CN112912525B - 钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

提供钢板及其制造方法。本发明的钢具有特定的成分组成和下述钢组织，所述钢组织中，以面积率计包含6～90％的铁素体、10～94％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3～15％的残余γ；SC富集为0.1～5％，SC富集是C浓度为0.6～1.3％并且相邻区域是短轴宽度为0.7～10μm、纵横比＞2.0且C浓度为0.07％以下的上贝氏体的区域的合计面积率；SγBlock为5％以下(包括0％)，SγBlock是圆当量粒子直径为1.5～15μm、纵横比为3以下的初生马氏体和/或圆当量粒子直径为1.5～15μm、纵横比为3以下的残余γ粒子的合计面积率；表层的原始γ粒径为2～12μm。

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，在将拉伸强度(TS)为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。
另一方面，由于从延展性提高的观点出发在该TRIP钢中添加大量的C、Si，因此具有焊接部容易发生开裂的问题。在对具有Zn镀覆的钢板彼此或具有Zn镀覆的钢板与未进行镀覆处理的冷轧钢板进行点焊的情况下，存在Zn侵入母材的晶界并在焊接熔核的附近产生龟裂的问题。
作为这样的龟裂的对策，例如，在专利文献6中提出了下述方案：使作为板组的钢板的组成为特定范围的组成，具体来说，为下述组成：以质量％计为C：0.003～0.01％、Mn：0.05～0.5％、P：0.02％以下、sol.Al：0.1％以下、Ti：48×(N/14)～48×{(N/14)+(S/32)}％、Nb：93×(C/12)～0.1％、B：0.0005～0.003％、N：0.01％以下、Ni：0.05％以下，余量为Fe及不可避免的杂质。
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
专利文献6：日本特开平10-195597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。另外，就专利文献1～5中记载的钢板而言，C、Si的含量多，并未解决焊接部产生龟裂的问题。
就专利文献6中记载的技术而言，对C、Mn等元素设置强制约，无法同时实现高强度和高延展性。像这样，并未获得同时实现优异的成型性和优异的焊接性的钢板。
本发明为了解决上述问题而提出，提供具有590MPa以上的拉伸强度并实现高延展性、优异的拉伸凸缘成型性及优异的耐焊接部开裂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高延展性、优异的拉伸凸缘成型性及优异的耐焊接部开裂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，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，在基本未伴有碳化物析出的上贝氏体的相变鼻部(transformation nose)的450℃附近(405～495℃)保持13秒以上且200秒以下，优先生成在高温范围内产生的贝氏体。通过该中间保持，形成有助于延展性提高的残余γ。
(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，冷却至Ms-50℃(在本成分范围内至少为375℃以下)的低温范围。由此，通过马氏体相变或下贝氏体相变来分割未相变γ区域，充分减少块状组织。
(iii)然后，再加热至400℃附近并保持，使马氏体成为回火马氏体，与此同时，通过冷却途中保持，使C浓度为0.6～1.3％而相邻区域的C浓度为0.07％以下的区域的合计面积率成为希望的范围。
(iv)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590～1180MPa级(TS：590～1319MPa)时控制为以(TS×U.El-7000)×λ≥140000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：1320MPa以上)的情况下，控制为以(TS×U.El-7000)×λ≥100000表示的范围是重要的。
(v)点焊部的龟裂通过抑制C、Si的含量并将Mn、Nb、Ti、B控制为规定范围、以及控制表层的晶体粒径、尤其是实施退火时形成的晶粒的粒径(原始γ粒径)而大幅度改善。
通过像这样进行在马氏体相变之前充分利用贝氏体相变，并通过Q&P处理来控制余量的块状组织的残留量的2级冷却处理，从而能够使得C浓度为0.6～1.3％而相邻区域的C浓度为0.07％以下的区域的合计面积率成为希望的范围。其结果，能够获得在将C、Si抑制为少量的成分钢中也同时实现高延展性和优异的拉伸凸缘成型性的钢板，其结果，能够获得焊接部的耐龟裂性也改善的钢板。
本发明是基于以上见解提出的，具体地提供以下的技术。
[1]钢板，其具有下述成分组成和钢组织，
所述成分组成以质量％计含有
C：0.04～0.22％、
Si：0.4％以上且低于1.20％、
Mn：2.3～3.5％、
P：0.02％以下、
S：0.01％以下、
sol.Al：低于1.0％、
N：低于0.015％，余量为铁及不可避免的杂质，
所述钢组织中，以面积率计包含6～90％的铁素体、10～94％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3～15％的残余γ；所述钢组织中，SC富集为0.1～5％，其中，所述SC富集是C浓度为0.6～1.3％并且相邻区域是短轴宽度为0.7～10μm、纵横比＞2.0且C浓度为0.07％以下的上贝氏体的区域的合计面积率；SγBlock为5％以下(包括0％)，其中，所述SγBlock是圆当量粒子直径为1.5～15μm、纵横比为3以下的初生马氏体和/或圆当量粒子直径为1.5～15μm、纵横比为3以下的残余γ粒子的合计面积率；表层的原始γ粒径为2～12μm。
[2]根据[1]所述的钢板，其中，所述成分组成以质量％计还含有从
Nb：0.002～0.1％、
Ti：0.002～0.1％、
B：0.0002～0.01％中选择的1种或2种以上。
[3]根据[1]或[2]所述的钢板，其中，所述成分组成以质量％计还含有从Cu：0.005～1％、
Ni：0.01～1％、
Cr：0.01～1.0％、
Mo：0.01～0.5％、
V：0.003～0.5％、
Zr：0.005～0.2％及
W：0.005～0.2％中选择的1种或2种以上。
[4]根据[1]～[3]中任一项所述的钢板，其中，所述成分组成以质量％计还含有从
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。
[5]根据[1]～[4]中任一项所述的钢板，其拉伸强度为590MPa以上且1600MPa以下。
[6]根据[1]～[5]中任一项所述的钢板，其在表面具有镀锌层。
[7]钢板的制造方法，其中，将具有[1]～[4]中任一项记载的成分组成的钢坯在进行热轧的工序中在950～1100℃的温度范围内以40％以上的累积压下率进行轧制，在精轧后以平均冷却速度为5℃/s以上冷却至520℃以下，于卷取温度为350～520℃进行卷取，然后，在以冷轧率为40～85％进行冷轧后，
于780～880℃的退火温度对冷轧钢板进行退火，接下来在750～495℃的温度范围内以平均冷却速度为7.0～2000℃/s进行冷却后，在495～405℃的温度范围内保持13～200秒，进一步在从405℃到以式(A)表示的冷却停止温度即Tsq为止的温度范围内以平均冷却速度为5.0～80℃/s进行冷却，进一步在从冷却停止温度到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，在于350～590℃的温度范围内保持20～3000秒后，冷却至室温，
其中，冷却停止温度Tsq(℃)为Ms-50≥Tsq≥Ms-180…(A)，
马氏体相变开始温度为Ms＝539-474×[％C]/(100-VF)×100-30.4×[％Mn]×1.2-12.1×[％Cr]-7.5×[％Mo]-17.7×[％Ni]…(B)，
式(B)中，[％C]、[％Mn]、[％Cr]、[％Mo]、[％Ni]分别表示C、Mn、Cr、Mo、Ni的含量(质量％)，不含的情况下为0，VF表示铁素体的面积率(％)。
发明的效果
根据本发明，能够获得具备高延展性、优异的拉伸凸缘成型性以及优异的耐焊接部开裂性(优异的焊接部的耐龟裂特性)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是示出本发明的制造条件的一例的图。
图4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：0.04～0.22％
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、使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成为希望的范围的观点出发含有C。若C的含量低于0.04％，则无法充分地确保钢板的强度、钢板的延展性，因而其下限为0.04％以上。优选0.06％以上，更加优选0.11％以上。若其含量超过0.22％，则焊接部的耐龟裂性劣化。因此，C含量的上限为0.22％以下。从提高延展性、点焊部的耐龟裂性的观点出发，希望C含量为0.21％以下。从进一步改善点焊部的耐龟裂特性的观点出发，进一步希望C含量为0.20％以下。
Si：0.4％以上且低于1.20％
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0.4％以上。从提高延展性的观点出发，优选Si含量为0.5％以上。更加优选0.6％以上。若Si的含量为1.20％以上，则点焊部的耐龟裂特性显著劣化。因此，Si的含量设为低于1.20％。从确保化学转化处理性、原料及焊接部的韧性、抑制点焊部龟裂的观点出发，优选Si的含量低于1.0％。从抑制点焊部龟裂的观点出发，Si的含量为0.8％以下，进一步优选为0.7％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、在α+γ的2相域退火时向γ中富集并通过残余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、提高点焊部的耐龟裂特性的观点出发，Mn为重要的元素。为了获得以上效果，Mn的含量为2.3％以上。从使残余γ稳定化以提高延展性的观点、提高点焊部的耐龟裂特性的观点出发，优选Mn含量为2.4％以上。此外，进一步优选Mn含量为2.5％以上。更加优选为2.6％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。
sol.Al：低于1.0％
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1.0％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1.0％。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％。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。
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。
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。
Ti：0.002～0.1％
从使显微组织微细化并提高点焊部的耐缺陷特性的观点出发，优选添加Ti。另外，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。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％
从提高点焊部的耐缺陷特性的观点出发，优选添加B。另外，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。
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，并改善耐疲劳特性。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，并改善耐疲劳特性。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，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。
6～90％的铁素体
为了确保高延展性，铁素体以面积率计为6％以上。更加优选8％以上，进一步优选11％以上。另一方面，为了获得规定的强度，铁素体以面积率计为90％以下。更加优选为50％以下，进一步优选低于20％，再进一步优选低于15％。其中，铁素体是指多边形的铁素体。
10～94％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
为了确保规定的强度、延展性、拉伸凸缘成型性，以上组织的面积率的合计为10～94％。下限更加优选30％以上，进一步优选超过50％，再进一步优选超过80％。上限更加优选92％以下，进一步优选89％以下。关于上贝氏体、初生马氏体、回火马氏体、下贝氏体、残余γ的面积率，基于SEM照片，认为各组织的含量大多处于下述范围。上贝氏体以面积率计为1～20％。初生马氏体以面积率计为0～20％。回火马氏体以面积率计为1～80％。下贝氏体以面积率计为0～50％。
残余γ：3～15％
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3％以上。更加优选5％以上，进一步优选7％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15％以下。更加优选13％以下，另外，“体积率”能够视为“面积率”。
C浓度为0.6～1.3％并且相邻区域是短轴宽度为0.7～10μm、纵横比＞2.0且C浓度为0.07％以下的上贝氏体的区域的合计面积率为0.1～5％
通过对C浓度高于周围的区域的面积率进行调节，从而能够提高延展性。具体来说，通过使C浓度为0.6～1.3％并且相邻区域的C浓度为0.07％以下的区域的合计面积率即SC富集为0.1～5％，从而延展性提高。该C浓度为0.6～1.3％并且相邻区域的C浓度为0.07％以下的区域是残余γ，为板状(在SEM照片中为棒状)的形态。其中，将上述残余γ称为板状γ。为了使得板状γ的C浓度变高，需要至少单侧的相邻区域是短轴宽度为0.7～10μm、纵横比＞2.0且C浓度为0.07％以下的上贝氏体。若相邻区域为铁素体，则不会发生碳向板状γ的充分供给。这是由于，退火时的碳的浓度在铁素体中很少，难以成为碳的供给源。另一方面，若相邻区域为贝氏体，则发生碳的充分供给。这是由于，贝氏体相变前的碳的浓度比铁素体高，作为碳的供给源发挥作用。另外，通过于450℃附近的高温生成贝氏体，从而能够减小贝氏体中的应变，其结果，碳转入γ，而不会被捕集到应变中。此外，在Si的添加量少的本发明的钢中，由于在400℃附近也容易生成碳化物，因此450℃附近的高温的贝氏体相变必不可少。像这样，能够通过于高温保持规定时间，从而生成碳浓度低的贝氏体，能够与之相邻地生成碳浓度高的区域(板状γ)。需要说明的是，相邻区域表示与C浓度为0.6～1.3％且相邻区域的C浓度为0.07％以下的区域相邻的区域。
圆当量粒子直径为1.5～15μm、纵横比为3以下的初生马氏体和/或圆当量粒子直径为1.5～15μm、纵横比为3以下的残余γ粒子的合计面积率即SγBlock为5％以下
以往，在欲要在最终回火工序中发生很多贝氏体相变的情况下，残留很多块状的马氏体或块状的残余γ。因而，以往，为了防止这一情况，使Mn减少至2％以下以促进贝氏体相变，或从γ单相急冷以促进贝氏体相变。但是，若Mn含量减少，则残余γ的稳定化效果、体积率增加效果损失，另外，若从γ单相急冷以使组织整个面贝氏体相变，则不会生成铁素体，从而延展性损失。与此相对，在本发明中，即使在对含有大量Mn的钢板进行2相域退火的情况下，也能够实现贝氏体相变的利用和块状组织的减少这两者。对该拉伸凸缘成型性产生不良影响的块状组织是圆当量粒子直径为1.5～15μm、纵横比为3以下的初生马氏体和/或圆当量粒子直径为1.5～15μm、纵横比为3以下的残余γ粒子，通过将其合计面积率即SγBlock设为5％以下，从而能够确保优异的拉伸凸缘性成型。为了确保优异的拉伸凸缘性成型，进一步优选SγBlock低于4％。另外，SγBlock也可以是0％。需要说明的是，在仅包含圆当量粒子直径为1.5～15μm且纵横比为3以下的初生马氏体、圆当量粒子直径为1.5～15μm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。
表层的原始γ粒径为2～12μm
本申请的钢板的钢组织中，钢板的表层的原始γ粒径为2～12μm。通过使得表层的原始γ粒径为2～12μm，从而能够获得抑制点焊部的龟裂的效果。从维持TS为780MPa以上的高强度并抑制点焊部的龟裂的观点出发，优选表层的原始γ粒径为3μm以上，进一步优选为4μm以上。另外，从同样的观点出发，优选表层的原始γ粒径为9μm以下，进一步优选为7μm以下。
以下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：在与轧制方向平行的板厚方向上切出截面，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。
与C浓度为0.6～1.3％的板状γ相邻的上贝氏体的尺寸(短轴宽度、纵横比)、圆当量粒子直径为1.5～15μm且纵横比为3以下的初生马氏体和/或圆当量粒子直径为1.5～15μm且纵横比为3以下的残余γ粒子(初生马氏体与残余γ粒子在SEM照片中无法区分而不区分地处理)的尺寸(圆当量粒子直径、纵横比)及面积率从SEM照片与铁素体同样地测定。具体来说，与上述同样地，就纵横比而言，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，以a/b为纵横比。就圆当量粒径(圆当量粒子直径)而言，基于SEM求出各面积率，计算圆当量直径，针对各粒子为圆当量粒子直径。与C浓度为0.6～1.3％的板状γ相邻的上贝氏体的尺寸在与后述的使用FE-EPMA测定C浓度的测定区域相同的区域中测定。
另外，表层的原始γ粒径基于JIS G 0551的规定来测定。其中，表层是指在与钢板的轧制方向平行的板厚方向截面中从钢板的表面起至表面下50μm的区域。表层的原始γ粒径使用从钢板表面起至表面下50μm的板厚深度方向的线段采用切剖法测定。以50μm间隔设有多条线段，以使得所切剖的晶粒合计为60～100个的范围的方式进行计测。也可能发生一条线段上晶粒少于10个的情况，在这里作为数值采用。由于在γ+α的2相混合域进行退火，因此作为退火时的晶界，不仅存在γ/γ晶界、γ/α晶界，还存在一部分α/α晶界，在这里，任意晶界均为对象，将由其构成的晶界的粒径设为原始γ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方向截面的板厚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8μm，为了获得显微组织的平均信息，关于随机分离20μm以上的25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SC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4。在图4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SC富集-1。以25个部位导出图4所示的曲线图，得到SC富集-1的合计面积率SC富集。需要说明的是，所谓相邻区域，是指与C高的区域的缓坡区域相当的区域。在这里，关于图4中的标记“※”的组织的形态，使用SEM照片来判断。
基于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。将一例示于图1。上贝氏体(a)为基本不含碳化物的短轴宽度为0.4μm以上、纵横比＞2.0的组织。所谓基本不含后述的碳化物(d)，表示碳化物的同一组织内的平均分布密度低于1.0个/μm2。与上贝氏体或/及铁素体相邻地存在板状的残余γ(b)。回火马氏体(c)为组织内部每1μm2包含2～20个纵横比为3以下并且圆当量粒子直径为0.03～0.3μm的微细的碳化物(d)的区域。下贝氏体(e)为组织的内部包含粒子长度为0.6μm以上且15μm以下、纵横比为4～40的膜状的残余γ(f)、或每1μm2包含0～1.9个纵横比为3以下、圆当量粒子直径为0.03～0.3μm的微细的碳化物(d)的区域。上述膜状的残余γ中还包含一部分碳化物、初生马氏体。在未充分进行贝氏体相变或马氏体相变的区域中，残留圆当量粒子直径为1.5～15μm、纵横比为3以下的块状的初生马氏体或圆当量粒子直径为1.5～15μm、纵横比为3以下的块状的残余γ粒子(g)。未相变区域为多边形铁素体(h)。
优选本发明的钢板的拉伸强度为590MPa以上。更加优选780MPa以上，进一步优选980MPa以上，更进一步优选1180MPa以上。关于拉伸强度的上限，从与其他特性同时实现的观点出发，优选为1600MPa以下，更加优选1450MPa以下。
另外，从改善复合成型中的成型性的观点出发，优选TS为590～1319MPa且(TS×U.El-7000)×λ≥140000。更加优选(TS×U.El-7000)×λ≥160000，进一步优选(TS×U.El-7000)×λ≥180000。另外，上限并无特别限定，从同时实现点焊部的耐龟裂性的观点出发，优选(TS×U.El-7000)×λ≤400000，更加优选(TS×U.El-7000)×λ＜290000。
优选TS为1320MPa以上且(TS×U.El-7000)×λ≥100000，更加优选(TS×U.El-7000)×λ≥120000。
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。在热轧工序中，钢坯加热温度为1100～1300℃，从使组织微细化的观点出发，优选于1100～1240℃进行加热、均热时间为20～300分钟。然后，在进行粗轧和精轧的工序中，在950～1100℃的温度范围内以40％以上的累积压下率进行轧制，在精轧后以平均冷却速度为5℃/s以上冷却至520℃以下，于卷取温度为350～520℃进行卷取。在950～1100℃的温度范围内进行轧制后容易进行再结晶，有助于热轧后的组织的微细化、冷轧/退火后的原始γ粒的微细化。为了获得以上效果，需要进行40％以上的累积压下。在低于950℃的温度范围内的压下率没有特别规定，但该温度范围内的压下难以实现晶粒的微细化且具有使各向异性增大的作用，因此优选累积压下率为0～60％，进一步优选为15～50％。精轧温度没有特别规定，优选为800～970℃。从减少各向异性并提高λ的观点出发，进一步优选精轧温度为920～970℃。将卷取温度设为350～520℃是为了抑制卷取后的热轧钢板中生成以面积率计超过20％的珠光体。通过生成珠光体，从而最终制品的晶粒粗大化，焊接部的耐龟裂特性下降。在使Si减少至低于1.20％的钢中容易生成珠光体，因此，进一步优选卷取温度为400～500℃而使热轧钢板中生成的珠光体的面积率低于10％。从抑制卷取后的钢卷压垮、冷轧后的板厚变化的观点出发，也可以在精轧后的输出辊道(run-out table)上于550～720℃保持5～20秒，生成1～25％铁素体和/或上贝氏体。
就热轧钢板的组织比率而言，铁素体和/或上贝氏体为0～25％、珠光体为0～20％、余量为回火马氏体、初生马氏体、下贝氏体的组织：55～100％。
冷轧
在冷轧中，将冷轧率设为40～85％。由此能够获得微细组织，焊接部的耐龟裂特性提高。从稳定地确保高强度并减小各向异性的观点出发，优选冷轧率为45～80％。需要说明的是，在轧制载荷高的情况下，能够于450～730℃使用连续退火线(CAL)、箱型退火炉(BAF)进行软质化的退火处理。
退火
在将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。需要说明的是，图3示出制造条件的一例。退火设备并无特别限定，从确保生产率及希望的加热速度、冷却速度的观点出发，优选在连续退火线(CAL)或连续熔融锌镀覆线(CGL)中实施。
退火温度为780～880℃
为了确保规定面积率的回火马氏体和/或贝氏体、规定的体积率的残余γ，退火温度设为780～880℃。为了确保多边形的铁素体为6％以上，退火温度对应于成分调节为使得进行α+γ的2相域退火。
在750～495℃的温度范围内平均冷却速度为7.0～2000℃/s
退火后，以平均冷却速度为7.0～2000℃/s在750～495℃的温度范围内进行冷却。若平均冷却速度小于7.0℃/s，则生成过量铁素体或粗大的贝氏体铁素体，从而导致块状组织增大。因此设为7.0℃/s以上。更加优选为8.0℃/s以上。另一方面，若平均冷却速度过快，则板形状恶化，因此设为2000℃/s以下。优选为100℃/s以下。更加优选低于30℃/s。另外，通过设为29℃/s以下，从而能够使板形状达到良好的等级(使后述的实施例中记载的板翘曲为15mm以下)，因此优选。进而，通过将上述平均冷却速度设为14℃/s以下，从而能够使板形状达到更加良好的等级(使后述的实施例中记载的板翘曲为10mm以下)，因此更加优选。
495～405℃的温度范围内的保持时间：13～200秒
通过在该温度范围内保持规定时间，从而能够将SC富集设为0.1～5％。为了使有助于延展性提高的SC富集成为0.1～5％，该温度范围内的保持时间为13秒以上。从使得SC富集为0.2～5％、提高延展性的观点出发，进一步优选该温度范围内的保持时间为15秒以上。另一方面，即使保持时间保持超过200秒，也基本无益于SC富集的调节，若保持超过200秒，则碳向块状的未相变γ富集，导致块状组织的残留量增加。因此，495～405℃的温度范围内的保持时间为13～200秒。从提高拉伸凸缘成型性的观点出发，优选495～405℃的温度范围内的保持时间为100秒以下。需要说明的是，该温度范围内的保持与将该温度范围内的平均冷却速度减小至6.9℃/s以下对应。
从405℃到冷却停止温度即Tsq为止的平均冷却速度为5.0～80℃/s
此外，以平均冷却速度为5.0～80℃/s，在从405℃到以式(A)表示的冷却停止温度即Tsq为止的温度范围进行冷却。若该温度范围的平均冷却速度慢，则C向未相变γ浓缩，导致块状组织的增加。另外，若碳化物析出进行，则C被浪费，导致延展性下降。从减少块状组织以提高拉伸凸缘成型性、抑制碳化物析出以提高延展性的观点出发，进一步优选该温度范围的平均冷却速度为7.0℃/s以上。若冷却速度超过80℃/s，则从冷却中的马氏体、下贝氏体向γ的C扩散被抑制，其生成被抑制且延展性下降。因此，该温度范围的平均冷却速度为5.0～80℃/s。从促进冷却中的、C从马氏体、下贝氏体向γ扩散的观点出发，希望该温度范围的平均冷却速度为15℃/s以下，进一步优选低于10℃/s。320～超过300℃的温度范围具有通过生成下贝氏体来提高延展性的作用，因此特别优选在该温度范围内为低于10℃/s。
冷却停止温度Tsq(℃)为Ms-50≥Tsq≥Ms-180…(A)，
马氏体相变开始温度为Ms＝539-474×[％C]/(100-VF)×100-30.4×[％Mn]×1.2-12.1×[％Cr]-7.5×[％Mo]-17.7×[％Ni]…(B)。
式(B)中，[％C]、[％Mn]、[％Cr]、[％Mo]、[％Ni]分别表示C、Mn、Cr、Mo、Ni的含量(质量％)，不含的情况下为0。VF表示铁素体的面积率(％)。
从抑制块状组织的观点、使SC富集为0.1～5％的观点出发，冷却停止温度为上述范围。
其中，若将750～495℃的平均冷却速度设为CR1、将495～405℃的平均冷却速度设为CR2、将从405℃到冷却停止温度(Tsq)为止的平均冷却速度设为CR3，则优选CR1＞CR2、CR2＜CR3的关系。
从冷却停止温度到350℃为止的温度范围的平均加热速度为2℃/s以上
此外，通过在短时间内从冷却停止温度加热至到350℃为止的温度范围，从而能够抑制碳化物析出、确保高延展性。另外，在以冷却生成的马氏体或下贝氏体为核再加热至350℃以上时生成上贝氏体。若直到350℃的平均加热速度慢，则无法获得以上效果。其结果，残余γ量减少，延展性下降。因此，从冷却停止温度到350℃为止的温度范围的平均加热速度为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，希望平均加热速度为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并无特别限定，优选为50℃/s以下，更加优选30℃/s以下。
350～590℃的温度范围内的保持时间：20～3000秒
从使SC富集为0.1～5％的观点、通过贝氏体相变使作为未相变γ以块状分布的区域细分化、提高λ的观点出发，在350～590℃的温度范围内保持20～3000秒。
另外，通过使350℃～590℃的保持时间为20～3000秒，从而C浓度为0.6～1.3％并且相邻区域的C浓度为0.07％以下的区域的合计面积率即SC富集成为为0.1～5％，延展性进一步得到改善。
从灵活利用基于贝氏体相变的未相变γ细分化的效果、提高λ的观点出发，希望于350℃～590℃保持180秒以上。
从促进碳分配以提高延展性、减少块状组织以提高λ的观点出发，进一步优选保持温度为370～500℃。
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，冷却至室温，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为0.1～0.5％。另外，能够使用整平器使板形状平坦化。需要说明的是，在冷却至室温的过程中，优选以0.1℃/s以上的平均冷却速度在350～50℃的温度范围进行冷却。
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为590～1319MPa的条件下满足作为鼓凸成型与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≥140000，能够在TS为1320MPa以上的条件下满足(TS×U.El-7000)×λ≥100000。
实施例1
在表2-1所示的条件下对具有表1所示的成分组成的钢进行处理，制造本发明的钢板和比较例的钢板。钢板的板厚为1.4mm。需要说明的是，表2-1所示的条件不包括锌镀覆处理。
钢组织的测定以上述方法进行。将测定结果示于表2-2。
以与轧制方向垂直的方向成为拉伸轴的方式，从所制得的钢板采集JIS5号拉伸试验片，实施拉伸试验(基于JIS Z2241)。将TS和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。
此外，作为耐焊接部开裂性，为了对点焊部的耐裂纹特性进行评价，使用1张为从1.4mm板厚的钢板采集的150mmW×50mmL尺寸的试验片，另1张为590MPa级熔融锌镀覆钢板，实施电阻焊(点焊)。关于将2张钢板重叠而成的板组，使用单相交流(50Hz)的电阻焊机将板组以倾斜3°的状态，以安装在焊枪上的伺服电机加压式进行电阻点焊。作为焊接条件，将加压力设为4.0kN，将保持时间设为0.2秒。焊接电流及焊接时间调节为使得熔核直径为4√tmm(t：高强度冷轧薄钢板的板厚)。焊接后将试验片切成两半，以光学显微镜观察截面，将未发现0.20mm以上的开裂的试验片设为耐电阻焊接开裂性良好，评价为“○”，将发现0.20mm以上的开裂的试验片设为耐电阻焊接开裂性差，评价为“×”。需要说明的是，耐焊接部开裂性在表2-2中以“耐电阻焊接开裂性”表示。
本发明例在TS为590～1319MPa的条件下满足(TS×U.El-7000)×λ≥140000，在TS为1320MPa以上的条件下满足(TS×U.El-7000)×λ≥100000，与此相对，比较例中，至少一项发生了劣化。另外，通过将成分控制为本申请中规定的范围，从而能够抑制点焊部的龟裂。需要说明的是，本发明例中，Si的含量低于1.0％且龟裂长度为0.15mm以下，特别良好，Si的含量为0.8％以下且龟裂长度为0.10mm以下(包括0mm)，非常良好。
另外，在750～495℃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，通过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5.0℃/s以上且14℃/s以下的发明例中，使用下述方法测定的板翘曲为10mm以下，为更加良好的等级。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制品宽度×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]
Figure GDA0003570698440000271
[表2-1]
Figure GDA0003570698440000281
[表2-2]
Figure GDA0003570698440000291
No.1、4、9、11、13、15、22、24、27、28的本发明例在TS为780～1319MPa的条件下满足(TS×U.El-7000)×λ≥140000，在TS为1320MPa以上的条件下满足(TS×U.El-7000)×λ≥100000，熔融部龟裂被抑制为0.20mm以下，与此相对，比较例中的至少一项发生了劣化。
实施例2
将具有表3所示的成分组成的冷轧钢板在表4-1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。钢板的板厚为1.4mm。
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)。
以与上述相同的方法进行所制得的钢板的钢组织、机械的特性(TS、U.El、λ)及耐焊接部开裂性的评价，将结果示于表4-2。
[表3]
Figure GDA0003570698440000311
[表4-1]
Figure GDA0003570698440000321
[表4-2]
Figure GDA0003570698440000331
No.29、30、31的本发明例在TS为780～1319MPa的条件下满足(TS×U.El-7000)×λ≥140000，在TS为1320MPa以上的条件下满足(TS×U.El-7000)×λ≥100000，熔融部龟裂被抑制为0.20mm以下，与此相对，比较例中的至少一项发生了劣化。
产业上的可利用性
本发明具有非常高的延展性、优异的拉伸凸缘成型性、优异的耐焊接部缺陷特性，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、焊接用途。

Claims (12)

1.钢板，其具有下述成分组成和钢组织，
所述成分组成以质量％计含有
C：0.04～0.22％、
Si：0.4％以上且低于1.20％、
Mn：2.3～3.5％、
P：0.02％以下、
S：0.01％以下、
sol.Al：低于1.0％、
N：低于0.015％，余量为铁及不可避免的杂质，
所述钢组织中，以面积率计包含6～90％的铁素体、10～94％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3～15％的残余γ；所述钢组织中，SC富集为0.1～5％，其中，所述SC富集是C浓度为0.6～1.3％并且相邻区域是短轴宽度为0.7～10μm、纵横比＞2.0且C浓度为0.07％以下的上贝氏体的区域的合计面积率；SγBlock为5％以下且包括0％，其中，所述SγBlock是圆当量粒子直径为1.5～15μm、纵横比为3以下的初生马氏体和/或圆当量粒子直径为1.5～15μm、纵横比为3以下的残余γ粒子的合计面积率；表层的原始γ粒径为2～12μm。
2.根据权利要求1所述的钢板，其中，所述成分组成以质量％计还含有从
Nb：0.002～0.1％、
Ti：0.002～0.1％、
B：0.0002～0.01％中选择的1种或2种以上。
3.根据权利要求1所述的钢板，其中，所述成分组成以质量％计还含有从
Cu：0.005～1％、
Ni：0.01～1％、
Cr：0.01～1.0％、
Mo：0.01～0.5％、
V：0.003～0.5％、
Zr：0.005～0.2％及
W：0.005～0.2％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，所述成分组成以质量％计还含有从
Cu：0.005～1％、
Ni：0.01～1％、
Cr：0.01～1.0％、
Mo：0.01～0.5％、
V：0.003～0.5％、
Zr：0.005～0.2％及
W：0.005～0.2％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，所述成分组成以质量％计还含有从
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。
6.根据权利要求1～4中任一项所述的钢板，其拉伸强度为590MPa以上且1600MPa以下。
7.根据权利要求5所述的钢板，其拉伸强度为590MPa以上且1600MPa以下。
8.根据权利要求1～4中任一项所述的钢板，其在表面具有镀锌层。
9.根据权利要求5所述的钢板，其在表面具有镀锌层。
10.根据权利要求6所述的钢板，其在表面具有镀锌层。
11.根据权利要求7所述的钢板，其在表面具有镀锌层。
12.钢板的制造方法，其中，将具有权利要求1～5中任一项中记载的成分组成的钢坯在进行热轧的工序中在950～1100℃的温度范围内以40％以上的累积压下率进行轧制，在精轧后以平均冷却速度为5℃/s以上冷却至520℃以下，于卷取温度为350～520℃进行卷取，然后，在以冷轧率为40～85％进行冷轧后，
于780～880℃的退火温度对冷轧钢板进行退火，接下来在750～495℃的温度范围内以平均冷却速度为7.0～2000℃/s进行冷却后，在495～405℃的温度范围内保持13～200秒，进一步在从405℃到以式(A)表示的冷却停止温度即Tsq为止的温度范围内以平均冷却速度为5.0～80℃/s进行冷却，进一步在从冷却停止温度到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，在于350～590℃的温度范围内保持20～3000秒后，冷却至室温，
其中，冷却停止温度Tsq(℃)为Ms-50≥Tsq≥Ms-180…(A)，
马氏体相变开始温度为Ms＝539-474×[％C]/(100-VF)×100-30.4×[％Mn]×1.2-12.1×[％Cr]-7.5×[％Mo]-17.7×[％Ni]…(B)，
式(B)中，[％C]、[％Mn]、[％Cr]、[％Mo]、[％Ni]分别表示C、Mn、Cr、Mo、Ni的含量(质量％)，不含的情况下为0，VF表示铁素体的面积率(％)。
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