CN114667360A - 钢板及其制造方法 - Google Patents
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Abstract
本发明的钢板的特征在于，其具有规定的化学组成，并且，其化学组成满足下述式(1‑1)～(1‑3)；就1/4宽部处的显微组织、1/2宽部处的显微组织和3/4宽部处的显微组织而言，其以面积％计含有铁素体：80％以上、马氏体：2％以下及残余奥氏体：2％以下，未再结晶铁素体在上述铁素体中所占的比例为5～60％，碳氮化物的平均径为6.0～30.0nm，并且满足下述式(2)～(5)。1.5×Nb+Ti≥0.015(1‑1)；0.03≤{(Ti/48‑N/14)+Nb/93}/(C/12)≤0.40(1‑2)；Ca+Mg+Zr+REM≤0.0100(1‑3)；ΔSF/μSF≤0.10(2)；ΔdF/μdF≤0.20(3)；ΔSUF≤20(4)；ΔdC/μdC≤0.50(5)。
Description
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2020-001531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，为了将车体轻量化而提高燃料效率、降低二氧化碳的排放量，此外，为了在碰撞时将碰撞能量吸收而确保乘客的保护和安全，大量使用了高强度钢板。但是，一般而言，如果将钢板高强度化，则变形能(延展性、弯曲性等)降低。如果钢板的变形能降低，则有时压制成形时的尺寸精度不优异。
例如，专利文献1中公开了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。在专利文献1中，在钢组织中以面积率计将铁素体设定为5％以上且80％以下，将自回火马氏体(日文原文为オートテンパードマルテンサイト)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，将奥氏体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中公开了具有抗拉强度：900MPa以上、并且具有良好的焊接性、拉伸率也良好的薄钢板。专利文献2的薄钢板被公开具有下述钢组织：铁素体以面积率计为25％以上且65％以下，在马氏体晶内析出有铁系碳化物的马氏体以面积率计为35％以上且75％以下，作为剩余组织包含面积率合计为20％以下(包含0％)的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％以上且20面积％以下的残余奥氏体，上述铁素体及贝氏体的平均粒径为0.5μm以上且6.0μm以下，上述残余奥氏体中的C浓度为0.5质量％以上且1.2质量％以下，并具有从钢板表面为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、并且宽度6μm以下且深度2μm以上的裂纹的数密度为10个/50μm以下的表面性状，所述冷轧钢板具有下述机械特性：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)。
专利文献4中公开了一种高强度冷轧钢板，其具有下述组成：以质量％计含有C：0.03％以上且0.15％以下、Si：1.5％以下、Mn：0.6％以下、P：0.05％以下、S：0.01％以下、Al：0.08％以下、N：0.0080％以下、Ti：0.04％以上且0.18％以下，铁素体相的面积率为90％以上，卷材面内的该铁素体相的面积率的不均为3％以下，加工铁素体相对于上述铁素体相的面积率为15％以下，上述铁素体相的晶粒内的含有Ti的碳化物的平均粒径为10nm以下，在基体中以固溶状态而存在的Ti量相对于所含有的Ti量的比例低于10％。
然而，本发明人们进行了研究，结果获知：在专利文献1～4中存在压制成形时的尺寸精度不充分的情况。
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
专利文献4：日本特开2015-147967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高强度钢板中除了要求成形性及强度的提高以外、还要求压制成形时的尺寸精度的提高而进行的。本发明的目的是提供在高强度钢板(包含锌镀覆钢板、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)中成形性、强度及压制成形时的尺寸精度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，本发明人们进行了研究，结果本发明人们得到以下的见识。
为了得到成形性、强度及压制成形时的尺寸精度优异的钢板，需要对会使压制成形时的尺寸精度不均变大的钢板的板宽方向上的特性变动进行抑制。具体而言，在钢板的板宽方向上，对铁素体的面积率、铁素体的平均结晶粒径、未再结晶铁素体的面积率、碳氮化物的平均径的变动进行抑制是重要的。
基于上述见识而完成的本发明的主旨如下所述。
[1]本发明的一方案的钢板为一种钢板，其特征在于，其成分组成以质量％计为：
C：0.035～0.150％、
Si：0.010～1.500％、
Mn：0.10～3.00％、
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、
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％、
Nb：0～0.060％、
Ti：0～0.100％、
Ca：0～0.0100％、
Mg：0～0.0100％、
Zr：0～0.0100％、
REM：0～0.0100％、及
剩余部分：Fe及杂质，
并且满足下述式(1-1)～(1-3)；
就距离板宽方向端部在板宽方向上为板宽的1/4位置并且距离表面在板厚方向上为板厚的1/4位置即1/4宽部处的显微组织、距离板宽方向端部在板宽方向上为板宽的1/2位置并且距离表面在板厚方向上为板厚的1/4位置即1/2宽部处的显微组织、和距离板宽方向端部在板宽方向上为板宽的3/4位置并且距离表面在板厚方向上为板厚的1/4位置即3/4宽部处的显微组织而言，
其为以面积％计铁素体：80％以上、马氏体：2％以下及残余奥氏体：2％以下、和剩余组织，
未再结晶铁素体在上述铁素体中所占的比例为5～60％，
碳氮化物的平均径为6.0～30.0nm，
并且满足下述式(2)～(5)；
所述钢板的0.2％屈服强度为280～600MPa，
抗拉强度为450～800MPa，
屈服比为0.50～0.90，及
均匀拉伸率为10.0％以上。
1.5×Nb+Ti≥0.015 (1-1)
0.03≤{(Ti/48-N/14)+Nb/93}/(C/12)≤0.40 (1-2)
Ca+Mg+Zr+REM≤0.0100 (1-3)
ΔSF/μSF≤0.10 (2)
ΔdF/μdF≤0.20 (3)
ΔSUF≤20 (4)
ΔdC/μdC≤0.50 (5)
其中，上述式(1-1)～(1-3)中的Ti、N、Nb、C、Ca、Mg、Zr及REM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％，在上述(Ti/48-N/14)的值成为负值情况下，作为上述(Ti/48-N/14)的值代入0，
上述式(2)中的μSF为上述1/4宽部处的上述显微组织中的铁素体的面积率、上述1/2宽部处的上述显微组织中的铁素体的面积率、及上述3/4宽部处的上述显微组织中的铁素体的面积率的平均值，ΔSF为上述1/4宽部、上述1/2宽部及上述3/4宽部处的上述显微组织中的铁素体的面积率的最大值与最小值之差，
上述式(3)中的μdF为上述1/4宽部处的上述显微组织中的铁素体的平均结晶粒径、上述1/2宽部处的上述显微组织中的铁素体的平均结晶粒径、及上述3/4宽部处的上述显微组织中的铁素体的平均结晶粒径的平均值，ΔdF为上述1/4宽部、上述1/2宽部及上述3/4宽部处的上述显微组织中的铁素体的平均结晶粒径的最大值与最小值之差，
上述式(4)中的ΔSUF为上述1/4宽部、上述1/2宽部及上述3/4宽部处的上述显微组织中的未再结晶铁素体的面积率的最大值与最小值之差，
上述式(5)中的μdC为上述1/4宽部处的上述显微组织中的碳氮化物的平均径、上述1/2宽部处的上述显微组织中的碳氮化物的平均径、及上述3/4宽部处的上述显微组织中的碳氮化物的平均径的平均值，ΔdC为上述1/4宽部、上述1/2宽部及上述3/4宽部处的上述显微组织中的碳氮化物的平均径的最大值与最小值之差。
[2]根据上述[1]所述的钢板，其中，上述成分组成中，也可以以质量％计为Mn：0.70～3.00％。
[3]根据上述[1]或[2]所述的钢板，其中，上述1/4宽部、上述1/2宽部及上述3/4宽部处的上述铁素体的平均结晶粒径也可以为5.0～15.0μm。
[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]本发明的另一方案的钢板的制造方法的特征在于，其是制造上述[1]～[3]中任一项所述的钢板的方法，具有下述工序：
将具有上述[1]所述的成分组成的钢坯加热至1150～1320℃，按照热轧完成温度成为850～930℃的方式完成热轧，经过1.5s以上之后开始冷却，按照800～450℃的温度区域的平均冷却速度成为20℃/s以上的方式冷却至低于450℃的温度区域为止而制成热轧钢板的热轧工序；
将上述热轧钢板加热至450～700℃的温度区域为止的再加热工序；
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合计压下率成为30～80％、冷轧完成温度成为120℃以上的方式进行冷轧而制成冷轧钢板的冷轧工序；
将上述冷轧钢板加热至720～850℃的退火温度、冷却至500℃以下的温度区域为止的退火工序，
在上述热轧工序中，在1000℃以下的温度区域中，满足下述式(6)，
在上述再加热工序中，在450～700℃的上述温度区域中，满足下述式(7-1)及下述式(8)，
在上述退火工序中，在向上述退火温度的加热过程中，在550～720℃的温度区域中，满足下述式(9)，
在720℃～上述退火温度的温度区域中，赋予15MPa以上的张力，并且满足下述式(10)，
在从上述退火温度起的冷却过程中，在720～500℃的温度区域中，满足下述式(11)。
[数学式1]
fn＝[fn-1·exp(-Kn·tn)+gn·{1-exp(-Kn·tn)}]·exp(-Rn·tn)+Jn≤1.00 ···(6)
在上述式(6)中，fn是表示热轧工序的1000℃以下的上述温度区域中的微细碳化物析出的进行程度的指标。上述式(6)中的各符号分别表示以下含义。
n：1000℃以下时的轧制道次数
h：第n道次的轧制前的板厚[mm]
h*：第n道次的轧制后的板厚[mm]
Nb及Ti：Nb及Ti的含量[质量％]
Tn：从第n道次的轧制至第n+1道次的轧制为止的平均钢板温度[℃]
tn：从第n道次的轧制至第n+1道次的轧制为止的时间[s]、或从第n道次的轧制至钢板温度降低而达到800℃为止的时间[s]中的较短者
a1～11：常数(a1＝2.28×100、a2＝1.25×100、a3＝7.86×10-4、a4＝1.36×10-3、a5＝6.76×10-4、a6＝7.86×10-4、a7＝2.13×10-3、a8＝1.14×10-3、a9＝6.70×10-2、a10＝1.11×100、a11＝5.27×10-1)
[数学式2]
在上述式(7-1)中，各符号分别表示以下含义。
b1～7：常数(b1＝6.82×106、b2＝1.00×103、b3＝8.70×101、b4＝1.25×102、b5＝1.00×102、b6＝-1.50×101、b7＝-2.50×101)
Nb：Nb含量[质量％]
Ti*：Ti-42/14×N所表示的有效Ti量
其中，Ti及N表示该元素的以质量％计的含量，在不含有该元素的情况下代入0。
Tmax：最高加热温度(℃)
t20：将450～700℃的上述温度区域中的滞留时间20等分时的第20个区间中的有效热处理时间(s)
D20：表示将450～700℃的温度区域中的滞留时间20等分时的第20个区间中的有效扩散速度的指标
其中，第m个有效热处理时间tm及第m个有效扩散速度的指标Dm通过下述式(7-2)来表示。
[数学式3]
在上述式(7-2)中，各符号分别表示以下含义。
m：1～20的整数
b9～11：常数(b8＝6.81×101、b9＝2.61×105、b10＝5.60×100、b11＝2.86×105)
Nb：Nb含量[质量％]
Ti*：Ti-42/14×N所表示的有效Ti量
其中，Ti及N表示该元素的以质量％计的含量，在不含有该元素的情况下代入0。
Tm：将450℃～700℃的上述温度区域中的滞留时间20等分时的第m个区间中的平均钢板温度[℃]
tm：将450℃～700℃的上述温度区域中的滞留时间20等分时的第m个区间中的有效热处理时间[s]
其中，设定为t1＝t‘。
t‘：450℃～700℃的上述温度区域中的总滞留时间的1/20[s]
[数学式4]
Kj＝Tj·(log10(sj)+20/(1+0.15×Si-0.08×Mn-0.05×Cr-0.13×Mo))
K20≤2.00×104 ···(8)
在上述式(8)中，K20是表示将再加热工序的450～700℃的上述温度区域中的温度变化过程相对于时间20等分时的第20个区间中的渗碳体的稳定化程度的指标。上述式(8)中的各符号分别表示以下含义。
j：1～20的整数
Si、Mn、Cr及Mo：各元素的含量[质量％]
Tj：将450℃～700℃的上述温度区域中的滞留时间20等分时的第j个区间中的平均钢板温度[℃]
sj：将450℃～700℃的上述温度区域中的滞留时间20等分时的第j个区间中的有效热处理时间[s]
其中，设定为s1＝t‘。
t‘：450℃～700℃的上述温度区域中的总滞留时间的1/20[s]
[数学式5]
pn＝1-exp(-qn·tn)
0.10≤p10≤1.00 ···(9)
在上述式(9)中，p10是表示将退火工序的加热过程的550～720℃的上述温度区域中的滞留时间10等分时的第10个区间中的再结晶的进行程度的指标。上述式(9)中的各符号分别表示以下含义。
d1～4：常数(d1＝4.24×102、d2＝2.10×100、d3＝1.31×103、d4＝7.63×103)
h：冷轧前的板厚[mm]
h*：冷轧后的板厚[mm]
TR：冷轧完成温度[℃]
Nb：Nb的含量[质量％]
Ti*：Ti-42/14×N所表示的有效Ti量
其中，Ti及N表示该元素的以质量％计的含量，在不含有该元素的情况下代入0。
K2：通过式(7-1)而得到的值
n：1～10的整数
Tn’：将550～720℃的上述温度区域中的滞留时间进行10分割时的第n个区间中的平均温度[℃]
Δt：将从钢板温度达到550℃时至达到720℃时为止的经过时间进行10分割的时间[s]
其中，设定为t1＝Δt。
[数学式6]
在上述式(10)中，ym是表示将720℃～上述退火温度的上述温度区域中的滞留时间10等分时的第m个区间中的逆相变的进行程度的指标。上述式(10)中的各符号分别表示以下含义。
e1～4：常数(e1＝4.50×102、e2＝2.85×104、e3＝2.24×100、e4＝8.56×10-8)
K2：式(7-1)的左边的值
K3：通过式(8)而得到的K20的值
K4：通过式(9)而得到的p10的值
Ac1：加热中的奥氏体相变开始温度[℃]
Ac3：加热中的奥氏体相变完成温度[℃]
Tm：将720℃～上述退火温度的上述温度区域中的滞留时间进行10分割时的第m个区间中的平均温度[℃]
tm：将720℃～上述退火温度的上述温度区域中的滞留时间进行10分割时的第m个区间中的有效热处理时间[s]
[数学式7]
在上述式(11)中，各符号分别表示以下含义。
i：1～10的整数
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，在不含有该元素的情况下代入0。此外，在Δi的计算值成为负值的情况下，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％]
Ti*：Ti-42/14×N所表示的有效Ti量
其中，Ti及N表示该元素的以质量％计的含量，在不含有该元素的情况下代入0。
K4：通过式(9)而得到的p10的值
Ac1：加热中的奥氏体相变开始温度[℃]
Ac3：加热中的奥氏体相变完成温度[℃]
Tmax：退火温度[℃]
Ti：将720～500℃的上述温度区域中的滞留时间10等分时的第i个区间中的平均温度[℃]
Δt：将720～500℃的上述温度区域中的总滞留时间10等分的时间[s]
[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、强度及压制成形时的尺寸精度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条件依次进行说明。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。对于以下记载的夹着“～”而记载的数值限定范围，下限值及上限值包含在该范围内。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％计为C：0.035～0.150％、Si：0.010～1.500％、Mn：0.10～3.00％、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、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％、Nb：0～0.060％、Ti：0～0.100％、Ca：0～0.0100％、Mg：0～0.0100％、Zr：0～0.0100％、REM：0～0.0100％、及剩余部分：Fe及杂质，且满足式(1-1)～(1-3)。
1.5×Nb+Ti≥0.015 (1-1)
(0.03≤{(Ti/48-N/14)+Nb/93}/(C/12)≤0.40) (1-2)
Ca+Mg+Zr+REM≤0.0100 (1-3)
以下，对各元素进行说明。
C：0.035～0.150％
C是大大提高钢板的强度的元素。如果C含量为0.035％以上，则可得到充分的抗拉强度，因此C含量设定为0.035％以上。为了进一步提高钢板的抗拉强度，C含量优选为0.040％以上，更优选为0.050％以上。
另一方面，如果C含量为0.150％以下，则能够抑制在热处理(退火)后生成大量的残余奥氏体，能够得到所期望的显微组织。因此，C含量设定为0.150％以下。C含量优选为0.130％以下，更优选为0.110％以下或0.090％以下。
Si：0.010～1.500％
Si是将铁系碳化物微细化、有助于钢板的强度-成形性平衡的提高的元素。为了提高钢板的强度-成形性平衡，Si含量设定为0.010％以上。优选为0.050％以上，为了使强度上升，优选为0.100％以上。
此外，如果Si含量为1.500％以下，则能够抑制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％以下或1.000％以下，更优选为0.800％以下、0.600％以下或0.400％以下。
Mn：0.10～3.00％
Mn是提高钢的淬火性、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0.10％以上。优选为0.50％以上。除了强度以外，为了得到更高的压制成形后的尺寸精度，更优选为超过0.60％。进一步优选为0.70％以上或1.00％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的不均匀存在而有损钢板内的宏观的均质性，能够确保钢板的成形性。因此，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％以下或2.60％以下，更优选为2.30％以下、2.00％以下或1.70％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。
此外，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，能够抑制板坯变得容易开裂。因此，Al含量设定为1.000％以下。Al含量优选为0.800％以下或0.6000％以下，更优选为0.300％以下、0.150％以下或0.080％以下。
P：0.100％以下
P是将钢脆化、此外将在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。
作为杂质的P含量的下限为0％。基本不会使P含量变得低于0.001％，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。
作为杂质的S含量的下限为0％。基本不会使S含量变得低于0.0001％，也可以将0.0001％设定为下限。
Nb：0～0.060％、
Ti：0～0.100％及
1.5×Nb+Ti≥0.015 (1-1)
本实施方式的钢板的化学组成满足Nb：0～0.060％、Ti：0～0.100％、及上述式(1-1)。Nb是通过利用析出物的强化、利用铁素体晶粒的生长抑制的细粒化强化及利用再结晶的抑制的位错强化而有助于钢板强度提高的元素。Ti是具有降低产生作为破坏的起点起作用的粗大夹杂物的S、N及O的效果的元素。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。为了得到这些效果，本实施方式的钢板的化学组成满足上述式(1-1)。即，设定为1.5×Nb+Ti≥0.015。需要说明的是，根据需要，也可以将上述式(1-1)的右边、即“1.5×Nb+Ti”的下限设定为0.020％或0.025％。
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。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。只要满足上述式(1-1)，则Nb含量或Ti含量的下限为0％。也可以将上述式(1-1)删除，将Nb含量的下限设定为0.010％，将Ti含量的下限设定为0.015％，将Nb或Ti中的任一者设定为该下限以上。需要说明的是，上述式(1-3)中的Nb及Ti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。
0.03≤{(Ti/48-N/14)+Nb/93}/(C/12)≤0.40 (1-2)
本实施方式的钢板的化学组成满足上述式(1-2)。通过满足上述式(1-2)，能够抑制显微组织中的渗碳体量增加而钢板的成形性劣化。
需要说明的是，上述式(1-2)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)变成负值情况下，作为该括弧内的值，代入0。
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％以下或0.0070％以下。
作为杂质的N含量的下限为0％。基本不会使N含量变得低于0.0005％，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％以下或0.0030％以下。
作为杂质的O含量的下限为0％。基本不会使O含量变得低于0.0001％，也可以将0.0001％设定为下限。
本实施方式的钢板也可以含有以下的元素作为任选元素。不含有以下的任选元素的情况的含量、即以下的元素的含量的下限为0％。
V：0～0.50％
V是通过利用析出物的强化、利用铁素体晶粒的生长抑制的细粒化强化及利用再结晶的抑制的位错强化而有助于钢板强度的提高的元素。V也可以未必含有，因此V含量的下限包含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是提高钢的淬火性、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含量的下限包含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含量的下限包含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含量的下限包含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含量的下限包含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含量的下限包含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含量的下限包含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含量的下限包含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含量的下限包含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断裂，因此Sb含量设定为0.20％以下。
本实施方式的钢板的成分组成根据需要也可以包含Ca、Ce、Mg、Zr、La及REM中的1种或2种以上。
Ca、Ce、Mg、Zr、La及REM中的1种或2种以上：合计为0～0.0100％
Ca、Ce、Mg、Zr、La及REM是有助于钢板的成形性提高的元素。Ca、Ce、Mg、Zr、La及REM中的1种或2种以上合计的下限包含0％，但为了充分得到成形性提高效果，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，稀土金属)是指属于镧系元素系列的元素组中除了个别特定的La、Ce以外的元素组。它们大多情况下以混合稀土金属的形态添加，但除了La、Ce以外，还可以不可避免地含有镧系元素系列的元素。
Ca：0～0.0100％、
Mg：0～0.0100％、
Zr：0～0.0100％、
REM：0～0.0100％、及
Ca+Mg+Zr+REM≤0.0100 (1-3)
Ca、Mg、Zr、及REM是有助于钢板的成形性提高的元素，可以被含有。如果这些元素的含量分别超过0.0100％，则有可能成形性劣化，这些元素的含量分别设定为0.0100％以下。
本实施方式的钢板的化学组成满足上述式(1-3)。Ca、Mg、Zr及REM也可以未必被含有，因此Ca、Mg、Zr及REM中的1种或2种以上合计的下限包括0％在内。另一方面，Ca、Mg、Zr及REM是有助于钢板的成形性提高的元素。因此，“Ca+Mg+Zr+REM”的下限也可以为0.0001％。为了充分得到成形性提高效果，优选“Ca+Mg+Zr+REM”的下限为0.0005％以上，更优选为0.0010％以上。
此外，通过满足上述式(1-3)即“Ca+Mg+Zr+REM≤0.0100”，能够抑制钢板的延展性降低。优选“Ca+Mg+Zr+REM”的上限为0.0070％或0.0050％。
REM(Rare Earth Metal，稀土金属)是指属于镧系元素系列的元素组。它们大多情况下以混合稀土金属的形态添加，但也可以不可避免地含有镧系元素系列的元素。作为REM，例如可列举出Ce及La。
需要说明的是，上述式(1-3)中的Ca、Mg、Zr及REM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。
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铁和/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、Y、Tc、Ru、Rh、Pd、Ag、Cd、In、Te、Cs、Ta、Re、Os、Ir、Pt、Au、Pb、Bi、Po。杂质也可以合计包含0.100％以下。
接着，对本实施方式的钢板的显微组织进行说明。
本实施方式的钢板的特征在于，就距离板宽方向端部在板宽方向上为板宽的1/4位置并且距离表面在板厚方向上为板厚的1/4位置即1/4宽部处的显微组织、距离板宽方向端部在板宽方向上为板宽的1/2位置并且距离表面在板厚方向上为板厚的1/4位置即1/2宽部处的显微组织、和距离板宽方向端部在板宽方向上为板宽的3/4位置并且距离表面在板厚方向上为板厚的1/4位置即3/4宽部处的显微组织而言，其为以面积％计铁素体：80％以上、马氏体：2％以下、残余奥氏体：2％以下、和剩余组织，未再结晶铁素体在上述铁素体中所占的比例为5～60％，碳氮化物的平均径为6.0～30.0nm，并且满足下述式(2)～(5)。
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均为面积率(面积％)。
ΔSF/μSF≤0.10 (2)
ΔdF/μdF≤0.20 (3)
ΔSUF≤20 (4)
ΔdC/μdC≤0.50 (5)
上述式(2)中的μSF为上述1/4宽部处的上述显微组织中的铁素体的面积率、上述1/2宽部处的上述显微组织中的铁素体的面积率、及上述3/4宽部处的上述显微组织中的铁素体的面积率的平均值(3个面积率的平均值)，ΔSF为上述1/4宽部、上述1/2宽部及上述3/4宽部处的上述显微组织中的铁素体的面积率的最大值与最小值之差，
上述式(3)中的μdF为上述1/4宽部处的上述显微组织中的铁素体的平均结晶粒径、上述1/2宽部处的上述显微组织中的铁素体的平均结晶粒径、及上述3/4宽部处的上述显微组织中的铁素体的平均结晶粒径的平均值(3个平均值的平均值)，ΔdF为上述1/4宽部、上述1/2宽部及上述3/4宽部处的上述显微组织中的铁素体的平均结晶粒径的最大值与最小值之差。
上述式(4)中的ΔSUF为上述1/4宽部、上述1/2宽部及上述3/4宽部处的上述显微组织中的未再结晶铁素体的面积率的最大值与最小值之差。
上述式(5)中的μdC为上述1/4宽部处的上述显微组织中的含有Ti和/或Nb的碳氮化物的平均径、上述1/2宽部处的上述显微组织中的碳氮化物的平均径、及上述3/4宽部处的上述显微组织中的碳氮化物的平均径的平均值(3个平均值的平均值)，ΔdC为上述1/4宽部、上述1/2宽部及上述3/4宽部处的上述显微组织中的碳氮化物的平均径的最大值与最小值之差。
铁素体：80％以上
铁素体是成形性优异的组织。如果上述1/4宽部、上述1/2宽部及上述3/4宽部处的上述显微组织中的铁素体的面积率分别为80％以上，则能够得到所期望的成形性。因此，铁素体的面积率设定为80％以上。铁素体的面积率优选为85％以上，更优选为90％以上。铁素体优选较多，因此铁素体的面积率也可以为100％。
未再结晶铁素体在铁素体中所占的比例：5～60％
未再结晶铁素体是在内部残存有通过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。如果上述1/4宽部、上述1/2宽部及上述3/4宽部处的上述显微组织中的未再结晶铁素体在铁素体中所占的面积率分别为5％以上，则可得到充分的强度，因此未再结晶铁素体在铁素体中所占的面积率设定为5％以上。优选为10％以上。此外，如果未再结晶铁素体在铁素体中所占的面积率为60％以下，则能够确保成形性，因此未再结晶铁素体在铁素体中所占的面积率设定为60％以下。优选为50％以下。
马氏体：2％以下
马氏体是提高强度的组织，但在成形时成为微细的空隙的产生起点。如果在成形时产生微细的空隙，则无法得到所期望的耐冲击破坏特性。为了抑制成形时产生微细的空隙，上述1/4宽部、上述1/2宽部及上述3/4宽部处的上述显微组织中的马氏体的面积率分别设定为2％以下。马氏体的面积率优选为1％以下，更优选为0％。
残余奥氏体：2％以下
残余奥氏体是提高钢板的强度-延展性平衡的组织，但在成形时成为微细的空隙的产生起点。为了抑制成形时产生微细的空隙，上述1/4宽部、上述1/2宽部及上述3/4宽部处的上述显微组织中的残余奥氏体的面积率分别设定为2％以下。残余奥氏体的面积率优选设定为1％以下，更优选设定为0％。
剩余组织
作为显微组织中的剩余组织，可列举出珠光体、渗碳体及贝氏体。通过将这些组织的面积率的合计设定为20％以下，能够得到所期望的耐冲击破坏特性，因此在上述1/4宽部、上述1/2宽部及上述3/4宽部处的上述显微组织中，这些组织的面积率的合计优选设定为20％以下，更优选设定为15％以下，进一步优选设定为10％以下。珠光体的面积率的下限本来为0％，但根据需要也可以设定为2％或5％，也可以将其上限设定为15％、10％或5％。渗碳体的面积率(这里，珠光体中存在的渗碳体除外。以下同样。)的下限本来为0％，但根据需要也可以将其下限设定为0.5％或1％，也可以将其上限设定为3％、2.2％或1％。贝氏体的面积率的下限本来为0％，但根据需要也可以设定为2％或5％，也可以将其上限设定为15％、10％或5％。需要说明的是，根据需要，将珠光体的面积率设定为0％，渗碳体的面积率也可以设定为0％。
以下，对显微组织的面积率的测定方法进行说明。
从钢板的上述1/4宽部、上述1/2宽部及上述3/4宽部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(合计3个)。将试验片的观察面进行研磨后，进行硝酸乙醇腐蚀，在距离表面在板厚方向上为板厚的1/4位置附近处(其中，观察范围限于板厚的距离表面为1/8t～3/8t(t为板厚)的区域。)，以1个以上的视场，将观察倍率设定为1000～3000倍，用场发射型扫描型电子显微镜(FE-SEM：Field Emission ScanningElectron Microsope)对合计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、晶粒内的亚晶界、碳化物的生成状态等)来鉴定各组织，测定其面积率(面积％)。由此，得到铁素体、未再结晶铁素体、马氏体、MA(由马氏体和残余奥氏体这两者构成的区域)、珠光体、渗碳体及贝氏体的面积率。在对多个视场进行观察的情况下，在各视场中解析的面积分别设定为4.0×10-10m2以上。
面积率的解析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、与轧制方向成直角地画15根线，在由这些线构成的225个交点处判别组织。对于各组织的判别方法，具体而言，将在内部不存在渗碳体及亚晶界的块状的区域判别为铁素体，将在内部不含渗碳体且存在亚晶界的块状的区域判别为未再结晶铁素体。此外，包含大量的固溶碳的马氏体及MA与其他的组织相比亮度高而看起来发白，因此可以与其他组织进行区别。通过以上的方法，得到铁素体的面积率、未再结晶铁素体的面积率、“马氏体及MA(由马氏体和残余奥氏体这两者构成的区域)”的面积率的合计。通过将未再结晶铁素体的面积率除以铁素体的面积率，得到未再结晶铁素体在铁素体中所占的比例。点计数法中使用的视场也可以为2个以上。
残余奥氏体的面积率通过X射线衍射法来解析。在上述试验片(其中，来自上述1/4宽部、上述1/2宽部及上述3/4宽部的合计3个试验片)的板厚的距离表面在板厚方向上为板厚的1/4位置附近处(其中，测定范围限于1/8t～3/8t(t为板厚)的区域。)，将与钢板表面平行的面精加工成镜面，通过X射线衍射法对FCC铁的体积率进行解析。将所得到的体积率视为残余奥氏体的面积率。此外，通过从通过利用FE-SEM的上述观察求出的“马氏体及MA”的面积率的合计中减去所得到的残余奥氏体的面积率，得到马氏体的面积率。
此外，通过从100％中减去铁素体的面积率、马氏体的面积率、残余奥氏体的面积率，得到剩余组织的面积率。
在距离轧制方向端部在板宽方向上为板宽的1/4位置、1/2位置及3/4位置处进行上述的测定。
碳氮化物的平均径：6.0～30.0nm
在上述1/4宽部、上述1/2宽部及上述3/4宽部处，碳氮化物的平均径设定为6.0～30.0nm。如果碳氮化物的平均径为6.0nm以上，则能够抑制析出强化过度起作用，能够确保成形性。碳氮化物的平均径优选为8.0nm以上，更优选为10.0μm以上。另一方面，如果碳氮化物的平均径为30.0nm以下，则能够获得充分的强度。碳氮化物的平均径优选为25.0nm以下或20.0nm以下，更优选为17.0nm以下、15.0nm以下、12.5nm以下或11.0nm以下。
碳氮化物的平均径通过以下的方法来测定。
与求出显微组织的面积率时同样地，从距离表面在板厚方向上为板厚的1/4位置附近采集试验片(其中，来自上述1/4宽部、上述1/2宽部及上述3/4宽部的合计3个试验片)(其中，采集试验片的板厚范围限于上述试验片的板厚的距离表面为1/8t～3/8t(t为板厚)的区域。)。从所采集的试验片通过切断及电解研磨法、根据需要与电解研磨法一并有效利用聚焦离子束加工法而制成针状试验片，进行三维原子探针测定。通过相对于所得到的包含Ti和/或Nb碳氮化物的三维原子图，任意地在30个以上的Ti和/或Nb碳氮化物中求出长径，算出它们的平均值，从而对于每个来自上述1/4宽部、上述1/2宽部及上述3/4宽部的合计3个试验片，得到含有Ti和/或Nb的碳氮化物的平均径。
本实施方式中的钢板满足ΔSF/μSF≤0.10 (2)、ΔdF/μdF≤0.20 (3)、ΔSUF≤20(4)及ΔdC/μdC≤0.50 (5)。
所谓满足上述式(2)～(5)表示抑制了钢板的板宽方向上的铁素体的面积率、铁素体的平均结晶粒径、未再结晶铁素体的面积率、含有Ti和/或Nb的碳氮化物的平均径的变动。通过满足上述式(2)～(5)，能够抑制因增大压制成形时的尺寸精度的不均而引起的钢板的板宽方向上的特性变动，作为结果是，能够得到成形性、强度及压制成形时的尺寸精度优异的钢板。
对于上述式(2)中的μSF，其通过利用上述的方法来测定上述1/4宽部、上述1/2宽部和上述3/4宽部处的铁素体的面积率并算出这些面积率的平均值而获得。此外，对于上述式(2)中的ΔSF，其通过利用上述的方法来测定上述1/4宽部、上述1/2宽部及上述3/4宽部处的显微组织中的铁素体的面积率并算出所得到的铁素体的面积率中最大值与最小值之差而获得。
上述式(4)中的ΔSUF是上述1/4宽部、上述1/2宽部及上述3/4宽部处的显微组织中的未再结晶铁素体的最大值与最小值之差。通过利用上述的方法来测定上述1/4宽部、上述1/2宽部及上述3/4宽部处的显微组织中的未再结晶铁素体的面积率并算出所得到的未再结晶铁素体的面积率中最大值与最小值之差而获得。
对于上述式(3)中的μdF，其通过利用后述的方法来测定上述1/4宽部、上述1/2宽部及上述3/4宽部处的显微组织中的铁素体的平均结晶粒径并算出这些平均结晶粒径的平均值而获得。此外，对于上述式(3)中的ΔdF，其通过利用后述的方法来测定上述1/4宽部、上述1/2宽部及上述3/4宽部处的显微组织中的铁素体的平均结晶粒径并算出所得到的铁素体的平均结晶粒径中最大值与最小值之差而获得。
对于上述式(5)中的μdC，其通过利用后述的方法来测定上述1/4宽部、上述1/2宽部及上述3/4宽部处的显微组织中的碳氮化物的长径的平均值(平均径)并算出这些平均径的平均值而获得。此外，对于上述式(5)中的ΔdC，其通过利用上述的方法来测定上述1/4宽部、上述1/2宽部及上述3/4宽部处的显微组织中的碳氮化物的平均径并算出所得到的碳氮化物的平均径中最大值与最小值之差而获得。
铁素体的平均结晶粒径通过以下的方法进行测定。
铁素体的平均结晶粒径通过线段法而求出。通过在上述的测定了显微组织的面积率的视场中，画1根以上的在轧制方向上合计成为200μm以上的直线，算出将直线的长度除以由直线与铁素体晶界的交点的数加上1而得到的数而得到的值，从而得到铁素体的平均结晶粒径。
铁素体的平均结晶粒径：5.0～15.0μm
在上述1/4宽部处的显微组织、上述1/2宽部处的显微组织和上述3/4宽部处的显微组织中，铁素体的平均结晶粒径优选为5.0～15.0μm。通过将铁素体的平均结晶粒径设定为5.0～15.0μm，能够进一步提高强度-成形性平衡。为了强度提高，也可以将其上限设定为13.0μm、11.0μm或9.5μm。
需要说明的是，铁素体的平均结晶粒径通过上述的方法进行测定。
本实施方式的钢板也可以是在钢板的一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一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。锌合金镀层优选为包含Ni作为合金成分的镀层。
锌镀层及锌合金镀层通过热浸镀法、电镀法、或蒸镀法而形成。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，Fe进入镀层中，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％以上的锌镀层是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％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；Inductively CoupledPlasma-Atomic Emission Spectrometry)，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定于特定的范围，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，变得容易将钢板形状维持平坦，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。
另一方面，如果板厚为5.0mm以下，则在制造过程中，变得容易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以下或3.2mm以下。
0.2％屈服强度：280～600MPa、抗拉强度：450～800MPa、屈服比：0.50～0.90、均匀拉伸率：10.0％以上
本实施方式的钢板的拉伸特性的目标值为：0.2％屈服强度为280～600MPa，抗拉强度为450～600MPa，0.2％屈服强度/抗拉强度即屈服比为0.50～0.90，及最大载荷时的塑性拉伸率即均匀拉伸率为10.0％以上。由此，能够提高钢板的成形性及强度。需要说明的是，“均匀拉伸率”也被称为“一致拉伸率”，均匀拉伸率和一致拉伸率用英语都翻译为uniform elongation。
0.2％屈服强度、抗拉强度、屈服比及均匀拉伸率通过以下的方法进行测定。
0.2％屈服强度、抗拉强度、屈服比及均匀拉伸率通过进行拉伸试验而获得。依据JIS Z 2241：2011，制作13B号试验片，将拉伸轴设定为钢板的轧制方向，进行拉伸试验。将拉伸轴设定为钢板的轧制方向，从距离板宽方向端部在板宽方向上为板宽的1/4位置、距离板宽方向端部在板宽方向上为1/2位置及距离板宽方向端部在板宽方向上为3/4位置采集拉伸试验片。通过算出由这3个拉伸试验片得到的0.2％屈服强度、抗拉强度及均匀拉伸率各自的平均值，得到0.2％屈服强度、抗拉强度及均匀拉伸率。通过将0.2％屈服强度除以抗拉强度，得到屈服比。
接着，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，但根据包含以下的工序的制造方法则能够稳定地制造，因此优选。
(I)将具有规定的成分组成的钢坯加热至1150～1320℃，按照热轧完成温度成为850～930℃的方式完成热轧，经过1.5s以上之后开始冷却，按照800～450℃的温度区域的平均冷却速度成为20℃/s以上的方式冷却至低于450℃的温度区域为止而制成热轧钢板的热轧工序；
(II)将上述热轧钢板加热至450～700℃的温度区域为止的再加热工序；
(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合计压下率成为30～80％、冷轧完成温度成为120℃以上的方式进行冷轧而制成冷轧钢板的冷轧工序；
(V)将上述冷轧钢板加热至720～850℃的退火温度、冷却至500℃以下的温度区域为止的退火工序。
以下，对于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钢坯加热至1150～1320℃。如果加热温度为1150℃以上，则能够将在铸造时生成的Ti和/或Nb的粗大的碳化物充分溶解，能够对碳氮化物的状态容易变得不均进行抑制。此外，如果钢坯的加热温度为1320℃以下，则能够抑制过量地产生粗大的母相奥氏体晶粒，能够使热轧工序中的再结晶行为变得均质。需要说明的是，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，按照热轧完成温度成为850～930℃的方式实施热轧。如果热轧完成温度为850℃以上，则在单相域中进行轧制，因此能够抑制金属组织的各向异性。因此，热轧完成温度设定为850℃以上。此外，如果热轧完成温度为930℃以下，则能够抑制再结晶粒的生长过度进行，能够使母相的粒径变得均质。因此，热轧完成温度设定为930℃以下。
在热轧工序中，需要在1000℃以下的温度区域中满足下述式(6)。通过按照在1000℃以下的温度区域中满足下述式(6)的方式控制道次计划而均匀地进行再结晶，使碳化物在钢中微细并且均质地析出。由此，能够抑制碳化物的偏析，抑制钢板的板宽方向上的特性变动。
[数学式8]
fn＝[fn-1·exp(-Kn·tn)+gn·{1-exp(-Kn·tn)}]·exp(-Rn·tn)+Jn≤1.00···(6)
上述式(6)中的fn是表示热轧工序的1000℃以下的上述温度区域中的微细碳化物析出的进行程度的指标。上述式(6)中的各符号分别表示以下含义。
n：1000℃以下时的轧制道次数
h：第n道次的轧制前的板厚[mm]
h*：第n道次的轧制后的板厚[mm]
Nb及Ti：Nb及Ti的含量[质量％]
Tn：从第n道次的轧制至第n+1道次的轧制为止的平均钢板温度[℃]
tn：从第n道次的轧制至第n+1道次的轧制为止的时间[s]、或从第n道次的轧制至钢板温度降低而达到800℃为止的时间[s]中的较短者
a1～11：常数(a1＝2.28×100、a2＝1.25×100、a3＝7.86×10-4、a4＝1.36×10-3、a5＝6.76×10-4、a6＝7.86×10-4、a7＝2.13×10-3、a8＝1.14×10-3、a9＝6.70×10-2、a10＝1.11×100、a11＝5.27×10-1)
其中，fn可以通过将f0设定为0、从f1依次计算至fn为止而得到。
需要说明的是，本申请中的平均钢板温度是例如在制造宽度约600mm～约2500mm的钢带时按照宽度方向的温度分布相对于平均温度为±15℃以内的方式管理的钢带中的宽度方向的温度，是距离板宽方向端部在板宽方向上为1/4位置、距离板宽方向端部在板宽方向上为1/2位置及距离板宽方向端部在板宽方向上为3/4位置处的温度的平均。在温度的管理范围超过上述的±15℃的情况下，有可能在利用所谓常规方法的温度的管理范围内，产生组织的微小差异，引起压制成形品的尺寸精度的劣化。换言之，根据本发明的实施方式的制造方法，仅仅通过在制造时按照宽度方向的温度分布相对于平均温度为±15℃以内的方式被管理，能够降低宽度方向的组织不均。其结果是，可得到压制成形时的尺寸不均少的钢板或钢带。
在热轧完成后，经过1.5s以上之后开始冷却，按照800～450℃的温度区域的平均冷却速度成为20℃/s以上的方式冷却至低于450℃的温度区域为止。由此，得到热轧钢板。
热轧完成后，通过确保1.5s以上的至冷却开始为止的时间，产生再结晶而得到均质的组织。
通过将800～450℃的温度区域的平均冷却速度设定为20℃/s以上，抑制渗碳体的稳定化，抑制变成粗大的渗碳体。如果上述温度区域的平均冷却速度为20℃/s以上，则能够抑制渗碳体稳定化，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℃/s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℃/s以下。
需要说明的是，本实施方式中的平均冷却速度设定为将设定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>
在再加热工序中，将所得到的热轧钢板加热至450～700℃的温度区域为止。此外，在再加热工序中，450～700℃的温度区域中的温度变化过程需要满足下述式(7-1)及下述式(8)。通过满足下述式(7-1)，使钢中析出碳氮化物。此外，通过满足下述式(8)，能够防止渗碳体过度稳定化。由此，最终能够得到所期望的显微组织。
需要说明的是，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450℃以上，则能够使钢中充分地析出碳氮化物，最终能够得到所期望的显微组织。此外，如果最高再加热温度为700℃以下，则能够抑制碳氮化物或渗碳体的一部分开始溶解，能够确保钢板的均质性。
[数学式9]
上述式(7-1)中的各符号分别表示以下含义。
b1～7：常数(b1＝6.82×106、b2＝1.00×103、b3＝8.70×101、b4＝1.25×102、b5＝1.00×102、b6＝-1.50×101、b7＝-2.50×101)
Nb：Nb含量[质量％]
Ti*：Ti-42/14×N所表示的有效Ti量
其中，Ti及N表示该元素的以质量％计的含量，在不含有该元素的情况下代入0。
Tmax：最高加热温度[℃]
t20：将450～700℃的上述温度区域中的滞留时间20等分时的第20个区间中的有效热处理时间[s]
D20：表示将450～700℃的温度区域中的滞留时间20等分时的第20个区间中的有效扩散速度的指标
其中，第m个有效热处理时间tm及第m个有效扩散速度的指标Dm通过下述式(7-2)来表示。
[数学式10]
在上述式(7-2)中，各符号分别表示以下含义。
m：1～20的整数
b9～11：常数(b8＝6.81×101、b9＝2.61×105、b10＝5.60×100、b11＝2.86×105)
Nb：Nb含量[质量％]
Ti*：Ti-42/14×N所表示的有效Ti量
其中，Ti及N表示该元素的以质量％计的含量，在不含有该元素的情况下代入0。
Tm：将450℃～700℃的上述温度区域中的滞留时间20等分时的第m个区间中的平均钢板温度[℃]
tm：将450℃～700℃的上述温度区域中的滞留时间20等分时的第m个区间中的有效热处理时间[s]
其中，设定为t1＝t‘。
t‘：450℃～700℃的上述温度区域中的总滞留时间的1/20[s]
[数学式11]
Kj＝Tj·(log10(sj)+20/(1+0.15×Si-0.08×Mn-0.05×Cr-0.13×Mo))
K20≤2.00×104 ···(8)
上述式(8)中的K20是表示将再加热工序的450～700℃的上述温度区域中的温度变化过程相对于时间20等分时的第20个区间中的渗碳体的稳定化程度的指标。上述式(8)中的各符号分别表示以下含义。
j：1～20的整数
Si、Mn、Cr及Mo：各元素的含量[质量％]
Tj：将450℃～700℃的上述温度区域中的滞留时间20等分时的第j个区间中的平均钢板温度[℃]
sj：将450℃～700℃的上述温度区域中的滞留时间20等分时的第j个区间中的有效热处理时间[s]
其中，设定为s1＝t‘。
t‘：450℃～700℃的上述温度区域中的总滞留时间的1/20[s]
其中，设定为t1＝Δt。
K20是表示渗碳体的稳定化程度的指标，该值变得越大则渗碳体越稳定化。通过满足上述式(8)，在再加热工序中能够抑制过量地生成稳定性的渗碳体。由此，能够抑制碳浓度高的奥氏体的生成。因此，在加热后的冷却过程中能够抑制马氏体的生成。其结果是，能够确保钢板的均质性。优选为K20≤18500。由此，在加热后的冷却过程中能够进一步抑制马氏体的生成。
<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。
<冷轧工序>
接着，对于冷却后的热轧钢板，按照合计压下率成为30～80％、冷轧完成温度成为120℃以上的方式实施冷轧。由此，得到冷轧钢板。如果合计压下率为30％以上，则能够使之后的热处理中的再结晶充分地进行，能够抑制未再结晶铁素体残存，最终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30％以上。从将组织微细化而提高强度-成形性平衡的观点出发，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80％以下，则能够抑制钢板的各向异性提高，能够确保成形性。因此，冷轧时的合计压下率设定为80％以下。为了进一步提高成形性，合计压下率优选为75％以下。
如果冷轧完成温度为120℃以上，则能够抑制未再结晶铁素体残存，最终能够得到所期望的显微组织。因此，冷轧完成温度设定为120℃以上。优选为150℃以上，更优选为170℃以上。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250℃以下。
<退火工序>
[加热过程]
接着，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。在该加热时，在550～720℃的温度区域中，需要满足下述式(9)，在720℃～退火温度(720～850℃)的温度区域中，需要赋予15MPa以上的张力，并且温度变化过程满足下述式(10)。
通过按照在550～720℃的温度区域中满足式(9)的方式控制温度变化过程，促进再结晶。由此，最终能够得到所期望的显微组织。
通过在720℃～退火温度的温度区域中，赋予15MPa以上的张力，从而促进奥氏体的核生成，形成均质的逆相变组织。为了充分地促进奥氏体的核生成、将组织均质化，张力优选设定为20MPa以上，进一步优选设定为25MPa以上。如果张力低于15MPa，则逆相变的行为不均，组织的均质性受损。
进而，通过按照在720℃～退火温度的温度区域中满足下述式(10)的方式控制温度变化过程，使渗碳体溶解。在温度变化过程中，如果通过下述式(10)而得到的e4·ym·(K3·K4)-2/1为0.10以上，则能够充分地促进渗碳体的溶解，能够抑制粗大的渗碳体残存。如果粗大的渗碳体残存，则其周边的奥氏体的固溶碳量提高，在加热后的冷却过程中变得难以进行相变，变得容易生成马氏体。此外，在温度变化过程中，如果通过式(10)而得到的e4·ym·(K3·K4)-2/1为1.00以下，则奥氏体相变的核生成和生长均衡地进行，进行程度变得均质，能够确保钢板的均质性。
[数学式12]
pn＝1-exp(-qn·tn)
0.10≤p10≤1.00 ···(9)
上述式(9)中的p10是表示将退火工序的加热过程的550～720℃的上述温度区域中的滞留时间10等分时的第10个区间中的再结晶的进行程度的指标。上述式(9)中的各符号分别表示以下含义。
d1～4：常数(d1＝4.24×102、d2＝2.10×100、d3＝1.31×103、d4＝7.63×103)
h：冷轧前的板厚[mm]
h*：冷轧后的板厚[mm]
TR：冷轧完成温度[℃]
Nb：Nb的含量[质量％]
Ti*：Ti-42/14×N所表示的有效Ti量
其中，Ti及N表示该元素的以质量％计的含量，在不含有该元素的情况下代入0。
K2：通过式(7-1)而得到的值
n：1～10的整数
Tn’：将550～720℃的上述温度区域中的滞留时间进行10分割时的第n个区间中的平均温度[℃]
Δt：将从钢板温度达到550℃时至达到720℃时为止的经过时间进行10分割的时间[s]
其中，设定为t1＝Δt。
[数学式13]
在上述式(10)中，ym是表示将720℃～上述退火温度的上述温度区域中的滞留时间10等分时的第m个区间中的逆相变的进行程度的指标。上述式(10)中的各符号分别表示以下含义。
e1～4：常数(e1＝4.50×102、e2＝2.85×104、e3＝2.24×100、e4＝8.56×10-8)
K2：式(7-1)的左边的值
K3：通过式(8)而得到的K20的值
K4：通过式(9)而得到的p10的值
Ac1：加热中的奥氏体相变开始温度[℃]
Ac3：加热中的奥氏体相变完成温度[℃]
Tm：将720℃～上述退火温度的上述温度区域中的滞留时间进行10分割时的第m个区间中的平均温度[℃]
tm：将720℃～上述退火温度的上述温度区域中的滞留时间进行10分割时的第m个区间中的有效热处理时间[s]
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溶残、以及再结晶过度进行，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，则能够抑制逆相变过度进行，能够残留期望量的未再结晶铁素体。因而，退火温度设定为850℃以下。在提高铁素体的面积率而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、即在加热过程中从达到720℃以上的退火温度后至经由720～850℃的退火温度而再次达到720℃为止的时间优选设定为3s以上。如果保持时间为3s以上，则显微组织的变化稳定化，能够确保均质性。保持时间优选设定为10s以上，更优选设定为25s以上。保持时间的上限没有特别设定，但即使超过200s而保持，对钢板的特性也没有影响，因此鉴于生产成本而优选设定为200s以下。
[冷却过程]
加热至退火温度为止，确保保持时间之后，实施冷却。
在冷却至500℃以下的温度区域为止的冷却过程中，在720～500℃的温度区域中，温度变化过程需要满足下述式(11)。通过进行720～500℃的温度区域中的温度变化过程满足下述式(11)的冷却，抑制硬质相(马氏体及残余奥氏体)的生成。由此，最终能够得到所期望的显微组织。
[数学式14]
上述式(11)中的各符号分别表示以下含义。
i：1～10的整数
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，在不含有该元素的情况下代入0。此外，在Δi的计算值成为负值的情况下，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％]
Ti*：Ti-42/14×N所表示的有效Ti量
其中，Ti及N表示该元素的以质量％计的含量，在不含有该元素的情况下代入0。
K4：通过式(9)而得到的p10的值
Ac1：加热中的奥氏体相变开始温度[℃]
Ac3：加热中的奥氏体相变完成温度[℃]
Tmax：退火温度[℃]
Ti：将720～500℃的上述温度区域中的滞留时间10等分时的第i个区间中的平均温度[℃]
Δt：将720～500℃的上述温度区域中的总滞留时间10等分的时间[s]
在退火工序之后，在500℃以下的温度区域中，也可以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中之前将钢板进行再加热。此外，也可以将镀覆处理后的钢板加热，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蒸镀处理，在钢板的一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。
<调质轧制工序>
在退火工序后，也可以按照合计压下率成为0.05～2.00％的方式实施调质轧制。通过进行这样的调质轧制，能够进行表面形状的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。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而制造钢坯。接着，通过对钢坯以表2-1及表2-2中所示的条件实施热轧而得到热轧钢板。在表2-1及表2-2中，示出由热轧工序的1000℃以下时的温度变化过程和上述的式(6)得到的fn。
接着，以表2-1及表2-2中所示的条件实施再加热。在表2-1及表2-2中，示出由再加热工序的450～700℃的温度区域中的温度变化过程和上述的式(7-1)及式(7-2)得到的式(7-1)的左边，示出由再加热工序的450～700℃的温度区域中的温度变化过程和上述的式(8)得到的K20。
之后，对于热轧钢板，通过以表3-1～表3-3中所示的条件实施冷轧及热处理(退火)、以及根据需要调质轧制而得到钢板。退火是加热至表3-1～表3-3中记载的退火温度为止并保持3～200s后，进行冷却。
在表3-1～表3-3中，示出由退火工序的加热过程的550～720℃的温度区域中的温度变化过程和上述的式(9)得到的p10，示出由退火工序的加热过程的720℃～退火温度的温度区域中的温度变化过程和上述的式(10)得到的e4·ym·(K3·K4)-2/1。
需要说明的是，表3-1～表3-3的镀覆处理分别如下所述。
Zn合金：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并冷却至室温为止而得到锌合金镀覆钢板的处理。
合金化Zn合金：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实施在熔融锌合金浴中浸渍并进一步再加热至580℃为止的合金化处理，然后冷却至室温为止而得到合金化锌合金镀覆钢板的处理。
GA：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实施在熔融锌浴中浸渍并进一步再加热至560℃为止的合金化处理，然后冷却至室温为止而得到合金化热浸镀锌钢板(GA)的处理。
GI：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，在熔融锌浴中浸渍并冷却至室温为止而得到热浸镀锌钢板(GI)的处理。
蒸镀：在退火工序之后，实施蒸镀处理，得到镀锌钢板的处理。
EG：在退火工序之后，实施电镀锌处理，得到电镀锌钢板(EG)的处理。
在表4-1～表4-6中，从通过表1-1～表3-3中记载的制造条件而得到的钢板的上述1/4宽部、上述1/2宽部及上述3/4宽部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(合计3个)，进行了显微组织的观察。通过上述的方法而进行的组织观察的结果是，在表4-1～表4-6中示出铁素体的面积率、未再结晶铁素体在铁素体中所占的比例、马氏体的面积率、残余奥氏体的体积率、碳氮化物的平均径、铁素体的平均结晶粒径、以及式(2)～(4)的左边。需要说明的是，钢板的板厚是与表3-1表3-3的轧制后板厚相同的值。
对于实施了合金化处理的钢板，通过上述的方法来测定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。
需要说明的是，表4-1～表4-6的镀层分别如下。
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5-1～表5-3中示出通过表1-1～表3-3的制造条件而得到的钢板的特性。拉伸特性评价了0.2％屈服强度(YS：Yield Strength)、抗拉强度(TS：Tensile Strength)、屈服比(YR：Yield Ratio)及均匀拉伸率(uEl：uniform Elongation)。0.2％屈服强度、抗拉强度、屈服比及均匀拉伸率通过进行拉伸试验而得到。依据JIS Z 2241：2011，制作13B号试验片，将拉伸轴设定为钢板的轧制方向，进行了拉伸试验。将拉伸轴设定为钢板的轧制方向，从距离板宽方向端部在板宽方向上为板宽的1/4位置、距离板宽方向端部在板宽方向上为1/2位置及距离板宽方向端部在板宽方向上为3/4位置采集拉伸试验片。通过算出由这3个拉伸试验片得到的0.2％屈服强度、抗拉强度及均匀拉伸率各自的平均值，得到0.2％屈服强度、抗拉强度及均匀拉伸率。通过将抗拉强度的平均值除以0.2％屈服强度的平均值，得到屈服比。
将0.2％屈服强度为280～600MPa、屈服比为0.50～0.90、并且均匀拉伸率为10.0％以上的钢板设定为成形性优异而判定为合格。另一方面，将0.2％屈服强度低于280MPa或超过600MPa、屈服比低于0.50或超过0.90、或均匀拉伸率低于10.0％的钢板设定为成形性差而判定为不合格。
将抗拉强度为450～800MPa的钢板设定为强度优异而判定为合格。另一方面，将抗拉强度低于450MPa的情况设定为强度差而判定为不合格。
钢板的均质性通过下述式(12)、式(13)及式(14)而评价。将满足下述式(12)、式(13)及式(14)的钢板设定为钢板均质、压制成形时的尺寸精度优异而判定为合格。另一方面，将即使是下述式(12)、式(13)及式(14)中的任一者不满足的钢板设定为钢板不均质、压制成形时的尺寸精度差而判定为不合格。
下述式(12)中的YS是通过上述的方法而得到的距离板宽方向端部在板宽方向上为板宽的1/4位置、距离板宽方向端部在板宽方向上为1/2位置、及距离板宽方向端部在板宽方向上为3/4位置处的0.2％屈服强度的平均值。此外，下述式(12)中的ΔYS通过算出利用上述的方法而得到的距离板宽方向端部在板宽方向上为1/4位置、距离板宽方向端部在板宽方向上为1/2位置及距离板宽方向端部在板宽方向上为3/4位置处的0.2％屈服强度中最大值与最小值之差而得到。
下述式(13)中的uEl是通过上述的方法而得到的距离板宽方向端部在板宽方向上为板宽的1/4位置、距离板宽方向端部在板宽方向上为1/2位置、及距离板宽方向端部在板宽方向上为3/4位置处的均匀拉伸率的平均值。此外，下述式(13)中的ΔuEl通过算出利用上述的方法而得到的距离板宽方向端部在板宽方向上为1/4位置、距离板宽方向端部在板宽方向上为1/2位置及距离板宽方向端部在板宽方向上为3/4位置处的均匀拉伸率中最大值与最小值之差而得到。
下述式(14)中的αM是从距离板宽方向端部在板宽方向上为1/4位置、距离板宽方向端部在板宽方向上为1/2位置及距离板宽方向端部在板宽方向上为3/4位置采集各1个合计3个试验片，在依据2010年12月版的德国汽车工业会(Verband derAutomobilindustrie：VDA)的标准238-100的规定的弯曲试验中给予弯曲角度90°的变形后除去载荷后的试验片的塑性弯曲角度α的测定值中相对于90°差最大的试验片的角度。即，αM是“α-90°”的绝对值的最大值，αM/90是表示将塑性弯曲角度αM以90°无量纲化的压制成型后的尺寸不均的大小的指标。此外，在VDA标准的弯曲试验中设定以下的条件。辊径：
辊间距离：2×板厚+0.5±0.05mm、冲头形状：前端R＝0.4mm、冲头压入速度：20mm/min、试验片尺寸：板厚×60mm×60mm、弯曲方向：相对于轧制方向为直角方向。需要说明的是，塑性弯曲角度是通过弯曲试验而变形为“V字”的形状的试验片的2个平面部的延长线所成的角度中弯曲内侧的角度的测定值。
ΔYS/YS≤0.20 (12)
ΔuEl/uEl≤0.25 (13)
0.90≤αM/90≤1.10 (14)
表2-1
下划线表示为本发明的范围外。
表2-2
下划线表示为本发明的范围外。
表5-1
下划线表示为本发明的范围外或者为不优选的特性。
表5-2
下划线表示为本发明的范围外或者为不优选的特性。
表5-3
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，AA～AG的钢是脱离本发明中规定的成分组成的范围的比较例。
AA钢不满足式(1-2)。使用本钢而得到的实验例77的钢板由于未再结晶铁素体少，因此0.2％屈服强度、抗拉强度及屈服比低。
AB钢不满足式(1-2)。使用本钢而得到的实验例78的钢板由于未再结晶铁素体多，此外不满足式(4)，因此0.2％屈服强度及屈服比高，此外不满足式(12)及式(13)。
AC钢的Ti含量高于本发明的范围。使用本钢而得到的实验例79的钢板由于未再结晶铁素体多，因此0.2％屈服强度及屈服比高，此外均匀拉伸率低。
AD钢的Nb含量高于本发明的范围。使用本钢而得到的实验例80的钢板由于未再结晶铁素体多，因此0.2％屈服强度及屈服比高。
AE钢的C含量低于本发明的范围。使用本钢而得到的实验例81的钢板的抗拉强度低。
AF钢的C含量及S含量高于本发明的范围。使用本钢而得到的实验例82的钢板由于铁素体量少，因此均匀拉伸率低。
AG钢不含Ti及Nb这两者。使用本钢而得到的实验例83的钢板由于未再结晶铁素体少，不含碳氮化物，此外不满足式(5)，因此0.2％屈服强度、抗拉强度及屈服比低。
实验例4、7、12、21、34、41及61是热轧工序的条件脱离本发明的范围的比较例。
实验例4是由于热轧完成温度低、因此不满足式(2)及(3)、不满足式(12)及(13)的比较例。
实验例7是由于钢坯加热温度低、因此碳氮化物的平均径变大、0.2％屈服强度变低、此外不满足式(12)的比较例。
实验例12是由于800～450℃的温度区域的平均冷却速度低、因此不满足式(2)、不满足式(13)的比较例。
实验例21是由于fn大、在1000℃以下的温度区域中不满足式(6)、因此不满足式(3)及式(5)、不满足式(12)的比较例。
实验例34是由于在热轧后至冷却开始为止的时间短、因此不满足式(3)、不满足式(12)的比较例。
实验例41是由于钢坯加热温度高、因此不满足式(3)、不满足式(12)的比较例。
实验例61是由于热轧完成温度高、因此不满足式(3)、不满足式(12)的比较例。
实验例38、47、71及76是再加热工序的条件脱离本发明的范围的比较例。
实验例38是由于最高再加热温度高、因此不满足式(2)、式(4)及式(5)、不满足式(12)及式(13)的比较例。
实验例47是由于最高再加热温度低、因此未再结晶铁素体量多、碳氮化物的平均径小、此外不满足式(4)及式(5)、0.2％屈服强度及屈服比高、均匀拉伸率低、不满足式(12)及式(13)的比较例。
实验例71是由于K20高、在450～700℃的温度区域中不满足式(8)、因此马氏体量多、不满足式(5)、不满足式(12)及式(13)的比较例。
实验例76是由于不满足式(7-1)、因此碳氮化物的平均径小、不满足式(5)、0.2％屈服强度及屈服比高、此外不满足式(13)的比较例。
实验例2、18及69是冷轧工序的条件脱离本发明的范围的比较例。
实验例2是由于冷轧完成温度低、因此未再结晶铁素体量多、不满足式(4)、0.2％屈服强度高、均匀拉伸率变低、此外不满足式(12)及式(13)的比较例。
实验例18是由于合计压下率高、因此不满足式(3)、不满足式(12)的比较例。
实验例69是由于合计压下率低、因此未再结晶铁素体量多、0.2％屈服强度及屈服比高、均匀拉伸率低、此外不满足式(12)及式(13)的比较例。
实验例9、10、19、32、37、46、49及50是退火工序的条件脱离本发明的范围的比较例。
实验例9是由于P10低、不满足式(9)、因此未再结晶铁素体量变多、0.2％屈服强度高的比较例。
实验例10是由于不满足式(10)、因此不满足式(2)、不满足式(12)及式(13)的比较例。
实验例19是由于不满足式(11)、因此残余奥氏体量多、0.2％屈服强度及屈服比变低的比较例。
实验例32是由于在720℃～退火温度的温度区域中未赋予张力、因此不满足式(2)、不满足式(13)的比较例。
实验例37是由于不满足式(10)、因此马氏体量多、0.2％屈服强度及屈服比低的比较例。
实验例46是由于退火温度高、因此铁素体量及未再结晶铁素体量变少、均匀拉伸率低的比较例。
实验例49是由于退火温度低、因此未再结晶铁素体量变少、0.2％屈服强度及屈服比低的比较例。
实验例50是由于不满足式(10)、因此马氏体量变多、0.2％屈服强度及屈服比低的比较例。
实验例84是由于不满足式(6)、热轧工序中的至冷却开始为止的时间短、冷轧工序中轧制完成温度低、因此不满足式(2)～(5)的比较例。
除了上述的比较例以外的实验例是本发明中的实施例。获知作为实施例而记载的钢板通过利用满足本发明的制造条件的制造方法来制造，从而具有优异的成形性、强度及压制成形后的尺寸精度。
实验例5、11、13、15、20、24、30、39、40、43、45、48、52、54、57、62、67及70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15、24、43、45及62是通过在退火工序中将钢板冷却至500℃为止后、在熔融锌浴中浸渍并冷却至室温为止而得到热浸镀锌钢板(GI)的实施例。
实验例5、11、13、30、39及40是通过在退火工序中将钢板冷却至500℃为止后实施在熔融锌浴中浸渍并进一步再加热至560℃为止的合金化处理后冷却至室温为止而得到合金化热浸镀锌钢板(GA)的实施例。
实验例20及70是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并冷却至室温为止而得到锌合金镀覆钢板的实施例。
实验例48、52是通过在退火工序中将钢板冷却至500℃为止后、实施在熔融锌合金浴中浸渍并进一步再加热至580℃为止的合金化处理后冷却至室温为止而得到合金化锌合金镀覆钢板的实施例。
实验例57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54及67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
根据本发明的上述方案，能够提供成形性、强度及压制成形时的尺寸精度优异的钢板及其制造方法。上述方案的钢板是适于汽车的大幅轻量化和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，其成分组成以质量％计为：
C：0.035～0.150％、
Si：0.010～1.500％、
Mn：0.10～3.00％、
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、
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％、
Nb：0～0.060％、
Ti：0～0.100％、
Ca：0～0.0100％、
Mg：0～0.0100％、
Zr：0～0.0100％、
REM：0～0.0100％、及
剩余部分：Fe及杂质，
并且满足下述式(1-1)～(1-3)；
就距离板宽方向端部在板宽方向上为板宽的1/4位置并且距离表面在板厚方向上为板厚的1/4位置即1/4宽部处的显微组织、距离板宽方向端部在板宽方向上为板宽的1/2位置并且距离表面在板厚方向上为板厚的1/4位置即1/2宽部处的显微组织、和距离板宽方向端部在板宽方向上为板宽的3/4位置并且距离表面在板厚方向上为板厚的1/4位置即3/4宽部处的显微组织而言，
其为以面积％计铁素体：80％以上、马氏体：2％以下及残余奥氏体：2％以下、和剩余组织，
未再结晶铁素体在所述铁素体中所占的比例为5～60％，
碳氮化物的平均径为6.0～30.0nm，
并且满足下述式(2)～(5)；
所述钢板的0.2％屈服强度为280～600MPa，
抗拉强度为450～800MPa，
屈服比为0.50～0.90，及
均匀拉伸率为10.0％以上，
1.5×Nb+Ti≥0.015 (1-1)
0.03≤{(Ti/48-N/14)+Nb/93}/(C/12)≤0.40 (1-2)
Ca+Mg+Zr+REM≤0.0100 (1-3)
ΔSF/μSF≤0.10 (2)
ΔdF/μdF≤0.20 (3)
ΔSUF≤20 (4)
ΔdC/μdC≤0.50 (5)
其中，所述式(1-1)～(1-3)中的Ti、N、Nb、C、Ca、Mg、Zr及REM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％，在所述(Ti/48-N/14)的值成为负值情况下，代入0作为所述(Ti/48-N/14)的值，
所述式(2)中的μSF是所述1/4宽部处的所述显微组织中的铁素体的面积率、所述1/2宽部处的所述显微组织中的铁素体的面积率、及所述3/4宽部处的所述显微组织中的铁素体的面积率的平均值，ΔSF是所述1/4宽部、所述1/2宽部及所述3/4宽部处的所述显微组织中的铁素体的面积率的最大值与最小值之差，
所述式(3)中的μdF是所述1/4宽部处的所述显微组织中的铁素体的平均结晶粒径、所述1/2宽部处的所述显微组织中的铁素体的平均结晶粒径、及所述3/4宽部处的所述显微组织中的铁素体的平均结晶粒径的平均值，ΔdF是所述1/4宽部、所述1/2宽部及所述3/4宽部处的所述显微组织中的铁素体的平均结晶粒径的最大值与最小值之差，
所述式(4)中的ΔSUF是所述1/4宽部、所述1/2宽部及所述3/4宽部处的所述显微组织中的未再结晶铁素体的面积率的最大值与最小值之差，
所述式(5)中的μdC是所述1/4宽部处的所述显微组织中的碳氮化物的平均径、所述1/2宽部处的所述显微组织中的碳氮化物的平均径、及所述3/4宽部处的所述显微组织中的碳氮化物的平均径的平均值，ΔdC是所述1/4宽部、所述1/2宽部及所述3/4宽部处的所述显微组织中的碳氮化物的平均径的最大值与最小值之差。
2.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，所述成分组成中，以质量％计为Mn：0.70～3.00％。
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1/4宽部、所述1/2宽部及所述3/4宽部处的所述铁素体的平均结晶粒径为5.0～15.0μm。
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，具有下述工序：
将具有权利要求1所述的成分组成的钢坯加热至1150～1320℃，按照热轧完成温度成为850～930℃的方式完成热轧，经过1.5s以上之后开始冷却，按照800～450℃的温度区域的平均冷却速度成为20℃/s以上的方式冷却至低于450℃的温度区域为止而制成热轧钢板的热轧工序；
将所述热轧钢板加热至450～700℃的温度区域为止的再加热工序；
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合计压下率成为30～80％、冷轧完成温度成为120℃以上的方式进行冷轧而制成冷轧钢板的冷轧工序；和
将所述冷轧钢板加热至720～850℃的退火温度、冷却至500℃以下的温度区域为止的退火工序，
在所述热轧工序中，在1000℃以下的温度区域中，满足下述式(6)，
在所述再加热工序中，在450～700℃的所述温度区域中，满足下述式(7-1)及下述式(8)，
在所述退火工序中，在向所述退火温度的加热过程中，在550～720℃的温度区域中，满足下述式(9)，
在720℃～所述退火温度的温度区域中，赋予15MPa以上的张力，并且满足下述式(10)，
在从所述退火温度起的冷却过程中，在720～500℃的温度区域中，满足下述式(11)，
fn＝[fn-1·exp(-Kn·tn)+gn·{1-exp(-Kn·tn)}]·exp(-Rn·tn)+Jn≤1.00 ...(6)
在所述式(6)中，fn是表示热轧工序的1000℃以下的所述温度区域中的微细碳化物析出的进行程度的指标；所述式(6)中的各符号分别表示以下含义，
n：1000℃以下时的轧制道次数
h：第n道次的轧制前的板厚[mm]
h*：第n道次的轧制后的板厚[mm]
Nb及Ti：Nb及Ti的含量[质量％]
Tn：从第n道次的轧制至第n+1道次的轧制为止的平均钢板温度[℃]
tn：从第n道次的轧制至第n+1道次的轧制为止的时间[s]、或从第n道次的轧制至钢板温度降低而达到800℃为止的时间[s]中的较短者
a1～11：常数(a1＝2.28×100、a2＝1.25×100、a3＝7.86×10-4、a4＝1.36×10-3、a5＝6.76×10-4、a6＝7.86×10-4、a7＝2.13×10-3、a8＝1.14×10-3、a9＝6.70×10-2、a10＝1.11×100、a11＝5.27×10-1)
在所述式(7-1)中，各符号分别表示以下含义，
b1～7：常数(b1＝6.82×106、b2＝1.00×103、b3＝8.70×101、b4＝1.25×102、b5＝1.00×102、b6＝-1.50×101、b7＝-2.50×101)
Nb：Nb含量[质量％]
Ti*：Ti-42/14×N所表示的有效Ti量
其中，Ti及N表示该元素的以质量％计的含量，在不含有该元素的情况下代入0，
Tmax：最高加热温度[℃]
t20：将450～700℃的所述温度区域中的滞留时间20等分时的第20个区间中的有效热处理时间[s]
D20：表示将450～700℃的温度区域中的滞留时间20等分时的第20个区间中的有效扩散速度的指标
其中，第m个有效热处理时间tm及第m个有效扩散速度的指标Dm通过下述式(7-2)来表示，
在所述式(7-2)中，各符号分别表示以下含义，
m：1～20的整数
b9～11：常数(b8＝6.81×101、b9＝2.61×105、b10＝5.60×100、b11＝2.86×105)
Nb：Nb含量[质量％]
Ti*：Ti-42/14×N所表示的有效Ti量
其中，Ti及N表示该元素的以质量％计的含量，在不含有该元素的情况下代入0，
Tm：将450℃～700℃的所述温度区域中的滞留时间20等分时的第m个区间中的平均钢板温度[℃]
tm：将450℃～700℃的所述温度区域中的滞留时间20等分时的第m个区间中的有效热处理时间[s]
其中，设定为t1＝t‘
t‘：450℃～700℃的所述温度区域中的总滞留时间的1/20[s]
Kj＝Tj·(log10(sj)+20/(1+0.15×Si-0.08×Mn-0.05×Cr-0.13×Mo))
K20≤2.00×104 ...(8)
在所述式(8)中，K20是表示将再加热工序的450～700℃的所述温度区域中的温度变化过程相对于时间20等分时的第20个区间中的渗碳体的稳定化程度的指标，所述式(8)中的各符号分别表示以下含义，
j：1～20的整数
Si、Mn、Cr及Mo：各元素的含量[质量％]
Tj：将450℃～700℃的所述温度区域中的滞留时间20等分时的第j个区间中的平均钢板温度[℃]
sj：将450℃～700℃的所述温度区域中的滞留时间20等分时的第j个区间中的有效热处理时间[s]
其中，设定为s1＝t‘；
t‘：450℃～700℃的所述温度区域中的总滞留时间的1/20[s]
pn＝1-exp(-qn·tn)
0.10≤p10≤1.00 ...(9)
在所述式(9)中，p10是表示将退火工序的加热过程的550～720℃的所述温度区域中的滞留时间10等分时的第10个区间中的再结晶的进行程度的指标；所述式(9)中的各符号分别表示以下含义，
d1～4：常数(d1＝4.24×102、d2＝2.10×100、d3＝1.31×103、d4＝7.63×103)
h：冷轧前的板厚[mm]
h*：冷轧后的板厚[mm]
TR：冷轧完成温度[℃]
Nb：Nb的含量[质量％]
Ti*：Ti-42/14×N所表示的有效Ti量
其中，Ti及N表示该元素的以质量％计的含量，在不含有该元素的情况下代入0，
K2：通过式(7-1)而得到的值
n：1～10的整数
Tn’：将550～720℃的所述温度区域中的滞留时间进行10分割时的第n个区间中的平均温度[℃]
Δt：将从钢板温度达到550℃时至达到720℃时为止的经过时间进行10分割的时间[s]
其中，设定为t1＝Δt；
在所述式(10)中，ym是表示将720℃～所述退火温度的所述温度区域中的滞留时间10等分时的第m个区间中的逆相变的进行程度的指标；所述式(10)中的各符号分别表示以下含义，
e1～4：常数(e1＝4.50×102、e2＝2.85×104、e3＝2.24×100、e4＝8.56×10-8)
K2：式(7-1)的左边的值
K3：通过式(8)而得到的K20的值
K4：通过式(9)而得到的p10的值
Ac1：加热中的奥氏体相变开始温度[℃]
Ac3：加热中的奥氏体相变完成温度[℃]
Tm：将720℃～所述退火温度的所述温度区域中的滞留时间进行10分割时的第m个区间中的平均温度[℃]
tm：将720℃～所述退火温度的所述温度区域中的滞留时间进行10分割时的第m个区间中的有效热处理时间[s]
在所述式(11)中，各符号分别表示以下含义，
i：1～10的整数
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，在不含有该元素的情况下代入0；此外，在Δi的计算值成为负值的情况下，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％]
Ti*：Ti-42/14×N所表示的有效Ti量
其中，Ti及N表示该元素的以质量％计的含量，在不含有该元素的情况下代入0，
K4：通过式(9)而得到的p10的值
Ac1：加热中的奥氏体相变开始温度[℃]
Ac3：加热中的奥氏体相变完成温度[℃]
Tmax：退火温度[℃]
Ti：将720～500℃的所述温度区域中的滞留时间10等分时的第i个区间中的平均温度[℃]
Δt：将720～500℃的所述温度区域中的总滞留时间10等分的时间[s]。
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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