具体实施方式

以下，对本发明进行具体说明。应予说明，本发明并不限定于以下的实施方式。

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

本发明的钢板包含下述的成分。下述的说明中，作为成分含量的单位的“％”是指“质量％”。

C：0.06～0.25％

C具有如下作用：通过使焊接接头中的熔融部与来自γ域的急冷部的强度上升，抑制HAZ中的变形，使耐HAZ软化特性提高。另外，从确保回火马氏体的面积率而确保规定的强度的观点出发，从确保残留γ的体积率而提高延展性的观点出发，从在残留γ中稠化而使残留γ稳定化而提高延展性的观点出发，都需要含有C。如果C的含量小于0.06％，则无法充分地确保这些效果，因此，其下限为0.06％。优选为0.09％以上，更优选为0.11％以上。如果C的含量大于0.25％，则冷却途中的中间保持时的上贝氏体转变会延迟，难以充分确保与残留γ_UB邻接生成的上贝氏体的量。其结果是，耐HAZ软化特性、延展性会降低。因此，C含量的上限为0.25％。从提高耐HAZ软化特性、延展性的观点出发，期望C含量为0.22％以下。从提高耐HAZ软化特性、延展性的观点出发，进一步期望C含量为0.20％以下。

Si:0.1～2.5％

Si具有如下作用：通过抑制马氏体、贝氏体中的碳化物的生成，并通过增加不易受到热影响的固溶强化量，从而使焊接部中的耐HAZ软化特性提高，提高残留γ的稳定性，从而提高延展性。从这些观点出发，Si含量为0.1％以上。从这些观点出发，Si含量优选为0.6％以上。更优选为0.8％以上，进一步优选为1.1％以上。如果Si的含量大于2.5％，则轧制负荷极端地高，薄板的制造变得困难。另外，化成处理性、焊接部的韧性会劣化。因此，Si的含量为2.5％以下。从确保化成处理性、坯材和焊接部的韧性的观点出发，Si的含量优选小于2.0％。从确保焊接部的韧性的观点出发，Si的含量为1.8％以下，进一步优选为1.5％以下。

Mn:2.0～3.2％

从确保规定的面积率的回火马氏体和/或贝氏体而确保强度的观点出发，从通过残留γ的Ms点的降低而使残留γ稳定化并改善延展性的观点出发，从与Si同样地抑制贝氏体中的碳化物的生成而提高延展性的观点出发，从增加残留γ的体积率而提高延展性的观点出发，Mn都是重要的元素。为了得到这些效果，将Mn含量设为2.0％以上。从使残留γ稳定化而提高延展性的观点出发，Mn含量优选为2.3％以上。更优选为2.5％以上，进一步优选为2.7％以上。如果Mn的含量大于3.2％，则冷却途中的上贝氏体转变会延迟，难以充分确保与残留γ_UB邻接生成的上贝氏体的量。其结果是，耐HAZ软化特性、延展性会降低。因此，将Mn含量设为3.2％以下。从促进贝氏体转变而确保高延展性的观点出发，Mn含量优选为3.0％以下。更优选为2.9％以下。

P：0.02％以下

P是强化钢的元素，但如果其含量过多，则点焊性会劣化。因此，P设为0.02％以下。从改善点焊性的观点出发，优选将P设为0.01％以下。应予说明，可以不包含P，但从制造成本的观点出发，P含量优选为0.001％以上。

S:0.01％以下

S为如下元素：具有改善热轧时的氧化皮剥离性的效果、抑制退火时的氮化的效果，但对点焊性、弯折性、扩孔性有很大的不良影响。为了减少这些不良影响，至少将S设为0.01％以下。本发明中，由于C、Si、Mn的含量高，点焊性容易恶化，从改善点焊性的观点出发，S优选为0.0020％以下，更优选小于0.0010％。应予说明，可以不包含S，但从制造成本的观点出发，S含量优选为0.0001％以上。

sol.Al：小于1.0％(包含0％)

Al具有如下作用：通过抑制碳化物的生成、促进上贝氏体转变，从而使耐HAZ软化特性提高。sol.Al的下限没有规定，为了稳定地进行脱氧，期望设为0.01％以上。另一方面，如果sol.Al为1.0％以上，则坯材的强度会极端地降低，对化成处理性也有不良影响，因此sol.Al为小于1.0％。sol.Al也可以是0％，但为了得到高强度，sol.Al优选小于0.50％，进一步优选小于0.10％以下。

N：小于0.015％

N是在钢中形成BN、AlN、TiN等氮化物的元素，是降低钢的热轧延展性、降低表面品质的元素。另外，在含有B的钢中，存在通过BN的形成而使B的效果消失的弊端。如果N含量为0.015％以上，则表面品质会显著劣化。因此，将N含量设为小于0.015％。应予说明，可以不包含N，但从制造成本的观点出发，N含量优选为0.0001％以上。

Si+sol.Al：0.7～2.5％

Si、sol.Al均有使耐HAZ软化特性提高的作用，为了使这些效果充分发挥，需要使这些含量合计为0.7％以上。更优选为0.8％以上。进一步优选为0.9％以上，特别优选为1.1％以上。如果这些含量过多，则铁素体、上贝氏体过量增加，会使强度显著降低，因此，这些含量需要合计为2.5％以下。更优选为2.0％以下。

本发明的钢板的成分组成除上述成分之外，还可以适当含有以下的任意元素。

Ti：0.002～0.1％

Ti具有将钢中的N固定为TiN，提高热轧延展性的效果，产生B的淬硬性提高效果的作用。另外，还有通过TiC的析出、由此导致的组织的微细化而使耐HAZ软化特性提高的效果。为了得到这样的效果，期望将Ti含量设为0.002％以上。从充分固定N的观点出发，Ti含量更优选为0.008％以上。进一步优选为0.010％以上。另一方面，如果Ti含量大于0.1％，则会引起轧制负荷的增大、析出强化量的增加导致的延展性的降低，因此，期望Ti含量为0.1％以下。更优选为0.05％以下。为了确保高延展性，进一步优选使Ti为0.03％以下。

B：0.0002～0.01％

B是提高钢的淬硬性的元素，具有易于生成规定的面积率的回火马氏体和/或贝氏体的优点。另外，通过提高焊接部附近的淬硬性而在焊接部附近形成硬质组织，从而使耐HAZ软化特性提高。另外，抗延迟断裂特性得到提高。为了得到这样的B的效果，优选将B含量设为0.0002％以上。另外，B含量更优选为0.0005％以上。进一步优选为0.0010％以上。另一方面，如果B含量大于0.01％，则不仅其效果饱和，而且会带来热轧延展性的显著降低，产生表面缺陷。因此，B含量优选为0.01％以下。更优选为0.0050％以下。进一步优选的范围为0.0030％以下。

Cu：0.005～1％

Cu使在汽车的使用环境下的耐腐蚀性提高。另外，Cu的腐蚀生成物会被覆钢板表面，具有抑制氢侵入钢板的效果。Cu是将废铁利用做原料时混入的元素，通过允许Cu混入，从而可以将再生材料利用做原料材料，可以降低制造成本。从这样的观点出发，Cu优选含有0.005％以上，进而从抗延迟断裂特性向上的观点出发，期望含有0.05％以上的Cu。进一步优选为0.10％以上。但是，如果Cu含量含量过多，则会导致表面缺陷的产生，因此，期望Cu含量为1％以下。更优选为0.4％以下，进一步优选为0.2％以下。

Ni：0.01～1％

Ni与Cu同样，是具有提高耐腐蚀性作用的元素。此外，Ni具有抑制在含有Cu的情况下容易产生的表面缺陷的作用。因此，期望含有0.01％以上的Ni。更优选为0.04％以上，进一步优选为0.06％以上。但是，如果Ni的含量过多，则加热炉内的氧化皮生成变得不均匀，相反，还会成为产生表面缺陷的原因。另外，还会导致成本增加。因此，期望Ni含量为1％以下。更优选为0.4％以下，进一步优选为0.2％以下。

Cr：0.01～1.0％

Cr有提高钢的淬硬性的效果、还有抑制马氏体、上/下贝氏体中的碳化物生成的效果，因此可以含有Cr。另外，通过提高焊接部附近的淬硬性而在焊接部附近形成硬质相，从而使耐HAZ软化特性提高。为了得到这样的效果，期望Cr含量为0.01％以上。更优选为0.03％以上，进一步优选为0.06％以上。但是，如果过量含有Cr，则耐点蚀性会劣化，因此，期望Cr含量为1.0％以下。更优选为0.8％以下，进一步优选为0.4％以下。

Mo：0.01～0.5％

Mo有提高钢的淬硬性的效果、还有抑制马氏体、上/下贝氏体中的碳化物生成的效果，因此可以含有Mo。另外，通过提高焊接部附近的淬硬性而在焊接部附近形成硬质相，从而使耐HAZ软化特性提高。为了得到这样的效果，期望Mo含量为0.01％以上。更优选为0.03％以上，进一步优选为0.06％以上。但是，Mo会使冷轧钢板的化成处理性显著劣化，因此，其含量优选为0.5％以下。从提高化成处理性的观点出发，Mo进一步优选为0.15％以下，再进一步优选小于0.10％。

V：0.003～0.5％

V有提高钢的淬硬性的效果、抑制马氏体、上/下贝氏体中的碳化物生成的效果、使组织微细化的效果、使碳化物析出并改善抗延迟断裂特性的效果，因此可以含有V。另外，通过提高焊接部附近的淬硬性而在焊接部附近形成硬质相，从而使耐HAZ软化特性提高。为了得到其效果，期望V含量为0.003％以上。更优选为0.005％以上，进一步优选为0.010％以上。但是，如果大量含有V，则铸造性会显著劣化，因此，期望V含量为0.5％以下。更优选为0.3％以下，进一步优选为0.1％以下。

Nb：0.002～0.1％

Nb有使钢组织微细化并高强度化的效果、通过细粒化而促进贝氏体转变的效果、改善弯折性的效果、提高抗延迟断裂特性的效果，因此可以含有Nb。另外，通过提高焊接部附近的淬硬性而在焊接部附近形成硬质相，从而使耐HAZ软化特性提高。为了得到其效果，期望Nb含量为0.002％以上。更优选为0.004％以上，进一步优选为0.010％以上。但是，如果大量含有Nb，则析出强化过强，延展性会降低。另外，也会导致轧制负荷的增大、铸造性的劣化。因此，期望Nb含量为0.1％以下。更优选为0.05％以下，进一步优选为0.03％以下。

Zr：0.005～0.2％

Zr有提高钢的淬硬性的效果、抑制贝氏体中的碳化物生成的效果、使组织微细化的效果、使碳化物析出并改善抗延迟断裂特性的效果，因此可以含有Zr。为了得到这样的效果，期望Zr含量为0.005％以上。更优选为0.008％以上，进一步优选为0.010％以上。但是，如果大量含有Zr，则热轧前的坯材加热时，未固溶而残留的ZrN、ZrS这些粗大的析出物会增加，抗延迟断裂特性会劣化。因此，期望Zr含量为0.2％以下。更优选为0.15％以下，进一步优选为0.08％以下。

W：0.005～0.2％

W有提高钢的淬硬性的效果、抑制贝氏体中的碳化物生成的效果、使组织微细化的效果、使碳化物析出并改善抗延迟断裂特性的效果，因此可以含有W。为了得到这样的效果，期望W含量为0.005％以上。更优选为0.008％以上，进一步优选为0.010％以上。但是，如果大量含有W，则热轧前的坯材加热时，未固溶而残留的WN、WS这些粗大的析出物会增加，抗延迟断裂特性会劣化。因此，期望W含量为0.2％以下。更优选为0.15％以下，进一步优选为0.08％以下。

Ca：0.0002～0.0040％

Ca将S固定为CaS，有助于弯折性的改善、抗延迟断裂特性的改善。因此，优选Ca含量为0.0002％以上。更优选为0.0005％以上，进一步优选为0.0010％以上。但是，如果大量添加Ca，则表面品质、弯折性会劣化，因此，期望Ca含量为0.0040％以下。更优选为0.0035％以下，进一步优选为0.0020％以下。

Ce：0.0002～0.0040％

Ce与Ca同样，将S固定，有助于弯折性的改善、抗延迟断裂特性的改善。因此，优选Ce含量为0.0002％以上。更优选为0.0004％以上，进一步优选为0.0006％以上。但是，如果大量添加Ce，则表面品质、弯折性会劣化，因此，期望Ce含量为0.0040％以下。更优选为0.0035％以下，进一步优选为0.0020％以下。

La：0.0002～0.0040％

La与Ca同样，将S固定，有助于弯折性的改善、抗延迟断裂特性的改善。因此，优选La含量为0.0002％以上。更优选为0.0004％以上，进一步优选为0.0006％以上。但是，如果大量添加La，则表面品质、弯折性会劣化，因此，期望La含量为0.0040％以下。更优选为0.0035％以下，进一步优选为0.0020％以下。

Mg：0.0002～0.0030％

Mg将O固定为MgO，有助于抗延迟断裂特性的改善。因此，优选Mg含量为0.0002％以上。更优选为0.0004％以上，进一步优选为0.0006％以上。但是，如果大量添加Mg，则表面品质、弯折性会劣化，因此，期望Mg含量为0.0030％以下。更优选为0.0025％以下，进一步优选为0.0010％以下。

Sb:0.002～0.1％

Sb抑制钢板表层部的氧化、氮化，由此抑制C、B的表层中的含量的减少。另外，通过抑制C、B的含量的上述减少，从而在抑制钢板表层部的铁素体生成、实现高强度化的同时，改善抗延迟断裂特性。从这样的观点出发，期望Sb含量为0.002％以上。更优选为0.004％以上，进一步优选为0.006％以上。但是，如果Sb含量大于0.1％，则铸造性会劣化，另外会向旧γ晶界偏析，剪切端面的抗延迟断裂特性会劣化。因此，期望Sb含量为0.1％以下。更优选为0.04％以下，进一步优选为0.03％以下。

Sn:0.002～0.1％

Sn抑制钢板表层部的氧化、氮化，由此抑制C、B的表层中的含量的减少。另外，通过抑制C、B的含量的上述减少，从而在抑制钢板表层部的铁素体生成、实现高强度化的同时，改善抗延迟断裂特性。从这样的观点出发，期望Sn含量为0.002％以上。更优选为0.004％以上，进一步优选为0.006％以上。但是，如果Sn含量大于0.1％，则铸造性会劣化。另外，Sn会向旧γ晶界偏析，剪切端面的抗延迟断裂特性会劣化。因此，期望Sn含量为0.1％以下。更优选为0.04％以下，进一步优选为0.03％以下。

上述以外的剩余部分为Fe和不可避免的杂质。另外，在包含小于下限值的上述任意成分的情况下，所包含的小于下限值的任意元素不会损害本发明的效果。因此，在包含小于下限值的上述任意成分的情况下，将上述任意元素视为不可避免的杂质。

接下来，对本发明的钢板的钢组织进行说明。

铁素体：6～90％

为了确保高延展性，铁素体以面积率计为6％以上。从确保高延展性的观点出发，铁素体以面积率计优选为8％以上，进一步优选大于10％。但是，铁素体过度增加，则会导致强度降低，抑制上贝氏体的生成，因此，铁素体以面积率计为90％以下。从确保强度的观点出发，铁素体以面积率计优选为85％以下，进一步优选为70％以下。在此，铁素体指的是多边形的铁素体。

由上贝氏体、新鲜马氏体、回火马氏体、下贝氏体、残留γ的1种或2种以上构成的组织：10～94％

为了确保规定的强度、延展性，作为多边形铁素体以外的剩余部分的上贝氏体、新鲜马氏体、回火马氏体、下贝氏体、残留γ的合计面积率为10～94％。对于下限，优选为15％以上，更优选为30％以上。可以认为，上贝氏体、新鲜马氏体、回火马氏体、下贝氏体的各组织的面积率大多在以下范围。上贝氏体以面积率计为1～30％。新鲜马氏体以面积率计为0～10％。回火马氏体以面积率计为2～60％。下贝氏体以面积率计为2～70％。

残留γ：3～20％

为了确保高延展性，相对于钢组织整体，残留γ以体积率计为3％以上。更优选为6％以上，进一步优选为8％以上。该残留γ量中包含与上贝氏体邻接而生成的残留γ和马氏体、与下贝氏体邻接而生成的残留γ这两者。残留γ的量过度地增加，则会导致强度降低、拉伸法兰成型性的降低、抗延迟断裂特性的劣化。因此，将残留γ的体积率设为20％以下。更优选为15％以下。另外，“体积率”可以视为“面积率”。

与粒子宽度为0.17～0.80μm、长径比为4～25的残留γ_UB相接而存在的宽度0.8～7μm、长度2～15μm、长径比为2.2以上的上贝氏体的面积率S_UB相对于由上贝氏体、新鲜马氏体、回火马氏体、下贝氏体、残留γ的1种或2种以上构成的组织的面积率S_2nd的比率：(S_UB/S_2nd)×100(％)为2.0～15％

在后述制造方法中，通过在冷却过程的500～405℃的中间温度区域进行保持，可以以规定量确保与几乎不含碳化物的上贝氏体(贝氏体铁素体)邻接而生成的残留γ_UB。该残留γ_UB粒子的粒子宽度为0.17～0.80μm、长径比为4～25。通过使残留γ_UB与粗大的上贝氏体邻接，从而使上贝氏体中的C向残留γ_UB移动，可以局部地进行稠化。其结果是，该上贝氏体由于基本不含固溶C，所以不易受到热影响。另外，通过使上贝氏体邻接的残留γ_UB排出碳，从而可以生成不易受到热影响的残留γ。另外，对耐HAZ软化特性的提高有效的上贝氏体与残留γ_UB相接存在，其宽度为0.8～4μm、长度为2～15μm、长径比为2.2以上。需要控制该上贝氏体的面积率S_UB相对于由新鲜马氏体、回火马氏体、下贝氏体、残留γ的1种或2种以上构成的组织的合计面积率S_2nd的比率，在本发明中，通过使比率：(S_UB/S_2nd)×100(％)为2.0％以上，从而使耐HAZ软化特性提高。另外，延展性提高。从提高耐HAZ软化特性的观点出发，(S_UB/S_2nd)×100(％)优选为3.0％以上。另一方面，上贝氏体的面积率S_UB过多，则会导致母材的大幅度的强度降低。另外，还会导致延展性、拉伸法兰成型性、抗延迟断裂特性的劣化。因此，将(S_UB/S_2nd)×100(％)设为15％以下。优选为12％以下，更优选为10％以下。应予说明，上述面积率S_UB、S_2nd是指钢组织整体中的面积率。

存在于由上贝氏体、新鲜马氏体、回火马氏体、下贝氏体、残留γ的1种或2种以上构成的组织内部的、长径比为3.5以下、圆等效粒径为0.02～0.25μm的粒子的分布密度N_θ为7个/μm²以下(包含0个/μm²)

存在于由上贝氏体、新鲜马氏体、回火马氏体、下贝氏体、残留γ的1种或2种以上构成的组织内部的、长径比为3.5以下、圆等效粒径为0.02～0.25μm的粒子主要是碳化物。该碳化物分布较密的区域为硬质的回火马氏体和/或下贝氏体，容易因热影响而软化。因此，从使耐HAZ软化特性提高的观点出发，存在于由上贝氏体、新鲜马氏体、回火马氏体、下贝氏体、残留γ的1种或2种以上构成的组织内部的、长径比为3.5以下、圆等效粒径为0.02～0.25μm的粒子的分布密度N_θ为7个/μm²以下。优选为6个/μm²以下，更优选为、4个/μm²以下。该粒子的分布密度的下限没有特别限定，期望为0个/μm²。应予说明，该碳化物在320℃以下的温度区域的冷却速度过快的情况、在250℃以下的低温的保持时间过长的情况下，会显著生成。

存在于由上贝氏体、新鲜马氏体、回火马氏体、下贝氏体、残留γ的1种或2种以上构成的组织内部的、长径比为3.6～15、粒子宽度为0.14～0.30μm的粒子的分布密度N_Fine为0.03～0.4个/μm²(优选条件)。

存在于由上贝氏体、新鲜马氏体、回火马氏体、下贝氏体、残留γ的1种或2种以上构成的组织内部的、长径比为3.6～15、粒子宽度为0.14～0.30μm的粒子主要是下贝氏体内(包含外周部)中生成的残留γ。该粒子具有提高延展性的效果、使耐HAZ软化特性提高效果这两者。为了得到其效果，存在于由上贝氏体、新鲜马氏体、回火马氏体、下贝氏体、残留γ的1种或2种以上构成的组织内部的、长径比为3.6～15、粒子宽度为0.14～0.30μm的粒子的分布密度N_Fine优选为0.03个/μm²以上。更优选为0.04个/μm²以上。进一步优选为0.05个/μm²以上。该粒子过度地增加，则会导致λ的降低，因此，该粒子的分布密度N_Fine优选为0.4个/μm²以下。更优选为0.3个/μm²以下。

圆等效粒径为1.3～20μm、长径比为3以下的粒子的合计面积率：S_γBlock为5％以下(包含0％)

该组织主要是新鲜马氏体。由现有的奥氏体回火处理而得到的TRIP钢中，该粒子多、耐HAZ软化特性劣化。在退火后的冷却工序中，迅速冷却至405℃以下，进而在320℃以下的低温区域适度地以缓慢的冷却速度冷却至270℃以下，从而可以减少该块状组织。为了得到优异的耐HAZ软化特性，需要使圆等效粒径为1.3～20μm、长径比为3以下的粒子的合计面积率：S_γBlock为5％以下。更优选为4％以下，进一步优选为3％以下。

接下来，对钢组织的测定方法进行说明。

铁素体、残留γ_UB、上贝氏体的形态和面积率的测定按以下方法进行：切出与轧制方向平行的板厚剖面，在镜面研磨后，以3vol.％硝酸酒精溶液(nital)腐蚀，在1/4厚度位置用SEM以5000倍观察8个视野。铁素体内部几乎没有碳化物，是以长径比小于2.2的等轴的多边形铁素体为对象的。SEM中，为看上去黑色最重的区域。残留γ_UB在SEM中为白色的粒子。上贝氏体与铁素体同样，内部几乎没有碳化物，在SEM(Scanning elenctron microscope)中为看上去是黑色的区域。将长径比≥2.2的区域分类为上贝氏体(贝氏体铁素体)，算出面积率S_UB。在此，对于长径比，如图2所示，求出粒子长度最长的长轴长度a，将与之垂直的方向上将粒子横切最长时的粒子长度作为短轴长度b，将a/b作为长径比。另外，多个粒子互相接触的情况下，以各个粒子相接的区域大致均等分割的方式，在图2所示的虚线的位置分割，测定各个粒子的尺寸。

由上贝氏体、新鲜马氏体、回火马氏体、下贝氏体、残留γ的1种或2种以上构成的组织的面积率S_2nd以与铁素体同样的手法进行测定。该面积率为上述铁素体以外的区域的面积率。在此，碳化物的面积率非常地少，因此也包含在上述面积率中。

残留γ的体积率通过对离表层1/4厚度位置进行化学研磨，利用X射线衍射求出。入射X射线中，使用Co-Kα线源，根据铁素体的(200)、(211)、(220)面与奥氏体的(200)、(220)、(311)面的强度比，计算残留奥氏体的面积率。在此，残留γ无规分布，因此，X射线衍射求出的残留γ的体积率与钢组织中的残留γ的面积率相等。

存在于由上贝氏体、新鲜马氏体、回火马氏体、下贝氏体、残留γ的1种或2种以上构成的组织内部的、长径比为3.5以下、圆等效粒径为0.02～0.25μm的粒子的分布密度N_θ也同样地根据SEM照片求出。成为分布密度的测定的对象的区域为上述组织，不含铁素体。即，求出存在于上述组织的内部(包含外周)的该尺寸的粒子的个数，将其值除以上述组织的面积，求出分布密度N_θ。

另外，对于圆等效粒径(圆等效粒子直径)，用SEM观察各粒子，求出其面积率，算出圆等效粒径，作为圆等效粒径。

存在于由上贝氏体、新鲜马氏体、回火马氏体、下贝氏体、残留γ的1种或2种以上构成的组织的内部的、长径比为3.6～40、粒子宽度为0.14～0.30μm的粒子的分布密度N_Fine也同样地根据SEM照片求出。成为分布密度的测定的对象的区域为上述组织，不含铁素体。即，求出存在于上述组织的内部(包含外周)的该尺寸的粒子的个数，将其值除以上述组织的面积，求出分布密度N_Fine。

圆等效粒径为1.3～20μm、长径比为3以下的粒子的合计面积率S_γBlock也同样地根据SEM照片求出。

另外，SEM照片的一个例子示于图1。

对于图1的观察中使用的钢板，将0.18％C-1.5％Si-2.8％Mn钢以20℃/s加热至630℃后，以3℃/s的恒定的加热速度加热至630～800℃。在800℃で退火后，以20℃/s的恒定的冷却速度冷却至450℃，然后，在450℃等温保持30sec后，以15℃/s的恒定的冷却速度进行冷却，直至320℃，之后从320℃至270℃为止，以6℃/s进行冷却，进而从270℃至200℃为止，以5℃/s进行冷却，到达200℃后，立即以15℃/s加热至400℃，在400℃保持10min，之后以10℃/s冷却至100℃以下，从而得到。对轧制方向的垂直剖面的1/4厚度位置进行研磨后，以3％硝酸酒精溶液进行腐蚀，通过SEM进行观察。

根据SEM照片，将上贝氏体、新鲜马氏体、回火马氏体、下贝氏体、残留γ分离评价。上贝氏体(a)几乎不含碳化物，内部几乎看不到筋状的形变(LAS界面)，与铁素体基本相同，是黑色的宽度0.8～7μm、长度2～15μm、长径比为2.2以上的组织。粒子宽度为0.17～0.80μm、长径比为4～25的粒子为残留γ_UB(b)。回火马氏体(c)为在组织内部每1μm²包含2.0～20个长径比为3.5以下且以等效圆直径计为0.02～0.25μm的微细的碳化物的区域。下贝氏体(d)为在组织的内部每1μm²包含0～4个粒子宽度为0.14～0.30μm、长径比为3.6～15的膜状的粒子，每1μm²包含0～1.9个长径比为3.5以下且以等效圆直径计为0.02～0.25μm的微细的碳化物的区域。回火马氏体、下贝氏体内部可以在内部确认到筋状的形变(LAS界面)，与铁素体、上贝氏体相比，为略呈现灰色的颜色。新鲜马氏体(e)为块状的白色粒子，长径比大约3以下、圆等效粒径为0.26μm以上。e中也混有一部分块状的γ。几乎不生成碳化物、且长径比为2.1以下的黑色区域为多边形铁素体(f)。

本发明的钢板的拉伸强度优选为590MPa以上。更优选为980以上，进一步优选为1180MPa以上。对于拉伸强度的上限，从兼顾其它特性的观点出发，优选为1600MPa以下，更优选为1450MPa以下。

另外，本发明的钢板可以在钢板表面具有锌镀覆层。应予说明，作为锌镀覆层，可以包含合金化处理而成的合金化锌镀覆层。

接下来，对本发明的钢板的制造方法进行说明。

热轧

对于钢坯材的热轧，有将坯材加热后轧制的方法、不对连续铸造后的坯材加热而直接轧制的方法、对连续铸造后的坯材施加短时间加热处理而轧制的方法等。热轧按照常规方法实施即可，例如可以是坯材加热温度为1100～1300℃、均热温度为20～300min、精轧温度为Ar₃转变点～Ar₃转变点+200℃、卷绕温度为400～720℃。卷绕温度从抑制板厚变动、确保稳定在高强度的观点出发，优选为430～530℃。

冷轧

冷轧中，轧制率为30～85％即可。从确保稳定在高强度、减小各向异性的观点出发，轧制率优选为45～85％。应予说明，在轧制负荷高的情况下，可以在450～730℃以CAL(连续退火线)、BAF(箱退火炉)实施软质化的退火处理。

连续退火线上的退火

对具有规定的成分组成的钢坯材施加热轧和冷轧后，在连续退火线上，按以下规定的条件实施退火。退火设备没有特别限定，从确保生产性和期望的加热速度和冷却速度的观点出发，优选在连续退火线(CAL)或连续熔融锌镀覆线(CGL)实施。

660～740℃的温度范围的加热速度：1～6℃/s

在该温度区域以1～6℃/s缓慢加热，从而提高耐HAZ软化特性。如果该温度区域的加热速度过快，则会从重结晶前的状态由逆相变而生成奥氏体，奥氏体会过剩地微细化。微细分散的奥氏体中，即使在之后的冷却过程中保持在450℃附近，也无法充分地生成粗大的上贝氏体，无法表达由保持带来的耐HAZ软化特性的改善效果。为了得到这样的效果，660～740℃的温度范围的加热速度需要为6℃/s以下。优选为5℃/s以下。如果加热速度过慢，则会损害生产性，因此为1℃/s以上。优选为2℃/s以上。

740～770℃的温度范围的加热速度：1～6℃/s

在该温度区域以1～6℃/s缓慢加热，从而提高耐HAZ软化特性。如果该温度区域的加热速度过快，则奥氏体的核生成尺寸会过量地增加，奥氏体会过剩地微细化。微细分散的奥氏体中，即使在之后的冷却过程中保持在450℃附近，也无法充分地生成粗大的上贝氏体，无法表达由保持带来的耐HAZ软化特性的改善效果。优选为5℃/s以下。

退火温度：770～850℃

为了确保规定的面积率的回火马氏体和/或贝氏体、规定的体积率的残留γ，将退火温度设为770～850℃。如果退火温度低于770℃，则上贝氏体的量S_UB会降低，耐HAZ软化特性会降低。如果退火温度高于850℃，则铁素体的生成量会降低，延展性会降低。

770～850℃的退火温度下的退火中的露点为-45℃以上(优选条件)

通过将770～850℃的退火温度下的退火中的露点控制在-45℃以上，可以促进表层中的脱碳层的生成，存在于由上贝氏体、新鲜马氏体、回火马氏体、下贝氏体、残留γ的1种或2种以上构成的组织内部的、长径比为3.5以下、圆等效粒径为0.02～0.25μm的粒子(主要是碳化物)的分布密度N_θ会减少。其结果是，表层中的过剩的回火软化得到抑制，耐HAZ软化特性提高。为了得到这样的效果，优选使770～850℃的退火温度下的退火中的露点为-45℃以上，进一步优选为-40℃以上，进一步优选为-35℃以上。应予说明，在大于10℃的露点中，有可能由于拾取等导致辊劣化，因此露点优选为10℃以下。

770～700℃的温度范围的平均冷却速度：1～2000℃/s

退火后，在770～700℃的温度范围以平均冷却速度：1～2000℃/s进行冷却。如果平均冷却速度比1℃/s更慢，则铁素体会大量生成，且会导致上贝氏体的量S_UB降低、强度降低、耐HAZ软化特性降低、λ降低。更优选为3℃/s以上。另一方面，如果平均冷却速度过快，则板形状会恶化，因此为2000℃/s以下。优选为100℃/s以下，更优选小于30℃/s。

700～500℃的温度范围的平均冷却速度：8～2000℃/s

在700～500℃的温度范围，以8℃/s以上进行冷却。如果平均冷却速度比8℃/s更慢，则铁素体会大量生成，且会导致上贝氏体的量S_UB降低、强度降低、耐HAZ软化特性降低、λ降低。更优选为10.0℃/s以上。另一方面，如果平均冷却速度过快，则板形状会恶化，因此为2000℃/s以下。优选为100℃/s以下，更优选小于30℃/s。

锌镀覆处理或合金化锌镀覆处理(优选条件)

在700～500℃的温度范围的平均冷却速度：8～2000℃/s的冷却与后述500～405℃的温度范围的13～200sec的保持之间，可以进行锌镀覆处理或合金化锌镀覆处理。锌镀覆处理优选如下进行，即，将钢板浸渍在440℃～500℃的熔融锌镀覆浴中，之后，通过气体擦拭等调节镀覆附着量，从而进行。进而，在使锌镀覆合金化时，优选在460℃～580℃的温度区域停留1秒～120秒，进行合金化。应予说明，在700～500℃的温度范围的平均冷却速度：8～2000℃/s的冷却后，可以根据需要加热，成为500℃以上的温度。另外，锌镀覆优选使用Al量为0.08质量％～0.25质量％的锌镀覆浴而形成。另外，可以对锌镀覆后的钢板实施树脂、油脂涂布等各种涂装处理。

500～405℃的温度范围下的保持时间：13～200sec

通过在该温度区域下保持规定时间，从而能够生成几乎不产生碳化物析出的上贝氏体。另外，与之邻接，可以生成C的稠化量高的残留γ_UB。通过该温度区域中的保持，可确保(S_UB/S_2nd)×100(％)为2.0％以上，改善耐HAZ软化特性。从这样的观点出发，将500～405℃的温度范围的保持时间设为13sec以上。优选为15sec以上。另一方面，即使保持时间大于200sec，贝氏体的生成仍会停滞，如果保持大于200sec，则向块状的未转变γ的碳稠化会进行，导致块状组织的残留量的增加。其结果是，耐HAZ软化特性会劣化。因此，将500～405℃的温度范围中的保持时间设为13～200sec。从提高拉伸法兰成型性的观点出发，优选将500～405℃的温度范围中的保持时间设为100sec以下。应予说明，该温度区域中的保持是对应于使该温度范围中的平均冷却速度减少到7.3℃/s以下。从提高延展性的观点出发，保持的温度区域优选为410℃以上，进一步优选为430℃以上。另外，优选为490℃以下，进一步优选为480℃以下。

从405℃至170～270℃的范围的冷却停止温度Tsq为止的平均冷却速度：1～50℃/s

在从405℃至170～270℃的范围的冷却停止温度Tsq为止的温度范围，适度地缓慢冷却。由此，与马氏体、下贝氏体的生成同时，使与碳邻接的γ稠化，可以抑制长径比为3.5以下、圆等效粒径为0.02～0.25μm的碳化物的生成，并且可以抑制圆等效粒径为1.3～20μm、长径比为3以下的块状的新鲜马氏体的生成，使马氏体、下贝氏体软质化，得到耐HAZ软化特性的提高效果。另外，延展性也会提高。从这些观点出发，将该温度范围的平均冷却速度设为1～50℃/s。从抑制碳化物的生成的观点出发，期望该温度范围的平均冷却速度小于15℃/s，进一步优选小于10℃/s。

从405℃至170～270℃范围的冷却停止温度Tsq为止进行冷却的工序中的、320～270℃的范围的平均冷却速度：0.3℃/s以上且小于20℃/s(优选条件)

将碳从马氏体和/或下贝氏体分配到γ，为了抑制长径比为3.5以下、圆等效粒径为0.02～0.25μm的碳化物，使长径比为3.6～15、粒子宽度为0.14～0.30μm的粒子的分布密度N_Fine为0.03～0.4个/μm²，优选在320～270℃的范围缓慢冷却。从这样的观点出发，该温度区域的冷却速度期望为0.3℃/s以上且小于20℃/s，进一步期望为0.3℃/s以上且小于10℃/s。

冷却停止温度Tsq：170～270℃

为了使圆等效粒径为1.3～20μm、长径比为3以下的粒子的合计面积率S_γBlock为5％以下，为了确保残留γ量，需要使冷却停止温度Tsq为170～270℃的范围。

从冷却停止温度Tsq至350℃为止的温度范围的平均加热速度：2℃/s以上

进而，通过在从冷却停止温度Tsq至350℃为止的温度范围以短时间进行加热，从而可以抑制碳化物析出，确保高延展性。因此，将从冷却停止温度Tsq至350℃为止的温度范围的平均加热速度设为2℃/s以上。从这样的观点出发，平均加热速度期望为5℃/s以上，进一步期望为10℃/s以上。上述平均加热速度的上限没有特别限定，优选为50℃/s以下，更优选为30℃/s以下。

从退火后的冷却至平均加热速度：2℃/s以上的加热的工序中的、170～250℃的温度范围的停留时间：50s以下

在250℃以下的温度区域保持的、马氏体和/或下贝氏体内的C对γ的扩散延迟，碳化物析出会进行。其结果是，这些组织会硬质化，耐HAZ软化特性会劣化。因此，从退火后的冷却至后述平均加热速度：2℃/s以上的加热的工序中的、170～250℃的温度范围的停留时间需要为50s以下。应予说明，从这样的观点出发，停留时间优选设为30s以下。

350～500℃的保持时间：20～3000sec

对通过中间保持(在500～405℃的温度范围保持13～200sec)而生成的残留γ_UB、马氏体、下贝氏体邻接而生成的残留γ分配C，使它们稳定化，提高延展性和耐HAZ软化特性的观点出发，作为未转变γ，将块状分布的区域通过贝氏体转变进行细分化，从提高λ的观点出发，在350～500℃的温度区域保持20～3000sec。从进一步提高延展性的观点出发，该温度区域的保持时间优选为240sec以上，从使耐HAZ软化特性提高的观点出发，进一步优选为300sec以上。

之后，冷却至室温，从表面粗度的调节、板形状的平坦化等使轧制成型性稳定化的观点出发，从使屈服强度(YS)上升的观点出发，可以对钢板实施平整轧制。平整轧制伸长率优选为0.1～0.5％。另外，板形状可以用矫直机而平坦化。

应予说明，在700～500℃的温度范围以平均冷却速度：8～2000℃/s进行冷却的工序、在500～405℃的温度范围保持13～200sec的工序之间，在不进行锌镀覆处理或合金化锌镀覆处理的情况下，在350℃～500℃的温度范围保持20～3000sec的工序后，可以是实施锌镀覆处理或合金化锌镀覆处理(优选条件)。在实施锌镀覆处理的情况下，优选如下进行，即，将钢板浸渍在440℃～500℃的熔融锌镀覆浴中，之后，通过气体擦拭等调节镀覆附着量，从而进行。进而，在使锌镀覆合金化时，优选在460℃～580℃的温度区域停留1秒～120秒，进行合金化。从抑制残留γ分解的观点出发，更优选为550℃以下。锌镀覆优选使用Al量为0.08质量％～0.25质量％的锌镀覆浴而形成。另外，可以对锌镀覆后的钢板实施树脂、油脂涂布等各种涂装处理。

从改善拉伸法兰成型性的观点出发，在上述热处理后或平整轧制后，可以在100～300℃实施30sec～10天的低温热处理。通过该处理，从而会产生：在最终冷却时或平整轧制时生成的马氏体的回火、在退火时侵入钢板的氢从钢板离去。可以在低温热处理中使氢减少到小于0.1ppm。另外，可以实施电镀。实施电镀后，从减少钢中的氢的观点出发，优选实施上述低温热处理。

根据本发明例，可以确保作为拉伸成型和拉伸法兰成型混杂的复杂形状的零件的成型性的指标的、重要的TS×El≥17000MPa·％，可以抑制来自焊接部的HAZ部的断裂。

实施例1

将具有表1所示的成分组成的板厚1.4mm的冷轧钢板在表2所示的退火条件下处理，制造本发明的钢板和比较例的钢板。

应予说明，一部分钢板(冷轧钢板：CR)在于350℃～500℃的温度范围保持的工序后，施加熔融锌镀覆处理，制成熔融锌镀覆钢板(GI)。在此，将钢板浸渍在440℃～500℃的锌镀覆浴中，实施熔融锌镀覆处理，之后，通过气体擦拭等调节镀覆附着量。熔融锌镀覆使用Al量为0.10％～0.22％的锌镀覆浴。进而，对于一部分熔融锌镀覆钢板，在上述熔融锌镀覆处理后实施合金化处理，制成合金化熔融锌镀覆钢板(GA)。在此，在460℃～580℃的温度区域实施合金化处理。另外，对一部分钢板(冷轧钢板：CR)实施电镀，制成电锌镀覆钢板(EG)。

钢组织的测定以上述方法进行。测定结果示于表3。

从得到的钢板采取JIS5号拉伸试验片，实施拉伸试验(依据JIS Z2241)。TS和El示于表3。

另外，从得到的钢板采取2张轧制垂直方向上150mm、轧制方向上125mm(端面为研削处理)的钢板，以轧制方向对齐的方式将2张对接排列，在对接位置进行激光焊接。条件A为对接面彼此的间隙：0mm，条件B为对接面彼此的间隙：0.15mm。条件B中，熔融部的剖面积变小，因此是更严格的评价。激光焊接中，使用Nd-YAG激光，焦点位置上的光斑径：0.6mm，焦点位置：钢板上部4mm，保护气体为Ar，激光输出：4.2kW，焊接速度：3.7m/min。以焊接线与拉伸轴垂直、且位于试验片的长度中央的方式，从焊接部材采取JIS5号拉伸试验片(依据JISZ2241)，并实施。将断裂位置距焊接线2.0mm以上的情况(一部分大于2.0mm的情况)判定为母材断裂，将小于2.0mm、且龟裂沿焊接线进展而断裂的情况(在HAZ部分、熔融部分上龟裂进展)判定为焊接部断裂。将激光焊接条件A中的断裂形态为母材断裂的情况(○)判断为耐HAZ软化特性优异。

本发明例满足TS×El≥17000MPa·％，激光焊接部也可以使母材断裂。

应予说明，对于发明例，No.1、11、12、18、26、29、32、33、37中，(S_UB/S_2nd)×100(％)为3.0以上，N_θ为5个/μm²以下，N_Fine为0.03个/μm²以上，S_γBlock为5％以下，对接焊接中有间隙的条件B中，发生母材断裂，延展性满足TS×El≥19000MPa·％，特别优异。

[表2]

※下划线表示在本发明范围外。

*1：660～740℃的温度范围的加热速度

*2：740～770℃的温度范围的加热速度

*3：770～700℃的温度范围的平均冷却速度

*4：700～500℃的温度范围的平均冷却速度

*5：500～405℃的温度范围的保持时间

*6：405～冷却停止温度Tsq的温度范围的平均冷却速度

*7：320～270℃的温度范围的平均冷却速度

*8：退火后的冷却～加热过程中的170～250℃的温度范围的停留时间

*9：冷却停止温度Tsq至350℃为止的温度范围的平均加热速度

*10：350～500℃的温度范围的保持时间

*11：CR：冷轧钢板(无镀覆处理)，GA：合金化熔融锌镀覆钢板，GI：熔融锌镀覆钢板(无锌镀覆的合金化处理)，EG：电锌镀覆钢板

[表3]

※下划线表示在本发明范围外。○：母材断裂NG：焊接部断裂

*12：由上贝氏体、新鲜马氏体、回火马氏体、下贝氏体、残留γ的1种或2种以上构成的组织

实施例2

将具有表1所示的成分组成的板厚1.4mm的冷轧钢板在表4所示的退火条件下处理，制造本发明的钢板和比较例的钢板。

应予说明，700～500℃的温度范围的以平均冷却速度：8～2000℃/s进行冷却的工序与在500～405℃的温度范围保持13～200sec的工序之间，进行锌镀覆处理或合金化锌镀覆处理。在此，将钢板浸渍在440℃～500℃的锌镀覆浴中，实施熔融锌镀覆处理，之后，通过气体擦拭等调节镀覆附着量。熔融锌镀覆使用A1量为0.10％～0.22％的锌镀覆浴。进而，对于一部分熔融锌镀覆钢板，在上述熔融锌镀覆处理后实施合金化处理，制成合金化熔融锌镀覆钢板(GA)。在此，在460℃～580℃的温度区域实施锌镀覆的合金化处理。

对于得到的钢的钢组织的测定、拉伸试验和耐HAZ软化特性，以与实施例1同样的方法进行评价，将测定结果示于表5。

本发明例满足TS×El≥17000MPa·％，激光焊接部也可以使母材断裂。

应予说明，对于发明例，No.3中，(S_UB/S_2nd)×100(％)为3.0以上，N_θ为5个/μm²以下，N_Fine为0.03个/μm²以上，S_γBlock为5％以下，对接焊接中有间隙的条件B中，发生母材断裂，延展性满足TS×El≥19000MPa·％，特别优异。

产业上的可利用性

本发明具有高延展性和优异的耐HAZ软化特性，并且可以优选用于汽车、家电等中经历轧制成型工序而使用轧制成型用途。