CN110546291A - 钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供具有极高的延展性和优异的延伸凸缘成型性的钢板及其制造方法。该钢板具有特定的成分组成，以面积率计包含铁素体：6～80％、由上贝氏体、初生马氏体、回火马氏体、下贝氏体、残余γ中的1种或2种以上构成的组织：20～94％，以体积率计含有残余γ：7～20％，粒子宽度为0.18～0.60μm、粒子长度为1.7～7.0μm、长宽比为5～15的残余γ的面积率：S_γUB为0.2～5％，粒子当量圆直径为1.5～15μm且长宽比为3以下的初生马氏体和/或粒子当量圆直径为1.5～15μm且长宽比为3以下的残余γ粒子的合计面积率：S_γBlock为3％以下(包括0％)。

Description

钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及优选用于经过加压成型工序而使用在汽车、家电等中的加压成型用途的钢板及其制造方法。

背景技术

近年来，由于汽车车体轻量化需求的进一步提高，因此不断开展将980～1180MPa级高强度钢板向汽车的骨架部件、座椅部件的应用。然而，将980～1180MPa级的高强度钢板应用于汽车部件时，容易因延展性的降低、延伸凸缘成型性的降低而产生加压裂纹。因此，期望这些高强度钢板与以往相比成型性更优异。

由于这样的背景，作为提高钢板的延展性的技术，开发出了使钢板的微观组织中分散有残余γ的TRIP钢。

例如，专利文献1中公开了如下内容：通过将含有C：0.10～0.45％、S：0.5～1.8％、Mn：0.5～3.0％的钢退火后以350～500℃保持1～30min生成残余γ而得到具有TS：80kgf/mm²以上且TS×El≥2500kgf/mm²·％的高延展性的钢板。

专利文献2中公开了如下内容：通过将含有C：0.10～0.25％、Si：1.0～2.0％、Mn：1.5～3.0％的钢退火后以10℃/s以上冷却至450～300℃，保持180～600秒，以占有率计将残余奥氏体控制为5％以上、贝氏体铁素体控制为60％以上、多边形铁素体控制为20％以下，能够得到延展性El和延伸凸缘成型性λ优异的钢板。

专利文献3中公开了如下内容：通过将具有特定的成分组成的钢板退火后冷却到150～350℃的温度区域，然后进行再加热至400℃附近并保持，从而得到包含铁素体、回火马氏体、残余奥氏体的组织，能够对钢板赋予高延展性和高延伸凸缘成型性。这利用了如下原理、即在冷却过程中一次冷却到马氏体相变开始温度(Ms点)～马氏体相变结束温度(Mf点)之间的温度区域，然后进行再加热并保持而使残余γ稳定化的所谓Q&P(Quenching&Partitioning，淬火-配分，淬火和碳从马氏体向奥氏体的分配)。近年来，不断通过利用该原理来开发具有高延展性和高延伸凸缘成型性的高强度钢。

专利文献4中公开了一种对上述的Q&P处理进行了改良的方法。即，通过将具有特定的成分组成的钢以Ae3－10℃以上的温度退火以使多边形铁素体为5％以下，然后，在Ms－10℃～Ms－100℃的较高温度下停止冷却，从而再加热到400℃附近时生成上贝氏体而得到高延展性和高延伸凸缘成型性。

此外，专利文献5中公开了一种通过利用在低温下生成的贝氏体和在高温下生成的贝氏体而得到延展性和低温韧性优异的钢板的方法。即，将含有C：0.10～0.5％的钢退火后，以10℃/s以上的冷却速度冷却到150～400℃，并在该温度区域保持10～200秒，从而生成低温区域的贝氏体，再加热到超过400℃且为540℃以下的温度区域保持50秒以上而生成高温区域的贝氏体，由此得到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

然而，专利文献1中记载的以往的TRIP钢虽然El优异，但存在延伸凸缘成型性非常低的问题。

在专利文献2所记载的技术中，作为微观组织，主要利用贝氏体铁素体，由于将铁素体抑制得较少，因此虽然延伸凸缘成型性优异，但延展性不一定高。因此，考虑适应于难成型部件时，要求进一步改善延展性。

在专利文献3所记载的技术中，与以往的TRIP钢、利用贝氏体铁素体的钢相比时，实现了较高的延展性和较高的延伸凸缘成型性。但是，在中柱等难成型部件的成型中出现断裂，需要进一步提高延展性。可知在应用本技术的钢板中，表示断裂的难度的均匀变形量不一定充分。该均匀变形量由在作为延展性的指标的El之中表示直到开始产生颈缩为止的伸长量的U.El表示，需要进一步使U.El增加。

在专利文献4所记载的技术中，为了减少块状的马氏体而降低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而将冷却停止温度设定得较高，在冷却停止时残留大量的未相变γ，因此容易残留块状的马氏体。

在专利文献5所记载的技术中，为了提高延展性而利用低温区域相变贝氏体和高温区域相变贝氏体，但在低温下相变的贝氏体对延展性提高的贡献较小，利用在高温下生成的贝氏体时容易残留块状组织。因此，难以同时赋予高延展性和高延伸凸缘成型性。

这样，在以往技术中，还没有得到确保了足够高的延展性和足够高的延伸凸缘成型性的钢板。

本发明是为了解决这样的问题而进行的，目的在于提供即便具有780～1450MPa级的拉伸强度时也具有极高的延展性和优异的延伸凸缘成型性的钢板及其制造方法。

本发明人等对具备极高的延展性和优异的延伸凸缘成型性的方法进行了深入研究，得出了以下结论。

首先，对以往(1)实施等温淬火处理后的TRIP钢中延伸凸缘成型性不充分的原因、(2)利用Q&P的钢中延展性不充分的原因进行了研究。认为(1)的原因如下。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扩散到未相变奥氏体，当奥氏体中的碳量接近bcc相和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，因此残留由碳富集到T₀组成附近的硬质的马氏体、残余γ构成的块状组织。认为(2)的原因如下。在利用Q&P的钢中，虽然能够通过充分降低冷却停止温度而减少块状组织，但因马氏体中的碳化物的析出、碳的稳定化而阻碍了碳向奥氏体相的供给，无法充分进行残余γ的稳定化。

在Q&P工艺的最终回火过程中生成许多上贝氏体时，不可避免地产生(1)的现象。即，在以往提出的热处理方法中，难以兼得与上贝氏体邻接地生成的稳定的残余γ的利用和块状组织的减少。因此，在以往技术中，难以脱离某一定的延展性和延伸凸缘特性的范围。

与此相对，新发现了一种热处理技术，能够兼得与上贝氏体邻接地生成的稳定的残余γ的利用和块状组织的减少，能够赋予超出基于上述的技术的特性范围的特性。其基于以下的要点。

(i)退火后，在进行冷却的过程中，在几乎不伴随着碳化物析出的上贝氏体的相变鼻部的450℃附近(405～470℃)保持14秒～200秒，优先生成在高温区域产生的贝氏体。通过该中间保持，从而在最终组织中形成有助于提高延展性的板状(在截面组织中为针状)的残余γ。

(ii)在剩余部分的未相变γ区域中，在形成块状组织的原因、即到达T₀组成的碳的富集发生之前开始2次冷却，冷却至Ms－90℃(在该成分范围至少为335℃以下)的低温区域。由此，通过马氏体相变或下贝氏体相变分割未相变γ区域，充分减少块状组织。

(iii)然后再加热并保持在400℃附近，使马氏体成为回火马氏体，同时在冷却中途保持中使碳分配到与上贝氏体邻接地生成的板状的残余γ_UB、与2次冷却中生成的马氏体或下贝氏体邻接地残留的膜状的残余γ中，使板状和膜状这2种残余γ稳定化。该二段冷却+再加热保持处理中，尤其在板状的γ_UB中明显促进碳的富集。其原因在于：在板状的γ_UB的附近因碳化物的析出所致的碳的浪费得到抑制，板状的γ_UB附近的在405℃以上生成的高温区域的上贝氏体中容易发生碳从贝氏体向γ的脱离。

(iv)为在一个部件内同时存在鼓凸成型和延伸凸缘成型这样的复合成型时，如果增加冲压的焊缝张力(ビード張力)，则钢板的流入得到抑制而容易在鼓凸成型部分产生裂纹，如果减弱焊缝张力，则钢板的流入量变多而容易在凸缘部产生裂纹。为了避免这两种裂纹，重要的是将延展性的指标的同等伸长率(U.El)和延伸凸缘成型性的指标的λ在为780～1180MPa级时控制在由(TS×U.El－7000)×λ≥290000表示的范围。也可以通过进一步限定部件，进行部件形状的优化而应用更高强度的1320MPa级，但在应用1320MPa级时，重要的也是控制在由(TS×U.El－7000)×λ≥200000表示的范围。另外，通过确保U.El在TS：780～1180MPa级(以TS的范围计为780～1319MPa)时为9％以上，更优选为10％以上，在TS：1320MPa级(以TS的范围计为1320MPa以上)时为8％以上，更优选为9％以上，确保λ在TS：780～1180MPa级(以TS的范围计为780～1319MPa)时为40％以上，更优选为45％以上，在TS：1320MPa级(以TS的范围计为1320MPa以上)时为30％以上，更优选为35％以上，从而使成型的稳定性显著提高。

通过这样进行二段冷却处理、即在马氏体相变之前利用上贝氏体相变并利用Q&P处理对剩余部分的块状组织的残留量进行控制，能够实现迄今为止困难的、利用稳定的残余γ和减少块状组织的兼得。其结果，能够得到兼具极高的延展性和优异的延伸凸缘成型性的钢板。此外，根据本发明，还能够实现高强度化。

本发明是基于以上见解而进行的，具体而言，提供了以下的技术方案。

[1]一种钢板，其成分组成如下：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：小于0.50％、N：小于0.015％，剩余部分由铁和不可避免的杂质构成，以面积率计包含铁素体：6～80％、由上贝氏体、初生马氏体、回火马氏体、下贝氏体、残余γ中的1种或2种以上构成的组织：20～94％，以体积率计含有残余γ：7～20％，粒子宽度为0.18～0.60μm、粒子长度为1.7～7.0μm、长宽比为5～15的残余γ_UB的面积率：S_γUB为0.2～5％，粒子当量圆直径为1.5～15μm且长宽比为3以下的初生马氏体和/或粒子当量圆直径为1.5～15μm且长宽比为3以下的残余γ粒子的合计面积率：S_γBlock为3％以下(包括0％)。

[2]根据[1]所述的钢板，其中，分别于多边形铁素体内部的、长宽比为3以下且粒子当量圆直径为0.15～1.9μm的初生马氏体和/或长宽比为3以下且粒子当量圆直径为0.15～1.9μm的残余γ粒子的合计个数N_MA与多边形铁素体晶粒的合计个数N_P的比率N_MA/N_P为0.3以下。

[3]根据[1]或[2]所述的钢板，其中，在上述组织中，C浓度为0.7～1.3％且邻接区域的C浓度为0.07％以下的区域的合计面积率：S_C富集为0.2～5％。

[4]根据[3]所述的钢板，其中，C浓度为0.7～1.3％且邻接区域的C浓度为0.07％以下的上述区域为残余γ。

[5]根据[3]所述的钢板，其中，C浓度为0.7～1.3％且邻接区域的C浓度为0.07％以下的上述区域为残余γ_UB粒子。

[6]根据[3]～[5]中任一项所述的钢板，其中，上述邻接区域含有上贝氏体。

[7]根据[1]～[6]中任一项所述的钢板，其中，由除多边形铁素体以外的剩余部分的上贝氏体、初生马氏体、回火马氏体、下贝氏体、残余γ构成的区域的Mn浓度Mn_γ2nd与钢板的平均Mn浓度Mn_Bulk之比Mn_γ2nd/Mn_Bulk为1.1以上。

[8]根据[1]～[7]中任一项所述的钢板，其中，上述成分组成以质量％计，进一步含有选自Ti：0.002～0.1％、B：0.0002～0.01％中的1种或2种以上。

[9]根据[1]～[8]中任一项所述的钢板，其中，上述成分组成以质量％计，进一步含有选自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％和W：0.005～0.2％中的1种或2种以上。

[10]根据[1]～[9]中任一项所述的钢板，其中，上述成分组成以质量％计，进一步含有选自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％和Sn：0.002～0.1％中的1种或2种以上。

[11]根据[1]～[10]中任一项所述的钢板，其中，上述成分组成以质量％计，进一步含有W：0.005～0.2％。

[12]根据[1]～[11]中任一项所述的钢板，其中，拉伸强度为780MPa～1450MPa。

[13]一种钢板的制造方法，将具有[1]、[8]～[11]中任一项所述的成分组成的钢坯进行热轧和冷轧后，将冷轧钢板在连续退火生产线(CAL)中以780～880℃的退火温度进行退火，接着在780～470℃的温度范围以平均冷却速度：5.0～2000℃/s进行冷却后，在470～405℃的温度范围保持14～200秒，进一步在从405℃到由(A)式表示的冷却停止温度Tsq的温度范围以平均冷却速度：5.0～80℃/s进行冷却，进而在从冷却停止温度到370℃的温度范围以平均加热速度：3℃/s以上进行加热，在300～550℃保持35～3000秒后，冷却至室温。

这里，冷却停止温度Tsq(℃)为Ms－90≥Tsq≥Ms－180……(A)

Ms＝539－474×[％C]/(100－V_F)×100－30.4×[％Mn]×1.2－12.1×[％Cr]－7.5×[％Mo]－17.7×[％Ni]……(B)

[％C]、[％Mn]、[％Cr]、[％Mo]、[％Ni]表示C、Mn、Cr、Mo、Ni各自的含量(质量％)，不含有时计为0，V_F表示铁素体的面积率(％)。

根据本发明，能够得到兼具极高的延展性和优异的延伸凸缘成型性的钢板。此外，根据本发明，还能够实现高强度化。

附图说明

图1是表示SEM图像的一个例子的图。

图2是用于对长宽比、粒子宽度、粒子长度进行说明的图。

图3是表示制造条件的一个例子的图。

图4是示出表示C浓度与分析长度的关系的坐标图的一个例子的图。

具体实施方式

以下，对本发明进行具体说明。应予说明，本发明不限于以下的实施方式。

本发明的钢板具有特定的成分组成和特定的钢组织。因此，按照成分组成、钢组织的顺序对本发明的钢板进行说明。

本发明的钢板包含下述的成分。下述的说明中，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来确保规定的强度的观点、确保残余γ的体积率来提高延展性的观点、富集于残余γ中使残余γ稳定化来提高延展性的观点考虑而含有C。C的含量小于0.06％时，无法充分确保钢板的强度、钢板的延展性，因此其下限为0.06％。优选为0.09％以上，更优选为0.11％以上。如果其含量超过0.25％，则冷却中途的中间保持时的上贝氏体相变延迟，变得难以形成与规定量的上贝氏体相变邻接地生成的板状的残余γ_UB。其结果，延展性降低。另外，块状的马氏体或块状的残余γ增加，延伸凸缘成型性变差。此外，钢板的点焊性、弯曲性、扩孔性之类的诸多特性明显变差。因此，C含量的上限为0.25％。从提高延展性、点焊性的观点考虑，优选C含量为0.22％以下。从进一步改善延展性和点焊性的观点考虑，进一步优选C含量为0.20％以下。

Si：0.6～2.5％

从强化铁素体使强度上升的观点、抑制马氏体或贝氏体中的碳化物生成而使残余γ的稳定性提高来提高延展性的观点考虑，含有Si。从抑制碳化物的生成来提高延展性的观点考虑，Si含量为0.6％以上。从提高延展性的观点考虑，Si含量优选为0.8％以上。更优选为0.9％以上，进一步优选为1.0％以上。如果Si的含量超过2.5％，则轧制负荷变得极高，薄板的制造变得困难。另外，化学转化处理性、焊接部的韧性变差。因此，Si的含量为2.5％以下。从确保化学转化处理性、材料和焊接部的韧性的观点考虑。优选Si的含量小于2.0％。从确保焊接部的韧性的观点考虑，优选Si的含量为1.8％以下，进一步为1.5％以下。

Mn：2.3～3.5％

从确保规定的面积率的回火马氏体和/或贝氏体来确保强度的观点、在α+γ双相区退火时富集于γ中降低残余γ的Ms点而使残余γ稳定化来改善延展性的观点、与Si同样地抑制在贝氏体中生成碳化物来提高延展性的观点、增加残余γ的体积率来提高延展性的观点考虑，Mn是重要的元素。为了得到这些效果，Mn的含量为2.3％以上。在以往的热处理方法中，如果在最终工序利用贝氏体相变的方法中含有2.3％以上的Mn，则由硬质的马氏体、残余γ构成的块状组织大量残留而使延伸凸缘成型性降低。但是，本发明中，由于具有通过采用后述的热处理方法而得到的组织，因此即便含有大量的Mn也能够减少块状组织，能够享受因含有Mn而带来的残余γ的稳定化作用、体积率增加作用。从使残余γ稳定化来提高延展性的观点考虑，Mn含量优选为2.5％以上。优选为2.6％以上，更优选为2.8％以上。如果Mn的含量超过3.5％，则贝氏体相变明显延迟，因而难以确保高延展性。另外，如果Mn的含量超过3.5％，则难以抑制块状的粗大γ、块状的粗大马氏体的生成，延伸凸缘成型性也变差。因此，Mn含量为3.5％以下。从促进贝氏体相变来确保高延展性的观点考虑，Mn含量优选为3.2％以下，更优选为3.1％以下。

P：0.02％以下

P为强化钢的元素，但其含量多时会使点焊性变差。因此，P为0.02％以下。从改善点焊性的观点考虑，优选P为0.01％以下。应予说明，虽然也可以不含有P，但从制造成本的观点考虑，P含量优选为0.001％以上。

S：0.01％以下

S是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、但对点焊性、弯曲性、扩孔性具有较大的不良影响的元素。为了降低这些不良影响，至少使S为0.01％以下。本发明中，C、Si、Mn的含量非常高，因此点焊性容易变差，从改善点焊性的观点考虑，S优选为0.0020％以下，进而更优选小于0.0010％。应予说明，虽然也可以不含有S，但从制造成本的观点考虑，S含量优选0.0001％以上。

sol.Al：小于0.50％

为了脱氧或者出于作为Si的替代使残余γ稳定化的目的而含有Al。sol.Al的下限没有特别规定，但为了稳定地进行脱氧，优选为0.01％以上。另一方面，如果sol.Al为0.50％以上，则材料的强度极端降低，对化学转化处理性也产生不良影响，因此sol.Al小于0.50％。为了得到高强度，sol.Al进一步优选小于0.20％，更优选为0.10％以下。

N：小于0.015％

N是在钢中形成BN、AlN、TiN等氮化物的元素，为使钢的热延展性降低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的效果消失的弊病。N含量为0.015％以上时表面品质明显变差。因此，N的含量小于0.015％。应予说明，虽然也可以不含有N，但从制造成本的方面考虑，N含量优选0.0001％以上。

本发明的钢板的成分组成除了上述成分以外，也可以适当地含有以下的任意元素。

Ti：0.002～0.1％

Ti具有将钢中的N以TiN的形式固定而产生提高热延展性的效果、提高B的淬透性的效果的作用。另外，具有通过TiC的析出而使组织微细化的效果。为了得到这些效果，优选使Ti含量为0.002％以上。从使N充分固定的观点考虑，Ti含量进一步优选为0.008％以上。更优选为0.010％以上。另一方面，Ti含量超过0.1％时因轧制负荷的增大、析出强化量的增加而导致延展性的降低，因此Ti含量优选为0.1％以下。更优选为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为使钢的淬透性提高的元素，具有容易生成规定的面积率的回火马氏体和/或贝氏体的优点。另外，通过固溶B的残留而使耐延迟断裂特性提高。为了得到这样的B的效果，优选使B含量为0.0002％以上。另外，B含量更优选为0.0005％以上。进一步优选为0.0010％以上。另一方面，如果B含量超过0.01％，则不仅其效果饱和，而且导致热延展性明显降低，产生表面缺陷。因此，B含量优选为0.01％以下。更优选为0.0050％以下。进一步优选的范围为0.0030％以下。

Cu：0.005～1％

Cu使在汽车的使用环境下的耐腐蚀性提高。另外，具有通过Cu的腐蚀产物被覆钢板表面而抑制氢侵入到钢板的效果。Cu是将废铁作为原料利用时混入的元素，由于允许混入Cu，因此可以将循环利用材料作为原材料使用，能够降低制造成本。从这样的观点考虑，优选Cu含有0.005％以上，进而从提高耐延迟断裂特性的观点考虑，更优选Cu含有0.05％以上。进一步优选为0.10％以上。然而，Cu含量过多时会导致产生表面缺陷，因而优选Cu含量为1％以下。更优选为0.4％以下，进一步优选为0.2％以下。

Ni：0.01～1％

Ni也与Cu同样是具有提高耐腐蚀性的作用的元素。另外，Ni具有抑制在含有Cu时容易发生的、表面缺陷的产生的作用。因此，优选Ni含有0.01％以上。更优选为0.04％以上，进一步优选为0.06％以上。但是，如果Ni含量过多，则加热炉内的氧化皮生成变得不均匀，反而成为产生表面缺陷的原因。另外，也会导致成本增加。因此，Ni含量为1％以下。更优选为0.4％以下，进一步优选为0.2％以下。

Cr：0.01～1.0％

从使钢的淬透性提高的效果、抑制马氏体、上贝氏体/下贝氏体中的碳化物生成的效果考虑，可以含有Cr。为了得到这样的效果，Cr含量优选为0.01％以上。更优选为0.03％以上，进一步优选为0.06％以上。但是，如果过量含有Cr，则耐点腐蚀性变差，因而Cr含量为1.0％以下。更优选为0.8％以下，进一步优选为0.4％以下。

Mo：0.01～0.5％

从使钢的淬透性提高的效果、抑制马氏体、上贝氏体/下贝氏体中的碳化物生成的效果考虑，可以含有Mo。为了得到这样的效果，Mo含量优选0.01％以上。更优选为0.03％以上，进一步优选为0.06％以上。但是，由于Mo使冷轧钢板的化学转化处理性明显变差，因而优选其含量为0.5％以下。从提高化学转化处理性的观点考虑，进一步优选Mo为0.15％以下。

V：0.003～0.5％

从使钢的淬透性提高的效果、抑制马氏体、上贝氏体/下贝氏体中的碳化物生成的效果、使组织微细化的效果、使碳化物析出而改善耐延迟断裂特性的效果考虑，可以含有V。为了得到该效果，V含量优选为0.003％以上。更优选为0.005％以上，进一步优选为0.010％以上。但是，如果大量含有V，则铸造性明显变差，因而V含量优选0.5％以下。更优选为0.3％以下，进一步优选为0.1％以下。

Nb：0.002～0.1％

从使钢组织微细化而实现高强度化的效果、通过细粒化来促进贝氏体相变的效果、改善弯曲性的效果、使耐延迟断裂特性提高的效果考虑，可以含有Nb。为了得到该效果，Nb含量优选为0.002％以上。更优选为0.004％以上，进一步优选为0.010％以上。但是，如果大量含有Nb，则析出强化变得过强，延展性降低。另外，会导致轧制负荷的增大、铸造性的劣化。因此，Nb含量优选为0.1％以下。更优选为0.05％以下，进一步优选为0.03％以下。

Zr：0.005～0.2％

从钢的淬透性的提高效果、抑制贝氏体中的碳化物生成的效果、使组织微细化的效果、使碳化物析出而改善耐延迟断裂特性的效果考虑，可以含有Zr。为了得到这样的效果，Zr含量优选为0.005％以上。更优选为0.008％以上，进一步优选为0.010％以上。但是，如果大量含有Zr，则在热轧前的板坯加热时因未固溶而残留的ZrN、ZrS这样的粗大的析出物增加，耐延迟断裂特性变差。因此，Zr含量优选为0.2％以下。更优选为0.15％以下，进一步优选为0.08％以下。

W：0.005～0.2％

从钢的淬透性的提高效果、抑制贝氏体中的碳化物生成的效果、使组织微细化的效果、使碳化物析出而改善耐延迟断裂特性的效果考虑，可以含有W。为了得到这样的效果，W含量优选为0.005％以上。更优选为0.008％以上，进一步优选为0.010％以上。但是，如果大量含有W，则在热轧前的板坯加热时因未固溶而残留的WN、WS这样的粗大的析出物增加，耐延迟断裂特性变差。因此，W含量优选为0.2％以下。更优选为0.15％以下，进一步优选为0.08％以下。

Ca：0.0002～0.0040％

Ca将S以CaS形式固定，有助于弯曲性的改善、耐延迟断裂特性的改善。因此，Ca含量优选为0.0002％以上。更优选为0.0005％以上，进一步优选为0.0010％以上。但是，如果大量添加Ca，则会使表面品质、弯曲性变差，因此Ca含量优选为0.0040％以下。更优选为0.0035％以下，进一步优选为0.0020％以下。

Ce：0.0002～0.0040％

Ce也与Ca同样地固定S，有助于弯曲性的改善、耐延迟断裂特性的改善。因此，Ce含量优选为0.0002％以上。更优选为0.0004％以上，进一步优选为0.0006％以上。但是，如果大量添加Ce，则会使表面品质、弯曲性变差，因而Ce含量优选为0.0040％以下。更优选为0.0035％以下，进一步优选为0.0020％以下。

La：0.0002～0.0040％

La也与Ca同样地固定S，有助于弯曲性的改善、耐延迟断裂特性的改善。因此，La含量优选为0.0002％以上。更优选为0.0004％以上，进一步优选为0.0006％以上。但是，如果大量含有La，则会使表面品质、弯曲性变差，因而La含量优选为0.0040％以下。更优选为0.0035％以下，进一步优选为0.0020％以下。

Mg：0.0002～0.0030％

Mg将O以MgO的形式固定，有助于改善耐延迟断裂特性。因此，Mg含量优选为0.0002％以上。更优选为0.0004％以上，进一步优选为0.0006％以上。但是，如果大量添加Mg，则会使表面品质、弯曲性变差，因而Mg含量优选为0.0030％以下。更优选为0.0025％以下，进一步优选为0.0010％以下。

Sb：0.002～0.1％

Sb通过抑制钢板表层部的氧化、氮化来抑制表层中的C、B的含量的减少。另外，通过抑制C、B的含量的上述减少来抑制钢板表层部的铁素体生成，从而实现高强度化，同时改善耐延迟断裂特性。从这样的观点考虑，Sb含量优选为0.002％以上。更优选为0.004％以上，进一步优选为0.006％以上。但是，如果Sb含量超过0.1％，则铸造性变差，另外，偏析于原γ晶界，使剪切端面的耐延迟断裂特性变差。因此，Sb含量优选为0.1％以下。更优选为0.04％以下，进一步优选为0.03％以下。

Sn：0.002～0.1％

Sn通过抑制钢板表层部的氧化、氮化而抑制表层中的C、B的含量的减少。另外，通过抑制C、B的含量的上述减少来抑制钢板表层部的铁素体生成，从而实现高强度化，同时改善耐延迟断裂特性。从这样的观点考虑，Sn含量优选为0.002％以上。更优选为0.004％以上，进一步优选为0.006％以上。但是，如果Sn含量超过0.1％，则铸造性变差。另外，Sn偏析于原γ晶界，使剪切端面的耐延迟断裂特性变差。因此，Sn含量优选为0.1％以下。更优选为0.04％以下，进一步优选为0.03％以下。

除上述以外的剩余部分为Fe和不可避免的杂质。另外，以小于下限值含有上述任意成分时，以小于下限值含有的任意元素不损害本发明的效果。因此，以小于下限值含有上述任意元素时，上述任意元素作为不可避免的杂质而含有。

接下来，对本发明的钢板的钢组织进行说明。

铁素体：6～80％

为了确保高延展性，铁素体以面积率计为6％以上。更优选为8％以上，进一步优选为11％以上。另一方面，为了得到规定的强度，铁素体以面积率计为80％以下。更优选为50％以下，进一步优选小于20％，进而只要小于15％即可。这里，铁素体是指多边形的铁素体。

由上贝氏体、初生马氏体、回火马氏体、下贝氏体、残余γ中的1种或2种以上构成的组织：20～94％

为了确保规定的强度、延展性、延伸凸缘成型性，它们的面积率为20～94％。下限更优选为50％以上，进一步优选超过80％，进而只要超过85％即可。上限更优选为92％以下，进一步优选为89％以下。从SEM照片中的面积来看，对于上贝氏体、初生马氏体、回火马氏体、下贝氏体、残余γ，认为在大多数情况下各组织的含量在以下的范围。上贝氏体以面积率计为3～20％。回火马氏体以面积率计为5～80％。下贝氏体以面积率计为0～50％。

残余γ：7～20％

为了确保高延展性，残余γ相对于钢组织整体以体积率计为7％以上。更优选为9％以上，进一步优选为10％以上。该残余γ量中包含与上贝氏体邻接地生成的残余γ和与马氏体、下贝氏体邻接地生成的残余γ这两者。如果残余γ量过度增加，则会导致强度降低、延伸凸缘成型性的降低、耐延迟断裂特性的劣化。因此，残余γ的体积率为20％以下。更优选为15％以下，另外，“体积率”可以视为“面积率”。

粒子宽度为0.18～0.60μm、粒子长度为1.7～7.0μm、长宽比为5～15的残余γ_UB的面积率S_γUB为0.2～5％

在后述的制造方法中，通过在冷却过程的470～405℃的中间温度区域保持，能够得到几乎不含有碳化物的、与上贝氏体(贝氏体铁素体)邻接地生成的板状的残余γ_UB。该板状的残余γ_UB粒子的粒子宽度为0.18～0.60μm，粒子长度为1.7～7.0μm，长宽比为5～15。通过生成该残余γ_UB，从而即便其生成量是微量的也使延展性提高。该效果通过确保残余γ_UB的面积率S_γUB为0.2％以上而得到。因此，S_γUB为0.2％以上。通过使S_γUB为0.3％以上，会使延展性明显上升，因此进一步优选S_γUB为0.3％以上。更优选为0.4％以上。这里应该注意的是：即便是粒子宽度、粒子长度、长宽比相同的钢组织，C富集量少的情况下，也会变为初生马氏体，不仅对提高延展性的贡献明显较小，而且使延伸凸缘成型性明显变差。该组织是所谓MA的组织之一，本规定的组织为C明显富集的稳定γ，与该MA不同必须进行区分。因此，如后所述，本组织仅以用EBSD确认为fcc结构的组织为对象。另外，如果该板状的残余γ_UB过多，则碳的消耗量过多，会发生大幅的强度降低。另外，会导致延伸凸缘成型性的降低、耐延迟断裂特性的劣化。因此，S_γUB为5％以下。更优选为4％以下，进一步优选为3％以下。应予说明，上述面积率是指在钢组织整体中的面积率。应予说明，残余γ_UB的面积率可以通过使用EBSD得到相图数据，以fcc结构的组织为对象进行测定，与其它金属相(bcc系)进行区分。

如上所述，粒子长度为1.7μm以上的残余γ粒子为板状。另外，粒子长度小于1.7μm的残余γ粒子为膜状。

粒子当量圆直径为1.5～15μm且长宽比为3以下的初生马氏体和/或粒子当量圆直径为1.5～15μm且长宽比为3以下的残余γ粒子的合计面积率S_γBlock为3％以下(包括0％)

以往，在最终回火工序中发生许多贝氏体相变时，残留许多块状的马氏体或块状的残余γ。因此，以往，为了防止该情况，将Mn减少到2％以下而促进贝氏体相变，或者由γ单相进行快速冷却而促进贝氏体相变。然而，由于降低Mn含量时会丧失残余γ的稳定化效果、体积率增加效果，另外，由于由γ单相进行快速冷却使组织整面进行贝氏体相变时无法生成铁素体，因此损害延展性。与此相对，本发明中，即便对含有许多Mn的钢板进行双相区退火时也能够实现贝氏体相变的利用和块状组织的减少这两者。对该延伸凸缘成型性造成不良影响的块状组织为粒子当量圆直径为1.5～15μm且长宽比为3以下的初生马氏体和粒子当量圆直径为1.5～15μm且长宽比为3以下的残余γ粒子，通过将其合计面积率S_γBlock减少为3％以下，能够确保优异的延伸凸缘性成型。为了确保优异的延伸凸缘性成型，进一步优选S_γBlock小于2％。另外，S_γBlock也可以为0％。应予说明，仅含有粒子当量圆直径为1.5～15μm且长宽比为3以下的初生马氏体、粒子当量圆直径为1.5～15μm且长宽比为3以下的残余γ粒子中的任一者时，将该所含有的一者的面积率作为合计面积率。

分布在多边形铁素体内部的、长宽比为3以下且粒子当量圆直径为0.15～1.9μm的初生马氏体和/或长宽比为3以下且粒子当量圆直径为0.15～1.9μm的残余γ粒子的合计个数N_MA与多边形铁素体晶粒的合计个数N_P的比率N_MA/N_P：0.3以下

例如，为了利用贝氏体相变而进行γ单相区退火时，如果其后进行15℃/以下的缓慢冷却，则在冷却中生成多边形铁素体，随之而来地必然在铁素体晶粒内生成分布于多边形铁素体内部的、长宽比为3以下且粒子当量圆直径为0.15～1.9μm的圆形～椭圆形的微细的初生马氏体和/或残余γ。该组织中没有达到使残余γ充分稳定的C量(约1％)，但因为无法避免在缓慢冷却中产生的一定量的C、Mn的富集，因此Ms点下降，直到回火前都无法使其进行马氏体相变，在最终冷却时成为初生马氏体或者直接成为C富集量少的残余γ。因为这样的组织为极硬质的马氏体、或者为残余γ的情况下在轻微的塑性变形后相变为极硬质的马氏体，所以即便粒子直径小于2μm也会导致λ的降低。在初生马氏体和/或残余γ粒子的合计个数N_MA与多边形铁素体晶粒的合计个数N_P的比率N_MA/N_P为0.3以下时，其影响减小，因此使N_MA/N_P在该范围。另外，比率N_MA/N_P可以为0。不含有初生马氏体和残余γ粒子时，比率N_MA/N_P为0。应予说明，含有长宽比为3以下且粒子当量圆直径为0.15～1.9μm的初生马氏体、长宽比为3以下且粒子当量圆直径为0.15～1.9μm的残余γ粒子中的任一者时，将该所含有的一者的个数作为合计个数N_MA。

C浓度为0.7～1.3％且邻接区域的C浓度为0.07％以下的区域的合计面积率S_C富集为0.2～5％

能够通过对C浓度比周围高的区域的面积率进行调整而使延展性提高。具体而言，通过使C浓度为0.7～1.3％且邻接区域的C浓度为0.07％以下的区域的合计面积率S_C富集为0.2～5％来提高延展性。应予说明，邻接区域是指与C浓度为0.7～1.3％且邻接区域的C浓度为0.07％以下的区域相邻的区域。

从提高延展性的观点考虑，C浓度为0.7～1.3％且邻接区域的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。另外，优选邻接区域的一部分或全部含有上贝氏体。因此，以下，对C浓度为0.7～1.3％且邻接区域的C浓度为0.07％以下的区域为残余γ_UB、邻接区域为上贝氏体的情况进行说明。应予说明，将上述区域为残余γ_UB、邻接区域为上贝氏体时的S_C富集标记为S_γUB＊。

与上贝氏体邻接地生成的残余γ_UB中具有其粒子的至少一侧的C量非常低的特征。即，从在405～470℃的高温下生成的贝氏体(贝氏体铁素体)中容易进行C向奥氏体的脱离，C有效地富集于板状的γ_UB。其结果，板状的残余γ_UB的C量为0.7～1.3％，有助于延展性的提高。另外，在其周围的上贝氏体的区域中C量降低到0.07％以下。为了使延展性进一步提高，优选确保面积率为0.2～5％的具有这样的C的分布状态的残余γ的区域S_γUB＊。通过使S_γUB*为0.3％以上而使延展性明显增加，因此进一步优选S_γUB*为0.3％以上。上限更优选为4％以下，进一步优选为3％以下。

由除多边形铁素体以外的剩余部分的上贝氏体、初生马氏体、回火马氏体、下贝氏体、残余γ构成的区域的Mn浓度Mn_γ2nd与钢板的平均Mn浓度Mn_Bulk之比Mn_γ2nd/Mn_Bulk：1.1以上

本发明中，以α+γ双相区的退火为前提，优选利用从在双相区退火时产生的铁素体区域向奥氏体区域的均匀的Mn富集来实现延展性的进一步提高。这样，通过在双相区退火中使Mn均匀地分配在γ区域，从而在板状的残余γ_UB、膜状的残余γ这两者存在的区域得到由Mn富集带来的残余γ的稳定化效果，有助于延展性的进一步提高。该效果可以通过使由除多边形铁素体以外的上贝氏体、初生马氏体、回火马氏体、下贝氏体、残余γ构成的区域的Mn浓度Mn_γ2nd与钢板的平均Mn浓度Mn_Bulk之比Mn_γ2nd/Mn_Bulk为1.1以上而得到。上限优选为2.0以下，更优选为1.5以下。

接下来，对钢组织的测定方法进行说明。

铁素体的面积率的测定通过以下方法进行，即，切出与轧制方向平行的板厚截面，进行镜面研磨后，用3％硝酸酒精进行腐蚀，在1/4厚度位置以5000倍观察5个视野。铁素体以内部几乎不伴有碳化物且相对等轴的多边形铁素体为对象。是利用SEM可看到颜色最黑的区域。在铁素体内部存在板状的残余γ_UB而分割铁素体，难以识别其两侧的组织为上贝氏体还是铁素体时，将长宽比≤2.5的多边形的形态的铁素体的区域设为铁素体，将长宽比＞2.5的区域分类为上贝氏体(贝氏体铁素体)，算出面积率。这里，与板状的残余γ_UB邻接地生成的上贝氏体有时与铁素体邻接地生成而难以与铁素体识别，因此，板状的残余γ_UB中存在如下情况：存在可与贝氏体识别的组织的情况；以及铁素体与贝氏体邻接地存在而无法区分它们的区域，即在上述的分类中存在铁素体的情况。这里，如图2所示，对于长宽比而言，求出粒子长度最长的长轴长度a，将在与其垂直的方向最长地横穿粒子时的粒子长度作为短轴长度b，将a/b作为长宽比。

由上贝氏体、初生马氏体、回火马氏体、下贝氏体、残余γ中的1种或2种以上构成的组织的面积率用与铁素体相同的方法进行测定。该面积率为除上述的铁素体以外的区域的面积率。这里，由于碳化物的面积率非常少，因此包含在上述的面积率内。

残余γ的体积率通过对距表层1/4厚度位置进行化学研磨，利用X射线衍射而求出。入射X射线使用Co-Kα射线源，由铁素体的(200)、(211)、(220)面与奥氏体的(200)、(220)、(311)面的强度比而算出残余奥氏体的面积率。这里，由于残余γ是随机分布的，因此利用X射线衍射而求出的残余γ的体积率与钢组织中的残余γ的面积率相等。

与上贝氏体邻接地生成的板状的残余γ_UB的形状和面积率通过对与钢板的轧制方向平行的板厚截面进行电解研磨，使用EBSD得到相图数据，以fcc结构的组织为对象而进行测定。测定区域以30μm计测定5个视野。采用上述的粒子尺寸、长宽比的测定方法而求出粒子长度(长轴长度)、粒子宽度(短轴长度)、长宽比。另外，对于与粒子宽度为0.18～0.60μm、粒子长度为1.7～7.0μm、长宽比为5～15一致的γ晶粒，求出其面积率作为S_γUB。

粒子当量圆直径为1.5～15μm且长宽比为3以下的初生马氏体、粒子当量圆直径为1.5～15μm且长宽比为3以下的残余γ粒子的面积率也同样地由SEM照片而求出。另外，长宽比也利用与上述的板状的残余γ_UB相同的方法进行确认。

另外，对于当量圆粒径(粒子当量圆直径)，利用SEM对10个粒子进行观察，求出各自的面积率，算出当量圆径，对各个晶粒作为粒子当量圆直径。

分布于多边形铁素体内部的初生马氏体或残余γ粒子(由于初生马氏体和残余γ粒子在SEM照片中无法区分，因此无差别地进行处理)的尺寸和面积率通过与铁素体相同的方法利用SEM进行测定。另外，多边形铁素体晶粒的个数也由SEM照片进行确认。

C浓度为0.7～1.3％、邻接区域的C浓度为0.07％以下的区域的C浓度(质量％)的及其邻接区域的C浓度(质量％)的测定通过使用日本电子制场发射电子束微观分析仪(FE-EPMA)JXA-8500F在与轧制方向平行的板厚截面的板厚1/4位置以加速电压6kV、照射电流7×10^－8A并使电子束直径最小地利用射线分析来实施。分析长度为6μm，为了得到微观组织的平均的信息而随机地在30个位置采取C的分布数据。但是，为了排除污染物的影响，减去背景量以使各线分析中得到的C的平均值与母材的碳量相等。即，所测定的碳量的平均值多于母材的碳量时，认为其增加部分为污染物，将一律由各位置的分析值减去其增加部分而得的值作为各位置的实际C量。对于邻接地具有C浓度为0.07％以下的区域且C：0.7～1.3％的区域的合计面积率S_C富集而言，对于C峰的山脚(裾野)部分的C量为0.07％以下的区域，假设上述区域的分布状态是无规的，将射线分析结果中的C：0.7～1.3％的区域的比率作为该面积率。应予说明，将表示上述测定中得到的C浓度与分析长度的关系的坐标图的一个例子示于图4。在图4中C浓度为0.7～1.3％且邻接区域的C浓度为0.07％以下的区域为S_C富集－1。在30个位置导出如图4所示的坐标图，得到S_C富集－1的合计面积率S_C富集。

应予说明，上述的板状残余γ_UB的C富集量可以利用上述的分析方法进行测量，因此，当进行特性评价时，C富集量为0.7～1.3％时，具有该C富集量的金属相可以评价为板状残余γ_UB。

由除多边形铁素体以外的上贝氏体、初生马氏体、回火马氏体、下贝氏体、残余γ构成的区域的Mn浓度(质量％)Mn_γ2nd通过如下方式而求出，即，通过以加速电压9kV利用FE-EPMA的相同的方法进行Mn线分析，且进行同一视野中的SEM组织观察，算出除铁素体以外的第二相的区域的Mn量。另外，进行与母材的Mn的化学分析值的比较，求出Mn_γ2nd/Mn_Bulk。

另外，将SEM照片的一个例子示于图1。

在图1的观察中使用的钢板通过将0.18％C－1.5％Si－2.8％Mn钢进行双相区退火后，以18℃/s冷却到450℃后，在450℃等温保持30秒后，以10℃/s冷却到220℃，其后在400℃保持18min，然后以10℃/s冷却到100℃以下而得到。对轧制方向的垂直截面的1/4厚度位置进行研磨后，用3％硝酸酒精进行腐蚀，通过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)为几乎不含有碳化物的短轴宽度为0.4μ以上的组织。与其邻接地存在粒子宽度为0.18～0.60μm、粒子长度为1.7～7.0μm、长宽比为5～15的板状的残余γ(b)。板状的残余γ_UB的邻接组织为上贝氏体，但在上贝氏体与铁素体邻接地生成的情况下，成为上贝氏体与铁素体一体化的组织，因此也存在可看到板状的残余γ_UB邻接于铁素体的情况。回火马氏体(c)是组织内部每1μm²包含0.5～8个的长宽比为3以下且当量圆直径为0.03～0.2μm的微细的碳化物(e)的区域。与其邻接地存在粒子宽度小于0.1～0.50μm、粒子长度为0.5μm以上且小于1.7μm的膜状的残余γ(d)。下贝氏体(f)是组织的内部包含长宽比为8～20且细长的膜状的马氏体或残余γ(g)的组织。在未充分进行贝氏体相变或马氏体相变的区域中，残留粒子当量圆直径为1.5～15μm且长宽比为3以下的初生马氏体或残余γ粒子(h)。未相变区域为多边形铁素体(i)。另外，虽然在该照片中未示出，但进行γ单相区退火而在冷却中生成多边形铁素体的情况下，在多边形铁素体晶粒内也生成长宽比为3以下且粒子当量圆直径为0.15～1.9μm的粒子。

本发明的钢板优选拉伸强度为780MPa以上。更优选为980MPa以上。从与其它特性的兼得的观点考虑，拉伸强度的上限优选为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级时为40％以上，优选为45％以上，在TS：1320MPa以上时为30％以上，优选为35％以上，从而成型的稳定性显著提高。从与其它特性的兼得的观点考虑，λ的上限在任意强度等级下都优选为90％以下，更优选为80％以下。

本发明的钢板中，U.El在TS：780～1319MPa级时为9％以上，更优选为10％以上，在TS：1320MPa以上时为8％以上，更优选为9％以上。另外，从与其它特性的兼得的观点考虑，U.El的上限在任意强度等级下都优选为20.0％以下，更优选为18.0％以下。

另外，从改善复合成型中的成型性的观点考虑，优选为(TS×U.El－7000)×λ≥290000。更优选为(TS×U.El－7000)×λ≥291500，进一步优选为(TS×U.El－7000)×λ≥300000。另外，上限没有特别限定，从与其它特性的兼得的观点考虑，优选为(TS×U.El－7000)×λ≤600000，更优选为(TS×U.El－7000)×λ≤500000。

接下来，对本发明的钢板的制造方法进行说明。

热轧

为了对钢坯进行热轧，存在如下方法：将板坯加热后进行轧制的方法、在不对连续铸造后的板坯进行加热的情况下直接轧制的方法、对连续铸造后的板坯实施短时间加热处理而进行轧制的方法等。热轧可以根据常规方法来实施，例如，可以是板坯加热温度为1100～1300℃，均热温度为20～300min，终轧温度为Ar₃相变点～Ar₃相变点++200℃，卷取温度为400～720℃。从抑制板厚变动而稳定地确保高强度的观点考虑，卷取温度优选为450～550℃。从抑制板厚变动并稳定地确保高强度的观点考虑，更优选的范围为460～550℃，进一步优选的范围为500～550℃。

冷轧

冷轧中，可以使轧制率为30～85％。从稳定地确保高强度并使各向异性变小的观点考虑，轧制率优选为45～85％。应予说明，轧制负荷高时，可以在450～730℃利用CAL、BAF进行软质化的退火处理。

CAL

将具有规定的成分组成的钢坯进行热轧和冷轧后，在连续退火生产线(CAL)中按照以下规定的条件实施退火。应予说明，图3示出了制造条件的一个例子。

退火温度：780～880℃

为了确保规定的面积率的回火马氏体和/或贝氏体、规定的体积率的残余γ，使退火温度为780～880℃。为了确保6％以上的多边形铁素体，退火温度根据成分而调整成α+γ的双相区退火。能够在该双相区退火中使Mn均匀地富集于γ，有助于γ的稳定化。另外，由于无需在冷却中使Mn富集于γ，因此能够抑制分布于多边形铁素体内部的长宽比为3以下且粒子当量圆直径为0.15～1.9μm的初生马氏体或残余γ粒子的生成，有助于λ的提高。

在780～470℃的温度范围的平均冷却速度：5.0～2000℃/s

退火后，在780～470℃的温度范围以平均冷却速度：5.0～2000℃/s进行冷却。平均冷却速度小于5.0℃/s时，生成粗大的贝氏体铁素体，导致块状组织增大。因此，为5.0℃/s以上。更优选为8.0℃/s以上。另一方面，如果平均冷却速度过快，则板形状变差，因此为2000℃/s以下。优选为100℃/s以下。更优选小于30℃/s。另外，通过使其为29℃/s以下，能够使板形状为良好的水平(后述的实施例中记载的板翘曲为15mm以下)，因而优选。进而，能够通过使上述平均冷却速度为14℃/s以下而使板形状为更良好的水平(后述的实施例中记载的板翘曲为10mm以下)，因而更优选。

在470～405℃的温度范围的保持时间：14～200秒

通过在该温度区域保持规定时间，能够使几乎不发生碳化物析出的上贝氏体生成，能够与其邻接地生成C的富集量高的板状的残余γ_UB。为了生成规定量的有助于提高延展性的板状的残余γ_UB而使该温度区域的保持时间为14秒以上。从生成板状的残余γ_UB而提高延展性的观点考虑，进一步优选该温度区域的保持时间为18秒以上。另一方面，即便以保持时间超过200秒保持，板状的γ_UB的生成也停滞，如果保持超过200秒，则进行向块状的未相变γ的碳富集，导致块状组织的残留量增加。因此，在470～405℃的温度范围的保持时间为14～200秒。从使延伸凸缘成型性提高的观点考虑，优选在470～405℃的温度范围的保持时间为100秒以下。应予说明，该温度区域的保持与将该温度范围的平均冷却速度降低到4.6℃/s以下对应。

从405℃到冷却停止温度Tsq为止的平均冷却速度：5.0～80℃/s

此外，在从405℃到由(A)式表示的冷却停止温度Tsq为止的温度范围以平均冷却速度：5.0～80℃/s进行冷却。如果该温度区域的平均冷却速度慢，则C在未相变γ中浓缩，导致块状组织增加。另外，进行碳化物析出而浪费C，导致延展性降低。从通过减少块状组织来提高延伸凸缘成型性、通过抑制碳化物析出来提高延展性的观点考虑，进一步优选该温度区域的平均冷却速度为7.0℃/s以上。如果冷却速度超过80℃/s，则抑制C从冷却中的马氏体、下贝氏体向膜状γ的扩散，其生成得到抑制，延展性降低。因此，该温度区域的平均冷却速度为5.0～80℃/s。从促进C从冷却中的马氏体、下贝氏体向膜状γ的扩散的观点考虑，优选该温度区域的平均冷却速度为15℃/s以下。

冷却停止温度Tsq(℃)为Ms－90≥Tsq≥Ms－180……(A)

Ms＝539－474×[％C]/(100－V_F)×100－30.4×[％Mn]×1.2－12.1×[％Cr]－7.5×[％Mo]－17.7×[％Ni]……(B)

[％C]、[％Mn]、[％Cr]、[％Mo]、[％Ni]表示C、Mn、Cr、Mo、Ni各自的含量(质量％)，不含有时计为0。V_F表示铁素体的面积率(％)。

从抑制块状组织的观点、得到板状的残余γ_UB的观点考虑，冷却停止温度在上述范围。

这里，将780～470℃的平均冷却速度设为CR1、将470～405℃的平均冷却速度设为CR2、将从405℃到冷却停止温度为止的平均冷却速度设为CR3时，存在CR1＞CR2、CR2＜CR3的关系，这样切换冷却速度是极其重要的。

从冷却停止温度到370℃为止的温度范围的平均加热速度：3℃/s以上

能够通过进一步在从冷却停止温度到370℃为止的温度范围以短时间进行加热而抑制碳化物析出，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再加热到370℃以上时生成上贝氏体。如果370℃以下的平均加热速度慢，则得不到这些效果。其结果，残余γ量减少而延展性降低。因此，从冷却停止温度到370℃的温度范围的平均加热速度为3℃/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考虑，平均加热速度优选为5℃/s以上，进一步优选为10℃/s以上。上述平均加热速度的上限没有特别限定，但优选为50℃/s以下，更优选为30℃/s以下。

300～550℃的保持时间：30～3000秒

从通过使C分配在由中间保持生成的板状残余γ_UB、与马氏体或下贝氏体邻接地生成的膜状残余γ中而使它们稳定化的观点考虑，从利用贝氏体相变对作为未相变γ块状地分布的区域进行细分化、提高λ的观点考虑，在300～550℃的温度区域保持30～3000秒。

另外，通过使370～550℃的保持时间为60～3000秒，从而使C浓度为0.7～1.3％且邻接区域的C浓度为0.07％以下的区域的合计面积率S_C富集为0.2～5％，延展性得到进一步改善。

从利用由贝氏体相变带来的未相变γ的细分化效果使λ提高的观点考虑，优选在370～400℃保持180秒以上。

然后，进行冷却直到室温，从表面粗糙度的调整、板形状的平坦化等使加压成型性稳定化的观点、使YS上升的观点考虑，可以对钢板实施表皮光轧。优选表皮光轧伸长率为0.1～0.5％。另外，板形状也可以利用矫直机进行平坦化。

从改善延伸凸缘成型性的观点考虑，在上述的热处理后或表皮光轧后，也可以以100～300℃实施30秒～10天的低温热处理。通过该处理而发生如下情况：在最终冷却时或表皮光轧时生成的马氏体进行回火、退火时侵入到钢板的氢从钢板中脱离。能够利用低温热处理而使氢减少到小于0.1ppm。另外，也可以实施电镀。实施电镀后，从减少钢中的氢的观点考虑，优选实施上述的低温热处理。

根据本发明例，能够在TS：780～1319MPa级时满足作为鼓凸成型和延伸凸缘成型混在一起的复杂形状的部件的成型性的指标而重要的(TS×U.El－7000)×λ≥290000，能够在TS：780～1319MPa级时满足(TS×U.El－7000)×λ≥200000。另外，还能够具备如下特性，即，在TS：780～1319MPa级时为9％以上、在TS：1320MPa以上时为8％以上的优异的同等伸长率(延展性)，在TS：780～1319MPa级时为40％以上、在TS：1320MPa以上时为30％以上的扩孔性(λ)。

实施例

将具有表1中示出的成分组成的冷轧钢板按照表2中示出的退火条件进行处理，制造本发明的钢板和比较例的钢板。应予说明，钢板的板厚为1.4mm。

钢组织的测定按照上述方法进行。将测定结果示于表2。

从得到的钢板中采取JIS5号拉伸试验片，实施拉伸试验(依据JISZ2241)。将TS和U.El示于表2。

另外，延伸凸缘成型性通过依据日本钢铁联盟标准JFST1001的规定的扩孔试验进行评价。即，使用冲头直径10mm、模头直径10.2mm(间隙13％)的冲裁工具对100mm×100mm见方尺寸的样品进行冲裁后，使用顶角60度的圆锥冲头，使冲裁孔形成时产生的毛边在外侧，得到进行扩孔直到产生贯通板厚的裂纹时的d₀：初期孔径(mm)、d：产生裂纹时的孔径(mm)，求出扩孔率λ(％)＝{(d－d₀)/d0}×100。

本发明例满足在TS：780～1319MPa级时为9％以上的优异的同等伸长率(延展性)、(TS×U.El－7000)×λ≥290000、40％以上的扩孔性(λ)，满足在TS：1320MPa以上时为8％以上的优异的同等伸长率(延展性)、(TS×U.El－7000)×λ≥200000、30％以上的优异的扩孔性(λ)，与此相对，比较例中的某一者差。

应予说明，关于发明例，No.1、9、11、13、19、26、27、28、29、30、31的C浓度为0.7～1.3％且邻接区域的C浓度为0.07％以下的区域为残余γ_UB，在邻接区域含有上贝氏体，延展性特别优异。

另外，780～470℃的温度范围的平均冷却速度为15℃/s～29℃/s的发明例中，由下述方法测定的板翘曲为11～15mm，为良好的水平。另外，上述平均冷却速度为5℃/s～14℃/s的发明例中，由下述方法测定的板翘曲为10mm以下，为更良好的水平。应予说明，用于评价板形状的上述板翘曲通过以下方法进行评价，即，从退火后的钢板中采取长度1500mm的切割样品，测定将上述样品放置在水平的平盘上时的4边的翘曲高度的最大值(单位mm)。

[表2-1]

※下划线表示本发明范围外

*1：780～470℃的温度范围的平均冷却速度

*2：470～405℃的温度范围的保持时间

*3：从405℃到由(A)式表示的冷却停止温度Tsq为止的温度范围的平均冷却速度

(以超过Tsq的温度停止冷却时从405℃到冷却停止为止的温度范围的平均冷却速度)

*4：从冷却停止温度到370℃为止的温度范围的平均冷却速度

*5：300～550℃的温度范围的保持时间

[表2-2]

※下划线表示本发明范围外

*6由上贝氏体、初生马氏体、回火马氏体、下贝氏体、残余γ中的1种或2种以上构成的组织

产业上的可利用性

本发明具有极高的延展性和优异的延伸凸缘成型性，能够优选用于经过加压成型工序而使用在汽车、家电等中的加压成型用途。

Claims (13)

1.一种钢板，具有如下成分组成：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：小于0.50％、N：小于0.015％，剩余部分由铁和不可避免的杂质构成，

所述钢板以面积率计包含铁素体：6～80％、由上贝氏体、初生马氏体、回火马氏体、下贝氏体、残余γ中的1种或2种以上构成的组织：20～94％，以体积率计含有残余γ：7～20％，粒子宽度为0.18～0.60μm、粒子长度为1.7～7.0μm、长宽比为5～15的残余γ_UB的面积率：S_γUB为0.2～5％，粒子当量圆直径为1.5～15μm且长宽比为3以下的初生马氏体和/或粒子当量圆直径为1.5～15μm且长宽比为3以下的残余γ粒子的合计面积率：S_γBlock为3％以下，其中包括0％。

2.根据权利要求1所述的钢板，其中，分布在多边形铁素体内部的、长宽比为3以下且粒子当量圆直径为0.15～1.9μm的初生马氏体和/或长宽比为3以下且粒子当量圆直径为0.15～1.9μm的残余γ粒子的合计个数N_MA与多边形铁素体晶粒的合计个数N_P的比率N_MA/N_P为0.3以下。

3.根据权利要求1或2所述的钢板，其中，在所述组织中，C浓度为0.7～1.3％且邻接区域的C浓度为0.07％以下的区域的合计面积率：S_C富集为0.2～5％。

4.根据权利要求3所述的钢板，其中，C浓度为0.7～1.3％且邻接区域的C浓度为0.07％以下的所述区域为残余γ。

5.根据权利要求3所述的钢板，其中，C浓度为0.7～1.3％且邻接区域的C浓度为0.07％以下的所述区域为残余γ_UB粒子。

6.根据权利要求3～5中任一项所述的钢板，其中，所述邻接区域含有上贝氏体。

7.根据权利要求1～6中任一项所述的钢板，其中，由除多边形铁素体以外的剩余部分的上贝氏体、初生马氏体、回火马氏体、下贝氏体、残余γ构成的区域的Mn浓度Mn_γ2nd与钢板的平均Mn浓度Mn_Bulk的比Mn_γ2nd/Mn_Bulk为1.1以上。

8.根据权利要求1～7中任一项所述的钢板，其中，所述成分组成以质量％计，进一步含有选自Ti：0.002～0.1％、B：0.0002～0.01％中的1种或2种以上。

9.根据权利要求1～8中任一项所述的钢板，其中，所述成分组成以质量％计，进一步含有选自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％和W：0.005～0.2％中的1种或2种以上。

10.根据权利要求1～9中任一项所述的钢板，其中，所述成分组成以质量％计，进一步含有选自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％和Sn：0.002～0.1％中的1种或2种以上。

11.根据权利要求1～10中任一项所述的钢板，其中，所述成分组成以质量％计，进一步含有W：0.005～0.2％。

12.根据权利要求1～11中任一项所述的钢板，其中，拉伸强度为780MPa～1450MPa。

13.一种钢板的制造方法，将具有权利要求1、8～11中任一项所述的成分组成的钢坯进行热轧和冷轧之后，将冷轧钢板在连续退火生产线CAL中以780～880℃的退火温度进行退火，接着在780～470℃的温度范围以平均冷却速度：5.0～2000℃/s冷却后，在470～405℃的温度范围保持14～200秒，进一步在从405℃到由(A)式表示的冷却停止温度Tsq为止的温度范围以平均冷却速度：5.0～80℃/s冷却，进一步在从冷却停止温度到370℃为止的温度范围以平均加热速度：3℃/s以上进行加热，以300～550℃保持30～3000秒后，冷却到室温，

这里，冷却停止温度Tsq(℃)为Ms－90≥Tsq≥Ms－180……(A)

Ms＝539－474×[％C]/(100－V_F)×100－30.4×[％Mn]×1.2－12.1×[％Cr]－7.5×[％Mo]－17.7×[％Ni]……(B)

[％C]、[％Mn]、[％Cr]、[％Mo]、[％Ni]表示C、Mn、Cr、Mo、Ni各自的含量，单位为质量％，不含有时计为0，V_F表示铁素体的面积率，单位为％。