高強度鋼板、高強度熱鍍鋅鋼板、高強度熱鍍鋁鋼板和高強度電鍍鋅鋼板、以及它們的制造方法與流程

本發明涉及高強度鋼板、高強度熱鍍鋅鋼板、高強度熱鍍鋁鋼板和高強度電鍍鋅鋼板、以及它們的制造方法，特別是目的在于得到適合作為汽車、電氣等產業領域中使用的構件的、成形性優良并且具有高屈服比的鋼板。

背景技術：

近年來，從地球環境的保全的觀點出發，汽車的燃料效率的提高成為重要的課題。因此，想要通過車身材料的高強度化來實現薄壁化從而使車身本身輕量化的動態變得活躍。

但是，通常，鋼板的高強度化導致成形性的降低，因此，若要實現高強度化，則鋼板的成形性降低，產生成形時的裂紋等問題。因此，無法單純地實現鋼板的薄壁化。因此，期望開發出兼具高強度和高成形性的材料。此外，對于拉伸強度(ts)為590mpa以上的鋼板，特別是在該高成形性的基礎上要求碰撞吸收能量大的特性。為了提高碰撞吸收能量特性，提高屈服比(yr)是有效的。這是因為，屈服比高時，能夠使鋼板以低變形量高效地吸收碰撞能量。

例如，在專利文獻1中提出了拉伸強度為1000mpa以上且總伸長率(el)為30％以上的、利用了殘余奧氏體的加工誘發相變的具有極高延展性的高強度鋼板。

另外，在專利文獻2中提出了一種高強度鋼板，其使用高mn鋼，實施鐵素體和奧氏體的雙相區的熱處理，由此使強度與延展性的平衡優良。

此外，在專利文獻3中提出了一種高強度鋼板，其利用高mn鋼、使熱軋后的組織為包含貝氏體、馬氏體的組織，進一步通過實施退火和回火而形成微細的殘余奧氏體后，形成包含回火貝氏體或回火馬氏體的組織，由此改善了局部延展性。

現有技術文獻

專利文獻

專利文獻1：日本特開昭61-157625號公報

專利文獻2：日本特開平1-259120號公報

專利文獻3：日本特開2003-138345號公報

技術實現要素：

發明所要解決的問題

在此，專利文獻1中記載的鋼板通過將以c、si和mn作為基本成分的鋼板奧氏體化后進行淬火至貝氏體相變溫度范圍并等溫保持的、所謂奧氏體回火處理來制造。并且，在實施該奧氏體回火處理時，通過c向奧氏體的富集而生成殘余奧氏體。

但是，為了得到大量的殘余奧氏體，需要超過0.3％的大量的c，但在超過0.3％的c濃度下，點焊性的下降顯著，作為汽車用鋼板難以實用化。

此外，專利文獻1中記載的鋼板以提高延展性為主要目的，對于擴孔性、彎曲性、屈服比沒有考慮。

另外，在專利文獻2、3中，從成形性的觀點出發對鋼板的延展性的提高進行了說明，但對于其彎曲性、屈服比并沒有考慮。

本發明是著眼于上述問題而完成的，其目的在于提供具有590mpa以上的ts并且yr為68％以上的成形性優良的高強度鋼板、高強度熱鍍鋅鋼板、高強度熱鍍鋁鋼板和高強度電鍍鋅鋼板、以及它們的制造方法。

用于解決問題的方法

本發明人為了實現上述課題并制造成形性優良并且具有高屈服比和拉伸強度的高強度鋼板，從鋼板的成分組成和制造方法的觀點出發反復進行了深入研究。結果獲知，通過適當地調節鋼的成分組成和組織，能夠制造延展性等成形性優良的高屈服比型的高強度鋼板。

即，將鋼成分設定為mn：2.60質量％以上且4.20質量％以下的范圍，適當調節ti等其他合金元素的添加量后，實施熱軋而制成熱軋板。接著，將該熱軋板通過酸洗除去氧化皮后，在ac1相變點+20℃以上且ac1相變點+120℃以下的溫度范圍內保持600秒以上且21600秒以下，進一步以30％以上的壓下率進行冷軋，從而制成冷軋板。進一步將該冷軋板在ac1相變點以上且ac1相變點+100℃以下的溫度范圍內保持20～900秒，然后進行冷卻。

通過經過上述工序，上述冷軋板形成以面積率計具有35％以上且80％以下的多邊形鐵素體、5％以上的未再結晶鐵素體、5％以上且25％以下的馬氏體、并且上述多邊形鐵素體的平均結晶粒徑為6μm以下、上述馬氏體的平均結晶粒徑為3μm以下、上述殘余奧氏體的平均結晶粒徑為3μm以下的組織。此外，上述冷軋板中，將上述殘余奧氏體中的mn量(質量％)除以上述多邊形鐵素體中的mn量(質量％)而得到的值控制為2.0以上，能夠確保8％以上的利用mn穩定化的殘余奧氏體。

本發明是基于上述見解而完成的。

即，本發明的主旨構成如下所述。

1.一種高強度鋼板，其中，

成分組成以質量％計含有c：0.030％以上且0.250％以下、si：0.01％以上且3.00％以下、mn：2.60％以上且4.20％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％以下和ti：0.005％以上且0.200％以下、余量由fe和不可避免的雜質構成，

鋼組織以面積率計多邊形鐵素體為35％以上且80％以下、未再結晶鐵素體為5％以上以及馬氏體為5％以上且25％以下，以體積率計殘余奧氏體為8％以上，

并且，上述多邊形鐵素體的平均結晶粒徑為6μm以下，上述馬氏體的平均結晶粒徑為3μm以下，上述殘余奧氏體的平均結晶粒徑為3μm以下，上述殘余奧氏體中的mn量(質量％)除以上述多邊形鐵素體中的mn量(質量％)而得到的值為2.0以上。

2.如上述1所述的高強度鋼板，其中，進一步以質量％計含有選自al：0.01％以上且2.00％以下、nb：0.005％以上且0.200％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、v：0.005％以上且0.500％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0.010％以下、ca：0.0005％以上且0.0050％以下、mg：0.0005％以上且0.0050％以下和rem：0.0005％以上且0.0050％以下中的至少一種元素。

3.如上述1或2所述的高強度鋼板，其中，上述殘余奧氏體中的c量以與上述殘余奧氏體中的mn量的關系滿足下式，

0.09×[mn量]-0.026-0.150≤[c量]≤0.09×[mn量]-0.026+0.150

[c量]：殘余奧氏體中的c量(質量％)

[mn量]：殘余奧氏體中的mn量(質量％)。

4.如上述1～3中任一項所述的高強度鋼板，其中，賦予以伸長率值計為10％的拉伸加工后的殘余奧氏體的體積率除以該拉伸加工前的殘余奧氏體體積率而得到的值為0.3以上。

5.一種高強度熱鍍鋅鋼板，其是上述1～4中任一項所述的高強度鋼板進一步具備熱鍍鋅層。

6.一種高強度熱鍍鋁鋼板，其是上述1～4中任一項所述的高強度鋼板進一步具備熱鍍鋁層。

7.一種高強度電鍍鋅鋼板，其是上述1～4中任一項所述的高強度鋼板進一步具備電鍍鋅層。

8.一種高強度鋼板的制造方法，其為上述1～4中任一項所述的高強度鋼板的制造方法，其中，

將具有上述1或2所述的成分組成的鋼坯加熱至1100℃以上且1300℃以下，在750℃以上且1000℃以下的精軋出口側溫度下進行熱軋，在300℃以上且750℃以下進行卷取，接著，通過酸洗除去氧化皮，在ac1相變點+20℃以上且ac1相變點+120℃以下的溫度范圍內保持600秒以上且21600秒以下，以30％以上的壓下率進行冷軋，然后，在ac1相變點以上且ac1相變點+100℃以下的溫度范圍內保持20秒以上且900秒以下，進行冷卻。

9.一種高強度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其為上述5所述的高強度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其中，

將具有上述1或2所述的成分組成的鋼坯加熱至1100℃以上且1300℃以下，在750℃以上且1000℃以下的精軋出口側溫度下進行熱軋，在300℃以上且750℃以下進行卷取，接著，通過酸洗除去氧化皮，在ac1相變點+20℃以上且ac1相變點+120℃以下的溫度范圍內保持600秒以上且21600秒以下，以30％以上的壓下率進行冷軋，然后，在ac1相變點以上且ac1相變點+100℃以下的溫度范圍內保持20秒以上且900秒以下，進行冷卻，接著，實施鍍鋅處理、或者實施鍍鋅處理后進一步在450℃以上且600℃以下實施合金化處理。

10.一種高強度熱鍍鋁鋼板的制造方法，其為上述6所述的高強度熱鍍鋁鋼板的制造方法，其中，

將具有上述1或2所述的成分組成的鋼坯加熱至1100℃以上且1300℃以下，在750℃以上且1000℃以下的精軋出口側溫度下進行熱軋，在300℃以上且750℃以下進行卷取，接著，通過酸洗除去氧化皮，在ac1相變點+20℃以上且ac1相變點+120℃以下的溫度范圍內保持600秒以上且21600秒以下，以30％以上的壓下率進行冷軋，然后，在ac1相變點以上且ac1相變點+100℃以下的溫度范圍內保持20秒以上且900秒以下，進行冷卻，接著，實施熱鍍鋁處理。

11.一種高強度電鍍鋅鋼板的制造方法，其為上述7所述的高強度電鍍鋅鋼板的制造方法，其中，

將具有上述1或2所述的成分組成的鋼坯加熱至1100℃以上且1300℃以下，在750℃以上且1000℃以下的精軋出口側溫度下進行熱軋，在300℃以上且750℃以下進行卷取，接著，通過酸洗除去氧化皮，在ac1相變點+20℃以上且ac1相變點+120℃以下的溫度范圍內保持600秒以上且21600秒以下，以30％以上的壓下率進行冷軋，然后，在ac1相變點以上且ac1相變點+100℃以下的溫度范圍內保持20秒以上900秒以下，進行冷卻，接著，實施電鍍鋅處理。

發明效果

根據本發明，可以得到具有590mpa以上的ts且yr為68％以上的成形性優良的高屈服比型的高強度鋼板。通過將本發明的高強度鋼板應用于例如汽車結構構件中，能夠實現由車身輕量化帶來的燃料效率改善，產業上的利用價值極大。

附圖說明

圖1是示出拉伸加工的加工度與殘余奧氏體量的關系的圖。

圖2是示出賦予以伸長率值計為10％的拉伸加工時的殘余奧氏體的殘留的體積率除以加工前的殘余奧氏體體積率而得到的值與鋼板的伸長率的關系的圖。

具體實施方式

以下，對本發明具體地進行說明。

首先，對本發明中將鋼的成分組成限定為本發明的范圍的理由進行說明。需要說明的是，以下的鋼、板坯的成分組成所涉及的％表示是指質量％。另外，鋼、板坯的成分組成的余量為fe和不可避免的雜質。

c：0.030％以上且0.250％以下

c是用于生成馬氏體等低溫相變相而使強度升高的必要元素。另外，c也是對于提高殘余奧氏體的穩定性、提高鋼的延展性有效的元素。c量低于0.030％時，難以確保期望的馬氏體的面積率，不能得到期望的強度。另外，難以確保充分的殘余奧氏體的體積率，不能得到良好的延展性。另一方面，使c超過0.250％而過量添加時，硬質的馬氏體的面積率變得過大，馬氏體的晶界處的微孔增加，在彎曲試驗和擴孔試驗時裂紋的傳播容易發展，彎曲性、延伸凸緣性降低。另外，c的過量添加使得焊接部和熱影響區的硬化顯著、使得焊接部的機械特性降低，因此，點焊性、電弧焊接性等劣化。從這些觀點出發，c量設定為0.030％以上且0.250％以下的范圍。優選為0.080％以上且0.200％以下的范圍。

si：0.01％以上且3.00％以下

si是使鐵素體的加工硬化能力提高、因此對于確保良好的延展性有效的元素。si量低于0.01％時，其添加效果差，因此，將下限設定為0.01％。另一方面，超過3.00％的si的過量添加不僅會引起鋼的脆化，而且還會引起因產生紅色氧化皮等而導致的表面性狀的劣化。因此，si量設定為0.01％以上且3.00％以下的范圍。優選為0.20％以上且2.00％以下的范圍。

mn：2.60％以上且4.20％以下

mn在本發明中是極其重要的元素。mn是使殘余奧氏體穩定化的元素，對于確保良好的延展性是有效的。此外，mn也是能夠通過固溶強化而使得鋼的ts升高的元素。這樣的效果在鋼的mn量為2.60％以上時觀察到。另一方面，mn量超過4.20％的過量添加導致成本上升。從這樣的觀點出發，mn量設定為2.60％以上且4.20％以下的范圍。優選為3.00％以上且4.20％以下的范圍。

p：0.001％以上且0.100％以下

p是具有固溶強化的作用、可以根據期望的ts進行添加的元素。另外，p也是促進鐵素體相變、對于鋼板的復合組織化有效的元素。為了得到這樣的效果，需要將鋼板中的p量設定為0.001％以上。另一方面，p量超過0.100％時，導致焊接性的劣化，并且在將鋅鍍層進行合金化處理的情況下使得合金化速度降低而損害鋅鍍層的品質。因此，p量設定為0.001％以上且0.100％以下、優選為0.005％以上且0.050％以下的范圍。

s：0.0001％以上且0.0200％以下

s在晶界發生偏析而在熱加工時使鋼脆化，并且以硫化物的形式存在而使得鋼板的局部變形能力降低。因此，s量設定為0.0200％以下，優選設定為0.0100％以下，更優選設定為0.0050％以下。但是，從生產技術上的制約考慮，s量設定為0.0001％以上。因此，s量設定為0.0001％以上且0.0200％以下的范圍。優選為0.0001％以上且0.0100％以下，更優選為0.0001％以上且0.0050％以下的范圍。

n：0.0005％以上且0.0100％以下

n是使鋼的耐時效性劣化的元素。特別是，n量超過0.0100％時，耐時效性的劣化變得顯著。因此，n量越少越優選，但從生產技術上的制約考慮，n量設定為0.0005％以上。因此，n量設定為0.0005％以上且0.0100％以下、優選為0.0010％以上且0.0070％以下的范圍。

ti：0.005％以上且0.200％以下

ti在本發明中是極其重要的添加元素。ti對于鋼的析出強化是有效的，并且能夠確保期望的未再結晶鐵素體的面積率，有助于鋼板的高屈服比化。除此以外，通過活用比較硬質的未再結晶鐵素體，能夠降低與硬質第二相(馬氏體或殘余奧氏體)的硬度差，也有助于延伸凸緣性的提高。另外，這些效果通過添加0.005％以上的ti量而得到。另一方面，鋼板中的ti量超過0.200％時，硬質的馬氏體的面積率變得過大，馬氏體的晶界處的微孔增加，在彎曲試驗和擴孔試驗時裂紋的傳播容易發展，鋼板的彎曲性、延伸凸緣性降低。

因此，ti的添加中，將其量設定為0.005％以上且0.200％以下的范圍。優選為0.010％以上且0.100％以下。

含有選自al：0.01％以上且2.00％以下、nb：0.005％以上且0.200％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、v：0.005％以上且0.500％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0.010％以下、ca：0.0005％以上且0.0050％以下、mg：0.0005％以上且0.0050％以下和rem：0.0005％以上且0.0050％以下中的至少一種元素

al是使得鐵素體與奧氏體的雙相區擴大、對于退火溫度依賴性的降低、即材質穩定性有效的元素。另外，al也是作為脫氧劑發揮作用、對于鋼的潔凈度維持有效的元素。但是，al量低于0.01％時，其添加效果差，因此，將下限設定為0.01％。另一方面，超過2.00％的大量添加使得連鑄時的鋼片裂紋產生的危險性增高，使得制造性降低。從這樣的觀點出發，添加時的al量設定為0.01％以上且2.00％以下的范圍。優選為0.20％以上且1.20％以下的范圍。

nb對于鋼的析出強化是有效的，其添加效果在0.005％以上時得到。另外，與ti添加的效果同樣，能夠確保期望的未再結晶鐵素體的面積率，有助于鋼板的高屈服比化。除此以外，通過活用比較硬質的未再結晶鐵素體，能夠降低與硬質第二相(馬氏體或殘余奧氏體)的硬度差，也有助于提高延伸凸緣性。另一方面，nb量超過0.200％時，硬質的馬氏體的面積率變得過大，馬氏體的晶界處的微孔增加，在彎曲試驗和擴孔試驗時裂紋的傳播容易發展。其結果是，鋼板的彎曲性、延伸凸緣性降低。另外，還導致成本上升。因此，在添加nb的情況下，設定為0.005％以上且0.200％以下的范圍。優選為0.010％以上且0.100％以下的范圍。

b具有抑制鐵素體從奧氏體晶界的生成和生長的作用，能夠進行隨機應變的組織控制，因此，可以根據需要添加。其添加效果在0.0003％以上時得到。另一方面，b量超過0.0050％時，鋼板的成形性降低。因此，在添加b的情況下，設定為0.0003％以上且0.0050％以下的范圍。優選為0.0005％以上且0.0030％以下的范圍。

ni是使殘余奧氏體穩定化的元素，對于確保良好的延展性是有效的，并且是通過固溶強化使鋼的ts升高的元素。其添加效果在0.005％以上時得到。另一方面，添加超過1.000％時，硬質的馬氏體的面積率變得過大，馬氏體的晶界處的微孔增加，在彎曲試驗和擴孔試驗時裂紋的傳播容易發展。其結果是，鋼板的彎曲性、延伸凸緣性降低。另外，還導致成本上升。因此，在添加ni的情況下，設定為0.005％以上且1.000％以下的范圍。

cr、v和mo具有提高ts與延展性的平衡的作用，因此是可以根據需要添加的元素。其添加效果在cr：0.005％以上、v：0.005％以上和mo：0.005％％以上時得到。另一方面，分別地超過cr：1.000％、v：0.500％和mo：1.000％而過量添加時，硬質的馬氏體的面積率變得過大，馬氏體的晶界處的微孔增加，在彎曲試驗和擴孔試驗時裂紋的傳播容易發展。其結果是，鋼板的彎曲性、延伸凸緣性降低。另外，還導致成本上升。因此，在添加這些元素的情況下，分別設定為cr：0.005％以上且1.000％以下、v：0.005％以上且0.500％以下和mo：0.005％以上且1.000％以下的范圍。

cu是對于鋼的強化有效的元素，如果在本發明中規定的范圍內，則可以用于鋼的強化。其添加效果在0.005％以上時得到。另一方面，添加超過1.000％時，硬質的馬氏體的面積率變得過大，馬氏體的晶界處的微孔增加，在彎曲試驗和擴孔試驗時裂紋的傳播容易發展。其結果是，鋼板的彎曲性、延伸凸緣性降低。因此，在添加cu的情況下，設定為0.005％以上且1.000％以下的范圍。

從抑制因鋼板表面的氮化、氧化而生成的鋼板表層的約數十微米的厚度區域的脫碳的觀點出發，根據需要添加sn、sb。通過這樣抑制氮化、氧化，可防止鋼板表面的馬氏體的面積率減少，對于確保ts、材質穩定性有效。另一方面，超過0.200％而過量添加時，導致韌性的降低。因此，在添加sn、sb的情況下，分別設定為0.002％以上且0.200％以下的范圍。

ta與ti、nb同樣，生成合金碳化物、合金碳氮化物而有助于鋼的高強度化。此外認為，ta部分固溶于nb碳化物、nb碳氮化物中，生成(nb,ta)(c,n)這樣的復合析出物，由此具有有效地抑制析出物的粗大化、使得析出強化對提高鋼板的強度的貢獻穩定化的效果。因此，在本發明中，優選含有ta。在此，ta的添加效果通過使ta的含量為0.001％以上而得到。另一方面，即使過量添加ta，其添加效果也飽和，而且合金成本也增加。因此，在添加ta的情況下，設定為0.001％以上且0.010％以下的范圍。

ca、mg和rem是用于使硫化物的形狀球狀化、改善硫化物對擴孔性(延伸凸緣性)的不良影響的有效元素。為了得到該效果，需要分別添加0.0005％以上。另一方面，分別超過0.0050％的過量添加會引起夾雜物等的增加而引起鋼板的表面和內部缺陷等。因此，在添加ca、mg和rem的情況下，分別設定為0.0005％以上且0.0050％以下的范圍。

接著，對顯微組織進行說明。

多邊形鐵素體的面積率：35％以上且80％以下

為了確保充分的延展性，在本發明中，需要將多邊形鐵素體的面積率設定為35％以上。另一方面，為了確保590mpa以上的ts，需要將軟質的多邊形鐵素體的面積率抑制為80％以下。優選以面積率計為40％以上且75％以下的范圍。需要說明的是，本發明中的多邊形鐵素體是指比較軟質且富有延展性的鐵素體。

未再結晶鐵素體的面積率：5％以上

未再結晶鐵素體的面積率為5％以上在本發明中是極其重要的。在此，未再結晶鐵素體對于提高鋼板的強度是有效的，但會導致鋼板的延展性的顯著降低，因此，通常多使其減少。

但是，在本發明中，利用多邊形鐵素體和殘余奧氏體確保良好的延展性，進而積極地活用比較硬質的未再結晶鐵素體，由此，例如能夠在不需要以面積率計超過25％的大量的馬氏體的情況下確保期望的鋼板的ts。

此外，在本發明中，降低了多邊形鐵素體與馬氏體的異相界面量，因此，能夠提高鋼板的屈服強度(yp)、yr。

為了得到上述效果，需要將未再結晶鐵素體的面積率設定為5％以上。優選為8％以上。需要說明的是，本發明中的未再結晶鐵素體是指在晶粒內含有晶體取向差小于15°的應變的鐵素體，是與上述富有延展性的多邊形鐵素相比更硬質的鐵素體。

需要說明的是，在本發明中，未再結晶鐵素體的面積率的上限沒有特別限制，但由于存在鋼板的面內的材質各向異性增大的可能性，因此優選設定為約45％。

馬氏體的面積率：5％以上且25％以下

為了實現590mpa以上的ts，需要將馬氏體的面積率設定為5％以上。另一方面，為了確保良好的延展性，需要將馬氏體的面積率限制為25％以下。

在此，在本發明中，鐵素體(多邊形鐵素體和未再結晶鐵素體)和馬氏體的面積率可以如下所述求出。

即，將與鋼板的軋制方向平行的板厚斷面(l斷面)進行研磨后，利用3體積％硝酸乙醇溶液進行腐蝕，對于板厚1/4位置(自鋼板表面起在深度方向相當于板厚的1/4的位置)，利用sem(掃描型電子顯微鏡)以2000倍的倍率觀察約10個視野，得到組織圖像。使用該得到的組織圖像，利用mediacybernetics公司的image-pro算出10個視野的各組織(鐵素體、馬氏體)的面積率，將這些面積率進行平均，可以求出面積率。需要說明的是，在上述組織圖像中，多邊形鐵素體和未再結晶鐵素體呈灰色的組織(基底組織)，馬氏體呈白色的組織，由此進行識別。

另外，在本發明中，多邊形鐵素體和未再結晶鐵素體的面積率可以如下所述求出。

即，利用ebsd(electronbackscatterdiffraction；電子背散射衍射法)，對晶體取向差為2°以上且小于15°的小角度晶界和晶體取向差為15°以上的大角度晶界進行識別。然后，將在晶粒內包含小角度晶界的鐵素體作為未再結晶鐵素體，制作iq圖。接著，從制作出的iq圖中提取出10個視野，然后，分別求出小角度晶界和大角度晶界的面積，由此分別計算出多邊形鐵素體和未再結晶鐵素體的面積，求出10個視野的多邊形鐵素體和未再結晶鐵素體的面積率。然后，將這些面積率進行平均，求出上述多邊形鐵素體和未再結晶鐵素體的面積率。

殘余奧氏體的體積率：8％以上

在本發明中，為了確保充分的延展性，需要將殘余奧氏體的體積率設定為8％以上。優選為10％以上。

需要說明的是，在本發明中，殘余奧氏體的體積率的上限沒有特別限制，但對提高延展性的效果小的c、mn等的成分富集稀薄、不穩定的殘余奧氏體增加，因此，優選設定為約40％。

另外，殘余奧氏體的體積率通過將鋼板研磨至板厚方向的1/4面(自鋼板表面起在深度方向相當于板厚的1/4的面)并測定該板厚1/4面的衍射x射線強度來求出。入射x射線使用mokα射線，求出殘余奧氏體的{111}、{200}、{220}、{311}面的峰的積分強度的、相對于鐵素體的{110}、{200}、{211}面的峰的積分強度的12種全部組合的強度比，將它們的平均值作為殘余奧氏體的體積率。

多邊形鐵素體的平均結晶粒徑：6μm以下

多邊形鐵素體的晶粒的微細化有助于yp、ts的提高。因此，為了確保高yp和高yr和期望的ts，需要將多邊形鐵素體的平均結晶粒徑設定為6μm以下。優選設定為5μm以下。

需要說明的是，在本發明中，多邊形鐵素體的平均結晶粒徑的下限沒有特別限制，在工業上優選設定為約0.3μm。

馬氏體的平均結晶粒徑：3μm以下

馬氏體的晶粒的微細化有助于彎曲性和延伸凸緣性(擴孔性)的提高。因此，為了確保高彎曲性、高延伸凸緣性(高擴孔性)，需要將馬氏體的平均結晶粒徑抑制為3μm以下。優選為2.5μm以下。

需要說明的是，在本發明中，馬氏體的平均結晶粒徑的下限沒有特別限制，在工業上優選設定為約0.1μm。

殘余奧氏體的平均結晶粒徑：3μm以下

殘余奧氏體的晶粒的微細化有助于延展性的提高、彎曲性和延伸凸緣性(擴孔性)的提高。因此，為了確保良好的延展性、彎曲性、延伸凸緣性(擴孔性)，需要將殘余奧氏體的平均結晶粒徑設定為3μm以下。優選為2.5μm以下。

需要說明的是，在本發明中，殘余奧氏體的平均結晶粒徑的下限沒有特別限制，在工業上優選設定為約0.1μm。

另外，關于多邊形鐵素體、馬氏體和殘余奧氏體的平均結晶粒徑，利用上述image-pro求出多邊形鐵素體晶粒、馬氏體晶粒和殘余奧氏體晶粒各自的面積，計算出圓當量直徑，將這些值進行平均從而求出。需要說明的是，馬氏體和殘余奧氏體利用ebsd的相圖(phasemap)來識別。另外，在本發明中，求算上述平均結晶粒徑時，均對粒徑為0.01μm以上的晶粒進行測定。這是因為，粒徑小于0.01μm的晶粒對本發明沒有影響。

殘余奧氏體中的mn量(質量％)除以多邊形鐵素體中的mn量(質量％)而得到的值：2.0以上

將殘余奧氏體中的mn量(質量％)除以多邊形鐵素體中的mn量(質量％)而得到的值設定為2.0以上在本發明中是極其重要的。這是因為，為了確保良好的延展性，需要使富集有mn的穩定的殘余奧氏體增多。

需要說明的是，在本發明中，殘余奧氏體中的mn量(質量％)除以多邊形鐵素體中的mn量(質量％)而得到的值的上限沒有限制，但從確保延伸凸緣性的觀點出發，優選設定為約16.0。

另外，殘余奧氏體中的mn量(質量％)和多邊形鐵素體中的mn量(質量％)可以如下所述求出。

即，利用epma(electronprobemicroanalyzer；電子探針顯微分析儀)，對板厚1/4位置的軋制方向斷面的mn在各相中的分布狀態進行定量化。接著，對30個殘余奧氏體晶粒和30個鐵素體晶粒的mn量進行分析。然后，可以將根據該分析的結果求出的mn量進行平均，從而求出。

在此，本發明的顯微組織中，除了上述的多邊形鐵素體、馬氏體等以外，還有粒狀鐵素體、針狀鐵素體、貝氏體鐵素體、回火馬氏體、珠光體和滲碳體等在鋼鐵板中通常觀察到的碳化物(除珠光體中的滲碳體以外)。這些組織以面積率計為10％以下的范圍時，即使含有也不會損害本發明的效果。

另外，本發明人對于對鋼板施加沖壓成形、加工時的鋼板組織進行了深入調查。

其結果發現，存在：施加沖壓成形、加工時立即發生馬氏體相變的殘余奧氏體、和以殘余奧氏體的形式存在至加工量增大、最后發生馬氏體相變而產生trip現象的殘余奧氏體。然后查明了：加工量增大后發生馬氏體相變的殘余奧氏體多時，特別有效地得到良好的伸長率。

即，選擇各種伸長率良好的樣品和伸長率低的樣品，使拉伸加工的加工度從0％改變至20％來測定殘余奧氏體量，結果，在加工度與殘余奧氏體量之間觀察到如圖1所示的傾向。在此，加工度是指：使用以使拉伸方向為與鋼板的軋制方向成直角的方向的方式裁取樣品而得到的jis5號試驗片進行拉伸試驗，加工度為此時的伸長率。

如圖1所示可知，伸長率良好的試樣在提高加工度時的殘余奧氏體的減少的方式平緩。

因此，對ts為780mpa級、賦予以伸長率值計為10％的拉伸加工后的試樣的殘余奧氏體量進行測定，對于該值與加工前的殘余奧氏體量之比給鋼板的總伸長率帶來的影響進行了調查。將其結果示于圖2中。

如圖2所示可知，賦予以伸長率值計為10％的拉伸加工時的殘余奧氏體的殘留的體積率除以加工前的殘余奧氏體體積率而得到的值為0.3以上的范圍時，可以得到高伸長率，偏離該范圍時，伸長率低。

因此，在本發明中，優選使賦予以伸長率值計為10％的拉伸加工后的鋼中殘留的殘余奧氏體的體積率除以拉伸加工前的殘余奧氏體體積率而得到的值為0.3以上。這是因為，能夠確保加工量增大后發生馬氏體相變的殘余奧氏體。

需要說明的是，上述trip現象中，必須在沖壓成形、加工前存在有殘余奧氏體，但殘余奧氏體是在由鋼的組織中所含的成分元素決定的ms點(馬氏體相變開始點)低至約15℃以下的情況下殘留的相。

另外，對本發明中的賦予以伸長率值計為10％的拉伸加工的工序具體地進行說明時，使用以使拉伸方向為與鋼板的軋制方向成直角的方向的方式裁取樣品而得到的jis5號試驗片進行拉伸試驗，在其伸長率為10％時中斷試驗。

需要說明的是，殘余奧氏體的體積率可以通過已說明的方法求出。

此外，對滿足上述條件的試樣詳細地進行了調查，結果獲知，在殘余奧氏體中的c量與mn量的關系滿足下式的情況下，施加加工時會產生顯示高加工硬化能力的trip現象，顯示出更加良好的伸長率。

0.09×[mn量]-0.026-0.150≤[c量]≤0.09×[mn量]-0.026+0.150

[c量]：殘余奧氏體中的c量(質量％)

[mn量]：殘余奧氏體中的mn量(質量％)

通過滿足上述要件，能夠使作為提高延展性的主要因素的加工誘發相變(trip)現象斷續地表現至鋼板的加工最后階段為止，能夠實現所謂的穩定的殘余奧氏體的生成。

另外，殘余奧氏體中的c量(質量％)可以通過下述步驟來測定。

即，利用上述的epma，對板厚1/4位置處的軋制方向斷面的c在各相中的分布狀態進行定量化。接著，對30個殘余奧氏體晶粒的c量進行分析。然后，將根據該分析的結果求出的c量進行平均，從而求出。

需要說明的是，殘余奧氏體中的mn量(質量％)可以通過與上述殘余奧氏體中的c量相同的步驟來求出。

接著，對制造條件進行說明。

鋼坯的加熱溫度：1100℃以上且1300℃以下

在鋼坯(或簡稱為板坯)的加熱階段中存在的析出物在最終得到的鋼板內以粗大的析出物的形式存在，對強度沒有貢獻。因此，需要使鑄造時析出的ti、nb系析出物再溶解。

在此，鋼坯的加熱溫度低于1100℃時，碳化物的充分固溶是困難的，產生因軋制載荷的增大引起的熱軋時的故障產生的危險增大等問題。因此，鋼坯的加熱溫度需要設定為1100℃以上。

另外，從將板坯表層的氣泡、偏析等缺陷刮掉、減少鋼板表面的裂紋、凹凸從而實現平滑的鋼板表面的觀點出發，也需要將鋼坯的加熱溫度設定為1100℃以上。

另一方面，鋼坯的加熱溫度超過1300℃時，氧化皮損失隨著氧化量的增加而增大。因此，鋼坯的加熱溫度需要設定為1300℃以下。因此，鋼坯的加熱溫度需要設定為1100℃以上且1300℃以下。優選為1150℃以上且1250℃以下的范圍。

為了防止宏觀偏析，鋼坯優選通過連鑄法來制造，但也可以通過鑄錠法、薄板坯鑄造法等來制造。另外，在本發明中，可以應用制造鋼坯后、先冷卻至室溫、然后再次加熱的現有方法。此外，在本發明中，也可以沒有問題地應用不冷卻至室溫而以溫片的狀態裝入到加熱爐中、或者稍微進行保熱后直接進行軋制等的、直送軋制/直接軋制等節能工藝。另外，將鋼坯在通常的條件下利用粗軋制成薄板坯，但在使加熱溫度較低的情況下，從防止熱軋時的故障的觀點考慮，優選在精軋前使用板帶加熱器等對薄板坯進行加熱。

熱軋的精軋出口側溫度：750℃以上且1000℃以下

將加熱后的鋼坯通過粗軋和精軋進行熱軋，形成熱軋板。此時，精軋溫度超過1000℃時，氧化物(氧化皮)的生成量急劇增大，鋼基與氧化物的界面變粗，實施酸洗、冷軋后的鋼板的表面品質有劣化的傾向。另外，在酸洗后，在局部存在熱軋氧化皮的殘留等時，對鋼板的延展性、延伸凸緣性帶來不良影響。此外，結晶粒徑變得過度粗大，有時會在加工時產生沖壓品的表面粗糙。另一方面，精軋溫度低于750℃時，軋制載荷增大，奧氏體在未再結晶狀態下的壓下率增高。其結果是，在鋼板中異常的織構發達，最終產品的面內各向異性變得顯著，材質的均勻性(材質穩定性)受損，不僅如此，鋼板的延展性本身也降低。

因此，本發明中，需要將熱軋的精軋出口側溫度設定為750℃以上且1000℃以下。優選為800℃以上且950℃以下的范圍。

熱軋后的平均卷取溫度：300℃以上且750℃以下

熱軋后的平均卷取溫度超過750℃時，熱軋板組織的鐵素體的結晶粒徑增大，難以確保最終退火板的期望的強度。另一方面，熱軋后的平均卷取溫度低于300℃時，熱軋板強度升高，冷軋中的軋制負荷增大、或者產生板形狀的不良，因此生產率降低。因此，熱軋后的平均卷取溫度需要設定為300℃以上且750℃以下。優選為400℃以上且650℃以下的范圍。

需要說明的是，在本發明中，熱軋時，可以將粗軋板彼此接合而連續地進行精軋。另外，先對粗軋板進行卷取也沒有關系。此外，為了降低熱軋時的軋制載荷，可以將精軋的一部分或全部設定為潤滑軋制。從鋼板形狀的均勻化、材質的均勻化的觀點，進行潤滑軋制也是有效的。需要說明的是，潤滑軋制時的摩擦系數優選設定為0.10以上且0.25以下。

對經過上述工序制造的熱軋板進行酸洗。酸洗能夠除去鋼板表面的氧化物，因此，對于確保最終產品的高強度鋼板的良好的化學轉化處理性、鍍層品質是重要的。另外，酸洗可以進行一次，也可以分成多次進行。

熱軋板退火(熱處理)：在ac1相變點+20℃以上且ac1相變點+120℃以下的溫度范圍內保持600秒以上且21600秒以下

在ac1相變點+20℃以上且ac1相變點+120℃以下的溫度范圍內保持600秒以上且21600秒以下在本發明中是極其重要的。

熱軋板退火的退火溫度低于ac1相變點+20℃或超過ac1相變點+120℃時、另外保持時間少于600秒時，均會使mn向奧氏體中的富集不進行，在最終退火后難以確保充分的殘余奧氏體的體積率，延展性降低。另一方面，保持超過21600秒時，mn向奧氏體中的富集飽和，對最終退火后的延展性的效力減小，不僅如此，還導致成本上升。

因此，本發明的熱軋板退火(熱處理)中，在ac1相變點+20℃以上且ac1相變點+120℃以下的溫度范圍內保持600秒以上且21600秒以下的時間。

需要說明的是，上述熱處理方法可以為連續退火、分批退火中的任意一種退火方法。另外，上述熱處理后，冷卻至室溫，但其冷卻方法和冷卻速度沒有特別規定，可以為分批退火中的爐冷、空冷和連續退火中的氣體噴射冷卻、噴霧冷卻和水冷等中的任一種冷卻。另外，酸洗可以按照常規方法進行。

冷軋的壓下率：30％以上

在本發明的冷軋中，將壓下率設定為30％以上。通過以30％以上的壓下率實施冷軋，在熱處理時微細地生成奧氏體。其結果是，可以在鋼板中得到微細的殘余奧氏體和馬氏體，強度-延展性平衡提高。另外，鋼板的彎曲性和延伸凸緣性(擴孔性)也提高。

需要說明的是，在本發明中，冷軋的壓下率的上限沒有特別限制，但從防止過度地施加冷軋的載荷的觀點出發，優選設定為約85％。

冷軋板退火(熱處理)：在ac1相變點以上且ac1相變點+100℃以下的溫度范圍內保持20～900秒

在ac1相變點以上且ac1相變點+100℃以下的溫度范圍內保持20～900秒在本發明中是極其重要的。冷軋板的退火溫度低于ac1相變點或超過ac1相變點+100℃時、另外保持時間少于20秒時，均會使mn向奧氏體中的富集不進行，難以確保充分的殘余奧氏體的體積率，延展性降低。另一方面，保持超過900秒時，未再結晶鐵素體的面積率降低，鐵素體與硬質第二相(馬氏體和殘余奧氏體)的異相界面量增加，yp降低，并且yr也降低。

實施熱鍍鋅處理

在本發明中，實施熱鍍鋅處理時，將上述的實施了冷軋板退火(熱處理)的鋼板浸漬于440℃以上且500℃以下的鍍鋅浴中，實施熱鍍鋅處理。然后，通過氣體擦拭等調節鋼板表面的鍍層附著量。需要說明的是，熱鍍鋅優選使用al量為0.10質量％以上且0.22質量％以下的鍍鋅浴。

進一步實施熱鍍鋅層的合金化處理時，可以在上述熱鍍鋅處理后在450℃以上且600℃以下的溫度范圍內實施鋅鍍層的合金化處理。在此，在超過600℃的溫度下進行合金化處理時，未相變奧氏體相變為珠光體，不能確保期望的殘余奧氏體的體積率，延展性降低。另一方面，合金化處理溫度低于450℃時，合金化不會進行，難以生成合金層。

因此，進行鋅鍍層的合金化處理時，在450℃以上且600℃以下的溫度范圍內實施處理。

其他的制造方法的條件沒有特別限定，從生產率的觀點出發，上述的退火、熱鍍鋅、鋅鍍層的合金化處理等一系列處理優選在作為熱鍍鋅線的cgl(continuousgalvanizingline)中進行。

另外，在實施熱鍍鋁處理時，將上述的實施了退火處理的鋼板浸漬于660～730℃的鍍鋁浴中，實施熱鍍鋁處理。然后，通過氣體擦拭等調節鍍層附著量。另外，具有鍍鋁浴溫度符合ac1相變點以上且ac1相變點+100℃以下的溫度范圍的組成的鋼板通過熱鍍鋁處理而進一步生成微細且穩定的殘余奧氏體，因此，能夠進一步提高延展性，因而優選。

此外，在本發明中，可以實施電鍍鋅處理。此時的電鍍鋅處理的條件沒有特別限定，優選以覆膜厚度為5μm～15μm的范圍的方式調節電鍍鋅處理的條件。

在此，在本發明中，可以以進行形狀矯正、表面粗糙度的調節等為目的，對上述“高強度鋼板”、“高強度熱鍍鋅鋼板”、“高強度熱鍍鋁鋼板”和“高強度電鍍鋅鋼板”進行表皮光軋。表皮光軋的壓下率優選為0.1％以上且2.0％以下的范圍。

表皮光軋的壓下率小于0.1％時，表皮光軋的效果小，也難以控制，因此，將0.1％作為適合范圍的下限。另一方面，表皮光軋的壓下率超過2.0％時，鋼板的生產率顯著降低，因此，將2.0％設定為適合范圍的上限。

需要說明的是，表皮光軋可以在線進行，也可以離線進行。另外，可以一次性進行目標壓下率的表皮光軋，也可以分成多次進行。

此外，依據本發明的“高強度鋼板”、“高強度熱鍍鋅鋼板”、“高強度熱鍍鋁鋼板”和“高強度電鍍鋅鋼板”也可以實施利用樹脂、油脂的涂覆等各種涂裝處理。

實施例

將具有表1所示的成分組成、余量由fe和不可避免的雜質構成的鋼在轉爐中進行熔煉，利用連鑄法制成板坯。將所得到的板坯在表2所示的條件下制成以下的各種鋼板。

即，熱軋后，在ac1相變點+20℃以上且ac1相變點+120℃以下進行退火，冷軋后，在ac1相變點以上且ac1相變點+100℃以下進行退火。然后，得到高強度冷軋鋼板(cr)，進一步實施鍍鋅處理，得到熱鍍鋅鋼板(gi)、合金化熱鍍鋅鋼板(ga)、熱鍍鋁鋼板(al)和電鍍鋅鋼板(eg)等。

需要說明的是，作為熱鍍鋅浴，在熱鍍鋅鋼板(gi)中使用含有0.19質量％的al的鋅浴，另外，在合金化熱鍍鋅鋼板(ga)中使用含有0.14質量％的al的鋅浴。另外，均將浴溫設定為465℃、鍍層附著量設定為每單面45g/m²(兩面鍍層)。此外，ga中，將鍍層中的fe濃度調節成9質量％以上且12質量％以下。熱鍍鋁鋼板用的熱鍍鋁浴的浴溫設定為700℃。

對于這樣得到的鋼板的斷面顯微組織、拉伸特性、擴孔性和彎曲性等分別進行調查，將其結果示于表3和4中。

ac1相變點利用以下的公式來求出。

ac1相變點(℃)

＝751-16×(％c)+11×(％si)-28×(％mn)-5.5×(％cu)-16×(％ni)+13×(％cr)+3.4×(％mo)

在此，(％c)、(％si)、(％mn)、(％ni)、(％cu)、(％cr)和(％mo)為各元素的鋼中含量(質量％)。

拉伸試驗中，使用以使拉伸方向為與鋼板的軋制方向成直角的方向的方式裁取樣品而得到的jis5號試驗片，依照jisz2241(2011年)來進行，測定yp、yr、ts和el。需要說明的是，yr是用yp除以ts并用百分率表示的值。另外，在本發明中，將yr≥68％且ts×el≥24000mpa·％的情況判斷為良好。另外，將在ts：590mpa級下為el≥34％、在ts：780mpa級下為el≥30％、在ts：980mpa級下為el≥24％的情況分別判斷為良好。需要說明的是，在本實施例中，ts：590mpa級是ts為590mpa以上且低于780mpa的鋼板，ts：780mpa級是ts為780mpa以上且低于980mpa的鋼板，ts：980mpa級是ts為980mpa以上且低于1180mpa的鋼板。

彎曲試驗基于jisz2248(1996年)的v形塊法來實施測定。對于彎曲部外側，利用實體顯微鏡判定裂紋的有無，將未產生裂紋的最小的彎曲半徑設定為極限彎曲半徑r。需要說明的是，在本發明中，將90°v彎曲中的極限彎曲滿足r/t≤1.5(t：鋼板的板厚)的情況判斷為鋼板的彎曲性良好。

關于擴孔性，依照jisz2256(2010年)來進行。將所得到的各鋼板切割為100mm×100mm后，以12％±1％的間隙沖裁出直徑10mm的孔。接著，在使用內徑75mm的沖模以9ton(88.26kn)的按壓力按壓的狀態下，將60°圓錐的沖頭壓入孔中，測定裂紋產生極限的孔直徑。然后，根據下述公式，求出極限擴孔率λ(％)，根據該極限擴孔率的值來評價擴孔性。

極限擴孔率λ(％)＝{(df-d0)/d0}×100

其中，df為裂紋產生時的孔徑(mm)、d0為初始孔徑(mm)。需要說明的是，在本發明中，將在ts：590mpa級下為λ≥30％、在ts：780mpa級下為λ≥25％、在ts：980mpa級下為λ≥20％的情況分別判斷為良好。

關于熱軋的通板性，在熱軋的精軋溫度低、奧氏體在未再結晶狀態下的壓下率增高或者成為在奧氏體和鐵素體的雙相區的軋制的情況等，擬制成軋制載荷的增大所導致的熱軋時的板形狀的不良等故障產生的危險增大的情況，將該情況判斷為不良。

另外，同樣地，關于冷軋的通板性，在熱軋的卷取溫度低、熱軋板的鋼組織以貝氏體、馬氏體等低溫相變相為主體的情況等，擬制成軋制載荷的增大所導致的冷軋時的板形狀的不良等故障產生的危險增大的情況，將該情況判斷為不良。

關于最終退火板的表面性狀，將無法將板坯表層的氣泡、偏析等缺陷刮掉、鋼板表面的裂紋、凹凸增大、無法得到平滑的鋼板表面的情況判斷為不良。另外，關于最終退火板的表面性狀，將氧化物(氧化皮)的生成量急劇增大、鋼基與氧化物的界面變粗、酸洗、冷軋后的表面品質劣化的情況或在酸洗后在局部存在熱軋氧化皮的殘留等的情況也判斷為不良。

關于生產率，對(1)產生熱軋板的形狀不良、(2)為了進入下一工序而需要熱軋板的形狀矯正時、(3)退火處理的保持時間長時等的生產周期成本進行評價。并且，將不符合(1)～(3)中任一項的情況判斷為“良好”，將符合(1)～(3)中的某一項的情況判斷為“不良”。

作為拉伸加工，求出賦予10％時的殘余奧氏體的殘留的體積率除以加工(10％賦予)前的殘余奧氏體體積率而得到的值。需要說明的是，殘余奧氏體體積率按照已說明的方法進行測定。

將測定結果一并記載于表3中。

按照已說明的方法測定殘余奧氏體中的c量(質量％)和殘余奧氏體中的mn量(質量％)。

將測定結果一并記載于表3中。

[表2]

下劃線部：表示在本發明范圍外。

*cr：冷軋鋼板(未鍍覆)、gi：熱鍍鋅鋼板(未進行鋅鍍層的合金化處理)、ga：合金化熱鍍鋅鋼板

al：熱鍍鋁鋼板、eg：電鍍鋅鋼板

[表4]

根據上述結果可知，根據本發明，均得到了具有590mpa以上的ts、并且yr為68％以上的成形性優良并且具有高屈服比的高強度鋼板。另一方面，在比較例中，yr、ts、el、λ和r/t中的至少一項特性較差。

產業上的可利用性

根據本發明，均能夠制造具有590mpa以上的ts并且yr為68％以上且ts×el≥24000mpa·％的成形性優良且具有高屈服比的高強度鋼板。通過將本發明的高強度鋼板應用于例如汽車結構構件中，能夠實現車身輕量化所帶來的燃料效率改善，產業上的利用價值極大。