1.本发明涉及一种钢板。


背景技术：

2.为了确保汽车在发生碰撞时的安全性以及为了减轻重量，要求汽车结构构件同时兼顾高强度和优异的耐冲击特性。
3.专利文献1(国际公开公报第2016/021193号)公开了一种涉及高强度钢板的技术方案，所述高强度钢板为具有规定的化学组成的钢板，具有如下钢组织，金相组织以面积率计：铁素体和贝氏体铁素体的总和为59.2％以上且80％以下，马氏体为3％以上且20％以下，以体积分数计，残余奥氏体为10％以上，剩余组织以面积率计为10％以下，上述残余奥氏体的平均晶粒直径为2μm以下，上述残余奥氏体中的平均mn量(质量％)为钢中mn量(质量％)的1.2倍以上，并且，具有钢中的c量(质量％)的2.1倍以上的平均c量(质量％)的残余奥氏体的面积率为全部残余奥氏体的面积率的60％以上。
4.专利文献2(国际公开公报第2018/073919号)公开了一种涉及镀覆钢板的技术方案，其具有规定的化学组成，金相组织包含大于5.0体积％的残余奥氏体、大于5.0体积％的回火马氏体，残余奥氏体中的c量为0.85质量％以上。
5.现有技术文献
6.专利文献
7.专利文献1：国际公开公报第2016/021193号
8.专利文献2：国际公开公报第2018/073919号


技术实现要素：

9.发明要解决的问题
10.专利文献1中所述的技术方案涉及一种包含复合组织的钢板，所述复合组织是在以富有延性的软质铁素体为主体的组织中，使主要负责延性的残余奥氏体和负责强度的马氏体分散而得到的。并且，专利文献1的技术方案中，通过进行820℃以上且950℃以下、即在奥氏体的单相域的热处理，以及进行740℃以上且840℃以上、即在铁素体和奥氏体的双相域的热处理，使碳(c)在奥氏体中富集，从而确保残余奥氏体的量。
11.但是，c浓度高的残余奥氏体是在加工成部件时发生应变诱导相变，提高成型性的组织，但是发生应变诱导相变并相变为马氏体后，会变为超硬质，从而可能成为断裂的起点，因此可能会使部件加工后的构件特性劣化。有时会使钢板的成型性劣化。
12.专利文献2记载了对钢板依次进行如下工序：加热至ac1点以上或ac3点以上的工序；冷却至500℃以下的工序；实施热浸镀锌的工序；冷却至300℃以下的工序；实施表面光轧的工序；再加热至200℃～600℃并保持的工序，还记载了通过镀覆后的再加热工序，得到具备含有c富集的残余奥氏体的金相组织的镀覆钢板。
13.但是，如果在镀覆前对钢板进行的ac3点以上的加热仅进行一次，则会残留大量粗
大的碳化物，扩孔率会下降。
14.本发明的目的在于，提供一种具有高强度(具体而言1100mpa以上的拉伸强度)和优异的耐冲击特性，进而也具有优异的成型性的钢板。
15.用于解决问题的方案
16.为了实现上述目的，本发明人等研究了不仅仅依靠富集c，而是通过富集mn使残余奥氏体稳定。通常，作为利用mn的trip(transformation induced plasticity，相变诱导塑性)钢，已知含有5质量％左右的mn的中mn钢。然而，从生产率和焊接性的角度来看，mn量的增加是不利的。
17.本发明人等提出了如下假设：通过抑制钢板中所含的总mn量(基体中的mn量)的增加，同时制造局部mn浓度高的区域，是不是能够实现残余奥氏体的稳定化。例如，为了使mn在热轧后的碳化物中富集，可以考虑在高温下卷取热轧钢板。但是，mn富集的碳化物难以溶解，会形成粗大的碳化物从而可能成为断裂的起点。通过一般的热处理(一次热处理)难以使这种粗大的碳化物溶解。
18.因此，本发明人等深入研究了使mn富集的碳化物溶解的方法，发现了多段热处理。即，通过第一次热处理，来形成以淬火马氏体或者回火马氏体为主体的组织。马氏体是包含许多晶界、位错的组织。以晶界为扩散路径的晶界扩散、以位错为扩散路径的位错扩散与在晶粒内扩散的晶粒内扩散相比，元素的扩散快。碳化物的溶解是元素扩散引起的现象，在多段热处理中的第一次热处理后，处于材料中含有大量晶界、位错的状态，当进行第二次加热时，变得容易发生晶界扩散、位错扩散。认为由此，在多段热处理中碳化物变得容易溶解。然后，通过第二次热处理，使mn富集的碳化物充分溶解。此时，由于mn的扩散速度比c慢，因此即使在mn富集的碳化物溶解后，至少一部分mn仍然在形成有该碳化物的位置富集并残留下来。由此，在mn富集的区域容易生成残余奥氏体。因此，能够使残余奥氏体稳定而不会过度增加c浓度。即，在应变诱导相变后，也能够增加难以成为断裂起点的残余奥氏体的量。另外，由于碳化物在多段热处理之前更加充分地溶解，因此也可以抑制以碳化物为起点的耐冲击特性的劣化。其结果，能够获得具有优异的耐冲击特性和成型性的高强度钢板。
19.本发明是基于这样的见解而完成的，本发明的主旨是下述钢板。
20.一种钢板，其金相组织以体积分数计为
21.回火马氏体：85％以上，残余奥氏体：5％以上且小于15％，铁素体、珠光体、贝氏体、淬火马氏体的总和小于10％，
22.所述钢板的化学组成以质量％计为
23.c：0.18％以上且0.38％以下、
24.si：0.80％以上且2.50％以下、
25.mn：0.6％以上且5.0％以下、
26.p：0.0200％以下、
27.s：0.0200％以下、
28.n：0.0200％以下、
29.o：0.0200％以下、
30.al：0％以上且1.000％以下、
31.cr：0％以上且2.0％以下、
32.mo：0％以上且0.50％以下、
33.ti：0％以上且0.10％以下、
34.nb：0％以上且0.10％以下、
35.b：0％以上且0.0100％以下、
36.v：0％以上且0.50％以下、
37.cu：0％以上且0.50％以下、
38.w：0％以上且0.100％以下、
39.ta：0％以上且0.100％以下、
40.ni：0％以上且1.00％以下、
41.co：0％以上且0.50％以下、
42.sn：0％以上且0.050％以下、
43.sb：0％以上且0.050％以下、
44.as：0％以上且0.050％以下、
45.mg：0％以上且0.050％以下、
46.ca：0％以上且0.050％以下、
47.y：0％以上且0.050％以下、
48.zr：0％以上且0.050％以下、
49.la：0％以上且0.050％以下、
50.ce：0％以上且0.050％以下、
51.余量：fe和杂质，
52.将残余奥氏体中的mn的含量和c的含量分别设为mna和ca、将基体中的mn的含量和c的含量分别设为mnm和cm时，满足下述的式(1)～(3)，
53.在对以距所述钢板的表面的距离为t/4(其中，t为钢板的厚度)的位置为中心的20000μm2的范围内进行观察时，圆当量半径为0.1μm以上的碳化物的个数为100个以下，所述钢板的拉伸强度为1100mpa以上钢板。
54.mna/mnm≥1.2
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(1)
55.ca/cm≤5.0
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(2)
56.ca≤1.0
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(3)
57.上述钢板可以在表面具备热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层或电镀锌层。
58.发明的效果
59.根据本发明，能够获得具有高强度(具体而言1100mpa以上的拉伸强度)和优异的耐冲击特性，进一步还具有优异的成型性的钢板。
具体实施方式
60.以下，对本发明的实施方式进行说明。
61.(金相组织)
62.本实施方式的钢板的金相组织以体积分数计为回火马氏体：85％以上，残余奥氏体：5％以上且小于15％，铁素体、珠光体、贝氏体、淬火马氏体的总和小于10％。
63.通过将回火马氏体的体积分数设为85％以上，能够使钢板的强度充分。回火马氏
体的体积分数优选为87％以上。不过，从抑制钢板的成型性劣化的角度出发，回火马氏体的体积分数优选为95％以下。
64.残余奥氏体通过应变诱导相变有助于提高钢板的成型性。为了获得该效果，残余奥氏体的体积分数设为5％以上。
65.金相组织的余量为铁素体、珠光体、贝氏体和淬火马氏体中的至少一种。通过它们的总和小于10％，可以抑制由回火马氏体或残余奥氏体的不足导致的钢板的拉伸强度和成型性的劣化。
66.(残余奥氏体中的mn量)
67.在本实施方式的钢板中，将残余奥氏体中的mn的含量设为mna、将钢板中除残余奥氏体以外的基体中的mn的含量设为mnm时，“mna/mn
m”为1.2以上，优选为1.5以上。“mna/mn
m”被认为是表示mn向残余奥氏体富集的指标。认为通过“mna/mn
m”为1.2以上，mn在残余奥氏体中充分富集。mn富集不充分的残余奥氏体有时通过c的富集来确保稳定性。c过度富集的残余奥氏体在发生应变诱导相变而相变为马氏体时，会成为硬质，从而可能成为断裂的起点。
68.(残余奥氏体中的c量)
69.在本实施方式的钢板中，将残余奥氏体中的c的含量设为ca、将钢板中除残余奥氏体以外的基体中的c的含量设为cm时，“ca/c
m”为5.0以下，ca为1.0以下。认为“ca/c
m”为5.0以下且ca为1.0以下时，能够抑制c向残余奥氏体过度富集。因此，认为能够抑制如上所述的发生应变诱导相变而相变为马氏体时成为硬质从而可能成为断裂起点的残余奥氏体。“ca/c
m”优选为4.5以下。对于“ca/c
m”的下限没有特别限制。
70.(碳化物的个数)
71.本实施方式的钢板中，在对以距其表面的距离为t/4(其中，t为钢板的厚度)的位置为中心的20000μm2的范围内进行观察时，圆当量半径为0.1μm以上的碳化物的个数为100个以下。圆当量半径为0.1μm以上的碳化物的个数过多时，则无法确保充分的扩孔性，耐冲击特性变差。因此，每20000μm2面积的碳化物的个数设为100个以下。优选个数为80个以下，更优选为70个以下。进一步优选为50个以下。
72.需要说明的是，基于用扫描电子显微镜拍摄的组织图像来测定碳化物的个数。观察前，通过利用砂纸的湿式研磨和具有1μm的平均颗粒尺寸的金刚石磨粒对组织观察用样品进行研磨，将观察面精加工成镜面，然后用饱和苦味酸醇溶液对组织预先进行蚀刻。观察倍率设为5000倍，对以板厚t/4的位置为中心的视野进行观察，以总面积为20000μm2地随机拍摄多个位置。使用以三谷商事株式会社制(winroof)为代表的图像分析软件，对得到的图像进行分析，详细测定20000μm2区域中所含的各碳化物的面积。对于各碳化物，假设形状为圆形，根据图像分析得到的面积求出碳化物的半径(圆当量半径)，计算出半径为0.1μm以上的碳化物的个数。
73.(拉伸强度)
74.本实施方式的钢板的拉伸强度为1100mpa以上。需要说明的是，本发明的钢板的拉伸强度通过拉伸试验求出。具体而言，按照jis z 2241(2011)，采用与钢板轧制方向成直角采集的jis 5号试验片进行拉伸试验，将测定的最大拉伸强度作为钢板的拉伸强度。
75.(化学组成)
76.接着，对本实施方式的钢板的化学组成进行说明。需要说明的是，关于各元素的含
量的“％”是指“质量％”。
77.c：0.18％以上且0.38％以下
78.c是确保规定量的马氏体，提高钢板强度的元素。通过将c含量设为0.18％以上，来形成规定量的马氏体，从而容易使钢板的强度为1100mpa以上。c的含量优选为0.22％以上。另一方面，从抑制钢板的强度过度上升而脆化的角度出发，将c的含量设为0.38％以下。
79.si：0.80％以上且2.50％以下
80.si是作为脱氧剂起作用的元素。另外，si是对碳化物的形态和热处理后的残余奥氏体的生成产生影响的元素。并且，si是对利用残余奥氏体来实现钢板的高强度化有效的元素。为了抑制碳化物的生成，获得所需的残余奥氏体，确保钢板的加工性，将si的含量设为0.80％以上。另一方面，从抑制钢板变脆从而钢板的加工性下降的角度出发，将si的含量设为2.50％以下。
81.mn：0.6％以上且5.0％以下
82.mn是作为脱氧剂起作用的元素。mn是提高淬透性的元素。为了通过mn得到充分的回火马氏体，将mn的含量设为0.6％以上。另一方面，从抑制作为压制成型时的断裂起点的粗大mn氧化物形成的角度出发，将mn的含量设为5.0％以下。
83.p：0.0200％以下
84.p是杂质元素，它是在钢板的板厚中心部偏析从而降低韧性、使焊接部脆化的元素。从抑制钢板的加工性、耐冲击特性下降的角度出发，p的含量越少越好。具体而言，将p的含量设为0.0200％以下。p的含量优选为0.0100％以下。不过，如果在实用钢板中将p含量减少至小于0.00010％，则制造成本显著增加，在经济上是不利的。因此，p的含量可以为0.00010％以上。
85.s：0.0200％以下
86.s是杂质元素，是阻碍焊接性、阻碍在铸造时和热轧时的制造性的元素。另外，s也是形成粗大的mns从而阻碍扩孔性的元素。从抑制焊接性下降、制造性下降以及耐冲击特性下降的角度出发，s含量越少越好。具体而言，将s的含量设为0.0200％以下。s的含量更优选为0.0100％以下。不过，如果在实用钢板中将s的含量减少至小于0.000010％，则制造成本显著增加，在经济上是不利的。因此，s的含量可以为0.000010％以上。
87.n：0.0200％以下
88.n是形成粗大的氮化物、使钢板的成型性、耐冲击性特性劣化、引起焊接时产生气孔的元素。因此，优选将n的含量设为0.0200％以下。
89.o：0.0200％以下
90.o是形成粗大的氧化物、使钢板的成型性、耐冲击特性劣化、引起焊接时产生气孔的元素。因此，优选将o的含量设为0.0200％以下。
91.al：0％以上且1.000％以下
92.al是作为脱氧剂发挥作用的元素，根据需要添加到钢板中。为了通过含有al获得上述效果，al的含量优选为0.02％以上。不过，从抑制粗大的al氧化物生成从而钢板的加工性下降的角度出发，al的含量优选为1.000％以下。
93.cr：0％以上且2.0％以下
94.cr与mn一样是提高淬透性，对钢板的高强度化有效的元素。cr的含量可以为0％，
但为了通过含有cr来获得上述效果，cr的含量优选为0.10％以上。另一方面，从抑制粗大的cr碳化物形成从而冷成型性下降的角度出发，cr的含量优选为2.0％以下。
95.mo：0％以上且0.50％以下
96.mo与mn、cr一样是对提高钢板强度有效的元素。mo的含量可以为0％，但为了通过含有mo来获得上述效果，mo的含量优选为0.01％以上。另一方面，从抑制粗大的mo碳化物形成从而冷加工性下降的角度出发，mo的含量优选为0.50％以下。
97.ti：0％以上且0.10％以下
98.ti是控制碳化物形态的重要元素。ti可以促进铁素体的强度增加。另外，ti是可能形成粗大的ti氧化物或tin从而降低钢板的加工性的元素。因此，从确保钢板的加工性的角度出发，ti含量越少越好，优选设为0.10％以下，也可以为0％。不过，将ti含量减少至小于0.001％会导致精炼成本过度增加，因此ti含量可以为0.001％以上。
99.nb：0％以上且0.10％以下
100.nb与ti一样，是对控制碳化物的形态有效的元素，也是对组织微细化从而提高钢板的韧性有效的元素。因此，可以根据需要在钢板中含有nb。nb含量可以为0％，但为了获得上述效果，优选将nb含量设为0.001％以上。不过，从抑制大量微细且硬质的nb碳化物析出从而钢板的强度提高的同时延性劣化的角度出发，nb的含量优选为0.10％以下。
101.b：0％以上且0.0100％以下
102.b是抑制奥氏体在冷却过程中形成铁素体和珠光体，促进生成贝氏体或马氏体等低温相变组织的元素。另外，b是对提高钢板的强度有利的元素。因此，可以根据需要在钢板中含有b。钢板中含有b时，b的含量优选为0.0001％以上。需要说明的是，在确定小于0.0001％的b时需要非常仔细，根据分析装置不同，有时会达到检测下限。另一方面，从抑制钢板压制成型时会成为空隙产生的起点的粗大b氮化物生成的角度出发，b的含量优选为0.0100％以下。
103.v：0％以上且0.50％以下
104.v与ti、nb一样，是对控制碳化物的形态有效的元素，也是对通过组织微细化来提高钢板的韧性有效的元素。因此，可以根据需要在钢板中含有v。钢板中含有v时，v的含量优选为0.001％以上。另一方面，从抑制微细的v碳化物大量析出从而钢板强度提高的同时延性劣化的角度出发，v的含量优选为0.50％以下
105.cu：0％以上且0.50％以下
106.cu是对提高钢板强度有效的元素。cu的含量可以为0％，但为了通过在钢板中含有cu来获得该效果，优选cu的含量为0.001％以上。另一方面，从抑制热轧时的红热脆性引起生产率下降的角度出发，cu的含量优选为0.50％以下。
107.w：0％以上且0.100％以下
108.w与nb、v一样，是对控制碳化物的形态和提高钢板强度有效的元素。w的含量可以为0％，但为了通过在钢板中含有w来获得该效果，w的含量优选为0.001％以上。另一方面，从抑制微细的w碳化物大量析出从而钢板强度提高的同时延性劣化的角度出发，w的含量优选为0.100％以下。
109.ta：0％以上且0.100％以下
110.ta与nb、v、w一样，是对控制碳化物的形态和提高钢板强度有效的元素。ta的含量
可以为0％，但为了通过在钢板中含有ta来获得该效果，ta的含量优选为0.001％以上，更优选为0.002％以上。另一方面，从抑制微细的ta碳化物大量析出从而钢板强度提高的同时延性劣化的角度出发，ta的含量优选为0.100％以下，更优选为0.080％以下。
111.ni：0％以上且1.00％以下
112.ni是对提高钢板的强度有效的元素。ni的含量可以为0％，但为了通过在钢板中含有ni而获得该效果，ni的含量优选为0.001％以上。另一方面，从抑制钢板的延性下降的角度出发，ni的含量优选为1.00％以下。
113.co：0％以上且0.50％以下
114.co与ni一样是对提高钢板的强度有效的元素。co的含量可以为0％，但为了通过在钢板中含有co而获得该效果，co的含量优选为0.001％以上。另一方面，从抑制钢板的延性下降的角度出发，co的含量优选为0.50％以下。
115.sn：0％以上且0.050％以下
116.sn是在使用废钢作为原料时可以在钢板中含有的元素。sn的含量越少越好，可以为0％。从抑制铁素体脆化引起的冷成型性下降的角度出发，sn的含量优选为0.050％以下，更优选为0.040％以下。不过，从抑制精炼成本增加的角度出发，sn的含量可以为0.001％以上。
117.sb：0％以上且0.050％以下
118.sb与sn一样，是在使用废钢作为钢原料时可以在钢板中含有的元素。sb的含量越少越好，可以为0％。从抑制钢板的冷成型性下降的角度出发，sb的含量优选为0.050％以下，更优选为0.040％以下。不过，从抑制精炼成本增加的角度出发，sb的含量可以为0.001％以上。
119.as：0％以上且0.050％以下
120.as与sn、sb一样，是在使用废钢作为钢原料时可以在钢板中含有的元素。as的含量越少越好，可以为0％。从抑制钢板的冷成型性下降的角度出发，as的含量优选为0.050％以下，更优选为0.040％以下。不过，从抑制精炼成本增加的角度出发，as的含量可以为0.001％以上。
121.mg：0％以上且0.050％以下
122.mg是控制硫化物、氧化物的形态并有助于提高钢板的弯曲加工性的元素。mg的含量可以为0％，但为了通过在钢板中含有mg来获得该效果，mg的含量优选为0.0001％以上，更优选为0.0005％以上。另一方面，从抑制粗大夹杂物形成导致的冷成型性下降的角度出发，mg含量优选为0.050％以下，更优选为0.040％以下。
123.ca：0％以上且0.050％以下
124.ca与mg一样，是能够以少量控制硫化物的形态的元素。ca的含量可以为0％，但为了通过在钢板中含有ca来获得该效果，ca的含量优选为0.001％以上。另一方面，从抑制粗大的ca氧化物生成从而钢板的冷成型性下降的角度出发，ca的含量优选为0.050％以下，更优选为0.040％以下。
125.y：0％以上且0.050％以下
126.y与mg、ca一样，是能够以少量控制硫化物的形态的元素。y的含量可以为0％，但为了通过在钢板中含有y来获得该效果，y的含量优选为0.001％以上。另一方面，从抑制粗大
的y氧化物生成从而钢板的冷成型性下降的角度出发，y的含量优选为0.050％以下，更优选为0.040％以下。
127.zr：0％以上且0.050％以下
128.zr与mg、ca、y一样，是能够以少量控制硫化物的形态的元素。zr的含量可以为0％，但为了通过在钢板中含有zr来获得该效果，zr的含量优选为0.001％以上。另一方面，从抑制粗大的zr氧化物生成从而钢板的冷成型性下降的角度出发，zr的含量优选为0.050％以下，更优选为0.040％以下。
129.la：0％以上且0.050％以下
130.la是对以少量控制硫化物的形态有效的元素。la的含量可以为0％，但为了通过在钢板中含有la来获得该效果，la的含量优选为0.001％以上。另一方面，从抑制粗大的la氧化物生成从而钢板的冷成型性下降的角度出发，la的含量优选为0.050％以下，更优选为0.040％以下。
131.ce：0％以上且0.050％以下
132.ce与la一样，是对以少量控制硫化物的形态有效的元素。ce的含量可以为0％，但为了通过在钢板中含有ce来获得该效果，ce的含量优选为0.001％以上。另一方面，从抑制ce氧化物生成从而钢板的成型性下降的角度出发，ce的含量优选为0.050％以下，更优选为0.040％以下。
133.需要说明的是，本实施方式的钢板的化学组成的余量为fe和杂质。作为杂质，可以列举从钢原料或废钢中不可避免地混入的元素，或者在炼钢过程中不可避免地混入的元素，并且是在本发明的钢板能够发挥上述本发明的效果的范围内允许含有的元素。
134.(镀覆钢板)
135.本实施方式的钢板可以在表面具备镀层。该镀层例如可以是热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层或电镀锌层的任一种。
136.(制造方法)
137.接着，对本实施方式的钢板的制造方法进行说明。以下说明的制造方法是本实施方式的钢板的制造方法的一个例子，本实施方式的钢板的制造方法不限于以下说明的方法。
138.可以制造具有上述化学组成的钢坯，使用得到的钢坯，通过下述制造方法来制造本实施方式的钢板。
[0139]“铸造工序”[0140]
对于由具有上述化学组成的钢水来制造钢坯的方法没有特别限定，例如通过连铸板坯、薄板坯连铸机等一般的方法制造即可。
[0141]“热轧工序”[0142]
对于热轧条件没有特别限制。例如，在热轧工序中，首先优选将上述钢坯加热至1100℃以上从而进行20分钟以上的均热处理。这是为了促进粗大夹杂物再溶解。加热温度更优选为1200℃以上，均热保持时间更优选为25分钟以上。另外，加热温度优选为1350℃以下，均热保持时间优选为60分钟以下。
[0143]
另外，在热轧工序中，在对如上所述加热的钢坯进行热轧时，优选在850℃以上且1000℃以下的温度域进行精轧。上述温度的优选下限为860℃，优选上限为950℃。
[0144]“卷取工序“[0145]
将上述精轧的热轧钢板在大于550℃且为700℃以下卷取成卷。由此可以促进mn、cr等合金元素向在卷取工序时生成的碳化物中富集。通过将卷取温度设为大于550℃，在实施后面说明的多段热处理后，残余奥氏体中的mn浓度容易提高。另外，从生产率的角度出发，优选将卷取温度设为700℃以下。
[0146]
可以根据需要，对上述热轧钢板实施以软化为目的的再加热处理。
[0147]“酸洗工序”[0148]
将卷取的热轧钢板退卷，并供于酸洗。通过进行酸洗，能够去除热轧钢板表面的氧化皮，从而提高冷轧钢板的化学转化处理性、镀覆性。酸洗可以进行一次，也可以分开多次进行。
[0149]“冷轧工序”[0150]
将经酸洗的热轧钢板以30％以上且80％以下的压下率进行冷轧。通过将压下率设为30％以上，容易使钢板的形状保持平坦，容易抑制最终产品的延性下降。另一方面，通过将轧制率设为80％以下，能够抑制冷轧负荷过大，冷轧变得容易。轧制率的优选下限为45％，优选上限为70％。对轧制道次和各道次的压下率没有特别限制。
[0151]“多段热处理工序”[0152]
本发明的钢板通过在上述冷轧工序后实施至少两次热处理来制造。
[0153]
(第一次热处理)
[0154]
在第一次热处理中，首先，进行将钢板加热至ac3点以上的温度并保持10秒以上的加热工序。然后，根据以下条件1)或2)进行冷却钢板的冷却工序。
[0155]
1)以20℃/秒以上的平均冷却速度将钢板冷却至25℃以上且300℃以下的温度域。
[0156]
2)以0.5℃/秒以上且低于20℃/秒的平均冷却速度将钢板冷却至600℃以上且750℃以下的冷却停止温度(第一阶段冷却)。接着，以20℃/秒以上的平均冷却速度冷却至25℃以上且300℃以下的冷却停止温度。
[0157]
需要说明的是，ac3点由下式(a)求出。式(a)中的各元素符号表示各元素的含量(质量％)。钢中不含的元素代入0。
[0158]
ac3点(℃)＝901-203
×
√c-15.2
×
ni+44.7
×
si+104
×
v+31.5
×
mo+13.1
×
w式(a)
[0159]
通过该第一次热处理工序，使钢板的金相组织成为以淬火马氏体或回火马氏体为主体的组织。马氏体是含有许多晶界、位错的组织。以晶界为扩散路径的晶界扩散、以位错为扩散路径的位错扩散与在晶粒内扩散的晶粒内扩散相比，元素的扩散快。第一次热处理后残留大量碳化物。但是，由于碳化物的溶解是元素扩散引起的现象，晶界越多，在第二次热处理中碳化物越容易溶解。
[0160]
通过将加热温度设为ac3点以上，加热时容易得到充分的奥氏体，冷却后容易得到充分的回火马氏体。另外，通过将加热时的保持时间设为10秒以上，容易得到充分的奥氏体，冷却后容易得到充分的回火马氏体。
[0161]
在上述1)的冷却工序中，通过将平均冷却速度设为20℃/秒以上，容易充分地淬火并得到马氏体。因此，在第一次热处理后，在后面描述的第二次热处理中碳化物的溶解能够充分进行。通过将冷却停止温度设为25℃以上，可以抑制生产率下降。通过将冷却停止温度
设为300℃以下，容易得到充分的马氏体。因此，在后面描述的第二次热处理中碳化物的溶解能够充分进行。
[0162]
例如在经过缓冷区对钢板进行急速冷却时进行上述2)的冷却工序。通过在第一阶段冷却中将平均冷却速度设为小于20℃/秒，可以生成铁素体和珠光体。不过，采用上述化学组成的情况下，不易发生铁素体相变和珠光体相变，能够容易地抑制铁素体和珠光体过度生成。第一阶段冷却速度为20℃/秒以上时，其结果是与进行上述1)的冷却工序时相同程度，钢板的材质并没有劣化。另一方面，通过将第一阶段冷却中的平均冷却速度设为0.5℃/秒以上，铁素体相变和珠光体相变的过度进行得到抑制，容易得到规定量的马氏体。
[0163]
(第二次热处理)
[0164]
在第二次热处理中，首先，进行将钢板再次加热至ac3点以上的温度并保持10秒以上且600秒以下的加热工序。然后，根据以下条件1)或2)进行冷却钢板的冷却工序。
[0165]
1)以20℃/秒以上的平均冷却速度将钢板冷却至25℃以上且300℃以下的温度域。
[0166]
2)以0.5℃/秒以上且低于20℃/秒的平均冷却速度将钢板冷却至600℃以上且750℃以下的冷却停止温度(第一阶段冷却)，接着以20℃/秒以上的平均冷却速度冷却至25℃以上且300℃以下的冷却停止温度。
[0167]
通过上述第一次热处理工序，形成以淬火马氏体或者回火马氏体为主体的组织，元素变得容易扩散。进一步，通过进行第二次热处理工序，能够调整金相组织，并且使钢板中的mn富集的粗大碳化物(具体而言，圆当量半径为0.1μm以上的碳化物)充分溶解。此时，由于mn的扩散速度比c慢，因此即使在mn富集的碳化物溶解后，至少一部分mn仍然在形成有该碳化物的位置富集并残留下来。由此，在mn富集的区域容易生成残余奥氏体。因此，能够使残余奥氏体稳定而不会过度增加c浓度。即，在应变诱导相变后，也能够增加难以成为断裂起点的残余奥氏体的量。另外，由于碳化物在多段热处理之前更加充分地溶解，因此也可以抑制以碳化物为起点的耐冲击特性的劣化。其结果，能够获得具有优异的耐冲击特性和成型性的高强度钢板。
[0168]
通过将加热温度设为ac3点以上，加热时容易得到充分的奥氏体，冷却后容易得到充分的回火马氏体。通过将加热时的保持时间设为10秒以上，容易得到充分的奥氏体，冷却后容易得到充分的回火马氏体。另外，通过将加热时的保持时间设为600秒以下，可以抑制粗大碳化物溶解后mn扩散从而mn的富集区域消失。因此，容易获得所需的残余奥氏体。
[0169]
在上述1)的冷却工序中，通过将平均冷却速度设为20℃/秒以上，从而充分淬火，容易得到所期望的回火马氏体。因此，能够使钢板的拉伸强度为1100mpa以上。通过将冷却停止温度设为25℃以上，能够抑制生产率下降。通过将冷却停止温度设为300℃以下，容易得到所期望的回火马氏体。因此，能够使钢板的拉伸强度为1100mpa以上。
[0170]
例如在经过缓冷区对钢板进行急速冷却时进行上述2)的冷却工序。通过在第一阶段冷却中将平均冷却速度设为小于20℃/秒，可以生成铁素体和珠光体。不过，采用上述化学组成的情况下，不易发生铁素体相变和珠光体相变，能够容易地抑制铁素体和珠光体过度生成。第一阶段冷却速度为20℃/秒以上时，其结果是与进行上述1)的冷却工序时相同程度，钢板的材质并没有劣化。另一方面，通过将第一阶段冷却中的平均冷却速度设为0.5℃/秒以上，铁素体相变和珠光体相变的过度进行得到抑制，容易得到规定量的马氏体。
[0171]
需要说明的是，通过实施上述两次热处理，多段热处理工序所带来的效果得以充
分发挥，但是也可以通过在第一次热处理工序后进行多次上述第二次热处理工序来实施总共三次以上的热处理工序。
[0172]“停留工序”[0173]
在上述多段热处理工序中的最后的热处理工序的冷却后，使钢板在200℃以上且450℃以下的温度域下停留10秒以上且600秒以下。在该停留工序中，可以以相同的温度保持钢板，也可以在中途适当进行加热、冷却。通过该停留工序，能够使冷却时得到的淬火马氏体回火，并且能够使碳在残余奥氏体中富集。通过将停留温度设为200℃以上，回火充分进行从而容易得到足够量的回火马氏体。通过将停留温度设为450℃以下，可以抑制过度回火的进行。通过将停留时间设为10秒以上，可以充分进行回火。另外，通过将停留时间设为600秒以下，可以抑制过度回火的进行。
[0174]
[回火工序]
[0175]
在停留工序后，可以对钢板进行回火。该回火工序可以是在冷却至室温过程中以规定的温度保持或再加热的工序，也可以是在冷却至室温完成后再加热至规定的温度的工序。对于回火工序中的加热方法没有特别限制。不过，从抑制钢板的强度下降的角度出发，回火工序中的保持温度或加热温度优选为500℃以下。
[0176]“镀覆工序”[0177]
可以对钢板进行电镀处理、蒸镀处理等镀覆处理，进一步可以在镀覆处理后进行合金化处理。可以对钢板进行有机皮膜的形成、膜层压、有机盐类或无机盐类处理、无铬处理等表面处理。
[0178]
作为镀覆处理对钢板进行热浸镀锌处理时，例如，将钢板加热或冷却至(镀锌浴的温度-40℃)～(镀锌浴的温度+50℃)的温度，并浸渍于镀锌浴中。通过热浸镀锌处理，可以得到表面具备热浸镀锌层的钢板，即热浸镀锌钢板。对于热浸镀锌层，例如可以使用具有由fe：7质量％以上且15质量％以下，并且余量：zn、al和杂质所表示的化学组成的热浸镀锌层。另外，热浸镀锌层可以是锌合金。
[0179]
在热浸镀锌处理后进行合金化处理的情况下，例如将热浸镀锌钢板加热至460℃以上且600℃以下的温度。通过将该加热温度设为460℃以上，能够充分地进行合金化。另外，通过将加热温度设为600℃以下，能够抑制过度合金化从而耐腐蚀性劣化。通过这样的合金化处理，可以得到表面具备合金化热浸镀锌层的钢板，即合金化热浸镀锌钢板。
[0180]
实施例1
[0181]
接着，对本发明的实施例进行说明，实施例中的条件是为了确认本发明的可行性和效果而采用的一个条件例，本发明不限于该条件例。本发明可以采用各种条件，只要不偏离本发明的主旨，达到本发明的目的即可。
[0182]
将具有表1～4所示的化学组成的钢坯以表5～8所述的条件供于热轧并卷取。将所得的热轧钢板以表5～8所述的条件供于冷轧。接着，对所得的冷轧钢板以表5～8所述的条件实施热处理。对一部分钢板通过常规方法实施镀覆，对实施了镀覆的钢板中的一部分通过常规方法实施合金化处理。对于如此得到的钢板，通过下述方法测定金相组织、残余奥氏体中的mn量和c量、拉伸强度以及耐冲击特性。将其结果示于表9～12。需要说明的是，基体中的mn量和c量与钢坯的化学组成大致相同，因此将钢坯的化学组成视为基体中的mn量和c量。
[0183]
在本发明中，通过以下方式确定各金相组织以及计算体积分数。
[0184]“铁素体”[0185]
首先，采集具有与钢板的轧制方向平行的板厚截面的试样，将该截面作为观察面。将该观察面中以距钢板表面的距离为板厚1/4的位置为中心的100μm
×
100μm的区域作为观察区域。通过用扫描电子显微镜以1000～50000倍观察该观察区域所看到的电子通道对比度图像是将晶粒的晶体取向差显示为对比度的差的图像。在该电子通道对比度图像中，对比度均匀的部分是铁素体。然后，通过点计数法(基于astm e562)计算以此方式确定的铁素体的面积率。将这样计算出的铁素体的面积率视为铁素体的体积分数。
[0186]“珠光体”[0187]
首先，用硝酸酒精试剂腐蚀上述观察面。被腐蚀的观察面中，将以距钢板表面的距离为板厚1/4位置为中心的100μm
×
100μm的区域作为观察区域。用光学显微镜以1000～50000倍观察该观察区域，将观察图像中的对比度暗的区域作为珠光体。然后，通过点计数法计算以这种方式确定的珠光体的面积率。将以这种方式计算出的珠光体的面积率视为珠光体的体积分数。
[0188]“贝氏体和回火马氏体”[0189]
通过场发射扫描电子显微镜(fe-sem：field emission scanning electron microscope)以1000～50000倍观察如上所述的被硝酸酒精试剂腐蚀的观察区域。在该观察区域，根据组织内部所含的渗碳体的位置和渗碳体的排列，按照如下方式确定贝氏体和回火马氏体。
[0190]
作为贝氏体的存在状态，有渗碳体或残余奥氏体存在于板条状的贝氏体铁素体的界面处的情况、渗碳体存在于板条状的贝氏体铁素体内部的情况。渗碳体或残余奥氏体存在于板条状的贝氏体铁素体的界面处的情况下，由于知道贝氏体铁素体的界面，因此可以确定贝氏体。另外，渗碳体存在于板条状的贝氏体铁素体内部的情况下，贝氏体铁素体与渗碳体的晶体取向关系为1种，渗碳体具有相同的变体，因此可以确定贝氏体。通过点计数法计算以这种方式确定的贝氏体的面积率。将该贝氏体的面积率视为贝氏体的体积分数。
[0191]
在回火马氏体中，渗碳体存在于马氏体板条的内部，但马氏体板条与渗碳体的晶体取向关系有2种以上，渗碳体有多个变体，因此可以确定回火马氏体。通过点计数法计算以这种方式确定的回火马氏体的面积率。将该回火马氏体的面积率视为回火马氏体的体积分数。
[0192]“淬火马氏体”[0193]
首先，用lepera试剂蚀刻与上述用于确定铁素体的观察面一样的观察面，并将与上述确定铁素体一样的区域作为观察区域。在利用lepera试剂的腐蚀中，马氏体和残余奥氏体不会被腐蚀。因此，用fe-sem观察被lepera试剂腐蚀的观察区域，将未被腐蚀的区域作为马氏体和残余奥氏体。然后，通过点计数法计算以这种方式确定的马氏体和残余奥氏体的总面积率，并将该面积率视为马氏体和残余奥氏体的总体积分数。
[0194]
接着，通过从上述总体积分数中减去如下计算的残余奥氏体的体积分数，能够算出淬火马氏体的体积分数。
[0195]“残余奥氏体”[0196]
在本发明中，通过x射线按照以下方式确定残余奥氏体的面积率。首先，通过机械
研磨和化学研磨去除从钢板表面至板厚1/4处的部分。接着，使用mokα线作为特征x射线对该化学研磨的面进行测定。然后，使用下式，由体心立方晶格(bcc)相的(200)和(211)以及面心立方晶格(fcc)相的(200)、(220)和(311)的衍射峰的积分强度比算出残余奥氏体的面积率sγ。将以这种方式算出的残余奥氏体的面积率sγ视为残余奥氏体的体积分数。
[0197]
sγ＝(i200f+i220f+i311f)/(i200b+i211b)
×
100
[0198]
在此，i200f、i220f和i311f分别表示fcc相的(200)、(220)和(311)的衍射峰的强度，i200b和i211b分别表示bcc相的(200)和(211)的衍射峰的强度。
[0199]
(残余奥氏体中的mn量的测定)
[0200]
用电子射线显微分析仪(epma：electron probe micro analyzer)测定残余奥氏体中的mn量。首先，为了掌握测定区域中的残余奥氏体的位置，通过电子背散射衍射法(ebsd：electron backscattering diffraction method)获取观察区域的晶体取向信息。以平行于钢板的轧制方向的板厚截面为观察面采集试样，实施利用砂纸的湿式研磨、以及利用平均粒径1μm的金刚石磨粒的研磨，然后实施化学研磨。为了确定观察区域，在维氏硬度试验中，对以板厚的1/4部分为中心的50
×
50μm的四方施加压痕，以压痕作为标记。接着，使用场发射扫描电子显微镜，以0.05μm的间隔获取被作为标记的压痕所包围的区域的晶体取向。此时，使用tsl solutions公司制造的软件“oim data collection tm(ver.7)”作为晶体取向数据获取软件。利用tsl solutions公司制造的软件“oim analysis tm(ver.7)”将获得的晶体取向信息分离为bcc相和fcc相。该fcc相为残余奥氏体。接着，使用epma测定残余奥氏体中的mn量。用于测定的机器是日本电子株式会社(jeol)制造的jxa-8500f。以加速电压7kv、测定点间隔80nm的条件获取晶体取向信息，并测定区域内被判断为fcc的部分。由这样测得数据，使用校准曲线法求出残余奥氏体中的mn量。
[0201]
(残余奥氏体中的c量的测定)
[0202]
残余奥氏体中的碳浓度“cγ”可以通过x射线衍射求出。首先，通过机械研磨和化学研磨去除从钢板表面至板厚1/4位置处。接着，使用mokα线作为特征x射线对该化学研磨的面进行测定。根据fcc相的(200)、(220)、(311)的衍射峰的位置求出残余奥氏体的晶格常数dγ。并且，使用通过化学分析得到的各样品的化学成分值，可以通过下式算出残余奥氏体中的碳浓度cγ。需要说明的是，下述式中的各元素符号表示样品中所含的各元素的含量(质量％)。
[0203]
cγ＝(100
×
dγ-357.3-0.095
×
mn+0.02
×
ni-0.06
×
cr-0.31
×
mo-0.18
×
v-2.2
×
n-0.56
×
al+0.04
×
co-0.15
×
cu-0.51
×
nb-0.39
×
ti-0.18
×
w)/3.3
[0204]
需要说明的是，作为碳化物存在的碳量不计入残余奥氏体中的碳浓度cγ。
[0205]
(碳化物的个数的测定)
[0206]
基于由扫描电子显微镜拍摄的组织图像来测定碳化物的个数。在观察前，对组织观察用的样品用砂纸进行湿式研磨以及用平均粒径1μm的金刚石磨粒进行研磨，将观察面精加工成镜面后，用饱和苦味酸醇溶液对组织进行蚀刻。将观察倍率设为5000倍，观察以板厚t/4的位置为中心的视场，以总面积为20000μm2地对多个位置随机进行拍摄。使用以三谷商事株式会社制(winroof)为代表的图像分析软件，对得到的图像进行分析，对20000μm2的区域中所含的各碳化物的面积详细进行测定。对于各碳化物，假设形状为圆形，根据从图像分析求出的面积来求出碳化物的半径(圆当量半径)，算出半径为0.1μm以上的碳化物的个
数。
[0207]
(拉伸强度ts和伸长率el的测定)
[0208]
根据jis z 2241(2011年)，使用与钢板的轧制方向成直角采集的5号试验片求出拉伸强度ts(mpa)和伸长率el(％)。
[0209]
(弯曲试验)
[0210]
关于弯曲性，基于德国汽车工业协会规定的vda标准(vda238-100)，在以下的测定条件下评价弯曲性。在本发明中，根据vda标准将弯曲试验中得到的最大载荷时的位移转换成角度，求出最大弯曲角α。将最大弯曲角α(deg)为2.37t
2-14t+65以上的判定为合格。在此，t是板厚(mm)。
[0211]
试验片尺寸：60mm(轧制方向)
×
60mm(轧制垂直方向)
[0212]
弯曲脊线：以弯曲脊线成与轧制方向垂直的方式用冲头冲入
[0213]
试验方法：辊支承、冲头冲入
[0214]
辊径：φ30mm
[0215]
冲头形状：顶端r＝0.4mm
[0216]
辊间距离：2.0
×
板厚(mm)+0.5mm
[0217]
冲入速度：20mm/分钟
[0218]
试验机：simadzu autograph 20kn
[0219]
(扩孔率的测定)
[0220]
在扩孔率(λ)的测定中，首先，切出一边的长度为90mm
±
10mm的短板，在短板的中央打出直径10mm的孔，制备扩孔用试验片。冲孔间隙设为12.5％。将试验片设置在圆锥形状的扩孔夹具的顶点与冲孔中央部的距离为
±
1mm以内的位置上，按照jis z 2256(2010)测定扩孔值。
[0221]
(耐冲击特性的评价)
[0222]
关于耐冲击特性的评价，将最大弯曲角α(deg)为2.37t
2-14t+65以上，且ts
×
el为15000以上，且ts
×
λ为33000以上的试验片评价为
“○”
，将任一项不满足的试验片评价为
“×”
。
[0223]
[表1]
[0224][0225]
[表2]
[0226][0227]
[表3]
[0228][0229]
[表4]
[0230][0231]
[表5]
[0232][0233]
[表6]
[0234][0235]
[表7]
[0236][0237]
[表8]
[0238][0239]
[表9]
[0240][0241]
[表10]
[0242][0243]
[表11]
[0244][0245]
[表12]
[0246][0247]
如表9～12所示，满足本发明的限定的试验no.1～32具有高强度和优异的耐冲击特性，而不满足本发明的金相组织、化学组成、宏观硬度和微观硬度中的任一种以上的试验no.33～88至少耐冲击特性差。
[0248]
产业上的可利用性
[0249]
根据本发明，能够获得具有高强度(具体而言，1100mpa以上的拉伸强度)、以及高加工性和优异的耐冲击特性的钢板。