CN115485405A - 钢板及其制造方法 - Google Patents

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CN115485405A CN202080100494.4A CN202080100494A CN115485405A CN 115485405 A CN115485405 A CN 115485405A CN 202080100494 A CN202080100494 A CN 202080100494A CN 115485405 A CN115485405 A CN 115485405A
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Abstract

一种钢板，其中，钢板的化学组成以质量％计含有C：大于0.10％且小于0.55％、Si：0.001％以上且小于3.50％、Mn:大于4.00％且小于9.00％、sol.Al：0.001％以上且小于3.00％、P：0.100％以下、S：0.010％以下、N：小于0.050％、O：小于0.020％，在L截面中，距离表面的距离为板厚的1/4深度的位置处的金相组织以面积率计为回火马氏体：25～90％，铁素体：5％以下、残留奥氏体：10～50％，贝氏体：5％以下，满足面积为1μm2以上且晶粒圆形度为0.1以上的残留奥氏体晶粒的总面积的比例相对于残留奥氏体的整体面积小于50％，满足CMnγ/CMnα<1.2。

Description

钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，以改善汽车的油耗及改善碰撞安全性为目的，纷纷采取通过应用高强度钢板从而使车身变轻的措施。但是，一般来说，钢板的强度越高，成形性、弯曲性以及冲击特性下降。因此，在高强度钢板的开发中，在不降低成形性、弯曲性以及冲击特性的情况下实现高强度化是一个重要的技术问题。
为了改善影响成形性的伸长特性，到目前为止，提出了利用残留奥氏体(残留γ)的相变诱发塑性的所谓TRIP钢(例如专利文献1)。
残留奥氏体通过使C在奥氏体中富集从而使奥氏体稳定化而得到。例如，通过在钢板中含有Si和Al等抑制碳化物析出的元素，在钢板的制造阶段中在钢板中产生的贝氏体相变期间，可以使C在奥氏体中富集。在该技术中，如果钢板中含有的C含量多，则奥氏体进一步稳定，能够增加残留奥氏体量。而且，其结果，能够制造强度和伸长两者都优异的钢板。
另外，作为残留奥氏体量比上述TRIP钢多、延性超过上述TRIP钢的钢板，提出了添加超过4.0％的Mn的钢(例如非专利文献1)。由于上述钢含有大量的Mn，因此对其使用部件的轻量化效果也显著。
专利文献2中公开了一种将添加了3.5％以上的Mn的钢冷轧，实施300秒～1200秒的短时间加热，以面积率计将铁素体控制在30％～80％的钢板。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平5-59429号公报
专利文献2：日本特开2012-237054号公报
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、1989年、第37号卷、第4号、p.204
发明内容
发明要解决的问题
在钢板被用于结构构件的情况下，大多对钢板进行焊接，但钢板中的C含量多，则焊接性下降，因此作为结构构件使用受到限制。因此，希望在不增加C含量的情况下改善钢板的伸长和强度两者。
另外，非专利文献1所记载的钢以箱式退火那样的长时间加热工艺为条件，希望改善生产率。但是，对于适合制造供于汽车用构件的高强度钢板的连续退火这样的短时间加热工艺中的材料设计没有进行充分研究，提高这种情况下的伸长特性和冲击特性的条件尚不明确。
另外，专利文献2中虽然记载了强度和伸长，但没有考虑冲击特性。因此，在将专利文献2记载的钢板用于汽车用途的情况下，不能确保充分的碰撞安全性。
本发明的目的在于解决上述课题，提供一种具有高强度且伸长特性、弯曲性以及冲击特性优异的钢板。
用于解决问题的方案
本发明是为了解决上述技术问题而完成的，以下述钢板及其制造方法为宗旨。
(1)一种钢板，其中，所述钢板的化学组成以质量％计为
C：大于0.10％且小于0.55％、
Si：0.001％以上且小于3.50％、
Mn：大于4.00％且小于9.00％、
sol.Al：0.001％以上且小于3.00％、
P：0.100％以下、
S：0.010％以下、
N：小于0.050％、
O：小于0.020％、
Cr：0％以上且小于2.00％、
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％、
余量：Fe和杂质，
在所述钢板的与轧制方向和板厚方向平行的截面中，距离表面的距离为板厚的1/4深度的位置处的金相组织以面积％计为
回火马氏体：25～90％、
铁素体：5％以下、
残留奥氏体：10～50％、以及
贝氏体：5％以下，
在所述钢板的与轧制方向和板厚方向平行的截面的距离表面的距离为板厚的1/4深度的位置处，面积为1μm2以上且晶粒圆形度为0.1以上的残留奥氏体晶粒的总面积的比例相对于所述残留奥氏体的整体面积小于50％，
满足下述(i)式，
CMnγ/CMnα<1.2 (i)
其中，上述(i)式中的符号的含义如下。
CMnγ：残留奥氏体中的平均Mn浓度(质量％)
CMnα：铁素体和回火马氏体中的平均Mn浓度(质量％)
(2)根据上述(1)所述的钢板，其中，所述化学组成以质量％计含有选自
Cr：0.01％以上且小于2.00％、
Mo：0.01～2.00％、
W：0.01～2.00％、
Cu：0.01～2.00％、以及
Ni：0.01～2.00％
中的1种以上。
(3)根据上述(1)或(2)所述的钢板，其中，所述化学组成以质量％计含有选自
Ti：0.005～0.300％、
Nb：0.005～0.300％、以及
V：0.005～0.300％
中的1种以上。
(4)根据上述(1)至(3)中的任一项所述的钢板，其中，所述化学组成以质量％含有选自
B：0.0001～0.010％、
Ca：0.0001～0.010％、
Mg：0.0001～0.010％、
Zr：0.0001～0.010％、以及
REM：0.0001～0.010％
中的1种以上。
(5)根据上述(1)至(4)中的任一项所述的钢板，其中，所述化学组成以质量％计含有选自
Sb：0.0005～0.050％、
Sn：0.0005～0.050％、以及
Bi：0.0005～0.050％
中的1种以上。
(6)根据上述(1)至(5)中的任一项所述的钢板，其中，在所述钢板的表面具有热浸镀锌层。
(7)根据上述(1)至(5)中的任一项所述的钢板，其中，在所述钢板的表面具有合金化热浸镀锌层。
(8)根据上述(1)至(7)中的任一项所述的钢板，其20℃下的夏比冲击值为20J/cm2以上。
(9)一种钢板的制造方法，其为对具有上述(1)至(5)中的任一项所述的化学组成的钢材依次进行热轧工序、冷轧工序、一次退火工序和二次退火工序的钢板的制造工序，
所述热轧工序包括使用具有4个以上的多个机架的轧制机进行热精轧的工序，
在所述热精轧的工序中，
所述多个机架中最后4个机架前后的板厚减少满足下述(ii)式，
所述最后4个机架的最终机架中的应变速度与所述最终机架中的轧制离开侧温度满足下述(iii)式，
在所述最终机架的轧制后1.0s以内以100℃/s以上的平均冷却速度冷却至750℃，
所述冷轧工序实施酸洗和冷轧，
在所述一次退火工序中，在大于750℃且为Ac3点以上的温度区域中保持10s以上后，冷却至小于100℃，
在所述二次退火工序中，以1～40℃/s的平均升温速度加热至600℃以上且小于Ac3点的温度区域，保持5s以上且小于300s后，以直至500℃为止的平均冷却速度为5℃/s以上的条件冷却至500℃以下的温度。
1.2≤ln(t0/t)≤2.8 (ii)
11.0≤log(v·exp(33000/(273+T)))≤15.0 (iii)
其中，上述式中的各符号的含义如下。
t0：即将进入最后4个机架前的板厚(mm)
t：刚刚从最后4个机架离开后的板厚(mm)
v：最终机架中的应变速度(/s)
T：最终机架中的轧制离开侧温度(℃)
(10)根据上述(9)所述的钢板的制造方法，其中，在所述一次退火工序中，在大于750℃且为Ac3点以上的温度区域中保持10s以上后，以2～2000℃/s的平均冷却速度冷却至500℃以下的温度区域，然后，冷却至小于100℃的温度区域。
(11)根据上述(10)所述的钢板的制造方法，其中，在所述一次退火工序中，以2～2000℃/s的平均冷却速度冷却至500℃以下的温度区域后，在100～500℃的温度区域中保持10～1000s。
(12)根据上述(9)至(11)中的任一项所述的钢板的制造方法，其中，在所述二次退火工序后，进行冷却，实施热浸镀锌处理。
(13)根据上述(12)所述的钢板的制造方法，其中，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。
发明的效果
根据本发明，能够提供具有高强度，并且具有优异的伸长特性、弯曲性以及冲击特性的钢板。
具体实施方式
以下，对本发明的各条件进行详细说明。
(A)化学组成
各元素的限定理由如下所述。需要说明的是，以下说明中关于含量的“％”是指“质量％”。
C：大于0.10％且小于0.55％
C是为了提高钢的强度并确保残留奥氏体的非常重要的元素。为了得到足够量的残留奥氏体，减小奥氏体晶粒之间的Mn浓度的不均，需要超过0.10％的C含量。另一方面，过量含有C时，则钢板的焊接性下降。因此，将C含量设为大于0.10％且小于0.55％。C含量优选为0.12％以上，更优选为0.15％以上，进一步优选为0.20％以上。另外，C含量优选为0.40％以下，更优选为0.35％以下。
Si：0.001％以上且小于3.50％
Si是强化回火马氏体、使组织均匀化、对改善伸长特性有效的元素。另外，Si还具有通过抑制渗碳体的析出，促进奥氏体的残留，从而改善钢板的伸长特性的作用。另一方面，过量含有Si时，则钢板的镀覆性和化学转化处理性下降。因此，将Si含量设为0.001％以上且小于3.50％。Si含量优选为0.005％以上，更优选为0.010％以上。另外，Si含量优选为3.00％以下，更优选为2.50％以下。
Mn：大于4.00％且小于9.00％
Mn是使奥氏体稳定，提高淬火性的元素。另一方面，钢板中含有过量的Mn时，则会降低伸长特性、冲击特性和弯曲性。因此，将Mn含量设为大于4.00％且小于9.00％。Mn含量优选为4.80％以上，更优选为5.00％以上。另外，Mn含量优选为8.00％以下，更优选为7.50％以下。
sol.Al：0.001％以上且小于3.00％
Al是脱氧剂，作为sol.Al需要含有0.001％以上。另外，Al由于会扩大退火时的二相区域的温度范围，因此也具有提高材质稳定性的作用。Al的含量越多，则其效果越大，但过量含有Al时，则难以维持表面性状、涂装性以及焊接性。因此，将sol.Al含量设为0.001％以上且小于3.00％。sol.Al含量优选为0.005％以上，更优选为0.010％以上，进一步优选为0.020％以上。另外，sol.Al含量优选为2.50％以下，更优选为1.80％以下。需要说明的是，本说明书中所说的“sol.Al”是指“酸可溶性Al”。
P：0.100％以下
P是杂质，钢板中含有过量的P时，则焊接性下降。因此，将P含量设为0.100％以下。P含量优选为0.050％以下，更优选为0.030％以下，进一步优选为0.020％以下。需要说明的是，P含量也可以为0.001％以上，但本发明的钢板不需要P，因此优选尽可能减少P。
S：0.010％以下
S是杂质，钢板中含有过量的S时，则通过热轧生成伸长的MnS，弯曲性和扩孔性下降。因此，将S含量设为0.010％以下。S含量优选为0.007％以下，更优选为0.003％以下。需要说明的是，S含量也可以为0.001％以上，但本发明的钢板不需要S，因此优选尽可能减少S。
N：小于0.050％
N是杂质，钢板中含有0.050％以上的N时，低温韧性下降。因此，将N含量设为小于0.050％。N含量优选为0.010％以下，更优选为0.006％以下。需要说明的是，N含量也可以为0.003％以上，但本发明的钢板不需要N，因此优选尽可能减少N。
O：小于0.020％
O是杂质，钢板中含有0.020％以上的O时，则伸长特性下降。因此，将O含量设为小于0.020％。O含量优选为0.010％以下，更优选为0.005％以下，进一步优选为0.003％以下。需要说明的是，O含量也可以为0.001％以上，但本发明的钢板不需要O，因此优选尽可能减少O。
除了上述元素之外，本发明的钢板还可以含有选自以下所示量的Cr、Mo、W、Cu、Ni、Ti、Nb、V、B、Ca、Mg、Zr、REM、Sb、Sn和Bi中的一种以上。
Cr：0％以上且小于2.00％
Mo：0～2.00％
W：0～2.00％
Cu：0～2.00％
Ni：0～2.00％
Cr、Mo、W、Cu和Ni是改善钢板强度的元素。因此，可以含有选自这些元素中的1种以上。但是，过量含有这些元素时，则容易生成热轧时的表面缺陷，进而有时热轧钢板的强度变得过高，冷轧性下降。因此，将Cr含量设为小于2.00％，Mo含量设为2.00％以下，W含量设为2.00％以下，Cu含量设为2.00％以下，Ni含量设为2.00％以下。
Cr含量优选为1.50％以下、1.00％以下、0.60％以下或小于0.20％。Mo含量优选为1.50％以下、1.00％以下、0.60％以下或0.20％以下。W含量优选为1.50％以下、1.00％以下、0.50％以下或0.10％以下。Cu含量优选为1.50％以下、1.00％以下、0.60％以下或0.20％以下。Ni含量优选为1.50％以下、1.00％以下、0.70％以下或0.40％以下。为了更可靠地得到这些元素的上述效果，优选含有0.01％以上的上述元素的至少任一种。
Ti：0～0.300％
Nb：0～0.300％
V：0～0.300％
Ti、Nb和V是生成微细碳化物、氮化物或碳氮化物的元素，因此对改善钢板的强度有效。因此，也可以含有选自Ti、Nb和V中的1种以上。但是，过量含有这些元素时，则有时热轧钢板的强度过度上升，冷轧性下降。因此，将Ti含量设为0.300％以下，Nb含量设为0.300％以下，V含量设为0.300％以下。
Ti含量优选为0.200％以下或0.100％以下。Nb含量优选为0.200％以下、0.100％以下、0.060％以下或0.030％以下。V含量优选为0.270％以下、0.250％以下或0.220％以下。为了更可靠地得到这些元素的上述效果，优选含有0.005％以上的上述元素中的至少任一种。
B：0～0.010％
Ca：0～0.010％
Mg：0～0.010％
Zr：0～0.010％
REM：0～0.010％
B、Ca、Mg、Zr和REM(稀土金属)改善钢板的局部延性和扩孔性。因此，可以含有选自这些元素中的1种以上。但是，过量含有这些元素时，则有时会降低钢板的伸长特性。因此，将B含量设为0.010％以下，Ca含量设为0.010％以下，Mg含量设为0.010％以下，Zr含量设为0.010％以下，REM含量设为0.010％以下。
B、Ca、Mg、Zr和REM的含量均优选为0.008％以下、0.006％以下或0.003％以下。另外，选自B、Ca、Mg、Zr和REM中的1种以上的元素的总含量为0.050％以下即可，但优选设为0.030％以下。为了更可靠地得到这些元素的上述效果，优选含有0.0001％以上的上述元素中的至少任一种，更优选含有0.001％以上。
需要说明的是，本说明书中所说的REM是指Sc、Y和镧系的总共17个元素，REM含量是指它们的总含量。另外，REM通常也作为多种REM的合金即混合稀土金属供给。因此，可以添加1种以上个别的元素从而使REM含量为上述范围，例如可以以混合稀土金属的形式添加，从而使REM含量为上述范围。
Sb：0～0.050％
Sn：0～0.050％
Bi：0～0.050％
Sb、Sn和Bi抑制钢板中的Mn、Si和/或Al等易氧化性元素向钢板表面扩散而形成氧化物，提高钢板的表面性状和镀覆性。因此，可以含有选自这些元素中的1种以上。但是，即使过量含有，上述效果也会饱和。因此，将Sb含量设为0.050％以下，Sn含量设为0.050％以下，Bi含量设为0.050％以下。Sb、Sn和Bi的含量均优选为0.030％以下、0.010％以下、0.006％以下或0.003％以下。为了更可靠地得到这些元素的上述效果，优选含有0.0005％以上的上述元素中的至少任一种，更优选含有0.001％以上。
在本发明的钢板的化学组成中，余量为Fe和杂质。需要说明的是，“杂质”是从钢原料或废料和/或制钢过程中不可避免地混入的物质，可以例示在不阻碍本发明的钢板特性的范围内允许的元素。
(B)金相组织
对本发明的钢板的金相组织进行说明。需要说明的是，以下说明中关于面积率的“％”是指“面积％”。
在本发明的钢板的与轧制方向及板厚方向平行的、穿过钢板的中心轴的截面(也称为“L截面”。)中，距离表面的距离为板厚的1/4深度的位置处的金相组织包括25～90％的回火马氏体、5％以下的铁素体、10～50％的残留奥氏体和5％以下的贝氏体。各组织的分数根据退火的条件而变化，影响钢板的强度、伸长特性、弯曲性和冲击特性。对各组织的限定理由进行详细说明。
回火马氏体的面积率：25～90％
回火马氏体是提高钢板的强度、改善伸长特性和冲击特性的组织。回火马氏体的面积率小于25％或超过90％时，则难以得到充分的强度、伸长及冲击特性。因此，将回火马氏体的面积率设为25～90％。
回火马氏体的面积率优选为28％以上，更优选为50％以上。另外，从进一步改善耐氢脆化特性的角度出发，回火马氏体的面积率优选为80％以下，更优选为75％以下。
铁素体：5％以下
金相组织中的铁素体的面积率增多时，伸长特性和冲击特性下降。因此，将铁素体的面积率设为5％以下。铁素体的面积率优选为3％以下，更优选为0％。
残留奥氏体：10～50％
残留奥氏体通过相变诱发塑性提高钢板的伸长特性和冲击特性。另外，残留奥氏体可以通过伴随拉伸变形的加工等而相变为马氏体，因此也有助于改善钢板的强度。因此，残留奥氏体的面积率越高越优选。
但是，在具有上述化学成分的钢板中，残留奥氏体的面积率的上限为50％。如果含有超过9.00％的Mn，则虽然可以使残留奥氏体的面积率超过50％，但此时，钢板的伸长特性和铸造性受到损害。
因此，将残留奥氏体的面积率设为10～50％。残留奥氏体的面积率优选为18％以上，更优选为20％以上。特别是当残留奥氏体的面积率为18％以上时，拉伸强度与断裂伸长率的积“TS×tEL”进一步改善，即使在更高强度下也能维持伸长特性。
贝氏体：5％以下
在本发明的钢板中，在金相组织中存在贝氏体时，贝氏体中存在硬质组织即MA(Martensite-Austenite constituent)。贝氏体内存在MA时，伸长特性和冲击特性下降。为了不降低钢板的伸长特性，将贝氏体的面积率设为5％以下，优选为0％。
作为本发明的钢板的金相组织中的回火马氏体、铁素体、残留奥氏体以及贝氏体以外的剩余组织，优选为新鲜马氏体(即未回火的马氏体)。贝氏体也可以包括回火贝氏体，但在本申请中不作区别。另外，对于珠光体，可以含有，但含有的可能性低，优选小于1％，更优选为0％。
新鲜马氏体是硬质组织，对确保钢板强度是有效的。在重视强度的情况下，新鲜马氏体的面积率优选超过0％，更优选为1％以上，进一步优选为3％以上。但是，新鲜马氏体的面积率越低，钢板的弯曲性越高。因此，从弯曲性的角度出发，新鲜马氏体的面积率优选为55％以下，更优选为45％以下，进一步优选为20％以下。特别是在重视弯曲性的情况下，新鲜马氏体的面积率优选为3％以下。
另外，在本发明的钢板的L截面的距离表面的距离为板厚的1/4深度的位置处的金相组织中，面积为1μm2以上且晶粒圆形度为0.1以上的残留奥氏体晶粒的总面积的比例相对于残留奥氏体的整体面积小于50％。
通过晶粒的面积为1μm2以上且晶粒圆形度为0.1以上的残留奥氏体在残留奥氏体整体中所占的比例小于50％，能够得到伸长特性、冲击特性及弯曲性优异的钢板。当晶粒面积大且晶粒圆形度大的残留奥氏体占残留奥氏体整体的50％以上时，钢板的伸长特性、冲击特性和弯曲性下降。
晶粒面积小于1μm2、即晶体粒径小的残留奥氏体在铁素体-奥氏体双相区域中退火时，Mn容易在短时间内均匀富集，稳定性高，因此相变延迟至高应变侧。因此，能够得到伸长特性及冲击特性优异的钢板。
在残留奥氏体中，即使是晶粒面积为1μm2以上，即晶体粒径大的残留奥氏体，在晶粒圆形度小于0.1的情况下，多数晶粒存在于马氏体之间或回火马氏体之间，因此由于来自周围的空间约束，相变延迟到高应变区域侧。因此，能够得到伸长特性及冲击特性优良的钢板。
进一步，在本发明的钢材中，在L截面的距离表面的距离为板厚的1/4深度的位置处的金相组织中的Mn浓度满足下述(i)式。
CMnγ/CMnα<1.2 (i)
其中，上述(i)式中的符号的含义如下。
CMnγ：残留奥氏体中的平均Mn浓度(质量％)
CMnα：铁素体和回火马氏体中的平均Mn浓度(质量％)
(i)式左侧值小于1.2时，Mn浓度分布变得均匀，能够抑制局部产生强度高的区域，因此能够改善钢材的弯曲性。因此，将(i)式左侧值设为小于1.2。(i)式左侧值越低越好，但由于Mn分布在残留奥氏体中，因此(i)式左侧值为1.0以上。
对金相组织的面积率、残留奥氏体晶粒的面积和晶粒圆形度以及CMnγ和CMnα的计算方法进行如下说明。
<残留奥氏体的面积率的测定方法>
残留奥氏体的面积率通过X射线衍射法进行测定。首先，从钢板的主面中央部切出宽度25mm(轧制方向的长度)、长度25mm(轧制直角方向的长度)、以及具有退火试样原样厚度的板厚方向的厚度的试验片。然后，为了测定距离表面的距离为板厚的1/4深度的位置，对该试验片实施化学研磨从而使板厚减少1/4，得到具有被化学研磨的表面的试验片。使用Co球管，将测定范围2θ设为45～105度，对试验片的表面实施3次X射线衍射分析。通过分析由此获得的残留奥氏体的分布并对各分布进行平均，可以得到残留奥氏体的面积率。
对于fcc相，求出(111)、(200)、(220)的各峰的积分强度，对于bcc相，求出(110)、(200)、(211)的各峰的积分强度。通过分析它们的积分强度，并对三次X射线衍射分析结果进行平均，求出残留奥氏体的体积率，将其值作为残留奥氏体的面积率。
<回火马氏体、铁素体、贝氏体以及新鲜马氏体的面积率的测定方法>
回火马氏体、铁素体、贝氏体以及新鲜马氏体的面积率是从利用扫描电子显微镜(SEM)的组织观察算出的。在对钢板的L截面进行镜面研磨后，用3％硝酸乙醇溶液(3％硝酸-乙醇溶液)使显微组织显现。然后，用SEM以5000倍的倍率，在钢板的距离表面的距离为板厚的1/4深度的位置处观察纵100μm(板厚方向的长度)×横300μm(轧制方向的长度)的范围的显微组织，能够测定各个组织的面积率。
对于回火马氏体，通过将利用SEM的观察中识别的白色组织中晶粒内确认到下部组织的白色组织判断为回火马氏体来计算面积率。对于铁素体，将其识别为灰色的基体组织来计算面积率。贝氏体在利用SEM的观察中是板条状的晶粒的集合，作为碳化物在板条内向同一方向延伸的组织被识别从而计算面积率。
新鲜马氏体在利用SEM的观察中被识别为与残留奥氏体同样的白色组织。因此，在利用SEM的观察中很难区分残留奥氏体和新鲜马氏体，但是用SEM观察得到的残留奥氏体和新鲜马氏体的总面积率减去通过X射线衍射法测定的残留奥氏体的面积率，来计算新鲜马氏体的面积率。
<残留奥氏体晶粒的面积和晶粒圆形度的测定方法>
晶粒圆形度和晶粒面积可以通过使用TSL公司制造的OIM Analysis version 7的标准功能(Map和Grain Shape Circularity)进行电子背散射衍射(EBSP：Electron BackScatter Diffraction Patterns)分析来测定。通过下式求出晶粒圆形度(Grain shapecircularity)。
晶粒圆形度＝4πA/P2
其中，上述式中的符号的含义如下。
A：晶粒的面积
P：晶粒的周围长度
<CMnγ/CMnα的测定方法>
可以通过EBSP、SEM和电子探针(EPMA)来测定CMnγ/CMnα。通过EBSP和SEM来确定残留奥氏体、铁素体和回火马氏体，可以利用EPMA来测定CMnγ和CMnα从而算出CMnγ/CMnα。
(C)机械特性
接着，对本发明的钢板的机械特性进行说明。
将钢板用作汽车的原材料时，通过高强度化来减少板厚并有利于减轻重量，因此本发明的钢板的抗拉强度(TS)优选为780MPa以上，更优选为980MPa以上，进一步优选为1180MPa以上。另外，为了将本发明的钢板供于冲压成形，优选断裂伸长率(tEL)也优异。本发明的钢板的TS×tEL优选为25000MPa·％以上，更优选为28000MPa·％以上。
本发明的钢板还具有优异的冲击特性。本发明的钢板优选在20℃的夏比试验中的冲击值为20J/cm2以上。
(D)制造方法
接着，对本发明的钢板的制造方法进行说明。本发明的一实施方式的钢板例如可以通过包括以下所示的铸造工序、热轧工序、冷轧工序、一次退火工序和二次退火工序的制造方法来得到。另外，根据需要可以进一步包括电镀工序。
<铸造工序>
对于本发明的钢板，利用常规方法熔炼并铸造具有上述化学组成的钢从而制备钢材(以下也称为“板坯”)。只要本发明的钢板具有上述化学组成，钢水可以是通过通常的高炉法熔炼的钢水，也可以是像通过电炉法制备的钢那样，原材料含有大量废钢的钢水。板坯可以是通过通常的连续铸造工艺制造的板坯，也可以是通过薄板坯铸造来制造的板坯。
<热轧工序>
热轧可以使用通常的连续热轧生产线进行。热轧工序包括粗轧工序和热精轧工序。
板坯加热温度：1100～1300℃
供于热轧工序的板坯优选在热轧前被加热。通过将供于热轧的板坯的温度设为1100℃以上，能够进一步减小热轧时的变形阻力。另一方面，通过将供于热轧的板坯的温度设为1300℃以下，能够抑制因氧化皮损失的增加而导致的成品率下降。因此，供于热轧的板坯的温度优选设为1100～1300℃。需要说明的是，在本申请说明书中，“温度”是指板坯、热轧钢板或冷轧钢板的表面温度。
对于上述板坯加热温度区域中的保持时间没有特别限定，但为了改善材质的稳定性，优选设为30分钟以上，更优选设为1小时以上。另外，为了抑制过度的氧化皮损失，优选设为10小时以下，更优选设为5小时以下。在进行直送轧制或直接轧制的情况下，可以不对板坯实施加热处理而直接供于热轧。
热精轧：
在热精轧工序中，在使用具有4个以上的多个机架的轧机对钢板进行连续轧制的串列轧制中，控制利用前述多个机架中的前述4个机架进行轧制的累积应变(板厚减少)、和最终机架中的轧制温度以及应变速度是重要的。由于轧机为串列轧制，因此只要后端的4个连续轧机架中的应变在适当的范围内，则应变就会累积。另外，在最终机架中，通过优化应变速度和轧制温度，能够利用累积的应变引起奥氏体的重结晶。通常，热轧的精轧机架有6段或7段是主流。当然，不限于该段数，在本实施方式的钢板的制造方法中，控制其多个机架中最后4段的轧制，从而使应变量和应变速度为适当的范围。
钢板采用连结的串联轧制，因此如果优化了前述4个以上的机架中最终机架的应变速度，则能够将最后4个机架之间的道次之间的时间(3个)调整为能够累积应变的轧制速度和压下率。即，最终机架离开侧的轧制速度和压下率一旦确定，则其之前的机架的轧制速度就确定了。例如，最终前1个机架的轧制速度＝最终机架的轧制速度×(1-最终机架的压下率)。另外，道次之间的时间＝道次之间的距离/最终前1个机架的轧制速度。因此，能够基于道次之间的距离和累积的真应变(板厚减少)来求出所有机架的道次之间的时间和应变速度。
最后4个机架中，以满足下述(ii)式的条件赋予应变。
1.2≤ln(t0/t)≤2.8 (ii)
在此，ln(t0/t)表示累积板厚减少的真应变(对数应变)，t0为即将进入最后4个机架前的板厚(mm)，t为刚刚从最后4个机架离开后的板厚(mm)。
如果ln(t0/t)的值小于1.2，则在最终机架中无法赋予重结晶所需的应变，并且原奥氏体晶粒的长径比变大。如果ln(t0/t)的值超过2.8，则板厚减少过多，道次之间的时间变长，因此，在最终机架中无法赋予充分的应变，不能重结晶，原奥氏体晶粒的长径比变大。由此可见，ln(t0/t)的值小于1.2或大于2.8时，热轧钢板中的原奥氏体晶粒变得扁平，导致奥氏体核生成不均匀，在二次退火后的最终组织中，残留奥氏体的面积率小于10％，并且，在局部生成Mn富集容易进行的奥氏体，在二次退火后的最终组织中CMnγ/CMnα为1.2以上。另外，生成容易局部粗大化的奥氏体，晶粒的面积为1μm2以上且晶粒的晶粒圆形度为0.1以上的残留奥氏体占残留奥氏体整体的比例为50％以上。
在最后4个机架的最终机架中，以应变速度和轧制离开侧温度满足下述(iii)的条件进行轧制。
11.0≤log(v·exp(33000/(273+T)))≤15.0 (iii)
在此，v为最终机架中的应变速度(/s)，T为最终机架中的轧制离开侧温度(℃)。(iii)式是基于应变速度与作为温度函数的Zener-Hollomon因子(Z因子)导出的。
Z＝ε·exp(Q/(R(T+273)))
(ε：应变速度，T：最终机架中的轧制离开侧温度，Q：表观活化能，R：气体常数)
log(v·exp(33000/(273+T)))的值小于11.0时，由于应变速度慢、轧制温度高或者这两者的原因，所得原奥氏体晶粒的平均晶粒粗大化，奥氏体核生成变得不均匀，在二次退火后的最终组织中，残留奥氏体的面积率小于10％，并且在局部生成Mn富集容易进行的奥氏体，在二次退火后的最终组织中CMnγ/CMnα变为1.2以上。另外，生成容易局部粗大化的奥氏体，晶粒的面积为1μm2以上且晶粒的晶粒圆形度为0.1以上的残留奥氏体在残留奥氏体整体中所占的比例为50％以上。另外，从生产设备上的限制的角度，也为11.0以上的值。
log(v·exp(33000/(273+T)))的值超过15.0时，由于应变速度快、轧制温度低或者这两者的原因，奥氏体无法重结晶，热轧钢板中的原奥氏体粒径变得扁平，奥氏体核生成变得不均匀，在二次退火后的最终组织中，残留奥氏体的面积率小于10％，并且在局部生成Mn富集容易进行的奥氏体，在二次退火后的最终组织中CMnγ/CMnα变为1.2以上。另外，生成容易局部粗大化的奥氏体，晶粒的面积为1μm2以上且晶粒的晶粒圆形度为0.1以上的残留奥氏体在残留奥氏体整体中所占的比例为50％以上。
关于应变速度v，如果满足式(iii)，只要没有轧制机的轧制速度等生产设备的制限以及没有生产率下降所导致的成本增加的情况，则没有限制。
关于轧制离开侧温度T，为了得到等轴的原奥氏体粒径，需要为奥氏体单相，并使其重结晶。在轧制中产生铁素体时，则奥氏体的重结晶被铁素体抑制，奥氏体的晶体粒径变得扁平，因此通过在轧制离开侧以780℃以上进行，容易得到为奥氏体单相，且促进重结晶的等轴马氏体。
精轧后的冷却：
为了微细地保持通过轧制完善的重结晶奥氏体组织，在最终机架中的轧制结束后1.0s以内开始冷却，以100℃/s以上的平均冷却速度冷却至750℃。
轧制后开始冷却的时间超过1.0s时，则从出现重结晶到冷却开始需要时间，因此细粒区域由于奥斯特瓦尔德生长而被粗大粒吸收，从而原奥氏体晶粒变得粗大，奥氏体核生成变得不均匀，在二次退火后的最终组织中，残留奥氏体的面积率小于10％，并且在局部生成Mn富集容易进行的奥氏体，在二次退火后的最终组织中CMnγ/CMnα变为1.2以上。另外，生成容易局部粗大化的奥氏体，晶粒的面积为1μm2以上且晶粒的晶粒圆形度为0.1以上的残留奥氏体在残留奥氏体整体中所占的比例为50％以上。
如果冷却速度小于100℃/s，则在冷却过程中也会发生奥氏体晶粒生长，原奥氏体晶粒变得粗大，奥氏体核生成变得不均匀，在二次退火后的最终组织中，残留奥氏体的面积率小于10％，并且在局部生成Mn富集容易进行的奥氏体，在二次退火后的最终组织中CMnγ/CMnα变为1.2以上。另外，生成容易局部粗大化的奥氏体，晶粒的面积为1μm2以上且晶粒的晶粒圆形度为0.1以上的残留奥氏体在残留奥氏体整体中所占的比例为50％以上。
对于冷却速度的上限没有特别限定，但考虑到设备限制等，并且，为了使板厚方向的组织分布更均匀，优选为600℃/s以下。
轧制结束后，为了防止晶粒生长从而原奥氏体晶粒变得粗大，以100℃/s以上的平均冷却速度冷却至750℃后，对于750℃～300℃的温度范围优选以10℃/s以上的平均冷却速度冷却。为了使热轧后的组织均匀，平均冷却速度优选为10℃/s以上。需要说明的是，对于从300℃至后述的卷取温度的冷却速度没有特别限定，但从生产率的角度出发，可以直接以从750℃至300℃的冷却速度冷却至卷取温度。
卷取温度：小于300℃
冷却后的卷取温度优选设为小于300℃。通过将卷取温度设为小于300℃，可以使热轧后的组织均匀。卷取温度更优选为250℃以下。从进一步改善冷轧性的角度出发，可以在冷却至室温后、冷轧前的酸洗之前或之后以300～600℃的温度范围内使热轧钢板回火。
<冷轧工序>
通过常规方法对热轧钢板实施酸洗后，进行冷轧，成为冷轧钢板。从使退火后的钢板组织微细化的角度出发，优选将冷轧的压下率设为20％以上。从抑制冷轧期间的断裂的角度出发，优选将冷轧的压下率设为70％以下。
在冷轧前、并且酸洗之前或之后进行大于0％且为5％以下左右的轻度轧制从而矫正形状，在确保平坦的方面是有利的，因此优选。另外，通过在酸洗前进行轻度轧制，酸洗性改善，促进表面富集元素的去除，具有改善化学转化处理性和电镀处理性的效果。
<一次退火工序>
将上述冷轧钢板在奥氏体单相温度区域进行退火。该退火在本发明中称为“一次退火”。通过一次退火形成马氏体主体的初始组织，在之后的相当于铁素体和奥氏体双相区域的温度区域的二次退火中，可以形成本申请的残留奥氏体。如果省略一次退火而仅进行二次退火，则由于不是马氏体主体的初始组织，因此铁素体核生成并粗大化，由此铁素体分数增大。退火优选在还原气氛中进行，例如可以在98％氮和2％氢的还原气氛中进行。另外，减少最终组织中的贝氏体和铁素体的生成。该一次退火条件优选满足以下范围。
只要满足后面所述的条件，则退火可以通过退火炉和连续退火生产线的任一种进行，但优选一次退火和二次退火均使用连续退火生产线进行，由此可以改善生产率。可以对冷轧后的钢板进行表皮光轧。
平均升温速度：5～30℃/s
从加热开始温度(室温)至一次退火温度为止的平均升温速度优选为5～30℃/s。通过将一次退火工序中的升温速度设为该范围，可以改善生产率。
一次退火温度：大于750℃且为Ac3点以上
通过将冷轧后的退火温度设为大于750℃，可以使二次退火后的钢板中的铁素体分布更加均匀，改善伸长特性。冷轧后的退火温度为Ac3点以上。通过将冷轧后的退火温度设为Ac3点以上，能够抑制一次退火时的铁素体生成，并且减少二次退火后的最终组织中的铁素体分数。如果一次退火时过量生成铁素体，则可能二次退火时奥氏体的核生成位点会变得不均匀，会过量生成Mn富集的残留奥氏体。另一方面，一次退火温度的上限值优选为950℃以下。通过将退火温度设为950℃以下，可以抑制退火炉的损伤，改善生产率。
在此，Ac3点通过以下方式计算。对于含有C：大于0.10％且小于0.55％、Si：0.001％以上且小于3.50％、Mn：大于4.00％且小于9.00％、以及Al：0.001％以上且小于3.00％的多种冷轧钢板，以加热速度0.5～50℃/s测量Ac3点并进行研究，结果作为Ac3点得到下述(iv)式。可以使用此式计算Ac3点。
Ac3＝910-200√C+44Si-25Mn+44Al (iv)
其中，式中的各元素符号表示钢中所含的各元素的含量(质量％)。
一次退火时间：10s以上
为了抑制铁素体的生成并减少二次退火后的最终组织中的铁素体分数，将在大于750℃且为Ac3点以上的温度区域中保持的退火时间设为10s以上。另外，退火时间小于10秒时，由于浓度的局部差异，铁素体可能会残留。从生产率的角度出发，优选将退火时间设为300秒以下。
最终冷却温度：小于100℃
在一次退火后的冷却中，从一次退火温度冷却至小于100℃。通过将最终冷却温度设为小于100℃，可以形成板条马氏体组织。从确保钢板输送时的安全的角度出发，优选将最终冷却温度设为室温(50℃以下)。
另外，从一次退火温度直至500℃以下的温度范围为止，优选以2～2000℃/s的平均冷却速度冷却。通过将退火后的平均冷却速度设为2℃/s以上，可以进一步抑制铁素体的生成。另一方面，通过将平均冷却速度设为2000℃/s以下，冷却停止后的钢板温度分布变得均匀，能够改善钢板的平坦性。考虑到设备限制等，从一次退火温度直至500℃以下的温度范围为止的平均冷却速度更优选为600℃/s以下。
优选将以2～2000℃/s的平均冷却速度进行冷却中的冷却停止温度设为100℃以上。通过将冷却停止温度设为100℃以上，能够抑制因马氏体相变而产生的应变，能够改善钢板的平坦性。
进一步，在以2～2000℃/s的平均冷却速度从一次退火温度冷却至500℃以下的温度范围后，优选在100～500℃的温度区域中保持10～1000秒。通过将在100～500℃的温度区域中的保持时间设为10s以上，C向奥氏体的分布充分进行，可以在二次退火前的组织中生成奥氏体，其结果，能够抑制在二次退火后的组织中生成块状的奥氏体，进一步减少强度特性的波动。另一方面，即使上述保持时间大于1000s，上述作用的效果也会饱和，生产率只会下降，因此在100～500℃的温度区域中的保持时间优选为1000s以下，更优选为300s以下。
通过将上述保持温度设为100℃以上，可以改善连续退火生产线的效率。另一方面，通过将保持温度设为500℃以下，可以进一步抑制铁素体的生成。
<二次退火工序>
对在上述一次退火工序中得到的退火钢板，在相当于铁素体和奥氏体的双相区域的温度区域中进一步进行退火。该退火在本发明中称为“二次退火”。通过进行二次退火，使C和一定量的Mn在奥氏体中富集，从而容易获得残留奥氏体和回火马氏体。该二次退火条件优选满足以下范围。
平均升温速度：1～40℃/s
为了减少铁素体的面积率，将平均升温速度设为1℃/s以上。平均升温速度小于1℃/s时，铁素体的核生成和生长进行，并且铁素体面积增加。另一方面，平均升温速度过快时，则生成奥氏体的驱动力变大，奥氏体不是由马氏体板条生成，而是从原奥氏体晶界生成，因此生成粗大的块状奥氏体。为了抑制粗大的块状奥氏体，即面积为1μm2以上且晶粒圆形度为0.1以上的残留奥氏体生成，从而使粗大的块状奥氏体的面积率相对于残留奥氏体的总面积小于50％，需要以40℃/s以下的速度升温。平均升温速度超过40℃/s时，生成粗大的块状奥氏体，并且残留奥氏体面积率减少。
平均升温速度更优选为2℃/s以上，进一步优选为3℃/s以上。另外，平均升温速度优选小于40℃/s，更优选小于20℃/s，进一步优选小于10℃/s。
二次退火温度：600℃以上且小于Ac3点
通过将二次退火温度设为600℃以上且小于Ac3点，可以减少铁素体的面积率，改善伸长特性和冲击特性。二次退火温度小于600℃时，二次退火的加热时析出的渗碳体残留，铁素体向奥氏体的相变不充分，因此最终组织中铁素体的面积率变高。另一方面，二次退火温度为Ac3点以上时，一次退火中得到的马氏体组织显著转变为奥氏体，因此回火马氏体的面积率变低。
二次退火保持时间：5s以上且小于300s
从使二次退火的加热时析出的渗碳体溶解、稳定地确保良好的冲击特性的角度出发，将二次退火温度时的保持时间设为5s以上。另一方面，在600℃以上且小于Ac3点的保持时间为300s以上时，CMnγ/CMnα为1.2以上。另外，Mn含量在本发明的规定范围内的情况下，在600℃以上且小于Ac3点的保持时间为300s以上时，由于加热而生成的奥氏体粗大化，晶粒的面积为1μm2以上且晶粒的晶粒圆形度为0.1以上的残留奥氏体在残留奥氏体整体中所占的比例为50％以上。因此，将在600℃以上且小于Ac3点的保持时间设为小于300s。由此，保持时间短，并且也有助于改善生产率。
平均冷却速度：5℃/s以上
在二次退火后的冷却中，如果平均冷却速度低，则过度生成软质贝氏体，难以在热处理后的钢材中充分确保强度。因此，在直至500℃为止的平均冷却速度为5℃/s以上的条件下冷却至500℃以下的温度。需要说明的是，不对钢板进行镀覆时，直接冷却至室温。即，将从退火温度直至室温(50℃以下)为止的平均冷却速度设为5℃/s以上。从抑制钢板的淬火裂纹的角度出发，从退火温度直至室温(50℃以下)为止的平均冷却速度优选为500℃/s以下。
<镀覆工序>
在对钢板进行镀覆的情况下，通过以下方式制造。
在对钢板的表面实施热浸镀锌从而制造热浸镀锌钢板的情况下，在430～500℃的温度范围中停止二次退火后的冷却，接着将冷轧钢板浸入热浸镀锌的镀覆浴中进行热浸镀锌处理。将镀覆浴的条件设为通常的范围即可。镀覆处理后，以5℃/s以上的冷却速度冷却至室温。
在对钢板的表面实施合金化热浸镀锌从而制造合金化热浸镀锌钢板的情况下，在对钢板实施热浸镀锌处理后，在将钢板冷却至室温前，以450～620℃的温度进行热浸镀锌的合金化处理，合金化处理后，以5℃/s以上的冷却速度冷却至室温。合金化处理条件设为通常的范围即可。
通过如上所述地制造钢板，能够得到本实施方式的钢板。
以下，通过实施例对本发明进行更具体地说明，但本发明不限于这些实施例。
实施例
1.评价用钢板的制造
将具有表1所示化学组成的钢在真空熔炼炉中熔炼，并获得钢坯。
[表1]
表1
Figure BDA0003924751160000241
将得到的钢坯以1250℃加热1小时后，在表2所示的条件下进行热轧，得到热轧钢板。需要说明的是，精轧离开侧温度在任一情况下均为奥氏体单相区域。另外，从300℃直至卷取温度为止的冷却速度与从750℃直至300℃为止的冷却速度相同。对于卷取，作为其模拟，以相当于卷取温度的规定温度保持30分钟后，以10℃/h炉冷至室温。将得到的热轧钢板酸洗后，以表2所示的回火温度实施回火，接着以冷轧压下率实施冷轧，得到冷轧钢板。冷轧前的回火时间设为1小时。
[表2]
表2
Figure BDA0003924751160000261
Figure BDA0003924751160000262
1.2≤ln(t0/t)≤2.8…(ii)
Figure BDA0003924751160000263
11.0≤log(v·exp(33000/(273+T)))≤15.0…(iii)
对于得到的冷轧钢板，实施表3所示的条件的二次退火，制备退火冷轧钢板。在98％氮和2％氢的还原气氛中进行冷轧钢板的二次退火。从第一次退火的加热开始温度(室温)直至退火温度为止的平均升温速度设为15℃/s。在第二次退火中，除了试验No.6和10之外，在从退火温度直至100℃为止的平均冷却速度为表3所示速度的条件下冷却至室温(50℃以下)。
[表3]
表3
Figure BDA0003924751160000281
对于试验No.6和10的退火冷轧钢板，在第二次退火之后，以表3所示的平均冷却速度冷却至460℃后，停止冷却。然后，将冷轧钢板浸渍在460℃的热浸镀锌浴中2秒，从而进行热浸镀锌处理。镀覆浴的条件与以往的条件相同。对于试验No.6，在460℃保持后，以平均冷却速度10℃/s冷却至室温。
另一方面，对于试验No.10的退火冷轧钢板，实施热浸镀锌处理后，不冷却至室温，接着实施合金化处理。具体而言，加热至520℃，以520℃保持5秒从而进行合金化处理，然后以平均冷却速度10℃/s冷却至室温。
将如此得到的退火冷轧钢板以0.1％的伸长率进行平整轧制，准备各种评价用钢板。
2.评价方法
对各示例中得到的退火冷轧钢板，实施显微组织观察、拉伸试验、伸长试验、冲击特性试验以及弯曲试验，评价回火马氏体、铁素体、残留奥氏体、贝氏体和新鲜马氏体的面积率、拉伸强度、伸长特性、冲击特性以及弯曲试验。各评价方法如下。
<金相组织的面积率>
回火马氏体、铁素体、残留奥氏体、贝氏体和新鲜马氏体的面积率由利用SEM的组织观察和X射线衍射测定来计算。对将钢板沿平行于板厚方向和轧制方向切割得到的L截面进行镜面研磨，然后用3％硝酸乙醇溶液使显微组织显现，通过SEM以5000倍的倍率观察距离表面的距离为板厚的1/4深度的位置处的显微组织，对于100μm×300μm的范围，通过图像分析(Photoshop(注册商标))算出回火马氏体、铁素体和贝氏体的面积率、以及残留奥氏体和新鲜马氏体的总面积率。另外，从所得钢板切出宽25mm、长25mm的试验片，为了测定距离表面的距离为板厚的1/4深度的位置，对该试验片实施化学研磨从而使板厚减少1/4。然后，使用Co管对化学研磨后的试验片的表面实施3次使用Co球管的X射线衍射分析，分析得到的图像，对各个图像进行平均并算出残留奥氏体的面积率。用通过SEM观察得到的残留奥氏体和新鲜马氏体的总面积率减去残留奥氏体的面积率，算出新鲜马氏体的面积率。
<残留奥氏体晶粒的晶粒圆形度以及面积>
通过使用TSL公司制造的OIM Analysis version 7的标准功能(Map and GrainShape Circularity)进行EBSP分析来测定晶粒的晶粒圆形度和面积。
EBSP数据测定条件如下。在钢板的L截面的距离表面的距离为板厚的1/4深度的位置，利用配备有OIM(Orientation Imaging Microscopy)检测器的SEM以500倍的倍率观察50μm×50μm的区域，以0.1μm的测定间隔测定EBSP数据，求出面积为1μm2以上且晶粒圆形度为0.1以上的残留奥氏体晶粒的面积率。通过上述方法对5个区域测定EBSP数据，并算出其平均值。
<CMnγ/CMnα>
CMnγ/CMnα通过EBSP、SEM和EPMA测定。使用EBSP和SEM，以500倍的倍率观察50μm×50μm的区域，并以0.1μm的测定间隔测定EBSP数据，针对5个区域确定残留奥氏体、铁素体和回火马氏体。接着，对确定出的残留奥氏体、铁素体和回火马氏体，分别在5个点、5个区域进行利用EPMA测定的点分析，将测定值进行平均从而算出CMnγ和CMnα，求出CMnγ/CMnα。
<拉伸试验方法>
从钢板的与轧制方向垂直的方向采集JIS 5号拉伸试验片，测定拉伸强度(TS)和断裂伸长(tEL)，算出TS×tEL。拉伸试验通过JIS Z2241：2011中规定的方法，使用平行部的长度为60mm、作为测定应变的标准的标距为50mm的JIS 5号拉伸试验片进行。
<冲击特性的评价方法>
由热处理后的各钢材制备V形缺口试验片。该试验片的厚度为4.8mm以上时，则直接使用，小于4.8mm时，将为4.8mm以上的最小片数层叠并用螺丝拧紧后，依据JIS Z2242：2005供于夏比冲击试验。对于冲击特性，20℃时的冲击值为20J/cm2以上的情况评价为良好，低于20J/cm2的情况评价为不良。
<弯曲性的评价方法>
由退火后的各钢板以弯曲棱线为轧制方向的方式制作宽度20mm(弯曲棱线方向)、长度50mm(轧制直角的方向)的弯曲试验片。弯曲试验片的宽度方向与弯曲轴平行。弯曲试验按照JIS Z 2248(2006)的V-block法进行。此时，使用前端角度为90度的V型冲头，以冲头半径R(mm)除以试样的板厚t(mm)得到的R/t值为R/t＝2.0和3.0来进行弯曲试验。对于R/t值为3.0和2.0且确认到裂纹的情况，认为弯曲性不良；对于仅在R/t为2.0的条件下确认到裂纹的情况，认为弯曲性良好；对于在R/t为2.0和3.0这两个条件下未确认到裂纹的情况，认为弯曲性更良好。
3.评价结果
将上述评价的结果示于表4。将获得25000MPa·％以上的TS×tEL、良好的弯曲性以及良好的冲击特性的例子评价为具有优异的伸长特性、高强度、优异的弯曲性和优异的冲击特性的钢板。
[表4]
表4
Figure BDA0003924751160000321
#表示面积为1μm2以上且晶粒圆形度为0.1以上的残留奥氏体晶粒的总面积相对于残留奥氏体的整体面积的比例。
产业上的可利用性
如上所述，本发明的钢板具有高强度、伸长特性和弯曲性良好，并且冲击特性也优异，因此最适合用作支柱等汽车的结构部件。

Claims (13)

1.一种钢板，其中，所述钢板的化学组成以质量％计为
C：大于0.10％且小于0.55％、
Si：0.001％以上且小于3.50％、
Mn：大于4.00％且小于9.00％、
sol.Al：0.001％以上且小于3.00％、
P：0.100％以下、
S：0.010％以下、
N：小于0.050％、
O：小于0.020％、
Cr：0％以上且小于2.00％、
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％、
余量：Fe和杂质，
在所述钢板的与轧制方向和板厚方向平行的截面中，距离表面的距离为板厚的1/4深度的位置处的金相组织以面积％计为
回火马氏体：25～90％、
铁素体：5％以下、
残留奥氏体：10～50％、以及
贝氏体：5％以下，
在所述钢板的与轧制方向和板厚方向平行的截面的距离表面的距离为板厚的1/4深度的位置处，面积为1μm2以上且晶粒圆形度为0.1以上的残留奥氏体晶粒的总面积的比例相对于所述残留奥氏体的整体面积小于50％，满足下述(i)式，
CMnγ/CMnα<1.2 (i)
其中，上述(i)式中的符号的含义如下，
CMnγ：残留奥氏体中的平均Mn浓度，单位为质量％，
CMnα：铁素体和回火马氏体中的平均Mn浓度，单位为质量％。
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
Cr：0.01％以上且小于2.00％、
Mo：0.01～2.00％、
W：0.01～2.00％、
Cu：0.01～2.00％、以及
Ni：0.01～2.00％
中的1种以上。
3.根据权利要求1或权利要求2所述的钢板，其中，所述化学组成以质量％计含有选自
Ti：0.005～0.300％、
Nb：0.005～0.300％、以及
V：0.005～0.300％
中的1种以上。
4.根据权利要求1至权利要求3中的任一项所述的钢板，其中，所述化学组成以质量％计含有选自
B：0.0001～0.010％、
Ca：0.0001～0.010％、
Mg：0.0001～0.010％、
Zr：0.0001～0.010％、以及
REM：0.0001～0.010％
中的1种以上。
5.根据权利要求1至权利要求4中的任一项所述的钢板，其中，所述化学组成以质量％计含有选自
Sb：0.0005～0.050％、
Sn：0.0005～0.050％、以及
Bi：0.0005～0.050％
中的1种以上。
6.根据权利要求1至权利要求5中的任一项所述的钢板，其中，在所述钢板的表面具有热浸镀锌层。
7.根据权利要求1至权利要求5中的任一项所述的钢板，其中，在所述钢板的表面具有合金化热浸镀锌层。
8.根据权利要求1至权利要求7中的任一项所述的钢板，其20℃下的夏比冲击值为20J/cm2以上。
9.一种钢板的制造方法，其为对具有权利要求1至权利要求5中的任一项所述的化学组成的钢材依次进行热轧工序、冷轧工序、一次退火工序和二次退火工序的钢板的制造工序，
所述热轧工序包括使用具有4个以上的多个机架的轧制机进行热精轧的工序，
在所述热精轧的工序中，
所述多个机架中最后4个机架前后的板厚减少满足下述(ii)式，
所述最后4个机架的最终机架中的应变速度与所述最终机架中的轧制离开侧温度满足下述(iii)式，
在所述最终机架的轧制后1.0s以内以100℃/s以上的平均冷却速度冷却至750℃，
所述冷轧工序实施酸洗和冷轧，
在所述一次退火工序中，在大于750℃且为Ac3点以上的温度区域中保持10s以上后，冷却至小于100℃，
在所述二次退火工序中，以1～40℃/s的平均升温速度加热至600℃以上且小于Ac3点的温度区域，保持5s以上且小于300s后，以直至500℃为止的平均冷却速度为5℃/s以上的条件冷却至500℃以下的温度，
1.2≤ln(t0/t)≤2.8 (ii)
11.0≤log(v·exp(33000/(273+T)))≤15.0 (iii)
其中，上述式中的各符号的含义如下，
t0：即将进入最后4个机架前的板厚，单位为mm
t：刚刚从最后4个机架离开后的板厚，单位为mm
v：最终机架中的应变速度，单位为/s
T：最终机架中的轧制离开侧温度，单位为℃。
10.根据权利要求9所述的钢板的制造方法，其中，在所述一次退火工序中，在大于750℃且为Ac3点以上的温度区域中保持10s以上后，以2～2000℃/s的平均冷却速度冷却至500℃以下的温度区域，然后，冷却至小于100℃的温度区域。
11.根据权利要求10所述的钢板的制造方法，其中，在所述一次退火工序中，以2～2000℃/s的平均冷却速度冷却至500℃以下的温度区域后，在100～500℃的温度区域中保持10～1000s。
12.根据权利要求9至权利要求11中的任一项所述的钢板的制造方法，其中，在所述二次退火工序后，进行冷却，实施热浸镀锌处理。
13.根据权利要求12所述的钢板的制造方法，其中，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。
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