CN114945694A - 钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种钢板，其具有规定的化学组成及金属组织，在距钢板的表面为板厚的1/4的位置的、沿着轧制方向的相对于钢板的表面垂直的截面中，所述外延铁素体与所述铁素体的界面的长度A和所述外延铁素体与所述马氏体的界面的长度B之比即A/B超过1.5，所述马氏体的长径相对于短径之比为5.0以上，并且，所述钢板的抗拉强度为980MPa以上。

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。
本申请基于在2020年1月14日向日本申请的专利申请2020-003677号要求优先权，在此援引其内容。
背景技术
近年来，从与环境保全相关的燃油经济性提高的观点出发，有使用高强度钢板而将车体轻量化的努力。一般地，在强度非常高的钢板的加工中，难以应用拉深成形、胀形成形这样的应用于软钢板的成形方法，作为成形方法，弯曲成形成为主体。
例如，在下述专利文献1中公开了一种对高强度钢板进行弯曲加工而成形出部件的技术。
在先技术文献
专利文献
专利文献1：国际公开第2017/195795号
发明内容
然而，在对高强度钢板进行弯曲加工而成形出部件的情况下，由于被弯曲加工了的钢板的外侧处的应变速度大，因此该区域中的板厚减少率大，有难以得到适宜的构件刚性的情况。
因此，本发明的课题是提供抗拉强度为980MPa以上、且即使进行弯曲加工也具有适宜的构件刚性的钢板及其制造方法。
本发明人对于防止被弯曲加工了的钢板的外侧处的板厚减少进行了深入研究。其结果认为，通过制成在应变速度大的部位屈服强度(YP)变高的钢板，即使是抗拉强度为980MPa以上的钢板，也能够在被弯曲加工了的钢板的外侧的区域获得适宜的构件刚性。
如上述那样获得的本发明的主旨如下。
[1]本发明的一方式涉及的钢板，化学组成以质量％计包含
C：0.050％以上且0.500％以下、
Si：0.01％以上且2.50％以下、
Mn+Cr：1.20％以上且4.00％以下、
Al：0.10％以上且2.00％以下、
P：0％以上且0.100％以下、
S：0％以上且0.050％以下、
N：0％以上且0.010％以下、
O：0％以上且0.006％以下、
Mo：0％以上且1.000％以下、
Ti：0％以上且0.200％以下、
Nb：0％以上且0.200％以下、
B：0％以上且0.010％以下、
V：0％以上且0.200％以下、
Cu：0％以上且1.000％以下、
W：0％以上且0.100％以下、
Ta：0％以上且0.100％以下、
Ni：0％以上且1.000％以下、
Sn：0％以上且0.050％以下、
Co：0％以上且0.500％以下、
Sb：0％以上且0.050％以下、
As：0％以上且0.050％以下、
Mg：0％以上且0.050％以下、
Ca：0％以上且0.050％以下、
Y：0％以上且0.050％以下、
Zr：0％以上且0.050％以下、
La：0％以上且0.050％以下、
Ce：0％以上且0.050％以下，
余量包含铁和杂质，
距表面为板厚的1/4的位置的金属组织，以体积率计含有
铁素体和外延铁素体：10％以上且小于50％、
马氏体：20％以上且70％以下、
贝氏体：50％以下、
残余奥氏体：15％以下、和
剩余组织：5％以下，
所述外延铁素体相对于所述铁素体和所述外延铁素体的合计体积率的比例为5％以上且30％以下，所述贝氏体、所述残余奥氏体和所述剩余组织的合计体积率为50％以下，
在距所述表面为板厚的1/4的位置的、沿着轧制方向且相对于所述表面垂直的截面中，所述外延铁素体与所述铁素体的界面的长度A和所述外延铁素体与所述马氏体的界面的长度B之比即A/B超过1.5，
所述马氏体的长径相对于短径之比为5.0以上，并且，
所述钢板的抗拉强度为980MPa以上。
[2]根据[1]所述的钢板，所述化学组成以质量％计可以含有选自
Mo：0.010～1.000％、
B：0.0001～0.010％、
Ti：0.010～0.200％、
Nb：0.010～0.200％、
V：0.010～0.200％
Cu：0.001～1.000％、
Ni：0.001～1.000％
中的1种或2种以上。
[3]根据[1]或[2]所述的钢板，可以在所述钢板的表面具有热浸镀锌层。
[4]根据[1]或[2]所述的钢板，可以在所述钢板的表面具有合金化热浸镀锌层。
[5]根据[1]或[2]所述的钢板，可以在所述钢板的表面具有电镀锌层。
[6]本发明的另一方式涉及的钢板的制造方法，具有：
热轧工序，将具有下述化学组成的板坯进行热轧而制成原始奥氏体粒径小于30μm的热轧钢板，所述化学组成以质量％计包含
C：0.050％以上且0.500％以下、
Si：0.01％以上且2.50％以下、
Mn+Cr：1.20％以上且4.00％以下、
Al：0.10％以上且2.00％以下、
P：0％以上且0.100％以下、
S：0％以上且0.050％以下、
N：0％以上且0.010％以下、
O：0％以上且0.006％以下、
Mo：0％以上且1.000％以下、
Ti：0％以上且0.200％以下、
Nb：0％以上且0.200％以下、
B：0％以上且0.010％以下、
V：0％以上且0.200％以下、
Cu：0％以上且1.000％以下、
W：0％以上且0.100％以下、
Ta：0％以上且0.100％以下、
Ni：0％以上且1.000％以下、
Sn：0％以上且0.050％以下、
Co：0％以上且0.500％以下
Sb：0％以上且0.050％以下、
As：0％以上且0.050％以下、
Mg：0％以上且0.050％以下、
Ca：0％以上且0.050％以下、
Y：0％以上且0.050％以下、
Zr：0％以上且0.050％以下、
La：0％以上且0.050％以下、
Ce：0％以上且0.050％以下，
余量包含铁和杂质；
冷却工序，对所述热轧钢板以20℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却到500℃以下；
卷取工序，将上述冷却工序后的上述热轧钢板在500℃以下的温度进行卷取；
冷轧工序，将上述卷取工序后的上述热轧钢板进行酸洗，并以30％以下的压下率进行冷轧而制成冷轧钢板；
退火工序，将所述冷轧钢板加热至第1温度域，并在所述第1温度域中均热5秒以上，所述第1温度域为(Ac3点-100)℃～900℃；和
退火冷却工序，将所述退火工序后的所述冷轧钢板在第2温度域中以2.5℃/秒～50℃/秒的平均冷却速度进行冷却，所述第2温度域为750℃～550℃。
[7]根据[6]所述的钢板的制造方法，可以：
所述热轧工序具有使所述板坯连续地通过多段的轧制机架而进行轧制的精轧工序，
在所述精轧工序中，
从最终的所述轧制机架起算，第3段的所述轧制机架中的轧制开始温度为800℃～1000℃，
在所述精轧工序的后段3段的所述轧制机架中分别以超过10％的压下率进行轧制，
所述精轧工序的所述后段3段的轧制机架中的各轧制机架间的道次间时间为3.0秒以内，
所述精轧工序的所述后段3段的轧制机架中的第n段的所述轧制机架的出侧的温度Tn与第(n+1)段的所述轧制机架的入侧的温度Tn+1的差值(Tn-Tn+1)超过10℃。
[8]根据[6]或[7]所述的钢板的制造方法，可以通过将上述退火冷却工序后的上述冷轧钢板浸渍于热浸镀锌浴中来形成热浸镀锌层。
[9]根据[8]所述的钢板的制造方法，可以将所述热浸镀锌层在300℃～600℃的温度域中进行合金化。
根据本发明，能够提供抗拉强度为980MPa以上、且即使进行弯曲加工也具有适宜的构件刚性的钢板及其制造方法。
附图说明
图1是表示外延铁素体与铁素体的界面的长度A和外延铁素体与马氏体的界面的长度B的一例的示意图。
具体实施方式
以下对本发明的实施方式进行说明。再者，以下例示的实施方式是用于使本发明容易理解的实施方式，并不用于将本发明进行限定地解释。本发明能够在不脱离其主旨的情况下基于以下的实施方式进行变更、改良。
[钢板]
本实施方式涉及的钢板，化学组成以质量％计包含
C：0.050％以上且0.500％以下、
Si：0.01％以上且2.50％以下、
Mn+Cr：1.20％以上且4.00％以下、
Al：0.10％以上且2.00％以下、
P：0％以上且0.100％以下、
S：0％以上且0.050％以下、
N：0％以上且0.010％以下、
O：0％以上且0.006％以下、
Mo：0％以上且1.000％以下、
Ti：0％以上且0.200％以下、
Nb：0％以上且0.200％以下、
B：0％以上且0.010％以下、
V：0％以上且0.200％以下、
Cu：0％以上且1.000％以下、
W：0％以上且0.100％以下、
Ta：0％以上且0.100％以下、
Ni：0％以上且1.000％以下、
Sn：0％以上且0.050％以下、
Co：0％以上且0.500％以下、
Sb：0％以上且0.050％以下、
As：0％以上且0.050％以下、
Mg：0％以上且0.050％以下、
Ca：0％以上且0.050％以下、
Y：0％以上且0.050％以下、
Zr：0％以上且0.050％以下、
La：0％以上且0.050％以下、
Ce：0％以上且0.050％以下，
余量包含铁和杂质，
板厚1/4部的金属组织以体积率计，含有
铁素体和外延铁素体：10％以上且小于50％、
马氏体：20％以上且70％以下、
贝氏体：50％以下、
残余奥氏体：15％以下、和
剩余组织：5％以下，
铁素体和外延铁素体的组织比例之和中的外延铁素体的比例为5％以上且30％以下，贝氏体、残余奥氏体和剩余组织的合计体积率为50％以下，
在板厚1/4部，所述外延铁素体与所述铁素体的界面的长度A和所述外延铁素体与所述马氏体的界面的长度B之比即A/B超过1.5，
马氏体的长径相对于短径之比为5.0以上，并且，
所述钢板的抗拉强度为980MPa以上。
以下对本实施方式涉及的钢板进行说明。
<化学组成>
接着，对为了得到本发明的效果而期望的钢板的化学组成进行说明。所谓钢板的化学组成是指钢板中心部及表层部的化学组成，所谓表层部的化学组成是指表层部之中将Al氧化物粒子除外的基质(基体：matrix)的化学组成。钢板中心部的化学组成和表层部的基质的化学组成可以是同样的，也可以相互不同且分别在以下说明的钢板的化学组成的范围内。再者，关于元素的含量的“％”，只要没有特别说明就意指“质量％”。
“C：0.050％以上且0.500％以下”
C是提高钢板的强度的元素，为了提高钢板的强度而添加。通过C的含量为0.050％以上，能够充分提高钢板的强度。优选为0.100％以上，更优选为0.150％以上。另外，当C的含量多于0.500％时，马氏体变得非常硬，因此即使在弹性变形区域也容易开裂，钢板以产生的裂纹为起点而断裂从而不能得到目标强度。从该观点出发，C的含量为0.500％以下，优选为0.400％以下。
“Si：0.01％以上且2.50％以下”
Si是使铁素体稳定化的元素。即，Si使Ac3相变点增加，因此能够在宽的退火温度范围内形成大量的铁素体，从提高钢板的组织控制性的观点出发进行添加。为了得到这样的效果，在本实施方式涉及的钢板中，使Si的含量为0.01％以上。而且，Si也是为了抑制钢板中心部的铁系碳化物的粗大化、提高钢板的强度和成形性而需要的元素。另外，Si作为固溶强化元素有助于钢板的高强度化，因此被添加。从这些观点出发，Si的含量的下限值优选为0.10％以上，更优选为0.30％以上。若Si的含量变多，则钢板脆化，钢板的成形性劣化，因此Si的含量设为2.50％以下，优选为1.80％以下。
“Mn+Cr：1.20％以上且4.00％以下”
Mn和Cr是为了提高钢板的淬火性、提高强度而添加的元素。为了得到这样的效果，在本实施方式涉及的钢板中，Mn+Cr的含量设为1.20％以上。若Mn和Cr的量过多，则淬火性过度提高，不能充分得到外延铁素体，因此Mn+Cr的含量设为4.00％以下，优选为3.50％以下。另外，为了确保充分的淬火性，Mn的含量优选为1.20％以上。也可以不含有Cr，Cr的下限值设为0％。
“Al：0.10％以上且2.00％以下”
Al是促进外延铁素体的生成的元素。因此，Al的含量为0.10％以上。Al的含量优选为0.30％以上，更优选为0.40％以上。另一方面，通过使Al的含量为2.00％以下，能够抑制连续铸造时的板坯裂纹。
“P：0％以上且0.100％以下”
P具有在钢板的中央部偏析的倾向，有可能使焊接部脆化。通过P的含量设为0.100％以下，能够抑制焊接部的脆化。由于优选不含有P，因此P的含量的下限为0％。但是，从经济性的观点出发，也可以将P的含量的下限设为0.001％。
“S：0％以上且0.050％以下”
S是有可能对钢板的焊接性以及铸造时和热轧时的制造性造成不良影响的元素。因此，S的含量设为0.050％以下。由于优选不含有S，因此S的含量的下限为0％。但是，从经济性的观点出发，也可以将S的含量的下限设为0.001％。
“N：0％以上且0.010％以下”
N有可能形成粗大的氮化物而使钢板的弯曲性劣化，因此需要抑制添加量。通过N的含量设为0.010％以下，能够抑制钢板的弯曲性的劣化。而且，N有时成为焊接时的气孔产生的原因，因此优选N的含量少，理想的是0％。但是，从经济性的观点出发，也可以将N的含量的下限设为0.0005％。
“O：0％以上且0.006％以下”
O形成粗大的氧化物，损害弯曲性、扩孔性，另外，是成为焊接时的气孔产生的原因的元素。若O超过0.006％，则扩孔性的降低、气孔的产生变得显著。因此，O设为0.006％以下。由于优选不含O，因此O的含量的下限为0％。
钢板的化学组成的余量(剩余部分)为Fe和杂质。但是，也可以代替一部分Fe而含有以下的量的元素。但是，由于也可以不含有，因此下限设为0。
Mo：0％以上且1.000％以下；
Ti：0％以上且0.200％以下；
Nb：0％以上且0.200％以下；
B：0％以上且0.010％以下；
V：0％以上且0.200％以下；
Cu：0％以上且1.000％以下；
W：0％以上且0.100％以下；
Ta：0％以上且0.100％以下；
Ni：0％以上且1.000％以下；
Sn：0％以上且0.050％以下；
Co：0％以上且0.500％以下；
Sb：0％以上且0.050％以下；
As：0％以上且0.050％以下；
Mg：0％以上且0.050％以下；
Ca：0％以上且0.050％以下；
Y：0％以上且0.050％以下；
Zr：0％以上且0.050％以下；
La：0％以上且0.050％以下；
Ce：0％以上且0.050％以下。
“Mo：0％以上且1.000％以下、B：0％以上且0.010％以下”
Mo和B是提高淬透性、有助于提高钢板的强度的元素。这些元素的效果即使少量添加也能够得到，但为了充分得到效果，Mo的含量优选为0.010％以上，B的含量优选为0.0001％以上。另一方面，从抑制钢板的酸洗性、焊接性、热加工性等的劣化的观点出发，Mo的含量的上限优选为1.000％以下，B的含量的上限优选为0.010％以下。
“Ti：0％以上且0.200％以下、Nb：0％以上且0.200％以下、V：0％以上且0.200％以下”
Ti、Nb和V分别是有助于提高钢板的强度的元素。这些元素通过析出物强化、基于铁素体晶粒的生长抑制的细粒强化及通过再结晶的抑制的位错强化而有助于钢板的强度上升。这些元素的效果即使少量添加也能够得到，但为了充分得到效果，Ti、Nb、V优选添加0.010％以上。但是，从抑制由于碳氮化物的析出变多而使钢板的成形性劣化的观点出发，Ti、Nb、V的含量优选为0.200％以下。
“Cu：0％以上且1.000％以下、Ni：0％以上且1.000％以下”
Cu和Ni分别是有助于提高钢板的强度的元素。这些元素的效果即使少量添加也能够得到，但为了充分得到效果，Cu和Ni的含量分别优选为0.001％以上。另一方面，从抑制钢板的酸洗性、焊接性、热加工性等的劣化的观点出发，Cu和Ni的含量分别优选为1.000％以下。
进而，在钢板中心部及表层部，也可以在能够得到本发明的效果的范围内有意地或不可避免地添加以下的元素来代替一部分Fe。即，也可以添加W：0％以上且0.100％以下、Ta：0％以上且0.100％以下、Sn：0％以上且0.050％以下、Co：0％以上且0.500％以下、Sb：0％以上且0.050％以下、As：0％以上且0.050％以下、Mg：0％以上且0.050％以下、Ca：0％以上且0.050％以下、Zr：0％以上且0.050％以下、以及Y：0％以上且0.050％以下、La：0％以上且0.050％以下、和Ce：0％以上且0.050％以下等的REM(稀土金属：Rare-Earth Metal)。
<金属组织>
接着，对本实施方式涉及的钢板的金属组织进行说明。金属组织的比例用体积率表示。在通过图像处理来测定了面积率的情况下，将该面积率视为体积率。在以下的体积率的测定步骤的说明中，有时“体积率”和“面积率”混合存在。
在本实施方式涉及的钢板中，距钢板的表面为板厚的1/4的位置的金属组织，以体积率计包含
铁素体和外延铁素体：10％以上且小于50％、
马氏体：20％以上且70％以下、
贝氏体：50％以下、
残余奥氏体：15％以下、和
剩余组织：5％以下，
其中，外延铁素体相对于铁素体和外延铁素体的合计体积率的比例为5％以上且30％以下，贝氏体、残余奥氏体和剩余组织的合计体积率为50％以下。
(铁素体)
铁素体是通过加热至Ac1点以上且低于Ac3点的温度并进行保持的二相区域退火、或退火后的缓冷而得到的软质的相。再者，在本实施方式涉及的钢板中，至少在距钢板的表面为板厚的1/4的位置的金属组织中包含铁素体及外延铁素体。
只要在距钢板的表面为板厚的1/4的位置的金属组织中包含铁素体，则其体积率的下限就没有特别限定。但是，为了适当地提高钢板的延展性，优选含有10％以上的铁素体。
另外，铁素体的体积率的上限也没有特别限定，但为了实现980MPa以上的强度，需要限定铁素体的体积率，铁素体的体积率优选为小于50％。
(外延铁素体与铁素体的合计体积率为10％以上且小于50％、且外延铁素体相对于其与铁素体的合计体积率的比例为5％以上且30％以下)
外延铁素体通过在二相区域退火中得到的铁素体在接下来的缓冷中生长而得到。本发明人发现，在较多地含有作为铁素体稳定化元素的Al的钢板中，通过上述的缓冷中的铁素体的生长速度充分快，能够得到期望的外延铁素体。在本实施方式涉及的组织中，将在二相区域退火后的缓冷中从铁素体与奥氏体的界面向奥氏体侧生长的铁素体称为外延铁素体。也就是说，外延铁素体形成于马氏体与铁素体之间。外延铁素体的位错密度，比马氏体低，比铁素体高。因此，外延铁素体比马氏体容易变形，但具有比铁素体高的屈服强度(YP)。通过这样地在马氏体之类的硬质组织与铁素体之类的软质组织之间配置具有两组织的中间的屈服强度的组织，能够提高高应变速度区域中的屈服强度。但是，如以下说明的那样，如果没有形成适当厚度的外延铁素体，则外延铁素体中的位错密度变低。外延铁素体中的位错是为了缓和由马氏体相变引起的塑性变形而导入的，但在外延铁素体不具有适当的厚度的情况下，位错会越过外延铁素体而向铁素体中移动，因此外延铁素体中的位错密度减少。若外延铁素体的位错密度低，则不具有充分的屈服强度，不能得到上述效果。如本实施方式那样，使在热轧后卷取了的钢板内部的硬质组织为针状组织，通过其后的退火而生成的奥氏体也为针状组织，由此，通过退火后的冷却而生成的马氏体也能成为针状组织。其结果，能够将存在于马氏体周围的外延铁素体的宽度(厚度)控制在适当的范围。由此，外延铁素体内的位错密度不会变低而被适当地控制，能够提高加工钢板时的应变速度大的区域中的屈服强度。外延铁素体和铁素体的识别方法将在后面叙述，但由于位错密度的差异而导致在腐蚀中的腐蚀的进行程度不同，因此能够在组织照片中明确地区别。
距钢板的表面为板厚的1/4的位置的铁素体和外延铁素体的体积率之和为10％以上且小于50％。另外，外延铁素体相对于铁素体和外延铁素体的合计体积率的比例为5％以上且30％以下。通过如上述那样控制外延铁素体的体积率，即使在应变速度大的区域中也能够显示出高的屈服强度。
(马氏体：20％以上且70％以下)
马氏体是位错密度高且硬质的组织，因此是有助于抗拉强度的提高的组织。考虑到强度与加工性的平衡，马氏体的体积率设为20％以上且70％以下。本实施方式中的马氏体包括新鲜马氏体和回火马氏体。从使抗拉强度为980MPa以上的观点出发，马氏体的体积率优选为30％以上。另外，从确保适宜的弯曲性的观点出发，马氏体的体积率优选为55％以下。
(贝氏体：50％以下)
贝氏体是位错密度高且硬质的组织，但与马氏体相比，位错密度低且为软质，因此具有提高延展性的效果。因此，为了得到所希望的特性，也可以含有贝氏体，直到50％为止。另一方面，由于不是用于得到本实施方式的效果的必需的金属组织，因此贝氏体的比例也可以为0％。
(残余奥氏体：15％以下)
残余奥氏体通过TRIP效应而使延展性提高，有助于均匀伸长率的提高。因此，也可以含有残余奥氏体，直到15％为止。另一方面，由于不是用于得到本实施方式的效果的必需的金属组织，因此残余奥氏体的比例也可以为0％。
(剩余组织：5％以下)
作为剩余组织，可举出珠光体等。这些组织使加工性降低，因此设为5％以下。
贝氏体、残余奥氏体和剩余组织的合计的体积率设为50％以下。通过使该体积率为50％以下，能够确保本实施方式的效果。
接着，对铁素体、外延铁素体和马氏体的判别方法以及组织比例的计算方法进行说明。再者，将不属于上述这些组织的组织记为剩余组织。在组织比例的计算中，将根据组织照片求出的面积率视为体积率。
各金属组织的鉴定和体积率的计算，通过EBSD(Electron Back ScatteringDiffraction：电子背散射衍射)、X射线测定、使用硝酸乙醇试剂或Lepera液的腐蚀、以及扫描型电子显微镜来进行。观察区域是在板宽度中央的位置，且是沿着钢板的轧制方向且与板面垂直的截面的100μm×100μm区域。以3000倍的倍率进行观察。关于板厚方向，在钢板表面附近及钢板中心附近，分别有显微组织(构成要素)与其他部分大不相同的情况。因此，在本实施方式中，进行以1/4的板厚位置为基准的显微组织的观察。
测定步骤的概略如下。
首先，对研磨后的试样测定X射线的衍射强度，求出残余奥氏体的体积率。接着，在进行了使用硝酸乙醇试剂的腐蚀之后，观察通过FE-SEM得到的二次电子图像，并区别为(i)珠光体、(ii)外延铁素体和铁素体、(iii)马氏体、贝氏体和残余奥氏体这3项，求出珠光体的面积率。(ii)外延铁素体和铁素体通过控制了观察条件的图像的亮度来区别，求出各自的面积率。
其后，使用Lepera试剂进行腐蚀，观察通过FE-SEM得到的二次电子像。在该观察中，区别贝氏体、与马氏体及残余奥氏体，求出贝氏体的面积率。最后，从马氏体和残余奥氏体的面积率减去使用X射线测定出的残余奥氏体的体积率来求出马氏体的面积率。
以下对具体的步骤进行说明。
残余奥氏体的体积率能够使用X射线测定衍射强度而算出。
在使用X射线的测定中，通过机械研磨及化学研磨来除去从试样的板面到深度1/4的位置的部分。在板厚的1/4的位置，可使用MoKα射线，由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。作为一般的计算方法，可利用5峰法。
珠光体的鉴定按照以下的步骤进行。用硝酸乙醇试剂腐蚀试样的观察面，在以板厚的1/4为中心的板厚的1/8～3/8的范围内将100μm×100μm区域使用FE-SEM以3000倍的倍率进行观察。根据组织内部所含的渗碳体的位置及渗碳体的排列，将铁素体和渗碳体以层状排列的区域判别为珠光体。面积率通过使用图像解析软件Image J进行图像解析来求出。
铁素体和外延铁素体的鉴定按照以下的顺序进行。作为硝酸乙醇试剂，特别地使用3％硝酸与乙醇的混合液来腐蚀试样的观察面，在以板厚的1/4为中心的板厚的1/8～3/8的范围内将100μm×100μm区域使用FE-SEM以3000倍的倍率进行观察。均匀的对比度的部分(在晶粒内不含块、束等的下部组织、渗碳体、残余奥氏体，表现为单一的均匀的对比度的部分)为铁素体和外延铁素体。将使用图像解析软件Image J通过图像解析计算出的面积率视为铁素体及外延铁素体的面积率。
为了区别铁素体和外延铁素体，将观察条件设定为加速电压15kV、WD10mm。在使用图像解析软件Image J进行了图像解析的观察图像中，亮度在整体的85％以上具有峰的组织是马氏体，在60％以上且小于85％具有峰的组织是铁素体，在45％以上且小于60％具有峰的组织是外延铁素体。由此，能够区别铁素体和外延铁素体，能够算出铁素体和外延铁素体中的外延铁素体的比例。
贝氏体的鉴定按照以下的步骤进行。用Lepera液腐蚀试样的观察面，在以板厚的1/4为中心的板厚的1/8～3/8的范围内将100μm×100μm的区域使用FE-SEM以3000倍的倍率进行观察。根据组织内部所含的渗碳体的位置和渗碳体的排列能够判别贝氏体。具体而言，将渗碳体具有多种异型(变体：variant)的组织判别为贝氏体，使用图像解析软件Image J求出其面积率。
马氏体的鉴定按照以下的步骤进行。用Lepera液腐蚀试样的观察面，在以板厚的1/4为中心的板厚的1/8～3/8的范围内将100μm×100μm的区域使用FE-SEM以3000倍的倍率进行观察。在Lepera腐蚀中，马氏体和残余奥氏体难以被腐蚀，这些组织的面积率为马氏体和残余奥氏体的合计面积率。能够使用图像解析软件Image J求出该未被腐蚀的区域的面积率，并减去用X射线测定出的残余奥氏体的体积率，来算出马氏体的面积率。
<马氏体的长径相对于短径之比为5.0以上>
在本实施方式涉及的钢板中，马氏体的长径相对于短径之比为5.0以上。这表示：马氏体的纵横比大，是所谓的针状组织。在该比小于5.0的情况下，意味着本实施方式中的马氏体的针状组织崩溃。通过将上述比设为5.0以上，在铁素体与马氏体之间形成的外延铁素体的宽度(厚度)变薄，能够提高外延铁素体中的位错密度。由此，能够在铁素体与马氏体之间形成具有适宜的屈服强度的外延铁素体，即使在加工钢板时的应变速度大的区域中也能够得到高的屈服强度。上述比优选为6.0以上，更优选为7.0以上。
接着，对马氏体的长径相对于短径之比的测定方法进行说明。
首先，测定通过上述图像处理确定的各马氏体的面积。接着，测定各马氏体的长径。在此，所谓长径是指将马氏体的周围上的两点连结的线段的最大长度。接着，对于各马氏体，算出其面积除以长径而得到的值来作为短径。最后，在各马氏体中，算出长径相对于短径之比，求出其平均值。
<在与轧制方向垂直的方向的截面中，外延铁素体与铁素体的界面的长度A和外延铁素体与马氏体的界面的长度B之比即A/B：超过1.5>
在本实施方式涉及的钢板中，在沿着轧制方向的、与钢板的表面垂直的截面中，外延铁素体与铁素体的界面的长度A和外延铁素体与马氏体的界面的长度B之比即A/B超过1.5。若该比超过1.5，则在马氏体与铁素体的界面充分地存在外延铁素体，在因弯曲加工等而应变速度大的区域中，屈服强度适宜地上升。其结果，能够抑制该部位的板厚的减少，因此能够得到适宜的部件刚性。
A/B优选为1.7以上，更优选为1.8以上。
A/B的上限没有特别限制，但考虑到外延铁素体的比例、马氏体的长径与短径之比，也可以设为3.0。
接着，对上述的A/B的测定方法进行说明。
图1是表示外延铁素体与铁素体的界面的长度A和外延铁素体与马氏体的界面的长度B的一例的示意图。各组织的区域能够用图像处理软件进行识别。由图像处理软件得到的视场整体中的外延铁素体与铁素体的界面的长度A和外延铁素体与马氏体的界面的长度B之比为A/B。
<抗拉强度：980MPa以上>
本实施方式涉及的钢板的抗拉强度(TS)为980MPa以上。
再者，抗拉强度，通过从退火钢板在与轧制方向垂直的方向上制取JIS Z 2201中记载的JIS 5号拉伸试样，依据JIS Z 2241：2011进行拉伸试验来测定。
<应变速度0.001/秒和0.01/秒下的条件屈服强度σ0.2(YP))之差为7MPa以上＞
在本实施方式涉及的钢板中，作为有助于抑制使钢板变形时的高应变速度区域中的板厚减少的优势特性，更优选应变速度0.001/秒和0.01/秒下的条件屈服强度σ0.2(YP)之差为7MPa以上。
YP之差通过从退火钢板在与轧制方向垂直的方向上制取JIS Z 2201中记载的JIS5号拉伸试样，求出应变速度0.001/秒和0.01/秒下的YP，算出它们的差来求出。
再者，本实施方式的钢板可以在表面具有热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层或电镀锌层。即使在这样地形成有镀层的情况下，本实施方式的钢板也发挥所希望的特性。
[钢板的制造方法]
接着，对用于得到本实施方式的钢板的制法的一例进行说明。
本实施方式涉及的钢板的制造方法，包含：
热轧工序，将具有上述的化学组成的板坯进行热轧而制成原始奥氏体粒径小于30μm的热轧钢板；
冷却工序，对上述热轧钢板以平均冷却速度为20℃/秒以上的冷却速度进行冷却到500℃以下；
卷取工序，将上述冷却工序后的上述热轧钢板在500℃以下的温度进行卷取；
冷轧工序，将上述卷取工序后的上述热轧钢板进行酸洗，并以30％以下的压下率进行冷轧而制成冷轧钢板；
退火工序，将上述冷轧钢板的板厚中心部加热至第1温度域，在上述第1温度域中均热5秒以上，上述第1温度域为(Ac3点-100)℃～900℃；和
退火冷却工序，将上述退火工序后的上述冷轧钢板在第2温度域中以2.5℃/秒～50℃/秒的平均冷却速度进行冷却，上述第2温度域为750℃～550℃。
(热轧工序)
在热轧工序中，将具有上述的化学成分的板坯进行热轧而制成热轧钢板。再者，以使得采用使用了热轧钢板的光学显微镜照片的线段法求出的原始奥氏体粒径的平均值小于30μm的方式进行热轧。该热轧工序包含粗轧工序和使板坯连续地通过多段的轧制机架而进行轧制的精轧工序。
通过使热轧钢板的原始奥氏体粒径小于30μm，能够抑制在其后的退火工序中相变而成的奥氏体彼此连结而成为块状的奥氏体。通过抑制连结成块状的奥氏体，能够增大马氏体的纵横比(长径相对于短径之比为5.0以上)。
再者，热轧钢板的原始奥氏体粒径如下测定：在沿着钢板的轧制方向且与板面垂直的截面中，将观察面用硝酸乙醇腐蚀液腐蚀，用光学显微镜以100～500倍的倍率观察组织，由此利用线段法进行测定。以下，示出为了使热轧钢板的原始奥氏体粒径小于30μm而适宜的热轧条件的一例。原始奥氏体粒径在热轧钢板的板厚的1/4位置进行测定。
从最终的轧制机架起算第3段的轧制机架中的轧制开始温度：800～1000℃
在本实施方式涉及的钢板的制造方法中，将从最终的轧制机架(以下，有时称为最终轧制机架)起算第3段的轧制机架中的轧制开始温度(以下，有时仅称为轧制开始温度)设为800～1000℃。通过将轧制开始温度设为800℃以上，抑制了轧制反作用力提高，容易稳定地得到所希望的板厚，因此优选。另一方面，通过将轧制开始温度设为1000℃以下，能够抑制原始奥氏体晶粒的粗大化，因此优选。再者，从确保硬质组织的观点出发，精轧结束温度设为800℃以上。
在此，所谓从最终轧制机架起算第3段的轧制机架，例如在利用7台轧制机架进行连续轧制的情况下，是指第5台的轧制机架。
精轧的后段3段的轧制机架中的压下率：分别超过10％
在精轧工序中，使板坯连续地通过多段的轧制机架来进行轧制。此时，优选使后段3段的轧制机架中的压下率分别超过10％来进行轧制。在此，所谓后段3段的轧制意指使用了最后的3段的轧制机架的轧制。例如，在利用7台轧制机架进行连续轧制的情况下，意指在第5台～第7台轧制机架中的轧制。通过使后段3段的压下率分别超过10％，能够导入充分的轧制应变，因此能够将奥氏体粒充分细粒化。精轧的后段3段的轧制机架中的压下率更优选设为20％以上。精轧的后段3段的各轧制机架中的压下率的上限没有特别限定，但从制造性的观点出发，可以设定为40％以下。
精轧的后段3段的轧制机架中的各轧制机架间的道次间时间(interpass time)：3.0秒以内
精轧的后段3段的轧制机架中的各轧制机架间的道次间时间优选为3.0秒以内。由此，抑制了在道次间的回复、再结晶，充分地累积应变变得容易。各轧制机架间的道次间时间更优选设为2.0秒以内。各轧制机架间的道次间时间的下限没有特别限定，越短越优选，理想的是0，但从轧制机架的性能来看，也可以设定为0.1秒以上。
精轧的后段3段的轧制机架中的第n段的轧制机架的出侧的温度Tn与第(n+1)段的轧制机架的入侧的温度Tn+1的差值(Tn-Tn+1)：超过10℃通过控制精轧的后段3段的轧制机架中的第n段的轧制机架的出侧的温度Tn与第(n+1)段的轧制机架的入侧的温度Tn+1的差值(Tn-Tn+1)，能够适宜地累积应变。通过使(Tn-Tn+1)超过10℃，能够抑制在道次间的回复、再结晶，能够充分地累积精轧工序中的应变，因此优选。再者，对于第n段的轧制机架，朝向板坯(或钢板)的运送方向n增加。即，板坯(或钢板)在通过第n段的轧制机架后，依次通过第n+1段的轧制机架、第n+2段的轧制机架。
(冷却工序)
热轧工序后，将如上述那样进行了热轧的钢板(以下，有时称为热轧钢板)以20℃/秒以上的冷却速度冷却到500℃以下的冷却停止温度。该冷却工序是为了使钢板的大部分为硬质组织(低温相变组织)、使退火中及冷却后的组织为针状组织而需要的工序。通过使平均冷却速度为20℃/秒以上，铁素体相变、珠光体相变被抑制，能得到成为之后的针状组织的根基的硬质组织。平均冷却速度优选为30℃/秒以上，更优选为40℃/秒以上。上限没有特别限定，但从制造性的观点出发，可以设为100℃/秒以下。但是，当为低于500℃的温度时，由于向低温相变组织相变，因此平均冷却速度不被限定。
(卷取工序)
接着，将在上述冷却工序中冷却了的热轧钢板进行卷取。在该卷取工序中，卷取温度优选为500℃以下。这样地进行了卷取的本实施方式的热轧钢板由于具有针状组织，因此通过经过后面的冷轧及连续退火工序，能够得到具有规定的纵横比的针状的马氏体组织。
(冷轧工序)
接着，将卷取工序后的热轧钢板进行酸洗，并以30％以下的压下率进行冷轧而制成冷轧钢板。再者，冷轧率0％意指未进行冷轧。
酸洗是用于除去热轧钢板的表面的氧化物的工序，酸洗次数可以为1次也可以为多次。
通过使冷轧的压下率为30％以下，能维持在热轧工序中导入的针状组织，因此能够得到期望的金属组织。
(退火工序)
在上述工序之后进行退火工序，得到所希望的金属组织。在退火工序中，将钢板加热至(Ac3点-100℃)以上且900℃以下的温度域(以下，有时称为第1温度域)后，在第1温度域进行5秒以上的温度保持(均热)。在第1温度域中的温度保持中，钢板的温度不需要为恒定。
将钢板加热至(Ac3点-100℃)以上且900℃以下的理由是为了通过将板厚中心部加热至铁素体与奥氏体的二相区域来得到期望的比例的金属组织。另外，通过使退火工序中的加热温度为900℃以下，能够维持奥氏体的针状组织。
再者，Ac3点通过下述式1求出。
Ac3＝910-203C1/2+44.7Si-25(Mn+Cr)+700P-20Cu-15.2Ni+31.5Mo+4
00Ti+104V+120Al…式1
在此，C、Si、Mn、P、Cu、Ni、Cr、Mo、Ti、V和Al为各元素的含量[质量％]。
(退火冷却工序)
对于退火工序后的钢板，在750℃以下且550℃以上的温度域(以下，有时称为第2温度域)中以2.5℃/秒以上且50℃/秒以下的平均冷却速度进行冷却。通过将第2温度域中的冷却速度控制在该范围，在铁素体的周围生成所希望的外延铁素体。在本实施方式中，通过含有一定量的Al来促进外延铁素体的生成。通过使平均冷却速度为2.5℃/秒以上，能够抑制铁素体过度地生成从而钢板的强度不足的情况。平均冷却速度的下限优选为5℃/秒，更优选为10℃/秒。另外，通过将平均冷却速度设为50℃/秒以下，能够生成充分的量的外延铁素体。为此，平均冷却速度的上限优选为40℃/秒。再者，将从均热炉出来的时间点作为退火冷却工序的开始时间，将从冷却带离开的时间点和钢板的温度到达550℃的时间点之中的早的时间点作为退火冷却工序的结束时间。
再者，在Al含量不充分的情况下，即使将上述平均冷却速度控制在2.5℃/秒以上且50℃/秒以下，外延铁素体也不会充分地生成。
为了得到期望的金属组织比例，在高于750℃的温度下，可适当控制能够抑制铁素体相变、珠光体相变的平均冷却速度。另外，在低于550℃的温度下，为了得到所希望的硬质组织的分率，可适当控制平均冷却速度。在550℃以下的温度域中，为了作为硬质组织得到马氏体，更优选以20℃/秒以上的平均冷却速度冷却到100℃以下。另外，为了作为硬质组织得到贝氏体，可以在150℃以上且550℃以下的温度域中实施10秒以上的等温保持。
也可以对退火冷却工序后的钢板的表面实施热浸镀锌、电镀锌。由此，能得到热浸镀锌钢板。在实施热浸镀锌的情况下，浸渍钢板的热浸镀锌浴的温度可以为一直以来应用的条件。即，热浸镀锌浴的温度例如设为440℃以上且550℃以下。
另外，也可以在如上述那样实施热浸镀锌后，实施加热合金化处理。由此，能得到合金化热浸镀锌钢板。进行加热合金化处理的情况下的合金化的加热温度可以为一直以来应用的条件。即，合金化的加热温度例如设为300℃以上且600℃以下。合金化的加热方式并没有特别限定，能够使用利用燃烧气体进行的直接加热、感应加热、直接通电加热等的与以往的热浸镀设备相应的加热方式。合金化处理之后，钢板被冷却至200℃以下，根据需要实施调质轧制。
另外，作为制造电镀锌钢板的方法，可举出以下的例子。例如，对于上述的钢板，作为镀敷的前处理，实施碱脱脂、水洗、酸洗以及水洗。其后，对于前处理之后的钢板，例如使用液循环式的电镀装置，作为镀浴使用包含硫酸锌、硫酸钠、硫酸的镀浴，以电流密度100A/dm2左右进行电解处理直至成为规定的镀层厚度。
实施例
参照实施例来更具体地说明本实施方式。
<制造方法>
铸造了具有表1-1及表1-2所示的化学组成的板坯。对于铸造后的板坯，以表2-1～表2-3中记载的条件下实施热轧工序、冷却工序及卷取工序。酸洗后，以表2-1～表2-3中记载的压下率实施冷轧。冷轧工序后，以表2-1～表2-3所示的条件对冷轧钢板实施退火工序及退火冷却工序。
对于一部分的例子，在退火工序后进行了热浸镀锌及合金化处理。
Figure BDA0003741757210000241
Figure BDA0003741757210000251
Figure BDA0003741757210000261
Figure BDA0003741757210000271
Figure BDA0003741757210000281
<金属组织的测定>
从得到的退火钢板制取SEM观察用试样，将与轧制方向及板厚方向平行的截面进行研磨后，用以下的方法鉴定各组织，测定体积率。将各组织的体积率示于表3-1～表3-3。
残余奥氏体的体积率使用X射线测定衍射强度而算出。
在使用X射线的测定中，通过机械研磨及化学研磨来除去从试样的板面到深度1/4的位置的部分。在板厚的1/4的位置，使用MoKα射线，由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。作为一般的计算方法，使用了5峰法。
珠光体的鉴定按照以下的步骤进行。用硝酸乙醇试剂腐蚀试样的观察面，在以板厚的1/4为中心的板厚的1/8～3/8的范围内将100μm×100μm区域使用FE-SEM以3000倍的倍率进行观察。根据组织内部所含的渗碳体的位置及渗碳体的排列，将铁素体和渗碳体以层状排列的区域判别为珠光体。面积率通过使用图像解析软件Image J进行图像解析来求出。
铁素体和外延铁素体的鉴定按照以下的顺序进行。作为硝酸乙醇试剂，特别地使用3％硝酸与乙醇的混合液来腐蚀试样的观察面，在以板厚的1/4为中心的板厚的1/8～3/8的范围内将100μm×100μm区域使用FE-SEM以3000倍的倍率进行观察。将均匀的对比度的部分(在晶粒内不含块、束等的下部组织、渗碳体、残余奥氏体，表现为单一的均匀的对比度的部分)判断为铁素体和外延铁素体。将使用图像解析软件Image J通过图像解析计算出的面积率视为铁素体及外延铁素体的面积率。
为了区别铁素体和外延铁素体，将观察条件设定为加速电压15kV、WD10mm。在使用图像解析软件Image J进行了图像解析的观察图像中，亮度在整体的85％以上具有峰的组织判断为马氏体，在60％以上且小于85％具有峰的组织判断为铁素体，在45％以上且小于60％具有峰的组织判断为外延铁素体。由此，能够区别铁素体和外延铁素体，能够算出铁素体和外延铁素体中的外延铁素体的比例。
贝氏体的鉴定按照以下的步骤进行。用Lepera液腐蚀试样的观察面，在以板厚的1/4为中心的板厚的1/8～3/8的范围内将100μm×100μm的区域使用FE-SEM以3000倍的倍率进行观察。根据组织内部所含的渗碳体的位置和渗碳体的排列来判别贝氏体。具体而言，将渗碳体具有多种异型(变体：variant)的组织判别为贝氏体，使用图像解析软件Image J求出其面积率。
马氏体的鉴定按照以下的步骤进行。用Lepera液腐蚀试样的观察面，在以板厚的1/4为中心的板厚的1/8～3/8的范围内将100μm×100μm的区域使用FE-SEM以3000倍的倍率进行观察。在Lepera腐蚀中，马氏体和残余奥氏体难以被腐蚀，将这些组织的面积率作为马氏体和残余奥氏体的合计面积率。使用图像解析软件Image J求出该未被腐蚀的区域的面积率，并减去用X射线测定出的残余奥氏体的体积率，来算出马氏体的面积率。
<在与轧制方向垂直的方向的截面中，外延铁素体与铁素体的界面的长度A和外延铁素体与马氏体的界面的长度B之比即A/B>
采用以下的方法测定了外延铁素体与铁素体的界面的长度A和外延铁素体与马氏体的界面的长度B之比即A/B。
如前述那样，用图像处理软件识别各组织的区域，将利用图像处理软件得到的外延铁素体与铁素体的界面的长度A和外延铁素体与马氏体的界面的长度B之比作为A/B。
将结果示于表3。
<马氏体的长径相对于短径之比>
利用以下的方法测定马氏体的长径相对于短径之比(纵横比)。
测定通过上述图像处理确定的各马氏体的面积。接着，测定各马氏体的长径。在此，所谓长径是指将马氏体的周围上的两点连结的线段的最大长度。接着，对于各马氏体，算出其面积除以长径而得到的值来作为短径。最后，在各马氏体中，算出长径相对于短径的比率，并求出其平均值。
将结果示于表3-1～表3-3。
<抗拉强度>
通过从钢板在与轧制方向垂直的方向上制取JIS 5号拉伸试样，依据JIS Z 2241：2011进行拉伸试验来测定抗拉强度。
将抗拉强度的测定结果示于表3-1～表3-3。
<应变速度0.001/秒和0.01/秒下的条件屈服强度σ0.2(YP)之差＞
关于应变速度0.001/秒和0.01/秒下的条件屈服强度σ0.2(YP)之差，从钢板在与轧制方向垂直的方向上制取JIS Z 2201中记载的JIS 5号拉伸试样，求出应变速度0.001/秒和0.01/秒下的YP之差。
Figure BDA0003741757210000321
Figure BDA0003741757210000331
Figure BDA0003741757210000341
如表1-1～表3-3所示，在满足本实施方式的要件的实施例中，得到了所希望的特性。另一方面，在不满足本实施方式的要件中的至少一项的比较例中，没有得到所希望的特性。具体地如下所述。
No.44，由于C量少，因此没有得到所希望的金属组织，没有得到所希望的强度。
No.45，由于C量多，因此在拉伸试验中在弹性域断裂。
No.46，由于Mn和Cr的合计量少，因此没有得到所希望的金属组织，没有得到所希望的强度。
No.47，由于Mn和Cr的合计量多，因此外延铁素体未充分生成，没有得到所希望的屈服强度的增加量。
No.48，由于Al量少，因此外延铁素体未充分生成，没有得到所希望的屈服强度的增加量。
No.49，由于Al量多，因此由Al引起的脆化显著，板坯开裂，因此中止了其后的试验。
No.50，由于从最终轧制机架起算第3段的轧制机架中的轧制的开始温度低，轧制载荷提高而不能轧制，因此中止了其后的试验。
No.50’，由于从最终轧制机架起算第3段的轧制机架中的轧制的开始温度高，因此马氏体的纵横比未成为5.0以上，另外，没有得到马氏体的周围的适宜的外延铁素体，没有得到所希望的屈服强度的增加量。
No.51，由于精轧的后段第3段的轧制机架中的压下率低，因此没有得到针状的马氏体及其周围的适宜的外延铁素体，没有得到所希望的屈服强度的增加量。
No.52，由于精轧的后段第2段的轧制机架及后段第1段(即，最终轧制机架)中的压下率低，因此没有得到针状的马氏体及其周围的适宜的外延铁素体，没有得到所希望的屈服强度的增加量。
No.53，由于精轧的后段第1段(即，最终轧制机架)的压下率低，因此没有得到针状的马氏体及其周围的适宜的外延铁素体，没有得到所希望的屈服强度的增加量。
No.54，由于轧制机架间的道次间时间的最大值超过3.0秒，因此没有得到针状的马氏体及其周围的适宜的外延铁素体，没有得到所希望的屈服强度的增加量。
No.55，由于精轧的后段3段的轧制机架中的第n段的所述轧制机架的出侧的温度Tn与第(n+1)段的所述轧制机架的入侧的温度Tn+1的差值(Tn-Tn+1)的最大值为10℃以下，因此没有得到针状的马氏体及其周围的适宜的外延铁素体，没有得到所希望的屈服强度的增加量。
No.56，由于冷却工序的平均冷却速度低于20℃/秒，因此没有得到针状的马氏体及其周围的适宜的外延铁素体，没有得到所希望的屈服强度的增加量。
No.57，由于冷却工序的冷却停止温度超过500℃，因此没有得到针状的马氏体及其周围的适宜的外延铁素体，没有得到所希望的屈服强度的增加量。
No.58，由于卷取温度超过500℃，因此没有得到针状的马氏体及其周围的适宜的外延铁素体，没有得到所希望的屈服强度的增加量。
No.59，由于冷轧工序的压下率超过30％，因此不能够维持在热轧钢板中生成的针状组织，没有得到所希望的屈服强度的增加量。
No.60，由于退火工序中的均热温度低于(Ac3点-100)℃，因此没有得到所希望的金属组织，抗拉强度不充分，没有得到所希望的屈服强度的增加量。
No.61，由于退火工序中的均热温度超过900℃，因此没有得到期望的金属组织，另外，不能够维持在热轧钢板中生成的针状组织，没有得到所希望的屈服强度的增加量。
No.62，由于退火冷却工序中的平均冷却速度低于2.5℃/秒，因此没有得到所希望的金属组织，抗拉强度不充分。
No.63，由于退火冷却工序中的平均冷却速度超过50℃/秒，因此没有充分得到外延铁素体，没有得到所希望的屈服强度的增加量。
产业上的可利用性
根据本发明，能够提供抗拉强度为980MPa以上、且即使进行弯曲加工也具有适宜的构件刚性的钢板及其制造方法，因此在产业上极其有用。

Claims (9)

1.一种钢板，化学组成以质量％计包含
C：0.050％以上且0.500％以下、
Si：0.01％以上且2.50％以下、
Mn+Cr：1.20％以上且4.00％以下、
Al：0.10％以上且2.00％以下、
P：0％以上且0.100％以下、
S：0％以上且0.050％以下、
N：0％以上且0.010％以下、
O：0％以上且0.006％以下、
Mo：0％以上且1.000％以下、
Ti：0％以上且0.200％以下、
Nb：0％以上且0.200％以下、
B：0％以上且0.010％以下、
V：0％以上且0.200％以下、
Cu：0％以上且1.000％以下、
W：0％以上且0.100％以下、
Ta：0％以上且0.100％以下、
Ni：0％以上且1.000％以下、
Sn：0％以上且0.050％以下、
Co：0％以上且0.500％以下、
Sb：0％以上且0.050％以下、
As：0％以上且0.050％以下、
Mg：0％以上且0.050％以下、
Ca：0％以上且0.050％以下、
Y：0％以上且0.050％以下、
Zr：0％以上且0.050％以下、
La：0％以上且0.050％以下、
Ce：0％以上且0.050％以下，
余量包含铁和杂质，
距表面为板厚的1/4的位置的金属组织，以体积率计含有
铁素体和外延铁素体：10％以上且小于50％、
马氏体：20％以上且70％以下、
贝氏体：50％以下、
残余奥氏体：15％以下、和
剩余组织：5％以下，
所述外延铁素体相对于所述铁素体和所述外延铁素体的合计体积率的比例为5％以上且30％以下，所述贝氏体、所述残余奥氏体和所述剩余组织的合计体积率为50％以下，
在距所述表面为板厚的1/4的位置的、沿着轧制方向且相对于所述表面垂直的截面中，所述外延铁素体与所述铁素体的界面的长度A和所述外延铁素体与所述马氏体的界面的长度B之比即A/B超过1.5，
所述马氏体的长径相对于短径之比为5.0以上，并且，
所述钢板的抗拉强度为980MPa以上。
2.根据权利要求1所述的钢板，
所述化学组成以质量％计含有选自
Mo：0.010～1.000％、
B：0.0001～0.010％、
Ti：0.010～0.200％、
Nb：0.010～0.200％、
V：0.010～0.200％
Cu：0.001～1.000％、和
Ni：0.001～1.000％
中的1种或2种以上。
3.根据权利要求1或2所述的钢板，
在所述钢板的表面具有热浸镀锌层。
4.根据权利要求1或2所述的钢板，
在所述钢板的表面具有合金化热浸镀锌层。
5.根据权利要求1或2所述的钢板，
在所述钢板的表面具有电镀锌层。
6.一种钢板的制造方法，具有：
热轧工序，将具有下述化学组成的板坯进行热轧而制成原始奥氏体粒径小于30μm的热轧钢板，所述化学组成以质量％计包含
C：0.050％以上且0.500％以下、
Si：0.01％以上且2.50％以下、
Mn+Cr：1.20％以上且4.00％以下、
Al：0.10％以上且2.00％以下、
P：0％以上且0.100％以下、
S：0％以上且0.050％以下、
N：0％以上且0.010％以下、
O：0％以上且0.006％以下、
Mo：0％以上且1.000％以下、
Ti：0％以上且0.200％以下、
Nb：0％以上且0.200％以下、
B：0％以上且0.010％以下、
V：0％以上且0.200％以下、
Cu：0％以上且1.000％以下、
W：0％以上且0.100％以下、
Ta：0％以上且0.100％以下、
Ni：0％以上且1.000％以下、
Sn：0％以上且0.050％以下、
Co：0％以上且0.500％以下
Sb：0％以上且0.050％以下、
As：0％以上且0.050％以下、
Mg：0％以上且0.050％以下、
Ca：0％以上且0.050％以下、
Y：0％以上且0.050％以下、
Zr：0％以上且0.050％以下、
La：0％以上且0.050％以下、
Ce：0％以上且0.050％以下，
余量包含铁和杂质；
冷却工序，对所述热轧钢板以20℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却到500℃以下；
卷取工序，将所述冷却工序后的所述热轧钢板在500℃以下的温度进行卷取；
冷轧工序，将所述卷取工序后的所述热轧钢板进行酸洗，并以30％以下的压下率进行冷轧而制成冷轧钢板；
退火工序，将所述冷轧钢板加热至第1温度域，并在所述第1温度域中均热5秒以上，所述第1温度域为(Ac3点-100)℃～900℃；和
退火冷却工序，将所述退火工序后的所述冷轧钢板在第2温度域中以2.5℃/秒～50℃/秒的平均冷却速度进行冷却，所述第2温度域为750℃～550℃。
7.根据权利要求6所述的钢板的制造方法，
所述热轧工序具有使所述板坯连续地通过多段的轧制机架而进行轧制的精轧工序，
在所述精轧工序中，
从最终的所述轧制机架起算，第3段的所述轧制机架中的轧制开始温度为800℃～1000℃，
在所述精轧工序的后段3段的所述轧制机架中分别以超过10％的压下率进行轧制，
所述精轧工序的所述后段3段的轧制机架中的各轧制机架间的道次间时间为3.0秒以内，
所述精轧工序的所述后段3段的轧制机架中的第n段的所述轧制机架的出侧的温度Tn与第(n+1)段的所述轧制机架的入侧的温度Tn+1的差值即Tn-Tn+1超过10℃。
8.根据权利要求6或7所述的钢板的制造方法，
通过将所述退火冷却工序后的所述冷轧钢板浸渍于热浸镀锌浴中来形成热浸镀锌层。
9.根据权利要求8所述的钢板的制造方法，
将所述热浸镀锌层在300℃～600℃的温度域中进行合金化。
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Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20240327965A1 (en) * 2021-07-28 2024-10-03 Nippon Steel Corporation Steel sheet and method for producing same

Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2009099251A1 (ja) * 2008-02-08 2009-08-13 Jfe Steel Corporation 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CN102605240A (zh) * 2011-12-09 2012-07-25 首钢总公司 一种具有高强度和高塑性的双相钢及其生产方法
EP2762590A1 (en) * 2011-09-30 2014-08-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Galvanized steel sheet and method of manufacturing same
WO2016010144A1 (ja) * 2014-07-18 2016-01-21 新日鐵住金株式会社 鋼材およびその製造方法
EP3214197A1 (en) * 2014-10-30 2017-09-06 JFE Steel Corporation High-strength steel sheet and method for manufacturing same
CN107429369A (zh) * 2015-02-24 2017-12-01 新日铁住金株式会社 冷轧钢板及其制造方法
WO2018088421A1 (ja) * 2016-11-10 2018-05-17 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延薄鋼板および高強度冷延薄鋼板の製造方法
US20190085427A1 (en) * 2016-03-31 2019-03-21 Jfe Steel Corporation Steel sheet and plated steel sheet, method for producing hot-rolled steel sheet, method for producing cold-rolled full-hard steel sheet, method for producing heat-treated sheet, method for producing steel sheet, and method for producing plated steel sheet
CN110475892A (zh) * 2017-04-05 2019-11-19 杰富意钢铁株式会社 高强度冷轧钢板及其制造方法

Family Cites Families (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6699724B2 (ja) 2016-05-09 2020-05-27 日本製鉄株式会社 構造体の製造方法
JP7054654B2 (ja) 2018-06-28 2022-04-14 東京応化工業株式会社 レジスト組成物及びレジストパターン形成方法

Patent Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2009099251A1 (ja) * 2008-02-08 2009-08-13 Jfe Steel Corporation 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
EP2762590A1 (en) * 2011-09-30 2014-08-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Galvanized steel sheet and method of manufacturing same
CN102605240A (zh) * 2011-12-09 2012-07-25 首钢总公司 一种具有高强度和高塑性的双相钢及其生产方法
WO2016010144A1 (ja) * 2014-07-18 2016-01-21 新日鐵住金株式会社 鋼材およびその製造方法
EP3214197A1 (en) * 2014-10-30 2017-09-06 JFE Steel Corporation High-strength steel sheet and method for manufacturing same
CN107429369A (zh) * 2015-02-24 2017-12-01 新日铁住金株式会社 冷轧钢板及其制造方法
US20190085427A1 (en) * 2016-03-31 2019-03-21 Jfe Steel Corporation Steel sheet and plated steel sheet, method for producing hot-rolled steel sheet, method for producing cold-rolled full-hard steel sheet, method for producing heat-treated sheet, method for producing steel sheet, and method for producing plated steel sheet
WO2018088421A1 (ja) * 2016-11-10 2018-05-17 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延薄鋼板および高強度冷延薄鋼板の製造方法
CN110475892A (zh) * 2017-04-05 2019-11-19 杰富意钢铁株式会社 高强度冷轧钢板及其制造方法

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