CN114945690A - 钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

该钢板具有满足下述式(1)的规定的成分组成，距离表面在板厚方向上为板厚的1/4位置处的显微组织如下：以体积％计含有铁素体：95％以上、剩余组织：5％以下，未再结晶铁素体在上述铁素体中所占的比例为5％以下，上述铁素体的(200)面的峰处的半值宽度w及X射线波长λ满足下述式(2)。0.80≤{(Ti/48‑N/14)+Nb/93}/(C/12)≤5.00(1)w×λ≥0.20(2)。

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2020年1月8日在日本申请的特愿2020-001529号而主张优先权，并将其内容援引于此。
背景技术
近年来，对于汽车，为了将车身轻量化来提高燃料效率、降低二氧化碳气体的排放量，另外，为了在碰撞时吸收碰撞能量来确保乘客的保护和安全，大量地使用了高强度钢板。但是，一般而言，如果将钢板高强度化，则变形能力(延展性、弯曲性等)降低。
例如，专利文献1中公开了一种能够兼顾高强度和优异的成形性的抗拉强度为900MPa以上的高强度钢板。就专利文献1而言，在钢组织中，以面积率计将铁素体设定为5％～80％，将自回火马氏体设定为15％以上，并且将贝氏体设定为10％以下，将残余奥氏体设定为5％以下，将淬火状态的马氏体设定为40％以下，将自回火马氏体的平均硬度设定为HV≤700，并且将自回火马氏体中的5nm～0.5μm的铁系碳化物的平均析出个数设定为每1mm2为5×104个以上。
专利文献2中公开了一种具有抗拉强度为900MPa以上、并且具有良好的焊接性、伸长率也良好的薄钢板。就专利文献2的薄钢板而言，公开了具有下述钢组织：铁素体以面积率计为25％～65％，在马氏体晶粒内析出有铁系碳化物的马氏体以面积率计为35％～75％，作为剩余组织包含面积率合计为20％以下(包含0％)的除上述铁素体及上述马氏体以外的组织，上述铁素体及上述马氏体的平均粒径分别为5μm以下，上述铁素体与上述马氏体的界面上的Si及Mn的合计以原子浓度计为5％以上。
在专利文献3中公开了一种冷轧钢板，其具有下述钢组织：含有合计为60面积％以上的铁素体及贝氏体、以及3面积％～20面积％的残余奥氏体，上述铁素体及贝氏体的平均粒径为0.5μm～6.0μm，上述残余奥氏体中的C浓度为0.5质量％～1.2质量％，所述冷轧钢板具有下述元素浓度分布：距离钢板表面为50μm深度位置处的沿轧制方向伸展的Mn浓集部及Si浓集部的轧制直角方向的平均间隔为1000μm以下，所述冷轧钢板具有下述表面性状：钢板表面的裂纹的最大深度为4.5μm以下、并且宽度为6μm以下且深度为2μm以上的裂纹的数密度为10个/50μm以下，所述冷轧钢板具有下述机械特性：抗拉强度(TS)为800MPa～1200MPa，3％～8％的塑性应变区域中的加工硬化指数(n3-8)为0.10以上，弯曲性满足式(R/t≤1.5)。
这里，就汽车的侧面板、车盖等中使用的外板用钢板而言，要求抗凹陷性优异。为了提高抗凹陷性，提高屈服强度来谋求高强度化是有效的。另一方面，在进行压制成形时，为了抑制面应变的产生、并且确保高的面精度，需要降低屈服强度。作为满足如此相冲突的要求特性、兼顾压制成形性和高强度化的钢板，开发了烘烤硬化钢板(BH钢板)。
该BH钢板是通过在压制成形后实施包含高温加热和高温保持的涂装烘烤处理来使屈服强度上升的钢板。BH钢板为了在涂装烘烤处理后使屈服强度上升，需要烘烤硬化性(BH性)优异。特别是，为了车身轻量化而期望成形出复杂的形状等在外板用钢板中导入比以往更大的应变，为了应对该期望，要求即使是高应变区域也具有优异的烘烤硬化性的钢材。
本发明的发明者们进行了研究，结果获知：就专利文献1～3而言，有时烘烤硬化性(BH性)不充分。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：国际公开第2009/096596号
专利文献2：国际公开第2018/030503号
专利文献3：日本专利第5659929号公报
发明内容
发明所要解决的课题
本发明是鉴于如上所述在钢板中除了要求成形性的提高以外、还要求高应变区域中的BH性的提高这一事项而进行的。本发明的目的是就钢板(包含镀锌钢板、锌合金镀覆钢板、合金化锌镀覆钢板、合金化锌合金镀覆钢板)而言，提供成形性及高应变区域中的BH性优异的钢板及其制造方法。
用于解决课题的手段
本发明的主旨如下所述。
[1]本发明的一个方案的钢板的成分组成以质量％计含有：
C：0.0003～0.0100％、
Si：0.005～1.500％、
Mn：0.010～3.000％、
Al：0.005～1.000％、
P：0.100％以下、
S：0.0200％以下、
N：0.0150％以下、
O：0.0100％以下、
V：0～0.50％、
Cr：0～1.00％、
Ni：0～1.00％、
Cu：0～1.00％、
Mo：0～1.00％、
W：0～1.00％、
B：0～0.0100％、
Sn：0～1.00％、
Sb：0～0.20％、及
Ca、Ce、Mg、Zr、La及REM中的1种或2种以上的合计：0～0.0100％，
含有Ti：0.010～0.100％及Nb：0.005～0.060％中的1种或2种，
满足下述式(1)，
剩余部分包含Fe及杂质，
其中，距离表面在板厚方向上为板厚的1/4位置处的显微组织如下：
以体积％计含有铁素体：95％以上、剩余组织：5％以下，
未再结晶铁素体在上述铁素体中所占的比例为5％以下，
上述铁素体的(200)面的峰处的半值宽度w及X射线波长λ满足下述式(2)。
0.80≤{(Ti/48-N/14)+Nb/93}/(C/12)≤5.00 (1)
w×λ≥0.20 (2)
上述式(1)中的Ti、N、Nb及C表示各元素的以质量％计的含量，在不含有该元素的情况下代入0。
[2]根据上述(1)所述的钢板，其中，上述成分组成也可以以质量％计含有选自下述元素中的1种以上：
V：0.01～0.50％、
Cr：0.05～1.00％、
Ni：0.05～1.00％、
Cu：0.05～1.00％、
Mo：0.03～1.00％、
W：0.03～1.00％、
B：0.0005～0.0100％、
Sn：0.01～1.00％、
Sb：0.005～0.20％、及
Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM中的1种或2种以上的合计：0.0001～0.0100％。
[3]根据上述(1)或(2)所述的钢板，其中，上述显微组织中所含的上述铁素体的平均晶体粒径也可以为6.0～15.0μm。
[4]根据上述(1)～(3)中任一项所述的钢板，其中，也可以在上述表面具有锌镀层。
[5]根据上述(1)～(3)中任一项所述的钢板，其中，也可以在上述表面具有锌合金镀层。
[6]根据上述(4)或(5)所述的钢板，其中，上述锌镀层或上述锌合金镀层中的Fe含量也可以以质量％计为7.0～13.0％。
[7]本发明的另一个方案的钢板的制造方法是制造上述(1)～(3)中任一项所述的钢板的方法，其具备下述工序：
热轧工序，其将具有上述(1)所述的成分组成的钢坯加热至1200～1320℃，按照使热轧完成温度成为880℃以上的方式完成热轧，按照使热轧完成温度～500℃的温度区域的平均冷却速度成为20℃/秒以上的方式进行冷却来制成热轧钢板；
将上述热轧钢板加热至500～700℃的温度区域的再加热工序；
将上述热轧钢板冷却至室温为止的冷却工序；
将上述热轧钢板按照使合计压下率成为60～90％、冷轧完成温度成为250℃以下的方式进行冷轧来制成冷轧钢板的冷轧工序；
将上述冷轧钢板加热至700～850℃的退火温度，并冷却至80℃以下的温度区域为止的退火工序；和
将上述冷轧钢板按照使合计压下率成为0.05～2.00％的方式进行调质轧制的调质轧制工序，
其中，在上述再加热工序中，在500～700℃的温度区域中，满足下述式(3)，
在上述退火工序中，
在向上述退火温度的加热过程中，在700℃～上述退火温度的温度区域中，满足下述式(4)，
在从上述退火温度起的冷却过程中，在500～700℃的上述温度区域中，满足下述式(5)，
在80～500℃的温度区域中，赋予20MPa以上的张力并且进行弯曲加工。
Figure BDA0003729785870000051
Figure BDA0003729785870000052
K20≥1.50×104 式(3)
在上述式(3)中，K20是表示在将再加热工序的500～700℃的上述温度区域中的温度历程相对于时间进行20等分的情况下的第20个区间中的Ti和/或Nb的碳氮化物的析出的进行程度的指标。tn及Kn是将再加热工序的500～700℃的温度区域中的温度历程相对于时间进行20等分、将其第n个区间中的平均温度设定为Tn[℃]来计算的值。ΔtK表示将上述温度区域中的总滞留时间分成20份而得到的时间[小时]。C、Nb及Ti表示各个元素的含量[质量％]。其中，设定为t1＝ΔtK。
Figure BDA0003729785870000061
在上述式(4)中，Ri是表示700℃～上述退火温度的上述温度区域中的再结晶的进行程度及C从晶体晶界处存在的Ti和/或Nb的碳氮化物向晶粒内扩散的进行程度的指标。Rm是将在退火工序的加热过程中从700℃到达至退火温度为止的期间的钢板的温度历程相对于时间进行10等分、将第m个区间中的平均温度设定为Tm[℃]来计算的值。ΔtR表示将700℃～上述退火温度的上述温度区域中的总滞留时间分成10份而得到的时间[秒]。K20为通过上述式(3)得到的值。A及B为常数项，A为9.67×109，B为1.25×104。
Figure BDA0003729785870000062
Figure BDA0003729785870000063
在上述式(5)中，Pj是表示700～500℃的温度区域中的C的析出的进行程度的指标。Pk是将在退火工序的冷却过程中从达到700℃至达到500℃为止的期间的钢板的温度历程相对于时间进行10等分、将第k个区间中的平均温度设定为Tk[℃]来计算的值。ΔtP表示将上述温度区域中的总滞留时间分成10份而得到的时间[秒]。R10是在式(4)中的Rm的m中代入10而得到的值。D、E及F为常数项，D为4.47×104，E为2.11×100，F为1.25×104。
[8]根据上述(7)所述的钢板的制造方法，其中，在上述退火工序的上述冷却过程中，也可以对上述冷轧钢板实施热浸镀锌处理。
[9]根据上述(7)所述的钢板的制造方法，其中，在上述退火工序的上述冷却过程中，也可以对上述冷轧钢板实施热浸镀锌合金处理。
[10]根据上述(8)或(9)所述的钢板的制造方法，其中，在上述退火工序的上述冷却过程中，也可以在上述热浸镀锌处理后或上述热浸镀锌合金处理后实施合金化处理。
发明效果
根据本发明的上述方案，能够提供成形性及BH性优异的钢板及其制造方法。
具体实施方式
以下，对本实施方式的钢板及其制造方法依次进行说明。首先，对本实施方式的钢板的成分组成(化学组成)的限定理由进行说明。对于以下记载的夹有“～”所记载的数值限定范围，下限值及上限值包含在其范围内。对于表示为“低于”、“超过”的数值，该值不包含在数值范围内。关于成分组成的“％”全部表示“质量％”。
本实施方式的钢板的成分组成以质量％计含有C：0.0003～0.0100％、Si：0.005～1.500％、Mn：0.010～3.000％、Al：0.005～1.000％、P：0.100％以下、S：0.0200％以下、N：0.0150％以下、O：0.0100％以下、V：0～0.50％、Cr：0～1.00％、Ni：0～1.00％、Cu：0～1.00％、Mo：0～1.00％、W：0～1.00％、B：0～0.0100％、Sn：0～1.00％、Sb：0～0.20％以及Ca、Ce、Mg、Zr、La及REM中的1种或2种以上的合计：0～0.0100％，含有Ti：0.010～0.100％及Nb：0.005～0.060％中的1种或2种，满足式(1)(0.80≤{(Ti/48-N/14)+Nb/93}/(C/12)≤5.00)，剩余部分包含Fe及杂质。以下，对各元素进行说明。
C：0.0003～0.0100％
C是大大提高钢板强度的元素。如果C含量为0.0003％以上，则可得到充分的抗拉强度(最大抗拉强度)，因此C含量设定为0.0003％以上。为了进一步提高钢板的抗拉强度，C含量优选为0.0005％以上，更优选为0.0010％以上。
此外，如果C含量为0.0100％以下，则能够抑制在热处理后生成大量的残余奥氏体，能够确保BH性。此外，能够确保钢板的成形性。因此，C含量设定为0.0100％以下。为了进一步提高BH性，C含量优选为0.0090％以下，更优选为0.0080％以下。
Si：0.005～1.500％
Si是将铁系碳化物微细化、有助于提高强度-成形性平衡的元素。为了提高强度-成形性平衡，Si含量设定为0.005％以上。优选为0.025％以上。特别是从提高强度的观点出发，更优选设定为0.100％以上。
此外，如果Si含量为1.500％以下，则不易形成作为破坏的起点起作用的粗大的Si氧化物，变得不易产生开裂，能够抑制钢的脆化。因此，Si含量设定为1.500％以下。Si含量优选为1.300％以下，更优选为1.000％以下。
Mn：0.010～3.000％
Mn是提高钢的淬透性、有助于强度的提高的元素。为了得到所期望的强度，Mn含量设定为0.010％以上。优选为0.050％以上，更优选为0.200％以上。
此外，如果Mn含量为3.000％以下，则能够抑制因铸造时的Mn的不均匀存在而有损钢板内的宏观的均质性从而导致钢板的成形性劣化。在Mn含量为3.000％以上的情况下，钢的Ac1温度降低，退火工序中生成的铁素体量降低，因此成形性劣化。因此，Mn含量设定为3.000％以下。为了得到更良好的成形性，Mn含量优选为2.800％以下，更优选为2.600％以下。
Al：0.005～1.000％
Al是作为脱氧材发挥功能的元素。如果Al含量为0.005％以上，则能够充分获得脱氧效果，因此Al含量设定为0.005％以上。优选为0.010％以上，更优选为0.020％以上。
Al也是形成成为破坏的起点的粗大的氧化物、将钢脆化的元素。如果Al含量为1.000％以下，则能够抑制作为破坏的起点起作用的粗大的氧化物的生成，能够抑制铸坯变得容易开裂。因此，Al含量设定为1.000％以下。Al含量优选为0.800％以下，更优选为0.600％以下。
P：0.100％以下
P是将钢脆化、而且将点焊中产生的熔融部脆化的元素。如果P含量为0.100％以下，则能够抑制钢板脆化而在生产工序中变得容易开裂。因此，P含量设定为0.100％以下。从生产率的观点出发，P含量优选为0.050％以下，更优选为0.030％以下。
P含量的下限包括0％，但通过将P含量设定为0.001％以上，能够进一步抑制制造成本，因此也可以将0.001％设定为下限。
S：0.0200％以下
S是形成Mn硫化物、使延展性、扩孔性、拉伸凸缘性及弯曲性等成形性劣化的元素。如果S含量为0.0200％以下，则能够抑制钢板的成形性显著降低，因此S含量设定为0.0200％以下。S含量优选为0.0100％以下，更优选为0.0080％以下。
S含量的下限包括0％，但通过将S含量设定为0.0001％以上，能够进一步抑制制造成本，因此也可以将0.0001％设定为下限。
N：0.0150％以下
N是形成氮化物、使延展性、扩孔性、拉伸凸缘性及弯曲性等成形性劣化的元素。如果N含量为0.0150％以下，则能够抑制钢板的成形性降低，因此N含量设定为0.0150％以下。此外，N也是在焊接时产生焊接缺陷从而阻碍生产率的元素。因此，N含量优选为0.0120％以下，更优选为0.0100％以下。
N含量的下限包括0％，但通过将N含量设定为0.0005％以上，能够进一步抑制制造成本，因此也可以将0.0005％设定为下限。
O：0.0100％以下
O是形成氧化物、阻碍延展性、扩孔性、拉伸凸缘性及弯曲性等成形性的元素。如果O含量为0.0100％以下，则能够抑制钢板的成形性显著降低，因此O含量设定为0.0100％以下。优选为0.0080％以下，更优选为0.0050％以下。
O含量的下限包括0％，但通过将O含量设定为0.0001％以上，能够进一步抑制制造成本，因此也可以将0.0001％设定为下限。
Ti：0.010～0.100％及Nb：0.005～0.060％中的1种或2种
Ti是具有下述效果的元素：减少产生作为破坏的起点起作用的粗大的夹杂物的S、N及O。此外，Ti具有将组织微细化、提高钢板的强度-成形性平衡的效果。Nb是下述元素：通过由析出物带来的强化、由抑制铁素体晶粒的生长带来的细粒化强化及由抑制再结晶带来的位错强化，从而有助于钢板强度的提高。进而，Ti及Nb会形成碳氮化物而将碳及氮固定，抑制固溶碳在铁素体晶粒内过量地残存。此外，通过含有期望量的Ti或Nb，能够提高钢板的BH性。为了得到这些效果，含有Ti及Nb中的1种或2种。为了可靠地得到上述效果，含有Ti：0.010％以上及Nb：0.005％以上中的1种或2种。此外，如果含有0.010％以上的Ti或0.005％以上的Nb，则另一种元素即使作为杂质以低于其下限值被包含也没有问题。如果Ti及Nb中的任一者都不被包含规定的量，则有可能因过量残存的固溶碳而使屈服点上升，产生屈服拉伸。
此外，如果Ti含量为0.100％以下，则能够抑制粗大的Ti硫化物、Ti氮化物、Ti氧化物的形成，能够抑制钢板的成形性劣化。此外，能够降低未再结晶铁素体的比例，能够确保钢板的成形性。因此，Ti含量设定为0.100％以下。Ti含量优选设定为0.075％以下，更优选设定为0.060％以下。如果Nb含量为0.060％以下，则能够促进再结晶而抑制未再结晶铁素体残存，能够确保钢板的成形性。因此，Nb含量设定为0.060％以下。Nb含量优选为0.050％以下，更优选为0.040％以下。
本实施方式的钢板的成分组成的剩余部分也可以为Fe及杂质。作为杂质，可例示出从钢原料或废料中和/或在炼钢过程中不可避免地混入、在不阻碍本实施方式的钢板的特性的范围内被容许的元素。作为杂质，可列举出H、Na、Cl、Co、Zn、Ga、Ge、As、Se、Tc、Ru、Rh、Pd、Ag、Cd、In、Te、Cs、Ta、Re、Os、Ir、Pt、Au、Pb、Bi、Po。杂质也可以合计含有0.100％以下。
本实施方式的钢板也可以含有以下的元素作为任选元素来代替Fe的一部分。在不含有以下的任选元素的情况下的含量为0％。
V：0～0.50％
V是下述的元素：通过由析出物带来的强化、由抑制铁素体晶粒的生长带来的细粒化强化及由抑制再结晶带来的位错强化，从而有助于钢板强度的提高。V也可以未必含有，因此V含量的下限包括0％。为了充分得到由V带来的强度提高效果，V含量优选为0.01％以上，更优选为0.03％以上。
此外，如果V含量为0.50％以下，则能够抑制碳氮化物大量地析出从而钢板的成形性降低。因此，V含量设定为0.50％以下。
Cr：0～1.00％
Cr是提高钢的淬透性、有助于钢板强度的提高的元素，是可代替Mn的一部分的元素。Cr也可以未必含有，因此Cr含量的下限包括0％。为了充分得到由Cr带来的强度提高效果，Cr含量优选为0.05％以上，更优选为0.20％以上。
此外，如果Cr含量为1.00％以下，则能够抑制形成可成为破坏的起点的粗大的Cr碳化物。因此，Cr含量设定为1.00％以下。
Ni：0～1.00％
Ni是抑制高温下的相变、有助于钢板强度的提高的元素，是可代替Mn的一部分的元素。Ni也可以未必含有，因此Ni含量的下限包括0％。为了充分得到由Ni带来的强度提高效果，Ni含量优选为0.05％以上，更优选为0.20％以上。
此外，如果Ni含量为1.00％以下，则能够抑制钢板的焊接性降低，因此Ni含量设定为1.00％以下。
Cu：0～1.00％
Cu是以微细的粒子存在于钢中、有助于钢板强度的提高的元素，是可代替C和/或Mn的一部分的元素。Cu也可以未必含有，因此Cu含量的下限包括0％。为了充分得到由Cu带来的强度提高效果，Cu含量优选为0.05％以上，更优选为0.15％以上。
此外，如果Cu含量为1.00％以下，则能够抑制钢板的焊接性降低，因此Cu含量设定为1.00％以下。
Mo：0～1.00％
Mo是抑制高温下的相变、有助于钢板强度的提高的元素，或是可代替Mn的一部分的元素。Mo也可以未必含有，因此Mo含量的下限包括0％。为了充分得到由Mo带来的强度提高效果，Mo含量优选为0.03％以上，更优选为0.06％以上。
此外，如果Mo含量为1.00％以下，则能够抑制热加工性降低从而生产率降低。因此，Mo含量设定为1.00％以下。
W：0～1.00％
W是抑制高温下的相变、有助于钢板强度的提高的元素，是可代替C和/或Mn的一部分的元素。W也可以未必含有，因此W含量的下限包括0％。为了充分得到由W带来的强度提高效果，W含量优选为0.03％以上，更优选为0.10％以上。
此外，如果W含量为1.00％以下，则能够抑制热加工性降低从而生产率降低，因此W含量设定为1.00％以下。
B：0～0.0100％
B是抑制高温下的相变、有助于钢板强度的提高的元素，是可代替Mn的一部分的元素。B也可以未必含有，因此B含量的下限包括0％。为了充分得到由B带来的强度提高效果，B含量优选为0.0005％以上，更优选为0.0010％以上。
此外，如果B含量为0.0100％以下，则能够抑制生成B析出物从而钢板的强度降低，因此B含量设定为0.0100％以下。
Sn：0～1.00％
Sn是抑制晶粒的粗大化、有助于钢板强度的提高的元素。Sn也可以未必含有，因此Sn含量的下限包括0％。为了充分得到由Sn带来的效果，Sn含量更优选为0.01％以上。
此外，如果Sn含量为1.00％以下，则能够抑制钢板脆化而在轧制时发生断裂，因此Sn含量设定为1.00％以下。
Sb：0～0.20％
Sb是抑制晶粒的粗大化、有助于钢板强度的提高的元素。Sb也可以未必含有，因此Sb含量的下限包括0％。为了充分得到上述效果，Sb含量优选为0.005％以上。
此外，如果Sb含量为0.20％以下，则能够抑制钢板脆化而在轧制时发生断裂，因此Sb含量设定为0.20％以下。
Ca、Ce、Mg、Zr、La及REM中的1种或2种以上：合计为0～0.0100％
本实施方式的钢板的成分组成也可以根据需要含有Ca、Ce、Mg、Zr、La及REM中的1种或2种以上。Ca、Ce、Mg、Zr、La及REM是有助于钢板的成形性的提高的元素。Ca、Ce、Mg、Zr、La及REM中的1种或2种以上的合计的下限包括0％，但为了充分得到成形性提高效果，优选合计为0.0001％以上，更优选为0.0010％以上。
此外，如果Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM中的1种或2种以上的含量的合计为0.0100％以下，则能够抑制钢板的延展性降低。因此，上述元素的含量合计设定为0.0100％以下。优选为0.0050％以下。
REM(Rare Earth Metal)是指属于镧系元素系列的元素群中的除了个别特定的La、Ce以外的元素群。它们在大多情况下是以混合稀土金属的形态添加，但除了La、Ce以外，也可以不可避免地含有镧系元素系列的元素。
0.80≤{(Ti/48-N/14)+Nb/93}/(C/12)≤5.00 (1)
本实施方式的钢板的化学组成满足上述式(1)。通过满足上述式(1)，能够抑制下述事项：显微组织中的渗碳体量增加从而钢板的成形性劣化、及BH性劣化。
此外，上述式(1)中的Ti、N、Nb及C表示各元素的以质量％计的含量，在不含有该元素的情况下代入0。此外，在包含Ti和N的括弧内的值(Ti/48-N/14)变成负的情况下，作为该括弧内的值，代入0。
接下来，对本实施方式的钢板的显微组织进行说明。
本实施方式的钢板在距离表面在板厚方向上为板厚的1/4位置处的显微组织中，以体积％计含有铁素体：95％以上、剩余组织：5％以下，未再结晶铁素体在上述铁素体中所占的比例为5％以下，铁素体的(200)面的峰处的半值宽度w及X射线波长λ(w的单位为角度(degree)，λ的单位为
Figure BDA0003729785870000131
)满足下述式(2)。
在本实施方式中，规定距离表面在板厚方向上为板厚的1/4位置处的显微组织是由于该位置的显微组织显示出钢板的代表性的显微组织，其与钢板的机械特性的相关性强。需要说明的是，显微组织中的下述组织的比例都为体积率。
w×λ≥0.20 (2)
需要说明的是，w×λ的单位为
Figure BDA0003729785870000141
铁素体：95％以上
铁素体是成形性优异的组织。如果铁素体的体积率为95％以上，则能够得到所期望的成形性。因此，铁素体的体积率设定为95％以上。铁素体的体积率优选为97％以上。由于铁素体优选较多，因此铁素体的体积率也可以为100％。
需要说明的是，这里所谓的铁素体中也包含未再结晶铁素体。
剩余组织：5％以下
在本实施方式中，剩余组织是使钢板的成形性劣化的组织。通过将剩余组织的体积率设定为5％以上，能够确保钢板的成形性，因此剩余组织的体积率设定为5％以下。剩余组织也可以不存在，因此剩余组织的体积率也可以为0％。本实施方式中的剩余组织是指针状铁素体、块状铁素体、珠光体、贝氏体、马氏体、残余奥氏体。
未再结晶铁素体在铁素体中所占的比例：5％以下
未再结晶铁素体是在内部残存有因冷轧等而导入的应变的铁素体，与通常的铁素体相比强度高但延展性低劣。因而，在本实施方式的钢板中，未再结晶铁素体在铁素体中所占的比例限制为5％以下。未再结晶铁素体在铁素体中所占的比例优选设定为3％以下，更优选为1％以下。为了提高钢板的成形性，更进一步优选不含未再结晶铁素体，因此未再结晶铁素体在铁素体中所占的比例也可以为0％。
以下，对铁素体的体积率的测定方法进行说明。
从钢板中采集以与钢板的轧制方向平行并且与钢板表面垂直的截面作为观察面的试验片。将试验片的观察面进行研磨后，进行硝酸乙醇蚀刻。在观察面中，按照使距离表面在板厚方向上为板厚的1/4位置成为中心的方式，在距离表面为t/8～3t/8(t为板厚)的区域中，在1个以上的视场中，以1000～3000倍的倍率，用场发射型扫描型电子显微镜(FE-SEM：Field Emission Scanning Electron Microsope)对合计为2.0×10-9m2以上的面积进行观察。
基于组织的形态(晶粒的形状、碳化物的生成状态等)来鉴定铁素体，测定其面积率(面积％)。具体而言，将下述区域视为除铁素体以外的组织，将其他的区域视为铁素体：晶粒的形状为板条状的区域、和在晶粒内存在多个能够以上述倍率观察的长径为1.0μm以下的微细的碳化物的区域。将所得到的铁素体的面积率视为铁素体的体积率。由此，得到铁素体的体积率。需要说明的是，这里所求出的铁素体的体积率中也包含未再结晶铁素体的体积率。
在对多个视场进行观察的情况下，在各视场中进行解析的面积分别设定为4.0×10-10m2以上。此外，在面积率的测定中，在各视场中通过点计数法来进行，与轧制方向平行地画15根线、同样垂直地画15根线，在由这些线构成的225个交点中判别组织。
铁素体的平均晶体粒径：6.0～15.0μm
在上述显微组织中，铁素体的平均晶体粒径优选为6.0～15.0μm。通过将铁素体的平均晶体粒径设定为6.0～15.0μm，能够得到高的抗拉强度和高的成形性这两者。
以下，对铁素体的平均晶体粒径及未再结晶铁素体在铁素体中所占的比例的测定方法进行说明。
在测定了铁素体的体积率的上述各视场中，与轧制方向平行地最大画15根直线，与轧制方向垂直地最大画15根直线，直线的长度合计设定为150μm以上，通过线段法来求出铁素体的平均晶体粒径。
进而，在与测定了铁素体的体积率的观察面相同的观察面中，在距离表面为t/8～3t/8(t为板厚)的区域中，在1个以上的视场中，对于合计为4.0×10-8m2以上的面积，采用利用FE-SEM的电子射线背散射衍射法(EBSD：Electron Back Scatter Diffraction)进行晶体取向的解析。由所得到的bcc铁的晶体取向图，将取向差为5.0度以上的边界视为晶体晶界，进一步求出该晶粒内的晶体取向变动(GOS：Grain Orientation Spread)，将GOS为1.0度以上的晶粒视为未再结晶铁素体来得到其体积率。通过将所得到的未再结晶铁素体的体积率除以铁素体的体积率，从而得到未再结晶铁素体在铁素体中所占的比例。对于晶体取向的解析，例如可以使用TSL公司制的OIM Data Collection及OIM Data Analysis。
关于本实施方式中的铁素体，铁素体的(200)面的峰处的半值宽度w及X射线波长λ(w及λ的单位为
Figure BDA0003729785870000161
)满足式(2)(w×λ≥0.20)
通过铁素体的(200)面的峰处的半值宽度w及X射线波长λ满足式(2)，能够得到所期望的成形性及BH性。当在晶体晶界附近处存在固溶C等而使晶格变形的情况下，上述半值宽度w的值变大。另一方面，当在晶体晶界处存在粗大的碳化物的情况下不会使晶格变形，因此上述半值宽度w不会变大。本实施方式的钢板由于在晶体晶界附近处存在大量固溶C，因此上述半值宽度w大。由此，能够得到所期望的成形性及BH性。
以下，对铁素体的(200)面的峰处的半值宽度w的测定方法进行说明。
从钢板中切取25mm×25mm×板厚的小片，将试验片的板面机械研磨至距离表面为t/4(t为板厚)的位置为止。接着，实施电解研磨来将表层的应变部除去而制成镜面，对该观察面进行使用了Cu管球的X射线衍射试验来得到X射线衍射图形。从该图形中读取bcc铁(铁素体)的(200)面峰，求出半值宽度w及峰时的波长λ并进行式(2)的计算。
本实施方式的钢板也可以是在钢板的单面或两面具有锌镀层或锌合金镀层的钢板。此外，本实施方式的钢板也可以是具有对锌镀层或锌合金镀层实施了合金化处理而得到的合金化锌镀层或合金化锌合金镀层的钢板。
形成于本实施方式的钢板的单面或两面的镀层优选为锌镀层或以锌作为主要成分的锌合金镀层。锌合金镀层优选包含Ni作为合金成分。
锌镀层及锌合金镀层通过热浸镀法、电镀法或蒸镀法来形成。如果锌镀层的Al含量为0.5质量％以下，则能够确保钢板表面与锌镀层的密合性，因此锌镀层的Al含量优选为0.5质量％以下。在锌镀层为热浸镀锌层的情况下，为了提高钢板表面与锌镀层的密合性，热浸镀锌层的Fe量优选为3.0质量％以下。
在锌镀层为电镀锌层的情况下，从耐蚀性的提高的方面考虑，镀层的Fe量优选为0.5质量％以下。
锌镀层及锌合金镀层也可以在不阻碍钢板的耐蚀性、成形性的范围内含有Al、Ag、B、Be、Bi、Ca、Cd、Co、Cr、Cs、Cu、Ge、Hf、Zr、I、K、La、Li、Mg、Mn、Mo、Na、Nb、Ni、Pb、Rb、Sb、Si、Sn、Sr、Ta、Ti、V、W、Zr、REM中的1种或2种以上。特别是，Ni、Al、Mg对于耐蚀性的提高是有效的。
本实施方式的钢板的表面的锌镀层或锌合金镀层也可以是实施了合金化处理的合金化锌镀层或合金化锌合金镀层。在对热浸镀锌层或热浸镀锌合金层实施合金化处理的情况下，从钢板表面与合金化镀层的密合性提高的观点出发，优选将合金化处理后的热浸镀锌层(合金化锌镀层)或热浸镀锌合金层(合金化锌合金镀层)的Fe含量设定为7.0～13.0质量％。通过对具有热浸镀锌层或热浸镀锌合金层的钢板实施合金化处理，使得Fe被摄入镀层中，Fe含量增量。由此，能够将Fe含量设定为7.0质量％以上。即，Fe含量为7.0质量％以上的锌镀层为合金化锌镀层或合金化锌合金镀层。
合金化处理后的热浸镀锌层(合金化锌镀层)或热浸镀锌合金层(合金化锌合金镀层)的Fe含量可以通过下述的方法来获得。使用添加了抑制剂的5体积％HCl水溶液仅将镀层溶解除去。通过使用ICP-AES(电感耦合等离子体-原子发射光谱法；InductivelyCoupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry)来测定所得到的溶解液中的Fe含量，从而得到锌镀层中的Fe含量(质量％)。
本实施方式的钢板的板厚并不限于特定的范围，但如果考虑通用性、制造性，则优选为0.2～5.0mm。通过将板厚设定为0.2mm以上，使得容易将钢板形状维持为平坦，能够提高尺寸精度及形状精度。因此，板厚优选为0.2mm以上。更优选为0.4mm以上。
此外，通过将板厚设定为5.0mm以下，从而在制造过程中，能够容易地进行恰当的应变赋予及温度控制，能够得到均质的组织。因此，板厚优选为5.0mm以下。更优选为4.5mm以下。
本实施方式的钢板的抗拉强度优选为270MPa以上。更优选为300MPa以上。上限没有特别限定，例如设定为500MPa以下即可。
抗拉强度通过下述方式来测定：依据JIS Z 2241：2011来制作5号试验片，将拉伸轴设定为与钢板的轧制方向垂直的方向(C方向)来进行拉伸试验。
接下来，对本实施方式的钢板的制造方法进行说明。
本实施方式的钢板不依赖于制造方法，只要具有上述的特征就可得到其效果，但根据包含以下工序的制造方法则能够稳定地制造，因此是优选的。在以下的制造方法中，通过复合并且不可分地控制各工序，能够制造具有所期望的特征的钢板。
(I)热轧工序，其将具有规定的成分组成的钢坯加热至1200～1320℃，按照使热轧完成温度成为880℃以上的方式完成热轧，按照使热轧完成温度～500℃的温度区域的平均冷却速度成为20℃/秒以上的方式进行冷却来制成热轧钢板；
(II)将上述热轧钢板加热至500～700℃的温度区域的再加热工序；
(III)将上述热轧钢板冷却至室温为止的冷却工序；
(IV)将上述热轧钢板按照使合计压下率成为60～90％、冷轧完成温度成为250℃以下的方式进行冷轧来制成冷轧钢板的冷轧工序；
(V)将上述冷轧钢板加热至700～850℃的退火温度，并冷却至80℃以下的温度区域为止的退火工序；
(VI)将上述冷轧钢板按照使合计压下率成为0.05～2.00％的方式进行调质轧制的调质轧制工序。
以下，对各工序说明优选的条件。
<热轧工序>
首先，将具有上述的本实施方式的钢板的成分组成的铸坯加热至1200～1320℃。如果加热温度为1200℃以上，则能够将碳化物充分溶解，进一步通过适当控制以下所示的中间工序的条件，能够抑制在中间工序中非意图地生成粗大的碳化物。其结果是，能够将半值宽度w及X射线波长λ设定为所期望的范围。
此外，如果钢坯的加热温度为1320℃以下，则能够使粒径微细，能够抑制金属组织的各向异性。需要说明的是，所加热的铸坯从制造成本的观点出发优选通过连续铸造来生产，但也可以通过其他的铸造方法(例如铸锭法)来生产。
将钢坯加热后，按照使热轧完成温度成为880℃以上的方式实施热轧。如果热轧完成温度为880℃以上，则在单相域中进行轧制，因此能够抑制显微组织的各向异性。此外，能够降低未再结晶铁素体的比例。因此，热轧完成温度设定为880℃以上。热轧完成温度也可以设定为1050℃以下。
在热轧完成后，按照使热轧完成温度～500℃的温度区域的平均冷却速度成为20℃/秒以上的方式进行冷却。由此，得到热轧钢板。
如果热轧完成温度～500℃的平均冷却速度为20℃/秒以上，则能够抑制粗大的Ti和/或Nb的碳氮化物的生成，在最终得到的钢板中可得到所期望的显微组织。
平均冷却速度的上限没有特别设定，但为了得到超过200℃/秒的冷却速度需要特殊的致冷剂，因此从生产成本的观点出发，平均冷却速度优选设定为200℃/秒以下。只要按照使热轧完成温度～500℃的温度区域的平均冷却速度成为20℃/秒以上的方式进行冷却，则停止冷却的温度没有特别规定。
需要说明的是，本实施方式中的平均冷却速度设定为将所设定的范围的始点与终点的温度差除以从始点至终点为止的经过时间而得到的值。
<再加热工序>
接着，将所得到的热轧钢板加热至500～700℃的温度区域。在再加热工序中，如果最高再加热温度(再加热工序中的加热温度的最大温度)为500～700℃，则能够得到所期望的显微组织，能够确保成形性及BH性。
此外，在再加热工序中，500～700℃的温度区域中的温度历程需要满足下述式(3)。在下述式(3)中，K20是表示在将再加热工序的500～700℃的上述温度区域中的温度历程相对于时间进行20等分的情况下的第20个区间中的Ti和/或Nb的碳氮化物的析出的进行程度的指标。通过500～700℃的温度区域中的温度历程满足下述式(3)，从而使钢中均匀地析出微细的Ti和/或Nb的碳氮化物。由此，能够得到所期望的显微组织，能够确保BH性。
Figure BDA0003729785870000201
Figure BDA0003729785870000202
K20≥1.50×104 式(3)
在上述式(3)中，tn及Kn是将再加热工序的500～700℃的温度区域中的温度历程相对于时间进行20等分、将其第n个区间中的平均温度设定为Tn[℃]来计算的值。ΔtK表示将上述温度区域中的总滞留时间分成20份而得到的时间[小时]，C、Nb及Ti表示各个元素的含量[质量％]。其中，设定为t1＝ΔtK。log10是底为10的常用对数。
<冷却工序>
在再加热工序之后，将热轧钢板冷却至室温为止。此时的冷却速度没有特别限定，冷却方法可列举出空气冷却等。例如，室温是指25℃，空气冷却时的平均冷却速度为10℃/秒以下。
<冷轧工序>
接着，对于冷却后的热轧钢板，按照使合计压下率成为60～90％、冷轧完成温度成为250℃以下的方式实施冷轧。由此，得到冷轧钢板。如果冷轧时的合计压下率为60％以上，则能够充分地进行之后的热处理中的再结晶，能够抑制未再结晶铁素体的残存，能够得到所期望的显微组织。因此，冷轧时的合计压下率设定为60％以上。从将组织微细化来提高强度-成形性平衡的观点出发，合计压下率优选为65％以上，更优选为70％以上。此外，如果冷轧中的合计压下率为90％以下，则能够抑制钢板的各向异性提高，此外能够降低未再结晶铁素体的比例，能够确保成形性。因此，冷轧时的合计压下率设定为90％以下。为了进一步提高成形性，合计压下率优选为85％以下。
在冷轧中，钢板的温度通过加工放热而上升。如果钢板的温度过度升高，则加工应变的蓄积不会充分进展，再结晶的进行受到阻碍，在最终得到的钢板中残存过量的未再结晶铁素体。因此，按照使冷轧的完成时刻的钢板的温度(冷轧完成温度)成为250℃以下的方式控制压下率及道次间时间。从成形性的观点出发，为了有效地进行再结晶，冷轧完成温度优选为200℃以下。冷轧完成温度也可以设定为50℃以上。这是因为能够进一步抑制轧制时的钢板的开裂。
<退火工序>
[加热过程]
接着，对冷轧后的冷轧钢板实施热处理(退火)。首先，将冷轧钢板加热至700～850℃的退火温度。在该加热时，700℃～退火温度(700～850℃)的温度区域的温度历程需要满足下述式(4)。下述式(4)中的Ri是表示700℃～退火温度的温度区域中的再结晶的进行程度及C从晶体晶界处存在的Ti和/或Nb的碳氮化物向晶粒内扩散的进行程度的指标。通过按照使700℃～退火温度的温度区域的温度历程满足下述式(4)的方式进行加热，从而促进铁素体的再结晶，并且使C从晶体晶界处存在的Ti和/或Nb的碳氮化物扩散到晶粒内。此时，与晶粒内存在的碳化物的C的扩散相比，在晶体晶界处存在的碳化物的C的扩散进行更快。因此，在晶体晶界处存在的Ti和/或Nb的碳氮化物的尺寸变小。其结果是，能够得到所期望的显微组织，能够确保成形性及BH性。
Figure BDA0003729785870000211
在上述式(4)中，Rm是将在退火工序的加热过程中从700℃到达至退火温度为止的期间的钢板的温度历程相对于时间进行10等分、将第m个区间中的平均温度设定为Tm[℃]来计算的值。ΔtR表示将上述温度区域(700℃～退火温度)中的总滞留时间分成10份而得到的时间[秒]，K20为通过上述式(3)的值得到的值。此外，A及B为常数项，A为9.67×109，B为1.25×104。
退火工序中的退火温度设定为700℃以上。如果退火温度为700℃以上，则能够将碳化物充分溶解，能够得到所期望的显微组织。退火温度优选为750℃以上，更优选为780℃以上。此外，如果退火温度为850℃以下，则能够抑制碳化物过量溶解以及其后的冷却过程中的析出加快，能够确保充分的BH性。因而，退火温度设定为850℃以下。在提高铁素体的体积率来进一步提高成形性的情况下，退火温度优选为830℃以下，更优选为810℃以下。
[保持过程]
退火温度下的保持时间、即从在加热过程中达到700℃以上的退火温度至经由700～850℃的退火温度下的保持而再次达到700℃为止的时间优选设定为3秒以上。通过将保持时间设定为3秒以上，能够将碳化物充分溶解，能够确保成形性。保持时间优选设定为10秒以上，更优选设定为25秒以上。保持时间的上限没有特别设定，但即使保持超过200秒，对钢板的BH性的影响也小，因此鉴于生产成本而优选设定为200秒以下。
[冷却过程]
加热至退火温度，确保保持时间之后，实施冷却。
在冷却过程中，在500～700℃的温度区域中，温度历程满足下述式(5)，在80～500℃的温度区域中，赋予20MPa以上的张力并且进行弯曲加工。
通过进行500～700℃的温度区域中的温度历程满足下述式(5)的冷却，从而在加热过程中扩散到晶粒内的C的一部分回到晶体晶界的Ti和/或Nb的碳氮化物中，剩余的C以固溶状态移动至晶体晶界。其结果是，能够得到所期望的显微组织，能够确保成形性及BH性。下述式(5)中的Pj是表示700～500℃的温度区域中的C的析出的进行程度的指标。
Figure BDA0003729785870000221
Figure BDA0003729785870000222
上述式(5)中的Pk是将在退火工序的冷却过程中从达到700℃至达到500℃为止的期间的钢板的温度历程相对于时间进行10等分、将第k个区间中的平均温度设定为Tk[℃]来计算的值。ΔtP表示将上述温度区域中的总滞留时间分成10份而得到的时间[秒]。R10是在式(4)中的Rm的m中代入10而得到的值。此外，D、E及F为常数项，D为4.47×104，E为2.11×100，F为1.25×104。
在退火工序的冷却过程中，在按照使500～700℃的温度区域中的温度历程满足上述式(5)的方式进行冷却之后，在晶体晶界处存在Ti和/或Nb的碳氮化物以及固溶C。如果在晶体晶界处存在固溶C，则在晶体晶界处存在的位错通过固溶C被固定，因此钢板的屈服强度变高，这是不优选的。于是，在80～500℃的温度区域中，通过赋予20MPa以上的张力并且进行弯曲加工，从而使晶体晶界处存在的固溶C与位错一起移动至晶界附近。但是，在该状态下，移动后的位错通过固溶C被固定，因此成为屈服强度高的状态。作为弯曲加工，例如考虑使用直径为100～800mm的金属制辊来进行辊弯曲加工的方法。
<调质轧制工序>
对于进行了上述的弯曲加工之后的冷轧钢板，按照使合计压下率成为0.05～2.00％的方式实施调质轧制。通过进行调质轧制，从而使位错从通过弯曲加工而移动至晶界附近的位错及固溶C移动。由此，能够使固溶C存在于晶界附近，并且将固溶C从位错释放。因此，能够得到所期望的显微组织，其结果是，能够得到所期望的BH性及屈服强度。如果调质轧制的合计压下率为0.05％以上，则能够使位错从C移动，能够确保充分的BH性。此外，如果调质轧制的合计压下率为2.00％以下，则能够抑制屈服强度过度提高。
需要说明的是，在本实施方式中，在80～500℃的温度区域中，也可以在进行弯曲加工的同时、或者在进行了弯曲加工之后，对钢板实施热浸镀锌处理或热浸镀锌合金处理。此时，也可以在浸渍于镀浴之前将钢板进行再加热。此外，也可以将镀覆处理后的钢板进行加热，实施镀层的合金化处理。
也可以对退火工序后的钢板实施电镀处理、或对调质轧制前的钢板实施蒸镀处理，在钢板的单面或两面形成锌镀层，制造具有锌镀层的镀锌钢板。
也可以控制退火工序中的气氛，将钢板的表面改性。例如，通过在脱碳气氛中进行加热处理，可得到钢板表层部被适度脱碳的弯曲性优异的钢板。
实施例
接下来，对本发明的实施例进行说明，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个条件例。本发明并不限于这一个条件例。只要不脱离本发明的主旨、达成本发明的目的，则本发明可采用各种条件。
将表1-1及表1-2中所示的化学组成的钢液进行铸造来制造铸坯。接着，以表2-1及表2-2中所示的条件实施热轧。首先，将铸坯加热至表2-1及表2-2中记载的钢坯加热温度，之后，在直至表2-1及表2-2中记载的轧制完成温度为止的温度区域中实施热轧后，从轧制完成温度以表2-1及表2-2中记载的平均冷却速度冷却至500℃为止，由此得到热轧钢板。接着，以表2-1及表2-2中所示的条件将热轧钢板进行再加热。将由该再加热工序中的500～700℃的温度区域的温度历程求出的K20记载于表2-1及表2-2中。该K20可以通过式(3)得到。再加热之后，以10℃/秒以下的平均冷却速度冷却至室温(25℃)为止。
接着，从表3-1及表3-2中记载的轧制前板厚按照成为表3-1及表3-2中记载的轧制完成温度的方式实施冷轧直至轧制后板厚为止，由此得到冷轧钢板。对于所得到的冷轧钢板，实施表3-1及表3-2中记载的退火。关于退火，加热至表3-1及表3-2中记载的退火温度并保持3～200秒钟(即，将从在加热过程中达到700℃以上的退火温度至经由700～850℃的退火温度下的保持而再次达到700℃为止的时间设定为3～200秒)后进行冷却。在冷却至80℃以下的温度区域为止的冷却过程中，赋予表3-1及表3-2中记载的张力并且实施了弯曲加工。之后，通过以表3-1及表3-2中记载的合计轧制率实施调质轧制，从而得到钢板。
在退火工序的冷却过程中的弯曲加工中，在实验例4～19中使用直径为100mm的金属制辊，在实验例39～54中使用直径为800mm的金属制辊，在除此以外的实验例中使用直径为500mm的金属制辊，进行了辊弯曲加工。对于一部分的钢板，在退火工序的冷却过程的80～500℃的温度区域中，在进行弯曲加工的同时、或者在进行了弯曲加工之后实施了热浸镀锌处理或热浸镀锌合金处理。实施了热浸镀锌处理或热浸镀锌合金处理的钢板根据需要实施了合金化处理。此外，对于一部分的钢板，对退火工序后的钢板实施了电镀处理或蒸镀处理。
此外，表3-1及表3-2的镀覆处理分别如下所述。
Zn合金为下述处理：通过在退火工序中将钢板冷却至500℃以下的温度区域为止后，在熔融锌合金浴中浸渍，冷却至室温，从而得到锌合金镀覆钢板。
合金化Zn合金为下述处理：通过在退火工序中将钢板冷却至500℃以下的温度区域为止后在熔融锌合金浴中浸渍，进一步实施再加热至580℃的合金化处理，然后冷却至室温，从而得到合金化锌合金镀覆钢板的处理。
GA为下述处理：通过在退火工序中将钢板冷却至500℃以下的温度区域为止后在熔融锌浴中浸渍，进一步实施再加热至560℃的合金化处理，然后冷却至室温，从而得到合金化热浸镀锌钢板(GA)。
GI为下述处理：通过在退火工序中将钢板冷却至500℃以下的温度区域为止后，在熔融锌浴中浸渍，冷却至室温，从而得到热浸镀锌钢板(GI)。
蒸镀为下述处理：在调质轧制后实施蒸镀处理，得到镀锌钢板。
EG为下述处理：在退火工序之后，实施电镀锌处理，得到电镀锌钢板(EG)。
在表3-1及表3-2中，记载了由加热至退火温度为止的加热过程中的700～退火温度的温度区域的温度历程求出的ΣRi。该ΣRi可以通过式(4)得到。此外，在表3-1及表3-2中，记载了由从退火温度起的冷却的冷却过程中的500～700℃的温度区域的温度历程求出的R10·ΣPj。该R10·ΣPj可以通过式(5)得到。
在表4-1及表4-2中示出了通过表1-1～表3-2中记载的制造条件而得到的钢板的特征。作为通过上述的方法进行的组织观察的结果，在表4-1及表4-2中示出了铁素体的体积率、未再结晶铁素体在铁素体中所占的比例及铁素体的平均晶体粒径。此外，作为通过上述的方法进行的X射线衍射试验的结果，示出了w×λ(单位为
Figure BDA0003729785870000261
)。需要说明的是，未再结晶铁素体在铁素体中所占的比例是使用TSL公司制的OIM Data Collection及OIMData Analysis来测定。此外，钢板的板厚为与表3-1及表3-2的轧制后板厚为相同的值。
对于实施了合金化处理的钢板，通过上述的方法测定了合金化处理后的热浸镀锌层(合金化锌镀层)或热浸镀锌合金层(合金化锌合金镀层)的Fe含量。
此外，表4-1及表4-2的镀层分别如下所述。
Zn合金：锌合金镀层
合金化Zn合金：合金化锌合金镀层
GA：通过在熔融锌浴中浸渍之后实施合金化处理而形成的合金化热浸镀锌层
GI：在熔融锌浴中浸渍而形成的热浸镀锌层
蒸镀：通过蒸镀处理而形成的锌镀层
EG：通过电镀锌处理而形成的锌镀层
在表4-1及表4-2中示出了通过表1-1～表3-2的制造条件而得到的钢板的特性。屈服强度及最大抗拉强度通过进行拉伸试验来得到。拉伸试验是依据JIS Z 2241：2011制作5号试验片，将拉伸轴设定为钢板的轧制方向来进行。将所得到的屈服强度(YS：YieldStrength)为180MPa以下、并且将屈服强度除以最大抗拉强度(TS：Tensile Strength)而得到的值即屈服比(YR：Yield Ratio)成为0.50以下的钢板设定为成形性良好而判定为合格。将屈服强度超过180MPa或屈服比超过0.50的情况设定为成形性不良而判定为不合格。
进而，通过与上述拉伸试验同样的方法采集试验片，对该试验片赋予了10％的拉伸塑性应变。在赋予了10％的拉伸塑性应变之后进行去载，将该试验片实施在加热至170℃的盐浴中浸渍20分钟之后冷却至室温为止的烘烤处理。之后，将该试验片供于拉伸试验来得到屈服强度。算出所得到的屈服强度与赋予10％拉伸塑性应变时所得到的最大应力之差(ΔBH＝烘烤处理后的屈服强度-赋予10％拉伸塑性应变时的最大应力)。将ΔBH为20MPa以上的钢板设定为烘烤硬化性(BH性)良好而判定为合格。另一方面，将ΔBH低于20MPa的情况设定为BH性不良而判定为不合格。
[表1-1]
Figure BDA0003729785870000271
[表1-2]
Figure BDA0003729785870000281
[表2-1]
Figure BDA0003729785870000291
下划线表示为本发明的范围外。
[表2-2]
Figure BDA0003729785870000301
下划线表示为本发明的范围外。
[表3-1]
Figure BDA0003729785870000311
下划线表示为本发明的范围外。
[表3-2]
Figure BDA0003729785870000321
下划线表示为本发明的范围外。
[表4-1]
Figure BDA0003729785870000331
下划线表示为本发明的范围外或者为不优选的特性。
[表4-2]
Figure BDA0003729785870000341
下划线表示为本发明的范围外或者为不优选的特性。
在表1-1及表1-2中所示的A～AH的钢中，表1-2的AA～AH的钢是脱离了本发明中规定的成分组成的范围的比较例。
AA钢的C含量高于本发明的范围。使用该钢得到的实验例65的钢板的屈服强度及屈服比变高。
AB钢在成分组成中，式(1)的中边的值小于本发明的范围。使用该钢得到的实验例66的钢板的屈服比高，未得到充分的烘烤硬化性(BH性)。
AC钢在成分组成中，式(1)的中边的值大于本发明的范围。使用该钢得到的实验例67的钢板的未再结晶铁素体过量地残存，屈服强度及屈服比变得过高。
AD钢的Ti含量高于本发明的范围。使用该钢得到的实验例68的钢板的未再结晶铁素体过量地残存，屈服强度及屈服比变得过高。
AE钢的Nb含量高于本发明的范围。使用该钢得到的实验例69的钢板的未再结晶铁素体过量地残存，屈服强度及屈服比变得过高。
AF钢的Si含量高于本发明的范围。使用该钢得到的实验例70的钢板的屈服强度及屈服比变得过高。
AG钢的Mn含量高于本发明的范围。使用该钢得到的实验例71的钢板的铁素体的体积率不足，屈服强度及屈服比变高。
AH钢不含Ti及Nb这两者。使用该钢得到的实验例72的钢板的屈服强度及屈服比高，未得到充分的烘烤硬化性(BH性)。
实验例7、47、53及62是热轧工序的条件脱离了本发明的范围的比较例。
实验例47及62是下述比较例：由于热轧工序中的铸坯的加热温度低、w×λ的值变小，因此未得到充分的烘烤硬化性。
实验例7是下述比较例：由于热轧工序中的轧制完成温度低、未再结晶铁素体过量地残存，因此屈服强度及屈服比变得过高。
实验例53是下述比较例：由于热轧工序中的热轧完成温度～500℃的温度区域的平均冷却速度小、w×λ的值变小，因此未得到充分的烘烤硬化性。
实验例16、29、58及64是再加热工序的条件脱离了本发明的范围的比较例。
实验例29是下述比较例：由于再加热工序中的最高再加热温度高、w×λ的值变小，因此屈服比变得过高、而且未得到充分的烘烤硬化性。
实验例58是下述比较例：由于再加热工序中的最高再加热温度低、w×λ的值变小，因此屈服比变高、而且未得到充分的烘烤硬化性。
实验例16及64是下述比较例：由于再加热工序中的温度历程不满足式(3)(K20低)、w×λ的值变小，因此未得到充分的烘烤硬化性。
实验例6、15及28是冷轧工序的条件脱离了本发明的范围的比较例。
实验例6是下述比较例：由于冷轧工序中的合计压下率高、未再结晶铁素体过量地残存，因此屈服强度及屈服比变高。
实验例15是下述比较例：由于冷轧工序中的合计压下率低、未再结晶铁素体过量地残存，因此屈服强度及屈服比变高。
实验例28是下述比较例：由于冷轧工序中的轧制完成温度高、未再结晶铁素体过量地残存，因此屈服强度及屈服比变高。
实验例2、27、33、40、46、51、56及61是退火工序的条件脱离了本发明的范围的比较例。
实验例61是下述比较例：由于退火工序的保持过程中的退火温度高、w×λ的值变小，因此未得到充分的烘烤硬化性。
实验例46是下述比较例：由于退火工序的保持过程中的退火温度低、未再结晶铁素体过量地残存、而且w×λ的值变小，因此屈服强度及屈服比变高、而且未得到充分的烘烤硬化性。
实验例56是下述比较例：由于退火工序的加热过程中的温度历程不满足式(4)、w×λ的值变小，因此未得到充分的烘烤硬化性。
实验例2是下述比较例：由于退火工序的加热过程中的温度历程不满足式(4)、未再结晶铁素体过量地残存、而且w×λ的值变小，因此屈服强度及屈服比变高、而且未得到充分的烘烤硬化性。
实验例33是下述比较例：退火工序的冷却过程中的温度历程不满足式(5)、w×λ的值变小，屈服比高、而且未得到充分的烘烤硬化性。
实验例51是下述比较例：退火工序的冷却过程中的温度历程不满足式(5)、除铁素体以外的组织过量地生成，屈服强度及屈服比变高。
实验例27是下述比较例：由于在退火工序的冷却过程中的80～500℃的温度区域中未实施弯曲加工、w×λ的值变小，因此屈服比变高、而且未得到充分的烘烤硬化性。
实验例40是下述比较例：由于在退火工序的冷却过程中的80～500℃的温度区域中未赋予充分的张力地实施弯曲加工、w×λ的值变小，因此未得到充分的烘烤硬化性。
实验例11及43是调质轧制工序的条件脱离了本发明的范围的比较例。
实验例43是下述比较例：由于调质轧制工序中的调质轧制的合计压下率大、未再结晶铁素体过量地残存、而且w×λ的值变小，因此屈服强度及屈服比变高、而且未得到充分的烘烤硬化性。
实验例11是下述比较例：由于调质轧制工序中的调质轧制的合计压下率小、w×λ的值变小，因此未得到充分的烘烤硬化性。
除上述的比较例以外的实验例是本发明中的实施例。可知：作为实施例记载的钢板通过采用满足本发明的制造条件的制造方法进行制造，从而能够降低屈服强度，并且具有高应变区域中的高的烘烤硬化性。
实验例4、5、8、9、12、18、21、24、26、31、35、37、38、41、45、48、50、52、55、57、60及63是通过实施镀覆处理而得到本发明的镀覆钢板的实施例。
实验例8、21、24、41、45及50是下述实施例：通过在退火工序中将钢板冷却至500℃为止后，在熔融锌浴中浸渍，冷却至室温，从而得到热浸镀锌钢板(GI)。
实验例5、18、26、35、37、48、52、55、57及60是下述实施例：通过在退火工序中将钢板冷却至500℃为止后在熔融锌浴中浸渍，进一步实施再加热至560℃的合金化处理，然后冷却至室温，从而得到合金化热浸镀锌钢板(GA)。
实验例4、38是下述实施例：通过在退火工序中将钢板冷却至500℃为止后在熔融锌合金浴中浸渍，冷却至室温，从而得到锌合金镀覆钢板。
实验例9是下述实施例：通过在退火工序中将钢板冷却至500℃为止后，在熔融锌合金浴中浸渍，进一步实施再加热至580℃的合金化处理，然后冷却至室温，从而得到合金化锌合金镀覆钢板。
实验例12是在调质轧制后实施蒸镀处理而得到镀锌钢板的实施例。
实验例31及63是在退火工序之后实施电镀锌处理而得到电镀锌钢板(EG)的实施例。
产业上的可利用性
如上所述，根据本发明，能够提供成形性及BH性优异的钢板。本发明的钢板由于是适合于汽车的大幅轻量化以及确保乘客的保护和安全的钢板，因此本发明在钢板制造产业及汽车产业中可利用性高。

Claims (10)

1.一种钢板，其特征在于，成分组成以质量％计含有：
C：0.0003～0.0100％、
Si：0.005～1.500％、
Mn：0.010～3.000％、
Al：0.005～1.000％、
P：0.100％以下、
S：0.0200％以下、
N：0.0150％以下、
O：0.0100％以下、
V：0～0.50％、
Cr：0～1.00％、
Ni：0～1.00％、
Cu：0～1.00％、
Mo：0～1.00％、
W：0～1.00％、
B：0～0.0100％、
Sn：0～1.00％、
Sb：0～0.20％、及
Ca、Ce、Mg、Zr、La及REM中的1种或2种以上的合计：0～0.0100％，
含有Ti：0.010～0.100％及Nb：0.005～0.060％中的1种或2种，
满足下述式(1)，
剩余部分包含Fe及杂质，
其中，距离表面在板厚方向上为板厚的1/4位置处的显微组织如下：
以体积％计含有铁素体：95％以上、剩余组织：5％以下，
未再结晶铁素体在所述铁素体中所占的比例为5％以下，
所述铁素体的(200)面的峰处的半值宽度w及X射线波长λ满足下述式(2)，
0.80≤{(Ti/48-N/14)+Nb/93}/(C/12)≤5.00 (1)
w×λ≥0.20 (2)
所述式(1)中的Ti、N、Nb及C表示各元素的以质量％计的含量，在不含有该元素的情况下代入0。
2.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，所述成分组成以质量％计含有选自下述元素中的1种以上：
V：0.01～0.50％、
Cr：0.05～1.00％、
Ni：0.05～1.00％、
Cu：0.05～1.00％、
Mo：0.03～1.00％、
W：0.03～1.00％、
B：0.0005～0.0100％、
Sn：0.01～1.00％、
Sb：0.005～0.20％、及
Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM中的1种或2种以上的合计：0.0001～0.0100％。
3.根据权利要求1或权利要求2所述的钢板，其特征在于，所述显微组织中所含的所述铁素体的平均晶体粒径为6.0～15.0μm。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的钢板，其特征在于，在所述表面具有锌镀层。
5.根据权利要求1～3中任一项所述的钢板，其特征在于，在所述表面具有锌合金镀层。
6.根据权利要求4或5所述的钢板，其特征在于，所述锌镀层或所述锌合金镀层中的Fe含量以质量％计为7.0～13.0％。
7.一种钢板的制造方法，其特征在于，其是制造权利要求1～3中任一项所述的钢板的方法，具备下述工序：
热轧工序，其将具有权利要求1所述的成分组成的钢坯加热至1200～1320℃，按照使热轧完成温度成为880℃以上的方式完成热轧，按照使热轧完成温度～500℃的温度区域的平均冷却速度成为20℃/秒以上的方式进行冷却来制成热轧钢板；
将所述热轧钢板加热至500～700℃的温度区域的再加热工序；
将所述热轧钢板冷却至室温为止的冷却工序；
将所述热轧钢板按照使合计压下率成为60～90％、冷轧完成温度成为250℃以下的方式进行冷轧来制成冷轧钢板的冷轧工序；
将所述冷轧钢板加热至700～850℃的退火温度，并冷却至80℃以下的温度区域为止的退火工序；和
将所述冷轧钢板按照使合计压下率成为0.05～2.00％的方式进行调质轧制的调质轧制工序，
其中，在所述再加热工序中，在500～700℃的温度区域中，满足下述式(3)，
在所述退火工序中，
在向所述退火温度的加热过程中，在700℃～所述退火温度的温度区域中，满足下述式(4)，
在从所述退火温度起的冷却过程中，在500～700℃的所述温度区域中，满足下述式(5)，
在80～500℃的温度区域中，赋予20MPa以上的张力并且进行弯曲加工，
Figure FDA0003729785860000041
Figure FDA0003729785860000042
K20≥1.50×104 式(3)
在所述式(3)中，K20是表示在将再加热工序的500～700℃的所述温度区域中的温度历程相对于时间进行20等分的情况下的第20个区间中的Ti和/或Nb的碳氮化物的析出的进行程度的指标；tn及Kn是将再加热工序的500～700℃的温度区域中的温度历程相对于时间进行20等分、将其第n个区间中的平均温度设定为Tn[℃]来计算的值；ΔtK表示将所述温度区域中的总滞留时间分成20份而得到的时间[小时]；C、Nb及Ti表示各个元素的含量[质量％]；其中，设定为t1＝ΔtK，
Figure FDA0003729785860000043
在所述式(4)中，Ri是表示700℃～所述退火温度的所述温度区域中的再结晶的进行程度及C从晶体晶界处存在的Ti和/或Nb的碳氮化物向晶粒内扩散的进行程度的指标；Rm是将在退火工序的加热过程中从700℃到达至退火温度为止的期间的钢板的温度历程相对于时间进行10等分、将第m个区间中的平均温度设定为Tm[℃]来计算的值；ΔtR表示将700℃～所述退火温度的所述温度区域中的总滞留时间分成10份而得到的时间[秒]；K20为通过所述式(3)得到的值；A及B为常数项，A为9.67×109，B为1.25×104，
Figure FDA0003729785860000051
Figure FDA0003729785860000052
在所述式(5)中，Pj是表示700～500℃的温度区域中的C的析出的进行程度的指标；Pk是将在退火工序的冷却过程中从达到700℃至达到500℃为止的期间的钢板的温度历程相对于时间进行10等分、将第k个区间中的平均温度设定为Tk[℃]来计算的值；ΔtP表示将所述温度区域中的总滞留时间分成10份而得到的时间[秒]；R10是在式(4)中的Rm的m中代入10而得到的值；D、E及F为常数项，D为4.47×104，E为2.11×100，F为1.25×104。
8.根据权利要求7所述的钢板的制造方法，其特征在于，在所述退火工序的所述冷却过程中，对所述冷轧钢板实施热浸镀锌处理。
9.根据权利要求7所述的钢板的制造方法，其特征在于，在所述退火工序的所述冷却过程中，对所述冷轧钢板实施热浸镀锌合金处理。
10.根据权利要求8或9所述的钢板的制造方法，其特征在于，在所述退火工序的所述冷却过程中，在所述热浸镀锌处理后或所述热浸镀锌合金处理后实施合金化处理。
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