CN113383097A - 钢板、钢板的制造方法及镀层钢板 - Google Patents

钢板、钢板的制造方法及镀层钢板 Download PDF

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Abstract

采用一种钢板，所述钢板具有规定的化学组成，在距表面为板厚的1/4的深度位置处，平均晶体粒径为15.0μm以下，固溶C和固溶B的合计的粒界个数密度为1.0个/nm2以上且12.0个/nm2以下，板厚中心部的{211}<011>和{332}<113>的极密度的合计为12.0以下，抗拉强度为780MPa以上。

Description

钢板、钢板的制造方法及镀层钢板
技术领域
本发明涉及钢板、钢板的制造方法及镀层钢板。更详细而言，本发明涉及适合作为汽车用、家电用、机械结构用、建筑用等用途中使用的原料的加工性优异的钢板、钢板的制造方法及镀层钢板。
本申请基于在2019年3月26日向日本申请的专利申请2019-059420号要求优先权，将其内容援引于此。
背景技术
对于作为以汽车为首的输送用机械、各种产业机械的结构构件等的原料而提供的钢板，要求强度、伸长率、放边性等加工性、低温韧性以及这些特性的均一性等多样的特性。
尤其是汽车的内板构件、结构构件、行走部分构件等的部件所使用的钢板，根据其用途而被要求放边性、内缘翻边(burring)加工性、延展性、疲劳耐久性、耐冲击性及耐蚀性等。对于针对上述那样的构件而使用的钢板，要求以高维度平衡性良好地发挥这些材料特性和高强度。
另外，针对上述那样的构件而使用的钢板，需要具有以下特性：在被成形并作为构件的部件而安装于汽车后，即使受到由碰撞等引起的冲击，也难以被破坏。尤其是在使用温度低的寒冷地区，构件容易脆化，因此，为了确保耐冲击性，需要也使钢板的低温韧性提高。
低温韧性是采用vTrs(夏比冲击断口转变临界温度)等规定的特性。对于上述构件的部件所使用的薄钢板，不仅要求优异的加工性，低温韧性也作为非常重要的特性而被要求。而且，在部件的成型工序中形成的剪切面、冲裁端面，有时产生瑕疵及微小的裂纹。若在剪切面、冲裁端面产生瑕疵及裂纹，则有时龟裂从瑕疵及裂纹进展从而以至于疲劳破坏。因而，从疲劳耐久性的观点出发，要求抑制剪切面、冲裁端面中的瑕疵及裂纹的产生。作为在剪切面、冲裁端面产生的瑕疵、微小裂纹，例如如专利文献1所示可知有端面的与板厚方向平行地产生的裂纹，该裂纹被称为“剥离”。
作为能够得到优异的延展性的钢板，已知有由软质的铁素体相与硬质的马氏体相的复合组织构成的双相钢板(以下记为DP钢)。DP钢，延展性优异，但另一方面，会从硬度显著不同的铁素体相和马氏体相的界面产生孔隙(void)从而产生裂纹，因此有扩孔性差的情况。
在专利文献2中，提出了一种通过以面积率计将贝氏体铁素体设为90％以上、马氏体设为5％以下、贝氏体设为5％以下从而改善了伸长率和扩孔性(放边性)的抗拉强度980MPa以上的高强度热轧钢板。然而，在专利文献2所记载的发明中，由于以贝氏体铁素体(bainitic ferrite)为主体，因此有得不到充分的伸长率的情况。
在专利文献3中，提出了一种通过在将贝氏体以面积率计设为90％以上的基础上，将剩余部设为从马氏体、奥氏体、铁素体中选出的1种或2种以上的母相组织，且控制分散于组织中的渗碳体的含量和平均粒径，从而改善了扩孔性(放边性)的抗拉强度980MPa以上的热轧钢板。然而，在专利文献3所记载的发明中，由于在作为转变沸腾区域的330～470℃进行卷取，因此有产生由板面内的温度偏差引起的特性偏差的情况。
在专利文献4中，提出了一种铁素体分率为50～95％，由马氏体和残余奥氏体构成的硬质第二相的分率为5～50％，在将碳化物形成元素的含量的相互关系、碳化物形成元素与C含量的关系设为规定的范围的基础上，规定了析出物的平均粒径、析出物的分率的疲劳特性优异的热轧钢板。然而，在专利文献4所记载的发明中，由于以软质的铁素体为主体，通过微细碳化物的析出强化来确保了强度，因此有得不到充分的低温韧性的情况。
在专利文献5中，提出了一种铁素体为0～30％、贝氏体为70～100％，在将晶粒内的晶体取向差为5～14°的晶粒相对于全部晶粒的比例设为特定范围的基础上，规定了固溶C或固溶C和固溶B的合计的晶界个数密度和析出于晶界的渗碳体的平均粒径的放边性优异且剥离的产生少的钢板。然而，在专利文献5中，对于耐冲击性所需要的低温韧性没有考虑。
在先技术文献
专利文献
专利文献1：国际公开第2008/123366号
专利文献2：日本国特开2008-255484号公报
专利文献3：日本国特开2014-205890号公报
专利文献4：日本国特开2009-84648号公报
专利文献5：国际公开第2018/026016号
非专利文献
非专利文献1：回火参数的物理意义的解释和向连续加热·冷却热处理过程的应用(焼戻しパラメーターの物理的意味の解釈と連続加熱·冷却熱処理過程への応用)，土山聪宏，“热处理”，第42卷，第3号，p163～168(2002年)
发明内容
本发明是鉴于上述的课题而完成的，其目的是提供高强度且伸长率、放边性、低温韧性及耐剥离性优异的钢板及其制造方法以及具有上述诸特性的镀层钢板。
本发明人得到了以下见解：通过钢板的化学组成及制造条件的最适化，控制钢板的织构和显微组织，由此能够制造高强度且伸长率、放边性、低温韧性及耐剥离性优异的钢板。再者，耐剥离性优异是指剪切面、冲裁端面中的瑕疵及裂纹的产生少。
本发明的主旨如下。
[1]本发明的一方式涉及的钢板，化学组成以质量％计含有
C：0.02～0.15％、
Si：0.005～2.000％、
Mn：1.00～3.00％、
Ti：0.010～0.200％、
sol.Al：0.001～1.000％、
N：0.0010～0.0100％、
P：0.100％以下、
S：0.0100％以下、
Nb：0～0.100％、
V：0～0.500％、
Mo：0～0.500％、
Cu：0～1.00％、
Ni：0～1.00％、
Cr：0～2.00％、
B：0～0.0020％、
Ca：0～0.0100％、
Mg：0～0.0100％、
REM：0～0.0300％、和
Bi：0～0.0200％，
余量包含Fe及杂质，
在距表面为板厚的1/4的深度位置处，
回火马氏体和回火贝氏体的合计面积分率为10％以上且100％以下，铁素体的面积分率为0％以上且90％以下，残余奥氏体的面积分率为0％以上且小于4％，所述残余奥氏体、新鲜马氏体、渗碳体和珠光体的合计面积分率为0％以上且10％以下，
平均晶体粒径为15.0μm以下，
固溶C和固溶B的合计的晶界个数密度为1.0个/nm2以上且12.0个/nm2以下，
板厚中心部的{211}<011>和{332}<113>的极密度的合计为12.0以下，
抗拉强度为780MPa以上。
[2]上述[1]所述的钢板，所述化学组成以质量％计可以含有选自
Nb：0.001～0.100％、
V：0.005～0.500％、
Mo：0.001～0.500％、
Cu：0.02～1.00％、
Ni：0.02～1.00％、
Cr：0.02～2.00％、
B：0.0001～0.00200％、
Ca：0.0002～0.0100％、
Mg：0.0002～0.0100％、
REM：0.0002～0.0100％、和
Bi：0.0001～0.0200％
之中的1种或2种以上。
[3]本发明的另一方式涉及的钢板的制造方法，是制造上述[1]或[2]所述的钢板的钢板制造方法，
具有：对具有上述[1]或[2]所述的化学组成的板坯或钢坯实施多道次热轧的工序和实施热处理的工序，
在实施所述多道次热轧的工序中，
将加热温度设为1200～1350℃，
在将终轧温度以单位℃表示为FT时，将超过所述FT+50℃且为所述FT+150℃以下的温度区域的合计压下率设为50％以上，将所述FT～所述FT+50℃的温度区域的合计压下率设为40～80％，将所述FT～所述FT+50℃的温度区域的轧制所需要的时间设为0.5～10.0秒，
在超过所述FT+50℃且为所述FT+150℃以下的所述温度区域和所述FT～所述FT+50℃的所述温度区域中分别进行2道次以上的轧制，
将所述FT～所述FT+100℃的温度区域的平均冷却速度设为6.0℃/秒以上，
将所述FT设为采用下述式(1)求出的Ar3以上且采用下述式(2)求出的TR以上且1100℃以下从而完成精轧后，在3.0秒以内开始水冷，
将所述FT～750℃的温度区域的平均冷却速度设为30℃/秒以上，在750～600℃的温度区域中滞留20秒钟以下后，将600℃～冷却停止温度的温度区域的平均冷却速度设为30℃/秒以上而进行冷却，所述冷却停止温度小于Ms-200℃，
在实施所述热处理的工序中，
将所述热处理时的最高到达温度Tmax设为300～720℃，将回火参数Ps设为14.6×Tmax+5891以上且17.1×Tmax+6223以下，
Ar3(℃)＝901-325×[C]+33×[Si]-92×[Mn]+287×[P]+40×[sol.Al] (1)
TR(℃)＝800+700×[Ti]+1000×[Nb] (2)
其中，所述式(1)和(2)中的各元素符号表示各元素的以质量％计的含量，在不含有的情况下代入0。
[4]在上述[3]所述的钢板的制造方法中，可以将Ms～冷却停止温度的温度区域的平均冷却速度设为80℃/秒以上，所述Ms采用下述式(3)求出，所述冷却停止温度小于Ms-200℃，
Ms(℃)＝561-474×[C]-33×[Mn]-17×[Ni]-21×[Mo] (3)
其中，所述式(3)中的各元素符号表示各元素的以质量％计的含量。
[5]在上述[3]或[4]所述的钢板的制造方法中，可以：精轧完成后在0.3秒以内开始所述水冷，进行所述FT～所述FT-40℃的温度区域的平均冷却速度为100℃/秒以上的冷却。
[6]在上述[5]所述的钢板的制造方法中，可以在轧制机架间进行下述工序，所述工序是进行所述FT～所述FT-40℃的温度区域的平均冷却速度为100℃/秒以上的所述冷却的工序。
[7]本发明的另一方式涉及的镀层钢板，在上述[1]或[2]所述的钢板的表面形成有镀层。
[8]在上述[7]所述的镀层钢板中，所述镀层可以是热浸镀锌层。
[9]在上述[7]所述的镀层钢板中，所述镀层可以是合金化热浸镀锌层。
根据本发明涉及的上述一方式，能够提供高强度且伸长率、放边性、低温韧性及耐剥离性优异的钢板及其制造方法以及具有上述诸特性的镀层钢板。如果将本发明涉及的钢板或镀层钢板作为汽车的内板构件、结构构件、行走部分构件等的部件的原料使用，则加工成部件形状是容易的，也能够耐受在极寒冷地区的使用，因此产业上的贡献极其显著。
具体实施方式
以下，对本实施方式涉及的钢板、钢板的制造方法及镀层钢板进行详细说明。首先，对本实施方式涉及的钢板的化学组成进行说明。但是，本发明并不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进行各种变更。
以下，在夹着“～”而记载的数值限定范围中，下限值及上限值包含于该范围中。对于表示为“小于”或“超过”的数值，该值不包含在数值范围中。在以下的说明中，关于钢的化学组成的％均为质量％。
<钢的化学组成>
(C：0.02～0.15％)
C，通过生成回火马氏体、回火贝氏体等硬质相、以及与Ti等结合而生成碳化物，从而提高钢的强度。另外，通过在晶界偏析从而抑制被冲裁、剪切加工而形成的端面的剥离，由此耐剥离性提高。若C含量小于0.02％，则难以充分地发挥上述作用。因此，C含量设为0.02％以上，优选设为0.03％以上。另一方面，若C含量超过0.15％，则钢板的放边性及低温韧性劣化。另外，热轧后的铁素体相变显著延迟，难以得到期望的量的铁素体。而且，焊接性显著劣化。因此，C含量设为0.15％以下。C含量优选为0.12％以下，更优选为0.10％以下。
(Si：0.005～2.000％)
Si具有通过固溶强化及提高淬火性来提高钢的强度的作用。另外，Si也具有抑制渗碳体的析出的作用。若Si含量小于0.005％，则难以发挥上述作用。因此，Si含量设为0.005％以上。Si含量优选为0.010％以上，更优选为0.100％以上，进一步优选为0.300％以上。另一方面，若Si含量超过2.000％，则通过热轧工序中的表面氧化，钢板的表面性状显著劣化。因此，Si含量设为2.000％以下。Si含量优选为1.500％以下，更优选为1.300％以下。
(Mn：1.00～3.00％)
Mn具有通过固溶强化及提高淬火性来提高钢的强度的作用。
若Mn含量小于1.00％，则难以得到780MPa以上的钢板强度。因此，Mn含量设为1.00％以上。Mn含量优选为1.20％以上。另一方面，若Mn含量超过3.00％，则热轧后的冷却过程中的铁素体相变过度延迟，由此难以得到期望的量的铁素体。另外，通过新鲜马氏体及贝氏体的硬质化，在新鲜马氏体及贝氏体与软质的铁素体的边界附近容易产生龟裂，由此钢板的放边性及韧性降低。
本发明人得到了以下见解：若大量地含有Mn，则有在钢板的r值的面内各向异性增加的同时放边性降低的情况。其原因不清楚，但推测其原因是：通过大量地含有Mn，MnS大量地析出；以及，起因于Mn偏析，热轧中的再结晶、精轧后的铁素体相变产生局部性的偏差。根据以上所述，为了稳定地制造获得期望的量的铁素体、并且放边性优异的钢板，Mn含量设为3.00％以下。Mn含量优选为2.50％以下，更优选为2.20％以下，进一步优选为1.80％以下。
(Ti：0.010～0.200％)
Ti具有形成Ti氮化物而将金属组织微细化的作用。另外，Ti具有析出碳化物而使钢强化的作用。若Ti含量小于0.010％，则难以发挥上述作用。因此，Ti含量设为0.010％以上。Ti含量优选为0.030％以上，更优选为0.040％以上，进一步优选为0.060％以上。另一方面，若过量地含有Ti，则会生成粗大的氮化物、碳化物，由此钢板的放边性及韧性降低。而且，由于Ti也具有提高奥氏体的再结晶温度的作用，因此若过量地含有Ti，则再结晶温度过度地变高，r值的各向异性增加，由此钢板的放边性降低。因此，Ti含量设为0.200％以下。Ti含量优选为0.160％以下，更优选为0.140％以下。
(sol.Al：0.001～1.000％)
Al具有在炼钢阶段通过脱氧而将钢洁净化(抑制在钢中产生气孔等缺陷)、且促进铁素体相变的作用。若sol.Al含量小于0.001％，则难以发挥上述作用。因此，sol.Al含量设为0.001％以上。sol.Al含量优选为0.010％以上，更优选为0.020％以上。另一方面，即使使sol.Al含量超过1.000％，由上述作用带来的效果也饱和，并且引起精炼成本的上升。因此，sol.Al含量设为1.000％以下。sol.Al含量优选为0.800％以下，更优选为0.600％以下。再者，sol.Al意指酸可溶性Al。
(N：0.0010～0.0100％)
N具有形成Ti氮化物而抑制板坯再加热时及热轧中的奥氏体的粗大化从而将显微组织微细化的作用。若N含量小于0.0010％，则难以发挥上述作用。因此，N含量设为0.0010％以上。N含量优选为0.0015％以上，更优选为0.0020％以上。另一方面，若N含量超过0.0100％，则形成粗大的Ti氮化物而使钢板的放边性劣化。因此，N含量设为0.0100％以下。N含量优选为0.0060％以下，更优选为0.0050％以下。
(P：0.100％以下)
P是作为杂质而在钢中含有的元素，具有使钢板的放边性、低温韧性降低的作用。因而，P含量设为0.100％以下。P含量优选为0.060％以下，更优选为0.040％以下，进一步优选为0.020％以下。P从原料作为杂质而混入，但无需特别限制其下限，为了确保放边性、低温韧性，优选P含量更低。但是，若过度地降低P含量，则制造成本增加。从制造成本的观点来看，P含量优选为0.001％以上，更优选为0.005％以上。
(S：0.0100％以下)
S是作为杂质而含有的元素，具有使钢板的加工性降低的作用。
因而，S含量设为0.0100％以下。S含量优选为0.0080％以下，更优选为0.0060％以下，进一步优选为0.0030％以下。S从原料作为杂质而混入，但无需特别限制其下限，从确保加工性的观点来看，优选S含量更低。但是，若过度地降低S含量，则制造成本增加。从制造成本的观点来看，S含量优选为0.0001％以上，更优选为0.0005％以上，进一步优选为0.0010％以上。
本实施方式涉及的钢板的化学组成的余量包含Fe及杂质。在本实施方式中，杂质意指在不对本实施方式涉及的钢板给予不良影响的范围容许的成分。
本实施方式涉及的钢板，也可以取代Fe的一部分而含有以下的任意元素。由于即使不含有任意元素，本实施方式涉及的钢板也能够解决其课题，因此不含有任意元素的情况下的其含量的下限是0％。
(Nb：0～0.100％)
Nb是任意元素。Nb具有抑制钢板的晶体粒径的粗大化，并且将铁素体粒径微细化，通过NbC的析出强化而提高钢板的强度的效果。在要切实地得到这些效果的情况下，优选将Nb含量设为0.001％以上。Nb含量更优选为0.005％以上。另一方面，若Nb含量超过0.100％，则上述效果饱和，并且有引起精轧时的轧制载荷的增加的情况。因而，Nb含量优选设为0.100％以下。Nb含量优选为0.060％以下，更优选为0.030％以下。
(V：0～0.500％)
V是任意元素。V具有在钢中固溶而提高钢板的强度，并且作为碳化物、氮化物、碳氮化物等在钢中析出从而也通过析出强化来使钢板的强度提高的效果。在要切实地得到这些效果的情况下，优选将V含量设为0.005％以上。V含量更优选为0.010％以上。另一方面，若V含量超过0.500％，则有引起钢板的韧性的降低的情况。因而，V含量优选设为0.500％以下。V含量更优选为0.300％以下。
(Mo：0～0.500％)
Mo是任意元素。Mo具有提高钢的淬火性、并且形成碳化物、碳氮化物而使钢板高强度化的效果。在要切实地得到这些效果的情况下，优选将Mo含量设为0.001％以上。Mo含量更优选为0.005％以上。另一方面，若Mo含量超过0.500％，则有板坯的裂纹敏感性提高的情况。因而，Mo的含量优选设为0.500％以下。Mo含量更优选为0.300％以下。
(Cu：0～1.00％)
Cu是任意元素。Cu具有改善钢的韧性的效果及提高强度的效果。在要切实地得到这些效果的情况下，优选将Cu含量设为0.02％以上。Cu含量更优选为0.08％以上。另一方面，若过量地含有Cu，则有钢板的焊接性降低的情况。因而，Cu含量优选设为1.00％以下。Cu含量更优选为0.50％以下，进一步优选为0.30％以下。
(Ni：0～1.00％)
Ni是任意元素。Ni具有改善钢的韧性的效果及提高强度的效果。在要切实地得到这些效果的情况下，优选将Ni含量设为0.02％以上。Ni含量更优选为0.10％以上。另一方面，若过量地含有Ni，则合金成本增加，另外，有钢板的焊接热影响区的韧性劣化的情况。因而，Ni含量优选设为1.00％以下。Ni含量更优选为0.50％以下，进一步优选为0.30％以下。
(Cr：0～2.00％)
Cr是任意元素。Cr具有通过提高钢的淬火性来促进新鲜马氏体等的生成的效果。在要切实地得到该效果的情况下，优选将Cr含量设为0.02％以上。Cr含量更优选为0.05％以上。另一方面，若过量地含有Cr，则热轧后的冷却过程中的铁素体相变会过度地延迟，有难以得到期望的量的铁素体的情况。因而，Cr含量优选设为2.00％以下。Cr含量更优选为1.50％以下，进一步优选为1.00％以下，特别优选为0.50％以下。
(B：0～0.0020％)
B是任意元素。B具有通过在晶界偏析而提高晶界强度从而使耐剥离性提高的作用。在要切实地得到该效果的情况下，优选将B含量设为0.0001％以上。B含量更优选为0.0002％以上。另一方面，即使使B含量超过0.0020％，上述效果也饱和，并且合金成本增加。因而，B含量优选设为0.0020％以下。B含量更优选为0.0015％以下，进一步优选为0.0010％以下。
(Ca：0～0.0100％)
Ca是任意元素。Ca具有使许多的微细的氧化物分散在钢液中，使钢板的金属组织微细化的效果。另外，Ca具有通过将钢液中的S作为球状的CaS固定来抑制MnS等延伸夹杂物的生成从而使钢板的放边性提高的效果。在要切实地得到这些效果的情况下，优选将Ca含量设为0.0002％以上。Ca含量更优选为0.0005％以上。另一方面，若Ca含量超过0.0100％，则钢中的CaO增加，有对钢板的韧性给予不良影响的情况。因而，Ca含量优选设为0.0100％以下。Ca含量更优选为0.0050％以下，进一步优选为0.0030％以下。
(Mg：0～0.0100％)
Mg是任意元素。Mg与Ca同样地具有在钢液中形成氧化物、硫化物而抑制粗大的MnS的形成，使许多的微细的氧化物分散，将钢板的组织微细化的效果。在要切实地得到这些效果的情况下，优选将Mg含量设为0.0002％以上。Mg含量更优选为0.0005％以上。另一方面，若Mg含量超过0.0100％，则钢中的氧化物增加，给钢板的韧性带来不良影响。因而，Mg含量优选设为0.0100％以下。Mg含量更优选为0.0050％以下，进一步优选为0.0030％以下。
(REM：0～0.0100％)
REM是任意元素。REM也与Ca同样地具有在钢液中形成氧化物、硫化物而抑制粗大的MnS的形成，使许多的微细的氧化物分散，将钢板的组织微细化的效果。在要得到这些效果的情况下，优选将REM含量设为0.0002％以上。REM含量更优选为0.0005％以上。另一方面，若REM含量超过0.0100％，则钢中的氧化物增加，有对钢板的韧性给予不良影响的情况。因而，REM含量优选设为0.0100％以下。REM含量更优选为0.0050％以下，进一步优选为0.0030％以下。
在此，REM(稀土类)是指由Sc、Y及镧系元素组成的合计17种元素。再者，在本实施方式中，REM的含量是指这些元素的合计含量。
(Bi：0～0.0200％)
Bi是任意元素。Bi具有将凝固组织微细化从而使钢板的成形性提高的效果。为了切实地得到该效果，Bi含量优选设为0.0001％以上。Bi含量更优选为0.0005％以上。另一方面，若Bi含量超过0.0200％，则上述效果饱和，并且合金成本增加，因此Bi含量优选设为0.0200％以下。更优选为0.0100％以下，进一步优选为0.0070％以下。
上述的钢板的化学组成通过一般的分析方法来测定即可。例如，使用ICP-AES(Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry：电感耦合等离子体原子发射光谱法)来测定即可。再者，C及S使用燃烧-红外线吸收法来测定即可，N使用惰性气体熔融-热导率法来测定即可。在表面具备镀锌层的情况下，通过机械磨削将表面的镀锌层除去后进行化学组成的分析即可。
接着，对钢板的金属组织进行说明。本实施方式涉及的钢板，在距表面为板厚的1/4的深度位置处，回火马氏体和回火贝氏体的合计面积分率为10％以上且100％以下，铁素体的面积分率为0％以上且90％以下，残余奥氏体的面积分率为0％以上且小于4％，残余奥氏体、新鲜马氏体、渗碳体和珠光体的合计面积分率为0％以上且10％以下，平均晶体粒径为15.0μm以下，固溶C和固溶B的合计的晶界个数密度为1.0个/nm2以上且12.0个/nm2以下，板厚中心部的{211}<011>和{332}<113>的极密度的合计为12.0以下。以下，对各要件进行详细说明。
本实施方式涉及的钢板，在距钢板的表面为板厚的1/4的深度位置处，将“回火马氏体和回火贝氏体”的合计面积分率、残余奥氏体的面积分率、“残余奥氏体、新鲜马氏体、渗碳体和珠光体”的合计面积分率、平均晶体粒径以及固溶C和固溶B的合计的晶界个数密度控制在规定的范围内。在此，规定距钢板的表面为板厚的1/4的深度位置的钢组织是因为：该深度位置是钢板的表面与板厚中心位置的中间点，关于织构以外，该位置处的钢组织代表钢板的钢组织(显示钢板整体的平均的钢组织)。
(回火马氏体和回火贝氏体的合计面积分率：10～100％)
回火马氏体及回火贝氏体，与新鲜马氏体及贝氏体相比，难以产生裂纹，富有延展性及韧性，因此是强度、伸长率、放边性及低温韧性优异的组织。因而，是在本实施方式涉及的钢板中必需的金属组织。若回火马氏体和回火贝氏体的合计面积分率小于10％，则难以得到期望的强度。因而，回火马氏体和回火贝氏体的合计面积分率设为10％以上。优选为20％以上，更优选为30％以上。回火马氏体和回火贝氏体的合计面积分率越多则越能得到高强度，是优选的，因此它们的合计面积分率也可以为100％。
(铁素体的面积分率：0～90％)
铁素体，也可以为了使强度与延展性的平衡性提高而含有。若铁素体的面积分率超过90％，则难以得到期望的强度，因此铁素体的面积分率设为90％以下。铁素体的面积分率优选为小于85％。由于即使是不含有铁素体的情况，本实施方式涉及的钢板也能够解决其课题，因此铁素体的面积分率也可以是0％。
(残余奥氏体的面积分率：0％以上且小于4％)
(残余奥氏体、新鲜马氏体、渗碳体和珠光体的合计面积分率：0～10％)
残余奥氏体、新鲜马氏体、渗碳体及珠光体成为龟裂起点，使钢板的放边性、低温韧性降低。因此，残余奥氏体、新鲜马氏体、渗碳体和珠光体的合计面积分率设为10％以下。优选为8％以下，更优选为5％以下。由于即使是不含有这些金属组织的情况，本实施方式涉及的钢板也能够解决其课题，因此这些金属组织的合计面积分率也可以是0％。
另外，这些金属组织之中的残余奥氏体，通过冲裁等的预加工而相变为非常硬质的新鲜马氏体，从而使钢板的放边性显著劣化。因而，残余奥氏体的面积分率设为小于4％。优选为3％以下，更优选为2％以下，进一步优选为小于2％，更进一步优选为1％以下。由于优选残余奥氏体的面积分率少，因此其面积分率也可以是0％。
(平均晶体粒径：15.0μm以下)
若回火马氏体及回火贝氏体的块径及铁素体的平均晶体粒径粗大，则断裂时的断口单位(facet size)变大，钢板的低温韧性降低。因此，平均晶体粒径设为15.0μm以下。平均晶体粒径优选为12.0μm以下，更优选为10.0μm以下，进一步优选为7.0μm以下。平均晶体粒径越小则越优选，因此下限没有特别的限定。然而，在通常的热轧中，平均晶体粒径小于1.0μm的细粒化在技术上是困难的。因而，平均晶体粒径也可以设为1.0μm以上、4.0μm以上。
再者，在本实施方式中，平均晶体粒径意指对于晶体结构为bcc的组织、即铁素体、回火贝氏体、回火马氏体、新鲜马氏体及珠光体，由晶体取向差为15°以上的晶界包围且等效圆直径为0.3μm以上的区域被定义为晶粒时的晶体粒径的平均值，残余奥氏体及渗碳体的晶体粒径不包含于平均晶体粒径。
在本实施方式中，平均晶体粒径及各组织的面积分率，针对与轧制方向及板厚方向平行的钢板截面的、距钢板表面为板厚的1/4的深度位置处的组织求出。
平均晶体粒径、铁素体面积分率及残余奥氏体面积分率，使用由热场发射型扫描电子显微镜和EBSD检测器构成的EBSD解析装置，通过扫描电子显微镜(SEM)观察及EBSD(Electron Back Scattering Diffraction：电子束背散射衍射法)解析而求出。将以距钢板表面为板厚的1/4的深度位置为中心的在轧制方向上为200μm且在板厚方向上为100μm的区域以0.2μm间隔区别fcc和bcc而得到晶体取向信息。使用EBSD解析装置的附属软件(AMETEK公司制“OIM Analysis(注册商标)”)来确定晶体取向差为15°以上的晶界。关于bcc的平均晶体粒径，将由晶体取向差为15°以上的晶界包围且等效圆直径为0.3μm以上的区域定义为晶粒，通过使用了下述[数学式1]的方法来求出。其中，在下述式中，D表示平均晶体粒径，N表示平均晶体粒径的评价区域中所包含的晶粒的数量，Ai表示第i个(i＝1、2、…、N)晶粒的面积，di表示第i个晶粒的等效圆直径。
[数学式1]
Figure BDA0003189752290000151
具有15°以上的晶体取向差的晶界主要是铁素体晶界、回火马氏体及回火贝氏体的块边界。在依照了JIS G 0552：2013的铁素体粒径的测定方法中，有时关于晶体取向差小于15°的铁素体粒也会推算粒径，而且，回火马氏体、回火贝氏体的块不被推算。因此，本实施方式中的平均晶体粒径，采用如上所述通过EBSD解析而求出的值。
残余奥氏体的面积分率能够通过算出由EBSD解析判别为fcc的金属组织的面积分率而得到。
关于铁素体的面积分率，将由晶体取向差为5°以上的晶界包围且等效圆直径为0.3μm以上的区域定义为晶粒，通过算出该晶粒内的由装备于OIM Analysis的GrainAverage Misorientation解析而求出的值(GAM值)为0.5°以下的晶粒的面积分率，从而得到铁素体的面积分率。在求取铁素体的面积分率时将晶体取向差为5°以上的边界定义为晶界的理由是因为：有不能够区分从同一原始奥氏体粒以相近的异型(variant)生成的不同的组织的情况。
珠光体及渗碳体的面积分率，通过SEM观察来观察通过硝酸乙醇腐蚀液腐蚀而显现的金属组织从而得到。
新鲜马氏体的面积分率，通过利用光学显微镜观察通过里佩拉腐蚀液(Lepera)腐蚀而显现的MA(Martensite-Ausutenite Constituent：马氏体-奥氏体组元)，求出新鲜马氏体及残余奥氏体的合计面积分率，从该合计面积分率减去通过上述的方法得到的残余奥氏体的面积分率从而得到。
面积分率可以通过图像解析来求出，也可以通过点算法来求出。例如，关于珠光体及渗碳体，可以在距钢板表面为板厚的1/4的深度位置的区域中以1000倍的倍率观察3个以上的视场(100μm×100μm/视场)，通过晶格间距5μm的点算法来求出。另外，关于新鲜马氏体及残余奥氏体的合计面积分率，可以在从钢板的表面起的板厚的1/4深度位置的区域中以500倍的倍率观察2个视场以上(200μm×200μm/视场)，通过晶格间隔5μm的点算法来求出。
回火马氏体和回火贝氏体的合计面积分率，通过从100％减去铁素体、珠光体、残余奥氏体、渗碳体和新鲜马氏体的合计面积分率而求出。
(固溶C和固溶B的合计的晶界个数密度：1.0～12.0个/nm2)
通过将固溶C和固溶B的合计的晶界个数密度设为1.0个/nm2以上，能够抑制冲裁或剪切加工时的剥离的产生。推测这是因为固溶C及固溶B强化晶界。若固溶C和固溶B的合计的晶界个数密度超过12.0个/nm2，则抑制剥离的产生的效果饱和。而且，粗大的渗碳体析出从而钢板的扩孔性降低。因而，固溶C和固溶B的合计的晶界个数密度设为1.0～12.0个/nm2。为了使耐剥离性进一步提高，固溶C和固溶B的合计的晶界个数密度优选设为2.0个/nm2以上。另外，为了抑制粗大的渗碳体的析出从而更切实地抑制扩孔性的降低，固溶C和固溶B的合计的晶界个数密度优选设为10.0个/nm2以下。
固溶C和固溶B的晶界个数密度使用三维原子探针法来测定。在1988年由牛津大学的A.Cerezo等人开发出的位置敏感型原子探针(PoSAP：positionsensitive atom probe)是向原子探针的检测器引入了位置敏感型检测器(positionsensitive detector)，在分析时能够不使用光圈而同时测定到达了检测器的原子的飞行时间和位置的装置。若使用该装置，则能够将存在于试样的表面的合金中的全部构成元素以原子水平的空间分辨率作为二维地图而显示。另外，通过使用电场蒸发现象使试样的表面每次蒸发一原子层，也能够将二维地图在深度方向上扩展，从而作为三维地图来显示及分析。
在晶界的观察中，作为收敛离子束(FIB：focused ion beam)装置使用日立制作所制的FB2000A，在将切出的试样通过电解研磨而形成为针形状时，采用任意形状的扫描束而使晶界部成为针尖端部。这样地制作包含晶界部的PoSAP用针状试样。然后，利用因扫描离子显微镜(SIM：scanning ion microscope)的沟道(channelling)现象而使取向不同的晶粒产生对比度的情形，一边观察PoSAP用针状试样一边确定晶界，利用离子束切断。作为三维原子探针使用的装置是CAMECA公司制的OTAP，作为测定条件，将试样位置的温度设为约70K，将探针总电压设为10kV～15kV，将脉冲比设为25％。而且，将各试样的晶界及粒内分别测定三次，将其平均值作为代表值。这样地测定存在于晶界及粒内的固溶C及固溶B。
从测定值除去背景噪声等而得到的值被定义为每单位晶界面积的原子密度，将其作为晶界个数密度(个/nm2)。因此，存在于晶界的固溶C是存在于晶界的C原子，存在于晶界的固溶B是存在于晶界的B原子。在本实施方式中，固溶C和固溶B的合计的晶界个数密度是指每单位晶界面积中存在的固溶C和固溶B的合计的个数。该值是将固溶C和固溶B的测定值相加而得到的值。
本实施方式涉及的钢板，在钢板的板厚中心部，规定{211}<011>和{332}<113>的极密度的合计。在本实施方式中，板厚中心部意指从板厚中心位置(距钢板表面为板厚的1/2的深度位置)开始在朝向钢板的表面的方向上及在朝向其背面的方向上分别为板厚的1/10程度的范围。例如，若钢板的板厚为2mm，则板厚中心部意指以板厚中心位置为界在朝向表面的方向上及在朝向背面的方向上分别为100μm程度的范围。
规定板厚中心部的织构的理由是因为板厚中心部的织构和机械特性良好地相关。其原因虽不确定，但本发明人如以下那样推测。钢板在轧制时通过辊与钢板的摩擦而在钢板的表背产生相反方向的剪切变形，在板厚中心部产生平面应变变形。钢板的织构伴随着该变形而在板厚方向上变化，由于在钢板的表背剪切变形的方向相反，因此织构也在表背对称的取向发达。因而，将织构对机械特性造成的影响在表背相抵的结果，板厚中心部的织构和机械特性良好地对应。
(板厚中心部的{211}<011>和{332}<113>的极密度的合计：12.0以下)
钢板的放边性会因{211}<011>和{332}<113>的发达而显著降低。另外，本发明人得到了以下见解：若{211}<011>和{332}<113>的极密度的合计变高，则容易产生冲裁端面的剥离。其原因虽不确定，但推定为与以下所述有关：在它们的极密度发达的情况下，金属组织为扁平的情况多，容易被助长从夹杂物、金属组织的界面等产生的龟裂的传播。因而，将{211}<011>和{332}<113>的极密度的合计设为12.0以下。{211}<011>和{332}<113>的极密度的合计更优选为10.0以下。所述极密度的合计越小则越优选，但在不具有织构的情况下，各自的极密度为1.0，因此更优选设为接近于2.0的值。
极密度能够通过采用EBSD法得到的晶体取向信息而得到，但与X射线随机(random)强度比同义。
再者，{hkl}表示与轧制面平行的晶面，<uvw>表示与轧制方向平行的晶向。即，{hkl}<uvw>表示{hkl}朝向板面法线方向、<uvw>朝向轧制方向的晶体。
另外，在本实施方式中，关于板厚中心部的各晶体取向的极密度，使用组合了扫描电子显微镜和EBSD解析装置的装置及AMETEK公司制的OIM Analysis(注册商标)，通过EBSD解析，在板厚中心部(从板厚中心位置(距钢板表面为板厚的1/2的深度位置)开始在朝向钢板的表面的方向上及在朝向其背面的方向上分别为板厚的1/10程度的范围)中，区别fcc和bcc而测定1000个以上的bcc的晶粒取向信息，通过使用了级数展开法(harmonic seriesexpansion)的ODF解析而求出。
<机械特性>
(抗拉强度：780MPa以上)
本实施方式涉及的钢板，通过金属组织及织构的控制而具有高强度，且具有优异的低温韧性、伸长率及放边性。但是，若钢板的抗拉强度小，则车身轻量化、刚性提高等的效果小。因而，本实施方式涉及的钢板的抗拉强度(TS)设为780MPa以上。上限不特别规定，但由于伴随着强度变高，冲压成型变得困难，因此抗拉强度可以设为1800MPa以下、1500MPa以下、1300MPa以下。
钢板的伸长率，使用JIS Z 2241：2011的5号试样，采用JIS Z 2241：2011中所规定的断裂总伸长率(El)来评价，成为强度与伸长率的平衡的指标的TS×El优选为12000MPa·％以上，更优选为13000MPa·％以上。
钢板的放边性，采用JIS Z 2256：2010中所规定的扩孔率(λ)来评价，成为强度与放边性的平衡的指标的TS×λ优选为50000MPa·％以上，更优选为55000MPa·％以上。
关于钢板的低温韧性，优选在JIS Z 2242：2005所规定的夏比冲击试验中的断口转变临界温度(vTrs)为-40℃以下。
<制造方法>
说明本实施方式涉及的钢板的制造条件的限定理由。
本发明人确认到：本实施方式涉及的钢板可通过包括以下那样的热轧及冷却的制造方法而得到。
首先，对具有上述的化学组成的板坯使用多个轧制机架实施多道次热轧而制造热轧钢板。供于热轧的板坯，可以是通过连续铸造、铸造-开坯轧制而得到的，但也可以是对它们施加热加工或冷加工而得到的。多道次热轧能够使用可逆式轧机或串列式轧机来进行，但从工业生产性的观点来看，优选至少最终的数段使用串列式轧机。
(热轧中的加热温度：1200～1350℃)
若供于热轧的板坯或钢坯的温度小于1200℃，则Ti碳化物的固溶化变得不充分，钢板的强度、加工性降低，而且容易产生剥离。供于热轧的板坯或钢坯的温度优选为1240℃以上，更优选为1260℃以上。另一方面，若供于热轧的板坯或钢坯的温度超过1350℃，则存在以下情况：生成厚的氧化皮而引起成品率的降低；在将板坯或钢坯在加热炉中加热时，对加热炉造成显著的损伤。因此，供于热轧的板坯或钢坯的温度设为1350℃以下。供于热轧的板坯或钢坯的温度优选为1300℃以下。
再者，供于热轧的板坯或钢坯的温度处于上述温度区域即可，除了将小于1200℃的钢块或钢坯向加热炉中装入而加热至上述温度区域后供于热轧的情况之外，也可以将通过连续铸造而得到的板坯或通过开坯轧制而得到的钢坯在保持1200℃以上的高温状态的状态下不实施加热处理而供于热轧。
(超过FT+50℃且为FT+150℃以下的温度区域的合计压下率：50％以上)
在本实施方式中，将终轧温度以单位℃表示为FT，通过提高超过FT+50℃且为FT+150℃以下的温度区域的热轧的合计压下率，来谋求钢板中的再结晶奥氏体粒的微细化。为了使钢板中的再结晶奥氏体粒微细化，超过FT+50℃且为FT+150℃以下的温度区域的合计压下率设为50％以上。若上述温度区域中的合计压下率小于50％，则奥氏体未充分地微细化，因此相变后的金属组织变得粗大，并且因接下来的FT～FT+50℃的温度区域的轧制时的轧制道次间的再结晶延迟从而相变后的织构发达。在超过FT+50℃且为FT+150℃以下的温度区域中的合计压下率越高则越优选，但在工业上90％左右为界限，因此可以设为90％以下。
(FT～FT+50℃的温度区域的合计压下率：40～80％)
(FT～FT+50℃间的轧制所需要的时间：0.5～10.0秒)
在本实施方式中，通过适当地控制FT～FT+50℃的温度区域的合计压下率及轧制所需要的时间，能够与后述的热轧后的冷却条件相辅相成而得到加工性和韧性优异的钢板。
若FT～FT+50℃的温度区域的合计压下率小于40％，则相变后的组织变得粗大，轧制道次间及轧制完成后的再结晶延迟，并且，钢板内部的变形量变得不均匀，在相变后特定的取向发达，因而钢板的放边性降低。因此，FT～FT+50℃的温度区域的合计压下率设为40％以上。另一方面，若上述温度区域中的合计压下率超过80％，则即使再结晶，织构也显著地发达，钢板的放边性降低。因此，FT～FT+50℃的温度区域的合计压下率设为80％以下。
在本实施方式中，进而也适当地控制上述温度区域的轧制所需要的时间是重要的。在上述温度区域的轧制所需要的时间过短的情况下，在道次间再结晶未进行而轧制应变过度地蓄积，因特定的取向发达而难以得到期望的织构。因而，上述温度区域的轧制所需要的时间设为0.5秒以上。优选为1.0秒以上，更优选为2.0秒以上。另一方面，在上述温度区域的轧制所需要的时间过长的情况下，在轧制道次间再结晶晶粒进行粒长大，相变后的组织变得粗大。因而，上述温度区域的轧制所需要的时间设为10.0秒以下。优选为8.0秒以下，更优选为6.0秒以下，进一步优选为5.0秒以下。
不论在超过FT+50℃且为FT+150℃以下的温度区域的轧制、FT～FT+50℃的温度区域的轧制中的哪一个轧制中，使加工和再结晶反复进行都是重要的，因此在各自的温度区域中实施2道次或3道次以上的轧制。从抑制钢板的织构的发达的观点来看，超过FT+50℃且为FT+150℃以下的温度区域的每1道次的压下率的最大值优选为60％以下，更优选为55％以下。FT～FT+50℃的温度区域的每1道次的压下率的最大值优选为50％以下，更优选为45％以下，进一步优选为40％以下，最优选为35％以下。
再者，所谓合计压下率是将规定的温度区域中的最初的道次前的入口板厚作为基准的、该温度区域中的合计压下量(该温度区域的轧制中的最初的道次前的入口板厚与该温度区域的轧制中的最终道次后的出口板厚之差)的百分率。
(FT～FT+100℃的温度区域的平均冷却速度：6.0℃/秒以上)
热轧中的钢板温度，因由轧制所致的加工发热、由与辊的接触所致的散热等而变化，但在本实施方式中，通过适当地控制FT～FT+100℃的温度区域的平均冷却速度，能够得到耐剥离性优异的钢板。若钢板长时间滞留于精轧的低温区域，则加工诱发析出碳化物、氮化物，强度减小，并且固溶C和固溶B的晶界个数密度减小，变得难以抑制剥离。因而，FT～FT+100℃的温度区域的平均冷却速度设为6.0℃/秒以上。优选为9.0℃/秒以上，更优选为12.0℃/秒以上，进一步优选为15.0℃/秒以上。上限无需特别限定，但急剧的温度变化会使变形阻力显著变动从而通板性降低，因此优选为50℃/秒以下，更优选为40℃/秒以下，进一步优选为30℃/秒以下，更进一步优选为20℃/秒以下。
再者，上述温度区域中的平均冷却速度，通过进行基于轧制速度及压下率的控制而进行的加工发热的控制以及钢板与辊的接触所致的散热的控制从而控制。而且，通过根据需要进行水冷、感应加热等来控制。另外，上述温度区域中的平均冷却速度，通过利用放射温度计等测定钢板的表面温度、或者在难以测定的情况下通过模拟从而求出。
(终轧温度FT：采用下述式(1)求出的Ar3以上且采用下述式(2)求出的TR以上且1100℃以下)
Ar3(℃)＝901-325×[C]+33×[Si]-92×[Mn]+287×[P]+40×[sol.Al] (1)
TR(℃)＝800+700×[Ti]+1000×[Nb] (2)
其中，上述式(1)及(2)中的[元素符号]表示各元素的以质量％计的含量，在不含有的情况下代入0。
在本实施方式中，通过反复进行精轧中的奥氏体相的加工和再结晶，将金属组织微细化并且谋求抑制织构的发达。因而，终轧温度FT设为采用上述式(1)求出的Ar3以上且采用上述式(2)求出的TR以上。在此，终轧温度FT是指最终轧制完成时的钢板的表面温度。
若FT小于Ar3，则精轧中的铁素体相变进行，生成加工铁素体，因而钢板的伸长率、放边性降低。另外，若FT小于TR，则热轧后冷却前的奥氏体显著地变得扁平，在最终制品的钢板中，成为沿轧制方向伸长的组织，塑性各向异性变大，因而钢板的伸长率及放边性降低。通过将FT设为TR以上，能够适度地促进轧制道次间的加工奥氏体的再结晶，谋求再结晶奥氏体粒的微细化，在热轧后与后述的热轧后的冷却条件相辅相成从而能够得到具有在低温韧性及放边性方面很理想的钢组织及织构的钢板。FT优选为TR+20℃以上，更优选为TR+40℃以上。进一步优选终轧温度FT超过900℃。
另一方面，若FT超过1100℃，则组织粗大化，钢板的低温韧性降低。因此，FT设为1100℃以下。优选为1080℃以下，更优选为1060℃以下。
再者，精轧中的温度是指钢材的表面温度，能够利用放射温度计等进行测定。
(完成精轧后直到开始水冷为止的时间：3.0秒以内)
在精轧完成后，为了有效利用通过轧制而蓄积的应变来谋求金属组织的微细化，在3.0秒以内开始水冷。该水冷可以分为多个阶段来进行。若精轧完成后直到水冷开始为止的时间超过3.0秒，则奥氏体中的应变会回复，难以得到期望的组织。精轧完成后直到开始水冷为止的时间优选为2.0秒以内，更优选为1.0秒以内，进一步优选为0.5秒以内。精轧完成后直到开始水冷为止的时间，为了使精轧完成后的奥氏体再结晶而优选为0.05秒以上。
(FT～750℃的温度区域的平均冷却速度：30℃/秒以上)
为了得到期望的金属组织，从精轧完成的温度(终轧温度：FT(℃))冷却至750℃时的平均冷却速度的控制是重要的。再者，在推算所述平均冷却速度时，作为时间，包括精轧完成后直到水冷开始为止的时间。若上述温度区域中的平均冷却速度小于30℃/秒，则微细组织的形成变得困难，在冷却的过程中铁素体、珠光体析出，钢板的放边性、低温韧性降低。另外，固溶C和固溶B的晶界个数密度减小，剥离的抑制变得困难。因而，上述温度区域中的平均冷却速度设为30℃/秒以上。优选为40℃/秒以上，更优选为50℃/秒以上。上限无需特别限定，但从抑制由热应变引起的板翘曲的观点来看，优选为300℃/秒以下，更优选为200℃/秒以下，进一步优选为150℃/秒以下，更进一步优选为110℃/秒以下。
通过在FT～750℃的温度区域中将精轧结束后的高温区域急速冷却，能够将金属组织更加微细化，钢板的低温韧性更加提高。为此，除了完成了精轧后在0.3秒以内开始水冷，将FT～750℃的平均冷却速度设为30℃/秒以上以外，优选还将FT～FT-40℃的平均冷却速度设为100℃/秒以上。在该情况下，不妨碍所述水冷采用以FT～FT-40℃的温度范围的急冷为目的步骤和进行其后的冷却的多个冷却步骤来进行。若FT～FT-40℃的平均冷却速度小于100℃/秒，则难以得到上述效果。FT～FT-40℃的平均冷却速度优选为120℃/秒以上，更优选为150℃/秒以上。上限无需特别限定，但从抑制钢板内的温度偏差的观点来看，优选为1000℃/秒以下。
上述的精轧结束后的高温区域的急冷(FT～FT-40℃的冷却)不限于精轧的最终机架之后，也可以在轧制机架之间进行。即，可以在进行了急速冷却后的机架中不进行轧制、或者以形状矫正、冷却控制等为目的而施加压下率为8％以下的轧制。在该情况下，急冷后的轧制不包含在精轧工序中。
(750～600℃的滞留时间：20秒以下)
若精轧后的热轧钢板到达750～600℃的温度区域，则从奥氏体向铁素体的相变变得活跃。因而，通过调整在上述温度区域中的滞留时间，能够得到期望的铁素体面积分率。为了以延展性的提高为目的而使更多的铁素体析出，优选在上述温度区域中滞留5秒钟以上。若在上述温度区域中的滞留时间超过20秒，则铁素体过量地析出，珠光体、渗碳体析出，固溶C及固溶B的晶界个数密度减小，因而有可能产生剥离。因而，在上述温度区域中的滞留时间设为20秒以下。优选为17秒以下，更优选为14秒以下。
再者，在本实施方式中，750～600℃的滞留时间表示从精轧后的钢板的温度到达750℃起直到温度降低而到达600℃为止的时间，在该时间范围中钢板未必需要总是被冷却。
(600℃～冷却停止温度(冷却停止温度小于Ms-200℃)的温度区域的平均冷却速度：30℃/秒以上)
为了使未相变奥氏体相变为新鲜马氏体、贝氏体、并且抑制渗碳体的析出，将600℃～冷却停止温度的温度区域的平均冷却速度设为30℃/秒以上，且将冷却停止温度设为小于Ms-200℃。即，将从600℃到的冷却停止温度(冷却停止温度小于Ms-200℃)为止的温度区域的平均冷却速度设为30℃/秒以上。若上述温度区域中的平均冷却速度小于30℃/秒，则因在冷却中形成渗碳体、珠光体等而难以得到期望的金属组织。上述温度区域中的平均冷却速度优选为40℃/秒以上，更优选为50℃/秒以上。上述温度区域中的平均冷却速度的上限没有特别的限定，但从抑制由热应变引起的板翘曲的观点来看，优选为300℃/秒以下，更优选为200℃/秒以下，进一步优选为150℃/秒以下，更进一步优选为110℃/秒以下。
另外，为了使未相变奥氏体进一步相变为新鲜马氏体、贝氏体、并且进一步抑制渗碳体的析出，冷却停止温度优选为Ms-250℃，更优选为Ms-300℃。进一步优选冷却停止温度小于100℃。
(Ms～冷却停止温度(冷却停止温度小于Ms-200℃)的温度区域的平均冷却速度：80℃/秒以上)
为了更加提高钢板的抗拉强度、且抑制渗碳体的析出，并且抑制固溶C和固溶B的晶界个数密度的减小，优选将Ms～冷却停止温度(冷却停止温度小于Ms-200℃)的温度区域的平均冷却速度设为80℃/秒以上。更优选为100℃/秒以上，进一步优选为120℃/秒以上。上限无需特别限定，但从板厚方向的组织的均匀性的观点来看，优选为500℃/秒以下，更优选为400℃/秒以下，进一步优选为300℃/秒以上，更进一步优选为200℃/秒以下。
(热处理工序)
(最高到达温度Tmax：300～720℃)
通过将在热轧工序中生成的新鲜马氏体及贝氏体通过热处理进行回火，另外，通过使Ti、Nb的碳化物析出，能够得到强度、延展性及韧性的平衡性优异的钢板。若最高到达温度Tmax小于300℃，则仅C等的原子量小、容易扩散的元素扩散而生成MA、粗大的渗碳体，因而钢板的韧性、扩孔性劣化。因而，最高到达温度Tmax设为300℃以上。另一方面，在过度地实施了热处理的情况下，难以得到期望的强度，因珠光体、粗大的渗碳体的生成、过量的Ti碳化物的析出，钢板的放边性、韧性劣化。另外，因固溶C和固溶B的晶界个数密度减小，剥离的抑制变得困难。因而，最高到达温度Tmax设为720℃以下。
(回火参数Ps：14.6×Tmax+5891≤Ps≤17.1×Tmax+6223)
在热处理工序中，通过竞争地发生新鲜马氏体及贝氏体的回火以及TiC等碳化物的析出，能够得到强度、加工性、韧性及耐剥离性优异的钢板。具体而言，通过新鲜马氏体及贝氏体被回火，从而软质化，伸长率及韧性提高，与铁素体的硬度差减小，放边性提高。而且，伴随着热处理温度的高温化，新鲜马氏体及贝氏体进而强度减小，但同时会促进TiC等碳化物的析出，因此，通过利用析出强化来弥补由新鲜马氏体及贝氏体的回火引起的强度的减小，能够得到强度、加工性、韧性及耐剥离性优异的钢板。在热处理不充分的情况下，得不到延展性、放边性、韧性及耐剥离性的提高效果。因而，Ps设为14.6×Tmax+5891以上。在过度地实施了热处理的情况下，强度降低，粗大的渗碳体析出，TiC过量地析出，从而钢板的放边性、韧性及耐剥离性劣化。因而，Ps设为17.1×Tmax+6223以下。
回火参数Ps在热处理温度为恒定的情况下能够通过Ps＝(T+273)×(20+log(t))来求出。式中的T是热处理温度(℃)，t是热处理时间(小时)。但是，在热处理温度不恒定的情况下，即，在如连续退火那样温度连续地变化的情况下，能够如非专利文献1所记载的那样采用考虑了热处理工序的方法作为累计回火参数来计算。在本实施方式中，将基于非专利文献1所记载的方法算出的累计回火参数作为回火参数Ps。
回火参数Ps具体而言可通过以下的方法求出。
将从加热开始到加热结束为止的时间以总数为N的微小时间Δt分割。在此，将第(n-1)个区间的平均温度设为Tn-1(℃)，将第n个区间的平均温度设为Tn(℃)。与最初的微小时间(n＝1的情况下的区间)对应的回火参数P(1)能够通过以下的式子来求出。再者，log表示底为10的常用对数。
P(1)＝(T1+273)×(20+log(Δt))
P(1)能够通过以下的式子表示为与基于温度T2及加热时间t2算出的P等价的值。
(T1+273)×(20+log(Δt))＝(T2+273)×(20+log(t2))
时间t2是用于以温度T2获得与基于第2个区间前的区间(也就是说，第1个区间)中的加热而算出的P的累计值等价的P的所需时间(等价时间)。第2个区间(温度T2)中的加热时间，是对时间t2加上实际的加热时间Δt而得到的时间。因此，在第2个区间的加热完成的时间点下的P的累计值P(2)能够通过以下的式子来求出。
P(2)＝(T2+273)×(20+log(t2+Δt))
若将该式子一般化，则成为以下的式(4)。
P(n)＝(Tn+273)×(20+log(tn+Δt)) (4)
时间tn是用于以温度Tn获得与在第(n-1)个区间的加热完成的时间点下的P的累计值等价的P的等价时间。时间tn能够通过式(5)来求出。
log(tn)＝((Tn-1+273)/(Tn+273))×(20+log(tn-1))-20 (5)
通过以上的方法得到的第N个回火参数P(n)是在第N个区间的加热完成的时间点下的P的累计值，这是Ps。
在本实施方式中，也可以通过在上述的热处理工序中实施镀覆而制成为镀层钢板。即使在热处理后实施镀覆的情况下，也将热处理工序和镀覆工序视为连续的工序，如果在上述的热处理条件的范围内实施镀覆就没有问题。镀覆不论是电镀和热浸镀的哪一种都可以。镀层种类也没有特别的限制，但一般是包括锌镀层和锌合金镀层在内的锌系镀层。作为镀层钢板的例子，可例示电镀锌钢板、电镀锌-镍合金钢板、热浸镀锌钢板、合金化热浸镀锌钢板、热浸镀锌-铝合金钢板等。镀层附着量可以是一般的量。也可以在实施镀覆前作为预镀而在表面镀Ni等。
在制造本实施方式涉及的钢板时，也可以以形状矫正为目的而适当实施公知的调质轧制。
本实施方式涉及的钢板的板厚并没有特别的限定，但在板厚过厚的情况下，在钢板表层和内部生成的组织显著不同，因此优选为6.0mm以下。另一方面，若板厚度过薄，则热轧时的通板变得困难，因此一般优选为1.0mm以上。更优选为1.2mm以上。
实施例
接着，通过实施例来更具体地说明本发明的一方式的效果，但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、且能达到本发明的目的，本发明就能够采用各种条件。
熔炼具有表1中所示的化学组成的钢并进行铸造后，通过热锻而制成为30～40mm厚度的钢坯。将得到的钢坯加热，利用试验用小型串列式轧机，不论在超过FT+50℃且为FT+150℃以下的温度区域和FT～FT+50℃的温度区域中的哪个温度区域中都进行2～4道次的多次的轧制，来实施热轧，使板厚成为2.5～3.5mm，实施热处理，由此得到钢板。在表2A及表2B中示出制造条件。再者，推算回火参数Ps时的时间间隔设为1秒。另外，对于一部分钢板，实施了镀覆。
Figure BDA0003189752290000291
Figure BDA0003189752290000301
Figure BDA0003189752290000311
对于得到的钢板，通过上述的方法求出距钢板表面为板厚的1/4的深度位置处的金属组织的面积分率、平均晶体粒径及固溶C和固溶B的合计的晶界个数密度、以及板厚中心部的各晶体取向的极密度。再者，在板厚中心部的晶体取向的极密度的测定中，测定了大约3000～8000个的bcc的晶粒取向信息。
为了评价得到的钢板的机械特性，抗拉强度TS(MPa)、断裂总伸长率El(％)依照JIS Z 2241：2011采用5号试样进行了评价。放边性采用依照JIS Z 2256：2010测定的扩孔率λ(％)进行了评价。低温韧性采用断口转变临界温度vTrs(℃)进行评价，依照JIS Z2242：2005，使用将钢板加工成2.5mm小尺寸试样而得到的V缺口试样进行夏比冲击试验来评价。关于耐剥离性的评价，采用JIS Z 2256：2010中所记载的方法在钢板冲裁出3个孔，通过目视来确认有无剥离的产生。
在表3A及表3B中示出金属组织、织构及机械特性的试验结果。再者，表3及表3B中的镀层一栏的GI表示热浸镀锌层，GA表示合金化热浸镀锌层。
关于抗拉强度，将780MPa以上的情况视为高强度而评价为合格，关于vTrs(℃)，将-40℃以下视为低温韧性优异而评价为合格。关于加工性，采用强度-断裂总伸长率平衡(TS×El)及强度-放边性平衡(TS×λ)来评价。关于TS×El(MPa·％)，将12000MPa·％以上的情况视为高强度且伸长率优异而评价为合格，关于TS×λ(MPa·％)，将50000MPa·％以上的情况视为高强度且放边性优异而评价为合格。产生了剥离的情况在表中表示为Bad(差)，将无剥离的情况判定为合格，并在表中表示为Good(好)。
Figure BDA0003189752290000331
Figure BDA0003189752290000341
根据表3A及表3B可知，本实施方式涉及的钢板(发明例)具有高强度，低温韧性、伸长率、放边性优异，且无剥离的产生。另一方面可知，比较例的某一项以上的特性差。
产业上的可利用性
根据本发明涉及的上述一方式，能够提供具有高强度、且伸长率、放边性、低温韧性及耐剥离性优异的钢板及其制造方法以及具有上述诸特性的镀层钢板。如果将本发明涉及的钢板或镀层钢板作为汽车的内板构件、结构构件、行走部分构件等的部件的原料使用，则加工成部件形状是容易的，也能够耐受在极寒冷地区的使用，因此产业上的贡献极其显著。

Claims (9)

1.一种钢板，其特征在于，
化学组成以质量％计含有
C：0.02～0.15％、
Si：0.005～2.000％、
Mn：1.00～3.00％、
Ti：0.010～0.200％、
sol.Al：0.001～1.000％、
N：0.0010～0.0100％、
P：0.100％以下、
S：0.0100％以下、
Nb：0～0.100％、
V：0～0.500％、
Mo：0～0.500％、
Cu：0～1.00％、
Ni：0～1.00％、
Cr：0～2.00％、
B：0～0.0020％、
Ca：0～0.0100％、
Mg：0～0.0100％、
REM：0～0.0100％、和
Bi：0～0.0200％，
余量包含Fe及杂质，
在距表面为板厚的1/4的深度位置处，
回火马氏体和回火贝氏体的合计面积分率为10％以上且100％以下，铁素体的面积分率为0％以上且90％以下，残余奥氏体的面积分率为0％以上且小于4％，所述残余奥氏体、新鲜马氏体、渗碳体和珠光体的合计面积分率为0％以上且10％以下，
平均晶体粒径为15.0μm以下，
固溶C和固溶B的合计的晶界个数密度为1.0个/nm2以上且12.0个/nm2以下，
板厚中心部的{211}<011>和{332}<113>的极密度的合计为12.0以下，
抗拉强度为780MPa以上。
2.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，
所述化学组成以质量％计含有选自
Nb：0.001～0.100％、
V：0.005～0.500％、
Mo：0.001～0.500％、
Cu：0.02～1.00％、
Ni：0.02～1.00％、
Cr：0.02～2.00％、
B：0.0001～0.0020％、
Ca：0.0002～0.0100％、
Mg：0.0002～0.0100％、
REM：0.0002～0.0100％、和
Bi：0.0001～0.0200％
之中的1种或2种以上。
3.一种钢板的制造方法，是权利要求1或2所述的钢板的制造方法，其特征在于，
具有：对具有权利要求1或2所述的化学组成的板坯或钢坯使用多个轧制机架实施多道次热轧的工序和实施热处理的工序，
在实施所述多道次热轧的工序中，
将加热温度设为1200～1350℃，
在将终轧温度以单位℃表示为FT时，将超过所述FT+50℃且为所述FT+150℃以下的温度区域的合计压下率设为50％以上，将所述FT～所述FT+50℃的温度区域的合计压下率设为40～80％，将所述FT～所述FT+50℃的温度区域的轧制所需要的时间设为0.5～10.0秒，
在超过所述FT+50℃且为所述FT+150℃以下的所述温度区域和所述FT～所述FT+50℃的所述温度区域中分别进行2道次以上的轧制，
将所述FT～所述FT+100℃的温度区域的平均冷却速度设为6.0℃/秒以上，
将所述FT设为采用下述式(1)求出的Ar3以上且采用下述式(2)求出的TR以上且1100℃以下从而完成精轧后，在3.0秒以内开始水冷，
将所述FT～750℃的温度区域的平均冷却速度设为30℃/秒以上，在750～600℃的温度区域中滞留20秒钟以下后，将600℃～冷却停止温度的温度区域的平均冷却速度设为30℃/秒以上而进行冷却，所述冷却停止温度小于Ms-200℃，
在实施所述热处理的工序中，
将所述热处理时的最高到达温度Tmax设为300～720℃，将回火参数Ps设为14.6×Tmax+5891以上且17.1×Tmax+6223以下，
Ar3(℃)＝901-325×[C]+33×[Si]-92×[Mn]+287×[P]+40×[sol.Al] (1)
TR(℃)＝800+700×[Ti]+1000×[Nb] (2)
其中，所述式(1)和(2)中的各元素符号表示各元素的以质量％计的含量，在不含有的情况下代入0。
4.根据权利要求3所述的钢板的制造方法，其特征在于，
在实施所述多道次热轧的工序中，将Ms～冷却停止温度的温度区域的平均冷却速度设为80℃/秒以上，所述Ms采用下述式(3)求出，所述冷却停止温度小于Ms-200℃，
Ms(℃)＝561-474×[C]-33×[Mn]-17×[Ni]-21×[Mo] (3)
其中，所述式(3)中的各元素符号表示各元素的以质量％计的含量，在不含有的情况下代入0。
5.根据权利要求3或4所述的钢板的制造方法，其特征在于，
在实施所述多道次热轧的工序中，所述精轧完成后在0.3秒以内开始所述水冷，并且进行所述FT～所述FT-40℃的温度区域的平均冷却速度为100℃/秒以上的冷却。
6.根据权利要求5所述的钢板的制造方法，其特征在于，
在实施所述多道次热轧的工序中，在所述轧制机架间进行下述工序，所述工序是进行所述FT～所述FT-40℃的温度区域的平均冷却速度为100℃/秒以上的所述冷却的工序。
7.一种镀层钢板，其特征在于，
在权利要求1或2所述的钢板的表面形成有镀层。
8.根据权利要求7所述的镀层钢板，其特征在于，
所述镀层是热浸镀锌层。
9.根据权利要求7所述的镀层钢板，其特征在于，
所述镀层是合金化热浸镀锌层。
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