CN112313351A - 钢板及钢板的制造方法 - Google Patents

Abstract

一种钢板，其包含C、Si及sol.Al，进一步以质量％计包含Mn：超过2.50％且低于4.20％，剩余部分为铁及杂质，距离表面为厚度的1/8位置处的金属组织以面积率计奥氏体相：10％以上、回火马氏体相与贝氏体相的合计：5％以上、铁素体相：35％以上及新鲜马氏体相：低于15％，未再结晶的铁素体相相对于铁素体相的面积率为10～50％，奥氏体相中的平均Mn浓度CMnγ与铁素体相中的平均Mn浓度CMnα之比即CMnγ/CMnα为1.20以上，距离表面为厚度的1/8位置处的维氏硬度的偏差为40Hv以下。

Description

钢板及钢板的制造方法

技术领域

本申请涉及钢板及其制造方法。

背景技术

一般而言，如果将钢板高强度化，则伸长率降低，钢板的成型性可能降低。因此，为了使用高强度钢板作为汽车的车身用部件，需要提高相反的特性即强度与成型性这两者。另外，由于对以钢板作为原材料的汽车的车身用部件的大多数需要进行弯曲加工，因此对于作为车身用部件使用的高强度钢板，要求具有优异的弯曲性。因此，作为钢板的机械特性，要求具有高强度和优异的成型性、并且还具有优异的弯曲性。

为了提高伸长率即成型性，迄今为止提出了一种所谓的中Mn钢，其积极地添加Mn，使钢板中含有约5质量％的Mn，使钢中生成残留奥氏体(残留γ)，利用了其相变诱导塑性(例如，非专利文献1)。

另外，提出了添加有2.60％～4.20％的Mn的钢板(专利文献1)。上述钢板也是由于与一般的高强度钢相比含有更多的Mn，因此容易生成残留奥氏体，伸长率高，显示出优异的成型性。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：国际公开第2016/067623号

非专利文献

非专利文献1：古川敬、松村理、热处理、日本、日本热处理协会、平成9年、第37号卷、第4号、p.204

发明内容

发明所要解决的课题

然而，非专利文献1中公开的钢板由于Mn含量多，因此在用于汽车的车身用部件的情况等中有可能焊接性成为问题。因此，如果考虑作为汽车部件等的利用性，则期望以更少的Mn含量来提高钢板的强度和成型性这两者。另外，专利文献1中公开的钢板由于形成显著的带组织，因此弯曲性显示出显著的各向异性。特别是在弯曲棱线成为轧制方向的情况下，弯曲性恶化。如果像这样弯曲性的各向异性变大，则不仅方筒状的部件制作变得困难等部件设计的自由度降低，而且部件成型时的成品率也降低。以下，将弯曲棱线成为轧制方向的情况下的弯曲性简称为弯曲性。

因此，期望具有优异的伸长率特性、优异的弯曲性及高强度的钢板。

用于解决课题的手段

为了确保优异的伸长率特性、优异的弯曲性及高强度，本发明的发明者们认识到下述方式是有效的：在包含规定的成分的钢板中，以面积％计包含10％以上的奥氏体相、5％以上的回火马氏体相和贝氏体相的合计、35％以上的铁素体相，将新鲜马氏体相限制为低于15％，将未再结晶的铁素体相相对于铁素体相的面积率设定为10～50％，将奥氏体相中的平均Mn浓度CMnγ与铁素体相中的平均Mn浓度CMnα之比即CMnγ/CMnα设定为1.20以上，将距离表面为厚度的1/8位置处的维氏硬度的偏差设定为40Hv以下。

本申请的钢板及其制造方法是基于上述认识而进行的，其主旨如下。

本申请的主旨如下。

(1)一种钢板，其化学组成以质量％计为：

C：超过0.15％且低于0.40％、

Si：0.001％以上且低于2.00％、

Mn：超过2.50％且低于4.20％、

sol.Al：0.001％以上且低于1.500％、

P：0.030％以下、

S：0.0050％以下、

N：低于0.050％、

O：低于0.020％、

Cr：0～0.50％、

Mo：0～2.00％、

W：0～2.00％、

Cu：0～2.00％、

Ni：0～2.00％、

Ti：0～0.300％、

Nb：0～0.300％、

V：0～0.300％、

B：0～0.010％、

Ca：0～0.010％、

Mg：0～0.010％、

Zr：0～0.010％、

REM：0～0.010％、

Sb：0～0.050％、

Sn：0～0.050％、

Bi：0～0.050％、及

剩余部分：铁及杂质，

距离表面为厚度的1/8位置处的金属组织以面积率计奥氏体相：10％以上、回火马氏体相与贝氏体相的合计：5％以上、铁素体相：35％以上及新鲜马氏体相：低于15％，

未再结晶的铁素体相相对于上述铁素体相的面积率为10～50％，

上述奥氏体相中的平均Mn浓度CMnγ与上述铁素体相中的平均Mn浓度CMnα之比即CMnγ/CMnα为1.20以上，以及

距离表面为厚度的1/8位置处的维氏硬度的偏差为40Hv以下。

(2)根据(1)所述的钢板，其中，上述化学组成以质量％计含有选自下述元素中的1种或2种以上：

Cr：0.01～0.50％、

Ti：0.005～0.300％、

Nb：0.005～0.300％、

V：0.005～0.300％、及

B：0.0001～0.010％。

(3)根据(1)或(2)所述的钢板，其中，在上述钢板的表面具有热浸镀锌层。

(4)根据(1)或(2)所述的钢板，其中，在上述钢板的表面具有合金化热浸镀锌层。

(5)一种钢板的制造方法，其包括下述工序：

对钢实施精轧温度为1000℃以下、上述精轧后的放冷时间为0.8秒钟以上、上述放冷后的平均冷却速度为30℃/秒以上及卷取温度低于300℃的热轧来制成热轧钢板，所述钢的化学组成以质量％计为：

C：超过0.15％且低于0.40％、

Si：0.001％以上且低于2.00％、

Mn：超过2.50％且低于4.20％、

sol.Al：0.001％以上且低于1.500％、

P：0.030％以下、

S：0.0050％以下、

N：低于0.050％、

O：低于0.020％、

Cr：0～0.50％、

Mo：0～2.00％、

W：0～2.00％、

Cu：0～2.00％、

Ni：0～2.00％、

Ti：0～0.300％、

Nb：0～0.300％、

V：0～0.300％、

B：0～0.010％、

Ca：0～0.010％、

Mg：0～0.010％、

Zr：0～0.010％、

REM：0～0.010％、

Sb：0～0.050％、

Sn：0～0.050％、

Bi：0～0.050％、及

剩余部分：铁及杂质；

对上述热轧钢板在奥氏体相分率成为20～50％的温度区域中进行1小时以上的热处理，之后，实施酸洗及冷轧来制成冷轧钢板；

将上述冷轧中的冷轧率设定为30～70％；

将上述冷轧钢板在奥氏体相分率成为20～65％的温度区域中保持30秒钟以上来进行退火；以及

在上述退火的温度保持后，冷却至100～530℃的温度区域，在100～530℃的温度区域中保持10～1000秒钟。

(6)根据(5)所述的钢板的制造方法，其中，上述化学组成以质量％计含有选自下述元素中的1种或2种以上：

Cr：0.01～0.50％、

Ti：0.005～0.300％、

Nb：0.005～0.300％、

V：0.005～0.300％、及

B：0.0001～0.010％。

(7)根据(5)或(6)所述的钢板的制造方法，其中，上述精轧后的放冷时间为1.2～4.0秒。

(8)根据(5)～(7)中任一项所述的钢板的制造方法，其在上述退火后实施热浸镀锌处理。

(9)根据(8)所述的钢板的制造方法，其在实施上述热浸镀锌处理后，在450～620℃的温度区域中实施上述热浸镀锌的合金化处理。

发明效果

根据本申请，能够提供具有优异的伸长率特性、优异的弯曲性及高强度的钢板。

具体实施方式

以下，对本申请的钢板的一个实施方式的例子进行说明。

1.化学组成

对如上述那样规定本申请的钢板的化学组成的理由进行说明。在以下的说明中，表示各元素的含量的“％”只要没有特别说明，则是指“质量％”。在钢板的化学组成中，使用“～”表示的数值范围除了使用“超过”或“低于”的情况以外，是指包含“～”的前后记载的数值作为下限值及上限值的范围。

(C：超过0.15％且低于0.40％)

C是为了提高钢的强度、确保奥氏体相而言极为重要的元素。为了获得充分的奥氏体相，需要超过0.15％的C含量。另一方面，如果过量含有C，则变得难以维持钢板的焊接性，因此将C含量的上限设定为低于0.40％。C含量的下限值优选为0.20％以上，更优选为0.25％以上。如果将C含量设定为0.20％以上，则能够更进一步促进奥氏体相的生成。C含量的上限值优选为0.36％以下，更优选为0.32％以下，通过将C含量的上限值设定为上述范围，能够进一步提高钢板的韧性。

(Si：0.001％以上且低于2.00％)

Si是对于将回火马氏体相强化、将组织均匀化、改善成型性而言有效的元素。另外，Si还具有抑制渗碳体的析出、促进奥氏体相的残留的作用。为了获得上述效果，需要0.001％以上的Si含量。另一方面，如果过量含有Si，则变得难以维持钢板的镀覆性、化学转化处理性，因此将Si含量的上限值设定为低于2.00％。Si含量的下限值优选为0.005％以上，更优选为0.010％以上，进一步优选为0.10％以上。通过将Si含量的下限值设定为上述范围，能够进一步提高钢板的伸长率特性。Si含量的上限值优选为1.90％以下，更优选为1.80％以下。

(Mn：超过2.50％且低于4.20％)

Mn是使奥氏体相稳定化、提高淬透性的元素。另外，在本申请的钢板中，使Mn在奥氏体相中浓集，使奥氏体相更加稳定化。为了在室温下使奥氏体相稳定化，需要超过2.50％的Mn。另一方面，为了确保焊接性、并且不使在弯曲棱线成为轧制方向的情况下的弯曲性降低，将Mn含量的上限设定为低于4.20％。Mn含量的下限值优选为超过3.00％，更优选为3.50％以上。Mn含量的上限值优选为4.10％以下，更优选为4.00％以下。通过将Mn含量的下限值设定为上述范围，能够增加稳定的奥氏体相的分率，通过将Mn含量的上限值设定为上述范围，能够充分发挥弯曲性。

(sol.Al：0.001％以上且低于1.500％)

Al为脱氧剂，需要含有0.001％以上。另外，Al会扩大退火时的双相区域的温度范围，因此还具有提高材质稳定性的作用。Al的含量越多，则其效果变得越大，但如果过量含有Al，则变得难以维持表面性状、涂装性及焊接性，因此将sol.Al的上限设定为低于1.500％。sol.Al含量的下限值优选为0.005％以上，更优选为0.010％以上，进一步优选为0.020％以上。sol.Al含量的上限值优选为1.200％以下，更优选为1.000％以下。通过将sol.Al含量的下限值及上限值设定为上述范围，脱氧效果及材质稳定提高效果与表面性状、涂装性及焊接性的平衡变得更良好。

(P：0.030％以下)

P为杂质，如果钢板过量含有P，则会损害弯曲性。因此，将P含量的上限设定为0.030％以下。P含量的上限值优选为0.025％以下，更优选为0.020％以下，进一步优选为0.015％以下。本实施方式的钢板由于不需要P，因此P含量的下限值为0％。P含量的下限值也可以超过0％或为0.001％以上，但P含量越少越优选。

(S：0.0050％以下)

S为杂质，如果钢板过量含有S，则会损害焊接性。因此，将S含量的上限设定为0.0050％以下。S含量的上限值优选为0.0030％以下，更优选为0.0020％以下。本实施方式的钢板由于不需要S，因此S含量的下限值为0％。也可以将S含量的下限值设定为超过0％或0.0003％以上，但S含量越少越优选。

(N：低于0.050％)

N为杂质，如果钢板含有0.050％以上的N，则韧性降低。因此，将N含量的上限设定为低于0.050％。N含量的上限值优选为0.010％以下，更优选为0.006％以下。本实施方式的钢板由于不需要N，因此N含量的下限值为0％。也可以将N含量的下限值设定为超过0％或0.001％以上，但N含量越少越优选。

(O：低于0.020％)

O为杂质，如果钢板含有0.020％以上的O，则延展性降低。因此，将O含量的上限设定为低于0.020％。O含量的上限值优选为0.010％以下，更优选为0.005％以下，进一步优选为0.003％以下。本实施方式的钢板由于不需要O，因此O含量的下限值为0％。也可以将O含量的下限值设定为超过0％或0.001％以上，但O含量越少越优选。

本实施方式的钢板也可以进一步含有选自Cr、Mo、W、Cu、Ni、Ti、Nb、V、B、Ca、Mg、Zr、REM、Sb、Sn及Bi中的1种或2种以上。然而，本实施方式的钢板也可以不含有Cr、Mo、W、Cu、Ni、Ti、Nb、V、B、Ca、Mg、Zr、REM、Sb、Sn及Bi，即含量的下限值也可以为0％。

(Cr：0～0.50％)

(Mo：0～2.00％)

(W：0～2.00％)

(Cu：0～2.00％)

(Ni：0～2.00％)

Cr、Mo、W、Cu及Ni各自由于不是本实施方式的钢板所必需的元素，因此各自的含量为0％以上。然而，Cr、Mo、W、Cu及Ni由于是使钢板的强度提高的元素，因此也可以被含有。为了获得钢板的强度提高效果，钢板也可以各自含有0.01％以上、0.04％以上或0.10％以上的选自Cr、Mo、W、Cu及Ni中的1种或2种以上的元素。然而，如果钢板过量地含有这些元素，则有可能变得容易产生热轧时的表面伤痕、进而热轧钢板的强度变得过高、冷轧性降低。因此，在选自Cr、Mo、W、Cu及Ni中的1种或2种以上的元素各自的含量之中，将Cr的含量的上限值设定为0.50％以下，将Mo、W、Cu及Ni各自的含量的上限值设定为2.00％以下。Cr的含量的上限值也可以为0.45％以下、0.40％以下或0.35％以下，Mo、W、Cu及Ni各自的含量的上限值也可以为1.80％以下、1.50％以下、1.20％以下或1.00％以下。

(Ti：0～0.300％)

(Nb：0～0.300％)

(V：0～0.300％)

Ti、Nb及V由于不是本实施方式的钢板所必需的元素，因此各自的含量为0％以上。但是，Ti、Nb及V由于是生成微细的碳化物、氮化物或碳氮化物的元素，因此对于钢板的强度提高而言是有效的。因此，钢板也可以含有选自Ti、Nb及V中的1种或2种以上的元素。为了获得钢板的强度提高效果，优选将选自Ti、Nb及V中的1种或2种以上的元素各自的含量的下限值设定为0.005％以上，更优选设定为0.010％以上。另一方面，如果过量含有这些元素，则有可能热轧钢板的强度过于上升、冷轧性降低。另外，关于Nb，如果将Nb的含量设定为0.300％以下，则能够抑制铁素体相的再结晶化的延迟，能够更稳定地获得所期望的组织。因此，将选自Ti、Nb及V中的1种或2种以上的元素各自的含量的上限值设定为0.300％以下，优选为0.250％以下，更优选设定为0.200％以下。

(B：0～0.010％)

(Ca：0～0.010％)

(Mg：0～0.010％)

(Zr：0～0.010％)

(REM：0～0.010％)

B、Ca、Mg、Zr及REM(稀土类金属)由于不是本申请的钢板所必需的元素，因此各自的含量为0％以上。然而，B、Ca、Mg、Zr及REM会提高钢板的局部延展性及扩孔性。为了获得该效果，将选自B、Ca、Mg、Zr及REM中的1种或2种以上的元素各自的下限值优选设定为0.0001％以上，更优选设定为0.001％以上。但是，由于过量的这些元素会使钢板的成型性劣化，因此优选将这些元素各自的含量的上限设定为0.010％以下，将选自B、Ca、Mg、Zr及REM中的1种或2种以上的元素的含量的合计设定为0.030％以下。

(Sb：0～0.050％)

(Sn：0～0.050％)

(Bi：0～0.050％)

Sb、Sn及Bi由于不是本申请的钢板所必需的元素，因此各自的含量为0％以上。然而，Sb、Sn及Bi会抑制钢板中的Mn、Si和/或Al等易氧化性元素扩散至钢板表面而形成氧化物，提高钢板的表面性状、镀覆性。为了获得该效果，将选自Sb、Sn及Bi中的1种或2种以上的元素各自的含量的下限值优选设定为0.0005％以上，更优选设定为0.001％以上。另一方面，如果这些元素各自的含量超过0.050％，则其效果饱和，因此将这些元素各自的含量的上限值设定为0.050％以下，优选0.040％以下，更优选为0.030％以下。

本实施方式的钢板也可以在上述的任选成分中含有选自Cr：0.01～0.50％、Ti：0.005～0.300％、Nb：0.005～0.300％、V：0.005～0.300％及B：0.0001～0.010％中的元素中的1种或2种以上。

另外，本实施方式的钢板的化学组成的剩余部分为铁及杂质。作为杂质，是从钢原料、废料和/或炼钢过程中不可避免地混入的成分，可例示出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。另外，作为杂质，也包含前文说明的成分以外的元素、且以该元素特有的作用效果对本发明的实施方式的钢板的特性没有影响的水平包含于该钢板中的元素。

2.金属组织

接下来，对本实施方式的钢板的金属组织进行说明。

本实施方式的钢板的距离表面为厚度的1/8位置(也称为1/8t部)处的金属组织以面积率计奥氏体相：10％以上、回火马氏体相与贝氏体相的合计：5％以上、铁素体相：35％以上及新鲜马氏体相：低于15％。各组织的分率根据热处理条件而发生变化，对强度、伸长率特性、弯曲性等钢板的材质造成影响。

(钢板的1/8t部的金属组织中的奥氏体相的面积％：10％以上)

在本实施方式的钢板中，金属组织中的奥氏体相的量在规定范围内是重要的。奥氏体相是通过相变诱导塑性来提高钢板的伸长率特性的组织。奥氏体相可通过伴随拉伸变形的鼓凸成形、拉深加工、拉伸凸缘加工或弯曲加工而相变为马氏体相，因此还有助于钢板的强度的提高。为了获得这些效果，本实施方式的钢板需要在金属组织中含有以面积率计为10％以上的奥氏体相。奥氏体相的面积率优选为15％以上，更优选为18％以上。如果奥氏体相的面积率成为15％以上、进而成为18％以上，则强度与伸长率兼顾，后述的TS×EL变高。奥氏体相的面积率的上限没有特别规定，但实质上为30％以下。另外，奥氏体相的面积率通过X射线衍射法来测定。

(钢板的1/8t部的金属组织中的新鲜马氏体相的面积％：低于15％)

新鲜马氏体相是在其组织中包含大量位错的硬质相，是为了获得钢板的强度有效的相。但是，由于使弯曲性显著劣化，因此将新鲜马氏体相在金属组织中的面积率设定为低于15％。在特别需要弯曲性的情况下，新鲜马氏体相的面积率优选为10％以下，更优选为5％以下，进一步优选实质上为0％。

(钢板的1/8t部的金属组织中的回火马氏体相与贝氏体相的合计的面积％：5％以上)

回火马氏体相及贝氏体相也为硬质相，但是与上述新鲜马氏体相不同的组织，会确保钢板的强度，并且有助于弯曲性的提高。为了兼顾强度与弯曲性，回火马氏体相与贝氏体相的合计在金属组织中的面积率需要为5％以上。在重视钢板的强度的情况下，回火马氏体相与贝氏体相的合计的面积率优选为10％以上，更优选为15％以上，进一步优选为20％以上。回火马氏体相与贝氏体相的合计的面积率的上限没有特别限定，但实质上为50％以下。在本实施方式的钢板的金属组织中，大多情况下在回火马氏体相与贝氏体相的合计的面积率之中全部为回火马氏体的面积率。另一方面，有可能在金属组织中会包含贝氏体相，但由于贝氏体相具有与回火马氏体相同样的特征，因此在金属组织中包含贝氏体相的情况下，贝氏体相的面积率也与回火马氏体相的面积率一起被测定。

(钢板的1/8t部的金属组织中的铁素体相的面积率：35％以上)

铁素体相是在确保延展性的方面所必需的组织。为了确保必要的延展性，金属组织中的铁素体相的面积率为35％以上。金属组织中的铁素体相的面积率优选为40％以上，更优选为45％以上。金属组织中的铁素体相的面积率的上限没有特别限定，但实质上为75％以下。进而，未再结晶的铁素体相相对于铁素体相的面积率为10％以上，优选为20％以上。通过未再结晶的铁素体相的面积率为上述范围内，能够获得屈服点高的钢板。另一方面，如果未再结晶的铁素体相过多，则会导致延展性降低，因此未再结晶的铁素体相的面积率的上限设定为50％以下。未再结晶的铁素体相的面积率的上限更优选为40％以下。

另外，在金属组织中，奥氏体相、新鲜马氏体相、回火马氏体相(包含贝氏体相)及铁素体相以外的剩余部分可以为珠光体、渗碳体等组织。或者，本实施方式的钢板也可以仅由奥氏体相、新鲜马氏体相、回火马氏体相、贝氏体相及铁素体相构成。

(CMnγ/CMnα≥1.20)

奥氏体相中的平均Mn浓度CMnγ与铁素体相(包括未再结晶的铁素体相在内的所有铁素体相)中的平均Mn浓度CMnα之比即CMnγ/CMnα为1.20以上，优选为1.35以上。通过CMnγ/CMnα为上述范围内，可充分获得使Mn在热处理中曾经为奥氏体相的部位浓集的Mn分配，即使是短时间退火，也可获得稳定的奥氏体相，可获得优异的延展性。另一方面，CMnγ/CMnα低于1.20时，Mn分配不充分，变得难以通过短时间退火来获得奥氏体相。另外，CMnγ/CMnα的上限没有特别规定，但实质上为1.60以下。

(钢板的1/8t部的位置处的维氏硬度的偏差为40Hv以下)

钢板的距离表面为厚度的1/8位置处的维氏硬度的偏差为40Hv以下，优选为30Hv以下。通过将精轧后的冷却条件和热轧钢板的热处理条件最优化来抑制维氏硬度的偏差，从而本实施方式的钢板的组织变得均匀，可抑制带组织的生成，弯曲棱线成为轧制方向的情况下的弯曲性提高。

以下对各测定方法进行说明。

(奥氏体相的面积率的测定方法)

奥氏体相的面积率如以下那样算出。从钢板表面的中央部(钢板宽度方向的中点)以轧制方向的长度为25mm、钢板的宽度方向(与轧制方向成直角的方向)上宽度为25mm、厚度为退火后的试样的厚度状态切取出试验片。然后，对该试验片实施化学研磨而减少板厚的1/8量，得到具有经化学研磨的表面的试验片。另外，所谓“与轧制方向成直角的方向”是指与钢板表面平行并且与轧制方向成直角的方向。接着，针对该试验片的表面，使用Co管球，实施3次将测定范围2θ设定为45～105度的X射线衍射分析。然后，通过将所得到的奥氏体相的分布图进行解析，分别进行平均，从而得到奥氏体相的面积率。

(铁素体相、回火马氏体相与贝氏体相的合计及新鲜马氏体相的面积率的测定方法)

铁素体相、回火马氏体相与贝氏体相的合计及新鲜马氏体相的面积率由利用扫描型电子显微镜(SEM)而进行的组织观察来算出。对钢板的L截面进行镜面研磨，接着利用3％硝酸乙醇使显微组织显现，用倍率为5000倍的扫描型电子显微镜对距离表面为1/8位置处的纵0.1mm(板厚方向的长度)×横0.3mm(轧制方向的长度)的范围的显微组织进行观察。铁素体相(包含未再结晶的铁素体相)作为灰色的基底组织进行判别，奥氏体相及新鲜马氏体相作为白色的组织进行判别。从奥氏体相与新鲜马氏体相的合计面积率中减去由X射线衍射法测定的奥氏体相的面积率，从而算出新鲜马氏体相的面积率。回火马氏体相(包含贝氏体相)与新鲜马氏体相同样地看起来为白色，但通过将在晶粒内确认到下部组织的相判断为回火马氏体相(包含贝氏体相)来算出。另外，所谓L截面是指与轧制方向平行、并且相对于钢板表面垂直地将钢板切断而得到的面。本实施方式中的L截面设定为按照通过钢板的宽度方向中心的方式切断而得到的面。

(未再结晶的铁素体相的面积率的测定方法)

未再结晶的铁素体相的面积率通过方式来算出：如上述那样判别了铁素体相的晶粒之后，对该区域即对铁素体相的区域进行背散射电子衍射(EBSP)测定，将以KAM值计为1°以上的区域判断为未再结晶的铁素体相组织。因而，“未再结晶的铁素体相的面积率”是指未再结晶的铁素体相相对于铁素体相的比例。

(CMnγ/CMnα的测定方法)

CMnγ/CMnα通过EBSP、SEM及电子探针显微分析仪(EPMA)来测定。如上所述，使用EBSP及SEM来鉴定奥氏体相及铁素体相的区域，在该区域中通过EPMA来测定CMnγ(奥氏体相的Mn浓度)及CMnα(铁素体相的Mn浓度)，算出CMnγ/CMnα。更具体而言，对于距离表面为1/8位置处的纵50μm(板厚方向的长度)、横50μm(轧制方向的长度)的区域，对于所鉴定的任意的奥氏体相(γ相)和铁素体相(α相)，算出由各相10个晶粒分别测定的Mn浓度的平均值，将其值设定为CMnγ及CMnα，算出CMnγ/CMnα。

(维氏硬度的偏差的测定方法)

对钢板的L截面进行镜面研磨，接着利用3％硝酸乙醇使显微组织显现，测定距离钢板表面的中央部为厚度的1/8位置处的维氏硬度的偏差。关于维氏硬度的偏差，将载荷设定为100g，测定距离表面为厚度的1/8位置处的8个点的维氏硬度，将其最大与最小之差设定为维氏硬度的偏差。其中，对于8个点的维氏压痕，相邻的压痕的间隔设定为50～70μm。维氏硬度的测定依据JIS2244：2009来进行。

接下来，对本实施方式的钢板的机械特性进行说明。

(抗拉强度、伸长率)

本实施方式的钢板的抗拉强度(TS)优选为980MPa以上，更优选为1180MPa以上。这是为了：在使用钢板作为汽车的原材料时，通过高强度化使板厚减少，有助于轻量化。另外，为了将本实施方式的钢板供于压制成型，优选伸长率(EL)也优异，例如伸长率(EL)为20％以上，优选为22％以上。本实施方式的钢板的TS×EL优选为24000MPa·％以上，更优选为26000MPa·％以上，进一步优选为28000MPa·％以上。进而，本实施方式的钢板的弯曲棱线成为轧制方向的情况下的弯曲性也优异。

本申请的钢板可以用于各种用途，特别是适宜用于下纵梁(side sill)等汽车的结构部件用途，还有助于汽车的轻量化，因此产业上的贡献极为显著。

3.制造方法

对本实施方式的钢板的制造方法进行说明。另外，以下，关于使用“～”表示的数值范围，除了使用“超过”或“低于”的情况以外，是指包含“～”的前后记载的数值作为下限值及上限值的范围。

本实施方式的钢板如下来制造：将具有上述的化学组成的钢通过常规方法熔炼，进行铸造来制作板坯或钢锭，将其进行加热而实施精轧温度为1000℃以下、精轧后的放冷时间为0.8秒钟以上、放冷后的平均冷却速度为30℃/秒以上及卷取温度低于300℃的热轧，对所得到的热轧钢板在铁素体/奥氏体的双相区域中进行热处理，酸洗之后，以30～70％的冷轧率进行冷轧，接着在铁素体/奥氏体的双相区域中实施短时间退火，冷却至100～530℃，在该温度下进行保持。

热轧只要以通常的连续热轧生产线来进行即可。对热轧后的热轧钢板的热处理可以通过箱退火炉(BAF)等间歇炉或连续退火炉等隧道炉来进行。冷轧也是只要通过通常的连续冷轧生产线来进行即可。在本申请的方法中，退火由于可以使用连续退火生产线来进行，因此生产率非常优异。

为了获得本申请的钢板的金属组织，优选的是，在以下所示的范围内进行下述的条件、特别是热轧条件、针对热轧后的热轧钢板的热处理条件、冷轧条件、退火条件及冷却条件。

本实施方式的钢板只要具有上述的化学组成，则钢液可以是由通常的高炉法熔炼的钢液，也可以是如由电炉法制成的钢那样原材料大量包含废料的钢液。板坯可以是由通常的连续铸造工艺制造的板坯，也可以是由薄板坯铸造制造的板坯。

将上述的板坯或钢锭加热，进行热轧而得到热轧钢板。供于热轧的钢材的温度优选设定为1100～1300℃。通过将供于热轧的钢材的温度设定为1100℃以上，能够进一步减小热轧时的变形阻力。另一方面，通过将供于热轧的钢材的温度设定为1300℃以下，能够抑制因氧化皮损耗增加而引起的成品率的降低。在本申请说明书中，温度是指板坯或钢材表面的中央部处的表面温度。

在热轧前在上述优选的温度范围即1100～1300℃的温度区域中保持的时间没有特别规定，但为了提高韧性，优选设定为30分钟以上，进一步优选设定为1小时以上。另外，为了抑制过度的氧化皮损耗，优选设定为10小时以下，进一步优选设定为5小时以下。另外，在进行直送轧制或直接轧制的情况下，也可以不实施加热处理而直接供于热轧。

(精轧及卷取：在1000℃以下精轧、精轧后放冷0.8秒钟以上、放冷后以30℃/秒以上的平均冷却速度冷却以及在低于300℃下卷取)

在热轧中进行精轧。将精轧开始温度设定为1000℃以下，在1000℃以下进行精轧。如果将精轧开始温度设定为超过1000℃，则无法防止热轧状态下的组织的粗大化，之后的组织控制变得困难，而且抑制因晶界氧化而引起的钢板的表面性状的劣化也变得困难。精轧开始温度优选为750℃以上。通过精轧开始温度为750℃以上，能够减小轧制时的变形阻力，容易进行组织控制。

在精轧后进行0.8秒钟以上放冷。一般而言，从组织微细化的观点出发，认为在精轧后立即进行骤冷为宜。但是，在本实施方式的钢板那样的包含超过2.50％的Mn的钢板中，由于因Mn偏析引起的再结晶的延迟，使得刚精轧后的奥氏体粒径变得不均匀。或者，铁素体不均匀地生成，在热轧钢板的热处理时、进而在冷轧钢板的退火时变得容易生成带组织。因而，通过在精轧后放冷0.8秒钟以上，带组织的形成得以抑制，维氏硬度的偏差变成40Hv以下。放冷时间的上限优选为低于6.0秒钟。在放冷时间为6.0秒钟以上的情况下，抑制带组织形成的效果饱和。

优选在精轧后进行1.2～4.0秒的放冷。通过设定为放冷时间的上述范围内，从而奥氏体晶粒变得更均匀，退火后的钢板的组织变得更均匀，维氏硬度的偏差变成30Hv以下。放冷时间也可以为1.5秒以上、1.8秒以上、2.0秒以上、2.2秒以上或2.5秒以上。另外，放冷时间也可以为3.8秒以下、3.5秒以下、3.2秒以下或3.0秒以下。

在上述放冷后以30℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却。如果平均冷却速度低于30℃/秒，则在马氏体相变中，在热轧板的板条块边界及原奥氏体晶界处，渗碳体不均匀地生成，因此维氏硬度的偏差变成超过40Hv。平均冷却速度的上限优选为500℃/秒以下。平均冷却速度越大越优选，只要为500℃/秒以下，则难以产生冷却不均，冷轧性难以降低。

在进行了精轧之后，进行冷却，在低于300℃的温度下进行卷取。如果在300℃以上的温度下卷取，则无法将热轧钢板的组织制成全马氏体组织，在热轧钢板的热处理及冷轧钢板的退火工序中，分别变得难以有效地引起Mn分配和奥氏体逆相变。

(热轧钢板的热处理：在奥氏体相分率成为20～50％的温度区域中保持1小时以上)

对所得到的热轧钢板在铁素体/奥氏体的双相区域中在奥氏体相分率成为20～50％的温度区域中进行1小时以上的热处理。通过在钢板的超过Ac1且低于Ac3的双相区域的温度范围内的奥氏体相分率成为20～50％的温度范围内进行热处理，能够使Mn在奥氏体相中分配，使奥氏体相稳定化，获得高的延展性。相反，如果在奥氏体相分率低于20％或超过50％的温度下进行热处理，则变得难以使奥氏体相稳定化。在以低于1小时进行热处理的情况下，也变得难以使奥氏体相稳定化。通过在奥氏体相分率成为20～50％的温度下进行1小时以上热处理，从而退火后的钢板以面积率计能够包含10％以上的奥氏体相，并提高CMnγ/CMnα。奥氏体相分率成为20～50％的温度范围可以通过下述方式求出：根据钢板的成分，在离线(off line)的预实验中从室温起以0.5℃/秒的加热速度进行加热，由加热中的体积变化测定奥氏体相分率。为了促进奥氏体相的稳定化，热处理的保持时间的下限优选为3小时以上，进一步优选为4小时以上。为了进一步促进奥氏体相的稳定化，也可以将热处理时的奥氏体相分率设定为25％以上或30％以上，也可以设定为45％以下或40％以下。从生产率的观点出发，热处理的保持时间的上限优选为10小时以内，更优选为8小时以内。另外，热处理的气氛没有特别限定，例如可以为大气气氛、不活泼气氛或者包含H₂等的还原气氛中的任一种。

在奥氏体相分率成为20～50％的温度范围内进行热处理后，进行冷却。由此，能够维持在热处理中获得的Mn分配状态。

热轧钢板通过常规方法实施酸洗后，以30～70％的压下率(冷轧率)进行冷轧，制成冷轧钢板。如果将冷轧的压下率设定为低于30％，则再结晶变得不均匀，奥氏体相不均匀地生成，退火后的钢板的维氏硬度的偏差变大。另外，如果将压下率设定为超过70％，则在冷轧时变得容易产生断裂。冷轧的压下率的下限值优选为40％以上。冷轧的压下率的上限值优选为60％以下。

如果在冷轧之前且酸洗之前或之后进行超过0％且为5％以下左右的轻度的轧制来修正形状，则从确保平坦的方面考虑变得有利，因此是优选的。另外，具有下述效果：通过在酸洗前进行轻度的轧制从而酸洗性提高，表面浓集元素的除去得以促进，使化学转化处理性、镀覆处理性提高。

(冷轧钢板的退火：在奥氏体相分率成为20～65％的温度区域中保持30秒钟以上)

将所得到的冷轧钢板在铁素体/奥氏体的双相区域中在奥氏体相分率成为20～65％的温度区域中保持30秒钟以上、优选1分钟以上来进行退火。在上述热轧钢板的热处理中已经完成Mn分配，Mn在热处理中曾经为奥氏体相的部位浓集，因此该部位即使是短时间退火，也容易立即变成奥氏体相，可得到稳定的奥氏体相，在短时间的退火处理中可得到优异的延展性。另一方面，如果在该退火中在奥氏体相分率低于20％的温度下进行热处理，则无法充分得到奥氏体相，如果在超过65％的温度下进行热处理，则不会充分生成铁素体相，进而变得容易由奥氏体相相变为马氏体相。另外，退火时间低于30秒钟时，再结晶不会充分进行。退火时间的上限没有特别规定，但从生产率的观点出发，优选低于15分钟，更优选为5分钟以下。为了获得所期望的金属组织，也可以将退火时的奥氏体相分率设定为25％以上或30％以上，也可以设定为60％以下、55％以下、50％以下或40％以下。优选在奥氏体相分率成为25～40％的温度区域中进行退火。另外，退火气氛为大气气氛、不活泼气氛或者包含H₂等的还原气氛中的任一种。

冷轧前的热处理中的温度与冷轧后的退火中的温度之差优选为换算成奥氏体相分率之差而相当于15％以下，更优选为相当于10％以下。冷轧前的热处理中的温度与冷轧后的退火中的温度哪一个高均可。通过将冷轧前的热处理中的温度与冷轧后的退火中的温度之差设定为上述范围内，能够使冷轧前的热处理中的奥氏体相分率与冷轧后的退火中的奥氏体相分率接近，因此在冷轧后的退火中，能够仅在Mn浓集的部位生成奥氏体相。冷轧前的热处理中的温度及冷轧后的退火中的温度是热处理曲线中的实质上的最高温度。

(退火后的冷却条件：冷却至100～530℃的温度区域，在100～530℃的温度区域中保持10～1000秒钟)

在退火的温度保持后，将冷轧钢板冷却至100～530℃的温度区域。

在冷却停止温度超过530℃的情况下，将马氏体相进行回火或者生成贝氏体相变得困难，其结果是，在金属组织中变得容易生成新鲜马氏体相，退火后的钢板的弯曲性降低。另外，在冷却停止温度低于100℃的情况下，变得容易伴随马氏体相变而产生应变，变得难以维持钢板的平坦性，另外会妨碍连续退火生产线的效率的提高。

退火后的平均冷却速度优选为2～2000℃/秒。在退火后的平均冷却速度为2℃/秒以上的情况下，能够进一步抑制铁素体相的过度的粗大化。另外，在平均冷却速度为2000℃/秒以下的情况下，冷却停止后的钢板温度分布容易变得更均匀，能够充分维持钢板的平坦性。

冷却至100～530℃的温度区域后，在100～530℃的温度区域中保持10～1000秒钟。在100～530℃的温度区域中的保持时间低于10秒钟的情况下，变得难以进行向奥氏体相中的C分配，变得难以在金属组织中稳定地生成奥氏体相。另外，由于将马氏体相进行回火或者生成贝氏体相变得困难，因此其结果是，在金属组织中变得容易生成新鲜马氏体相，退火后的钢板的伸长率和弯曲性变得容易降低。100～530℃的温度区域中的保持时间优选为30秒以上。另一方面，在上述保持时间超过1000秒钟的情况下，由上述作用带来的效果饱和，导致连续退火生产线的生产率的降低。因此，100～530℃的温度区域中的保持时间设定为1000秒以下，优选为300秒以下。只要保持温度为100～530℃的范围内则也可以是与冷却停止温度不同的温度，但保持温度与冷却停止温度的温度差优选为50℃以内，更优选实质上为0℃。

在上述100～530℃的温度区域中的保持之后，将钢板优选冷却至80℃以下，更优选冷却至室温。

关于上述退火后的冷却，在不对钢板进行镀覆的情况下，直接优选进行至80℃以下、更优选进行至室温即可。另外，在对钢板进行镀覆的情况下，可以如以下那样操作来制造。

在对钢板的表面实施热浸镀锌来制造热浸镀锌钢板的情况下，在上述退火后将冷轧钢板冷却至100～530℃的温度区域，在100～530℃的温度区域中保持10～1000秒钟后，升温至430～500℃的温度，接着将冷轧钢板浸渍在熔融锌的镀浴中来进行热浸镀锌处理。镀浴的条件设定为通常的范围内即可。镀覆处理后冷却至室温即可。

在对钢板的表面实施合金化热浸镀锌来制造合金化热浸镀锌钢板的情况下，在对钢板实施了热浸镀锌处理后，在将钢板冷却至室温之前，在450～620℃的温度下进行热浸镀锌的合金化处理。合金化处理条件设定为通常的范围内即可。

也可以对退火后的钢板或镀覆后的钢板进行表皮光轧。所述表皮光轧的压下率优选为0％以上且低于5.0％(即，也包含不进行表皮光轧的情况)。进行表皮光轧的情况下的压下率为超过0％且低于5.0％。

通过如以上那样制造钢板，能够获得本实施方式的钢板。

实施例

参照例子对本申请的钢板更具体地进行说明。但是，以下的例子为本申请的钢板及其制造方法的例子，本申请的钢板及其制造方法并不限于以下的例子的方案。

1.评价用钢板的制造

将具有表1中所示的化学成分的钢进行熔炼，得到了30mm厚的板坯。

将所得到的板坯在表2中所示的精轧开始温度、放冷时间、平均冷却速度及卷取温度下进行热轧，制成了2.6mm厚的热轧钢板。对所得到的热轧钢板以成为表2中所示的奥氏体相分率的温度及保持时间进行热处理，接着进行酸洗，进一步以表2中所示的冷轧率实施冷轧，制成了冷轧钢板。热轧钢板的热处理是在氮为98％及氢为2％的还原气氛中进行。没有记载热处理的奥氏体相分率及保持时间的例子是指在热轧后未进行热处理、在卷取后直接进行了冷轧的例子。

表2

对所得到的冷轧钢板以成为表3中所示的奥氏体相分率的温度及保持时间进行了退火。冷轧钢板的退火是在氮为98％及氢为2％的还原气氛中进行。热轧钢板的热处理温度与冷轧钢板的退火温度为相当于表3中所示的奥氏体相分率差的温度差。在退火的温度保持后，将钢板以表3中所示的冷却停止温度、冷却停止后的保持温度及保持时间的条件进行了冷却。退火的温度保持后的平均冷却速度设定为100℃/秒。没有记载冷却停止温度、冷却停止后的保持温度及保持时间的数值的例子是指在退火后的冷却中未在100～530℃的温度区域中进行冷却停止及保持、退火后直接冷却至室温的例子。

表3

对于一部分退火冷轧钢板，在进行了退火之后，以表3中记载的冷却停止温度、保持温度及保持时间进行冷却和保持，接着，升温至460℃，将冷轧钢板在该温度下保持10秒，在460℃的熔融锌的镀浴中浸渍2秒钟，进行了热浸镀锌处理。镀浴的条件与以往的条件相同。在不实施后述的合金化处理的情况下，在热浸镀锌处理后，以平均冷却速度10℃/秒冷却至室温。

对于一部分退火冷轧钢板，在进行了热浸镀锌处理之后，没有冷却至室温，而是以10℃/秒加热至500℃，在500℃保持5秒钟来进行合金化处理，之后，以平均冷却速度10℃/秒冷却至室温。

对像这样操作得到的退火冷轧钢板实施压下率为0.5％的表皮光轧，制作了各例子的钢板。

2.评价方法

对于以表2及表3中所示的条件制作的各例子的退火冷轧钢板，实施X射线衍射测定、显微组织观察、拉伸试验及弯曲试验，对铁素体相(α)、奥氏体相(γ)、回火马氏体相(T.M)(包含贝氏体相)、新鲜马氏体相(F.M)及未再结晶的铁素体相(未再结晶α)相对于铁素体相的面积率、CMnγ/CMnα及维氏硬度的偏差ΔHv进行了评价。各评价的方法如上述实施方式的记载的那样。另外，对于各例子的退火冷轧钢板，如以下记载的那样，对抗拉强度(TS)、伸长率(EL)、TS×EL及弯曲性(Rmin)进行了评价。

(机械性质的试验方法)

从与钢板的轧制方向成直角的方向采集JIS5号拉伸试验片，进行拉伸试验及伸长率试验来测定抗拉强度(TS)及伸长率(EL)。拉伸试验通过使用了JIS5号拉伸试验片的JIS-Z2241：2011中规定的方法来进行。伸长率试验是通过使用了平行部长度为50mm的JIS5号试验片的JIS-Z2241：2011中规定的方法来进行。

弯曲性(Rmin)是通过进行弯曲试验来评价。关于弯曲试验，按照弯曲棱线成为轧制方向的方式从钢板表面的中央部采集宽度为15mm(成为弯曲棱线的方向)、长度为50mm(轧制直角的方向)、退火后的试样的厚度状态(板厚的方向)的试验片，将该试验片用前端角度为90度、前端R为板厚的2.5倍的V型冲头压入V块。之后，对弯曲棱线进行观察，将棱线中没有开裂的情况设定为弯曲性“良好”。将棱线中有开裂的情况设定为弯曲性“不良”。进而，关于在用2.5倍的V型冲头压入V块时未发生开裂的钢板，用前端R为板厚的1.5倍的V型冲头将另一试验片压入V块。之后，对弯曲棱线进行观察，将在棱线中没有开裂的情况设定为弯曲性“更良好”。

3.评价结果

将关于以表2及表3中所示的条件制作的钢板的评价结果示于表4中。就本发明例而言，得到了显示出980MPa以上的TS、24000MPa·％以上的TS×EL及“良好”的Rmin的钢板。

表4

例No.1～3、6、7、9、10、13～15、17、20～22、27、30、32及33由于是按照规定的制造方法制造的，因此得到所期望的金属组织，具有优异的特性(强度及伸长率特性(TS×EL的值)以及弯曲性)。

例No.4由于热轧后的热处理的奥氏体相分率低，无法获得所期望的金属组织，因此无法获得充分的强度及伸长率特性(TS×EL的值)。例No.5由于过量地含有P，因此无法获得充分的弯曲性。例No.8由于退火时的奥氏体相分率低，无法获得所期望的金属组织，因此无法获得充分的强度及伸长率特性(TS×EL的值)。例No.11的冷轧率低，无法抑制维氏硬度的偏差，无法获得充分的弯曲性。例No.12由于Mn含量不足，无法获得所期望的金属组织，因此无法获得充分的强度及伸长率特性(TS×EL的值)。例No.16的卷取温度高，CMnγ/CMnα的值变得不充分，无法获得充分的强度及伸长率特性(TS×EL的值)。例No.18由于没有进行退火后的冷却，因此无法获得所期望的金属组织，无法获得充分的弯曲性。例No.19的退火时的奥氏体相分率高，无法获得所期望的金属组织，无法获得充分的强度及伸长率特性(TS×EL的值)以及充分的弯曲性。例No.23在热轧后进行放冷之后的平均冷却速度低，无法抑制维氏硬度的偏差，无法获得充分的弯曲性。例No.24在退火后的冷却中的保持时间短，无法获得所期望的金属组织，无法获得充分的强度及伸长率特性(TS×EL的值)以及充分的弯曲性。例No.25的退火后的冷却停止温度及保持温度高，无法获得所期望的金属组织，无法获得充分的弯曲性。例No.26的C含量不足，无法获得所期望的金属组织，无法获得充分的强度及伸长率特性(TS×EL的值)。例No.28的热轧后的热处理的奥氏体相分率高，无法获得所期望的金属组织，CMnγ/CMnα的值变得不充分，无法获得充分的强度及伸长率特性(TS×EL的值)。例No.29在热轧后的热处理中的保持时间短，无法获得所期望的金属组织，CMnγ/CMnα的值变得不充分，无法获得充分的强度及伸长率特性(TS×EL的值)。例No.31在退火中的保持时间短，无法获得所期望的金属组织，无法获得充分的强度及伸长率特性(TS×EL的值)。例No.34的热轧后的放冷时间短，无法抑制维氏硬度的偏差，无法获得充分的弯曲性。例No.35由于过量含有Mn，因此无法获得充分的弯曲性。例No.36由于没有进行热轧后的热处理，因此无法获得充分的强度及伸长率特性(TS×EL的值)。

Claims (9)

1.一种钢板，其化学组成以质量％计为：

C：超过0.15％且低于0.40％、

Si：0.001％以上且低于2.00％、

Mn：超过2.50％且低于4.20％、

sol.Al：0.001％以上且低于1.500％、

P：0.030％以下、

S：0.0050％以下、

N：低于0.050％、

O：低于0.020％、

Cr：0～0.50％、

Mo：0～2.00％、

W：0～2.00％、

Cu：0～2.00％、

Ni：0～2.00％、

Ti：0～0.300％、

Nb：0～0.300％、

V：0～0.300％、

B：0～0.010％、

Ca：0～0.010％、

Mg：0～0.010％、

Zr：0～0.010％、

REM：0～0.010％、

Sb：0～0.050％、

Sn：0～0.050％、

Bi：0～0.050％、及

剩余部分：铁及杂质，

距离表面为厚度的1/8位置处的金属组织以面积率计奥氏体相：10％以上、回火马氏体相与贝氏体相的合计：5％以上、铁素体相：35％以上及新鲜马氏体相：低于15％，

未再结晶的铁素体相相对于所述铁素体相的面积率为10～50％，

所述奥氏体相中的平均Mn浓度CMnγ与所述铁素体相中的平均Mn浓度CMnα之比即CMnγ/CMnα为1.20以上，以及

距离表面为厚度的1/8位置处的维氏硬度的偏差为40Hv以下。

2.根据权利要求1所述的钢板，其中，所述化学组成以质量％计含有选自下述元素中的1种或2种以上：

Cr：0.01～0.50％、

Ti：0.005～0.300％、

Nb：0.005～0.300％、

V：0.005～0.300％、及

B：0.0001～0.010％。

3.根据权利要求1或2所述的钢板，其中，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，其中，在所述钢板的表面具有合金化热浸镀锌层。

5.一种钢板的制造方法，其包括以下工序：

对钢实施精轧温度为1000℃以下、所述精轧后的放冷时间为0.8秒钟以上、所述放冷后的平均冷却速度为30℃/秒以上及卷取温度低于300℃的热轧来制成热轧钢板，所述钢的化学组成以质量％计为：

C：超过0.15％且低于0.40％、

Si：0.001％以上且低于2.00％、

Mn：超过2.50％且低于4.20％、

sol.Al：0.001％以上且低于1.500％、

P：0.030％以下、

S：0.0050％以下、

N：低于0.050％、

O：低于0.020％、

Cr：0～0.50％、

Mo：0～2.00％、

W：0～2.00％、

Cu：0～2.00％、

Ni：0～2.00％、

Ti：0～0.300％、

Nb：0～0.300％、

V：0～0.300％、

B：0～0.010％、

Ca：0～0.010％、

Mg：0～0.010％、

Zr：0～0.010％、

REM：0～0.010％、

Sb：0～0.050％、

Sn：0～0.050％、

Bi：0～0.050％、及

剩余部分：铁及杂质；

对所述热轧钢板在奥氏体相分率成为20～50％的温度区域中进行1小时以上的热处理，之后，实施酸洗及冷轧来制成冷轧钢板；

将所述冷轧中的冷轧率设定为30～70％；

将所述冷轧钢板在奥氏体相分率成为20～65％的温度区域中保持30秒钟以上来进行退火；以及

在所述退火的温度保持后，冷却至100～530℃的温度区域，在100～530℃的温度区域中保持10～1000秒钟。

6.根据权利要求5所述的钢板的制造方法，其中，所述化学组成以质量％计含有选自下述元素中的1种或2种以上：

Cr：0.01～0.50％、

Ti：0.005～0.300％、

Nb：0.005～0.300％、

V：0.005～0.300％、及

B：0.0001～0.010％。

7.根据权利要求5或6所述的钢板的制造方法，其中，所述精轧后的放冷时间为1.2～4.0秒。

8.根据权利要求5～7中任一项所述的钢板的制造方法，其在所述退火后实施热浸镀锌处理。

9.根据权利要求8所述的钢板的制造方法，其在实施所述热浸镀锌处理后，在450～620℃的温度区域中实施所述热浸镀锌的合金化处理。