钢板、部件及其制造方法与流程

1.本发明涉及钢板、部件及其制造方法。更详细来说，涉及拉伸强度(ts)为1180mpa以上、屈服应力(ys)高并具有优异的延展性、拉伸凸缘性(扩孔性)、耐延迟断裂特性及耐lme特性的钢板、部件及其制造方法。本发明的钢板适用于在汽车领域使用的骨架部件。


背景技术：

2.近年来，从保护地球环境的观点出发，汽车的燃料效率提高成为重要的课题。因此，通过车身材料的高强度化来实现车身材料的薄壁化、欲要使车身本身轻量化的动向变得活跃。对于汽车碰撞安全性提高的社会需求也更进一步提高，但是以中柱为代表的骨架部件止步于应用拉伸强度(以下也简记为ts。)为980mpa级的钢板。这是由于，伴随高强度化而延展性、拉伸凸缘性(扩孔性)等成型性降低。另外，还希望提高屈服应力(以下也简记为ys。)，但是，如上所述，由于成型性可能降低，因此ys的提高也很难。
3.此外，最近，在对汽车的车身、部件进行组装时发现，当对高强度熔融镀锌钢板及高强度合金化熔融镀锌钢板实施点焊或将高强度冷轧钢板与镀锌钢板点焊时，在焊接部产生熔融金属脆化开裂(lmec：liquid metal embrittlement cracking、以下也称为lme开裂。)。lme开裂是在点焊时镀锌层的锌熔融且熔融锌侵入焊接部的钢组织的晶界、因焊接电极释放时产生的应力作用而发生的开裂。即使是未实施镀锌的高强度冷轧钢板，在与镀锌钢板点焊时，也存在镀锌钢板中熔融的锌与高强度冷轧钢板接触而产生lme开裂的情况。ts为1180mpa以上的高强度钢板中，由于c、si、mn含量高，因此可能会有发生lme开裂的风险。
4.以往，为了应用于汽车部件而开发了多种高强度钢板。例如，在专利文献1中公开了扩孔性及成型性优异的高强度钢板及其制造方法，其中，该高强度钢板的拉伸强度(ts)为590mpa以上，以体积百分比计含有40％以上的铁素体和5％以上的回火马氏体，铁素体的硬度(dhtf)与马氏体的硬度(dhtm)的比值(dhtm/dhtf)为1.5～3.0，余量组织由铁素体及贝氏体组织形成。
5.专利文献2中公开了能够在获得高强度的同时提高拉伸特性及弯曲性的镀覆钢板及其制造方法，其中，该镀覆钢板在自钢板表面起的深度为钢板厚度的1/4位置处，具有以体积百分比表示为回火马氏体：3.0％以上、铁素体：4.0％以上、且残余奥氏体：5.0％以上的组织，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及残余奥氏体的一部分或全部形成m-a(martensite-austenite constituent(马氏体奥氏体成分)、别名：岛状马氏体)，脱碳铁素体层中的铁素体的体积百分比为自钢板表面起的深度为钢板厚度的1/4位置处的母材的铁素体的体积百分比的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百分比为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。
6.专利文献3中公开了具有900mpa以上的拉伸强度且耐熔融金属脆化开裂性优异的钢板、熔融镀锌钢板及合金化熔融镀锌钢板，其自母材的表面起至5.0μm以上的深度为止具
有晶界的至少一部分被氧化物被覆的内部氧化层，且在自母材的表面起至5.0μm的深度为止的区域中，所述氧化物的晶界被覆率为60％以上，此外，自母材的表面起至50μm以上的深度为止具有脱碳层。
7.现有技术文献
8.专利文献
9.专利文献1：日本特开2007-302918号公报
10.专利文献2：国际公开第2016/171237号
11.专利文献3：日本专利第6388099号公报


技术实现要素：

12.发明要解决的课题
13.但是，专利文献1中未研究弯曲性及耐lme特性。另外，专利文献2中未研究扩孔性及耐lme特性。专利文献3未研究延展性及耐延迟断裂特性。
14.像这样，没有能够综合地满足屈服应力(ys)、拉伸强度(ts)、延展性、拉伸凸缘性(扩孔性)、耐延迟断裂特性及耐lme特性的钢板。
15.本发明是鉴于上述情况提出的，目的在于提供拉伸强度(ts)为1180mpa以上、屈服应力(ys)高并具有优异的延展性、拉伸凸缘性(扩孔性)、耐延迟断裂特性及耐lme特性的钢板、部件及其制造方法。
16.需要说明的是，本发明所称的拉伸强度(ts)是指从所得到的钢板以长度方向与钢板的轧制方向成直角的方式基于jis z 2241采集jis5号试验片，使用该试验片以十字头速度：10mm/min的条件进行拉伸试验得到的拉伸强度(ts)。
17.另外，本发明所称的高屈服应力、优异的延展性是指通过与上述拉伸强度(ts)相同的测定方法得到的屈服应力(ys)、总伸长率(el)满足以下的(a)、(b)或(c)。
18.(a)1180mpa≤ts＜1320mpa的情况下，700mpa≤ys、13％≤el
19.(b)1320mpa≤ts＜1470mpa的情况下，850mpa≤ys、11％≤el
20.(c)1470mpa≤ts的情况下，1000mpa≤ys、9％≤el
21.另外，优异的拉伸凸缘性(扩孔性)是指通过基于jis z 2256的以下扩孔试验而λ为20％以上的情况。
22.(1)从所得到的钢板利用剪切采集100mm
×
100mm的样品，在该样品上以12.5％的间隙冲裁直径10mm的孔。
23.(2)使用内径为75mm的冲模，在以9吨(88.26kn)的防皱压力按压孔周围的状态下，将顶角为60
°
的圆锥冲头压入孔中，测定裂纹发生极限时的孔直径。
24.(3)基于下式求出极限扩孔率：λ(％)，根据该极限扩孔率的值评价扩孔性。
25.λ(％)＝{(d
f-d0)/d0}
×
100
26.其中，在上式中，df为裂纹发生时的孔径(mm)、d0为初始孔径(mm)。
27.另外，优异的耐延迟断裂特性是指，利用负载了以下应力的v弯曲加工样品的、盐酸浸渍试验，不发生1mm以上的开裂的情况。
28.(1)利用剪切采集厚度1.4mm
×
宽度30mm
×
长度110mm的试验片。
29.(2)对该试验片实施以宽度中央且距长度端部17.5mm的位置为中心的φ15mm的开
孔加工。
30.剪切条件为：具有压板，且剪切倾角为0.5
°
，剪切间隙为15％，剪切刀具为使用了1000次(shot)以上的刀具。
31.(3)然后，对该试验片在弯曲半径(r)除以板厚(t)而得的r/t＝5.0的条件下实施90
°
v弯曲加工，以使得v弯曲顶点的应力成为该材料的ys
±
50mpa的方式对穿设于φ15mm孔的螺栓的紧固量进行调节。
32.(4)将所得负载了应力的v弯曲加工样品浸渍于盐酸，对开裂的有无进行判断。浸渍条件设为将浸渍溶液以ph＝3的盐酸进行恒定管理，将液温设为25℃，将浸渍时间设为96小时。
33.另外，优异的耐lme特性是指，通过以下的电阻焊开裂试验未发现0.1mm以上的裂纹。
34.(1)将与所得到的钢板的轧制方向成直角的方向设为长边，使用1张切断为30mm
×
100mm的试验片和另1张的980mpa级的熔融镀锌钢板，对二者实施电阻焊(点焊)，制作部件。
35.(2)对于在焊接机上重叠有2张钢板的板组，使用安装在焊枪上的伺服马达加压式的单相交流(50hz)的电阻焊接机，在使板组倾斜5
°
的状态下实施电阻点焊。就焊接条件而言，将加压力设为3.8kn、将保持时间设为0.2秒、将焊接电流设为5.7～6.2ka、将通电时间设为21个循环、将保持时间设为5个循环。
36.(3)从焊接后的部件将试验片切为两半，用光学显微镜观察截面，确认有无0.1mm以上的裂纹。
37.用于解决课题的手段
38.本技术的发明人为了完成上述课题而反复深入研究的结果，获得以下见解。
39.在本发明中，将钢板控制为具有规定的含有si及mn的成分组成和铁素体的面积率为5％以上30％以下、贝氏体铁素体的面积率为5％以上35％以下、回火马氏体的面积率为20％以上50％以下、残余奥氏体的体积率为5％以上35％以下的钢组织。另外，控制使得钢板表面附近存在si浓度及mn浓度低的区域，且自钢板表面起在板厚方向上为4.9μm以内的区域中的最小si浓度l
si
及最小mn浓度l
mn
、与自钢板表面起板厚1/4位置处的si浓度t
si
及mn浓度t
mn
满足规定的关系。由此，发现能够获得拉伸强度(ts)为1180mpa以上，屈服应力(ys)高并具有优异的延展性、拉伸凸缘性(扩孔性)、耐延迟断裂特性及耐lme特性的钢板。
40.本发明是基于上述见解提出。即，本发明的要旨构成如下。
41.[1]钢板，其具有：以质量％计含有si：0.20％以上2.00％以下、及mn：2.70％以上4.00％以下的成分组成；和
[0042]
铁素体的面积率为5％以上30％以下、贝氏体铁素体的面积率为5％以上35％以下、回火马氏体的面积率为20％以上50％以下、残余奥氏体的体积率为5％以上35％以下的钢组织，
[0043]
在自钢板表面起在板厚方向上为4.9μm以内的区域中，si浓度为钢板的成分组成的si浓度的1/3以下且mn浓度为钢板的成分组成的mn浓度的1/3以下的区域的厚度为1.0μm以上，
[0044]
自钢板表面起在板厚方向上为4.9μm以内的区域中的最小si浓度l
si
及最小mn浓度l
mn
、与钢板的板厚1/4位置处的si浓度t
si
及mn浓度t
mn
满足下述式(1)：
[0045]
l
si
l
mn
≤(t
si
t
mn
)/4
……
(1)
[0046]
所述钢板的拉伸强度为1180mpa以上。
[0047]
[2]根据[1]所述的钢板，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有：
[0048]
c：0.120％以上0.400％以下、
[0049]
p：0.001％以上0.100％以下、
[0050]
s：0.0200％以下、
[0051]
al：0.010％以上2.000％以下、及
[0052]
n：0.0100％以下，
[0053]
余量为fe及不可避免的杂质。
[0054]
[3]根据[2]所述的钢板，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有从
[0055]
sb：0.200％以下及
[0056]
sn：0.200％以下
[0057]
中选择的至少1种。
[0058]
[4]根据[2]或[3]所述的钢板，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有从
[0059]
ti：0.200％以下、
[0060]
nb：0.200％以下、
[0061]
v：0.100％以下、
[0062]
b：0.0100％以下、
[0063]
cu：1.000％以下、
[0064]
cr：1.000％以下、
[0065]
ni：1.000％以下、
[0066]
mo：0.500％以下、
[0067]
ta：0.100％以下、
[0068]
w：0.500％以下、
[0069]
mg：0.0200％以下、
[0070]
zn：0.020％以下、
[0071]
co：0.020％以下、
[0072]
zr：0.020％以下、
[0073]
ca：0.0200％以下、
[0074]
ce：0.0200％以下、
[0075]
se：0.0200％以下、
[0076]
te：0.0200％以下、
[0077]
ge：0.0200％以下、
[0078]
as：0.0200％以下、
[0079]
sr：0.0200％以下、
[0080]
cs：0.0200％以下、
[0081]
hf：0.0200％以下、
[0082]
pb：0.0200％以下、
[0083]
bi：0.0200％以下、
[0084]
rem(除ce外)：0.0200％以下
[0085]
中选择的至少1种。
[0086]
[5]根据[1]～[4]中任一项所述的钢板，其中，在将硬度相对于自钢板表面起板厚1/4位置处的硬度而言为65％以下的区域设为软质层时，
[0087]
钢板具有自钢板表面起在板厚方向上厚度为1.0μm以上50.0μm以下的软质层。
[0088]
[6]根据[1]～[5]中任一项所述的钢板，其中，在自钢板表面起在板厚方向上为4.9μm以内的区域中，包含si及/或mn的氧化物的晶粒的平均粒径为1μm以上15μm以下。
[0089]
[7]根据[1]～[6]中任一项所述的钢板，其中，所述mn浓度l
mn
与所述mn浓度t
mn
满足下述式(2)，其中，
[0090]
l
mn
≤t
mn
/3
……
(2)。
[0091]
[8]根据[1]～[7]中任一项所述的钢板，其在钢板表面具有熔融镀锌层或合金化熔融镀锌层。
[0092]
[9]根据[1]～[8]中任一项所述的钢板，其中，钢板中包含的扩散性氢量为0.50质量ppm以下。
[0093]
[10]根据[1]～[9]中任一项所述的钢板，其中，所述成分组成的碳当量ceq为0.697％以上。
[0094]
[11]部件，其是对[1]～[10]中任一项所述的钢板实施成型加工及焊接中的至少一者而成的。
[0095]
[12]钢板的制造方法具有下述工序：
[0096]
热轧工序，其中，对具有[1]～[4]中任一项中记载的成分组成的钢坯实施热轧，于450℃以上750℃以下的卷取温度进行卷取；
[0097]
冷轧工序，其中，将所述热轧工序后的钢板在400℃以上的温度范围内保持3600秒以上，在酸洗后，以压下率30％以上实施冷轧；
[0098]
第一退火工序，其中，将所述冷轧工序后的钢板在820℃以上的温度范围内保持20秒以上；
[0099]
第二退火工序，其中，在将所述第一退火工序后的钢板在露点为-35℃以上的气氛中在740℃以上900℃以下的温度范围内保持20秒以上后，在自该温度范围起至550℃为止的平均冷却速度为8℃/秒以上的条件下冷却至150℃以上300℃以下的冷却停止温度，在自740℃起冷却至该冷却停止温度时用半径100mm以上1000mm以下的辊进行合计3次以上15次以下的弯曲及弯曲恢复；和
[0100]
再加热工序，其中，将所述第二退火工序后的钢板再加热至(所述冷却停止温度 50℃)以上500℃以下的温度范围，在该温度范围内保持10秒以上。
[0101]
[13]根据[12]所述的钢板的制造方法，其具有镀覆工序，其中，对所述再加热工序后的钢板实施熔融镀锌或在实施熔融镀锌后再加热至450℃以上600℃以下的温度范围以实施合金化处理。
[0102]
[14]钢板的制造方法，其具有下述工序：
[0103]
热轧工序，其中，对具有[1]～[4]中任一项中记载的成分组成的钢坯实施热轧，于450℃以上750℃以下的卷取温度进行卷取；
[0104]
冷轧工序，其中，将所述热轧工序后的钢板在400℃以上的温度范围内保持3600秒
以上，在酸洗后，以压下率30％以上实施冷轧；
[0105]
第一退火工序，其中，将所述冷轧工序后的钢板在820℃以上的温度范围内保持20秒以上；
[0106]
第二退火工序，其中，在将所述第一退火工序后的钢板在露点为-35℃以上的气氛中在740℃以上900℃以下的温度范围内保持20秒以上后，在自该温度范围起至550℃为止的平均冷却速度为8℃/秒以上的条件下冷却至350℃以上500℃以下的冷却停止温度，在自740℃起冷却至该冷却停止温度时用半径100mm以上1000mm以下的辊进行合计3次以上15次以下的弯曲及弯曲恢复；
[0107]
镀覆工序，其中，对所述第二退火工序后的钢板实施熔融镀锌、或在实施熔融镀锌后再加热至450℃以上600℃以下的温度范围以实施合金化处理；和
[0108]
再加热工序，其中，在将所述镀覆工序后的钢板冷却至50℃以上350℃以下的冷却停止温度后，再加热至超过该冷却停止温度且为300℃以上500℃以下的温度并保持10秒以上。
[0109]
[15]根据[12]～[14]中任一项所述的钢板的制造方法，其中，在所述再加热工序后，具有将钢板在50℃以上300℃以下的温度范围内保持0.5小时以上72.0小时以下的脱氢处理工序。
[0110]
[16]根据[12]～[15]中任一项所述的钢板的制造方法，其中，所述成分组成的碳当量ceq为0.697％以上。
[0111]
[17]部件的制造方法，其具有对通过[12]～[16]中任一项所述的钢板的制造方法制造的钢板实施成型加工及焊接中的至少一者的工序。
[0112]
[18]钢板，其具有：以质量％计含有si：0.20％以上2.00％以下、及mn：2.70％以上4.00％以下的成分组成；和
[0113]
铁素体的面积率为5％以上30％以下、贝氏体铁素体的面积率为5％以上35％以下、回火马氏体的面积率为20％以上50％以下、残余奥氏体的体积率为5％以上35％以下的钢组织，
[0114]
在自钢板表面起在板厚方向上为15.0μm以内的区域中，si浓度为钢板的成分组成的si浓度的1/3以下且mn浓度为钢板的成分组成的mn浓度的1/3以下的区域的厚度为1.0μm以上，
[0115]
自钢板表面起在板厚方向上为15.0μm以内的区域中的最小si浓度l
si
及最小mn浓度l
mn
与钢板的板厚1/4位置处的si浓度t
si
及mn浓度t
mn
满足下述式(1)：
[0116]
l
si
l
mn
≤(t
si
t
mn
)/4
……
(1)
[0117]
钢板的拉伸强度为1180mpa以上。
[0118]
[19]根据[18]所述的钢板，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有：
[0119]
c：0.120％以上0.400％以下、
[0120]
p：0.001％以上0.100％以下、
[0121]
s：0.0200％以下、
[0122]
al：0.010％以上2.000％以下、及
[0123]
n：0.0100％以下，
[0124]
余量为fe及不可避免的杂质。
[0125]
[20]根据[19]所述的钢板，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有从
[0126]
sb：0.200％以下及
[0127]
sn：0.200％以下
[0128]
中选择的至少1种。
[0129]
[21]根据[19]或[20]所述的钢板，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有从
[0130]
ti：0.200％以下、
[0131]
nb：0.200％以下、
[0132]
v：0.100％以下、
[0133]
b：0.0100％以下、
[0134]
cu：1.000％以下、
[0135]
cr：1.000％以下、
[0136]
ni：1.000％以下、
[0137]
mo：0.500％以下、
[0138]
ta：0.100％以下、
[0139]
w：0.500％以下、
[0140]
mg：0.0200％以下、
[0141]
zn：0.020％以下、
[0142]
co：0.020％以下、
[0143]
zr：0.020％以下、
[0144]
ca：0.0200％以下、
[0145]
ce：0.0200％以下、
[0146]
se：0.0200％以下、
[0147]
te：0.0200％以下、
[0148]
ge：0.0200％以下、
[0149]
as：0.0200％以下、
[0150]
sr：0.0200％以下、
[0151]
cs：0.0200％以下、
[0152]
hf：0.0200％以下、
[0153]
pb：0.0200％以下、
[0154]
bi：0.0200％以下、
[0155]
rem(除ce外)：0.0200％以下
[0156]
中选择的至少1种。
[0157]
[22]根据[18]～[21]中任一项所述的钢板，其中，在将硬度相对于自钢板表面起板厚1/4位置处的硬度而言为65％以下的区域设为软质层时，
[0158]
钢板具有自钢板表面起在板厚方向上厚度为1.0μm以上50.0μm以下的所述软质层。
[0159]
[23]根据[18]～[22]中任一项所述的钢板，其中，在自钢板表面起在板厚方向上为15.0μm以内的区域中，包含si及/或mn的氧化物的晶粒的平均粒径为1μm以上15μm以下。
[0160]
[24][18]～[23]中任一项所述的钢板，其中，所述mn浓度l
mn
与所述mn浓度t
mn
满足
下述式(2)。
[0161]
l
mn
≤t
mn
/3
……
(2)
[0162]
[25]根据[18]～[24]中任一项所述的钢板，其钢板表面具有熔融镀锌层或合金化熔融镀锌层。
[0163]
[26]根据[18]～[25]中任一项所述的钢板，其中，钢板中包含的扩散性氢量为0.50质量ppm以下。
[0164]
[27]根据[18]～[26]中任一项所述的钢板，其中，所述成分组成的碳当量ceq为0.697％以上。
[0165]
[28]部件，其是对[18]～[27]中任一项所述的钢板实施成型加工及焊接中的至少一者而成的。
[0166]
[29]钢板的制造方法，其具有下述工序：
[0167]
热轧工序，其中，对具有[18]～[21]中任一项中记载的成分组成的钢坯实施热轧，于450℃以上750℃以下的卷取温度进行卷取；
[0168]
冷轧工序，其中，将所述热轧工序后的钢板在400℃以上的温度范围内保持3600秒以上，在酸洗后，以压下率30％以上实施冷轧；
[0169]
第一退火工序，其中，将所述冷轧工序后的钢板在820℃以上的温度范围内保持20秒以上；
[0170]
第二退火工序，其中，在将所述第一退火工序后的钢板在露点为-35℃以上20℃以下的气氛中于740℃以上900℃以下的温度范围内保持20秒以上后，在自该温度范围起至550℃为止的平均冷却速度为8℃/秒以上的条件下冷却至150℃以上300℃以下的冷却停止温度，在自740℃起冷却至该冷却停止温度时用半径100mm以上1000mm以下的辊进行合计3次以上15次以下的弯曲及弯曲恢复；和
[0171]
再加热工序，其中，将所述第二退火工序后的钢板再加热至(所述冷却停止温度 50℃)以上500℃以下的温度范围，在该温度范围内保持10秒以上。
[0172]
[30]根据[29]所述的钢板的制造方法，其具有：镀覆工序，其中，对所述再加热工序后的钢板实施熔融镀锌或在实施熔融镀锌后再加热至450℃以上600℃以下的温度范围以实施合金化处理。
[0173]
[31]钢板的制造方法，其具有下述工序：
[0174]
热轧工序，其中，对具有[18]～[21]中任一项中记载的成分组成的钢坯实施热轧，于450℃以上750℃以下的卷取温度进行卷取；
[0175]
冷轧工序，其中，将所述热轧工序后的钢板在400℃以上的温度范围内保持3600秒以上，在酸洗后，以压下率30％以上实施冷轧；
[0176]
第一退火工序，其中，将所述冷轧工序后的钢板在820℃以上的温度范围内保持20秒以上；
[0177]
第二退火工序，其中，在将所述第一退火工序后的钢板在露点为-35℃以上20℃以下的气氛中于740℃以上900℃以下的温度范围内保持20秒以上后，在自该温度范围起至550℃为止的平均冷却速度为8℃/秒以上的条件下冷却至350℃以上500℃以下的冷却停止温度，在自740℃起冷却至该冷却停止温度时用半径100mm以上1000mm以下的辊进行合计3次以上15次以下的弯曲及弯曲恢复；
[0178]
镀覆工序，其中，对所述第二退火工序后的钢板实施熔融镀锌、或在实施熔融镀锌后再加热至450℃以上600℃以下的温度范围以实施合金化处理；和
[0179]
再加热工序，其中，在将所述镀覆工序后的钢板冷却至50℃以上350℃以下的冷却停止温度后，再加热至超过该冷却停止温度且为300℃以上500℃以下的温度并保持10秒以上。
[0180]
[32]根据[29]～[31]中任一项所述的钢板的制造方法，其中，在所述再加热工序后，具有将钢板在50℃以上300℃以下的温度范围内保持0.5小时以上72.0小时以下的脱氢处理工序。
[0181]
[33]根据[29]～[32]中任一项所述的钢板的制造方法，其中，所述成分组成的碳当量ceq为0.697％以上。
[0182]
[34]部件的制造方法，其具有对利用[29]～[33]中任一项所述的钢板的制造方法制造的钢板实施成型加工及焊接中的至少一者的工序。
[0183]
发明的效果
[0184]
根据本发明，能够提供拉伸强度(ts)为1180mpa以上、屈服应力(ys)高并具有优异的延展性、拉伸凸缘性(扩孔性)、耐延迟断裂特性及耐lme特性的钢板、部件及其制造方法。
具体实施方式
[0185]
以下，说明用于实施本发明的方式。
[0186]
首先，说明钢板的成分组成的适当范围及其限定理由。需要说明的是，在以下的说明中，只要没有特别说明，表示母材钢板的成分元素含量的“％”是指“质量％”。
[0187]
本发明的钢板的成分组成以质量％计含有si：0.20％以上2.00％以下、及mn：2.70％以上4.00％以下。另外，优选的是，成分组成在上述si及mn的基础上以质量％计进一步含有：c：0.120％以上0.400％以下、p：0.001％以上0.100％以下、s：0.0200％以下、al：0.010％以上2.000％以下、及n：0.0100％以下，余量为fe及不可避免的杂质。
[0188]
si：0.20％以上2.00％以下
[0189]
si是通过抑制退火中的碳化物生成并促进残余奥氏体的生成，从而影响残余奥氏体的体积率及残余奥氏体中的碳浓度的元素。另外，若使si的含量减少则锌的熔点上升，因此能够抑制点焊时的锌的晶界侵蚀并提高耐lme特性。若si的含量低于0.20％，则残余奥氏体的体积率减少、延展性降低。另一方面，若si的含量超过2.00％，则残余奥氏体中的碳浓度过度增加、冲裁时从残余奥氏体生成的马氏体的硬度大幅上升。其结果，促进扩孔时的裂纹发展，拉伸凸缘性(扩孔性)降低。因此，si的含量为0.20％以上2.00％以下。优选si的含量为0.70％以上。另外，优选si的含量设为1.70％以下。
[0190]
mn：2.70％以上4.00％以下
[0191]
mn是调节硬质相的面积率的重要元素。若mn的含量低于2.70％，则铁素体的面积率增加，变得难以使ts为1180mpa以上，ys也下降。另一方面，若mn的含量超过4.00，则无法获得优异的延展性。因此，mn的含量设为2.70％以上4.00％以下。
[0192]
c：0.120％以上0.400％以下
[0193]
c是生成期望量的作为硬质相的马氏体、回火马氏体及贝氏体、以及残余奥氏体以获得1180mpa以上的ts，且对于确保高屈服应力(ys)而言有效的元素。若c的含量低于
0.120％，则铁素体的面积率增加，变得难以使ts为1180mpa以上，且存在ys也下降的可能性。另一方面，若c的含量超过0.400％，则残余奥氏体中的碳浓度过度增加，存在冲裁时从残余奥氏体生成的马氏体的硬度大幅上升的可能性。其结果，存在促进扩孔时的裂纹发展，拉伸凸缘性(扩孔性)降低的可能性。因此，优选c的含量为0.120％以上0.400％以下。更加优选c的含量为0.150％以上。另外，更加优选c的含量为0.250％以下。
[0194]
p：0.001％以上0.100％以下
[0195]
p具有固溶强化的作用，是能够提高钢板强度的元素。为了获得这种效果，优选使p的含量为0.001％以上。另一方面，若p的含量超过0.100％，则向旧奥氏体晶界偏析而使晶界脆化，因此存在冲裁后的孔隙的生成量增加、拉伸凸缘性(扩孔性)降低的可能性。因此，优选p的含量为0.001％以上0.100％以下。更加优选p的含量为0.030％以下。
[0196]
s：0.0200％以下
[0197]
s在钢中以硫化物的形式存在，若含量超过0.0200％，则存在使钢板的极限变形能力下降的可能性。其结果，存在冲裁后的孔隙的生成量增加、拉伸凸缘性(扩孔性)降低的可能性。因此，优选s的含量为0.0200％以下，更加优选为0.0080％以下。需要说明的是，s含量的下限没有特别规定，从生产技术上的制约的角度出发，优选s的含量为0.0001％以上。
[0198]
al：0.010％以上2.000％以下
[0199]
al抑制退火中的碳化物生成，并促进残余奥氏体的生成。因此，al是影响残余奥氏体的体积率及残余奥氏体中的碳浓度的元素。为了获得al添加带来的效果，优选使al的含量为0.010％以上。另一方面，若al含量超过2.000％，则铁素体的面积率增加，变得难以使ts为1180mpa以上，且存在ys也下降的可能性。因此，优选al的含量为0.010％以上2.000％以下。更加优选al的含量为0.025％以上，进一步优选为0.030％以上。另外，更加优选al的含量为1.500％以下，进一步优选为1.000％以下。
[0200]
n：0.0100％以下
[0201]
n在钢中以氮化物的形式存在，若含量超过0.0100％，则使钢板的极限变形能力下降。其结果，存在冲裁后的孔隙的生成量增加、拉伸凸缘性(扩孔性)降低的可能性。因此，优选n的含量为0.0100％以下。另外，更加优选n的含量为0.0050％以下。需要说明的是，n含量的下限没有特别规定，从生产技术上的制约的角度出发，优选n的含量为0.0005％以上。
[0202]
本发明的钢板具有含有上述成分且包含余量的fe(铁)及不可避免的杂质的成分组成。特别是，优选本发明的一个实施方式的钢板具有含有上述成分且余量为fe及不可避免的杂质的成分组成。
[0203]
能够使本发明的钢板根据期望的特性而进一步含有以下所述的成分元素。在下述成分元素以下述说明的上限以下含有的情况下，能够获得本发明的效果。因此，下述成分元素的下限没有特别限定，仅规定上限。需要说明的是，在以低于后述的优选下限值包含下述任意元素的情况下，该元素作为不可避免的杂质被包含。
[0204]
从sb：0.200％以下及sn：0.200％以下中选择的至少1种
[0205]
sb是对于抑制退火中的钢板表面附近的c扩散、对钢板表面附近的软质层的形成进行控制有效的元素。若sb的含量超过0.200％，则存在未在钢板表面形成软质层而拉伸凸缘性(扩孔性)降低的可能性。因此，优选sb的含量为0.200％以下。更加优选sb的含量为0.020％以下。另一方面，从将ts设为更加优选范围内的观点出发，优选sb的含量为0.002％
以上。更加优选sb的含量为0.005％以上。
[0206]
sn是对于抑制退火中的钢板表面附近的c扩散、对钢板表面附近的软质层的形成进行控制有效的元素。若sn的含量超过0.200％，则存在未在钢板表面形成软质层而拉伸凸缘性(扩孔性)降低的可能性。因此，优选sn的含量为0.200％以下。更加优选sn的含量为0.020％以下。另一方面，从将ts设为更加优选范围内的观点出发，优选sn的含量为0.002％以上。更加优选sn的含量为0.005％以上。
[0207]
从ti：0.200％以下、nb：0.200％以下、v：0.100％以下、b：0.0100％以下、cu：1.000％以下、cr：1.000％以下、ni：1.000％以下、mo：0.500％以下、ta：0.100％以下、w：0.500％以下、mg：0.0200％以下、zn：0.020％以下、co：0.020％以下、zr：0.020％以下、ca：0.0200％以下、ce：0.0200％以下、se：0.0200％以下、te：0.0200％以下、ge：0.0200％以下、as：0.0200％以下、sr：0.0200％以下、cs：0.0200％以下、hf：0.0200％以下、pb：0.0200％以下、bi：0.0200％以下、rem(除ce外)：0.0200％以下中选择的至少1种
[0208]
ti、nb及v通过在热轧时或退火时形成微细的碳化物、氮化物或碳氮化物而使ts上升。在添加ti、nb及v中的至少1种的情况下，为了获得这种效果，优选将ti、nb及v的至少1种的含量分别设为0.001％以上。更加优选其含量分别为0.005％以上。另一方面，在ti的含量超过0.200％、nb的含量超过0.200％、或v的含量超过0.100％的情况下，存在大量生成粗大的析出物、夹杂物的可能性。在这样的情况下，若钢板中存在扩散性氢，则存在粗大的析出物、夹杂物在扩孔试验时成为裂纹的起点、拉伸凸缘性(扩孔性)降低的可能性。因此，在添加ti、nb及v中的至少1种的情况下，优选ti含量为0.200％以下，优选nb含量为0.200％以下，优选v的含量为0.100％以下。另外，更加优选ti、nb及v的含量分别为0.060％以下。
[0209]
b是通过向奥氏体晶界偏析而能够提高淬火性的元素，通过将b添加到钢中，从而能够抑制退火冷却时的铁素体的生成及晶粒生长。为了获得这种效果，优选将b的含量设为0.0001％以上。更加优选b的含量为0.0002％以上。另一方面，若b的含量超过0.0100％，则可能在热轧中在钢板内部产生开裂、使钢板的极限变形能力下降。另外，由此，存在冲裁后的总孔隙数密度增加、拉伸凸缘性降低的可能性。因此，在添加b的情况下，优选其含量为0.0100％以下。另外，更加优选b的含量为0.0050％以下。
[0210]
cu为增大淬火性的元素，是对于使硬质相的面积率在更加优选范围内、使ts在更加优选范围内有效的元素。为了获得这种效果，优选将cu的含量设为0.005％以上。更加优选cu的含量为0.020％以上。另一方面，若cu的含量超过1.000％，则硬质相的面积率增加、ts变得过高。另外，在粗大的析出物、夹杂物增加、钢板中含有扩散性氢的情况下，由于在拉伸试验时成为裂纹的起点，因此存在延展性降低的可能性。因此，在添加cu的情况下，优选其含量为1.000％以下。另外，更加优选cu的含量为0.350％以下。
[0211]
cr是提高淬火性的元素，是对于生成硬质相有效的元素。若cr的含量超过1.000％，则存在硬质的马氏体的面积率增加、拉伸凸缘性(扩孔性)降低的可能性。因此，在添加cr的情况下，优选cr的含量为1.000％以下。另外，更加优选cr的含量为0.700％以下、进一步优选为0.400％以下。需要说明的是，cr的含量也可以是0.0000％，从增大淬火性、使ts在更加优选范围内的观点出发，优选cr的含量为0.010％以上。
[0212]
ni是增大淬火性的元素，是对于使硬质相的面积率在更加优选范围内、使ts在更加优选范围内有效的元素。为了获得这种效果，优选使ni的含量为0.005％以上。更加优选
ni的含量为0.02％以上。另一方面，若ni的含量超过1.000％，则存在硬质相的面积率增加、成型时的尺寸精度及延展性降低的可能性。另外，若粗大的析出物、夹杂物增加，则在钢板中存在扩散性氢的情况下，该析出物、夹杂物在扩孔试验时成为裂纹的起点，因此存在拉伸凸缘性(扩孔性)降低的可能性。因此，在添加ni的情况下，优选其含量为1.000％以下。另外，更加优选ni的含量为0.80％以下。
[0213]
mo是提高淬火性元素，是对于生成硬质相有效的元素。若mo的含量超过0.500％，则硬质马氏体的面积率增加，存在拉伸凸缘性(扩孔性)降低的可能性。因此，在添加mo的情况下，优选mo的含量为0.500％以下。更加优选mo的含量为0.450％以下，进一步优选为0.400％以下。需要说明的是，就mo含量的下限而言，从增大淬火性、使ts在更加优选范围内的观点出发，优选mo的含量为0.010％以上。另外，更加优选mo的含量为0.030％以上。
[0214]
ta与ti、nb及v同样地，通过在热轧时或退火时形成微细的碳化物、氮化物或碳氮化物，从而使ts上升。而且，认为ta具有一部分固溶于nb碳化物、nb碳氮化物并生成(nb，ta)(c，n)这样的复合析出物，显著抑制析出物的粗大化，使析出强化稳定化，从而具有使母材钢板的ys及ts提高的效果。为了获得这种效果，优选ta的含量为0.001％以上。另一方面，若ta的含量超过0.100％，则大量生成粗大的析出物、夹杂物，在钢板中含有扩散性氢的情况下，该析出物、夹杂物在扩孔试验时成为裂纹的起点，因此存在拉伸凸缘性(扩孔性)降低的可能性。因此，在添加ta的情况下，优选其含量为0.100％以下。更加优选ta含量为0.050％以下，进一步优选为0.030％以下。
[0215]
w是对于强度确保有效的元素。若w的含量超过0.500％，则硬质马氏体的面积率增加，存在拉伸凸缘性(扩孔性)降低的可能性。因此，在添加w的情况下，优选w的含量为0.500％以下。更加优选w的含量为0.450％以下，进一步优选为0.400％以下。更加优选w含量为0.200％以下，进一步优选为0.100％以下。需要说明的是，从增大淬火性并使ts在更加优选范围内的观点出发，优选使w的含量为0.001％以上。另外，更加优选w的含量为0.010％以上。
[0216]
mg是使硫化物、氧化物等夹杂物的形状球状化以对于提高钢板的极限变形能力、提高拉伸凸缘性(扩孔性)有效的元素。为了获得这种效果，优选使mg的含量为0.0001％以上。另一方面，若mg的含量超过0.0200％，则存在大量生成粗大的析出物、夹杂物的可能性。在这样的情况下，若钢板中存在扩散性氢，则该析出物、夹杂物在扩孔试验时成为裂纹的起点，因此存在拉伸凸缘性(扩孔性)降低的可能性。因此，在添加mg的情况下，优选其含量为0.0200％以下。更加优选mg含量为0.0100％以下，进一步优选为0.0700％以下。
[0217]
zn、co及zr均使夹杂物的形状球状化，因此是对于提高钢板的极限变形能力、提高拉伸凸缘性有效的元素。为了获得这种效果，优选zn、co及zr的含量分别为0.001％以上。另一方面，若zn、co及zr的含量分别超过0.020％，则存在大量生成粗大的析出物、夹杂物的可能性。在这样的情况下，若钢板中存在扩散性氢，则该析出物、夹杂物在扩孔试验时成为裂纹的起点，因此存在拉伸凸缘性(扩孔性)降低的可能性。因此，在添加zn、co及zr中的1种或2种以上的情况下，优选分别为0.020％以下。更加优选zn、co及zr中的1种或2种以上的合计含量为0.015％以下，进一步优选为0.010％以下。
[0218]
ca在钢中以夹杂物形式存在。若ca的含量超过0.0200％，则在钢板中含有扩散性氢的情况下，上述夹杂物在扩孔试验时成为裂纹的起点，因此存在拉伸凸缘性(扩孔性)降
低的可能性。因此，在添加ca的情况下，优选使ca的含量为0.0200％以下。另外，优选ca的含量为0.0020％以下。需要说明的是，ca含量的下限可以是0.0000％，但从生产技术上的制约的角度出发，优选ca的含量为0.0001％以上。
[0219]
ce、se、te、ge、as、sr、cs、hf、pb、bi及rem(除ce外)是对于提高钢板的极限变形能力、提高拉伸凸缘性(扩孔性)有效的元素。为了获得这种效果，优选ce、se、te、ge、as、sr、cs、hf、pb、bi及rem的含量分别为0.0001％以上。另一方面，若ce、se、te、ge、as、sr、cs、hf、pb、bi及rem的含量分别超过0.0200％，则存在大量生成粗大的析出物、夹杂物的可能性。在这样的情况下，若钢板中存在扩散性氢，则该析出物、夹杂物在扩孔试验时成为裂纹的起点，因此存在拉伸凸缘性(扩孔性)降低的可能性。因此，在添加ce、se、te、ge、as、sr、cs、hf、pb、bi及rem中的任一者的情况下，优选其含量分别为0.0200％以下。更加优选ce、se、te、ge、as、sr、cs、hf、pb、bi及rem的含量分别为0.0100％以下，进一步优选为0.0070％以下。
[0220]
需要说明的是，本发明所称的rem是指原子序号为21号的钪(sc)和原子序号为39号的钇(y)及从原子序号为57号的镧(la)至71号的铷(lu)为止的镧系元素中的除了ce以外的元素。本发明中的rem浓度是从上述rem中选择的1种或2种以上的元素的总含量。
[0221]
碳当量ceq：0.697％以上
[0222]
从获得1180mpa以上的ts的观点出发，在本发明的钢板的制造方法的基础上，优选成分组成的碳当量ceq为0.697％以上。需要说明的是，碳当量ceq的上限没有特别限定，当碳当量ceq过高时，总伸长率(以下，有时也简称为el)可能降低，因此优选碳当量ceq低于0.900％。
[0223]
碳当量ceq能够通过下式求出。
[0224]
碳当量ceq＝[c％] ([si％]/24) ([mn％]/6) ([ni％]/40) ([cr％]/5) ([mo％]/4) ([v％]/14)
[0225]
其中，上式中的[元素符号％]表示各元素的含量(质量％)，不含有的元素为0。
[0226]
需要说明的是，碳当量设为在除了后述的软质层的部分以外的板厚范围内计算得到的值。
[0227]
接下来，说明本发明的高强度钢板的钢组织。
[0228]
本发明的钢板的钢组织的铁素体的面积率为5％以上30％以下、贝氏体铁素体的面积率为5％以上35％以下、回火马氏体的面积率为20％以上50％以下、残余奥氏体的体积率为5％以上35％以下。
[0229]
铁素体的面积率：5％以上30％以下
[0230]
为了确保良好的延展性，需要使铁素体的面积率为5％以上。另外，为了确保1180mpa以上的ts和高ys，需要使软质的铁素体的面积率为30％以下。另外，优选铁素体的面积率为7％以上。另外，优选铁素体的面积率设为25％以下。
[0231]
贝氏体铁素体的面积率：5％以上35％以下
[0232]
为了缓和软质的铁素体与硬质相的硬度差、确保良好的拉伸凸缘性(扩孔性)，需要使贝氏体铁素体的面积率为5％以上。为了确保良好的延展性，需要使贝氏体铁素体的面积率为35％以下。另外，优选贝氏体铁素体的面积率为7％以上。另外，贝氏体优选铁素体的面积率设为30％以下。
[0233]
回火马氏体的面积率：20％以上50％以下
[0234]
为了缓和软质的铁素体与硬质相的硬度差、确保良好的拉伸凸缘性(扩孔性)，需要使回火马氏体的面积率为20％以上。为了确保良好的延展性，需要使回火马氏体的面积率为50％以下。另外，回火马氏体的面积率优选设为25％以下。
[0235]
在此，铁素体、贝氏体铁素体、回火马氏体的面积率的测定方法如下。本发明中的面积率在板厚的1/4位置处测定。在以与钢板的轧制方向平行的板厚截面成为观察面的方式切出试料后，使用金刚石研磨糊剂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，进而用3vol.％的硝酸乙醇蚀刻而使组织显现。在加速电压为15kv的条件下，使用sem(scanning electron microscope；扫描电子显微镜)以5000倍的倍率在17μm
×
23μm的视野范围内进行3个视野观察。对所得到的组织图像，使用adobe systems公司的adobe photoshop计算3个视野的、各构成组织(铁素体、贝氏体铁素体、回火马氏体)的面积除以测定面积得到的面积率，对其值取平均来求出作为各组织的面积率。
[0236]
残余奥氏体的体积率：5％以上35％以下
[0237]
通过含有5％以上的残余奥氏体，从而能够获得优异的延展性。另一方面，若残余奥氏体的体积率超过35％，则残余奥氏体具有高的氢浓度，因此在冲裁时或弯曲试验时受到加工而进行马氏体相变时，在马氏体内部产生孔隙。由此，冲裁后的孔隙的生成量增加、拉伸凸缘性(扩孔性)降低。因此，残余奥氏体的体积率为5％以上35％以下。另外，优选残余奥氏体的体积率为7％以上。另外，优选残余奥氏体的体积率为30％以下。
[0238]
在此，残余奥氏体的体积率的测定方法如下。在将钢板在板厚方向(深度方向)上机械研削至板厚的1/4后，进行使用草酸的化学研磨而形成观察面。通过x射线衍射法来观察该观察面。作为入射x射线使用mo的kα线源，求出fcc铁(奥氏体)的(200)、(220)、(311)各面的衍射强度相对bcc铁的(200)、(211)、(220)各面的衍射强度之比，将该比值设为残余奥氏体的体积率。
[0239]
另外，本发明的钢组织也可以在除了铁素体、回火马氏体、贝氏体铁素体及残余奥氏体以外的余量中包含初生马氏体、珠光体、渗碳体等碳化物、公知的其他钢板组织。从获得本发明的效果的观点出发，优选余量以面积率计为20％以下。更加优选余量为15％以下。需要说明的是，其他钢板组织(余量组织)通过例如sem观察确认、判定即可。
[0240]
在自钢板表面起在板厚方向上为4.9μm以内的区域中，si浓度为钢板的成分组成的si浓度的1/3以下且mn浓度为钢板的成分组成的mn浓度的1/3以下的区域的厚度：1.0μm以上
[0241]
上述厚度为1.0μm以上在本发明中是非常重要的发明构成要件。在自钢板表面起在板厚方向上为4.9μm以内的区域中，在si浓度为钢板的成分组成的si浓度的1/3以下且mn浓度为钢板的成分组成的mn浓度的1/3以下的区域的厚度为1.0μm以上的情况下，能够确保良好的耐延迟断裂特性并获得优异的耐lme特性。另一方面，在该区域的厚度小于1.0μm的情况下，在形成角的点焊时发生lme开裂。优选该区域的厚度3.0μm以上。需要说明的是，在本发明中，该区域存在于自钢板表面起至4.9μm以内是重要的，该区域的厚度为1.0μm以上即可。从获得本发明的效果的观点出发，该区域的厚度的上限没有特别限定，该区域的厚度也可以是4.9μm。需要说明的是，此处所称的si浓度及mn浓度的单位为质量％。
[0242]
自钢板表面起在板厚方向上为4.9μm以内的区域中的最小si浓度l
si
及最小mn浓度l
mn
、与钢板的板厚1/4位置处的si浓度t
si
及mn浓度t
mn
满足下述式(1)。
[0243]
l
si
l
mn
≤(t
si
t
mn
)/4
……
(1)
[0244]
满足上述式(1)在本发明中是非常重要的发明构成要件。在满足上述式(1)的情况下，能够确保良好的耐延迟断裂特性并获得优异的耐lme特性。另一方面，在l
si
l
mn
＞(t
si
t
mn
)/4的情况下，在形成角的点焊时发生lme开裂。
[0245]
另外，优选上述mn浓度l
mn
、上述mn浓度t
mn
满足下述式(2)。在满足下述式(2)情况下，能够确保更加良好的耐延迟断裂特性并获得更加优异的耐lme特性。
[0246]
l
mn
≤t
mn
/3
……
(2)
[0247]
通过前述的在自钢板表面起在板厚方向上为4.9μm以内的区域的控制，能够实现具备优异的耐lme特性的钢板，而不会使钢板的制造成本显著升高，但为了实现具备更优异的耐lme特性的钢板，在自钢板表面起在板厚方向上为15.0μm以内的区域的控制变得重要。
[0248]
即，在本发明中，在自钢板表面起在板厚方向上为15.0μm以内的区域中，si浓度为钢板的成分组成的si浓度的1/3以下且mn浓度为钢板的成分组成的mn浓度的1/3以下的区域的厚度：1.0μm以上。
[0249]
上述的厚度为1.0μm以上在本发明中是非常重要的发明构成要件。在自钢板表面起在板厚方向上为15.0μm以内的区域中，在si浓度为钢板的成分组成的si浓度的1/3以下且mn浓度为钢板的成分组成的mn浓度的1/3以下的区域的厚度为1.0μm以上的情况下，能够确保良好的疲劳特性并获得优异的耐lme特性。另一方面，在该区域的厚度小于1.0μm的情况下，在形成角的点焊时发生lme开裂。优选该区域的厚度3.0μm以上。需要说明的是，在本发明中，优选该区域存在于自钢板表面起至15.0μm以内，该区域的厚度为1.0μm以上即可。该区域的厚度的上限没有特别限定，从获得本发明的效果的观点出发，该区域也可以最大为厚度15.0μm。需要说明的是，此处所称的si浓度及mn浓度的单位为质量％。
[0250]
自钢板表面起在板厚方向上为15.0μm以内的区域中的最小si浓度l
si
、与最小mn浓度l
mn
与钢板的板厚1/4位置处的si浓度t
si
及mn浓度t
mn
满足下述式(1)。
[0251]
l
si
l
mn
≤(t
si
t
mn
)/4
……
(1)
[0252]
满足上述式(1)在本发明中是非常重要的发明构成要件。在满足上述式(1)的情况下，能够确保良好的疲劳特性并获得优异的耐lme特性。另一方面，在l
si
l
mn
＞(t
si
t
mn
)/4的情况下，在形成角的点焊时发生lme开裂。
[0253]
另外，优选上述mn浓度l
mn
、上述mn浓度t
mn
满足下述式(2)。在满足下述式(2)情况下，能够确保更加良好的疲劳特性并获得更加优异的耐lme特性。
[0254]
l
mn
≤t
mn
/3
……
(2)
[0255]
钢板的板厚1/4位置处的si浓度t
si
及mn浓度t
mn
通过使用场发射型电子探针显微分析仪(fe-epma：field emission-electron probe micro analyzer)，在钢板的板厚1/4位置处任意进行10个点的电子束直径为1μm的点分析并对其取平均而求出。另外，自钢板表面起在板厚方向上为4.9μm以内的区域中的si浓度使用场发射型电子探针显微分析仪，以0.1μm的电子束直径自钢板表面起在板厚方向上进行线分析，获得自钢板表面起在板厚方向上为0～4.9μm中的si浓度的浓度分布。在此，将该浓度分布中的最小si浓度设为上述浓度l
si
。
[0256]
另外，对于自钢板表面起在板厚方向上为4.9μm以内的区域中的mn浓度而言，也使用场发射型电子探针显微分析仪，以0.1μm的电子束直径自钢板表面起在板厚方向上进行
线分析，获得自钢板表面起在板厚方向上为0～4.9μm中的mn浓度的浓度分布。在此，将该浓度分布中的最小mn浓度设为上述浓度l
mn
。
[0257]
另外，在对自钢板表面起在板厚方向上为15.0μm以内的区域中的si浓度及mn浓度进行控制的情况下，自钢板表面起在板厚方向上为15.0μm以内的区域中的si浓度也使用场发射型电子探针显微分析仪，以0.1μm的电子束直径自钢板表面起在板厚方向上进行线分析，获得自钢板表面起在板厚方向上为0～15.0μm中的si浓度的浓度分布。在此，将该浓度分布中的最小si浓度设为上述浓度l
si
。另外，自钢板表面起在板厚方向上为15.0μm以内的区域中的mn浓度也使用场发射型电子探针显微分析仪，以0.1μm的电子束直径自钢板表面起在板厚方向上进行线分析，获得自钢板表面起在板厚方向上为0～15.0μm中的mn浓度的浓度分布。在此，将该浓度分布中的最小mn浓度设为上述浓度l
mn
。
[0258]
需要说明的是，此处所称的si浓度、mn浓度、l
si
、t
si
、l
mn
及t
mn
的单位为质量％。另外，本发明中的使用场发射型电子探针显微分析仪的si浓度及mn浓度的测定选择10个在进行测定的位置没有粒状物的部位来实施，将其平均值分别设为si浓度及mn浓度。
[0259]
软质层的厚度：1.0μm以上50.0μm以下
[0260]
本发明中所称的软质层是硬度相对于自钢板表面起板厚1/4位置处的硬度而言为65％以下的区域。通过自钢板表面起在板厚方向上具有厚度为1.0μm以上50.0μm以下的软质层，从而能够获得更优异的拉伸凸缘性及耐lme特性。为了获得这种效果，优选自钢板表面起在板厚方向上具有厚度为1.0μm以上的软质层。另一方面，为了确保良好的耐延迟断裂特性和1180mpa以上的ts，优选具有自钢板表面起在板厚方向上厚度为50.0μm以下的软质层。另外，更加优选具有自钢板表面起在板厚方向上厚度为40.0μm以下的软质层。
[0261]
需要说明的是，软质层也可以存在于与上述“在自钢板表面起在板厚方向上为4.9μm以内的区域中，si浓度为钢板的成分组成的si浓度的1/3以下且mn浓度为钢板的成分组成的mn浓度的1/3以下的区域”重复的区域。
[0262]
另外，软质层也可以存在于与上述“在自钢板表面起在板厚方向上为15.0μm以内的区域中，si浓度为钢板的成分组成的si浓度的1/3以下且mn浓度为钢板的成分组成的mn浓度的1/3以下的区域”重复的区域。
[0263]
软质层的测定方法如下。在通过湿式研磨使与钢板的轧制方向平行的板厚截面(l截面：与轧制方向平行且与钢板表面垂直的截面)平滑化后，使用维氏硬度计，以载荷10gf从自钢板表面起在板厚方向上为1μm的位置至板厚方向100μm的位置为止，以1μm间隔进行测定。然后至板厚中心为止以20μm间隔进行测定。将硬度与板厚1/4位置的硬度相比减小至65％以下的区域定义为软质层，将该区域的板厚方向的厚度定义为软质层的厚度。
[0264]
在自钢板表面起在板厚方向上为4.9μm以内的区域中，包含si及/或mn的氧化物的晶粒的平均粒径为1μm以上15μm以下
[0265]
本发明所称的包含si及/或mn的氧化物的晶粒表示晶粒内包含1个以上si及/或mn的粒状氧化物的氧化物粒子。在自钢板表面起在板厚方向上为4.9μm以内的区域中，在包含si及/或mn的氧化物的晶粒的平均粒径为1μm以上的情况下，由于晶粒自身具有良好的变形能力而可获得更加良好的耐lme特性。另外，在自钢板表面起在板厚方向上为4.9μm以内的区域中，在包含si及/或mn的氧化物的晶粒的平均粒径为15μm以下的情况下，可获得更加良好的耐延迟断裂特性。因此，优选该平均粒径为1μm以上15μm以下。
[0266]
在本发明中，通过对钢板的截面(l截面)进行sem观察和能量分散型x射线分析(edx)，从而确定在自钢板表面起在板厚方向上为4.9μm以内的区域中的氧化物的种类，测定包含si及/或mn的氧化物的晶粒的平均粒径。晶粒的平均粒径是在钢板的截面(l截面)中，针对与钢板表面平行的方向通过切片法测定并求出的粒径长度的平均值。
[0267]
在自钢板表面起在板厚方向上为15.0μm以内的区域中，包含si及/或mn的氧化物的晶粒的平均粒径为1μm以上15μm以下
[0268]
另外，在对自钢板表面起在板厚方向上为15.0μm以内的区域的si浓度及mn浓度进行控制的情况下，本发明所称的包含si及/或mn的氧化物的晶粒也表示晶粒内包含1个以上si及/或mn的粒状氧化物的氧化物粒子。在自钢板表面起在板厚方向上为15.0μm以内的区域中，在包含si及/或mn的氧化物的晶粒的平均粒径为1μm以上的情况下，晶粒自身具有良好的变形能力，因此可获得更加良好的耐lme特性。另外，在自钢板表面起在板厚方向上为15.0μm以内的区域中，在包含si及/或mn的氧化物的晶粒的平均粒径为15μm以下的情况下，可获得更加良好的疲劳特性。因此，优选使该平均粒径为1μm以上15μm以下。
[0269]
在本发明中，通过对钢板的截面(l截面)进行sem观察和能量分散型x射线分析(edx)，从而确定在自钢板表面起在板厚方向上为15.0μm以内的区域中的氧化物的种类，测定包含si及/或mn的氧化物的晶粒的平均粒径。晶粒的平均粒径是在钢板的截面(l截面)中，针对与钢板表面平行的方向通过切片法测定并求出的粒径长度的平均值。
[0270]
本发明的钢板也可以在钢板表面具有熔融镀锌层或合金化熔融镀锌层。熔融镀锌层及合金化熔融镀锌层的组成均没有特别限定，可以通过任意方法形成。熔融镀锌层例如具有下述组成：含有fe：20质量％以下、al：0.001质量％以上1.0质量％以下，此外，含有合计为0质量％以上3.5质量％以下的从由pb、sb、si、sn、mg、mn、ni、cr、co、ca、cu、li、ti、be、bi及rem组成的组中选择的1种或2种以上，余量为zn及不可避免的杂质。优选熔融镀锌层中的fe含量低于7质量％。另外，优选合金化熔融镀锌层中的fe含量为7质量％以上，更加优选为8质量％以上。另外，优选合金化熔融镀锌层中的fe含量为15质量％以下，更加优选为12质量％以下。
[0271]
另外，镀覆的附着量没有特别限定，优选将钢板每单面的镀覆附着量设为20～80g/m2。
[0272]
钢板中包含的扩散性氢量：0.50质量ppm以下
[0273]
从获得更加优异的拉伸凸缘性(扩孔性)的观点出发，优选本发明的钢板使钢板中包含的扩散性氢量为0.50质量ppm以下。另外，更加优选为钢板中包含的扩散性氢量0.35质量ppm以下。需要说明的是，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的角度出发，钢板中的扩散性氢量为0.01质量ppm以上的情况很多。需要说明的是，对扩散性氢量进行测定的钢板除了不具有镀覆层的钢板以外，也可以是具有熔融镀锌层或合金化熔融镀锌层的钢板的母材钢板。另外，扩散性氢量的测定既可以对实施了冲裁加工及拉伸凸缘成型等成型加工的部件的母材钢板进行，也可以对将成型加工后的钢板焊接而制造的制品(部件)的母材钢板进行。需要说明的是，对于将钢板成型加工、焊接后的制品(部件)，在从放置在通常的使用环境中的该制品切出样品并对钢中的扩散性氢量进行测定时，若钢中包含的扩散性氢量为0.50质量ppm以下，则视为成型加工、焊接前也为0.50质量ppm以下。
[0274]
在此，钢板中包含的扩散性氢量的测定方法如下。在冷轧钢板的情况下，采集长度为30mm、宽度为5mm的试验片。在钢板表面具有熔融镀锌层或合金化熔融镀锌层的钢板的情况下，采集长度为30mm、宽度为5mm的试验片，并对熔融镀锌层或合金化熔融镀锌层进行碱去除。然后，通过升温脱离分析法测定从试验片释放的氢量。具体来说，在以升温速度200℃/h从室温连续加热至300℃后冷却至室温，测定从室温至210℃为止从试验片释放的累积氢量，作为钢板中的扩散性氢量。
[0275]
需要说明的是，本发明的钢板的板厚没有特别限定，优选为0.5mm以上3.0mm以下。
[0276]
以下，说明本发明的钢板的制造方法。此外，只要没有特别说明，以下说明的对钢坯(钢素材)、钢板等进行加热或冷却时的温度表示钢坯、钢板等的表面温度。
[0277]
第一实施方式
[0278]
本发明的钢板的制造方法的第一实施方式具有下述工序：热轧工序，其中，对具有上述成分组成的钢坯实施热轧，于450℃以上750℃以下的卷取温度进行卷取；冷轧工序，其中，将热轧工序后的钢板在400℃以上的温度范围内保持3600秒以上，在酸洗后，以压下率30％以上实施冷轧；第一退火工序，其中，将冷轧工序后的钢板在820℃以上的温度范围内保持20秒以上；第二退火工序，其中，在将钢板在露点为-35℃以上的气氛中在740℃以上900℃以下的温度范围内保持20秒以上后，在自该温度范围起至550℃为止的平均冷却速度为8℃/秒以上的条件下冷却至150℃以上300℃以下的冷却停止温度，在自740℃起冷却至该冷却停止温度时用半径100mm以上1000mm以下的辊进行合计3次以上15次以下的弯曲及弯曲恢复；和再加热工序，其中，将第二退火工序后的钢板再加热至(冷却停止温度 50℃)以上500℃以下的温度范围，在该温度范围内保持保持10秒以上。以下说明第一实施方式的钢板的制造方法。
[0279]
首先，制造具有上述成分组成的钢坯。先对钢素材进行熔炼以制成具有上述成分组成的钢液。熔炼方法没有特别限定，转炉熔炼、电炉熔炼等公知的熔炼方法均适合。使所得到的钢液凝固来制造钢坯(坯料)。从钢液制造钢坯的方法没有特别限定，能够使用连续铸造法、铸锭法或薄坯料铸造法等。为了防止微偏析，优选通过连续铸造法来制造钢坯。
[0280]
接下来，对所制造的钢坯实施包含粗轧及精轧的热轧以制成热轧钢板。
[0281]
在一例中，使按照上述方式制造的钢坯暂时冷却至室温，然后在坯料加热后进行进行轧制。从碳化物溶解、轧制载荷减小的观点出发，优选坯料加热温度为1100℃以上。另外，为了防止氧化皮损失增大，优选坯料加热温度为1300℃以下。需要说明的是，坯料加热温度以加热时的坯料表面的温度为基准。
[0282]
除此以外，热轧也可以应用节能工艺来进行。作为节能工艺，能够举出不将制造的钢坯冷却至室温而保持热片的状态直接放入加热炉进行热轧的直接轧制、或对所制造的钢坯进行稍微的保温后立即进行轧制的直接轧制等。
[0283]
接下来，以通常的条件对钢坯实施粗轧，制成薄板条。对该薄板条实施精轧以制成热轧钢板。需要说明的是，在使坯料的加热温度降低的情况下，从防止精轧时的问题的观点出发，优选在精轧前使用棒加热器等对薄板条进行加热。为了减小轧制负荷，另外，若奥氏体的未再结晶状态下的压下率变高，则沿轧制方向伸长的异常组织发达，存在使退火板的加工性下降的可能，因此优选精轧温度为ar3相变点以上。
[0284]
需要说明的是，也可以在热轧时将粗轧板彼此接合并连续地进行精轧。另外，也可
以在精轧前将粗轧板(薄板条)暂时卷取。另外，为了减小热轧时的轧制载荷，也可以将精轧的一部分或全部设为润滑轧制。从钢板形状的均匀化及材质的均匀化的观点出发，进行润滑轧制也是有效的。需要说明的是，优选润滑轧制时的摩擦系数为0.10以上0.25以下的范围。
[0285]
卷取温度：450℃以上750℃以下
[0286]
在对钢坯实施热轧后，对热轧钢板进行卷取而回收。通过将卷取温度设为450℃以上，从而c向热轧时生成的氧化皮扩散。即，促进钢板表面附近的脱碳，容易自退火后的钢板的钢板表面起沿板厚方向形成期望厚度的软质层。此外，在自退火后的钢板的钢板表面起在板厚方向上为4.9μm以内的区域中，能够形成si浓度为钢板的成分组成的si浓度的1/3以下且mn浓度为钢板的成分组成的mn浓度的1/3以下的区域。其结果，能够确保良好的耐延迟断裂特性并获得优异的耐lme特性。另一方面，若卷取温度超过750℃，则在退火后的钢板中，自钢板表面起沿板厚方向形成厚度过大的软质层，存在难以确保良好的耐延迟断裂特性的可能性。因此，将热轧后的卷取温度设为450℃以上750℃以下。另外，在自退火后的钢板的钢板表面起在板厚方向上为4.9μm以内的区域中，为了使si浓度为钢板的成分组成的si浓度的1/3以下且mn浓度为钢板的成分组成的mn浓度的1/3以下的区域形成为1.0μm以上，优选热轧后的卷取温度为550℃以上。另外，优选热轧后的卷取温度为700℃以下。进一步地，在自退火后的钢板的钢板表面起在板厚方向上为15.0μm以内的区域中，为了使si浓度为钢板的成分组成的si浓度的1/3以下且mn浓度为钢板的成分组成的mn浓度的1/3以下的区域形成为1.0μm以上，优选热轧后的卷取温度为600℃以上。另外，优选热轧后的卷取温度为750℃以下。
[0287]
400℃以上的温度范围的保持时间：3600秒以上
[0288]
这在本发明中是非常重要的发明构成要件。在进行热轧钢板卷取后，使400℃以上的温度范围的保持时间为3600秒以上，从而c向热轧时生成的氧化皮扩散。即，促进钢板表面附近的脱碳，容易在自退火后的钢板的钢板表面起在板厚方向上形成期望厚度的软质层。此外，在自退火后的钢板的钢板表面起在板厚方向上为4.9μm以内的区域中，能够形成si浓度为钢板的成分组成的si浓度的1/3以下且mn浓度为钢板的成分组成的mn浓度的1/3以下的区域。另外，在自退火后的钢板的钢板表面起在板厚方向上为15.0μm以内的区域中，能够形成si浓度为钢板的成分组成的si浓度的1/3以下且mn浓度为钢板的成分组成的mn浓度的1/3以下的区域。其结果，能够确保良好的耐延迟断裂特性并获得优异的耐lme特性。因此，卷取后的400℃以上的温度范围的保持时间设为3600秒以上。优选该保持时间为10000秒以上。另外，该保持时间的上限没有特别限定，即使保持超过10个小时，效果也饱和，因此优选该保持时间为10小时以下。
[0289]
接下来，对热轧钢板实施酸洗。由于能够通过酸洗将钢板表面的氧化物除去，因此对于确保最终制品的钢板中的良好的化学转化处理性、镀覆品质是重要的。需要说明的是，酸洗既可以仅进行一次，也可以分多次进行。
[0290]
接下来，对酸洗后的热轧钢板实施冷轧以制成冷轧钢板。在本发明中，通过串联式的多支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。
[0291]
冷轧的压下率：30％以上
[0292]
通过将冷轧的压下率设为30％以上，从而下一工序中的升温时的再结晶进行，能
够使铁素体的面积率为5％以上。其结果，能够获得良好的延展性。因此，冷轧的压下率设为30％以上，优选为35％以上。另一方面，冷轧的压下率的上限没有特别限定，但若压下率超过75％，则钢板的形状发生不良，存在最终钢板的锌镀覆的附着量变得不均匀的情况。因此，优选冷轧的压下率为75％以下，更加优选为70％以下。
[0293]
需要说明的是，冷轧的轧制道次的次数、以及最终道次及最终道次的前一道次以外的道次的压下率没有特别限定。
[0294]
接下来，对按照上述方式得到的冷轧钢板进行退火。通过在本发明中进行两次退火，从而能够生成微细的残余奥氏体，能够提高延展性及拉伸凸缘性(扩孔性)。
[0295]
第1次退火中的退火温度：820℃以上、保持时间：20秒以上
[0296]
在第1次退火工序(第一退火工序)中，将冷轧后的钢板在820℃以上的温度范围内保持20秒以上。在退火温度低于820℃以上或在其温度范围内的保持时间少于20秒时，成为在铁素体和奥氏体的二相区域中的热处理，因此第2次退火后的组织中的铁素体的面积率增加，此外，马氏体的面积率也增加，因此ys降低。另外，随着马氏体的面积率的增加而钢板中的扩散性氢量也增加，因此，冲裁后的孔隙的生成量减少、拉伸凸缘性(扩孔性)降低。另外，优选第1次退火中的退火温度为830℃以上。另外，优选第1次退火中的退火温度为920℃以下。另外，第1次退火中的退火温度调价下的保持时间没有特别限定，从强度确保的观点出发，优选为600秒以下。
[0297]
在根据需要将第1次退火工序(第一退火工序)后的钢板冷却至室温并实施酸洗处理后，进行接下来的第2次退火。
[0298]
需要说明的是，自退火温度起进行冷却的冷却方法没有特别限定，能够应用气体喷射冷却、辊冷却、喷雾冷却、水冷及空冷等冷却方法。
[0299]
第2次退火中的退火温度：740℃以上900℃以下、保持时间：20秒以上、露点：-35℃以上
[0300]
在第2次退火工序(第二退火工序)中，首先，将第1次退火工序(第一退火工序)后的钢板在露点为-35℃以上的气氛中在740℃以上900℃以下的温度范围内保持20秒以上。在退火温度低于740℃或在该温度范围内保持的保持时间少于20秒时，在铁素体和奥氏体的二相区域中的加热中的、奥氏体的生成比例变得不充分，因此退火后的回火马氏体及马氏体的面积率以及残余奥氏体的体积率减少，另外，铁素体的面积率增加，变得难以使ts为1180mpa以上。另一方面，若退火温度超过900℃，则在奥氏体单相域的加热中发生奥氏体的晶粒生长，因此退火后的铁素体的面积率及残余奥氏体的体积率减少，el降低。因此，第2次退火温度设为740℃以上900℃以下。优选第2次退火中的退火温度为760℃以上。另外，优选第2次退火中的退火温度为860℃以下。需要说明的是，第2次退火中的退火温度条件下的保持时间没有特别限定，优选为600秒以下。
[0301]
另外，使上述第2次退火中的退火温度中的气氛的露点为-35℃以上。由此，在自钢板表面起在板厚方向上为4.9μm以内的区域中，能够形成厚度为1.0μm以上的si浓度为钢板的成分组成的si浓度的1/3以下且mn浓度为钢板的成分组成的mn浓度的1/3以下的区域。另外，自钢板表面起在板厚方向上为4.9μm以内的区域中的最小si浓度l
si
及最小mn浓度l
mn
、与钢板的板厚1/4位置处的si浓度t
si
及mn浓度t
mn
满足l
si
l
mn
≤(t
si
t
mn
)/4。由此，能够确保优异的耐延迟断裂特性并获得优异的耐lme特性。另外，容易在自钢板表面起在板厚方向上
形成期望厚度的软质层，容易确保更加优异的耐延迟断裂特性并获得更加优异的耐lme特性。需要说明的是，上述第2次退火温度条件下的露点的上限没有特别规定，为了使ts在优选范围内，优选为15℃以下，更加优选为5℃以下。优选上述第2次退火温度条件下的露点为-20℃以上，更加优选为-10℃以上。在自钢板表面起在板厚方向上为4.9μm以内的区域中，能够形成厚度为1.0μm以上的si浓度为钢板的成分组成的si浓度的1/3以下且mn浓度为钢板的成分组成的mn浓度的1/3以下的区域。
[0302]
另外，为了在自钢板表面起在板厚方向上为15.0μm以内的区域中，形成厚度为1.0μm以上的si浓度为钢板的成分组成的si浓度的1/3以下且mn浓度为钢板的成分组成的mn浓度的1/3以下的区域，需要使第2次退火温度条件下的露点为-35℃以上20℃以下。优选为-20℃以上。通过这样的控制，从而自钢板表面起在板厚方向上为15.0μm以内的区域中的最小si浓度l
si
及最小mn浓度l
mn
、与钢板的板厚1/4位置处的si浓度t
si
及mn浓度t
mn
满足l
si
l
mn
≤(t
si
t
mn
)/4。由此，能够确保最优异的疲劳特性并获得优异的耐lme特性。
[0303]
第2次退火中的自退火温度起至550℃为止的平均冷却速度：8℃/秒以上
[0304]
在自退火温度起至550℃为止的平均冷却速度为8℃/秒以上的条件下，将第2次退火处理后的钢板冷却至150℃以上300℃以下的冷却停止温度。通过使平均冷却速度为8℃/秒以上，从而能够将铁素体的面积率控制在期望的范围内，因此能够使ys在期望的范围内。另外，能够抑制作为软质相的铁素体与作为硬质相的淬火马氏体之间的碳分配，因此拉伸凸缘性(扩孔性)提高。优选平均冷却速度为12℃/秒以上。需要说明的是，平均冷却速度的上限没有特别规定，若平均冷却速度超过100℃/秒，则存在在退火中侵入钢板中的扩散性氢在冷却中无法脱离的可能性，钢板中的扩散性氢量增大，存在难以提高拉伸凸缘性(扩孔性)及耐lme特性的可能性。因此，从进一步提高弯曲性及耐lme特性的观点出发，优选平均冷却速度为100℃/秒以下。需要说明的是，冷却方法没有特别限定，能够应用气体喷射冷却、辊冷却、喷雾冷却、水冷及空冷等冷却方法。
[0305]
冷却停止温度：150℃以上300℃以下
[0306]
在上述第2次退火后，冷却至150℃以上300℃以下的冷却停止温度。通过将冷却停止温度冷却至马氏体相变开始温度以下，从而能够使在后述的再加热工序中生成的回火马氏体的面积率增加、使残余奥氏体的体积率在期望的范围内。另外，通过在冷却停止时刻使奥氏体的一部分进行马氏体相变，从而能够减少钢板中的扩散性氢量，其结果，能够减少冲裁后的孔隙的生成量、提高拉伸凸缘性。若冷却停止温度低于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期望的范围内，延展性降低。另一方面，若冷却停止温度超过300℃，则马氏体的面积率增加，因此存在ys降低的情况。另外，随着马氏体的面积率的增加，钢板中的扩散性氢量也增加，因此冲裁后的孔隙的生成量减少、拉伸凸缘性(扩孔性)降低。因此，冷却停止温度为150℃以上300℃以下。优选冷却停止温度为170℃以上，更加优选为180℃以上。另外，优选冷却停止温度为270℃以下，更加优选为240℃以下。需要说明的是，上述冷却中的自550℃起至上述冷却停止温度的平均冷却速度没有特别限定，通常优选为1℃/秒以上50℃/秒以下。
[0307]
自740℃起冷却至上述冷却停止温度为止时的、用半径100mm以上1000mm以下的辊的弯曲及弯曲恢复次数：合计3次以上15次以下
[0308]
在第2次退火后自740℃起冷却至上述冷却停止温度为止时，用半径100mm以上
1000mm以下的辊实施合计3次以上15次以下的弯曲及弯曲恢复。弯曲及弯曲恢复的合计为3次以上，在钢板表面附近导入弯曲应变，在自钢板表面起在板厚方向上为4.9μm以内的区域中，能够形成厚度为1.0μm以上的si浓度为钢板的成分组成的si浓度的1/3以下且mn浓度为钢板的成分组成的mn浓度的1/3以下的区域。另外，该弯曲及弯曲恢复的合计为3次以上，在钢板表面附近导入弯曲应变，在自钢板表面起在板厚方向上为15.0μm以内的区域中，能够形成厚度为1.0μm以上的si浓度为钢板的成分组成的si浓度的1/3以下且mn浓度为钢板的成分组成的mn浓度的1/3以下的区域。
[0309]
另外，该弯曲及弯曲恢复的合计为3次以上，自钢板表面起在板厚方向上为4.9μm以内的区域中的最小si浓度l
si
及最小mn浓度l
mn
、与钢板的板厚1/4位置处的si浓度t
si
及mn浓度t
mn
能够满足l
si
l
mn
≤(t
si
t
mn
)/4。此外，在自钢板表面起在板厚方向上为4.9μm以内的区域中，容易将包含si及/或mn的氧化物的晶粒的平均粒径控制在期望的范围。
[0310]
另外，该弯曲及弯曲恢复的合计为3次以上，自钢板表面起在板厚方向上为15.0μm以内的区域中的最小si浓度l
si
及最小mn浓度l
mn
、与钢板的板厚1/4位置处的si浓度t
si
及mn浓度t
mn
能够满足l
si
l
mn
≤(t
si
t
mn
)/4。此外，在自钢板表面起在板厚方向上为15.0μm以内的区域中，容易将包含si及/或mn的氧化物的晶粒的平均粒径控制在期望的范围内。
[0311]
由此，能够确保优异的耐延迟断裂特性并获得优异的耐lme特性。另一方面，上述效果在使该弯曲及弯曲恢复的合计超过15次的情况下饱和，因此合计为15次以下。为了获得上述效果，需要使用半径为1000μm以下的辊在钢板表面附近导入适度的弯曲应变。另一方面，在设有半径小于100μm的辊的情况下，导入的弯曲应变过大，无法获得上述效果。因此，使用半径为100mm以上1000mm以下的辊。本发明所称的“弯曲及弯曲恢复”并非将弯曲和弯曲恢复合起来作为1次，而是弯曲为1次、弯曲恢复为1次来计次数。
[0312]
再加热温度：(上述冷却停止温度 50℃)以上500℃以下
[0313]
在进行上述弯曲及弯曲恢复后，将冷轧钢板再加热至(上述冷却停止温度 50℃)以上500℃以下的温度范围，在该温度范围内保持保持10秒以上。此处所称的冷却停止温度表示第2次退火后的冷却停止温度。通过将再加热温度设为(冷却停止温度 50℃)以上，从而对冷却停止时存在的马氏体进行回火，且使马氏体中过饱和固溶的c向奥氏体扩散，从而能够于室温生成稳定的奥氏体、即，生成残余奥氏体。若再加热温度低于(冷却停止温度 50℃)，则从冷却停止时生成的马氏体向未相变奥氏体的碳分配未进行，无法使残余奥氏体的体积率在期望的范围内，延展性降低。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，因此冲裁后的孔隙的生成量减少，拉伸凸缘性(扩孔性)降低。另一方面，若再加热温度超过500℃，则冷却停止时生成的马氏体的回火过度进行，因此变得难以使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℃)以上500℃以下。优选再加热温度为(冷却停止温度 80℃)以上，更加优选为(冷却停止温度 100℃)以上。另外，优选(第2次退火的)再加热温度为450℃以下。
[0314]
于再加热温度的保持时间：10秒以上
[0315]
通过于再加热温度进行保持，从而从冷却停止时生成的马氏体向未相变奥氏体的碳分配进行，能够将残余奥氏体的体积率实现为期望的范围。在于再加热温度的保持时间少于10秒的情况下，由于从冷却停止时生成的马氏体向未相变奥氏体的碳分配未进行，因
此无法将残余奥氏体的体积率确保在期望的范围内，延展性降低。另外，马氏体的面积率增加，因此ys减少，成型时的尺寸精度降低。另外，随着马氏体的面积率的增加，钢板中的扩散性氢量也增加，因此冲裁后的孔隙的生成量减少，拉伸凸缘性(扩孔性)降低。因此，于再加热温度的保持时间为10秒以上。需要说明的是，再加热温度的保持时间的上限没有特别限定，从生产技术上的制约的角度出发，优选为1000秒以下。优选于再加热温度的保持时间为13秒以上。另外，优选为300秒以下。
[0316]
于再加热温度保持后的平均冷却速度、冷却停止温度及冷却方法没有特别限定。作为冷却方法，能够应用气体喷射冷却、喷雾冷却、辊冷却、水冷及空冷等。另外，从防止钢板表面的氧化的观点出发，优选于再加热温度保持后冷却至50℃以下，更加优选冷却至室温左右。该冷却的平均冷却速度通常为1℃/秒以上50℃/秒以下。
[0317]
本发明的钢板的制造方法也可以对经过上述制造工序得到的钢板实施调质轧制。若调质轧制的压下率超过1.50％，则钢的屈服应力上升，成型时的尺寸精度降低，因此优选为1.50％以下。需要说明的是，调质轧制中的压下率的下限没有特别限定，从生产率的观点出发，优选为0.05％以上。另外，调质轧制既可以在与用于进行上述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退火工序的退火装置不连续的装置上(离线)进行。另外，既可以通过一次轧制达成目标压下率，也可以进行多次轧制，达成合计为0.05％以上1.50％以下的压下率。需要说明的是，此处记载的轧制通常指调质轧制，若能够赋予与调质轧制相同的伸长率，则也可以是基于矫平机等的轧制。
[0318]
优选本发明的钢板的制造方法具有对经过上述制造工序得到的钢板实施熔融镀锌、或在实施熔融镀锌后再加热至450℃以上600℃以下的温度范围以实施合金化处理的镀覆工序。对钢板实施熔融镀锌的处理也可以使用构成为能够连续进行退火和熔融镀锌处理的装置来实施退火和熔融镀锌处理。需要说明的是，在对钢板实施熔融镀锌的情况下，在将钢板浸渍在440℃以上500℃以下的镀锌浴中而实施熔融镀锌处理后，通过气体擦拭等来调节镀覆附着量。作为熔融镀锌，优选使用al含量为0.10质量％以上0.23质量％以下、余量为zn及不可避免的杂质的组成的镀锌浴。另外，优选的是，在对钢板实施合金化熔融镀锌的情况下，在对钢板实施熔融镀锌处理后于450℃以上600℃以下的温度范围实施镀锌的合金化处理。若合金化温度低于450℃，则zn-fe合金化速度变得过慢，存在合金化变得显著困难的可能性。另一方面，若合金化温度超过600℃，则存在未相变奥氏体相变为珠光体、ts及延展性降低的情况。因此，在进行镀锌的合金化处理时，优选于450℃以上600℃以下的温度范围实施合金化处理，更加优选为470℃以上。另外，更加优选为550℃以下，进一步优选为530℃以下。
[0319]
另外，优选熔融镀锌钢板(gi)及合金化熔融镀锌钢板(ga)的镀覆附着量设为每单面20～80g/m2(双面镀覆)。镀覆的附着量能够在镀锌后通过进行气体擦拭等来调节。
[0320]
如上所述，也可以在将实施了镀覆处理的钢板冷却至50℃以下后以0.05％以上1.00％以下的伸长率进行轧制。另外，更加优选冷却至50℃以下后的轧制的伸长率为0.10％以上。另外，更加优选为0.70％以下。
[0321]
冷却至50℃以下后的轧制既可以在与用于进行上述镀锌处理的镀覆装置连续的装置上(在线)进行，也可以在与用于进行镀锌处理的镀覆装置不连续的装置上(离线)进行。另外，既可以通过一次轧制达成目标伸长率，也可以进行多次轧制来达成合计为0.05％
以上1.00％以下的伸长率。需要说明的是，此处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相同的伸长率，也可以是基于矫平机的加工等方法进行的轧制。
[0322]
优选本发明的钢板的制造方法在上述再加热工序后，具有将钢板在50℃以上300℃以下的温度范围内保持0.5小时以上72.0小时以下的脱氢处理工序。在对钢板实施熔融镀锌或合金化熔融镀锌的情况下，优选在镀覆工序后具有脱氢处理工序。通过脱氢处理工序，能够进一步减少钢板中的扩散性氢量，其结果，冲裁后的孔隙的生成量减少，能够进一步提高拉伸凸缘性(扩孔性)。在超过300℃的温度范围内保持的情况、或保持超过72.0小时的情况下，存在由于回火而变得难以确保期望的ts的可能性。另外，在于低于50℃进行保持或保持不足0.5小时的情况下，存在无法充分获得钢板中的扩散性氢量减少的效果的可能性。因此，在脱氢处理工序中，优选将镀覆工序后的钢板在50℃以上300℃以下的温度范围内保持0.5小时以上72.0小时以下。另外，更加优选在脱氢处理工序中，将镀覆工序后的钢板在从室温至70℃以上的温度范围内进行保持。另外，更加优选在该200℃以下的温度范围内于200℃以下进行保持。另外，更加优选保持的时间为1小时以上。另外，更加优选保持的时间为36.0小时以下。
[0323]
需要说明的是，上述条件以外的制造条件能够使用常规方法中的条件。
[0324]
第二实施方式
[0325]
接下来，说明本发明的钢板的制造方法的第二实施方式。本发明的钢板的制造方法的第二实施方式具有下述工序：热轧工序，其中，对具有上述成分组成的钢坯实施热轧，于450℃以上750℃以下的卷取温度进行卷取；冷轧工序，其中，将热轧工序后的钢板在400℃以上的温度范围内保持3600秒以上，在酸洗后，以压下率30％以上实施冷轧；第一退火工序，其中，将冷轧工序后的钢板在820℃以上的温度范围内保持20秒以上；第二退火工序，其中，在将第一退火工序后的钢板在露点为-35℃以上的气氛中在740℃以上900℃以下的温度范围内保持保持20秒以上后，在自该温度范围起至550℃为止的平均冷却速度为8℃/秒以上的条件下冷却至350℃以上500℃以下的冷却停止温度，在自740℃起冷却至该冷却停止温度时用半径100mm以上1000mm以下的辊进行合计3次以上15次以下的弯曲及弯曲恢复；镀覆工序，其中，对第二退火工序后的钢板实施熔融镀锌、或在实施熔融镀锌后再加热至450℃以上600℃以下的温度范围以实施合金化处理；和再加热工序，其中，将镀覆工序后的钢板冷却至50℃以上350℃以下的冷却停止温度后，再加热至超过该冷却停止温度且为300℃以上500℃以下的温度并保持10秒以上。另外，第二实施方式也与第一实施方式同样地，优选在再加热工序后具有将钢板在50℃以上300℃以下的温度范围内保持0.5小时以上72.0小时以下的脱氢处理工序。
[0326]
在第二实施方式的说明中，仅说明与第一实施方式不同的条件。
[0327]
第2次退火后的冷却停止温度：350℃以上500℃以下
[0328]
在第二实施方式中，在第二退火工序中，将第一退火工序后的钢板在露点为-35℃以上的气氛中在740℃以上900℃以下的温度范围内保持保持20秒以上后，在自该温度范围起至550℃为止的平均冷却速度为8℃/秒以上的条件下冷却至350℃以上500℃以下的冷却停止温度，在自740℃起冷却至该冷却停止温度时用半径100mm以上1000mm以下的辊进行合计3次以上15次以下的弯曲及弯曲恢复。在第二实施方式中，与第一实施方式不同，在第2次退火后，冷却至350℃以上500℃以下的冷却停止温度。在第二实施方式中，从抑制镀覆工序
前的组织相变的观点出发，将冷却停止温度设为350℃以上。另外，从抑制珠光体生成的观点出发，将冷却停止温度设为500℃以下。
[0329]
对镀覆工序后的钢板进行冷却时的冷却停止温度：50℃以上350℃以下
[0330]
在第二实施方式中，在第二退火工序后进行镀覆工序，并具有再加热工序，在该再加热工序中，在将镀覆工序后的钢板冷却至50℃以上350℃以下的冷却停止温度后，再加热至超过该冷却停止温度且为300℃以上500℃以下的温度并保持10秒以上。在再加热工序中，如上所述，在镀覆工序后，将钢板冷却至50℃以上350℃以下的冷却停止温度。通过将冷却停止温度设为马氏体相变开始温度以下，从而能够使在后述的再加热后的保持工序中生成的回火马氏体的面积率增加，使残余奥氏体的体积率在期望的范围内。另外，在冷却停止时刻使奥氏体的一部分发生马氏体相变，从而能够减少钢板中的扩散性氢量，其结果，能够减少冲裁后的孔隙的生成量、提高拉伸凸缘性。若冷却停止温度低于50℃，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，因此无法将残余奥氏体的体积率确保在期望的范围内，延展性降低。另一方面，若冷却停止温度超过350℃，则马氏体的面积率增加，因此ys降低。另外，随着马氏体的面积率的增加，钢板中的扩散性氢量也增加，因此冲裁后的孔隙的生成量减少，拉伸凸缘性(扩孔性)降低。因此，冷却停止温度为50℃以上350℃以下。优选冷却停止温度为100℃以上，更加优选为170℃以上。另外，优选冷却停止温度为300℃以下，更加优选为270℃以下。
[0331]
再加热温度：超过冷却停止温度且300℃以上500℃以下、再加热时间：10秒以上
[0332]
通过于超过冷却停止温度且300℃以上500℃以下的再加热温度进行保持，从而从冷却停止时生成的马氏体向未相变奥氏体的碳分配进行，能够将残余奥氏体的体积率实现在期望的范围内。在此，冷却停止温度表示再加热前使钢板冷却时的冷却停止温度。在于再加热温度的保持时间少于10秒的情况下，由于从冷却停止时生成的马氏体向未相变奥氏体的碳分配未进行，因此无法将残余奥氏体的体积率确保在期望的范围内，延展性降低。另外，马氏体的面积率增加，因此ys减少，成型时的尺寸精度降低。另外，随着马氏体的面积率的增加，钢板中的扩散性氢量也增加，因此冲裁后的孔隙的生成量减少，拉伸凸缘性(扩孔性)降低。因此，于第二再加热温度的保持时间为10秒以上。需要说明的是，于第二再加热温度的保持时间的上限没有特别限定，从生产技术上的制约的角度出发，优选为1000秒以下。优选于第二再加热温度的保持时间为13秒以上、300秒以下。
[0333]
于再加热温度保持后的平均冷却速度、冷却停止温度及冷却方法没有特别限定。作为冷却方法，能够应用气体喷射冷却、喷雾冷却、辊冷却、水冷及空冷等。另外，从防止钢板表面的氧化的观点出发，优选于第一再加热温度保持后冷却至50℃以下，更加优选冷却至室温左右。该冷却的平均冷却速度通常为1℃/秒以上50℃/秒以下。
[0334]
需要说明的是，在以上说明的本发明的制造方法中的一连串热处理中，若为上述温度范围内，则保持温度无需恒定，另外，在冷却速度在冷却中变化的情况下，若为规定的范围内，则不会损害本发明的主旨。另外，只要满足热历史，则钢板可以用任意设备实施热处理。
[0335]
接下来，说明本发明的部件及其制造方法。
[0336]
本发明的部件是对本发明的钢板实施成型加工及焊接中的至少一者而成的。另外，本发明的部件的制造方法具有对通过本发明的钢板的制造方法制造的钢板实施成型加
工及焊接中的至少一者的工序。
[0337]
本发明的钢板的拉伸强度(ts)为1180mpa以上，屈服应力(ys)高并具有优异的延展性、拉伸凸缘性(扩孔性)、耐延迟断裂特性及耐lme特性。因此，使用本发明的钢板得到的部件适用于以中柱为代表的骨架部件。
[0338]
成型加工能够无限制地使用冲压加工等通常的加工方法。另外，焊接能够无限制地使用点焊、电弧焊等通常的焊接。
[0339]
实施例
[0340]
[实施例1]
[0341]
参照实施例具体地说明本发明。本发明的范围不限定于以下的实施例。
[0342]
将具有表1示出的成分组成、余量为fe及不可避免的杂质的钢素材在转炉中熔炼，通过连续铸造法制成钢坯。将所得到的钢坯加热至1250℃并进行粗轧。接下来，于精轧温度900℃实施精轧，以表2示出的多种卷取温度进行卷取，制成热轧钢板。接下来，以表2示出的条件经过冷轧工序、第一退火工序及第二退火工序得到冷轧钢板(cr)。
[0343]
接下来，如下所述，经过第一实施方式或第二实施方式的制造工序得到钢板。
[0344]
在第一实施方式中，在上述第二退火工序后，以表2示出的条件进行再加热处理。接下来，以表2示出的条件对一部分的钢板进行镀覆处理。接下来，以表2示出的条件对一部分的钢板进行脱氢处理得到钢板。
[0345]
在第二实施方式中，在上述第二退火工序后，以表2示出的条件进行镀覆工序。接下来，以表2示出的条件进行再加热工序，得到钢板。
[0346]
需要说明的是，在第一实施方式的发明例中，上述第二退火工序中的退火后的冷却停止温度如表2所示设为150℃以上300℃以下的范围内。另外，在第二实施方式中的发明例中，上述第二退火工序中的退火后的冷却停止温度设为350℃以上500℃以下的范围内。
[0347]
在镀覆工序中，对冷轧钢板实施镀覆处理，得到熔融镀锌钢板(gi)或合金化熔融镀锌钢板(ga)。作为熔融镀锌浴，在制造gi的情况下，使用含有al：0.20质量％、余量为zn及不可避免的杂质的锌浴。另外，在制造ga的情况下，使用含有al：0.14质量％、余量为zn及不可避免的杂质的锌浴。在制造gi、ga中的任一者的情况下，浴温均设为470℃。在制造gi的情况下，镀覆附着量设为每单面45～72g/m2(双面镀覆)左右，在制造ga的情况下，设为每单面45g/m2(双面镀覆)左右。制造ga的情况下的合金化处理于表2示出的温度进行。另外，gi的镀覆层的组成含有fe：0.1～1.0质量％、al：0.2～1.0质量％，余量为zn及不可避免的杂质。ga的镀覆层的组成含有fe：7～15质量％、al：0.1～1.0质量％，余量为zn及不可避免的杂质。
[0348]
[表1]
[0349][0350]
“‑”
表示不可避免的杂质水平的含量
[0351]
[表2-1]
[0352][0353]
[表2-2]
[0354][0355]
以按照上述方式得到的钢板及各镀覆钢板为供试钢，按照以下的试验方法评价拉伸特性、拉伸凸缘性(扩孔性)、耐lme特性及耐延迟断裂特性。另外，各钢板的铁素体的面积率、回火马氏体的面积率、贝氏体铁素体的面积率及残余奥氏体的体积率通过以下的方法测定。在自钢板表面起在板厚方向上为4.9μm以内的区域及钢板的板厚1/4位置处，分别通过以下的方法测定si浓度及mn浓度。自钢板表面起在板厚方向上存在的软质层的厚度、自钢板表面起在板厚方向上为4.9μm以内的区域的包含si及/或mn的氧化物的晶粒的平均粒径、钢板中包含的扩散性氢量也通过上述方法测定。结果示于表3。
[0356]
铁素体、贝氏体铁素体、回火马氏体的面积率的测定方法如下。面积率在板厚的1/4位置处测定。在以与钢板的轧制方向平行的板厚截面为观察面的方式切出试料后，使用金刚石研磨糊剂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，进而用3vol.％
的硝酸乙醇蚀刻而使组织显现。在加速电压为15kv的条件下，使用sem(scanning electron microscope；扫描电子显微镜)以5000倍的倍率在17μm
×
23μm的视野范围内进行3个视野观察。对所得到的组织图像，使用adobe systems公司的adobe photoshop计算3个视野的各构成组织(铁素体、贝氏体铁素体、回火马氏体)的面积除以测定面积得到的面积率，对其值取平均而求出作为各组织的面积率。
[0357]
残余奥氏体的体积率的测定方法如下。在将钢板在板厚方向(深度方向)上机械研削至板厚的1/4后，进行使用草酸的化学研磨而形成观察面。通过x射线衍射法来观察该观察面。作为入射x射线使用mo的kα线源，求出fcc铁(奥氏体)的(200)、(220)、(311)各面的衍射强度相对bcc铁的(200)、(211)、(220)各面的衍射强度之比，将该比值设为残余奥氏体的体积率。
[0358]
其他钢板的组织(余量组织)例如通过sem观察确认、判定即可。
[0359]
钢板的板厚1/4位置处的si浓度t
si
及mn浓度t
mn
使用场发射型电子探针显微分析仪(fe-epma：field emission-electron probe micro analyzer)在钢板的板厚1/4位置处任意地进行10个点的电子束直径为1μm的点分析，通过对其取平均而求出。另外，在自钢板表面起在板厚方向上为4.9μm以内的区域中的si浓度使用场发射型电子探针显微分析仪，以0.1μm的电子束直径自钢板表面起沿板厚方向进行线分析，得到自钢板表面起在板厚方向上为0～4.9μm中的si浓度的浓度分布。在此，将该浓度分布中的最小si浓度设为上述浓度l
si
。另外，自钢板表面起在板厚方向上为4.9μm以内的区域中的mn浓度也使用场发射型电子探针显微分析仪，以0.1μm的电子束直径自钢板表面起沿板厚方向进行线分析，得到自钢板表面起在板厚方向上为0～4.9μm中的mn浓度的浓度分布。在此，将该浓度分布中的最小mn浓度设为上述浓度l
mn
。需要说明的是，此处所称的si浓度、mn浓度、l
si
、t
si
、l
mn
及t
mn
的单位为质量％。另外，本发明中的使用场发射型电子探针显微分析仪的si浓度及mn浓度的测定中，选择在进行测定的位置没有粒状物的10个部位来实施，将其平均值分别设为si浓度及mn浓度。
[0360]
另外，通过对钢板的截面(l截面)进行sem观察和能量分散型x射线分析(edx)，从而确定在自钢板表面起在板厚方向上为4.9μm以内的区域中的氧化物的种类，测定包含si及/或mn的氧化物的晶粒的平均粒径。晶粒的平均粒径是在钢板的截面(l截面)中，针对与钢板表面平行的方向通过切片法测定并求出的粒径长度的平均值。
[0361]
另外，软质层的测定方法如下。在通过湿式研磨使与钢板的轧制方向平行的板厚截面(l截面：与轧制方向平行且与钢板表面垂直的截面)平滑化后，使用维氏硬度计，以载荷10gf从自钢板表面起在板厚方向上为1μm的位置至板厚方向100μm的位置为止，以1μm间隔进行测定。然后至板厚中心为止以20μm间隔进行测定。将硬度与板厚1/4位置的硬度相比减小至65％以下的区域定义为软质层，将该区域的板厚方向的厚度定义为软质层的厚度。
[0362]
另外，钢板中包含的扩散性氢量的测定方法如下。在冷轧钢板的情况下，采集长度为30mm、宽度为5mm的试验片。在钢板表面具有熔融镀锌层或合金化熔融镀锌层的钢板的情况下，采集长度为30mm、宽度为5mm的试验片，并将熔融镀锌层或合金化熔融镀锌层碱去除。然后，通过升温脱离分析法测定从试验片释放的氢量。具体来说，在以升温速度200℃/h从室温连续加热至300℃后冷却至室温，测定从室温至210℃为止从试验片释放的累积氢量，作为钢板中的扩散性氢量。
[0363]
＜拉伸特性＞
[0364]
拉伸试验基于jis z 2241进行。从所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集jis5号试验片。使用该试验片、以十字头速度为10mm/min的条件进行拉伸试验，测定ys、ts及总伸长率(el)。需要说明的是，在本发明中，将ts为1180mpa以上、ys及el满足下述的情况判断为合格。
[0365]
1180mpa≤ts＜1320mpa的情况下，700mpa≤ys，且13％≤el
[0366]
1320mpa≤ts＜1470mpa的情况下，850mpa≤ys，且11％≤el
[0367]
1470mpa≤ts的情况下，1000mpa≤ys，且9％≤el
[0368]
＜拉伸凸缘性(扩孔性)＞
[0369]
拉伸凸缘性(扩孔性)通过扩孔试验评价。扩孔试验基于jis z 2256进行。从所得到的钢板通过剪切来采集100mm
×
100mm的样品。在该样品上以12.5％的间隙冲裁直径10mm的孔。在使用内径75mm的冲模以9吨(88.26kn)的防皱压力按压孔周围的状态下，将顶角为60
°
的圆锥冲头压入孔中，测定裂纹发生极限时的孔直径。基于下式求出极限扩孔率：λ(％)，根据该极限扩孔率的值来评价扩孔性。
[0370]
λ(％)＝{(d
f-d0)/d0}
×
100
[0371]
其中，在上式中，df为裂纹发生时的孔径(mm)，d0为初始孔径(mm)。需要说明的是，在本发明中，将λ为20％以上的情况判断为拉伸凸缘性良好。
[0372]
＜耐lme特性＞
[0373]
耐lme特性通过电阻焊开裂试验来判断。将与所得到的钢板的轧制方向成直角的方向设为长边，使用1张切断为30mm
×
100mm的试验片和另1张980mpa级的熔融镀锌钢板，对二者实施电阻焊(点焊)，从而制作部件。对于在焊接机上重叠2张钢板而成的板组，使用安装于焊枪的伺服马达加压式的单相交流(50hz)的电阻焊机，在使板组倾斜5
°
的状态下实施电阻点焊。就焊接条件而言，将加压力设为3.8kn、将保持时间设为0.2秒。另外，将焊接电流设为5.7～6.2ka、将通电时间设为21个循环、将保持时间设为5个循环。焊接后将试验片切为两半，使用光学显微镜来观察截面，将未发现0.02mm以上的裂纹的情况设为lme开裂性非常良好(
◎
)，将发生了裂纹但裂纹为0.02mm以上且低于0.1mm的情况设为lme开裂性良好(〇)，将发现0.1mm以上的裂纹的情况设为lme开裂性不良(
×
)。
[0374]
＜耐延迟断裂特性＞
[0375]
耐延迟断裂特性利用使用了负载应力的v弯曲加工样品的。盐酸浸渍试验来判断。利用剪切采集厚度1.4mm
×
宽度30mm
×
长度110mm的试验片，对该试验片实施以宽度中央且距长度端部17.5mm的位置为中心的φ15mm的开孔加工。剪切条件为：具有压板，剪切倾角为0.5
°
，剪切间隙为15％，剪切刀具为使用了1000次以上的刀具。然后，对该试验片在弯曲半径(r)除以板厚(t)而得的r/t＝5.0的条件下实施90
°
v弯曲加工，以使得v弯曲顶点的应力成为该材料的ys
±
50mpa的方式对穿设于φ15mm孔的螺栓的紧固量进行调节。将所得负载了应力的v弯曲加工样品浸渍于盐酸，对开裂的有无进行判断。浸渍条件设为将浸渍溶液以ph＝3的盐酸进行恒定管理，将液温设为25℃，将浸渍时间设为96小时。需要说明的，本发明中，作为耐延迟断裂特性的良否判断，在盐酸浸渍试验后，在为发生1mm以上的开裂的情况下，评价为良好(〇)，将发生了1mm以上的开裂的情况下评价为不良(
×
)。
[0376]
将结果示于表3。
[0377]
[表3-1]
[0378][0379]
[表3-2]
[0380][0381]
如表3所示，本发明例的钢板的ts为1180mpa以上，屈服应力(ys)高并具有优异的延展性、拉伸凸缘性(扩孔性)、耐延迟断裂特性及耐lme特性。另一方面，对于比较例的钢板
而言，上述特性中的至少1个劣于本发明例。
[0382]
[实施例2]
[0383]
对基于实施例1的表2的制造条件no.1(本发明例)进行了锌镀覆处理的锌镀覆钢板进行冲压成型，制造本发明例的部件。此外，通过点焊将对基于实施例1的表2的制造条件no.1(本发明例)进行了锌镀覆处理的锌镀覆钢板和对基于实施例1的表2的制造条件no.3(本发明例)进行了锌镀覆处理的锌镀覆钢板接合，制造本发明例的部件。上述本发明例的部件的上述耐lme开裂性优异，评价为
“◎”
，且耐延迟断裂特性开裂性也优异，评价为“〇”。另外，上述本发明例的部件的拉伸强度(ts)为1180mpa以上，屈服应力(ys)高、并具有优异的延展性、拉伸凸缘性(扩孔性)。因此可知，这些部件适用于汽车部件等。
[0384]
另外，对从实施例1的表2的制造条件no.4(本发明例)得到的钢板进行冲压成型，制造本发明例的部件。此外，通过点焊将由实施例1的表2的制造条件no.4(本发明例)得到的钢板与由实施例1的表2的制造条件no.29(本发明例)得到的钢板接合，制造本发明例的部件。这些本发明例的部件的上述耐lme开裂性优异，评价为“〇”，且耐延迟断裂特性开裂性也优异，评价为“〇”。另外，上述本发明例的部件的拉伸强度(ts)为1180mpa以上，屈服应力(ys)高、并具有优异的延展性、拉伸凸缘性(扩孔性)。因此可知，这些部件适用于汽车部件等。
[0385]
[实施例3]
[0386]
将具有表1的u钢、t钢、at钢、au钢、或ax钢的成分组成、余量为fe及不可避免的杂质的钢素材在转炉中熔炼，通过连续铸造法制成钢坯。将所得到的钢坯加热至1250℃并进行粗轧。接下来，于精轧温度900℃实施精轧，于表4示出的多种卷取温度进行卷取，制成热轧钢板。接下来，在表4示出的条件下，经过冷轧工序、第一退火工序及第二退火工序得到冷轧钢板(cr)。
[0387]
接下来，如下所述，经过第一实施方式或第二实施方式的制造工序得到钢板。
[0388]
在第一实施方式中，在上述第二退火工序后，在表4示出的条件下进行再加热处理。接下来，在表4示出的条件下对一部分的钢板进行镀覆处理。接下来，在表4示出的条件下对一部分的钢板进行脱氢处理，得到钢板。
[0389]
在第二实施方式中，在上述第二退火工序后，在表4示出的条件下进行镀覆工序。接下来，在表4示出的条件下进行再加热工序得到钢板。
[0390]
需要说明的是，在第一实施方式的发明例中，上述第二退火工序中的退火后的冷却停止温度如表2所示，设为150℃以上300℃以下的范围内。另外，在第二实施方式中的发明例中，上述第二退火工序中的退火后的冷却停止温度设为350℃以上500℃以下的范围内。
[0391]
在镀覆工序中对冷轧钢板实施镀覆处理，得到合金化熔融镀锌钢板(ga)。作为熔融镀锌浴，使用含有al：0.14质量％、余量为zn及不可避免的杂质的锌浴。浴温设为470℃。镀覆附着量设为每单面45g/m2(两面镀覆)左右。合金化处理于表2示出的温度进行。ga的镀覆层的组成含有fe：7～15质量％、al：0.1～1.0质量％，余量为zn及不可避免的杂质。
[0392]
[表4]
[0393][0394]
以按照上述方式得到的钢板及各镀覆钢板为供试钢，按照以下的试验方法评价拉伸特性、拉伸凸缘性(扩孔性)、耐lme特性及耐延迟断裂特性。另外，各钢板的铁素体的面积
率、回火马氏体的面积率、贝氏体铁素体的面积率及残余奥氏体的体积率通过以下的方法测定。在自钢板表面起在板厚方向上为15.0μm以内的区域及钢板的板厚1/4位置处，分别通过以下的方法测定si浓度及mn浓度。自钢板表面起在板厚方向上存在的软质层的厚度、在自钢板表面起在板厚方向上为15.0μm以内的区域的包含si及/或mn的氧化物的晶粒的平均粒径、钢板中包含的扩散性氢量也通过上述方法测定。结果示于表5。
[0395]
铁素体、贝氏体铁素体、回火马氏体的面积率的测定方法如下。面积率在板厚的1/4位置处测定。在以与钢板的轧制方向平行的板厚截面成为观察面的方式切出试料后，使用金刚石研磨糊剂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，进而用3vol.％的硝酸乙醇蚀刻而使组织显现。在加速电压为15kv的条件下，使用sem(scanning electron microscope；扫描电子显微镜)以5000倍的倍率在17μm
×
23μm的视野范围内进行3个视野观察。对所得到的组织图像，使用adobe systems公司的adobe photoshop计算3个视野的各构成组织(铁素体、贝氏体铁素体、回火马氏体)的面积除以测定面积得到的面积率，对其值取平均而求出作为各组织的面积率。
[0396]
残余奥氏体的体积率的测定方法如下。在将钢板在板厚方向(深度方向)上机械研削至板厚的1/4后，进行使用草酸的化学研磨而形成观察面。通过x射线衍射法来观察该观察面。作为入射x射线使用mo的kα线源，求出fcc铁(奥氏体)的(200)、(220)、(311)各面的衍射强度相对bcc铁的(200)、(211)、(220)各面的衍射强度之比，将该比值设为残余奥氏体的体积率。
[0397]
其他钢板的组织(余量组织)由sem观察确认、判定。
[0398]
钢板的板厚1/4位置处的si浓度t
si
及mn浓度t
mn
通过场发射型电子探针显微分析仪(fe-epma：field emission-electron probe micro analyzer)，在钢板的板厚1/4位置处任意进行10个点的电子束直径为1μm的点分析并对其取平均来求出。另外，自钢板表面起在板厚方向上为15.0μm以内的区域中的si浓度使用场发射型电子探针显微分析仪，以0.1μm的电子束直径从钢板表面起在板厚方向上进行线分析，得到自钢板表面起在板厚方向上为0～15.0μm中的si浓度的浓度分布。在此，将该浓度分布中的最小si浓度设为上述浓度l
si
。另外，自钢板表面起在板厚方向上为15.0μm以内的区域中的mn浓度也使用场发射型电子探针显微分析仪，以0.1μm的电子束直径从钢板表面起在板厚方向上进行线分析，得到自钢板表面起在板厚方向上为0～15.0μm中的mn浓度的浓度分布。在此，将该浓度分布中的最小mn浓度设为上述浓度l
mn
。需要说明的是，此处所称的si浓度、mn浓度、l
si
、t
si
、l
mn
及t
mn
的单位为质量％。另外，本发明中的场发射型电子探针显微分析仪的si浓度及mn浓度的测定选择10个在进行测定的位置没有粒状物的部位来实施，将其平均值分别设为si浓度及mn浓度。
[0399]
另外，通过对钢板的截面(l截面)进行sem观察和能量分散型x射线分析(edx)，从而确定在自钢板表面起在板厚方向上为15.0μm以内的区域中的氧化物的种类，测定包含si及/或mn的氧化物的晶粒的平均粒径。晶粒的平均粒径是在钢板的截面(l截面)中，针对与钢板表面平行的方向通过切片法测定并求出的粒径长度的平均值。
[0400]
另外，软质层的测定方法如下。在通过湿式研磨使与钢板的轧制方向平行的板厚截面(l截面：与轧制方向平行且与钢板表面垂直的截面)平滑化后，使用维氏硬度计，从自钢板表面起在板厚方向上为1μm的位置到板厚方向100μm的位置为止，以10gf载荷、1μm间隔
进行测定。然后，到板厚中心为止以20μm间隔进行测定。将硬度与板厚1/4位置处的硬度相比减少至65％以下的区域定义为软质层，将该区域的板厚方向的厚度定义为软质层的厚度。
[0401]
另外，钢板中包含的扩散性氢量的测定方法如下。在冷轧钢板的情况下，采集长度为30mm、宽度为5mm的试验片。在钢板表面具有熔融镀锌层或合金化熔融镀锌层的钢板的情况下，采集长度为30mm、宽度为5mm的试验片，并对熔融镀锌层或合金化熔融镀锌层进行碱去除。然后，通过升温脱离分析法测定从试验片释放的氢量。具体来说，在以升温速度200℃/h从室温连续加热至300℃后，冷却至室温，测定从室温至210℃为止从试验片释放的累积氢量，作为钢板中的扩散性氢量。
[0402]
＜拉伸特性＞
[0403]
拉伸试验基于jis z 2241进行。从所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集jis5号试验片。使用该试验片以十字头速度为10mm/min的条件进行拉伸试验，测定ys、ts及总伸长率(el)。需要说明的是，在本发明中，将ts为1180mpa以上、ys及el满足下述的情况判断为合格。
[0404]
1180mpa≤ts＜1320mpa的情况下，700mpa≤ys，且13％≤el
[0405]
1320mpa≤ts＜1470mpa的情况下，850mpa≤ys，且11％≤el
[0406]
1470mpa≤ts的情况下，1000mpa≤ys，且9％≤el
[0407]
＜拉伸凸缘性(扩孔性)＞
[0408]
拉伸凸缘性(扩孔性)通过扩孔试验评价。扩孔试验基于jis z2256进行。从所得到的钢板通过剪切采集100mm
×
100mm的样品。在该样品上以12.5％的间隙冲裁直径10mm的孔。在使用内径75mm的冲模以9吨(88.26kn)的防皱压力按压孔周围的状态下，将顶角为60
°
的圆锥冲头压入孔中，测定裂纹发生极限时的孔直径。基于下式求出极限扩孔率：λ(％)，并根据该极限扩孔率的值评价扩孔性。
[0409]
λ(％)＝{(d
f-d0)/d0}
×
100
[0410]
需要说明的是，在上式中，df是裂纹发生时的孔径(mm)，d0是初始孔径(mm)。在本发明中，将λ为20％以上的情况判断为拉伸凸缘性良好。
[0411]
＜耐lme特性＞
[0412]
耐lme特性通过电阻焊开裂试验来判断。将与所得到的钢板的轧制方向垂直的方向设为长边，使用1张切断为30mm
×
100mm的试验片和另1张980mpa级的熔融镀锌钢板，通过对二者实施电阻焊(点焊)来制作部件。对于在焊接机上重叠2张钢板而成的板组，使用安装于焊枪的伺服马达加压式的单相交流(50hz)的电阻焊接机，在使板组倾斜5
°
的状态下实施电阻点焊。就焊接条件而言，将加压力设为3.8kn、将保持时间设为0.2秒。另外，将焊接电流设为5.7～6.2ka、将通电时间设为21个循环、将保持时间设为5个循环。焊接后，将试验片切为两半，用光学显微镜观察截面，将未发现0.02mm以上裂纹的情况设为lme开裂性非常良好(
◎
)，将虽然发生裂纹但裂纹为0.02mm以上且低于0.1mm以上的情况设为lme开裂性良好(
○
)，将发现0.1mm以上裂纹的情况设为lme开裂性不良(
×
)。
[0413]
＜耐延迟断裂特性＞
[0414]
耐延迟断裂特性利用使用了负载应力的v弯曲加工样品的。盐酸浸渍试验来判断。利用剪切采集厚度1.4mm
×
宽度30mm
×
长度110mm的试验片，对该试验片实施以宽度中央且
距长度端部17.5mm的位置为中心的φ15mm的开孔加工。剪切条件为：具有压板，剪切倾角为0.5
°
，剪切间隙为15％，剪切刀具为使用了1000次以上的刀具。然后，对该试验片在弯曲半径(r)除以板厚(t)而得的r/t＝5.0的条件下实施90
°
v弯曲加工，以使得v弯曲顶点的应力成为该材料的ys
±
50mpa的方式对穿设于φ15mm孔的螺栓的紧固量进行调节。将所得负载了应力的v弯曲加工样品浸渍于盐酸，对开裂的有无进行判断。浸渍条件设为将浸渍溶液以ph＝3的盐酸进行恒定管理，将液温设为25℃，将浸渍时间设为96小时。需要说明的，本发明中，作为耐延迟断裂特性的良否判断，在盐酸浸渍试验后，在为发生1mm以上的开裂的情况下，评价为良好(〇)，将发生了1mm以上的开裂的情况下评价为不良(
×
)。将结果示于表5。
[0415]
[表5]
[0416][0417]
如表5所示，本发明例的钢板的ts为1180mpa以上，屈服应力(ys)高并具有优异的延展性、拉伸凸缘性(扩孔性)、疲劳特性及耐lme特性。另一方面，对于比较例的钢板而言，
上述特性中的至少1者劣于本发明例。
[0418]
[实施例4]
[0419]
对基于实施例3的表4的制造条件no.77(本发明例)进行了镀锌处理的镀锌钢板进行冲压成型，制造本发明例的部件。此外，通过点焊将基于实施例1的表2的制造条件no.77(本发明例)进行了镀锌处理的镀锌钢板、与基于实施例1的表2的制造条件no.80(本发明例)进行了镀锌处理的镀锌钢板接合，制造本发明例的部件。这些本发明例的部件的上述耐lme开裂性优异,评价为
“◎”
、且耐延迟断裂特性开裂性也优异，评价为“〇”。另外，上述本发明例的部件的拉伸强度(ts)为1180mpa以上，屈服应力(ys)高、并具有优异的延展性、拉伸凸缘性(扩孔性)。因此可知，这些部件适用于汽车部件等。