适合冲击吸收构件的钢板及其制造方法.pdf

本发明涉及一种钢板，其为适合汽车的冲击吸收构件的原材料，冲击吸收能高且即使进行挤压也难以产生裂纹，具有以质量％计的下述组成：含有C:0.08～0.30％、Mn:1.5～3.5％、Si+Al:0.50～3.0％、P:0.10％以下、S:0.010％以下以及N:0.010％以下，根据情况还含有选自由Cr:0.5％以下、Mo:0.5％以下、B:0.010％以下、Ti:低于0.04％、Nb:低于0.030％及V:低于0.5％、Ca:0.010％以下、Mg:0.010％以下、REM:0.050％以下、以及Bi:0.050％以下中的1种以上，具有以面积％计的下述显微组织：含有贝氏体：超过50％、马氏体：3～30％、及残留奥氏体：3～15％，余量由平均粒径低于5μm的铁素体；且具有均匀伸长率与扩孔率之积为300％2以上、5％有效流变应力为900MPa以上的机械特性。

权利要求书
1.  一种钢板，其特征在于，其具有如下的化学组成：以质量％计，C：0.08％以上且0.30％以下、Mn：1.5％以上且3.5％以下、Si+Al：0.50％以上且3.0％以下、P：0.10％以下、S：0.010％以下、N：0.010％以下、Cr：0～0.5％以下、Mo：0～0.5％以下、B:0～0.01％以下、Ti：0～低于0.04％、Nb：0～低于0.030％、V：0～低于0.5％、Ca：0～0.010％以下、Mg：0～0.010％以下、REM:0～0.050％以下以及Bi：0～0.050％以下、余量为Fe及杂质；
具有如下的显微组织：以面积％计，含有贝氏体：超过50％、马氏体：3％以上且30％以下以及残留奥氏体：3％以上且15％以下，余量为平均粒径低于5μm的铁素体；并且，
具有下述机械特性：均匀伸长率与扩孔率之积为300％2以上，赋予5％的真实应变时的有效流变应力为900MPa以上。

2.  根据权利要求1所述的钢板，其中，所述显微组织满足下述式(1)及(2)，

1.  2≤HM0/HB0≤1.6           (1)

0.  9≤{(HM10/HM0)/(HB10/HB0)}≤1.3     (2)
式中，
HM0：所述马氏体的初始平均纳米硬度；
HB0：所述贝氏体的初始平均纳米硬度；
HM10：10％拉伸变形后的所述马氏体的平均纳米硬度；
HB10：10％拉伸变形后的所述贝氏体的平均纳米硬度。

3.  根据权利要求1或权利要求2所述的钢板，其中，所述化学组成含有选自由Cr：0.1％以上且0.5％以下、Mo：0.1％以上且0.5％以下以及B：0.0010％以上且0.010％以下组成的组中的1种或2种以上。

4.  根据权利要求1～权利要求3中任一项所述的钢板，其中，所述化学组成含有选自由Ti：0.01％以上且低于0.04％、Nb：0.005％以上且低于0.030％以及V：0.010％以上且低于0.5％组成的组中的1种或2种以上。

5.  根据权利要求1～权利要求4中任一项所述的钢板，其中，所述化学组成含有选自由Ca：0.0008％以上且0.010％以下、Mg：0.0008％以上且0.010％以下、REM:0.0008％以上且0.050％以下以及Bi：0.0010％以上且0.050％以下组成的组中的1种或2种以上。

6.  一种冲击吸收构件，其特征在于，所述冲击吸收构件具有冲击吸收部，所述冲击吸收部通过发生轴向挤压而塑性变形成蛇腹状来吸收冲击能，所述冲击吸收部由权利要求1～权利要求5中任一项所述的钢板形成。

7.  一种钢板的制造方法，其特征在于，具有下述工序(A)～(C)：
(A)热轧工序：对具有权利要求1以及权利要求3～权利要求5中任一项所述的化学组成的板坯实施在Ar3点以上完成轧制的多道次热轧，将获得的钢板在轧制完成后0.4秒钟内开始冷却，并且在平均冷却速度为600℃/秒钟以上、且从自最终轧制道次前数2个道次的轧制道次的轧制完成至冷却到720℃所需要的时间为4秒钟以下的冷却条件下冷却到620℃以上且720℃以下的温度范围，并在所述温度范围内保持1秒钟以上且10秒钟以下后，以10℃/秒钟以上且100℃/秒钟以下的平均冷却速度冷却至300℃以上且610℃以下的温度范围，并进行卷取，从而得到热轧钢板；
(B)冷轧工序：对通过所述热轧工序得到的热轧钢板实施40％以上且70％以下压下率的冷轧，从而得到冷轧钢板；以及，
(C)退火工序：将通过所述冷轧工序得到的冷轧钢板在(Ac3点-30℃)以上且(Ac3点+100℃)以下的温度范围内保持10秒钟以上且300秒钟以下，接着以15℃/秒钟以上的平均冷却速度冷却至500℃以上且650℃以下的温度范围，并且实施在300℃以上且500℃以下的温度范围内保持30秒钟以上且3000秒钟以下的热处理。

说明书适合冲击吸收构件的钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及钢板及冲击吸收构件和该钢板的制造方法。更具体而言，本发明涉及适合作为有效流变应力高，且负载冲击载荷时裂纹的产生被抑制的冲击吸收构件的原材料的钢板及其制造方法，和由该钢板构成的冲击吸收构件。
背景技术
近年来，从保护地球环境的观点出发，作为减少汽车的CO2排放量的一个方法，谋求汽车车体的轻量化。因此，追求汽车用钢板的高强度化。这是因为，增大钢板的强度时，则能够实现汽车用钢板的薄壁化，从而能够轻量化汽车车体。
另一方面，对于提高汽车的冲撞安全性的社会要求也进一步变高。因此，理想的是开发不仅将钢板高强度化、而且在行进中发生冲撞时的耐冲击性也优异的钢板。汽车用构件的各部位在冲撞时以数10～103/s的高应变速度受到变形，因此用于汽车时需要动态强度特性优异的高强度钢板。
作为动态强度特性优异的高强度钢板，已知有静动差(静态强度与动态强度之差)高的低合金TRIP钢板(加工诱发相变型高强度钢板)、以马氏体为主体且具有第2相的多相组织钢板之类的高强度多相组织钢板。
关于低合金TRIP钢板，例如专利文献1中公开了动态变形特性优异的、用于汽车冲撞能吸收的加工诱发相变型高强度钢板。
作为关于以马氏体为主体且具有第2相的高强度多相组织钢板的现有技术，可列举出下述专利文献。
专利文献2中公开了一种高强度钢板及其制造方法，所述高强度钢板具有由铁素体相和在其中分散的硬质第2相组成的多相组织，前述铁素体相中 的晶体粒径为1.2μm以下的纳米晶粒的平均粒径ds与晶体粒径超过1.2μm的微晶的平均晶体粒径dL满足dL/ds≥3的关系，强度与韧性平衡优异，且静动差为170MPa以上。
专利文献3中公开了由平均粒径为3μm以下的马氏体与平均粒径为5μm以下的铁素体的2相组织组成的、静动比高的热轧钢板及其制造方法。
专利文献4中公开了具有含有75％以上平均粒径为3.5μm以下的铁素体相、且余量由回火马氏体组成的2相组织的、冲击吸收特性优异的冷轧钢板及其制造方法。
专利文献5中公开了通过加入预应变来形成由铁素体与马氏体构成的2相组织、5×102～5×103/s的应变速度下的静动差为60MPa以上的冷轧钢板及其制造方法。
专利文献6中公开了具有由85％以上的贝氏体与马氏体等硬质相组成的多相组织的、耐冲击特性优异的高强度热轧钢板。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：特开平11-80879号公报
专利文献2：特开2006-161077号公报
专利文献3：特开2004-84074号公报
专利文献4：特开2004-277858号公报
专利文献5：特开2000-17385号公报
专利文献6：特开平11-269606号公报
发明内容
发明要解决的问题
为了提高冲击吸收构件的冲击吸收能，作为冲击吸收构件的原材料的钢板的高强度化是有效的。即，钢板的高强度化不仅能够实现薄壁化(轻量化)， 而且能够提高冲击吸收能。这是因为，随着钢板原材料的高强度化，塑性变形所需要的流变应力增大。通常冲击吸收构件通过冲撞产生的塑性变形来吸收冲撞的能量，因此通过高强度化从而使冲击吸收能有增加的倾向。
但是，冲击吸收构件的冲击吸收能大幅依赖于作为原材料的钢板的板厚。这由如下情况明确，例如“塑性与加工”第46卷、第534号641～645页中，关于决定钢板的冲击吸收能的平均载荷(Fave)，下述关系式成立。
Fave∝(σY·t2)/4
(式中，σY：有效流变应力、t：板厚)
有效流变应力意味着某一应变值下的流变应力。
即，平均载荷(Fave)与板厚t的平方成正比。因此，若仅高强度化钢板，则对于冲击吸收构件兼顾薄壁化与高冲击吸收性能具有极限。
另一方面，冲击吸收构件的冲击吸收能还大幅依赖于其形状。这点在例如国际公开第2005/010396号小册子、国际公开第2005/010397号小册子、以及国际公开第2005/010398号小册子中有所公开。
因此，以使由于冲撞而受到冲击时的塑性变形作功量增大的方式优化冲击吸收构件的形状，从而存在将冲击吸收构件的冲击吸收能飞跃性地提高至仅单纯高强度化钢板无法实现的水平的可能性。
但是，即使以使塑性变形作功量增大的方式优化冲击吸收构件的形状，若钢板不具有能够承担其塑性变形作功量的变形能，则汽车发生冲撞时，在结束设想的塑性变形之前，冲击吸收构件提前产生裂纹。其结果，无法使冲击吸收构件的塑性变形作功量增大，也不能飞跃性地提高其冲击吸收能。另外，若冲击吸收构件提前产生裂纹，则可能导致损伤与该冲击吸收构件相邻配置的其他构件等不可预期事态。
如上述专利文献所公开的那样，目前，基于冲击吸收构件的冲击吸收能依赖于钢板的动态强度(静动差或静动比)的技术思想，追求的是提高钢板的动态强度。但是，单纯追求提高钢板的动态强度存在导致变形能显著降低的情况。因此，即使以使塑性变形作功量增大的方式优化冲击吸收构件的形状， 也不一定能够飞跃性地提高冲击吸收构件的冲击吸收能。
进而，目前，以基于上述技术思想所制造的钢板的使用为前提来研究冲击吸收构件的形状，因此从最初开始便以现有钢板的变形能为前提来研究冲击吸收构件的形状的优化。因此，从以使塑性变形作功量增大的方式提高钢板的变形能、并且优化冲击吸收构件的形状的观点出发的研究未充分进行。
如上所述，为了提高冲击吸收构件的冲击吸收能，在以使塑性变形作功量增大的方式高强度化钢板的基础上优化冲击吸收构件的形状是重要的。
对于钢板，为了能够实现可以使塑性变形作功量增大的冲击吸收构件的形状的优化，提高有效流变应力是重要的。若提高钢板的有效流变应力，则变得能够抑制负载冲击载荷时裂纹的产生，并且使钢板的塑性变形作功量增大。
本发明人等为了提高冲击吸收构件的冲击吸收能，对于钢板，关于能够抑制负载冲击载荷时裂纹的产生，同时提高有效流变应力的方法进行了研究，得到如下所述的新见解。
(A)为了提高冲击吸收构件的冲击吸收能，对于作为原材料的钢板，提高赋予5％的真实应变时的有效流变应力(以下，记为“5％流变应力”。)是有效的。
(B)为了抑制负载冲击载荷时冲击吸收构件的裂纹的产生，提高作为原材料的钢板的均匀伸长率和局部韧性是有效的。
(C)为了提高钢板的5％流变应力，提高其屈服强度和低应变区域的加工硬化系数是有效的。
(D)为了提高钢板的屈服强度和低应变区域的加工硬化系数，需要使钢板的钢组织形成为以贝氏体为主相、第2相中含有比贝氏体更硬质的马氏体及残留奥氏体的多相组织。
(E)前述多相组织的第2相中包含的马氏体及残留奥氏体有助于提高钢板的低应变区域的加工硬化系数和均匀伸长率。因此，需要限定马氏体面积率及残留奥氏体面积率的下限。
(F)另一方面，马氏体面积率、残留奥氏体面积率过大时，会导致钢板的局部韧性下降。因此，需要限定马氏体面积率及残留奥氏体面积率的上限。
(G)作为余量组织的铁素体粗大时，应变变得容易向软质的铁素体中集中，钢板的屈服强度下降，且会导致其局部韧性下降。因此，需要限定铁素体的平均粒径的上限。
(H)如上所述，为了提高冲击吸收构件的冲击吸收能，提高钢板的5％流变应力是有效的，为了抑制负载冲击载荷时该构件的裂纹的产生，提高钢板的均匀伸长率和局部韧性是有效的。作为用于实现这些的指标，为了满足近年来严苛的需求，需要使钢板的均匀伸长率与扩孔率之积为300％2以上、且赋予5％的真实应变时的有效流变应力为900MPa以上。
(I)适当抑制作为主相的贝氏体与第2相中包含的马氏体的硬度比时，抑制由塑性变形导致的可动位错的产生，确保更高的屈服强度变得容易。因此，优选的是限定作为主相的贝氏体与马氏体的硬度比的上限。
(J)另一方面，适度增大作为主相的贝氏体与第2相中包含的马氏体的硬度比时，容易实现由含有马氏体获得的低应变区域的加工硬化系数的上升和均匀伸长率的上升。因此，优选的是限定作为主相的贝氏体与马氏体的硬度比的下限。
(K)在将贝氏体作为主相的多相组织钢板中，通过塑性变形，应变向贝氏体集中从而加工硬化的情况受到抑制，使沿贝氏体中的剪切带、晶界产生裂纹得以抑制，提高局部韧性变得容易。另一方面，通过塑性变形抑制第2相过度硬化时，可以避免主相与第2相的硬度差变大，抑制从两者界面产生裂纹，容易实现钢板的局部韧性的提高。
因此，以贝氏体为主相的多相组织钢板中为了进一步得到高局部韧性，优选的是在作为主相的贝氏体与第2相之间适当分配应变。即，优选的是塑性变形时使作为主相的贝氏体与第2相同等程度地加工硬化。作为用于其的指标，适宜使用10％拉伸变形后的加工硬化率的比率。即，在以贝氏体作为主相且第2相中含有马氏体的多相组织钢板中，优选的是对于10％拉伸变形 后的贝氏体的加工硬化率与10％拉伸变形后的马氏体的加工硬化率之比限定上限及下限。
(L)如后面所详细说明的那样，通过组合特定的化学组成、热轧条件、冷轧条件及退火条件，能够得到具有上述显微组织的钢板。
基于上述新见解的本发明是一种钢板，其特征在于，其具有如下的化学组成：以质量％计，C：0.08％以上且0.30％以下、Mn：1.5％以上且3.5％以下、Si+Al：0.50％以上且3.0％以下、P：0.10％以下、S：0.010％以下、N：0.010％以下、Cr：0～0.5％以下、Mo：0～0.5％以下、B：0～0.01％以下、Ti：0～低于0.04％、Nb：0～低于0.030％、V：0～低于0.5％、Ca：0～0.010％以下、Mg：0～0.010％以下、REM：0～0.050％以下以及Bi：0～0.050％以下、余量为Fe及杂质；具有如下的显微组织：以面积％计，含有贝氏体：超过50％、马氏体：3％以上且30％以下以及残留奥氏体：3％以上且15％以下，余量为平均粒径低于5μm的铁素体；并且具有下述机械特性：均匀伸长率与扩孔率之积为300％2以上，赋予5％的真实应变时的有效流变应力为900MPa以上。
此处，“赋予5％的真实应变时的有效流变应力”意味着赋予5％的真实应变使塑性变形开始时，为了继续引起塑性变形所需要的流变应力。该有效流变应力可以根据单纯拉伸中得到的真实应力-真实应变曲线由真实应变5％的真实应力值来求出。
前述显微组织优选满足下述式(1)及(2)：
1.2≤HM0/HB0≤1.6    (1)
0.9≤{(HM10/HM0)/(HB10/HB0)}≤1.3    (2)
式中，
HM0：前述马氏体的初始平均纳米硬度；
HB0：前述贝氏体的初始平均纳米硬度；
HM10：10％拉伸变形后的前述马氏体的平均纳米硬度；
HB10：10％拉伸变形后的前述贝氏体的平均纳米硬度。
平均纳米硬度可以根据实施例中记载的方法来求出。初始平均纳米硬度 意味着赋予拉伸变形前的纳米硬度。
前述化学组成以质量％计可以含有选自由下述组成的组中的1种或2种以上：Cr：0.1％以上且0.5％以下、Mo：0.1％以上且0.5％以下、B：0.0010％以上且0.010％以下、Ti：0.01％以上且低于0.04％、Nb：0.005％以上且低于0.030％、V：0.010％以上且低于0.5％、Ca：0.0008％以上且0.010％以下、Mg：0.0008％以上且0.010％以下、REM：0.0008％以上且0.050％以下以及Bi：0.0010％以上且0.050％以下。
在另一方面中，本发明涉及一种冲击吸收构件，其特征在于，所述冲击吸收构件具有通过发生轴向挤压而塑性变形成蛇腹状来吸收冲击能的冲击吸收部，前述冲击吸收部由上述钢板形成。
进而，在另一个方面中，本发明涉及一种钢板的制造方法，其特征在于，具有下述工序(A)～(C)：
(A)热轧工序：对具有上述的化学组成的板坯实施在Ar3点以上完成轧制的多道次热轧，将获得的钢板在轧制完成后0.4秒钟内开始冷却，并且在平均冷却速度为600℃/秒钟以上、且从自最终轧制道次前数2个道次的轧制道次的轧制完成至冷却到720℃所需要的时间为4秒钟以下的冷却条件下冷却到620℃以上且720℃以下的温度范围，并在所述温度范围内保持1秒钟以上且10秒钟以下后，以10℃/秒钟以上且100℃/秒钟以下的平均冷却速度冷却至300℃以上且610℃以下的温度范围，并进行卷取，从而得到热轧钢板；
(B)冷轧工序：对通过前述热轧工序得到的热轧钢板实施40％以上且70％以下压下率的冷轧，从而得到冷轧钢板；以及，
(C)退火工序：将通过所述冷轧工序得到的冷轧钢板在(Ac3点-30℃)以上且(Ac3点+100℃)以下的温度范围内保持10秒钟以上且300秒钟以下，接着以15℃/秒钟以上的平均冷却速度冷却至500℃以上且650℃以下的温度范围，并且实施在300℃以上且500℃以下的温度范围内保持30秒钟以上且3000秒钟以下的热处理。
本发明的钢板适宜作为具有通过发生轴向挤压而塑性变形成蛇腹状来吸收冲击能的冲击吸收部的冲击吸收构件中的该冲击吸收部的原材料，特别适宜作为汽车用冲击吸收构件的原材料。具体而言，本钢板优选的是，用作例如具有有闭合截面的筒状本体的汽车碰撞吸能盒(在支撑保险杆加强件的同时，安装于例如侧梁(side member)之类的车身壳体(body shell)，由于负载来自保险杆加强梁的冲击载荷而发生轴向挤压从而塑性变形成蛇腹状)的原材料。本钢板还可以有效用作汽车的侧梁、前框架(front upper rail)、下边梁(side sill)、横梁(cross member)的原材料。
由本发明的钢板制造冲击吸收构件时，能够抑制或消除负载冲击载荷时裂纹的产生，并且能够得到有效流变应力高的冲击吸收构件，可以飞跃性地提高冲击吸收构件的冲击吸收能。通过将所述冲击吸收构件应用于汽车等制品中，变得能够进一步提高该制品的冲撞安全性，因此本发明在产业上是极其有益的。
附图说明
图1是表示冲击吸收构件的应用部位的例子的说明图。
图2是表示冲击吸收部形状的一个例子的二视图。
图3是表示冲击吸收部形状的一个例子的二视图。
具体实施方式
以下，关于本发明更具体地进行说明。需要说明的是，以下说明中，关于钢的化学组成的％全部为质量％。以下说明以例示本发明为目的，但本发明不限制于此。
1.化学组成
(1)C：0.08％以上且0.30％以下
C具有促进作为主相的贝氏体及第2相中包含的马氏体及残留奥氏体的 生成的作用。C还具有通过提高马氏体的强度来提高钢板的拉伸强度的作用。进而，C具有通过固溶强化来强化钢、提高钢板的屈服强度及拉伸强度的作用。
C含量低于0.08％时，存在难以得到由上述作用产生的效果的情况。因此，C含量设为0.08％以上。优选超过0.12％，进一步优选超过0.14％。另一方面，C含量超过0.30％时，存在过量生成马氏体、奥氏体，导致钢板的局部韧性显著下降的情况。另外，熔接性的劣化变得显著。因此，C含量设为0.30％以下。优选低于0.20％，进一步优选低于0.19％。
(2)Mn：1.5％以上且3.5％以下
Mn具有促进作为主相的贝氏体及第2相中包含的马氏体及残留奥氏体的生成的作用。Mn还具有通过固溶强化来强化钢、提高钢板的屈服强度及拉伸强度的作用。进而，Mn通过固溶强化来提高贝氏体的强度，因此具有通过提高高应变负载条件下的贝氏体的硬度来提高钢板的局部韧性的作用。
Mn含量低于1.5％时，存在难以得到由上述作用产生的效果的情况。因此，Mn含量设为1.5％以上。优选超过1.8％，进一步优选超过2.0％，特别优选超过2.2％。另一方面，Mn含量超过3.5％时，使贝氏体相变过度延迟，其结果无法实现残留奥氏体的稳定化，变得难以确保规定残留奥氏体。因此，Mn含量设为3.5％以下。优选低于3.1％，进一步优选低于2.8％，特别优选低于2.5％。
(3)Si+Al：0.50％以上且3.0％以下
Si及Al具有通过抑制贝氏体中的碳化物的生成来促进残留奥氏体的生成，提高钢板的均匀韧性、局部韧性的作用。另外，具有通过固溶强化来强化钢、提高钢板的屈服强度及拉伸强度的作用。进而，通过固溶强化来提高贝氏体的强度，因此具有通过提高高应变负载条件下的贝氏体的硬度来提高钢板的局部韧性的作用。
Si及Al的总计含量(以下，也称为“(Si+Al)含量”。)低于0.50％时，难以得到由上述作用产生的效果。因此，(Si+Al)含量设为0.50％以上。优选为1.0％ 以上，进一步优选为1.3％以上。另一方面，(Si+Al)含量即便设为3.0％以上，由上述作用产生的效果也会发生饱和而在成本方面变得不利。另外，导致相变点的高温化而阻碍生产率。因此，(Si+Al)量设为3.0％以下。优选为2.5％以下，进一步优选为低于2.2％，特别优选为低于2.0％。
Si具有优异的固溶强化能力，因此Si含量优选设为0.50％以上，进一步优选设为1.0％以上。另一方面，Si具有使钢板的化学转化处理性、熔接性下降的作用，因此Si含量优选设为低于1.9％，进一步优选设为低于1.7％，特别优选设为低于1.5％。
(4)P：0.10％以下
P一般作为杂质含有，具有偏析至晶界使钢脆化，促进负载冲击载荷时裂纹的产生的作用。P含量超过0.10％时，上述作用导致的钢脆化变得显著，变得难以抑制负载冲击载荷时裂纹的产生。因此，P含量设为0.10％以下。优选为低于0.020％，进一步优选为低于0.015％。
(5)S：0.010％以下
S一般作为杂质含有，具有在钢中形成硫化物系夹杂物而使成形性劣化的作用。S含量超过0.010％时，上述作用产生的影响显著化。因此，S含量设为0.010％以下。优选为0.005％以下，进一步优选为低于0.003％，特别优选为0.001％以下。
(6)N：0.010％以下
N一般作为杂质含于钢中，具有使钢板的韧性劣化的作用。N含量超过0.010％时，该韧性降低变得显著。因此，N含量设为0.010％以下。优选为0.0060％以下，进一步优选为0.0050％以下。
以下所说明的元素为根据需要能够含于钢的任意元素。
(7)选自由Cr：0.5％以下、Mo：0.5％以下及B：0.01％以下组成的组中的1种或2种以上
Cr、Mo及B具有提高淬火性、促进贝氏体生成的作用。另外，具有促进马氏体、残留奥氏体生成的作用。而且，还具有通过固溶强化来强化钢、 提高钢板的屈服强度及拉伸强度的作用。因此，也可以含有选自由Cr、Mo及B组成的组中的1种或2种。
但是，Cr含量超过0.5％、或者Mo含量超过0.5％、或者B含量超过0.01％时，存在导致钢板的均匀伸长率、局部韧性显著降低的情况。因此，Cr含量设为0.5％以下、Mo含量设为0.5％以下、B含量设为0.01％以下。为了更确实地得到由上述作用产生的效果，优选的是满足Cr：0.1％以上、Mo：0.1％以上及B：0.0010％以上的任一者。
(8)选自由Ti：低于0.04％、Nb：低于0.030％及V：低于0.5％组成的组中的1种或2种以上
Ti、Nb及V具有在钢中形成碳氮化物等，从而抑制退火中奥氏体的晶粒生长、并使裂纹敏感性下降的作用。另外，还具有在贝氏体中析出而通过析出强化的作用从而提高钢板的屈服强度的作用。因此，也可以含有Ti、Nb及V的1种或2种以上。
但是，即便Ti含量设为0.04％以上、Nb含量设为0.030％以上、V含量设为0.5％以上，上述作用产生的效果也会饱和而在成本上变得不利。因此，Ti含量设为低于0.04％、Nb含量设为低于0.030％、V含量设为低于0.5％。Ti含量优选设为低于0.020％。Nb含量优选设为低于0.020％，进一步优选设为0.015％以下。V含量优选设为0.30％以下。为了更确实地得到由上述作用产生的效果，优选的是满足Ti：0.01％以上、Nb：0.005％以上及V：0.010％以上的任一者。含有Nb时，Nb含量进一步优选设为0.010％以上。
(9)选自由Ca：0.010％以下、Mg：0.010％以下、REM：0.050％以下及Bi：0.050％以下组成的组中的1种或2种以上
Ca、Mg及REM控制夹杂物的形状，Bi使凝固组织细微化，从而均具有提高钢板的局部韧性的作用。因此，也可以含有这些元素的1种或2种以上。
但是，对于Ca及Mg含有超过0.010％时，或者对于REM含有超过0.050％时，会导致钢中生成大量粗大的氧化物，损害钢板的成形性。对于Bi含有超过0.050％时，在晶界中偏析、损害熔接性。因此，各元素的含量如上所述地 规定。Ca、Mg及REM的含量分别优选设为0.0020％以下，Bi的含量优选设为0.010％以下。为了更确实地得到由上述作用产生的效果，优选的是满足Ca：0.0008％以上、Mg：0.0008％以上、REM：0.0008％以上及Bi：0.0010％的任一条件。
此处，REM意味着Sc、Y及镧系元素的总计17种元素，为镧系元素时，在工业上以混合稀土合金(misch metal)的形式来添加。需要说明的是，本发明中REM的含量意味着这些元素的总计含量。
2.显微组织
(1)多相组织
为了得到高屈服强度与低应变区域的高加工硬化系数从而提高有效流变应力，本发明的钢板的钢组织为以贝氏体为主相，并在第2相中含有马氏体及残留奥氏体的多相组织。第2相的余量为铁素体。
(2)贝氏体的面积率：超过50％
以贝氏体为主相的多相组织钢板中，贝氏体面积率对钢板的屈服强度产生影响。即，通过提高贝氏体的面积率来提高屈服强度。贝氏体的面积率低于50％时，由于屈服强度不足而变得难以得到具有良好冲击吸收能的冲击吸收构件。因此，贝氏体的面积率设为超过50％以上。
(3)马氏体面积率：3％以上且30％以下
以贝氏体为主相的多相组织钢板中，马氏体通过提高钢板的屈服强度和低应变区域的加工硬化率，而具有提高钢板的5％流变应力的作用。另外，还具有提高钢板的均匀伸长率的作用。马氏体面积率低于3％时，由于5％流变应力、均匀伸长率不足，难以得到具有良好冲击吸收能的冲击吸收构件。因此，马氏体面积率设为3％以上。优选设为5％以上。另一方面，马氏体面积率超过30％超时，钢板的局部韧性下降，容易产生由不稳定压曲(buckling)导致的裂纹。因此，马氏体的面积率设为30％以下。马氏体的面积率优选为25％以下，进一步优选为15％以下。
(4)残留奥氏体面积率：3％以上且15％以下
以贝氏体为主相的多相组织钢板中，残留奥氏体通过提高其屈服强度和低应变区域中的加工硬化率，从而具有提高钢板的5％流变应力的作用。另外，还具有提高钢板的均匀伸长率的作用。残留奥氏体面积率低于3％时，由于5％流变应力、均匀伸长率不足，变得难以得到具有良好冲击吸收能的冲击吸收构件。因此，残留奥氏体面积率设为3％以上。另一方面，残留奥氏体面积率超过15％时，钢板的局部韧性下降，容易产生由不稳定压曲导致的裂纹。因此，残留奥氏体的面积率设为15％以下。
(5)余量组织即铁素体的平均粒径：低于5μm
作为余量组织的铁素体的平均粒径为5μm以上时，应变容易向软质的铁素体集中，屈服强度下降，变得难以提高钢板的5％流变应力。另外，钢板的局部韧性下降，难以抑制负载冲击载荷时裂纹的产生。因此，铁素体的平均粒径设为5μm以下。优选低于4.0μm，进一步优选低于3.0μm。铁素体的平均粒径的下限没有特别规定。
铁素体的面积率没有特别规定，但下限优选设为1％以上，进一步优选设为5％以上。另一方面，上限优选设为20％以下，进一步优选设为15％以下，特别优选设为10％以下。
(6)贝氏体与马氏体的硬度比：1.2≤HM0/HB0≤1.6
通过将第2相中含有的马氏体的初始平均纳米硬度(HM0)相对于作为主相的贝氏体的初始平均纳米硬度(HB0)的硬度比(HM0/HB0)设为1.2以上，从而容易实现由于含有马氏体而达成的低应变区域的加工硬化系数的提高及均匀伸长率的提高，能够高效抑制裂纹的产生。因此，上述硬度比(HM0/HB0)优选设为1.2以上。
另一方面，通过将上述硬度比(HM0/HB0)设为1.6以下，能够适当抑制贝氏体主相与硬质第2相间的硬度比，通过塑性变形抑制可动位错的产生，因此容易实现钢板的屈服强度的提高。从而容易提高冲击吸收能、得到具有良好的冲击吸收能的冲击吸收构件。因此，上述硬度比(HM0/HB0)优选设为1.6以下。
(7)马氏体相对于贝氏体的加工硬化率比：0.9≤{(HM10/HM0)/(HB10/HB0)}≤1.3
以贝氏体作为主相的多相组织钢板中，通过塑性变形抑制应变向贝氏体集中、加工硬化时，使沿贝氏体中的剪切带、晶界的裂纹的产生得以抑制、提高钢板的局部韧性变得容易。另一方面，通过塑性变形抑制第2相过度硬化时，抑制主相与第2相之间的硬度差增大、抑制从两者界面产生的裂纹、提高钢板的局部韧性变得容易。因此，为了在以贝氏体为主相的多相组织钢板中得到更高的局部韧性，优选的是在作为主相的贝氏体与第2相之间适当分配应变。即，塑性变形时，优选的是使作为主相的贝氏体与第2相以同等程度加工硬化。作为其指标，适宜使用10％拉伸变形后的加工硬化率的比率，优选的是以贝氏体作为主相并在第2相中含有马氏体的多相组织钢板中，针对作为最硬质的相的马氏体的10％拉伸变形后的加工硬化率相对于10％拉伸变形后的贝氏体的加工硬化率之比限定上限及下限。
具体而言，作为马氏体的加工硬化率(HM10/HM0)相对于贝氏体的加工硬化率(HB10/HB0)之比的加工硬化率比{(HM10/HM0)/(HB10/HB0)}优选限定上限及下限，所述马氏体的加工硬化率(HM10/HM0)由马氏体的初始平均纳米硬度(HM0)及10％拉伸变形后的马氏体的平均纳米硬度(HM10)求出，所述贝氏体的加工硬化率(HB10/HB0)由贝氏体的初始平均纳米硬度(HB0)及10％拉伸变形后的贝氏体的平均纳米硬度(HB10)求出。
将上述加工硬化率比设为0.9以上时，通过塑性变形抑制应变向贝氏体集中、加工硬化，沿贝氏体中的剪切带、晶界产生裂纹得以抑制，提高钢板的局部韧性。因此，上述加工硬化率比优选设为0.9以上。另一方面，上述加工硬化率比设为1.3以下时，抑制马氏体过度硬化，仍然提高钢板的局部韧性。因此，上述加工硬化率比优选设为1.3以下。
3.机械特性
本发明的钢板的机械特性为均匀伸长率与扩孔率之积为300％2以上，且赋予5％的真实应变时的有效流变应力(以下，称为5％有效流变应力)为 900MPa以上。
如上所述，为了提高冲击吸收构件的冲击吸收能，提高作为原材料的钢板的5％流变应力是有效的，为了抑制负载冲击载荷时裂纹的产生，提高钢板的均匀伸长率和局部韧性是有效的。作为用于实现这些的指标，为了符合近年来严苛的需求，要求均匀伸长率与扩孔率之积为300％2以上且5％有效流变应力为900MPa以上。因此，设为具有这样机械特性的钢板。均匀伸长率与扩孔率之积优选为400％2以上，5％有效流变应力优选为930MPa以上。
作为本发明的钢板的其它机械特性，理想的是YS为600MPa以上、TS为900MPa以上。
4.用途
上述钢板优选用于具有通过发生轴向挤压而塑性变形成蛇腹状来吸收冲击能的冲击吸收部的冲击吸收构件中的该冲击吸收部。
该冲击吸收部应用本发明的钢板时，抑制或消除负载冲击载荷时的冲击吸收构件的裂纹的产生。同时，由于有效流变应力高，因此能够飞跃性地提高上述冲击吸收构件的冲击吸收能。这可以通过冲击吸收构件的挤压试验(squeezing test)中显示适当的平均挤压载荷和高稳定压曲率(未发生裂纹的试验体的比例)来证实。
图1是表示汽车中的冲击吸收构件的应用部位的例子的说明图。作为具有通过发生轴向挤压而塑性变形成蛇腹状来吸收冲击能的冲击吸收部的冲击吸收构件，例如在汽车构件中可以例示出图1用网状线的部分表示的构件(前碰撞吸能盒2及后碰撞吸能盒3、前侧梁4及后侧梁5、前框架6、下边梁7等)、横梁8等构件。进而，也能够应用于保险杆加强梁11、中心立柱12。图1中，Fr.Impact意味着前方冲撞，Rr.Impact意味着后方冲撞。
图2、3均为表示冲击吸收部的形状的例子的二视图。
作为上述冲击吸收部的形状，适宜为闭合截面的筒状体，例如可以例示出具有如图2所示的四边形闭合截面、图3所示的八边形闭合截面的筒状体。需要说明的是，图2及图3中示出了轴方向的截面形状固定的例子，但不限制 于这些，也可以为连续变化的形状。另外，图2及图3中示出了截面形状为四边形、八边形的例子，但截面形状不限制于这些，可以为任意多边形。
一般来说，对于这种汽车的冲击吸收构件通过实施如下加工来制作：由钢板通过例如弯曲加工和熔接形成闭合截面的筒状体，根据需要对得到的筒状体进一步实施二维或三维的弯曲加工等。
5.镀层
还可以在上述钢板的表面以提高耐腐蚀性等为目的设置镀层而形成表面处理钢板。镀层可以为电镀层，也可以为熔融镀层。作为电镀层，可例示出电镀锌层、电镀Zn-Ni合金层等。作为熔融镀层，可例示出熔融锌镀层、合金化熔融锌镀层、熔融铝镀层、熔融Zn-Al合金镀层、熔融Zn-Al-Mg合金镀层、熔融Zn-Al-Mg-Si合金镀层等。镀层附着量没有特别限制，与现有相同即可。另外，在镀覆后实施适当的化学转化处理(例如，硅酸盐系无铬化学转化处理液的涂布与干燥)，能够进一步提高耐腐蚀性。
6.制造方法
具有上述化学组成、显微组织及机械特性的钢板可以根据具有下述工序(A)～(C)的方法来制造：
(A)热轧工序：对具有前述化学组成的板坯实施在Ar3点以上完成轧制的多道次热轧，将得到的钢板在轧制结束后0.4秒钟以内开始冷却，并且在平均冷却速度为600℃/秒钟以上、且从自最终轧制道次前数2个道次的轧制道次的轧制完成至冷却到720℃所需要的时间为4秒钟以下的冷却条件下冷却到620℃以上且720℃以下的温度范围，并在前述温度范围内保持1秒钟以上且10秒钟以下后，以10℃/秒钟以上且100℃/秒钟以下的平均冷却速度冷却至300℃以上且610℃以下的温度范围，并进行卷取，从而得到热轧钢板；
(B)冷轧工序：对通过前述热轧工序得到的热轧钢板实施40％以上且70％以下压下率的冷轧，从而得到冷轧钢板；以及，
(C)退火工序：将通过前述冷轧工序得到的冷轧钢板在(Ac3点-30℃)以上且(Ac3点+100℃)以下的温度范围内保持10秒钟以上且300秒钟以下，接着以 15℃/秒钟以上的平均冷却速度冷却至500℃以上且650℃以下的温度范围，并且实施在300℃以上且500℃以下的温度范围内保持30秒钟以上且3000秒钟以下的热处理。
上述显微组织可以通过应用上述制造条件而容易地得到。其原因尚不明确，可以定性地认为是如下所述的原因。
即，通过应用上述热轧条件，铁素体与其它硬质相形成细微且均匀分散的显微组织。通过对该显微组织实施上述冷轧，进一步均匀化组织，促进后续的退火工序中重结晶。其结果，高水平地达成退火后的组织的细微化与均匀化。特别是通过应用上述退火条件，飞跃性地抑制铁素体的晶粒生长。这是铁素体从退火前开始细微且均匀地分散，以及细微且均匀分散的其它硬质相作为奥氏体相变的优先核生成位点，抑制铁素体的晶粒生长的结果。进而，通过细微且均匀分散的其它硬质相作为奥氏体相变的优先核生成位点，相变后的奥氏体也从最初开始细微且均匀地分散。并且，通过上述细微分散的铁素体，可以飞跃性地抑制相变后的奥氏体的晶粒生长。可以认为通过这些协同作用，得到细微且均匀的组织，从而能够实现上述显微组织。
(A)热轧工序
对具有上述化学组成的板坯，实施在Ar3点以上完成轧制的多道次热轧，将得到的钢板在轧制结束后0.4秒钟以内开始冷却，并且在平均冷却速度为600℃/秒钟以上、且从自最终轧制道次前数2个道次的轧制道次的轧制完成至冷却到720℃所需要的时间为4秒钟以下的冷却条件下冷却到620℃以上且720℃以下的温度范围，并在前述温度范围内保持1秒钟以上且10秒钟以下后，以10℃/秒钟以上且100℃/秒钟以下的平均冷却速度冷却至300℃以上且610℃以下的温度范围，并进行卷取，从而得到热轧钢板。
为了在实施后述的冷轧及退火后得到上述显微组织，如上所述，重要的是控制作为其母材的热轧钢板的显微组织。
轧制为多道次的轧制。每1道次的压下率优选设为15％以上且60％以下。增大每1道次的压下率时，可以向奥氏体中导入更多的应变，因此通过其后 的相变生成的铁素体的晶粒被细微化，热轧钢板的组织被细微化。因此，特别是对于从自最终轧制道次前数2个道次的轧制道次至最终轧制道次的这3个道次，每1道次的压下率优选设为20％以上。该压下率进一步优选为22％以上，特别优选为30％以上。另一方面，从确保轧制载荷及板形状的控制性的观点出发，每1道次的压下率优选设为低于50％。特别是希望容易地控制板形状时，每1道次的压下率优选设为45％以下。
对于轧制完成温度，为了使热轧钢板的显微组织形成细微且均匀的组织，轧制完成后需要使奥氏体相变为铁素体。因此，轧制完成温度设为Ar3点以上。从避免增大轧制载荷的观点出发，该温度优选设为780℃以上。从热轧钢板的组织细微化的观点出发，轧制完成温度只要在Ar3点以上或780℃以上的温度范围，则优选较低温度。这是因为轧制完成温度越低，越可以高效贮存通过轧制导入至奥氏体的加工应变，促进热轧钢板的显微组织的细微化。另一方面，从热轧钢板的组织均匀化的观点出发，轧制完成温度优选设为850℃以上。进一步优选为900℃以上。这是因为通过适当提高轧制完成温度，从而可以实现铁素体以及其它硬质相的均匀分散化，从而进一步提高冷轧及退火后的钢板的成形性。需要说明的是，从抑制通过轧制导入至奥氏体的加工应变的释放、高效地促进热轧钢板的显微组织的细微化的观点出发，轧制完成温度优选设为980℃以下。进一步优选为设为930℃以下。
以抑制通过轧制导入至奥氏体的加工应变在冷却中的释放、冷却后以该加工应变作为驱动力使奥氏体一次性相变为铁素体、生成具有细微的铁素体晶粒的组织的方式进行轧制完成后的冷却。因此，在轧制完成后0.4秒钟以内开始冷却，并且在平均冷却速度为600℃/秒钟以上、且从自最终轧制道次前数2个道次的轧制道次的轧制完成至冷却到720℃所需要的时间为4秒钟以下的冷却条件下，冷却到620℃以上且720℃以下的温度范围。且从自最终轧制道次前数2个道次的轧制道次的轧制完成至冷却到720℃所需要的时间优选为3.5秒钟以下。此时的平均冷却速度优选为900℃/秒钟以上，进一步优选为超过1000℃/秒钟。该冷却在实施例中称为1次冷却。
对于这种热轧后的立刻骤冷，可以通过紧邻最终轧制轧机之后配置的、能够将大流量的冷却水向刚轧制后的钢板以高压喷射的水冷装置来实现。
620℃以上且720℃以下的温度范围是使铁素体相变活跃化的温度范围。将以通过应用上述冷却条件从而抑制导入至奥氏体的加工应变的释放的状态进行过冷却的钢板保持在该温度范围，从而可以将奥氏体的加工应变作为驱动力一次性引起铁素体相变。其结果，不仅在奥氏体晶界，而且从晶粒内也析出铁素体，以高密度发生铁素体相变的核生成，因此能够产生细微的铁素体晶粒均匀分散而成的组织。为此，将在上述条件下冷却至620℃以上且720℃以下的温度范围的钢板在该温度范围保持1秒钟以上。另一方面，上述温度范围的保持时间超过10秒钟时，存在促进铁素体的晶粒生长的情况，因此，上述温度范围的保持时间设为10秒钟以下。该温度保持的保持时间短，因此也可以通过将冷却设为空气冷却来实现。即，尽可能在上述温度范围内保持1秒钟以上，钢板温度缓慢下降也不要紧。
持续保持上述温度，将钢板以10℃/秒钟以上且100℃/秒钟以下的平均冷却速度冷却至300℃以上且610℃以下的温度范围，进行卷取。该冷却在实施例中称为2次冷却。继续上述轧制、冷却及温度保持，通过进行这样的冷却及卷取，从而可以使热轧钢板的显微组织由细微的初析铁素体、和贝氏体或贝氏体铁素体构成，同时能够形成细微且均匀分散的组织。其结果，在冷轧及退火中，能够实现上述显微组织。
上述平均冷却速度低于10℃/秒钟时，存在沿着偏析粗大的珠光体析出并产生带状组织，或者导致铁碳化物的粗大化的情况。产生带状组织时，在冷轧后的退火工序中出现铁素体的粗大化容易进展的区域，退火后变得无法实现铁素体的细微化、组织的均匀化。铁氧化物粗大化时，在冷轧后的退火过程中变得难以抑制铁素体的晶粒生长，变得无法达成铁素体的细微化。因此，上述平均冷却速度设为10℃/秒钟以上。优选为15℃/秒钟以上，进一步优选为20℃/秒钟以上。另一方面，上述平均冷却速度超过100℃/秒钟时，存存损害钢板的平坦度的情况。因此，上述平均冷却速度设为100℃/秒钟以下。 优选为80℃/秒钟以下。
卷取温度低于300℃时，热轧钢板的硬化变得显著，阻碍冷轧性。因此，卷取温度设为300℃以上。优选为350℃以上。另一方面，卷取温度超过610℃时，会产生与平均冷却速度低于10℃/秒钟时相同的问题。因此，卷取温度设为610℃以下。优选为500℃以下。
对于供于热轧的板坯，将具有上述化学组成的钢熔炼后通过连续铸造或铸造及初轧形成板坯。从生产率的观点出发，优选使用连续铸造。另外，使用连续铸造时，为了通过夹杂物控制提高耐裂纹性，优选在铸模内进行基于外部磁场或机械搅拌的钢水流动。如此获得的板坯可以供于直接热轧，也可以在进行保温或再加热后供于热轧。
供于热轧的板坯的温度为了防止奥氏体的粗大化优选设为低于1280℃，进一步优选设为1250℃以下，特别优选设为1200℃以下。供于热轧的板坯的温度的下限没有特别限定，如前所述，只要能够在Ar3点温度以上完成轧制即可。
热轧包含粗热轧和精热轧，通常上述板坯通过粗热轧形成粗棒，将得到的粗棒通过精热轧形成热轧钢板。此时，对通过粗热轧得到的粗棒，优选的是在供于精热轧前进行再加热至1000℃以上。进一步优选再加热至1050℃以上。
对于粗棒的加热，例如可以在精热轧轧机组前侧设置加热装置，通过感应加热、通电加热或以气体、红外线加热器为热源的加热来实施。进行这种粗棒的加热时，接着利用高压水实施除氧化皮，从而能够高效地去除2次氧化皮，能够抑制源于氧化皮的冷却变动、表面瑕疵的产生。优选将上述板坯的再加热温度设为1050℃以上。
(B)冷轧工序
对上述热轧工序中得到的热轧钢板实施40％以上且70％以下的压下率的冷轧，从而形成冷轧钢板。
对于热轧钢板，按照通常方法通过酸洗等进行脱氧化皮后，实施冷轧。 通过冷轧，促进后续的退火工序中的重结晶，并且使退火后的显微组织细微且均匀化，因此冷轧的压下率设为40％以上。另一方面，压下率过高时，轧制载荷增大、轧制变难，因此冷轧的压下率设为70％以下。优选低于60％。对于冷轧后的钢板，根据需要实施脱脂处理后供于退火。
(C)退火工序
对上述冷轧工序中得到的冷轧钢板进行如下工序：在(Ac3点-30℃)以上且(Ac3点+100℃)以下的温度范围内保持10秒钟以上且300秒钟以下，接着以15℃/秒钟以上的平均冷却速度冷却至500℃以上且650℃以下的温度范围，实施在300℃以上且500℃以下的温度范围内保持30秒钟以上且3000秒钟以下的热处理，进行退火。
通过对上述冷轧钢板按照上述条件实施退火，从而能够得到作为目标的显微组织。
对于退火，首先在(Ac3点-30℃)以上且(Ac3点+100℃)以下的温度范围内保持10秒钟以上且300秒钟以下。实施例中，将保持该温度称为均热。该保持温度(实施例中的均热温度)低于(Ac3点-30℃)时，奥氏体化变得不充分，存在退火后无法达成作为目标的显微组织的情况。因此，保持温度设为(Ac3点-30℃)以上。优选超过(Ac3点-20℃)，进一步优选超过(Ac3点-10℃)，特别优选超过(Ac3点+20℃)。
从组织控制的稳定性的观点出发，至(Ac3点-30℃)以上且(Ac3点+100℃)以下的温度范围为止的加热优选以低于20℃/秒钟的加热速度加热至500℃以上的温度范围来进行。
上述温度范围下的保持时间(实施例中的均热时间)低于10秒钟时，均匀的组织控制变难，存在无法达成作为目标的显微组织的情况。因此，保持时间设为10秒钟以上。优选设为60秒钟以上。
另一方面，上述保持温度超过(Ac3点+100℃)或者上述保持时间超过300秒钟时，即使应用上述热轧工序及冷轧工序，也难以抑制奥氏体的晶粒生长，存在退火后无法得到作为目标的组织的情况。因此，上述保持温度设为(Ac3 点+100℃)以下，上述保持时间设为300秒钟以下。上述保持温度优选为(Ac3点+50℃)以下，进一步优选为(Ac3点+30℃)以下。另外，优选设为950℃以下。上述保持时间优选低于200秒钟。
追求通过提高铁素体的体积率来提高韧性的情况下，在(Ac3点-30℃)以上且(Ac3点+100℃)以下的温度范围内保持10秒钟以上且300秒钟以下后，优选以低于10℃/秒钟的冷却速度冷却至50℃以上。该冷却在实施例中称为缓慢冷却。此时的冷却速度优选设为低于5.0℃/秒钟，进一步优选设为低于3.0℃/秒钟，特别优选设为低于2.0℃/秒钟。为了进一步提高铁素体体积率，优选将此时的冷却量设为80℃以上，进一步优选设为100℃以上。另一方面，为了得到作为目标的组织，优选对铁素体体积率进行某种程度抑制，因此冷却量优选设为200℃以下。进一步为160℃以下。
接着，以15℃/秒钟以上的平均冷却速度冷却至500℃以上且650℃以下的温度范围，在300℃以上且500℃以下的温度范围内保持30秒钟以上且3000秒钟以下，从而制造作为目标的显微组织。上述平均冷却速度低于15℃/秒钟时，过量生成铁素体，存在退火后无法得到作为目标的组织的情况。因此，上述平均冷却速度设为15℃/秒钟以上。优选为30℃/秒钟以上，进一步优选为40℃/秒钟以上。从组织控制的观点出发，不需要对上述平均冷却速度的上限进行特别规定。但是，上述平均冷却速度极高时，存在产生冷却不均而损害板形状的情况。因此，上述平均冷却速度优选设为150℃/秒钟以下。进一步优选为低于130℃/秒钟。
实施例中，将该冷却称为骤冷。只要在500℃以上且650℃以下的温度范围内为该骤冷即可。因此，骤冷的开始温度为650℃以上即可，骤冷的停止温度为500℃以下且300℃以上即可。
在300℃以上且500℃以下的温度范围内保持30秒钟以上是为了产生规定量的残留奥氏体，此时的保持温度超过500℃时，变得难以得到作为目标的组织。上述温度范围优选设为330℃以上且450℃以下的温度范围，进一步优选设为350℃以上且430℃以下的温度范围。另外，上述温度范围中的保持 时间优选设为200秒钟以上。从生产率的观点出发，上述温度范围中的保持时间的上限设为3000秒钟以下。
对于在300℃以上且500℃以下的温度范围内保持30秒钟以上且3000秒钟以下之后的到常温为止的冷却，为了提高高冲击吸收特性与耐裂纹性的平衡，优选以2℃/秒钟以上且低于30℃/秒钟的冷却速度冷却至170℃以上且300℃以下的温度范围。该冷却速度优选为5℃/秒钟以上且20℃/秒钟以下。
制造镀覆钢板时，对按照上述方法制造的冷轧钢板根据通常方法进行电镀、熔融镀覆即可，对于镀覆方法、镀覆覆膜的化学组成、镀覆后是否有合金化处理没有限定。为熔融镀覆时，在基于上述热处理的退火工序中，在300℃以上且500℃以下的温度范围内保持30秒钟以上且3000秒钟以下后，接着在钢板的制造线内实施熔融镀覆即可。对于镀覆种类的例子，如上所述。
对于如此得到的冷轧钢板及镀层钢板，按照通常方法进行调质轧制即可。从确保良好的韧性的观点出发，调质轧制的延伸率优选设为1.0％以下。进一步优选为0.5％以下。
实施例
使用具有表1所示化学组成的板坯(厚：30mm、宽：160～250mm、长：70～90mm)进行实验。任意板坯均为通过进行如下操作得到的钢板：在将180kg的钢水进行真空熔炼、铸造后，将得到的铸坯在炉内温度1250℃下进行加热，并在950℃以上的温度下进行热锻造。
对各板坯，在1200℃下实施1小时以内的再加热后，使用热轧试验机进行4道次的粗热轧，进而实施3道次的精热轧，从而得到板厚：3mm的热轧钢板。热轧条件如表2所示。表2中，1次冷却意味着热轧刚完成后的冷却，空气冷却意味着1次冷却完成后实施的缓慢冷却，2次冷却意味着空气冷却后到卷取温度为止的冷却。1次冷却与2次冷却均为水冷。
对得到的热轧钢板实施冷轧至板厚：1.6mm(压下率：47％)为止，然后使用连续退火模拟装置，在表3所示条件下实施用于退火的热处理。表3中，均热温度意味着用于退火的加热温度，均热时间意味着该加热温度下的保持 时间，缓慢冷却速度意味着在均热后实施缓慢冷却时的冷却速度，骤冷意味着缓慢冷却后的冷却，保持时间意味着骤冷停止温度下的保持时间。缓慢冷却利用空气冷却来实施，骤冷利用水冷来实施。骤冷停止后的保持利用装置附带的红外线加热器来实施。
以下各表中，带有下划线的数值或记号表示处于本发明规定的范围外。
表1

表2

1)从自最终轧制道次前数2个道次的轧制道次的轧制完成至冷却到720℃所需要的时间
表3

针对如此得到的各冷轧钢板进行以下调查。
·拉伸试验
采集JIS5号拉伸试验片并进行拉伸试验，从而求出屈服强度(YS：0.2％耐力)、拉伸强度(TS)、均匀伸长率(u-El)。另外，该拉伸试验中，采集真实应力-真实应变曲线，由5％真实应变的流变应力求出5％有效流变应力(表5中的5％流变应力)。
·扩孔试验
扩孔试验根据日本铁钢联盟规格JFS T 1001-1996来进行，求出扩孔率(HER)。
·马氏体面积率
将钢板的与轧制方向平行的截面进行镜面研磨后，利用电解研磨去除应变，在板厚的1/4深的位置处进行EBSD解析，由晶界表面的取向差图及图像质量图(image quality map)求出马氏体的面积率。马氏体显示出内部的位错密度较高、EBSD的图像质量显示比其他明显低的值，容易分离/判定。
·残留奥氏体面积率
通过钢板的与轧制方向平行的截面的机械研磨及100μm的化学研磨，使钢板板厚的1/4深的位置露出，利用X射线衍射装置测定γ(111)、(200)、(220)面的衍射强度，从而求出残留奥氏体面积率。
·铁素体面积率及平均粒径
将钢板的与轧制方向平行的截面进行镜面研磨后，进行硝酸乙醇腐蚀液腐蚀，利用扫描电子显微镜进行观察，从而根据1000倍及2000倍的2次电子图像、按照切片法求出铁素体的面积率及平均粒径。
·贝氏体面积率
从组织整体(100％)减去按照上述方法测定的马氏体、残留奥氏体、铁素体的面积率，从而算出贝氏体的面积率。
·平均纳米硬度
根据纳米压痕法求出贝氏体及马氏体的纳米硬度。使用砂纸将钢板的与轧制方向平行的截面的板厚1/4深的位置研磨后，使用胶态二氧化硅进行机械化学研磨，进而通过电解研磨去除加工层、供于试验。纳米压痕使用Berkovich 压头、在压痕载荷500μN下进行。使用的试验装置为Hysitron型Corporation制造的Triboscope，此时的压痕尺寸为直径0.1μm以下。对于贝氏体及马氏体，分别随机测定20个点的纳米硬度，求出各自的平均纳米硬度。对于10％拉伸变形前与变形后，按照上述方法求出贝氏体及马氏体的平均纳米硬度。
·轴挤压试验
使用各钢板，通过弯曲加工与熔接制作方筒构件，实施轴方向的冲撞速度设为64km/h的轴挤压试验，评价冲撞吸收性能。方筒构件的与轴方向垂直的截面的形状为正八边形，方筒构件的轴方向长为200mm，其轴方向与轧制方向垂直。
对于使用方筒构件的正八边形的1边的长(角部的去除曲线部后的直线部的长度)(Wp)和钢板的板厚(t)的截面形状因子(Wp/t)为20及16时，调查平均挤压载荷及稳定压曲率。
轴挤压试验是自直立固定的各筒构件的上方使230kg的钢铁制冲击锤体自由下落，以速度64km/h与构件冲撞从而使试验体在轴方向上压曲。试验的评价通过轴挤压时的载荷(挤压载荷)与有无裂纹来进行。对于各钢板，针对3～10个试验体进行轴挤压试验，求出平均挤压载荷。稳定压曲率为通过轴挤压试验未产生裂纹的试验体数相对于全部试验体数的比例。
通常来说，截面形状因子(Wp/t)越小，则冲击吸收能越高。但是，截面形状因子(Wp/t)越小，每单位挤压量的塑性变形作功量变大。因此，挤压途中产生裂纹的可能性高，结果存在无法使塑性变形作功量增大，且不能提高冲击吸收能的情况。
在本挤压试验条件下，Wp/t＝20时，平均挤压载荷优选为0.30kN/mm2以上，稳定压曲率优选为80％以上。另外，Wp/t＝16时，平均挤压载荷优选为0.35kN/mm2以上，稳定压曲率优选为30％以上。
表4表示与显微组织及纳米硬度相关的数据，表5表示与机械特性相关的数据。
表4

表5

如表5所示，本发明的钢板的均匀伸长率与扩孔率之积(u-El×HER)为300％2以上，且5％有效流变应力为900MPa以上。因此，对于使用了本发明钢板的方筒构件，截面形状因子Wp/t＝20下的轴挤压时的平均载荷高达0.34kN/mm2以上。进而，截面形状因子Wp/t＝20下的稳定压曲率为80％以上，截面形状因子Wp/t＝16下的稳定压曲率为30％以上，不易出现轴挤压导致的裂纹。
由比较例可知，5％流变应力与u-El×HER的某一个值不满足本发明规定 的条件时，平均挤压载荷低，或者稳定压曲率降低。