WO2020080407A1 - 鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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義彦 小野
克利 ▲高▼島
潤也 戸畑
洋一郎 松井
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
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Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet and a manufacturing method thereof, which can be preferably applied to press forming used in a press forming process in automobiles, home appliances and the like.
  • TRIP steel in which residual ⁇ is dispersed in the microstructure of the steel sheet has been developed as a technology for improving the ductility of the steel sheet.
  • Patent Document 1 discloses that a steel containing C: 0.10 to 0.45%, S: 0.5 to 1.8% and Mn: 0.5 to 3.0% is annealed at 350 to 500 ° C. It is disclosed that a steel sheet having a high ductility of TS ⁇ El ⁇ 2500 kgf / mm 2 ⁇ % can be obtained at TS: 80 kgf / mm 2 or more by holding for 1 to 30 minutes to generate residual ⁇ .
  • Patent Document 2 discloses that steel containing C: 0.10 to 0.25%, Si: 1.0 to 2.0%, and Mn: 1.5 to 3.0% is annealed at 10 ° C./s or more after annealing. By cooling to 450-300 °C for 180-600 seconds and controlling the space factor of retained austenite to 5% or more, bainitic ferrite to 60% or more, and polygonal ferrite to 20% or less, ductility : El and stretch flange formability: It is disclosed that a steel sheet excellent in ⁇ can be obtained.
  • Patent Document 3 a steel sheet having a specific component composition is annealed, cooled to a temperature range of 150 to 350 ° C., and then reheated to about 400 ° C. and held, thereby removing ferrite, tempered martensite, and retained austenite. It is disclosed that a structure containing it can be obtained, and high ductility and high stretch flange formability can be imparted to the steel sheet. This is a so-called Q & P in which the temperature is once cooled in the cooling process to a temperature range between the martensite transformation start temperature (Ms point) and the martensite transformation completion temperature (Mf point) and then reheated and held to stabilize the residual ⁇ .
  • Ms point martensite transformation start temperature
  • Mf point martensite transformation completion temperature
  • Patent Document 4 discloses a method in which the above Q & P processing is improved. That is, steel having a specific component composition is annealed at a temperature of Ae3-10 ° C. or more in order to reduce the amount of polygonal ferrite to 5% or less, and then cooled at a relatively high temperature of Ms-10 ° C. to Ms-100 ° C. Is stopped to generate upper bainite when reheated to around 400 ° C. to obtain high ductility and high stretch flange formability.
  • Patent Document 5 discloses a method of obtaining a steel sheet excellent in ductility and low temperature toughness by utilizing bainite produced at low temperature and bainite produced at high temperature. That is, after annealing a steel containing C: 0.10 to 0.5%, it is cooled to 150 to 400 ° C. at a cooling rate of 10 ° C./s or more, and kept in that temperature range for 10 to 200 seconds to obtain a low temperature range. Of bainite is produced, reheated to a temperature range of more than 400 ° C. and 540 ° C. or less and held for 50 seconds or longer to form bainite in a high temperature region, and to obtain a steel sheet excellent in ductility and low temperature toughness.
  • the composition of a steel plate that is a plate assembly is in a specific range, specifically, C: 0.003 to 0.01% by mass% and Mn: 0.05 to 0.5%, P: 0.02% or less, sol. Al: 0.1% or less, Ti: 48 ⁇ (N / 14) to 48 ⁇ ⁇ (N / 14) + (S / 32) ⁇ %, Nb: 93 ⁇ (C / 12) to 0.1%, It has been proposed to make the composition B: 0.0005 to 0.003%, N: 0.01% or less, Ni: 0.05% or less, the balance Fe and unavoidable impurities.
  • Patent Document 1 has a problem in that although the El is excellent, the stretch flange formability is extremely low.
  • bainitic ferrite is mainly used as a microstructure, and ferrite is suppressed to a small amount, so the stretch flange formability is excellent, but the ductility is not necessarily high. Therefore, further improvement in ductility has been required in consideration of application to difficult-to-mold parts.
  • Patent Document 3 achieves relatively high ductility and high stretch flange formability compared to conventional TRIP steel and steel utilizing bainitic ferrite.
  • breakage was observed in molding with difficult-to-mold parts such as center pillars, and further improvement in ductility was required.
  • This uniform deformation amount is a U.V. that represents the amount of elongation until necking begins to occur, among the El that is an index of ductility. It is represented by El. El needs to be increased further.
  • the amount of polygonal ferrite produced is reduced to reduce massive martensite, and sufficient ductility cannot be ensured.
  • the cooling stop temperature is set relatively high in order to improve El, and a large amount of untransformed ⁇ remains at the time of cooling stop, so that massive martensite is likely to remain.
  • the conventional technology has not been able to obtain a steel sheet that has sufficiently high ductility and high stretch flange formability. Further, the steel sheets described in Patent Documents 1 to 5 have a large content of C and Si, and the problem of cracking in the welded portion has not been solved.
  • the present invention has been made to solve such problems, and a steel sheet having a tensile strength of 590 MPa or more and realizing high ductility, excellent stretch flange formability, and excellent weld crack resistance, and It is intended to provide a manufacturing method.
  • steel plate as used herein shall include galvanized steel plate whose surface is galvanized.
  • the inventors of the present invention have earnestly studied means for providing high ductility, excellent stretch flange formability, and excellent weld crack resistance, and have reached the following conclusions.
  • (1) a cause of insufficient stretch flange formability in TRIP steel subjected to austempering, and (2) a cause of insufficient ductility in steel using Q & P were examined.
  • the cause of (1) is considered as follows. Once the alms were TRIP steels austempering, carbon during austempering around 400 ° C. is diffused into untransformed austenite bainite, the amount of carbon in austenite in the free energy is equal T 0 the composition of the bcc phase and the fcc phase approaches The bainite transformation slows down. Due to this stagnation of transformation, hard martensite in which carbon is concentrated up to the vicinity of T 0 composition and a lumpy structure composed of residual ⁇ remain.
  • the cause of (2) is considered as follows.
  • the bulk structure can be reduced by sufficiently lowering the cooling stop temperature, but the precipitation of carbides in martensite and the stabilization of carbon hinder the supply of carbon to the austenite phase, and ⁇ is not sufficiently stabilized.
  • the cracks in the spot welds are formed by suppressing the contents of C and Si and controlling Mn, Nb, Ti and B within a predetermined range, and the grain size of the surface layer, especially when annealed. It is greatly improved by controlling the grain size of the crystal grains (former ⁇ grain size).
  • the C concentration is 0.6 to 1.3%. Therefore, the total area ratio of the regions in which the C concentration of the adjacent regions is 0.07% or less can be set in a desired range. As a result, it is possible to obtain a steel sheet having both high ductility and excellent stretch flange formability even in the case of a component steel containing a small amount of C or Si, and as a result, a steel sheet with improved crack resistance of the welded portion is obtained.
  • the present invention was made based on the above findings, and specifically provides the following.
  • composition of the components is further selected by mass% from Nb: 0.002 to 0.1%, Ti: 0.002 to 0.1%, and B: 0.0002 to 0.01%.
  • the steel sheet according to [1] which contains one or more types.
  • composition of the components is, in mass%, Cu: 0.005 to 1%, Ni: 0.01 to 1%, Cr: 0.01 to 1.0%, Mo: 0.01 to 0%. 0.5%, V: 0.003 to 0.5%, Zr: 0.005 to 0.2%, and W: 0.005 to 0.2%, and one or more selected from them.
  • the composition of the components is, in mass%, Ca: 0.0002 to 0.0040%, Ce: 0.0002 to 0.0040%, La: 0.0002 to 0.0040%, Mg: 0. 0.002 to 0.0030%, Sb: 0.002 to 0.1%, and Sn: 0.002 to 0.1%, and one or more selected from [1] to [3. ]
  • a steel slab having the component composition according to any one of [1] to [4] is rolled at a cumulative rolling reduction of 40% or more in a temperature range of 950 to 1100 ° C.
  • Cold-rolled steel sheet was annealed at an annealing temperature of 780 to 880 ° C., then cooled in a temperature range of 750 to 495 ° C.
  • [% C], [% Mn], [% Cr], [% Mo], and [% Ni] represent the respective contents (% by mass) of C, Mn, Cr, Mo, and Ni.
  • V F represents the area ratio (%) of ferrite.
  • the present invention it is possible to obtain a steel sheet having high ductility, excellent stretch flange formability, and excellent weld crack resistance (excellent weld crack resistance). Furthermore, according to the present invention, it is possible to increase the strength.
  • FIG. 1 is a diagram showing an example of an SEM image.
  • FIG. 2 is a diagram for explaining the aspect ratio, particle width, and particle length.
  • FIG. 3 is a diagram showing an example of manufacturing conditions of the present invention.
  • FIG. 4 is a diagram showing an example of a graph showing the relationship between the C concentration and the analysis length.
  • the steel sheet of the present invention has a specific composition and a specific steel structure. Therefore, the steel sheet of the present invention will be described in the order of composition and steel structure.
  • the steel sheet of the present invention contains the following components.
  • “%”, which is a unit of the content of components, means “mass%”.
  • C 0.04 to 0.22%
  • C is from the viewpoint of ensuring the area ratio of tempered martensite to ensure a predetermined strength, the viewpoint of ensuring the volume ratio of residual ⁇ to improve ductility, and the C concentration of 0.6 to 1.3%. It is contained from the viewpoint that the total area ratio of the regions in which the C concentration of the adjacent regions is 0.07% or less is within a desired range. If the C content is less than 0.04%, the strength of the steel sheet and the ductility of the steel sheet cannot be sufficiently secured, so the lower limit is made 0.04% or more. It is preferably 0.06% or more, more preferably 0.11% or more. If the content exceeds 0.22%, the crack resistance of the welded portion deteriorates.
  • the upper limit of the C content is 0.22% or less. From the viewpoint of improving ductility and crack resistance of spot welds, the C content is preferably 0.21% or less. From the viewpoint of further improving the crack resistance of the spot welds, the C content is more preferably 0.20% or less.
  • Si 0.4% or more and less than 1.20% Si suppresses the formation of carbides in martensite and bainite, enhances the stability of residual ⁇ , and improves ductility from the viewpoint of strengthening ferrite and increasing strength.
  • the Si content is 0.4% or more.
  • the Si content is preferably 0.5% or more. It is more preferably at least 0.6%.
  • the content of Si is preferably less than 1.0% from the viewpoints of chemical conversion treatability, securing the toughness of the material and the welded portion, and suppressing cracks in the spot welded portion. From the viewpoint of suppressing cracks in the spot welds, the Si content is preferably 0.8% or less, and more preferably 0.7% or less.
  • Mn 2.3-3.5%
  • Mn is concentrated in ⁇ during ⁇ + ⁇ two-phase annealing, and the residual ⁇ is reduced by the decrease of the Ms point.
  • the viewpoint of stabilizing and improving ductility the viewpoint of improving the ductility by suppressing the formation of carbides in bainite like Si, the viewpoint of improving the ductility by increasing the volume ratio of residual ⁇ , and the crack resistance of spot welds. It is an important element from the viewpoint of improving the characteristics. In order to obtain these effects, the Mn content is set to 2.3% or more.
  • the Mn content is preferably 2.4% or more. Further, the Mn content is more preferably 2.5% or more. It is more preferably 2.6% or more. If the Mn content exceeds 3.5%, the bainite transformation is significantly delayed, making it difficult to secure high ductility. Further, if the Mn content exceeds 3.5%, it is difficult to suppress the formation of bulky coarse ⁇ and bulky coarse martensite, and the stretch flange formability also deteriorates. Therefore, the Mn content is set to 3.5% or less. From the viewpoint of promoting the bainite transformation and ensuring high ductility, the Mn content is preferably 3.2% or less. It is more preferably 3.1% or less.
  • P 0.02% or less
  • P is an element that strengthens steel, but if its content is large, spot weldability deteriorates. Therefore, P is 0.02% or less. From the viewpoint of improving spot weldability, P is preferably 0.01% or less. Although P may not be contained, the P content is preferably 0.001% or more from the viewpoint of manufacturing cost.
  • S 0.01% or less S has an effect of improving scale peeling property in hot rolling and an effect of suppressing nitriding during annealing, but has a great adverse effect on spot weldability, bendability, and hole expandability. It is an element. In order to reduce these adverse effects, at least S is 0.01% or less. In the present invention, since the contents of C, Si and Mn are very high, the spot weldability is likely to deteriorate, and S is preferably 0.0020% or less from the viewpoint of improving the spot weldability, and further 0.0010%. More preferably, it is less than%. Although S may not be contained, the S content is preferably 0.0001% or more from the viewpoint of manufacturing cost.
  • sol. Al less than 1.0% Al is included for deoxidation or as a substitute for Si for the purpose of stabilizing residual ⁇ . sol.
  • the lower limit of Al is not specified, but 0.01% or more is desirable for stable deoxidation.
  • Al is less than 1.0%.
  • sol. Al is more preferably less than 0.20%, and even more preferably 0.10% or less.
  • N Less than 0.015% N is an element that forms nitrides such as BN, AlN, and TiN in steel, and is an element that reduces the hot ductility of steel and the surface quality. In addition, in the steel containing B, there is an adverse effect that the effect of B disappears through the formation of BN. When the N content is 0.015% or more, the surface quality is significantly deteriorated. Therefore, the N content is less than 0.015%. Although N may not be contained, the N content is preferably 0.0001% or more from the viewpoint of manufacturing cost.
  • the component composition of the steel sheet of the present invention can appropriately contain the following optional elements in addition to the above components.
  • Nb 0.002-0.1%
  • Nb is preferably added from the viewpoint of refining the microstructure and improving the defect resistance characteristics of the spot welds.
  • Nb can be contained from the effect of refining and strengthening the steel structure, the effect of promoting bainite transformation through grain refinement, the effect of improving bendability, and the effect of improving delayed fracture resistance.
  • the Nb content is preferably 0.002% or more. It is more preferably 0.004% or more, still more preferably 0.010% or more.
  • the Nb content is preferably 0.1% or less. It is more preferably 0.05% or less, still more preferably 0.03% or less.
  • Ti 0.002 to 0.1% Ti is preferably added from the viewpoint of refining the microstructure and improving the defect resistance characteristics of the spot welds. Further, N in the steel is fixed as TiN, which has an effect of improving the hot ductility and the effect of improving the hardenability of B. In order to obtain these effects, the Ti content is preferably 0.002% or more. From the viewpoint of sufficiently fixing N, the Ti content is more preferably 0.008% or more. It is more preferably 0.010% or more. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.1%, the rolling load increases, and the ductility decreases due to the increase in the precipitation strengthening amount. Therefore, the Ti content is preferably 0.1% or less. It is more preferably 0.05% or less. Ti is more preferably 0.03% or less in order to secure high ductility.
  • B 0.0002 to 0.01%
  • B is preferably added from the viewpoint of improving the defect resistance property of the spot welded portion. Further, it is an element that improves the hardenability of steel, and has an advantage that it is easy to form tempered martensite and / or bainite having a predetermined area ratio. Further, the residual solid solution B improves the delayed fracture resistance.
  • the B content is preferably 0.0002% or more. Further, the B content is more preferably 0.0005% or more. More preferably, it is 0.0010% or more.
  • the B content is preferably 0.01% or less. It is more preferably 0.0050% or less. More preferably, it is 0.0030% or less.
  • Cu 0.005-1%
  • Cu improves the corrosion resistance in the usage environment of the automobile.
  • the corrosion product of Cu coats the surface of the steel sheet and has the effect of suppressing hydrogen intrusion into the steel sheet.
  • Cu is an element that is mixed when scrap is used as a raw material, and by allowing the mixing of Cu, the recycled material can be used as a raw material and the manufacturing cost can be reduced. From such a viewpoint, it is preferable to contain Cu in an amount of 0.005% or more, and it is more preferable to contain Cu in an amount of 0.05% or more from the viewpoint of improving delayed fracture resistance. More preferably, it is 0.10% or more. However, if the Cu content is too high, surface defects will occur, so the Cu content is preferably 1% or less. It is more preferably 0.4% or less, still more preferably 0.2% or less.
  • Ni 0.01-1% Like Cu, Ni is also an element that has the effect of improving corrosion resistance. In addition, Ni has an action of suppressing the occurrence of surface defects that are likely to occur when Cu is contained. Therefore, it is desirable to contain Ni in an amount of 0.01% or more. It is more preferably 0.04% or more, still more preferably 0.06% or more. However, if the Ni content is too high, the scale generation in the heating furnace becomes non-uniform, which rather causes the generation of surface defects. In addition, the cost also increases. Therefore, the Ni content is 1% or less. It is more preferably 0.4% or less, still more preferably 0.2% or less.
  • Cr 0.01-1.0% Cr can be contained because of the effect of improving the hardenability of steel and the effect of suppressing the formation of carbides in martensite and upper / lower bainite.
  • the Cr content is preferably 0.01% or more. It is more preferably 0.03% or more, still more preferably 0.06% or more.
  • the Cr content is 1.0% or less. It is more preferably 0.8% or less, still more preferably 0.4% or less.
  • Mo 0.01-0.5% Mo can be contained from the effect of improving the hardenability of steel and the effect of suppressing the formation of martensite and carbides in upper / lower bainite.
  • the Mo content is preferably 0.01% or more. It is more preferably 0.03% or more, still more preferably 0.06% or more.
  • Mo significantly deteriorates the chemical conversion treatment property of the cold rolled steel sheet, its content is preferably 0.5% or less. From the viewpoint of improving chemical conversion treatability, Mo is more preferably 0.15% or less.
  • V 0.003 to 0.5%
  • V is contained from the effect of improving the hardenability of steel, the effect of suppressing the formation of carbides in martensite and upper / lower bainite, the effect of refining the structure, and the effect of precipitating carbides and improving the delayed fracture resistance. Can be done.
  • the V content is preferably 0.003% or more. It is more preferably 0.005% or more, still more preferably 0.010% or more.
  • the V content is preferably 0.5% or less. It is more preferably 0.3% or less, still more preferably 0.1% or less.
  • Zr 0.005-0.2%
  • Zr can be contained from the effect of improving the hardenability of steel, the effect of suppressing the formation of carbides in bainite, the effect of refining the structure, and the effect of precipitating carbides and improving the delayed fracture resistance.
  • the Zr content is preferably 0.005% or more. It is more preferably 0.008% or more, still more preferably 0.010% or more.
  • the Zr content is preferably 0.2% or less. It is more preferably 0.15% or less, still more preferably 0.08% or less.
  • W 0.005-0.2% W can be contained from the effect of improving the hardenability of steel, the effect of suppressing the formation of carbide in bainite, the effect of refining the structure, and the effect of precipitating carbide and improving the delayed fracture resistance.
  • the W content is preferably 0.005% or more. It is more preferably 0.008% or more, still more preferably 0.010% or more.
  • the W content is preferably 0.2% or less. It is more preferably 0.15% or less, still more preferably 0.08% or less.
  • Ca 0.0002 to 0.0040% Ca fixes S as CaS and contributes to improvement of bendability and delayed fracture resistance. Therefore, the Ca content is preferably 0.0002% or more. It is more preferably 0.0005% or more, still more preferably 0.0010% or more. However, if a large amount of Ca is added, the surface quality and bendability are deteriorated, so the Ca content is preferably 0.0040% or less. It is more preferably 0.0035% or less, still more preferably 0.0020% or less.
  • Ce 0.0002 to 0.0040%
  • the Ce content is preferably 0.0002% or more. It is more preferably 0.0004% or more, still more preferably 0.0006% or more. However, if a large amount of Ce is added, the surface quality and bendability deteriorate, so the Ce content is preferably 0.0040% or less. It is more preferably 0.0035% or less, still more preferably 0.0020% or less.
  • La 0.0002 to 0.0040% Like Ca, La also fixes S and contributes to improvement in bendability and delayed fracture resistance. Therefore, the La content is preferably 0.0002% or more. It is more preferably 0.0004% or more, still more preferably 0.0006% or more. However, if a large amount of La is added, the surface quality and bendability deteriorate, so the La content is preferably 0.0040% or less. It is more preferably 0.0035% or less, still more preferably 0.0020% or less.
  • Mg 0.0002 to 0.0030% Mg fixes O as MgO and contributes to the improvement of delayed fracture resistance. Therefore, the Mg content is preferably 0.0002% or more. It is more preferably 0.0004% or more, still more preferably 0.0006% or more. However, if a large amount of Mg is added, the surface quality and bendability deteriorate, so the Mg content is preferably 0.0030% or less. It is more preferably 0.0025% or less, still more preferably 0.0010% or less.
  • Sb 0.002-0.1% Sb suppresses the oxidation and nitridation of the surface layer of the steel sheet and suppresses the reduction of the content of C and B in the surface layer thereof. Further, by suppressing the above-mentioned reduction of the contents of C and B, it is possible to suppress the generation of ferrite in the surface layer portion of the steel sheet, increase the strength, and improve the fatigue resistance property. From such a viewpoint, the Sb content is preferably 0.002% or more. It is more preferably 0.004% or more, still more preferably 0.006% or more. However, if the Sb content exceeds 0.1%, the castability deteriorates, and segregation occurs in the old ⁇ grain boundary, and the delayed fracture resistance deteriorates. Therefore, the Sb content is preferably 0.1% or less. It is more preferably 0.04% or less, still more preferably 0.03% or less.
  • Sn 0.002-0.1% Sn suppresses oxidation and nitridation of the surface layer of the steel sheet, and suppresses the reduction of the content of C and B in the surface layer due to the oxidation and nitridation. Further, by suppressing the above-mentioned reduction of the contents of C and B, it is possible to suppress the generation of ferrite in the surface layer portion of the steel sheet, increase the strength, and improve the fatigue resistance property. From such a viewpoint, the Sn content is preferably 0.002% or more. It is more preferably 0.004% or more, still more preferably 0.006% or more. However, if the Sn content exceeds 0.1%, the castability deteriorates. Further, Sn segregates at the old ⁇ grain boundary, and the delayed fracture resistance deteriorates. Therefore, the Sn content is preferably 0.1% or less. It is more preferably 0.04% or less, still more preferably 0.03% or less.
  • the steel sheet according to the present embodiment contains the above component composition, and the balance other than the above component composition contains Fe (iron) and inevitable impurities.
  • the balance is preferably Fe and inevitable impurities.
  • the area ratio of ferrite is 6% or more. It is more preferably at least 8% and even more preferably at least 11%.
  • ferrite in order to obtain a predetermined strength, has an area ratio of 90% or less. It is more preferably 50% or less, still more preferably less than 20% and even less than 15%.
  • ferrite refers to polygonal ferrite.
  • Microstructure consisting of one or more of upper bainite, fresh martensite, tempered martensite, lower bainite, residual ⁇ : 10 to 94%
  • the lower limit is more preferably 30% or more, further preferably more than 50%, and further preferably more than 80%.
  • the upper limit is more preferably 92% or less, further preferably 89% or less.
  • the area ratios of upper bainite, fresh martensite, tempered martensite, lower bainite, and residual ⁇ are SEM photographs, and it is considered that the content of each structure is often in the following range.
  • the upper bainite has an area ratio of 1 to 20%.
  • the area ratio of fresh martensite is 0 to 20%.
  • the tempered martensite has an area ratio of 1 to 80%.
  • the area ratio of the lower bainite is 0 to 50%.
  • Residual ⁇ 3-15%
  • the residual ⁇ is 3% or more in terms of volume ratio with respect to the entire steel structure. It is more preferably at least 5% and even more preferably at least 7%.
  • This residual ⁇ amount includes both the residual ⁇ formed adjacent to the upper bainite and the residual ⁇ formed adjacent to martensite or the lower bainite. If the amount of residual ⁇ is excessively increased, the strength, the stretch flange formability, and the delayed fracture resistance deteriorate. Therefore, the volume ratio of the residual ⁇ is set to 15% or less. It is more preferably 13% or less, and the “volume ratio” can be regarded as the “area ratio”.
  • the total of the regions where the C concentration is 0.6 to 1.3%, the adjacent region is the upper bainite with the minor axis width: 0.7 to 10 ⁇ m, the aspect ratio> 2.0, and the C concentration: 0.07% or less.
  • Area ratio is 0.1-5%
  • the ductility can be improved by adjusting the area ratio of the region where the C concentration is higher than the surroundings. Specifically, the total area ratio of the regions in which the C concentration is 0.6 to 1.3% and the C concentration in the adjacent region is 0.07% or less: S C concentration is 0.1 to 5% By doing so, ductility is enhanced.
  • a region in which the C concentration is 0.6 to 1.3% and the C concentration in the adjacent region is 0.07% or less is residual ⁇ and has a plate shape (rod shape in the SEM photograph).
  • the above-mentioned residual ⁇ is referred to as a plate-like ⁇ .
  • the plate-like ⁇ In order for the plate-like ⁇ to have a high C concentration, at least one side of the adjacent region must be upper bainite with a minor axis width of 0.7 to 10 ⁇ m, an aspect ratio> 2.0 and a C concentration of 0.07% or less. There is. If the adjacent region is ferrite, sufficient supply of carbon to the plate-like ⁇ does not occur. This is because the carbon concentration during annealing is low in ferrite and it is difficult to become a carbon supply source. On the other hand, when the adjacent region is bainite, carbon is sufficiently supplied.
  • the concentration of carbon before bainite transformation is higher than that of ferrite and acts as a carbon supply source. Further, it is possible to reduce the strain in bainite by generating bainite at a high temperature near 450 ° C. As a result, carbon shifts to ⁇ without being trapped by the strain. Further, in the steel of the present invention containing a small amount of Si, carbides are easily generated even at around 400 ° C, so bainite transformation at a high temperature near 450 ° C is indispensable. In this way, by holding at a high temperature for a predetermined time, bainite having a low carbon concentration can be generated, and a region having a high carbon concentration (plate-like ⁇ ) can be generated adjacent to the bainite.
  • the adjacent region means a region adjacent to a region having a C concentration of 0.6 to 1.3% and having a C concentration of 0.07% or less.
  • S ⁇ Block is 5% or less
  • Mn is reduced to 2% or less to promote the bainite transformation, or quenching from the ⁇ single phase to accelerate the bainite transformation.
  • the lumpy structure which adversely affects the stretch flange formability is a fresh martensite having a circle equivalent particle diameter of 1.5 to 15 ⁇ m and an aspect ratio of 3 or less and / or a circle equivalent particle diameter of 1.5 to 15 ⁇ m.
  • S ⁇ Block is reduced to 5% or less, whereby excellent stretch-flange formability can be secured.
  • S ⁇ Block is more preferably less than 4% to ensure excellent stretch-flange formability.
  • S ⁇ Block may be 0%. Note that only one of fresh martensite having a circle-equivalent particle diameter of 1.5 to 15 ⁇ m and an aspect ratio of 3 or less, and residual ⁇ particles having a circle-equivalent particle diameter of 1.5 to 15 ⁇ m and an aspect ratio of 3 or less When included, the area ratio of the included products shall be the total area ratio.
  • the old ⁇ grain size of the surface layer of the steel sheet is 2 to 12 ⁇ m.
  • the old ⁇ grain size of the surface layer is 2 to 12 ⁇ m, the effect of suppressing cracks in the spot welded portion can be obtained.
  • TS From the viewpoint of maintaining high strength of 780 MPa or more and suppressing cracks in spot welds, the old ⁇ grain size of the surface layer is preferably 3 ⁇ m or more, and more preferably 4 ⁇ m or more. From the same viewpoint, the old ⁇ particle diameter of the surface layer is preferably 9 ⁇ m or less, more preferably 7 ⁇ m or less.
  • the area ratio of ferrite is measured by cutting out a section in the plate thickness direction parallel to the rolling direction, mirror-polishing, then corroding with 3% nital, and observing 10 fields of view with an SEM at 1 ⁇ 4 thickness at 5000 times. I went there.
  • the ferrite was a polygonal ferrite that is relatively equiaxed with almost no carbide inside. In SEM, it is the region that looks the most black.
  • the area of polygonal ferrite with aspect ratio ⁇ 2.0 is taken as ferrite, and the area with aspect ratio> 2.0 is taken as upper bainite (bainitic ferrite). Then, the area ratio was calculated.
  • the major axis length a at which the particle length is the longest is determined, and the particle length when traversing the particle the longest in the direction perpendicular thereto is defined as the minor axis length b.
  • a / b is the aspect ratio.
  • the area ratio of the structure consisting of one or more of upper bainite, fresh martensite, tempered martensite, lower bainite, and residual ⁇ was measured by the same method as for ferrite.
  • the area ratio is the area ratio of the region other than the above ferrite.
  • the area ratio of carbides is very small, it was included in the above area ratio.
  • the volume ratio of residual ⁇ was obtained by X-ray diffraction after chemical polishing of the 1/4 thickness position from the surface layer.
  • the Co-K ⁇ radiation source was used for the incident X-ray, and the area of the residual austenite was calculated from the intensity ratio of the (200), (211), (220) planes of ferrite and the (200), (220), (311) planes of austenite. The rate was calculated.
  • the volume ratio of the residual ⁇ obtained by X-ray diffraction is equal to the area ratio of the residual ⁇ in the steel structure.
  • Site and / or circle equivalent ⁇ particles with a particle diameter of 1.5 to 15 ⁇ m and aspect ratio of 3 or less fresh martensite and residual ⁇ particles cannot be distinguished in SEM photographs, so treat them without distinction
  • size (circle equivalent) The particle diameter, the aspect ratio) and the area ratio were measured from the SEM photograph like the ferrite. Specifically, similarly to the above, as for the aspect ratio, as shown in FIG.
  • the major axis length a at which the particle length is the longest is obtained, and the particle length when the particle traverses the longest in the direction perpendicular to it.
  • Is the minor axis length b, and a / b is the aspect ratio.
  • the circle-equivalent particle diameter (circle-equivalent particle diameter)
  • the area ratio of each was obtained by SEM, the circle-equivalent diameter was calculated, and the circle-equivalent particle diameter was set for each grain.
  • the size of the upper bainite adjacent to the plate-like ⁇ having a C concentration of 0.6 to 1.3% was measured in the same region as the C concentration measurement region by FE-EPMA described later.
  • the old ⁇ particle size of the surface layer was measured in accordance with the regulations of JIS G 0551.
  • the surface layer refers to a region 50 ⁇ m below the surface of the steel plate in the plate thickness direction cross section parallel to the rolling direction of the steel plate.
  • the old ⁇ grain size of the surface layer was measured by a cutting method using a line segment in the plate thickness depth direction from the surface of the steel plate to 50 ⁇ m below the surface. A plurality of line segments were provided at intervals of 50 ⁇ m for measurement so that the total number of crystal grains to be cut was 60 to 100. A case in which one line segment has less than 10 crystal grains may occur, but it is adopted here as a numerical value.
  • the measurement of the C concentration (mass%) of the region where the C concentration is 0.6 to 1.3% and the C concentration of the adjacent region is 0.07% or less and the C concentration of the adjacent region (mass%) are Using a JEOL field emission electron probe microanalyzer (FE-EPMA) JXA-8500F at a plate thickness 1/4 position in a plate thickness direction cross section parallel to the rolling direction, an acceleration voltage of 6 kV and an irradiation current of 7 ⁇ 10 ⁇ 8 A, the beam diameter was set to the minimum, and the line analysis was performed. The analysis length was 8 ⁇ m, and profile data of C was randomly collected at 25 points 20 ⁇ m or more apart in order to obtain average information of the microstructure.
  • FE-EPMA JEOL field emission electron probe microanalyzer
  • the background was subtracted so that the average value of C obtained in each line analysis was equal to the carbon content of the base metal. That is, if the average value of the measured carbon content is greater than the carbon content of the base metal, the increase is considered to be contamination, and the value obtained by uniformly subtracting the increase from the analysis value at each position is the true value at each position.
  • the C content of The total area ratio S C concentration of the region having C concentration of 0.07% or less adjacent to each other and C: 0.6 to 1.3% is such that the C amount at the skirt portion of the C peak is 0.
  • the area ratio of C: 0.6 to 1.3% in the line analysis result was defined as the area ratio, assuming that the distribution state of the above areas was random for areas of 0.7% or less.
  • FIG. 4 An example of a graph showing the relationship between the C concentration obtained by the above measurement and the analysis length is shown in FIG.
  • the region where the C concentration is 0.6 to 1.3% and the C concentration of the adjacent region is 0.07% or less is S C enrichment-1 .
  • a graph as shown in FIG. 4 is derived at 25 locations to obtain the total area ratio S C enrichment of S C enrichment-1 .
  • the adjacent area is an area corresponding to the skirt of the high C area.
  • the morphology of the tissue to which “*” is added in FIG. 4 is determined using the SEM photograph.
  • Upper bainite, fresh martensite, tempered martensite, lower bainite, and residual ⁇ are separated and evaluated by SEM photographs. An example is shown in FIG.
  • the upper bainite (a) is a structure that contains almost no carbide and has a minor axis width of 0.4 ⁇ m or more and an aspect ratio of> 2.0.
  • the fact that it contains almost no carbide (d) described below means that the average distribution density of carbide in the same structure is less than 1.0 / ⁇ m 2 .
  • the tempered martensite (c) is a region containing 2 to 20 fine carbides (d) per 1 ⁇ m 2 having an aspect ratio of 3 or less and a circle-equivalent particle diameter of 0.03 to 0.3 ⁇ m inside the structure.
  • the lower bainite (e) contains film-like residual ⁇ (f) with a grain length of 0.6 ⁇ m or more and 15 ⁇ m or less and an aspect ratio of 4 to 40 inside the structure, or an aspect ratio of 3 or less and a circle-equivalent particle diameter. Is a region containing 0 to 1.9 fine carbides (d) of 0.03 to 0.3 ⁇ m per 1 ⁇ m 2 .
  • the film-like residual ⁇ contains a part of carbide and fresh martensite.
  • the circle-equivalent particle diameter was 1.5 to 15 ⁇ m and the block-like fresh martensite with an aspect ratio of 3 or less or the circle-equivalent particle diameter was 1.5 to 15 ⁇ m.
  • Agglomerated residual ⁇ particles (g) having an aspect ratio of 3 or less remain.
  • the untransformed region is polygonal ferrite (h).
  • the tensile strength of the steel sheet of the present invention is preferably 590 MPa or more. It is more preferably 780 MPa or more, still more preferably 980 MPa or more, still more preferably 1180 MPa or more.
  • the upper limit of the tensile strength is preferably 1600 MPa or less, and more preferably 1450 MPa or less, from the viewpoint of compatibility with other properties.
  • TS 590 to 1319 MPa and (TS ⁇ U.El-7000) ⁇ ⁇ ⁇ 140,000 are preferable. More preferably (TS ⁇ U.El-7000) ⁇ ⁇ ⁇ 160000, and even more preferably (TS ⁇ U.El-7000) ⁇ ⁇ ⁇ 180000.
  • the upper limit is not particularly limited, but from the viewpoint of compatibility with the crack resistance of the spot welded portion, (TS ⁇ U.El-7000) ⁇ ⁇ ⁇ 400,000 is preferable, and (TS ⁇ U.El-7000) is more preferable. ) ⁇ ⁇ ⁇ 290000.
  • TS: (TS ⁇ U.El-7000) ⁇ ⁇ ⁇ 100,000 is preferable and more preferably (TS ⁇ U.El-7000) ⁇ ⁇ ⁇ 120,000 at 1320 MPa or more.
  • Hot rolling Steel slabs are hot-rolled by heating the slab after rolling, directly rolling the slab after continuous casting without heating, or rolling the slab after continuous casting by heat treatment for a short time.
  • the slab heating temperature is 1100 to 1300 ° C.
  • the heating is 1100 to 1240 ° C. from the viewpoint of refining the structure
  • the soaking temperature is 20 to 300 min.
  • rolling is performed at a cumulative reduction of 40% or more in a temperature range of 950 to 1100 ° C.
  • cooling is performed at an average cooling rate of 5 ° C./s or more to 520 ° C. or less.
  • the finish rolling temperature is more preferably 920 to 970 ° C.
  • the reason why the coiling temperature is 350 to 520 ° C. is to prevent pearlite from being generated in an area ratio of more than 20% on the coiled hot rolled steel sheet.
  • the formation of pearlite coarsens the crystal grains of the final product and reduces the crack resistance of the weld. Since pearlite is likely to be generated in the steel in which Si is reduced to less than 1.20%, it is more preferable to set the winding temperature to 400 to 500 ° C. and the area ratio of pearlite to be generated in the hot rolled steel sheet to be less than 10%.
  • the structure ratio of the hot-rolled steel sheet is ferrite and / or upper bainite: 0 to 25%, pearlite: 0 to 20%, and the balance is a structure composed of tempered martensite, fresh martensite, and lower bainite: 55 to 100%. .
  • the cold rolling rate is 40 to 85%. This gives a fine structure and improves the crack resistance of the weld. From the viewpoint of stably securing high strength and reducing anisotropy, the cold rolling rate is preferably 45 to 80%.
  • the rolling load is high, it is possible to perform softening annealing treatment at 450 to 730 ° C. in a continuous annealing line (CAL) or a box annealing furnace (BAF).
  • CAL continuous annealing line
  • BAF box annealing furnace
  • Annealing A steel slab having a predetermined composition is hot-rolled and cold-rolled, and then annealed under the following prescribed conditions.
  • FIG. 3 illustrates an example of manufacturing conditions.
  • the annealing equipment is not particularly limited, but from the viewpoint of ensuring the productivity and the desired heating rate and cooling rate, it is preferable to perform it on a continuous annealing line (CAL) or a continuous hot dip galvanizing line (CGL).
  • CAL continuous annealing line
  • CGL continuous hot dip galvanizing line
  • Annealing temperature 780-880 ° C
  • the annealing temperature is set to 780 to 880 ° C. in order to secure a predetermined area ratio of tempered martensite and / or bainite and a predetermined volume ratio of residual ⁇ .
  • the annealing temperature is adjusted so that ⁇ + ⁇ two-phase annealing is performed depending on the composition.
  • the temperature is set to 7.0 ° C./s or more. More preferably, it is 8.0 ° C./s or more.
  • the average cooling rate becomes too fast, the plate shape deteriorates, so it is set to 2000 ° C./s or less.
  • the S C concentration can be increased to 0.1 to 5%.
  • the holding time in this temperature range is set to 13 sec or more in order to set the S C concentration that contributes to the improvement of ductility to 0.1 to 5%. From the viewpoint of improving the ductility by setting the S C concentration to 0.2 to 5%, the holding time in this temperature range is more preferably 15 sec or more.
  • the carbon enrichment of untransformed ⁇ massive proceeds and residual massive tissue This leads to an increase in quantity.
  • the holding time in the temperature range of 495 to 405 ° C. is 13 to 200 sec. From the viewpoint of improving stretch flange formability, the holding time in the temperature range of 495 to 405 ° C. is preferably 100 sec or less. Holding in this temperature range corresponds to reducing the average cooling rate in this temperature range to 6.9 ° C / s or less.
  • Average cooling rate from 405 ° C. to cooling stop temperature Tsq: 5.0 to 80 ° C./s
  • the average cooling rate in this temperature range is more preferably 7.0 ° C./s or more from the viewpoint of improving stretch flange formability by reducing the lumpy structure and improving ductility by suppressing the precipitation of carbides.
  • the average cooling rate in this temperature range is set to 5.0 to 80 ° C./s.
  • the average cooling rate in this temperature range is preferably 15 ° C./s or less, more preferably less than 10 ° C./s. preferable. Since the temperature range of 320 to over 300 ° C. has an effect of improving ductility through the formation of lower bainite, it is particularly preferable to set this temperature range to less than 10 ° C./s.
  • [% C], [% Mn], [% Cr], [% Mo], and [% Ni] represent the respective contents (% by mass) of C, Mn, Cr, Mo, and Ni. , And 0 if not included.
  • V F represents the area ratio (%) of ferrite.
  • the cooling stop temperature is set in the above range from the viewpoint of suppressing a lumpy structure and from the viewpoint of making the S C concentration 0.1 to 5%.
  • the average cooling rate of 750 to 495 ° C. is CR1
  • the average cooling rate of 495 to 405 ° C. is CR2
  • the average cooling rate from 405 ° C. to the cooling stop temperature (Tsq) is CR3, CR1> CR2, CR2 ⁇
  • the relationship of CR3 is preferable.
  • the average heating rate is preferably 5 ° C./s or more, and more preferably 10 ° C./s or more from the viewpoint of suppressing the precipitation of carbides and the viewpoint of forming upper bainite during reheating.
  • the upper limit of the average heating rate is not particularly limited, but is preferably 50 ° C / s or less, more preferably 30 ° C / s or less.
  • Holding time in the temperature range of 350 to 590 ° C: 20 to 3000 seconds From the viewpoint of increasing the S C concentration to 0.1 to 5%, and further improving the ⁇ by subdividing the region that is distributed in bulk as the untransformed ⁇ by bainite transformation, the temperature range of 350 to 590 ° C. Hold for 3000 seconds.
  • the holding time at 350 ° C. to 590 ° C. to 20 to 3000 sec, the total area of the regions where the C concentration is 0.6 to 1.3% and the C concentration of the adjacent region is 0.07% or less.
  • the rate S C concentration becomes 0.1 to 5%, and the ductility is further improved.
  • the holding temperature is more preferably 370 to 500 ° C. from the viewpoint of promoting carbon distribution, improving ductility, and reducing lump structure to improve ⁇ .
  • holding in the temperature range of 350 ° C to 590 ° C may also serve as hot dip galvanizing treatment.
  • a galvanizing bath having an Al content of 0.10% or more and 0.22% or less it is preferable to use a galvanizing bath having an Al content of 0.10% or more and 0.22% or less.
  • an alloying treatment of zinc plating can be performed after the hot dip galvanizing treatment.
  • the galvanizing alloying treatment is performed, it is preferably performed in a temperature range of 470 ° C. or higher and 590 ° C. or lower.
  • the steel sheet can be cooled to room temperature and subjected to skin pass rolling from the viewpoint of stabilizing press formability such as surface roughness adjustment and flattening of the plate shape, and from the viewpoint of increasing YS.
  • the skin pass extension ratio is preferably 0.1 to 0.5%.
  • the plate shape can be flattened by a leveler. In the process of cooling to room temperature, it is preferable to cool in a temperature range of 350 to 50 ° C. at an average cooling rate of 0.1 ° C./s or more.
  • the steel structure was measured by the above method. The measurement results are shown in Table 2-2.
  • a JIS No. 5 tensile test piece was sampled from the obtained steel sheet so that the direction perpendicular to the rolling direction was the tensile axis, and a tensile test (in accordance with JIS Z2241) was carried out.
  • TS and U.S. El is shown in Table 2-2.
  • one test piece of 150 mmW ⁇ 50 mmL size was used from a steel plate having a thickness of 1.4 mm, and the other was melted at 590 MPa class.
  • Resistance welding spot welding
  • resistance spot welding was performed with the plate set inclined by 3 ° using a servomotor pressure type single-phase AC (50 Hz) resistance welder attached to a welding gun.
  • the welding conditions were a pressure of 4.0 kN and a hold time of 0.2 seconds.
  • the welding current and welding time were adjusted so that the nugget diameter was 4 ⁇ t mm (t: plate thickness of high strength cold rolled thin steel sheet). After welding, the test piece was cut in half and the cross section was observed with an optical microscope. If no crack of 0.20 mm or more was observed, resistance weld cracking resistance was considered to be good and evaluated as " ⁇ ", 0 Those having a crack of 20 mm or more were inferior in resistance weld cracking resistance and were evaluated as "x”. The weld crack resistance is shown in Table 2-2 as "resistance weld crack resistance".
  • TS: 590 to 1319 MPa satisfies (TS ⁇ U.El-7000) ⁇ ⁇ ⁇ 140000
  • TS: 1320 MPa or more satisfies (TS ⁇ U.El-7000) ⁇ ⁇ ⁇ 100000.
  • one of the comparative examples is inferior.
  • cracks in the spot welds can be suppressed by controlling the components within the range specified in the present application.
  • the Si content is less than 1.0% and the crack length is 0.15 mm or less, which is particularly good, and the Si content is 0.8% or less and the crack length is 0. It was 10 mm or less (including 0 mm), which was extremely good.
  • the plate warpage measured by the following method was a good level of 11 to 15 mm. Further, in the invention examples in which the average cooling rate was 5.0 ° C./s or more and 14 ° C./s or less, the plate warpage measured by the following method was 10 mm or less, which was a more favorable level.
  • the above-mentioned plate warpage for evaluating the plate shape was obtained by taking a cut sample of product width x 1500 mm length from the annealed steel plate, and placing the sample on a horizontal flat plate with four sides. The maximum value of the warp height (unit: mm) was measured. The blade clearance of the shearing machine when cutting the cut sample in the longitudinal direction is 4% (the upper limit of the control range is 10%).
  • a cold-rolled steel sheet having the composition shown in Table 3 was treated under the annealing conditions shown in Table 4-1 to produce the steel sheet of the present invention and the steel sheet of Comparative Example.
  • the plate thickness of the steel plate was 1.4 mm.
  • hot dip galvanized steel sheets GI
  • the steel sheet was immersed in a galvanizing bath at 440 ° C. or more and 500 ° C. or less for hot dip galvanizing treatment, and then the amount of coating adhered was adjusted by gas wiping or the like.
  • the hot dip galvanizing used a galvanizing bath having an Al content of 0.10% or more and 0.22% or less.
  • some of the hot-dip galvanized steel sheets were subjected to galvanizing alloying treatment after the hot-dip galvanizing treatment to obtain alloyed hot-dip galvanized steel sheets (GA).
  • the galvanizing alloying treatment was performed in a temperature range of 470 ° C. or higher and 550 ° C. or lower. Further, some steel plates (cold rolled steel plates) were electroplated to obtain electrogalvanized steel plates (EG). The steel structure, mechanical properties (TS, U.El, ⁇ ), and weld crack resistance of the obtained steel sheet were evaluated in the same manner as above, and the results are shown in Table 4-2.
  • the present invention has extremely high ductility, excellent stretch flange formability, and excellent weld defect resistance characteristics, and can be preferably applied to press forming and welding used after the press forming process in automobiles, home appliances and the like.

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Abstract

鋼板およびその製造方法を提供する。本発明は、特定の成分組成と、面積率でフェライト：６～９０％、上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織：１０～９４％、体積率で残留γ：３～１５％を含み、Ｃ濃度が０．６～１．３％であり隣接領域が短軸幅：０．７～１０μｍ、アスペクト比＞２．０でＣ濃度：０．０７％以下の上部ベイナイトである領域の合計面積率：ＳＣ濃化が０．１～５％であり、円相当粒子直径が１．５～１５μｍ、アスペクト比が３以下のフレッシュマルテンサイトおよび／または円相当粒子直径が１．５～１５μｍ、アスペクト比が３以下の残留γ粒子の合計面積率：ＳγBlockが５％以下（０％を含む）であり、表層の旧γ粒径が２～１２μｍである鋼組織とを有する鋼板とする。

Description

鋼板およびその製造方法
　本発明は、自動車、家電等においてプレス成形工程を経て使用されるプレス成形用に好ましく適用できる、鋼板およびその製造方法に関する。
　近年、自動車車体軽量化ニーズの更なる高まりから、自動車の骨格部品やシート部品への高強度鋼板の適用が進みつつある。しかしながら、引張強度（ＴＳ）が９８０～１１８０ＭＰａ級の高強度鋼板を自動車部品に適用した場合、延性の低下や伸びフランジ成形性の低下に起因してプレス割れが生じやすくなる。このため、これらの高強度鋼板には、従来と比べ成形性に優れていることが望まれる。
　このような背景から、鋼板の延性を向上させる技術として、鋼板のミクロ組織中に残留γを分散させたＴＲＩＰ鋼が開発されている。
　例えば、特許文献１には、Ｃ：０．１０～０．４５％、Ｓ：０．５～１．８％、Ｍｎ：０．５～３．０％を含む鋼を焼鈍後に３５０～５００℃で１～３０ｍｉｎ保持して残留γを生成させることでＴＳ：８０ｋｇｆ／ｍｍ２以上でＴＳ×Ｅｌ≧２５００ｋｇｆ／ｍｍ２・％の高い延性を有する鋼板が得られることが開示されている。
　特許文献２には、Ｃ：０．１０～０．２５％、Ｓｉ：１．０～２．０％、Ｍｎ：１．５～３．０％を含有する鋼を焼鈍後に１０℃／s以上で４５０～３００℃まで冷却し、１８０～６００秒保持し、占積率で残留オーステナイトを５％以上、ベイニティックフェライトを６０％以上、ポリゴナルフェライトを２０％以下に制御することで、延性：Ｅｌと伸びフランジ成形性：λに優れた鋼板が得られることが開示されている。
　特許文献３には、特定の成分組成を有する鋼板を焼鈍後１５０～３５０℃の温度域まで冷却し、その後４００℃付近に再加熱して保持することで、フェライト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイトを含む組織が得られ、高い延性および高い伸びフランジ成形性を鋼板に付与できることが開示されている。これは冷却過程で一度マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）～マルテンサイト変態完了温度（Ｍｆ点）の間の温度域まで冷却し、その後再加熱保持して残留γを安定化させる、所謂、Ｑ＆Ｐ；Ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ＆Ｐａｒｔｉｔｉｏｎｉｎｇ（焼入れとマルテンサイトからオーステナイトへの炭素の分配）という原理を利用したものである。近年、この原理の利用で高い延性と高い伸びフランジ成形性を有する高強度鋼の開発が進んでいる。
　特許文献４には、上記のＱ＆Ｐ処理を改良した手法が開示されている。すなわち、特定の成分組成を有する鋼を、ポリゴナルフェライトを５％以下とするためにＡｅ３－１０℃以上の温度で焼鈍し、その後、Ｍｓ－１０℃～Ｍｓ－１００℃の比較的高温で冷却を停止することで、４００℃付近に再加熱した際に上部ベイナイトを生成させて高い延性と高い伸びフランジ成形性を得ようとするものである。
　さらに特許文献５には、低温で生成するベイナイトと高温で生成するベイナイトを活用し、延性と低温靱性に優れた鋼板を得る手法が開示されている。すなわち、Ｃ：０．１０～０．５％を含有する鋼を焼鈍後、１０℃／ｓ以上の冷却速度で１５０～４００℃まで冷却し、その温度域で１０～２００ｓｅｃ保持することで低温域のベイナイトを生成させ、４００℃超５４０℃以下の温度域に再加熱して５０ｓｅｃ以上保持することで高温域のベイナイトを生成させ延性と低温靱性に優れた鋼板を得ようとするものである。
　一方で、かかるＴＲＩＰ鋼には延性向上の観点から多量のＣ、Ｓｉが添加されるため、溶接部の割れが生じやすいという問題を有している。この割れは、Ｚｎめっきを有する鋼板同士、もしくはＺｎめっきを有する鋼板とめっき処理されていない冷延鋼板をスポット溶接した場合にＺｎが母材の粒界に侵入して溶接ナゲットの近傍に亀裂を生じさせるという問題である。
　このような亀裂の対策として、例えば、特許文献６では、板組である鋼板の組成を特定範囲の組成、具体的には、質量％で、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、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成とすることが提案されている。
特公平６－３５６１９号公報 特許第４４１１２２１号公報 特許第５４６３６８５号公報 特許第３８８１５５９号公報 特許第３８５４５０６号公報 特開平１０－１９５５９７号公報
　しかしながら、特許文献１に記載の従来のＴＲＩＰ鋼は、Ｅｌは優れているものの、伸びフランジ成形性が非常に低いという問題を有していた。
　特許文献２に記載の技術では、ミクロ組織として主にベイニティックフェライトを活用しており、フェライトを少なく抑えているので、伸びフランジ成形性には優れているものの延性は必ずしも高くない。このため、難成形部品への適応を考えると、さらなる延性の改善が求められていた。
　特許文献３に記載の技術では、従来のＴＲＩＰ鋼やベイニティックフェライトを活用した鋼と比べると、比較的高い延性と高い伸びフランジ成形性を実現している。しかし、センターピラー等の難成形部品での成形においては破断が認められ、さらなる延性の向上が必要とされていた。本技術を適用した鋼板では、破断のしにくさを示す一様変形量が必ずしも十分でないことが明らかになった。この一様変形量は、延性の指標となるＥｌの中でもネッキングが生じ始めるまでの伸び量を表すＵ．Ｅｌで表され、Ｕ．Ｅｌをさらに増加させる必要がある。
　特許文献４に記載の技術では、塊状のマルテンサイトを低減するためにポリゴナルフェライトの生成量を低減しており、十分な延性が確保できない。また、Ｅｌを向上させるために冷却停止温度を比較的高く設定しており、冷却停止時に未変態γが多く残存するので、塊状のマルテンサイトが残存しやすい。
　特許文献５に記載の技術では、延性を向上させるために、低温域変態ベイナイトと高温域変態ベイナイトを活用するが、低温で変態するベイナイトは延性向上に対する寄与が小さく、高温で生成するベイナイトを利用する場合は塊状組織が残存しやすい。このため、高い延性と高い伸びフランジ成形性を同時に付与するのは難しい。
　このように、従来技術では、十分高い延性と高い伸びフランジ成形性を確保した鋼板は得られていなかった。また、特許文献１～５に記載の鋼板では、ＣやＳｉの含有量が多く、溶接部に亀裂が生じるという問題が解決されていなかった。
　特許文献６に記載の技術では、Ｃ、Ｍｎ等の元素に強い制約が設けられており、高強度と高延性を両立することはできなかった。このように、優れた成形性と優れた溶接性を両立する鋼板はなかった。
　本発明は、このような問題を解決するためになされたもので、５９０ＭＰａ以上の引張強度を有し、高い延性と優れた伸びフランジ成形性と優れた耐溶接部割れ性を実現する鋼板およびその製造方法を提供しようとするものである。
　なお、ここでいう「鋼板」とは、表面に亜鉛めっき処理を施した亜鉛めっき鋼板も含むものとする。
　本発明者らは、高い延性と優れた伸びフランジ成形性と優れた耐溶接部割れ性を具備させる手段について鋭意検討を行い以下の結論を得た。
　まず、従来、（１）オーステンパ処理を施したＴＲＩＰ鋼で伸びフランジ成形性が不十分だった原因、（２）Ｑ＆Ｐを利用した鋼で延性が不十分だった原因を検討した。（１）の原因は、次の通りと考えられる。オーステンパを施したＴＲＩＰ鋼では、４００℃付近のオーステンパ時に炭素がベイナイトから未変態オーステナイトに拡散し、ｂｃｃ相とｆｃｃ相の自由エネルギーが等しくなるＴ０組成にオーステナイト中の炭素量が近づいた時点でベイナイト変態が停滞する。この変態の停滞により、Ｔ０組成付近まで炭素が濃化した硬質なマルテンサイトや残留γで構成される塊状組織が残存する。（２）の原因は次の通りと考えられる。Ｑ＆Ｐを利用した鋼では、冷却停止温度を十分低下させることで塊状組織は低減できるものの、マルテンサイト中での炭化物の析出や炭素の安定化により、オーステナイト相への炭素の供給が阻害され、残留γの安定化が十分に行われない。
　Ｑ＆Ｐプロセスの最終テンパー過程で上部ベイナイトを多く生成させようとする場合は、（１）の現象が生じることが不可避である。つまり、従来提案された熱処理方法では、上部ベイナイト変態に隣接して生成する安定な残留γの利用と、塊状組織の低減を両立するのは難しい。このため、従来技術では、ある一定の延性と伸びフランジ特性の範囲からの脱却が難しい。
　これに対して、上部ベイナイトに隣接して生じる安定な残留γの利用と、塊状組織の低減を両立し、上記の技術による特性範囲を超える特性を付与しうる熱処理技術を新たに見出した。それは以下の骨子による。
　（ｉ）焼鈍後、冷却する過程で、炭化物析出をほとんど伴わない上部ベイナイトの変態ノーズの４５０℃付近（４０５～４９５℃）で１３ｓｅｃ以上２００ｓｅｃ以下保持し、高温域で生じるベイナイトを優先して生成させる。この中間保持により、延性向上に寄与する残留γを形成させる。
　（ｉｉ）残部の未変態γ領域において、塊状組織形成の原因となるＴ０組成までの炭素の濃化が生じる前に２次冷却を開始し、Ｍｓ－５０℃（本成分範囲では少なくとも３７５℃以下）の低温域まで冷却する。これにより、未変態γ領域をマルテンサイト変態もしくは下部ベイナイト変態により分断し、塊状組織を十分低減する。
　（ｉｉｉ）その後４００℃付近に再加熱・保持し、マルテンサイトを焼戻しマルテンサイトにするのと同時に、冷却途中保持で、Ｃ濃度が０．６～１．３％であり隣接領域のＣ濃度が０．０７％以下である領域の合計面積率を所望の範囲にする。
　（ｉｖ）張り出し成形と伸びフランジ成形が一つの部品内でともに存在するような複合成形の場合、プレスのビード張力を増加させると鋼板の流入が抑制されて張り出し成形部分で割れが生じやすくなり、ビード張力を弱めると鋼板の流入量が多くなってフランジ部での割れが生じやすくなる。これら両者の割れを回避するためには、延性の指標の一様伸び（Ｕ．Ｅｌ）と伸びフランジ成形性の指標のλを、５９０～１１８０ＭＰａ級（ＴＳ：５９０～１３１９ＭＰａ）では（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ－７０００）×λ≧１４００００で表される範囲に制御することが重要である。より部品を限定し、部品形状の最適化を行うことでより高強度な１３２０ＭＰａ級を適用することも可能になるが、１３２０ＭＰａ級（ＴＳ：１３２０ＭＰａ以上）を適用する場合においても（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ－７０００）×λ≧１０００００で表される範囲に制御することが重要である。
　（ｖ）スポット溶接部の亀裂は、Ｃ、Ｓｉの含有量を抑制し、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂを所定範囲に制御すること、表層の結晶粒径、とりわけ焼鈍を施した際に形成される結晶粒の粒径（旧γ粒径）を制御することで大幅に改善する。
　このように上部ベイナイト変態をマルテンサイト変態の前に活用し、残部の塊状組織の残存量をＱ＆Ｐ処理により制御するという２段冷却処理を行うことで、Ｃ濃度が０．６～１．３％であり隣接領域のＣ濃度が０．０７％以下である領域の合計面積率を所望の範囲にできる。その結果、ＣやＳｉを少量に抑制した成分鋼においても高い延性と優れた伸びフランジ成形性を両立した鋼板を得ることが出来、その結果、溶接部の耐亀裂性をも改善した鋼板が得られる。
　本発明は、以上の知見に基づきなされたもので、具体的には以下のものを提供する。
　［１］質量％で、Ｃ：０．０４～０．２２％、Ｓｉ：０．４％以上１．２０％未満、Ｍｎ：２．３～３．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：１．０％未満、Ｎ：０．０１５％未満を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成と、面積率でフェライト：６～９０％、上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織：１０～９４％、体積率で残留γ：３～１５％を含み、Ｃ濃度が０．６～１．３％であり隣接領域が短軸幅：０．７～１０μｍ、アスペクト比＞２．０でＣ濃度：０．０７％以下の上部ベイナイトである領域の合計面積率：ＳＣ濃化が０．１～５％であり、円相当粒子直径が１．５～１５μｍ、アスペクト比が３以下のフレッシュマルテンサイトおよび／または円相当粒子直径が１．５～１５μｍ、アスペクト比が３以下の残留γ粒子の合計面積率：ＳγBlockが５％以下（０％を含む）であり、表層の旧γ粒径が２～１２μｍである鋼組織を有する鋼板。
　［２］前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００２～０．１％、Ｔｉ：０．００２～０．１％、Ｂ：０．０００２～０．０１％のうちから選んだ１種または２種以上を含有する、［１］に記載の鋼板。
　［３］前記成分組成が、さらに、質量％で、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％およびＷ：０．００５～０．２％のうちから選んだ１種または２種以上を含有する、［１］または［２］に記載の鋼板。
　［４］前記成分組成が、さらに、質量％で、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％およびＳｎ：０．００２～０．１％のうちから選んだ１種または２種以上を含有する、［１］～［３］のいずれかに記載の鋼板。
　［５］引張強度が５９０ＭＰａ以上１６００ＭＰａ以下である［１］～［４］のいずれかに記載の鋼板。
　［６］表面に亜鉛めっき層を有する［１］～［５］のいずれかに記載の鋼板。
　［７］［１］～［４］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延する工程では、９５０～１１００℃の温度範囲で４０％以上の累積圧下率で圧延し、仕上圧延後、平均冷却速度：５℃／ｓ以上で５２０℃以下まで冷却して巻取り温度：３５０～５２０℃で巻取り、その後、冷間圧延率：４０～８５％で冷間圧延した後、冷延鋼板を、７８０～８８０℃の焼鈍温度で焼鈍し、次いで７５０～４９５℃の温度範囲を平均冷却速度：７．０～２０００℃／ｓで冷却した後、４９５～４０５℃の温度範囲で１３～２００ｓｅｃ保持し、さらに４０５℃から（Ａ）式で表される冷却停止温度：Ｔｓｑまでの温度範囲を平均冷却速度：５．０～８０℃／ｓで冷却し、さらに冷却停止温度から３５０℃までの温度範囲を平均加熱速度：２℃／ｓ以上で加熱を行い、３５０～５９０℃の温度範囲で２０～３０００ｓｅｃ保持した後、室温まで冷却する鋼板の製造方法。
ここで、冷却停止温度Ｔｓｑ（℃）はＭｓ－５０≧Ｔｓｑ≧Ｍｓ－１８０・・・（Ａ）であり、
マルテンサイト変態開始温度は、Ｍｓ＝５３９－４７４×［％Ｃ］／（１００－ＶＦ）×１００－３０．４×［％Ｍｎ］×１．２－１２．１×［％Ｃｒ］－７．５×［％Ｍｏ］－１７．７×［％Ｎｉ］・・・（Ｂ）である。
式（Ｂ）において、［％Ｃ］、［％Ｍｎ］、［％Ｃｒ］、［％Ｍｏ］、［％Ｎｉ］はＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉそれぞれの含有量(質量％)を表し、含まない場合は０とし、ＶＦはフェライトの面積率(％)を表す。
　本発明によれば、高い延性と優れた伸びフランジ成形性とさらには優れた耐溶接部割れ性（優れた溶接部の耐亀裂特性）を備えた鋼板を得ることが出来る。さらに、本発明によれば、高強度化することも可能である。
図１は、ＳＥＭ画像の一例を示す図である。 図２は、アスペクト比、粒子幅、粒子長さを説明するための図である。 図３は、本発明の製造条件の一例を示す図である。 図４は、Ｃ濃度と分析長さとの関係を表すグラフの一例を示す図である。
　以下、本発明を具体的に説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
　本発明の鋼板は、特定の成分組成と特定の鋼組織とを有する。そこで、成分組成、鋼組織の順で本発明の鋼板を説明する。
　本発明の鋼板は下記の成分を含む。下記の説明において、成分の含有量の単位である「％」は「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．０４～０．２２％
　Ｃは、焼き戻しマルテンサイトの面積率を確保して所定の強度を確保する観点、残留γの体積率を確保して延性を向上させる観点、Ｃ濃度が０．６～１．３％であり隣接領域のＣ濃度が０．０７％以下である領域の合計面積率を所望の範囲にする観点から含有する。Ｃの含有量が０．０４％未満では鋼板の強度、鋼板の延性が十分に確保できないので、その下限は０．０４％以上とする。好ましくは０．０６％以上、より好ましくは０．１１％以上である。その含有量が０．２２％を超えると溶接部の耐亀裂性が劣化する。このため、Ｃ含有量の上限は０．２２％以下とする。延性やスポット溶接部の耐亀裂性向上の観点からはＣ含有量は０．２１％以下とすることが望ましい。スポット溶接部の耐亀裂特性をさらに改善する観点からはＣ含有量は０．２０％以下にすることがさらに望ましい。
　Ｓｉ：０．４％以上１．２０％未満
　Ｓｉは、フェライトを強化して強度を上昇させる観点、マルテンサイトやベイナイト中の炭化物生成を抑制し、残留γの安定性を向上させて延性を向上させる観点から含有する。炭化物の生成を抑制して延性を向上させる観点から、Ｓｉ含有量は０．４％以上にする。延性向上の観点から、Ｓｉ含有量は０．５％以上が好ましい。より好ましくは０．６％以上である。Ｓｉの含有量が１．２０％以上となると、スポット溶接部の耐亀裂特性が著しく劣化する。このため、Ｓｉの含有量は１．２０％未満とする。化成処理性や素材および溶接部の靭性確保、スポット溶接部の亀裂抑制の観点からはＳｉの含有量は１．０％未満とするのが好ましい。スポット溶接部の亀裂抑制の観点からはＳｉの含有量は０．８％以下、さらには０．７％以下とするのが好ましい。
　Ｍｎ：２．３～３．５％
　Ｍｎは、所定の面積率の焼き戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイトを確保して強度を確保する観点、α＋γの２相域焼鈍時にγ中に濃化して残留γのＭｓ点の低下により残留γを安定化させ延性を改善する観点、Ｓｉと同様にベイナイト中の炭化物の生成を抑制して延性を向上させる観点、残留γの体積率を増加させて延性を向上させる観点、スポット溶接部の耐亀裂特性を向上させる観点から重要な元素である。これらの効果を得るために、Ｍｎの含有量は２．３％以上とする。残留γを安定化させて延性を向上させる観点、スポット溶接部の耐亀裂特性を向上させる観点から、Ｍｎ含有量は２．４％以上が好ましい。さらにはＭｎ含有量は２．５％以上とすることが一層好ましい。より好ましくは２．６％以上である。Ｍｎの含有量が３．５％を超えるとベイナイト変態が著しく遅延するので高い延性を確保する事が困難になる。また、Ｍｎの含有量が３．５％を超えると、塊状の粗大γや塊状の粗大マルテンサイトの生成を抑制することは難しくなり、伸びフランジ成形性も劣化する。したがって、Ｍｎ含有量は３．５％以下とする。ベイナイト変態を促進して高い延性を確保する観点からＭｎ含有量は３．２％以下とすることが好ましい。より好ましくは３．１％以下である。
　Ｐ：０．０２％以下
　Ｐは鋼を強化する元素であるが、その含有量が多いとスポット溶接性を劣化させる。したがって、Ｐは０．０２％以下とする。スポット溶接性を改善する観点からはＰは０．０１％以下とすることが好ましい。なお、Ｐを含まなくてもよいが、Ｐ含有量は製造コストの観点から０．００１％以上が好ましい。
　Ｓ：０．０１％以下
　Ｓは熱延でのスケール剥離性を改善する効果、焼鈍時の窒化を抑制する効果があるが、スポット溶接性、曲げ性、穴広げ性に対して大きな悪影響を有する元素である。これらの悪影響を低減するために少なくともＳは０．０１％以下とする。本発明ではＣ、Ｓｉ、Ｍｎの含有量が非常に高いのでスポット溶接性が悪化しやすく、スポット溶接性を改善する観点からはＳは０．００２０％以下とすることが好ましく、さらに０．００１０％未満とすることがより好ましい。なお、Ｓを含まなくてもよいが、Ｓ含有量は製造コストの観点から０．０００１％以上が好ましい。
　ｓｏｌ．Ａｌ：１．０％未満
　Ａｌは脱酸のため、あるいはＳｉの代替として残留γを安定化する目的で含有する。ｓｏｌ．Ａｌの下限は特に規定しないが、安定して脱酸を行うためには０．０１％以上とすることが望ましい。一方、ｓｏｌ．Ａｌが１．０％以上となると、素材の強度が極端に低下し、化成処理性にも悪影響するので、ｓｏｌ．Ａｌは１．０％未満とする。高い強度を得るためにｓｏｌ．Ａｌは０．２０％未満とすることがさらに好ましく、０．１０％以下とすることがより一層好ましい。
　Ｎ：０．０１５％未満
　Ｎは鋼中でＢＮ、ＡｌＮ、ＴｉＮ等の窒化物を形成する元素であり、鋼の熱間延性を低下させ、表面品質を低下させる元素である。また、Ｂを含有する鋼では、ＢＮの形成を通じてＢの効果を消失させる弊害がある。Ｎ含有量が０．０１５％以上になると表面品質が著しく劣化する。したがって、Ｎの含有量は０．０１５％未満とする。なお、Ｎを含まなくてもよいが、Ｎ含有量は製造コストの点から０．０００１％以上が好ましい。
　本発明の鋼板の成分組成は、上記成分に加えて、以下の任意元素を適宜含有することができる。
　Ｎｂ：０．００２～０．１％
　Ｎｂはミクロ組織を微細化してスポット溶接部の耐欠陥特性を向上させる観点から添加するのが好ましい。また、Ｎｂは鋼組織を微細化し高強度化する効果、細粒化を通じてベイナイト変態を促進する効果、曲げ性を改善する効果、耐遅れ破壊特性を向上させる効果から含有することが出来る。その効果を得るためにはＮｂ含有量は０．００２％以上が望ましい。より好ましくは０．００４％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上である。ただし、Ｎｂを多量に含有すると析出強化が強くなりすぎ延性が低下する。また、圧延荷重の増大、鋳造性の劣化を招く。このため、Ｎｂ含有量は０．１％以下が望ましい。より好ましくは０．０５％以下、さらに好ましくは０．０３％以下である。
　Ｔｉ：０．００２～０．１％
　Ｔｉはミクロ組織を微細化してスポット溶接部の耐欠陥特性を向上させる観点から添加するのが好ましい。また、鋼中のＮをＴｉＮとして固定し、熱間延性を向上させる効果やＢの焼入れ性向上効果を生じさせる作用がある。これらの効果を得るためにＴｉ含有量を０．００２％以上にすることが望ましい。Ｎを十分固定する観点からはＴｉ含有量は０．００８％以上がさらに好ましい。より好ましくは０．０１０％以上である。一方、Ｔｉ含有量が０．１％を超えると圧延負荷の増大、析出強化量の増加による延性の低下を招くので、Ｔｉ含有量は０．１％以下にすることが望ましい。より好ましくは０．０５％以下である。高い延性を確保するためにＴｉは０．０３％以下とすることがさらに好ましい。
　Ｂ：０．０００２～０．０１％
　Ｂは、スポット溶接部の耐欠陥特性を向上させる観点から添加するのが好ましい。また、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、所定の面積率の焼き戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイトを生成させやすい利点を有する。また、固溶Ｂの残存により耐遅れ破壊特性は向上する。このようなＢの効果を得るには、Ｂ含有量を０．０００２％以上にすることが好ましい。また、Ｂ含有量は０．０００５％以上がより好ましい。さらに好ましくは０．００１０％以上である。一方、Ｂ含有量が０．０１％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、熱間延性の著しい低下をもたらし表面欠陥を生じさせる。したがって、Ｂ含有量は０．０１％以下が好ましい。より好ましくは０．００５０％以下である。さらに好ましくは０．００３０％以下である。
　Ｃｕ：０．００５～１％
　Ｃｕは、自動車の使用環境での耐食性を向上させる。また、Ｃｕの腐食生成物が鋼板表面を被覆して鋼板への水素侵入を抑制する効果がある。Ｃｕは、スクラップを原料として活用するときに混入する元素であり、Ｃｕの混入を許容することでリサイクル資材を原料資材として活用でき、製造コストを低減することができる。このような観点からＣｕは０．００５％以上含有させることが好ましく、さらに耐遅れ破壊特性向上の観点からは、Ｃｕは０．０５％以上含有させることがより望ましい。さらに好ましくは０．１０％以上である。しかしながら、Ｃｕ含有量が多くなりすぎると表面欠陥の発生を招来するので、Ｃｕ含有量は１％以下とすることが望ましい。より好ましくは０．４％以下、さらに好ましくは０．２％以下である。
　Ｎｉ：０．０１～１％
　Ｎｉも、Ｃｕと同様、耐食性を向上する作用のある元素である。また、Ｎｉは、Ｃｕを含有させる場合に生じやすい、表面欠陥の発生を抑制する作用がある。このため、Ｎｉは０．０１％以上含有させることが望ましい。より好ましくは０．０４％以上、さらに好ましくは０．０６％以上である。しかし、Ｎｉ含有量が多くなりすぎると、加熱炉内でのスケール生成が不均一になり、却って表面欠陥を発生させる原因になる。また、コスト増も招く。このため、Ｎｉ含有量は１％以下とする。より好ましくは０．４％以下、さらに好ましくは０．２％以下である。
　Ｃｒ：０．０１～１．０％
　Ｃｒは鋼の焼入れ性を向上させる効果、マルテンサイトや上部／下部ベイナイト中の炭化物生成を抑制する効果から含有することが出来る。このような効果を得るには、Ｃｒ含有量は０．０１％以上が望ましい。より好ましくは０．０３％以上、さらに好ましくは０．０６％以上である。ただし、Ｃｒを過剰に含有すると耐孔食性が劣化するのでＣｒ含有量は１．０％以下とする。より好ましくは０．８％以下、さらに好ましくは０．４％以下である。
　Ｍｏ：０．０１～０．５％
　Ｍｏは鋼の焼入れ性を向上させる効果、マルテンサイトや上部／下部ベイナイト中の炭化物生成を抑制する効果から含有することが出来る。このような効果を得るには、Ｍｏ含有量は０．０１％以上が好ましい。より好ましくは０．０３％以上、さらに好ましくは０．０６％以上である。ただし、Ｍｏは冷延鋼板の化成処理性を著しく劣化させるので、その含有量は０．５％以下とすることが好ましい。化成処理性向上の観点からはＭｏは０．１５％以下とすることがさらに好ましい。
　Ｖ：０．００３～０．５％
　Ｖは鋼の焼入れ性を向上させる効果、マルテンサイトや上部／下部ベイナイト中の炭化物生成を抑制する効果、組織を微細化する効果、炭化物を析出させ耐遅れ破壊特性を改善する効果から含有することが出来る。その効果を得るためにはＶ含有量は０．００３％以上が望ましい。より好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上である。ただし、Ｖを多量に含有すると鋳造性が著しく劣化するのでＶ含有量は０．５％以下が望ましい。より好ましくは０．３％以下、さらに好ましくは０．１％以下である。
　Ｚｒ：０．００５～０．２％
　Ｚｒは鋼の焼入れ性の向上効果、ベイナイト中の炭化物生成を抑制する効果、組織を微細化する効果、炭化物を析出させ耐遅れ破壊特性を改善する効果から含有することができる。そのような効果を得るためにはＺｒ含有量は０．００５％以上が望ましい。より好ましくは０．００８％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上である。ただし、Ｚｒを多量に含有すると、熱間圧延前のスラブ加熱時に未固溶で残存するＺｒＮやＺｒＳといった粗大な析出物が増加し、耐遅れ破壊特性が劣化する。このため、Ｚｒ含有量は０．２％以下が望ましい。より好ましくは０．１５％以下、さらに好ましくは０．０８％以下である。
　Ｗ：０．００５～０．２％
　Ｗは鋼の焼入れ性の向上効果、ベイナイト中の炭化物生成を抑制する効果、組織を微細化する効果、炭化物を析出させ耐遅れ破壊特性を改善する効果から含有することができる。そのような効果を得るためにはＷ含有量は０．００５％以上が望ましい。より好ましくは０．００８％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上である。ただし、Ｗを多量に含有させると、熱間圧延前のスラブ加熱時に未固溶で残存するＷＮやＷＳといった粗大な析出物が増加し、耐遅れ破壊特性が劣化する。このため、Ｗ含有量は０．２％以下が望ましい。より好ましくは０．１５％以下、さらに好ましくは０．０８％以下である。
　Ｃａ：０．０００２～０．００４０％
　Ｃａは、ＳをＣａＳとして固定し、曲げ性の改善や耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このため、Ｃａ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．００１０％以上である。ただし、Ｃａは多量に添加すると表面品質や曲げ性を劣化させるので、Ｃａ含有量は０．００４０％以下とすることが望ましい。より好ましくは０．００３５％以下、さらに好ましくは０．００２０％以下である。
　Ｃｅ：０．０００２～０．００４０％
　Ｃｅも、Ｃａと同様、Ｓを固定し、曲げ性の改善や耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このため、Ｃｅ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０００４％以上、さらに好ましくは０．０００６％以上である。ただし、Ｃｅを多量に添加すると表面品質や曲げ性が劣化するので、Ｃｅ含有量は０．００４０％以下とすることが望ましい。より好ましくは０．００３５％以下、さらに好ましくは０．００２０％以下である。
　Ｌａ：０．０００２～０．００４０％
　Ｌａも、Ｃａと同様、Ｓを固定し、曲げ性の改善や耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このため、Ｌａ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０００４％以上、さらに好ましくは０．０００６％以上である。ただし、Ｌａを多量に添加すると表面品質や曲げ性が劣化するので、Ｌａ含有量は０．００４０％以下とすることが望ましい。より好ましくは０．００３５％以下、さらに好ましくは０．００２０％以下である。
　Ｍｇ：０．０００２～０．００３０％
　ＭｇはＭｇＯとしてＯを固定し、耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このため、Ｍｇ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０００４％以上、さらに好ましくは０．０００６％以上である。ただし、Ｍｇを多量に添加すると表面品質や曲げ性が劣化するので、Ｍｇ含有量は０．００３０％以下とすることが望ましい。より好ましくは０．００２５％以下、さらに好ましくは０．００１０％以下である。
　Ｓｂ：０．００２～０．１％
　Ｓｂは、鋼板表層部の酸化や窒化を抑制し、それによるＣやＢの表層における含有量の低減を抑制する。また、ＣやＢの含有量の上記低減が抑制されることで、鋼板表層部のフェライト生成を抑制し、高強度化するとともに、耐疲労特性が改善する。このような観点から、Ｓｂ含有量は０．００２％以上が望ましい。より好ましくは０．００４％以上、さらに好ましくは０．００６％以上である。ただし、Ｓｂ含有量が０．１％を超えると、鋳造性が劣化し、また、旧γ粒界に偏析して、耐遅れ破壊特性が劣化する。このため、Ｓｂ含有量は０．１％以下が望ましい。より好ましくは０．０４％以下、さらに好ましくは０．０３％以下である。
　Ｓｎ：０．００２～０．１％
　Ｓｎは、鋼板表層部の酸化や窒化を抑制し、それによるＣやＢの表層における含有量の低減を抑制する。また、ＣやＢの含有量の上記低減が抑制されることで、鋼板表層部のフェライト生成を抑制し、高強度化するとともに、耐疲労特性が改善する。このような観点から、Ｓｎ含有量は０．００２％以上が望ましい。より好ましくは０．００４％以上、さらに好ましくは０．００６％以上である。ただし、Ｓｎ含有量が０．１％を超えると、鋳造性が劣化する。また、旧γ粒界にＳｎが偏析して、耐遅れ破壊特性が劣化する。このため、Ｓｎ含有量は０．１％以下が望ましい。より好ましくは０．０４％以下、さらに好ましくは０．０３％以下である。
　上記任意成分を下限値未満で含む場合、下限値未満で含まれる任意元素は本発明の効果を害さない。本実施形態に係る鋼板は、上記成分組成を含有し、上記成分組成以外の残部は、Ｆｅ（鉄）および不可避的不純物を含む。上記残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物であることが好ましい。
　次に、本発明の鋼板の鋼組織について、説明する。
　フェライト：６～９０％
　高い延性を確保するために、フェライトは面積率で６％以上とする。より好ましくは８％以上、さらに好ましくは１１％以上である。一方、所定の強度を得るためにフェライトは面積率で９０％以下とする。より好ましくは５０％以下、さらに好ましくは２０％未満でさらには１５％未満とするのがよい。ここで、フェライトはポリゴナルなフェライトを指す。
　上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織：１０～９４％
　所定の強度、延性、伸びフランジ成形性を確保するためにこれらの面積率の合計は１０～９４％とする。下限についてより好ましくは３０％以上、さらに好ましくは５０％超であり、さらには８０％超とするのが良い。上限についてより好ましくは９２％以下、さらに好ましくは８９％以下である。上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの面積率をＳＥＭ写真で、各組織の含有量は次の範囲にあることが多いと考えられる。上部ベイナイトは面積率で１～２０％である。フレッシュマルテンサイトは面積率で０～２０％である。焼戻しマルテンサイトは面積率で１～８０％である。下部ベイナイトは面積率で０～５０％である。
　残留γ：３～１５％
　高い延性を確保するために、鋼組織全体に対して残留γは体積率で３％以上とする。より好ましくは５％以上、さらに好ましくは７％以上である。この残留γ量には、上部ベイナイトに隣接して生成する残留γとマルテンサイトや下部ベイナイトに隣接して生成する残留γの両者を含む。残留γの量が増加しすぎると強度低下、伸びフランジ成形性の低下、耐遅れ破壊特性の劣化を招く。したがって、残留γの体積率は１５％以下とする。より好ましくは１３％以下であり、また、「体積率」は「面積率」とみなすことができる。
　Ｃ濃度が０．６～１．３％であり、隣接領域が短軸幅：０．７～１０μｍ、アスペクト比＞２．０でＣ濃度：０．０７％以下の上部ベイナイトである領域の合計面積率が０．１～５％
　周囲よりもＣ濃度が高い領域の面積率を調整することで、延性を向上させることができる。具体的には、Ｃ濃度が０．６～１．３％であり、隣接領域のＣ濃度が０．０７％以下である領域の合計面積率:ＳＣ濃化を０．１～５％とすることで延性が高められる。このＣ濃度が０．６～１．３％であり、隣接領域のＣ濃度が０．０７％以下である領域は、残留γであり、プレート状（ＳＥＭ写真では棒状）の形態である。ここでは上記残留γをプレート状γと称す。プレート状γのＣ濃度が高くなるためには、隣接領域の少なくとも片側が短軸幅：０．７～１０μｍ、アスペクト比＞２．０でＣ濃度：０．０７％以下の上部ベイナイトである必要がある。隣接領域がフェライトではプレート状γへの十分な炭素の供給が生じない。これは焼鈍時の炭素の濃度がフェライト中では少なく、炭素の供給源になりにくい為である。一方で、隣接領域がベイナイトでは炭素の供給が十分に生じる。これはベイナイト変態前の炭素の濃度がフェライトと比べて高く、炭素の供給源として作用するためである。また、４５０℃付近の高温でベイナイトを生成させることでベイナイト中のひずみを少なくすることが可能であり、その結果、炭素がひずみにトラップされることなくγに移行する。さらに、Ｓｉの添加量が少ない本発明鋼では、４００℃付近でも炭化物が生成しやすくなるので、４５０℃付近の高温でのベイナイト変態が不可欠である。このように高温での所定時間の保持により、炭素濃度の低いベイナイトを生成させることが可能であり、それに隣接して炭素濃度の高い領域（プレート状γ）を生成させることが可能である。なお、隣接領域とは、Ｃ濃度が０．６～１．３％であり、隣接領域のＣ濃度が０．０７％以下である領域と隣り合う領域を意味する。
　円相当粒子直径が１．５～１５μｍでありアスペクト比が３以下のフレッシュマルテンサイトおよび／または円相当粒子直径が１．５～１５μｍでありアスペクト比が３以下の残留γ粒子の合計面積率：ＳγBlockが５％以下
　従来、最終テンパー工程でベイナイト変態を多く生じさせようとする場合、塊状のマルテンサイトもしくは塊状の残留γが多く残存する。そこで、従来、これを防ぐために、Ｍｎを２％以下に低減してベイナイト変態を促進したり、γ単相から急冷してベイナイト変態を促進していた。しかしながら、Ｍｎ含有量を低減すると残留γの安定化効果や体積率増加効果が失われることによって、またγ単相から急冷して組織全面をベイナイト変態させるとフェライトが生成していないことによって、延性が損なわれていた。これに対して、本発明では、Ｍｎを多く含む鋼板を２相域焼鈍した場合でもベイナイト変態の利用と塊状組織の低減の両者が可能である。この伸びフランジ成形性に悪影響する塊状組織は、円相当粒子直径が１．５～１５μｍでありアスペクト比が３以下のフレッシュマルテンサイトおよび／または円相当粒子直径が１．５～１５μｍでありアスペクト比が３以下の残留γ粒子であり、その合計面積率：ＳγBlockを５％以下に低減することで優れた伸びフランジ性成形を確保できる。優れた伸びフランジ性成形を確保するためにＳγBlockは４％未満とすることが一層好ましい。また、ＳγBlockは０％でもよい。なお、円相当粒子直径が１．５～１５μｍでありアスペクト比が３以下のフレッシュマルテンサイト、円相当粒子直径が１．５～１５μｍでありアスペクト比が３以下の残留γ粒子のいずれか一方のみ含む場合には、その含まれるものの面積率を合計面積率とする。
　表層の旧γ粒径：２～１２μｍ
　本願の鋼板の鋼組織において、鋼板の表層の旧γ粒径は２～１２μｍである。表層の旧γ粒径が２～１２μｍであることでスポット溶接部の亀裂が抑制されるという効果が得られる。ＴＳ：７８０ＭＰａ以上の高強度を維持してスポット溶接部の亀裂を抑制する観点から表層の旧γ粒径は３μｍ以上であることが好ましく、４μｍ以上であることがさらに好ましい。また、同様の観点から、表層の旧γ粒径は、９μｍ以下であることが好ましく、７μｍ以下であることがさらに好ましい。
　次に鋼組織の測定方法について説明する。
　フェライトの面積率の測定は、圧延方向と平行な板厚方向断面を切り出し、鏡面研磨した後、３％ナイタールにて腐食し、１／４厚み位置で５０００倍にてＳＥＭで１０視野観察する方法で行った。フェライトは内部に殆ど炭化物を伴わず、比較的等軸なポリゴナルフェライトを対象とした。ＳＥＭでは最も黒色に見える領域である。組織が上部ベイナイトなのかフェライトなのか識別が難しい場合は、アスペクト比≦２．０のポリゴナルな形態のフェライトの領域をフェライトとし、アスペクト比＞２．０の領域を上部ベイナイト（ベイニティックフェライト）に分類し面積率を算出した。ここで、アスペクト比は、図２に示すように、粒子長さが最も長くなる長軸長さａを求め、それに垂直な方向でもっとも粒子を長く横切るときの粒子長さを短軸長さｂとし、ａ／ｂをアスペクト比とした。また、複数の粒子が互いに接している場合は、個々の粒子が接している領域でおよそ均等に分割されるように図２に示す破線の位置で分割し、個々の粒子のサイズを測定する。
　上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織の面積率は、フェライトと同様の手法で測定した。当該面積率は上記のフェライト以外の領域の面積率である。ここで、炭化物の面積率は非常に少ないので、上記の面積率に含めた。
　残留γの体積率は、表層から１／４厚み位置を化学研磨し、Ｘ線回折にて求めた。入射Ｘ線にはＣｏ-Ｋα線源を用い、フェライトの（２００）、（２１１）、（２２０）面とオーステナイトの（２００）、（２２０）、（３１１）面の強度比から残留オーステナイトの面積率を計算した。ここで、残留γはランダムに分布しているので、Ｘ線回折で求めた残留γの体積率は、鋼組織における残留γの面積率と等しくなる。
　Ｃ濃度が０．６～１．３％のプレート状γに隣接する上部ベイナイトのサイズ（短軸幅、アスペクト比）、円相当粒子直径が１．５～１５μｍ、アスペクト比が３以下のフレッシュマルテンサイトおよび／または円相当粒子直径が１．５～１５μｍ、アスペクト比が３以下の残留γ粒子（フレッシュマルテンサイトと残留γ粒子はＳＥＭ写真では区別できないので、区別しないで扱う）のサイズ（円相当粒子直径、アスペクト比）と面積率は、フェライトと同様にＳＥＭ写真から測定した。具体的には、上記と同様に、アスペクト比は、図２に示すように、粒子長さが最も長くなる長軸長さａを求め、それに垂直な方向でもっとも粒子を長く横切るときの粒子長さを短軸長さｂとし、ａ／ｂをアスペクト比とした。円相当粒子径（円相当粒子直径）は、ＳＥＭで各々の面積率を求め、円相当径を算出し、個々の粒に対して、円相当粒子直径とした。Ｃ濃度が０．６～１．３％のプレート状γに隣接する上部ベイナイトのサイズは、後述するＦＥ－ＥＰＭＡによるＣ濃度の測定領域と同一領域で測定した。
　また、表層の旧γ粒径は、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１の規定に準拠して測定した。ここで、表層とは、鋼板の圧延方向に平行な板厚方向断面において、鋼板の表面から表面下５０μｍの領域を指す。表層の旧γ粒径は、鋼板表面から表面下５０μｍまでの板厚深さ方向の線分により切断法で測定した。切断される結晶粒が合計で６０～１００個の範囲になるよう線分を５０μｍ間隔で複数設けて計測した。一本の線分で結晶粒１０個に満たない場合も生じうるがここでは数値として採用した。γ＋αの２相混合域で焼鈍を行うため、焼鈍時の結晶粒界としてはγ／γ粒界、γ／α粒界に加え、α／α粒界も一部存在するが、ここではいずれの粒界も対象とし、これらで構成される粒界の粒径を旧γ粒径とした。
　Ｃ濃度が０．６～１．３％であり、隣接領域のＣ濃度が０．０７％以下である領域のＣ濃度（質量％）およびその隣接領域のＣ濃度（質量％）の測定は、圧延方向に平行な板厚方向断面の板厚１／４位置において日本電子製電解放出型電子線マイクロアナライザ（ＦＥ-ＥＰＭＡ）ＪＸＡ-８５００Ｆを用いて、加速電圧６ｋＶ、照射電流７×１０－８Ａ、ビーム径を最小として線分析にて実施した。分析長さは８μｍとしてミクロ組織の平均的情報を得るためランダムに２０μｍ以上離れた２５箇所についてＣのプロファイルデータを採取した。ただし、コンタミネーションの影響を排除するために、各ライン分析で得られたＣの平均値が母材の炭素量に等しくなる様、バックグラウンド分を差し引いた。つまり、測定された炭素量の平均値が母材の炭素量より多い場合、その増加分はコンタミネーションと考え、各位置での分析値からその増加分を一律差し引いた値を各位置での真のＣ量とした。Ｃ濃度が０．０７％以下の領域を隣接して有し、Ｃ：０．６～１．３％の領域の合計面積率ＳＣ濃化は、Ｃピークの裾野部分のＣ量が０．０７％以下となっている領域について、上記領域の分布状態がランダムであることを仮定して、線分析結果におけるＣ：０．６～１．３％の領域の比率をその面積率とした。なお、上記測定で得られるＣ濃度と分析長さとの関係を表すグラフの一例を図４に示した。図４においてＣ濃度が０．６～１．３％であり、隣接領域のＣ濃度が０．０７％以下である領域は、ＳＣ濃化－１である。図４に示すようなグラフを２５箇所で導出して、ＳＣ濃化－１の合計面積率ＳＣ濃化を得る。なお、隣接領域とは、Ｃの高い領域のすそ野に当る領域である。ここでは、図４中の「※」を付与した組織の形態については、ＳＥＭ写真を用いて判断する。
　上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γをＳＥＭ写真で分離評価する。一例を図１に示す。上部ベイナイト（ａ）は炭化物をほとんど含まない短軸幅が０．４μｍ以上、アスペクト比＞２．０の組織である。後述する炭化物（ｄ）をほとんど含まないとは、炭化物の同一組織内の平均分布密度が１．０個／μｍ２未満であることを意味する。上部ベイナイトもしくは／およびフェライトに隣接してプレート状の残留γ（ｂ）が存在する。焼戻しマルテンサイト（ｃ）は組織内部にアスペクト比が３以下で円相当粒子直径が０．０３～０．３μｍの微細な炭化物（ｄ）を１μｍ２あたり２～２０個含む領域である。下部ベイナイト（ｅ）は組織の内部に粒子長さが０．６μｍ以上１５μｍ以下、アスペクト比が４～４０のフィルム状の残留γ（ｆ）を含むか、アスペクト比が３以下で円相当粒子直径が０．０３～０．３μｍの微細な炭化物（ｄ）を１μｍ２あたり０～１．９個含む領域である。上記フィルム状の残留γには炭化物やフレッシュマルテンサイトも一部含まれる。ベイナイト変態もしくはマルテンサイト変態が十分に進行しなかった領域では円相当粒子直径が１．５～１５μｍでありアスペクト比が３以下の塊状のフレッシュマルテンサイトまたは円相当粒子直径が１．５～１５μｍでありアスペクト比が３以下の塊状の残留γ粒子（ｇ）が残存する。未変態領域がポリゴナルフェライト（ｈ）である。
　本発明の鋼板は、引張強度が５９０ＭＰａ以上であることが好ましい。より好ましくは７８０ＭＰａ以上、さらに好ましくは９８０ＭＰａ以上、より一層好ましくは１１８０ＭＰａ以上である。引張強度の上限については、他の特性との両立の観点から１６００ＭＰａ以下が好ましく、より好ましくは１４５０ＭＰａ以下である。
　また、複合成形における成形性を改善する観点から、ＴＳ：５９０～１３１９ＭＰａで（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ－７０００）×λ≧１４００００が好ましい。より好ましくは（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ－７０００）×λ≧１６００００、さらに好ましくは（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ－７０００）×λ≧１８００００である。また、上限は特に限定されないが、スポット溶接部の耐亀裂性との両立の観点から、（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ－７０００）×λ≦４０００００が好ましく、より好ましくは（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ－７０００）×λ＜２９００００である。
ＴＳ：１３２０ＭＰａ以上で（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ－７０００）×λ≧１０００００が好ましく、より好ましくは（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ－７０００）×λ≧１２００００である。
　次に、本発明の鋼板の製造方法について説明する。
　熱間圧延
　鋼スラブを熱間圧延するには、スラブを加熱後圧延する方法、連続鋳造後のスラブを加熱することなく直接圧延する方法、連続鋳造後のスラブに短時間加熱処理を施して圧延する方法などがある。熱間圧延工程では、スラブ加熱温度は１１００～１３００℃、組織を微細化する観点からは１１００～１２４０℃で加熱し、均熱温度は２０～３００ｍｉｎとすることが好ましい。その後、粗圧延と仕上げ圧延を行う工程では、９５０～１１００℃の温度範囲で４０％以上の累積圧下率で圧延し、仕上圧延後、平均冷却速度：５℃／ｓ以上で５２０℃以下まで冷却して巻取り温度：３５０～５２０℃で巻取る。９５０～１１００℃の温度範囲では圧延後に再結晶が進行しやすく、熱間圧延後の組織の微細化、冷間圧延・焼鈍後の旧γ粒の微細化に寄与する。その効果を得るには４０％以上の累積圧下を行う必要がある。９５０℃未満の温度域での圧下率は特に規定しないが、この温度域での圧下は、結晶粒の微細化にはつながりにくく、異方性を大きくする作用があるので、累積圧下率で０～６０％とすることが好ましく、１５～５０％とすることがさらに好ましい。仕上圧延温度は特に規定しないが、８００～９７０℃とすることが好ましい。異方性を軽減しλを向上させる観点からは仕上圧延温度は９２０～９７０℃とすることがさらに好ましい。巻取り温度を３５０～５２０℃とするのは、巻取り後の熱延鋼板にパーライトが面積率で２０％超生成するのを抑制するためである。パーライトが生成することで最終製品の結晶粒が粗大化し、溶接部の耐亀裂特性が低下する。Ｓｉを１．２０％未満に低減した鋼ではパーライトが生成しやすくなるので、巻取り温度は４００～５００℃として熱延鋼板に生成するパーライトの面積率を１０％未満とすることがさらに好ましい。巻取り後のコイル潰れや冷間圧延後の板厚変動を抑制する観点から仕上げ圧延後のランナウトテーブル上で５５０～７２０℃で５～２０ｓｅｃ保持してフェライトおよび／もしくは上部ベイナイトを１～２５％生成させてもよい。
　熱延鋼板の組織比率は、フェライトおよび／もしくは上部ベイナイト：０～２５％、パーライト：０～２０％、残部は焼き戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト、下部ベイナイトからなる組織：５５～１００％である。
　冷間圧延
　冷間圧延では、冷間圧延率を４０～８５％とする。これにより微細組織が得られ、溶接部の耐亀裂特性が向上する。高い強度を安定して確保し、異方性を小さくする観点からは、冷間圧延率は４５～８０％にすることが好ましい。なお、圧延荷重が高い場合は、４５０～７３０℃で連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）や箱型焼鈍炉（ＢＡＦ）にて軟質化の焼鈍処理をすることが可能である。
　焼鈍
　所定の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延および冷間圧延した後、以下に規定の条件で焼鈍を施す。なお、図３は、製造条件の一例を図示したものである。焼鈍設備は特に限定されないが、生産性、および所望の加熱速度および冷却速度を確保する観点から、連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）または連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）で実施することが好ましい。
　焼鈍温度：７８０～８８０℃
　所定の面積率の焼き戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイト、所定の体積率の残留γを確保するために、焼鈍温度は７８０～８８０℃とする。ポリゴナルなフェライトを６％以上確保するために、焼鈍温度は成分に応じてα＋γの２相域焼鈍となるように調整する。
　７５０～４９５℃の温度範囲を平均冷却速度：７．０～２０００℃／ｓ
　焼鈍後、７５０～４９５℃の温度範囲を平均冷却速度：７．０～２０００℃／ｓで冷却する。平均冷却速度が７．０℃／ｓより遅いと、過剰にフェライトが生成する、あるいは粗大なベイニティックフェライトが生成することにより、塊状組織の増大をもたらす。このため、７．０℃／ｓ以上とする。より好ましくは８．０℃／ｓ以上である。一方、平均冷却速度が速くなりすぎると、板形状が悪化するので、２０００℃／ｓ以下とする。好ましくは１００℃／ｓ以下である。より好ましくは３０℃／ｓ未満である。また、２９℃／ｓ以下とすることで、板形状を良好なレベル（後述する実施例に記載の板反りを１５ｍｍ以下）とすることができるため好ましい。さらには、上記平均冷却速度を１４℃／ｓ以下とすることで板形状をより良好なレベル（後述する実施例に記載の板反りを１０ｍｍ以下）とすることができるためより好ましい。
　４９５～４０５℃の温度範囲での保持時間：１３～２００ｓｅｃ
　この温度域で所定時間保持することで、ＳＣ濃化を０．１～５％にすることができる。延性の向上に寄与するＳＣ濃化を０．１～５％にするためにこの温度域での保持時間は１３ｓｅｃ以上とする。ＳＣ濃化を０．２～５％とし、延性を向上させる観点からは、この温度域での保持時間は、１５ｓｅｃ以上とすることがさらに好ましい。一方、保持時間が２００ｓｅｃを超えて保持してもＳＣ濃化の調整にあまり寄与せず、２００ｓｅｃを超えて保持すると、塊状の未変態γへの炭素濃化が進行し、塊状組織の残存量の増加を招く。したがって、４９５～４０５℃の温度範囲での保持時間は１３～２００ｓｅｃとする。伸びフランジ成形性を向上させる観点からは、４９５～４０５℃の温度範囲での保持時間は１００ｓｅｃ以下とすることが好ましい。なお、この温度域での保持は、この温度範囲での平均冷却速度を６．９℃／ｓ以下に低減することに対応する。
　４０５℃から冷却停止温度：Ｔｓｑまでの平均冷却速度：５．０～８０℃／ｓ
　さらに、４０５℃から（Ａ）式で表される冷却停止温度：Ｔｓｑまでの温度範囲を平均冷却速度：５．０～８０℃／ｓで冷却する。この温度域の平均冷却速度が遅いとＣが未変態γに濃縮し、塊状組織の増加を招く。また、炭化物析出が進行してＣが浪費され、延性の低下を招く。塊状組織の低減による伸びフランジ成形性の向上、炭化物析出の抑制による延性の向上の観点から、この温度域の平均冷却速度は７．０℃／ｓ以上とすることがさらに好ましい。冷却速度が８０℃／ｓを超えると、冷却中のマルテンサイトや下部ベイナイトからγへのＣの拡散が抑制され、その生成が抑制され、延性が低下する。このため、この温度域の平均冷却速度は５．０～８０℃／ｓとする。冷却中のマルテンサイトや下部ベイナイトからγへのＣの拡散を促進する観点からはこの温度域の平均冷却速度は１５℃／ｓ以下とすることが望ましく、１０℃／ｓ未満とすることがさらに好ましい。３２０～３００℃超の温度範囲は下部ベイナイトの生成を通じ延性を向上させる作用があるので、この温度域は１０℃／ｓ未満とすることが特に好ましい。
　冷却停止温度Ｔｓｑ（℃）はＭｓ－５０≧Ｔｓｑ≧Ｍｓ－１８０・・・（Ａ）であり、
マルテンサイト変態開始温度は、Ｍｓ＝５３９－４７４×［％Ｃ］／（１００－ＶＦ）×１００－３０．４×［％Ｍｎ］×１．２－１２．１×［％Ｃｒ］－７．５×［％Ｍｏ］－１７．７×［％Ｎｉ］・・・（Ｂ）である。
式（Ｂ）において、［％Ｃ］、［％Ｍｎ］、［％Ｃｒ］、［％Ｍｏ］、［％Ｎｉ］はＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉそれぞれの含有量(質量％)を表し、含まない場合は０とする。ＶＦはフェライトの面積率(％)を表す。
　冷却停止温度は、塊状組織を抑制する観点、ＳＣ濃化を０．１～５％にする観点から上記範囲にする。
　ここで、７５０～４９５℃の平均冷却速度をＣＲ１、４９５～４０５℃の平均冷却速度をＣＲ２、４０５℃から冷却停止温度（Ｔｓｑ）までの平均冷却速度をＣＲ３とすると、ＣＲ１＞ＣＲ２、ＣＲ２＜ＣＲ３の関係とすることが好ましい。
　冷却停止温度から３５０℃までの温度範囲の平均加熱速度：２℃／ｓ以上
　さらに冷却停止温度から３５０℃までの温度範囲を短時間で加熱することで炭化物析出を抑えて高い延性を確保することが出来る。また、冷却して生成したマルテンサイトもしくは下部ベイナイトを核に３５０℃以上に再加熱した際に上部ベイナイトが生成する。３５０℃までの平均加熱速度が遅いと、これらの効果が得られなくなる。その結果、残留γ量が減少して延性が低下する。このため、冷却停止温度から３５０℃までの温度範囲の平均加熱速度は２℃／ｓ以上とする。炭化物析出を抑制する観点、再加熱時に上部ベイナイトを生成させる観点からは、平均加熱速度は５℃／ｓ以上とすることが望ましく、１０℃／ｓ以上とすることがさらに好ましい。上記平均加熱速度の上限は特に限定されないが５０℃／ｓ以下が好ましく、より好ましくは３０℃／ｓ以下である。
　３５０～５９０℃の温度範囲での保持時間：２０～３０００ｓｅｃ
　ＳＣ濃化を０．１～５％にする観点、未変態γとして塊状に分布している領域をベイナイト変態により細分化し、λを向上させる観点から、３５０～５９０℃の温度域で２０～３０００ｓｅｃ保持する。
　また、３５０℃～５９０℃の保持時間を２０～３０００ｓｅｃにすることで、Ｃ濃度が０．６～１．３％であり、隣接領域のＣ濃度が０．０７％以下である領域の合計面積率ＳＣ濃化が０．１～５％となり、延性がさらに改善される。
　ベイナイト変態による未変態γの細分化効果を活用し、λを向上させる観点からは、３５０℃～５９０℃で１８０ｓｅｃ以上保持することが望ましい。
　炭素分配を促進して延性を向上させ、塊状組織を低減してλを向上させる観点から保持温度は３７０～５００℃とするのがさらに好ましい。
　なお、３５０℃～５９０℃の温度範囲での保持は、溶融亜鉛めっき処理を兼ねても良い。溶融亜鉛めっき処理を施す場合は、４４０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬し、溶融亜鉛めっき処理を施し、その後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整することが好ましい。溶融亜鉛めっきはＡｌ量が０．１０％以上０．２２％以下である亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。また、溶融亜鉛めっき処理後に亜鉛めっきの合金化処理を施すことができる。亜鉛めっきの合金化処理を施す場合は、４７０℃以上５９０℃以下の温度域で実施することが好ましい。
　その後、室温まで冷却を行い、表面粗度の調整、板形状の平坦化などプレス成形性を安定化させる観点やＹＳを上昇させる観点から鋼板にスキンパス圧延を施すことができる。スキンパス伸長率は０.１～０.５％とするのが好ましい。また、板形状はレベラーで平坦化することも可能である。なお、室温まで冷却する過程においては、３５０～５０℃の温度範囲を０．１℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却をするのが好ましい。
　伸びフランジ成形性を改善する観点から上記の熱処理後、あるいはスキンパス圧延後に１００～３００℃で３０ｓｅｃ～１０日の低温熱処理を施すことも可能である。この処理により最終冷却時あるいはスキンパス圧延時に生成したマルテンサイトの焼き戻しや焼鈍時に鋼板に侵入した水素の鋼板からの離脱が生じる。低温熱処理で水素は０.１ｐｐｍ未満に低減することが可能である。また、電気めっきを施すことも可能である。電気めっきを施した後は鋼中の水素を低減する観点から上記の低温熱処理を施すことが好ましい。
　本発明例によると、張り出し成形と伸びフランジ成形が混在する複雑な形状の部品の成形性の指標として重要な（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ－７０００）×λ≧１４００００をＴＳ：５９０～１３１９ＭＰａで満たすことが可能であり、（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ－７０００）×λ≧１０００００をＴＳ：１３２０ＭＰａ以上で満たすことが可能である。
　表１に示す成分組成を有する鋼を、表２－１に示す条件で処理し、本発明の鋼板と比較例の鋼板とを製造した。鋼板の板厚は１．４ｍｍとした。なお、表２－１に示す条件は亜鉛めっき処理を含んでいない。
　鋼組織の測定は、上記の方法で行った。測定結果を表２－２に示した。
　得られた鋼板より圧延方向と直角方向が引張軸となるようにＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張試験（ＪＩＳ　Ｚ２２４１に準拠）を実施した。ＴＳとＵ．Ｅｌを表２－２に示した。
　また、伸びフランジ成形性は日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１の規定に準拠した穴広げ試験により評価した。すなわち、１００ｍｍ×１００ｍｍ角サイズのサンプルにポンチ径１０ｍｍ、ダイス径１０．３ｍｍ（クリアランス１１％）の打ち抜き工具を用いて打ち抜き後、頂角６０度の円錐ポンチを用いて、打ち抜き穴形成の際に発生したバリが外側になるようにして、板厚を貫通する割れが発生するまで穴広げを行った。この際のｄ０：初期穴径（ｍｍ）、ｄ：割れ発生時の穴径（ｍｍ）として、穴広げ率λ（％）＝｛（ｄ－ｄ０）／ｄ０｝×１００として求めた。
　さらに、耐溶接部割れ性として、スポット溶接部の耐割れ特性を評価するために、１．４ｍｍの板厚の鋼板から１５０ｍｍＷ×５０ｍｍＬサイズの試験片を１枚用い、もう１枚は５９０ＭＰａ級溶融亜鉛めっき鋼板を用いて抵抗溶接（スポット溶接）を実施した。２枚の鋼板を重ねた板組について、溶接ガンに取付けられたサーボモータ加圧式で単相交流（５０Ｈｚ）の抵抗溶接機を用いて板組を３°傾けた状態で抵抗スポット溶接した。溶接条件は加圧力を４．０ｋＮ、ホールドタイムを０．２秒とした。溶接電流と溶接時間はナゲット径が４√ｔ　ｍｍ（ｔ：高強度冷延薄鋼板の板厚）になるように調整した。溶接後は試験片を半切して、断面を光学顕微鏡で観察し、０．２０ｍｍ以上のき裂が認められないものを耐抵抗溶接割れ性が良好であるとし、「○」と評価し、０．２０ｍｍ以上のき裂が認められたものを耐抵抗溶接割れ性が劣るとし、「×」と評価した。なお、耐溶接部割れ性は、表２－２において「耐抵抗溶接割れ性」と示す。
　本発明例は、ＴＳ：５９０～１３１９ＭＰａでは（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ－７０００）×λ≧１４００００を満たし、ＴＳ：１３２０ＭＰａ以上では、（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ－７０００）×λ≧１０００００を満たすのに対して、比較例はいずれかが劣っている。また、本願に規定の範囲に成分を制御することでスポット溶接部の亀裂が抑制できる。なお、本発明例において、Ｓｉの含有量が１．０％未満で亀裂長さが０．１５ｍｍ以下であり特に良好であり、Ｓｉの含有量が０．８％以下で亀裂長さが０．１０ｍｍ以下（０ｍｍを含む）であり、極めて良好であった。
　また、７５０～４９５℃の温度範囲の平均冷却速度が１５℃／ｓ以上２９℃／ｓ以下の発明例において、下記の方法で測定した板反りが１１～１５ｍｍと良好なレベルであった。また、上記平均冷却速度が５．０℃／ｓ以上１４℃／ｓ以下の発明例においては、下記の方法で測定した板反りが、１０ｍｍ以下とさらに良好なレベルであった。なお、板形状を評価するための、上記板反りは、焼鈍後の鋼板より、製品幅×１５００ｍｍ長さのカットサンプルを採取し、水平の平盤にて、上記サンプルを置いた時の４辺の反り高さの最大値（単位ｍｍ）を測定する方法で評価した。なお、カットサンプルの長手方向の切断をする際のせん断機の刃のクリアランスは、４％（管理範囲の上限は１０％）で行なっている。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
 　Ｎｏ．１、４、９、１１、１３、１５、２２、２４、２７、２８の本発明例は、ＴＳ：７８０～１３１９ＭＰａで（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ－７０００）×λ≧１４００００、ＴＳ：１３２０ＭＰａ以上で（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ－７０００）×λ≧１０００００を満たし、溶融部亀裂が０．２０ｍｍ以下に抑えられているのに対して、比較例はいずれかが劣っている。
　表３に示す成分組成を有する冷延鋼板を、表４－１に示す焼鈍条件で処理し、本発明の鋼板と比較例の鋼板とを製造した。鋼板の板厚は１．４ｍｍとした。
　なお、一部の鋼板（冷延鋼板）は、さらに溶融亜鉛めっき処理を施し、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）とした。ここでは、４４０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬して溶融亜鉛めっき処理を施し、その後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整した。溶融亜鉛めっきはＡｌ量が０．１０％以上０．２２％以下である亜鉛めっき浴を用いた。さらに一部の溶融亜鉛めっき鋼板には、上記溶融亜鉛めっき処理後に亜鉛めっきの合金化処理を施し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）とした。ここでは、４７０℃以上５５０℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施した。
また、一部の鋼板（冷延鋼板）は、電気めっきを施し、電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）とした。
得られた鋼板の鋼組織、機械的特性（ＴＳ、Ｕ．Ｅｌ、λ）、および耐溶接部割れ性の評価を上記と同様の方法で行い、結果を表４－２に示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
 　Ｎｏ．２９、３０、３１の本発明例は、ＴＳ：７８０～１３１９ＭＰａで（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ－７０００）×λ≧１４００００、ＴＳ：１３２０ＭＰａ以上で（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ－７０００）×λ≧１０００００を満たし、溶融部亀裂が０．２０ｍｍ以下に抑えられているのに対して、比較例はいずれかが劣っている。
　本発明は、極めて高い延性、優れた伸びフランジ成形性、優れた耐溶接部欠陥特性を有し、自動車、家電等においてプレス成形工程を経て使用されるプレス成形用、溶接用に好ましく適用できる。

Claims (7)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．０４～０．２２％、
    Ｓｉ：０．４％以上１．２０％未満、
    Ｍｎ：２．３～３．５％、
    Ｐ：０．０２％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、
    ｓｏｌ.Ａｌ：１．０％未満、
    Ｎ：０．０１５％未満を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成と、
    　面積率でフェライト：６～９０％、上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織：１０～９４％、体積率で残留γ：３～１５％を含み、Ｃ濃度が０．６～１．３％であり隣接領域が短軸幅：０．７～１０μｍ、アスペクト比＞２．０でＣ濃度：０．０７％以下の上部ベイナイトである領域の合計面積率：ＳＣ濃化が０．１～５％であり、円相当粒子直径が１．５～１５μｍ、アスペクト比が３以下のフレッシュマルテンサイトおよび／または円相当粒子直径が１．５～１５μｍ、アスペクト比が３以下の残留γ粒子の合計面積率：ＳγBlockが５％以下（０％を含む）であり、表層の旧γ粒径が２～１２μｍである鋼組織を有する鋼板。
  2. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｎｂ：０．００２～０．１％、
    Ｔｉ：０．００２～０．１％、
    Ｂ：０．０００２～０．０１％のうちから選んだ１種または２種以上を含有する、請求項１に記載の鋼板。
  3. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、
    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％および
    Ｗ：０．００５～０．２％のうちから選んだ１種または２種以上を含有する、請求項１または２に記載の鋼板。
  4. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、
    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％および
    Ｓｎ：０．００２～０．１％のうちから選んだ１種または２種以上を含有する、請求項１～３のいずれかに記載の鋼板。
  5. 　引張強度が５９０ＭＰａ以上１６００ＭＰａ以下である請求項１～４のいずれかに記載の鋼板。
  6. 　表面に亜鉛めっき層を有する請求項１～５のいずれかに記載の鋼板。
  7. 　請求項１～４のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延する工程では、９５０～１１００℃の温度範囲で４０％以上の累積圧下率で圧延し、仕上圧延後、平均冷却速度：５℃／ｓ以上で５２０℃以下まで冷却して巻取り温度：３５０～５２０℃で巻取り、その後、冷間圧延率：４０～８５％で冷間圧延した後、
    冷延鋼板を、７８０～８８０℃の焼鈍温度で焼鈍し、次いで７５０～４９５℃の温度範囲を平均冷却速度：７．０～２０００℃／ｓで冷却した後、４９５～４０５℃の温度範囲で１３～２００ｓｅｃ保持し、さらに４０５℃から（Ａ）式で表される冷却停止温度：Ｔｓｑまでの温度範囲を平均冷却速度：５．０～８０℃／ｓで冷却し、さらに冷却停止温度から３５０℃までの温度範囲を平均加熱速度：２℃／ｓ以上で加熱を行い、３５０～５９０℃の温度範囲で２０～３０００ｓｅｃ保持した後、室温まで冷却する鋼板の製造方法。
    ここで、冷却停止温度Ｔｓｑ（℃）はＭｓ－５０≧Ｔｓｑ≧Ｍｓ－１８０・・・（Ａ）であり、
    マルテンサイト変態開始温度は、Ｍｓ＝５３９－４７４×［％Ｃ］／（１００－ＶＦ）×１００－３０．４×［％Ｍｎ］×１．２－１２．１×［％Ｃｒ］－７．５×［％Ｍｏ］－１７．７×［％Ｎｉ］・・・（Ｂ）である。
    式（Ｂ）において、［％Ｃ］、［％Ｍｎ］、［％Ｃｒ］、［％Ｍｏ］、［％Ｎｉ］はＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉそれぞれの含有量(質量％)を表し、含まない場合は０とし、ＶＦはフェライトの面積率(％)を表す。
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