CN117321236A

CN117321236A - 高强度钢板及其制造方法和部件

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Publication number: CN117321236A
Application number: CN202280035631.XA
Authority: CN
Inventors: 南秀和; 植野雅康; 田路勇树; 田中裕二; 户畑润也; 远藤一辉
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2021-06-24
Filing date: 2022-03-28
Publication date: 2023-12-29
Also published as: KR20240010000A; JP7193044B1; WO2022270100A1; JPWO2022270100A1; EP4317509A1

Abstract

本发明提供一种具有高拉伸凸缘性并且不仅提高轧制直角方向、也提高轧制方向的YR的、TS为1180MPa以上的高强度钢板。本发明的高强度钢板具有规定的成分组成，并且以[％C]作为成分组成中的C含量(质量％)时，高强度钢板的钢组织中碳浓度大于0.7×[％C]且小于1.5×[％C]的第一硬质相以面积率计为55％以上，碳浓度为0.05质量％～0.7×[％C]的第二硬质相以面积率计为5％～40％，碳浓度小于0.05质量％的区域(铁素体相)以面积率计小于10％，并且，硬质相的平均晶粒直径为5.3μm以下，残余奥氏体中的碳浓度与残余奥氏体的体积率之比为0.10～0.45，且{112}＜111＞取向的集聚度为1.0以上。

Description

高强度钢板及其制造方法和部件

技术领域

本发明涉及高强度钢板及其制造方法和部件。

背景技术

为了兼顾通过车辆的轻量化减少CO₂排放量和通过车身的轻量化提高耐碰撞性能，正在推进汽车用钢板的高强度化。另外，新的法律规定也不断出台。因此，为了提高车身强度，对形成汽车驾驶室的骨架的主要结构构件、加强构件(以下，也称汽车的骨架结构构件等)的高强度钢板、特别是拉伸强度(以下，简称TS)为1180MPa以上的高强度钢板的应用例子逐渐增加。

作为涉及这种高强度钢板的技术，例如，专利文献1中公开了“一种高强度钢板，具有以下成分组成：以质量％计含有C：0.09％～0.37％、Si：大于0.70％且2.00％以下、Mn：2.60％～3.60％、P：0.001％～0.100％、S：0.0200％以下、Al：0.010％～1.000％以及N：0.0100％以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成成分组成；具有以下钢组织：碳浓度大于0.7×[％C]且小于1.5×[％C]的马氏体以面积率计为55％以上，碳浓度为0.7×[％C]以下的回火马氏体以面积率计为5％～40％，残余奥氏体中的碳浓度与残余奥氏体的体积率之比为0.05～0.40，上述马氏体和上述回火马氏体的平均晶粒直径分别为5.3μm以下；并且，上述钢组织中表层软化厚度为10μm～100μm，拉伸强度为1180MPa以上。

应予说明，[％C]表示钢中的成分元素C的含量(质量％)。」

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本专利第6747612号

发明内容

汽车的骨架结构构件等中、例如碰撞箱等具有冲裁端面等。因此，从成型性的观点出发，这样的构件优选应用具有高拉伸凸缘性的钢板。

另外，在成型为汽车的骨架结构构件等时，要求汽车的骨架结构构件等使用的高强度钢板具有高的构件强度。为了提高构件强度，例如提高部件的长边方向的屈服强度(以下，简称YS)、提高钢板的屈服比(＝YS/TS×100，以下，简称YR)是有效的。由此，汽车碰撞时的冲击吸收能量(以下，简称冲击吸收能量)升高。

然而，对于TS为1180MPa以上的高强度钢板，从制造性的观点出发，钢板的宽度存在限制。即，用TS为1180MPa以上的高强度钢板制造宽幅的钢板是困难的。因此，在汽车的骨架结构构件等中，存在必须以构件的长边方向为钢板的轧制方向(以下，简称轧制方向)的情况。而且，在该情况下，提高轧制方向的YS进而提高轧制方向的YR对于提高冲击吸收能量是非常重要的。

然而，在专利文献1中记载的高强度钢板中，没有考虑轧制方向的屈服强度和屈服比。因此，从增加高强度钢板在汽车的骨架结构构件等中的应用比例的观点出发，现状是需要开发具有高拉伸凸缘性的同时，不仅要提高轧制直角方向、还要提高轧制方向的YR的、TS为1180MPa以上的高强度钢板。

本发明是鉴于上述现状而开发的，目的在于提供一种具有高拉伸凸缘性的同时，不仅提高了轧制直角方向、也提高了轧制方向的YR的、换言之、在应用于各种大小和形状的构件时都能得到高的构件强度的、TS为1180MPa以上的高强度钢板。

另外，本发明的目的还在于提供上述高强度钢板的制造方法。

进而，本发明的目的还在于提供使用上述高强度钢板而成的部件。

这里，“高拉伸凸缘性”是指依据JIS Z 2256测定的扩孔率(以下，简称λ)为30％以上。

“高YR(即，高的构件强度)”是指轧制方向和轧制直角方向的YR均为70％以上，并且，轧制方向的YR≥轧制直角方向的YR(优选轧制方向的YR＞轧制直角方向的YR)。

应予说明，YR通过下式(1)求出。

YR＝YS/TS×100····(1)

另外，轧制方向和轧制直角方向的TS和YS分别依据JIS Z 2241测定。

发明人等为了实现上述目的，反复进行了深入研究。其结果得到了以下见解：通过同时满足以下(1)～(4)，可以得到具有高拉伸凸缘性的同时，不仅提高了轧制直角方向、也提高了轧制方向的YR的、TS为1180MPa以上的高强度钢板。

(1)除了规定的成分组成，以如下定义的第一硬质相和第二硬质相为主体的组织。

这里，第一硬质相是在板厚1/4位置通过电子探针显微分析仪测定的碳浓度大于0.7×[％C]小于1.5×[％C]的区域，

第二硬质相是在板厚1/4位置通过电子探针显微分析仪测定的碳浓度为0.05～0.7×[％C]的区域。

(2)构成第一硬质相和第二硬质相的晶粒的平均晶粒直径为5.3μm以下。

(3)残余奥氏体中的碳浓度与残余奥氏体的体积率之比为0.10～0.45。

(4){112}＜111＞取向的集聚度为1.0以上。

本发明是基于上述见解，再加上进一步研究而完成的。

即，本发明的主要构成如下。

1.一种高强度钢板，具有以下成分组成和钢组织：

所述成分组成以质量％计含有C：0.090％～0.390％、Si：0.01％～2.50％、Mn：2.00％～4.00％、P：0.100％以下、S：0.0200％以下、Al：0.100％以下以及N：0.0100％以下，剩余部分为Fe和不可避免的杂质；

所述钢组织中，第一硬质相的面积率：55％以上，第二硬质相的面积率：5％～40％以及铁素体相的面积率：小于10％，且构成上述第一硬质相和上述第二硬质相的晶粒的平均晶粒直径为5.3μm以下，残余奥氏体中的碳浓度与残余奥氏体的体积率之比为0.10～0.45，且{112}＜111＞取向的集聚度为1.0以上；

并且，上述高强度钢板的拉伸强度为1180MPa以上。

第二硬质相是在板厚1/4位置通过电子探针显微分析仪测定的碳浓度为0.05～0.7×[％C]的区域，

铁素体相是在板厚1/4位置通过电子探针显微分析仪测定的碳浓度小于0.05的区域。

另外，[％C]为上述成分组成中的C的含量(质量％)。

2.根据上述1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O：0.0100％以下、Ti：0.200％以下、Nb：0.200％以下、V：0.200％以下、Ta：0.10％以下、W：0.10％以下、B：0.0100％以下、Cr：1.00％以下、Mo：1.00％以下、Ni：1.00％以下、Co：0.010％以下、Cu：1.00％以下、Sn：0.200％以下、Sb：0.200％以下、Ca：0.0100％以下、Mg：0.0100％以下、REM：0.0100％以下、Zr：0.100％以下、Te：0.100％以下、Hf：0.10％以下以及Bi：0.200％以下中的至少1种。

3.根据上述1或2所述的高强度钢板，其中，表面具有镀层。

4.一种高强度钢板的制造方法，对具有上述1或2所述的成分组成的钢坯实施热轧，制成热轧钢板，

接着，对上述热轧钢板实施酸洗，

接着，在道次数为2道次以上、累积压下率为20％～75％的条件下，对上述热轧钢板实施冷轧，制成冷轧钢板，

接着，将上述冷轧钢板在250℃～700℃的温度范围内的平均加热速度为10℃/s以上、退火温度为820℃～950℃的条件下进行退火，

接着，将上述冷轧钢板在50℃～400℃的温度范围内定的停留时间为70s～700s的条件下冷却，

接着，对上述冷轧钢板实施赋予上述冷轧钢板的板厚1/20位置处的等效塑性应变为0.10％以上的加工。

5.根据上述4所述的高强度钢板的制造方法，其中，对上述冷轧钢板实施镀覆处理。

6.一种使用上述1～3中任一项所述的高强度钢板而成的部件。

7.根据上述6所述的部件，用于汽车的骨架结构构件或用于汽车的加强构件。

根据本发明，可以得到具有高拉伸凸缘性的同时，不仅提高了轧制直角方向、也提高了轧制方向的YR的、TS为1180MPa以上的高强度钢板。

特别是本发明的高强度钢板不仅轧制直角方向的YR高，轧制方向的YR也高，因此能够在得到高的构件强度的同时应用于各种大小和形状的汽车的骨架结构构件等。由此，能够通过车身轻量型化实现燃油效率的提高，产业上的利用价值极大。

具体实施方式

以下基于实施方式说明本发明。

[1]高强度钢板

首先，对本发明的一个实施方式的高强度钢板的成分组成进行说明。应予说明，成分组成中的单位均为“质量％”，以下，除另有说明外，仅以“％”表示。

C：0.090％～0.390％

C是重要的基本成分之一。即，C是特别影响第一硬质相、第二硬质相和残余奥氏体的分率以及残余奥氏体中的碳浓度的元素。这里，在C的含量小于0.090％时，第一硬质相的分率减少，难以使TS达到1180MPa以上。另一方面，如果C的含量大于0.390％，则第二硬质相的分率减少，难以使λ达到30％以上。因此，将C的含量设为0.090％～0.390％。C的含量优选为0.100％以上，更优选为0.110％以上。C的含量优选为0.360％以下，更优选为0.350％以下。

Si：0.01％～2.50％

Si抑制连续退火中的碳化物生成，促进残余奥氏体的生成。即，Si是影响残余奥氏体的分率和残余奥氏体中的碳浓度的元素。这里，在Si的含量小于0.01％时，无法充分确保残余奥氏体中的碳浓度，无法实现所希望的YR。另一方面，如果Si的含量大于2.50％，则残余奥氏体中的碳浓度过度增加。因此，在对钢板实施冲裁加工时，由残余奥氏体相变的马氏体的硬度显着增加。由此，冲裁加工时和扩孔加工时的孔隙的生成量增加，λ减小。因此，将Si的含量设为0.01％～2.50％。Si的含量优选为0.10％以上，更优选为0.15％以上。Si的含量优选为2.00％以下，更优选为1.50％以下。

Mn：2.00％～4.00％

Mn是重要的基本成分之一。即，Mn是特别影响第一硬质相和第二硬质相的分率的重要元素。这里，在Mn含量小于2.00％时，第一硬质相的分率减少，难以实现1180MPa以上的TS。另一方面，如果Mn的含量大于4.00％，则第二硬质相的分率减少，难以使λ达到30％以上。因此，将Mn的含量设为2.00％～4.00％。Mn含量优选为2.20％以上，更优选为2.50％以上。Mn含量优选为3.80％以下，更优选为3.60％以下。

P：0.100％以下

P在原奥氏体晶界处偏析使晶界脆化。因此，钢板的极限变形能力下降，λ减小。由此，将P的含量设为0.100％以下。P的含量优选为0.070％以下。应予说明，P的含量的下限没有特别规定，但P为固溶强化元素，能够提高钢板的强度。因此，P的含量优选为0.001％以上。

S：0.0200％以下

S作为硫化物存在，使钢的极限变形能力下降。因此，λ减小。由此，将S的含量设为0.0200％以下。S的含量优选为0.0050％以下。应予说明，S的含量的下限没有特别规定，但由于生产技术上的限制，S的含量优选为0.0001％以上。

Al：0.100％以下

Al是提高A₃相变点并在钢组织中生成铁素体相的元素。这里，如果在钢组织中生成大量铁素体相，则难以实现所希望的YR。因此，将Al的含量设为0.100％以下。Al的含量优选为0.050％以下。应予说明，Al的含量的下限没有特别规定。其中，Al抑制连续退火中的碳化物生成，促进残余奥氏体的生成。即，Al影响残余奥氏体的分率和残余奥氏体中的碳浓度。因此，Al的含量优选为0.001％以上。

N：0.0100％以下

N作为氮化物存在，使钢的极限变形能力下降。因此，λ减小。由此，将N的含量设为0.0100％以下。N的含量优选为0.0050％以下。应予说明，N的含量的下限没有特别规定，但由于生产技术上的限制，N的含量优选为0.0005％以上。

本发明的一个实施方式的高强度钢板，具有含有上述元素且剩余部分包含Fe和不可避免的杂质的成分组成。另外，本发明的一个实施方式的高强度钢板，优选具有含有上述的元素且剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成。这里，作为不可避免的杂质，可举出Zn、Pb和As。如果这些杂质合计在0.100％以下，则允许含有。

以上，对本发明的一个实施方式的高强度钢板的基本成分组成进行了说明，此外，可以单独或者组合地含有以下的任意添加元素中的至少1种。

O：0.0100％以下，Ti：0.200％以下，Nb：0.200％以下，V：0.200％以下，Ta：0.10％以下，W：0.10％以下，B：0.0100％以下，Cr：1.00％以下，Mo：1.00％以下，Ni：1.00％以下，Co：0.010％以下，Cu：1.00％以下，Sn：0.200％以下，Sb：0.200％以下，Ca：0.0100％以下，Mg：0.0100％以下，REM：0.0100％以下，Zr：0.100％以下，Te：0.100％以下，Hf：0.10％以下以及Bi：0.200％以下

以下，对含有这些任意添加元素时的各元素的优选含量进行说明。

O：0.0100％以下

O作为氧化物存在，使钢的极限变形能力下降。因此，λ减小。由此，将O的含量设为0.0100％以下。O的含量优选为0.0050％以下。应予说明，O的含量的下限没有特别规定，但由于生产技术上的限制，O的含量优选为0.0001％以上。

Ti：0.200％以下、Nb：0.200％以下、V：0.200％以下

Ti、Nb和V生成析出物、夹杂物。如果这样的析出物、夹杂物粗大化且大量生成，则钢板的极限变形能力下降。因此，λ减小。由此，将Ti、Nb和V的含量分别设为0.200％以下。Ti、Nb和V的含量分别优选为0.100％以下。应予说明，Ti、Nb和V的含量的下限没有特别规定。其中，通过添加Ti、Nb和V，使连续退火时的升温过程中的再结晶温度升高。由此，构成第一硬质相和第二硬质相的晶粒细化，有助于YR的增加。因此，Ti、Nb和V的含量分别优选为0.001％以上。

Ta：0.10％以下、W：0.10％以下

Ta和W生成析出物、夹杂物。如果这样的析出物、夹杂物粗大化且大量生成，则钢板的极限变形能力下降。因此，λ减小。由此，将Ta和W的含量分别设为0.10％以下。Ta和W的含量分别优选为0.08％以下。应予说明，Ta和W的含量的下限没有特别规定。其中，Ta和W在热轧时或连续退火时通过形成细小的碳化物、氮化物或者碳氮化物而使钢板的强度提高。因此，Ta和W的含量分别优选为0.01％以上。

B：0.0100％以下

B在铸造时或热轧时促进钢板内部的裂纹产生，使钢板的极限变形能力下降。因此，λ减小。由此，将B的含量设为0.0100％以下。B的含量优选为0.0080％以下。应予说明，B的含量的下限没有特别规定。其中，B是在退火中在奥氏体晶界偏析且提高淬透性的元素。因此，B的含量优选为0.0003％以上。

Cr：1.00％以下、Mo：1.00％以下、Ni：1.00％以下

如果Cr、Mo和Ni的含量过量，则使粗大的析出物、夹杂物增加，钢板的极限变形能力下降。因此，λ减小。由此，将Cr、Mo和Ni的含量分别设为1.00％以下。Cr、Mo和Ni的含量分别优选为0.80％以下。应予说明，Cr、Mo和Ni的含量的下限没有特别规定。其中，Cr、Mo和Ni都是提高淬透性的元素。因此，Cr、Mo和Ni的含量分别优选为0.01％以上。

Co：0.010％以下

如果Co的含量过量，则使粗大的析出物、夹杂物增加，钢板的极限变形能力下降。因此，λ减小。由此，将Co的含量设为0.010％以下。Co的含量优选为0.008％以下。应予说明，Co的含量的下限没有特别规定。其中，Co是提高淬透性的元素。因此，Co的含量优选为0.001％以上。

Cu：1.00％以下

如果Cu含量过量，则使粗大的析出物、夹杂物增加，钢板的极限变形能力下降。因此，λ减小。由此，将Cu的含量设为1.00％以下。Cu的含量优选为0.80％以下。应予说明，Cu的含量的下限没有特别规定。其中，Cu是提高淬透性的元素。因此，Cu的含量优选为0.01％以上。

Sn：0.200％以下

Sn在铸造时或热轧时促进钢板内部的裂纹产生，使钢板的极限变形能力下降。因此，λ减小。由此，将Sn的含量设为0.200％以下。Sn的含量优选为0.100％以下。应予说明，Sn的含量的下限没有特别规定。其中，Sn是提高淬透性的元素。因此，Sn的含量优选为0.001％以上。

Sb：0.200％以下

如果Sb含量过量，则使粗大的析出物、夹杂物增加，钢板的极限变形能力下降。因此，λ减小。由此，将Sb的含量设为0.200％以下。Sb的含量优选为0.100％以下。应予说明，Sb的含量的下限没有特别规定。其中，Sb是能够控制表层软化厚度并调整强度的元素。因此，Sb的含量优选为0.001％以上。

Ca：0.0100％以下、Mg：0.0100％以下、REM：0.0100％以下

如果Ca、Mg和REM的含量过量，则使粗大的析出物、夹杂物增加，钢板的极限变形能力下降。因此，λ减小。由此，将Ca、Mg和REM的含量分别设为0.0100％以下。Ca、Mg和REM的含量分别优选为0.0050％以下。应予说明，Ca、Mg和REM的含量的下限没有特别规定。其中，Ca、Mg和REM都是使氮化物、硫化物的形状球状化、提高钢板的极限变形能力的元素。因此，Ca、Mg和REM的含量分别优选为0.0005％以上。

Zr：0.100％以下、Te：0.100％以下

如果Zr和Te的含量过量，则使粗大的析出物、夹杂物增加，钢板的极限变形能力下降。因此，λ减小。由此，将Zr和Te的含量分别设为0.100％以下。Zr和Te的含量分别优选为0.080％以下。应予说明，Zr和Te的含量的下限没有特别规定。其中，Zr和Te都是使氮化物、硫化物的形状球状化、提高钢板的极限变形能力的元素。因此，Zr和Te的含量分别优选为0.001％以上。

Hf：0.10％以下

如果Hf的含量过量，则使粗大的析出物、夹杂物增加，钢板的极限变形能力下降。因此，λ减小。由此，将Hf的含量设为0.10％以下。Hf的含量优选为0.08％以下。应予说明，Hf的含量的下限没有特别规定。其中，Hf是使氮化物、硫化物的形状球状化、提高钢板的极限变形能力的元素。因此，Hf的含量优选为0.01％以上。

Bi：0.200％以下

如果Bi含量过量，则使粗大的析出物、夹杂物增加，钢板的极限变形能力下降。因此，λ减小。由此，将Bi的含量设为0.200％以下。Bi的含量优选为0.100％以下。应予说明，Bi的含量的下限没有特别规定。但是，Bi是减少偏析的元素。因此，Bi的含量优选为0.001％以上。

应予说明，关于上述的O、Ti、Nb、V、Ta、W、B、Cr、Mo、Ni、Co、Cu、Sn、Sb、Ca、Mg、REM、Zr、Te、Hf和Bi，当各含量低于优选的下限值时，由于不会损害本发明的效果，因此作为不可避免的杂质而含有。

接着，对本发明的一个实施方式的高强度钢板的钢组织进行说明。

本发明的一个实施方式的高强度钢板的钢组织中，

第一硬质相的面积率：55％以上，

第二硬质相的面积率：5％～40％以及

铁素体相的面积率：小于10％，

构成上述第一硬质相和上述第二硬质相的晶粒的平均晶粒直径为5.3μm以下，

残余奥氏体中的碳浓度与残余奥氏体的体积率之比为0.10～0.45，

并且，{112}＜111＞取向的集聚度为1.0以上。

这里，第一硬质相是在板厚1/4位置通过电子探针显微分析仪测定的碳浓度大于0.7×[％C]且小于1.5×[％C]的区域，

铁素体相是在板厚1/4位置通过电子探针显微分析仪测定的碳浓度小于0.05的区域，

另外，[％C]为上述成分组成中的C的含量(质量％)。应予说明，除另有说明外，钢组织的观察位置为板厚的1/4位置。

第一硬质相的面积率：55％以上

通过将第一硬质相作为主相，具体而言，使第一硬质相的面积率为55％以上，能够实现1180MPa以上的TS。因此，将第一硬质相的面积率设为55％以上。第一硬质相的面积率优选为56％以上，更优选为57％以上。应予说明，第一硬质相的面积率的上限没有特别限定，但从实现所希望的λ和YR的观点出发，第一硬质相的面积率优选为95％以下，更优选为90％以下。

应予说明，第一硬质相是在板厚1/4位置通过电子探针显微分析仪测定的碳浓度大于0.7×[％C]且小于1.5×[％C]的区域。另外，第一硬质相主要由淬火马氏体(新鲜马氏体)构成。

第二硬质相的面积率：5％～40％

除上述的第一硬质相以外，通过存在第二硬质相，能够实现所希望的λ和YR。为了得到这样的效果，需要使第二硬质相的面积率为5％以上。另一方面，如果第二硬质相的面积率大于40％，则第一硬质相的面积率减少，难以实现1180MPa以上的TS。因此，将第二硬质相的面积率设为5％～40％。第二硬质相的面积率优选为6％以上，更优选为7％以上。第二硬质相的面积率优选为39％以下，更优选为38％以下。

应予说明，第二硬质相是在板厚1/4位置通过电子探针显微分析仪测定的碳浓度为0.05～0.7×[％C]的区域。另外，第二硬质相主要由回火马氏体、贝氏体构成。

铁素体相的面积率：小于10％

通过将铁素体相的面积率设为小于10％，YR增大。另外，λ也增加。另一方面，如果铁素体相的面积率为10％以上，则YR降低。另外，由于作为主相的第一硬质相与铁素体相的硬度差，λ也减小。因此，将铁素体相的面积率设为小于10％。铁素体相的面积率优选为8％以下，更优选为6％以下。应予说明，铁素体相的面积率也可以为0％。其中，从提高延展性的观点出发，铁素体相的面积率优选为1％以上，更优选为2％以上。

应予说明，铁素体相是在板厚1/4位置通过电子探针显微分析仪测定的碳浓度小于0.05的区域。另外，这里所说的铁素体相有时也可以定义为贝氏体铁素体。

这里，第一硬质相，第二硬质相和铁素体相的面积率如下测定。

即，以使平行于轧制方向的板厚截面(L截面)为观察面的方式从钢板切取试样。接着，用金刚石膏对试样的观察面实施研磨，接着，使用氧化铝实施最终研磨。接着，在试样的观察面上，利用电子探针显微分析仪(EPMA；Electron Probe Micro Analyzer)，以钢板的板厚的1/4位置为观察位置(即，使钢板的板厚的1/4位置为测定区域的板厚方向的中心位置)，在加速电压：7kV、测定区域：22.5μm×22.5μm的条件下测定3个视场的碳浓度。应予说明，利用校准曲线法将测定数据转换为碳浓度。然后，在得到的3个视场中，由碳浓度计算出第一硬质相、第二硬质相和铁素体相对应的频率，分别除以测定区域的合计频率，再乘以100，由此计算出第一硬质相、第二硬质相和铁素体相的面积率。

另外，除了第一硬质相、第二硬质相和铁素体相以外的剩余部分组织的面积率优选为10％以下。这里，剩余部分组织的面积率由下式计算。

[剩余部分组织的面积率(％)]＝100－[第一硬质相的面积率(％)]－[第二硬质相的面积率(％)]－[铁素体相的面积率(％)]

应予说明，作为剩余部分组织，有残余奥氏体和其它作为钢板的组织已知的组织，可以举出例如珠光体、渗碳体、亚稳态碳化物(epsilon(ε)碳化物，eta(η)碳化物，chi(χ)碳化物等)等碳化物。

剩余部分组织中，残余奥氏体的体积率优选为5％以下。另外，残余奥氏体的体积率优选大于0％。应予说明，残余奥氏体的体积率可以将残余奥氏体看作是三维均匀的，解读为残余奥氏体的面积率。此外，除残余奥氏体以外的组织的面积率优选为5％以下。剩余部分组织的鉴定以及除残余奥氏体以外的组织的面积率的测定例如可以通过使用SEM(Scanning Electron Microscope；扫描电子显微镜)的观察来进行。另外，残余奥氏体的体积率可以通过后述的方法求出。

构成第一硬质相和第二硬质相的晶粒的平均晶粒直径(以下，称为硬质相的平均晶粒直径)：5.3μm以下

通过将构成第一硬质相和第二硬质相的晶粒细化，能够提高YR。因此，将硬质相的平均晶粒直径设为5.3μm以下。硬质相的平均晶粒直径优选为5.0μm以下，更优选为4.9μm以下。应予说明，硬质相的平均晶粒直径的下限没有特别限定，但从实现所希望的λ的观点出发，硬质相的平均晶粒直径优选为1.0μm以上，更优选为2.0μm以上。

这里，构成第一硬质相和第二硬质相的晶粒的平均晶粒直径如下测定。

即，对与钢板的轧制方向平行的板厚截面(L截面)，通过湿式研磨和使用了胶态二氧化硅溶液的抛光研磨进行表面的平滑化。接着，通过用0.1vol.％硝酸乙醇腐蚀该表面，尽量减少该表面的凹凸，且完全除去加工变质层。接着，将钢板的板厚的1/4位置作为观察位置，使用SEM-EBSD(Electron Back-Scatter Diffraction；电子背散射衍射)法，将相设定为Iron-Alpha和Iron-Gamma，在步长：0.05μm的条件下测定晶体取向。根据得到的晶体取向的数据，使用AMETEK EDAX公司的OIM Analysis将相仅设为Iron-Alpha，首先除去残余奥氏体的信息。接着，对得到的晶体取向的数据，使用Grain Dilation法(Grain ToleranceAngle：5、Minimum Grain Size：2)进行1次清理(clean-up)处理，然后将CI(ConfidenceIndex)＞0.05设为阈值。接着，除去铁素体相。接着，通过将像素间取向差为5°以上的情况定义为晶界，由此算出构成第一硬质相和第二硬质相的晶粒的平均晶粒直径。

残余奥氏体中的碳浓度与残余奥氏体的体积率之比(以下，也称残余γ的体积率－碳浓度之比)：0.10～0.45

残余γ的体积率－碳浓度之比([残余奥氏体中的碳浓度(质量％)]/[残余奥氏体的体积率(vol.％)])是极其重要的要件。即，通过复合控制残余奥氏体的体积率和残余奥氏体中的碳浓度，能够实现所希望的YR。因此，将残余γ的体积率－碳浓度之比设为0.10以上。另一方面，如果残余γ的体积率－碳浓度之比大于0.45，则在对钢板实施冲裁加工时，由残余奥氏体相变的马氏体的硬度显着增加。因此，冲压冲裁时和扩孔加工时的孔隙的生成量增加，λ减小。因此，将残余γ的体积率－碳浓度之比设为0.10～0.45。残余γ的体积率－碳浓度之比优选为0.12以上，更优选为0.14以上。残余γ的体积率－碳浓度之比优选为0.43以下，更优选为0.41以下。

这里，残余奥氏体的体积率如下测定。

即，以使距钢板表面的板厚1/4位置(从钢板表面起在深度方向上相当于板厚的1/4的位置)为观察面的方式磨削钢板，再通过化学研磨进一步研磨0.1mm。接着，对观察面，通过X射线衍射装置使用Co的Kα射线源测定fcc铁(奥氏体)的(200)面、(220)面、(311)面、和bcc铁的(200)面、(211)面、(220)面的积分反射强度，根据fcc铁(奥氏体)的各面的积分反射强度相对于bcc铁的各面的积分反射强度的强度比求出奥氏体的体积率，将其作为残余奥氏体的体积率。

另外，残余奥氏体中的碳浓度如下测定。

首先，通过下式(2)由奥氏体的(220)面的衍射峰的位置(2θ)计算出残余奥氏体的晶格常数a。应予说明，奥氏体的(220)面的衍射峰的位置是通过测定上述残余奥氏体的体积率时的X射线衍射测定得到的。接着，将残余奥氏体的晶格常数a代入下式(3)，由此计算出残余奥氏体中的碳浓度。

a＝1.79021√2/sinθ···(2)

a＝3.578+0.00095[％Mn]+0.022[％N]+0.0006[％Cr]+0.0031[％Mo]+0.0051[％Nb]+0.0039[％Ti]+0.0056[％Al]+0.033[％C]···(3)

这里，

a：残余奥氏体的晶格常数

θ：奥氏体的(220)面的衍射峰的位置(2θ)除以2得到的值(rad)，

[％M]：元素M(不包括C)占钢整体的含量(质量％)，

[％C]：残余奥氏体中的碳浓度(质量％)，

{112}＜111＞取向的集聚度：1.0以上

{112}＜111＞取向的集聚度是极其重要的要件。通过提高{112}＜111＞取向的集聚度，能够优先提高轧制方向的屈服比。为了获得这样的效果，使{112}＜111＞取向的集聚度为1.0以上。{112}＜111＞取向的集聚度优选为1.1以上，更优选为1.2以上。应予说明，{112}＜111＞取向的集聚度的上限没有特别限定，但如果{112}＜111＞取向的集聚度过高，则轧制直角方向的YR可能会减少。因此，{112}＜111＞取向的集聚度优选为9.0以下，更优选为6.0以下。

这里，{112}＜111＞取向的集聚度如下测定。

即，对与钢板的轧制方向平行的板厚截面(L截面)通过湿式研磨和使用了胶态二氧化硅溶液的抛光研磨进行表面的平滑化。接着，用0.1vol.％硝酸乙醇腐蚀该表面，由此尽量减少该表面的凹凸，且完全除去加工变质层。接着，将钢板的板厚的1/4位置作为观察位置，使用SEM-EBSD(Electron Back-Scatter Diffraction；电子背散射衍射)法测定晶体取向。接着，根据得到的数据，使用AMETEK EDAX公司的OIM Analysis，求出{112}＜111＞取向的集聚度。

另外，在本发明的一个实施方式的高强度钢板中，表层软化厚度优选为10μm～100μm。

即，通过与钢板的板厚1/4位置相比使钢板的表层部软化，能够实现λ的进一步提高。因此，优选使表层软化厚度为10μm以上。另一方面，如果表层软化厚度大于100μm，则可能会导致TS降低。因此，表层软化厚度优选为10μm～100μm。表层软化厚度更优选为12μm以上，进一步优选为15μm以上。另外，表层软化厚度更优选为80μm以下，进一步优选为60μm以下。

这里，表层软化厚度如下测定。

即，通过对与钢板的轧制方向平行的板厚截面(L截面)湿式研磨，进行表面的平滑化。接着，使用维氏硬度计，在载荷5gf的条件下，从表面深度10μm的位置到板厚中心位置、沿板厚(深度)方向以5μm间隔进行硬度测定。然后，以钢板的板厚1/4位置处得到的硬度为基准硬度，测定从钢板的表面到硬度为基准硬度×0.85以下的最深部的深度位置的距离(深度)，将该测定值作为表层软化厚度。

应予说明，因为钢板的钢组织通常在板厚方向大体垂直对称，所以在组织的鉴定、以及硬质相的平均晶粒直径、残余γ的体积率－碳浓度之比、{112}＜111＞取向的集聚度和表层软化厚度的测定中，以钢板的表面(受光面和背面)中任意的一面为代表，例如，将钢板的表面(受光面和背面)中的任意的一面作为板厚1/4位置等的板厚位置的起点(板厚0位置)即可。以下相同。

拉伸强度(TS)：1180MPa以上

本发明的一个实施方式的高强度钢板的TS为1180MPa以上。应予说明，这里所说的“TS：1180MPa以上”是指在轧制方向和轧制直角方向上测定的TS均为1180MPa以上。另外，TS是依据JIS Z 2241按照后述的实施例中记载的要领测定的。

另外，本发明的一个实施方式的高强度钢板的板厚没有特别限定，通常为0.3mm～2.8mm。

此外，本发明的一个实施方式的高强度钢板还可以在表面具有镀层。镀层的种类没有特别限定，例如可以是热浸镀层、电镀层中的任意一种。另外，镀层也可以是合金化后的镀层。镀层优选为镀锌层。镀锌层可以含有Al、Mg。另外，还优选热浸镀锌－铝－镁合金(Zn－Al－Mg镀层)。在该情况下，优选将Al含量设为1质量％～22质量％、Mg含量设为0.1质量％～10质量％，剩余部分为Zn。另外，在Zn－Al－Mg镀层的情况下，除了Zn、Al、Mg以外，还可以含有合计为1质量％以下的选自Si、Ni、Ce和La中的1种以上。应予说明，镀覆金属没有特别限定，因此，除了上述那种镀Zn以外，也可以镀Al等。另外，镀层可以设置在钢板表面的单面，也可以设置在两面。

另外，镀层的组成也没有特别限定，通常的组成即可。例如，在热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层的情况下，一般为为如下组成：含有Fe：20质量％以下、Al：0.001质量％～1.0质量％，进一步含有合计为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、REM中的1种或2种以上，剩余部分由Zn和不可避免的杂质构成。另外，在热浸镀锌层的情况下，镀层中的Fe含量优选小于7质量％。在合金化热浸镀锌层的情况下，镀层中的Fe含量优选为7～20质量％。

进而，镀层的每面的镀覆附着量没有特别限定，例如，在热浸镀锌层、(热浸镀锌层被合金化了的)合金化热浸镀锌层的情况下，优选为20～80g/m²。

[2]高强度钢板的制造方法

接着，对本发明的一个实施方式的高强度钢板的制造方法进行说明。

本发明的一个实施方式的高强度钢板的制造方法如下：

对具有上述的成分组成的钢坯实施热轧，制成热轧钢板，

接着，对上述热轧钢板实施酸洗，

接着，将上述冷轧钢板在50℃～400℃的温度范围内的停留时间为70s～700s的条件下冷却，

另外，本发明的一个实施方式的高强度钢板的制造方法是用于制造上述的本发明的一个实施方式的高强度钢板的方法。

应予说明，除另有说明外，上述的温度均是以钢坯或钢板的表面温度为基准。

[热轧工序]

首先，对钢坯实施热轧，制成热轧钢板。热轧条件没有特别限定，按照常规方法即可。

例如，钢坯(钢坯材)的熔炼方法没有特别限定，转炉、电炉等公知的熔炼方法都是适合的。另外，为了防止宏观偏析，优选钢坯通过连续铸造法制造。另外，钢坯也可以通过铸锭法、薄板坯铸造法等制造。应予说明，除了在制造了钢坯之后暂时冷却至室温、然后再次进行加热的现有方法以外，还可以毫无问题地应用直送轧制、直接轧制等节能工艺。直送轧制是在不冷却至室温而直接以温片的状态装入加热炉的工序。直接轧制是在稍微保温后立即进行轧制的工序。

在加热钢坯时，从溶解碳化物、降低轧制载荷的观点出发，优选将板坯加热温度设为1100℃以上。另外，为了防止氧化皮损失增加，优选将板坯加热温度设为1300℃以下。应予说明，板坯加热温度为板坯表面的温度。

接着，将钢坯在通常的条件下通过粗轧制成薄板钢。应予说明，在降低板坯加热温度的情况下，从防止轧制时的不良情况的观点出发，优选在精轧前使用板带加热器(barheater)等对薄板钢进行加热。另外，精轧温度优选为Ar₃相变点以上。如果使精轧温度过度降低，则导致轧制载荷增大、奥氏体的未再结晶状态下的压下率增大。由此，沿轧制方向伸长的异常组织发达，其结果，有时使退火后的钢板的加工性降低。应予说明，Ar₃相变点通过下式求出。

Ar₃(℃)＝868－396×[％C]+24.6×[％Si]－68.1×[％Mn]

－36.1×[％Ni]－20.7×[％Cu]－24.8×[％Cr]

应予说明，上述式中的[％元素符号]表示上述的成分组成中的该元素的含量(质量％)。

另外，热轧后的卷取温度可能会降低冷轧、连续退火时的通板性，因此优选在300℃～700℃进行。

应予说明，也可以将薄板钢彼此接合而连续地进行精轧。另外，也可以将薄板钢暂时卷取。另外，为了降低轧制时的轧制载荷，可以将精轧的一部分或全部作为润滑轧制。从钢板形状的均匀化、材质的均匀化的观点出发，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。

[酸洗工序]

将热轧工序后的热轧钢板酸洗。通过酸洗能够除去钢板表面的氧化物，确保良好的化学转化处理性、镀覆品质。应予说明，酸洗可以仅进行一次，也可以分多次进行。酸洗条件没有特别限定，可以按照常规方法。

应予说明，酸洗后，还可以对热轧钢板实施任意的热处理(热轧板退火)。热处理条件没有特别限定，可以按照常规方法。

[冷轧工序]

接着，对热轧钢板实施冷轧，制出冷轧钢板。此时，重要的是满足以下的条件。

轧制道次数：2道次以上

通过对热轧钢板实施轧制道次数为2道次以上的冷轧，能够将大量剪切带导入钢板，使后续工序的退火时生成的奥氏体晶粒细化。由此，使构成第一硬质相和第二硬质相的晶粒细化，YR增大。另外，通过利用冷轧向钢板中均匀地导入剪切带，能够提高{112}＜111＞取向的集聚度。其结果，能够优先地提高轧制方向的屈服比。另一方面，如果轧制道次数为1道次，则会不均匀且少量地导入剪切带。因此，后续工序的退火时生成的奥氏体晶粒变得粗大，得不到所希望的YR。另外，无法充分提高{112}＜111＞取向的集聚度，无法充分提高轧制方向的屈服比。因此，将冷轧的轧制道次数设为2道次以上。冷轧的轧制道次数优选为3道次以上，更优选为4道次以上，进一步优选为5道次以上。冷轧的轧制道次数的上限没有特别规定，从生产率的观点出发，冷轧的轧制道次数优选为10道次以下。

应予说明，轧制道次数为2道次以上的冷轧，例如可以通过串联式的多机架轧制、可逆轧制等来进行。

累积压下率：20％～75％

通过使冷轧的累积压下率为20％以上，能够使铁素体相的面积率小于10％。其结果，YR增大，进而可以得到优异的构件强度。另一方面，如果冷轧的累积压下率大于75％，则退火时生成的奥氏体晶粒过度细化，作为最终产品的钢板的残余奥氏体的量增加。由此，难以将残余奥氏体的体积率－碳浓度之比控制为适当的范围，无法实现所希望的YR。因此，将冷轧的累积压下率为20％～75％。冷轧的累积压下率优选为25％以上，更优选为27％以上。冷轧的累积压下率优选为70％以下，更优选为60％以下。

[退火工序]

对如上述得到的冷轧钢板实施退火。此时，重要的是满足以下的条件。应予说明，以下的温度均以钢板表面温度为基准。

在250℃～700℃的温度范围(以下，也称加热温度范围)内的平均加热速度：10℃/s以上

通过提高加热温度范围内的平均加热速度，使构成第一硬质相和第二硬质相的晶粒细化，YR增大。因此，加热温度范围内的平均加热速度为10℃/s以上。加热温度范围内的平均加热速度优选为12℃/s以上，更优选为14℃/s以上。另外，加热温度范围内的平均加热速度的上限没有特别规定，但从生产率的观点出发，优选为50℃/s以下，更优选为40℃/s以下。

退火温度：820℃～950℃

在退火温度低于820℃时，变成在铁素体和奥氏体的两相区内的退火处理。在这样的情况下，退火后的钢板中含有大量的铁素体，因此难以实现所希望的YR和λ。另一方面，如果退火温度大于950℃，则退火中奥氏体的晶粒粗大化，第一硬质相和第二硬质相的平均晶粒直径增大。因此，无法实现所希望的YR。因此，将退火温度设为820℃～950℃。退火温度优选为850℃以上，更优选为870℃以上。退火温度优选为940℃以下，更优选为930℃以下。应予说明，退火温度是退火工序中的最高到达温度。

应予说明，在退火温度范围(820℃～950℃)内的保温时间(以下，也称退火时间)没有特别限定，优选为10s～600s。另外，保温时的温度也可以不总是恒定的。

保温时的氧浓度(退火温度范围内的氧浓度)没有特别限定，但优选为2体积ppm～30体积ppm。另外，保温时的露点(退火温度范围内的露点)也没有特别限定，优选为－35℃～15℃。

[冷却工序]

在上述的退火后，将冷轧钢板冷却。此时，重要的是满足以下的条件。

50℃～400℃的温度范围(以下，也称冷却温度范围)内的停留时间：70s～700s

通过适当地控制冷却温度范围内的停留时间，能够适当地控制残余奥氏体的体积率和残余奥氏体中的碳浓度。其结果，能够实现所希望的YR。因此，将冷却温度范围内的停留时间设为70s以上。另一方面，如果冷却温度范围的停留时间大于700s，则残余奥氏体中的碳浓度过度增加。因此，在对钢板实施冲裁加工时，由残余奥氏体相变的马氏体的硬度显着增加。由此，冲裁加工时和扩孔加工时的孔隙的生成量增加，λ减小。另外，第一硬质相的面积率减少，难以实现1180MPa以上的TS。因此，将冷却温度范围内的停留时间设为70s～700s。冷却温度范围的停留时间优选为75s以上，更优选为80s以上。冷却温度范围的停留时间优选为500s以下，更优选为400s以下。

应予说明，从退火温度到400℃的温度范围的冷却条件没有特别限定，例如优选该温度范围的平均冷却速度为5℃/s～30℃/s。

另外，在50℃以下的温度范围内的冷却条件也没有特别限定，可以利用任意的方法冷却到所希望的温度，例如室温左右的温度。

另外，还可以对上述的冷却后的钢板实施表皮光轧(调质轧制)。从优先提高轧制方向的屈服比的观点出发，表皮光轧的压下率优选为0.05％以上。应予说明，表皮光轧的压下率的上限没有特别限定，从生产率的观点出发，优选为1.50％以下。表皮光轧可以在线进行，也可以离线进行。另外，可以一次进行目标压下率的表皮光轧，也可以分多次进行。

[加工工序]

接着，对冷轧钢板实施加工。此时，极为重要的是满足以下的条件。应予说明，本加工工序中作为被加工材料的冷轧钢板中，也包括在上述退火工序后且本加工工序前进行后述的镀覆处理工序时得到的在表面具有镀层的冷轧钢板(以下，也称镀覆钢板)。

冷轧钢板的板厚1/20位置处的等效塑性应变(以下，简称等效塑性应变)：0.10％以上

通过对经过上述的退火和冷却的冷轧钢板实施赋予等效塑性应变：0.10％以上的加工，能够提高{112}＜111＞取向的集聚度，并优先提高轧制方向的屈服比。为了获得这样的效果，需要使通过加工赋予的等效塑性应变达到0.10％以上。通过加工赋予的等效塑性应变优选为0.15％以上，更优选为0.20％以上。应予说明，通过加工赋予的等效塑性应变的上限没有特别规定，但从生产率的观点出发，通过加工赋予的等效塑性应变优选为2.00％以下。通过加工赋予的等效塑性应变更优选为1.50％以下。

这里，等效塑性应变通过“美坂佳助、益居健：塑性与加工，17(1976)，988”(以下，简称美坂)中记载的方法计算。

在该等效塑性应变的计算中使用以下的数据输入值。另外，将材料的加工硬化行为设为线性硬化的弹塑性体。忽略由鲍辛格硬化和弯曲损失导致的张力降低。而且，使用美坂的公式作为加工曲率方程。

·材料尺寸：板厚1.6mm、宽度920mm

·板厚分割数：31

·杨氏模量：21000kgf/mm²

·泊松比：0.3

·屈服应力：111kgf/mm²

·塑性系数：1757kgf/mm²

应予说明，上述的加工方法没有特别限定，只要能够赋予钢板规定量的应变，就可以是一般的方法。例如，可以使用拉伸机、连续式拉伸矫直机、辊式矫直机、张力矫直机实施。赋予的应变量，例如可以通过改变矫直辊的压入量(啮合)、张力进行调整。

应予说明，在上述的加工后，也可以实施回火处理。通过在加工后实施回火处理，能够进一步减少作为降低YS的重要因素的低碳浓度的残余奥氏体。其结果，能够进一步增加YR。从增加YR的观点出发，回火温度优选为150℃以上。另一方面，由于可能难以实现1180MPa以上的TS，因此回火温度优选为400℃以下。应予说明，在以高强度钢板作为处理对象时，通常在冷却至室温后作为处理对象。

[镀覆处理工序]

另外，还可以任意地对冷轧钢板实施镀覆处理。镀覆处理优选在上述加工工序前、特别是在上述退火工序后且上述加工工序前(例如，在上述退火工序后且上述冷却工序中的冷却温度范围的停留前、上述冷却工序后且上述加工工序前等)实施。镀覆金属的种类没有特别限定，例如锌。作为镀锌处理，可以举出热浸镀锌处理、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。此外，也可以实施热浸镀锌－铝－镁合金处理。

应予说明，在实施热浸镀锌处理时，将冷轧钢板浸渍于440℃～500℃的镀锌浴中来实施热浸镀锌处理后，通过气体擦拭等调整镀覆附着量。在热浸镀锌处理中，优选使用Al含量为0.10质量％～0.23质量％、剩余部分由Zn和不可避免的杂质构成的组成的镀浴。另外，在合金化热浸镀锌处理中，优选在热浸镀锌处理后，在460℃～600℃的温度范围实施镀锌的合金化处理。在合金化温度低于460℃时，Zn－Fe合金化速度变得过慢，合金化有时会变得困难。另一方面，如果合金化温度大于600℃，未相变奥氏体相变为珠光体，TS和延展性可能降低。因此，在镀锌的合金化处理中，优选在460℃～600℃的温度范围内实施合金化处理，更优选为470℃～560℃，进一步优选为470℃～530℃。

另外，镀覆附着量没有特别限定，在例如热浸镀锌处理和合金化热浸镀锌处理的情况下，优选单面20g/m²～80g/m²(双面镀覆)。如上所述，例如可以通过在热浸镀锌处理后进行气体擦拭等来调整镀覆附着量。

应予说明，上述以热浸镀锌处理、合金化热浸镀锌处理的情况为中心进行了说明，但也可以通过电镀处理来形成镀Zn、镀Zn－Ni合金镀或者镀Al等镀层。例如，镀层为电镀锌层。在形成电镀锌层的情况下，可以使用例如含有Ni：9质量％～25质量％且剩余部分由Zn和不可避免的杂质构成的组成的镀浴。另外，优选使用室温～100℃以下的镀浴。应予说明，在电镀处理的情况下，镀覆附着量优选为单面15g/m²～100g/m²(双面镀覆)。

可以在镀覆处理工序后实施表皮光轧。从优先提高轧制方向的屈服比的观点出发，表皮光轧的压下率优选为0.05％以上。应予说明，表皮光轧的压下率的上限没有特别限定，从生产率的观点出发，优选为1.50％以下。表皮光轧可以在线进行，也可以离线进行。另外，可以一次进行目标压下率的表皮光轧，也可以分多次进行。

其它的制造方法的条件没有特别限定。应予说明，作为镀覆处理，在进行热浸镀锌处理和合金化热浸镀锌处理的情况下，从生产率的观点出发，上述的退火、冷却、热浸镀锌和合金化处理等一系列工序优选在作为热浸镀锌生产线的CGL(Continuous GalvanizingLine)中进行。在热浸镀锌处理后可以进行擦拭来调整镀覆量。

应予说明，除上述以外的镀覆处理的条件按照各镀覆处理的常规方法。另外，在以镀覆处理后的高强度钢板作为处理对象时，通常在冷却至室温后作为处理对象。

对除上述以外的制造条件没有特别限定，按照常规方法即可。

[3]部件

接着，对本发明的一个实施方式的部件进行说明。

本发明的一个实施方式的部件是使用上述本发明的一个实施方式的高强度钢板而成的部件。本发明的一个实施方式的部件是例如将上述本发明的一个实施方式的高强度钢板通过冲压加工等成型为目标形状的部件。本发明的一个实施方式的部件优选为汽车的骨架结构构件用或汽车的加强构件用的部件。

这里，上述本发明的一个实施方式的高强度钢板是一种具有高拉伸凸缘性且不仅提高了轧制直角方向、也提高了轧制方向的YR的、TS为1180MPa以上的高强度钢板。因此，本发明的一个实施方式的部件能够有助于车身的轻量化，因此，能够特别适合用于汽车的骨架结构构件用或者汽车的加强构件用的所有部件。

实施例

将具有表1所示的成分组成且剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成的钢坯(钢坯材)在转炉中熔炼，通过连续铸造法得到钢坯。将得到的钢坯加热至1250℃，进行粗轧得到薄板钢。接着，对得到的薄板钢在精轧温度：900℃下实施精轧，在卷取温度：450℃下进行卷取，得到热轧钢板。对得到的热轧钢板实施酸洗，然后在表2所示的条件下实施冷轧，得到板厚：1.4mm的冷轧钢板。

接着，对得到的冷轧钢板在表2所示的条件下实施退火、冷却和加工。另外，对于一部分钢板在表2所示的条件的退火后且加工前实施表2所示种类的镀覆处理，制成(两面具有镀层)镀覆钢板。表2中的镀覆处理的种类中的CR表示无镀层(冷轧钢板状态)，GI表示热浸镀锌处理(得到热浸镀锌钢板)，GA表示合金化热浸镀锌处理(得到合金化热浸镀锌钢板)，EG表示电镀锌(得到电镀锌(镀Zn―Ni合金)钢板)。

应予说明，在GI中，作为镀浴，使用Al：0.14～0.19质量％且剩余部分为Zn和不可避免的杂质的热浸镀锌浴。另外，在GA中，作为镀浴，使用Al：0.14质量％且剩余部分为Zn和不可避免的杂质的热浸镀锌浴。镀浴温度均为470℃。镀覆附着量在GI中为单面45～72g/m²左右，另外，在GA中为单面45g/m²左右。另外，在GA中，镀层中的Fe浓度为9质量％～12质量％。在EG中，镀层为Zn―Ni合金镀层，镀层中的Ni含量为9质量％～25质量％。应予说明，未明确规定的条件，按照常规方法的条件。

这样，对得到的钢板通过上述方法测定第一硬质相、第二硬质相和铁素体相的面积率、第一硬质相和第二硬质相的平均晶粒直径、残余奥氏体的体积率－碳浓度之比、以及{112}＜111＞取向的集聚度。将结果示于表3。应予说明，得到的钢板的母材钢板的成分组成与钢坯阶段的成分组成实质上相同，适合钢均在上述实施方式的成分组成的范围内，比较钢均在上述实施方式的成分组成的范围外。另外，得到的钢板的除了第一硬质相、第二硬质相和铁素体相以外的剩余部分组织中，残余奥氏体的体积率均为5％以下，除了残余奥氏体以外的组织的面积率均为5％以下。

另外，对得到的钢板按照以下的试验方法评价拉伸特性和拉伸凸缘性。结果一并记录在表3中。

[拉伸试验]

拉伸试验依据JIS Z 2241进行。即，从得到的钢板上以钢板的轧制方向(L方向)和轧制直角方向(C方向)为长边方向的方式分别采集JIS5号试片。接着，使用采集的试片，在十字头速度：1.67×10^－1mm/s的条件下进行拉伸试验，测定了轧制方向(L方向)和轧制直角方向(C方向)的YS和TS。然后，关于TS，将轧制方向(L方向)和轧制直角方向(C方向)的TS均为1180MPa以上判断为合格。另外，根据测定的轧制方向(L方向)和轧制直角方向(C方向)的YS和TS，通过上式(1)分别算出了轧制方向(L方向)和轧制直角方向(C方向)的YR。然后，将轧制方向和轧制直角方向的YR均为70％以上判断为合格。

[扩孔试验]

扩孔试验依据JIS Z 2256进行。即，将得到的钢板剪切成100mm×100mm后，在剪切得到的钢板上以间隙：12.5％冲出直径：10mm的孔。接着，使用内径：75mm的冲模，以压皱力：9吨(88.26kN)按压钢板，在该状态下，将顶角：60°的圆锥冲头压入孔内，测量裂纹产生极限的孔直径。然后，根据下式求出(极限)扩孔率：λ(％)。

(极限)扩孔率：λ(％)＝{(D_f－D₀)/D₀}×100

这里，D_f为裂纹产生时的孔径(mm)，D₀为初始孔径(mm)。然后，在(极限)扩孔率：λ为30％以上的情况下，拉伸凸缘性判断为合格。

表2]表2

下划线：表示范围外

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如表3所示，在所有的发明例中，轧制方向和轧制直角方向的TS均为1180MPa以上，轧制方向和轧制直角方向的YR均为70％以上，进而，得到了高拉伸凸缘性。

另一方面，在比较例中，轧制方向和轧制直角方向的TS、轧制方向和轧制直角方向的YR以及拉伸凸缘性中的至少一项不充分。

以上，对本发明的实施方式进行了说明，但本发明并不限于构成上述实施方式的本发明的公开的一部分的描述。即，本领域技术人员等根据上述的实施方式进行的其他实施方式、实施例和运用技术等全部包含在本发明的范畴内。例如，在上述制造方法中的一系列热处理中，只要满足热历程条件，对钢板实施热处理的设备等没有特别限定。

工业上的可利用性

特别是本发明的高强度钢板不仅轧制直角方向的YR高，轧制方向的YR也高，因此能够在获得高的构件强度的同时应用于各种大小和形状的汽车的骨架结构构件等。由此，能够通过车身轻量型化实现燃油效率的提高，产业上的利用价值极大。

Claims

1.一种高强度钢板，具有以下的成分组成和钢组织：

所述钢组织中，第一硬质相的面积率：55％以上，第二硬质相的面积率：5％～40％，以及铁素体相的面积率：小于10％，构成所述第一硬质相和所述第二硬质相的晶粒的平均晶粒直径为5.3μm以下，残余奥氏体中的碳浓度与残余奥氏体的体积率之比为0.10～0.45，且{112}＜111＞取向的集聚度为1.0以上；

并且，高强度钢板的拉伸强度为1180MPa以上，

另外，[％C]为所述成分组成中的C的含量，单位为质量％。

2.根据权利要求1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O：0.0100％以下、Ti：0.200％以下、Nb：0.200％以下、V：0.200％以下、Ta：0.10％以下、W：0.10％以下、B：0.0100％以下、Cr：1.00％以下、Mo：1.00％以下、Ni：1.00％以下、Co：0.010％以下、Cu：1.00％以下、Sn：0.200％以下、Sb：0.200％以下、Ca：0.0100％以下、Mg：0.0100％以下、REM：0.0100％以下、Zr：0.100％以下、Te：0.100％以下、Hf：0.10％以下以及Bi：0.200％以下中的至少1种。

3.根据权利要求1或2所述的高强度钢板，其中，表面具有镀层。

4.一种高强度钢板的制造方法，对具有权利要求1或2所述的成分组成的钢坯实施热轧，制成热轧钢板，

接着，对所述热轧钢板实施酸洗，

接着，在道次数为2道次以上、累积压下率为20％～75％的条件下，对所述热轧钢板实施冷轧，制成冷轧钢板，

接着，将所述冷轧钢板在250℃～700℃的温度范围内的平均加热速度为10℃/s以上、退火温度为820℃～950℃的条件下进行退火，

接着，将所述冷轧钢板在50℃～400℃的温度范围内的停留时间为70s～700s的条件下冷却，

接着，对所述冷轧钢板实施赋予所述冷轧钢板的板厚1/20位置处的等效塑性应变为0.10％以上的加工。

5.根据权利要求4所述的高强度钢板的制造方法，其中，对所述冷轧钢板实施镀覆处理。

6.一种使用权利要求1～3中任一项所述的高强度钢板而成的部件。

7.根据权利要求6所述的部件，用于汽车的骨架结构构件或用于汽车的加强构件。