CN108779536A - 钢板、镀覆钢板和它们的制造方法 - Google Patents

钢板、镀覆钢板和它们的制造方法 Download PDF

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Abstract

一种钢板，具有规定的成分组成：以面积率计，多边形铁素体为20％～65％，未再结晶铁素体为8％以上，马氏体为5％～25％，以体积率计，残余奥氏体为8％以上，同时各相(多边形铁素体、马氏体、残余奥氏体)的晶粒的平均长宽比分别为2.0～15.0，此外，上述多边形铁素体的平均晶粒直径为6μm以下，上述马氏体的平均晶粒直径为3μm以下，上述残余奥氏体的平均晶粒直径为3μm以下，上述残余奥氏体中的Mn量(质量％)除以上述多边形铁素体中的Mn量(质量％)而得的值为2.0以上，由此可得到具有590MPa以上的TS的同时YR为68％以上这样成型性优异且具有较的高的屈服比和扩孔性的高强度钢板。

Description

钢板、镀覆钢板和它们的制造方法
技术领域
本发明涉及钢板、热浸镀锌钢板、热浸镀铝钢板和电镀锌钢板以及它们的制造方法，特别涉及一种适于汽车、电气等产业领域中使用的部件的成型性和扩孔性优异且具有较高的屈服比的钢板。
背景技术
近年，从保护地球环境观点出发，提高汽车的油耗效率成为了重要的课题。因此，通过作为车体材料的钢板的高强度化来实现薄壁化，从而使车体本身轻量化的举措越发活跃。
然而，一般，钢板的高强度化会导致成型性降低，因此实现高强度化时钢板的成型性降低，产生成型时发生裂纹等问题。因此，无法单纯地尝试钢板的薄壁化。由此，期待兼具高强度和高成型性的材料的开发。此外，对拉伸强度(TS)为590MPa以上的钢板除了要求高成型性以外，还特别要求碰撞吸能大的特性。为了提高碰撞吸能特性，提高屈服比(YR)是有效的。因为屈服比高时，能够使钢板以较低的变形量高效地吸收碰撞能量。
此外，将钢板用于汽车车体时，进行根据车体形状的拉伸凸缘成型，因此也一并要求优异的扩孔性。
例如，在专利文献1中提出了一种拉伸强度为1000MPa以上且总伸长率(EL)为30％以上的具有利用残余奥氏体的加工诱发相变而得的极高的延展性的高强度钢板。
另外，在专利文献2中提出了一种高强度钢板，通过使用高Mn钢并实施铁素体和奥氏体的2相区域的热处理而使强度和延展性平衡优异。
此外，在专利文献3中提出了一种高强度钢板，通过在高Mn钢中使热轧后的组织为含有贝氏体或马氏体的组织，进一步，实施退火和回火而形成微细的残余奥氏体后，制成含有回火贝氏体或回火马氏体的组织，从而改善了局部延展性。
先行技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开昭61-157625号公报
专利文献2：日本特开平1-259120号公报
专利文献3：日本特开2003-138345号公报
发明内容
其中，专利文献1中记载的钢板是通过将以C、Si和Mn为基本成分的钢板奥氏体化后，在贝氏体相变温度区域进行淬火并等温保持的所谓的奥氏体等温淬火处理而制造的。而且，在实施该奥氏体等温淬火处理时，通过C在奥氏体中的稠化而生产残余奥氏体。
然而，为了得到大量的残余奥氏体，需要超过0.3％的大量的C，但超过0.3％的C浓度时，点焊性降低明显，难以作为汽车用钢板实用化。
此外，专利文献1中记载的钢板以提高延展性为主要目的，并未考虑扩孔性、弯曲性和屈服比。
同样，在专利文献2、3中，虽然从成型性的观点考虑，阐述了钢板的延展性提高，但未考虑其弯曲性、屈服比以及扩孔性。
本发明是着眼于上述问题点而进行的，其目的在于提供具有590MPa以上的TS，并且YR为68％以上的成型性和扩孔性优异的钢板、热浸镀锌钢板、热浸镀铝钢板和电镀锌钢板以及它们的制造方法。
发明人为了解决上述课题，制造成型性和扩孔性优异且具有高的屈服比和拉伸强度的高强度钢板，从钢板的成分组成和制造方法的观点出发，反复进行了深入研究。其结果，发现通过适当地调整钢的成分组成和组织，能够制造延展性等成型性和扩孔性优异的高屈服比型高强度钢板。
即，使钢成分在Mn：2.60质量％～4.20质量％的范围，并且适当调整Ti等其它合金元素的添加量之后，实施热轧而制成热轧板。接着，对该热轧板通过酸洗而除去氧化皮后，在Ac1相变点+20℃～Ac1相变点+120℃的温度区域保持600s～21600s，进而直接以热轧后的退火的状态，或以压下率小于30％进行冷轧而制成冷轧板，进一步，将该热轧板或冷轧板在Ac1相变点+10℃～Ac1相变点+100℃的温度区域保持20～900s后，进行冷却。
通过经过上述工序，上述热轧板或冷轧板成为如下组织：以面积率计，具有20％～65％的多边形铁素体、8％以上的未再结晶铁素体、5％～25％的马氏体，以体积率计，具有8％以上的残余奥氏体，这些各相(多边形铁素体、马氏体、残余奥氏体)的晶粒的平均长宽比分别为2.0～15.0，而且上述多边形铁素体的平均晶粒直径为6μm以下，上述马氏体的平均晶粒直径为3μm以下，上述残余奥氏体的平均晶粒直径为3μm以下。此外，对于上述热轧板或冷轧板，能将上述残余奥氏体中的Mn量(质量％)除以上述多边形铁素体中的Mn量(质量％)而得的值控制为2.0以上，能够确保8％以上的由Mn稳定化的残余奥氏体。
本发明是基于上述见解而进行的。
即，本发明的要旨构成如下。
1.一种钢板，具有成分组成如下：以质量％计，含有C：0.030％～0.250％、Si：0.01％～3.00％、Mn：2.60％～4.20％、P：0.001％～0.100％、S：0.0200％以下、N：0.0100％以下和Ti：0.005％～0.200％，
以质量％计，进一步任意含有选自Al：0.01％～2.00％、Nb：0.005％～0.200％、B：0.0003％～0.0050％、Ni：0.005％～1.000％、Cr：0.005％～1.000％、V：0.005％～0.500％、Mo：0.005％～1.000％、Cu：0.005％～1.000％、Sn：0.002％～0.200％、Sb：0.002％～0.200％、Ta：0.001％～0.010％、Ca：0.0005％～0.0050％、Mg：0.0005％～0.0050％和REM：0.0005％～0.0050％中的至少一种元素，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，
具有钢组织如下：以面积率计，多边形铁素体为20％～65％，未再结晶铁素体为8％以上，马氏体为5％～25％，以体积率计，残余奥氏体为8％以上，而且上述多边形铁素体、上述马氏体和上述残余奥氏体的晶粒的平均长宽比分别为2.0～15.0，
上述多边形铁素体的平均晶粒直径为6μm以下，
上述马氏体的平均晶粒直径为3μm以下，
上述残余奥氏体的平均晶粒直径为3μm以下，
上述残余奥氏体中的Mn量(质量％)除以上述多边形铁素体中的Mn量(质量％)而得的值为2.0以上。
2.根据上述1所述的钢板，其中，上述残余奥氏体中的C量与上述残余奥氏体中的Mn量的关系满足下式，
0.09×[Mn量]－0.026－0.150≤[C量]≤0.09×[Mn量]－0.026+0.150
[C量]：残余奥氏体中的C量(质量％)
[Mn量]：残余奥氏体中的Mn量(质量％)。
3.一种镀覆钢板，在上述1或2所述的钢板中进一步具有选自热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层、热浸镀铝层和电镀锌层中的一种。
4.一种钢板的制造方法，是上述1或2所述的钢板的制造方法，
将具有上述1所述的成分组成的钢坯加热，以精轧输出侧温度750℃～1000℃进行热轧，以300℃～750℃进行卷取，接着，通过酸洗而除去氧化皮，在Ac1相变点+20℃～Ac1相变点+120℃的温度区域保持600s～21600s，任意地以压下率小于30％进行冷轧，其后，在Ac1相变点+10℃～Ac1相变点+100℃的温度区域保持20s～900s而进行冷却。
5.根据上述4所述的钢板的制造方法，其中，赋予以伸长率值计为10％的拉伸加工后的残余奥氏体的体积率除以该拉伸加工前的残余奥氏体的体积率而得的值为0.3以上。
6.根据上述4所述的钢板的制造方法，其中，是上述3所述的镀覆钢板的制造方法，
上述冷却后，实施选自热浸镀锌处理、热浸镀铝处理和电镀锌处理中的一种，或者在实施上述热浸镀锌处理后，进一步以450℃～600℃实施合金化处理。
根据本发明，得到TS为590MPa以上且YR为68％以上的成型性和扩孔性优异的高屈服比型的高强度钢板。通过将本发明的钢板用于例如汽车结构部件，能够实现基于车体轻量化的油耗效率改善，产业上的利用价值极大。
附图说明
图1是表示拉伸加工的加工程度与残余奥氏体体积率的关系的图。
图2是表示将赋予以伸长率值计为10％的拉伸加工时的残余奥氏体的残留的体积率除以加工前的残余奥氏体的体积率而得的值与钢板的伸长率的关系的图。
具体实施方式
以下，对本发明进行具体说明。
首先，本发明中，对将钢的成分组成限定在本发明的范围的理由进行说明。应予说明，以下的钢或板坯的成分组成中所涉及的％标记是指质量％。另外，钢或板坯的成分组成的剩余部分为Fe和不可避免的杂质。
C：0.030％～0.250％
C是为了生成马氏体等低温相变相而使强度上升所必需的元素。另外，也是对提高残余奥氏体的稳定性、提高钢的延展性有效的元素。C量小于0.030％时，难以确保所希望的马氏体的面积率，得不到所希望的强度。另外，难以确保足够的残余奥氏体的体积率，得不到良好的延展性。另一方面，如果C超过0.250％而过量添加，则硬质的马氏体的面积率变得过大，马氏体的晶界处的微孔增加，在弯曲试验和扩孔试验时龟裂的传播变得容易进行，弯曲性、拉伸凸缘性降低。另外，C的过量添加会使焊接部和热影响部硬化变显著，使焊接部的机械特性降低，因此点焊性、电弧焊接性等劣化。从这些观点出发，C量在0.030％～0.250％的范围。优选为0.080％以上。优选为0.200％以下。
Si：0.01％～3.00％
Si是因提高铁素体的加工硬化能力而对确保良好的延展性有效的元素。Si量小于0.01％时，其添加效果不足，因此使下限为0.01％。另一方面，超过3.00％的Si的过量添加不仅引起钢的脆化，而且引起因产生红鳞等所致的表面性状的劣化。因此，Si量在0.01％～3.00％的范围。优选为0.20％以上。优选为2.00％以下。
Mn：2.60％～4.20％
Mn是本发明中极其重要的元素。Mn是使残余奥氏体稳定化的元素，对确保良好的延展性有效。此外，Mn也是能够通过固溶强化而使钢的TS上升的元素。这样的效果在钢的Mn量为2.60％以上时体现。另一方面，Mn量超过4.20％的过量添加成为成本上升的重要因素。从这样的观点出发，Mn量在2.60％～4.20％的范围。优选在3.00％～4.20％。
P：0.001％～0.100％
P具有固溶强化的作用，是可以根据所希望的TS而添加的元素。另外，也是促进铁素体相变，对钢板的复合组织化有效的元素。为了得到这样的效果，需要使钢板中的P量为0.001％以上。另一方面，如果P量超过0.100％，则会导致焊接性劣化，而且在对锌镀层进行合金化处理时降低合金化速度，损害锌镀层的品质。因此，P量在0.001％～0.100％的范围。优选为0.005％以上。优选为0.050％以下。
S：0.0200％以下
S偏析于晶界而在热加工时使钢脆化，而且以硫化物的形式存在而使钢板的局部变形能力降低。因此，S量为0.0200％以下，优选为0.0100％以下，更优选为0.0050％以下。但是，受到生产技术上的制约，S量优选为0.0001％以上。因此，S量优选在0.0001％～0.0200％的范围。更优选为0.0001％～0.0100％，更进一步优选在0.0001％～0.0050％的范围。
N：0.0100％以下
N是使钢的耐时效性劣化的元素。特别是，N量超过0.0100％时，耐时效性的劣化明显。因此，N量越少越好，但受到生产技术上的制约，N量优选为0.0005％以上。因此，N量优选在0.0005％～0.0100％的范围。更优选为0.0010％以上。更优选为0.0070％以下。
Ti：0.005％～0.200％
Ti是本发明中极其重要的添加元素。Ti对钢的析出强化有效，而且能够确保所希望的未再结晶铁素体的面积率，有助于钢板的高屈服比化。此外，通过应用比较硬质的未再结晶铁素体，能够减少与硬质第2相(马氏体或残余奥氏体)的硬度差，有助于提高拉伸凸缘性。而且，这些效果通过添加Ti量为0.005％以上而获得。另一方面，如果钢板中的Ti量超过0.200％，则硬质的马氏体的面积率变得过大，马氏体的晶界处的微孔增加，在弯曲试验和扩孔试验时龟裂的传播变得容易进行，钢板的弯曲性、拉伸凸缘性降低。
因此，Ti的添加量在0.005％～0.200％的范围。优选为0.010％以上。优选为0.100％以下。
以上，对本发明的基本成分进行了说明。除上述成分以外的剩余部分为Fe和不可避免的杂质，但除此以外，也可以根据需要而适当地含有以下元素。
含有选自Al：0.01％～2.00％、Nb：0.005％～0.200％、B：0.0003％～0.0050％、Ni：0.005％～1.000％、Cr：0.005％～1.000％、V：0.005％～0.500％、Mo：0.005％～1.000％、Cu：0.005％～1.000％、Sn：0.002％～0.200％、Sb：0.002％～0.200％、Ta：0.001％～0.010％、Ca：0.0005％～0.0050％、Mg：0.0005％～0.0050％和REM：0.0005％～0.0050％中的至少一种元素
Al是使铁素体和奥氏体的二相区域扩大、对退火温度依赖性的降低、即、材质稳定性有效的元素。另外，Al也是作为脱氧剂发挥作用，对维持钢的清洁度有效的元素。然而，Al量小于0.01％时其添加效果不足，因此使下限为0.01％。另一方面，大量添加超过2.00％时，连续铸造时产生钢片裂纹的危险性提高，使制造性降低。从这样的观点出发，添加时的Al量在0.01％～2.00％的范围。优选为0.20％以上。优选为1.20％以下。
Nb对钢的析出强化有效，其添加效果在为0.005％以上时获得。另外，与Ti添加的效果同样能够确保所希望的未再结晶铁素体的面积率，有助于钢板的高屈服比化。此外，通过应用比较硬质的未再结晶铁素体，能够减少与硬质第2相(马氏体或残余奥氏体)的硬度差，有助于提高拉伸凸缘性。另一方面，如果Nb量超过0.200％，则硬质的马氏体的面积率变得过大，马氏体的晶界处的微孔增加，在弯曲试验和扩孔试验时龟裂的传播变得容易进行。其结果，钢板的弯曲性、拉伸凸缘性降低。另外，也成为成本上升的重要因素。因此，添加Nb时，在0.005％～0.200％的范围。优选为0.010％以上。优选为0.100％以下。
B因为具有抑制来自奥氏体晶界的铁素体的生成和生长的作用，能够进行随机应变的组织控制，所以可以根据需要进行添加。其添加效果在为0.0003％以上时获得。另一方面，如果B量超过0.0050％，则钢板的成型性降低。因此，添加B时在0.0003％～0.0050％的范围。优选为0.0005％以上。优选为0.0030％以下。
Ni是使残余奥氏体稳定化的元素，对确保良好的延展性有效，进一步是通过固溶强化而使钢的TS上升的元素。其添加效果在为0.005％以上时获得。另一方面，如果添加超过1.000％，则硬质的马氏体的面积率变得过大，马氏体的晶界处的微孔增加，在弯曲试验和扩孔试验时龟裂的传播变得容易进行。其结果，钢板的弯曲性、拉伸凸缘性降低。另外，也成为成本上升的重要因素。因此，添加Ni时在0.005％～1.000％的范围。
Cr、V和Mo是因为具有提高TS与延展性平衡的作用而可以根据需要添加的元素。其添加效果在Cr：0.005％以上、V：0.005％以上和Mo：0.005％％以上时获得。另一方面，如果分别超过Cr：1.000％、V：0.500％和Mo：1.000％而过量添加，则硬质的马氏体的面积率变得过大，马氏体的晶界处的微孔增加，在弯曲试验和扩孔试验时龟裂的传播变得容易进行。其结果，钢板的弯曲性、拉伸凸缘性降低。另外，也成为成本上升的重要因。因此，添加这些元素时分别在Cr：0.005％～1.000％、V：0.005％～0.500％和Mo：0.005％～1.000％的范围。
Cu是对钢的强化有效的元素，只要在本发明所规定的范围内，就可以用于钢的强化。其添加效果在为0.005％以上时获得。另一方面，如果添加超过1.000％，则硬质的马氏体的面积率变得过大，马氏体的晶界处的微孔增加，在弯曲试验和扩孔试验时龟裂的传播变得容易进行。其结果，钢板的弯曲性、拉伸凸缘性降低。因此，添加Cu时在0.005％～1.000％的范围。
从抑制因钢板表面的氮化、氧化而产生的钢板表层的几十μm左右的厚度区域的脱碳的观点出发，根据需要进行添加Sn、Sb。这样，通过抑制氮化、氧化，对防止钢板表面的马氏体的面积率减少、确保TS或材质稳定性有效。另一方面，如果超过0.200％而过量添加，则会导致韧性降低。因此，添加Sn、Sb时分别在0.002％～0.200％的范围。
Ta与Ti、Nb同样地生成合金碳化物、合金碳氮化合物而有助于钢的高强度化。此外，认为通过部分固溶于Nb碳化物或Nb碳氮化合物，生成(Nb、Ta)(C、N)这样的复合析出物，从而有效地抑制析出物的粗大化，具有稳定化基于析出强化的对钢板强度提高的效果。因此，本发明中，优选含有Ta。这里，Ta的添加效果通过使Ta的含量为0.001％以上而获得。另一方面，即便过量添加Ta，其添加效果也饱和，而且合金成本还增加。因此，添加Ta时在0.001％～0.010％的范围。
Ca、Mg和REM是使硫化物的形状球状化、对改善硫化物对扩孔性(拉伸凸缘性)的不良影响有效的元素。为了得到该效果，需要分别添加0.0005％以上。另一方面，分别超过0.0050％的过量添加会引起夹杂物等的增加，引起钢板的表面和内部缺陷等。因此，添加Ca、Mg和REM时分别在0.0005％～0.0050％的范围。
接下来，对微观组织进行说明。
为了确保充分的延展性，对钢板可以促进组织中的多边形铁素体的生成，但这会成为降低拉伸强度和屈服强度的重要因素。另外，随着马氏体面积率而也发生变化，延展性受残余奥氏体量的影响较大。因此，控制这些相(组织)的量(面积率、体积率)对改善高强度钢板的机械特性有效。发明人等从这样的观点出发进行研究，结果新发现：可以通过冷轧的压下率来控制多边形铁素体和未再结晶铁素体的面积率。此外，明确了马氏体的面积率、残余奥氏体的体积率基本由Mn添加量决定。而且，表明通过不实施冷轧或者使冷轧的压下率不超过30％，从而不仅多边形铁素体的面积率(相对于所有组织)变少(能够控制为适当范围)，而且最终产品的组织形状较大变化而成为具有长宽比较大的晶粒的钢板。其结果，明确了扩孔性λ的值得到改善。即，高延展性且扩孔性良好的钢板的微观组织如下。
多边形铁素体的面积率：20％～65％
本发明中，为了确保充分的延展性，需要使多边形铁素体的面积率为20％以上。另一方面，为了确保590MPa以上的TS，需要将软质的多边形铁素体的面积率控制为65％以下。优选面积率为30％以上。优选面积率为55％以下。应予说明，本发明中的多边形铁素体是指比较软质且富于延展性的铁素体。
未再结晶铁素体的面积率：8％以上
未再结晶铁素体的面积率为8％以上在本发明中是极其重要的。这里，未再结晶铁素体虽然对钢板的强度上升有效，但会导致钢板的延展性的明显降低，因此一般使其减少的情况多见。
但是，本发明中，通过利用多边形铁素体和残余奥氏体来确保良好的延展性，进一步积极应用比较硬质的未再结晶铁素体，从而不需要例如面积率超过25％这样大量的马氏体就能够确保所期望的钢板的TS。
此外，本发明中，因为减少了多边形铁素体和马氏体的异相界面量，所以能够提高钢板的屈服强度(YP)、YR。
为了得到以上的效果，需要使未再结晶铁素体的面积率为8％以上。优选为10％以上。
应予说明，本发明中的未再结晶铁素体是指在晶粒内包含晶体取向差小于15°的变形的铁素体，是比上述的富于延展性的多边形铁素体硬质的铁素体。
应予说明，本发明中，未再结晶铁素体的面积率的上限没有特别限制，由于存在钢板的面内的材质各向异性变大的可能性，因而优选为45％左右。
马氏体的面积率：5％～25％
为了实现590MPa以上的TS，需要使马氏体的面积率为5％以上。另一方面，为了确保良好的延展性，需要将马氏体的面积率限制在25％以下。
这里，本发明中，铁素体(多边形铁素体和未再结晶铁素体)和马氏体的面积率可以如下求出。
即，将与钢板的轧制方向平行的板厚截面(L截面)研磨后，用3vol％硝酸酒精进行腐蚀，使用SEM(扫描式电子显微镜)以2000倍的倍率对板厚1/4位置(相当于从钢板表面在深度方向为板厚的1/4的位置)观察10个视野左右，得到组织图像。可以使用该得到的组织图像，利用Media Cybernetics公司的Image-Pro算出10个视野的各组织(铁素体、马氏体)的面积率，将这些面积率平均而求出。应予说明，在上述的组织图像中，多边形铁素体和未再结晶铁素体通过呈现出灰色的组织(基底组织)而被识别，马氏体通过呈现出白色的组织而被识别。
另外，本发明中，多边形铁素体和未再结晶铁素体的面积率可以如下求出。
即，使用EBSD(Electron Back Scatter Diffraction；电子背散射衍射法)来识别晶体取向差为2°以上且小于15°的小角度晶界和晶体取向差为15°以上的大角度晶界。然后，将晶粒内包含小角度晶界的铁素体作为未再结晶铁素体，制作IQ Map。接下来，从制作的IQ Map中抽取10个视野后，分别求出该10个视野中的小角度晶界和大角度晶界的面积，由此分别算出多边形铁素体和未再结晶铁素体的面积，求出10个视野的多边形铁素体和未再结晶铁素体的面积率。然后，将这些面积率平均而求出上述多边形铁素体和未再结晶铁素体的面积率。
残余奥氏体的体积率：8％以上
本发明中，为了确保充分的延展性，需要使残余奥氏体的体积率为8％以上。优选为10％以上。
应予说明，本发明中，残余奥氏体的体积率的上限没有特别限制，由于对提高延展性的效果小的C、Mn等成分稠化较稀薄且不稳定的残余奥氏体增加，因而优选为40％左右。
另外，残余奥氏体的体积率通过将钢板研磨至板厚方向的1/4面(相当于从钢板表面在深度方向为板厚的1/4的面)，测定该板厚1/4面的衍射X射线强度而求出。入射X射线使用MoKα射线，求出残余奥氏体的{111}、{200}、{220}、{311}面的峰的积分强度相对于铁素体的{110}、{200}、{211}面的峰的积分强度的所有12种组合的强度比，将它们的平均值作为残余奥氏体的体积率。
多边形铁素体的平均晶粒直径：6μm以下
多边形铁素体的晶粒的微细化有助于提高YP、TS。因此，为了确保较高的YP、较高的YR和所希望的TS，需要使多边形铁素体的平均晶粒直径为6μm以下。优选为5μm以下。
应予说明，本发明中，多边形铁素体的平均晶粒直径的下限没有特别限制，工业上优选为0.3μm左右。
马氏体的平均晶粒直径：3μm以下
马氏体的晶粒的微细化有助于提高弯曲性和拉伸凸缘性(扩孔性)。因此，为了确保高弯曲性、高拉伸凸缘性(高扩孔性)，需要将马氏体的平均晶粒直径抑制为3μm以下。优选为2.5μm以下。
应予说明，本发明中，马氏体的平均晶粒直径的下限没有特别限制，工业上优选为0.1μm左右。
残余奥氏体的平均晶粒直径：3μm以下
残余奥氏体的晶粒的微细化有助于延展性的提高以及弯曲性和拉伸凸缘性(扩孔性)的提高。因此，为了确保良好的延展性、弯曲性、拉伸凸缘性(扩孔性)，需要使残余奥氏体的平均晶粒直径为3μm以下。优选为2.5μm以下。
应予说明，本发明中，残余奥氏体的平均晶粒直径的下限没有特别限制，工业上优选为0.1μm左右。
另外，多边形铁素体、马氏体和残余奥氏体的平均晶粒直径通过使用上述的Image-Pro，求出多边形铁素体晶粒、马氏体晶粒和残余奥氏体晶粒各自的面积，算出圆当量直径，将这些值平均而求出。应予说明，多边形铁素体、未再结晶铁素体、马氏体和残余奥氏体通过EBSD进行分离，马氏体和残余奥氏体通过EBSD的Phase Map进行识别。应予说明，本发明中，求出上述平均晶粒直径时，均对0.01μm以上的粒径的晶粒进行测定。原因是由于小于0.01μm的晶粒不对本发明造成影响。
多边形铁素体、马氏体和残余奥氏体的晶粒的平均长宽比：2.0～15.0
使多边形铁素体、马氏体和残余奥氏体的晶粒的平均长宽比为2.0以上在本发明中极其重要。
首先，晶粒的长宽比小是指在冷轧后的热处理(冷轧板退火)的保持中，铁素体和奥氏体在发生恢复和再结晶后进行晶粒生长，生成了接近等轴晶粒的晶粒。这里生成的铁素体是软质的。另一方面，不实施冷轧或冷轧的压下率小于30％时，被附加的应变量减少，因此多边形铁素体生成受到抑制，长宽比大的晶粒成为主体的组织。由这样的长宽比大的晶粒构成的组织与前述的铁素体相比含有更多应变，或者存在晶界与晶界的距离小的地方，因而变硬。因此，不仅使TS提高，而且与残余奥氏体或马氏体等硬质相的硬度差变小，在不损害延展性的情况下改善扩孔性。另一方面，长宽比超过15.0时TS的上升明显，得不到良好的延展性。
因此，多边形铁素体、马氏体和残余奥氏体的晶粒的平均长宽比分别为2.0～15.0。为了实现延展性，更优选为2.2以上，更优选为2.4以上。
另外，这里所说的晶粒的长宽比是指晶粒的长轴长度除以短轴长度而得的值，各晶粒的平均长宽比可以如下而求出。
即，可以使用上述的Image-Pro，在多边形铁素体晶粒、马氏体晶粒、残余奥氏体晶粒各自中算出30个晶粒的长轴长度和短轴长度，将该长轴长度除以短轴长度，将由此得到的值平均而求出。
残余奥氏体中的Mn量(质量％)除以多边形铁素体中的Mn量(质量％)而得的值：2.0以上
使残余奥氏体中的Mn量(质量％)除以多边形铁素体中的Mn量(质量％)而得的值为2.0以上在本发明中极其重要。这是由于为了确保良好的延展性，需要增多Mn富集的稳定的残余奥氏体。
应予说明，本发明中，残余奥氏体中的Mn量(质量％)除以多边形铁素体中的Mn量(质量％)而得的值的上限没有限制，从确保拉伸凸缘性的观点考虑，优选为16.0左右。
另外，残余奥氏体中的Mn量(质量％)和多边形铁素体中的Mn量(质量％)可以如下求出。
即，可以使用EPMA(Electron Probe Micro Analyzer；电子探针显微分析仪)，对板厚1/4位置的轧制方向截面的各相中的Mn的分布状态进行定量。接着，对30个残余奥氏体晶粒和30个铁素体晶粒的Mn量进行分析。然后将由该分析的结果求出的Mn量平均而求出。
这里，本发明的微观组织除了含有上述的多边形铁素体、马氏体等以外，也可以含有块状铁素体、针状铁素体、贝氏体铁素体、回火马氏体、珠光体和渗碳体等通常在钢板中看到的碳化物(不包括珠光体中的渗碳体)。这些组织只要在面积率为10％以下的范围，则即便含有也不损害本发明的效果。
另外，发明人深入调查了对钢板施加加压成型或加工时的钢板组织。
其结果，发现存在在施加加压成型或加工时会立即进行马氏体相变的情况以及直到加工量变大为止以残余奥氏体的形式存在，最后进行马氏体相变而产生TRIP现象(加工诱发相变现象)的情况。而且，研究发现由于加工量变大而进行马氏体相变的残余奥氏体较多时，特别有效地得到良好的伸长率。
即，选择各种伸长率良好和伸长率低位的试样，将拉伸加工的加工程度变化为0～20％而测定残余奥氏体量，结果在加工程度和残余奥氏体量之间看到如图1所示的趋势。这里，加工程度是指使用以拉伸方向与钢板的轧制方向成为直角方向的方式采取样品而得的JIS5号试验片进行拉伸试验时的伸长率。
如图1所示，可知伸长率良好的试样的提高加工程度时的残余奥氏体的减少的方式缓和。
因此，对TS为780MPa级的赋予以伸长率值计为10％的拉伸加工的试样的残余奥氏体量进行测定，调查了该值与加工前的残余奥氏体量的比对钢板的总伸长率带来的影响。将其结果示于图2。
如图2所示，可知赋予以伸长率值计为10％的拉伸加工时的残余奥氏体的残留的体积率除以加工前的残余奥氏体体积率而得的值在0.3以上的范围时得到较高的伸长率，偏离该范围的试样的伸长率较低位。
因此，本发明中，赋予以伸长率值计为10％的拉伸加工后的钢中残留的残余奥氏体的体积率除以拉伸加工前的残余奥氏体体积率而得的值优选为0.3以上。这是由于能够确保随着加工量变大而进行马氏体相变的残余奥氏体。
应予说明，对于上述TRIP现象必须的是在加压成型或加工前存在残余奥氏体，为了使残余奥氏体在加压成型或加工前存在，需要使由钢的组织中含有的成分元素决定的Ms点(马氏体相变开始点)降低为15℃以下左右。
另外，对本发明中的赋予以伸长率值计为10％的拉伸加工的工序进行具体说明则使用以拉伸方向与钢板的轧制方向成直角方向的方式采取样品而得的JIS5号试验片进行拉伸试验，在其伸长率为10％时中断试验，由此对试验片赋予以伸长率值计为10％的拉伸加工。
应予说明，残余奥氏体的体积率可以通过已经描述的方法而求出。
进一步，对满足上述条件的试样进行了详细调查的结果发现残余奥氏体中的C量与Mn量的关系满足下式时，在施加加工时产生表现出高加工硬化能力的TRIP现象而表现出更良好的伸长率。
0.09×[Mn量]－0.026－0.150≤[C量]≤0.09×[Mn量]－0.026+0.150
[C量]：残余奥氏体中的C量(质量％)
[Mn量]：残余奥氏体中的Mn量(质量％)
通过满足上述要件，能够断续地显现属于提高延展性的主要因素的TRIP现象直到钢板加工的最后阶段，能够实现所谓的稳定的残余奥氏体的生成。
上述的残余奥氏体中的C量(质量％)可以按照以下方法而求出。
即，使用上述的EPMA，对板厚1/4位置的轧制方向截面的各相中的C的分布状态进行定量。接着，对30个残余奥氏体晶粒的C量进行分析。然后，将由该分析的结果求出的C量平均而求出。
应予说明，残余奥氏体中的Mn量(质量％)可以按照与上述残余奥氏体中的C量相同的方法而求出。
以下，对制造条件进行说明。
钢坯的加热温度：1100℃～1300℃
在钢坯(或简称为板坯)的加热阶段存在的析出物会在最终得到的钢板内以粗大的析出物的形式存在，对强度没有贡献。因此，需要使在铸造时析出的Ti、Nb系析出物再熔解。
这里，钢坯的加热温度小于1100℃时，碳化物难以充分固溶，引起因轧制负荷增大而热轧时发生故障的危险增大等问题。因此，钢坯的加热温度优选为1100℃以上。
另外，从缩小板坯表层的气泡、偏析等缺陷的规模并减少钢板表面的龟裂、凹凸而实现平滑的钢板表面的观点考虑，钢坯的加热温度优选为1100℃以上。
另一方面，钢坯的加热温度超过1300℃时，随着氧化量增加而氧化皮损失增大。因此，钢坯的加热温度优选为1300℃以下。由此，板坯的加热温度优选为1100℃～1300℃。进一步优选为1150℃以上。进一步优选为1250℃以下。
为了防止宏观偏析，钢坯优选通过连续铸造法进行制造，也可以通过铸锭法、薄板坯连铸法等进行制造。另外，本发明中，可以使用在制造钢坯后，一度冷却至室温，然后再次进行加热的现有方法。此外，本发明中，不冷却至室温而以温片的状态装入到加热炉中、或者进行略微的保热后立即进行轧制的直送轧制·直接轧制等节能工艺也可以没有问题地应用。应予说明，钢坯以通常的条件通过粗轧而制成薄板坯，但在加热温度低时，从防止热轧时的故障的观点考虑，优选在精轧前使用棒式加热器等将薄板坯进一步加热。
热轧的精轧输出侧温度：750℃～1000℃
加热后的钢坯通过粗轧和精轧而热轧成热轧板。此时，如果精轧输出侧温度超过1000℃，则氧化物(氧化皮)的生成量急剧增大，钢基体与氧化物的界面变粗糙，存在实施酸洗、冷轧后的钢板的表面品质劣化的趋势。另外，在酸洗后存在一部分热轧氧化皮的残留等时，对钢板的延展性、拉伸凸缘性造成不良影响。此外，晶粒直径变得过于粗大，存在加工时产生压制品的表面粗糙的情况。另一方面，精轧输出侧温度小于750℃时，轧制负荷增大，奥氏体在未再结晶状态下的压下率变高。其结果，钢板中异常的集合组织发达，最终产品的面内各向异性明显，不仅损害材质的均匀性(材质稳定性)，而且钢板的延展性也降低。另外，热轧的精轧输出侧温度小于750℃或超过1000℃时，得不到以体积率计残余奥氏体为8％以上的组织。
因此，本发明需要使热轧的精轧输出侧温度为750℃～1000℃。优选为800℃以上。优选为950℃以下。
热轧后的平均卷取温度：300℃～750℃
如果热轧后的平均卷取温度超过750℃，则热轧板组织的铁素体的晶粒直径变大，难以确保最终退火板的所希望的强度。另外，如果热轧后的平均卷取温度超过750℃，则得不到多边形铁素体的平均晶粒直径为6μm以下、马氏体的平均晶粒直径为3μm以下、残余奥氏体的平均晶粒直径为3μm以下的组织。另一方面，热轧后的平均卷取温度小于300℃时，热轧板强度上升，冷轧时的轧制负荷增大，或者发生板形状不良，因此生产率降低。因此，需要使热轧后的平均卷取温度为300℃～750℃。优选为400℃以上。优选为650℃以下。
应予说明，本发明中，在热轧时，可以将粗轧板彼此接合而连续进行精轧。另外，将粗轧板暂时卷取也没关系。此外，为了降低热轧时的轧制负荷，可以使精轧的一部分或全部为润滑轧制。从钢板形状的均匀化、材质的均匀化的观点考虑，进行润滑轧制也是有效的。应予说明，润滑轧制时的摩擦系数优选为0.10～0.25。
对经过上述工序而制造的热轧板进行酸洗。因为酸洗能够除去钢板表面的氧化物，所以对确保最终产品的高强度钢板的良好的化学转化处理性、镀覆品质是重要的。另外，酸洗可以进行一回，也可以分成多次进行。
热轧板退火(第1热处理)：在Ac1相变点+20℃～Ac1相变点+120℃的温度区域保持600s～21600s
在Ac1相变点+20℃～Ac1相变点+120℃的温度区域保持600s～21600s在本发明中极其重要。
热轧板退火的退火温度小于Ac1相变点+20℃或超过Ac1相变点+120℃时，以及保持时间小于600s时，都不进行Mn在奥氏体中的稠化，在最终退火后难以确保足够的残余奥氏体的体积率，延展性降低。另外，得不到残余奥氏体中的Mn量(质量％)除以多边形铁素体中的Mn量(质量％)而得的值为2.0以上的组织。另一方面，如果保持超过21600s，则Mn在奥氏体中的稠化饱和，不仅对最终退火后的延展性的效用变小，也成为成本上升的重要因素。
因此，本发明的热轧板退火(第1热处理)在Ac1相变点+20℃～Ac1相变点+120℃的温度区域保持600s～21600s的时间。
应予说明，上述热处理方法可以为连续退火、分批退火中的任一种退火方法。另外，上述的热处理后冷却至室温，其冷却方法和冷却速度没有特别规定，可以为分批退火中的炉冷、空冷和连续退火中的喷气冷却、喷雾冷却和水冷等中的任一种冷却。另外，酸洗可以根据常规方法进行。
退火(第2热处理)：在Ac1相变点+10℃～Ac1相变点+100℃的温度区域保持20～900s
在Ac1相变点+10℃～Ac1相变点+100℃的温度区域保持20～900s在本发明中极其重要。退火温度小于Ac1相变点+10℃或超过Ac1相变点+100℃时，以及保持时间小于20s时，都不进行Mn在奥氏体中的稠化，难以确保足够的残余奥氏体的体积率，延展性降低。另外，得不到残余奥氏体中的Mn量(质量％)除以多边形铁素体中的Mn量(质量％)而得的值为2.0以上的组织。另一方面，保持超过900s时，未再结晶铁素体的面积率降低，铁素体与硬质第2相(马氏体和残余奥氏体)的异相界面量增加，YP降低，而且YR也降低。另外，得不到马氏体的平均晶粒直径为3μm以下、残余奥氏体的平均晶粒直径为3μm以下的组织。
冷轧的压下率：小于30％
可以在热轧板退火后且退火(第2热处理)前进行冷轧。该情况下，需要使压下率小于30％。原因是通过不实施冷轧或者以小于30％的压下率实施冷轧，从而在热处理后不生成因再结晶而生成的多边形铁素体，在轧制方向伸长的组织残留，最终得到长宽比较高的多边形铁素体、残余奥氏体和马氏体，不仅强度-延展性平衡提高，拉伸凸缘性(扩孔性)也提高。另一方面，如果压下率为30％以上，则得不到以面积率计多边形铁素体为20％～65％的组织、以及多边形铁素体、马氏体和残余奥氏体的晶粒的平均长宽比分别为2.0～15.0的组织。
热浸镀锌处理
本发明中实施热浸镀锌处理时，将实施了上述的退火(第2热处理)的钢板浸渍于440℃～500℃的镀锌浴中，实施热浸镀锌处理。其后，通过气体擦拭等来调整钢板表面的镀层附着量。应予说明，热浸镀锌优选使用Al量为0.10质量％～0.22质量％的镀锌浴。
此外，实施热浸镀锌的合金化处理时，可以在上述热浸镀锌处理后，在450℃～600℃的温度区域实施锌镀层的合金化处理。这里，如果以超过600℃的温度进行合金化处理，未相变奥氏体相变为珠光体，无法确保所希望的残余奥氏体的体积率，延展性降低。另一方面，如果合金化处理温度小于450℃，则合金化不进行，难以生成合金层。
因此，进行锌镀层的合金化处理时，在450℃～600℃的温度区域实施处理。
其它的制造方法的条件没有特别限定，从生产率的观点考虑，上述的退火、热浸镀锌、锌镀层的合金化处理等一系列的处理优选用属于热浸镀锌生产线的CGL(连续热镀锌生产线，Continuous Galvanizing Line)进行。
另外，实施热浸镀铝处理时，将实施上述退火处理的钢板浸渍于660～730℃的镀铝浴中，实施热浸镀铝处理。其后，通过气体擦拭等来实施镀层附着量。另外，具有镀铝浴温度适于Ac1相变点+10℃～Ac1相变点+100℃的温度区域的组成的钢板通过热浸镀铝处理而进一步生成微细且稳定的残余奥氏体，因此能够进一步提高延展性，因而优选。
电镀锌处理
此外，本发明中，可以对上述热处理后的钢板实施电镀锌处理。此时的电镀锌处理对条件没有特别限定，但优选以被膜厚成为5μm～15μm的范围的方式调整电镀锌处理的条件。
这里，本发明中，可以以对上述的钢板、热浸镀锌钢板、热浸镀铝钢板和电镀锌钢板以进行形状矫正、表面粗糙度的调整等为目的而进行调质轧制。调质轧制的压下率优选在0.1％～2.0％。
调质轧制的压下率小于0.1％时，调质轧制的效果小，控制也困难，因此0.1％为优选范围的下限。另一方面，如果调质轧制的压下率超过2.0％，则钢板的生产率明显降低，因此将2.0％作为优选范围的上限。
应予说明，调质轧制可以在线进行，也可以离线进行。另外，可以一次性进行目标压下率的调质，也可以分成多次进行。
此外，也可以对根据本发明的钢板、热浸镀锌钢板、热浸镀铝钢板和电镀锌钢板实施使用树脂、油脂的涂布等各种涂装处理。
实施例
利用转炉对具有表1中示出的成分组成、剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成的钢进行熔炼，通过连续铸造法而制成板坯。将得到的板坯以表2中示出的条件制成以下的各种钢板。
即，热轧后，在Ac1相变点+20℃～Ac1相变点+120℃进行退火，冷轧后(也有时不实施冷轧)，在Ac1相变点+10℃～Ac1相变点+100℃进行退火。其后，得到冷轧钢板(CR)，进一步，实施镀覆处理，得到热浸镀锌钢板(GI)、合金化热浸镀锌钢板(GA)、热浸镀铝钢板(Al)和电镀锌钢板(EG)等。
应予说明，作为热浸镀锌浴，对于热浸镀锌钢板(GI)，使用含有0.19质量％的Al的锌浴，另外，对于合金化热浸镀锌钢板(GA)，使用含有0.14质量％的Al的锌浴。而且，浴温均为465℃，镀覆附着量为单面当中45g/m2(双面镀覆)。此外，在GA中，将镀层中的Fe浓度调整成9质量％～12质量％。热浸镀铝钢板用的热浸镀铝浴的浴温为700℃。
对如此得到的钢板的截面微观组织、拉伸特性、扩孔性和弯曲性等分别进行调查，将其结果示于表3～表5。
Ac1相变点利用以下的式子而求出。
Ac1相变点(℃)＝751－16×(％C)+11×(％Si)－28×(％Mn)－5.5×(％Cu)－16×(％Ni)+13×(％Cr)+3.4×(％Mo)
这里，(％C)、(％Si)、(％Mn)、(％Ni)、(％Cu)、(％Cr)和(％Mo)为各个元素的钢中含量(质量％)。
通过使用以拉伸方向与钢板的轧制方向成为直角方向的方式采取样品而得的JIS5号试验片，依据JISZ2241(2011年)而进行拉伸试验，测定YP、YR、TS和EL。应予说明，YR是将YP除以TS并用百分率表示的值。应予说明，本发明中，将YR≥68％且TS×EL≥24000MPa·％的情况判断为良好。另外，将TS：590MPa级时EL≥34％、TS：780MPa级时EL≥30％、TS：980MPa级时EL≥24％的情况分别判断为良好。应予说明，本实施例中，TS：590MPa级是TS为590MPa以上且小于780MPa的钢板，TS：780MPa级是TS为780MPa以上且小于980MPa的钢板，TS：980MPa级是TS为980MPa以上且小于1180MPa的钢板。
弯曲试验基于JISZ2248(1996年)的V型块弯曲法(V-block bend method)实施测定。利用实体显微镜对弯曲部外侧判断有无龟裂，将不产生龟裂的最小的弯曲半径作为极限弯曲半径R。应予说明，本发明中，将满足90°V弯曲时的极限弯曲量R/t≤1.5(t：钢板的板厚)的情况判定为钢板的弯曲性良好。
扩孔性依据JISZ2256(2010年)而进行。将得到的各钢板切断为100mm×100mm后，以12％±1％的间隙冲裁直径10mm的孔。接着，在使用内径75mm的冲模以按压力9ton(88.26kN)按压的状态下，将60°圆锥冲头压入孔中，测定龟裂产生极限的孔直径。然后，由下式求出极限扩孔率λ(％)，根据该极限扩孔率的值对扩孔性进行评价。
极限扩孔率λ(％)＝{(Df－D0)/D0}×100
其中，Df为龟裂产生时的孔径(mm)，D0为初始孔径(mm)。应予说明，本发明中，将TS：590MPa级时λ≥34％、TS：780MPa级时λ≥30％、TS：980MPa级时λ≥25％的情况分别判断为良好。
对于热轧的通板性的判定，将热轧的终轧温度低且奥氏体在未再结晶状态下的压下率高的情况或者在奥氏体和铁素体的二相区域进行轧制的情况等，视作会造成因轧制负荷增大所致的热轧时的板形状不良等故障产生的危险增大的情况，将该情况判断为不良。
另外，对于冷轧的通板性的判定，将热轧的卷取温度低且热轧板的钢组织以贝氏体、马氏体等低温相变相为主体的情况等，视作会造成因轧制负荷增大所致的热轧时的板形状不良等故障产生的危险增大的情况，将该情况判断为不良。
对于最终退火板的表面性状的判定，将无法缩小板坯表层的气泡、偏析等缺陷的规模且钢板表面的龟裂、凹凸增大而得不到平滑的钢板表面的情况判断为不良。另外，对于最终退火板的表面性状，将氧化物(氧化皮)的生成量急剧增大，钢基体与氧化物的界面变粗糙，酸洗、冷轧后的表面品质劣化的情况以及酸洗后存在一部分热轧氧化皮的残留等情况也判断为不良。
对于生产率的判定，评价以下内容：(1)发生热轧板的形状不良、(2)为了进入到下一工序，需要热轧板的形状矫正的情况以及(3)退火处理的保持时间长的情况等的加工时间成本。然后，将均不符合(1)～(3)的情况判断为“良好”，将符合(1)～(3)中的任一者的情况判断为“不良”。
使用以拉伸方向与钢板的轧制方向成直角方向的方式采取样品而得的JIS5号试验片，依据JISZ2241(2011年)进行拉伸加工，求出赋予以伸长率值计为10％的拉伸加工时的残余奥氏体的残留的体积率除以加工(赋予10％)前的残余奥氏体体积率而得的值。应予说明，残余奥氏体体积率根据已经描述过的方法进行测定。
将测定结果一并记载于表4。
根据已经描述过的方法来测定残余奥氏体中的C量(质量％)和残余奥氏体中的Mn量(质量％)。
将测定结果一并记载于表4。
[表2]
下划线部：表示在本发明范围外。
CR：冷轧钢板(无镀层)、GI：热浸镀锌钢板(无锌镀层的合金化处理)、GA：合金化热浸镀锌钢板、Al：热浸镀铝钢板、EG：电镀锌钢板
[表3]
下划线部：表示在本发明范围外。
F：多边形铁素体 F’：未再结晶铁素体 BF：贝氏体铁素体 RA：残余奥氏体 M：马氏体 P：珠光体 θ：碳化物(渗碳体等)
[表4]
下划线部：表示在本发明范围外。
F：多边形铁素体 F’：未再结晶铁素体 BF：贝氏体铁素体 RA：残余奥氏体 M：马氏体 P：珠光体 θ：碳化物(渗碳体等)
[表5]
根据以上结果，可知根据本发明，均得到了具有590MPa以上的TS、而且YR为68％以上这样成型性优异且具有高的屈服比和扩孔性的高强度的钢板。另一方面，比较例中，YR、TS、EL、λ和R/t中的至少一种特性差。
产业上的可利用性
根据本发明，均能够制造具有590MPa以上的TS、同时YR为68％以上且TS×EL≥24000MPa·％这样成型性优异、且具有高的屈服比和扩孔性的高强度的钢板。通过将本发明的钢板应用于例如汽车结构部件，能够实现基于车体轻量化的油耗效率改善，产业上的利用价值极其大。

Claims (6)

1.一种钢板，具有如下成分组成：以质量％计含有C：0.030％～0.250％、Si：0.01％～3.00％、Mn：2.60％～4.20％、P：0.001％～0.100％、S：0.0200％以下、N：0.0100％以下和Ti：0.005％～0.200％，并且，以质量％计进一步任意含有选自Al：0.01％～2.00％、Nb：0.005％～0.200％、B：0.0003％～0.0050％、Ni：0.005％～1.000％、Cr：0.005％～1.000％、V：0.005％～0.500％、Mo：0.005％～1.000％、Cu：0.005％～1.000％、Sn：0.002％～0.200％、Sb：0.002％～0.200％、Ta：0.001％～0.010％、Ca：0.0005％～0.0050％、Mg：0.0005％～0.0050％和REM：0.0005％～0.0050％中的至少一种元素，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，
具有如下钢组织：以面积率计，多边形铁素体为20％～65％，未再结晶铁素体为8％以上，马氏体为5％～25％，以体积率计，残余奥氏体为8％以上，并且，所述多边形铁素体、所述马氏体和所述残余奥氏体的晶粒的平均长宽比分别为2.0～15.0，
所述多边形铁素体的平均晶粒直径为6μm以下，
所述马氏体的平均晶粒直径为3μm以下，
所述残余奥氏体的平均晶粒直径为3μm以下，
所述残余奥氏体中的以质量％计Mn量除以所述多边形铁素体中的以质量％计Mn量而得的值为2.0以上。
2.根据权利要求1所述的钢板，其中，所述残余奥氏体中的C量与所述残余奥氏体中的Mn量的关系满足下式，
0.09×[Mn量]－0.026－0.150≤[C量]≤0.09×[Mn量]－0.026+0.150
[C量]：残余奥氏体中的以质量％计C量，
[Mn量]：残余奥氏体中的以质量％计Mn量。
3.一种镀覆钢板，是权利要求1或2所述的钢板进一步具备选自热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层、热浸镀铝层和电镀锌层中的一种。
4.一种钢板的制造方法，是权利要求1或2所述的钢板的制造方法，
将具有权利要求1所述的成分组成的钢坯加热，以精轧输出侧温度为750℃～1000℃进行热轧，以300℃～750℃卷取，接着，利用酸洗除去氧化皮，在Ac1相变点+20℃～Ac1相变点+120℃的温度区域保持600s～21600s，任意地以压下率小于30％进行冷轧，其后，在Ac1相变点+10℃～Ac1相变点+100℃的温度区域保持20s～900s进行冷却。
5.根据权利要求4所述的钢板的制造方法，其中，赋予以伸长率值计为10％的拉伸加工后的残余奥氏体的体积率除以该拉伸加工前的残余奥氏体体积率而得的值为0.3以上。
6.根据权利要求4所述的钢板的制造方法，其中，是权利要求3所述的镀覆钢板的制造方法，
在所述冷却后，实施选自热浸镀锌处理、热浸镀铝处理和电镀锌处理中的一种，或者，在实施所述热浸镀锌处理之后，进一步以450℃～600℃实施合金化处理。
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