卷取的卷材通过别的退火装置(箱式退火炉)而给予了回火的实施例。进而，表3中，将回火记载为“无”的实施例是未给予回火的实施例。将所得到的结果示于表4中。需要说明的是，特性的评价方法与例1的情况同样。
Figure BDA0003157673210000361
Figure BDA0003157673210000371
Figure BDA0003157673210000381
Figure BDA0003157673210000391
若参照表4，则例D-2由于冷轧时的压下率高，因此马氏体及回火马氏体的(252)<2-11>取向的集聚度变高，结果是鼓凸成形性降低。例E-2由于冷轧时的压下率低，因此铁素体的(111)<112>取向的集聚度变低，结果是鼓凸成形性降低。例F-2由于铸造工序中的压下过高，因此冷轧板退火后的铁素体的(111)<112>取向的集聚度变低，结果是鼓凸成形性降低。例L-2由于卷取后的规定温度下的保持时间短，因此无法使马氏体及回火马氏体的(252)<2-11>取向的集聚度降低，结果是鼓凸成形性降低。
例Q-2由于退火温度高，因此铁素体的(111)<112>取向的集聚度变低，结果是鼓凸成形性降低。例R-2由于热轧的精轧温度低，因此奥氏体的轧制织构发达而导致钢材特性的各向异性的产生，结果是无法使最终制品的马氏体中的(252)<2-11>取向的集聚度降低，鼓凸成形性降低。例P-3由于热轧的精轧温度高，因此引起奥氏体的异常晶粒生长，无法谋求织构的各向同性化，结果是铁素体的(111)<112>取向的集聚度变低，鼓凸成形性降低。例R-3由于卷取温度高，因此在卷取后的升温处理中珠光体相变进展，得不到作为目标的热轧组织，结果是最终制品的马氏体中的(252)<2-11>取向的集聚度变高，鼓凸成形性降低。
例C-4由于卷取后的规定温度下的保持时间长，因此在热轧板中形成内部氧化物，在之后的处理中在钢板表面产生龟裂。因此，未进行组织的分析及机械特性的评价。例E-4由于卷取温度低，因此即使在卷取后的升温处理中也得不到作为目标的热轧组织，结果是最终制品的马氏体中的(252)<2-11>取向的集聚度变高，鼓凸成形性降低。例I-4由于退火温度低，因此奥氏体的生成量少，在冷轧退火后的组织中马氏体的组织比例降低，进而也残留未再结晶的铁素体，结果是抗拉强度及鼓凸成形性降低。例O-4由于铸造工序中的压下低，因此铁素体的(111)<112>取向的集聚度变低，马氏体及回火马氏体的(252)<2-11>取向的集聚度变高，结果是鼓凸成形性降低。
与此相对照地，在本发明的全部实施例中，通过尤其是在铸造工序中以规定的压下率实施压下、此外适宜地控制热轧的精轧温度、卷取、冷轧及退火，能够获得高强度并且鼓凸成形性优异的钢板。
图1是表示例1及例2中的DP钢的铁素体的(111)<112>取向的集聚度和马氏体及回火马氏体的(252)<2-11>取向的集聚度对鼓凸成形性施以的影响的图。如由图1表明的那样获知，通过将铁素体的(111)<112>取向的集聚度控制为3.0以上，而且将马氏体及回火马氏体的(252)<2-11>取向的集聚度控制为5.0以下，可得到鼓凸成形性优异的钢板。

Claims (3)

1.一种钢板，其特征在于，具有下述化学组成：以质量％计含有
C：0.05～0.20％、
Si：0.01～1.30％、
Mn：1.00～3.00％、
P：0.0001～0.0200％、
S：0.0001～0.0200％、
Al：0.001～1.000％、
N：0.0001～0.0200％、
Co：0～0.5000％、
Ni：0～0.5000％、
Mo：0～0.5000％、
Cr：0～1.0000％、
O：0～0.0200％、
Ti：0～0.5000％、
B：0～0.0100％、
Nb：0～0.5000％、
V：0～0.5000％、
Cu：0～0.5000％、
W：0～0.1000％、
Ta：0～0.1000％、
Sn：0～0.0500％、
Sb：0～0.0500％、
As：0～0.0500％、
Mg：0～0.0500％、
Ca：0～0.0500％、
Y：0～0.0500％、
Zr：0～0.0500％、
La：0～0.0500％、及
Ce：0～0.0500％，
剩余部分由Fe及杂质构成，
以面积率计含有：
铁素体及贝氏体的合计：10.0～90.0％、
马氏体及回火马氏体的合计：5.0～80.0％、以及
珠光体及残余奥氏体的合计：0～15.0％，
铁素体的(111)<112>取向的集聚度为3.0以上，
马氏体及回火马氏体的(252)<2-11>取向的集聚度为5.0以下。
2.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，含有
Co：0.0001～0.5000％、
Ni：0.0001～0.5000％、
Mo：0.0001～0.5000％、
Cr：0.0001～1.0000％、
O：0.0001～0.0200％、
Ti：0.0001～0.5000％、
B：0.0001～0.0100％、
Nb：0.0001～0.5000％、
V：0.0001～0.5000％、
Cu：0.0001～0.5000％、
W：0.0001～0.1000％、
Ta：0.0001～0.1000％、
Sn：0.0001～0.0500％、
Sb：0.0001～0.0500％、
As：0.0001～0.0500％、
Mg：0.0001～0.0500％、
Ca：0.0001～0.0500％、
Y：0.0001～0.0500％、
Zr：0.0001～0.0500％、
La：0.0001～0.0500％、及
Ce：0.0001～0.0500％中的1种或2种以上。
3.一种钢板的制造方法，其特征在于，包括以下工序：
将具有权利要求1或2所述的化学组成的钢液进行连续铸造而形成钢坯的铸造工序，其中，在从连续铸造后至冷却至室温为止的期间在800℃以上且低于1200℃下实施5～40％的压下；
包括将所述钢坯进行热轧、且所述热轧的精轧温度为650～950℃的热轧工序；
将所得到的热轧钢板以400～700℃的卷取温度进行卷取的工序；
将所卷取的热轧钢板不冷却至室温而直接在卷取开始温度+20℃～100℃的温度域中保持5～300分钟的工序；
将所述热轧钢板以10.0～90.0％的压下率进行冷轧的冷轧工序；以及
将所得到的冷轧钢板在700～900℃的温度范围内进行退火的退火工序。
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