CN112912520B - 钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

提供钢板及其制造方法。本发明的钢板具有特定的成分组成，钢组织中，以面积率计包含5％以下的铁素体、95～100％的包含上贝氏体、初生马氏体、回火马氏体、下贝氏体、残余γ中的1种或2种以上的组织，以体积率计包含5～20％的残余γ，粒子宽度为0.25～0.60μm、粒子长度为1.0～15μm、纵横比为3.1～25的残余γ_UB的面积率即S_γUB为0.2～7.0％，粒子宽度为0.08～0.24μm、粒子长度为0.6～15μm、纵横比为4～40的残余γ_LB的分布个数即N_γLB为每100μm²为10～120个，圆当量粒子直径为0.5μm以上且小于1.3μm、纵横比为3以下的初生马氏体及/或圆当量粒子直径为0.5μm以上且小于1.3μm、纵横比为3以下的残余γ粒子的合计面积率即S_γFine为1～10％，圆当量粒子直径为1.5μm以上且20μm以下、纵横比为3以下的初生马氏体及/或圆当量粒子直径为1.5μm以上且20μm以下、纵横比为3以下的残余γ粒子的合计面积率即S_γBlock为5％以下(包括0％)。

Description

钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及能够优选应用于在汽车、家电等中经冲压成型工序而使用的冲压成型用途的钢板及其制造方法。

背景技术

近年来，由于汽车车身轻量化需求进一步提高，因此980～1180MPa级高强度钢板在汽车的骨架部件、片材部件中的应用不断发展。但是，在将980～1180MPa级的高强度钢板应用于汽车部件的情况下，由于延展性下降、拉伸凸缘成型性下降而容易产生冲压裂纹。因此，希望以上高强度钢板的成型性优于以往。

从这样的背景出发，作为提高钢板的延展性的技术，开发了在钢板的显微组织中使残余γ分散的TRIP钢。

例如，专利文献1中公开了下述内容：通过将包含0.10～0.45％的C、0.5～1.8％的S、0.5～3.0％的Mn的钢在退火后于350～500℃保持1～30分钟以生成残余γ，从而制得TS(拉伸强度)为80kgf/mm²以上且TS×El≥2500kgf/mm²·％的具有高延展性的钢板。

专利文献2中公开了下述内容：将含有0.10～0.25％的C、1.0～2.0％的Si、1.5～3.0％的Mn的钢在退火后以10℃/s以上冷却至450～300℃，并保持180～600秒，以体积率计将残余奥氏体控制为5％以上、将贝氏体铁素体(bainitic ferrite)控制为60％以上、将多边形铁素体控制为20％以下，从而制得延展性：El和拉伸凸缘成型性：λ优异的钢板。

专利文献3中公开了下述内容：将具有特定的成分组成的钢板在退火后冷却至150～350℃的温度范围，然后再加热至400℃附近并保持，从而制得包含铁素体、回火马氏体、残余奥氏体的组织，能够对钢板赋予高延展性及高拉伸凸缘成型性。其应用的是所谓Q&P(Quenching&Partitioning、淬火与碳从马氏体到奥氏体的分配)的原理，即，在冷却过程中暂时冷却至马氏体相变开始温度(Ms点)～马氏体相变完成温度(Mf点)之间的温度范围，然后进行再加热保持以使残余γ稳定化。近年来，通过应用该原理，具有高延展性和高拉伸凸缘成型性的高强度钢的开发得以发展。

专利文献4中公开了对上述的Q&P处理进行改良的方法。即，为了将多边形铁素体设为5％以下，于Ae3-10℃以上的温度对具有特定的成分组成的钢进行退火，然后，于Ms-10℃～Ms-100℃的较高温度使冷却停止，从而在再加热至400℃附近时生成上贝氏体，以获得高延展性和高拉伸凸缘成型性。

此外，专利文献5中公开了充分利用低温生成的贝氏体和高温生成的贝氏体，获得延展性和低温韧性优异的钢板的方法。即，在对含有0.10～0.5％的C的钢进行退火后，以10℃/s以上的冷却速度冷却至150～400℃，在该温度范围内保持10～200秒，生成低温范围的贝氏体，再加热至超过400℃且为540℃以下的温度范围并保持50秒以上，从而生成高温范围的贝氏体，以获得延展性和低温韧性优异的钢板。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特公平6-35619号公报

专利文献2：日本专利第4411221号公报

专利文献3：日本专利第5463685号公报

专利文献4：日本专利第3881559号公报

专利文献5：日本专利第3854506号公报

发明内容

发明要解决的课题

但是，专利文献1中记载的现有的TRIP钢虽然El优异，但具有拉伸凸缘成型性非常低的问题。

就专利文献2中记载的技术而言，作为显微组织主要使用贝氏体铁素体而将铁素体抑制得较少，因此，虽然拉伸凸缘成型性优异，但延展性未必高。因此，考虑在难成型部件中的应用，要求进一步改善延展性。

就专利文献3中记载的技术而言，与现有的TRIP钢、使用贝氏体铁素体的钢相比，实现了较高延展性和较高拉伸凸缘成型性。但是，在中柱等难成型部件的成型中发现断裂，需要进一步提高延展性。在应用该技术的钢板中，发现表示断裂难易程度的均匀变形量并不充分。该均匀变形量以U.El表示，需要使U.El进一步增加，其中，该U.El是作为延展性的指标的El中表示直至开始发生缩颈的伸长量的值。

就专利文献4中记载的技术而言，为了减少块状的马氏体而减少多边形铁素体的生成量，无法确保充分的延展性。另外，为了提高El，将冷却停止温度设定得较高，在冷却停止时残留许多未相变γ，因此容易残留块状的马氏体。

就专利文献5中记载的技术而言，为了提高延展性而使用低温范围相变贝氏体和高温范围相变贝氏体，但于低温相变的贝氏体对于延展性提高的助益小，在应用于高温生成的贝氏体的情况下，块状组织容易残留。因此，很难同时赋予高延展性和高拉伸凸缘成型性。

像这样，现有技术无法获得确保充分高的延展性和充分高的拉伸凸缘成型性的钢板。

本发明为了解决上述问题而提出，其目的在于，提供在具有780～1450MPa级的拉伸强度的情况下，也具有极高的延展性和优异的拉伸凸缘成型性的钢板及其制造方法。

需要说明的是，此处所称的钢板也包含对表面实施锌镀覆处理的锌镀覆钢板

用于解决课题的手段

本申请的发明人对于具备极高的延展性和优异的拉伸凸缘成型性的手段进行了深入研究，并得出以下结论。

首先，以往，研究了(1)实施等温淬火(austempering)处理后的TRIP钢的拉伸凸缘成型性不充分的原因、(2)应用Q&P的钢的延展性不充分的原因。(1)的原因认为如下。在实施等温淬火后的TRIP钢中，在400℃附近的等温淬火时，碳从贝氏体向未相变奥氏体扩散，在奥氏体中的碳量接近bcc相与fcc相的自由能相等的T₀组成的时刻，贝氏体相变停滞。由于该相变的停滞，由碳仅富集至T₀组成附近的硬质的马氏体、残余γ构成的块状组织残留。(2)的原因认为如下。就应用Q&P的钢而言，通过使冷却停止温度充分降低，从而能够减少块状组织，但由于马氏体中的碳化物的析出、碳的稳定化，碳向奥氏体相的供给受阻，无法充分实现残余γ的稳定化。

在Q&P工艺的最终回火过程中将要生成许多上贝氏体的情况下，同样地，发生(1)的现象是不可避免的。也就是说，就以往提出的热处理方法而言，很难同时实现与上贝氏体相变相邻地生成的稳定的残余γ的利用与块状组织的减少。因此，就现有技术而言，很难脱离一定的延展性和拉伸凸缘特性的范围。

与此相对，新发现了同时实现使用与上贝氏体相邻地产生的稳定的残余γ和减少块状组织，并能够赋予超出由上述技术得到的特性范围的特性的热处理技术。其要点如下。

(i)在退火后进行冷却的过程中，在基本未伴随碳化物析出的上贝氏体的相变鼻部(transformation nose)的450℃附近(405～505℃)保持14秒以上且200秒以下，生成在高温范围内产生的贝氏体。通过该高温范围内的中间保持，从而在最终组织中生成有助于延展性提高的板状(截面组织中为棒状)的残余γ_UB，并且与板状的残余γ_UB相邻地生成对于碳向板状的残余γ_UB的供给而言必不可少的应变少的贝氏体。

(ii)在余量的未相变γ区域中，在发生碳富集至作为块状组织形成的原因的T₀组成之前开始2次冷却，以8.0℃/s以上的冷却速度快速冷却至315℃。

(iii)接着，从315℃至310～255℃的范围的冷却停止温度(Tsq)进行冷却从而利用马氏体相变或下贝氏体相变将余量的未相变γ区域分割，减少块状组织。

(iv)在上述冷却过程中，通过以低于20℃/s从315℃缓慢冷却至冷却停止温度为止的温度范围从而进行第2保持，由此，与马氏体相变、下贝氏体相变的进行同时发生碳分配，生成有助于延展性提高的膜状的残余γ_LB(在截面组织中为针状)。

(v)另外，通过将冷却停止温度设为255℃以上，从而能够使有助于延展性提高的圆当量直径为0.5μm以上且小于1.3μm的微细的马氏体或残余γ分散。

(vi)此后，通过再加热至400℃附近并保持，能够在使马氏体成为回火马氏体的同时，通过冷却中途的保持来使碳分配至与上贝氏体相邻地生成的板状的残余γ_UB、与在2次冷却中生成的马氏体、下贝氏体相邻地残留的膜状的残余γ_LB，使板状及膜状的2种残余γ变得稳定。

(vii)

在鼓凸成型与拉伸凸缘成型在一个部件内并存的复合成型的情况下，在使冲压的加强筋张力增加时，钢板的流入被抑制，容易在鼓凸成型部分发生开裂，在使加强筋张力减弱时，钢板的流入量增多，容易在凸缘部发生开裂。为了防止以上两种裂纹，将延展性指标的均匀伸长率(U.El)和拉伸凸缘成型性指标的λ在780～1180MPa级(TS的范围为780～1319MPa)的条件下控制为以(TS×U.El－7000)×λ≧260000表示的范围是重要的。通过进一步限定部件、进行部件形状的优化，从而还能够应用更高强度的1320MPa级，但在应用1320MPa级(TS的范围为1320MPa以上)的情况下，控制为以(TS×U.El－7000)×λ≧180000表示的范围也是重要的。另外，对于U.El而言，通过确保为下述数值，成型的稳定性格外提高：U.El在TS：780～1180MPa级(TS的范围为780～1319MPa)的条件下为9％以上、更优选为10％以上，在TS：1320MPa级(TS的范围为1320MPa以上)的条件下为8％以上，更优选为9％以上，λ在TS：780～1180MPa级(TS的范围为780～1319MPa)的条件下为30％以上，更优选为40％以上，在TS：1320MPa级(TS的范围为1320MPa以上)的条件下为20％以上，更优选为30％以上。

通过像这样进行在马氏体相变前充分利用上贝氏体相变、并利用Q&P处理来控制余量的块状组织的残留量这样的2级冷却处理，从而能够同时实现迄今为止困难的、稳定的残余γ的利用与块状组织的减少。结果，能够获得同时实现极高的延展性和优异的拉伸凸缘成型性的钢板。此外，根据本发明，还能够进行高强度化。

本发明是基于以上发现做出的，具体而言，提供以下方案。

[1]、钢板，其具有下述成分组成，所述成分组成以质量％计含有

C：0.06～0.25％、

Si：0.6～2.5％、

Mn：2.3～3.5％、

P：0.02％以下、

S：0.01％以下、

sol.Al：低于0.50％、

N：低于0.015％，

余量为铁及不可避免的杂质，

所述钢板的钢组织以面积率计包含5％以下的铁素体、95～100％的包含上贝氏体、初生马氏体、回火马氏体、下贝氏体、残余γ中的1种或2种以上的组织，以体积率计包含5～20％的残余γ，

S_γUB为0.2～7.0％，其中，所述S_γUB是粒子宽度为0.25～0.60μm、粒子长度为1.0～15μm、纵横比为3.1～25的残余γ_UB的面积率，

N_γLB为每100μm²为10～120个，其中，所述N_γLB是粒子宽度为0.08～0.24μm、粒子长度为0.6～15μm、纵横比为4～40的残余γ_LB的分布个数，

S_γFine为1～10％，其中，所述S_γFine是圆当量粒子直径为0.5μm以上且小于1.3μm、纵横比为3以下的初生马氏体及/或圆当量粒子直径为0.5μm以上且小于1.3μm、纵横比为3以下的残余γ粒子的合计面积率，

S_γBlock为5％以下(包括0％)，其中，所述S_γBlock是圆当量粒子直径为1.5μm以上且20μm以下、纵横比为3以下的初生马氏体及/或圆当量粒子直径为1.5μm以上且20μm以下、纵横比为3以下的残余γ粒子的合计面积率。

[2]、钢板，其具有下述成分组成，所述成分组成以质量％计含有

C：0.06～0.25％、

Si：0.6～2.5％、

Mn：2.3～3.5％、

P：0.02％以下、

S：0.01％以下、

sol.Al：低于0.50％，

N：低于0.015％，

余量为铁及不可避免的杂质，

所述钢板的钢组织以面积率计包含5％以下的铁素体、95～100％的包含上贝氏体、初生马氏体、回火马氏体、下贝氏体、残余γ中的1种或2种以上的组织，以体积率计包含5～20％的残余γ，

S_γUB为0.2～7.0％，其中，所述S_γUB是粒子宽度为0.25～0.60μm、粒子长度为1.5～15μm、纵横比为4～25的残余γ_UB的面积率，

N_γLB为每100μm²为10～120个，其中，所述N_γLB是粒子宽度为0.08～0.24μm、粒子长度为0.6～15μm、纵横比为4～40的残余γ_LB的分布个数，

S_γFine为1～10％，其中，所述S_γFine是圆当量粒子直径为0.5μm以上且小于1.3μm、纵横比为3以下的初生马氏体及/或圆当量粒子直径为0.5μm以上且小于1.3μm、纵横比为3以下的残余γ粒子的合计面积率，

S_γBlock为5％以下(包括0％)，其中，所述S_γBlock是圆当量粒子直径为1.5μm以上且20μm以下、纵横比为3以下的初生马氏体及/或圆当量粒子直径为1.5μm以上且20μm以下、纵横比为3以下的残余γ粒子的合计面积率。

[3]、根据[1]或[2]所述的钢板，其中，S_UB与S_γUB之比满足S_UB/S_γUB≥3.5，所述S_UB是与所述残余γ_UB相邻的铁素体或上贝氏体的面积率。

[4]、根据[1]～[3]中任一项所述的钢板，其中，S_C富集为0.1～5％，所述S_C富集是在所述组织中C浓度为0.6～1.3％且相邻区域的C浓度为0.07％以下的区域的合计面积率。

[5]、根据[4]所述的钢板，其中，C浓度为0.6～1.3％且相邻区域的C浓度为0.07％以下的所述区域为残余γ。

[6]、根据[5]所述的钢板，其中，C浓度为0.6～1.3％且相邻区域的C浓度为0.07％以下的所述区域为残余γ_UB粒子。

[7]、根据[3]～[6]中任一项所述的钢板，其中，所述相邻区域包含上贝氏体。

[8]、根据[1]～[7]中任一项所述的钢板，其中，所述成分组成还以质量％计含有从

Ti：0.002～0.1％、

B：0.0002～0.01％

中选择的1种或2种。

[9]、根据[1]～[8]中任一项所述的钢板，其中，所述成分组成还以质量％计含有从

Cu：0.005～1％、

Ni：0.01～1％、

Cr：0.01～1.0％、

Mo：0.01～0.5％、

V：0.003～0.5％、

Nb：0.002～0.1％、

Zr：0.005～0.2％及

W：0.005～0.2％

中选择的1种或2种以上。

[10]、根据[1]～[9]中任一项所述的钢板，其中，所述成分组成还以质量％计含有从

Ca：0.0002～0.0040％、

Ce：0.0002～0.0040％、

La：0.0002～0.0040％、

Mg：0.0002～0.0030％、

Sb：0.002～0.1％及

Sn：0.002～0.1％

中选择的1种或2种以上。

[11]、根据[1]～[10]中任一项所述的钢板，其拉伸强度为780MPa以上且1450MPa以下。

[12]、根据[1]～[11]中任一项所述的钢板，其在表面具有镀锌层。

[13]、钢板的制造方法，其中，

在将具有[1]、[2]、[8]、[9]及[10]中任一项中记载的成分组成的钢坯进行热轧及冷轧后，将冷轧钢板于810～900℃的退火温度进行退火，

接下来，在810～650℃的温度范围内以平均冷却速度为1～2000℃/s进行冷却，进一步在650～505℃的温度范围内以平均冷却速度为8.0～2000℃/s进行冷却后，

在505～405℃的温度范围内保持14～200秒，

进一步在405～315℃的温度范围内以平均冷却速度为8.0～100℃/s进行冷却后，

在自315℃至255～310℃的范围内的冷却停止温度即Tsq为止的温度范围内以平均冷却速度为0.2℃/s以上且低于20℃/s进行冷却后，

在自Tsq至350℃为止的温度范围内以平均加热速度为2℃/s以上进行加热，

于350～590℃保持20～3000秒后，

从350～50℃以下的温度为止以0.1℃/s以上的冷却速度冷却。

发明效果

根据本发明，能够获得同时实现极高的延展性和优异的拉伸凸缘成型性的钢板。此外，根据本发明，还能够进行高强度化。

附图说明

图1是示出SEM图像的一例的图。

图2为用于说明纵横比、粒子宽度、粒子长度的图。

图3是示出表示C浓度与分析长度的关系的曲线图的一例的图。

具体实施方式

以下，具体地说明本发明。需要说明的是，本发明不限定于以下的实施方式。

本发明的钢板具有特定的成分组成和特定的钢组织。因而，按照成分组成、钢组织的顺序说明本发明的钢板。

本发明的钢板包含下述成分。在下述说明中，作为成分含量的单位的“％”表示“质量％”。

C：0.06～0.25％

从确保回火马氏体的面积率以确保规定的强度的观点、确保残余γ的体积率以提高延展性的观点、富集于残余γ中以使残余γ稳定化来提高延展性的观点出发含有C。若C的含量低于0.06％，则无法充分确保钢板的强度、钢板的延展性，因此其下限设为0.06％。优选为0.09％以上，更优选为0.11％以上。若其含量超过0.25％，则冷却中途的中间保持时的上贝氏体相变延迟，难以形成与规定量的上贝氏体相变相邻地生成的板状的残余γ_UB。结果，延展性降低。另外，块状的马氏体或块状的残余γ增加，拉伸凸缘成型性劣化。此外，钢板的点焊性、弯曲性、扩孔性等诸特性显著劣化。因此，C含量的上限设为0.25％。从延展性、点焊性提高的观点出发，C含量优选设为0.22％以下。从进一步改善延展性及点焊性的观点出发，C含量进一步优选设为0.20％以下。

Si：0.6～2.5％

从强化铁素体以提高强度的观点、抑制马氏体、贝氏体中的碳化物生成并提高残余γ的稳定性以提高延展性的观点出发而含有Si。从抑制碳化物的生成以提高延展性的观点出发，Si含量设为0.6％以上。从延展性提高的观点出发，Si含量优选为0.8％以上。更优选为1.1％以上。若Si的含量超过2.5％，则轧制负荷变得非常高，难以制造薄板。另外，化学转化处理性、焊接部的韧性劣化。因此，Si的含量设为2.5％以下。从确保化学转化处理性、原料及焊接部的韧性的观点出发，Si的含量优选设为低于2.0％。从确保焊接部的韧性的观点出发，Si的含量为1.8％以下，进一步优选设为1.5％以下。

Mn：2.3～3.5％

从确保规定面积率的回火马氏体和/或贝氏体以确保强度的观点、通过残余γ的Ms点降低使残余γ稳定化、改善延展性的观点、与Si同样地抑制贝氏体中的碳化物的生成以提高延展性的观点、使残余γ的体积率增加以提高延展性的观点的观点出发，Mn为重要的元素。为了获得以上效果，Mn的含量为2.3％以上。在以往的热处理方法中，在最终工序中充分利用贝氏体相变的方法中，若含有2.3％以上的Mn，则包含硬质的马氏体、残余γ的块状组织大量残留而导致拉伸凸缘成型性。但是，在本发明中，由于具有通过采用后述热处理方法而得到的组织，因此，即使含有大量的Mn，也能够减少块状组织，能够获得由Mn的含有所带来的残余γ的稳定化作用、体积率增加作用。从使残余γ稳定化以提高延展性的观点出发，优选Mn含量为2.5％以上。优选为2.6％以上。更加优选为2.7％以上。若Mn的含量超过3.5％，则贝氏体相变显著延迟，因此很难确保高延展性。另外，若Mn的含量超过3.5％，则很难抑制块状的粗大γ、块状的粗大马氏体的生成，拉伸凸缘成型性也劣化。因此，Mn含量为3.5％以下。从促进贝氏体相变以确保高延展性的观点出发，优选Mn含量为3.2％以下。更加优选3.1％以下。

P：0.02％以下

P为对钢进行强化的元素，若其含量多，则使点焊性劣化。因此，P为0.02％以下。从改善点焊性的观点出发，优选P为0.01％以下。需要说明的是，也可以不含P，从制造成本的观点出发，优选P含量为0.001％以上。

S：0.01％以下

S为具有改善热轧中的氧化皮剥离性的效果、抑制退火时的氮化的效果的元素，但对点焊性、弯曲性、扩孔性有很大不良影响。为了减轻这些不良影响，S至少为0.01％以下。在本发明中，由于C、Si、Mn的含量非常高，因此点焊性容易恶化，从改善点焊性的观点出发，优选S为0.0020％以下，进一步更加优选低于0.0010％。需要说明的是，也可以不含S，但从制造成本的观点出发，优选S含量为0.0001％以上。更优选为0.0005％以上。

sol.Al：低于0.50％

为了进行脱氧或代替Si使残余γ稳定化而含有Al。sol.Al的下限没有特别规定，但为了稳定地进行脱氧，希望为0.01％以上。另一方面，若sol.Al为0.50％以上，则原料的强度降得非常低，还会对化学转化处理性产生不良影响，因此sol.Al低于0.50％。为了获得高强度，进一步优选sol.Al低于0.20％，更进一步优选为0.10％以下。

N：低于0.015％

N为钢中形成BN、AlN、TiN等氮化物的元素，为使钢的热延展性下降并使表面品质降低的元素。另外，在含有B的钢中，存在通过形成BN而使B的效果消失的弊端。若N含量变为0.015％以上，则表面品质显著劣化。因此，N的含量低于0.015％。优选为0.010％以下。需要说明的是，也可以不含N，但从制造成本的角度出发，优选N含量为0.0001％以上。更优选为0.001％以上。

本发明的钢板的成分组成能够在上述成分的基础上适当含有以下的任意元素。

Ti：0.002～0.1％

Ti具有将钢中的N固定为TiN并提高热延展性的效果、产生B的淬硬性提高效果的作用。另外，具有利用TiC的析出而使组织微细化的效果。为了获得以上效果，希望使Ti含量成为0.002％以上。从充分固定N的观点出发，进一步优选Ti含量为0.008％以上。更加优选0.010％以上。另一方面，若Ti含量超过0.1％，则由于导致轧制载荷增大、由析出强化量的增加引起的延展性下降，因此希望Ti含量为0.1％以下。更加优选0.05％以下。为了确保高延展性，进一步优选Ti为0.03％以下。

B：0.0002～0.01％

B为提高钢的淬硬性的元素，具有容易生成规定面积率的回火马氏体和/或贝氏体的优点。另外，由于固溶B的残留而耐延迟破坏特性提高。为了获得这样的B的效果，优选将B含量设为0.0002％以上。另外，更加优选B含量为0.0005％以上。进一步优选0.0010％以上。另一方面，若B含量超过0.01％，则不仅其效果饱和，而且导致热延展性的显著下降、产生表面缺陷。因此，优选B含量为0.01％以下。更加优选0.0050％以下。进一步优选0.0030％以下。

Cu：0.005～1％

Cu提高汽车的使用环境中的耐腐蚀性。另外，Cu的腐蚀生成物被覆在钢板表面，具有抑制氢侵入钢板的效果。Cu为将废料作为原料使用时混入的元素，通过容许Cu混入，从而能够将回收材料作为原材料使用，能够降低制造成本。从这样的观点出发，优选含有0.005％以上的Cu，此外，从提高耐延迟破坏特性的观点出发更加希望含有0.05％以上的Cu。进一步优选0.10％以上。但是，若Cu含量过多，则导致表面缺陷的发生，因此希望Cu含量为1％以下。更加优选0.4％以下，进一步优选0.2％以下。

Ni：0.01～1％

Ni也与Cu同样地，为具有提高耐腐蚀性的作用的元素。另外，Ni具有抑制产生在含有Cu的情况下容易产生的表面缺陷的作用。因此，希望含有0.01％以上的Ni。更加优选0.04％以上，进一步优选0.06％以上。但是，若Ni含量过多，则加热炉内的氧化皮生成变得不均匀，反而导致产生表面缺陷。另外，还会导致成本增加。因此，Ni含量为1％以下。更加优选0.4％以下，进一步优选0.2％以下。

Cr：0.01～1.0％

从提高钢的淬硬性的效果、抑制马氏体、上部/下贝氏体中的碳化物生成的效果出发，可以含有Cr。为了获得这样的效果，希望Cr含量为0.01％以上。更加优选0.03％以上，进一步优选0.06％以上。但是，若过量含有Cr，则耐孔腐蚀性劣化，因此Cr含量为1.0％以下。更加优选0.8％以下，进一步优选0.4％以下。

Mo：0.01～0.5％

从提高钢的淬硬性的效果、抑制马氏体、上部/下贝氏体中的碳化物生成的效果出发，可含有Mo。为了获得这样的效果，优选Mo含量为0.01％以上。更加优选0.03％以上，进一步优选0.06％以上。但是，Mo使冷轧钢板的化学转化处理性显著劣化，因此优选其含量为0.5％以下。从提高化学转化处理性的观点出发，进一步优选Mo为0.15％以下。

V：0.003～0.5％

从提高钢的淬硬性的效果、抑制马氏体、上部/下贝氏体中的碳化物生成的效果、使组织微细化的效果、使碳化物析出并改善耐延迟破坏特性的效果出发，可含有V。为了获得其效果，希望V含量为0.003％以上。更加优选0.005％以上，进一步优选0.010％以上。但是，若含有大量V，则铸造性显著劣化，因此优选V含量为0.5％以下。更加优选0.3％以下，进一步优选0.1％以下。

Nb：0.002～0.1％

从使显微组织微细化以使点焊部的耐缺陷特性提高的观点出发，优选添加Nb。另外，从使钢组织微细化及高强度化的效果、通过细粒化以促进贝氏体相变的效果、改善弯曲性的效果、提高耐延迟破坏特性的效果出发，可含有Nb。为了获得以上效果，优选Nb含量为0.002％以上。更加优选0.004％以上，进一步优选0.010％以上。但是，若含有大量Nb，则析出强化变得过强且延展性下降。另外，导致轧制载荷增大、铸造性劣化。因此，优选Nb含量为0.1％以下。更加优选0.05％以下，进一步优选0.03％以下。

Zr：0.005～0.2％

从提高钢的淬硬性的效果、抑制贝氏体中的碳化物生成的效果、使组织微细化的效果、使碳化物析出并改善耐延迟破坏特性的效果出发，可含有Zr。为了获得其效果，希望Zr含量为0.005％以上。更加优选0.008％以上，进一步优选0.010％以上。但是，若含有大量Zr，则热轧前的钢坯加热时未固溶而残留的ZrN、ZrS这样的粗大的析出物增加，耐延迟破坏特性劣化。因此，希望Zr含量为0.2％以下。更加优选0.15％以下，进一步优选0.08％以下。

W：0.005～0.2％

从提高钢的淬硬性的效果、抑制贝氏体中的碳化物生成的效果、使组织微细化的效果、使碳化物析出并改善耐延迟破坏特性的效果出发，可含有W。为了获得以上效果，希望W含量为0.005％以上。更加优选0.008％以上，进一步优选0.010％以上。但是，若含有大量W，则在热轧前的钢坯加热时未固溶而残留的WN、WS这样的粗大的析出物增加，耐延迟破坏特性劣化。因此，希望W含量为0.2％以下。更加优选0.15％以下，进一步优选0.08％以下。

Ca：0.0002～0.0040％

Ca将S固定为CaS，有助于弯曲性的改善、耐延迟破坏特性的改善。因此，优选Ca含量为0.0002％以上。更加优选0.0005％以上，进一步优选0.0010％以上。但是，若添加大量Ca，则由于表面品质、弯曲性劣化，因此希望Ca含量为0.0040％以下。更加优选0.0035％以下，进一步优选0.0020％以下。

Ce：0.0002～0.0040％

Ce也与Ca同样地使S固定，有助于弯曲性的改善、耐延迟破坏特性的改善。因此，优选Ce含量为0.0002％以上。更加优选0.0004％以上，进一步优选0.0006％以上。但是，若添加大量Ce，则表面品质、弯曲性劣化，因此希望Ce含量为0.0040％以下。更加优选0.0035％以下，进一步优选0.0020％以下。

La：0.0002～0.0040％

La也与Ca同样地使S固定，有助于弯曲性的改善、耐延迟破坏特性的改善。因此，优选La含量为0.0002％以上。更加优选0.0004％以上，进一步优选0.0006％以上。但是，若添加大量La，则表面品质、弯曲性劣化，因此希望La含量为0.0040％以下。更加优选0.0035％以下，进一步优选0.0020％以下。

Mg：0.0002～0.0030％

Mg将O固定为MgO，有助于耐延迟破坏特性的改善。因此，优选Mg含量为0.0002％以上。更加优选0.0004％以上，进一步优选0.0006％以上。但是，若添加大量Mg，则表面品质、弯曲性劣化，因此希望Mg含量为0.0030％以下。更加优选0.0025％以下，进一步优选0.0010％以下。

Sb：0.002～0.1％

Sb抑制钢板表层部的氧化、氮化，抑制由此引起的表层中的C、B含量的减少。另外，通过抑制C、B含量的上述减少，从而抑制钢板表层部的铁素体生成、实现高强度化，并改善耐延迟破坏特性。从这样的观点出发，希望Sb含量为0.002％以上。更加优选0.004％以上，进一步优选0.006％以上。但是，若Sb含量超过0.1％，则铸造性劣化，另外，在原始γ晶界发生偏析而剪切端面的耐延迟破坏特性劣化。因此，优选Sb含量为0.1％以下。更加优选0.04％以下，进一步优选0.03％以下。

Sn：0.002～0.1％

Sn抑制钢板表层部的氧化、氮化，抑制由此引起的表层中的C、B含量的减少。另外，通过抑制C、B含量的上述减少，从而抑制钢板表层部的铁素体生成、实现高强度化，并改善耐延迟破坏特性。从这样的观点出发，优选Sn含量为0.002％以上。更加优选0.004％以上，进一步优选0.006％以上。但是，若Sn含量超过0.1％，则铸造性劣化。另外，Sn在原始γ晶界发生偏析，剪切端面的耐延迟破坏特性劣化。因此，优选Sn含量为0.1％以下。更加优选0.04％以下，进一步优选0.03％以下。

在低于下限值含有上述任意成分的情况下，低于下限值含有的任意元素不会妨碍本发明的效果。本实施方式的钢板含有上述成分组成，上述成分组成以外的余量包含Fe(铁)及不可避免的杂质。优选上述余量为Fe及不可避免的杂质。

接下来，说明本发明的钢板的钢组织。

铁素体：5％以下

为了确保高的λ，铁素体设为以面积率计为5％以下。更优选为4％以下，进一步优选为2％以下。这里，铁素体是指多边形的铁素体。

包含上贝氏体、初生马氏体、回火马氏体、下贝氏体、残余γ的中的1种或2种以上的组织：95～100％

为确保规定的强度、延展性、拉伸凸缘成型性，作为多边形铁素体以外的余量的上贝氏体、初生马氏体、回火马氏体、下贝氏体、残余γ的合计面积率设为95～100％。关于下限，更优选为96％以上，进一步优选为98％以上。利用SEM照片对上贝氏体、初生马氏体、回火马氏体、下贝氏体、残余γ的面积率进行观察。各组织的含量被认为多处于如下范围。上贝氏体为以面积率计为1～30％。初生马氏体为以面积率计为0～20％。回火马氏体为以面积率计为3～40％。下贝氏体为以面积率计为5～70％。

残余γ：5～20％

为了确保高延展性，残余γ以体积率计相对于钢组织整体而言为5％以上。更加优选7％以上，进一步优选9％以上。该残余γ量包含与上贝氏体相邻地生成的残余γ和与马氏体、与下贝氏体相邻地生成的残余γ这两者。若残余γ的量过量增加，则导致强度降低、拉伸凸缘成型性下降、耐延迟破坏特性劣化。因此，残余γ的体积率为20％以下。更加优选15％以下，另外，“体积率”能够视为“面积率”。

粒子宽度为0.25～0.60μm、粒子长度为1.0～15μm、纵横比为3.1～25的残余γ_UB的面积率：S_γUB为0.2～7.0％

在后述的制造方法中，通过在冷却过程的505～405℃的中间温度范围内进行保持，能够得到与基本不含碳化物的上贝氏体(贝氏体铁素体)相邻地生成的板状的残余γ_UB。通过生成粒子宽度为0.25～0.60μm、粒子长度为1.0～15μm、纵横比为3.1～25的残余γ_UB，即使其生成量是微量的也能够提高延展性。尤其是，具有使较之El而言对冲压成型性影响程度更大的U.El的作用大。上述效果通过确保残余γ_UB的面积率即S_γUB为0.2％以上而获得。因此，S_γUB设为0.2％以上。通过使S_γUB为0.3％以上，延展性显著提高，因此，进一步优选将S_γUB设为0.3％以上。更优选为0.4％以上。为了确保更高的延展性，残余γ_UB的形态优选为：粒子宽度为0.25～0.60μm、粒子长度为1.5～15μm、纵横比为4～25。此处应注意的是，即使是粒子宽度、粒子长度、纵横比相同的钢组织，在C富集量少的情况下，也会形成初生马氏体，对延展性提高的助益显著减小，或者使拉伸凸缘成型性显著劣化。上述组织为被称为所谓MA的组织之一，本发明中规定的组织为C显著富集了的稳定的γ，与该MA不同，应当予以区分。因此，如后文所述，本发明的组织中，仅以由EBSD确认为fcc结构的组织为对象。另外，若该板状的残余γ_UB变得过多，则碳的消耗量变得过多，发生大幅的强度降低。另外，导致拉伸凸缘成型性的降低、耐延迟破坏特性的劣化。因此，S_γUB设为7.0％以下。更优选为5.0％以下，进一步优选为4.0％以下。

需要说明的是，上述面积率是指钢组织整体中的面积率。需要说明的是，对于残余γ_UB的面积率而言，能够使用EBSD获得相分布数据(phase map data)、并以fcc结构的组织为对象进行测定，与其他金属相(bcc系)进行区分。

S_UB与S_γUB之比为S_UB/S_γUB≧3.5，其中，S_UB为与残余γ_UB相邻的铁素体或上贝氏体的面积率

对于残余γ_UB的延展性提高效果而言，能够通过对其与同残余γ_UB相邻地生成的铁素体或上贝氏体的面积比率进行控制来提高。为了确保高的延展性，S_UB/S_γUB优选设为3.5以上。从延展性提高的观点出发，更优选的S_UB/S_γUB的范围为4.0以上。上限没有特别规定，在本发明的热历史的情况下，优选为15以下。

粒子宽度为0.08～0.24μm、粒子长度为0.6～15μm、纵横比为4～40的残余γ_LB的分布个数即N_γLB为每100μm²为10～120个

在后述的制造方法中，通过设置冷却过程的从315℃至255～310℃的范围内的冷却停止温度即Tsq为止的温度范围内使冷却速度变慢的第2中间保持，能够获得与马氏体和下贝氏体相邻地生成的膜状的残余γ_LB(有时称为残余γ_LB粒子)。该膜状的残余γ_LB粒子为粒子宽度为0.08～0.24μm、粒子长度为0.6～15μm、纵横比为4～40的粒子。该粒子主要包含残余γ，但一部分中也包含碳化物、马氏体。这里，利用SEM照片中形态来识别膜状的残余γ_LB粒子。从延展性提高的观点出发，残余γ_LB粒子的分布个数即N_γLB设为每100μm²为10个以上。从延展性提高的观点出发，N_γLB优选为每100μm²为20个以上，更优选为30个以上。N_γLB若超过每100μm²为120个，则过于硬质化而使得延展性降低，因此，N_γLB设为每100μm²为120个以下。从延展性提高的观点出发，N_γLB优选为每100μm²为100个以下，更优选为80个以下。

如上所述，粒子宽度为0.25μm以上的情况为板状。另外，粒子宽度为0.24μm以下的情况为膜状。

圆当量粒子直径为0.5μm以上且小于1.3μm、纵横比为3以下的初生马氏体及/或圆当量粒子直径为0.5μm以上且小于1.3μm、纵横比为3以下的残余γ粒子的合计面积率即S_γFine为1～10％

对于圆当量粒子直径为0.5μm以上且小于1.3μm、纵横比为3以下的微细的初生马氏体、残余γ粒子(有时成为残余γ)而言，其使λ降低的作用小，尤其是，使较之El而言对冲压成型性影响程度更大的U.El增加的作用大。因此，将圆当量粒子直径为0.5μm以上且小于1.3μm、纵横比为3以下的初生马氏体与残余γ粒子的合计面积率即S_γFine设为1％以上。从延展性提高的观点出发，S_γFine优选设为2％以上，更优选设为3％以上。若S_γFine过度增加，则成为使λ降低的要因，因此上述面积率设为10％以下。从λ提高的观点出发，上述合计面积率更优选设为8％以下。

圆当量粒子直径为1.5μm以上且20μm以下且纵横比为3以下的初生马氏体及/或圆当量粒子直径为1.5μm以上且20μm以下且纵横比为3以下的残余γ粒子的合计面积率即S_γBlock为5％以下

以往，在欲要在最终回火工序中发生较多贝氏体相变的情况下，块状的马氏体或块状的残余γ较多地残留。因此，以往，为了防止这一情况，使用了使Mn减少至2％以下来促进贝氏体相变的方法。但是，若减少Mn含量，则会失去残余γ的稳定化效果、体积率增加效果，由此有损延展性。与此相对，在对较多含有Mn的钢板实施适当的冷却处理的本发明中，能够实现贝氏体相变的利用和块状组织的减少这两者。对上述拉伸凸缘成型性产生不良影响的块状组织为圆当量粒子直径为1.5μm以上且20μm以下且纵横比为3以下的初生马氏体及圆当量粒子直径为1.5μm以上且20μm以下且纵横比为3以下的残余γ粒子，通过将其合计面积率即S_γBlock减少至5％以下，从而能够确保优异的拉伸凸缘成型性。为了确保优异的拉伸凸缘成型性，S_γBlock更优选设为低于3％。另外，S_γBlock也可以为0％。需要说明的是，在仅包含圆当量粒子直径为1.5μm以上且20μm以下且纵横比为3以下的初生马氏体、圆当量粒子直径为1.5μm以上且20μm以下且纵横比为3以下的残余γ粒子中的任一者的情况下，将所包含的组织的面积率设为合计面积率。

C浓度为0.6～1.3％且相邻区域的C浓度为0.07％以下的区域的合计面积率即S_C富集为0.1～5％

通过对C浓度高于周围的区域的面积率进行调节，能够提高延展性。具体而言，通过C浓度为0.6～1.3％且相邻区域的C浓度为0.07％以下的区域的合计面积率即S_C富集设为0.1～5％，从而可提高延展性。需要说明的是，所谓相邻区域，是指C浓度为0.6～1.3％、且与C浓度为0.07％以下的区域相邻的区域。

从延展性提高的观点出发，C浓度为0.6～1.3％且相邻区域的C浓度为0.07％以下的区域优选为残余γ，更优选为残余γ_UB粒子(有时称为残余γ_UB)。另外，优选相邻区域的一部分或全部包含上贝氏体。因此，针对C浓度为0.6～1.3％且相邻区域的C浓度为0.07％以下的区域为残余γ_UB、且相邻区域为上贝氏体的情况，以下进行说明。需要说明的是，将上述区域为残余γ_UB、且相邻区域为上贝氏体的情况的S_C富集表述为S_γUB＊。

与上贝氏体相邻地生成的残余γ_UB中，具有其粒子的至少一侧的C量非常低的倾向。即，C容易从于405～505℃的高温生成的贝氏体(贝氏体铁素体)向奥氏体脱离，C高效地富集于板状的残余γ_UB。结果，板状的残余γ_UB的C量成为0.6～1.3％，促进延展性的提高。另外，其周围的上贝氏体的区域中C量降低至0.07％以下。为了进一步提高延展性，优选确保具有上述C的分布状态的残余γ的区域S_γUB＊以面积率计为0.1～5％。通过使S_γUB＊为0.2％以上，延展性显著增加，因此S_γUB＊进一步优选设为0.2％以上。上限更优选为4％以下，进一步优选为3％以下。

接下来，说明钢组织的测定方法。

铁素体的面积率的测定以下述方法进行：切出与轧制方向平行的板厚截面，在镜面抛光后，使用3％硝酸乙醇腐蚀，在1/4厚度位置使用SEM以5000倍观察10个视野。铁素体在内部基本不含碳化物，以相对等轴的多边形铁素体为对象。在SEM中为看上去颜色最黑的区域。在难以识别板状的残余γ_UB的两侧的组织为上贝氏体还是铁素体的情况下，使纵横比≤2.0的多边形形态的铁素体的区域为铁素体，将纵横比＞2.0的区域分类为上贝氏体(贝氏体铁素体)并计算面积率。其中，纵横比如图2所示，求出粒子长度最长的长轴长度a，将在与之垂直的方向上最长地横切粒子时的粒子长度设为短轴长度b，将a/b设为纵横比。另外，在多个粒子相互接触的情况下，在各粒子相接触的区域中以大致均等地分割的方式，在图2所示的虚线的位置进行分割，测定各粒子的尺寸。

包含上贝氏体、初生马氏体、回火马氏体、下贝氏体、残余γ中的1种或2种以上的组织的面积率使用与铁素体相同的方法测定。该面积率为上述铁素体以外的区域的面积率。其中，碳化物的面积率非常少，因此包含在上述面积率中。

就残余γ的体积率而言，对距表层为1/4厚度位置进行化学抛光，并通过X射线衍射求出。入射X射线使用Co-Kα线源，根据铁素体的(200)、(211)、(220)面与奥氏体的(200)、(220)、(311)面的强度比计算残余奥氏体的面积率。其中，由于残余γ随机分布，因此通过X射线衍射求出的残余γ的体积率与钢组织中的残余γ的面积率相等

对于与上贝氏体相邻地生成的板状的残余γ_UB的形状与面积率而言，对板厚1/4深度位置的钢板的与轧制方向平行的板厚截面进行电解抛光，使用EBSD得到相分布数据并以fcc结构的组织为对象进行测定。对于测定区域而言，针对作为30μm×30μm而相互分开50μm以上的10个视野进行测定。采用上述粒子尺寸、纵横比的测定方法求出粒子长度(长轴长度)、粒子宽度(短轴长度)、纵横比。针对属于粒子宽度为0.25～0.60μm、粒子长度为1.0～15μm、纵横比为3.1～25、或者粒子宽度为0.25～0.60μm、粒子长度为1.5～15μm、纵横比为4～25的γ粒，将其面积率作为S_γUB求出。另外，针对与上述相同的视野，以3％硝酸乙醇进行蚀刻，求出与板状的残余γ_UB的单侧或两侧相邻地存在的铁素体或贝氏体的合计面积率：S_UB。

以下参数也同样地由SEM照片求出：粒子宽度为0.08～0.24μm、粒子长度为0.6～15μm、纵横比为4～40的残余γ_LB的分布个数；圆当量粒子直径为1.5μm以上且20μm以下且纵横比为3以下的初生马氏体、圆当量粒子直径为1.5μm以上且20μm以下且纵横比为3以下的残余γ粒子的面积率；圆当量粒子直径为0.5μm以上且小于1.3μm且纵横比为3以下的初生马氏体、圆当量粒子直径为0.5μm以上且小于1.3μm且纵横比为3以下的残余γ粒子的形态(长度、纵横比)、面积率。

需要说明的是，残余γ的体积率表示相对于钢板整体而言的体积率，S_γUB、S_γFine、S_γBlock表示相对于显微组织整个区域而言的面积率，N_γLB表示包含上贝氏体、初生马氏体、回火马氏体、下贝氏体、残余γ的区域(铁素体以外)中的分布个数的密度。

另外，关于圆当量粒径(圆当量粒子直径)，由SEM对各个粒子进行观察，求出其面积率，算出圆当量直径，作为圆当量粒径。

C浓度为0.6～1.3％且相邻区域的C浓度为0.07％以下的区域的C浓度(质量％)及其相邻区域的C浓度(质量％)的测定中，使用日本电子制场发射型电子射线显微分析仪(FE-EPMA)JXA-8500F，在与轧制方向平行的板厚截面的板厚1/4位置处，使加速电压为6kV、使照射电流为7×10^-8A、使射束直径最小，通过线分析实施。分析长度设为6μm，为了获得显微组织的平均信息，关于随机分离10μm以上的20个部位采集C的轮廓数据。其中，为了排除污染物的影响，将背景量减掉，以使得通过各线分析得到的C的平均值与母材的碳量相等。也就是说，在所测定的碳量的平均值比母材的碳量多的情况下，认为该增加量为污染物，将从各位置的分析值一律减掉该增加量得到的值设为各位置的真实C量。就相邻地具有C浓度为0.07％以下的区域且C为0.6～1.3％的区域的合计面积率S_C富集而言，关于C峰值的缓坡部分的C量为0.07％以下的区域，假定上述区域的分布状态是随机的，将线分析结果中的C为0.6～1.3％的区域的比率设为其面积率。需要说明的是，将表示通过上述测定得到的C浓度与分析长度的关系的曲线图的一例示于图3。在图3中，C浓度为0.6～1.3％且相邻区域的C浓度为0.07％以下的区域为S_C富集-1。以30个部位导出图3所示的曲线图，得到S_C富集-1的合计面积率S_C富集。在这里，关于图3中的标记“※”的组织(板状的残余γ，膜状的残余γ)的形态，使用SEM照片来判断。

需要说明的是，关于上述板状的残余γ_UB的C富集量，由于能够通过上述分析方法进行测量，因此，在特性评价中，在C富集量为0.6～1.3％的情况下，具有该C富集量的金属相作为板状的残余γ_UB评价即可。

另外，将SEM照片的一例示于图1。

关于图1的观察中所用的钢板，其是如下得到的：将0.18％C－1.5％Si－2.8％Mn钢于成为γ单相的830℃进行退火后，以20℃/s冷却至650℃，进一步以20℃/s冷却至505℃，以20℃/s从505℃冷却至450℃后于450℃等温保持30秒后，以10℃/s冷却至315℃，然后从315℃至260℃以6℃/s冷却，进一步从260℃至350℃以15℃/s加热，于400℃保持1080秒，然后以10℃/s冷却至室温。在对轧制方向的垂直截面的1/4厚度位置进行抛光后，用3％硝酸乙醇进行腐蚀，利用SEM进行观察。

利用SEM照片对上贝氏体、初生马氏体、回火马氏体、下贝氏体、残余γ进行分离评价。上贝氏体(a)为下述组织：基本不含碳化物，在内部基本观察不到筋状的应变(板条界面)，呈与铁素体基本相同的黑色的短轴宽度为0.4μm以上的组织。与上贝氏体或铁素体相邻地存在粒子宽度为0.25～0.60μm、粒子长度为1.0～15μm、纵横比为3.1～25的板状的残余γ(b)。回火马氏体(c)为在组织内部以每1μm²为2.0～20个包含纵横比为4以下且以圆当量直径计为0.03～0.3μm的微细的碳化物的区域。下贝氏体(d)为下述区域：其在组织的内部以每1μm²为0.1～4个包含粒子宽度为0.08～0.24μm、粒子长度为0.6μm以上且15μm、纵横比为4～40的膜状的残余γ(e)、或者以每1μm²为0.2～1.9个包含纵横比为4以下且以圆当量直径计为0.03～0.3μm的微细的碳化物的区域。在回火马氏体、下贝氏体内部，在内部观察到筋状的应变(板条界面)，成为与铁素体、上贝氏体相比呈些许灰色的颜色。在贝氏体相变或马氏体相变未充分进行的区域中，圆当量粒子直径为1.5μm以上且20μm以下且纵横比为3以下的初生马氏体或残余γ粒子残留。另外，圆当量粒子直径为0.5μm以上且小于1.3μm且纵横比为3以下的初生马氏体或残余γ粒子(f)残留。碳化物基本未生成、纵横比为2.0以下的黑色区域为多边形铁素体(g)。

本发明的钢板优选为拉伸强度为780MPa以上。更优选为980MPa以上。关于拉伸强度的上限，从与其他特性的同时实现的观点出发，优选为1450MPa以下，更优选为1400MPa以下。

本发明的钢板中，通过确保扩孔率λ在TS：780～1319MPa级的条件下为30％以上、优选为40％以上，确保在TS：1320MPa以上的条件下为20％以上、优选为30％以上，成型的稳定性显著提高。关于λ的上限，从与其他特性的同时实现的观点出发，在任意强度等级的条件下均优选90％以下，更优选为80％以下。

接下来。说明本发明的钢板的制造方法。

热轧

对钢坯进行热轧中，存在将钢坯加热后轧制的方法、不对连续铸造后的钢坯进行加热而直接轧制的方法、对连续铸造后的钢坯实施短时间加热处理并进行轧制的方法等。热轧按照常规方法实施即可，例如，可设定为下述条件：钢坯加热温度为1100～1300℃，均热温度为20～300分钟(min)，精轧温度为Ar₃相变点～Ar₃相变点+200℃，卷取温度为400～720℃。对于卷取温度而言，从抑制板厚变动稳定地确保高强度的观点出发，优选设为430～530℃。

冷轧

冷轧中，将轧制率设为30～85％即可。从稳定地确保高强度、并减小各向异性的观点出发，轧制率优选为45～85％。需要说明的是，在轧制负荷高的情况下，能够于450～730℃通过CAL(连续退火线)、BAF(箱型退火炉)进行软质化的退火处理。

退火

对具有规定的成分组成的钢坯进行热轧及冷轧后，在以下规定的条件下实施退火。退火设备没有特别限定，从确保生产率及所期望的加热速度及冷却速度的观点出发，优选利用连续退火线(CAL)或连续熔融锌镀覆线(CGL)来实施。

退火温度：810～900℃

为了确保规定的面积率的回火马氏体及/或贝氏体、规定的体积率的残余γ，退火温度设为810～900℃。为了使多边形的铁素体为5％以下，退火温度以成为γ单相域退火的方式进行调节。优选为815℃以上，优选为880℃以下。

810～650℃的温度范围的平均冷却速度：1～2000℃/s

退火后，在810～650℃的温度范围内以平均冷却速度：1～2000℃/s进行冷却。若平均冷却速度小于1℃/s，则导致铁素体大量生成、强度降低、λ降低。更优选为3℃/s以上。另一方面，若平均冷却速度过高，则板形状变差，因此设为2000℃/s以下。优选为100℃/s以下，进一步优选为低于30℃/s。另外，通过设为29℃/s以下，能够使板形状成为良好的等级(使后述实施例中记载的板翘曲为15mm以下)，故优选。此外，通过使上述平均冷却速度为14℃/s以下，能够使板形状成为更良好的等级(使后述实施例中记载的板翘曲为10mm以下)，故更优选。

650～505℃的温度范围的平均冷却速度：8.0～2000℃/s

在650～505℃的温度范围内以8.0℃/s以上进行冷却。若平均冷却速度低于8.0℃/s，则导致铁素体大量生成、强度降低、λ降低。更优选为10.0℃/s以上。另一方面，若平均冷却速度过高，则板形状变差，因此设为2000℃/s以下。优选为100℃/s以下，进一步优选为低于30℃/s。

505～405℃的温度范围内的保持时间：14～200秒

通过在该温度范围内保持规定时间，能够生成基本不发生碳化物析出的上贝氏体，能够与其相邻地生成C的富集量的高的板状的残余γ_UB。另外，通过该温度范围内的保持，能够将两组织的面积率之比即S_UB/S_γUB控制在规定范围内。从上述观点出发，在505～405℃的温度范围内保持14秒以上。从生成板状的残余γ_UB、提高延展性的观点出发，该温度范围内的保持时间更优选为17秒以上。另一方面，即使以保持时间超过200秒来进行保持，板状的残余γ_UB的生成也已停滞，若以超过200秒进行保持，则碳向块状的未相变γ富集，导致块状组织的残留量的增加。因此，在505～405℃的温度范围内的保持时间设为14～200秒。从提高拉伸凸缘成型性的观点出发，在505～405℃的温度范围内的保持时间优选为100秒以下。更优选为50秒以下。需要说明的是，该温度范围内的保持对应于将该温度范围内的平均冷却速度降低至7.1℃/s以下。从延展性提高的观点出发，进行保持的温度范围优选为420℃以上，进一步优选为440℃以上。另外，优选为490℃以下，更优选为480℃以下。

405～315℃为止的温度范围的平均冷却速度：8.0～100℃/s

在405～505℃保持后，为了使得碳不过度向γ富集而需要快速地冷却至315℃。若于高于315℃的温度滞留，则碳向块状的未相变γ富集，抑制了接下来的冷却工序、回火工序中的贝氏体相变，块状的马氏体或残余γ的量增大。结果，λ降低。从提高λ的观点出发，405～315℃为止的温度范围的平均冷却速度设为8.0℃/s以上。更优选为10℃/s以上，进一步优选为15℃/s以上。若该温度范围的冷却速度过大，则板形状劣化，因此将该温度范围的冷却速度设为100℃/s以下。优选为50℃/s以下。更优选为低于20℃/s。

从315℃至冷却停止温度Tsq为止的平均冷却速度：0.2℃/s以上且低于20℃/s

进一步地，在从315℃至255～310℃的范围的冷却停止温度即Tsq为止的温度范围内缓慢地冷却来进行第2保持。由此，能够在生成马氏体、下贝氏体的同时使碳富集至相邻的γ，能够生成与马氏体、下贝氏体相邻地生成的膜状的残余γ_LB。由此，延展性提高。从延展性提高的观点出发，该温度范围的平均冷却速度设为0.2℃/s以上且低于20℃/s。更优选为1℃以上。从提高膜状的残余γ_LB的生成量使延展性提高的观点出发，该温度范围的平均冷却速度优选设为低于15℃/s，更优选设为低于10℃/s。特别优选设为7℃/s以下。

405～315℃的温度范围的冷却速度越慢，则碳越会向未相变γ富集，因此，315～Tsq的温度范围内的贝氏体相变延迟，生成膜状的残余γ_LB所需的时间变长。因此，在将405～315℃的温度范围的冷却速度设为CR3、将315℃至冷却停止温度Tsq为止的平均冷却速度设为CR4时，优选为CR3＞CR4。

需要说明的是，对于降低冷却速度而言效果最大的是315℃～301℃的范围，将该温度范围设为上述冷却速度的范围是特别重要的。

冷却停止温度Tsq：255～310℃

为使圆当量粒子直径为0.5μm以上且小于1.3μm、纵横比为3以下的微细的初生马氏体或微细的残余γ分散而确保高延展性，为确保残余γ量，冷却停止温度即Tsq需要设为255～310℃的范围。若冷却停止温度低于255℃，则不仅微细的马氏体、微细的残余γ减少，而且即使是短暂的保持时间在低于255℃的情况下，也会在马氏体、下贝氏体内部发生碳化物析出，抑制碳向残余γ的分配。因而，冷却停止温度设为255℃以上。更优选为超过260℃。若冷却停止温度超过310℃，则块状组织大量残留，λ降低。因此，冷却停止温度设为310℃以下。更优选为300℃以下。

冷却停止温度Tsq至350℃为止的温度范围的平均加热速度：2℃/s以上

进一步地，通过在从冷却停止温度至350℃为止的温度范围在短时间内进行加热，能够抑制碳化物析出而确保高延展性。另外，以进行冷却而生成的马氏体或下贝氏体为核，在再加热至350℃以上时生成上贝氏体。若至350℃为止的平均加热速度低，则将无法获得上述效果。结果，残余γ量减少，延展性降低。因此，冷却停止温度至350℃为止的温度范围的平均加热速度设为2℃/s以上。从抑制碳化物析出的观点、再加热时生成上贝氏体的观点出发，平均加热速度优选设为5℃/s以上，更优选设为10℃/s以上。上述平均加热速度的上限没有特别限定，优选为50℃/s以下，更优选为30℃/s以下。

350～590℃的保持时间：20～3000秒

从使C分配于利用中间保持所生成的板状的残余γ_UB、与马氏体、下贝氏体相邻地生成的膜状残余γ而使其稳定化的观点、将作为未相变γ而以块状分布的区域利用贝氏体相变而细分化、提高λ的观点出发，在350～590℃的温度范围内保持20～3000秒。从促进碳分配而提高延展性、减少块状组织而提高λ的观点出发，保持温度优选设为370～500℃。

另外，通过将350～590℃的保持时间设为60～3000秒，C浓度为0.6～1.3％且相邻区域的C浓度为0.07％以下的区域的合计面积率S_C富集成为0.1～5％，延展性进一步得到改善。更优选为1500秒以下，进一步优选为1200秒以下。

从充分利用由贝氏体相变带来的未相变γ的细分化效果、提高λ的观点出发，优选于350～590℃保持180秒以上。利用该保持，C浓度为0.6～1.3％且相邻区域的C浓度为0.07％以下的区域的合计面积率S_C富集成为0.2～5％，延展性进一步得到改善。

需要说明的是，350℃～590℃的温度范围内的保持也可以兼作为熔融锌镀覆处理。在实施熔融锌镀覆处理的情况下，优选将钢板浸渍在440℃以上且500℃以下的锌镀覆浴中，实施熔融锌镀覆处理，然后，通过气体擦拭等对镀覆附着量进行调节。熔融锌镀覆优选使用Al量为0.10％以上且0.22％以下的锌镀覆浴。另外，能够在熔融锌镀覆处理后实施锌镀覆的合金化处理。在实施锌镀覆的合金化处理的情况下，优选在470℃以上且590℃以下的温度范围内实施。

然后，从防止过度的回火所致的软化、碳化物析出所致的延展性降低的观点出发，350～50℃以下的温度以0.1℃/s以上的平均冷却速度进行冷却，从表面粗糙度的调节、板形状的平坦化等使冲压成型性稳定化的观点、提高YS的观点出发，能够对钢板实施表皮光轧。优选表皮光轧伸长率优选设为0.1～0.5％。另外，能够使用整平器使板形状平坦化。上述350～50℃以下的温度为止的平均冷却速度更优选为5℃/s以上，优选为100℃/s以下。

从改善拉伸凸缘成型性的观点出发，还能够在上述热处理后或表皮光轧后于100～300℃实施30秒～10日的低温热处理。通过该处理，在最终冷却时或表皮光轧时生成的马氏体的回火、退火时，侵入钢板中的氢从钢板脱离。通过低温热处理，氢能够减少至低于0.1ppm。另外，还能够实施电镀。在实施电镀后，从减少钢中的氢的观点出发，优选实施上述的低温热处理。

根据本发明例，能够在TS：780～1319MPa级的条件下满足作为鼓凸成型和拉伸凸缘成型混合存在的复杂形状的部件的成型性的指标而言重要的(TS×U.El－7000)×λ≧260000，能够在TS：1320MPa级的条件下满足(TS×U.El－7000)×λ≧180000。另外，在TS：780～1319MPa级的条件下，还能够具备9％以上优异的均匀伸长率(延展性)，在TS：1320MPa级以上的条件下还能够具备8％以上优异的均匀伸长率(延展性)，在TS：780～1319MPa级的条件下具备30％以上的扩孔性(λ)，在TS：1320MPa级以上的条件下具备20％以上的扩孔性(λ)。

实施例1

对具有表1所示成分组成的板厚1.2mm的冷轧钢板在表2－1所示退火条件下进行处理，制造本发明的钢板和比较例的钢板。

需要说明的是，一部分钢板(冷轧钢板)进一步实施熔融锌镀覆处理，制成熔融锌镀覆钢板(GI)。在这里，将钢板浸渍在440℃以上且500℃以下的锌镀覆浴中，实施熔融锌镀覆处理，然后，通过气体擦拭等对镀覆附着量进行调节。熔融锌镀覆使用Al量为0.10％以上且0.22％以下的锌镀覆浴。此外，在上述熔融锌镀覆处理后，对一部分的熔融锌镀覆钢板实施锌镀覆的合金化处理，制成合金化熔融锌镀覆钢板(GA)。在这里，在470℃以上且550℃以下的温度范围内实施锌镀覆的合金化处理。

另外，一部分的钢板(冷轧钢板)实施电镀，制成电镀锌钢板(EG)。

钢组织的测定使用上述方法进行。将测定结果示于表2－2。需要说明的是，关于与上贝氏体相邻地生成的板状的残余γ_UB的面积率，针对属于粒子宽度为0.25～0.60μm、粒子长度为1.5～15μm、纵横比为4～25的γ晶粒，将其面积率作为S_γUB求出。

从所得钢板采集JIS5号拉伸试验片，实施拉伸试验(按照JISZ2241)。将TS与U.El示于表2－2。

另外，拉伸凸缘成型性通过基于日本钢铁联盟标准JFST1001的规定的扩孔试验来评价。即，在使用冲头直径10mm、冲模直径10.3mm(间隙11％)的冲裁工具对尺寸为100mm×100mm见方的样品进行冲裁后，使用顶角60度的圆锥冲头，以冲孔形成时产生的毛刺位于外侧的方式进行扩孔，直到产生贯通板厚的裂纹。以此时的d₀：初始孔径(mm)、d：裂纹发生时的孔径(mm)，求出扩孔率λ(％)＝{(d-d₀)/d₀}×100。

在No.1、7、8、9、10、15、16、20、21、24、27、29、30、32、33的本发明例中，在TS：780～1319MPa级的条件下满足9％以上优异的均匀伸长率(延展性)，满足(TS×U.El－7000)×λ≧260000MPa％、30％以上的扩孔性(λ)，在TS：1320MPa级以上的条件下，满足8％以上优异的均匀伸长率(延展性)，满足(TS×U.El－7000)×λ≧180000MPa％、20％以上优异的扩孔性(λ)，与此相对，比较例中的至少一项劣化。

在上述例中，板状的残余γ_UB的体积率即S_γUB、膜状的残余γ_LB的分布个数即N_γLB、圆当量粒子直径为0.5μm以上且小于1.3μm、纵横比为3以下的初生马氏体及/或圆当量粒子直径为0.5μm以上且小于1.3μm、纵横比为3以下的残余γ粒子的合计面积率即S_γFine，圆当量粒子直径为1.5μm以上且20μm以下、纵横比为3以下的初生马氏体及/或圆当量粒子直径为1.5μm以上且20μm以下、纵横比为3以下的残余γ粒子的合计面积率即S_γBlock以规定量包含。

另外，在810～650℃的温度范围的平均冷却速度为15℃/s以上且29℃/s以下的发明例中，利用下述方法测定的板翘曲为11～15mm，为良好的等级。另外，在上述平均冷却速度为5℃/s以上且14℃/s以下的发明例中，利用下述方法测定的板翘曲为10mm以下，为更良好的等级。需要说明的是，用于对板形状进行评价的上述板翘曲采用下述方法评价：从退火后的钢板采集1500mm长度的切割样品，在水平的平板上，测定放置有上述样品时的4边的翘曲高度的最大值(单位mm)。需要说明的是，在沿切割样品的长度方向进行切剖时的剪切机的切割刃的间隙以4％(管理范围的上限为10％)进行。

[表1]

[表2-1]

[表2-2]

实施例2

将具有表1所示成分组成的板厚1.2mm的冷轧钢板在表3－1所示的退火条件下进行处理，制造本发明的钢板和比较例的钢板。所得钢板的钢组织的测定和机械特性的评价利用与上述同样的方法来进行，将结果示于表3－2。需要说明的是，关于与上贝氏体相邻地生成的板状的残余γ_UB的面积率，针对属于粒子宽度为0.25～0.60μm、粒子长度为1.0～15μm、纵横比为3.1～25的γ晶粒，将其面积率作为S_γUB来求出。

在No.1、2、3、7的本发明例中，在TS：780～1319MPa级的条件下满足9％以上优异的均匀伸长率(延展性)，满足(TS×U.El－7000)×λ≧260000MPa％、30％以上的扩孔性(λ)，在TS：1320MPa级以上的条件下，满足8％以上优异的均匀伸长率(延展性)，满足(TS×U.El－7000)×λ≧180000MPa％、20％以上优异的扩孔性(λ)，与此相对，比较例中的至少一项劣化。

[表3-1]

[表3-2]

产业上的可利用性

本发明具有极高的延展性和优异的拉伸凸缘成型性，优选应用于在汽车、家电等中经冲压成型工序使用的冲压成型用途。

Claims (26)

1.钢板，其具有下述成分组成，所述成分组成以质量％计含有C：0.06～0.25％、

Si：0.6～2.5％、

Mn：2.3～3.5％、

P：0.02％以下、

S：0.01％以下、

sol.Al：低于0.50％、

N：低于0.015％，

余量为铁及不可避免的杂质，

所述钢板的钢组织以面积率计包含5％以下的铁素体、95～100％的包含上贝氏体、初生马氏体、回火马氏体、下贝氏体、残余γ中的1种或2种以上的组织，以体积率计包含5～20％的残余γ，

S_γUB为0.2～7.0％，其中，所述S_γUB是粒子宽度为0.25～0.60μm、粒子长度为1.0～15μm、纵横比为3.1～25的残余γ_UB的面积率，

N_γLB为每100μm²为10～120个，其中，所述N_γLB是粒子宽度为0.08～0.24μm、粒子长度为0.6～15μm、纵横比为4～40的残余γ_LB的分布个数，

S_γFine为1～10％，其中，所述S_γFine是圆当量粒子直径为0.5μm以上且小于1.3μm、纵横比为3以下的初生马氏体及/或圆当量粒子直径为0.5μm以上且小于1.3μm、纵横比为3以下的残余γ粒子的合计面积率，

S_γBlock为0～5％，其中，所述S_γBlock是圆当量粒子直径为1.5μm以上且20μm以下、纵横比为3以下的初生马氏体及/或圆当量粒子直径为1.5μm以上且20μm以下、纵横比为3以下的残余γ粒子的合计面积率。

2.钢板，其具有下述成分组成，所述成分组成以质量％计含有

C：0.06～0.25％、

Si：0.6～2.5％、

Mn：2.3～3.5％、

P：0.02％以下、

S：0.01％以下、

sol.Al：低于0.50％，

N：低于0.015％，

余量为铁及不可避免的杂质，

所述钢板的钢组织以面积率计包含5％以下的铁素体、95～100％的包含上贝氏体、初生马氏体、回火马氏体、下贝氏体、残余γ中的1种或2种以上的组织，以体积率计包含5～20％的残余γ，

S_γUB为0.2～7.0％，其中，所述S_γUB是粒子宽度为0.25～0.60μm、粒子长度为1.5～15μm、纵横比为4～25的残余γ_UB的面积率，

N_γLB为每100μm²为10～120个，其中，所述N_γLB是粒子宽度为0.08～0.24μm、粒子长度为0.6～15μm、纵横比为4～40的残余γ_LB的分布个数，

S_γFine为1～10％，其中，所述S_γFine是圆当量粒子直径为0.5μm以上且小于1.3μm、纵横比为3以下的初生马氏体及/或圆当量粒子直径为0.5μm以上且小于1.3μm、纵横比为3以下的残余γ粒子的合计面积率，

S_γBlock为0～5％，其中，所述S_γBlock是圆当量粒子直径为1.5μm以上且20μm以下、纵横比为3以下的初生马氏体及/或圆当量粒子直径为1.5μm以上且20μm以下、纵横比为3以下的残余γ粒子的合计面积率。

3.根据权利要求1所述的钢板，其中，所述成分组成还以质量％计含有选自下述A组～C组中的1组或2组以上，

A组：从Ti：0.002～0.1％、B：0.0002～0.01％中选择的1种或2种；

B组：从Cu：0.005～1％、Ni：0.01～1％、Cr：0.01～1.0％、Mo：0.01～0.5％、V：0.003～0.5％、Nb：0.002～0.1％、Zr：0.005～0.2％及W：0.005～0.2％中选择的1种或2种以上；

C组：从Ca：0.0002～0.0040％、Ce：0.0002～0.0040％、La：0.0002～0.0040％、Mg：0.0002～0.0030％、Sb：0.002～0.1％及Sn：0.002～0.1％中选择的1种或2种以上。

4.根据权利要求2所述的钢板，其中，所述成分组成还以质量％计含有选自下述A组～C组中的1组或2组以上，

A组：从Ti：0.002～0.1％、B：0.0002～0.01％中选择的1种或2种；

B组：从Cu：0.005～1％、Ni：0.01～1％、Cr：0.01～1.0％、Mo：0.01～0.5％、V：0.003～0.5％、Nb：0.002～0.1％、Zr：0.005～0.2％及W：0.005～0.2％中选择的1种或2种以上；

C组：从Ca：0.0002～0.0040％、Ce：0.0002～0.0040％、La：0.0002～0.0040％、Mg：0.0002～0.0030％、Sb：0.002～0.1％及Sn：0.002～0.1％中选择的1种或2种以上。

5.根据权利要求1～4中任一项所述的钢板，其中，S_UB与S_γUB之比满足S_UB/S_γUB≥3.5，所述S_UB是与所述残余γ_UB相邻的铁素体或上贝氏体的面积率。

6.根据权利要求1～4中任一项所述的钢板，其中，S_C富集为0.1～5％，所述S_C富集是在所述组织中C浓度为0.6～1.3％且相邻区域的C浓度为0.07％以下的区域的合计面积率。

7.根据权利要求5所述的钢板，其中，S_C富集为0.1～5％，所述S_C富集是在所述组织中C浓度为0.6～1.3％且相邻区域的C浓度为0.07％以下的区域的合计面积率。

8.根据权利要求6所述的钢板，其中，C浓度为0.6～1.3％且相邻区域的C浓度为0.07％以下的所述区域为残余γ。

9.根据权利要求7所述的钢板，其中，C浓度为0.6～1.3％且相邻区域的C浓度为0.07％以下的所述区域为残余γ。

10.根据权利要求8所述的钢板，其中，C浓度为0.6～1.3％且相邻区域的C浓度为0.07％以下的所述区域为残余γ_UB粒子。

11.根据权利要求9所述的钢板，其中，C浓度为0.6～1.3％且相邻区域的C浓度为0.07％以下的所述区域为残余γ_UB粒子。

12.根据权利要求5所述的钢板，其中，与所述残余γ_UB相邻的区域包含上贝氏体。

13.根据权利要求6所述的钢板，其中，所述相邻区域包含上贝氏体。

14.根据权利要求7所述的钢板，其中，所述相邻区域包含上贝氏体。

15.根据权利要求8所述的钢板，其中，所述相邻区域包含上贝氏体。

16.根据权利要求9所述的钢板，其中，所述相邻区域包含上贝氏体。

17.根据权利要求10所述的钢板，其中，所述相邻区域包含上贝氏体。

18.根据权利要求11所述的钢板，其中，所述相邻区域包含上贝氏体。

19.根据权利要求1～4、7～18中任一项所述的钢板，其拉伸强度为780MPa以上且1450MPa以下。

20.根据权利要求5所述的钢板，其拉伸强度为780MPa以上且1450MPa以下。

21.根据权利要求6所述的钢板，其拉伸强度为780MPa以上且1450MPa以下。

22.根据权利要求1～4、7～18、20、21中任一项所述的钢板，其在表面具有镀锌层。

23.根据权利要求5所述的钢板，其在表面具有镀锌层。

24.根据权利要求6所述的钢板，其在表面具有镀锌层。

25.根据权利要求19所述的钢板，其在表面具有镀锌层。

26.钢板的制造方法，其中，

在将具有权利要求1～4中任一项中记载的成分组成的钢坯进行热轧及冷轧后，将冷轧钢板于810～900℃的退火温度进行退火，

接下来，在810～650℃的温度范围内以平均冷却速度为1～2000℃/s进行冷却，进一步在650～505℃的温度范围内以平均冷却速度为8.0～2000℃/s进行冷却后，

在505～405℃的温度范围内保持14～200秒，

进一步在405～315℃的温度范围内以平均冷却速度为8.0～100℃/s进行冷却后，

在自315℃至255～310℃的范围内的冷却停止温度即Tsq为止的温度范围内以平均冷却速度为0.2℃/s以上且低于20℃/s进行冷却后，

在自Tsq至350℃为止的温度范围内以平均加热速度为2℃/s以上进行加热，

于350～590℃保持20～3000秒后，

从350～50℃以下的温度为止以0.1℃/s以上的冷却速度冷却。

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