CN114008234A - 高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

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CN114008234A
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China
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less
steel sheet
temperature
strength
rolling
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CN202080046726.2A
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南秀和
横田毅
川崎由康
寺嶋圣太郎
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JFE Steel Corp
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JFE Steel Corp
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Abstract

本发明提供一种延展性、拉伸凸缘性、弯曲性以及耐LME性优异、能够制造高尺寸精度的部件的拉伸强度1180MPa以上的高强度钢板及其制造方法。上述高强度钢板具有如下成分组成：含有C、Si、Mn、P、S、Al、N，并且[％Si]、[％Mn]、[％P]、[％Mo]以及[％Cr]满足规定的关系，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成；具有如下钢组织：具有铁素体、回火马氏体和贝氏体、淬火马氏体、残余奥氏体，钢板中的扩散性氢量为0.60质量ppm以下，表层软化厚度为5μm～150μm，以及高温拉伸试验后的钢板表层的对应晶界频率为0.45以下；拉伸强度为1180MPa以上。

Description

高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及高强度钢板及其制造方法。
背景技术
为了兼得由车辆的轻型化带来的CO2排出量减少和由车体的高强度化带来的耐碰撞性能的提高，在尝试使汽车用薄钢板高强度化的基础上还使其薄板化。例如，以增加车体强度为目的，将形成汽车车厢骨架的主要的结构部件使用拉伸强度(TS)为1180MPa以上的高强度钢板的事例正在增加。
汽车的加强部件和骨架结构部件要求所使用的高强度钢板具有优异的成型性。例如，防撞箱等部件具有冲裁端面、弯曲加工部，因此从成型性的观点考虑，优选具有高的延展性、拉伸凸缘性和弯曲性的钢板。
另外，汽车的加强部件和骨架构造部件要求所使用的高强度钢板能够制造具有高的尺寸精度的部件。为了制造高的尺寸精度的部件，重要的是将钢板的屈服比(YR＝屈服强度YS/拉伸强度TS)控制在一定范围内。通过将钢板的屈服比(YR)控制一定范围内，从而能够抑制钢板成型后的回弹，提高成型时的尺寸精度。并且，增加钢板的屈服比(YR)，从而增加碰撞时的部件的冲击吸收能量。
为了增加汽车部件中高强度钢板的使用比率，需要满足综合上述的特性的高强度钢板。
以往，为了在汽车部件中使用而开发了各种高强度钢板。例如，专利文献1中公开了扩孔性和成型性优异的高强度钢板及其制造方法，该高强度钢板以体积分率计含有40％以上的铁素体，含有5％以上的回火马氏体，铁素体的硬度(DHTF)与马氏体的硬度(DHTM)的比(DHTM/DHTF)为1.5～3.0，剩余部分组织由铁素体和贝氏体组织构成，最大拉伸强度(TS)为590MPa以上。
专利文献2中公开了一种得到高强度的同时提高了拉伸特性和弯曲性镀覆钢板及其制造方法，在距钢板的表面的深度为上述钢板的厚度的1/4的位置，具有以体积分率计回火马氏体：3.0％以上、铁素体：4.0％以上、并且残余奥氏体：5.0％以上为代表的组织，母材中的回火马氏体的平均硬度为5GPa～10GPa，母材中的回火马氏体和残余奥氏体的一部分或者全部形成M-A，脱碳铁素体层中的铁素体的体积分率为距钢板的表面的深度为钢板的厚度的1/4的位置的母材的铁素体的体积分率的120％以上，脱碳铁素体层中的铁素体的平均粒径为20μm以下，脱碳铁素体层的厚度为5μm～200μm，脱碳铁素体层中的回火马氏体的体积分率为1.0体积％以上，脱碳铁素体层中的回火马氏体的个数密度为0.01个/μm2以上，脱碳铁素体层中的回火马氏体的平均硬度为8GPa以下。
而且最近确认到了点焊高强度镀锌钢板时，镀层的锌扩散侵入到钢板表层的晶界，发生液态金属脆化(LME：Liquid Metal Embrittlement)，产生晶界裂纹(LME裂纹)。如果焊接对象为镀锌钢板，则即便在不具有锌镀层的高强度冷轧钢板中，也会产生LME裂纹，因此在任何高强度钢板中都成为问题。因此，高强度钢板在骨架部件中使用时，迫切期望耐LME特性优异的高强度钢板。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2007-302918号公报
专利文献2：国际公开第2016/171237号
发明内容
然而，专利文献1中对弯曲性和耐LME特性没有研究。另外，专利文献2中对拉伸凸缘性和耐LME特性也没有研究。这样，不存在综合满足强度、延展性、拉伸凸缘性、弯曲性和耐LME特性且能够制造高尺寸精度的部件的钢板。
本发明是鉴于上述情况而进行的，所以目的在于提供延展性、拉伸凸缘性、弯曲性以及耐LME性优异、能够制造高尺寸精度的部件的拉伸强度1180MPa以上的高强度钢板及其制造方法。
应予说明，本发明中，能够制造高的尺寸精度的部件(成型时的尺寸精度高)是指YR为65％～90％。应予说明，YR由下式(2)求出。
YR＝YS/TS····(2)
另外，延展性优异是作为延展性的指标的总伸长率(El)的值为14％以上。
另外，拉伸凸缘性优异是作为拉伸凸缘性的指标的扩孔率(λ)的值为30％以上。
另外，弯曲性优异是指使弯曲角度为90°而利用V型块法进行弯曲试验，用40倍的显微镜观察弯曲顶点的棱线部，将观察不到龟裂长度为200μm以上的龟裂的最小弯曲半径(R)除以板厚(t)而得的值(R/t)为2.0以下。
另外，对耐LME特性，将实施例中记载的高温拉伸试验后的试验片的断裂部以与试验片的拉伸方向平行的板厚截面(L截面)为观察面的方式切断，观察板厚截面，求出距拉伸断裂前端部400μm的位置的板厚t。该板厚t代入下式(3)求出的板厚减少量为0.20以上的情况下，判断为耐LME特性优异。
板厚减少率＝(t 0-t)/t 0···(3)
这里，t0为高温拉伸试验前的带切口的拉伸试验片的初始板厚，t为从高温拉伸试验后的拉伸断裂前端部向握持部侧400μm的位置的板厚。例如图1所示的断裂部的L截面中，如图所示确定t。
应予说明，板厚减少率的数值大的情况下，即，高温拉伸试验时产生大收缩后断裂的情况下，判断为耐LME特性优异。
本发明人等为了实现上述的课题，反复深入研究，结果得到了以下见解。
(1)以作为硬质相的回火马氏体，贝氏体和淬火马氏体为主体的组织，而且分散残余奥氏体，能够实现部件的尺寸精度和延展性优异的拉伸强度1180MPa以上的高强度钢板。(2)通过使钢板中的扩散性氢量为0.60质量ppm以下，能够实现拉伸凸缘性优异的高强度钢板。
(3)减少Ca的含量和钢板中的扩散性氢量，并且将表层软化厚度控制为5μm～150μm，能够实现弯曲性优异的高强度钢板。
(4)通过将高温拉伸试验后的钢板表层的对应晶界频率控制为0.45以下，并且将表层软化厚度控制为5μm～150μm，能够实现耐LME特性优异的高强度钢板。
本发明是根据上述见解完成的。即，本发明的要旨构成如下。
[1]一种高强度钢板，具有如下成分组成：以质量％计，含有C：0.120％～0.250％、Si：0.80％～2.00％、Mn：超过2.45％且为4.00％以下、P：0.001％～0.100％、S：0.0200％以下、Al：0.010％～1.000％以及N：0.0100％以下，并且由下述式(1)求出的Mneq满足3.00％～4.20％的关系，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
具有如下钢组织：铁素体的面积率为25％以下，回火马氏体和贝氏体的合计的面积率为65％～96％，淬火马氏体的面积率为15％以下，残余奥氏体的体积率为4％～20％，钢板中的扩散性氢量为0.60质量ppm以下，表层软化厚度为5μm～150μm以及高温拉伸试验后的钢板表层的对应晶界频率为0.45以下，
拉伸强度为1180MPa以上。
Mneq＝0.26×[％Si]+[％Mn]+3.5×[％P]+2.68×[％Mo]+1.29×[％Cr]···(1)
应予说明，式(1)中的[％X]表示钢中的元素X的含量(质量％)，不含有的情况下为0。
[2]根据上述[1]所示的高强度钢板，其中，表层的C强度与钢板的板厚1/4位置的C强度的比为0.70以下。
[3]根据上述[1]或者[2]所述的高强度钢板，上述成分组成以质量％计，进一步含有选自Mo：0.500％以下、Cr：0.300％以下、Ca：0.0200％以下、Sb：0.200％以下、Ti：0.100％以下、Nb：0.100％以下、V：0.100％以下、B：0.0100％以下、Cu：1.00％以下、Ni：0.50％以下、Sn：0.200％以下、Ta：0.100％以下、Mg：0.0200％以下、Zn：0.020％以下、Co：0.020％以下、Zr：0.020％以下和REM：0.0200％以下中的至少1种。
[4]根据上述[1]～[3]中任一项所述的高强度钢板，其中，在钢板表面具有镀层。
[5]一种高强度钢板的制造方法，对具有上述[1]或[3]所述的成分组成的钢坯实施热轧，制成热轧板，
接着，将上述热轧板在350℃以上600℃以下的卷绕温度下卷绕，
然后，在300℃以上的温度区域滞留5000秒以上后，进行冷却，
接着，对上述热轧板实施酸洗，
接着，对上述热轧板在冷轧的累积压下率为30％～75％的条件下实施冷轧，制成冷轧板，
接着，进行退火工序：将上述冷轧板在露点为-35℃以上的气氛中加热到740℃～950℃的加热温度，接着，在从该加热温度到500℃的平均冷却速度为10℃/秒以上的条件下，冷却到150℃～300℃的冷却停止温度，
接着，将上述冷轧板再加热到(冷却停止温度+50℃)～500℃的再加热温度，在该再加热温度保持10秒以上。
[6]根据上述[5]所述的高强度钢板的制造方法，其中，进行预退火工序：上述冷轧后且上述退火工序前，将上述冷轧板加热到830℃以上的加热温度，在从该加热温度到500℃的平均冷却速度为5℃/秒以上的条件下进行冷却。
[7]根据上述[6]所述的高强度钢板的制造方法，其中，上述预退火工序之后，将上述冷轧板冷却到50℃以下，以0.05％～1.00％的伸长率轧制，然后，进行上述退火工序。
根据本发明，能够提供延展性、拉伸凸缘性、弯曲性和耐LME性优异、能够制造高的尺寸精度的部件的拉伸强度1180MPa以上的高强度钢板及其制造方法。
附图说明
图1是用于对板厚减少量的测定和对应晶界频率的观察位置进行说明的简图。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式进行说明。应予说明，本发明不受以下的实施方式限定。首先，对钢板的成分组成的适当范围及其限定理由进行说明。应予说明，以下的说明中，表示钢板的成分元素的含量的“％”只要没有特别说明，就表示“质量％”。
C：0.120％～0.250％
C是对生成规定的量的作为硬质相的回火马氏体、贝氏体和淬火马氏体以及残余奥氏体、使TS为1180MPa以上且得到成型时优异的尺寸精度有效的元素。如果C的含量低于0.120％，则铁素体的面积率增加，另外，回火马氏体和贝氏体的合计的面积率减少，很难使TS为1180MPa以上。另一方面，如果C的含量超过0.250％，则残余奥氏体中的碳浓度过度增加，冲裁时由残余奥氏体生成的马氏体的硬度显著上升。其结果是促进扩孔时的龟裂进展，拉伸凸缘性降低。另外，弯曲性也降低。因此，C的含量为0.120％～0.250％。C的含量优选为0.140％以上，更优选为0.150％以上。另外，C的含量优选为0.230％以下，更优选为0.220％以下。
Si：0.80％～2.00％
Si是抑制退火中的碳化物生成，促进残余奥氏体的生成，从而影响残余奥氏体的体积率和残余奥氏体中的碳浓度的元素。另外，通过减少Si的含量，能够降低钢板表层的对应晶界频率，提高耐LME特性。如果Si的含量低于0.80％，则残余奥氏体的体积率减少，延展性降低。另一方面，如果Si的含量超过2.00％，则高温拉伸试验时钢板表层的组织发生奥氏体化时，钢板表层的奥氏体组织中产生孪晶，即，对应晶界频率增加，因此耐LME特性劣化。因此，Si的含量为0.80％～2.00％。Si的含量优选为0.90％以上，更优选为1.00％以上。另外，Si的含量优选为1.80％以下，更优选为1.70％以下。
Mn：超过2.45％且为4.00％以下
Mn是钢的重要的基本成分的之一，特别是在本发明中是影响硬质相的面积率的重要的元素。如果Mn的含量低于2.45％，则铁素体的面积率增加，另外，回火马氏体和贝氏体的合计的面积率减少，很难使TS为1180MPa以上。另外，YR降低。另一方面，如果Mn的含量超过4.00％，则淬火马氏体的面积率增加，拉伸凸缘性和弯曲性降低。因此，Mn的含量超过2.45％且为4.00％以下。Mn的含量优选为2.50％以上，更优选为2.55％以上。另外，Mn的含量优选为3.50％以下，更优选为3.00％以下。
P：0.001％～0.100％
P具有固溶强化的作用，是能够提高钢板的强度的元素。为了得到这样的效果，使P的含量为0.001％以上。另一方面，如果P的含量超过0.100％，则在原奥氏体晶界偏析而使晶界脆化，因此冲裁后的空隙的生成量增加，拉伸凸缘性降低。另外，弯曲性也降低。因此，P的含量为0.001％～0.100％。P的含量优选为0.002％以上，更优选为0.003％以上。另外，P的含量优选为0.050％以下，更优选为0.030％以下。
S：0.0200％以下
S在钢中作为硫化物存在，如果含量超过0.0200％，则降低钢板的极限变形能力。其结果是冲裁后的空隙的生成量增加，拉伸凸缘性降低。另外，弯曲性也降低。因此，S的含量为0.0200％以下。应予说明，S的含量的下限没有特别规定，从生产技术上的制约考虑，S的含量优选为0.0001％以上。另外，S的含量优选为0.0040％以下。
Al：0.010％～1.000％
Al是抑制退火中的碳化物生成、另外促进残余奥氏体的生成、影响残余奥氏体的体积率和残余奥氏体中的碳浓度的元素。为了得到这样的效果，使Al的含量为0.010％以上。另一方面，如果Al含量超过1.000％，则生成大量铁素体，成型时的尺寸精度降低。因此，Al的含量为0.010％～1.000％。Al的含量优选为0.015％以上，更优选为0.020％以上。另外，Al的含量优选为0.100％以下，更优选为0.070％以下。
N：0.0100％以下
N在钢中作为氮化物存在，如果含量超过0.0100％，则降低钢板的极限变形能力。其结果是冲裁后的空隙的生成量增加，拉伸凸缘性降低。另外，弯曲性也降低。因此，N的含量为0.0100％以下。应予说明，N的含量的下限没有特别规定，从生产技术上的制约考虑，N的含量优选为0.0005％以上。另外，N的含量优选为0.0050％以下。
Mneq：3.00％～4.20％
是本发明中极其重要的发明构成要件。Mneq是对通过提高淬透性而使TS为1180MPa以上、成型时得到优异的尺寸精度、并且得到优异的延展性有效的参数。如果Mneq低于3.00％，则铁素体的面积率增加，另外，回火马氏体和贝氏体的合计的面积率减少，很难使TS为1180MPa以上。另外，YR降低。另一方面，如果Mneq超过4.20％，则淬火马氏体的面积率增加，钢板中的扩散性氢量增加，拉伸凸缘性和弯曲性降低。另外，YR降低，无法得到成型时优异的尺寸精度。因此，Mneq为3.00％～4.20％。Mneq优选为3.10％以上，更优选为3.20％以上。另外，Mneq优选为4.10％以下，更优选为3.90％以下。
这里，Mneq由下式(1)计算。
Mneq＝0.26×[％Si]+[％Mn]+3.5×[％P]+2.68×[％Mo]+1.29×[％Cr]···(1)
应予说明，式(1)中的[％X]表示钢中的元素X的含量(质量％)，不含有的情况下为0。
[任意成分]
本发明的高强度钢板除了上述的成分组成、优选以质量％计还单独或者组合含有选自Mo：0.500％以下、Cr：0.300％以下、Ca：0.0200％以下、Sb：0.200％以下、Ti：0.100％以下、Nb：0.100％以下、V：0.100％以下、B：0.0100％以下、Cu：1.00％以下、Ni：0.50％以下、Sn：0.200％以下、Ta：0.100％以下、Mg：0.0200％以下、Zn：0.020％以下、Co：0.020％以下、Zr：0.020％以下和REM：0.0200％以下中的至少1种。
Mo：0.500％以下
Mo是提高淬透性的元素，对生成硬质相有效的元素。如果Mo的含量超过0.500％，则淬火马氏体的面积率增加，拉伸凸缘性和弯曲性降低。因此，Mo的含量为0.500％以下。应予说明，Mo的含量的下限可以为0.000％，但从提高淬透性、使TS为更优选的范围内的观点考虑，Mo的含量优选为0.010％以上。Mo的含量优选为0.450％以下，更优选为0.400％以下。另外，Mo的含量更优选为0.030％以上。
Cr：0.300％以下
Cr是提高淬透性的元素，对生成硬质相有效的元素。如果Cr的含量超过0.300％，则淬火马氏体的面积率增加，拉伸凸缘性和弯曲性降低。因此，Cr的含量为0.300％以下。应予说明，Cr的含量的下限可以为0.000％，但从提高淬透性、使TS为更优选的范围内的观点考虑，Cr的含量优选为0.010％以上。另外，Cr的含量优选为0.250％以下，更优选为0.100％以下。
Ca：0.0200％以下
Ca在钢中作为夹杂物存在。如果Ca的含量超过0.0200％，则钢板中含有扩散性氢的情况下，上述夹杂物在弯曲试验时成为龟裂的起点，因此弯曲性降低。因此，Ca的含量为0.0200％以下。应予说明，Ca的含量的下限可以为0.0000％，但从生产技术上的制约考虑，Ca的含量优选为0.0001％以上。另外，Ca的含量优选为0.0020％以下。
Sb：0.200％以下
Sb是对抑制退火中的钢板表面的氧化、控制表层软化厚度有效的元素。如果Sb的含量超过0.200％，则无法形成表层软化层，因此弯曲性降低。另外，表层的C强度与钢板的板厚1/4位置的C强度的比增加，高温拉伸试验时钢板表层的对应晶界频率增加，因此耐LME特性降低。因此，Sb的含量为0.200％以下。应予说明，Sb的含量的下限可以为0.000％，但从控制表层软化厚度，使TS为更优选的范围内的观点考虑，Sb的含量优选为0.001％以上。Sb的含量更优选为0.002％以上，进一步优选为0.005％以上。另外，Sb的含量优选为0.050％以下，更优选为0.020％以下。
Ti、Nb和V在热轧时或者退火时形成微小的碳化物、氮化物或者碳氮化合物，从而使TS提高。为了得到这样的效果，使Ti、Nb和V中的至少1种的含量分别为0.001％以上。另一方面，如果Ti、Nb和V中的至少1种的含量分别超过0.100％，则生成大量粗大的析出物、夹杂物，钢板中含有扩散性氢的情况下，弯曲试验时成为龟裂的起点，因此弯曲性降低。因此，添加Ti、Nb和V中的至少1种的情况下，它们的含量分别为0.100％以下。添加Ti、Nb和V中的至少1种的情况下，它们的含量分别优选为0.005％以上。另外，添加Ti、Nb和V中的至少1种的情况下，它们的含量分别优选为0.060％以下。另外，添加Ti、Nb和V中的至少1种的情况下，它们的含量分别更优选为0.010％以上。
B是在奥氏体晶界偏析而能够提高淬透性提高的元素，通过在钢中添加B，能够抑制退火冷却时的铁素体的生成和晶粒生长。为了得到这样的效果，优选B的含量为0.0001％以上。另一方面，如果B的含量超过0.0100％，则热轧中钢板内部产生裂纹，降低钢板的极限变形能力，因此冲裁后的总空隙数密度增加，拉伸凸缘性降低。另外，弯曲性也降低。因此，添加B的情况下，该含量为0.0100％以下。另外，添加B的情况下，该含量更优选为0.0002％以上。添加B的情况下，该含量优选为0.0050％以下。
Cu是显著提高淬透性的元素，是对使硬质相的面积率在更优选的范围内，使TS在更优选的范围内，并且进一步提高成型时的尺寸精度有效的元素。为了得到这样的效果，优选Cu的含量为0.01％以上。另一方面，如果Cu的含量超过1.00％，则硬质相的面积率增加，成型时的尺寸精度和延展性降低。另外，粗大的析出物、夹杂物增加，钢板中含有扩散性氢的情况下，弯曲试验时成为龟裂的起点，因此弯曲性降低。因此，添加Cu的情况下，该含量为1.00％以下。添加Cu的情况下，该含量更优选为0.02％以上。另外，添加Cu的情况下，该含量优选为0.20％以下。
Ni是显著提高淬透性的元素，是对使硬质相的面积率在更优选的范围内，使TS在更优选的范围内，并且进一步提高成型时的尺寸精度有效的元素。为了得到这样的效果，优选Ni的含量为0.01％以上。另一方面，如果Ni的含量超过0.50％，则硬质相的面积率增加，成型时的尺寸精度和延展性降低。另外，粗大的析出物、夹杂物增加，钢板中含有扩散性氢的情况下，弯曲试验时成为龟裂的起点，因此弯曲性降低。因此，添加Ni的情况下，该含量为0.50％以下。添加Ni的情况下，该含量更优选为，0.02％以上。另外，添加Ni的情况下，该含量优选为0.20％以下。
Sn是对抑制退火中的钢板表面的氧化、更适当地控制表层软化厚度有效的元素。为了得到这样的效果，优选Sn的含量为0.001％以上。另一方面，如果Sn的含量超过0.200％，则粗大的析出物、夹杂物增加，钢板中含有扩散性氢的情况下，该析出物、夹杂物在弯曲试验时成为龟裂的起点，因此弯曲性降低。因此，添加Sn的情况下，该含量为0.200％以下。添加Sn的情况下，该含量更优选为0.005％以上。另外，添加Sn的情况下，该含量优选为0.050％以下。
Ta与Ti、Nb和V同样在热轧时或者退火时形成微小的碳化物、氮化物或者碳氮化物而使TS提高。而且，认为Ta一部分固溶在Nb碳化物、Nb碳氮化物中而生成(Nb，Ta)(C，N)这样的复合析出物，具有显著抑制析出物的粗大化，使析出强化稳定而提高钢板的强度的效果。为了得到这样的效果，Ta的含量优选为0.001％以上。另一方面，如果Ta的含量超过0.100％，则生成大量粗大的析出物、夹杂物，钢板中含有扩散性氢的情况下，该析出物、夹杂物在弯曲试验时成为龟裂的起点，因此弯曲性降低。因此，添加Ta的情况下，该含量为0.100％以下。添加Ta的情况下，该含量优选为0.005％以上。另外，添加Ta的情况下，该含量优选为0.050％以下。
Mg是将硫化物、氧化物等夹杂物的形状球状化，对提高钢板的极限变形能力、提高拉伸凸缘性有效的元素。为了得到这样的效果，优选Mg的含量为0.0001％以上。另一方面，如果Mg的含量超过0.0200％，则生成大量粗大的析出物、夹杂物，钢板中含有扩散性氢的情况下，该析出物、夹杂物在弯曲试验时成为龟裂的起点，因此弯曲性降低。因此，添加Mg的情况下，该含量为0.0200％以下。添加Mg的情况下，该含量优选为0.0005％以上。另外，添加Mg的情况下，该含量优选为0.0050％以下。
Zn、Co和Zr均为将夹杂物的形状球状化而对提高钢板的极限变形能力、提高拉伸凸缘性有效的元素。为了得到这样的效果，Zn、Co和Zr中的1种或者2种以上的含量分别优选为0.001％以上。另一方面，如果Zn、Co和Zr中的1种或者2种以上的含量分别超过0.020％，则生成大量粗大的析出物、夹杂物，钢板中含有扩散性氢的情况下，该析出物、夹杂物在弯曲试验时成为龟裂的起点，因此弯曲性降低。因此，添加Zn、Co和Zr中的1种或者2种以上的情况下，Zn，、Co和Zr的1种或者2种以上的含量分别为0.020％以下。添加Zn、Co和Zr的1种或者2种以上的情况下，Zn、Co和Zr中的1种或者2种以上的含量优选分别为0.002％以上。另外，添加Zn、Co和Zr中的1种或者2种以上的情况下，Zn、Co和Zr中的1种或者2种以上的含量分别优选为0.010％以下。
REM是将夹杂物的形状球状化而对提高钢板的极限变形能力，提高拉伸凸缘性有效的元素。为了得到这样的效果，REM的含量优选为0.0001％以上。另一方面，如果REM的含量超过0.0200％，则生成大量粗大的析出物、夹杂物，钢板中含有扩散性氢的情况下，该析出物、夹杂物在弯曲试验时成为龟裂的起点，因此弯曲性降低。因此，REM添加的情况下，该含量は0.0200％以下。添加REM的情况下，该含量优选为0.0005％以上。另外，添加REM的情况下，该含量优选为0.0100％以下。
上述的成分以外的剩余部分为Fe和不可避免的杂质。应予说明，对于上述任意成分，含量低于上述的优选下限值时不损害本发明的效果，因此含有低于下限值的这些任意元素时作为不可避免的杂质处理。
接下来，对本发明的高强度钢板的钢组织进行说明。
铁素体的面积率：25％以下
通过使铁素体的面积率为25％以下，能够将YR控制在所希望的范围内，成型时能够得到优异的尺寸精度。另一方面，如果铁素体的面积率超过25％，则YR降低，无法得到成型时优异的尺寸精度。另外，作为软质相的铁素体与作为硬质相的淬火马氏体的硬度差增大，因此拉伸凸缘性和弯曲性降低。应予说明，即便铁素体的面积率为0％也得到本发明的效果，但为了进一步提高延展性，优选使铁素体的面积率为1％以上。因此，铁素体的面积率为25％以下。铁素体的面积率优选为1％以上，更优选为2％以上。另外，铁素体的面积率优选为22％以下，更优选为16％以下。应予说明，如后所述，铁素体的面积率的观察位置为钢板的板厚的1/4位置。
回火马氏体和贝氏体的合计的面积率：65％～96％
通过使作为具有作为软质相的铁素体与作为硬质相的淬火马氏体的中间硬度的相的回火马氏体和贝氏体的合计的面积率为65％以上，能够减少钢板中的扩散性氢量，提高拉伸凸缘性和弯曲性。另外，通过含有65％以上的回火马氏体和贝氏体，能够将YR控制在所希望的范围内，能够得到成型时优异的尺寸精度。另一方面，如果回火马氏体和贝氏体的合计的面积率超过96％，则YR增大，无法得到成型时优异的尺寸精度。另外，很难实现1180MPa以上的TS。因此，回火马氏体的面积率为65％以上96％以下。回火马氏体的面积率优选为68％以上，更优选为71％以上，进一步优选为75％以上。另外，回火马氏体的面积率优选为95％以下，更优选为90％以下，进一步优选为84％以下。应予说明，如后所述，回火马氏体的面积率的观察位置为钢板的板厚1/4位置。
淬火马氏体的面积率：15％以下
通过使淬火马氏体的面积率为15％以下，能够将YR控制在所希望的范围内，能够得到成型时优异的尺寸精度。另外，减少钢板中的扩散性氢量，能够提高拉伸凸缘性和弯曲性。另一方面，如果淬火马氏体的面积率超过15％，则YR降低，无法得到成型时优异的尺寸精度。另外，钢板中的扩散性氢量增加，拉伸凸缘性和弯曲性降低。应予说明，即便淬火马氏体的面积率为0％也得到本发明的效果，但为了将YR控制在所希望的范围内，优选使淬火马氏体的面积率为1％以上。因此，淬火马氏体的面积率为15％以下。淬火马氏体的面积率优选为1％以上，更优选为2％以上。另外，淬火马氏体的面积率优选为10％以下，更优选为6％以下。应予说明，如后所述，淬火马氏体的面积率的观察位置为钢板的板厚的1/4位置。
这里，铁素体、回火马氏体、贝氏体以及淬火马氏体的面积率的测定方法如下。以与钢板的轧制方向平行的板厚截面(L截面)为观察面的方式切出试料后，使用金刚石膏对观察面进行镜面研磨，然后，使用胶体二氧化硅实施精研磨，再用3vol.％硝酸酒精蚀刻使组织显出。在加速电压为1kV的条件下，使用具备InLens检测器的SEM(Scanning ElectronMicroscope；扫描电子显微镜)以钢板的板厚的1/4位置为观察位置，以5000倍的倍率在17μm×23μm的视场范围观察3个视场。对得到的组织图像，使用Adobe Systems公司的AdobePhotoshop，计算3个视场的将各构成组织(铁素体，回火马氏体和贝氏体以及淬火马氏体)的面积除以测定面积而得的面积率，将这些值平均作为各组织的面积率。另外，上述的组织图像中，铁素体是凹部的组织且不含碳化物的平坦的组织，回火马氏体和贝氏体是凹部的组织且包含微小的碳化物的组织，淬火马氏体是凸部且组织内部具有微小的凹凸的组织，彼此能够区分。应予说明，回火马氏体和贝氏体因为求出合计的面积率，所以不必区分。
残余奥氏体的体积率：4％～20％
通过含有4％以上残余奥氏体，能够得到优异的延展性。另一方面，如果残余奥氏体的体积率超过20％，则残余奥氏体具有高的氢浓度，因此冲裁时或者弯曲试验时接受加工而发生马氏体相变时，在马氏体内部产生空隙。因此，冲裁后的空隙的生成量增加，拉伸凸缘性降低。另外，在弯曲试验时马氏体内部产生的空隙成为龟裂的起点，因此弯曲性也降低。因此，残余奥氏体的体积率为4％～20％。残余奥氏体的体积率优选为5％以上，更优选为6％以上。另外，残余奥氏体的体积率优选为18％以下，更优选为14％以下。
这里，残余奥氏体的体积率的测定方法如下。将钢板在板厚方向(深度方向)机械研削到板厚的1/4后，利用草酸进行化学研磨，作为观察面。利用X射线衍射法观察该观察面。作为入射X射线，使用Co的Kα线源，求出fcc铁(奥氏体)的(200)、(220)、(311)各面的衍射强度与bcc铁的(200)、(211)、(220)各面的衍射强度的比，将其作为残余奥氏体的体积率。
另外，根据本发明的钢组织中，除了上述的铁素体、回火马氏体、贝氏体、淬火马氏体和残余奥氏体以外，作为珠光体、渗碳体等碳化物、其它钢板的组织公知的钢组织以面积率计在合计8％以下的范围，即便含有，也不损害本发明的效果。应予说明，其它的钢板的组织(剩余部分组织)例如可以通过SEM观察确认进行判定。
钢板中的扩散性氢量：0.60质量ppm以下
是本发明中极其重要的发明构成要件。本发明人等为了实现拉伸凸缘性优异的高强度钢板，进行了深入研究，结果发现钢板中的扩散性氢量与拉伸凸缘性和弯曲性相关。进一步研究的结果，发现通过使钢板中的扩散性氢量为0.60质量ppm以下，能够得到优异的拉伸凸缘性和弯曲性，从而完成了本发明。应予说明，钢板中的扩散性氢量的下限没有特别规定，从生产技术上的制约考虑，钢板中的扩散性氢量优选为0.01质量ppm以上。钢板中的扩散性氢量更优选为0.05质量ppm以上。另外，钢板中的扩散性氢量优选为0.50质量ppm以下，更优选为0.45质量ppm以下。应予说明，测定扩散性氢量的钢板除了镀覆处理前的高强度钢板，也可以为镀覆处理后加工前的高强度镀覆钢板的母材钢板。另外，可以为镀覆处理后实施了穿孔加工、伸长凸缘成型以及弯曲加工等加工的钢板的母材钢板，也可以为进一步将加工后的钢板焊接而制造的制品的母材部分。
这里，钢板中的扩散性氢量的测定方法如下。钢板没有镀层的高强度钢板的情况下，采取长度为30mm、宽度为5mm的试验片。钢板为高强度热浸镀锌钢板的情况下，采取长度为30mm、宽度为5mm的试验片，将熔融锌镀层或者合金化熔融锌镀层除去碱。然后，通过热解吸分析法测定从试验片放出的氢量。具体而言，以升温速度200℃/h从室温连续加热到300℃后，冷却到室温，测定从室温到210℃从试验片放出的累积氢量，作为钢板中的扩散性氢量。
表层软化厚度：5μm～150μm
与板厚1/4位置比较，使钢板的表层部软化，能够得到优异的弯曲性和耐LME特性。为了得到这样的效果，使表层软化层的厚度(表层软化厚度)为5μm以上。另一方面，为了使TS为1180MPa以上，表层软化厚度为150μm以下。因此，表层软化厚度为5μm～150μm。表层软化厚度优选为10μm以上，更优选为15μm以上。另外，表层软化厚度优选为130μm以下，更优选为110μm以下，进一步优选为80μm以下。
这里，表层软化厚度的测定方法如下。
通过湿式研磨将与钢板的轧制方向平行的板厚截面(L截面)平滑化后，使用维氏硬度计以载荷10gf距板厚表面从板厚方向5μm的位置到板厚方向100μm的位置以5μm间隔进行测定。然后到板厚中心以20μm间隔进行测定。将硬度与板厚1/4位置的硬度相比降低到95％以下的区域作为软化区域，将从钢板表层到软化区域的板厚方向的厚度定义为表层软化厚度。
高温拉伸试验后的钢板表层的对应晶界频率：0.45以下
是本发明中极其重要的发明构成要件。通过将高温拉伸试验后的钢板表层的对应晶界频率降低到0.45以下，能够减少LME裂纹优先进行的对应晶界的数量，能够得到优异的耐LME特性。应予说明，高温拉伸试验后的钢板表层的对应晶界频率的下限没有特别规定，通常高温拉伸试验后的钢板表层的对应晶界频率为0.05以上。高温拉伸试验后的钢板表层的对应晶界频率优选为0.15以上。另外，高温拉伸试验后的钢板表层的对应晶界频率优选为0.41以下，更优选为0.35以下。
这里，高温拉伸试验后的钢板表层的对应晶界频率如下计算。
以与试验片的拉伸方向平行的板厚截面(L截面)为观察面，以包含实施例中记载的高温拉伸试验后的试验片的断裂部的方式进行切断，采取对应晶界频率测定用样品。接着，通过使用金刚石膏和氧化铝膏的抛光，将对应晶界频率测定用样品的板厚截面平滑化后，通过离子铣削将加工层完全除去。接着，供试钢为冷轧板的情况下，对与镀覆钢板接合的一侧的钢板表层，供试钢为镀覆钢板的情况下，对镀层侧的钢板表层，用FE-SEM/EBSD(JSM7100F：日本电子株式会社制，OIM：株式会社TSL制)测定晶体取向。EBSD测定在足以通过晶体取向评价马氏体的下部组织的测定条件(观察位置：LME裂纹产生部附近，测定视场：60μm(拉伸方向)×40μm(龟裂进展方向)，测定点间隔：40nm)下进行。这里，LME裂纹产生部附近是指高温拉伸试验后在钢板表面产生的多个龟裂(LME裂纹)的中间的区域。图1的例中，龟裂a与b的中间的区域A和龟裂b与c的中间的区域B分别为LME裂纹产生部附近。应予说明，如图1的例所示，存在多个LME裂纹产生部附近的情况下，对应晶界频率的观察可以在任一位置进行。对得到的EBSD观察结果，调查测定视场内的钢板表层的整个晶界的特征。接着，由具有测定视场内的钢板表层的对应晶界的关系的晶界的数量和测定视场内的钢板表层的晶界的总数按下式计算钢板表层的对应晶界频率。
[高温拉伸试验后的钢板表层的对应晶界频率]＝[具有测定视场内的钢板表层的对应晶界的关系的晶界的数]/[测定视场内的钢板表层的晶界的总数]
这里，对应晶界被定义为∑23以下的低∑CSL(Coincident Site Lattice)晶界。
钢板的表层的C强度与钢板的板厚1/4位置的C强度的比：0.70以下
优选钢板的表层的C强度与钢板的板厚1/4位置的C强度的比为0.70以下。钢板的表层的C强度与钢板的板厚1/4位置的C强度的比由以下的公式表示。
[表层的C强度与钢板的板厚的1/4位置的C强度的比]＝[钢板的表层的C强度]/[钢板的板厚的1/4位置的C强度]
通过如后所述控制冷轧的最终道次的压下率和该最终道次的前一道次的压下率，并且如后所述控制加热冷轧板时的加热温度下的气氛的露点，能够将钢板的表层的C强度与钢板的板厚的1/4位置的C强度的比控制在0.70以下，能够进一步提高弯曲性和耐LME特性。通过使钢板的表层的C强度与钢板的板厚的1/4位置的C强度的比为0.70以下，防止钢板表面的C量的增加，高温拉伸试验的升温时钢板表层的组织发生奥氏体化时，能够适当地钢板表层的奥氏体组织中产生孪晶，能够进一步提高耐LME特性。另外，由于能够更适当地软化钢板的表层部，所以能够进一步提高弯曲性。应予说明，钢板的表层的C强度与钢板的板厚的1/4位置的C强度的比的下限没有特别规定，为了使TS为优选的范围内，钢板的表层的C强度与钢板的板厚的1/4位置的C强度的比优选为0.05以上。因此，钢板的表层的C强度与钢板的板厚1/4位置的C强度的比优选为0.70以下。钢板的表层的C强度与钢板的板厚1/4位置的C强度的比更优选为0.50以下，进一步优选为0.40以下。另外，钢板的表层的C强度与钢板的板厚1/4位置的C强度的比优选为0.05以上，更优选为0.10以上。
这里，钢板的表层的C强度和钢板的板厚1/4位置的C强度的计算方法如下。从钢板采取长度为20mm、宽度为20mm的试验片。利用辉光放电发射光谱法(GDS；GlowDischargeSpectroscopy)从钢板表层沿深度方向分析测定试料。这里，钢板的表层的C强度和钢板的板厚的1/4位置的C强度为分别通过GDS测定的距钢板表面的测定时间为100s的区域的C强度和距钢板表面的测定时间为1100s的区域的C强度。应予说明，GDS装置使用株式会社Rigaku制GDA750，测定条件如下。
·测定模式：高频模式
·电极尺寸：φ4[mm]
·高频电压：600[V]
·Ar气体压力：2.8[hPa]
本发明的高强度钢板的拉伸强度(TS)为1180MPa以上。
应予说明，TS的测定根据JISZ2241如下进行。从高强度钢板以长度方向与钢板的轧制方向成直角的方式采取JIS5号试验片。使用该试验片，在十字头位移速度Vc为1.67×10-1mm/秒的条件下进行拉伸试验，测定TS。
本发明的高强度钢板可以在表面具有镀层。镀层的组成没有特别限定，可以为一般的组成。镀层可以通过任何方法形成，例如，可以为热浸镀层或者电镀层。另外，镀层可以进行合金化。
优选镀层为热浸镀锌层。热浸镀锌层的组成没有特别限定。一个例子中，镀层具有如下组成：含有Fe：20质量％以下、Al：0.001质量％～1.0质量％，并且含有合计为0质量％～3.5质量％的选自Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi和REM中的1种或者2种以上，剩余部分由Zn和不可避免的杂质构成。镀层为热浸镀锌层的情况下，镀层中的Fe含量低于7质量％，合金化热浸镀锌层的情况下，镀层中的Fe含量为7质量％～15质量％，更优选为8质量％～13质量％。
另外，作为镀层，也优选熔融锌-铝-镁合金镀层(Zn-Al-Mg镀层)。Zn-Al-Mg镀层的组成没有特别限定，但优选为含有1质量％～22质量％的Al、Mg0.1质量％～10质量％、剩余部分由Zn和不可避免的杂质构成的组成。另外，Zn-Al-Mg镀层除了Zn、Al、Mg以外，还可以含有合计1质量％以下的选自Si、Ni、Ce和La中的1种或者2种以上。另外，镀层可以以任何金属为主体，例如可以为Al镀层等。
镀覆的附着量没有特别限定，优选每钢板单面的镀覆附着量为20g/m2～80g/m2以下。
镀层优选为具有裂缝。通过镀层具有裂缝，能够将钢板中的扩散性氢量减少到更优选的范围内。其结果是能够提高拉伸凸缘性和弯曲性。
这里，镀层是否具有裂缝如下判定。对于在钢板表面形成的镀层，使用SEM以1500倍的倍率对钢板的正面和背面各面观察2个视场合计4视场，在上述4个视场任一个中存在1个以上的具有10μm以上的长度的裂缝的情况，判定为具有裂缝。
应予说明，本发明的高强度钢板的板厚没有特别限定，通常为0.3mm～2.8mm。
接下来，对本发明的高强度钢板的制造方法进行说明。应予说明，对高强度薄钢板的制造方法，各温度范围只要没有特别提及，就为钢坯或者钢板的表面温度。
首先，制造具有上述的成分组成的钢坯。首先熔炼钢坯材制成具有上述成分组成的钢水。溶制方法没有特别限定，转炉熔炼、电炉熔炼等公知的熔炼方法均可使用。使得到的钢水凝固来制造钢坯(板坯)。由钢水制造钢坯的方法没有特别限定，可以使用连续铸造法、铸锭法或者薄板坯铸造法等。为了防止宏观偏析，钢坯优选通过连续铸造法来制造。
接着，对制造的钢坯实施由粗轧和精轧构成的热轧，制成热轧板。一个例子中，将如上述那样制造的钢坯暂时冷却到室温，然后将板坯加热后进行轧制。从碳化物的溶解、减少轧制载荷的观点考虑，板坯加热温度优选为1100℃以上。另外，为了防止氧化皮损失的增大，板坯加热温度优选为1300℃以下。应予说明，板坯加热温度以加热时的板坯表面的温度为基准。
此外，热轧可以使用节能工艺进行。作为节能工艺，可以举出不将制造的钢坯冷却到室温，而以温片的状态装入加热炉中进行热轧的直送轧制；或者对制造的钢坯进行略微保温后立即轧制的直接轧制等。
接着，在通常的条件下对钢坯实施粗轧，制成薄板坯。对该薄板坯实施精轧，制成热轧板。应予说明，降低板坯的加热温度时，从防止精轧时的故障的观点考虑，优选精轧前使用棒式加热器等加热薄板坯。为了减少轧制负荷，另外，如果奥氏体的未再结晶状态下的压下率增高，则轧制方向伸长的异常的组织发达，降低退火板的加工性，因此精轧温度优选为Ar3转变点以上。
应予说明，可以在热轧时将粗轧板彼此接合而连续地进行精轧。另外，可以在精轧前将粗轧板(薄板坯)暂时卷绕。另外，为了减少热轧时的轧制载荷，可以使精轧的一部分或者全部为润滑轧制。从钢板形状的均匀化和材质的均匀化的观点考虑，进行润滑轧制也是有效的。应予说明，润滑轧制时的摩擦系数优选为0.10～0.25的范围。
热轧后的卷绕温度：350℃～600℃
精轧后，卷绕热轧板进行回收。此时，通过将卷绕温度设为350℃以上，从而C扩散到热轧时生成的氧化皮中，即，促进钢板表层的脱碳，能够将退火板的表层软化厚度和钢板表层的对应晶界频率控制在所希望的范围内。其结果是能够得到优异的弯曲性和耐LME特性。另一方面，如果热轧后的卷绕温度超过600℃，则退火板的表层软化厚度增大，很难实现1180MPa以上的TS。因此，热轧后的卷绕温度为350℃～600℃。从将钢板的表层的C强度与钢板的板厚的1/4位置的C强度的比控制在0.7以下的观点出发，热轧后的卷绕温度优选为380℃以上，更优选为410℃以上。另外，热轧后的卷绕温度优选为570℃以下，更优选为550℃以下。
卷绕后在300℃以上的温度区域的滞留时间：5000秒以上
该构成要件是本发明中极其重要的发明构成要件。卷绕热轧板得到热轧卷后，使该热轧卷在300℃以上的温度区域以滞留时间为5000秒以上滞留。应予说明，滞留时间从热轧板成为热轧卷的时刻开始测定。由此，C扩散到热轧时生成的氧化皮中，即，促进钢板表层的脱碳，能够将退火板的表层软化厚度和钢板表层的对应晶界频率控制在所希望的范围内。其结果是能够得到优异的弯曲性和耐LME特性。应予说明，可以将热轧板卷绕后，以从该卷绕温度到300℃以上的温度区域的滞留时间为5000秒以上的方式保温或者冷却，也可以从卷绕温度一度冷却到低于300℃后，再加热到300℃以上，在300℃以上的温度区域滞留5000秒以上。另一方面，卷绕后在300℃以上的温度区域的滞留时间的上限没有特别规定，为了使TS在优选的范围内，卷绕后在300℃以上的温度区域的滞留时间优选为100000s以下。因此，卷绕后在300℃以上的温度区域的滞留时间为5000秒以上。从将钢板的表层的C强度于钢板的板厚的1/4位置的C强度的比控制在0.7以下的观点出发，卷绕后在300℃以上的温度区域的滞留时间优选为7000秒以上，更优选为9000秒以上。另外，卷绕后在300℃以上的温度区域的滞留时间优选为80000s以下，更优选为40000s以下。另外，如果使热轧卷滞留的温度为300℃以上的温度区域，就没有特别限定，优选为600℃以下。另外，使热轧卷滞留的温度优选为350℃以上。
在300℃以上的温度区域滞留5000秒以上后，将热轧板冷却。该时的冷却速度没有特别限定，例如为0.001℃/秒～1℃/秒。冷却停止温度没有特别限定，例如可以为20℃～200℃。
接着，对热轧板实施酸洗。通过酸洗能够将钢板表面的氧化物除去，因此对确保最终制品的高强度钢板的良好的化成处理性、镀覆品质很重要。应予说明，酸洗可以仅进行一次，也可以分多次进行。
可以在酸洗之前或者之后对热轧板实施热处理。通过在酸洗之前或者之后，对热轧板实施热处理，促进钢板表层的脱碳，能够使退火板的表层软化厚度在更优选的范围内。另外，能够将钢板的表层的C强度与钢板的板厚的1/4位置的C强度的比控制在所希望的范围内。应予说明，酸洗之前或者之后的热处理条件优选为在450℃以上650℃以下的温度区域保持900秒以上。热处理的保持时间的上限没有特别限定，优选为36000s以下的保持。
接着，对酸洗后的热轧板或者酸洗后实施了上述热处理的热轧板(热处理板)实施冷轧，制成冷轧板。本发明中，通过串联式的多机架轧制或者反向轧制等需要2道次以上的道次数的多道次轧制实施冷轧。
冷轧的累积压下率：30％～75％
通过使冷轧的累积压下率为30％以上，能够使铁素体的面积率为25％以下。其结果是将YR控制在所希望的范围内，能够得到成型时优异的尺寸精度。另一方面，如果冷轧的累积压下率超过75％，则冷轧时钢板表层的加工变形量增大，退火后钢板表层的对应晶界频率增加，耐LME特性降低。因此，冷轧的累积压下率为30％～75％。冷轧的累积压下率优选为40％以上，更优选为45％以上。另外，冷轧的累积压下率优选为70％以下，更优选为65％以下。
此时，使最终道次的压下率为1％～5％并且使该最终道次的前一道次的压下率为5％～30％是本发明中优选的发明构成要件。
冷轧的最终道次的压下率：1％～5％
通过适当地控制最终道次的压下率，形成钢板表层的冷轧组织，接着，退火，能够将钢板表层的对应晶界频率控制在更优选的范围，得到更优异的耐LME特性。通过使冷轧的最终道次的压下率为1％以上，适当地形成钢板表层的冷轧组织，能够将退火后的钢板表层的对应晶界频率控制在更优选的范围，得到更优异的耐LME特性。另外，通过使冷轧的最终道次的压下率为5％以下，使冷轧时的钢板表层的加工变形量在优选的范围内，能够将退火后的钢板表层的对应晶界频率控制在更优选的范围，得到更优异的耐LME特性。因此，冷轧的最终道次的压下率优选为1％～5％。冷轧的最终道次的压下率更优选为2％以上，进一步优选为3％以上。另外，冷轧的最终道次的压下率更优选为4％以下。
最终道次的前一道次的压下率：5％～30％
通过适当地控制最终道次的前一道次的压下率，能够将退火后的硬质相的面积率控制在更优选的范围内，使TS在更优选的范围内，并且成型时得到更优异的尺寸精度，并且能够得到更优异的延展性。通过使最终道次的前一道次的压下率为5％以上，使硬质相和铁素体的面积率在更优选的范围内，能够使TS在更优选的范围内。另外，通过使最终道次的前的道次的压下率为30％以下，使退火后的铁素体的面积率在更优选的范围内，成型时能够得到更优异的尺寸精度和延展性。因此，最终道次的前一道次的压下率优选为5％～30％。最终道次的前一道次的压下率更优选为6％以上，进一步优选为7％以上。另外，最终道次的前一道次的压下率は，更优选为28％以下，进一步优选为25％以下。
应予说明，对于冷轧的轧制道次的次数以及最终道次和最终道次的前一道次以外的道次的压下率，没有特别限定。
接着，对如上述那样得到的冷轧板进行退火。退火可以进行一次，也可以。以下中，将进行两次退火的情况下的第一次的退火工序称为预退火工序，也将进行两次退火的情况下的第二次的退火工序和进行一次退火的情况下的第一次的退火工序简称为退火工序。通过进行两次退火，能够生成微小的残余奥氏体，能够提高延展性和拉伸凸缘性。首先，说明实施两次退火的情况下的预退火工序。
进行两次退火的情况下，预退火的加热温度，即，上述的冷轧后且后述的退火工序之前的加热温度优选为830℃以上。
预退火的加热温度：830℃以上
通过使预退火的加热温度为830℃以上，进一步降低第二次退火后的组织的铁素体和淬火马氏体的面积率，使YR在更优选的范围内，能够进一步提高成型时的尺寸精度。另外，进一步降低淬火马氏体的面积率，钢板中的扩散性氢量也减少，使冲裁后的空隙的生成量在更优选的范围内，拉伸凸缘性进一步提高。另外，弯曲性也进一步提高。应予说明，预退火的加热温度的上限没有特别规定，为了提高成型时的尺寸精度，优选为950℃以下，更优选为920℃以下。另外，预退火的加热温度更优选为850℃以上，进一步优选为870℃以上。
应予说明，预退火的加热处理的保温时间没有特别规定，优选为10秒以上1000s以下的范围。
接着，优选将加热到830℃以上的加热温度的冷轧板在从该加热温度到500℃的平均冷却速度为5℃/秒以上的条件下进行冷却。
从830℃以上的加热温度到500℃的平均冷却速度：5℃/秒以上
通过使从830℃以上的加热温度到500℃的平均冷却速度低于5℃/秒，能够在预退火的冷却中抑制铁素体的生成量，使退火工序后得到的组织中的铁素体的面积率在更优选的范围内，并且使淬火马氏体的面积率在更优选的范围内，使YR在更优选的范围内，使成型时的尺寸精度在更优选的范围内。另外，通过使淬火马氏体的面积率在更优选的范围内，能够使钢板中的扩散性氢量也在更优选的范围内，因此能够减少冲裁后的空隙的生成量，进一步提高拉伸凸缘性。另外，也能够使弯曲性在更优选的范围内。应予说明，从830℃以上的加热温度到500℃的平均冷却速度的上限没有特别规定，从生产技术上的制约考虑，优选为1000℃/秒以下。另外，从830℃以上的加热温度到500℃的平均冷却速度更优选为8℃/秒以上。应予说明，从830℃以上的加热温度开始的冷却方法没有特别限定，可以使用气体喷射冷却、雾冷、水冷以及空冷等冷却方法。
上述到500℃的冷却后，从低于500℃的平均冷却速度、冷却停止温度以及冷却方法没有特别限定。作为冷却方法，可以使用气体喷射冷却、雾冷、水冷以及空冷等。另外，一个例子中，可以从低于500℃冷却到450℃以下室温程度的冷却停止温度。从低于500℃到冷却停止温度的平均冷却速度在一个例子中为5℃/秒～1000℃/秒。应予说明，冷却停止温度为450℃以下到150℃左右的范围时，可以在冷却停止温度保温10秒～1000秒后，冷却到50℃以下到室温左右的温度。另外，上述冷却停止温度为250℃左右以下到室温左右的范围时，可以冷却停止后，在冷却停止温度更高温度保温10秒～1000秒后，冷却到50℃以下室温左右的温度。
优选在上述的预退火工序后，将冷轧板冷却到50℃以下后，以0.05％～1.00％的伸长率进行轧制。
预退火后，冷却到50℃以下后的轧制的伸长率：0.05％～1.00％
通过预退火后冷却到50℃以下后实施轧制，能够降低退火后的钢板表层的对应晶界频率，提高耐LME特性。为了得到这样的效果，优选预退火后冷却到50℃以下后的轧制的伸长率为0.05％以上。另一方面，如果预退火后冷却到50℃以下后的轧制的伸长率超过1.00％，则退火后的铁素体和硬质相的粒径减少，因此YR增加，成型时的尺寸精度降低。因此，预退火后冷却到50℃以下后的轧制的伸长率优选为1.00％以下，更优选为0.70％以下。预退火后冷却到50℃以下后的轧制的伸长率更优选为0.10％以上。
到50℃以下的冷却后的轧制可以在与用于进行上述的预退火工序的退火装置连续的装置上(在线)进行，也可以在与用于进行预退火工序的退火装置不连续的装置上(离线)进行。另外，通过一次轧制实现目标伸长率，进行多次轧制，可以实现合计0.05％～1.00％的伸长率。应予说明，这里记载的轧制一般是指调质轧制，只要能够施加与调质轧制同等的伸长率，就可以通过利用矫平机的加工等方法进行轧制。
接下来，说明进行两次退火的情况下的第二次退火条件或者仅进行一次退火的情况下的退火条件。退火工序中，将冷轧板在露点为-35℃以上的气氛中加热到740℃～950℃的加热温度，从该加热温度到500℃的平均冷却速度为10℃/秒以上的条件下，冷却到150℃～300℃的冷却停止温度。
首先，将冷轧后或者进一步实施预退火后的冷轧板在露点-35℃以上的气氛中加热到740℃～950℃。
退火工序的加热温度：740℃～950℃
如果退火工序的加热温度低于740℃，则铁素体与奥氏体的两相区的加热中的奥氏体的生成比例不充分，因此退火后的回火马氏体和贝氏体的合计的面积率和残余奥氏体的体积率降低，另外，铁素体的面积率增加，很难使TS在1180MPa以上。另一方面，如果加热温度超过950℃，则奥氏体单相区的加热中产生奥氏体的晶粒生长，原奥氏体的晶界三相点的数量减少，即，残余奥氏体的成核位点减少，因此残余奥氏体的体积率降低。另外，另一方面，如果加热温度超过950℃，则延展性降低。因此，加热温度为740℃～950℃。加热温度优选为760℃以上，更优选为780℃以上。另外，加热温度优选为900℃以下，更优选为860℃以下。
应予说明，在上述加热温度的保持时间没有特别规定，优选为10秒～600s。通过在上述加热温度使保持时间为10秒以上，能够使铁素体和奥氏体的两相区的加热中奥氏体的生成比例在优选的范围内，因此能够使退火后的回火马氏体和贝氏体的合计的面积率、淬火马氏体的面积率以及残余奥氏体的体积率在优选的范围内。另外，使铁素体的面积率在优选的范围内，能够使TS在优选的范围内。另外，能够使钢板表层部的软化层的形成在优选的范围内，使退火板的表层软化厚度和钢板的表层的C强度与钢板的板厚的1/4位置的C强度的比在优选的范围内，使弯曲性和耐LME特性在优选的范围内。另外，通过使上述加热温度下的保持时间为600s以下，能够实现使退火板的表层软化厚度为优选的范围内，使TS在优选的范围内。因此，上述加热温度的保持时间优选为10秒～600s。上述加热温度下的保持时间更优选为30秒以上。上述加热温度下的保持时间更优选为200s以下。
上述加热温度下的气氛的露点：-35℃以上
通过使加热温度下的气氛的露点为-35℃以上，能够经由气氛中的水分进行脱碳，在钢板表层部形成表层软化层。其结果是能够得到优异的弯曲性以及耐LME特性。应予说明，加热温度区域的露点的上限没有特别规定，为了使TS在优选的范围内，优选为15℃以下，更优选为5℃以下。上述加热温度的露点优选为-30℃以上，更优选为-25℃以上。应予说明，上述加热温度区域的温度以钢板的表面温度为基准。即，钢板的表面温度在上述加热温度时，将气氛的露点调整为上述范围内。
接着，将冷轧板在到500℃的平均冷却速度为10℃/秒以上的条件下冷却到150℃～300℃的冷却停止温度。
从加热温度到500℃的平均冷却速度：10℃/秒以上
通过使从740℃～950℃的上述加热温度到500℃的平均冷却速度为10℃/秒以上，能够将铁素体的面积率控制在所希望的范围内，使YR在所希望的范围内，能够得到成型时优异的尺寸精度。另外，通过抑制冷却时的铁素体的生长，能够降低淬火马氏体的面积率，因此冲裁后的空隙的生成量减少，拉伸凸缘性提高。另外，弯曲性也提高。应予说明，从加热温度到500℃的平均冷却速度的上限没有特别规定，从使退火中侵入钢板中的扩散性氢在冷却中适当地脱离，提高拉伸凸缘性和弯曲性的观点考虑，从加热温度到500℃的平均冷却速度的上限优选为50℃/秒以下，更优选为35℃/秒以下。另外，从加热温度到500℃的平均冷却速度优选为12℃/秒以上，更优选为15℃/秒以上，进一步优选为20℃/秒以上。
退火工序的冷却停止温度：150℃～300℃
通过使冷却停止温度冷却到马氏体相变开始温度以下，能够增加后述的再加热后的保温工序中生成的回火马氏体的面积率，使残余奥氏体的体积率在所希望的范围内。另外，在冷却停止时刻，使奥氏体的一部分发生马氏体相变，能够减少钢板中的扩散性氢量，其结果是冲裁后的空隙的生成量减少，能够提高拉伸凸缘性。另外，也能够得到优异的弯曲性。如果冷却停止温度低于150℃，则冷却中存在的未相变奥氏体在冷却停止时刻几乎全部相变为马氏体，因此无法确保残余奥氏体的体积率在所希望的范围内，延展性降低。另一方面，如果冷却停止温度超过300℃，则回火马氏体和贝氏体的合计的面积率降低，淬火马氏体的面积率增加，因此YR降低，成型时的尺寸精度降低。另外，无法使残余奥氏体中的碳浓度在所希望的范围内，很难确保延展性和成型时的尺寸精度。另外，随着淬火马氏体的面积率的增加，钢板中的扩散性氢量也增加，因此冲裁后的空隙的生成量增加，拉伸凸缘性降低。另外，弯曲性也降低。因此，冷却停止温度为150℃～300℃。冷却停止温度优选为170℃以上，更优选为190℃以上。另外，冷却停止温度优选为280℃以下，更优选为260℃以下。
应予说明，从上述冷却中的低于500℃到上述冷却停止温度的平均冷却速度没有特别限定，通常为1℃/秒～50℃/秒。
接着，将退火工序的后的冷轧板再加热到(冷却停止温度+50℃)～500℃的再加热温度，在该再加热温度保持10秒以上。
再加热温度：(冷却停止温度+50℃)～500℃
通过退火工序后在冷却停止温度更高温度进行再加热，使冷却停止时存在的马氏体进行回火，并且使马氏体中过饱和固溶的C向奥氏体扩散，能够产生室温下稳定的奥氏体，即，残余奥氏体。如果再加热温度低于(冷却停止温度+50℃)，则不进行从冷却停止时生成的马氏体未向相变奥氏体的碳的分配，无法使残余奥氏体的体积率在所希望的范围内，延展性降低。另外，随着淬火马氏体的面积率增加，因此YR降低，成型时的尺寸精度降低。另外，淬火马氏体的面积率的增加，钢板中的扩散性氢量也增加，因此冲裁后的空隙的生成量增加，拉伸凸缘性降低。另外，弯曲性也降低。
另一方面，如果再加热温度超过500℃，则冷却停止时生成的马氏体的回火过度进行，因此很难使TS为1180MPa以上。另外，冷却停止时存在的未相变奥氏体分解为碳化物(珠光体)，因此延展性降低。因此，再加热温度为(冷却停止温度+50℃)～500℃。再加热温度优选为(冷却停止温度+80℃)以上，更优选为(冷却停止温度+100℃)以上。另外，(第二次退火的)再加热温度优选为450℃以下。
再加热温度下的保温时间：10秒以上
通过在再加热温度保温，从而从冷却停止时生成的马氏体向未相变奥氏体的碳的分配进行，能够实现残余奥氏体的体积率在所希望的范围内。再加热温度下的保温时间低于10s的情况下，从冷却停止时生成的马氏体向未相变奥氏体的碳的分配不进行，因此无法确保残余奥氏体的体积率在所希望的范围内，延展性降低。另外，淬火马氏体的面积率增加，因此YR降低，成型时的尺寸精度降低。另外，随着淬火马氏体的面积率的增加，钢板中的扩散性氢量也增加，因此冲裁后的空隙的生成量增加，拉伸凸缘性降低。另外，弯曲性也降低。因此，再加热温度下的保温时间为10秒以上。应予说明，再加热温度下的保温时间的上限没有特别规定，从生产技术上的制约考虑，优选为1000s以下。再加热温度下的保温时间优选为13秒以上，更优选为16秒以上。另外，再加热温度下的保温时间优选为1000s以下，更优选为200s以下。
再加热温度下保温后的平均冷却速度、冷却停止温度以及冷却方法没有特别限定。作为冷却方法，可以使用气体喷射冷却、雾冷、水冷以及空冷等。另外，从钢板表面的防氧化的观点考虑，再加热温度下保温后，优选冷却到50℃以下，更优选冷却到室温左右。该冷却的平均冷却速度通常为1℃/秒～50℃/秒。应予说明，高强度钢板为处理对象的情况下，通常冷却到室温后，成为处理对象。
另外，可以对上述的高强度钢板实施调质轧制。如果调质轧制的压下率超过1.00％，则从钢的屈服应力增大，成型时的尺寸精度降低的方面考虑，优选为1.00％以下。应予说明，调质轧制的压下率的下限没有特别限定，但从实现YR在更优选的范围内的观点考虑，优选为0.05％以上。另外，调质轧制可以在与用于进行上述的退火工序的退火装置连续的装置上(在线)进行，可以在与用于进行退火工序的退火装置不连续的装置上(离线)。另外，可以通过一次轧制实现目标压下率，也可以进行多次轧制实现合计0.05％～1.00％的压下率。应予说明，这里记载的轧制一般是指调质轧制，但只要施加与调质轧制同等的伸长率，就可以通过矫平机等进行轧制。
退火工序后，可以对高强度钢板实施镀覆处理。镀覆金属的种类没有特别限定，一个例子中为锌。作为镀锌处理，可以例示热浸镀锌处理和热浸镀锌处理后进行合金化处理的合金化热浸镀锌处理。应予说明，可以使用构成为连续地进行退火和热浸镀锌处理的装置(在1条生产线上)实施退火和热浸镀锌处理。另外，也可以实施熔融锌-铝-镁合金镀覆处理。
应予说明，实施热浸镀锌处理时，将高强度钢板浸渍在440℃～500℃的镀锌浴中实施热浸镀锌处理后，通过气体擦拭等调整镀覆附着量。作为热浸镀锌，优选使用Al含量为0.10质量％～0.23质量％、剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成的组成的镀锌浴。另外，实施镀锌的合金化处理时，热浸镀锌后，在460℃～600℃的温度区域实施镀锌的合金化处理。如果合金化温度低于460℃，则Zn-Fe合金化速度变得过慢，合金化变得极其困难。另一方面，如果合金化温度超过600℃，则未相变奥氏体向珠光体转变，有时TS和延展性降低。因此，进行镀锌的合金化处理时，优选在460℃～600℃的温度区域实施合金化处理，更优选在470℃～560℃以下，进一步优选在470℃～530℃。
另外，优选热浸镀锌钢板(GI)和合金化热浸镀锌钢板(GA)的镀覆附着量每单面为20g/m2～80g/m2(两面镀覆)。镀覆的附着量可以在镀锌后通过气体擦拭等进行调整。
应予说明，上述中围绕热浸镀锌的情况进行了说明，但可以通过电镀形成镀Zn、Zn-Ni电镀合金或者镀Al等镀层。一个例子中，镀层为电锌镀层。形成电锌镀层时，作为镀液，例如可以使用含有Ni：9质量％～25质量％、剩余部分由Zn和不可避免的杂质构成的镀覆液。另外，优选使用室温～100℃的镀覆浴。应予说明，电镀锌钢板(EG)镀覆附着量每单面优选为15g/m2～100g/m2(两面镀覆)。
如上所述，可以将实施了镀覆处理的高强度钢板冷却到50℃以下后，以0.05％～1.00％的伸长率进行轧制。通过使冷却到50℃以下后实施的轧制的伸长率为0.05％以上，可以向镀层导入裂缝。通过向镀层导入裂缝，能够减少钢板中的扩散性氢量，其结果是能够进一步提高拉伸凸缘性。另一方面，如果到50℃以下的冷却后的轧制的伸长率超过1.00％，则YR增加，成型时的尺寸精度降低。因此，到50℃以下的冷却后的轧制的伸长率优选为1.00％以下，更优选为0.70％以下。另外，到50℃以下的冷却后的轧制的伸长率更优选为0.10％以上。
到50℃以下的冷却后的轧制可以在与用于进行上述的镀覆处理的镀覆装置连续的装置上(在线)进行，可以在与用于进行镀覆处理的镀覆装置不连续的装置上(离线)进行。另外，可以通过一次轧制实现目标伸长率，也可以进行多次轧制来实现合计0.05％～1.00％的伸长率。应予说明，这里记载的轧制一般是指调质轧制，只要能够施加与调质轧制同等的伸长率，就可以通过利用矫平机的加工等方法进行轧制。
到上述的50℃以下的冷却后的轧制后，可以在室温～300℃的温度区域保温。通过在室温～300℃的温度区域保温，能够进一步减少钢板中的扩散性氢量，其结果是冲裁后的空隙的生成量减少，能够提高拉伸凸缘性和弯曲性。保温时间通常为3～7天左右，但最长可以保温6个月左右。
应予说明，上述条件以外的制造条件可以按照常规方法。
实施例
将具有表1所示的成分组成、剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成的钢坯材在转炉中熔炼，通过连续铸造法制成钢坯。将得到的钢坯加热到1250℃，进行粗轧。接着在精轧温度900℃实施精轧，制成热轧板。将该热轧板在表2-1和表2-2所示的卷绕温度进行卷绕，制成热轧卷。然后，使该热轧卷在300℃以上的温度区域(300～650℃)按表2-1和表2-2所示的时间滞留后，以0.001～1℃/秒左右的冷却速度冷却到20～200℃。将冷却后的热轧卷的卷解开，制成热轧板，同时实施酸洗处理，接着实施冷轧。冷轧的最终道次、最终道次的前一道次的压下率和累积压下率如表2-1以及表2-2所示。冷轧后的板厚为1.2mm。
接着，按表2-1和表2-2中示出的条件实施预退火处理和退火处理，得到冷轧钢板(CR)。应予说明，预退火工序中，加热温度下的保持时间为140～210s。预退火工序中，从低于500℃开始的平均冷却速度为3～100℃/秒。退火工序中，从低于500℃到冷却停止温度的平均冷却速度为5～25℃/秒。对一部分冷轧钢板进一步实施镀覆处理，得到热浸镀锌钢板(GI)、合金化热浸镀锌钢板(GA)以及电镀锌钢板(EG)。作为热浸镀锌浴，制造GI的情况下，使用含有Al：0.20质量％、剩余部分由Zn和不可避免的杂质构成的锌浴。另外，制造GA的情况下，使用含有Al：0.14质量％、剩余部分由Zn和不可避免的杂质构成的锌浴。浴温在制造GI、GA任一者的情况下均为470℃。另外，制造EG的情况下，作为镀覆液，使用含有Ni：9质量％～25质量％、剩余部分由Zn和不可避免的杂质构成的镀覆液。镀覆附着量在制造GI的情况下每单面为45～72g/m2(两面镀覆)左右，制造GA的情况下每单面为45g/m2(两面镀覆)左右。制造EG分情况下每单面为60g/m2(两面镀覆)左右。制造GA的情况下的合金化处理在550℃左右实施。另外，GI的镀层的组成为含有Fe：0.1～1.0质量％、Al：0.2～1.0质量％、剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。GA的镀层的组成为含有Fe：7～15质量％、Al：0.1～1.0质量％、剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。
Figure BDA0003431655020000291
Figure BDA0003431655020000301
Figure BDA0003431655020000311
将如上得到的冷轧钢板和各镀覆钢板作为供试钢，按照以下的试验方法评价拉伸特性、拉伸凸缘性、弯曲性以及耐LME特性。
拉伸试验根据JIS Z 2241进行。从得到的钢板以长度方向与钢板的轧制方向成直角的方式采取JIS 5号试验片。使用该试验片，十字头位移速度Vc为1.67×10-1mm/秒的条件进行拉伸试验，测定YS、TS和El。应予说明，本发明中将TS：1180MPa以上判断为合格。另外，作为成型时的尺寸精度的指标的YR为65％～90％的情况下，判断为成型时的尺寸精度良好。应予说明，YR根据上述的式(2)计算。并且，如果El为14％以上，则判断为延展性优异。
拉伸凸缘性通过扩孔试验进行评价。扩孔试验根据JIS Z 2256进行。通过剪断从得到的钢板采取100mm×100mm的样品。对该样品以间隙12.5％冲裁出直径10mm的孔。使用内径75mm的模具，在以按压力9ton(88.26kN)按压孔的周围状态下，将顶角60°的锥形冲头压入孔中，测定龟裂产生极限处的孔直径。由下述的式(4)求出极限扩孔率：λ(％)，根据该极限扩孔率的值评价扩孔性。
极限扩孔率：λ(％)＝{(D f-D 0)/D 0}×100····(4)
其中，上式中，Df为龟裂产生时的孔径(mm)，D0为初始孔径(mm)。与钢板的强度无关，λ的值为30％以上的情况下，判断为拉伸凸缘性良。
弯曲试验根据JIS Z 2248进行。从得到的钢板以与钢板的轧制方向平行的方向为弯曲试验的轴向采取宽度为30mm、长度为100mm的长条状的试验片。然后，在推入载荷为100kN，推入保持时间为5秒的条件下以弯曲角度为90°利用V型块法进行弯曲试验。应予说明，本发明中，进行90°V弯曲试验，通过40倍的显微镜(RH-2000：株式会社Hirox制)观察弯曲顶点的稜线部，将再观察不到龟裂长度为200μm以上的龟裂时的弯曲半径作为最小弯曲半径(R)。将R除以板厚(t)而得的值(R/t)为2.0以下的情况判断为弯曲试验良好。
耐LME特性通过高温拉伸试验进行判断。如以下说明，供试钢为镀覆钢板的情况下，包含镀层切出钢板，制成拉伸试验片，供于高温拉伸试验。另一方面，供试钢为没有镀层的冷轧钢板的情况下，为了判断焊接对象为镀覆钢板的情况下的耐LME特性，在冷轧钢板上重叠镀覆钢板进行点焊，制成拉伸试验片，供于高温拉伸试验。而且，拉伸断裂后的试验片中，对与镀覆钢板接合的一侧的钢板表层，求出对应晶界频率。
首先从供试钢以与钢板的轧制方向成直角的方向为高温拉伸试验的拉伸方向的方式采取宽度为105mm、长度为25mm的长条状的样品。冷轧钢板为供试钢的情况下，在得到的长条状的样品上重叠以相同尺寸剪切的板厚0.6mm的270MPa级GA钢板，在样品的两端实施点焊，由此将冷轧钢板与270MPa级GA钢板接合。对与270MPa级GA钢板接合的冷轧钢板和各镀覆钢板(GI、GA、EG)，以宽度为99mm、长度为20mm进行端面研削。接着，以肩部的半径为20mm、平行部的宽度为5mm、平行部的长度为20mm的方式进行加工，进一步在镀层侧的平行部的中央以缺口间隔为3mm加工出半径为2mm的缺口，制成带切口的拉伸试验片。应予说明，从确保与电极的接触性的观点出发，将带切口的拉伸试验片的板厚调整为1.0mm。供试钢为冷轧钢板的情况下，保留与270MPa级GA钢板的接合面，同时将270MPa级GA钢板研削0.55mm，将冷轧钢板研削0.25mm，将拉伸试验片的板厚调整为1.0mm。供试钢为各镀覆钢板的情况下，通过单侧研削将板厚调整为1.0mm，制成在单面具有镀层的带切口的拉伸试验片。使用得到的带切口的拉伸试验片，使用热加工再现装置(Thermecmaster Z，富士电波工机株式会社制)进行高温拉伸试验。以100℃/秒升温到900℃后，立即以40℃/秒进行气体冷却，达到700℃后，立即以50mm/秒的十字头速度进行拉伸试验直到断裂，产生LME裂纹。试验片断裂后以100℃/秒进行气体冷却到200℃以下。
如上所述，对供于高温拉伸试验的试验片的断裂部以与试验片的拉伸方向平行的板厚截面(L截面)为观察面的方式，通过切断采取板厚减少率测定用样品，求出上述的式(3)表示的板厚减少率。应予说明，本发明中，板厚减少率为0.20以上的情况下，判断为耐LME特性优异。
另外，根据上述的方法，求出铁素体和硬质相的面积率、残余奥氏体的体积率、钢板表层的对应晶界频率、钢板中的扩散性氢量、表层软化厚度、以及钢板的表层的C强度与钢板的板厚1/4位置的C强度的比。另外，对剩余部分组织也通过组织观察进行确认。并且，调查有无镀层的裂缝。
将结果示于表3-1和表3-2。
Figure BDA0003431655020000341
Figure BDA0003431655020000351
如表3-1和表3-2所示，本发明例中，TS为1180MPa以上，成型时的尺寸精度、延展性、拉伸凸缘性、弯曲性以及耐LME特性优异。另一方面，比较例中，拉伸强度(TS)、成型时的尺寸精度(YR)、延展性(El)、拉伸凸缘性(λ)、弯曲性(R/t)以及耐LME特性(板厚减少率)中任一个以上差。
产业上的可利用性
通过将本发明的高强度钢板用于例如汽车部件等结构部件，能够通过车体轻型化实现提高油耗效率。

Claims (7)

1.一种高强度钢板，具有如下成分组成：以质量％计，含有C：0.120％～0.250％、Si：0.80％～2.00％、Mn：超过2.45％且为4.00％以下、P：0.001％～0.100％、S：0.0200％以下、Al：0.010％～1.000％以及N：0.0100％以下，并且，由下述式(1)求出的Mneq满足3.00％～4.20％的关系，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
并且，具有如下钢组织：铁素体的面积率为25％以下，回火马氏体和贝氏体的合计的面积率为65％～96％，淬火马氏体的面积率为15％以下，残余奥氏体的体积率为4％～20％，钢板中的扩散性氢量为0.60质量ppm以下，表层软化厚度为5μm～150μm以及高温拉伸试验后的钢板表层的对应晶界频率为0.45以下；
并且，拉伸强度为1180MPa以上，
Mneq＝0.26×[％Si]+[％Mn]+3.5×[％P]+2.68×[％Mo]+1.29×[％Cr]···(1)
应予说明，式(1)中的[％X]表示钢中的元素X的以质量％计含量，不含有的情况下为0。
2.根据权利要求1所述的高强度钢板，其中，钢板的表层的C强度与钢板的板厚1/4位置的C强度的比为0.70以下。
3.根据权利要求1或2所述的高强度钢板，其中，所述成分组成以质量％计，进一步含有选自Mo：0.500％以下、Cr：0.300％以下、Ca：0.0200％以下、Sb：0.200％以下、Ti：0.100％以下、Nb：0.100％以下、V：0.100％以下、B：0.0100％以下、Cu：1.00％以下、Ni：0.50％以下、Sn：0.200％以下、Ta：0.100％以下、Mg：0.0200％以下、Zn：0.020％以下、Co：0.020％以下、Zr：0.020％以下以及REM：0.0200％以下中的至少1种。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的高强度钢板，其中，在钢板表面具有镀层。
5.一种高强度钢板的制造方法，对具有权利要求1或3所述的成分组成的钢坯实施热轧，制成热轧板，
接着，将所述热轧板以350℃～600℃的卷绕温度进行卷绕，
然后，在300℃以上的温度区域滞留5000秒以上后，进行冷却，
接着，对所述热轧板实施酸洗，
接着，对所述热轧板在冷轧的累积压下率为30％～75％的条件下实施冷轧，制成冷轧板，
接着，进行如下的退火工序：将所述冷轧板在露点为-35℃以上的气氛中加热到740℃～950℃的加热温度，接着，在从该加热温度到500℃的平均冷却速度为10℃/秒以上的条件下，冷却到150℃～300℃的冷却停止温度，
接着，将所述冷轧板再加热到(冷却停止温度+50℃)～500℃的再加热温度，在该再加热温度保持10秒以上。
6.根据权利要求5所述的高强度钢板的制造方法，其中，在所述冷轧后且所述退火工序前进行预退火工序：将所述冷轧板加热到830℃以上的加热温度，在从该加热温度到500℃的平均冷却速度为5℃/秒以上的条件下进行冷却。
7.根据权利要求6所述的高强度钢板的制造方法，其中，所述预退火工序之后，将所述冷轧板冷却到50℃以下，以0.05％～1.00％的伸长率轧制，然后，进行所述退火工序。
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