高强度钢板和碰撞吸收构件以及高强度钢板的制造方法与流程

1.本发明涉及适合用于汽车领域中使用的碰撞能量吸收构件的高强度钢板和碰撞吸收构件。特别是涉及具有1.0％以上的屈服伸长率(yp-el)、980mpa以上的拉伸强度(ts)、并且具有优良的均匀延展性、弯曲性和压溃特性的高强度钢板和碰撞吸收构件以及高强度钢板的制造方法。


背景技术：

2.近年来，从保护地球环境的观点考虑，汽车的燃料效率提高成为重要的课题。因此，想要通过车身材料的高强度化谋求车身材料的薄壁化、从而使车身本身轻量化的动向越发活跃。另一方面，针对汽车的碰撞安全性提高的社会要求也进一步提高，不仅是钢板的高强度化，还期望开发出走行中发生碰撞的情况下的耐碰撞特性(压溃特性)优良的钢板及其构件。
3.但是，以前纵梁、后纵梁为代表的碰撞能量吸收构件局限于应用拉伸强度(ts)小于850mpa的钢板。这是因为，伴随着高强度化，局部延展性、弯曲性等成形性降低，因此，在模拟碰撞试验的弯曲压溃试验、轴向压溃试验中发生破裂，无法充分吸收碰撞能量。
4.在此，作为高强度且高延展性的钢板，提出了利用残余奥氏体的形变诱发相变的高强度钢板。该高强度钢板呈现出具有残余奥氏体的组织，在成形时利用残余奥氏体使成形容易，并且在成形后残余奥氏体相变为马氏体，因此具备高强度。例如，专利文献1中记载了如下高强度钢板：拉伸强度为1000mpa以上、总伸长率(el)为30％以上，利用残余奥氏体的形变诱发相变，且具有非常高的延展性。另外，专利文献2中记载了如下发明：使用高mn钢，实施铁素体与奥氏体的双相区中的热处理，由此实现高的强度-延展性平衡。另外，专利文献3中记载了如下发明：在高mn钢中，使热轧后组织为包含贝氏体、马氏体的组织，通过退火和回火而形成微细的残余奥氏体，并且形成包含回火贝氏体或回火马氏体的组织，由此改善局部延展性。此外，专利文献4中记载了最大拉伸强度(ts)为780mpa以上、能够应用于碰撞时的碰撞吸收构件的高强度钢板、高强度热镀锌钢板以及高强度合金化热镀锌钢板。
5.现有技术文献
6.专利文献
7.专利文献1：日本特开昭61-157625号公报
8.专利文献2：日本特开平1-259120号公报
9.专利文献3：日本特开2003-138345号公报
10.专利文献4：日本特开2015-78394号公报


技术实现要素：

11.发明所要解决的问题
12.专利文献1中记载的高强度钢板通过进行在将以c、si、mn作为基本成分的钢板奥氏体化后在贝氏体相变温度范围内进行淬火并等温保持的所谓等温淬火处理来制造。通过
该等温淬火处理而使c向奥氏体中富集，由此生成残余奥氏体。在此，为了得到大量的残余奥氏体，需要添加含量超过0.3％的大量c。但是，钢中的c量增多时，点焊性降低，特别是在含量超过0.3％的c量下，其降低变得显著。因此，难以将专利文献1中记载的高强度钢板作为汽车用钢板来实用化。另外，专利文献1中记载的发明的主要目的在于提高高强度钢板的延展性，因此，并未考虑弯曲性和压溃特性。另外，专利文献2中记载的发明并没有研究通过mn向未相变奥氏体中的富集而带来的延展性、特别是均匀延展性的提高，成形性还有改善的余地。另外，专利文献3中记载的钢板是含有大量在高温下回火后的贝氏体或马氏体的组织，因此难以确保强度，另外，为了改善局部延展性，残余奥氏体量受到限制，总伸长率也不充分。此外，专利文献4中记载的高强度钢板、高强度热镀锌钢板以及高强度合金化热镀锌钢板中，残余奥氏体量为约2％，延展性、特别是均匀延展性低且不充分。
13.本发明是鉴于上述课题而完成的，其目的在于提供具有1.0％以上的屈服伸长率(yp-el)、980mpa以上的拉伸强度(ts)、并且具有优良的均匀延展性、弯曲性和压溃特性的高强度钢板和碰撞吸收构件以及高强度钢板的制造方法。
14.用于解决问题的方法
15.本发明人为了得到具有1.0％以上的屈服伸长率(yp-el)、980mpa以上的拉伸强度(ts)、并且具有优良的均匀延展性、弯曲性和压溃特性的高强度钢板和碰撞吸收构件，从钢板的成分组成和组织控制的观点考虑反复进行了深入研究，结果得到了以下见解。
16.即获知，具有规定的成分组成，特别是将mn控制为3.10质量％以上且6.00质量％以下，并且，将钢组织控制为如下钢组织：以面积率计铁素体为30.0％以上且小于80.0％、马氏体为3.0％以上且30.0％以下，以体积率计残余奥氏体为12.0％以上，并且，铁素体的平均结晶粒径为5.0μm以下、残余奥氏体的平均结晶粒径为2.0μm以下，残余奥氏体中的mn的含量(质量％)除以钢中的mn的含量(质量％)而得到的值为1.50以上，残余奥氏体中长径比为3.0以上的残余奥氏体为全部残余奥氏体的15％以上，且残余奥氏体中长径比小于2.0的残余奥氏体为全部残余奥氏体的15％以上，150℃下的温拉伸试验后的拉伸试验片的断裂部的残余奥氏体的体积率vγa除以150℃下的温拉伸试验前的残余奥氏体的体积率vγb而得到的值为0.40以上，由此，能够得到具有1.0％以上的屈服伸长率(yp-el)、980mpa以上的拉伸强度(ts)、并且具有优良的均匀延展性、弯曲性和压溃特性的高强度钢板和碰撞吸收构件。
17.本发明是基于以上的见解而完成的，其主旨如下所述。
18.[1]一种具有1.0％以上的屈服伸长率(yp-el)、980mpa以上的拉伸强度(ts)的高强度钢板，其中，成分组成以质量％计含有c：0.030％以上且0.250％以下、si：2.00％以下、mn：3.10％以上且6.00％以下、p：0.100％以下、s：0.0200％以下、n：0.0100％以下、al：1.200％以下且余量由fe和不可避免的杂质构成，
[0019]
钢组织中，以面积率计铁素体为30.0％以上且小于80.0％、马氏体为3.0％以上且30.0％以下，以体积率计残余奥氏体为12.0％以上，并且，上述铁素体的平均结晶粒径为5.0μm以下、上述残余奥氏体的平均结晶粒径为2.0μm以下，上述残余奥氏体中的mn的含量(质量％)除以钢中的mn的含量(质量％)而得到的值为1.50以上，上述残余奥氏体中长径比为3.0以上的残余奥氏体为全部残余奥氏体的15％以上，且上述残余奥氏体中长径比小于2.0的残余奥氏体为全部残余奥氏体的15％以上，150℃下的温拉伸试验后的拉伸试验片的
断裂部的残余奥氏体的体积率vγa除以150℃下的温拉伸试验前的残余奥氏体的体积率vγb而得到的值为0.40以上。
[0020]
[2]如[1]所述的具有1.0％以上的屈服伸长率(yp-el)、980mpa以上的拉伸强度(ts)的高强度钢板，其中，成分组成以质量％计含有c：0.030％以上且0.250％以下、si：0.01％以上且2.00％以下、mn：3.10％以上且6.00％以下、p：0.001％以上且0.100％以下、s：0.0001％以上且0.0200％以下、n：0.0005％以上且0.0100％以下、al：0.001％以上且1.200％以下且余量由fe和不可避免的杂质构成，
[0021]
钢组织中，以面积率计铁素体为30.0％以上且小于80.0％、马氏体为3.0％以上且30.0％以下，以体积率计残余奥氏体为12.0％以上，并且，上述铁素体的平均结晶粒径为5.0μm以下、上述残余奥氏体的平均结晶粒径为2.0μm以下，上述残余奥氏体中的mn的含量(质量％)除以钢中的mn的含量(质量％)而得到的值为1.50以上，上述残余奥氏体中长径比为3.0以上的残余奥氏体为全部残余奥氏体的15％以上，且上述残余奥氏体中长径比小于2.0的残余奥氏体为全部残余奥氏体的15％以上，150℃下的温拉伸试验后的拉伸试验片的断裂部的残余奥氏体的体积率vγa除以150℃下的温拉伸试验前的残余奥氏体的体积率vγb而得到的值为0.40以上。
[0022]
[3]如[1]或[2]所述的具有1.0％以上的屈服伸长率(yp-el)、980mpa以上的拉伸强度(ts)的高强度钢板，其中，成分组成以质量％计还含有选自ti：0.200％以下、nb：0.200％以下、v：0.500％以下、w：0.500％以下、b：0.0050％以下、ni：1.000％以下、cr：1.000％以下、mo：1.000％以下、cu：1.000％以下、sn：0.200％以下、sb：0.200％以下、ta：0.100％以下、zr：0.0050％以下、ca：0.0050％以下、mg：0.0050％以下、rem：0.0050％以下中的至少一种元素。
[0023]
[4]如[3]所述的具有1.0％以上的屈服伸长率(yp-el)、980mpa以上的拉伸强度(ts)的高强度钢板，其中，成分组成以质量％计含有选自ti：0.002％以上且0.200％以下、nb：0.005％以上且0.200％以下、v：0.005％以上且0.500％以下、w：0.0005％以上且0.500％以下、b：0.0003％以上且0.0050％以下、ni：0.005％以上且1.000％以下、cr：0.005％以上且1.000％以下、mo：0.005％以上且1.000％以下、cu：0.005％以上且1.000％以下、sn：0.002％以上且0.200％以下、sb：0.002％以上且0.200％以下、ta：0.001％以上且0.100％以下、zr：0.0005％以上且0.0050％以下、ca：0.0005％以上且0.0050％以下、mg：0.0005％以上且0.0050％以下、rem：0.0005％以上且0.0050％以下中的至少一种元素。
[0024]
[5]如[1]～[4]中任一项所述的具有1.0％以上的屈服伸长率(yp-el)、980mpa以上的拉伸强度(ts)的高强度钢板，其中，钢中扩散性氢量为0.50质量ppm以下。
[0025]
[6]如[1]～[5]中任一项所述的具有1.0％以上的屈服伸长率(yp-el)、980mpa以上的拉伸强度(ts)的高强度钢板，其中，在钢板的表面具有镀锌层。
[0026]
[7]如[1]～[5]中任一项所述的具有1.0％以上的屈服伸长率(yp-el)、980mpa以上的拉伸强度(ts)的高强度钢板，其中，在钢板的表面具有镀铝层。
[0027]
[8]一种碰撞吸收构件，其是具有通过弯曲压溃而发生变形来吸收碰撞能量的碰撞吸收部的碰撞吸收构件，其中，上述碰撞吸收部由[1]～[7]中任一项所述的高强度钢板构成。
[0028]
[9]一种碰撞吸收构件，其是具有通过轴向压溃而变形为蛇腹状来吸收碰撞能量
的碰撞吸收部的碰撞吸收构件，其中，上述碰撞吸收部由[1]～[7]中任一项所述的高强度钢板构成。
[0029]
[10]一种高强度钢板的制造方法，其是[1]～[4]中任一项所述的高强度钢板的制造方法，其中，对热轧钢板实施酸洗处理，在ac1相变点以上且(ac1相变点 150℃)以下的温度范围内保持超过21600秒且259200秒以下后，在从550℃至400℃的温度范围内以5℃/小时以上且200℃/小时以下的平均冷却速度进行冷却，接着，进行冷轧，将得到的冷轧钢板在从400℃至ac1相变点的温度范围内以8℃/秒以上且50℃/秒以下的平均升温速度升温，在ac1相变点以上且(ac1相变点 150℃)以下的温度范围内保持20秒以上且3600秒以下。
[0030]
[11]一种高强度钢板的制造方法，其是[6]所述的高强度钢板的制造方法，其中，对热轧钢板实施酸洗处理，在ac1相变点以上且(ac1相变点 150℃)以下的温度范围内保持超过21600秒且259200秒以下后，在从550℃至400℃的温度范围内以5℃/小时以上且200℃/小时以下的平均冷却速度进行冷却，接着，进行冷轧，将得到的冷轧钢板在从400℃至ac1相变点的温度范围内以8℃/秒以上且50℃/秒以下的平均升温速度升温，在ac1相变点以上且(ac1相变点 150℃)以下的温度范围内保持20秒以上且3600秒以下，接着实施热镀锌处理或电镀锌处理。
[0031]
[12]一种高强度钢板的制造方法，其是[7]所述的高强度钢板的制造方法，其中，对热轧钢板实施酸洗处理，在ac1相变点以上且(ac1相变点 150℃)以下的温度范围内保持超过21600秒且259200秒以下后，在从550℃至400℃的温度范围内以5℃/小时以上且200℃/小时以下的平均冷却速度进行冷却，接着，进行冷轧，将得到的冷轧钢板在从400℃至ac1相变点的温度范围内以8℃/秒以上且50℃/秒以下的平均升温速度升温，在ac1相变点以上且(ac1相变点 150℃)以下的温度范围内保持20秒以上且3600秒以下，接着实施热镀铝处理。
[0032]
[13]如[10]所述的高强度钢板的制造方法，其中，在上述ac1相变点以上且(ac1相变点 150℃)以下的温度范围内保持20秒以上且3600秒以下后，接着在50℃以上且300℃以下的温度范围内保持1800秒以上且259200秒以下。
[0033]
[14]如[11]或[12]所述的高强度钢板的制造方法，其中，上述镀覆处理后，在50℃以上且300℃以下的温度范围内保持1800秒以上且259200秒以下。
[0034]
发明效果
[0035]
根据本发明，可以得到具有1.0％以上的屈服伸长率(yp-el)、980mpa以上的拉伸强度(ts)、并且具有优良的均匀延展性、弯曲性和压溃特性的高强度钢板和碰撞吸收构件。
具体实施方式
[0036]
以下，对本发明的高强度钢板和碰撞吸收构件进行说明。
[0037]
首先，对限定本发明的高强度钢板中的钢的成分组成的理由进行说明。
[0038]
c：0.030％以上且0.250％以下
[0039]
c是用于使马氏体等低温相变相生成、使钢板的拉伸强度升高所需的元素。另外，c是对提高残余奥氏体的稳定性、提高钢板的延展性、特别是均匀延展性有效的元素。c的含量小于0.030％时，难以确保期望的马氏体的面积率，得不到期望的拉伸强度。另外，难以确保充分的残余奥氏体的体积率，得不到良好的延展性、特别是良好的均匀延展性。另一方
面，含量超过0.250％而使c过量含有时，硬质马氏体的面积率变得过大，钢板的延展性、特别是均匀延展性降低，不仅如此，在各种弯曲变形时马氏体的晶界处的微空隙增加。此外，龟裂的传播进行，钢板的弯曲性降低。另外，焊接部和热影响部的硬化显著，焊接部的机械特性降低，因此，点焊性、电弧焊性等劣化。从这样的观点考虑，c的含量设定为0.030％以上且0.250％以下。优选为0.080％以上，优选设定为0.200％以下。
[0040]
si：2.00％以下
[0041]
si是用于通过铁素体的固溶强化使钢板的拉伸强度升高所需的元素。另外，si使铁素体的加工硬化能力提高，因此，对确保良好的延展性、特别是良好的均匀延展性有效。si的含量低于0.01％时，其效果不足，因此，优选将si的含量的下限设定为0.01％。另一方面，含量超过2.00％的si的过量含有会引起表面品质的降低，另外，150℃下的温拉伸试验后的拉伸试验片的断裂部的残余奥氏体的体积率vγa除以150℃下的温拉伸试验前的残余奥氏体的体积率vγb而得到的值得不到期望的值，得不到良好的弯曲性和压溃特性。因此，si的含量设定为2.00％以下。优选为0.01％以上，更优选为0.10％以上。优选设定为1.60％以下。
[0042]
mn：3.10％以上且6.00％以下
[0043]
mn在本发明中是极其重要的添加元素。mn是使残余奥氏体稳定化的元素，对确保良好的延展性、特别是均匀延展性有效，并且是通过固溶强化使钢板的拉伸强度升高的元素。这样的作用在mn的含量为3.10％以上时被观察到。另一方面，含量超过6.00％的mn的过量含有会引起表面品质的降低，另外，150℃下的温拉伸试验后的拉伸试验片的断裂部的残余奥氏体的体积率vγa除以150℃下的温拉伸试验前的残余奥氏体的体积率vγb而得到的值得不到期望的值，得不到良好的弯曲性和压溃特性。从这样的观点考虑，mn的含量设定为3.10％以上且6.00％以下。优选为3.40％以上，优选设定为5.20％以下。
[0044]
p：0.100％以下
[0045]
p是具有固溶强化的作用、可以根据期望的拉伸强度含有的元素。另外，p是促进铁素体相变、因而对复合组织化也有效的元素。为了得到这样的效果，优选将p的含量设定为0.001％以上。另一方面，p的含量超过0.100％时，导致焊接性的劣化，并且，在对热镀锌层进行合金化处理的情况下，使合金化速度降低，损害热镀锌层的品质。因此，p的含量设定为0.100％以下。优选为0.001％以上，更优选为0.005％以上。优选设定为0.050％以下。
[0046]
s：0.0200％以下
[0047]
s在晶界偏析而在热加工时使钢板脆化，并且以硫化物的形式存在，使钢板的弯曲性降低。因此，s的含量需要设定为0.0200％以下、优选0.0100％以下、更优选0.0050％以下。从生产技术上的制约考虑，s的含量优选设定为0.0001％以上。
[0048]
n：0.0100％以下
[0049]
n是使钢板的耐时效性劣化的元素。特别是n的含量超过0.0100％时，耐时效性的劣化变得显著。n的含量越少越优选，但从生产技术上的制约考虑，n的含量优选设定为0.0005％以上。因此，n的含量设定为0.0100％以下。优选为0.0005％以上，更优选为0.0010％以上。优选设定为0.0070％以下。
[0050]
al：1.200％以下
[0051]
al是使铁素体与奥氏体的双相区扩大、对机械特性的退火温度依赖性的降低、即
材质稳定性有效的元素。al的含量低于0.001％时，其添加效果不足，因此，优选将下限设定为0.001％。另外，al是作为脱氧剂发挥作用、对钢板的洁净度有效的元素，优选在脱氧工序中含有。但是，含量超过1.200％的al的大量含有会使连续铸造时的钢片破裂发生的危险性增高，使制造性降低。从这样的观点考虑，al的含量设定为1.200％以下。优选为0.001％以上，更优选为0.020％以上，进一步优选为0.030％以上。优选为1.000％以下，更优选设定为0.800％以下。
[0052]
另外，在上述的成分的基础上，可以以质量％计含有选自ti：0.200％以下、nb：0.200％以下、v：0.500％以下、w：0.500％以下、b：0.0050％以下、ni：1.000％以下、cr：1.000％以下、mo：1.000％以下、cu：1.000％以下、sn：0.200％以下、sb：0.200％以下、ta：0.100％以下、zr：0.0050％以下、ca：0.0050％以下、mg：0.0050％以下、rem：0.0050％以下中的至少一种元素。
[0053]
ti：0.200％以下
[0054]
ti对钢板的析出强化有效，通过使铁素体的强度提高，能够减小与硬质第二相(马氏体或残余奥氏体)的硬度差，能够确保良好的弯曲性。另外，使马氏体、残余奥氏体的晶粒微细化，可以得到良好的弯曲性。为了得到该效果，优选为0.002％以上的含量。但是，含量超过0.200％时，硬质马氏体的面积率变得过大，在各种弯曲试验时马氏体的晶界处的微空隙增加，并且龟裂的传播进行，钢板的弯曲性降低。因此，在含有ti的情况下，ti的含量设定为0.200％以下。优选为0.002％以上，更优选为0.005％以上。优选设定为0.100％以下。
[0055]
nb：0.200％以下、v：0.500％以下、w：0.500％以下
[0056]
nb、v、w对钢的析出强化有效。另外，通过使铁素体的强度提高，能够减小与硬质第二相(马氏体或残余奥氏体)的硬度差，能够确保良好的弯曲性。另外，使马氏体、残余奥氏体的晶粒微细化，可以得到良好的弯曲性。为了得到这些效果，nb、w、v均优选为0.005％以上的含量。但是，nb的含量超过0.200％、v、w的含量分别超过0.500％时，硬质马氏体的面积率变得过大，在弯曲性试验时马氏体的晶界处的微空隙增加，并且龟裂的传播进行，钢板的弯曲性降低。因此，在含有nb的情况下，nb的含量设定为0.200％以下。优选为0.005％以上，更优选为0.010％以上。优选设定为0.100％以下。另外，在含有v、w的情况下，v、w的含量均设定为0.500％以下。优选为0.005％以上，更优选为0.010％以上。优选设定为0.100％以下。
[0057]
b：0.0050％以下
[0058]
b抑制铁素体从奥氏体晶界起的生成和生长，利用各相的晶粒微细化效果使钢板的弯曲性提高。为了得到该效果，优选为0.0003％以上的含量。但是，b的含量超过0.0050％时，钢板的延展性降低。因此，在含有b的情况下，b的含量设定为0.0050％以下。优选为0.0003％以上，更优选为0.0005％以上。优选设定为0.0030％以下。
[0059]
ni：1.000％以下
[0060]
ni是使残余奥氏体稳定化的元素，对确保良好的延展性、特别是均匀延展性有效，并且是通过固溶强化使钢板的强度升高的元素。为了得到该效果，优选为0.005％以上的含量。另一方面，含量超过1.000％时，硬质马氏体的面积率变得过大，在弯曲性试验时马氏体的晶界处的微空隙增加，并且龟裂的传播进行，钢板的弯曲性降低。因此，在含有ni的情况下，ni的含量设定为1.000％以下。
[0061]
cr：1.000％以下、mo：1.000％以下
[0062]
cr、mo具有使钢板的强度与延展性的平衡提高的作用，因此可以根据需要含有。为了得到该效果，含量分别优选为0.005％以上。但是，含量超过1.000％而过量含有时，硬质马氏体的面积率变得过大，在弯曲性试验时马氏体的晶界处的微空隙增加，并且龟裂的传播进行，钢板的弯曲性降低。因此，在含有这些元素的情况下，含量分别设定为1.000％以下。
[0063]
cu：1.000％以下
[0064]
cu是对钢板的强化有效的元素，可以根据需要含有。为了得到该效果，优选为0.005％以上的含量。另一方面，含量超过1.000％而含有时，硬质马氏体的面积率变得过大，在弯曲性试验时马氏体的晶界处的微空隙增加，并且龟裂的传播进行，钢板的弯曲性降低。因此，在含有cu的情况下，cu的含量设定为1.000％以下。
[0065]
sn：0.200％以下、sb：0.200％以下
[0066]
从抑制通过钢板表面的氮化、氧化产生的钢板表层的数十μm左右的区域的脱碳的观点考虑，sn和sb可以根据需要含有。通过抑制氮化、氧化，能够抑制钢板表面中马氏体的面积率减少的情况，因此对钢的强度、材质稳定性的确保有效。为了得到该效果，含量分别优选设定为0.002％以上。另一方面，这些中的任意一种元素的含量超过0.200％而过量添加时，导致钢板的韧性的降低。因此，在含有这些元素的情况下，含量分别设定为0.200％以下。
[0067]
ta：0.100％以下
[0068]
ta与ti、nb同样，生成合金碳化物、合金碳氮化物而有助于钢的高强度化。此外，认为具有如下效果：ta部分固溶在nb碳化物、nb碳氮化物中，生成(nb、ta)(c、n)这样的复合析出物，由此显著抑制析出物的粗大化，使析出强化对钢板的强度的贡献稳定化。为了得到前述的析出物稳定化的效果，优选将ta的含量设定为0.001％以上。另一方面，即使过量含有ta，析出物稳定化效果也饱和，而且合金成本也增加
する
。因此，在含有ta的情况下，ta的含量设定为0.100％以下。
[0069]
zr：0.0050％以下、ca：0.0050％以下、mg：0.0050％以下、rem：0.0050％以下
[0070]
zr、ca、mg和rem是用于使硫化物的形状球状化、对改善硫化物给钢板的弯曲性带来的不良影响有效的元素。为了得到该效果，分别优选为0.0005％以上的含量。但是，含量分别超过0.0050％的过量含有会引起夹杂物等的增加，从而引起表面和内部缺陷等。因此，在含有zr、ca、mg和rem的情况下，含量分别设定为0.0050％以下。
[0071]
需要说明的是，余量设定为fe和不可避免的杂质。
[0072]
接着，对本发明的高强度钢板的钢组织进行说明。
[0073]
铁素体的面积率：30.0％以上且小于80.0％
[0074]
为了确保良好的延展性、特别是良好的均匀延展性，并且为了确保良好的弯曲性，需要将铁素体的面积率设定为30.0％以上。另外，为了确保980mpa以上的拉伸强度，需要将软质铁素体的面积率设定为小于80.0％。铁素体的面积率优选为35.0％以上且75.0％以下。
[0075]
马氏体的面积率：3.0％以上且30.0％以下
[0076]
为了确保980mpa以上的拉伸强度，需要将硬质马氏体的面积率设定为3.0％以上。
另外，为了确保良好的延展性、特别是良好的均匀延展性，并且为了确保良好的弯曲性，需要将硬质马氏体的面积率设定为30.0％以下。马氏体的面积率优选为5.0％以上，优选为25.0％以下。
[0077]
需要说明的是，铁素体、马氏体的面积率可以通过以下的步骤求出。对与钢板的轧制方向平行的板厚截面(l截面)进行研磨后，用3体积％硝酸乙醇溶液腐蚀，对于板厚1/4的位置(从钢板表面起在深度方向上相当于板厚的1/4的位置)，使用sem(扫描电子显微镜)，以2000倍的倍率观察10个视野的60μm
×
45μm范围的视野。使用得到的组织图像，使用media cybernetics公司的image-pro算出10个视野的各组织(铁素体、马氏体)的面积率，对它们的值进行平均来求出。另外，上述的组织图像中，铁素体呈现出灰色的组织(基底组织)，马氏体呈现出白色的组织。
[0078]
残余奥氏体的体积率：12.0％以上
[0079]
残余奥氏体的体积率在本发明中是极其重要的构成要件。特别是，为了确保良好的均匀延展性，并且为了确保良好的弯曲性，需要将残余奥氏体的体积率设定为12.0％。另外，残余奥氏体的体积率优选为14.0％以上。
[0080]
需要说明的是，残余奥氏体的体积率可以通过以下的步骤求出。将钢板研磨至板厚方向的1/4面(从钢板表面起在深度方向上相当于板厚的1/4的面)，对该板厚1/4面的衍射x射线强度进行测定，由此求出。入射x射线使用mokα射线，可以算出残余奥氏体的{111}、{200}、{220}、{311}面的峰的积分强度相对于铁素体的{110}、{200}、{211}面的峰的积分强度的、全部12种组合的强度比，利用它们的平均值求出。
[0081]
铁素体的平均结晶粒径：5.0μm以下
[0082]
铁素体的平均结晶粒径在本发明中是极其重要的构成要件。铁素体晶粒的微细化有助于屈服伸长率(yp-el)的表现和钢板的弯曲性的提高。因此，为了确保1.0％以上的屈服伸长率(yp-el)和良好的弯曲性，需要将铁素体的平均结晶粒径设定为5.0μm以下。铁素体的平均结晶粒径优选为4.0μm以下。
[0083]
残余奥氏体的平均结晶粒径：2.0μm以下
[0084]
残余奥氏体晶粒的微细化通过提高残余奥氏体自身的稳定性而有助于钢板的延展性、特别是均匀延展性的提高。此外，在弯曲性试验时，抑制由于弯曲变形而从残余奥氏体相变来的形变诱发马氏体的晶界处的龟裂传播，从而提高钢板的弯曲性、提高弯曲压溃特性和轴向压溃特性。因此，为了确保良好的延展性、特别是均匀延展性、弯曲性、弯曲压溃特性和轴向压溃特性，需要将残余奥氏体的平均结晶粒径设定为2.0μm以下。残余奥氏体的平均结晶粒径优选为1.5μm以下。
[0085]
需要说明的是，铁素体和残余奥氏体的平均结晶粒径可以如下求出：使用上述的image-pro，求出铁素体晶粒和残余奥氏体晶粒各自的面积，算出等效圆直径并对它们的值进行平均。残余奥氏体和马氏体通过ebsd(electron back scattered diffraction，电子背散射衍射)的相图(phase map)来识别。
[0086]
残余奥氏体中的mn的含量(质量％)除以钢中的mn的含量(质量％)而得到的值：1.50以上
[0087]
残余奥氏体中的mn的含量(质量％)除以钢中的mn的含量(质量％)而得到的值为1.50以上这一点在本发明中是极其重要的构成要件。为了确保良好的延展性、特别是均匀
延展性，需要使富集了mn的稳定的残余奥氏体的体积率多。另外，在室温下的弯曲压溃试验、轴向压溃试验中，除了高速变形所引起的发热以外，还产生一部分从残余奥氏体向形变诱发马氏体相变的相变发热，仅凭自发热就达到150℃以上。150℃下的奥氏体难以相变为形变诱发马氏体，因此，在至弯曲压溃和轴向压溃的变形后期为止不破裂而被压扁，特别是在轴向压溃中，钢板不破裂而被压扁为蛇腹状。因此，可以得到高碰撞吸收能。另外，150℃下的温拉伸试验后的拉伸试验片的断裂部的残余奥氏体的体积率vγa除以150℃下的温拉伸试验前的残余奥氏体的体积率vγb而得到的值也变大。残余奥氏体中的mn的含量(质量％)除以钢中的mn的含量(质量％)而得到的值优选为1.70以上。需要说明的是，关于残余奥氏体中的mn的含量，可以使用fe-epma(field emission-electron probe micro analyzer；场发射电子探针显微分析仪)，对板厚1/4的位置处的轧制方向截面的各相中的mn的分布状态进行定量化，利用30个残余奥氏体晶粒和30个铁素体晶粒的mn量分析结果的平均值来求出。
[0088]
残余奥氏体中长径比为3.0以上的残余奥氏体为全部残余奥氏体的15％以上，且残余奥氏体中长径比小于2.0的残余奥氏体为全部残余奥氏体的15％以上
[0089]
本发明中，通过使残余奥氏体中长径比为3.0以上的残余奥氏体(板条状残余奥氏体)为全部残余奥氏体的15％以上，使延展性、特别是均匀延展性以及各种弯曲性、弯曲压溃特性和轴向压溃特性提高。通过使残余奥氏体中长径比小于2.0的残余奥氏体(块状残余奥氏体)为全部残余奥氏体的15％以上，在室温下的弯曲压溃试验、轴向压溃试验中，除了高速变形所引起的发热以外，还产生一部分从残余奥氏体向形变诱发马氏体相变的相变发热，仅凭自发热就达到150℃以上。150℃下的奥氏体难以相变为形变诱发马氏体，因此，在至弯曲压溃和轴向压溃的变形后期为止不破裂而被压扁，特别是在轴向压溃中，钢板不破裂而被压扁为蛇腹状。因此，可以得到高碰撞吸收能。
[0090]
150℃下的温拉伸试验后的拉伸试验片的断裂部的残余奥氏体的体积率vγa除以150℃下的温拉伸试验前的残余奥氏体的体积率vγb而得到的值为0.40以上
[0091]
150℃下的温拉伸试验后的拉伸试验片的断裂部的残余奥氏体的体积率vγa除以150℃下的温拉伸试验前的残余奥氏体的体积率vγb而得到的值为0.40以上这一点在本发明中是极其重要的构成要件。通过使150℃下的温拉伸试验后的拉伸试验片的断裂部的残余奥氏体的体积率vγa除以150℃下的温拉伸试验前的残余奥氏体的体积率vγb而得到的值为0.40以上，在实施150℃下的温拉伸试验的情况下，奥氏体难以相变为形变诱发马氏体。因此，在至弯曲压溃和轴向压溃的变形后期为止钢板不破裂而被压扁，特别是在轴向压溃中，钢板不破裂而被压扁为蛇腹状。因此，可以得到高碰撞吸收能。因此，150℃下的温拉伸试验后的拉伸试验片的断裂部的残余奥氏体的体积率vγa除以150℃下的温拉伸试验前的残余奥氏体的体积率vγb而得到的值设定为0.40以上。优选值为0.50以上。需要说明的是，150℃下的温拉伸试验后的拉伸试验片的断裂部是指从断裂部起深入0.1mm的拉伸试验片长边(与钢板的轧制方向平行的方向)的板厚1/4截面位置。
[0092]
钢中扩散性氢量：0.50质量ppm以下
[0093]
为了确保良好的弯曲性，钢中扩散性氢量优选为0.50质量ppm以下。钢中扩散性氢量更优选为0.30质量ppm以下的范围内。另外，钢中扩散性氢量的计算方法中，从退火板裁取长度为30mm、宽度为5mm的试验片，将镀层磨削除去后，测定钢中的扩散性氢量和扩散性
氢的释放峰。释放峰利用热脱附谱法(thermal desorption spectrometry；tds)来测定，升温速度设定为200℃/小时。需要说明的是，将在300℃以下检测到的氢作为钢中扩散性氢量。另外，钢中扩散性氢量计算中使用的试验片也可以从汽车部件等加工后的制品、组装后的汽车车身等裁取，不限定于退火板。
[0094]
本发明的高强度钢板的钢组织中，除了铁素体、马氏体、残余奥氏体以外，即使在以面积率计8％以下的范围内含有回火马氏体、贝氏体、回火贝氏体、渗碳体等的碳化物，也不会损害本发明的效果。
[0095]
本发明的高强度钢板可以在钢板的表面具备镀锌层、镀铝层。
[0096]
接着，对本发明的高强度钢板的制造条件进行说明。
[0097]
钢坯的加热温度
[0098]
虽然没有特别限定，但钢坯的加热温度优选设定为1100℃以上且1300℃以下的温度范围内。钢坯的加热阶段中存在的析出物在最终得到的钢板内以粗大的析出物的形式存在，无助于钢的强度，因此，需要使铸造时析出的ti、nb系析出物再溶解。钢坯的加热温度低于1100℃时，难以发生碳化物的充分固溶，可能产生因轧制载荷的增大而使热轧时的故障发生的危险增大等问题。因此，钢坯的加热温度优选设定为1100℃以上。另外，从使钢坯表层的气泡、偏析等缺陷脱落、减少钢板表面的龟裂、凹凸、从而实现平滑的钢板表面的观点考虑，钢坯的加热温度也优选设定为1100℃以上。另一方面，钢坯的加热温度超过1300℃时，伴随着氧化量的增加，氧化皮损失增大，因此，钢坯的加热温度优选设定为1300℃以下。更优选为1150℃以上，更优选为1250℃以下。
[0099]
为了防止宏观偏析，钢坯优选通过连续铸造法来制造，但也可以通过铸锭法、薄板坯铸造法等来制造。另外，制造钢坯后，除了暂时冷却至室温、然后再次进行加热的现有方法以外，也可以没有问题地应用不冷却至室温而以温片的状态装入到加热炉中、或者稍微进行保热后立即进行轧制的直送轧制、直接轧制等节能工艺。另外，将钢坯在通常的条件下通过粗轧而制成薄板坯。在加热温度低的情况下，从防止热轧时的故障的观点考虑，优选在精轧前使用板带加热器等对薄板坯进行加热。
[0100]
热轧的精轧出口侧温度
[0101]
将加热后的钢坯通过粗轧和精轧进行热轧，形成热轧钢板。此时，精轧出口侧温度超过1000℃时，氧化物(氧化皮)的生成量急剧增大，钢基与氧化物的界面变粗糙，酸洗、冷轧后的表面品质可能劣化。另外，在酸洗后在局部存在热轧氧化皮的残渣等时，可能对钢板的延展性、弯曲性产生不良影响。另一方面，精轧出口侧温度低于750℃时，奥氏体为未再结晶状态下的压下率变高，异常的织构发达，最终制品的面内各向异性变得显著，材质的均匀性(材质稳定性)可能受损。因此，热轧的精轧出口侧温度优选设定为750℃以上且1000℃以下的温度范围内。更优选为800℃以上，更优选为950℃以下。
[0102]
热轧后的卷取温度
[0103]
热轧后的卷取温度超过750℃时，热轧钢板组织的铁素体的结晶粒径变大，可能难以确保最终退火板的良好的弯曲性。另外，最终材料的表面品质可能降低。另一方面，热轧后的卷取温度低于300℃时，热轧钢板强度升高，冷轧中的轧制负荷增大、或者产生板形状的不良，因此，生产率可能降低。因此，热轧后的卷取温度优选设定为300℃以上且750℃以下的温度范围内。更优选为400℃以上，更优选为650℃以下。
[0104]
需要说明的是，在热轧时，可以将粗轧钢板彼此接合并连续地进行精轧。另外，也可以暂时对粗轧钢板进行卷取。另外，为了降低热轧时的轧制载荷，可以将精轧的一部分或全部设定为润滑轧制。从钢板形状和材质的均匀化的观点考虑，进行润滑轧制也是有效的。需要说明的是，润滑轧制时的摩擦系数优选设定为0.10以上且0.25以下的范围内。对这样制造的热轧钢板进行酸洗。酸洗能够除去钢板表面的氧化物，因此，对于确保最终制品的高强度钢板的良好的化学转化处理性、镀层品质是重要的。另外，可以进行一次酸洗，也可以分为多次进行酸洗。
[0105]
酸洗后，在以下的条件下对热轧钢板实施热处理。
[0106]
对热轧钢板进行的热处理：在ac1相变点以上且(ac1相变点 150℃)以下的温度范围内保持超过21600秒且259200秒以下
[0107]
在低于ac1相变点的温度范围、超过(ac1相变点 150℃)的温度范围和21600秒以下的条件下进行保持时，mn向奥氏体中的富集不会充分进行，难以在最终退火后确保充分的残余奥氏体的体积率、使残余奥氏体的平均结晶粒径为2.0μm以下，难以使残余奥氏体中的mn的含量(质量％)除以钢中的mn的含量(质量％)而得到的值为1.50以上，钢板的延展性、特别是均匀延展性、弯曲性可能降低。另外，可能难以确保150℃下的温拉伸试验后的拉伸试验片的断裂部的残余奥氏体的体积率vγa除以150℃下的温拉伸试验前的残余奥氏体的体积率vγb而得到的值为0.40以上。优选为(ac1相变点 30℃)以上，优选设定为(ac1相变点 130℃)以下。另外，保持时间优选为259200秒以下。保持超过259200秒时，mn向奥氏体中的富集饱和，对最终退火后的延展性、特别是均匀延展性的作用小，不仅如此，还有可能导致成本增加。
[0108]
对热轧钢板进行的热处理后的从550℃至400℃的温度范围内的平均冷却速度：5℃/小时以上且200℃/小时以下
[0109]
即使在热轧钢板的退火处理中富集了mn的奥氏体中也会通过长时间保持而粗大化的奥氏体在从550℃至400℃的温度范围内的平均冷却速度超过200℃/小时的情况下抑制珠光体相变。该珠光体的适量活用在冷轧后的退火处理中形成微细的铁素体和微细的残余奥氏体，因此，对1.0％以上的屈服伸长率(yp-el)的确保、各种弯曲性、弯曲压溃特性和轴向压溃特性的确保有效。另外，通过该珠光体的适量活用，容易确保最终组织的残余奥氏体中长径比为3.0以上的残余奥氏体(板条状残余奥氏体)为全部残余奥氏体的15％以上，因此使延展性、特别是均匀延展性以及各种弯曲性、弯曲压溃特性和轴向压溃特性提高。因此，热轧钢板的退火处理后的从550℃至400℃的温度范围内的平均冷却速度设定为200℃/小时以下。另一方面，从550℃至400℃的温度范围内的平均冷却速度小于5℃/小时时，难以在最终退火后确保充分的残余奥氏体的体积率，另外铁素体和残余奥氏体的结晶粒径变大，难以确保1.0％以上的屈服伸长率(yp-el)。其结果是，可能难以确保良好的延展性、特别是良好的均匀延展性、各种弯曲性、弯曲压溃特性和轴向压溃特性。优选为10℃/小时以上，优选为170℃/小时以下。需要说明的是，热轧钢板的退火处理后的从550℃至400℃的温度范围内的平均冷却速度以(550℃-400℃)/(温度从550℃降低至400℃所需的时间)来求出。
[0110]
将上述热轧后进行热处理而得到的钢板根据需要依据常规方法实施酸洗处理，进行冷轧而制成冷轧钢板。虽然没有特别限定，但冷轧的压下率优选为20％以上且85％以下
的范围内。压下率小于20％时，未再结晶铁素体残留，可能导致钢板的延展性的降低。另一方面，压下率超过85％时，冷轧中的负荷增大，可能发生通板故障。
[0111]
接着，对得到的冷轧钢板实施以下的热处理。
[0112]
在从400℃至ac1相变点的温度范围内以8℃/秒以上且50℃/秒以下的平均升温速度升温
[0113]
在从400℃至ac1相变点的温度范围内以小于8℃/秒的平均升温速度升温时，由于恢复、再结晶的过度进行，组织粗大化。因此，最终组织的铁素体的结晶粒径变大，难以确保屈服伸长率(yp-el)的表现和良好的弯曲性。另外，在从400℃至ac1相变点的温度范围内以超过50℃/秒的平均升温速度升温时，未溶解完全的珠光体大量残留，在冷轧钢板的第二次退火处理后，马氏体的体积率变得过大。因此，难以确保良好的延展性、特别是均匀延展性，难以确保各种弯曲性、弯曲压溃特性和轴向压溃特性。
[0114]
对冷轧钢板进行的第一次热处理：在ac1相变点以上且(ac1相变点 150℃)以下的温度范围内保持20秒以上且3600秒以下
[0115]
在低于ac1相变点的温度范围和小于20秒的条件下进行保持时，在升温中形成的碳化物未溶解完全，难以确保充分体积率的马氏体和残余奥氏体，钢板的拉伸强度可能降低。此外，在低于acx相变点的温度范围内保持时，难以确保残余奥氏体中长径比小于2.0的残余奥氏体(块状残余奥氏体)为全部残余奥氏体的15％以上。另外，在超过(ac1相变点 150℃)的温度范围内，马氏体的体积率变得过大。此外，铁素体和残余奥氏体的平均结晶粒径变得粗大，得不到1.0％以上的屈服伸长率(yp-el)，可能难以确保良好的延展性、特别是均匀延展性、各种弯曲性、弯曲压溃特性和轴向压溃特性。进行保持的温度范围优选为ac1相变点以上，优选为(ac1相变点 130℃)以下。此外，保持超过3600秒时，铁素体和残余奥氏体的平均结晶粒径变得粗大，得不到1.0％以上的屈服伸长率(yp-el)，可能难以确保良好的延展性、特别是均匀延展性、各种弯曲性、弯曲压溃特性和轴向压溃特性。更优选为50秒以上，更优选为1800秒以下。
[0116]
对冷轧钢板进行的第一次热处理后，冷却至室温。冷却至室温后，可以根据需要依据常规方法实施酸洗处理。另外，对冷轧钢板进行的第一次热处理后，冷却至室温，并可以根据需要在以下的条件下实施第二次热处理。
[0117]
对冷轧钢板进行的第二次热处理：在50℃以上且300℃以下的温度范围内保持1800秒以上且259200秒以下
[0118]
在低于50℃的温度范围或小于1800秒的条件下进行保持时，钢中扩散性氢不会从钢板中释放，因此，钢板的各种弯曲性可能降低。另一方面，在超过300℃的温度范围或超过259200秒的条件下进行保持时，由于残余奥氏体的分解而得不到充分体积率的残余奥氏体，钢板的延展性、特别是均匀延展性可能降低。需要说明的是，对冷轧钢板进行的第二次热处理后，冷却至室温即可。另外，在进行镀覆处理的情况下，对冷轧钢板进行的第二次热处理在后述的镀覆处理后进行。更优选为70℃以上，更优选为200℃以下。另外，更优选为3600秒以上，更优选为216000秒以下。
[0119]
实施镀覆处理
[0120]
通过对以上述方式得到的冷轧板实施热镀锌处理、电镀锌处理、热镀铝处理之类的镀覆处理，能够得到在钢板表面具备镀锌层、镀铝层的高强度钢板。需要说明的是，“热镀
锌”也包括合金化热镀锌。另外，在进行镀覆处理的情况下，如上所述，对冷轧钢板进行的第二次热处理在镀覆处理后根据需要进行即可。
[0121]
例如，实施热镀锌处理时，将实施退火处理后的钢板在440℃以上且500℃以下的温度范围内的热镀锌浴中浸渍，实施热镀锌处理，然后，通过气体擦拭等对镀层附着量进行调整。需要说明的是，作为热镀锌浴，优选使用al的含量在0.08％以上且0.18％以下的范围内的热镀锌浴。实施热镀锌层的合金化处理时，在热镀锌处理后，在450℃以上且600℃以下的温度范围内实施热镀锌层的合金化处理。在超过600℃的温度下进行合金化处理时，未相变奥氏体相变为珠光体，无法确保期望的残余奥氏体的体积率，钢板的延展性、特别是均匀延展性有时降低。因此，进行热镀锌层的合金化处理时，优选在450℃以上且600℃以下的温度范围内实施热镀锌层的合金化处理。
[0122]
另外，实施电镀锌处理时，没有特别限定，覆膜厚度优选设定为5μm～15μm的范围。
[0123]
另外，实施热镀铝处理时，将实施冷轧板退火而得到的冷轧板在660～730℃的铝镀浴中浸渍，实施热镀铝处理，然后，通过气体擦拭等对镀层附着量进行调整。另外，铝镀浴温度符合ac1相变点以上且ac1相变点 100℃以下的温度范围的钢通过热镀铝处理而进一步生成微细且稳定的残余奥氏体，因此，能够进一步提高延展性、特别是均匀延展性。
[0124]
需要说明的是，制造高强度热镀锌钢板、高强度合金化热镀锌钢板、高强度热镀铝钢板和高强度电镀锌处理时，通过在即将镀覆前的热处理之前(例如，热轧卷取后与第一次热处理之间、即将镀覆前的热处理(第三次热处理)与其前一个热处理(第二次热处理)之间)实施酸洗处理，可以最终得到良好的镀层品质。这是因为，在即将镀覆处理前的表面存在氧化物的情况被抑制，其氧化物所引起的不上镀得到抑制。更详细说明，在热处理时，易氧化元素(mn、cr、si等)在钢板表面形成氧化物并富集，因此，在热处理后的钢板表面(紧挨氧化物下方)形成易氧化元素的缺乏层。通过之后的酸洗处理将由易氧化元素形成的氧化物除去时，在钢板表面出现易氧化元素的缺乏层，在之后的第三次热处理时抑制易氧化元素的表面氧化。
[0125]
其他制造方法的条件没有特别限定，从生产率的观点考虑，上述的退火优选利用连续退火设备来进行。另外，退火、热镀锌、热镀锌层的合金化处理等一系列处理优选利用作为热镀锌生产线的cgl(continuous galvanizing line，连续热镀锌生产线)来进行。需要说明的是，可以以形状矫正、表面粗糙度的调整等为目的对上述的“高强度热镀锌钢板”进行表皮光轧。表皮光轧的压下率优选为0.1％以上，优选设定为2.0％以下。在小于0.1％的压下率时，效果小，控制也难。另外，压下率大于2.0％时，生产率显著降低。需要说明的是，表皮光轧可以以在线方式进行，也可以以离线方式进行。另外，可以一次性地进行目标压下率的表皮光轧，也可以分为多次来进行。另外，还可以实施树脂、油脂涂覆等各种涂装处理。
[0126]
本发明的高强度钢板可以作为汽车的碰撞吸收构件的碰撞吸收部使用。具体而言，具有通过弯曲压溃而发生变形来吸收碰撞能量的碰撞吸收部的碰撞吸收构件、具有通过轴向压溃而变形为蛇腹状来吸收碰撞能量的碰撞吸收部的碰撞吸收构件中的碰撞吸收部可以使用本发明的高强度钢板。具有由本发明的高强度钢板构成的碰撞吸收部的碰撞吸收构件具有1.0％以上的屈服伸长率(yp-el)、980mpa以上的拉伸强度(ts)、并且具有优良的均匀延展性、弯曲性和压溃特性，碰撞吸收优良。
[0127]
实施例
[0128]
将具有表1所示的成分组成且余量由fe和不可避免的杂质构成的钢利用转炉进行熔炼，通过连续铸造法制成钢坯。将得到的钢坯进行热轧后，进行酸洗，接着，在表2-1、2-2所示的条件下分别进行热轧钢板的热处理、冷却、冷轧、冷轧钢板的热处理后，得到高强度冷轧钢板(cr)。另外，对于一部分钢板，进一步实施热镀锌处理(也包括在热镀锌处理后进行合金化处理)、热镀铝处理或电镀锌处理
を
，制成热镀锌钢板(gi)、合金化热镀锌钢板(ga)、热镀铝钢板(al)、电镀锌钢板(eg)。关于热镀锌浴，对于热镀锌钢板(gi)，使用含有al：0.19质量％的锌浴。对于合金化热镀锌钢板(ga)，使用含有al：0.14质量％的锌浴，浴温设定为465℃。镀层附着量设定为每单面45g/m2(两面镀层)，ga以使镀层中的fe浓度为9质量％以上且12质量％以下的范围内的方式进行调整。此外，热镀铝钢板用的热镀铝浴的浴温设定为680℃。对所得到的钢板的钢组织、拉伸特性、弯曲性、弯曲压溃特性和轴向压溃特性进行评价。需要说明的是，ac1相变点使用下式来求出。
[0129]
ac1相变点(℃)＝751-16
×
(％c) 11
×
(％si)-28
×
(％mn)-5.5
×
(％cu)-16
×
(％ni) 13
×
(％cr) 3.4
×
(％mo)
[0130]
关于钢板的钢组织，通过上述方法进行观察来求出。
[0131]
关于拉伸特性，通过以下的方法来求出。
[0132]
室温下的拉伸试验中，以使拉伸方向为与钢板的轧制方向成直角的方向的方式裁取样品，使用所得到的jis 5号试验片，依据jis z 2241(2011年)来进行，测定室温下的ts(拉伸强度)、el(总伸长率)、yp-el(屈服伸长率)、u.el(均匀伸长率)。另外，关于拉伸特性，将下述的情况判断为良好。
[0133]
《ts为980mpa以上且小于1180mpa》
[0134]
yp-el≥1.0％、el≥22％、u.el≥18％
[0135]
《ts为1180mpa以上》
[0136]
yp-el≥1.0％、el≥18％、u.el≥14％
[0137]
另外，150℃下的温拉伸试验中，以使拉伸方向为与钢板的轧制方向成直角的方向的方式裁取样品，使用所得到的jis 5号试验片，依据jis g 0567(2012年)来进行。150℃下的温拉伸试验后的拉伸试验片的断裂部的残余奥氏体的体积率vγa和150℃下的温拉伸试验前的残余奥氏体的体积率vγb均通过x射线衍射来计算。
[0138]
作为评价纵壁部弯曲破裂的材料试验，在u形弯曲试验后实施密合弯曲试验。使用将宽度两端面利用磨削而精加工后的60mmc(c方向：沿着与钢板的轧制方向成直角的方向的方向)
×
30mml(l方向：沿着轧制方向的方向)的尺寸的试验片。u形弯曲加工中，使用油压式弯曲试验机，在任一供试材料中均不发生破裂的冲头的弯曲半径为r＝4mm、冲数为1500mm/分钟(高速)的条件下，通过长边c方向弯曲(弯曲棱线长度：30mml)来实施。接着，对u形弯曲加工后的试验片进行密合弯曲加工。密合弯曲加工中，使用油压式弯曲试验机，使夹在中间的间隔物的板厚发生变化，使冲数为20mm/分钟(低速)和1500mm/分钟(高速)，使按压载荷为10吨、按压时间为3秒，使u形弯曲加工后的试验片的弯曲棱线与按压方向为直角来实施。需要说明的是，对于间隔物，使其板厚以0.5mm间距发生变化，设定为沿着弯曲棱线不发生0.5mm以上的破裂的破裂极限的间隔物板厚。将破裂极限的间隔物板厚为5.0mm以下判断为良好。
[0139]
作为评价四折弯曲破裂的材料试验，实施手帕弯曲加工(handkerchief bending)。使用将全部端面利用磨削而精加工后的60mmc
×
100mml的尺寸的试验片。u形弯曲加工中，使用油压式弯曲试验机，在冲头的弯曲半径为任一供试材料中均不发生破裂的r＝4mm、冲数为1500mm/分钟(高速)的条件下实施长边l方向弯曲(弯曲棱线长度：60mmc)。接着，对u形弯曲加工后的试验片进行密合弯曲加工。密合弯曲加工中，使用油压式弯曲试验机，使任一供试材料中均不发生破裂的间隔物厚度为5mm、冲数为比较高速的1500mm/分钟，使按压载荷为10吨、按压时间为3秒，以使u形弯曲加工后的试验片的弯曲棱线与按压方向为直角的方式来实施。接着，用于折成四折的u形弯曲加工中，使得到的两折的密合弯曲加工后的样品旋转90
°
，使用油压式弯曲试验机，使冲头的弯曲半径：r发生变化，使冲数为比较高速的1500mm/分钟，作为长边c方向弯曲(弯曲棱线长度：50mml)，以使密合弯曲加工后的试验片的弯曲棱线与用于折成四折的u形弯曲加工的棱线成直角的方式来实施。用于折成四折的u形弯曲加工中，对在弯曲顶点内/外部不发生0.5mm以上的破裂的破裂极限的r/t(t：板厚)进行评价，将r/t≤5.0判断为良好。
[0140]
作为评价棱线部弯曲破裂的材料试验，在v形弯曲加工后使试验片旋转90
°
，实施u形弯曲加工。关于试验片，使用将全部端面利用磨削而精加工后的75mmc
×
55mml的尺寸的试验片。v形弯曲加工中，使用岛津制作所公司的autograph，在任一供试材料中均不发生破裂的冲头的弯曲半径为r＝5mm、冲头的弯曲角度为90
°
、冲头的冲数为20mm/分钟的条件下压入，使按压载荷为10吨、按压时间为3秒，实施长边l方向弯曲(弯曲棱线长度：75mmc)。接着，将v形弯曲加工后的试验片通过弯曲弯回加工而平坦化。接着，以使v形弯曲加工的弯曲棱线与u形弯曲加工的棱线为90
°
的方式实施u形弯曲加工。90
°
旋转u形弯曲加工中，使用油压式弯曲试验机，使冲头的弯曲半径发生变化，使冲数为比较高速的1500mm/分钟，通过长边c方向弯曲(弯曲棱线长度：55mml)来实施。
[0141]
棱线部弯曲破裂的评价通过向外弯曲试验和向内弯曲试验这两种弯曲试验来实施。向外弯曲试验中，在前进行的v形弯曲加工的顶点侧与之后进行的90
°
旋转u形弯曲加工的顶点侧相同，在90
°
旋转u形弯曲试验片的外侧存在弯曲棱线位置。向内弯曲试验中，在前进行的v形弯曲加工的顶点侧与之后进行的90
°
旋转u形弯曲加工的顶点侧不同，分别在90
°
旋转u形弯曲试验片的内侧和外侧存在弯曲棱线位置。
[0142]
在90
°
旋转u形弯曲加工后的试验片中，在被施加两次弯曲加工的弯曲棱线位置确认弯曲前端的破裂的有无。具体而言，分别求出向外弯曲后的试验片和向内弯曲后的试验片这两种的弯曲试验的破裂极限的r/t。在r/t值相同的情况下，将其r/t作为棱线部弯曲破裂的评价结果，在r/t值不同的情况下，将其中较大的值的r/t作为棱线部弯曲破裂的评价结果。对未发生0.5mm以上的破裂的破裂极限的r/t进行评价，将r/t≤5.0判断为良好。
[0143]
关于压溃特性，实施以下所示的弯曲压溃试验，以其变形状况进行判定。通过弯曲加工成形为帽型的截面形状，以相同种类的钢板作为背板，通过点焊进行接合。接着，在宽度方向上以相当于时速36km的速度使100kgf的重锤发生碰撞，从而压溃。然后，目视观察构件的变形状况，将无破裂而被压扁的情况判定为
○
，将发生了破裂的情况判定为
×
。
[0144]
关于压溃特性，实施以下所示的轴向压溃试验，以其变形形态进行判定。通过弯曲加工成形为帽型的截面形状，以相同种类的钢板作为背板，通过点焊进行接合。接着，在轴方向上以相当于时速36km的速度使300kgf的重锤发生碰撞，从而压溃。然后，目视观察构件
的变形状况，将无破裂而被压扁的情况判定为
○
，将发生了破裂的情况判定为
×
。
[0145]
将评价结果示于以下的表3-1、3-2中。
[0146]
[0147]
[0148]
[0149]
[0150][0151]
本发明的钢板均具有980mpa以上的ts，优良的均匀延展性、弯曲性和压溃特性也优良。与此相对，比较例中，ts、el、yp-el、u.el、各种弯曲性、压溃形态中的某一种特性差。