WO2018189950A1 - 鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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義彦 小野
潤也 戸畑
浩幸 秋元
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Ｊｆｅスチール株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a steel plate and a method for manufacturing the same, which can be preferably applied to press forming used through 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 technique for improving the ductility of the steel sheet.
  • Patent Document 1 steel containing C: 0.10 to 0.45%, S: 0.5 to 1.8%, 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 a TS of 80 kgf / mm 2 or more by maintaining the residual ⁇ for 1 to 30 min.
  • Patent Document 2 discloses that a steel containing C: 0.10 to 0.25%, Si: 1.0 to 2.0%, Mn: 1.5 to 3.0% after annealing is 10 ° C./s or more. At 450 to 300 ° C, hold for 180 to 600 seconds, and control the ductility by controlling the retained austenite to 5% or more, bainitic ferrite to 60% or more, and polygonal ferrite to 20% or less. : El and stretch flange formability: It is disclosed that a steel sheet excellent in ⁇ can be obtained.
  • ferrite, tempered martensite, and retained austenite are obtained by cooling a steel plate having a specific component composition to a temperature range of 150 to 350 ° C. after annealing, and then reheating and holding near 400 ° C. It is disclosed that a containing structure is obtained and that high ductility and high stretch flangeability can be imparted to a steel sheet. This is a so-called Q & P that cools once 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 reheats and stabilizes 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 process is improved. That is, a steel having a specific component composition is annealed at a temperature of Ae3-10 ° C. or higher in order to make polygonal ferrite 5% or less, and then cooled at a relatively high temperature of Ms-10 ° C. to Ms-100 ° C. Is stopped, and when it is reheated to around 400 ° C., upper bainite is generated to obtain high ductility and high stretch flangeability.
  • Patent Document 5 discloses a technique for obtaining a steel sheet having excellent ductility and low temperature toughness by utilizing bainite produced at a low temperature and bainite produced at a high temperature. That is, after annealing a steel containing C: 0.10 to 0.5%, the steel 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 sec. Bainite is generated, and reheated to a temperature range of 400 ° C. to 540 ° C. and held for 50 seconds or more, thereby generating a high temperature bainite and obtaining a steel sheet excellent in ductility and low temperature toughness.
  • Patent Document 1 has a problem that although the El is excellent, the stretch flange formability is very low.
  • the amount of polygonal ferrite produced is reduced in order to reduce massive martensite, and sufficient ductility cannot be ensured.
  • the cooling stop temperature is set to be relatively high, and a large amount of untransformed ⁇ remains at the time of cooling stop, so that massive martensite tends to remain.
  • the present invention has been made to solve such problems, and it is intended to provide a steel plate having extremely high ductility and excellent stretch flange formability even when it has a tensile strength of 780 to 1450 MPa, and a method for producing the same. It is what.
  • the present inventors diligently studied the means for providing extremely high ductility and excellent stretch flange formability, and obtained the following conclusions.
  • the cause of (1) is considered as follows.
  • the bainite transformation stagnates. Due to the stagnation of the transformation, a massive structure composed of hard martensite in which carbon is concentrated to the vicinity of the T 0 composition and residual ⁇ remains.
  • the cause of (2) is considered as follows.
  • the massive structure can be reduced by sufficiently lowering the cooling stop temperature, but the precipitation of carbides in the martensite and the stabilization of the carbon impedes the supply of carbon to the austenite phase, which remains. ⁇ is not sufficiently stabilized.
  • El is 9% or more, more preferably 10% or more in the TS: 780 to 1180 MPa class (780 to 1319 MPa in the TS range), and 8% or more in the TS: 1320 MPa class (1320 MPa or more in the TS range), more preferably 9% or more, ⁇ is 40% or more, more preferably 45% or more in TS: 780 to 1180 MPa class (780 to 1319 MPa in the TS range), and 30% or more in TS: 1320 MPa class (1320 MPa or more in the TS range). More preferably, the stability of molding is remarkably improved by securing 35% or more.
  • the present invention has been made based on the above knowledge, and specifically provides the following.
  • Area ratio of residual ⁇ UB of 18 to 0.60 ⁇ m, particle length of 1.7 to 7.0 ⁇ m, aspect ratio of 5 to 15: S ⁇ UB is 0.2 to 5%, and equivalent circle particle diameter is Fresh martensite and / or circle with an aspect ratio of 3 or less, 1.5 to 15 ⁇ m
  • the total area ratio of those particles having a diameter 1.5 ⁇ 15 [mu] m, an aspect ratio of 3 or less of residual ⁇ grains: Sheet S GanmaBlock is that a 3% or less (including 0%).
  • SC concentration is 0.2 to 5 % [1] or [2].
  • the remainder is other than polygonal ferrite, upper bainite, fresh martensite, tempered martensite, lower bainite, Mn concentration in the region consisting of the residual gamma: Average Mn concentration of Mn Ganma2nd and steel: Mn Bulk ratio Mn Ganma2nd
  • Mn Bulk ratio Mn Ganma2nd
  • the component composition further contains one or more selected from Ti: 0.002 to 0.1% and B: 0.0002 to 0.01% by mass%.
  • the steel plate according to any one of [1] to [7].
  • the component composition further includes, by mass%, Cu: 0.005 to 1%, Ni: 0.01 to 1%, Cr: 0.01 to 1.0%, Mo: 0.01 to 0 .5%, V: 0.003-0.5%, Nb: 0.002-0.1%, Zr: 0.005-0.2% and W: 0.005-0.2%
  • the steel sheet according to any one of [1] to [8], comprising one or more selected types.
  • the component composition may further contain, by mass%, Ca: 0.0002 to 0.0040%, Ce: 0.0002 to 0.0040%, La: 0.0002 to 0.0040%, Mg: 0 [1] to [9] containing one or more selected from 0002 to 0.0030%, Sb: 0.002 to 0.1% and Sn: 0.002 to 0.1% ]
  • the steel plate in any one of.
  • the cold-rolled steel sheet is subjected to continuous annealing line (CAL).
  • Annealing is performed at an annealing temperature of 780 to 880 ° C., and then the temperature range of 780 to 470 ° C. is cooled at an average cooling rate of 5.0 to 2000 ° C./s, and then held at a temperature range of 470 to 405 ° C. for 14 to 200 seconds. Further, the temperature range from 405 ° C.
  • Tsq represented by the formula (A) is cooled at an average cooling rate: 5.0 to 80 ° C./s, and the temperature range from the cooling stop temperature to 370 ° C. Is heated at an average heating rate of 3 ° C./s or more, maintained at 300 to 550 ° C. for 35 to 3000 seconds, and then cooled to room temperature.
  • a steel sheet having both extremely high ductility and excellent stretch flange formability can be obtained. Furthermore, according to the present invention, it is possible to increase the strength.
  • the steel sheet of the present invention has a specific component composition and a specific steel structure. Then, the steel plate of this invention is demonstrated in order of a component composition and steel structure.
  • the steel sheet of the present invention contains the following components.
  • C 0.06 to 0.25%
  • C is a viewpoint of securing a predetermined strength by securing an area ratio of tempered martensite, a viewpoint of securing a volume ratio of residual ⁇ and improving ductility, and a concentration in residual ⁇ to stabilize the residual ⁇ . From the viewpoint of improving ductility. If the C content is less than 0.06%, the strength of the steel sheet and the ductility of the steel sheet cannot be secured sufficiently, so the lower limit is made 0.06%. Preferably it is 0.09% or more, More preferably, it is 0.11% or more.
  • the upper bainite transformation in the intermediate holding during the cooling is delayed and it becomes difficult to form a plate-like residual ⁇ UB generated adjacent to the predetermined amount of the upper bainite transformation.
  • ductility is reduced.
  • massive martensite or massive residual ⁇ increases, and stretch flangeability deteriorates.
  • various properties such as spot weldability, bendability, and hole expandability of the steel plate are significantly deteriorated.
  • the upper limit of the C content is 0.25%.
  • the C content is preferably 0.22% or less.
  • the C content is more preferably 0.20% or less.
  • Si 0.6-2.5% Si is contained from the viewpoint of strengthening ferrite and increasing strength, suppressing the formation of carbides in martensite and bainite, improving the stability of residual ⁇ , and improving ductility.
  • the Si content is set to 0.6% or more.
  • the Si content is preferably 0.8% or more. More preferably, it is 0.9% or more, More preferably, it is 1.0% or more. If the Si content exceeds 2.5%, the rolling load becomes extremely high, making it difficult to produce a thin plate. Moreover, chemical conversion property and the toughness of a welding part deteriorate. For this reason, content of Si shall be 2.5% or less.
  • the content of Si is preferably less than 2.0% from the viewpoint of chemical conversion property and securing the toughness of the material and welded portion. From the viewpoint of ensuring the toughness of the welded portion, the Si content is preferably 1.8% or less, more preferably 1.5% or less.
  • Mn 2.3 to 3.5%
  • Mn is concentrated in ⁇ during ⁇ + ⁇ 2 phase annealing, and the residual ⁇ is stabilized by lowering the Ms point of the residual ⁇ . It is an important element from the viewpoint of improving ductility, from the viewpoint of improving the ductility by suppressing the formation of carbides in bainite as with Si, and from the viewpoint of improving the ductility by increasing the volume fraction of residual ⁇ . In order to obtain these effects, the Mn content is set to 2.3% or more.
  • the Mn content is preferably 2.5% or more. Preferably it is 2.6% or more, More preferably, it is 2.8% or more.
  • the Mn content exceeds 3.5%, the bainite transformation is significantly delayed, so that it is difficult to ensure high ductility.
  • the Mn content exceeds 3.5%, it is difficult to suppress the formation of massive ⁇ and massive martensite, and stretch flangeability deteriorates. Therefore, the Mn content is 3.5% or less.
  • the Mn content is preferably 3.2% or less. More preferably, it is 3.1% or less.
  • P 0.02% or less
  • P is an element that strengthens steel, but if its content is large, spot weldability is deteriorated. Therefore, P is set to 0.02% or less. From the viewpoint of improving spot weldability, P is preferably 0.01% or less. P may not be contained, but 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 peelability 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 made 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. From the viewpoint of improving the spot weldability, S is preferably 0.0020% or less, 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 0.50% Al is contained for the purpose of stabilizing residual ⁇ for deoxidation or as an alternative to Si. sol.
  • the lower limit of Al is not particularly specified, but is preferably 0.01% or more for stable deoxidation.
  • sol. When the Al content is 0.50% or more, the strength of the material is extremely lowered and the chemical conversion property is adversely affected. Al is less than 0.50%. In order to obtain high strength, sol. Al is more preferably less than 0.20%, and still 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 lowers the hot ductility of steel and lowers the surface quality. Moreover, in the steel containing B, there exists a bad effect which lose
  • the component composition of the steel sheet of the present invention can appropriately contain the following optional elements in addition to the above components.
  • Ti 0.002 to 0.1%
  • Ti fixes N in steel as TiN, and has the effect of improving the hot ductility and the effect of improving the hardenability of B. Moreover, there exists an effect which refines
  • the Ti content is desirably 0.002% or more. From the viewpoint of sufficiently fixing N, the Ti content is more preferably 0.008% or more. More preferably, it is 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 an increase in the precipitation strengthening amount. Therefore, the Ti content is preferably 0.1% or less. More preferably, it is 0.05% or less. In order to ensure high ductility, Ti is more preferably 0.03% or less.
  • B 0.0002 to 0.01%
  • B is an element that improves the hardenability of steel, and has an advantage of easily generating tempered martensite and / or bainite having a predetermined area ratio. Further, the delayed fracture resistance is improved by the solute B remaining.
  • 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. More preferably, it is 0.0050% or less. A more preferable range is 0.0030% or less.
  • Cu 0.005 to 1%
  • Cu is an element mixed when scrap is used as a raw material. By allowing Cu to be mixed, recycled material can be used as a raw material and manufacturing costs can be reduced. From such a viewpoint, Cu is preferably contained in an amount of 0.005% or more, and more preferably 0.05% or more in terms of improving delayed fracture resistance. More preferably, it is 0.10% or more. However, if the Cu content is excessively large, surface defects are caused, so the Cu content is preferably 1% or less. More preferably, it is 0.4% or less, More preferably, it is 0.2% or less.
  • Ni 0.01 to 1%
  • Cr 0.01 to 1.0% Cr can be contained from 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 desirably 0.01% or more. More preferably, it is 0.03% or more, More preferably, it is 0.06% or more.
  • the Cr content is 1.0% or less. More preferably, it is 0.8% or less, More preferably, it is 0.4% or less.
  • Mo 0.01 to 0.5% Mo can be contained from the effect of improving the hardenability of steel and the effect of suppressing the formation of carbides in martensite and upper / lower bainite.
  • the Mo content is preferably 0.01% or more. More preferably, it is 0.03% or more, More preferably, it is 0.06% or more.
  • the content is preferably 0.5% or less. From the viewpoint of improving chemical conversion properties, Mo is more preferably 0.15% or less.
  • V 0.003-0.5%
  • V is contained from the effect of improving the hardenability of steel, the effect of suppressing carbide formation in martensite and upper / lower bainite, the effect of refining the structure, and the effect of improving the delayed fracture resistance by precipitating carbides. I can do it.
  • the V content is preferably 0.003% or more. More preferably, it is 0.005% or more, More preferably, it is 0.010% or more. However, if a large amount of V is contained, the castability deteriorates remarkably, so the V content is preferably 0.5% or less. More preferably, it is 0.3% or less, More preferably, it is 0.1% or less.
  • Nb 0.002 to 0.1%
  • Nb can be contained because of the effect of refining and strengthening the steel structure, the effect of promoting bainite transformation through fine graining, the effect of improving bendability, and the effect of improving delayed fracture resistance.
  • the Nb content is preferably 0.002% or more. More preferably it is 0.004% or more, and still more preferably 0.010% or more.
  • the Nb content is desirably 0.1% or less. More preferably, it is 0.05% or less, More preferably, it is 0.03% or less.
  • Zr 0.005 to 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 resistance to delayed fracture.
  • the Zr content is preferably 0.005% or more. More preferably, it is 0.008% or more, More preferably, it is 0.010% or more.
  • the Zr content is desirably 0.2% or less. More preferably, it is 0.15% or less, More preferably, it is 0.08% or less.
  • W 0.005 to 0.2% W 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 improving the delayed fracture resistance by precipitating carbides.
  • the W content is preferably 0.005% or more. More preferably, it is 0.008% or more, More preferably, it is 0.010% or more.
  • the W content is desirably 0.2% or less. More preferably, it is 0.15% or less, More preferably, it is 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. For this reason, it is preferable that Ca content shall be 0.0002% or more. More preferably, it is 0.0005% or more, More preferably, it is 0.0010% or more. However, since Ca deteriorates surface quality and bendability when Ca is added in a large amount, it is desirable that the Ca content be 0.0040% or less. More preferably, it is 0.0035% or less, More preferably, it is 0.0020% or less.
  • Ce 0.0002 to 0.0040% Ce, like Ca, fixes S and contributes to improvement of bendability and delayed fracture resistance. For this reason, it is preferable that Ce content shall be 0.0002% or more. More preferably, it is 0.0004% or more, More preferably, it is 0.0006% or more. However, since the surface quality and bendability deteriorate when a large amount of Ce is added, the Ce content is preferably 0.0040% or less. More preferably, it is 0.0035% or less, More preferably, it is 0.0020% or less.
  • La 0.0002 to 0.0040%
  • La like Ca, fixes S and contributes to improvement of bendability and delayed fracture resistance.
  • the La content is preferably 0.0040% or less. More preferably, it is 0.0035% or less, More preferably, it is 0.0020% or less.
  • Mg 0.0002 to 0.0030% Mg fixes O as MgO and contributes to the improvement of delayed fracture resistance. For this reason, it is preferable that Mg content shall be 0.0002% or more. More preferably, it is 0.0004% or more, More preferably, it is 0.0006% or more. However, since the surface quality and bendability deteriorate when a large amount of Mg is added, the Mg content is preferably 0.0030% or less. More preferably, it is 0.0025% or less, More preferably, it is 0.0010% or less.
  • Sb 0.002 to 0.1% Sb suppresses the oxidation and nitridation of the steel sheet surface layer portion, and thereby suppresses the reduction of the content of the C and B surface layers. Moreover, by suppressing the said reduction
  • the Sb content is preferably 0.002% or more. More preferably it is 0.004% or more, and still more preferably 0.006% or more. However, when the Sb content exceeds 0.1%, the castability deteriorates and segregates at the old ⁇ grain boundary, and the delayed fracture resistance of the shear end face deteriorates. For this reason, the Sb content is desirably 0.1% or less. More preferably, it is 0.04% or less, More preferably, it is 0.03% or less.
  • Sn 0.002 to 0.1% Sn suppresses oxidation and nitridation of the steel sheet surface layer portion, and thereby suppresses a reduction in the content of the C and B surface layers. Moreover, by suppressing the said reduction
  • Sn content is desirably 0.1% or less. More preferably, it is 0.04% or less, More preferably, it is 0.03% or less.
  • the balance other than the above is Fe and inevitable impurities. Moreover, when the said arbitrary component is included below a lower limit, the arbitrary element contained less than a lower limit does not impair the effect of this invention. Therefore, when the arbitrary element is included below the lower limit value, the arbitrary element is included as an inevitable impurity.
  • the ferrite content is 6% or more. More preferably, it is 8% or more, More preferably, it is 11% or more.
  • the ferrite is made 80% or less in area ratio. More preferably, it is 50% or less, more preferably less than 20%, and even more preferably less than 15%.
  • ferrite refers to polygonal ferrite.
  • the lower limit is more preferably 50% or more, further preferably more than 80%, and further preferably more than 85%.
  • the upper limit is more preferably 92% or less, still more 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.
  • Upper bainite has an area ratio of 3 to 20%.
  • Tempered martensite has an area ratio of 5 to 80%.
  • the lower bainite has an area ratio of 0 to 50%.
  • Residual ⁇ 7-20%
  • the residual ⁇ is 7% or more in terms of volume ratio with respect to the entire steel structure. More preferably, it is 9% or more, More preferably, it is 10% or more.
  • This amount of residual ⁇ includes both residual ⁇ generated adjacent to the upper bainite and residual ⁇ generated adjacent to martensite and lower bainite. If the amount of residual ⁇ is excessively increased, the strength is lowered, the stretch flangeability is lowered, and the delayed fracture resistance is deteriorated. Therefore, the volume ratio of residual ⁇ is set to 20% or less. More preferably, it is 15% or less, and “volume ratio” can be regarded as “area ratio”.
  • Area ratio of residual ⁇ UB having a particle width of 0.18 to 0.60 ⁇ m, a particle length of 1.7 to 7.0 ⁇ m, and an aspect ratio of 5 to 15: S ⁇ UB is 0.2 to 5%
  • a plate-like residual ⁇ UB formed adjacent to the upper bainite (bainitic ferrite) containing almost no carbide is obtained by maintaining in the intermediate temperature range of 470 to 405 ° C. in the cooling process. be able to.
  • the plate-like residual ⁇ UB particles have a particle width of 0.18 to 0.60 ⁇ m, a particle length of 1.7 to 7.0 ⁇ m, and an aspect ratio of 5 to 15.
  • This organization is one of so-called MAs, and the organization defined in this specification is a stable ⁇ in which C is significantly concentrated and must be distinguished from this MA. For this reason, as will be described later, only the organization confirmed by EBSD to have the fcc structure is targeted. Further, if the plate-like residual ⁇ UB is excessively increased, the consumption of carbon is excessively increased, resulting in a significant decrease in strength. In addition, the stretch flangeability deteriorates and the delayed fracture resistance deteriorates. Therefore, S ⁇ UB is set to 5% or less. More preferably, it is 4% or less, More preferably, it is 3% or less. In addition, the said area ratio means the area ratio in the whole steel structure. The area ratio of residual ⁇ UB can be distinguished from other metal phases (bcc system) by obtaining phase map data using EBSD and measuring the structure of the fcc structure.
  • particles having a particle length of 1.7 ⁇ m or more are plate-shaped.
  • a particle having a particle length of less than 1.7 ⁇ m is assumed to be a film.
  • Total area ratio of fresh martensite having an equivalent circle diameter of 1.5 to 15 ⁇ m and an aspect ratio of 3 or less and / or residual ⁇ particles having an equivalent circle diameter of 1.5 to 15 ⁇ m and an aspect ratio of 3 or less Conventionally, when a large amount of bainite transformation is to be generated in the final temper process, a large amount of massive martensite or massive residual ⁇ remains. Therefore, conventionally, in order to prevent this, Mn is reduced to 2% or less to promote bainite transformation, or ⁇ single phase is rapidly cooled to promote bainite transformation.
  • the massive structure that adversely affects the stretch flangeability has a circle-equivalent particle diameter of 1.5 to 15 ⁇ m and a fresh martensite having an aspect ratio of 3 or less and a circle-equivalent particle diameter of 1.5 to 15 ⁇ m and an aspect ratio of 3
  • S ⁇ Block can be reduced to 3% or less to ensure excellent stretch flangeability molding. In order to ensure excellent stretch flangeability molding, it is more preferable that S ⁇ Block is less than 2%. Further, S ⁇ Block may be 0%.
  • the ratio of the total number N MA of 9 ⁇ m residual ⁇ particles and the total number N P of polygonal ferrite grains N MA / N P 0.3 or less
  • polygonal ferrite is generated during cooling, and the incidentally distributed aspect ratio within the polygonal ferrite is 3 or less, and the equivalent-circle particle diameter is 3 or less.
  • this structure does not reach the amount of C (about 1%) that sufficiently stabilizes residual ⁇ , the concentration of C and Mn that occur during slow cooling is inevitable, so the Ms point decreases, It cannot be transformed into martensite before tempering, and becomes fresh martensite at the time of final cooling or remains as a residual ⁇ with a small C concentration.
  • Such a structure transforms to extremely hard martensite or extremely hard martensite after slight plastic deformation in the case of residual ⁇ , so that even if the particle diameter is less than 2 ⁇ m, ⁇ is lowered.
  • N MA / N P the ratio of the total number N P of the total number N MA and polygonal ferrite grains of fresh martensite and / or residual ⁇ particles is reduced by 0.3 or less.
  • N MA / N P may be 0.
  • the ratio N MA / N P is 0 when fresh martensite and residual ⁇ particles are not included.
  • the total number is included as the total number N MA .
  • SC concentration is 0.2 to 5%
  • the adjacent region means a region adjacent to a region having a C concentration of 0.7 to 1.3% and an adjacent region having a C concentration of 0.07% or less.
  • the region where the C concentration is 0.7 to 1.3% and the C concentration of the adjacent region is 0.07% or less is preferably residual ⁇ , and is residual ⁇ UB . It is more preferable. Moreover, it is preferable that a part or all of an adjacent area
  • Residual ⁇ UB produced adjacent to the upper bainite is characterized by a very low amount of C on at least one side of the particles.
  • the bainite (bainitic ferrite) generated at a high temperature of 405 to 470 ° C.
  • the separation of C into austenite proceeds easily, and C is efficiently concentrated into plate-like ⁇ UB .
  • the amount of C in the plate-like residual ⁇ UB becomes 0.7 to 1.3%, which contributes to the improvement of ductility.
  • C amount falls to 0.07% or less.
  • S ⁇ UB * In order to further improve the ductility, it is preferable to secure the residual ⁇ region S ⁇ UB * having such a C distribution state in an area ratio of 0.2 to 5%. Since ductility is significantly increased by the S ⁇ UB * 0.3% or more, S ⁇ UB * further preferably set to 0.3% or more. About an upper limit, More preferably, it is 4% or less, More preferably, it is 3% or less.
  • the effect of stabilizing the residual ⁇ by Mn concentration in the region where both the plate-like residual ⁇ UB and the film-like residual ⁇ exist is obtained. It is obtained and contributes to further improvement of ductility.
  • the effect is upper bainite except polygonal ferrite, fresh martensite, tempered martensite, lower bainite, Mn concentration in the region consisting of the residual gamma: Average Mn concentration of Mn Ganma2nd and steel: Mn ratio Mn Ganma2nd / Mn Bulk of Bulk Can be obtained by setting the value to 1.1 or more. About an upper limit, 2.0 or less is preferable, More preferably, it is 1.5 or less.
  • the area ratio of the ferrite was measured by cutting a plate thickness section parallel to the rolling direction, mirror polishing, corroding with 3% nital, and observing 5 fields of view at 5000 times at 1/4 thickness position. .
  • the ferrite was relatively equiaxed polygonal ferrite with little carbide inside. In the SEM, this is the region that looks the most black. Ferrite inside the plate-shaped residual gamma UB is present is divided ferrite, if both sides of the tissue is difficult to distinguish whether upper bainite of the Ferrite thing is, ferrite polygonal form aspect ratio ⁇ 2.5 And the area ratio was calculated by classifying the area of aspect ratio> 2.5 as upper bainite (bainitic ferrite).
  • the plate-like residual ⁇ UB may be distinguished from bainite.
  • ferrite and bainite are adjacent to each other, and in an area where they cannot be distinguished, that is, in the above classification, ferrite may exist.
  • the aspect ratio is obtained by obtaining the long axis length a at which the particle length is longest, and the particle length when traversing the particle longest in the direction perpendicular thereto is the short axis length b.
  • a / b was the aspect ratio.
  • the area ratio of the structure composed of one or more of upper bainite, fresh martensite, tempered martensite, lower bainite and residual ⁇ was measured by the same method as that for ferrite.
  • the said area rate is an area rate of area
  • the area ratio of the carbide is very small, it was included in the area ratio.
  • the volume fraction of residual ⁇ was obtained by X-ray diffraction after chemically polishing a 1/4 thickness position from the surface layer.
  • Co-K ⁇ radiation source was used for incident X-rays, and the area of residual austenite from the intensity ratio of the (200), (211), (220) faces of ferrite and the (200), (220), (311) faces of austenite.
  • the rate was calculated.
  • the volume ratio of the residual ⁇ obtained by X-ray diffraction becomes equal to the area ratio of the residual ⁇ in the steel structure.
  • the shape and area ratio of the plate-like residual ⁇ UB formed adjacent to the upper bainite are obtained by electropolishing a plate thickness section parallel to the rolling direction of the steel plate, obtaining phase map data using EBSD, and having an fcc structure structure.
  • the measurement area was 30 ⁇ m, and measurement was performed for five visual fields.
  • the particle size (major axis length), particle width (minor axis length), and aspect ratio were determined by employing the particle size and aspect ratio measurement methods described above. Further, the area ratio of ⁇ grains having a particle width of 0.18 to 0.60 ⁇ m, a particle length of 1.7 to 7.0 ⁇ m, and an aspect ratio of 5 to 15 was determined as S ⁇ UB .
  • the area ratio of fresh martensite with a circle-equivalent particle diameter of 1.5 to 15 ⁇ m and an aspect ratio of 3 or less, and the residual ⁇ particles with a circle-equivalent particle diameter of 1.5 to 15 ⁇ m and an aspect ratio of 3 or less are similarly SEM. I asked for it from the photo. The aspect ratio was also confirmed by the same method as that for the plate-like residual ⁇ UB .
  • the equivalent circle particle diameter (circle equivalent particle diameter) was determined by observing 10 particles with an SEM, determining the area ratio of each, calculating the equivalent circle diameter, and calculating the equivalent circle diameter for each particle. did.
  • the measurement of the C concentration (mass%) of the region where the C concentration is 0.7 to 1.3% and the C concentration of the adjacent region is 0.07% or less and the adjacent region is Using an electron emission electron beam microanalyzer (FE-EPMA) JXA-8500F manufactured by JEOL at a thickness 1/4 position of the thickness cross section parallel to the rolling direction, an acceleration voltage of 6 kV and an irradiation current of 7 ⁇ 10 ⁇ 8 A, Line analysis was performed with the beam diameter being minimized. The analysis length was 6 ⁇ m, and C profile data were collected at 30 locations at random in order to obtain average microstructure information.
  • FE-EPMA electron emission electron beam 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 material.
  • the increase is considered as contamination, and the value obtained by subtracting the increase uniformly from the analysis value at each position is the true value at each position.
  • C amount A region having a C concentration of 0.07% or less is adjacent to each other, and the total area ratio S C concentration in the region of C: 0.7 to 1.3% is C.
  • the area ratio of C: 0.7 to 1.3% in the line analysis result was defined as the area ratio, assuming that the distribution state of the above area was random for the area of 07% 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 0.7 to 1.3% and the C concentration in the adjacent region is 0.07% or less is SC concentration-1 .
  • the graph as shown in FIG. 4 derives at 30 points to obtain the total area ratio S C enrichment of S C enrichment -1.
  • a metal phase having a C enrichment amount may be evaluated as a plate-like residual ⁇ UB .
  • Mn concentration (mass%) in the region consisting of upper bainite, fresh martensite, tempered martensite, lower bainite and residual ⁇ other than polygonal ferrite Mn ⁇ 2nd is a similar method using FE-EPMA at an acceleration voltage of 9 kV The Mn line analysis was performed, and the SEM structure was observed in the same field of view to calculate the amount of Mn in the second phase region other than ferrite. Moreover, it compared with the chemical analysis value of Mn of a base material, and calculated
  • FIG. 1 An example of the SEM photograph is shown in FIG. 1
  • the steel plate used for the observation in FIG. 1 was a 0.18% C-1.5% Si-2.8% Mn steel annealed in a two-phase region, cooled to 450 ° C. at 18 ° C./s, and then at 450 ° C. After being kept isothermal for 30 seconds, it was cooled to 220 ° C. at 10 ° C./s, then kept at 400 ° C. for 18 minutes, and then cooled to 100 ° C. or less at 10 ° C./s. A 1/4 thickness position of the vertical cross section in the rolling direction was polished and then corroded with 3% nital and observed by SEM.
  • the upper bainite (a) has a structure having a minor axis width of 0.4 ⁇ m or more that hardly contains carbides. Adjacent to this is a plate-like residual ⁇ (b) having a particle width of 0.18 to 0.60 ⁇ m, a particle length of 1.7 to 7.0 ⁇ m, and an aspect ratio of 5 to 15.
  • the adjacent structure of the plate-like residual ⁇ UB is the upper bainite. However, when the upper bainite is formed adjacent to the ferrite, the upper bainite and the ferrite are integrated with each other. The UB may appear to be adjacent to the ferrite.
  • Tempered martensite (c) is a region containing 0.5 to 8 fine carbides (e) having an aspect ratio of 3 or less and an equivalent circle diameter of 0.03 to 0.2 ⁇ m per 1 ⁇ m 2 inside the structure. Adjacent to this is a film-like residual ⁇ having a particle width of 0.1 to less than 0.50 ⁇ m and a particle length of 0.5 ⁇ m or more and less than 1.7 ⁇ m (d).
  • Lower bainite (f) is a structure containing an elongated film-like martensite or residual ⁇ (g) with an aspect ratio of 8 to 20 inside the structure.
  • the steel sheet of the present invention preferably has a tensile strength of 780 MPa or more. More preferably, it is 980 MPa or more.
  • the upper limit of the tensile strength is preferably 1450 MPa or less, more preferably 1400 MPa or less from the viewpoint of compatibility with other properties.
  • the hole expansion ratio ⁇ is 40% or more, preferably 45% or more for TS: 780 to 1319 MPa class, and 30% or more, preferably 35% or more for TS: 1320 MPa or more. Is significantly improved.
  • the upper limit of ⁇ is preferably 90% or less, more preferably 80% or less at any strength level from the viewpoint of compatibility with other characteristics.
  • U. El is 9% or more, more preferably 10% or more in TS: 780 to 1319 MPa class, and is 8% or more, more preferably 9% or more in TS: 1320 MPa or more.
  • U.S. The upper limit of El is preferably 20.0% or less and more preferably 18.0% or less at any strength level from the viewpoint of compatibility with other characteristics.
  • (TS ⁇ U.El-7000) ⁇ ⁇ ⁇ 290000 is preferable. More preferably, (TS ⁇ U.E1 ⁇ 7000) ⁇ ⁇ ⁇ 291500, and further preferably (TS ⁇ U.E1 ⁇ 7000) ⁇ ⁇ ⁇ 300000.
  • the upper limit is not particularly limited, but from the viewpoint of compatibility with other characteristics, (TS ⁇ U.El-7000) ⁇ ⁇ ⁇ 600,000 is preferable, and (TS ⁇ U.E1 ⁇ 7000) ⁇ ⁇ ⁇ is more preferable. 500,000.
  • Hot rolling To hot-roll steel slabs, a method of rolling the slab after heating, a method of directly rolling the slab after continuous casting without heating, or rolling by subjecting the slab after continuous casting to a short heat treatment There are ways to do it.
  • the hot rolling may be performed according to a conventional method.
  • the slab heating temperature is 1100 to 1300 ° C.
  • the soaking temperature is 20 to 300 min
  • the finishing rolling temperature is Ar 3 transformation point to Ar 3 transformation point + 200 ° C.
  • winding The taking temperature may be 400 to 720 ° C.
  • the coiling temperature is preferably 450 to 550 ° C. from the viewpoint of suppressing fluctuations in sheet thickness and ensuring high strength stably.
  • a more preferable range is 460 to 550 ° C.
  • a more preferable range is 500 to 550 ° C. from the viewpoint of suppressing fluctuations in sheet thickness and ensuring high strength stably.
  • the rolling rate may be 30 to 85%. From the viewpoint of stably ensuring high strength and reducing anisotropy, the rolling rate is preferably 45 to 85%.
  • softening annealing can be performed by CAL and BAF at 450 to 730 ° C.
  • FIG. 3 illustrates an example of manufacturing conditions.
  • Annealing temperature 780-880 ° C
  • the annealing temperature is set to 780 to 880 ° C.
  • the annealing temperature is adjusted to be ⁇ + ⁇ two-phase region annealing according to the component. With this two-phase annealing, Mn can be uniformly concentrated in ⁇ , contributing to stabilization of ⁇ .
  • Average cooling rate in the temperature range of 780 to 470 ° C . 5.0 to 2000 ° C./s
  • a temperature range of 780 to 470 ° C. is cooled at an average cooling rate of 5.0 to 2000 ° C./s.
  • the average cooling rate is lower than 5.0 ° C./s, coarse bainitic ferrite is generated, resulting in an increase in the massive structure. More preferably, it is 8.0 ° C./s or more.
  • the average cooling rate becomes too fast, the plate shape deteriorates.
  • it is 100 degrees C / s or less.
  • Holding time in a temperature range of 470 to 405 ° C .: 14 to 200 sec By maintaining for a predetermined time in this temperature range, it is possible to generate upper bainite that hardly causes carbide precipitation, and to generate a plate-like residual ⁇ UB with a high concentration of C adjacent thereto. I can do it.
  • the holding time in this temperature range is set to 14 sec or more. From the viewpoint of generating plate-like residual ⁇ UB and improving ductility, the holding time in this temperature range is more preferably 18 sec or more.
  • the holding time in the temperature range of 470 to 405 ° C. is 14 to 200 sec.
  • the holding time in the temperature range of 470 to 405 ° C. is preferably 100 sec or less. Note that holding in this temperature range corresponds to reducing the average cooling rate in this temperature range to 4.6 ° C./s or less.
  • Average cooling rate from 405 ° C. to cooling stop temperature Tsq: 5.0-80 ° C./s
  • the temperature range from 405 ° C. to the cooling stop temperature: Tsq represented by the formula (A) is cooled at an average cooling rate: 5.0 to 80 ° C./s.
  • the average cooling rate in this temperature range is slow, C concentrates to untransformed ⁇ , leading to an increase in the massive structure. Further, the precipitation of carbide progresses and C is wasted, resulting in a decrease in ductility.
  • the average cooling rate in this temperature range is more preferably 7.0 ° C./s or more.
  • the average cooling rate in this temperature range is set to 5.0 to 80 ° C./s. From the viewpoint of promoting the diffusion of C from martensite or lower bainite during cooling into the film-like ⁇ , the average cooling rate in this temperature range is preferably 15 ° C./s or less.
  • the cooling stop temperature is set to the above range from the viewpoint of suppressing the massive structure and obtaining the plate-like residual ⁇ UB .
  • the average cooling rate from 780 to 470 ° C is CR1
  • the average cooling rate from 470 to 405 ° C is CR2
  • the average cooling rate from 405 ° C to the cooling stop temperature is CR3, CR1> CR2 and CR2 ⁇ CR3 It is extremely important to switch the cooling rate in this way.
  • Average heating rate in the temperature range from the cooling stop temperature to 370 ° C . 3 ° C./s or more Further, heating in the temperature range from the cooling stop temperature to 370 ° C. in a short time suppresses carbide precipitation and ensures high ductility. I can do it. Further, when martensite or lower bainite generated by cooling is reheated to 370 ° C. or more with the core as the core, upper bainite is generated. If the average heating rate up to 370 ° C. is slow, these effects cannot be obtained. As a result, the amount of residual ⁇ decreases and ductility decreases. For this reason, the average heating rate in the temperature range from the cooling stop temperature to 370 ° C.
  • the average heating rate is preferably 5 ° C./s or more, and more preferably 10 ° C./s or more.
  • the upper limit of the said average heating rate is not specifically limited, 50 degrees C / s or less is preferable, More preferably, it is 30 degrees C / s or less.
  • the holding time at 370 to 550 ° C. to 60 to 3000 sec, the total area ratio of the region where the C concentration is 0.7 to 1.3% and the C concentration of the adjacent region is 0.07% or less.
  • the SC concentration is 0.2 to 5%, and the ductility is further improved.
  • the steel sheet can be cooled to room temperature and subjected to skin pass rolling from the viewpoint of stabilizing the press formability such as adjusting the surface roughness and flattening the plate shape and increasing the YS.
  • the skin pass elongation rate is preferably 0.1 to 0.5%.
  • the plate shape can be flattened with a leveler.
  • (TS ⁇ U.El-7000) ⁇ ⁇ ⁇ 290000 which is important as an index of formability of a component having a complicated shape in which stretch molding and stretch flange molding are mixed, is satisfied in the TS: 780 to 1319 MPa class. It is possible to satisfy (TS ⁇ U.El-7000) ⁇ ⁇ ⁇ 200000 with TS: 780 to 1319 MPa class.
  • the cold-rolled steel sheet having the composition shown in Table 1 was processed under the annealing conditions shown in Table 2 to produce the steel sheet of the present invention and the steel sheet of the comparative example.
  • the plate thickness of the steel plate was 1.4 mm.
  • the steel structure was measured by the above method. The measurement results are shown in Table 2.
  • a JIS No. 5 tensile test piece was collected from the obtained steel sheet and subjected to a tensile test (based on JIS Z2241). TS and U.S. El is shown in Table 2.
  • the stretch flange formability was evaluated by a hole expansion test in accordance with the provisions of JFST1001. That is, after punching a sample of 100 mm ⁇ 100 mm square size with a punching tool having a punch diameter of 10 mm and a die diameter of 10.2 mm (clearance 13%), using a conical punch with an apex angle of 60 degrees, D 0 : Initial hole diameter (mm) and d: Hole diameter (mm) at the time of crack occurrence when hole expansion was performed until the generated burr was on the outside and a crack penetrating the plate thickness occurred
  • the hole expansion ratio ⁇ (%) ⁇ (d ⁇ d 0 ) / d0 ⁇ ⁇ 100.
  • TS: 780 to 1319 MPa class has an excellent uniform elongation (ductility) of 9% or more, (TS ⁇ U.El-7000) ⁇ ⁇ ⁇ 290000, and a hole expandability ( ⁇ ) of 40% or more. Satisfactory, TS: At 1320 MPa or more, excellent uniform elongation (ductility) of 8% or more, (TS ⁇ U.El-7000) ⁇ ⁇ ⁇ 200000, excellent hole expansibility ( ⁇ ) of 30% or more. On the other hand, any of the comparative examples is inferior.
  • No. 1, 9, 11, 13, 19, 26, 27, 28, 29, 30, and 31 have a C concentration of 0.7 to 1.3%, and the C concentration of the adjacent region is 0.07% or less.
  • the region is residual ⁇ UB , and the upper region includes upper bainite, which is particularly excellent in ductility.
  • the present invention has extremely high ductility and excellent stretch flange formability, and can be preferably applied to press molding used in automobiles, home appliances and the like through a press molding process.

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Abstract

極めて高い延性と優れた伸びフランジ成形性を有する鋼板およびその製造方法を提供する。　特定の成分組成と、面積率でフェライト：６～８０％、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：２０～９４％、体積率で残留γ：７～２０％を含み、粒子幅が０．１８～０．６０μｍ、粒子長さが１．７～７．０μｍ、アスペクト比が５～１５である残留γの面積率：ＳγUBが０．２～５％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３％以下（０％を含む）である鋼板とする。

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９８０～１１８０ＭＰａ級高強度鋼板の適用が進みつつある。しかしながら、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。
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
　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。
　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、７８０～１４５０ＭＰａ級の引張強度を有する場合でも、極めて高い延性と優れた伸びフランジ成形性を有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。
　本発明者らは、極めて高い延性と優れた伸びフランジ成形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（４０５～４７０℃）で１４ｓｅｃ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、最終組織において延性向上に貢献するプレート状（断面組織では針状）の残留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－９０℃（本成分範囲では少なくとも３３５℃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、冷却途中保持で上部ベイナイトに隣接して生成させたプレート状の残留γUB、２次冷却中に生成したマルテンサイトや下部ベイナイトに隣接して残存するフィルム状の残留γに炭素を分配させ、プレート状およびフィルム状の２種類の残留γを安定化させる。この２段冷却＋再加熱保持処理では、とりわけプレート状のγUBで炭素の濃化が著しく促進される。それは、プレート状のγUBの近傍では炭化物の析出による炭素の浪費が抑えられること、プレート状のγUB近傍の４０５℃以上で生成する高温域の上部ベイナイトではベイナイトからγへの炭素の離脱が容易に生じることによる。
　（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、７８０～１１８０ＭＰａ級では（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ－７０００）×λ≧２９００００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級を適用する場合においても（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ－７０００）×λ≧２０００００で表される範囲に制御することが重要である。また、Ｕ．Ｅｌは、ＴＳ：７８０～１１８０ＭＰａ級（ＴＳの範囲で７８０～１３１９ＭＰａ）では９％以上、より好ましくは１０％以上、ＴＳ：１３２０ＭＰａ級（ＴＳの範囲で１３２０ＭＰａ以上）では８％以上、より好ましくは９％以上、λはＴＳ：７８０～１１８０ＭＰａ級（ＴＳの範囲で７８０～１３１９ＭＰａ）では４０％以上、より好ましくは４５％以上、ＴＳ：１３２０ＭＰａ級（ＴＳの範囲で１３２０ＭＰａ以上）では３０％以上、より好ましくは３５％以上、確保することで成形の安定性は格段に向上する。
　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、今まで困難であった安定な残留γの利用と塊状組織の低減の両立が可能になる。その結果、極めて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。
　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：０．０６～０．２５％、Ｓｉ：０．６～２．５％、Ｍｎ：２．３～３．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０．５０％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：６～８０％、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：２０～９４％、体積率で残留γ：７～２０％を含み、粒子幅が０．１８～０．６０μｍ、粒子長さが１．７～７．０μｍ、アスペクト比が５～１５である残留γUBの面積率：ＳγUBが０．２～５％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３％以下（０％を含む）である鋼板。
　［２］ポリゴナルフェライト内部に分布し、アスペクト比が３以下で円相当粒子直径が０．１５～１．９μｍのフレッシュマルテンサイトおよび／またはアスペクト比が３以下で円相当粒子直径が０．１５～１．９μｍの残留γ粒子の合計個数ＮＭＡとポリゴナルフェライト粒の合計個数ＮＰの比率ＮＭＡ／ＮＰが０．３以下である［１］に記載の鋼板。
　［３］前記組織において、Ｃ濃度が０．７～１．３％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０．２～５％である［１］または［２］に記載の鋼板。
　［４］Ｃ濃度が０．７～１．３％であり、隣接領域のＣ濃度が０．０７％以下である前記領域は、残留γである［３］に記載の鋼板。
　［５］Ｃ濃度が０．７～１．３％であり、隣接領域のＣ濃度が０．０７％以下である前記領域は、残留γUB粒子である［３］に記載の鋼板。
　［６］前記隣接領域が上部ベイナイトを含む［３］～［５］のいずれかに記載の鋼板。
　［７］ポリゴナルフェライト以外である残部の、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からなる領域のＭｎ濃度：Ｍｎγ2ndと鋼板の平均Ｍｎ濃度：ＭｎBulkの比Ｍｎγ2nd／ＭｎBulkが１．１以上である［１］～［６］のいずれかに記載の鋼板。
　［８］前記成分組成が、さらに、質量％で、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］～［７］のいずれかに記載の鋼板。
　［９］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％、Ｎｂ：０．００２～０．１％、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］～［８］のいずれかに記載の鋼板。
　［１０］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］～［９］のいずれかに記載の鋼板。
　［１１］前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｗ：０．００５～０．２％を含有する、［１］～［１０］のいずれかに記載の鋼板。
　［１２］引張強度が７８０ＭＰａ以上１４５０ＭＰａ以下である［１］～［１１］のいずれかに記載の鋼板。
　［１３］［１］、［８］～［１１］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延および冷間圧延した後、冷延鋼板を、連続焼鈍ライン(ＣＡＬ)において７８０～８８０℃の焼鈍温度で焼鈍し、次いで７８０～４７０℃の温度範囲を平均冷却速度：５．０～２０００℃／ｓで冷却したのち、４７０～４０５℃の温度範囲で１４～２００ｓｅｃ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３７０℃までの温度範囲を平均加熱速度：３℃／ｓ以上で加熱を行い、３００～５５０℃で３５～３０００ｓｅｃ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－９０≧Ｔｓｑ≧Ｍｓ－１８０・・・（Ａ）
Ｍｓ＝５３９－４７４×［％Ｃ］／（１００－ＶＦ）×１００－３０．４×［％Ｍｎ］×１．２－１２．１×［％Ｃｒ］－７．５×［％Ｍｏ］－１７．７×［％Ｎｉ］・・・（Ｂ）
［％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、極めて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。
ＳＥＭ画像の一例を示す図である。 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。 製造条件の一例を示す図である。 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：０．０６～０．２５％
　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、残留γ中に濃化して残留γを安定化させて延性を向上させる観点から含有する。Ｃの含有量が０．０６％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０．０６％とする。好ましくは０．０９％以上、より好ましくは０．１１％以上である。その含有量が０．２５％を超えると冷却途中の中間保持における上部ベイナイト変態が遅延して所定量の上部ベイナイト変態に隣接して生成するプレート状の残留γUBを形成することが難しくなる。その結果、延性が低下する。また、塊状のマルテンサイトもしくは塊状の残留γが増加して、伸びフランジ成形性が劣化する。さらに、鋼板のスポット溶接性、曲げ性、穴拡げ性といった諸特性が著しく劣化する。このため、Ｃ含有量の上限は０．２５％とする。延性やスポット溶接性向上の観点からはＣ含有量は０．２２％以下とすることが望ましい。延性およびスポット溶接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：０．６～２．５％
　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０．６％以上にする。延性向上の観点から、Ｓｉ含有量は０．８％以上が好ましい。より好ましくは０．９％以上、さらに好ましくは１．０％以上である。Ｓｉの含有量が２．５％を超えると圧延荷重が極端に高くなり、薄板の製造が困難になる。また、化成処理性や溶接部の靭性が劣化する。このため、Ｓｉの含有量は２．５％以下とする。化成処理性や素材および溶接部の靭性確保の観点からはＳｉの含有量は２．０％未満とするのが好ましい。溶接部の靭性確保の観点からはＳｉの含有量は１．８％以下、さらには１．５％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＋γ２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。従来の熱処理方法の中で、最終工程でベイナイト変態を活用する手法では、Ｍｎを２．３％以上含有すると、硬質なマルテンサイトや残留γからなる塊状組織が多量に残存して伸びフランジ成形性が低下していた。しかし、本発明では、後述する熱処理方法を採用により得られる組織を有するので、Ｍｎを多量に含有しても塊状組織を低減することが可能であり、Ｍｎ含有による残留γの安定化作用や体積率増加作用を享受することが出来る。残留γを安定化させて延性を向上させる観点からは、Ｍｎ含有量は２．５％以上が好ましい。好ましくは２．６％以上、より好ましくは２．８％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、穴拡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：０．５０％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０．５０％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０．５０％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。
　Ｔｉ：０．００２～０．１％
　Ｔｉは鋼中の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。また、ＴｉＣの析出により組織を微細化する効果がある。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、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。さらに好ましい範囲は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。
　Ｎｂ：０．００２～０．１％
　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。
　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、耐遅れ破壊特性が改善する。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、せん断端面の耐遅れ破壊特性は劣化する。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、耐遅れ破壊特性が改善する。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、せん断端面の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。
　上記以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。また、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。そこで、上記任意元素を下限値未満で含む場合、上記任意元素は、不可避的不純物として含まれるとする。
　　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：６～８０％
　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８０％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：２０～９４％
　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は２０～９４％とする。下限についてより好ましくは５０％以上、さらに好ましくは８０％超であり、さらには８５％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３～２０％である。焼戻しマルテンサイトは面積率で５～８０％である。下部ベイナイトは面積率で０～５０％である。
　残留γ：７～２０％
　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７％以上とする。より好ましくは９％以上、さらに好ましくは１０％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２０％以下とする。より好ましくは１５％以下であり、また、「体積率」は「面積率」とみなすことができる。
　粒子幅が０．１８～０．６０μｍ、粒子長さが１．７～７．０μｍ、アスペクト比が５～１５である残留γUBの面積率：ＳγUBが０．２～５％
　後述する製造方法において、冷却過程の４７０～４０５℃の中間温度域で保持することで、炭化物をほとんど含まない上部ベイナイト（ベイニティックフェライト）に隣接して生成するプレート状の残留γUBを得ることができる。このプレート状の残留γUB粒子は、粒子幅が０．１８～０．６０μｍ、粒子長さが１．７～７．０μｍ、アスペクト比が５～１５である。この残留γUBを生成させることで、その生成量が微量であっても延性が向上する。その効果は、残留γUBの面積率：ＳγUBが０．２％以上確保されることで得られる。したがってＳγUBは０．２％以上とする。ＳγUBを０．３％以上とすることで、延性は著しく上昇するので、ＳγUBは０．３％以上とすることがさらに望ましい。より好ましくは０．４％以上である。ここで注意すべき点は、粒子幅、粒子長さ、アスペクト比が同一の鋼組織であってもＣ濃化量が少ない場合は、フレッシュマルテンサイトとなり、延性の向上に対する寄与が著しく小さいばかりか伸びフランジ成形性を著しく劣化させる。この組織は所謂ＭＡと称される組織の一つであり、本規定の組織は、Ｃが顕著に濃化した安定なγでありこのＭＡとは異なり区別しなければならない。このため、後述するように本組織はＥＢＳＤでｆｃｃ構造であることを確認したもののみを対象とする。また、このプレート状の残留γUBが多くなりすぎると、炭素の消費量が多くなりすぎ、大幅な強度低下が生じる。また、伸びフランジ成形性の低下や耐遅れ破壊特性の劣化を招く。したがって、ＳγUBは５％以下とする。より好ましくは４％以下、さらに好ましくは３％以下である。なお、上記面積率は、鋼組織全体における面積率を意味する。なお、残留γUBの面積率は、ＥＢＳＤを用いてフェーズマップデータを得、ｆｃｃ構造の組織を対象に測定し、他の金属相（ｂｃｃ系）から区別しうる。
　上記の通り、粒子長さが１．７μｍ以上のものがプレート状である。また、粒子長さが１．７μｍ未満のものがフィルム状であるとする。
　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３％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３％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２％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。
　ポリゴナルフェライト内部に分布し、アスペクト比が３以下で円相当粒子直径が０．１５～１．９μｍのフレッシュマルテンサイトおよび／またはアスペクト比が３以下で円相当粒子直径が０．１５～１．９μｍの残留γ粒子の合計個数ＮＭＡとポリゴナルフェライト粒の合計個数ＮＰの比率ＮＭＡ／ＮＰ：０．３以下
　例えば、ベイナイト変態を利用するためにγ単相域焼鈍を行った場合、その後に１５℃／以下の緩冷却が行われると、冷却中にポリゴナルフェライトが生成し、それに付随して必然的にポリゴナルフェライト内部に分布するアスペクト比が３以下で円相当粒子直径が０．１５～１．９μｍの円～楕円状の微細なフレッシュマルテンサイトおよび／または残留γがフェライト粒内に生成する。この組織には残留γを十分に安定するＣ量（約１％）には達しないが、緩冷却中に生じる一定量のＣ、Ｍｎの濃化が避けられないのでＭｓ点が低下して、焼き戻し前までにマルテンサイト変態させることができず、最終冷却時にフレッシュマルテンサイトとなるかそのままＣ濃化量の少ない残留γとなる。このような組織は極めて硬質なマルテンサイトもしくは残留γの場合はわずかな塑性変形後に極めて硬質なマルテンサイトに変態するため、粒子直径が２μｍ未満であってもλの低下をもたらす。その影響はフレッシュマルテンサイトおよび／または残留γ粒子の合計個数ＮＭＡとポリゴナルフェライト粒の合計個数ＮＰの比率ＮＭＡ／ＮＰが０．３以下で軽減されるので、ＮＭＡ／ＮＰはこの範囲とする。また、比率ＮＭＡ／ＮＰは０でもよい。フレッシュマルテンサイトおよび残留γ粒子が含まれない場合に比率ＮＭＡ／ＮＰは０になる。なお、アスペクト比が３以下で円相当粒子直径が０．１５～１．９μｍのフレッシュマルテンサイト、アスペクト比が３以下で円相当粒子直径が０．１５～１．９μｍの残留γ粒子のいずれか一方を含む場合には、その含むものの個数を合計個数ＮＭＡとする。
　Ｃ濃度が０．７～１．３％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０．２～５％
　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０．７～１．３％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０．２～５％とすることで延性が高められる。なお、隣接領域とは、Ｃ濃度が０．７～１．３％であり、隣接領域のＣ濃度が０．０７％以下である領域と隣合う領域を意味する。
　延性向上の観点からは、Ｃ濃度が０．７～１．３％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であることが好ましく、残留γUBであることがより好ましい。また、隣接領域の一部または全部は上部ベイナイトを含むことが好ましい。そこで、Ｃ濃度が０．７～１．３％であり、隣接領域のＣ濃度が０．０７％以下である領域が残留γUBであり、隣接領域が上部ベイナイトの場合について以下説明する。なお、上記領域が残留γUBであり、隣接領域が上部ベイナイトの場合のＳＣ濃化をＳγUB＊と表記する。
　上部ベイナイトに隣接して生成する残留γUBでは、その粒子の少なくとも片側のＣ量が非常に低いという特徴を有する。つまり、４０５～４７０℃の高温で生じたベイナイト（ベイニティックフェライト）からはＣのオーステナイトへの離脱が容易に進行し、Ｃがプレート状のγUBに効率的に濃化する。その結果、プレート状の残留γUBのＣ量は０．７～１．３％となり、延性の向上に寄与する。また、その周囲の上部ベイナイトの領域ではＣ量は０．０７％以下に低下する。延性をさらに向上させるには、このようなＣの分布状態を有する残留γの領域ＳγUB＊を面積率で０．２～５％確保することが好ましい。ＳγUB*を０．３％以上とすることで延性は著しく増加するので、ＳγUB*は０．３％以上とすることがさらに望ましい。上限については、より好ましくは４％以下、さらに好ましくは３％以下である。
　ポリゴナルフェライト以外である残部の、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からなる領域のＭｎ濃度：Ｍｎγ2ndと鋼板の平均Ｍｎ濃度：ＭｎBulkの比Ｍｎγ2nd／ＭｎBulk：１．１以上
　本発明ではα＋γ２相域での焼鈍を前提としており、好ましくは、２相域焼鈍時に生じるフェライト領域からオーステナイト領域への均一なＭｎ濃化を利用して、さらなる延性の向上を図る。このように、２相域焼鈍で均一にγ領域にＭｎを分配することで、プレート状の残留γUB、フィルム状の残留γ両者の存在する領域でＭｎ濃化による残留γの安定化効果が得られ、さらなる延性の向上に寄与する。その効果は、ポリゴナルフェライト以外の上部ベイナイト、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からなる領域のＭｎ濃度：Ｍｎγ2ndと鋼板の平均Ｍｎ濃度：ＭｎBulkの比Ｍｎγ2nd／ＭｎBulkを１．１以上とすることで得られる。上限については、２．０以下が好ましく、より好ましくは１．５以下である。
　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５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。フェライト内部にプレート状の残留γUBが存在してフェライトを分断しており、その両側の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≦２．５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＞２．５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、プレート状の残留γUBに隣接して生成する上部ベイナイトはフェライトと隣接して生成し、フェライトと識別しにくくなる場合があるので、プレート状の残留γUBにはベイナイトと識別できる組織が存在する場合と、フェライトとベイナイトが隣接して存在し、これらが区別できない領域、つまり上記の分類ではフェライトが存在する場合がある。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。
　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。
　上部ベイナイトに隣接して生成するプレート状の残留γUBの形状と面積率は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を電解研磨し、ＥＢＳＤを用いてフェーズマップデータを得、ｆｃｃ構造の組織を対象に測定した。測定領域は３０μｍとして５視野について測定した。上述した粒子サイズ、アスペクト比の測定方法を採用して粒子長さ（長軸長さ）、粒子幅（短軸長さ）、アスペクト比を求めた。また、粒子幅が０．１８～０．６０μｍ、粒子長さが１．７～７．０μｍ、アスペクト比が５～１５に合致するγ粒について、その面積率をＳγUBとして求めた。
　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粒子の面積率も同様にＳＥＭ写真から求めた。また、アスペクト比も、上記のプレート状の残留γUBと同様の方法で確認した。
　また、円相当粒子径（円相当粒子直径）は、ＳＥＭで１０個の粒子を観察し、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。
　ポリゴナルフェライト内部に分布するフレッシュマルテンサイトもしくは残留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）のサイズと面積率は、フェライトと同様の方法でＳＥＭで測定した。また、ポリゴナルフェライト粒の個数もＳＥＭ写真から確認した。
　Ｃ濃度が０．７～１．３％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％）のおよびその隣接領域のＣ濃度（質量％）の測定は、圧延方向に並行な板厚断面の板厚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６μｍとしてミクロ組織の平均的情報を得るためランダムに３０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：０．７～１．３％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：０．７～１．３％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０．７～１．３％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３０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、前記のプレート状残留γUBのＣ濃化量は、前記した分析手法で計測可能なため、特性評価にあたっては、Ｃ濃化量が０．７～１．３％である場合は、そのＣ濃化量を有する金属相はプレート状残留γUBと評価してよい。
　ポリゴナルフェライト以外の上部ベイナイト、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からなる領域のＭｎ濃度（質量％）：Ｍｎγ2ndは、加速電圧９ｋＶにてＦＥ-ＥＰＭＡを活用した同様の方法でＭｎのライン分析を行い、かつ同一視野でのＳＥＭ組織観察を行ってフェライト以外の第二相の領域のＭｎ量を算出することで求めた。また、母材のＭｎの化学分析値との比較を行い、Ｍｎγ2nd／ＭｎBulkを求めた。
　また、ＳＥＭ写真の一例を図１に示した。
　図１の観察に用いた鋼板は、０．１８％Ｃ－１．５％Ｓｉ－２．８％Ｍｎ鋼を２相域焼鈍後、１８℃／ｓで４５０℃まで冷却したのち、４５０℃で３０ｓｅｃ等温保持した後、１０℃／ｓで２２０℃まで冷却し、その後４００℃で１８ｍｉｎ保持し、その後１０℃／ｓで１００℃以下まで冷却して得た。圧延方向の垂直断面の１／４厚さ位置を研磨後３％ナイタールで腐食してＳＥＭにより観察した。
　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。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０．４μ以上の組織である。それに隣接して粒子幅が０．１８～０．６０μｍ、粒子長さが１．７～７．０μｍ、アスペクト比が５～１５であるプレート状の残留γ（ｂ）が存在する。プレート状の残留γUBの隣接組織は上部ベイナイトであるが、上部ベイナイトがフェライトと隣接して生成している場合には、上部ベイナイトとフェライトが一体化した組織となるので、プレート状の残留γUBはフェライトに隣接しているように見える場合もある。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以下で円相当直径で０．０３～０．２μｍの微細な炭化物（ｅ）を１μｍ２あたり０．５～８個含む領域である。それに隣接して粒子幅が０．１～０．５０μｍ未満、粒子長さが０．５μｍ以上１．７μｍ未満のフィルム状の残留γが存在する（ｄ）。下部ベイナイト（ｆ）は組織の内部にアスペクト比が８～２０と細長いフィルム状のマルテンサイトもしくは残留γ（ｇ）を含む組織である。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以下のフレッシュマルテンサイトまたは残留γ粒子（ｈ）が残存する。未変態領域がポリゴナルフェライト（ｉ）である。また、本写真には示されていないが、γ単相域焼鈍を行い、冷却中にポリゴナルフェライトを生成させた場合には、アスペクト比が３以下で円相当粒子直径が０.１５～１．９μｍの粒子もポリゴナルフェライト粒内に生成する。
　本発明の鋼板は、引張強度が７８０ＭＰａ以上であることが好ましい。より好ましくは９８０ＭＰａ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１４５０ＭＰａ以下が好ましく、より好ましくは１４００ＭＰａ以下である。
　本発明の鋼板では、穴広げ率λはＴＳ：７８０～１３１９ＭＰａ級では４０％以上、好ましくは４５％以上、ＴＳ：１３２０ＭＰａ以上では３０％以上、好ましくは３５％以上確保することで成形の安定性は格段に向上する。λの上限は、他の特性との両立の観点から、いずれの強度レベルにおいても９０％以下が好ましく、より好ましくは８０％以下である。
　本発明の鋼板では、Ｕ．Ｅｌは、ＴＳ：７８０～１３１９ＭＰａ級では９％以上、より好ましくは１０％以上、ＴＳ：１３２０ＭＰａ以上では８％以上、より好ましくは９％以上である。また、Ｕ．Ｅｌの上限は、他の特性との両立の観点から、いずれの強度レベルにおいても２０．０％以下が好ましく、より好ましくは１８．０％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×Ｕ．Ｅｌ－７０００）×λ≧２９００００が好ましい。より好ましくは（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ－７０００）×λ≧２９１５００、さらに好ましくは（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ－７０００）×λ≧３０００００である。また、上限は特に限定されないが、他の特性との両立の観点から、（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ－７０００）×λ≦６０００００が好ましく、より好ましくは（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ－７０００）×λ≦５０００００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。熱間圧延は、常法にしたがって実施すればよく、例えば、スラブ加熱温度は１１００～１３００℃、均熱温度は２０～３００ｍｉｎ、仕上圧延温度はＡｒ３変態点～Ａｒ３変態点＋＋２００℃、巻取温度は４００～７２０℃とすればよい。巻取温度は、板厚変動を抑制し高い強度を安定して確保する観点かは、４５０～５５０℃とするのが好ましい。板厚変動を抑制し高い強度を安定して確保する観点からより好ましい範囲は、４６０～５５０℃であり、さらに好ましい範囲は５００～５５０℃である。
　冷間圧延
　冷間圧延では、圧延率を３０～８５％とすればよい。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、圧延率は４５～８５％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ＣＡＬ、ＢＡＦにて軟質化の焼鈍処理をすることが可能である。
　ＣＡＬ
　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、連続焼鈍ライン(ＣＡＬ)において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。この２相域焼鈍でＭｎをγに均一に濃化させることができ、γの安定化に寄与する。また、冷却中にＭｎをγに濃化させる必要が無いので、ポリゴナルフェライト内部に分布するアスペクト比が３以下で円相当粒子直径が０．１５～１．９μｍのフレッシュマルテンサイトまたは残留γ粒子の生成を抑制することが出来、λの向上に寄与する。
　７８０～４７０℃の温度範囲を平均冷却速度：５．０～２０００℃／ｓ
　焼鈍後、７８０～４７０℃の温度範囲を平均冷却速度：５．０～２０００℃／ｓで冷却する。平均冷却速度が５．０℃／ｓより遅いと、粗大なベイニティックフェライトが生成し、塊状組織の増大をもたらす。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。
　４７０～４０５℃の温度範囲での保持時間：１４～２００ｓｅｃ
　この温度域で所定時間保持することで、炭化物析出をほとんど生じない上部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Ｃの濃化量の高いプレート状の残留γUBを生成させることが出来る。延性の向上に寄与するプレート状の残留γUBを所定量生成させるためにこの温度域での保持時間は１４ｓｅｃ以上とする。プレート状の残留γUBを生成させ、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、１８ｓｅｃ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プレート状のγUBの生成は停滞し、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、４７０～４０５℃の温度範囲での保持時間は１４～２００ｓｅｃとする。伸びフランジ成形性を向上させる観点からは、４７０～４０５℃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４．６℃／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フィルム状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フィルム状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い。
　冷却停止温度Ｔｓｑ（℃）はＭｓ－９０≧Ｔｓｑ≧Ｍｓ－１８０・・・（Ａ）
Ｍｓ＝５３９－４７４×［％Ｃ］／（１００－ＶＦ）×１００－３０．４×［％Ｍｎ］×１．２－１２．１×［％Ｃｒ］－７．５×［％Ｍｏ］－１７．７×［％Ｎｉ］・・・（Ｂ）
［％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、プレート状の残留γUBを得る観点から上記範囲にする。
　ここで、７８０～４７０℃の平均冷却速度をＣＲ１、４７０～４０５℃の平均冷却速度をＣＲ２、４０５℃から冷却停止温度までの平均冷却速度をＣＲ３とすると、ＣＲ１＞ＣＲ２、ＣＲ２＜ＣＲ３の関係があり、このように冷却速度を切り替えることが極めて重要である。
　冷却停止温度から３７０℃までの温度範囲の平均加熱速度：３℃／ｓ以上
　さらに冷却停止温度から３７０℃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３７０℃以上に再加熱した際に上部ベイナイトが生成する。３７０℃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３７０℃までの温度範囲の平均加熱速度は３℃／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。
　３００～５５０℃の保持時間：３０～３０００ｓｅｃ
　中間保持により生成したプレート状残留γUBやマルテンサイトや下部ベイナイトに隣接して生成したフィルム状残留γにＣを分配させてこれらを安定化させる観点、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、３００～５５０℃の温度域で３０～３０００ｓｅｃ保持する。
　また、３７０～５５０℃の保持時間を６０～３０００ｓｅｃにすることで、Ｃ濃度が０．７～１．３％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０．２～５％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、３７０～４００℃で１８０ｓｅｃ以上保持することが望ましい。
　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。
　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≧２９００００をＴＳ：７８０～１３１９ＭＰａ級で満たすことが可能であり、（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ－７０００）×λ≧２０００００をＴＳ：７８０～１３１９ＭＰａ級で満たすことが可能である。また、ＴＳ：７８０～１３１９ＭＰａ級では９％以上、ＴＳ：１３２０ＭＰａ以上では８％以上の優れた一様伸び（延性）、ＴＳ：７８０～１３１９ＭＰａ級では４０％以上、ＴＳ：１３２０ＭＰａ以上では３０％以上の穴拡げ性（λ）を具備させることも可能である。
　表１に示す成分組成を有する冷延鋼板を、表２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。なお、鋼板の板厚は１．４ｍｍとした。
　鋼組織の測定は、上記の方法で行った。測定結果を表２に示した。
　得られた鋼板より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拡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１０．２ｍｍ（クリアランス１３％）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拡げを行った際のｄ０：初期穴径（ｍｍ）、ｄ：割れ発生時の穴径（ｍｍ）として、穴拡げ率λ（％）＝｛（ｄ－ｄ０）／ｄ０｝×１００として求めた。
　本発明例は、ＴＳ：７８０～１３１９ＭＰａ級では９％以上の優れた一様伸び（延性）、（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ－７０００）×λ≧２９００００、４０％以上の穴拡げ性（λ）を満たし、ＴＳ：１３２０ＭＰａ以上では、８％以上の優れた一様伸び（延性）、（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ－７０００）×λ≧２０００００、３０％以上の優れた穴拡げ性（λ）を満たすのに対して、比較例はいずれかが劣っている。
　なお、発明例に関し、Ｎｏ．１、９、１１、１３、１９、２６、２７、２８、２９、３０、３１は、Ｃ濃度が０．７～１．３％であり、隣接領域のＣ濃度が０．０７％以下である領域が残留γUBであり、隣接領域に上部ベイナイトを含み、延性に特に優れる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　本発明は、極めて高い延性と優れた伸びフランジ成形性を有し、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に好ましく適用できる。
 

Claims (13)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．０６～０．２５％、
    Ｓｉ：０．６～２．５％、
    Ｍｎ：２．３～３．５％、
    Ｐ：０．０２％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、
    ｓｏｌ.Ａｌ：０．５０％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：６～８０％、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：２０～９４％、体積率で残留γ：７～２０％を含み、粒子幅が０．１８～０．６０μｍ、粒子長さが１．７～７．０μｍ、アスペクト比が５～１５である残留γUBの面積率：ＳγUBが０．２～５％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３％以下（０％を含む）である鋼板。
  2. 　ポリゴナルフェライト内部に分布し、アスペクト比が３以下で円相当粒子直径が０．１５～１．９μｍのフレッシュマルテンサイトおよび／またはアスペクト比が３以下で円相当粒子直径が０．１５～１．９μｍの残留γ粒子の合計個数ＮＭＡとポリゴナルフェライト粒の合計個数ＮＰの比率ＮＭＡ／ＮＰが０．３以下である請求項１に記載の鋼板。
  3. 　前記組織において、Ｃ濃度が０．７～１．３％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０．２～５％である請求項１または２に記載の鋼板。
  4. 　Ｃ濃度が０．７～１．３％であり、隣接領域のＣ濃度が０．０７％以下である前記領域は、残留γである請求項３に記載の鋼板。
  5. 　Ｃ濃度が０．７～１．３％であり、隣接領域のＣ濃度が０．０７％以下である前記領域は、残留γUB粒子である請求項３に記載の鋼板。
  6. 　前記隣接領域が上部ベイナイトを含む請求項３～５のいずれかに記載の鋼板。
  7. 　ポリゴナルフェライト以外である残部の、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からなる領域のＭｎ濃度：Ｍｎγ2ndと鋼板の平均Ｍｎ濃度：ＭｎBulkの比Ｍｎγ2nd／ＭｎBulkが１．１以上である請求項１～６のいずれかに記載の鋼板。
  8. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、
    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１～７のいずれかに記載の鋼板。
  9. 　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％、
    Ｎｂ：０．００２～０．１％、
    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１～８のいずれかに記載の鋼板。
  10. 　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１～９のいずれかに記載の鋼板。
  11. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｗ：０．００５～０．２％を含有する、請求項１～１０のいずれかに記載の鋼板。
  12. 　引張強度が７８０ＭＰａ以上１４５０ＭＰａ以下である請求項１～１１のいずれかに記載の鋼板。
  13. 　請求項１、８～１１のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延および冷間圧延した後、冷延鋼板を、連続焼鈍ライン(ＣＡＬ)において７８０～８８０℃の焼鈍温度で焼鈍し、次いで７８０～４７０℃の温度範囲を平均冷却速度：５．０～２０００℃／ｓで冷却したのち、４７０～４０５℃の温度範囲で１４～２００ｓｅｃ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３７０℃までの温度範囲を平均加熱速度：３℃／ｓ以上で加熱を行い、３００～５５０℃で３０～３０００ｓｅｃ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－９０≧Ｔｓｑ≧Ｍｓ－１８０・・・（Ａ）
    Ｍｓ＝５３９－４７４×［％Ｃ］／（１００－ＶＦ）×１００－３０．４×［％Ｍｎ］×１．２－１２．１×［％Ｃｒ］－７．５×［％Ｍｏ］－１７．７×［％Ｎｉ］・・・（Ｂ）
    ［％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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