CN117529570A

CN117529570A - 高强度钢板、高强度镀覆钢板及其制造方法以及构件

Info

Publication number: CN117529570A
Application number: CN202280043274.1A
Authority: CN
Inventors: 南秀和; 和田悠佑; 田路勇树; 西山武志; 佐伯成骏
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2021-07-09
Filing date: 2022-05-31
Publication date: 2024-02-06
Also published as: JPWO2023281939A1; WO2023281939A1; JP7239078B1; KR20240011760A; EP4361303A1

Abstract

本发明提供一种拉伸凸缘性、弯曲性和耐LME特性优异且能够制造尺寸精度高的部件的高强度钢板。本发明的高强度钢板具有如下成分组成：以规定量含有C、Si、Mn、P、S、Al、N、Nb、Ti和B，使[％Si]/[％Mn]为0.10～0.60，使游离Ti量为0.001质量％以上，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成；具有如下钢组织：使钢板表层中的Nb的固溶量和100nm以下的析出量的合计为0.002质量％以上，在板厚1/4位置，使马氏体的面积率为78％以上，使铁素体的面积率为10％以下，使残余奥氏体的体积率小于10.0％，使原奥氏体晶粒的轧制方向的粒径与板厚方向的粒径之比为2.0以下，使板厚200μm位置的板宽度方向每1500μm的硬度变动频率为10次以下；并且，该高强度钢板使拉伸强度为1180MPa以上。

Description

高强度钢板、高强度镀覆钢板及其制造方法以及构件

技术领域

本公开涉及高强度钢板、高强度镀覆钢板及其制造方法以及构件。

背景技术

为了兼顾通过车辆的轻量化来减少CO₂排出量以及通过车身的轻量化来提高耐碰撞性能，正在进行汽车用薄钢板的高强度化，新的法律法规也在不断出台。因此，出于增加车身强度的目的，在形成汽车车厢的骨架的主要结构部件中应用拉伸强度(TS)为1180MPa级以上的高强度钢板的情况正在增加。

用于汽车的加强部件、骨架结构部件的高强度钢板要求具有优异的成型性。进而，对成型后的部件要求尺寸精度优异。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出发，优选具有高拉伸凸缘性、弯曲性的钢板。另外，从部件的性能的观点出发，通过增加钢板的屈服比(YR＝屈服强度YS/拉伸强度TS)，提高碰撞时的冲击吸收能。进而，从部件的尺寸精度的观点出发，通过将钢板的屈服比(YR)控制在一定范围内，能够抑制钢板成型后的回弹，控制部件的尺寸精度。为了提高高强度钢板在汽车部件中的应用比率，要求综合满足这些特性。

而且，最近确认到在对高强度镀锌钢板进行点焊时，镀层的锌扩散侵入钢板表层的晶界，引起液体金属脆化(LME：Liquid Metal Embrittlement)，产生晶界裂纹(LME裂纹)。即使在没有镀锌层的高强度钢板中，只要焊接对象是镀锌钢板，就会产生LME裂纹，因此，所有高强度钢板中，均需要将其视作问题。因此，在应用于高强度钢板的骨架部件时，要求耐LME特性优异的高强度钢板。

针对这些要求，例如在专利文献1中提供了一种延展性、拉伸凸缘性、弯曲性和耐LME特性优异、且能够以高尺寸精度制造部件的拉伸强度为980MPa以上的高强度钢板。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：国际公开第2020/184154号说明书

发明内容

专利文献1所记载的高强度钢板能够综合满足强度、延展性、拉伸凸缘性、弯曲性和耐LME特性，并且以高尺寸精度制造部件。然而，专利文献1所记载的高强度钢板的TS为980MPa级，强度有进一步改善的余地。

本公开是鉴于上述情况而开发的，其目的在于，提供一种能够得到拉伸凸缘性、弯曲性和耐LME特性优异且能够以高尺寸精度制造部件的1180MPa以上的高强度钢板，并且提供该高强度钢板的有利制造方法。

应予说明，本公开中，能够以高尺寸精度制造部件(成型时的尺寸精度高)是指屈服比(YR)为65％～90％。应予说明，YR由下式(2)求出。

YR＝YS/TS×100····(2)

另外，拉伸凸缘性优异是指作为拉伸凸缘性的指标的扩孔率(λ)的值为25％以上。

弯曲性以弯曲试验的合格率进行评价，在弯曲半径(R)除以板厚(t)而得的值R/t为5以下的最大的R下实施5个样品的弯曲试验，接着，评价弯曲顶点的棱线部有无龟裂产生，仅在5个样品都不破裂的情况下，即仅在合格率100％的情况下，判断为弯曲性优异。

另外，对于耐LME特性，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，将实施例中记载的高温拉伸试验后的试验片的断裂部切断，观察板厚截面，求出距拉伸断裂前端部400μm的位置的板厚t。在将该板厚t代入下式(3)而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＝(t₀－t)/t₀···(3)

这里，t₀为高温拉伸试验前的带切口的拉伸试验片的初期板厚，t为从高温拉伸试验后的拉伸断裂前端部朝向把持部侧400μm的位置的板厚。例如，在图1所示的断裂部的L截面中，t如图所示确定。

应予说明，在板厚减少率的数值大的情况下，即在高温拉伸试验时发生大幅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课题而重复深入研究，结果得到了以下见解。

(1)通过制成以马氏体(淬火马氏体和回火马氏体)为主体的组织，能够将拉伸凸缘性实现为25％以上。

(2)通过使原奥氏体晶粒的轧制方向的粒径与板厚方向的粒径之比的平均值为2.0以下，能够将作为部件的尺寸精度的指标的YR实现为65％～90％。

(3)[％Si]/[％Mn]满足0.10～0.60的关系，并且板厚200μm位置的板宽度方向每1500μm的硬度变动频率为20次以下，由此能够实现良好的弯曲性。

(4)[％Si]/[％Mn]满足0.10～0.60的关系，并且使板厚表层中的Nb的固溶量和100nm以下的析出量的合计为0.0020％以上，由此能够实现良好的耐LME特性。

本公开是基于上述见解而完成的。即，本公开的主旨构成如下。

[1]一种高强度钢板，具有如下成分组成和如下钢组织，并且拉伸强度为1180MPa以上；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、N：0.0100％以下、Nb：0.002％～0.100％、Ti：0.005％～0.100％和B：0.0002％～0.0100％，并且[％Si]/[％Mn]满足0.10～0.60的关系，由下述式(1)求出的游离Ti量满足0.001质量％以上的关系，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成；

所述钢组织中，钢板表层中的Nb的固溶量和100nm以下的析出量的合计为0.002质量％以上，

在板厚1/4位置，

马氏体的面积率为78％以上，

铁素体的面积率为10％以下，

残余奥氏体的体积率小于10.0％，

原奥氏体晶粒的轧制方向的粒径与板厚方向的粒径之比的平均值为2.0以下，

板厚200μm位置的板宽度方向每1500μm的硬度变动频率为20次以下。

记

游离Ti量(％)＝[％Ti]－(47.9/14.0)×[％N]－(47.9/32.1)×[％S]···(1)

应予说明，式(1)中的[％X]表示钢中的元素X的含量(质量％)，在不含有元素X的情况下为0。

[2]根据上述[1]所述的高强度钢板，其中，上述钢组织的表层软化厚度为10μm～100μm。

[3]根据上述[1]或[2]所述的高强度钢板，其中，上述成分组成以质量％计进一步含有选自O：0.0100％以下、V：0.200％以下、Ta：0.10％以下、W：0.10％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％以下和Bi：0.200％以下中的至少1种元素。

[4]一种高强度镀覆钢板，在上述[1]～[3]中任一项所述的高强度钢板的至少一面具有镀层。

[5]一种高强度钢板的制造方法，将具有上述[1]或[3]所述的成分组成的钢板坯在1150℃以上的板坯加热温度下保温100分钟以上，

接着，对上述钢板坯实施使粗轧结束温度为1050℃以上且使精轧开始温度为1000℃以上的热轧而制成热轧板，

接着，对上述热轧板实施酸洗，

接着，使累积压下率为20％～75％而对上述热轧板实施冷轧而制成冷轧板，

接着，对上述冷轧板进行如下退火工序，得到高强度钢板，所述退火工序在250℃～700℃的温度区域的平均加热速度为10℃/s以上且从750℃到加热温度的滞留时间为40s以上的条件下，加热至820℃以上的上述加热温度，使250℃～400℃的温度区域的平均冷却速度为1.0℃/s以上，冷却至150℃以下。

[6]根据上述[5]所述的高强度钢板的制造方法，其中，上述加热温度下的气氛的氧浓度为2体积ppm～30体积ppm，并且气氛的露点为－35℃以上。

[7]一种高强度镀覆钢板的制造方法，在上述[5]或[6]所述的退火工序后，进行对上述高强度钢板的至少一面实施镀覆处理而得到高强度镀覆钢板的镀覆工序。

[8]一种构件，是至少一部分使用上述[1]～[3]中任一项所述的高强度钢板而成的。

[9]一种构件，是至少一部分使用上述[4]所述的高强度镀覆钢板而成的。

[10]根据上述[8]或[9]所述的构件，其为汽车的骨架结构部件用或汽车的加强部件用。

根据本公开，能够提供一种拉伸凸缘性、弯曲性和耐LME特性优异且能够以高尺寸精度制造部件的1180MPa以上的高强度钢板以及构件。

附图说明

图1是用于对板厚减少量的测定进行说明的概略图。

图2是用于对硬度变动频率的测定进行说明的图。

具体实施方式

以下，对本公开的实施方式进行说明。应予说明，本公开不限定于以下实施方式。

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，就是指“质量％”。“ppm”只要没有特别说明，就是指“质量ppm”。另外，本说明书中，使用“～”表示的数值范围是指包含“～”的前后所记载的数值作为下限值和上限值的范围。

[C：0.090％～0.390％]

C是钢的重要基本成分之一，特别是本公开中，是影响马氏体、铁素体的面积率和残余奥氏体的体积率的重要元素。如果C的含量小于0.090％，则马氏体的面积率减少，进而铁素体的面积率增加，难以实现1180MPa以上的TS。另一方面，如果C的含量超过0.390％，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大幅提高。结果促进扩孔时的龟裂进展，λ减少。另外，弯曲性也降低。因此，C的含量为0.090％～0.390％。C的含量优选为0.100％以上。C的含量优选为0.360％以下。C的含量更优选为0.110％以上。C的含量更优选为0.350％以下。

[Si：0.01％～2.50％]

Si是钢的重要基本成分之一，特别是本公开中，由于抑制退火中的碳化物生成、促进残余奥氏体的生成，因此是影响残余奥氏体的体积率的元素。另外，Si在400℃以下显示出大的回火软化阻力，因此是影响板厚200μm位置的板宽度方向每1500μm的硬度变动频率的元素。如果Si的含量小于0.01％，则板宽度方向的马氏体的硬度分布变得不均匀，因此板厚200μm位置的板宽度方向每1500μm的硬度变动频率超过20次，弯曲性降低。另一方面，如果Si的含量超过2.50％，则残余奥氏体中的碳浓度过度增加，冲裁时由残余奥氏体相变的马氏体的硬度大幅提高，因此冲裁和扩孔时的空隙的生成增加，λ减少。另外，弯曲性也降低。进而，耐LME特性也降低。因此，Si的含量为0.01％～2.50％。Si的含量优选为0.10％以上。Si的含量优选为2.00％以下。Si的含量更优选为0.15％以上。Si的含量更优选为1.50％以下。

[Mn：2.00％～4.00％]

Mn是钢的重要基本成分之一，特别是本公开中，是影响马氏体的面积率的重要元素。如果Mn的含量小于2.00％，则马氏体的面积率减少，进而铁素体的面积率增加，难以实现1180MPa以上的TS。另一方面，如果Mn的含量超过4.00％，则板宽度方向的马氏体的硬度分布变得不均匀，因此板厚200μm位置的板宽度方向每1500μm的硬度变动频率超过20次，弯曲性降低。因此，Mn的含量为2.00％～4.00％。Mn的含量优选为2.20％以上。Mn的含量优选为3.80％以下。Mn的含量更优选为2.50％以上。Mn的含量更优选为3.60％以下。

[P：0.100％以下]

如果P过量，则在原奥氏体晶界偏析而使晶界脆化，使钢板的极限变形能力降低，因此λ降低。另外，弯曲性也降低。因此，P的含量需要为0.100％以下。应予说明，P的含量的下限没有特别规定，但由于P是固溶强化元素，能够提高钢板的强度，因此优选为0.001％以上。因此，P的含量为0.100％以下。优选为0.001％以上。优选为0.070％以下。

[S：0.0200％以下]

S以硫化物的形式存在，使钢的极限变形能力降低，因此λ降低。另外，弯曲性也降低。因此，S的含量需要为0.0200％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制约，S的含量优选为0.0001％以上。因此，S的含量为0.0200％以下。S的含量优选为0.0001％以上。S的含量优选为0.0050％以下。

[Al：0.100％以下]

如果Al过量，则A₃相变点提高，微观组织中会包含大量的铁素体，因此难以实现所期望的YR。因此，Al的含量需要为0.100％以下。应予说明，Al的含量的下限没有特别规定，但由于抑制连续退火中的碳化物生成、促进残余奥氏体的生成，Al的含量优选为0.001％以上。因此，Al的含量为0.100％以下。Al的含量优选为0.001％以上。Al的含量优选为0.050％以下。

[N：0.0100％以下]

N以氮化物的形式存在，使钢板的极限变形能力降低，因此λ降低。另外，弯曲性也降低。因此，N的含量需要为0.0100％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制约，N的含量优选为0.0005％以上。因此，N的含量优选为0.0100％以下。N的含量优选为0.0005％以上。N的含量优选为0.0050％以下。

[Nb：0.002％～0.100％]

Nb通过在热轧时或退火时形成微细的碳化物、氮化物或碳氮化合物来提高钢板的强度。另外，通过添加Nb，能够增加板厚表层中的Nb的固溶量和100nm以下的析出量的合计量，实现良好的耐LME特性。为了得到这样的效果，需要使Nb的含量为0.002％以上。另一方面，如果Nb的含量超过0.100％，则碳化物、氮化物或碳氮化合物变得粗大，另外量增大，因此弯曲性降低。因此，Nb的含量为0.002％～0.100％。Nb的含量优选为0.003％以上。Nb的含量优选为0.060％以下。Nb的含量更优选为0.004％以上。Nb的含量更优选为0.030％以下。

[Ti：0.005％～0.100％]

Ti通过在热轧时或退火时形成微细的碳化物、氮化物或碳氮化合物来提高钢板的强度。另外，通过添加Ti，能够增加板厚表层中的Nb的固溶量和100nm以下的Nb析出量的合计，实现良好的耐LME特性。为了得到这样的效果，需要使Ti的含量为0.005％以上。另一方面，如果Ti的含量超过0.100％，则碳化物、氮化物或碳氮化合物变得粗大，另外它们的量增大，因此弯曲性降低。因此，Ti的含量为0.005％～0.100％。Ti的含量优选为0.008％以上。Ti的含量优选为0.060％以下。Ti的含量更优选为0.010％以上。Ti的含量更优选为0.030％以下。

[B：0.0002％～0.0100％]

B是能够在不降低马氏体相变开始温度的情况下提高淬透性的元素，能够抑制退火时的冷却过程中的铁素体的生成。为了得到这样的效果，需要使B的含量为0.0002％以上。另一方面，如果B的含量超过0.0100％，则热轧中在钢板内部产生裂纹，使钢板的极限变形能力降低，因此λ降低。另外，弯曲性也降低。因此，添加B时，其含量为0.0002％～0.0100％。B的含量优选为0.0003％以上。B的含量优选为0.0050％以下。B的含量更优选为0.0004％以上。B的含量更优选为0.0040％以下。

[[％Si]/[％Mn]：0.10～0.60]

这是本公开中极其重要的发明构成要件。通过将[％Si]/[％Mn]控制在期望的范围，能够实现良好的弯曲性和耐LME特性。如果[％Si]/[％Mn]小于0.10，则板宽度方向的马氏体的硬度分布变得不均匀，因此板厚200μm位置的板宽度方向每1500μm的硬度变动频率超过20次，弯曲性降低。另一方面，如果[％Si]/[％Mn]超过0.60，则耐LME特性降低。因此，[％Si]/[％Mn]为0.10～0.60。[％Si]/[％Mn]优选为0.12以上。[％Si]/[％Mn]优选为0.50以下。[％Si]/[％Mn]更优选为0.13以上。[％Si]/[％Mn]更优选为0.40以下。

[游离Ti量＝[％Ti]－(47.9/14.0)×[％N]－(47.9/32.1)×[％S]：0.001％以上]…(1)

通过使由上述式(1)求出的游离Ti量为一定以上，板厚表层中的Nb的固溶量和100nm以下的析出量的合计增加，能够实现良好的耐LME特性。为了得到这样的效果，使游离Ti量为0.001％以上。应予说明，游离Ti量的上限没有特别规定，但由于碳化物、氮化物或碳氮化合物变得粗大，另外他们的量增大，因此弯曲性降低，因此游离Ti量优选为0.040％。因此，游离Ti量为0.001％以上。游离Ti量优选为0.002％以上。游离Ti量优选为0.040％以下。

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，优选地，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由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成。这里，不可避免的杂质包括Zn、Pb和As。这些杂质只要合计为0.100％以下就允许含有。

本公开的高强度钢板的成分组成除了上述必须成分之外，还可以以质量％计单独或组合含有选自O：0.0100％以下、V：0.200％以下、Ta：0.10％以下、W：0.10％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％以下和Bi：0.200％以下中的至少1种元素。

[O：0.0100％以下]

O以氧化物的形式存在，使钢板的极限变形能力降低，因此如果O的含量超过0.0100％，则λ降低。另外，弯曲性也降低。因此，O的含量为0.0100％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制约，O的含量优选为0.0001％以上。因此，添加时，O的含量为0.0100％以下。O的含量优选为0.0001％以上。O的含量优选为0.0050％以下。

[V：0.200％以下]

V大量生成粗大的析出物、夹杂物，使钢板的极限变形能力降低，因此如果V的含量超过0.200％，则λ降低。另外，弯曲性也降低。因此，V的含量为0.200％以下。应予说明，V的含量的下限没有特别规定，但通过使V的含量为0.001％以上，在热轧时或连续退火时形成微细的碳化物、氮化物或碳氮化合物，由此提高钢板的强度。另外，通过添加V，退火时的升温过程中的再结晶温度提高，降低原奥氏体晶粒的轧制方向的粒径与板厚方向的粒径之比的平均值，因此能够将YR控制在期望的范围。由此，V的含量优选为0.001％以上。因此，添加时，V的含量为0.200％以下。V的含量优选为0.001％以上。V的含量优选为0.100％以下。

[Ta：0.10％以下]

[W：0.10％以下]

如果Ta和W的含量分别超过0.10％，则大量生成粗大的析出物、夹杂物，使钢板的极限变形能力降低，因此λ降低。另外，弯曲性也降低。因此，Ta和W的含量分别为0.10％以下。应予说明，Ta和W的含量的下限没有特别规定，但通过在热轧时或连续退火时形成微细的碳化物、氮化物或碳氮化合物来提高钢板的强度，因此Ta和W的含量优选分别为0.01％以上。因此，添加时，Ta和W的含量优选分别为0.10％以下。Ta和W的含量优选分别为0.01％以上。Ta和W的含量优选分别为0.08％以下。

[Cr：1.00％以下]

[Mo：1.00％以下]

[Ni：1.00％以下]

如果Cr、Mo和Ni分别超过1.00％，则粗大的析出物、夹杂物增加，使钢板的极限变形能力降低，因此λ降低。另外，弯曲性也降低。因此，Cr、Mo和Ni的含量分别为1.00％以下。应予说明，Cr、Mo和Ni的含量的下限没有特别规定，但由于它们是提高淬透性的元素，因此Cr、Mo和Ni的含量优选分别为0.01％以上。因此，添加时，Cr、Mo和Ni的含量分别为1.00％以下。Cr、Mo和Ni的含量优选为0.01％以上。Cr、Mo和Ni的含量优选为0.80％以下。

[Co：0.010％以下]

如果Co的含量超过0.010％，则粗大的析出物、夹杂物增加，使钢板的极限变形能力降低，因此λ降低。另外，弯曲性也降低。因此，Co的含量为0.010％以下。应予说明，Co的含量的下限没有特别规定，但由于Co是提高淬透性的元素，因此Co的含量优选为0.001％以上。因此，添加时，Co的含量为0.010％以下。Co的含量优选为0.001％以上。Co的含量优选为0.008％以下。

[Cu：1.00％以下]

如果Cu的含量超过1.00％，则粗大的析出物、夹杂物增加，使钢板的极限变形能力降低，因此λ降低。另外，弯曲性也降低。因此，Cu的含量为1.00％以下。应予说明，Cu的含量的下限没有特别规定，但由于Cu是提高淬透性的元素，因此Cu的含量优选为0.01％以上。因此，添加时，Cu的含量为1.00％以下。Cu的含量优选为0.01％以上。Cu的含量优选为0.80％以下。

[Sn：0.200％以下]

如果Sn的含量超过0.200％，则在铸造时或热轧时在钢板内部产生裂纹，使钢板的极限变形能力降低，因此λ降低。另外，弯曲性也降低。因此，Sn的含量为0.200％以下。应予说明，Sn的含量的下限没有特别规定，但由于Sn是提高淬透性的元素，因此Sn的含量优选为0.001％以上。因此，添加时，Sn的含量为0.200％以下。Sn的含量优选为0.001％以上。Sn的含量优选为0.100％以下。

[Sb：0.200％以下]

如果Sb的含量超过0.200％，则粗大的析出物、夹杂物增加，使钢板的极限变形能力降低，因此λ降低。另外，弯曲性也降低。因此，Sb的含量为0.200％以下。应予说明，Sb的含量的下限没有特别规定，但由于Sb是控制表层软化厚度并能够调整强度的元素，因此Sb的含量优选为0.001％以上。因此，添加时，Sb的含量为0.200％以下。Sb的含量优选为0.001％以上。Sb的含量优选为0.100％以下。

[Ca：0.0100％以下]

[Mg：0.0100％以下]

[REM：0.0100％以下]

如果Ca、Mg和REM的含量分别超过0.0100％，则粗大的析出物、夹杂物增加，使钢板的极限变形能力降低，因此λ降低。另外，弯曲性也降低。因此，Ca、Mg和REM的含量分别为0.0100％以下。应予说明，Ca、Mg和REM的含量的下限没有特别规定，但由于这些元素是使氮化物、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的含量优选分别为0.0005％以上。因此，添加时，Ca、Mg和REM的含量分别为0.0100％以下。Ca、Mg和REM的含量优选为0.0005％以上。Ca、Mg和REM的含量优选为0.0050％以下。

[Zr：0.100％以下]

[Te：0.100％以下]

如果Zr和Te分别超过0.100％，则粗大的析出物、夹杂物增加，使钢板的极限变形能力降低，因此λ降低。另外，弯曲性也降低。因此，Zr和Te的含量需要分别为0.100％以下。应予说明，Zr和Te的含量的下限没有特别规定，但由于是使氮化物、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的含量优选分别为0.001％以上。因此，添加时，Zr和Te的含量为0.100％以下。Zr和Te的含量优选分别为0.001％以上。Zr和Te的含量优选分别为0.080％以下。

[Hf：0.10％以下]

如果Hf的含量超过0.10％，则粗大的析出物、夹杂物增加，使钢板的极限变形能力降低，因此λ降低。另外，弯曲性也降低。因此，Hf的含量为0.10％以下。应予说明，Hf的含量的下限没有特别规定，但由于是使氮化物、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。因此，添加时，Hf的含量为0.10％以下。Hf的含量优选为0.01％以上。Hf的含量优选为0.08％以下。

[Bi：0.200％以下]

如果Bi的含量超过0.200％，则粗大的析出物、夹杂物增加，使钢板的极限变形能力降低，因此λ降低。另外，弯曲性也降低。因此，Bi的含量为0.200％以下。应予说明，Bi的含量的下限没有特别规定，但由于Bi是减轻偏析的元素，因此Bi的含量优选为0.001％以上。因此，添加时，Bi的含量为0.200％以下。Bi的含量优选为0.001％以上。Bi的含量优选为0.100％以下。

应予说明，对于上述O、V、Ta、W、Cr、Mo、Ni、Co、Cu、Sn、Sb、Ca、Mg、REM、Zr、Te、Hf和Bi，在各含量小于优选下限值的情况下不会损害本发明的效果，因此作为不可避免的杂质而含有。

接下来，对钢板的钢组织进行说明。

[马氏体的面积率：78％以上]

通过以马氏体为主相，能够实现1180MPa以上的TS。为了得到这样的效果，使马氏体的面积率为78％以上。应予说明，即使马氏体的面积率为100％也能得到本公开的效果，但为了提高延展性，优选为99％以下。因此，马氏体的面积率为78％以上。马氏体的面积率优选为79％以上。马氏体的面积率优选为99％以下。马氏体的面积率更优选为80％以上。马氏体的面积率更优选为98％以下。马氏体的面积率进一步优选为82％以上。马氏体的面积率进一步优选为97％以下。应予说明，马氏体也可以定义为淬火马氏体、回火马氏体和贝氏体。应予说明，如后所述，马氏体的面积率的观察位置为钢板的板厚的1/4位置。

[铁素体的面积率：10％以下]

通过使铁素体的面积率为10％以下，能够将TS和YR控制在期望的范围。另外，也能够提高λ、弯曲性。应予说明，即使铁素体的面积率为0％也能得到本公开的效果，但为了提高延展性，优选使铁素体的面积率为1％以上。因此，铁素体的面积率为10％以下。铁素体的面积率优选为1％以上。铁素体的面积率优选为8％以下。铁素体的面积率更优选为2％以上。应予说明，铁素体也可以定义为贝氏体铁素体。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。

这里，马氏体(淬火马氏体、回火马氏体和贝氏体)以及铁素体(贝氏体铁素体)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样后，对观察面使用金刚石膏进行镜面研磨，然后使用胶体二氧化硅实施精研磨，进一步用3vol.％硝酸酒精进行蚀刻使组织露出。在加速电压为1kV的条件下，使用具备InLens检测器的SEM(Scanning Electron Microscope；扫描电子显微镜)，将钢板的板厚的1/4位置作为观察位置，以5000倍的倍率在17μm×23μm的视野范围内观察3个视野。将得到的组织图像使用Adobe Systems公司的Adobe Photoshop，算出3个视野的各构成组织(铁素体(贝氏体铁素体)、马氏体(回火马氏体、贝氏体和淬火马氏体))的面积除以测定面积而得的面积率，将这些值进行平均并作为各组织的面积率。另外，上述组织图像中，铁素体(贝氏体铁素体)是凹部组织且不包含碳化物的平坦组织，回火马氏体和贝氏体是凹部组织且包含微细的碳化物的组织，淬火马氏体是凸部且组织内部具有微细凹凸的组织，能够相互识别。应予说明，回火马氏体、回火马氏体和贝氏体求出合计面积率作为马氏体的面积率，因此也可以不能相互识别。

[残余奥氏体的体积率：小于10.0％]

当残余奥氏体的体积率为10.0％以上时，难以实现所期望的YR。另外，由于冲裁时由残余奥氏体相变的马氏体的量增加，因此冲裁和扩孔时的空隙的生成增加，λ减少。因此，残余奥氏体的体积率小于10.0％。残余奥氏体的体积率优选为0.5％以上。残余奥氏体的体积率优选为8.0％以下。残余奥氏体的体积率更优选为1.0％以上。残余奥氏体的体积率更优选为6.0％以下。

这里，残余奥氏体的体积率的测定方法如下。

以从钢板表层起板厚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)为观察面的方式进行磨削后，通过化学研磨进一步研磨0.1mm。对于该面，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)的来自各面的积分反射强度与bcc铁的来自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。

[原奥氏体晶粒的轧制方向的粒径与板厚方向的粒径之比的平均值：2.0以下]

这是本公开中极其重要的发明构成要件。通过降低原奥氏体晶粒的轧制方向的粒径与板厚方向的粒径之比的平均值，即使原奥氏体晶粒为接近等轴的形状，能够将YR控制在期望的范围。为了得到这样的效果，需要使原奥氏体晶粒的轧制方向的粒径与板厚方向的粒径之比的平均值为2.0以下。应予说明，原奥氏体晶粒的轧制方向的粒径与板厚方向的粒径之比的下限没有特别限定，但为了将YR控制在期望的范围，优选为0.5以上。因此，原奥氏体晶粒的轧制方向的粒径与板厚方向的粒径之比的平均值为2.0以下。原奥氏体晶粒的轧制方向的粒径与板厚方向的粒径之比的平均值优选为0.5以上。原奥氏体晶粒的轧制方向的粒径与板厚方向的粒径之比的平均值优选为1.9以下。

这里，原奥氏体晶粒的轧制方向的粒径与板厚方向的粒径之比的平均值的测定方法如下。对钢板在600℃下实施10分钟的热处理后，以与得到的钢板的轧制方向平行的板厚截面为观察面的方式切出试样。接着，用金刚石膏对观察面进行镜面研磨。然后，用在苦味酸饱和水溶液中加入磺酸、草酸和氯化亚铁的腐蚀液进一步蚀刻观察面，使原奥氏体晶界露出。使用光学显微镜以400倍的倍率在169μm×225μm的视野范围内观察3个视野的观察面，得到组织图像。将得到的组织图像使用Adobe Systems公司的Adobe Photoshop，算出3个视野的原奥氏体晶粒的轧制方向的粒径与板厚方向的粒径之比，求出这些的值的平均值，将其作为原奥氏体晶粒的轧制方向的粒径与板厚方向的粒径之比(长宽比)的平均值。

[板厚表层中的Nb的固溶量和100nm以下的析出量的合计：0.002质量％以上]

这是本公开中极其重要的发明构成要件。退火后固溶的Nb和以100nm以下的尺寸析出的Nb在LME试验时的升温过程中溶解而成为固溶状态。即，通过增加板厚表层中的Nb的固溶量和100nm以下的Nb析出量的合计，能够在LME试验时的升温过程中增加板厚表层的Nb的固溶量。其结果，Nb偏析在LME试验时的升温过程中生成的奥氏体的晶界，抑制Zn向钢板的侵入，因此能够实现良好的耐LME特性。为了得到这样的效果，需要使板厚表层中的Nb的固溶量和100nm以下的析出量的合计为0.002％以上。应予说明，板厚表层中的Nb的固溶量和100nm以下的析出量的合计的上限没有特别规定，可以为Nb的含量以下。因此，板厚表层中的Nb的固溶量和100nm以下的析出量的合计为0.002％以上。板厚表层中的Nb的固溶量和100nm以下的析出量的合计优选为0.003％以上。板厚表层中的Nb的固溶量和100nm以下的析出量的合计优选为Nb的含量以下。

这里，板厚表层中的Nb的固溶量和100nm以下的Nb析出量的合计的测定方法如下。以钢板表面成为分析面的方式，试样调整仅去除表面的污垢，即不进行表面研磨而制成试样。对于该试样，将10％乙酰丙酮作为电解液进行电解提取后，采取电解液，通过参考文献1所记载的微合金的钢中固溶成分定量法分析Nb的固溶量和析出量。将试样在非水溶剂系电解液中电解一定时间后，采取电解液，作为固溶成分分析用样品。另外，将电解提取后的试样从电解液取出并转移到加入甲醇的烧杯中，进行超声波搅拌。搅拌后，用孔径100nm的滤纸过滤甲醇，将通过过滤器的滤液作为包含100nm以下的析出物的析出物分析用样品。对于固溶成分分析用样品，通过ICP发光分析法确定Nb固溶量。另外，对于析出物分析用样品，将滤液干固后，加入硝酸、高氯酸和硫酸加热溶解至出现硫酸白烟，放冷后，添加盐酸后用纯水稀释成一定量并制备溶液，通过ICP发光分析法确定100nm以下的Nb析出量。应予说明，在镀覆钢板的情况下，对试样的热浸镀锌层进行碱除去后进行上述分析。

[参考文献1]城代哲，石田智治，猪濑匡生，藤本京子：铁和钢，99(2013)，362.

[板厚200μm位置的板面的板宽度方向每1500μm的硬度变动频率：20次以下]

这是本公开中极其重要的发明构成要件。通过减少从钢板表层起板厚200μm位置的板面的板宽度方向每1500μm的硬度变动频率，能够实现所期望的弯曲性。为了得到这样的效果，需要使板厚200μm位置的板面的板宽度方向每1500μm的硬度变动频率为20次以下。应予说明，从钢板表层起板厚200μm位置的板面的板宽度方向每1500μm的硬度变动频率的下限没有特别限定，但硬度变动频率越低越优选，即使是0次/mm也能得到本公开的效果。因此，板厚200μm位置的板面的板宽度方向每1500μm的硬度变动频率为20次以下。板厚200μm位置的板面的板宽度方向每1500μm的硬度变动频率优选为0次以上。板厚200μm位置的板面的板宽度方向每1500μm的硬度变动频率优选为10次以下。

这里，板厚200μm位置的板宽度方向每1500μm的硬度变动频率的测定方法如下。以板厚200μm位置(从钢板表面起在深度方向上相当于200μm的位置)为观察面的方式，对钢板表面进行磨削后，使用金刚石膏对观察面进行镜面研磨。对于镜面研磨后的观察面，使用维氏硬度计，在载荷50gf的条件下以15μm间隔沿着板宽度方向测定100点的维氏硬度。应予说明，测定位置为板宽度中央。根据所得到的结果制作板厚200μm位置的用维氏硬度计在板宽度方向上测定的硬度分布。该硬度分布中，首先计算{(硬度的最大值Hv_max)－(硬度的最小值Hv_min)}/2的值。以{(硬度的最大值Hv_max)－(硬度的最小值Hv_min)}/2的值为基准的变动量，将硬度上下变动到基准的变动量以上的情况作为1次，测定在测定硬度的区域(长度1500μm)内的硬度变动的次数。例如，如图2(a)所示，如果在板宽度方向1500μm的范围内硬度分布曲线上下变动到(Hv_max－Hv_min)/2以上的次数(图中的粗线部)为2次，则硬度变动频率为每板宽度方向1500μm2次。另外，例如如图2(b)所示，如果在板宽度方向1500μm的范围内硬度分布曲线上下变动到(Hv_max－Hv_min)/2以上的次数(图中的粗线部)为5次，则硬度变动频率为每板宽度方向1500μm5次。

[表层软化厚度：10μm～100μm]

与板厚1/4位置相比，通过使钢板的表层部软化，能够进一步提高弯曲性。为了得到这样的效果，优选使表层软化厚度为10μm以上。表层软化厚度的上限没有特别限定，但在得到特别良好的TS的基础上，表层软化厚度优选为100μm以下。因此，表层软化厚度优选为10μm以上，另外，优选为100μm以下。表层软化厚度更优选为12μm以上。表层软化厚度更优选为80μm以下。表层软化厚度进一步优选为15μm以上。表层软化厚度进一步优选为60μm以下。

这里，表层软化厚度如下测定。

即，通过湿式研磨对与钢板的轧制方向平行的板厚截面(L截面)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，从距钢板表面深度10μm的位置到板厚中心位置在板厚(深度)方向上以5μm间隔进行硬度测定。然后，以在钢板的板厚1/4位置得到的硬度为基准硬度，确定在比钢板的板厚1/4位置靠近表面侧成为基准硬度×0.85的深度位置。然后，测定从钢板的表面到成为基准硬度×0.85的深度位置的距离(深度)，将该测定值设为表层软化厚度。

另外，本公开的钢组织中，除了上述马氏体(淬火马氏体、回火马氏体、贝氏体)、铁素体和残余奥氏体以外，珠光体、渗碳体、亚稳态碳化物(ε(ε)碳化物、η(η)碳化物、χ(χ)碳化物等)等碳化物以及作为其他钢板组织而公知的物质只要以面积率计为3％以下的范围，则即使包含也不损害本公开的效果。

[高强度钢板]

高强度钢板的成分组成和钢组织如上所述。另外，高强度钢板的板厚没有特别限定，通常为0.3mm以上，并且为2.8mm以下。

[镀覆钢板]

本公开的镀覆钢板是在本公开的高强度钢板的至少一面上具备镀层的镀覆钢板。镀层的种类没有特别限定，例如可以是热浸镀层、电镀层中的任一种。另外，镀层也可以是合金化的镀层。镀层优选镀锌层。镀锌层可以含有Al、Mg。另外，也优选热浸镀锌－铝－镁合金(Zn－Al－Mg镀层)。在该情况下，优选使Al含量为1质量％～22质量％，使Mg含量为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1质量％以下的选自Si、Ni、Ce和La中的一种以上。应予说明，镀覆金属没有特别限定，因此除了如上所述的镀Zn以外，也可以是镀Al等。

另外，镀层的组成也没有特别限定，可以是一般的组成。例如，在热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层的情况下，一般为如下组成：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。本公开中，优选具有每一面的镀覆附着量为20～80g/m²的热浸镀锌层、将其进一步合金化而得的合金化热浸镀锌层。另外，在镀层为热浸镀锌层的情况下，镀层中的Fe含量可以小于7质量％，在为合金化热浸镀锌层的情况下，镀层中的Fe含量可以为7～20质量％。

接下来，对本公开的高强度钢板的制造方法进行说明。

首先，将具有上述成分组成的钢板板坯熔炼而制造钢板坯。本公开中，钢板板坯的熔炼方法没有特别限定，可以使用转炉、电炉等公知的熔炼方法中的任一种。另外，为了防止宏观偏析，钢板坯(板坯)优选通过连续铸造法进行制造，也可以通过铸锭法、薄板坯铸造法等进行制造。另外，在制造钢板坯后，除了暂时冷却至室温然后再次加热的现有方法之外，还可以毫无问题地应用不冷却至室温而以温片的状态装入加热炉或者进行少许保温后立即进行轧制的直送轧制·直接轧制等节能工艺。

接着，将钢板坯在1150℃以上的板坯加热温度下保温100分钟以上。

[板坯加热温度：1150℃以上]

这是本公开中极其重要的发明构成要件。通过将板坯加热温度提高到1150℃以上，能够溶解连续铸造时生成的碳化物、氮化物或碳氮化合物，增加Nb的固溶量和100nm以下的Nb析出量的合计。另外，通过提高板坯加热温度，板坯的偏析部中的元素的局部富集减少，能够使板厚200μm位置的板宽度方向每1500μm的硬度变动频率为20次以下。为了得到这样的效果，使板坯加热温度为1150℃以上。应予说明，板坯再加热温度的上限没有特别规定，但为了适当地防止退火后表层软化厚度的增加，使TS在更优选的范围内，优选为1300℃以下。因此，板坯加热温度为1150℃以上。板坯加热温度优选为1180℃以上。板坯加热温度优选为1300℃以下。应予说明，板坯加热温度为板坯加热时的钢板坯的表面的温度。

[板坯加热时间：100分钟以上]

这是本公开中极其重要的发明构成要件。通过延长板坯加热时间，能够溶解连续铸造时生成的碳化物、氮化物或碳氮化合物，增加Nb的固溶量和100nm以下的Nb析出量的合计。另外，通过延长板坯加热时间，板坯的偏析部中的元素的局部富集减少，能够使板厚200μm位置的板宽度方向每1500μm的硬度变动频率为20次以下。为了得到这样的效果，使板坯加热时间为100分钟以上。应予说明，板坯加热时间的上限没有特别规定，但为了适当地防止退火后表层软化厚度的增加，使TS在更优选的范围内，优选为600分钟以下。因此，板坯加热时间为100分钟以上。板坯加热时间优选为120分钟以上。板坯加热时间优选为600分钟以下。

应予说明，在通常的条件下通过粗轧将板坯制成薄板坯，但在降低板坯加热温度的情况下，从防止热轧时的故障的观点出发，优选在精轧前使用板带加热器等对薄板坯进行加热。

[粗轧结束温度：1050℃以上]

这是本公开中极其重要的发明构成要件。通过提高粗轧结束温度，板坯的偏析部中的元素的局部富集减少，能够使板厚200μm位置的板宽度方向每1500μm的硬度变动频率为20次以下。为了得到这样的效果，使粗轧结束温度为1050℃以上。应予说明，粗轧结束温度的上限没有特别规定，但为了在退火后使原奥氏体晶粒的粒径更均匀，粗轧结束温度优选为1200℃以下。因此，粗轧结束温度为1050℃以上。粗轧结束温度优选为1080℃以上。粗轧结束温度优选为1200℃以下。应予说明，粗轧结束温度为粗轧结束时的钢板表面的温度。

[精轧开始温度：1000℃以上]

这是本公开中极其重要的发明构成要件。通过提高精轧开始温度，板坯的偏析部中的元素的局部富集减少，能够使板厚200μm位置的板宽度方向每1500μm的硬度变动频率为20次以下。为了得到这样的效果，使精轧开始温度为1000℃以上。应予说明，精轧开始温度的上限没有特别规定，但为了使退火后的原奥氏体晶粒的粒径更均匀，优选为1180℃以下。因此，精轧开始温度为1000℃以上。优选为1020℃以上。优选为1180℃以下。应予说明，精轧开始温度为精轧开始时的钢板表面的温度。

轧制负荷的增大、奥氏体的未再结晶状态下的压下率变高，在轧制方向上伸长的异常组织发育，结果有时降低退火板的加工性，因此精轧优选在Ar₃相变点以上的精轧温度下进行。另外，为了使退火后的加工性更良好，热轧后的卷绕温度优选在300℃以上进行，另外优选在700℃以下进行。

应予说明，可以在热轧时将粗轧板彼此接合，连续地进行精轧。另外，也可以将粗轧板卷绕一次。另外，为了降低热轧时的轧制载荷，可以使精轧的一部分或全部为润滑轧制。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以上，另外优选为0.25以下。

对这样制造的热轧钢板进行酸洗。酸洗可以除去钢板表面的氧化物，因此对于确保最终产品的高强度钢板中的良好的化成处理性、镀覆品质是重要的。另外，酸洗可以为一次，也可以分为多次。

接着，对酸洗后的热轧板或酸洗后任意实施了热处理的热轧板(热轧退火板)实施冷轧而制成冷轧板。由于均匀且有效地引入应变并得到均匀的组织，因此优选通过串列式的多机架轧制或反向轧制等需要2道次以上的道次数的多道次轧制来实施冷轧。

应予说明，为了在钢板表层引入加工应变，在退火时增加板厚表层中的Nb的固溶量和100nm以下的析出量的合计量，优选分别进行1次以上的冷轧前的弯曲和回弯加工。冷轧前的弯曲和回弯加工的各自次数没有特别规定，但优选进行2次以上，更优选进行3次以上。应予说明，冷轧前的弯曲和回弯加工一般使用辊径为300～1500mm的辊进行。

[冷轧的累积压下率：20％～75％]

通过使冷轧的累积压下率为20％以上，能够使铁素体的面积率小于10％。另外，通过增加冷轧的累积压下率，能够大量引入剪切带，使加热时的奥氏体晶粒径为接近等轴的形状。其结果，能够将YR控制在期望的范围。为了得到这样的效果，使冷轧的累积压下率为20％以上。另一方面，如果冷轧的累积压下率超过75％，则退火时生成的奥氏体的粒径变得微细，退火后的残余奥氏体的量增加，因此不能实现所期望的YR。因此，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。冷轧的累积压下率优选为70％。冷轧的累积压下率更优选为27％以上。冷轧的累积压下率更优选为60％以下。

对如上所述得到的冷轧板进行退火工序。退火条件如下。

[250℃～700℃的温度区域的平均加热速度：10℃/s以上]

通过提高250℃～700℃的温度区域的平均加热速度，能够使加热中生成的奥氏体的粒径均匀，即使加热时的奥氏体晶粒径为接近等轴的形状。为了得到这样的效果，需要使250℃～700℃的温度区域的平均加热速度为10℃/s以上。应予说明，250℃～700℃的温度区域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。因此，250℃～700℃的温度区域的平均加热速度为10℃/s以上。250℃～700℃的温度区域的平均加热速度优选为12℃/s以上。250℃～700℃的温度区域的平均加热速度优选为50℃/s以下。250℃～700℃的温度区域的平均加热速度更优选为14℃/s以上。250℃～700℃的温度区域的平均加热速度更优选为40℃/s以下。应予说明，平均加热速度以钢板表面的温度为基准进行测定。

[加热温度：820℃以上]

如果加热温度(退火温度)小于820℃，则成为铁素体和奥氏体的两相区的退火处理，退火后含有大量的铁素体，因此难以实现所期望的TS、YP、λ和弯曲性。应予说明，加热温度的上限没有特别规定，但如果加热温度升高，则退火后的表层软化厚度增加，TS降低，因此优选为950℃以下。因此，加热温度为820℃以上。优选为850℃以上。优选为950℃以下。更优选为870℃以上。更优选为920℃以下。应予说明，加热温度以钢板表面的温度为基准进行测定。

[750℃以上至加热温度的滞留时间：40s以上]

这是本公开中极其重要的发明构成要件。通过增加750℃以上至加热温度的滞留时间，能够溶解碳化物、氮化物或碳氮化合物，增加板厚表层的Nb的固溶量和100nm以下的析出量的合计量。为了得到这样的效果，使750℃以上至上述加热温度的滞留时间为40s以上。应予说明，750℃以上至加热温度的滞留时间的上限没有特别规定，但为了使表层软化厚度为适当的厚度，使TS更适当，优选为400s以下。因此，750℃以上至上述加热温度的滞留时间为40s以上。750℃以上至上述加热温度的滞留时间优选为45s以上。750℃以上至上述加热温度的滞留时间优选为400s以下。750℃以上至上述加热温度的滞留时间更优选为50s以上。750℃以上至上述加热温度的滞留时间更优选为300s以下。

应予说明，上述加热温度下的保温时间没有特别限定，但优选为10s～600s。

[加热温度下的气氛的氧浓度：2体积ppm～30体积ppm(优选条件)]

通过退火时提高加热温度下的氧浓度，介由空气中的氧进行脱碳，能够在钢板表层部形成软化层，其结果能够实现更优选的弯曲性。为了得到这样的效果，优选使加热温度下的氧浓度为2体积ppm以上。另一方面，随着加热温度下的氧浓度的增加，退火后的表层软化厚度增加，TS降低，因此加热温度下的氧浓度优选为30体积ppm以下。因此，加热温度下的氧浓度优选为2体积ppm～30体积ppm。更优选为4体积ppm以上。更优选为28体积ppm以下。进一步优选为5体积ppm以上。进一步优选为25体积ppm以下。应予说明，上述加热温度的温度以钢板表面温度为基准。即，在钢板表面温度处于上述加热温度的情况下，将氧浓度调整为上述范围。

[加热温度下的气氛的露点：－35℃以上(优选条件)]

通过退火时提高加热温度下的气氛的露点，介由空气中的水分进行脱碳，能够在钢板表层部形成软化层，其结果能够实现更优选的弯曲性。为了得到这样的效果，优选使加热温度下的露点为－35℃以上。应予说明，加热温度下的露点的上限没有特别规定，但为了适当地防止退火后表层软化厚度的增加，使TS在更优选的范围内，加热温度下的露点优选为15℃以下，更优选为5℃以下。因此，上述加热温度下的气氛的露点优选为－35℃以上。加热温度下的气氛的露点更优选为－30℃以上。加热温度下的气氛的露点更优选为15℃以下。加热温度下的气氛的露点进一步优选为－25℃以上。加热温度下的气氛的露点进一步优选为5℃以下。应予说明，上述加热温度的温度以钢板表面温度为基准。即，在钢板表面温度处于上述加热温度的情况下，将露点调整为上述范围。

另外，加热温度以下且400℃以上的平均冷却速度没有特别限定，但优选为5℃/s～30℃/s。

[250℃～400℃的温度区域的平均冷却速度：1.0℃/s以上]

这是本公开中极其重要的发明构成要件。通过增加250℃～400℃的温度区域的平均冷却速度，能够抑制马氏体的自回火，使板厚200μm位置的板宽度方向每1500μm的硬度变动频率为20次以下。为了得到这样的效果，250℃～400℃的温度区域的平均冷却速度为1.0℃/s以上。应予说明，250℃～400℃的温度区域的平均冷却速度的上限没有特别规定，但从生产率的观点出发，优选为100.0℃/s以下，更优选为80.0℃/s以下。因此，250℃～400℃的温度区域的平均冷却速度为1.0℃/s以上。250℃～400℃的温度区域的平均冷却速度优选为2.0℃/s以上。250℃～400℃的温度区域的平均冷却速度优选为100.0℃/s以下。250℃～400℃的温度区域的平均冷却速度更优选为3.0℃/s以上。250℃～400℃的温度区域的平均冷却速度优选为80.0℃/s以下。应予说明，平均冷却速度以钢板表面的温度为基准进行测定。

[冷却停止温度：150℃以下]

如果冷却停止温度超过150℃，则促进马氏体的自回火，不能将从钢板表层起板厚200μm位置的板面的板宽度方向每1500μm的硬度变动频率实现为期望的范围。其结果，难以实现所期望的弯曲性。应予说明，冷却停止温度的下限没有特别规定，但从生产率的观点出发，优选为室温以上。因此，冷却停止温度为150℃以下。优选为100℃以下。应予说明，平均停止速度以钢板表面的温度为基准进行测定。

应予说明，250℃以下至上述冷却停止温度的冷却速度没有特别规定，但为了进一步提高TS，优选从实施镀锌处理或进一步的镀锌合金化处理后到上述冷却停止温度的平均冷却速度优选为2℃/s以上，更优选为5℃/s以上。另一方面，由于生产技术上的制约，从实施镀锌处理或进一步的镀锌合金化处理后到上述冷却停止温度的平均冷却速度优选为50℃/s以下，更优选为40℃/s以下。

应予说明，可以将冷轧钢板从上述冷却停止温度冷却至室温。从冷却停止温度到室温的冷却速度没有特别限定，可以通过任意的方法冷却至室温。作为冷却方法，可以应用气体喷射冷却、雾冷、水冷和空冷等。

如上所述，可以将实施了退火的高强度钢板冷却至上述冷却停止温度后，以0.05％～1.00％的伸长率进行轧制。通过使在冷却至上述冷却停止温度后实施的轧制的伸长率为0.05％以上，能够将YR控制在期望的范围。另外，通过使冷却至上述冷却停止温度后的轧制的伸长率为1.00％以下，能够使残余奥氏体的体积率为优选的范围内，使YR和λ为优选的范围内。因此，冷却至上述冷却停止温度后的轧制的伸长率优选为0.05％～1.00％。更优选为0.10％以上。更优选为0.50％以下。

冷却至上述冷却停止温度后的轧制可以在与上述连续退火装置连续的装置上(在线)进行，也可以在与上述连续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伸长率，也可以进行多次轧制，实现合计0.05％～1.00％的伸长率。应予说明，这里记载的轧制通常是指调质轧制，但只要能够赋予与调质轧制同等的伸长率，也可以是利用张力矫直机等进行加工的方法。

可以在冷却至上述冷却停止温度后、或者冷却至上述冷却停止温度后进一步进行轧制后，对高强度钢板实施回火处理。通过使回火温度为400℃以下，能够使残余奥氏体的体积率在更优选的范围内。因此，在实施回火处理的情况下，回火温度优选为400℃以下，更优选为350℃以下。

应予说明，从上述回火温度到室温的冷却速度没有特别限定，可以通过任意的方法冷却至室温。作为冷却方法，可以应用气体喷射冷却、雾冷、水冷和空冷等。

应予说明，在高强度钢板为牵引对象的情况下，通常在冷却至室温后作为牵引对象。

[镀覆钢板的制造方法]

可以对如上所述制造的高强度钢板实施镀覆处理而得到镀覆钢板。例如，作为镀覆处理，可例示热浸镀锌处理、在热浸镀锌后进行合金化的处理。另外，可以在1条生产线上连续进行退火和镀锌。另外，可以通过Zn－Ni电镀合金等电镀来形成镀层，也可以实施热浸镀锌－铝－镁合金。应予说明，上述以镀锌的情况为中心进行了说明，但镀Zn、镀Al等镀覆金属的种类没有特别限定。

应予说明，实施热浸镀锌处理时，在将高强度钢板浸渍于440℃～500℃的镀锌浴中而实施热浸镀锌处理后，通过气体擦拭等来调整镀覆附着量。热浸镀锌优选使用Al量为0.10质量％～0.23质量％的镀锌浴。另外，实施镀锌的合金化处理时，在热浸镀锌后在470℃～600℃的温度区域实施镀锌的合金化处理。如果小于470℃，则Zn－Fe合金化速度过慢，生产率受损。另一方面，如果在超过600℃的温度下进行合金化处理，则有时未相变奥氏体相变为珠光体，TS降低。因此，进行镀锌的合金化处理时，优选在470℃～600℃的温度区域实施合金化处理，更优选在470℃～560℃的温度区域实施合金化处理。另外，也可以实施电镀锌处理。另外，镀覆附着量优选每一面为20～80g/m²(双面镀覆)，合金化热浸镀锌钢板(GA)优选通过实施下述合金化处理来使镀层中的Fe浓度为7～15质量％。

可以在镀覆处理后对钢板实施表皮光扎。从将YR控制在期望的范围的观点出发，镀覆处理后的表皮光扎中的压下率优选为0.05％以上。应予说明，表皮光扎中的压下率的上限没有特别限定，但从生产率的观点出发，优选为1.50％以下。表皮光扎可以在线进行，也可以离线进行。另外，可以一次性进行目标压下率的表皮光扎，也可以分多次进行。

其他制造方法的条件没有特别限定，但从生产率的观点出发，优选在作为热浸镀锌生产线的CGL(Continuous Galvanizing Line)中进行上述退火、热浸镀锌、镀锌的合金化处理等一系列处理。热浸镀锌后可以进行擦拭以调整镀覆的单位面积重量。应予说明，上述条件以外的镀覆等条件可以按照热浸镀锌的常规方法进行。

应予说明，在高强度镀覆钢板为牵引对象的情况下，通常在冷却至室温后作为牵引对象。

应予说明，上述条件以外的制造条件可以按照常规方法进行。

[构件]

可以提供至少一部分使用上述高强度钢或高强度镀覆钢板而成的构件。在一个例子中，可以将上述高强度钢或高强度镀覆钢板通过冲压加工而成型为目标形状，制成汽车部件。应予说明，汽车部件可以包含除本实施方式的高强度钢板或高强度镀覆钢板以外的钢板作为板坯。根据本实施方式，可以提供TS为1180MPa以上且兼备部件的尺寸精度、拉伸凸缘性、弯曲性和耐LME特性的高强度钢板。因此，适合作为有助于车身轻量化的汽车部件。本高强度钢或高强度镀覆钢板可以在汽车部件中，特别是在作为骨架结构部件或加强部件使用的全部构件中很好地使用。

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在转炉中熔炼，通过连续铸造法制成板坯。将得到的板坯再加热，在热轧后实施酸洗处理，然后实施冷轧。热轧和冷轧的条件如表2－1、2－2所示。应予说明，卷绕温度为500℃，加热温度范围内的保温时间为100s，加热温度以下且400℃以上的平均冷却速度为20℃/s。

接着，以表2－1、2－2所示的条件实施退火处理，得到高强度钢板(CR)。进而，对一部分薄钢板实施镀覆处理，得到热浸镀锌钢板(GI)、合金化热浸镀锌钢板(GA)和电镀锌钢板(EG)。对于热浸镀锌浴，在GI中使用含有Al：0.14～0.19质量％的锌浴，另外在GA中使用含有Al：0.14质量％的锌浴，浴温为470℃。对于镀覆附着量，在GI中为每一面45～72g/m²(双面镀覆)左右，另外在GA中为每一面45g/m²(双面镀覆)左右。另外，GA中使镀层中的Fe浓度为9质量％～12质量％。使镀层为Zn―Ni镀层的EG中使镀层中的Ni含量为9质量％～25质量％。

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将如上所述得到的高强度钢板和高强度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、弯曲性和耐LME特性。将其结果示于表3－1、3－2。

[拉伸试验]

拉伸试验依据JIS Z 2241进行。以与钢板的轧制方向为直角方向的方式，从得到的钢板采取JIS5号试验片，以十字头速度为1.67×10^－1mm/s的条件进行拉伸试验，测定YS、TS和El。应予说明，本公开中，将TS为1180MPa以上判断为合格。另外，部件的尺寸精度优异是指将作为部件的尺寸精度的指标的屈服比(YR)为65％～90％的情况判断为良好。应予说明，YR通过上述式(2)所记载的计算方法算出。

[扩孔试验]

扩孔试验依据JIS Z 2256进行。从得到的钢板剪切成100mm×100mm后，以间隙12.5％冲裁出直径10mm的孔，然后使用内径75mm的模头，在以抗皱力9ton(88.26kN)抑制的状态下，将顶角60°的圆锥冲头压入孔内，测定龟裂产生极限的孔直径，根据下述式求出极限扩孔率：λ(％)，根据该极限扩孔率的值评价扩孔性。

极限扩孔率：λ(％)＝{(D_f－D₀)/D₀}×100

其中，D_f为龟裂产生时的孔径(mm)，D₀为初期孔径(mm)。应予说明，本公开中，作为拉伸凸缘性的指标的扩孔率(λ)的值与钢板的强度无关，在25％以上的情况下，判断为拉伸凸缘性良好。

[弯曲试验]

弯曲试验依据JIS Z 2248进行。以与钢板的轧制方向平行的方向为弯曲试验的轴向的方式，从得到的钢板采取宽度为30mm、长度为100mm的长条状的试验片。然后，在推压载荷为100kN、推压保持时间为5秒的条件下，进行90°V弯曲试验。应予说明，本公开中，弯曲性以弯曲试验的合格率进行评价，在弯曲半径(R)除以板厚(t)而得的值R/t为5以下的最大的R(例如板厚为1.2mm时，弯曲半径为6.0mm)下实施5个样品的弯曲试验，接着，评价弯曲顶点的棱线部有无龟裂产生，将5个样品都不破裂的情况判断为弯曲性“优”。另外，将5个样品中一个以上样品产生小于200μm的微细裂纹的情况判断为弯曲性“良”。进而，将5个样品中一个以上样品产生200μm以上的微细裂纹的情况判断为弯曲性“差”。这里，有无龟裂产生通过使用数字显微镜(RH－2000：Hirox Co.,Ltd.制)以40倍的倍率测定弯曲顶点的棱线部来评价。

[耐LME特性]

耐LME特性通过高温拉伸试验进行判断。对于高强度钢板(CR)和各镀覆钢板(GI、GA、EG)，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。然后，以宽度为99mm、长度为20mm的方式磨削样品的端面。接着，制作肩部的半径为20mm、平行部的宽度为5mm、平行部的长度为20mm的拉伸试验片。进而，在拉伸试验片的平行部的中央设置切口半径为2mm、切口前端间的距离为3mm的切口，得到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，对钢板的单侧进行磨削，将板厚调整为1.0mm。使用所得到的带切口的拉伸试验片，使用热加工再现装置(Thermec Master Z)，进行高温拉伸试验。在以100℃/s升温至900℃后，立即以40℃/s进行气体冷却，到达700℃后，立即以50mm/s的十字头速度进行拉伸试验直至断裂。试验片断裂后，以100℃/s气体冷却至200℃以下。

对于如上所述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，通过切断来采取板厚减少率测定用样品，求出由上述式(3)表示的板厚减少率。应予说明，本公开中，在板厚减少率为0.20以上的情况下，判断为耐LME特性优异。

另外，按照上述方法求出马氏体和铁素体的面积率、残余奥氏体的体积率、原奥氏体晶粒的轧制方向的粒径与板厚方向的粒径之比的平均值、从钢板表层起板厚200μm位置的板面的板宽度方向每1500μm的硬度变动频率、以及表层软化厚度。另外，对剩余部分组织也通过以下所记载的方法进行观察。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样后，对观察面使用金刚石膏进行镜面研磨，然后使用胶体二氧化硅实施精研磨，进一步用3vol.％硝酸酒精进行蚀刻使组织露出。在加速电压为15kV的条件下，使用SEM(Scanning Electron Microscope；扫描电子显微镜)，将钢板的板厚的1/4位置作为观察位置，以5000倍的倍率在17μm×23μm的视野范围内观察3个视野。从得到的组织图像中将渗碳体识别为剩余部分组织。

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如表3－1、3－2所示，本发明例中，TS为1180MPa以上，部件的尺寸精度、拉伸凸缘性、弯曲性和耐LME特性均优异。另一方面，比较例中，强度(TS)、部件的尺寸精度(YR)、拉伸凸缘性(λ)、弯曲性和耐LME特性中的任一者以上差。

以上，对本公开的实施方式进行了说明，但本公开不限定于这些实施方式。即，基于本实施方式由本领域技术人员等完成的其他实施方式、实施例和运用技术等全部包含在本公开的范畴内。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就没有特别限定。

工业上的可利用性

通过将本公开的高强度钢板例如应用于汽车部件等结构构件，能够实现由车身轻量化带来的油耗提高。

Claims

1.一种高强度钢板，具有如下成分组成和钢组织，并且拉伸强度为1180MPa以上；

所述成分组成为以质量％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、N：0.0100％以下、Nb：0.002％～0.100％、Ti：0.005％～0.100％和B：0.0002％～0.0100％，并且[％Si]/[％Mn]满足0.10～0.60的关系，由下述式(1)求出的游离Ti量满足0.001质量％以上的关系，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成；

所述钢组织为钢板表层中的Nb的固溶量和100nm以下的析出量的合计为0.002质量％以上，

在板厚1/4位置，

马氏体的面积率为78％以上，

铁素体的面积率为10％以下，

残余奥氏体的体积率小于10.0％，

板厚200μm位置的板宽度方向每1500μm的硬度变动频率为20次以下；

游离Ti量(％)＝[％Ti]－(47.9/14.0)×[％N]－(47.9/32.1)×[％S]···(1)

应予说明，式(1)中的[％X]表示钢中的元素X的含量，单位为质量％，不含有元素X的情况下为0。

2.根据权利要求1所述的高强度钢板，所述钢组织中，表层软化厚度为10μm～100μm。

3.根据权利要求1或2所述的高强度钢板，其中，所述成分组成进一步以质量％计含有选自O：0.0100％以下、V：0.200％以下、Ta：0.10％以下、W：0.10％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％以下和Bi：0.200％以下中的至少1种元素。

4.一种高强度镀覆钢板，在权利要求1～3中任一项所述的高强度钢板的至少一面具有镀层。

5.一种高强度钢板的制造方法，将具有权利要求1或3所述的成分组成的钢板坯在1150℃以上的板坯加热温度下保温100分钟以上，

接着，对所述钢板坯实施使粗轧结束温度为1050℃以上且使精轧开始温度为1000℃以上的热轧而制成热轧板，

接着，对所述热轧板实施酸洗，

接着，使累积压下率为20％～75％而对所述热轧板实施冷轧而制成冷轧板，

接着，对所述冷轧板进行如下退火工序而得到高强度钢板，所述退火工序是在250℃～700℃的温度区域的平均加热速度为10℃/s以上且从750℃到加热温度的滞留时间为40s以上的条件下，加热至820℃以上的所述加热温度，使250℃～400℃的温度区域的平均冷却速度为1.0℃/s以上而冷却至150℃以下。

6.根据权利要求5所述的高强度钢板的制造方法，其中，所述加热温度下的气氛的氧浓度为2体积ppm～30体积ppm，并且气氛的露点为－35℃以上。

7.一种高强度镀覆钢板的制造方法，在权利要求5或6所述的退火工序后，进行对所述高强度钢板的至少一面实施镀覆处理而得到高强度镀覆钢板的镀覆工序。

8.一种构件，是至少一部分使用权利要求1～3中任一项所述的高强度钢板而成的。

9.一种构件，是至少一部分使用权利要求4所述的高强度镀覆钢板而成的。

10.根据权利要求8或9所述的构件，其为汽车的骨架结构部件用或汽车的加强部件用。