CN100410409C - 耐氢脆化特性及加工性优异的超高强度薄钢板 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种耐氢脆化特性及加工性优异的超高强度薄钢板。以质量%计，满足：C：大于0.25～0.60%、Si：1.0～3.0%、Mn：1.0～3.5%、P：0.15%以下、S：0.02%以下、Al：1.5%以下(不包括0%)，剩余部由铁以及不可避免的杂质构成，加工率3%的拉伸加工后的金属组织，满足：对整个组织的面积率为：残余奥氏体：1%以上；贝氏体铁素体及马氏体：合计80%以上；铁素体及珠光体：合计9%以下(包括0%)；并且还满足所述残余奥氏体晶粒的平均轴比(长轴/短轴)：5以上；拉伸强度为1180MPa以上。

Description

耐氢脆化特性及加工性优异的超高强度薄钢板

技术领域

本发明涉及一种耐氢脆化特性(特别是成形加工后的耐氢脆化特性)以及加工性优异的超高强度薄钢板，特别涉及一种可抑制当拉伸强度在1180MPa以上时，成为问题的因放置裂纹、延迟破坏的氢脆化而引起的破坏，并且加工性优异的超高强度薄钢板。

背景技术

在由冲压成形加工或弯曲加工得到构成汽车或产业用机械等的高强度零部件时，要求供该加工用的钢板兼备优异的强度和延展性。近几年，随着汽车的更加轻量化等，对1180MPa以上的超高强度钢板的需求正在高涨，作为适应如此需求的钢板，尤其是TRIP(TRansformation InducedPlasticity；相变诱发塑性)钢板受到注目。

TRIP钢板是在奥氏体组织残留，马氏体相变开始温度(Ms点)以上的温度下，使之加工变形，由于应力，残余奥氏体(残余γ)诱发相变为马氏体，从而得到具有很大延伸的钢板。作为其种类可以举出几个，例如，众所周知的以多角形铁素体为母相，含有残余奥氏体的TRIP型复合组织钢(TPF钢)；以回火马氏体为母相，含有残余奥氏体的TRIP型回火马氏体钢(TAM钢)；以贝氏体铁素体为母相，含有残余奥氏体的TRIP型贝氏体钢(TBF钢)等。其中TBF钢是很早就为人所知的(例如非专利文献1等)，由硬质的贝氏体铁素体易于得到高强度，同时在其组织中，在板条状的贝氏体铁素体的边界处，容易生成细小的残余奥氏体，这样的组织形态具有可带来非常优异的延伸的特征。另外，TBF钢在制造上具有进行1次热处理(连续退火工序或镀覆工序)就可被容易地制造这一优点。

然而在1180MPa级以上的超高强度范围，众所周知，和其它的高强度钢材一样在TRIP钢板中，也会重新出现因氢脆化而产生的延迟破坏这一弊病。延迟破坏是在高强度钢中，从腐蚀环境或者从气氛中产生的氢，扩散到位错、气孔、晶界等的缺陷部，使材料脆化，在赋予应力的情况下，发生破坏的现象，其结果，带来金属材料的延展性和韧性下降等的弊病。

众所周知，历来被大量用于螺栓、PC钢线和输送管线用途上的高强度钢，当其拉伸强度为980MPa以上时，由于氢向钢中侵入，而会发生氢脆化(酸洗脆性，镀覆脆性，延迟破坏等)。因此，作为提高耐氢脆化特性的技术，几乎都是以所述螺栓等用途的钢材为对象的。例如在非专利文献2中公开了，如果金属组织以回火以马氏体为主体，添加显示抗回火软化性的元素Cr、Mo、V，则对提高耐延迟破坏性有效。这是一种通过使合金碳化物析出，作为氢的捕捉区而有效地使用，使延迟破坏形态从晶界转移到晶内从而抑制破坏的技术。

但是在薄钢板的场合，以前，从加工性和可焊性的观点出发780MPa以上的钢板基本不被使用，另外，由于板厚很薄，即使氢侵入，在短时间内即可被放出，所以氢脆化几乎不被视为一个问题等，因此，没有对氢脆化作出积极的对策。可是最近，如上所述，从汽车的轻量化和提高冲撞安全性的必要性出发，对缓冲器，冲击梁等的加强材料和座椅导轨等要求强度更高。并且，对冲压成形和弯曲加工后的支柱(框架)等零部件也要求高强度化。因而，作为获得这些零部件所需的980MPa以上的超高强度钢板的需求正在提高，随之而来的是迫近需要确实提高该超高强度钢板的耐氢脆化特性。

在实现提高超高强度钢板的耐氢脆化特性时，可以考虑借用有关所述螺栓用钢等的技术，不过，例如在所述非专利文献2的情况，C的量是0.4％以上并且含有大量合金元素，如果将该文献的技术用于薄钢板的话，则不能确保薄钢板所要求的加工性。另外，因为合金碳化物的析出，需要数小时以上的析出热处理，所以在制造性方面也有问题。因此，为了提高薄钢板的耐氢脆化特性需要确立独自的技术。

另外，一般来讲，作为高强度钢材，在一直采用的淬火(回火)马氏体钢的情况下，能够比较容易地达到高强度，可是，要提高没有偏差的加工性，就必须设置回火工序，而且要严密调整该工序的温度和时间。并且，产生回火脆性的危险性增大，难以确实地确实提高加工性。作为提高了延展性的材料，还可以举出马氏体和铁素体的复合组织钢等，但在这些钢中由于混在硬相和软相，所以切口敏感性很强，使得难于充分提高耐氢脆化特性。

另外，在含有这些马氏体钢的情况下，氢起因的延迟破坏，一般认为是氢富集在旧奥氏体晶界等处形成空隙，以该部分为起点而产生的，为了降低延迟破坏的敏感性，一般采用的解决方法是将作为氢的捕捉区的碳化物等均等且微细分散，降低扩散性氢的浓度。可是即使将这些碳化物等作为氢的捕捉区使之大量分散，捕捉能力也是有限的，所以不能充分地抑制以氢为起因的延迟破坏。

目前为止，作为提高钢板的耐氢脆化特性的技术，在专利文献1中，提出如果使以Ti、Mg为主体的氧化物存在的话，则能够抑制氢缺陷。可是该技术是一种以厚钢板为对象，考虑高热能焊接接后的延迟破坏的技术，并不是对用薄钢板制造的汽车零部件等的使用环境(例如腐蚀环境等)进行了充分考虑的技术。并且也不是充分考虑了加工性的技术。

在专利文献2中提出，如果控制Mg的氧化物，硫化物，复合晶出物或者复合析出物的分散形态(来自平均粒径的标准偏差和平均粒径)、残余奥氏体的体积率及钢板强度的相互关系的话，则能够同时提高延展性和成形加工后的耐延迟破坏特性。可是，仅仅依靠由析出物形态控制的捕捉效果，难以提高在由钢板的腐蚀而产生氢的环境下的耐氢脆化特性。

然而，以前认为，残余奥氏体会给耐氢脆化特性带来不好的影响，所以有被降低的倾向，可是近年，残余奥氏体已被作为有助于耐氢脆化特性提高的组织，所以具有残余奥氏体的TRIP钢正不断引人注目。

例如在非专利文献3及非专利文献4中，讨论了TRIP钢的耐氢脆化特性，其中，公开了特别是TBF钢的氢吸收量很大，若观察TBF钢断面，即可知因氢吸收而引起的准解理断裂破坏被抑制。然而，该文献中披露的TBF钢的延迟破坏特性，至因阴极充填试验而产生裂纹为止的时间不过1000秒左右，很难说是充分考虑了诸如汽车用零部件等在长时间内恶劣的使用环境之后的结果。另外，上述文献的热处理条件，由于其加热温度设定得很高，因而存在实际机械的生产效率差等的情况，迫切需要开发在生产效率上也优异的新的TBF钢。此外，还存在由于进行冲压成形等，使得耐氢脆化特性下降的问题。

专利文献1特开平11-293383号

专利文献2特开2003-166035号

非专利文献1 NISSHIN STEEL TECHNICAL REPORT(日新制钢技报)，No.43，Dec.1980，p.1-10

非专利文献2“解明延迟破坏的新展开”(日本钢铁协会，1997年1月发行)p.111～120

非专利文献3北条智彦，他5名，“超高强度低合金TRIP钢的氢脆性(第1报氢吸收特性和延展性)”，日本材料学会第51期学术讲演会讲演论文集，2002年，第8卷，p.17-18

非专利文献4北条智彦，他5名，“涉及超高强度低合金TRIP钢的氢脆性的奥氏体等温淬火处理温度的影响”，CAMP-ISIJ，2003年，第16卷，p.568

发明内容

如上所述，在含有残余奥氏体的TRIP钢板中，到现在为止几乎还没有一种如下所述的事例，即在零部件成形时发挥出色的加工性，并且又充分考虑到诸如汽车用零部件，在其成形加工后长时间的严酷使用环境，从而对成形加工后的氢脆化采取对策的开发事例。

本发明是鉴于所述情况的发明，其目的在于，提供一种将钢板成形为零部件后，在长时间的恶劣使用环境下发挥优异的耐氢脆化特性，并且加工性进一步得到提高拉伸强度在1180MPa以上的超高强度薄钢板。

为了达到所述目的，本发明者们，对获得一种在成形加工后也显示出优异的耐氢脆化特性，并且又充分发挥在成形加工时具有TRIP钢板特征的优异的加工性的钢板，进行了锐意研究。其结果为，为了确保成形加工后优异的耐氢脆化特性，控制成形加工后的组织是至关重要，具体地说，发现拉伸加工后的金属组织，对整个组织的面积率，满足如下条件十分重要：

·残余奥氏体：1％以上；

·贝氏体铁素体及马氏体：合计80％以上；

·铁素体及珠光体：合计9％以下(包含0％)的同时，还满足

·所述残余奥氏体晶粒的平均轴比(长轴/短轴)：5以上。

即，本发明的耐氢脆化特性优异的第1超高强度薄钢板，满足：C：比0.25大～0.60％(质量％，成分组成以下相同)、Si：1.0～3.0％、Mn：1.0～3.5％、P：0.15％以下、S：0.02％以下、Al：1.5％以下(不包括0％)，剩余部由铁及不可避免的杂质组成，其特征在于：

加工率3％的拉伸加工后的金属组织，对整个组织的面积率，满足：

·残余奥氏体：1％以上，

·贝氏体铁素体及马氏体：合计80％以上，

·铁素体及珠光体：合计9％以下(包括0％)，并且还满足

·所述残余奥氏体晶粒的平均轴比(长轴/短轴)：5以上，

并且拉伸强度为1180MPa以上。

另外，本发明者们，从与上述不同的观点出发，进行锐意研究的结果为，找到了要确保成形加工后优异的耐氢脆化特性，重要的是需控制成形加工后的组织，具体成形加工后的组织满足以下全部条件：

·残余奥氏体：1％以上，

·所述残余奥氏体晶粒的平均轴比(长轴/短轴)：5以上，

·所述残余奥氏体晶粒的平均短轴长度：1μm以下，以及

·所述残余奥氏体晶粒间的最邻接距离：1μm以下。

如此控制组织，即使不过量添加合金元素，也可以充分提高超高强度钢板的耐氢脆化特性。此外，所谓“成形加工后”是指加工率3％的拉伸加工后，该拉伸加工的具体条件是，以室温单轴拉伸，赋予3％的应变(以下，将该加工率3％的拉伸加工后，简称为“加工”)。

即本发明的耐氢脆化特性优异的第2超高强度薄钢板，满足：C：比0.25大～0.60％、Si：1.0～3.0％、Mn：1.0～3.5％、P：0.15％以下、S：0.02％以下、Al：0.5％以下(不包括0％)，剩余部由铁及不可避免的杂质组成，其特征在于：加工率3％的拉伸加工后的金属组织对整个组织的面积率满足：

·残余奥氏体：1％以上；

·所述残余奥氏体晶粒的平均轴比(长轴/短轴)：5以上；

·所述残余奥氏体晶粒的平均短轴长度：1μm以下；并且满足

·所述残余奥氏体晶粒间的最邻接距离：1μm以下。

而且，拉伸强度为1180MPa以上。

根据本发明，能够生产性良好地制造一种超高强度薄钢板，即将钢板成形为零部件后，也能使从外部侵入的氢无害化，维持优异的耐氢脆化特性，并且在成形时发挥优异的加工性的拉伸强度为1180MPa以上的超高强度薄钢板，并且能够提供作为极难产生延迟破坏等的超高强度零部件，例如缓冲器，冲击梁等的加强材料和座椅导轨，支柱(框架)，骨架，构件等的汽车零部件。

附图说明

图1是实施例1的耐压破坏性试验中使用的零部件的概念立体图。

图2是模式性表示的实施例1的耐压破坏性试验状况的侧视图。

图3是用于实施例1的耐冲击特性试验的零部件的概念立体图

图4是所述图3的A-A断面图。

图5是模式性表示的实施例1的耐冲击特性试验状况的侧视图。

图6是实施例1的No.101(本发明例)的TEM观察照片例(倍率：15,000倍)。

图7是实施例1的No.120(比较例)的TEM观察照片例(倍率：15,000倍)。

图8是在实施例2的No.201(本发明例)的TEM观察照片例(倍率：15,000倍)。

图9是实施例2的No.220(比较例子)的TEM观察照片例(倍率：15,000倍)。

图10是表示残余奥氏体晶粒的平均轴比和氢脆化危险度指数之间的关系的图表。

图11是模式性表示的残余奥氏体晶粒间的最邻接间距的图。

图12是实施例3的No.301(本发明例)的TEM观察照片例(倍率：15,000倍)。

图13是实施例3的No.301(本发明例)的TEM观察照片例(倍率：60,000倍)。

图14是实施例3的No.313(比较例)的TEM观察照片例(倍率：15,000倍)。

图中：1，耐压破坏性试验用零部件(试验体)，2，5点焊位置，3金属模具，4耐冲击特性试验用零部件(试验体)，6落锤，7(耐冲击特性试验用)台

具体实施方式

(实施方式1)

本发明的第1超高强度薄钢板，满足：C：大于0.25～0.60％(质量％，成分组成以下相同)、Si：1.0～3.0％、Mn：1.0～3.5％、P：0.15％以下、S：0.02％以下、Al：1.5％以下(不包括0％)、Mo：1.0％以下(不包括0％)、Nb：1.0％以下(不包括0％)，剩余部由铁及不可避免的杂质组成，

(1)加工率3％的拉伸加工后的金属组织，对整个组织的面积率，满足：

·残余奥氏体：1％以上；

·贝氏体铁素体及马氏体：合计80％以上；

·铁素体及珠光体：合计9％以下(包括0％)的同时；还满足

·所述残余奥氏体晶粒的平均轴比(长轴/短轴)：5以上，

(2)钢中含有规定量的Mo及/或Nb的钢板。

各必要条件具有如下意义。

(加工率3％的拉伸加工后的金属组织)

规定加工率3％的拉伸加工后的组织，是因为假设实际的零部件的加工状况，对其进行多种实验的结果，以加工率3％进行拉伸加工时，实验室试验和实际的零部件裂纹的相关性为最好。

(对整个组织的面积率为，残余奥氏体：1％以上)

零部件成形后即使在长时间的恶劣的使用环境下，也能使其发挥良好的耐氢脆化特性，首先是在加工后的金属组织中残余奥氏体需要占有1％以上。残余奥氏体的优选为2％以上，更优选为3％以上。然而当加工后的残余奥氏体大量存在时，不能确保所要求的超高强度，所以建议其上限设为20％(优选为15％)。

(残余奥氏体晶粒的平均轴比(长轴/短轴)：5以上)

如果加工后的残余奥氏体是板条状，则氢捕捉能力远远大于碳化物，特别是发现该形状的平均轴比(长轴/短轴)：5以上时，能够使所谓由于大气腐蚀而侵入的氢实质上无害化，从而显著提高耐氢脆化特性。所述残余奥氏体的平均轴比，优选为10以上，更优选为15以上。

根据后述的FE-SEM/EBSP法，所述残余奥氏体也就是作为FCC相(面心立方晶格)被观察的区域。作为EBSP测量的一个具体例子，可以举出在板厚1/4的位置上，以与轧制面平行的面上的任意的测量区域(约50×50μm，测量间距0.1μm)为测量对象。另外，在研磨至该测量面时，为了防止残余奥氏体的相变，而使用电解研磨。其次，使用“具备EBSP检测器的FE-SEM”(详细后述)，向设置在SEM镜筒内的试样照射电子束。用高灵敏度照相机(Dage-MTI Inc.制VE-1000-SIT)拍摄被投影到屏幕上的EBSP图像，以图像形式放入计算机。然后用计算机进行图像解析，通过与用既知结晶系[残余奥氏体时为FCC相(面心立方)]模拟得到的图形相比较，将决定的FCC相做成彩图。这样求出被图示(mapping)了的区域的面积率，将其定为“残余奥氏体的面积率”。另外，所述解析的硬件及软件使用的是，TexSEM Laboratories Inc.的OIM(Orientation ImagingMicroscopyTM)系统。

还有，所述平均轴比的测量，是以TEM(Transmission ElectronMicroscope)进行观察(倍率1.5万倍)，测量在任意选择的3视野中存在的残余奥氏体晶粒的长轴和短轴，求出轴比，算出其平均值，将其作为平均轴比。

(贝氏体铁素体及马氏体：合计80％以上)

使钢中的晶界破坏的起点减少，确实地将扩散性氢浓度降低到无害化水平，并且为了容易地确保超高强度，则优选为不是将加工后的金属组织的母相作为被一般采用于高强度钢材的马氏体单相组织，而是将其作为以贝氏体铁素体为主体的“贝氏体铁素体和马氏体的双相组织”。

在所述马氏体单相组织的情况下，碳化物(例如片状渗碳体等)在晶界析出，容易产生晶界破坏，对此，若以贝氏体铁素体为主体的“贝氏体铁素体和马氏体的双相组织”，因为该贝氏体铁素体是硬质，所以与马氏体单相的情况相同，容易提高整体组织的强度，另外，因为在这个位错上大量的氢被捕捉，所以也能提高耐氢脆化特性。此外，通过使所述的贝氏体铁素体和后述的残余奥氏体存在，可具有能够防止作为晶界破坏起点的碳化物的生成，以及在板条状贝氏体铁素体的晶界上容易生成所述板条状残余奥氏体的优点。

因此，本发明中的必要条件在于，在加工率3％的拉伸加工后，也能确保该贝氏体铁素体和马氏体的双相组织为80％以上。优选为85％以上，更优选为90％以上。并且，其上限根据与其它组织(残余奥氏体)的平衡来决定，在不含有所述残余奥氏体以外的组织(铁素体等)时，其上限被控制在99％。

本发明中所述的贝氏体铁素体是板状铁素体，且位错密度高的下部组织，与所谓具有没有位错或极少位错的下部组织的多角形铁素体，通过SEM观察，被明确地进行了如下区分。

贝氏体铁素体组织的面积率以如下的方式求出。即，用硝酸乙醇溶液侵蚀钢材，使用SEM(Scanning Electron Microscope，扫描型电子显微镜)观察在制品板厚1/4位置，与轧制面平行的面的任意的测量区域(约50×50μm)(倍率：1500倍)，由此算出其面积率。

贝氏体铁素体在SEM照片上显示为深灰色(作为SEM，也有不能分开区别贝氏体铁素体、残余奥氏体、马氏体的情况)，而多角形铁素体在SEM照片中为黑色，是多角形形状，且内部不含有残余奥氏体和马氏体。

本发明中所使用的SEM，是具备“EBSP(Electron Back Scatterdiffraction Pattern)检测器的高分辨率型FE-SEM(Field Emission typeScanning Electron Microscope，Philips公司制，XL30S-FEG)”，具有在SEM观察区域的同时，由EBSP检测器进行解析的优点。在这里对EBSP法作一简单的说明，EBSP是将电子束照射试样表面，解析由此时产生的反射电子而得到的菊池花样，以此决定电子束入射位置的结晶方位的仪器，把电子束在试样表面进行2维扫描，测量各所定间距的结晶方位的话，就可以测量试样表面的方位分布。利用该EBSP观察，可具有如下优点，即能够根据色差识别在通常的显微镜观察中被判断为相同组织的且结晶方位差不同的板厚方向的组织。

(铁素体及珠光体：合计9％以下(包含0％))

加工后的金属组织，可以仅由所述组织(即，贝氏体铁素体+马氏体和残余奥氏体的混合组织)构成，但是在不损害本发明的作用的范围内，也可以含有作为其它组织的铁素体(这里所说的“铁素体”意指多角形铁素体，即，没有位错密度或有极少位错密度的铁素体)和珠光体。这些组织是在本发明的制造过程中必然残存的组织，但是，越少越好，本发明中抑制在9％以下。优选为低于5％，更优选为低于3％。

如此，为了确保在成形加工后也具有优异的耐氢脆化特性，可以列举，例如，使在成形加工前的钢板中所占的残余奥氏体为5％以上大量存在，和使残余奥氏体大量存在且微细分散的方法。此外，还可列举出，控制成形加工时的条件，使残余奥氏体难以发生相变等的方法(例如，以弯曲成形来加工，控制成形温度和应变速度)，其中，为了要将加工前后的残余奥氏体设定在大致一定的适量范围内，并且在确保其它特性(高强度等)的同时，提高其加工性和成形后的耐氢脆化特性，作为具体方法特别推荐满足以下(A)、(B)。

(A)使化学成分为高C系，提高残余奥氏体中的C浓度。

由于钢板变形(加工)残余奥氏体相变为马氏体，可是，若残余奥氏体中C量高，则其变得稳定，难以产生超过必要的相变。其结果，能确保成形加工后的残余奥氏体，维持优异的耐氢脆化特性。

本发明为了得到如此的效果，使含C量超过0.25％。C是确保1180MPa以上的高强度所必需的元素。优选为0.27％以上，更优选为0.30％以上。但是，从确保耐蚀性的观点出发，在本发明中把C量抑制在0.60％以下。优选为0.55％以下，更优选为0.50％以下。

这样，推荐提高钢板中的C含量，使残余奥氏体中的C浓度(CγR)为0.8％以上。若将CγR控制在0.8％以上，则还可有效地提高延伸。优选为1.0％以上，更优选为1.2％以上。虽然优选所述CγR为高，可是，实际操作上一般考虑可能调整的上限大概为1.6％。

(B)使残余奥氏体的形状形成微细化且为板条状。

若使残余奥氏体的形状形成微细化且为板条状，则因为在加工时不会超出必要的相变，所以能确保残余奥氏体。

在现有的TRIP钢中，尽管残余奥氏体大量存在，但在耐氢脆化特性方面仍有不令人满意的情况，作为其理由可以举出，在现有的TRIP钢中存在的残余奥氏体，因为一般为微米级块状，所以加载应力时容易相变为马氏体，因其形状易于成为机械性破坏的起因。本发明者们在研究后得知，如果使残余奥氏体成板条，即使同样的变形量，与以前的块状残余奥氏体相比，也不容易相变为马氏体，很稳定。作为该现象的机理，可以推测为是源于形状作用的应力施加状况和空间束缚的差所至，但还没有被完全弄清。另外，加工时的残余奥氏体的稳定化，不是影响TRIP钢板的诱发相变加工性下降的因素。如上所述，本发明阐述了若使残余奥氏体形成板条状并且微细化，几乎不使残余奥氏体减少，能够有效地进行诱发相变，具有优异的加工性。

具体地讲，如果形成残余奥氏体晶粒的平均轴比(长轴/短轴)是5以上(优选为10以上，更优选为15以上)的板条状的残余奥氏体，加工时残余奥氏体的减少就会很少，而且即使在加工后，也能容易达到残余奥氏体晶粒的平均轴比(长轴/短轴)为5以上，充分发挥残余奥氏体本来具有的氢吸收能力，从而能大幅度提高耐氢脆化特性。另一方面，从提高耐氢脆化特性的观点出发，对所述平均轴比的上限不做特别规定，不过，为了在加工时为了有效地发挥TRIP效果，则需要一定程度的残余奥氏体的厚度，如果考虑此点，则优选为把上限定为30，更优选为20以下。

在本发明优选的实施方式中，为了使残余奥氏体微细化，而使之含有Mo、Nb。Mo除了使残余奥氏体微细化之外，还具有强化晶界抑制氢脆化的效果。并且是对提高钢板的淬火性也有效的元素。为了有效地发挥如此效果，推荐使Mo含有0.005％以上。更优选为0.1％以上。但Mo含量超过1.0％，则所述效果饱和，在经济上形成浪费。优选为0.8％以下，更优选为0.5％以下。

另外，Nb特别是通过与Mo的复合效果，对组织的细粒化起到非常有效的作用。Nb还有使钢板强度提高的效果，为了发挥这些效果，推荐含0.005％以上。更优选为0.01％以上。但过量含有Nb，则这些效果饱和，经济上造成浪费，所以抑制在0.1％以下。优选为0.08％以下。

此外，为了容易地获得所述加工后的组织，则推荐将加工前钢板中的所述残余奥氏体以外的组织定为，贝氏体铁素体及马氏体：合计80％以上(优选为85％以上，更优选为90％以上)、铁素体及珠光体：合计9％以下(优选为小于5％，更优选为小于3％，包含0％)。这是因为，在加工前耐氢脆化特性优异当然为优选，而且还可易于达到规定的强度。

如上所述本实施方式的特征在于控制加工后的金属组织，为了容易地形成该金属组织，有效地提高耐氢脆化特性和强度，近而确保薄钢板所需的延展性，需要如下控制其它成分。

<Si：1.0～3.0％>

Si是有效地抑制残余奥氏体分解，碳化物生成的重要的元素。同时也是使材质充分硬质化的有效的置换型固溶体强化元素。为了使该效果有效地发挥，则有必要使其含有1.0％以上。优选为1.2％以上，更优选为1.5％以上。但如果Si量过量，则热轧的氧化皮的形成变得显著，还有在瑕疵的消除方面也将产生成本，在经济上不为优选，所以抑制在3.0％以下。优选为2.5％以下，更优选为2.0％以下。

<Mn：1.0～3.5％>

Mn是使奥氏体稳定化，得到所需残余奥氏体的必要元素。为了使该效果有效地发挥，需使之含1.0％以上。优选为1.2％以上，更优选为1.5％以上。另一方面，如果Mn量过量，则发生偏析变得明显，会有加工性劣化的情况，所以设3.5％为上限。优选为3.0％以下。

<P：0.15％以下(不含0％)>

P因为是助长由晶界偏析而产生晶界破坏的元素，所以希望其含量低，上限设为0.15％。优选控制到0.1％以下，更优选为0.05％以下。

<S：0.02％以下(不含0％)>

S因为是在腐蚀环境下助长钢板的氢吸收的元素，所以希望其含量低，上限设为0.02％。

<Al：1.5％以下(不含0％)>(本发明钢板1的场合)

<Al：0.5％以下(不含0％)>(本发明钢板2的场合)

为了脱氧Al可以添加到0.01％以上。另外Al是不仅具有脱氧作用，还具有提高耐蚀性作用和提高耐氢脆化特性的元素。

作为所述提高耐蚀性作用的机构，具体地说，一般认为是提高母材其自身的耐蚀性和由大气腐蚀产生的生成锈的效果，但是，推定特别是后者的生成锈的效果大。其理由为，所述生成锈比通常的铁锈细致具有优异的保护性，所以大气腐蚀被抑制，其结果使该大气腐蚀产生的氢量降低，从而氢脆化，即延迟破坏被有效地抑制。

在Al的提高耐氢脆化特性作用的机构中，其详细原因不明，但推定是在钢板表面由于Al的浓化，使得氢向钢中的侵入变得困难，和由于钢中氢的扩散速度下降从而使氢移动困难，难于产生氢脆性。而且还可以认为，由于Al的添加，使得板条状残余奥氏体的稳定性增加，有助于提高耐氢脆化特性。

为了有效地发挥Al的耐蚀性作用和提高耐氢脆化特性的作用，可以将Al量设为0.02％以上，优选为0.2％以上，更优选为0.5％以上。

但是，为了实现抑制氧化铝等夹杂物的增加、巨大化，确保加工性，并且确保细小残余奥氏体的生成，并且抑制以含Al夹杂物为起因的腐蚀，和抑制制造上的成本的增大，需要把Al量抑制在1.5％以下。从制造上的观点出发，优选为将A3点调整到1000℃以下。

另一方面，如上所述，由于增加Al含量，则氧化铝等夹杂物增加，加工性劣化，所以为了要充分抑制所述氧化铝等的夹杂物，获得加工性更好的钢板，则需将Al量抑制在0.5％以下。优选为0.3％以下，更优选为0.1％以下。

本实施方式规定的含有元素(C、Si、Mn、P、S、Al、Mo、Nb)为如上所述，剩余部成分实际上是Fe，作为因原料、资材、制造设备等的状况而被带入到钢中的不可避免的杂质，不用说允许含0.001％以下的N(氮)等，在对所述本发明的作用不带来坏影响的范围内，也可以积极地使之含有其它的如下元素。

<B：0.0002～0.01％>

B是使钢板强度提高的有效元素，为了发挥该效果优选使其含有0.0002％以上(更优选为0.0005％以上)。另一方面，如果过量含有B，则因为热加工性恶化，所以优选范围是使之含有在0.01％以下(更优选为0.005％以下)。

<从Ca：0.0005～0.005％、Mg：0.0005～0.01％、以及REM：0.0005～0.01％组成的群组中任选1种以上>

Ca、Mg、REM(稀土族元素)是对抑制伴随钢板表面的腐蚀而产生的界面气氛的氢离子浓度的上升，即抑制pH的下降，提高钢板的耐蚀性的有效元素。同时，对控制钢中硫化物的形态提高加工性也有效，为了充分地发挥该效果，优选含有Ca、Mg、REM中的任意一个的含量在0.0005％以上。另一方面，若过量含有，则加工性劣化，所以优选控制在Ca为0.005％以下，Mg、REM分别为0.01％以下。

(实施方式2)

本发明的第2超高强度薄钢板，满足：C：大于0.25～0.60％(质量％，成分组成以下相同)、Si：1.0～3.0％、Mn：1.0～3.5％、P：0.15％以下、S：0.02％以下、Al：1.5％以下(不包括0％)，剩余部由铁及不可避免的杂质组成，

(1)成型加工后的组织，满足：

·残余奥氏体：1％以上；

·该残余奥氏体晶粒的平均轴比(长轴/短轴)：5以上；

·贝氏体铁素体及马氏体：合计80％以上；

·铁素体及珠光体：合计9％以下(包括0％)；并且，

(2)使钢中含有规定量的Cu及/或Ni。

关于规定所述(1)的理由如上所述。

接着对规定(2)的理由进行详述。

如上所述，要确保加工后的残余奥氏体且控制其形状提高氢捕捉能力，同时，

(a)充分地抑制在腐蚀环境下来自钢材的氢的发生，并且

(b)抑制发生的氢向钢材的侵入，

就要确实地把钢板中的扩散性氢浓度下降到无害化水平，对其具体方法进行了研讨。

其结果发现，为了达到所述(a)、(b)，使之含有Cu：0.003～0.5％及/或Ni：0.003～1.0％非常有效，通过使该元素成为必需成分，从而进一步得到通过组织控制而产生的耐氢脆化特性的提高。

具体地说，由于Cu、Ni的存在，使得钢材自身的耐蚀性提高，从而能够充分地抑制由于钢板腐蚀的氢的发生。同时这些元素，对一般所说的即使在大气中生成的锈中，热力学性能也稳定，且具有促进保护性的氧化铁：α-FeOOH的生成的效果，由于实现了促进该锈的生成，从而能够抑制产生的氢向钢板内的侵入，能够充分提高在恶劣的腐蚀环境下的耐氢脆化特性。该效果，特别是通过使Cu和Ni共存而易于发现。

为了发挥所述效果，当含Cu时，需要设为0.003％以上。优选为0.05％以上，更优选为0.1％以上。如果是含Ni时，需要设为0.003％以上。优选为0.05％以上，更优选为0.1％以上。

但是不管是那个元素，当过量含有时，加工性下降，所以Cu时控制在0.5％以下，Ni时控制在1.0％以下。

如上(1)所述，通过在成形加工后确保规定的残余奥氏体，从而达到优异的耐氢脆化特性，可以列举，例如，使在成形加工前的钢板中所占的残余奥氏体为5％以上大量存在，和让残余奥氏体大量存在且微细分散的方法。还可列举出，控制成形加工时的条件，使残余奥氏体难以发生相变等的方法(例如，以弯曲成形来加工，控制成形温度和应变速度)，其中，要将加工前后的残余奥氏体设定在大致一定的适量范围内，并且在确保其它特性(高强度等)的同时，提高其加工性和成形后的耐氢脆化特性，作为其具体方法特别推荐满足以上(A)、(B)。

本实施方式的特征在于，如上所述控制加工后金属组织，并且使之含有规定量的Cu及/或Ni，不过，为了容易地形成该金属组织，有效地提高耐氢脆化特性和强度，进而确保薄钢板所需的延展性，则需如上控制其它成分。

本实施方式规定的含有元素(C、Si、Mn、P、S、Al和Cu及/或Ni)为如上所述，剩余部成分实际上是Fe，作为因原料、资材、制造设备等的状况而被带入到钢中的不可避免的杂质，不用说允许含0.001％以下的N(氮)等，在对所述本发明的作用不带来坏影响的范围内，也可以积极地使之含有其它的如下元素。

<Ti及/或V：合计0.003～1.0％>

Ti与所述Cu、Ni同样具有促进保护性锈的生成的效果。该保护性锈对抑制特别是在氯化物环境下生成，给耐蚀性(作为其结果是耐氢脆化特性)带来不好影响的β-FeOOH的生成具有非常有效的作用。这样的保护性锈的形成，特别是通过复合添加Ti和V(或Zr)而被促进。Ti也是赋予非常优异的耐蚀性的元素，也兼有使钢净化的优点。

另外V除了与所述Ti共存，具有提高耐氢脆化特性的效果以外，还是对提高钢板强度，细粒化有效的元素。

为了充分地发挥所述Ti及/或V的效果，优选为以合计使其含有0.003％以上(更优选为0.01％以上)。特别是从提高耐氢脆化特性的观点出发，优选为添加Ti使之超过0.03％，更优选为添加Ti为0.05％以上。另一方面，即使过量添加Ti，因为效果成为饱和状态，所以经济上不为优选，并且若过量添加V，则炭氮化物的析出变多，导致加工性及耐氢脆化特性降低。因而优选为添加Ti及/或V的范围合计在1.0％以下。更优选为0.5％以下。

<Zr：0.003～1.0％>

Zr是对提高钢板的强度，细粒化有效的元素，与Ti共存，具有使耐氢脆化特性提高的效果。为了有效地发挥该效果，优选为含有Zr在0.003％以上。另一方面，若过量含有Zr，则因为炭氮化物的析出变多，加工性和耐氢脆化特性降低，所以优选为添加范围在1.0％以下。

<Mo：1.0％以下(不包括0％)>

Mo具有使奥氏体稳定，确保残余奥氏体，抑制氢侵入，提高耐氢脆化特性的效果。并且是对提高钢板的淬火性也有效的元素。更进一步具有强化晶界，抑制氢脆化的效果。为了有效地发挥该作用，推荐含Mo在0.005％以上。更优选为0.1％以上。但Mo含量超过1.0％，则所述效果饱和，经济上造成浪费。优选为0.8％以下，更优选为0.5％以下。

<Nb：0.1％以下(不包括0％)>

Nb是对提高钢板强度以及组织细粒化有效的元素。特别是通过与Mo的复合添加，更能充分地发挥该效果。为了发挥这些效果，推荐使其含0.005％以上。更优选为0.01％以上。但过量含有Nb，则这些效果饱和，经济上造成浪费，所以抑制在0.1％以下。优选为0.08％以下。

<B：0.0002～0.01％>

B是对提高钢板的强度有效的元素，为了发挥该效果，优选为使其含有0.0002％以上(更优选为0.0005％以上)。另一方面，若过量含有B，则热加工性恶化，所以优选使其含有在0.01％以下(更优选为0.005％以下)的范围。

<从Ca：0.0005～0.005％，Mg：0.0005～0.01％，以及REM：0.0005～0.01％组成的群组中选择1种以上>

Ca、Mg、REM(稀土族元素)，是对抑制伴随钢板表面腐蚀而来的界面气氛的氢离子浓度的上升，即抑制pH的下降，提高钢板的耐蚀性有效的元素。同时，对控制钢中硫化物的形态提高加工性也有效，为了充分地发挥该效果，优选为使Ca、Mg、REM中的任意一个的含量在0.0005％以上。另一方面，若过量含有，则加工性劣化，所以优选控制在Ca为0.005％以下，Mg、REM分别为0.01％以下。

(实施方式3)

本发明的第3超高强度薄钢板，满足：C：大于0.25％～0.60％(质量％，成分组成以下相同)、Si：1.0～3.0％、Mn：1.0～3.5％、P：0.15％以下、S：0.02％以下、Al：1.5％以下(不包括0％)，剩余部由铁以及不可避免的杂质构成，

(3)成型加工后的组织全部满足：

·残余奥氏体：1％以上；

·该残余奥氏体晶粒的平均轴比(长轴/短轴)：5以上；

·该残余奥氏体晶粒的平均短轴长度：1μm以下；和

·该残余奥氏体晶粒间的最邻接间距：1μm以下。

若如此控制组织，则即使不过量添加合金元素，也可以充分提高超高强度钢板的耐氢脆化特性。

另外，所谓上述“成形加工后”，如上所述，指加工率3％的拉伸加工后，该拉伸加工的具体条件，是以室温单轴拉伸，赋予3％的应变(以下，将该加工率3％的拉伸加工后，简称为“加工”)。

接着对本发明中的残余奥氏体的上述规定进行详述。

<残余奥氏体：1％以上>

<残余奥氏体晶粒的平均轴比(长轴/短轴)：5以上>

对于零部件成形后即使在长时间的恶劣的使用环境下，也能使其发挥良好的耐氢脆化特性，首先有必要使在加工后的金属组织中所占的残余奥氏体在1％以上。如上所述，残余奥氏体不仅仅只是大大有助于耐氢脆化特性的提高，如一般所知，残余奥氏体对全延伸的提高也极为有用，所以可以使其优选存在为2％以上，更优选为3％以上。另一方面，如果残余奥氏体大量存在，则不能确保所希望的超高强度，所以建议将其上限设定为15％(更优选为10％)。

另外，如果加工后的残余奥氏体是板条状，则氢捕捉能力远远大于碳化物。图10是表示使用后述方法测量的残余奥氏体晶粒的平均轴比与作为耐氢脆化特性指标的氢脆化危险度指数(是用后述实施例中所示方法所测量的指数，数值低则意味着耐氢脆化特性优异)的关系的图表。从图10可以知道，特别是如果残余奥氏体晶粒的平均轴比(长轴/短轴)达到5以上，则氢脆化危险度指数急剧降低。可以认为，这是因为残余奥氏体晶粒的平均轴比(长轴/短轴)高达5以上，使得残余奥氏体本来具有的氢吸收能力得到充分的发挥，氢捕捉能力也远远大于碳化物，且能够使所谓由于大气腐蚀而侵入的氢实质上无害化，从而取得耐氢脆化特性的显著提高效果。上述残余奥氏体的平均轴比，优选为10以上，更优选为15以上。

<残余奥氏体晶粒的平均短轴长度：1μm以下>

此外，在本发明中，将上述板条状残余奥氏体微细分散，可有效提高耐氢脆化特性。具体的说，发现了如果将所述条状残余奥氏体晶粒分散为1μm以下(亚微米极)，则可确实提高耐氢脆化特性。这被认为是因为，将平均短轴长度短的且微细的残余奥氏体晶粒进行大量分散，可使残余奥氏体晶粒的表面积(界面)变大，且氢捕捉能力增大。该残余奥氏体晶粒的平均短轴长度，优选为0.5μm以下，更优选为0.25μm以下。

在本发明中，如上所述，通过控制残余奥氏体晶粒的平均轴比和其平均短轴长度，即便在使相同体积比例的残余奥氏体存在的情况下，也可使本发明的细小板条状残余奥氏体的氢捕捉能力远远大于使碳化物分散的情况，并且可以使由于大气腐蚀而侵入的氢无害化。

<残余奥氏体晶粒间的最邻接间距：1μm以下>

根据本发明可以知道，如果同时还控制残余奥氏体晶粒间的最邻接间距，则可更进一步提高耐氢脆化特性。具体地说，发现了如果上述残余奥氏体晶粒间的最邻接间距为1μm以下，则可确实地提高耐氢脆化特性。这被认为是因为由于上述微细板条状的残余奥氏体是形成为一种相互接近且大量分散的状态，使得破坏(裂纹)的扩展得到抑制，从而可获得对于破坏具有高抵抗力的组织。残余奥氏体晶粒间的最邻接间距，优选为0.8μm以下，更优选为0.5μm以下。

根据后述的FE-SEM/EBSP法，所述残余奥氏体意味着作为FCC相(面心立方晶格)被观察的区域。作为EBSP测量的一个具体例子，可以举出把在板厚1/4的位置上，在与轧制面平行的面上的任意的测量区域(约50×50μm，测量间隔0.1μm)作为测量对象。另外，在研磨至该测量面时，为了防止残余奥氏体的相变，而使用电解研磨。其次，使用“具备EBSP检测器的FE-SEM”(详细后述)，向设置在SEM镜筒内的试样照射电子束。用高灵敏度照相机(Dage-MTI Inc.制VE-1000-SIT)拍摄被投影到屏幕上的EBSP图像，以图像形式放入计算机。然后用计算机进行图像解析，通过与用既知结晶系(残余奥氏体时为FCC相(面心立方))模拟得到的图形相比较，将决定的FCC相做成彩图。这样求出被图示(mapping)了的区域的面积率，将其定为“残余奥氏体的面积率”。另外，所述解析的硬件及软件使用的是，TexSEM Laboratories Inc.的OIM(OrientationImaging MicroscopyTM)系统。

另外，所述残余奥氏体晶粒的平均轴比、平均短轴长度、以及残余奥氏体晶粒间的最邻接间距如下而求得。首先，残余奥氏体晶粒的平均轴比是以TEM(Transmission Electron Microscope)观察(倍率：1.5万倍)，测量在任意选择的3视野中存在的残余奥氏体晶粒的长轴和短轴，求出轴比，算出其平均值，将其作为平均轴比。作为残余奥氏体晶粒的平均短轴长度，如上所述是以算出测得的短轴平均值而求出的。此外，作为残余奥氏体晶粒间的最邻接间距，如图11中(a)所示，是以TEM观察(倍率：1.5万倍)，测量在任意选择的3视野中，且聚在长轴方向的残余奥氏体晶粒间的最邻接间距，平均3视野的最邻接间距而求出的(图11中(b)的距离不作为邻接间距)。

为了使在钢中的晶界破坏的起点减少，把扩散性氢浓度确实下降到无害化水平，并且容易地确保超高强度，则可以使加工后的金属组织的母相不形成作为被一般采用于高强度钢材的马氏体单相组织，而是将其作为以贝氏体铁素体为主体的“贝氏体铁素体和马氏体的双相组织”。

在上述马氏体单相组织的情况下，碳化物(例如片状渗碳体等)在晶界析出，容易产生晶界破坏，对此，若贝氏体铁素体其主体为“贝氏体铁素体和马氏体的二相组织”，因为该贝氏体铁素体是硬质，所以与马氏体单相一样，能够容易地提高全体组织的强度，并且，因为在这个位错上大多数的氢被捕捉，所以也能提高耐氢脆化特性。此外，通过使所述的贝氏体铁素体和后述的残余奥氏体存在，可具有能够防止作为晶界破坏起点的碳化物的生成，以及在板条状贝氏体马氏体的晶界上容易生成上述板条状残余奥氏体的优点。

因此，本发明中的必要条件在于，在加工率3％的拉伸加工后，也能确保该贝氏体铁素体和马氏体的双相组织为80％以上。优选为85％以上，更优选为90％以上。并且，其上限根据与其它组织(残余奥氏体)的平衡来决定，在不含有上述残余奥氏体以外的组织(铁素体等)时，其上限被控制于99％。

本发明中所述的贝氏体铁素体是板状铁素体，是位错密度高的下部组织，与所谓具有没有位错或极少位错的下部组织的多角形铁素体，通过SEM观察，被明确地如下所述地区分。

贝氏体铁素体组织的面积率如下求得。即，用硝酸乙醇溶液腐蚀钢材，使用SEM(Scanning Electron Microscope，扫描型电子显微镜)观察在产品板厚1/4位置，与轧制面平行的面的任意的测量区域(约50×50μm)(倍率：1500倍)，由此算出其面积率。

贝氏体铁素体在SEM照片上显示为深灰色(作为SEM，也有不能分开区别贝氏体铁素体、残余奥氏体、和马氏体的情况)，而多角形铁素体在SEM照片中为黑色，是多角形形状，且内部不含有残余奥氏体和马氏体。

本发明中所使用的SEM，是具备“EBSP(Electron Back Scatterdiffraction Pattern)检测器的高分辨率型FE-SEM(Field Emission typeScanning Electron Microscope，Philips公司制，XL30S-FEG)”，具有在SEM观察到区域的同时，即可由EBSP检测器分析的优点。在这里对EBSP法作一简单的说明，EBSP是，将电子束照射试样表面，分析根据此时产生的反射电子得的菊池花样，决定电子束入射位置的结晶方位，把电子束在试样表面进行2维扫描，测量各个所定间距的结晶方位的话，就可以测量试样表面的方位分布。根据该EBSP观察，可具有如下优点，即能够根据色差识别在通常的显微镜观察中被判断为相同组织的，且结晶方位差不同的板厚方向的组织。

加工后的金属组织，可以仅由所述组织(即，贝氏体铁素体+马氏体和残余奥氏体的混合组织)构成，但是在不损害本发明的作用的范围内，也可以含有作为其他组织的铁素体(这里所说的“铁素体”意指多角形铁素体，即，没有位错密度或有极少位错密度的铁素体)和珠光体。这些组织是在本发明的制造过程中必然残存的组织，但是，越少越好，本发明中抑制在9％以下。优选为低于5％，更优选为低于3％。

如此，为了确保在成形加工后也具有优异的耐氢脆化特性，可以列举，例如，使在成形加工前的钢板中所占的残余奥氏体为5％以上大量存在，或让残余奥氏体大量存在且微细分散的方法。还可列举出，诸如使残余奥氏体难以发生变态这样的控制成形加工时的条件方法(例如，进行弯曲成形加工，控制成形温度和应变速度)，其中，要将加工前后的残余奥氏体设定在大致一定的适量范围内，并且在确保其它特性(高强度等)的同时，提高其加工性和成形后的耐氢脆化特性，作为其具体方法特别推荐满足以上(A)、(B)。

如上所述，本实施形态的特点在于，控制加工后的金属组织。当然，为了容易地形成该金属组织，有效地提高耐氢脆化特性和强度，进而确保薄钢板所需的延展性，需要如上控制其它成分。

本发明对制造条件没有进行规定，可是，为了使用满足所述成分组成的钢材，能够容易地加工，并且形成即使在加工后也能发挥超高强度且优异的耐氢脆化特性的上述组织，则推荐在热轧后，或在其之后进行的冷扎后，根据如下要领进行热处理。即，将满足上述成分组成的钢在A3点～(A3+50℃)的温度(T1)下，加热保持10～1800秒(t1)之后，以3℃/s以上的平均冷却速度，冷却至Ms点～Bs点的温度(T2)，在该温度域加热保持60～1800秒(t2)。

所述T1超过(A3+50℃)，或t1超过1800秒，则导致奥氏体的晶粒生长，并且加工性(延伸凸缘性)恶化，故不为优选。另一方面，如果所述T1比A3点的温度底，则不能获得规定的贝氏体铁素体。另外，在所述t1小于10秒的情况下，则不能实现充分的奥氏体化，导致渗碳体或其它的合金碳化物的残存，故不能令人满意。所述t1优选为30秒以上600秒以下，更优选为60秒以上400秒以下。

随后冷却所述钢板，以3℃/s以上的平均冷却速度冷却，是为了避开珠光体相变区域，防止珠光体组织的生成。该平均冷却速度越大越好，推荐优选为5℃/s以上，更优选为10℃/s以上。

其次，以所述速度冷却至Ms点～Bs点之后，通过使其恒温相变，可使母相成为贝氏体铁素体+马氏体的双相组织。这里，若加热保持温度(T2)超过Bs点，则本发明所不希望的珠光体将大量生成，不能充分地确保贝氏体铁素体组织。另一方面，若所述T2低于Ms点，则残余奥氏体减少，故不为优选。

此外，若加热保持时间(t2)超过1800秒，则除了贝氏体铁素体的位错密度变小，氢的捕捉量变少以外，而且还不能得到规定的残余奥氏体。另外若所述t2小于60秒，也不能得到规定的贝氏体铁素体组织。优选将所述t2设为90秒以上1200秒以下，更优选为120秒以上600秒以下。对加热保持后的冷却方法不做特别限定，可以进行空冷，急冷，空气水冷却等。

若考虑实际操作，则所述退火处理采用连续退火设备或者分批式退火设备比较简便。另外在冷轧板上镀覆，施加溶融镀锌时，也可将镀覆条件按照如上热处理条件来设定，在该镀覆工序中进行所述热处理。

还有，不特别限定所述连续退火处理前的热轧工序(根据需要也可是冷轧工序)，通常可以适当地选择实施条件来进行。具体的作为所述热轧工序，可以采用例如在Ar3点以上热轧结束后，以平均冷却速度约30℃/s冷却，在约500～600℃的温度下卷取的条件。另外，在热轧后形状不好的情况时，也可以以修正形状为目的进行冷轧。在这里推荐冷轧率设为1～70％。这是因为，超过冷轧率70％的冷轧，将使轧制负荷增大，致使轧制成为困难。

本发明是以薄钢板为对象的发明，不特别限定制品形态，除了由热轧得到的钢板和进一步由冷轧得到的钢板以外，也可以进行热轧或冷轧之后实施退火，之后实施转化处理，溶融镀覆，电镀，蒸镀等镀覆和各种涂装，涂装基础处理，有机皮膜处理等。

作为所述镀覆的种类，一般的可以是镀锌，镀铝等的任一种。另外镀覆的方法，可以是溶融及电镀的任一种，并且热处理后可以实施合金化热处理，还可以实施多层镀覆。而且，在非镀覆钢板上和镀覆钢板上还可以实施多层薄膜处理。

施行所述涂装时，对应各种用途，也可以实施磷酸盐处理等的转化处理，电涂装。涂料可以使用公知的树脂，可以将环氧树脂、含氟树脂、硅丙烯树脂、聚氨基甲酸酯树脂、丙烯树脂、聚酯树脂、酚醛树脂、醇酸树脂、密胺树脂等与公知的硬化剂一起使用。特别从耐蚀性的观点出发，推荐使用环氧树脂、氟含有树脂、硅丙烯树脂。其它，在涂料中添加的公知的添加剂，例如可以添加着色用颜料、耦合剂、均涂剂、敏化剂、氧化防止剂、紫外线稳定剂、难燃烧剂等。

还有，涂料的形态也不特别限定，可以按照溶剂系涂料、粉状体涂料、水系涂料、水分散型涂料、电涂料等用途适当地选择。使用所述涂料，使钢材形成所望的被覆层，可以采用浸渍法、辊式涂镀法、喷涂法、帘式流动涂漆法等公知的方法。被覆层的厚度按其用途可以采用适当的公知值。本发明的超高强度钢板，除了能用于缓冲器和冲击门梁、支柱(框架)、骨架、构件等汽车加强部材等的汽车用强度零部件以外，还可以用于座椅导轨等室内零部件。由这样的成形加工后得到的零部件，也具有充分的材质特性(强度)，并且发挥优异的耐氢脆化特性。

以下，以实施例对本发明做更具体的说明，但是，本发明不受下列实施例的限制，在按照前后所述宗旨获得的范围内，可以适当地加以变更的实施，其全都包含于本发明的技术范围之内。

实施例1

真空溶制由表1中记载的成分组成构成的试验钢No.A-1～Y-1，制成实验用板坯之后，按照下列工序(热轧→冷轧→连续退火)，得到板厚3.2mm的热轧钢板之后，由酸洗除去表面氧化皮，之后冷轧至成为1.2mm厚为止。

<热轧工序>

开始温度(SRT)：1150～1250℃保持30分钟

完成温度(FDT)：850℃

冷却速度：40℃/s

卷取温度：550℃

<冷轧工序>

冷轧率：50％

<连续退火工序>

在各试验钢中，以A3点+30℃保持120秒钟之后，以平均冷却速度20℃/s空冷到表2中的To℃，以该To℃保持240秒钟。然后空气水冷至室温。

另外，表2中的No.116作为比较例，为了制作以前为高强度钢的马氏体钢，将冷轧后的钢板加热至830℃，保持5分钟之后施行水淬火，在300℃回火10分钟。此外No.120，是将冷轧后的钢板加热至800℃保持120秒钟之后，以平均冷却速度20℃/s冷却到350℃，在该温度下保持240秒钟。

从如此获得的钢板上采取JIS5号试验片，模拟实际上进行的加工，赋予加工率3％的拉伸加工，以下列条件分别测定加工前后各试样的金属组织，加工前的拉伸强度(TS)和延伸(为全延伸(El))以及以加工后的耐氢脆化特性。

(金属组织的观察)

使用所述加工前后的试验片，进行了如下所述的金属组织的观察。即，在制品板厚1/4的位置上，以与轧制面平行的面上的任意的测量区域(约50μm×50μm，测量间距0.1μm)为对象，进行观察、摄影，按照所述方法测量了贝氏体铁素体(BF)及马氏体(M)、残余奥氏体(残余γ)的面积率。并且在任意选择的2视野中进行同样的测量，求出平均值。另外从整个组织(100％)中扣除所述组织所占的面积率，求出其它组织(铁素体和珠光体等)。

并且，将加工前后的钢板中的残余奥氏体晶粒的平均轴比，按照所述方法进行测量，将平均轴比5以上的作为满足本发明的必要条件(○)，平均轴比小于5的作为不满足本发明的必要条件(×)，进行评价。

(拉伸强度(TS)及延伸(El)的测量)

拉伸试验使用加工前的JIS5号试验片进行，测量拉伸强度(TS)和延伸(El)。这里，拉伸试验的应变速度设为1mm/sec。并且本发明以按照所述方法测量的拉伸强度在1180MPa以上的钢板为对象，延伸在10％以上的评价为“延伸优异”。

(耐氢脆化特性的评价)

耐氢脆化特性在对拉伸JIS5号试验片，赋予加工率3％的变形之后，施行将弯曲部R成为15mm的弯曲加工，负荷1000MPa的应力，在5％盐酸水溶液中浸洗，测量至裂纹发生的时间。

并且，在部分钢种中，也进行了氢充填4点弯曲试验。详细如下：从所述的各钢板切割试样，将赋予加工率3％变形的65mm×10mm的长条试验片在溶液(0.5mol/H₂SO₄+0.01mol/KSCN)中浸洗，进行阴极氢充填，以3小时内不断裂的最大应力作为限界断裂应力(DFL)，进行了测量。

所述结果并记于表2。

从表1，2可以考察如下(另外，下记No.表示表2中的实验No.)。

满足本发明规定的必要条件的No.101～113(本发明钢板2)、121～125(本发明钢板1)，显示出具有1180MPa以上的超高强度，并且在加工后的恶劣环境下的耐氢脆化特性方面也优异。并且作为TRIP钢板应具备的延伸也优异，从而能够得到作为被置于大气腐蚀气氛中的汽车的加强零部件的最适钢板。特别是No.121～125，显示出更优异的耐氢脆化特性。

与此相反，不满足本发明规定的No.114～120、126，分别具有以下不良情况。

即，No.114，因使用C量不足的钢N-1，所以不能确保优异的加工性。

No.115，因使用Mn量不足的钢O-1，所以不能确保足够的残余奥氏体，加工后的耐氢脆化特性劣化。

No.116是使用Si量不足的钢P-1，得到以前为高强度钢的马氏体钢的例子，由于残余奥氏体几乎没有存在，所以耐氢脆化特性劣化。同时也没能确保薄钢板所要求的延伸。

No.117是使用C量过量的钢Q-1的例子，由于碳化物析出，使得成形性及加工后的耐氢脆化特性的任意一个均差。

No.118因为是使用含Mo量过量的钢R-1，No.119是使用含Nb量过量的钢S-1，结果其成形性都显著劣化。另外，No.118、119不能进行所述加工，故不能检测加工后的特性。

No.120使用满足本发明规定的成分组成的钢材，但不是以推荐的条件制造的，所以获得的钢板为现有的TRIP钢板。其结果，残余奥氏体不满足本发明所规定的平均轴比，并且其母相不是由贝氏体铁素体和马氏体的双相组织构成，所以没有优异的耐氢脆化特性所要求的强度水平。

No.126因为超过本发明钢板1所规定的Al量，虽然能够确保所规定量的残余奥氏体，但是，该残余奥氏体不满足本发明所规定的平均轴比，还有没有达到所希望的母相，而且，还生成AlN等的夹杂物，所以耐氢脆化特性劣化。

其次，用所述表1的钢种记号A-1，J-1钢板和比较钢板(为以前产品的590MPa级的高张力钢板)，成形零部件，如下所述进行耐压破坏性试验及耐冲击特性试验，检测了成形品的性能(耐压破坏性及耐冲击特性)。

(耐压破坏性试验)

首先，使用表1的钢种记号A-1、J-1的钢板和比较钢板，分别作成图1所示的零部件(试验体，帽形槽(hat channel)零部件)1，进行了如下的压破坏性试验。即，在图1表现的零部件的点焊位置2上，从顶端直径6mm的电极，流过比溅射发生电流低0.5kA的电流，如图1所示以35mm间距进行了点焊接。然后如图2所示，从零部件1的较长方向中央部的上方开始推压金属模具3，求出最大负荷。并从负荷-位移图的面积求出吸收能量。其结果示于表3。

【表3】

由表3看出，使用本发明的钢板制作的零部件(试验体)，显示出比使用强度低下的现有的钢板负荷大，并且吸收能量也大，由此得知具有优异的耐压破坏性。

(耐冲击特性试验)

使用表1的钢种记号A-1，J-1的钢板和比较钢板，分别作成图3所示的零部件(试验体，帽形槽(hat channel)零部件)4，进行了如下的耐冲击特性试验。另外，图4表示所述图3中零部件4的A-A断面。耐冲击特性试验与所述耐压破坏性试验的情况相同，在零部件4的点焊位置5上进行点焊接之后，如图5模式所示，将零部件4设置于基座7上，从该零部件4的上方，使落锤(质量：110kg)6从高度11m的位置落下，求出零部件4变形到40mm(高度方向的收缩)的吸收能力，其结果示于表4。

【表4】

由表4得知，使用本发明的钢板制作的零部件(试验体)，显示出比使用强度低下的现有的钢板吸收能量大，具有优异的耐冲击特性。

作为参考，附上以本实施例获得的试验片的TEM观察照片。图6是本发明例的No.101的TEM观察照片例，从图6可以得知，本发明的超高强度钢板的金属组织为本发明所规定的板条状残余奥氏体(图6中，直线形黑色部分)分散了的状态。另一方面，图7是比较例的No.120的TEM观察照片例，从图7可以得知，在No.120的超高强度钢板中存在残余奥氏体(图7中稍圆的黑色部分)，但是是不满足本发明所规定的块状的残余奥氏体。

【实施例2】

真空溶制由表5中记载的成分组成构成的试验钢No.A-2～Y-2，制成实验用板坯之后，按照下列工序(热轧→冷轧→连续退火)，得到板厚3.2mm的热轧钢板之后，用酸洗除去表面氧化皮，然后冷轧至成为1.2mm厚为止。

<热轧工序>

开始温度(SRT)：1150～1250℃保持30分钟

完成温度(FDT)：850℃

冷却速度：40℃/s

卷取温度：550℃

<冷轧工序>

冷轧率：50％

<连续退火工序>

在各试验钢中，以A3点+30℃保持120秒钟之后，以平均冷却速度20℃/s急速冷却(气冷)到表2中的To℃，以该To℃保持240秒钟。然后空气水冷至室温。

另外，表6中的No.217作为比较例，为了制作以前为高强度钢的马氏体钢，将冷轧后的钢板加热至830℃，保持5分钟之后施行水淬火，在300℃回火10分钟。另外No.220，是将冷轧后的钢板加热至800℃保持120秒钟之后，以平均冷却速度20℃/s冷却到350℃，在该温度保持240秒钟。

从如此得到的钢板采取JIS5号试验片，模拟实际上进行的加工，赋予加工率3％的拉伸加工，加工前后各试样的金属组织，以下列条件分别测定加工前的拉伸强度(TS)和延伸(为全延伸(El))以及以加工后的耐氢脆化特性。

(金属组织的观察)

使用所述加工前后的试验片，进行了如下所述的金属组织的观察。即，在制品板厚1/4的位置上，以与轧制面平行的面上的任意的测量区域(约50μm×50μm，测量间距0.1μm)为对象，进行观察、摄影，按照所述方法测量了贝氏体铁素体(BF)及马氏体(M)、残余奥氏体(残余γ)的面积率。并且在任意选择的2视野中进行同样的测量，求出平均值。另外从整个组织(100％)中扣除所述组织所占的面积率，求出其它组织(铁素体和珠光体等)。

并且，将加工前后的钢板中的残余奥氏体晶粒的平均轴比，按照所述方法进行测量，将平均轴比5以上的作为满足本发明的必要条件(○)，平均轴比小于5的作为不满足本发明的必要条件(×)，进行评价。

(拉伸强度(TS)及延伸(El)的测量)

拉伸试验用加工前的JIS5号试验片进行，测量拉伸强度(TS)和延伸(El)。这里，拉伸试验的应变速度设为1mm/sec。并且本发明以按照所述方法测量的拉伸强度在1180MPa以上的钢板为对象，延伸在10％以上的评价为(延伸优异)。

(耐氢脆化特性的评价)

耐氢脆化特性在拉伸JIS5号试验片，赋予加工率3％的变形之后，施行将弯曲部R成为15mm的弯曲加工，负荷1000MPa的应力，在5％盐酸水溶液中浸洗，测量至裂纹发生的时间。

另外设想实际的使用环境，对于如上所述制作了的弯曲试验片，连续30天实施1天1次的3％NaCl溶液的喷涂机喷涂的促暴露试验，测量至裂纹发生为止的天数。

并且，关于部分钢种，也进行了氢充填4点弯曲试验。详细如下：从所述的各钢板切割试样，将赋予加工率3％变形的65mm×10mm的长条试验片在溶液(0.5mol/H₂SO₄+0.01mol/KSCN)中浸洗，进行阴极氢充填，以3小时内不断裂的最大应力作为限界断裂应力(DFL)，进行测量。并且求出表6的实验No.203(钢种记号C-2)对DFL的比(DFL比)。

所述结果并记于表6。

从表5，6可以考察如下(另外，下记No.表示表6中的实验No.)。

满足本发明规定的必要条件的No.201～214(本发明钢板2)、221～225(本发明钢板1)，显示出具有1180MPa以上的超高强度，并且在加工后的严酷环境下的耐氢脆化特性方面也很优异。并且作为TRIP钢板应具备的延伸也优异，作为被置于大气腐蚀气氛中的汽车的加强零部件的最适钢板而被获得。特别是No.221～225显示出更优异的耐氢脆化特性。

与此相反，不满足本发明规定的No.215～220、226，分别有着以下不良情况。

即，No.215，因使用C量不足的钢O-2，所以加工后的残余奥氏体明显减少，没能确保本发明水平的耐氢脆化特性。

No.216，因使用Mn量不足的钢P-2，所以没能确保足够的残余奥氏体，加工后的耐氢脆化特性劣化。

No.217是使用Si量不足的钢Q-2，得到以前为高强度钢的马氏体钢的例子，由于残余奥氏体几乎没有存在，所以耐氢脆化特性劣化。同时也没能确保薄钢板所要求的延伸。

No.218是使用C量过量的钢R-2的例子，由于碳化物析出，使得成形性及加工后的耐氢脆化特性的任意一个均劣化。

No.219因为是使用不含Cu及/或Ni的钢S-2，所以没能确保足够的耐蚀性，不能确保本发明水平的耐氢脆化特性。

No.220使用满足本发明规定的成分组成的钢材，但不是以推荐的条件制造的，所以获得的钢板为以前的TRIP钢板。其结果，残余奥氏体不满足本发明所规定的平均轴比，并且其母相不是由贝氏体铁素体和马氏体的双相组织构成，所以没有优异的耐氢脆化特性所要求的强度水平。

No.226因为超过本发明钢板1所规定的Al量，虽然能够确保所规定的残余奥氏体，但是，该残余奥氏体不满足本发明所规定的平均轴比，还有没有达到所希望的母相，而且还生成AlN等的夹杂物，所以耐氢脆化特性劣化。

其次，用所述表5的钢种记号A-2、K-2钢板和比较钢板(为以前产品的590MPa级的高张力钢板)，成形零部件，如下所述进行耐压破坏性试验及耐冲击特性试验，检测了成形品的性能(耐压破坏性及耐冲击特性)。

(耐压破坏性试验)

首先，使用表5的钢种记号A-2、K-2的钢板和比较钢板，与实施例1同样分别求出最大负荷。并且从负荷-位移图的面积，求出吸收能量。其结果示于表7。

【表7】

由表7得知，使用本发明的钢板制作的零部件(试验体)，显示出比使用强度低下的以前的钢板负荷大，并且吸收能量也大，由此得知具有优异的耐压破坏性。

(耐冲击特性试验)

使用表5的钢种记号A-2、K-2的钢板和比较钢板，与实施例1相同，分别进行耐冲击特性试验，其结果示于表8。

【表8】

由表8得知，使用本发明的钢板制作的零部件(试验体)，显示比使用强度低下的以前的钢板吸收能力大，具有优异的耐冲击特性。

作为参考，附上以本实施例获得的试验片的TEM观察照片。图8是本发明例的No.201的TEM观察照片例，从图8可以得知，本发明的超高强度钢板的金属组织为本发明所规定的板条状残余奥氏体(图8中，直线形黑色部分)分散了的状态。另一方面，图9是比较例的No.220的TEM观察照片例，从图9可以得知，在No.220的超高强度钢板中存在残余奥氏体(图9中稍圆的黑色部分)，但是是不满足本发明所规定的块状的残余奥氏体。

【实施例3】

真空溶制由表9中记载的成分组成构成的试验钢No.A-3～Q-3，制作实验用板坯之后，按照以下工序(热轧→冷轧→连续退火)，得到板厚3.2mm的热轧钢板之后，用酸洗除去表面氧化皮，然后冷轧至1.2mm厚。

<热轧工序>

开始温度(SRT)：1150～1250℃保持30分钟

完成温度(FDT)：850℃

冷却速度：40℃/s

卷取温度：550℃

<冷轧工序>

冷轧率：50％

<连续退火工序>

在各试验钢中，在A3点+30℃保持120秒钟之后，以平均冷却速度20℃/s急速冷却(气冷)到表10中的To℃，在该To℃保持240秒钟。然后空气水冷至室温。

另外，表10中的No.311作为比较例，为了制作现有的高强度钢的马氏体钢，所以将冷轧后的钢板加热至830℃，保持5分钟之后施行水淬，在300℃回火10分钟。另外No.312，将冷轧后的钢板加热至800℃保持120秒钟之后，以平均冷却速度20℃/s冷却到350℃，在该温度保持240秒钟。

从如此得到的钢板采取JIS5号试验片，模拟实际上进行的加工，赋予加工率3％的拉伸加工，以下列条件分别测定了加工前后各试样的金属组织，加工前的拉伸强度(TS)和延伸(为全延伸(El))以及以加工后的耐氢脆化特性。

(金属组织的观察)

使用所述加工前后的试验片，进行了如下所述的金属组织的观察。即，在制品板厚1/4的位置上，以与轧制面平行的面上的任意的测量区域(约50μm×50μm，测量间距0.1μm)为对象，进行观察、摄影，按照所述方法测量贝氏体铁素体(BF)及马氏体(M)、残余奥氏体(残余γ)的面积率。并且在任意选择的2视野中进行同样的测量，求出平均值。另外从整个组织(100％)中扣除所述组织所占的面积率，求出其它组织(铁素体和珠光体等)。

并且，将加工前后的钢板中的残余奥氏体晶粒的平均轴比，平均短轴长以及残余奥氏体晶粒间的最邻接间距，按照所述方法进行测量，将平均轴比5以上的作为满足本发明的必要条件(○)，平均轴比小于5的作为不满足本发明的必要条件(×)，进行评价。

(拉伸强度(TS)及延伸(El)的测量)

拉伸试验使用加工前的JIS5号试验片进行，测量拉伸强度(TS)和延伸(El)。这里，拉伸试验的应变速度设为1mm/sec。并且本发明以按照所述方法测量的拉伸强度在1180MPa以上的钢板为对象，延伸在10％以上的评价为(延伸优异)。

(耐氢脆化特性的评价)

使用板厚1.2mm的平板试验片，以应变速度1×10^-4/sec的低应变速度进行拉伸试验法(SSRT)，求出由下式所定义的氢脆化危险度指数(％)，评价耐氢脆化特性。

氢脆化危险度指数(％)＝100×(1-E1/E0)

这里，E0表示实际上在钢中不含氢状态的试验片断裂时的延伸，E1表示在硫酸中电化学地使氢充填的钢材(试验片)断裂时的延伸。这里，所述氢充填为，将钢材(试验片)在H₂SO₄(0.5mol/L)和KSCN(0.01mol/L)的混合溶液中浸洗，在室温且一定电流(100A/m²)的条件下进行。

若所述氢脆化危险度指数超过50％，则存在在使用中引起氢脆化的危险，所以在本发明中将在50％以下评价为耐氢脆化特性优异。

所述结果示于表10。

从表9、10可以进行如下考察(另，下记No.表示表10中的实验No.)。

满足本发明规定的必要条件的No.301～309(本发明钢板2)、313～317(本发明钢板1)，在显示具有1180MPa以上的超高强度的同时，在加工后的严酷环境下的耐氢脆化特性方面也优异。并且作为TRIP钢板应具备的延伸也优异，作为被置于大气腐蚀气氛中的汽车的加强零部件的最适钢板而被得获得。

与此相反，不满足本发明规定的No.310～312、318，分别存在以下不良情况。

No.310是使用C量过量的钢J-3的例子，由于碳化物析出，还有残余奥氏体的平均短轴长很长，所以使得成形性及加工后的耐氢脆化特性的任意一个均劣化。

No.311是使用Si量不足的钢K-3，得到以前为高强度钢的马氏体钢的例子，由于残余奥氏体几乎没有存在，所以耐氢脆化特性劣化。同时也不能够确保薄钢板所要求的延伸。

No.312使用满足本发明规定的成分组成的钢材，但因为不是以推荐的条件制造的，所以获得的钢板为现有的TRIP钢板。其结果，残余奥氏体在加工后明显减少，并且不满足本发明所规定的平均轴比，平均短轴长，其母相不是由贝氏体铁素体和马氏体的双相组织构成，所以强度低并且耐氢脆化特性劣化。

No.318因为超过本发明钢板1所规定的Al量，虽然能够确保所规定的残余奥氏体，但是，该残余奥氏体不满足本发明所规定的平均轴比，还有没有达到所希望的母相，而且，还生成AlN等的夹杂物，所以耐氢脆化特性劣化。

其次，用所述表9的钢种记号A-3、G-3钢板和比较钢板(为以前产品的590MPa级的高张力钢板)，成形零部件，如下所述进行耐压破坏性试验及耐冲击特性试验，检测了成形品的性能(耐压破坏性及耐冲击特性)。(耐压破坏性试验)

首先，使用表9的钢种记号A-3、G-3的钢板和比较钢板，与实施例1同样分别进行耐压破坏性试验，求出最大负荷。并且从负荷-位移图的面积，求出了吸收能量。其结果示于表11。

【表11】

由表11看出，使用本发明的钢板制作的零部件(试验体)，显示出比使用强度低下的现有的钢板负荷大，并且吸收能量也大，由此得知具有优异的耐压破坏性。

(耐冲击特性试验)

使用表9的钢种记号A-3、G-3的钢板和比较钢板，与实施例1相同，分别进行了耐冲击特性试验，其结果示于表12。

【表12】

由表12得知，使用本发明的钢板制作的零部件(试验体)，显示比使用强度低下的以前的钢板吸收能力大，具有优异的耐冲击特性。

作为参考，附上以本实施例得到的试验片的TEM观察照片。图12是本发明例的No.301的TEM观察照片例(倍率15,000倍)，图13是所述图12照片的部分放大了的TEM观察照片例(倍率60,000倍)。从图12，图13可以得知，本发明的超高强度钢板的金属组织是残余奥氏体(图12，图13中，直线黑色部分)细小地分散了的状态。该残余奥氏体的形状满足本发明所规定的必要条件的板条状。另一方面，图14是比较例的No.313的TEM观察照片例，从图14可以得知，在No.313的超高强度钢板中存在残余奥氏体(图14中稍圆的黑色部分)，但是是不满足本发明所规定的块状的残余奥氏体。

Claims (9)

1. 一种拉伸强度为1180MPa以上的薄钢板，其特征在于，

以质量％计，满足：C：比0.25％大～0.60％、Si：1.0～3.0％、Mn：1.0～3.5％、P：0.15％以下、S：0.02％以下、Al：1.5％以下且不包括0％，剩余部由铁以及不可避免的杂质构成；

其中，加工率3％的拉伸加工后的金属组织，对整个组织的面积率，满足：

残余奥氏体：1％以上；

贝氏体铁素体及马氏体：合计为80％以上；

铁素体及珠光体：合计9％以下且包括0％；并且，

满足：所述残余奥氏体晶粒的平均轴比，长轴/短轴：5以上；

拉伸强度为1180MPa以上。

2. 根据权利要求1所述的拉伸强度为1180MPa以上的薄钢板，其特征在于，

所述加工率3％的拉伸加工后的金属组织还满足：

所述残余奥氏体晶粒的平均短轴长度：1μm以下；并且，

所述残余奥氏体晶粒间的最邻接间距：1μm以下。

3. 一种拉伸强度为1180MPa以上的薄钢板，其特征在于，

以质量％计，满足：C：比0.25％大～0.60％、Si：1.0～3.0％、Mn：1.0～3.5％、P：0.15％以下、S：0.02％以下、Al：1.5％以下且不包括0％，剩余部由铁以及不可避免的杂质构成；

其中，加工率3％的拉伸加工后的金属组织满足：

残余奥氏体：对整个组织的面积率为1％以上；

所述残余奥氏体晶粒的平均轴比，长轴/短轴：5以上；

所述残余奥氏体晶粒的平均短轴长度：1μm以下，并且所述残余奥氏体晶粒间的最邻接间距：1μm以下；

拉伸强度为1180MPa以上。

4. 根据权利要求1～3中任一项所述的拉伸强度为1180MPa以上的薄钢板，其特征在于，以质量％计，满足Al：0.5％以下且不包括0％。

5. 根据权利要求1或3所述的拉伸强度为1180MPa以上的薄钢板，其特征在于，以质量％计，还含有Cu：0.003～0.5％、及/或Ni：0.003～1.0％。

6. 根据权利要求1或3所述的拉伸强度为1180MPa以上的薄钢板，其特征在于，以质量％计，还含有合计0.003～1.0％的Ti及/或V。

7. 根据权利要求1或3所述的拉伸强度为1180MPa以上的薄钢板，其特征在于，以质量％计，还含有Mo：1.0％以下且不包括0％、Nb：0.1％以下且不包括0％。

8. 根据权利要求1或3所述的拉伸强度为1180MPa以上的薄钢板，其特征在于，以质量％计，还含有B：0.0002～0.01％。

9. 根据权利要求1或3所述的拉伸强度为1180MPa以上的薄钢板，其特征在于，以质量％计，还含有从Ca：0.0005～0.005％、Mg：0.0005～0.01％、及REM：0.0005～0.01％组成的群组中任选的一种以上。

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