CN115003833B - 钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明所涉及的钢板具有规定的成分组成，关于沿板厚方向距表面为板厚的1/4位置处的显微组织，以体积％计含有铁素体：80％以上、马氏体：2％以下、残余奥氏体：2％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，在10％拉伸后的沿板厚方向距表面为板厚的1/4位置处的显微组织中，最大直径为1.0μm以上的孔隙的个数密度为1.0×109个/m2以下。

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日提出的日本专利申请特愿2020- 001530号主张优先权，在此引用其内容。
背景技术
近年来，汽车为了通过使车体轻量化来提高燃油效率，从而降低 二氧化碳气体的排放量，此外为了通过吸收碰撞时的碰撞能量来确保 乘客的保护及安全，正在大量使用高强度钢板。可是，一般来讲，如 果使钢板高强度化，则变形能力(延展性、弯曲性等)下降，容易在 冲击变形所产生的局部大应变区域中发生断裂。因此，对于汽车中使 用的钢板，要求在冲击变形所产生的局部大应变区域中难以发生断裂的特性，即要求耐冲击断裂特性优异。
例如，专利文献1中，公开了一种能够兼顾高的强度和优异的成 形性的抗拉强度为900MPa以上的高强度钢板。专利文献1在钢组织中，按面积率将铁素体设定为5％以上且80％以下，将自回火马氏体设 定为15％以上，同时将贝氏体设定为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，且将自回火马氏体中的5nm以上且0.5μm以 下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900MPa以上的抗拉强度、且具 有良好的焊接性、拉伸率也良好的薄钢板。在专利文献2的薄钢板 中，公开了在其所具有的钢组织中，铁素体按面积率含有25％以上且 65％以下，马氏体晶粒内析出了铁系碳化物的马氏体按面积率含有 35％以上且75％以下，作为剩余部分组织除所述铁素体及所述马氏体 以外按面积率合计含有20％以下(包含0％)，所述铁素体及所述马氏 体的平均粒径分别为5μm以下，所述铁素体和所述马氏体的界面上的Si及Mn的合计按原子浓度为5％以上。
专利文献3中，公开了一种冷轧钢板，其中，所具有的钢组织中 含有合计为60面积％以上的铁素体及贝氏体、以及3面积％以上且20 面积％以下的残余奥氏体，所述铁素体及贝氏体的平均粒径为0.5μm 以上且6.0μm以下，所述残余奥氏体中的C浓度为0.5质量％以上且 1.2质量％以下；具有距钢板表面为50μm的深度位置中的向轧制方向 伸展的Mn浓化部及Si浓化部在轧制直角方向的平均间隔为1000μm 以下的元素浓度分布；具有钢板表面的裂纹的最大深度为4.5μm以 下、且宽6μm以下、深2μm以上的裂纹的数密度为10个/50μm以下 的表面性状；具有抗拉强度(TS)为800MPa以上且1200MPa以下、3％以上且8％以下的塑性应变区中的加工硬化指数(n3-8)为0.10以 上、弯曲性满足式(R/t≤1.5)的机械特性。
但是，本发明人进行研究的结果，得知在专利文献1～3中，有时 耐冲击断裂特性并不充分。
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
发明所要解决的问题
本发明如上所述，是鉴于在高强度钢板中，除了提高成形性及强 度以外，还要求提高耐冲击断裂特性而完成的。本发明的目的是，在 高强度钢板(包括镀锌钢板、镀锌合金钢板、合金化镀锌钢板、合金 化镀锌合金钢板)中，提供成形性、强度及耐冲击断裂特性优异的钢板及其制造方法。
用于解决课题的手段
为了解决上述课题而进行了研究，结果本发明人得到了以下的见 解。
(a)由于通过成形在钢中发生的微细的孔隙成为冲击时发生的脆 性-韧性断裂的传播路径，所以降低成为微细孔隙发生起点的硬质组织 (马氏体及残余奥氏体)的体积率，对于提高耐冲击断裂特性是有效 的。
(b)看起来似乎通过冷轧在硬质的渗碳体附近产生的孔隙、或者 在通过固溶碳使热轧钢板达到高硬度的情况下通过冷轧而产生的孔 隙，通过热处理(退火)而消失，但成形时因开口而使微细的孔隙残 存于制品中，所以对冷轧前的渗碳体及固溶碳的分布进行控制，对于 提高耐冲击断裂特性是有效的。
基于上述见解而完成的本发明的主旨如下所述。
[1]本发明的一个方案涉及一种钢板，其中，成分组成以质量％计含有：
C：0.010～0.200％、
Si：0.005～1.500％、
Mn：0.05～3.00％、
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、
Nb：0～0.060％、
Ti：0～0.100％、
V：0～0.500％、
Cr：0～1.00％、
Ni：0～1.00％、
Cu：0～1.00％、
Mo：0～1.00％、
W：0～1.000％、
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％，
剩余部分包含Fe及杂质；
关于沿板厚方向距表面为板厚的1/4位置处的显微组织，
以体积％计含有铁素体：80％以上、马氏体：2％以下、残余奥氏 体：2％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，
在10％拉伸后的沿板厚方向距表面为板厚的1/4位置处的显微组 织中，最大直径为1.0μm以上的孔隙的个数密度为1.0×109个/m2以 下。
[2]上述[1]所述的钢板，其中，所述成分组成也可以以质量％计含 有选自以下元素中的1种以上：
Nb：0.005～0.060％、
Ti：0.015～0.100％、
V：0.010～0.500％、
Cr：0.05～1.00％、
Ni：0.05～1.00％、
Cu：0.05～1.00％、
Mo：0.03～1.00％、
W：0.030～1.000％、
B：0.0005～0.0100％、
Sn：0.01～1.00％、
Sb：0.005～0.20％、以及
Ca、Ce、Mg、Zr、La、REM中的1种或2种以上的合计： 0.0001～0.0100％。
[3]上述[1]或[2]所述的钢板，其中，含在所述显微组织中的所述铁 素体的平均结晶粒径也可以为6.0～15.0μm。
[4]上述[1]～[3]中任一项所述的钢板，其中，也可以在所述表面具 有镀锌层。
[5]上述[1]～[3]中任一项所述的钢板，其中，也可以在所述表面具 有锌合金镀层。
[6]上述[4]或[5]所述的钢板，其中，所述镀锌层或所述锌合金镀层 中的Fe含量也可以以质量％计为7.0～13.0％。
[7]本发明的另一方案涉及一种钢板的制造方法，其是制造上述 [1]～[3]中任一项所述的钢板的方法，其中，具备：
热轧工序，其将具有上述[1]所述的成分组成的钢坯加热至1150～ 1320℃，以热轧结束温度达到850～930℃的方式结束热轧，在经过1.5秒以上后开始冷却，以冷却开始温度～500℃的温度区域的平均冷 却速度达到20℃/s以上的方式，冷却到500℃以下的温度区域，从而 形成热轧钢板，
再加热工序，其将所述热轧钢板加热到500～700℃的温度区域，
冷却工序，其将所述热轧钢板冷却到室温，
冷轧工序，其以合计压下率达到30～90％、冷轧结束温度达到 120～250℃的方式对所述热轧钢板进行冷轧，从而形成冷轧钢板，
退火工序，其将所述冷轧钢板加热至720～850℃的退火温度，然 后冷却到500℃以下的温度区域；
在所述热轧工序中，
在1000℃以下的温度区域中，满足下式(1)，
在所述再加热工序中，
在500～700℃的所述温度区域中，满足下式(2)，
在所述退火工序中，
在向所述退火温度的加热过程中，
在720℃～所述退火温度的温度区域中，施加20MPa以上的张 力，且满足下式(3)，
在从所述退火温度的冷却过程中，
在720～500℃的温度区域中，满足下式(4)，
[数式1]
上述式(1)中，Dn是表示热轧工序的1000℃以下的温度区域中 的微细碳化物的析出进行程度的指标，上述式(1)中的各符号分别表 示如下：
n：在1000℃以下的温度区域进行的轧制的道次数
Ti：第i道次的轧制温度[℃]
ti：从第i道次的轧制到第i+1道次的轧制的经过时间[秒]、或从第 i道次的轧制到钢板温度降低达到850℃的经过时间[秒]
hi-1：1000℃以下的温度区域中的第i道次的轧制前的板厚[mm]
hi：1000℃以下的温度区域中的第i道次的轧制后的板厚[mm]
a1～11：常数(a1＝2.54×10-6、a2＝-3.62×10-4、a3＝-6.38×10-1、a4＝- 3.00×10-1、a5＝8.50×10-1、a6＝-8.50×10-4、a7＝2.40×100、a8＝7.83×10-13、 a9＝2.80×105、a10＝6.00×10-12、a11＝2.80×105)
[数式2]
上述式(2)中，K20是表示将再加热工序的500～700℃的所述温 度区域中的温度过程相对于时间分成20等份时的第20个时间段中的 所述微细碳化物的析出进行程度的指标，上述式(2)中的各符号分别 表示如下：
Tn：将500～700℃的所述温度区域中的温度过程相对于时间分成 20等份，其第n个时间段中的平均温度[℃]
ΔtK：将500～700℃的所述温度区域中的总停留时间分成20份的 时间[hr.]，其中，设定为t1＝ΔtK。
Si：Si的含量[质量％]
[数式3]
上述式(3)中的各符号分别表示如下：
K20：通过上述式(2)得到的值
d1及d2：常数(d1＝9.67×1010、d2＝1.25×104)
Ti：将720℃～所述退火温度的所述温度区域中的温度过程相对于 时间分成10份时的第i个时间段中的平均热处理温度[℃]
t’：720℃～所述退火温度的所述温度区域中的停留时间的1/10秒
[数式4]
上述式(4)中，各符号分别表示如下：
Δi：750-18×Si-17×Mn-10×Cr-8×Ni+15×Al-Ti
其中，各元素表示以质量％计的含量，在不含该元素时代入0，此 外，当Δi的计算值为负的值时，将Δi设定为0，
g1～6：常数(g1＝1.00×10-1、g2＝1.46×10-1、g3＝1.14×10-1、 g4＝2.24×100、g5＝4.53×100、g6＝4.83×103)
Nb、Mo、Si、Mn、Cr、Ni及Al：各元素的含量[质量％]，但 是，在不含该元素时代入0。
Ti*：用Ti-42/14×N表示的有效Ti量，Ti及N表示该元素的含量 [质量％]，但是，在不含该元素时代入0，将最小值设定为0，
Ti：将720～500℃的所述温度区域中的温度过程相对于时间分成 10份时的第i个时间段中的平均热处理温度[℃]
Ac1及Ac3：加热中的相变开始温度及相变结束温度[℃]
Tmax：热处理工序中的最高加热温度[℃]
t’：720～500℃的所述温度区域中的停留时间的1/10秒
[8]上述[7]所述的钢板的制造方法，其中，也可以在所述退火工序 的所述冷却过程中，对所述冷轧钢板实施热浸镀锌处理。
[9]上述[7]所述的钢板的制造方法，其中，也可以在所述退火工序 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]上述[8]或[9]所述的钢板，其中，在所述退火工序的所述冷却 过程中，也可以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。
发明的效果
根据本发明涉及的上述方案，能够提供成形性、强度及耐冲击断 裂特性优异的钢板及其制造方法。
具体实施方式
以下，对本实施方式涉及的钢板及其制造条件依次进行说明。首 先，对本实施方式涉及的钢板的成分组成(化学组成)的限定理由进 行说明。在以夹着以下记载的“～”的方式记载的数值限定范围中， 下限值及上限值包含在其范围内。描述成“低于”、“超过”的数 值，其值不包含在数值范围内。有关成分组成的“％”都表示质量％。
本实施方式涉及的钢板的成分组成以质量％计含有C：0.010～ 0.200％、Si：0.005～1.500％、Mn：0.05～3.00％、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、Nb：0～0.060％、Ti：0～0.100％、V：0～0.500％、Cr：0～1.00％、Ni：0～1.00％、Cu：0～1.00％、Mo：0～1.00％、 W：0～1.000％、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％，剩余部分包含Fe及杂质。以下，对各元素进行说明。
C：0.010～0.200％
C是较大地提高钢板强度的元素。如果C含量为0.010％以上，则 可得到充分的抗拉强度(最大抗拉强度)，所以将C含量设定为 0.010％以上。为了进一步提高钢板的抗拉强度，C含量优选为0.020％ 以上，更优选为0.030％以上。
另一方面，如果C含量为0.200％以下，则由于能够将热处理后的 铁素体控制在所期望的量，因而能够确保耐冲击断裂特性。因此，将 C含量设定为0.200％以下。为了进一步提高耐冲击断裂特性，C含量 优选为0.180％以下，更优选为0.150％以下。
Si：0.005～1.500％
Si是使铁系碳化物微细化，有助于提高强度-成形性的平衡的元 素。为了提高强度-成形性的平衡，将Si含量设定为0.005％以上。优 选Si含量为0.025％以上。特别是从提高强度的观点出发，更优选将Si 含量设定为0.100％以上。
此外，如果Si含量为1.500％以下，则难以形成作为断裂起点而起 作用的粗大的Si氧化物，从而难以发生开裂，能够抑制钢的脆化，此 外还能够确保耐冲击断裂特性。因此，将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：0.05～3.00％
Mn是通过提高钢的淬透性，有助于提高强度的元素。为了得到所 期望的强度，将Mn含量设定为0.05％以上，优选为0.15％以上。
此外，如果Mn含量为3.00％以下，则能够抑制因铸造时的Mn的 不均匀存在而损害钢板内的宏观均质性，此外能够将铁素体设定为所 期望的量，能够确保钢板的成形性。因此，将Mn含量设定为3.00％以下。为了得到更良好的成形性，Mn含量优选为2.80％以下，更优选为 2.60％以下。
Al：0.005～1.000％
Al是作为脱氧材料发挥功能的元素。如果Al含量为0.005％以 上，则能够充分得到脱氧效果，所以将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。
此外，Al也是形成成为断裂起点的粗大的氧化物，使钢脆化的元 素。如果Al含量为1.000％以下，则能够抑制以断裂起点而起作用的粗大的氧化物的生成，能够抑制钢坯容易开裂。因此，将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是使钢脆化，此外使通过点焊而产生的熔化部脆化的元素。如 果P含量为0.100％以下，则能够抑制因钢板脆化而在生产工序中容易开裂的问题。因此，将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，所以也可以将0.001％作为下限。
S：0.0200％以下
S是通过形成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 板成形性的显著下降，所以将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，所以也可以将0.0001％作为下限。
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，则能够抑制钢板成形性的下降，所以将N含量设定为0.0150％以下。此外，N也是焊接时 发生焊接缺陷而损害生产率的元素。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，所以也可以将0.0005％作为下限。
O：0.0100％以下
O是形成氧化物，损害延展性、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，则能够抑制钢板成形性的显著下降，所以将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，所以也可以将0.0001％作为下限。
本实施方式涉及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者废料及/或在炼钢过程中不可避 免地混入的、在不损害本实施方式涉及的钢板的特性的范围内允许的 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。
本实施方式涉及的钢板也可以替代Fe的一部分而作为任选元素含 有以下的元素。不含以下的任选元素时的含量为0％。
Nb：0～0.060％
Nb是通过析出物所形成的强化、抑制铁素体晶粒生长所形成的晶 粒细化强化及抑制再结晶所形成的位错强化，有助于提高钢板强度的 元素。由于Nb也可以未必含有，所以Nb含量的下限包括0％。为了 充分得到Nb的提高强度的效果，Nb含量优选为0.005％以上，更优选 为0.015％以上。
此外，如果Nb含量为0.060％以下，则通过促进再结晶而能够抑 制未再结晶铁素体残存，能够确保钢板的成形性。因此，将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。
Ti：0～0.100％
Ti是具有减低使以断裂起点而起作用的粗大夹杂物发生的S、N 及O的效果的元素。此外，Ti具有使组织微细化，提高强度-成形性 的平衡的效果。Ti是通过析出物所形成的强化、抑制铁素体晶粒生长 所形成的晶粒细化强化及抑制再结晶所形成的位错强化，有助于提高 钢板强度的元素。由于Ti也可以未必含有，所以Ti含量的下限包括 0％。为了充分得到Ti的上述效果，Ti含量优选为0.015％以上，更优 选为0.025％以上。
此外，如果Ti含量为0.100％以下，则能够抑制形成粗大的Ti硫 化物、Ti氮化物、Ti氧化物，能够确保钢板的成形性。因此，将Ti含 量设定为0.100％以下。优选将Ti含量设定为0.075％以下，更优选设 定为0.060％以下。
V：0～0.500％
V是通过析出物所形成的强化、抑制铁素体晶粒生长所形成的晶 粒细化强化及抑制再结晶所形成的位错强化，有助于提高钢板强度的 元素。由于V也可以未必含有，所以V含量的下限包括0％。为了充 分得到V的提高强度的效果，V含量优选为0.010％以上，更优选为0.030％以上。
此外，如果V含量为0.500％以下，则能够通过碳氮化物大量析出 而抑制钢板的成形性下降。因此，将V含量设定为0.500％以下。
Cr：0～1.00％
Cr是提高钢的淬透性，有助于提高钢板强度的元素，是可替换一 部分Mn的元素。由于Cr可以未必含有，所以Cr含量的下限包括 0％。为了充分得到Cr的提高强度的效果，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，则能够抑制可成为断裂起点的 粗大的Cr碳化物的形成。因此，将Cr含量设定为1.00％以下。
Ni：0～1.00％
Ni是抑制高温下的相变，有助于提高钢板强度的元素，是可替换 一部分Mn的元素。由于Ni可以未必含有，所以Ni含量的下限包括 0％。为了充分得到Ni的提高强度的效果，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，则能够抑制钢板焊接性的下 降，所以将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，有助于提高钢板强度的元素，是 可替换一部分C及/或Mn的元素。由于Cu可以未必含有，所以Cu含 量的下限包括0％。为了充分得到Cu的提高强度的效果，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，则能够抑制钢板焊接性的下 降，所以将Cu含量设定为1.00％以下。
Mo：0～1.00％
Mo是抑制高温下的相变，有助于提高钢板强度的元素，或是可替 换一部分Mn的元素。由于Mo可以未必含有，所以Mo含量的下限包 括0％。为了充分得到Mo的提高强度的效果，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，则能够抑制因热加工性下降而 使生产率下降。因此，将Mo含量设定为1.00％以下。
W：0～1.000％
W是抑制高温下的相变，有助于提高钢板强度的元素，是可替换 一部分C及/或Mn的元素。由于W可以未必含有，所以W含量的下 限包括0％。为了充分得到W的提高强度的效果，W含量优选为0.030％以上，更优选为0.100％以上。
此外，如果W含量为1.000％以下，则能够抑制因热加工性下降而 使生产率下降，所以将W含量设定为1.000％以下。
B：0～0.0100％
B是抑制高温下的相变，有助于提高钢板强度的元素，是可替换 一部分Mn的元素。由于B可以未必含有，所以B含量的下限包括 0％。为了充分得到B的提高强度的效果，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，则能够抑制因生成B析出物 而使钢板强度下降，所以将B含量设定为0.0100％以下。
Sn：0～1.00％
Sn是抑制晶粒的粗大化，有助于提高钢板强度的元素。由于Sn 可以未必含有，所以Sn含量的下限包括0％。为了充分得到Sn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，则能够抑制因钢板脆化而在轧 制时断裂，所以将Sn含量设定为1.00％以下。
Sb：0～0.20％
Sb是抑制晶粒的粗大化，有助于提高钢板强度的元素。由于Sb 可以未必含有，所以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，则能够抑制因钢板脆化而在轧 制时断裂，所以将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0～ 0.0100％
本实施方式涉及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是有助于提高钢板成形性的元素。 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％，但为了充分得到提高成形性的效果，合计优选为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，则能够抑制钢板延展性的下降。因此， 将上述元素的合计含量设定为0.0100％以下，优选为0.0050％以下。
REM(稀土金属：Rare Earth Metal)意味着属于镧系的元素组中 的除单独特定的La、Ce以外的元素组。它们大多以混合稀土的形式添 加，但除La、Ce以外，也可以不可避免地含有镧系元素。
接着，对本实施方式涉及的钢板的显微组织进行说明。
本实施方式涉及的钢板在沿板厚方向距表面为板厚的1/4位置处的 显微组织中，以体积％计含有铁素体：80％以上、马氏体：2％以下、 残余奥氏体：2％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。
本实施方式中，之所以规定沿板厚方向距表面为板厚的1/4位置处 的显微组织，是因为该位置的显微组织表示钢板的具有代表性的显微 组织，与钢板机械特性的相关性较强。再者，显微组织中的下述组织 的比例都为体积率(体积％)。
铁素体：80％以上
铁素体是成形性优异的组织。如果铁素体的体积率为80％以上， 则能够得到所期望的成形性。因此，将铁素体的体积率设定为80％以 上。铁素体的体积率优选为85％以上，更优选为90％以上。由于铁素体越多越优选，所以铁素体的体积率也可以为100％。
再者，在这里所说的铁素体中，也包含未再结晶铁素体。
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较高，但延展性处于劣势。因此，在本实施方式涉及的钢板中，将未再结晶铁素体在铁素体中所占的比例限制在 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％。
马氏体：2％以下
马氏体是提高强度的组织，但在成形时成为发生微细孔隙的起 点。如果成形时发生微细的孔隙，则不能得到所期望的耐冲击断裂特 性。为了抑制成形时的微细孔隙的发生，将马氏体的体积率设定为2％ 以下。马氏体的体积率优选为1％以下，更优选为0％。再者，本实施 方式中，“MA(由马氏体和残余奥氏体双方形成的区域)中所含的马 氏体”的体积率，也包含在“马氏体的体积率”中。
残余奥氏体：2％以下
残余奥氏体是提高钢板的强度-延展性的平衡的组织，但在成形时 成为发生微细孔隙的起点。为了抑制成形时的微细孔隙的发生，将残 余奥氏体的体积率设定为2％以下。残余奥氏体的体积率优选设定为 1％以下，更优选设定为0％。
剩余部分组织：20％以下
作为显微组织中的剩余部分组织，可列举出珠光体及贝氏体。通 过将剩余部分组织的体积率设定为20％以下，能够得到所期望的耐冲 击断裂特性。因此，也可以将这些组织的体积率的合计设定为20％以 下。剩余部分组织越少越优选，也可以设定为10％以下、5％以下、 0％。
以下，对显微组织的体积率的测定方法进行说明。
从钢板上采集将与钢板的轧制方向平行、且与钢板表面垂直的断 面作为观察面的试验片。在将试验片的观察面研磨后，用硝酸乙醇腐 蚀液进行腐蚀，以沿板厚方向距表面为板厚1/4的位置为中心的方式， 在距表面为t/8～3t/8(t为板厚)的区域中，通过1个以上的视场，采 用场致发射型扫描电子显微镜(FE-SEM：Field Emission ScanningElectron Microscope)，合计观察2.0×10-9m2以上的面积，基于组织的形 态(晶粒的形状、晶粒内的亚晶界、碳化物的生成状态等)鉴定各组 织，测定其面积率(面积％)。将所得到的各组织的面积率看作为体 积率。由此，便得到铁素体、未再结晶铁素体、马氏体及MA(由马氏体和残余奥氏体双方形成的区域)的体积率。
在观察多个视场时，将各视场中分析的面积分别设定为4.0× 10-10m2以上。此外，若是面积率的测定，在各视场中通过点计数法进 行，与轧制方向平行地引出15根线，与轧制方向成直角地引出15根线，在由这些线形成的225个交点上判别组织。具体地讲，将内部不存 在渗碳体及亚晶界的块状的区域判别为铁素体，将内部不含渗碳体而 存在亚晶界的块状的区域判别为未再结晶铁素体。此外，由于含有大 量固溶碳的马氏体及MA与其它组织相比亮度较高，可看到发白，所以能够与其它组织区别开来。通过以上方法，便得到铁素体的体积率及 未再结晶铁素体的体积率以及“马氏体及MA”的体积率的合计。通过 算出所得到的铁素体的体积率及未再结晶铁素体的体积率的合计，便 得到铁素体的体积率。此外，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，可得到未再结晶铁素体在铁素体中所占的比例。
残余奥氏体的体积率可通过X射线衍射法进行分析。在上述试验 片的距表面为t/8～3t/8(t为板厚)的区域中，将与钢板表面平行的面 抛光成镜面，通过X射线衍射法分析FCC铁的体积率。此外，从通过 采用FE-SEM的上述观察而求出的“马氏体及MA”的体积率的合计 中，减去所得到的残余奥氏体的体积，便可得到马氏体的体积率。
通过从100％中减去铁素体的体积率、马氏体的体积率、残余奥氏 体的体积率，便可得到剩余部分组织的体积率。
在10％拉伸后的沿板厚方向距钢板表面为板厚的1/4位置处的显 微组织中，最大直径为1.0μm以上的孔隙的个数密度为1.0×109个/m2以下。
本实施方式涉及的钢板在10％拉伸后的沿板厚方向距表面为板厚 的1/4位置处的显微组织中，最大直径为1.0μm以上的孔隙的个数密度 为1.0×109个/m2以下。钢板的显微组织中存在的孔隙因在成形前的阶 段中被压坏而不能观察到，但在成形后的阶段中因孔隙开口而能够观 察到。本实施方式涉及的钢板由于减低了孔隙的数量，所以即使在成形前的阶段孔隙的个数密度也低。可是如上所述，由于在成形前的阶 段中因孔隙被压坏而不能观察到，所以在本实施方式中，对通过进行 10％的拉伸而使孔隙开口后的孔隙的个数密度进行了规定。
如果最大直径为1.0μm以上的孔隙的个数密度为1.0×109个/m2以 下，则能够得到所期望的耐冲击断裂特性。孔隙的个数密度优选为 0.7×109个/m2以下，更优选为0.5×109个/m2以下。再者，所谓最大直 径为孔隙的最大直径，在孔隙为扁平形状时，最大直径为长轴的长 度。
如果最大直径为1.0μm以上的孔隙大量存在，则成形时通过孔隙 相互间结合而成为龟裂，可以认为变得容易断裂。当孔隙的最大直径 低于1.0μm时，由于孔隙相互间难以结合，因而可以认为不对耐冲击 断裂特性产生影响。因此，本实施方式中，对最大直径为1.0μm以上 的孔隙的个数密度进行规定。
10％拉伸后的沿板厚方向距表面为板厚的1/4位置处的显微组织中 的最大直径为1.0μm以上的孔隙的个数密度，通过以下的方法进行测 定。
按照JIS Z2241：2011制作5号试验片，将拉伸轴设定为钢板的轧 制方向，进行拉伸试验，在施加了10％的塑性应变后，去除载荷。从 试验片的平行部中央切下小片，采集将与轧制方向平行、且与钢板表 面垂直的断面作为观察面的观察用试验片。在将观察用试验片的观察 面研磨后，用硝酸乙醇腐蚀液进行腐蚀。以沿板厚方向距表面为板厚 1/4的位置成为中心的方式，在距表面为t/8～3t/8(t为板厚)的区域中，通过1个以上的视场，采用场致发射型扫描电子显微镜(FE- SEM：FieldEmissionScanning Electron Microscope)，观察合计2.0×10-9m2以上的面积，数出最大直径为1.0μm以上的孔隙的个数。通过将所得 到的孔隙的个数除以观察面积，便得到最大直径为1.0μm以上的孔隙 的个数密度。
铁素体的平均结晶粒径：6.0～15.0μm
在本实施方式涉及的钢板的沿板厚方向距表面为板厚的1/4位置处 的显微组织中，铁素体的平均结晶粒径优选为6.0～15.0μm。通过将铁 素体的平均结晶粒径设定为6.0～15.0μm，能够进一步提高强度-延展 性的平衡，也就是说能够得到高的强度及优异的延展性这两者。
以下，对铁素体的平均结晶粒径的测定方法进行说明。
铁素体的平均结晶粒径可通过线段法来求出。在求出了铁素体、 未再结晶铁素体、马氏体及MA的体积率的视场中，在轧制方向以合 计达到200μm以上的方式引出1根以上的直线，在直线和铁素体晶界 的交点的数中加上1，用所得的数除以直线的长度，将所得的值作为平 均结晶粒径。
本实施方式涉及的钢板也可以在钢板的一面或两面具有镀锌层或 锌合金镀层。此外，本实施方式涉及的钢板也可以具有对镀锌层或锌 合金镀层实施了合金化处理的合金化镀锌层或合金化锌合金镀层。
形成于本实施方式涉及的钢板的一面或两面上的镀层优选为镀锌 层或者以锌为主成分的锌合金镀层。锌合金镀层优选的是作为合金成 分含有Ni。
镀锌层及锌合金镀层可通过热浸镀法、电镀法或蒸镀法形成。如 果镀锌层的Al含量为0.5质量％以下，则能够确保钢板表面和镀锌层 的附着力，所以镀锌层的Al含量优选为0.5质量％以下。当镀锌层为 热浸镀锌层时，为了提高钢板表面和镀锌层的附着力，优选热浸镀锌 层的Fe量为3.0质量％以下。
当镀锌层为电镀锌层时，镀层的Fe量在提高耐蚀性这点上优选为 0.5质量％以下。
镀锌层及锌合金镀层也可以在不损害钢板的耐蚀性及成形性的范 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对于提高耐蚀性是有效的。
本实施方式涉及的钢板的表面的镀锌层或锌合金镀层也可以是实 施了合金化处理的合金化镀锌层或合金化锌合金镀层。当对热浸镀锌 层或热浸镀锌合金层实施合金化处理时，从提高钢板表面和合金化镀 层的附着力的观点出发，优选将合金化处理后的热浸镀锌层(合金化镀锌层)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，Fe进入镀层中，Fe含量增大。由此，能够将Fe含量 设定为7.0质量％以上。也就是说，Fe含量为7.0质量％以上的镀锌层 为合金化镀锌层或合金化锌合金镀层。
合金化处理后的热浸镀锌层(合金化镀锌层)或热浸镀锌合金层 (合金化锌合金镀层)的Fe含量，可通过以下方法得到。采用添加了 缓蚀剂的5体积％HCl水溶液，只将镀层溶解除去。通过采用ICP- AES(电感耦合等离子体原子发射光谱法：Inductively CoupledPlasma- Atomic Emission Spectrometry)，测定所得到的溶解液中的Fe含量，可得到镀锌层中的Fe含量(质量％)。
本实施方式涉及的钢板的板厚并不限定于特定的范围，如果考虑 到通用性及制造性，则优选为0.2～5.0mm。如果板厚为0.2mm以上， 则容易平坦地维持钢板形状，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。
另一方面，如果板厚为5.0mm以下，则在制造过程中，容易进行 适当的应变施加及温度控制，从而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。
本实施方式涉及的钢板优选抗拉强度为340MPa以上，更优选为 400MPa以上。上限没有特别的限定，例如可以设定为700MPa以下、 500MPa以下。
抗拉强度可通过按照JIS Z2241：2011制作5号试验片，将拉伸轴 作为钢板的轧制方向进行拉伸试验来测定。
接着，对本实施方式涉及的钢板的制造方法进行说明。
本实施方式涉及的钢板不依赖于制造方法，只要具有上述特征就 可得到其效果，但根据包括以下工序的制造方法能够稳定地制造，因 此是优选的。在以下的制造方法中，通过复合地且不可分割地控制各 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1150～ 1320℃，以热轧结束温度达到850～930℃的方式结束热轧，在经过 1.5秒以上后开始冷却，以冷却开始温度～500℃的温度区域的平均冷 却速度达到20℃/s以上的方式冷却到500℃以下的温度区域，从而形成热轧钢板；
(II)再加热工序，其将所述热轧钢板加热到500～700℃的温度区 域；
(III)冷却工序，其将所述热轧钢板冷却到室温；
(IV)冷轧工序，其以合计压下率达到30～90％、冷轧结束温度达 到120～250℃的方式对所述热轧钢板进行冷轧，从而形成冷轧钢板；
(V)退火工序，其将所述冷轧钢板加热至720～850℃的退火温 度，然后冷却到500℃以下的温度区域。
以下，对各工序中的优选的条件进行说明。
<热轧工序>
首先，将具有上述的本实施方式涉及的钢板的成分组成的钢坯加 热至1150～1320℃。如果加热温度为1150℃以上，则能够使碳化物充 分溶解，所以能够抑制在热轧后的钢板中残存粗大的碳化物。此外， 如果钢坯的加热温度为1320℃以下，则能够抑制晶粒的粗大化，能够通过实施热轧而充分地进行均质化。再者，加热的钢坯从制造成本的 观点出发优选通过连续铸造来生产，但也可以用其它铸造方法(例如 铸锭法)来生产。
在将钢坯加热后，以热轧结束温度达到850～930℃的方式实施热 轧。如果热轧结束温度为850℃以上，则可在单相区进行轧制，所以 能够抑制金属组织的各向异性。因此，将热轧结束温度设定为850℃ 以上。此外，如果热轧结束温度为930℃以下，则能够抑制母相奥氏 体的组织过度地粗大化，能够使组织变得均质。因此，将热轧结束温度设定为930℃以下。
热轧工序中，在1000℃以下的温度区域中需要满足下式(1)。 通过在1000℃以下的温度区域中以满足下式(1)的方式控制道次规 程，可均匀地进行再结晶，从而可使碳化物在钢中微细且均质地析 出。通过在1000℃以下的温度区域中满足下式(1)，碳化物难以偏 析，从而能够抑制在碳化物偏析的区域生成孔隙。
[数式5]
Dn是表示热轧工序的1000℃以下的温度区域中的微细碳化物的析 出进行程度的指标。上述式(1)中的各符号分别表示如下：
n：在1000℃以下的温度区域进行的轧制的道次数
Ti：第i道次的轧制温度[℃]
ti：从第i道次的轧制到第i+1道次的轧制的经过时间[秒]、或从第 i道次的轧制到钢板温度降低达到850℃的经过时间[秒]
其中，i为1～n的自然数。
hi-1：1000℃以下的温度区域中的第i道次的轧制前的板厚[mm]
hi：1000℃以下的温度区域中的第i道次的轧制后的板厚[mm]
a1～11：常数(a1＝2.54×10-6、a2＝-3.62×10-4、a3＝-6.38×10-1、a4＝-
3.00×10-1、a5＝8.50×10-1、a6＝-8.50×10-4、a7＝2.40×100、a8＝7.83×10-13、a9＝2.80×105、a10＝6.00×10-12、a11＝2.80×105)
热轧结束后，在经过1.5秒以上后开始冷却，以冷却开始温度～ 500℃的温度区域的平均冷却速度达到20℃/s以上的方式冷却到500℃ 以下的温度区域。由此，得到热轧钢板。
热轧结束后，通过确保直至冷却开始的时间为1.5秒以上，使其产 生再结晶而得到均质的组织。通过将直至冷却开始的时间设定为5.0秒 以下，能够抑制晶粒的异常生长，能够抑制在钢板内产生粒径偏差， 因此是优选的。
通过将冷却开始温度～500℃的温度区域的平均冷却速度设定为 20℃/s以上，使渗碳体等碳化物在钢中微细地析出。如果上述温度区 域的平均冷却速度为20℃/s以上，则能够抑制生成粗大的碳化物，能 够在最终得到的钢板中获得所期望的显微组织。
平均冷却速度的上限并不特别的设定，但要得到超过200℃/s的冷 却速度，则需要特殊的冷却介质，因此从生产成本的观点出发，优选 将平均冷却速度设定为200℃/s以下。
再者，所谓本实施方式中的平均冷却速度，为将设定的范围的起 点和终点的温度差除以从起点到终点的经过时间所得的值。
<再加热工序>
在再加热工序中，将所得到的热轧钢板加热到500～700℃的温度 区域。在再加热工序中，通过将最高再加热温度(再加热工序中的加 热温度的最大温度)设定为500～700℃，能够得到所期望的显微组 织，从而能够确保耐冲击断裂特性。
此外，在再加热工序中，需要使500～700℃的温度区域中的温度 过程满足下式(2)。通过该加热，可使微细的碳化物在钢中均匀地析 出。通过在500～700℃的温度区域中满足下式(2)，能够在钢中使 微细的碳化物析出。其结果是，能够减低固溶碳量，能够减低热轧钢 板的强度。
[数式6]
上述式(2)中，K20是表示将再加热工序的500～700℃的所述温 度区域中的温度过程相对于时间分成20等份时的第20个时间段中的 所述微细碳化物的析出进行程度的指标。上述式(2)中的各符号分别 表示如下：
Tn：将500～700℃的所述温度区域中的温度过程相对于时间分成 20等份，其第n个时间段中的平均温度[℃]
ΔtK：将500～700℃的所述温度区域中的总停留时间分成20份的 时间[hr.]，其中，设定为t1＝ΔtK。
Si：Si的含量[质量％]
其中，log10是底为10的常用对数。
<冷却工序>
再加热工序后，将热轧钢板冷却到室温。此时的冷却速度并没有 特别的限定，冷却方法可列举出空冷等。例如，所谓室温为25℃，再 加热后，空冷到室温时的平均冷却速度为10℃/s以下。
<冷轧工序>
接着，对冷却后的热轧钢板以合计压下率达到30～90％、冷轧结 束温度达到120～250℃的方式实施冷轧。由此，得到冷轧钢板。如果 合计压下率为30％以上，则能够充分进行其后的热处理中的再结晶， 能够抑制未再结晶铁素体的残存，从而能够最终得到所期望的显微组 织。因此，将冷轧时的合计压下率设定为30％以上。合计压下率优选为45％以上，更优选为60％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的提高，此外能够减低孔隙的 个数密度，从而能够确保成形性。因此，将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，优选合计压下率为85％以下。
如果冷轧结束温度为120℃以上，则能够减低孔隙的个数密度， 能够最终得到所期望的显微组织。因此，将冷轧结束温度设定为 120℃以上，优选为150℃以上，更优选为170℃以上。此外，如果冷 轧结束温度为250℃以下，则能够充分进行再结晶，能够确保成形性。为了通过有效地进行再结晶来确保成形性，将冷轧结束温度设定 为250℃以下。优选为230℃以下、200℃以下。
<退火工序>
[加热过程]
继续，对冷轧后的钢板(冷轧钢板)实施热处理(退火)。首 先，将冷轧钢板加热至720～850℃的退火温度。该加热时，需要在 720℃～退火温度(720～850℃)的温度区域，施加20MPa以上的张 力，且温度过程满足下式(3)。通过在720℃～退火温度的温度区域 中，施加20MPa以上的张力，充分堵塞冷轧时生成的孔隙，从而使不 存在孔隙的区域在成形后不会开口。如果张力低于20MPa，则不能充 分抑制冷轧时生成的孔隙的开口。从此观点出发，优选施加的张力为 25MPa以上。通过在720℃～退火温度的温度区域中，温度过程满足下式(3)，从而促进再结晶，且促进渗碳体的溶解。由此，能够最终 得到所期望的显微组织。
[数式7]
上述式(3)中的各符号分别表示如下：
K20：通过上述式(2)得到的值
d1及d2：常数(d1＝9.67×1010、d2＝1.25×104)
Ti：将720℃～所述退火温度的所述温度区域中的温度过程相对于 时间分成10份时的第i个时间段中的平均热处理温度[℃]
t’：720℃～所述退火温度的所述温度区域中的停留时间的1/10秒
将退火工序中的退火温度设定为720℃以上。如果退火温度为 720℃以上，则能够抑制粗大的渗碳体的熔化残留，此外能够充分进行 再结晶，从而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 抑制铁素体的体积率的过度的减低。因此，将退火温度设定为850℃ 以下。当通过提高铁素体的体积率而进一步提高成形性时，退火温度 优选为830℃以下，更优选为810℃以下。
[保持过程]
优选将退火温度下的保持时间即在加热过程中到达720℃以上的 退火温度后，经过720～850℃的退火温度下的保持，直至再次到达 720℃的时间设定为3秒以上。通过将保持时间设定为3秒以上，能够 使渗碳体充分溶解，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的设定，但即 使保持时间超过200秒，对钢板特性也不会产生影响，所以鉴于生产 成本而优选设定为200秒以下。
[冷却过程]
在加热到退火温度，并确保了保持时间后，实施冷却。
在冷却到500℃以下的温度区域的冷却过程中，在720～500℃的 温度区域中，温度过程需要满足下式(4)。通过进行720～500℃的 温度区域中的温度过程满足下式(4)的冷却，抑制硬质相(马氏体及残余奥氏体)的生成。由此，能够最终得到所期望的显微组织。
[数式8]
上述式(4)中，各符号分别表示如下：
Δi：750-18×Si-17×Mn-10×Cr-8×Ni+15×Al-Ti
其中，各元素表示以质量％计的含量，在不含该元素时代入0。此 外，当Δi的计算值为负的值时，将Δi设定为0。
g1～6：常数(g1＝1.00×10-1、g2＝1.46×10-1、g3＝1.14×10-1、 g4＝2.24×100、g5＝4.53×100、g6＝4.83×103)
Nb、Mo、Si、Mn、Cr、Ni及Al：各元素的含量[质量％]，其中 在不含该元素时代入0。
Ti*：用Ti-42/14×N表示的有效Ti量，Ti及N表示该元素的含量 [质量％]。其中，在不含该元素时代入0。将最小值设定为0。
Ti：将720～500℃的所述温度区域中的温度过程相对于时间分成 10份时的第i个时间段中的平均热处理温度[℃]
Ac1及Ac3：加热中的相变开始温度及相变结束温度[℃]
Tmax：热处理工序中的最高加热温度[℃]
t’：720～500℃的所述温度区域中的停留时间的1/10秒
退火工序之后，也可以在500℃以下的温度区域中，对钢板实施 热浸镀锌处理或热浸镀锌合金处理。此时，也可以在向镀浴中浸渍之 前对钢板进行再加热。此外，也可以对镀覆处理后的钢板进行加热， 实施镀层的合金化处理。
再者，本实施方式中，Ac1及Ac3可通过从供于退火工序的冷轧钢 板上切下小片，然后对其进行加热，从加热中的小片的热膨胀变化来 求出。
通过对退火工序后的钢板实施电镀处理或蒸镀处理，在钢板的一 片面或两面上形成镀锌层，也可以制造具有镀锌层的镀锌钢板。
通过控制退火工序中的气氛，也可以使钢板表面改性。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。
<调质轧制工序>
退火工序后，也可以以合计压下率达到0.05～2.00％的方式实施调 质轧制。通过进行这样的调质轧制，能够使表面形状平坦化及调整表 面粗糙度。
实施例
接着，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条件例，本发明并不限定于该 一条件例。本发明只要不脱离本发明的主旨、达到本发明的目的，就 可采用多种条件。
接着，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条件例，本发明并不限定于该 一条件例。本发明只要不脱离本发明的主旨、达到本发明的目的，就 可采用多种条件。
对具有表1所示的化学组成的钢水进行铸造而制造钢坯。接着， 通过按表2所示的条件对钢坯实施热轧而得到热轧钢板。表2中示出 了由热轧工序的1000℃以下的温度区域中的热轧条件和上述的式 (1)所得到的Dn。
接着，按表2所示的条件实施了再加热。表2中示出了由再加热 工序的500～700℃的温度区域中的温度过程和上述的式(2)所得到 的K20。在实施了再加热后，以10℃/s以下的平均冷却速度冷却到室 温(25℃)。
然后，对于热轧钢板，按表3-1及表3-2所示的条件实施冷轧、 热处理(退火)及调质轧制，从而得到钢板。退火是在加热到表3-1 及表3-2中记载的退火温度并保持3～200秒钟(也就是说将加热过程 中到达720℃以上的退火温度后，经过720～850℃的退火温度中的保 持直至再到达720℃的时间设定为3～200秒)后，进行冷却。
表3-1及表3-2中，示出了由退火工序的加热过程的720℃～退火 温度中的温度过程和上述的式(3)所得到的式(3)的中边的值。此 外，表3-1及表3-2中，示出了由退火工序的冷却过程的720～500℃ 的温度区域中的温度过程和上述的式(4)所得到的式(4)的左边的 值。
再者，表3-1及表3-2的镀覆处理分别如下所述。
Zn合金：是在退火工序中将钢板冷却到500℃以下的温度区域 后，通过浸渍在热浸镀锌合金浴中，并冷却到室温而得到锌合金镀覆 钢板的处理。
合金化Zn合金：是在退火工序中将钢板冷却到500℃以下的温度 区域后，通过浸渍在热浸镀锌合金浴中，进而实施再加热到580℃的 合金化处理后，冷却到室温而得到合金化锌合金镀覆钢板的处理。
GA：是在退火工序中将钢板冷却到500℃以下的温度区域后，通 过浸渍在热浸镀锌浴中，进而实施再加热到560℃的合金化处理后， 冷却到室温而得到合金化热浸镀锌钢板(GA)的处理。
GI：是在退火工序中将钢板冷却到500℃以下的温度区域后，通 过浸渍在热浸镀锌浴中，并冷却到室温而得到热浸镀锌钢板(GI)的 处理。
蒸镀：是在退火工序后，通过实施蒸镀处理而得到镀锌钢板的处 理。
EG：是在退火工序后，通过实施电镀锌处理而得到电镀锌钢板 (EG)的处理。
表4-1及表4-2中，示出了根据表1～表3-2所述的制造条件所得 到的钢板的特征。作为通过上述方法进行的组织观察的结果，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、马氏体的体积率、残余奥氏体的体积率及铁素体的平均结晶 粒径。再者，未再结晶铁素体在铁素体中所占的比例采用TSL公司制 造的OIM DataCollection及OIM Data Analysis进行了测定。此外，还示出了通过上述方法测定的最大直径为1.0μm以上的孔隙的个数密 度。再者，钢板的板厚为与表3-1及表3-2的轧制后板厚相同的值。
对于实施了合金化处理的钢板，通过上述方法测定了合金化处理 后的热浸镀锌层(合金化镀锌层)或热浸镀锌合金层(合金化锌合金镀层)的Fe含量。
再者，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：在浸渍于热浸镀锌浴中后，通过实施合金化处理而形成的合 金化热浸镀锌层
GI：浸渍在热浸镀锌浴中而形成的热浸镀锌层
蒸镀：通过蒸镀处理而形成的镀锌层
EG：通过电镀锌处理而形成的镀锌层
表5-1及表5-2中，示出了根据表1～表3-2的制造条件所得到的 钢板的特性。屈服强度(YS：Yield Strength)及最大抗拉强度通过进行拉伸试验而得到。按照JIS Z2241：2011制作5号试验片，将拉伸轴 设定为钢板的轧制方向而进行了拉伸试验。将拉伸试验中的最大抗拉 强度(TS：Tensile Strength)为340MPa以上的钢板作为具有优异的强 度而判定为合格。另一方面，将最大抗拉强度低于340MPa的钢板作 为不具有优异的强度而判定为不合格。此外，将通过拉伸试验所得到的均匀拉伸率(uEl：uniform Elongation)为15％以上的钢板作为具有 优异的成形性而判定为合格。另一方面，将均匀拉伸率低于15％的钢板作为不具有优异的成形性而判定为不合格。
按与上述拉伸试验同样的条件进行拉伸试验，在施加了15％的应 变后去除载荷。在试验片的平行部中央的两端形成半径1.0mm的半圆 缺口，在-40℃下再次进行拉伸试验直到断裂。由此，得到-40℃下的断裂应力σ2和去除载荷前的最大应力σ1。
接着，进行了夏比冲击试验。当钢板的板厚低于2.5mm时，作为 试验片，将钢板层叠到板厚的合计超过5.0mm，通过螺栓进行紧固， 采用形成了2mm深度的V型缺口的层叠夏比试验片。除此以外的条件按照JIS Z2242：2018进行。由此，得到脆性断面率为50％以上的塑性 -脆性转变温度。
对于将通过上述方法所得到的-40℃下的断裂应力σ2除以去除载 荷前的最大应力σ1所得的值(σ2/σ1)为0.70以下、且脆性断面率达 到50％以上的塑性-脆性转变温度为-40℃以下的钢板，作为成形后的 冲击变形时的变形能力十分高(具有优异的抗冲击特性)而判定为合 格。
另一方面，将σ2/σ1超过0.70及/或脆性断面率达到50％以上的塑 性-脆性转变温度超过-40℃的钢板，作为不具有优异的抗冲击特性而 判定为不合格。
表2
下划线表示在本发明的范围外。
表5-1
下划线表示在本发明的范围外，或表示为不优选的特性。
表5-2
下划线表示在本发明的范围外，或表示为不优选的特性。
在表1所示的A～AD的钢中，AA～AD的钢是超出本发明规定的 成分组成范围的比较例。
AA钢的C含量低于本发明的范围。采用本钢所得到的实验例54 的钢板，其最大抗拉强度较低。
AB钢的C含量高于本发明的范围。采用本钢所得到的实验例55 的钢板，其铁素体量较小，孔隙的个数密度较高，因此均匀拉伸率较 低，σ2/σ1较高。
AC钢的Si含量高于本发明的范围。采用本钢所得到的实验例56 的钢板，因残余奥氏体量多而使塑性-脆性转变温度较高。
AD钢的Mn含量高于本发明的范围。采用本钢所得到的实验例57 的钢板，由于铁素体量较小、马氏体及残余奥氏体量较多、孔隙的个 数密度较高，因而使均匀拉伸率较低，σ2/σ1及塑性-脆性转变温度较 高。
实验例7、15、21、29、39、49及50是热轧工序的条件超出本发 明的范围的比较例。
实验例7是由于Dn较高、在1000℃以下的温度区域中没有满足式 (1)，因而使孔隙的个数密度提高、σ2/σ1增大的比较例。
实验例15是由于钢坯加热温度较低，因而使孔隙的个数密度提 高、σ2/σ1增大的比较例。
实验例21是由于冷却开始温度～500℃的温度区域的平均冷却速 度较低，因而使孔隙的个数密度提高、σ2/σ1增大的比较例。
实验例29是由于热轧结束温度较低，因而使孔隙的个数密度提 高、σ2/σ1增大的比较例。
实验例39是由于热轧结束后直至开始冷却的时间较短，因而使孔 隙的个数密度提高、σ2/σ1增大的比较例。
实验例49是由于热轧结束温度较高，因而使孔隙的个数密度提 高、σ2/σ1增大的比较例。
实验例50是由于钢坯加热温度较高，因而使孔隙的个数密度提 高、σ2/σ1增大的比较例。
实验例8、10及38是再加热工序的条件超出本发明的范围的比较 例。
实验例8是由于再加热工序中的最高再加热温度较低，因而使孔 隙的个数密度提高、σ2/σ1增大的比较例。
实验例10是由于再加热工序中的最高再加热温度较高，因而使孔 隙的个数密度提高、σ2/σ1增大的比较例。
实验例38是由于K20较低、在500～700℃的温度区域中没有满足 式(2)，因而使孔隙的个数密度提高、σ2/σ1增大的比较例。
实验例6、37、58及59是冷轧工序的条件超出本发明的范围的比 较例。
实验例6是由于冷轧工序中的合计压下率较高，因而使孔隙的个 数密度提高、σ2/σ1增大的比较例。
实验例37是由于冷轧工序中的合计压下率较低，因而使未再结晶 铁素体过剩地残存、均匀拉伸率降低的比较例。
实验例58是由于冷轧工序中的轧制结束温度较低，因而使孔隙的 个数密度提高、σ2/σ1增大的比较例。
实验例59是由于冷轧工序中的轧制结束温度较高，因而使未再结 晶铁素体过剩地残存、均匀拉伸率降低的比较例。
实验例3、4、13、27、35及47是退火工序的条件超出本发明的 范围的比较例。
实验例3是由于退火温度较高，因而使铁素体量减小、均匀拉伸 率降低的比较例。
实验例27是由于退火温度较低，因而使孔隙的个数密度提高、 σ2/σ1增大的比较例。
实验例4是由于式(3)的中边的值较高，因而使残余奥氏体量增 大、塑性-脆性转变温度增高的比较例。
实验例13是由于式(4)的左边的值较低，因而使马氏体量增 大、塑性-脆性转变温度增高的比较例。
实验例35是由于式(3)的中边的值较低，因而使未再结晶铁素 体过剩地残存、均匀拉伸率降低的比较例。
实验例47是由于在720℃～退火温度的温度区域中施加的张力较 低，因而使孔隙的个数密度提高、σ2/σ1增大的比较例。
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，通过用满足本发明的制造条件的制造方法进行制 造，具有优异的成形性、强度及耐冲击断裂特性。
实验例2、9、12、16、18、22、24、26、30、32、33、34、40、 42、44、46及52是通过实施镀覆处理而得到了本发明的镀膜钢板的实 施例。
实验例9、26、32及42是通过在退火工序中将钢板冷却到500℃ 后，浸渍在热浸镀锌浴中，冷却到室温而得到了热浸镀锌钢板(GI) 的实施例。
实验例2、18、30及46是通过在退火工序中将钢板冷却到500℃ 后，浸渍在热浸镀锌浴中，进而实施再加热到560℃的合金化处理， 然后冷却到室温而得到了合金化热浸镀锌钢板(GA)的实施例。
实验例33、52是通过在退火工序中将钢板冷却到500℃后，浸渍 在热浸镀锌合金浴中，冷却到室温而得到了锌合金镀覆钢板的实施 例。
实验例34、40是通过在退火工序中将钢板冷却到500℃后，浸渍 在热浸镀锌合金浴中，进而实施再加热到580℃的合金化处理，然后 冷却到室温而得到了合金化锌合金镀覆钢板的实施例。
实验例16及22是通过在退火工序中在调质轧制前实施蒸镀处理 而得到了镀锌钢板的实施例。
实验例12、24及44是通过在退火工序后实施电镀锌处理而得到 了电镀锌钢板(EG)的实施例。
产业上的可利用性
如前所述，根据本发明，能够提供成形性、耐冲击断裂特性及韧 性优异的高强度钢板。本发明的钢板由于是适合汽车的大幅度轻量 化、确保乘客的保护及安全的钢板，所以本发明在钢板制造业及汽车 产业中具有较高的可利用性。

Claims (12)

1.一种钢板，其特征在于：成分组成以质量％计含有：
C：0.010～0.200％、
Si：0.005～1.500％、
Mn：0.05～3.00％、
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、
Nb：0～0.060％、
Ti：0～0.100％、
V：0～0.500％、
Cr：0～1.00％、
Ni：0～1.00％、
Cu：0～1.00％、
Mo：0～1.00％、
W：0～1.000％、
B：0～0.0100％、
Sn：0～1.00％、
Sb：0～0.20％、以及
Ca、Ce、Mg、Zr、La及除La、Ce以外的REM中的1种或2种以上的合计：0～0.0100％，
剩余部分包含Fe及杂质；
关于沿板厚方向距表面为板厚的1/4位置处的显微组织，
以体积％计含有铁素体：80％以上、马氏体：2％以下、残余奥氏体：2％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，
在10％拉伸后的沿板厚方向距表面为板厚的1/4位置处的显微组织中，最大直径为1.0μm以上的孔隙的个数密度为1.0×109个/m2以下。
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％计含有选自以下元素中的1种以上：
Nb：0.005～0.060％、
Ti：0.015～0.100％、
V：0.010～0.500％、
Cr：0.05～1.00％、
Ni：0.05～1.00％、
Cu：0.05～1.00％、
Mo：0.03～1.00％、
W：0.030～1.000％、
B：0.0005～0.0100％、
Sn：0.01～1.00％、
Sb：0.005～0.20％、以及
Ca、Ce、Mg、Zr、La、除La、Ce以外的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所述的钢板，其特征在于：含在所述显微组织中的所述铁素体的平均结晶粒径为6.0～15.0μm。
4.根据权利要求2所述的钢板，其特征在于：含在所述显微组织中的所述铁素体的平均结晶粒径为6.0～15.0μm。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的钢板，其特征在于：在所述表面具有镀锌层。
6.根据权利要求1～4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。
7.根据权利要求5所述的钢板，其特征在于：所述镀锌层中的Fe含量以质量％计为7.0～13.0％。
8.根据权利要求6所述的钢板，其特征在于：所述锌合金镀层中的Fe含量以质量％计为7.0～13.0％。
9.一种钢板的制造方法，其是制造权利要求1～4中任一项所述的钢板的方法，其特征在于，具备：
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1150～1320℃，以热轧结束温度达到850～930℃的方式结束热轧，在经过1.5秒以上后开始冷却，以冷却开始温度～500℃的温度区域的平均冷却速度达到20℃/s以上的方式，冷却到500℃以下的温度区域，从而形成热轧钢板，
再加热工序，其将所述热轧钢板加热到500～700℃的温度区域，
冷却工序，其将所述热轧钢板冷却到室温，
冷轧工序，其以合计压下率达到30～90％、冷轧结束温度达到120～250℃的方式对所述热轧钢板进行冷轧，从而形成冷轧钢板，以及
退火工序，其将所述冷轧钢板加热至720～850℃的退火温度，然后冷却到500℃以下的温度区域；
在所述热轧工序中，
在1000℃以下的温度区域中，满足下式(1)，
在所述再加热工序中，
在500～700℃的所述温度区域中，满足下式(2)，
在所述退火工序中，
在向所述退火温度的加热过程中，
在720℃～所述退火温度的温度区域中，施加20MPa以上的张力，且满足下式(3)，
在从所述退火温度的冷却过程中，
在720～500℃的温度区域中，满足下式(4)，
[数式1]
Dn≤12.5
式(1)
上述式(1)中，Dn是表示热轧工序的1000℃以下的温度区域中的微细碳化物的析出进行程度的指标，上述式(1)中的各符号分别表示如下：
n：在1000℃以下的温度区域进行的轧制的道次数
Ti：第i道次的轧制温度[℃]
ti：从第i道次的轧制到第i+1道次的轧制的经过时间[秒]、或从第i道次的轧制到钢板温度降低达到850℃的经过时间[秒]
hi-1：1000℃以下的温度区域中的第i道次的轧制前的板厚[mm]
hi：1000℃以下的温度区域中的第i道次的轧制后的板厚[mm]
a1～11：常数；其中，a1＝2.54×10-6、a2＝-3.62×10-4、a3＝-6.38×10-1、a4＝-3.00×10-1、a5＝8.50×10-1、a6＝-8.50×10-4、a7＝2.40×100、a8＝7.83×10-13、a9＝2.80×105、a10＝6.00×10-12、a11＝2.80×105
[数式2]
Kn＝(Tn+273)·{log10tn+20·(1+0.08Si)}
K20≥1.50×104 式(2)
上述式(2)中，K20是表示将再加热工序的500～700℃的所述温度区域中的温度过程相对于时间分成20等份时的第20个时间段中的所述微细碳化物的析出进行程度的指标，上述式(2)中的各符号分别表示如下：
Tn：将500～700℃的所述温度区域中的温度过程相对于时间分成20等份，其第n个时间段中的平均温度[℃]
ΔtK：将500～700℃的所述温度区域中的总停留时间分成20份的时间[hr.]，其中，设定为t1＝ΔtK，
Si：Si的含量[质量％]
[数式3]
上述式(3)中的各符号分别表示如下：
K20：通过上述式(2)得到的值
d1及d2：常数；其中，d1＝9.67×1010、d2＝1.25×104
Ti：将720℃～所述退火温度的所述温度区域中的温度过程相对于时间分成10份时的第i个时间段中的平均热处理温度[℃]
t’：720℃～所述退火温度的所述温度区域中的停留时间的1/10秒
[数式4]
上述式(4)中，各符号分别表示如下：
Δi：750-18×Si-17×Mn-10×Cr-8×Ni+15×Al-Ti
其中，各元素表示以质量％计的含量，在不含该元素时代入0，此外，当Δi的计算值为负的值时，将Δi设定为0，
g1～6：常数；其中，g1＝1.00×10-1、g2＝1.46×10-1、g3＝1.14×10-1、g4＝2.24×100、g5＝4.53×100、g6＝4.83×103
Nb、Mo、Si、Mn、Cr、Ni及Al：各元素的含量[质量％]，其中，在不含该元素时代入0，
Ti*：用Ti-42/14×N表示的有效Ti量，Ti及N表示该元素的含量[质量％]，其中，在不含该元素时代入0，将最小值设定为0，
Ti：将720～500℃的所述温度区域中的温度过程相对于时间分成10份时的第i个时间段中的平均热处理温度[℃]
Ac1及Ac3：加热中的相变开始温度及相变结束温度[℃]
Tmax：热处理工序中的最高加热温度[℃]
t’：720～500℃的所述温度区域中的停留时间的1/10秒。
10.根据权利要求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，对所述冷轧钢板实施热浸镀锌处理。
11.根据权利要求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，对所述冷轧钢板实施热浸镀锌合金处理。
12.根据权利要求10或11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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